JPS5935412B2 - 析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材の製法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、冷間圧延時の加工硬化が小さく製造性に優れ
、冷間加工状態での硬さが低くて各種のばね部材への成
形加工性、打抜き加工性が良好で、しかも時効処理後に
高い強度と方向性の小さいばね特性を発現する析出硬化
型ばね用ステンレス鋼素材の製法に関する。

従来、ばね用ステンレス鋼の代表的なものとしは次の２
種が挙げられる。

（ａ）ＳＵＳ３Ｏｌ鋼に代表される加工硬化型ステンレ
ス鋼。

（ｂ） １７−７ＰＨ鋼に代表される析出硬化型ステ
ンレス鋼。

上記（ａ）の加工硬化型ステンレス鋼は冷間加工によっ
て誘起されたマルテンサイト自身の硬さを利用するもの
である。

従ってばね用材として十分な特性、たとえば高いぼね限
界値疲労強度ならびに高硬度を得るためには強度の冷間
加工を施し、多量のマルテンサイトを形成させる必要が
ある。この場合、温度が高くなるとマルテンサイトを形
成しにくくなるため材料温度が上昇しないように低速で
冷間加工しなければならず、作業性が悪い。また溶製チ
ャージごとに幾分異なる成分によってオーステナイト相
の安定度も変るため、たとえ一定の冷間加工を賦与して
も一定量のマルテンサイト量が得られず、製品特性がバ
ラックなど製造上の困難さが伴なう。また、高強度を得
ようとすれば強度の冷間加工を施す必要があり、冷間加
工に多犬な費用を必要とする。さらに、例えばＪＩＳＧ
４３ｌ３に規定されているＥＨ材（ Ｈｖ４９Ｏ以上の
硬さ）を得るためには５０係以上の冷間加工を必要とし
、成形加工性が劣るとともに、打抜き加工等を必要とす
るばね部品の製作に関しては、打抜き工具の摩耗が著し
いという問題もある。

他方、上記（ｂ）の１７−７ＰＨ鋼は、析出硬化型であ
るため高強度を得るのにＳＵＳ３Ｏｌほどの困難さはな
いが、溶体化状態ではオーステナイト相であるため、加
工によってマルテンサイト変態を促進し、母相をマルテ
ンサイト相とする必要が＊あり、ＳＵＳ３Ｏｌと同様の
製造上の困難さがある。

また時効処理後にＨｖ４９Ｏ以上の硬さを得るためには
、４０％以上の冷間加工を必要とし、冷間加工状態でＨ
ｖ４ＯＯ以上の硬さとなってＳＵＳ３Ｏｌと同様に成形
加工性、打抜き性に問題がある。さらに、Ａ１を比較的
多量に含有しているため、δフエライトが多く、熱間加
工時の歩留りが悪くなり、価格の高いものとなっている
。このように従来のばね用ステンレス鋼は硬さを高くし
ようとすれば強度の冷間加工を必要とし、しかも、冷間
加工状態での硬さが高く、成形加工性、打抜き性が劣る
ことになり、また成形加工性、打抜き性をよくしようと
すれば時効処理後の硬さが不十分であるという相反した
制約を受けるし、さらに、製造困難なわりには得られた
加工製品の硬さも不十分なものではなかった。このよう
なことから、本発明者らは高強度のばね製品に対して、
かかるＳＵＳ３Ｏｌ鋼や１７−７ＰＨ鋼よりも成形加工
性や製造性が改善された溶体化処理状態かまたは軽度の
加工状態でマルテンサイト組織を呈するばね用ステンレ
ス鋼を先に開発し、同一出願人に係る特願昭５１−１３
１６１０号（特開昭５３−５７１１４号公報）の「成形
加工性製造性に優れ時効処理後の硬さ上昇に優れたばね
用ステンレス鋼」を提案した。

この特願昭５１−１３１６１０号の発明は、Ｃ；０．０
３％以下、Ｓｉ； ０．５〜２．５％、Ｍｎ＋３．０’
％以下、Ｎｉ： ５．０〜９．０％、Ｃｒ； １４．０
〜１７．０％、Ｃｕ： ０．５〜２．５％、Ｔｉ；０．
３〜１．０係、Ａｌ ； １．０係以下、Ｎ；０．０３
係以下、残部；Ｆｅおよび不可避的不純物からなりかつ
Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｓｉ，ＴｉおよびＡＩについ
てはに従うＡ値が３９．０未満、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量値
が２．７以下、Ｈ値が５．５〜８．５の範囲になるよう
に成分調整した鋼である。さらにこのように成分調整し
た材料に対し時効処理前の冷延率を５〜５０係きする冷
間加工条件を付与することによって成形加工性が良好で
かつ時効硬化能も高くなり、しかも時効硬化後の伸びも
良好となる知見を得、特願昭５１−１３１６１１号（特
開昭５３−５７１１５号公報）において「成形加工性及
び靭性に優れ、かつ時効硬化能の高いばね用ステンレス
鋼の製造方法」の発明を提案した。上記２件の出願に係
る発明は特に成形加工性と時効後の強度と靭性を重視し
たものであり、極めて良好な時効硬化能を発現するばね
用ステンレス鋼ならびにその製造法に関するものであっ
た。これらは溶体化処理状態でマルテンサイト組織であ
るためその加工性を害さないため特に低炭素で成分設計
してあった。本発明者らは、この系統のばね用ステンレ
ス鋼について更に研究を重ねた結果、時効処理後の靭性
は時効処理後の硬さレベルよりも時効硬化度ΔＨｖによ
ってより支配されΔＨｖ＝ ２１０を超えると靭性が低
下し始めることを知見した。

すなわち、時効処理後において、より高強度と高靭性を
得るためには時効処理前に適当な硬さを付与するような
成分バランスを必要とすることを見い出し、これによっ
て時効処理後高強度で優れたばね特性を発現し得ること
、そして時効処理前において成形加工性、打抜き加工性
に一層優れるような合金組成ならびに製造方法を見い出
すことが出来た。すなわち同一出願人による特願昭５１
−１３１６１０号の規定範囲内の組成のものの溶体化処
理材よりも溶体化状態での硬さを高くし、必要に応じて
の冷間加工後の硬さも高くし、時効処理後に高強度で靭
性も高くはね特性の優れたものを安定して得ることを可
能にしたものである。一般に、板ばね材の部品例えば各
種止め輪、皿ばね、ばね座金、歯付座金その他の多くの
ばね部材にあっては、打抜き加工が行なわれており、時
効前の硬さが低いことが要求されるが、あまり低いと延
性が高く、ばりの発生、工具摩耗等が起る＊＊ので、適
度な硬さが要求される。しかも打抜き加工後に曲げ加工
等が施されるから成形性をも合わせて要求される部品が
多い。しかも時効処理後高強度と高いぼね特性が要求さ
れるようになってきた。また、部品の小型化を計るため
に板厚を薄くして張出し加工、絞り加工、曲げ加工等を
行ない、その形状によって耐久性や強度を補うことが通
常行なわれており、このような所望形状に容易に成形で
きることがばね材に要求されるようになってきた。これ
らの点について特願昭５１−１３１６１０号明細書に記
載のばね材はそれらの諸要求を満足させるものではある
が、なお一層の改善が求められていた。また、従来ばね
用ステンレス鋼として用いられてきたＳＵＳ３Ｏｌ、１
７−７ＰＨ鋼にあっては、時効処理後、高強度と高いぼ
ね特性を得るためには強度な冷間加工を加えておく必要
があるが、この際時効前の硬さが高くなり上記の諸条件
を満足することができず打抜き工具が著しく摩耗し製作
されたばね部品が高価となり、さらに成形加工性が悪く
、所望の目的が達成できなかった。

本発明は、このような難点を解消したもので、重量係に
おいて、Ｃ；０．０３％を超え０．０ｇ％以下、Ｎ；０
．０３係以下、ＳｔｓＯ．３〜２．５係、Ｍｎ； ４．
０％以下、Ｎｉ； ５．０〜９．０％、Ｃｒ；１２．０
〜１７．０％、Ｃｕ； ０．１〜２．５％、ＴｉｅＯ．
２〜１．０％， Ａｌ ； １．０％以下、残部；Ｆｅ
および不可避的不純物よりなる鋼から、冷間加工と焼鈍
とのサイクルを一回以上行うことそして最終焼鈍後時効
処理前に冷間加工を施すことにより時効硬化能を有する
析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材を製造する方法にお
いて、鋼中の各成分量をの式に従うＡ′値が４２．０未
満となるように、の式に従うＣｒ当量／Ｎｉ当量が２．
７以下となるように、かつの式に従うΔＨｖ値が１２０
から２１０の範囲となるように調整すること、ならびに
最終焼鈍後時効処理前の冷間加工率を５０係以下とする
かまたはかような冷間加工を省略することを特徴とする
時硬処理前の硬さが低く成形加工性および打抜き加工性
に優れ、かつ時効硬化能が高く、しかも方向性の小さい
、実質上マルテンサイト組織を有する析出硬化型ばね用
ステンレス鋼素材の製法を提供する。

本発明鋼の成分組成は先に述べた同一出願人に係る特願
昭５１−１３１６１０号「成形加工性、製造性に優れ時
効処理後の硬さ上昇に優れたばね用ステンレス鋼」と同
系統の組成であるが、本発明の目的が先にも述べたよう
に特願昭５１−１３１６１０号よりもばね用鋼としての
一層の改善にあり、より安定した強靭材を提案するもの
であるから、その成分範囲も若干異なっている。

その範囲の限定理由を述べれば次のとおりである。Ｃ；
０．０３％を越え０．０ｓ％以下について同一出願人に
係る特願昭５１−１３１６１０号の鋼では０．０３％以
下としているがこれは成形加工性を特に重視しているた
めである。詳細は後述するが、係る析出硬化ステンレス
鋼においては時効処理後の靭性は硬さレベルよりもむし
ろ時効硬化度（ΔＨｖ）がより支配的でありより高強度
で靭性の優れた材料を得るためには、時効前硬さレベル
を高くすることがより有利となる。このため溶体化処理
状態での硬さを若干高くすることおよび若干の残留オー
ステナイト相の冷間加工硬化を利用することが望ましい
。したがって、Ｃは０．０３％を越え０．０ｓ％以下と
した。なお上限の０．０ｓ％はあまり高くすると母相の
焼入マルテンサイト相が硬くなるとともに残留オーステ
ナイト相中への固溶Ｃが高くなり冷間加工変形能を低下
させ製造性を劣下させるとともに冷間加工後の硬さが高
くなる。このため本発明鋼の特徴とする成形加工性、打
抜き加工性が悪くなる。さらにＣを固定するＴｉ量を多
量に含有させる必要があり不経済となること等を考慮し
０．０ｓ％以下とした。Ｎ；０．０３係以下についてＮ
は本発明鋼の析出硬化元素の必須成分であるＴｉとの親
和力が大きく高くなるとＴｉＮの大きな介在物を多量に
形成し靭性を低下させる要因となるとともに、有効Ｔｉ
量を減少させるため多量にＴｉを添加する必要が生じて
くるため０．０３％以下とした。

ＳｉｓＯ．３係〜２．５係について 同一出願人に係る特願昭５１−１３１６１０号の鋼では
Ｓｔ＊０．５〜２．５係であり、下限を０．５係として
いるが、これはＣを０．０３％以下としているためマ｝
ＩＪツクスの強度が低いため焼入れ時効処理後高強度
を得ようとすれば、０．５係以上必要なためである。

本発明によればＣを０．０３％を越える量にすることに
よってマトリックスの強度を若干高くすることおよび若
干の残留オーステナイト相の加工硬化を利用することに
よってベース硬さが高くなるため、特にＳｉの析出硬化
が小さくてもかなりの特性を得ることができるのでこの
Ｓｉの下限を０．３％までとした。また２．５係を越え
て添加してもその効果が認められず、むしろδフエライ
ト相の生成を助長するので０．３％〜２．５係の範囲と
した。Ｃｕ； ０．１〜２．５％について Ｃｕも上記のＳｉの場合と同様にＣｕの析出硬化作用を
特に重視しなくてもかなりの特性を得ることができる。

このためＣｕの下限を０．１％までとした。また、２．
５係を超えて添加しても、その添加量の割に効果が小さ
い。このため０．１〜２．５係とした。Ｔｉ；について Ｔｉは本鋼の析出硬化を発現する一元素で必須成分であ
る。

０．２係未満では、その効果が小さく、１．０係以上添
加すると時効硬化が大きく靭性が低下するので１．０係
までとした。

Ｎｉ；５．０〜９．０係について Ｎｉは、δフエライト相の生成を抑制する元素であり、
Ｃｒ量によってある程度左右されるが、あまり低くする
と本鋼の特徴である析出硬化現像を低下させるため最低
５．０％とした。

また、あまり高くすると残留オーステナイト相の量が増
加するので９．０％までとした。このため５．０〜９．
０％とした。Ｃｒ； １２．０〜１７．０％について Ｃｒはステンレス鋼本来の耐食性を得るために少なくと
も１２．０％以上の量が必要である。

反面Ｃｒの添加量を高くするとδフエライト相の生成量
が増加するとともに、残留オーステナイト量も増加する
ので最大１７．０％までとした。Ａｌ ； １．０％以
下について Ａ１はＴｉと同様に析出硬化現象を示し、Ｔｉの一部を
置換添加することができる。

しかし１．０係以上添加すると時効硬化が大きく靭性が
低下するので１．０係までとした。Ｍｎ： ４．０％以
下について ＭｎはＮｉと同様にδフエライト相の生成を抑制する効
果がありＮｉの代りに一部置換添加することが可能であ
るが、δフエライト相の生成、残留オーステナイト相の
生成等の成分バランスの点から置換可能な上限は４．０
係までなので４．０係以下とした。

Ａ′値；４２．０未満について Ｃ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，ＣｕおよびＡＩについて
上記範囲で含有させるが、上記（１）式に従うＡ′値が
４２．０未満となるように各成分を調整する。

この成分値の定数は本発明鋼を開発中に実験室的に確認
されたものである。このＡ′値は特願昭５１−１３１６
１０号で提示したＡ値と次の点で異なる。Ａ’＝１７（
Ｃ係／ Ｔｉ係）＋ＡでありＡ′値でのオーステナイ
ト安定度の指標にＣ，Ｔｉの項が追加される。この差は
特願昭５１−１３１６１０号が０．０３％以下という低
炭素でありしかもＴｉ添加されており、実質固溶Ｃが極
く低くてＣの効果が無視されたのに対し、本発明鋼は固
溶Ｃが無視されないためである。したがって特願昭５１
−１３１６１０号で規定されている値きは異なり、この
Ａ′値が４２．０以上になると溶体化処理状態で多量の
オーステナイト相が残留する。このため強度の冷間加工
を施さないとマルテンサイト化しないため時効処理によ
る硬化度が低下する。また、Ｃが高い場合、冷間加工硬
化が大きく、冷間圧延状態での硬さが高くなり本発明の
目的を達成できない。このため上記（１）式に従うＡ′
値は４２．０未満とした。Ｃｒ当量 −？ ； ２．７以下について Ｎｉ当量 同一出願人に係る特願昭５１−１３１６１０号で示した
ごとく、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量が２．７を超えた場合、均
熱温度においてδフエライト相が大量に生成し熱間加工
性を劣化させる。

熱間加工性をＳＵＳ３Ｏ４と同程度に優れたものとする
ために上式（２）に従うＣｒ当量／Ｎｉ当量を２．７以
下とした。ΔＨｖ値１２０〜２１０について 時効処理後の硬さ上昇に大きく寄与するＴｉ，Ｓｌ，Ｃ
ｕｔＡＩについては上記範囲でかつ上式（３）に従うΔ
Ｈｖ値が１２０〜２１０になるように各成分を調整する
。

この各成分の値の定数も実験室的に確認されたものであ
り、ΔＨｖ値が１２０以下では時効処理後の硬さが低く
なり高強度が得られなくなる。またΔＨｖ値１２０以下
で高強度を得るためには、溶体化処理状態或は冷間加工
状態での硬さを高くする必要があり本発明の目的が達成
できなくなる。またΔＨｖ値が２１０以上になると時効
処理による硬さ上昇すなわち時効硬化度が高く、靭性が
劣化するので２１０以下とした。このようにして構成さ
れる本発明鋼はその組織状態が溶体化処理状態、および
５０％以下の冷間圧延率で冷間圧延した状態でマルテン
サイト組織を呈する。本発明鋼の製造工程はステンレス
鋼製造に通常実施されているものと何ら変りない方法で
行なわれる。

例えば、ステンレス鋼の通常の溶製法によって上記組成
の鋼塊を製造し、１２６０℃で均熱後分塊し、１１８０
℃に加熱し、板厚５．０ｍｍの熱延鋼帯とする。

さらに９００〜１０５０℃の溶体化処理を施した後、こ
の鋼帯に最終成品板厚に見合った板厚まで加主率９５係
以下の冷間圧延と９００〜１０５０℃の間の温度で歪取
り焼鈍を行なう工程を１回以上くり返した後必要に応じ
て５０係以下の冷間圧延を行ない板ばね用素材鋼を製造
することができる。本発明鋼の製造方法において上記の
如く歪取焼鈍後の冷間加工率を５０係以下に限定した理
由は次の如くである。

本発明鋼は溶体化処理状態でマルテンサイト組織あるい
はこれに一部残留オーステナイト相が存在するが、本発
明鋼は軽加工領域から時効処理後の硬さが高いため、こ
の歪取り焼鈍後の冷間加工は従来鋼ＳＵＳ３Ｏｌ鋼や、
１７−７ＰＨ鋼のごとく高強度を得るためのものとは目
的が異り、特に寸法形状が要求される場合にこれを実施
するものである。５０係以上の冷間加工を施すと、曲げ
加工性、成形加工性が低下することになるのでこれを５
０係以下とする。

また、時効処理後の硬さは、時効処理前の冷間加工率を
大きくするにつれ増加するが、過大であると靭性が劣化
するので、最終製品の靭件の観点かうも、時効処理前に
おける苛酷な冷間加工（成形加工前の冷間加工）は避け
なければならない。以下、本発明鋼の実施例を挙げて説
明する。

第１表は用いた合金鋼の成分重量係ならびにＡ′値、Ｃ
ｒ当量／Ｎｉ当量、ΔＨｖ値を示す。＊第１表において
試料Ａｌ〜１０は本発明鋼、煮１１〜１９は本発明で規
定する範囲外の比較鋼、五１５〜１９は、同一出願人に
係る特願昭５１−１３１６１０号の規定範囲内の鋼であ
る。また比較鋼五ＡはＳＵＳ３Ｏｌ鋼、厘Ｂは１７−７
ＰＨ鋼である。第１図は、本発明鋼Ａ４，５，８ならび
に比較鋼煮１１，１２，１５，１９，ＳＵＳ３０１Ａ，
１７−７ＰＨ鋼Ｂの冷間加工率と硬さの関係を、それぞ
れ時効処理前および時効処理後のものについて示したも
のである。

なお、時効処理は、本発明鋼（惠４，５，８）および比
較鋼の内＆１１，１２，１５，１９については４８０℃
×１時間、比較鋼Ａについては４００℃×１時間、比較
鋼Ｂについては４７５℃×１時間、で実施した。第１図
から本発明鋼は冷間加工硬化が小さく発明鋼中で時効処
理前の硬さが最も高いＡ４でも、５０係加工で｝｛Ｖ３
８Ｏ以下であり、従来鋼Ａ，Ｂのそれと比較して加工硬
化が非常に小さく高加工率まで容易に加工でき、製造性
に優れているとともに、所望の形状を得るための打抜き
加工等が容易であることを示している。また本発明鋼の
時効処理後の硬さについてみると、本発明鋼の内Ａ′値
の低いＪＦａ５（ Ａ’値＝３８．３６）は溶体化処理
状態で実質的にマルテンサイト組織であり、溶体化処理
状態でも十分な強度を示す。またＡ′値がＡ５よりも高
いＡ４，８でも５係の冷間加工を施せばＨｖ４９Ｏ以上
の硬さを示し容易に高強度のものが得られている。しか
るに比較鋼Ａ（ＳＵＳ３Ｏｌ）の場合、時効処理後Ｈｖ
４９Ｏ以上の硬さを得ようとすれば、冷間加工状態での
硬さがＨｖ４５Ｏ以上となり打抜き加工時の工具の寿命
が著しく悪くなることを示している。

また比較鋼Ｂ（１７−７ＰＨ）の場合、比較鋼Ａ（ＳＵ
Ｓ３Ｏｌ）に比較して冷間加工状態の硬さは低くても時
効処理後高強度が得られるが、本発明鋼に比較すると冷
間加工状態での硬さは高く、特に打抜き加工を必要とす
る分野では不利であることが明らかである。また、従来
鋼Ａ，Ｂでは、冷間加工率によって時効処理後の硬さが
大きく変えることが明らかである。要求される板厚と硬
さの両方を満足させるためにはそれぞれ目標板厚と目標
硬さを考慮した素材を準備しなければならないことを示
している。これに対し、本発明鋼では冷間加工率によっ
て時効処理複の硬さが変化しないため上記の欠点が解消
され工業的メリットも太きい。さらに冷間加工硬化が小
さいことから薄板のばね材の製造の際、中間焼鈍回数を
減少させることができる。なお、第１図の比較鋼の内、
本発明の規定外のもの嵐１１，１２，１５，１９につい
ても示しているが、息１５，１９は同一出願人による特
願昭５１−１３１６１０号の規定範囲の低炭素のもので
、特に冷間加工後の成形性を重視したものであり、冷間
加工後の硬さの上昇は低い。

またＡｌｌはＡ′値が規定外のものであるが、図示され
るように、このＡ′値が４２．０以上のものでは残留オ
ーステナイト相が多く、Ｃを高くした場合に従来鋼と同
様に冷間加工後の硬さが非常に上昇し、低加工率の状態
ですでに，｝｛ｖ＝４００以上となり、本発明の目的を
達成しえない。

また、＆１２は本発明におけるΔＨｖ値が規定外のもの
でΔＨｖ値が８７と低いため時効処理後の硬さが本発明
鋼より低く本発明の目的を十分に満足していない。第２
図は、本発明鋼および比較鋼五１１〜１９のΔＨｖ値と
時効処理前後の硬さの差（時効硬化度ΔＨｖ）との関係
を示したものである。

式（３）より得られるΔＨｖ値と時効硬化度ΔＨｖは図
示されるごとくほぼ対応する。本発明では溶体化状態も
しくはＲ間圧延状態での硬さをＨｖ３８Ｏ以下としてお
りΔＨｖ値が１２０以下ではΔＨｖが１２０以下となり
、時効処理後の硬さが低くなる。このためΔＨｖ値は１
２０以上とする必要がある。なお、第２図の関係図は８
０％以上のマルテンサイト組織を呈する状態のものであ
る。第３図は、ΔＨｖ値と切欠強度比（切欠引張強さ／
引張強さ）の関係を、本発明鋼嵐１〜１０、比較鋼惠１
１〜１４および１７，１８について示す。

第３図から判るようにΔＨｖ値が２１０を超えると切欠
強度比が１．０以下となり靭性の低下が認められる。こ
のためΔＨｖ値の上限を２１０とする必要がある。なお
、切欠引張試験片は平行部長さ３０ｍｍ幅１０ｍｍのＲ
付試験片で平行部中央に両サイドから幅Ｑ．ｌ８ｍｍ深
さ１．５ｍｍのスリットを放電加工により挿入したもの
を時効処理後用いた。さらに、引張試験よりもさらに歪
み速度の早いシャルピ一衝撃試験によって靭性の評価を
試みた。その結果を第４図に示した。試験片は、幅１５
朋長さ８０ｍｍ厚さ１．０２１！７１！の板で長さ方向
の中央に両サイドから先端Ｒ＝０．２５ｍｍ、角度４５
度のＶノツチを各々２ｍｍ挿入したものであった。試験
は５ｋｙ−ｍシャルピ一衝撃試験機で板厚方向に曲げ衝
撃を加えて行なった。その時の衝撃吸収エネルギーを断
面積で除し、曲げ衝撃値として表示した。この第４図は
本発明鋼（Ａ１〜１０）比較鋼（＆１１〜１９）のΔＨ
ｖ値と時効処理後の曲げ衝撃値の関係を示したものであ
る。曲げ衝撃値も第３図の切欠引張強度比と同様にΔＨ
ｖ値でもって良く整理でき、ΔＨｖ値が２００〜２１０
前後で急激にその値が低くなる。また、図中●印で示し
たものは同一出願人に係る特願昭５１−１３１６１０号
に規定される範囲内の比較鋼（ＡＩ５〜１９）であるが
本発明鋼と同一の領域内で整理できる。第５図は本発明
鋼（煮１〜嵐１０）比較鋼（▲ＩＬＡｌ３〜１９）の時
効処理後の硬さと曲げ衝撃値との関係を示したものであ
る。図から判るように第４図で示したΔＨｖ値で整理し
た場合に比較してバラツキの範囲が広く十分整理できな
い。このことからも係る析出硬化型ステンレス鋼におい
て時効処理後の靭性が硬さレベルよりも時効硬化度ΔＨ
ｖがより支配的であることが判る。このため本発明にお
いては析出硬化に寄与する各化学成分を式（３）によっ
てΔＨｖ値を算出しその範囲を規定した。また、第５図
に示される如く硬さで整理した場合、本発明鋼と同一出
願人に係る特願昭５１−１３１６１０号の規定範囲内に
ある比較鋼（五１５〜１９）を比較すると本発明鋼の方
がより高い硬さすなわち、高強度側まで高い曲げ衝撃値
を有している。

これは、本発明ではＣを０．０３％を越えた量にするこ
とによって若干マトリックスの強度を高くしていること
および若干の残留オーステナイト相の加工硬化を利用す
ることによってベース硬さが若干高くなったため、比較
鋼（五１５〜１９）と同一のΔＨｖ値でも、時効処理後
に高強度が得られ、Ｈｖ５３Ｏ以上の領域において比較
鋼（煮１５〜１９）よりも靭性が優れた結果が得られた
ものと考えられる。また、第５図中にＨｖ４９Ｏ以上の
硬さを示し、しかも曲げ衝撃値３ｋｇ− ｍ ／Ｃｙｉ
ｔ以上の値を示す範囲を本発明鋼の場合と比較鋼（同一
出願人に係る特願昭５１−１３１６１０号の規定範囲内
）について斜線で示すが、比較鋼の場合Ｈｖ４９Ｏ〜５
３３で硬さの範囲は４３であるのに対し、本発明鋼では
Ｈｖ４９Ｏ〜５６５で硬さの範囲は７５と広い。

この範囲が広いということは溶製時の各成分のバラツキ
によるΔＨｖ値の変動をより多く吸収できることを示し
ており工業的に安定した材料を提供できることを示して
いる。たとえば、比較鋼の場合Ｔｉのみについてみても
±０．１’％範囲内に留める必要があるが、本発明鋼の
場合士０．１ｓ％まで許容でき高強度でしかも靭性の優
れたものをより安定して對造することができる。また、
第５図中に比較鋼Ａ（ＳＵＳ３Ｏｌ）Ｂ（１７−７ＰＨ
鋼）について圧延率を変えて（４０係および６０係）硬
さを変化させたものの曲げ衝撃値を示す。同一硬さレベ
ルにおいて本発明鋼は従来鋼と同程度の値を示し、十分
な靭性を有しており、本発明鋼が冷間加工状態の硬さが
低いだけ成形加工打抜き加工ばね部品の製造に対し有利
であることを示す。第６図は時効処理後の最高硬さがほ
ぼ等しい本発明鋼（Ａ６）と比較鋼（扁１６）の時効処
理温度と曲げ衝撃値との関係を示したものである。

本発明鋼（煮６）では４５０〜５２５℃の時効処理温度
においてほとんど特性に変化がない。このことは工業的
な生産ラインにおいて処理温度のバラツキによって特性
の変化がなく常に安定した特性を有するばね部品を容易
に製造できることを示している。しかるに比較鋼（煮１
６）では時効処理温度によってその特性が変化し工業的
な生産ラインにおいて温度管理を十分にする必要がある
ことを示唆している。上記のことから、本発明の一つの
目的である高強度と高靭性の要求される打抜き加工ばね
部品たとえばガス器具等に使用されるＥＩＪング等や各
種止め輪（ ＣＩＪング、スナップリング、板グリップ
等）等において、冷間加工時の硬さが低いことにより打
抜き加工が容易で、しかも工具寿命も長くなるので従来
、困難であった高強度の打抜き加工ばね部品を能率良く
安定して得ることができることは明らかである。

さらに精密でしかも高強度の要求される部品でも容易に
得ることができる。つぎにばね部品として欠すことので
きないばね特性および疲労特性について試験した結果を
示す。第７図は冷間加工率と時効処理後のばね限界値Ｋ
ｂとの関係を示すものである。ばね限界値ＫｂはＪＩＳ
Ｈ３７Ｏ２の繰返したわみ試験方法により実施したもの
で、ヤング率は同試験方法による実測値を採用した。試
験は本発明鋼煮５と比較鋼ＡおよびＢについては圧延方
向に平行方向に試料採取（実線で示す）したものと圧延
方向に直角に試料採取（破線で示す）したものについて
実施した。また本発明鋼嵐４および比較鋼１５について
は圧延方向に平行なものについてのみ示した。第７図の
結果から、本発明鋼は比較鋼Ａ（ＳＵＳ３Ｏｌ）Ｂ（１
７−７ＰＨ）に比し、同一冷間加工率の状態では全て高
いぼね限界値を示し、優れた特性を示していることが判
る。また比較鋼Ａ，Ｂで本鋼と同等の強度を得るために
は４０係前後の圧延率を施す必要があるが、本発明鋼で
はたとえばＡ′値の低い五５では、溶体化処理状態から
Ａ′値の高い煮４では冷間加工率５係からすでに高いぼ
ね限界値を示している。また１０係以上の冷間加工率で
はその特性変化も小さい。このことは本発明鋼では一つ
の素材で種々の板厚のものを製造できるという利点を有
していることを示しており、製造面からの工業的なメリ
ットも大きい。さらに、圧延方向に直角に試料採取した
場合、比較鋼Ａ，Ｂは圧延方向に平行方向のものより高
い値を示し、その差は本発明鋼（Ａ５）に比べて大きい
。

このことはばね部品の製造時採取方法を一定の方向にし
ないと、従来鋼の場合には特性がばらつくことになる。
したがって従来鋼の場合、たとえば打抜き加工成形する
ばね部品において同一方向に打抜き加工する必要があり
その形状によっては歩留を大きく低下させることにもな
る。その点、本発明鋼は方向性による差は小さく歩留の
向上につながり価格の低減ができ、工業的メリットも大
きい。また複雑な形に打抜き加工された板ばね部品にお
いて各方向でのばね特性に差がないということは使用上
有利であると考えられる。さらに、このような打抜き加
工ばね部品のみならずコイルばね等においても従来鋼に
比べ優れた特性を発揮できることは言うまでもない。な
お、同図中に同一出願人に係る特願昭５１−１３１６１
０号の規定範囲内にある比較鋼Ａｌ５のばね限界値を示
しているが本発明鋼ＪＦＬ４，５は、それと比較しても
さらに高い特性を示している。

第８図は本発明鋼嵐４およびＡ５比較鋼煮１５およびＡ
，Ｂの冷間加工率と時効処理後の疲労破断限界応力との
関係を示したものである。第８図の結果から本発明鋼Ａ
４および煮５は比較鋼ＡおよびＢの疲労破断限界と比較
して同等以上の特性を有している。また、たとえば打抜
き加工成形ばね材として使用する場合冷圧延状態での硬
さが本発明鋼と同程度にした場合比較鋼Ａでは２０チ、
Ｂでは３０係の冷間加工状態であり、その時の疲労破断
限界応力は本発明鋼に比較して著しく低い。もちろんこ
の現象は強度、ばね限界値Ｋｂ等でも同様なことがいえ
、本発明鋼が打抜き加工成形ばね材として優れているこ
とを物語っている。第９図は曲げ加工性の評価試験方法
を示す概略図で直角ダイス１とポンチ２によって厚さｔ
の試料３に４０００ｋｇの荷重のもとて９０゜曲げを施
し割れが発生しないポンチ２の最大許容曲率Ｒをもって
曲げ性（Ｒ／ｔ）を評価した。従って（Ｒ／１）値の低
い方が曲げ性が良好であることを示す。この曲げ加工試
験を本発明鋼五４，５、比較鋼五１５、およびＡ，Ｂに
ついて実施し、その結果を第１０図に冷間加工率に対応
させて示した。

第１０図から判るように本発明鋼嵐４，５は比較鋼扁１
５に比べると若干劣るが、従来鋼ＳＵＳ３ＯｌＡｌ７−
７ＰＨ鋼Ｂに比べると優れた曲げ性を有しており、曲げ
加工を必要とする高強度ばね材を容易に得ることができ
る。なお、冷間加工率が６０係では曲げ性の低下が著し
いことから上限を５０係にする必要がある。このことも
冷間加工率を５０係以下に限定した理由である。また板
ばね材の部品では曲げ加工の他に部品の小型化を計るた
めに板厚を薄くし張出し加工、絞り加工等を行って形状
面の耐久性や強度を補うことが採用される。

このため張り出し成形性をＪＩＳＢ法によるエリクセン
試験法で比較鋼Ａ，Ｂと対比して試験した。第１１図に
その結果を示す。図から明らかなように本発明鋼は比較
鋼Ａ，Ｂが時効処理後高強度を示す４０チ以上冷間加工
率においては大差ない。しかし、本発明鋼は低圧延率側
でも高強度を得ることができることからこれと比較鋼Ａ
，Ｂを比較すると、本発明鋼が優れていることを示して
いる。本発明鋼五３および６について、時効処理後の靭
性（切欠引張強さ／引張強さ）と冷間加工率との関係を
第１２図に示す。

時効処理は４８０℃で１時間行った。第１２図によれば
、成形加工および時効処理前における５０係を越えるよ
うな苛酷な冷間加工は最終製品の靭性を害するから避け
るべきであることがわかる。以上の結果から本発明鋼は
溶体化処理状態あるいは５０係以下の冷間加工を施すこ
とにより、冷間加工後の成形性に優れ、かつ硬さが低い
ために打抜き加工性にも優れ、しかも時効処理後、高硬
度が得られることから、ばね限界値、疲労破断限界応力
等のばね特性にも優れたばね用ステンレス鋼とすること
ができることは明らかであり、従来困難であった形状が
複雑でかっばね特性の優れた板ばね用成形品、あるいは
高強度な打抜き加工ばね部品を容易に得ることができる
。

さらに、コイルばね等においても従来鋼よりも優れたば
ね特性を有する材料をも容易に得ることができることが
明らかである。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明鋼と比較鋼についての冷間加工率と冷間
加工後（時効処理前）の硬さおよび時効処理後の硬さと
の関係を示す。 第２図は本発明鋼と比較鋼のΔＨｖ値と時効硬化度ΔＨ
ｖ（時効処理後硬さ一時効処理前硬さ）との関係を示す
。第３図は本発明鋼と比較鋼のΔＨｖ値と時効処理後の
切欠引張強度比（切欠引張強さ／引張強さ）との関係を
示す。第４図は本発明鋼と比較鋼のΔＨｖ値と時効処理
後の曲げ衝撃値との関係を示す。第５図は本発明鋼と比
較鋼の時効処理後の硬さと曲げ衝撃値の関係を示す。第
６図は本発明鋼と比較鋼の時効処理温度と曲げ衝撃値の
関係を示す。第７図は本発明鋼と比較鋼についての冷間
加工率と時効処理後のばね限界値との関係を示す。第８
図は本発明鋼と比較鋼についての冷間加工率と時効処理
後の疲労破断限界応力との関係を示す。第９図は曲げ成
形性試験法の説明をするための試験器具断面図である。
第１０図は本発明鋼と比較鋼についての冷間加工率と冷
間加工後（時効処理前）の曲げ性との関係を示す。第１
１図は本発明鋼と比較鋼についての冷間加工率と冷間加
工後（時効処理前）のエリクセン値との関係を示す。第
１２図は本発明鋼についての冷間加工率と時効処理後の
靭性（切欠引張強さ／引張強さ）との関係を示す。１・
・・・・・直角ダイス、２・・・・・・ポンチ、計・・
・・・試料。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量％において、Ｃ；０．０３％を越え０．０８％
   以下、Ｎ；０．０３％以下、Ｓｉ；０．３〜２．５％、
   Ｍｎ；４．０％以下、Ｎｉ；５．０〜９．０％、Ｃｒ；
   １２．０〜１７．０％、Ｃｕ；０．１〜２．５％、Ｔｉ
   ；０．２〜１．０％、Ａｌ；１．０％以下、残部；Ｆｅ
   および不可避的不純物よりなる鋼から、冷間加工と焼鈍
   とのサイクルを一回以上行うことそして最終焼鈍後時効
   処理前に冷間加工を施すことにより時効硬化能を有する
   析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材を製造する方法にお
   いて、鋼中の各成分量をＡ′＝１７×（Ｃ％／Ｔｉ％）
   ＋０．７０×（Ｍｎ％）＋１×（Ｎｉ％）＋０．６０×
   （Ｃｒ％）＋０．７６Ｘ（Ｃｕ％）−０．６３×（Ａｌ
   ％）＋２０．８７１の式に従うＡ′値が４２．０未満と
   なるように、Ｃｒ当量／Ｎｉ当量＝［１×（Ｃｒ％）＋
   ３．５×（Ｔｉ％＋Ａｌ％）＋１．５×（Ｓｉ％）］／
   ［１×（Ｎｉ％）＋０．３×（Ｃｕ％）＋０．６５×（
   Ｍｎ％）］の式に従うＣｒ当量／Ｎｉ当量が２９７以下
   となるように、かつΔＨｖ＝２０５×〔Ｔｉ％−３×（
   Ｃ％＋Ｎ％）〕＋２０５×（Ａｌ％−２×（Ｎ％）〕＋
   ５７．５×（Ｓｉ％）＋２０．５×（Ｃｕ％）＋２０の
   式に従うΔＨｖ値が１２０から２１０の範囲となるよう
   に調整すること、ならびに最終焼鈍後時効処理前の冷間
   加工率を５０％以下とするかまたはかような冷間加工を
   省略することを特徴とする時効処理前の硬さが低く成形
   加工性および打抜き加工性に優れ、かつ時効硬化能が高
   く、しかも方向性の小さい、実質上マルテンサイト組織
   を有する析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材の製法。