JPH05279802A - ばね特性および加工部の疲労特性に優れたばね用ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】 （修正有） 【目的】 優れたばね特性を保持したまま成型加工部の
疲労特性に優れたステンレス鋼材料を得ること。 【構成】 重量％において, Ｃ：0.08％以下, Ｓi：3.0
％以下, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0〜10.0％, Ｃr：13.
0〜20.0％, Ｎ：0.06〜0.30％, Ｏ：0.007％以下を含
み, 場合によっては更に3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0
％のＣuを１種または２種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを
0.1〜1.0％の範囲でそれぞれ１種または２種を含み, か
つＭ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−
(14×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)
−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるように各成分が調整さ
れ, 残部がＦeおよび不可避的不純物からなるステンレ
ス鋼。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は，高強度と高いばね限界
値を必要とし且つ成形加工性が要求される部材に適合す
るステンレス鋼に関する。本発明のステンレス鋼は，曲
げ加工などの成形加工を必要とするばね部材であってか
つ加工部に繰返し変動応力が加わるばね部品，例えば自
動車やオートバイ等のエンジンを構成する金属ガスケッ
ト部材やオートフアスナー等に供される。

【０００２】

【従来の技術】従来より，ばね部品用のステンレス鋼素
材としては，冷間加工によって簡単に高強度が得られる
加工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼のSU
S301やSUS304，または加工硬化と析出硬化を併用したSU
S631等が広く使用されてきた。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】例えばオートフアスナ
ー, 自動車やオートバイ等のエンジンを構成する金属ガ
スケット部材などは成型加工を施した後で使用され，し
かも優れた疲労特性およびばね特性が要求される。かよ
うな成形加工品に対して繰返し変動応力が加わるばね部
品を前記のような従来のばね用ステンレス鋼素材を用い
て製造すると（これらの素材はいずれも結晶粒径が20μ
前後以上である)，成型加工のさいに加工部に肌荒れあ
るいはミクロクラックが発生し, ばね部品としての使用
中において加工部に繰り返し変動応力が加わると該肌荒
れあるいはミクロクラックから疲労クラックが発生し,
低い変動応力で破断に至ることがしばしばあった。この
ため従来材では成型加工Ｒ (曲率半径) を大きくした
り, 変動応力を小さくしたりすることで対応することを
余儀無くされた。このため部品形状が大きくなったり,
板厚の厚いものとなったりした。

【０００４】したがって本発明の目的は, このような成
型加工を施して使用されるばね部品において，本来のば
ね特性や成型加工性を保持したままでより成型加工部の
疲労特性に優れた材料を提供することにある。

【０００５】

【課題を解決するための手段】本発明によれば，重量％
において，Ｃ：0.08％以下, Ｓi：3.0％以下, Ｍn：4.0
％以下, Ｎi：4.0〜10.0％, Ｃr：13.0〜20.0％, Ｎ：
0.06〜0.30％, Ｏ：0.007％以下を含み，かつ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,
Ｃr,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび不可避的
に混入してくる不純物からなるばね特性および加工部の
疲労特性に優れたステンレス鋼, 並びに,この鋼に更に,
3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuを１種または２
種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを0.1〜1.0％の範囲でそれ
ぞれ１種または２種を含有させ，かつ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−
(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるように調整したばね特性
および加工部の疲労特性に優れたステンレス鋼を提供す
る。

【０００６】そして，該目的を達成する材料を工業的規
模で製造する方法として，前記のステンレス鋼を通常の
熱間圧延工程および冷間圧延工程を経たうえ焼鈍後に調
質圧延して鋼板とする方法であって，該調質圧延前焼鈍
の前における冷間圧延の圧延率を50％以上としたうえ，
調質圧延前焼鈍で結晶粒径が10μ以下の実質的にオース
テナイト相からなる微細粒組織とし，調質圧延において
圧延率を45％以上として60容積％以上のマルテンサイト
相を生成させることを特徴とするばね特性および加工部
の疲労特性に優れたステンレス鋼の製造方法を提供す
る。そのさい, 前記の調質圧延前焼鈍は700℃以上1000
℃以下の温度領域で行う。また調質圧延された鋼板は，
所望形状に成形加工後に300℃以上600℃以下の温度範囲
で10秒間以上の時効処理を施す。なお，前記ステンレス
鋼は好ましくは，Ｃ：0.03％超え〜0.08％, Ｓi：1.0〜
3.0％, Ｎ：0.06〜0.20％の範囲で含有させる。

【０００７】[発明の詳述]本発明者らは前記の目的を達
成すべく種々の試験研究を重ねてきたが，前記した成形
加工時のミクロクラックの発生は結晶粒径に依存してい
ることを知った。本発明はこの知見に基づき工業的規模
での連続焼鈍ラインにおいて微細結晶処理を適切に実現
した点に一つの特徴がある。すなわち, 冷間加工後の成
形加工性をできるだけ高めるために, 冷間加工によって
生ずるマルテンサイト相を適度な冷間加工で60容積％以
上生成するように成分をバランスさせ, 同時に時効処理
後にできるだけ高強度でかつ高いばね限界値が得られる
ように成分を考慮し，さらに微細結晶処理時に生成する
Ｃr炭化物の析出を避けるためＣを下げ, これによって
生ずる加工硬化の低下分をＮで補うと共に, Ｎ添加によ
る時効硬化と微細結晶処理による時効硬化度の上昇を有
効に活用するとともに, Ｓiの添加により, より高強度
が発現できるようにした。なお時効処理後さらに高強度
が要求される場合, 時効硬化元素としてＭo,Ｃuさらに
はＴi,Ｎb,Ｖを添加する。以下に先ず本発明鋼の成分範
囲の限定理由の概要を説明する。

【０００８】Ｃはオーステナイト生成元素で, 高温で生
成するδフエライトの抑制, 冷間加工で誘発されたマル
テンサイト相の強化に極めて有効であるが, 本発明鋼の
ごとく調質圧延後により良い成形加工性を得るためには
冷間加工による強化があまり著しいと, 成形加工性に劣
るようになる。また，あまりＣを高くすると調質前焼
鈍, あるいは時効処理条件によっては炭化物の析出を伴
うおそれがある。このためＣは0.08％以下とした。しか
し，あまり低すぎると加工硬化が小さくなり, 優れたば
ね特性が得られなくなる。従って, より好ましくはＣは
0.03％を超え0.08％以下とする。

【０００９】Ｓiは脱酸剤として有効であるが，さらに
冷間加工によるマルテンサイト相の誘発および強化する
うえで重要な元素であるとともに, 時効処理による強化
の上でも重要な元素である。しかし, あまり高くすると
δフエライトの生成を助長するとともに, 添加量の割り
にその効果が小さいのでその上限を3.0％とした。より
好ましくは1.0％以上で3.0％以下である。

【００１０】Ｍnは脱酸剤としても有効に働くがオース
テナイト相の安定度を支配する元素で, その活用は他の
元素とのバランスのもとに考慮される。本発明鋼では4.
0％までのＭn量での活用が図られる。ただ本発明鋼では
高強度でかつ成形加工性が重要視され, 特に成形加工性
が厳しいものではＭn量は0.5％未満とし, ＭnＳ等の介
在物の生成を極力避けることが好ましい。

【００１１】Ｃrは耐食性上必須の成分である。意図す
る耐食性および耐熱性を付与するためには，少なくとも
13％以上必要とする。しかしＣrはフエライト生成元素
であるため，高くしすぎると高温でδフエライトが多量
に生成してしまう。そこでδフエライト相抑制のために
オーステナイト生成元素 (Ｃ, Ｎ, Ｎi,Ｍnなど）をそ
れに見合った量で添加しなければならなくなるが, オー
ステナイト生成元素を多く添加すると室温でのオーステ
ナイト相が安定し，冷間加工あるいは時効処理後, 高強
度が得られなくなる。このようなことからＣrの上限は2
0％とした。

【００１２】Ｎiは高温および室温でオーステナイト相
を得るために必須の成分であるが,本発明の場合, 室温
で準安定オーステナイト相にしてより良好な成形性を得
るため, 低い冷間加工で適度なマルテンサイト相を誘発
させ, 高強度が得られるようにしなければならない。本
発明ではＮiを４％より低くすると高温で多量のδフエ
ライト相が生成し，かつ室温でオーステナイト相以外に
マルテンサイト相が生成しやすくなる。また10％を超え
ると冷間加工でマルテンサイト相が誘発されにくくな
る。このためＮi量は4.0〜10.0％とした。より好ましく
は5.0〜8.0％とする。さらに耐久性耐熱性の面からも4.
0％以上のＮiは必要であり, 10％を超えて添加してもそ
の効果は飽和状態となる。この面からもＮiは4.0〜10.0
％が好ましい。

【００１３】Ｍoは鋼のベース硬さを上昇させるととも
に時効処理後の硬さを上昇させ高強度を得る上で有効に
作用する。しかしフエライトフォーマーであるために多
量に添加するとδフエライト相を晶出させ, かえって強
度低下の要因となるのでその上限を3.0％とした。

【００１４】Ｃuは時効処理の際, Ｓiとの相互作用によ
り鋼を硬化させるものであるが，少ないとその効果は小
さく, 多すぎると熱間加工性を阻害し割れの要因とな
る。このためＣuの含有量は0.5〜3.0％とする。

【００１５】Ｔi,Ｎb,Ｖは時効処理後の硬さを上昇させ
る上で有効に作用する。この作用を発現させるためには
0.1％以上の添加を必要とする。しかし必要以上に添加
すると多量の非金属介在物を生成し, 疲労強度の低下,
表面清浄の悪化につながるのでそれぞれの上限を1.0％
とする。

【００１６】ＮはＣと同様にオーステナイト生成元素で
あると共に, オーステナイト相およびマルテンサイト相
を硬化するのに有効な元素である。またＣに比べ析出物
を形成しにくいため耐久性の面からも有効である。この
ためＣに変えてＮを少なくとも0.06％添加する。しかし
多量に添加するとブローホールの原因となるので0.30％
以下とする。より好ましくは0.06〜0.20％とする。

【００１７】Ｏは疲労強度の低下要因となる非金属介在
物を形成しやすく特にＯとの親和力の大きいＡl,Ｔiな
どを含有するときは顕著となる。このためＯは低いほど
好ましいが,0.007％以下であれば本来の目的は達成され
る。このためＯは0.007％以下とした。

【００１８】なおＳについては特に規制は設けないがＭ
nとの共存のもとにＭnＳを生成し，延性および曲げなど
の加工性の低下をもたらすので薄板で成形加工の厳しい
領域ではさらにＭnおよびＳは低いほど好ましい。

【００１９】Ｍ値：40以上について。 Ｃ, Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,ＣuおよびＮについて上記の
範囲で含有させるが，下記(1)式に従うＭ値が40以上と
なるように各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) この成分値の定数は, 本発明鋼の開発中に実験室的に確
認されたものである。このＭ値はオーステナイト安定度
の指標となるもので, 40未満の値では冷間圧延あるいは
時効処理後に高強度を得るためには, 室温で90％以上の
強加工を施す必要があり, 延性が低下するとともに60容
積％以上のマルテンサイト量を得ることが困難となり,
所望のばね限界値が得られなくなる。このためＭ値は40
以上とした。

【００２０】本発明鋼は以上の範囲に化学成分が調整さ
れるが, 前述以外に脱酸剤として添加されるＣaやREM,
熱間加工性改善に効果のあるＢ (0.01％以下) の他, 不
可避的に混入する不純物を含有することができる。

【００２１】上述の範囲に調整された本発明に従う鋼
は，その組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオース
テナイト組織を呈する。この鋼に50％を超える冷間圧延
を加え700〜1000℃の温度で調質前焼鈍を行うことによ
り均一な微細結晶組織を得ることができる。さらに調質
圧延を施すことにより, 目的とするばね特性に優れた成
型加工用ばね部品としての適材を得ることができる。

【００２２】従来鋼は一般的に結晶粒径は25μ前後のも
のであり, 調質圧延後の曲げ成形加工において, 後述の
実施例で示すように曲げ加工部において結晶粒界や加工
歪により発生したスリップバンド部分でミクロクラック
が発生し，成型加工ばね部品とした時の疲労強度を低下
させている。しかるに本発明の製造法によれば，調質圧
延後の曲げ成型加工によって肌荒れやミクロクラックの
発生は起こらず, 成型加工ばね部品とした時の疲労強度
が高いとともに，高い疲労限を示す。また調質圧延後に
おいて60容積％以上のマルテンサイト量とすることでよ
り高いばね特性を得ることができる。これは，まず調質
前焼鈍を行う前の冷間圧延において50％を超える減面率
を付与しておくことにより，後述の実施例で示すように
短時間の焼鈍で均一でかつ微細な結晶粒が得られ，そし
て調質前焼鈍状態での強度レベルを高めることで，適度
な調質圧延率で従来法と同等の特性が得られようにな
り，これによって，成形加工性に優れかつ表面肌荒れミ
クロクラックの発生のない成形品が得られるようにな
る。また調質圧延後の時効処理による強度上昇について
も，Ｎ, ＳiさらにはＭo,Ｃu,Ｔi,Ｎb,Ｖなどの添加と
前記の微細結晶処理によって従来法に比べ大きくなり，
時効処理後に同一強度を得んとすれば, 調質圧延後の強
度レベルは低くすることが可能で, 調質圧延ままの状態
でさらに成形加工性に優れたものを提供することができ
る。

【００２３】ここで特に調質圧延前焼鈍を700℃以上100
0℃以下としているが，これは700℃未満では微細結晶粒
を得るのに長時間を要し工業的でないこと，さらに1000
℃を越える温度では再結晶および粒成長が著しく10μ以
下の結晶粒を安定して得ることが難しいからである。ま
た調質圧延率は調質圧延前焼鈍後の強度レベル, オース
テナイト相の安定度などに支配されるが, 45％未満の圧
延率では目標のマルテンサイト量が得難いと共に十分な
ばね限界値が得られないので，該圧延率を45％以上とす
る。調質圧延率の上限はとくに限定しないが, 本発明鋼
では従来鋼よりも低い冷間圧延率で目標強度が達成され
ること，およびできるだけ成形加工性を保つためにその
上限は70％前後が適当である。

【００２４】さらにばね部品としての強度特性を一層発
現するために，所望のばね部品に成形加工したあとで時
効処理を施すが，その条件は300℃以上600℃以下の温度
範囲とする。この下限温度300℃はこれより低い温度で
は目標の強度レベルを得るのに長時間を要し経済的でな
いこと，上限温度を600℃とするのはこれより高温では
強度が上昇する以前に大幅な回復の進行が起こり, ばね
部品として要求される強度が得られないからである。時
効処理時間10秒以上とするのは，これより短時間では十
分な強度特性が得られないためである。なお時効処理時
間の上限は特に限定されないが, 製造コスト面から考え
ると１時間前後が好ましい。

【００２５】なお，本発明は微細結晶粒を得ることで高
強度でかつ成形加工性を必要とする部材，例えばオート
ファスナーや金属ガスケットなどでの加工部のミクロク
ラックの発生を防止し，その後の疲労寿命をも改善した
ものであるが，さらに調質圧延後のマルテンサイト量を
60容積％以上とすることで高いばね限界値を付与するこ
とができ，これによってばねの小型化が可能となる。す
なわち，本発明の目的の一つであるばね部品の小型化,
軽量化を達成するためには優れたばね特性が要求される
が, このばね特性の向上にはマルテンサイト相が主要な
役割を果しており, 所望のばね限界値を得るためには少
なくとも60容積％以上のマルテンサイト量を必要とす
る。

【００２６】このように適度な調質圧延率で高いばね限
界値と成形加工性を付与したところに本発明の特徴があ
るが，その冶金学的な内容は次のように要約することが
できる。すなわち，組織的には微細結晶粒化とマルテン
サイト量を適切に調節する点を基本とし，成分的には低
温あるいは短時間再結晶焼鈍中に生じる炭化物の析出防
止のために適度なＣ量とするとともにＣ低下に伴う強度
低下をＮ添加により補って高強度を得るとともに，微細
結晶化により低い調質圧延率でも微細かつ緻密にα^-相
を分布させ，さらにＮとＳiの添加により時効による強
度上昇を図り，またＳiとＣuの複合添加でさらに時効に
よる強度上昇を高めたものであり，これよってより低い
調質圧延率でも時効後高強度が得られ, よりばね特性に
優れたものを提供することを可能にした。

【００２７】なお，本発明法の実施にさいし，調質前焼
鈍は鋼帯を連続通板する連続焼鈍炉を用いて行なうこと
ができ，前述の焼鈍条件において再結粒径が10μ以下実
質的には１〜５μとなるような調質前焼鈍鋼帯を製造す
ることができる。また本発明鋼は溶体化処理状態で準安
定オーステナイト相を呈するように成分調整してあるの
で調質前焼鈍までの熱間圧延や冷間圧延工程は従来鋼と
同要領で製造することができる。ただし，安定した微細
結晶粒を得るためには調質前焼鈍を施す前の冷間圧延だ
けは45％を超える圧延率を採用する必要があることは前
述のとおりである。以下に実施例によって本発明の効果
を具体的に示す。

【００２８】

【実施例】表１に示す成分 (重量％) の本発明鋼 (Ｎ１
〜９），従来鋼（Ａ）および比較鋼（ａ，ｂ，ｃ）を通
常の大気溶解炉で溶製し，熱間圧延を施した後，冷延，
焼鈍，酸洗を行い, 最終調質圧延後の板厚を0.30mmとし
た。これを冷延ままのサンプルとして採取した。さらに
該鋼板に400℃で30分間の時効処理を施し，これを時効
処理後のサンプルとした。なお, 各鋼についての調質前
焼鈍の前の冷間圧延率, 調質前焼鈍条件, および調質圧
延率の詳細は表２に示した。

【００２９】採取した各サンプルについて引張試験を行
なうと共に，時効処理前の冷延ままのサンプルについて
は形成加工性の試験を，また時効処理後のサンプルにつ
いてはばね限界値の測定と疲労試験を行った。それらの
結果を表２中に併記した。また，表２中には調質前焼鈍
した状態での結晶粒径（μ）および調質圧延後のマルテ
ンサイト量（α^-量) も併せて示した。成形加工性試験
は図４に示す形状に試験片を成形加工したときの外側Ｒ
部と内側Ｒ部（Ｒ＝0.2)を観察し, ミクロクラックなし
(○印), 微細なミクロクラック有り (△印), 割れあ
り (×) で評価した。また疲労試験は，図４のＷビード
形状に成形加工した試験片に，最大応力100kg/mm²の荷
重を応力振幅40kg/mm²のもとで付加する片振り引張り疲
労試験を行い，破断に至るまでの繰り返し回数×10⁴で
評価した。

【００３０】

【表１】

【００３１】

【表２】

【００３２】表２の結果から次のことが明らかである。
なお，ばね材としては高強度であることが望ましく，時
効処理後の引張強さで少なくとも180kg/mm²程度の強度
を目標とする。

【００３３】本発明に従う実施例No.1〜10では, すなわ
ち本発明法による微細結晶処理材では，いずれの鋼も成
形加工時ミクロクラックあるいは割れを発生することな
く,しかも時効処理後十分な引張強さを有している。本
発明鋼 (Ｎ１）でも従来法による製造では比較例No.11
のように時効処理後高強度を得るためには，時効処理前
の調質圧延率を高める (60％) 必要があり, この場合に
は, Ｗビードに成形加工した時に内側（Ｆ) および外側
（Ｒ）の両Ｒ部ともにミクロクラックが発生する。ま
た, 比較例No.12のように成形加工性を高めるために調
質圧延率を下げる(40％) と外側 (Ｒ) Ｒ部には割れを
発生することなく成形できるが, 内側Ｒ部(Ｆ) にはミ
クロクラックが発生する。したがっていずれも加工成形
ばね部材としての特性が劣る。

【００３４】比較例No.14は，本発明鋼 (Ｎ３）につい
て，調質前焼鈍の圧延率が本発明法で規定する範囲より
低いものについての例であるが, 本発明に従う微細結晶
処理を施しても混粒となり内側（Ｆ）Ｒ部には微細なミ
クロクラックが発生する。

【００３５】比較鋼No.17は，本発明鋼よりもＮが低く
外れている鋼（ａ）に対して本発明法で製造したもので
あるが，時効処理後高強度を得るためには, Ｎが低く加
工硬化が小さいために時効処理前の調質圧延率を高める
必要がある。このため, 内側（Ｆ）Ｒ部にはミクロクラ
ックは発生しないが，外側（Ｒ）Ｒ部で割れが発生す
る。比較鋼No.18は，本発明鋼からＭ値が低く外れてい
る鋼（ｂ）に対して本発明法で製造したものであるが，
Ｍ値が低いので加工硬化が小さく，時効処理後高強度を
得ようとすると比較鋼（ａ）と同様な結果をもたらす。
また従来鋼No.15でも時効処理後180kg/mm²前後の引張強
さを得ようとすると，時効処理前の成形加工において内
側 (Ｆ),外側 (Ｒ) のＲ部ともにミクロクラックや割れ
が発生する。また, 従来鋼No.16のように時効処理後の
引張強さを165kg/mm²前後となるように調質圧延率を低
下させても結晶粒径が大きいため内側 (Ｆ) Ｒ部にミク
ロクラックが発生する。

【００３６】図１は，比較例No.11について前記の成形
加工後の内側（Ｆ）Ｒ部の表面状態を示した写真である
が，多くのミクロクラックの発生が認められる。図２は
本発明例No.1についての該成形加工後の内側（Ｆ）のＲ
部の同様の写真であるが，ミクロクラックの発生は認め
られない。

【００３７】これらの成形加工時の表面状態が疲労特性
に及ぼす影響を調査するため，図４に示す形状のＷビー
ドを成形付与した試験片を片振り引張り疲労試験し（図
５のようにＷビード加工を付与した試験片に最大応力10
0kg/mm²の荷重を付加した状態で振幅応力を各種変化さ
せて加えた), 疲労特性に及ぼす成形加工の影響を調べ
た。その結果を図３に示した。図３は従来法により製造
したもの（比較例No.11) と，本発明法により製造した
もの (本発明例No.1)とについて，縦軸に付与した応力
振幅の大きさを，横軸に破断に至るまでの繰り返し回数
で比較して示しているが, ミクロクラックのない本発明
によるものは疲労強度および疲労限が高いことが明らか
であり，Ｒ部のミクロクラックや割れが疲労寿命に大き
く影響することが認められる。このことは表２の疲労試
験結果からも明らかであり，内側（Ｆ）Ｒ部ならびに外
側（Ｒ）Ｒ部のミクロクラックや割れが疲労寿命に影響
していることが認められる。なお，比較鋼（ｃ）はＯの
高い鋼であり，この鋼を本発明法に従う製造方法を適用
してもNo.19に見られるように，非金属介在物の影響に
より疲労強度が劣るようになる。

【００３８】図６は微細再結晶特性に及ぼす焼鈍時間の
影響を示したものである。供試材はいずれも本発明鋼の
Ｎ３である。焼鈍前（本発明でいう調質前焼鈍）の冷間
圧延率を30％ (●印) 施したものと, 65％ (○印) 施し
たものではその再結晶特性が異なる。焼鈍前の冷間圧延
率が本発明範囲の65％では, 10分前後から硬さは急速に
軟化し, 20分では十分再結晶していることが認められ
た。しかし30％冷延材では軟化するのに300分前後を必
要とし, しかも再結晶も部分的に起こり, 未再結晶部分
を含む混合組織となり均一で微細な再結晶組織のものが
得難かった。すなわち工業的生産規模で容易に短時間で
均一な再結晶粒を得るためには，焼鈍前に十分な冷間加
工を付与しておくことが必要であることが認められる。

【００３９】図７には表２で示した調質圧延後のマルテ
ンサイト量（α^-量) とばね限界値との関係を示したも
のである。図７から明らかなようにマルテンサイト量が
60％を超えるとばね限界値は急速に高くなり優れた特性
を示す。特に本発明の範囲内(○印) にあるものはいず
れも150kg/mm²以上の値を示している。これは前述した
ように一つには微細結晶処理により結晶粒が微細化され
ることにより調質圧延後のマルテンサイト相が微細化さ
れたこと，さらにＳi添加によるマルテンサイト相の微
細化が加味されたことによる。このため，本発明の成分
範囲内にあるものでも従来の製造方法による結晶粒径の
大きいもの（Ｎ１●印）では，マルテンサイト量が高く
ても本発明法と同等のばね特性は示さない。さらに従来
鋼（▲）は低いばね限界値しか得られない。

【００４０】

【発明の効果】以上詳述したごとく，本発明鋼は従来の
ばね用ステンレス鋼SUS301系鋼に比べて時効による強度
上昇が大きいので, 時効処理前の強度を下げることがで
きる。このためより優れた成形加工性を有する。しかも
時効処理後は，特に本発明法によれば成形加工部の疲労
特性が著しく優れたばね用ステンレス鋼板を提供するこ
とができる。これは成形加工用ばね部品として成形加工
したとき，より小さいＲで成形加工することが可能でか
つ疲労特性に優れた物が得られることは明らかである。
また金属ガスケットのごとくビード成形加工が付与され
るような用途でも著しく寿命の長いものが得られること
も明らかである。また高いばね限界値を有しかつ成形加
工性に優れているため, 部品の小型化なども可能であ
る。さらにその製造にあたってもコスト的には従来鋼と
何等変わるところはないので経済的である。

【図面の簡単な説明】

【図１】 比較例No.11の成形加工後の内側（Ｆ）Ｒ部
の金属表面の写真である。

【図２】 本発明例No.1の成形加工後の内側（Ｆ）のＲ
部の金属表面の写真である。

【図３】 本発明鋼Ｎ１を従来法および本発明法で製造
したときのＷビード加工品の片振り引張疲労試験結果を
示す図である。

【図４】 成形加工性を評価したＷビード形状を示す略
断面図である。

【図５】 Ｗビード加工付与材の片振り引張疲労試験の
概要を説明するための図である。

【図６】 本発明鋼Ｎ３の焼鈍（調質前焼鈍）前の圧延
率を30％と65％施した材料の700℃での焼鈍時間と硬さ
および結晶粒径との関係を示す図である。

【図７】 マルテンサイト量とばね限界値(kb)との関係
を示す図である。

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【手続補正書】

【提出日】平成５年３月４日

【手続補正１】

【補正対象書類名】明細書

【補正対象項目名】図面の簡単な説明

【補正方法】変更

【補正内容】

【図面の簡単な説明】

【図１】 比較例Ｎｏ．１１の成形加工後の内側（Ｆ）
Ｒ部の金属組織の写真である。

【図２】 本発明例Ｎｏ．１の成形加工後の内側（Ｆ）
のＲ部の金属組織の写真である。

【図３】 本発明鋼Ｎ１を従来法および本発明法で製造
したときのＷビード加工品の片振り引張疲労試験結果を
示す図である。

【図４】 成形加工性を評価したＷビード形状を示す略
断面図である。

【図５】 Ｗビード加工付与材の片振り引張疲労試験の
概要を説明するための図である。

【図６】 本発明鋼Ｎ３の焼鈍（調質前焼鈍）前の圧延
率を３０％と６５％施し材料の７００℃での焼鈍時間と
硬さおよび結晶粒径との関係を示す図である。

【図７】 マルテンサイト量とばね限界値（ｋｂ）との
関係を示す図である。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 林 茂人 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所内 (72)発明者 田中 照夫 東京都千代田区丸の内三丁目４番１号 日 新製鋼株式会社内

Claims (6)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％において，Ｃ：0.08％以下, Ｓ
   i：3.0％以下, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0〜10.0％, Ｃ
   r：13.0〜20.0％, Ｎ：0.06〜0.30％, Ｏ：0.007％以下
   を含み，かつ， Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
   ×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,
   Ｃr,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび不可避的
   に混入してくる不純物からなるばね特性および加工部の
   疲労特性に優れたステンレス鋼。
2. 【請求項２】 重量％において, Ｃ：0.08％以下, Ｓ
   i：3.0％以下, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0〜10.0％, Ｃ
   r：13.0〜20.0％, Ｎ：0.06〜0.30％, Ｏ：0.007％以下
   を含み, 更に，3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣu
   を１種または２種および／またはＴi,Ｎb,Ｖを0.1〜1.0
   ％の範囲でそれぞれ１種または２種を含み, かつ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
   ×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−
   (320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,
   Ｃr,Ｍo,Ｃu,Ｎ量が調整されており，残部がＦeおよび
   不可避的に混入してくる不純物からなるばね特性および
   加工部の疲労特性に優れたステンレス鋼。
3. 【請求項３】 Ｃ：0.03％超え〜0.08％, Ｓi：1.0〜3.
   0％, Ｎ：0.06〜0.20％である請求項１または２に記載
   のステンレス鋼。
4. 【請求項４】 重量％において, Ｃ：0.08％以下, Ｓ
   i：3.0％以下, Ｍn：4.0％以下, Ｎi：4.0〜10.0％, Ｃ
   r：13.0〜20.0％, Ｎ：0.06〜0.30％, Ｏ：0.007％以下
   を含み, 場合によっては更に3.0％以下のＭoまたは0.5
   〜3.0％のＣuを１種または２種および／またはＴi,Ｎb,
   Ｖを0.1〜1.0％の範囲でそれぞれ１種または２種を含
   み, かつ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14
   ×Ｎi％)−(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−
   (320×Ｎ％) の式に従うＭ値が40以上となるように各成分が調整さ
   れ, 残部がＦeおよび不可避的不純物からなるステンレ
   ス鋼を通常の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経たう
   え焼鈍後に調質圧延して鋼板とするにさいし，該調質圧
   延前焼鈍の前における冷間圧延の圧延率を50％以上とし
   たうえ，該調質圧延前焼鈍で結晶粒径が10μ以下の実質
   的にオーステナイト相からなる微細粒組織とし，該調質
   圧延において圧延率を45％以上として60容積％以上のマ
   ルテンサイト相を生成させることを特徴とするばね特性
   および加工部の疲労特性に優れたステンレス鋼の製造方
   法。
5. 【請求項５】 調質圧延前焼鈍は700℃以上1000℃以下
   の温度領域で行う請求項４に記載の製造方法。
6. 【請求項６】 調質圧延された鋼板は，所望形状に成形
   加工後に300℃以上600℃以下の温度範囲で10秒間以上の
   時効処理が施される請求項４または５に記載の製造方
   法。