(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：１１．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．２〜４．０％、Ｎ：０．１２％以下、Ｃｕ：０〜０．８％、ならびにＮｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ａｌ：０〜０．１％およびＺｒ：０〜０．１％のうち１種または２種以上を合計で０〜０．３％含有し、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．０２％以上を満足し、Ａ＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３５Ｃ＋４０Ｎ＋０．３Ｃｕ）−０．３１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１２Ｔｉ＋６Ａｌ＋１２Ｚｒ）なる関係式で定まるＡ値が−２．７から−０．５の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有することを特徴とするばね用フェライト系ステンレス冷間圧延鋼板。
【請求項２】
請求項１に規定する化学組成を有する冷間圧延鋼板に、焼鈍後、圧下率１０％以上の仕上げ冷間圧延を施すことを特徴とするばね用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【請求項３】
仕上げ冷間圧延後に、３００〜６００℃で熱処理することを特徴とする請求項２に記載のばね用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、冷間圧延鋼板→前熱処理→鋼板の成形加工（製品ばね）→各種機器への組み込み→必要に応じ後熱処理（皮膜処理）のプロセスにより製造、利用される、テレビブラウン管内部の支持ばねなどに好適なばね特性に優れたばねで、成形性に優れたばね用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
薄板ばねとして使用されるばね用ステンレス冷間圧延鋼板としては、ＪＩＳ  Ｇ４３１３に、ばね用オーステナイト系ステンレス鋼板（ＳＵＳ３０１−ＣＳＰ、ＳＵＳ３０４−ＣＳＰ）、ばね用マルテンサイト系ステンレス鋼板（ＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ）、およびばね用析出硬化系ステンレス鋼板（ＳＵＳ６３１−ＣＳＰ）が規定されている。
【０００３】
ばね用オーステナイト系ステンレス鋼板は、冷間加工によってオーステナイト相をマルテンサイト相へ変態させることによってばね特性を高めている。ＳＵＳ３０１−ＣＳＰについて４種類、ＳＵＳ３０４−ＣＳＰについて３種類の材料硬度水準が規定されている。目標とする材料硬度およびばね特性を得るためには、仕上げ調質圧延での圧下率を適切に調整する必要がある。しかし、オーステナイト系ステンレス鋼は、その材料特性としてフェライト系ステンレス鋼やマルテンサイト系ステンレス鋼よりも熱膨張係数が大きいため、製品ばねが比較的高温で使用され、かつ厳密な寸法精度維持が要求される電子部品用ばねなどの用途には不向きである．またばね用オーステナイト系ステンレス鋼板は、異方性が大きく、板幅方向のばね限界値が、圧延方向の値に比べて大きくなるため、製品ばねの付加荷重の方向によって、ばね特性が変化したり、製品ばねの採取方向に制限を受けたりする問題がある。
【０００４】
ばね用マルテンサイト系ステンレス鋼板のＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰは、所定板厚の冷間圧延鋼板の焼鈍材を加工メーカーにて目的の形状に成形加工した後に、焼き入れ処理によるマルテンサイト変態を利用して硬度を上昇させ、その後に時効硬化熱処理を兼ねた焼戻し処理により、ばね特性を高めている。しかし、機器への組み込み後の工程で５００℃以上の温度に加熱されると、硬いマルテンサイト相が比較的軟らかいフェライト相へ変態し、ばね特性が急激に劣化する。またＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰばね鋼の製品ばねを他の部材と溶接する場合には、溶接時の熱影響部が脆化して延性を損なう場合がある。
【０００５】
また、ばね用析出硬化系ステンレス鋼のＳＵＳ６３１−ＣＳＰは、冷延後焼鈍した鋼板を目的製品の形状に成形加工した後に、焼き入れ硬化処理と、Ｎｉ−Ａｌ化合物の析出硬化熱処理によりばね特性を向上させる。しかし、良好な特性を得るためには、化学組成に見合う熱処理条件を選定する必要があり、製造が難しい。
【０００６】
さらに特開平３−５６６２１号公報では、成分調整と熱処理によりフェライト相とマルテンサイト相の複合組織としたステンレス鋼板に、さらに時効処理を施す方法が開示されている。しかし、上記機器の製造工程で５００℃以上に加熱された場合のばね特性の低下はさけられないものと思われる。
【０００７】
本発明は、(a)鋼板および後熱処理（５００〜６００℃）後のばね特性および(b)成形加工性に優れ、更に(c)熱膨張係数が小さく(d)鋳片割れが無く製造しやすくて安価な、テレビブラウン管内部の支持ばねなどに好適なばね用フェライト系ステンレス鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。
【０００８】
（１）質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：１１．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．２〜４．０％、Ｎ：０．１２％以下、Ｃｕ：０〜０．８％、ならびにＮｂ：０〜０．１％、Ｔｉ：０〜０．１％、Ａｌ：０〜０．１％およびＺｒ：０〜０．１％のうち１種または２種以上を合計で０〜０．３％含有し、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．０２％以上を満足し、Ａ＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３５Ｃ＋４０Ｎ＋０．３Ｃｕ）−０．３１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１２Ｔｉ＋６Ａｌ＋１２Ｚｒ）なる関係式で定まるＡ値が−２．７から−０．５の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するこばね用フェライト系ステンレス冷間圧延鋼板。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．１２％以下、Ｓｉ：１．０〜３．５％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、Ｃｒ：１１．０〜２３．０％、Ｎｉ：０．２〜４．０％、Ｎ：０．１２％以下、Ｃｕ：０．８％以下、ならびにＮｂ：０．１％以下、Ｔｉ：０．１％以下、Ａｌ：０．１％以下およびＺｒ：０．１％以下のうち１種または２種以上を合計で０．３％以下含有し、かつ、Ｃ＋Ｎ：０．０２％以上を満足し、Ａ＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３５Ｃ＋４０Ｎ＋０．３Ｃｕ）−０．３１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１２Ｔｉ＋６Ａｌ＋１２Ｚｒ）なる関係式で定まるＡ値が−２．７から−０．５の範囲内にあり、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するばね用フェライト系ステンレス冷間圧延鋼板。
【００１０】
（２）上記（１）に規定する化学組成を有する冷間圧延鋼板に、焼鈍後、圧下率１０％以上の仕上げ冷間圧延を施すばね用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１１】
（３）仕上げ冷間圧延後に、３００〜６００℃で熱処理する上記（２）に記載のばね用フェライト系ステンレス鋼板の製造方法。
【００１２】
なお、ここで「鋼板」とは、長尺のコイル形状の鋼板とシート形状の鋼板とをいう。
【００１３】
本発明者らは、熱膨張係数の小さいフェライト系ステンレス鋼に注目して、高いばね特性を得る方法を検討した。
【００１４】
まず、各種のフェライト系ステンレス鋼の熱延板を作製し、冷間圧延を施し、化学組成と冷間圧延材のばね特性との関係を詳細に検討した。試験材の硬度は、主にビッカース硬度試験により評価した。なお、ばね特性は、ＪＩＳ  Ｈ３１３０に記載のばね限界値試験の中のモーメント式試験にて評価した。永久たわみ量０．０７５ｍｍに相当する曲げの表面最大応力値をばね限界値とした。
【００１５】
先ず、ばね特性に最も影響力の大きい硬度に対しては、Ｓｉの影響が最も顕著であり、またＳｉに加えてＮｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｕを複合添加することによって、さらに硬度が増す事が確認された。
【００１６】
次に、健全な鋳片の製造しやすさに関する製造性は、一般にフェライト系ステンレス鋼は、鋳造後の鋳片を放冷すると熱歪みによって鋳片割れが発生しやすいが、特にＳｉの添加量を多くした場合には、この傾向が著しい。そこで、Ｓｉを添加した合金の鋳片割れを改善するために、各種合金元素の影響について調査したところ、Ａ＝（Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３５Ｃ＋４０Ｎ＋０．３Ｃｕ）−０．３１（Ｃｒ＋１．５Ｓｉ＋０．５Ｎｂ＋１２Ｔｉ＋６Ａｌ＋１２Ｚｒ）から定まるＡ値を−２．７以上とすることにより割れを防止できることが分かった。これはスラブ冷却過程で高温で存在するオーステナイト相がＭｓ点を通過する際に膨張し、スラブ内部と外周部との熱膨張差に起因する歪みを緩和する効果と考えられる。
【００１７】
したがって、フェライト系ステンレス鋼の硬度を上昇させ、かつ上記の製造性を良好に保つためには、Ｓｉを添加した上で高温オーステナイト相の割合を適正化することが最も効果的であることが判明した。
【００１８】
図１は、１６％Ｃｒ−Ｆｅを基本組成として、これにＳｉを単独添加およびＳｉ＋Ｎｉを複合添加した材料について、冷間圧延圧下率を０〜６０％の範囲で変化させて測定した冷間圧延後のビッカース硬度を図示したものである。Ｓｉ添加量の増加、冷間圧延圧下率の増加により、冷間圧延後の硬度が上昇し、Ｎｉを複合添加することによってさらに硬度が上昇することがわかった。
【００１９】
一方、Ａ値が−０．５を超えると、その製品ばねを他の部材と溶接した場合に、熱影響部の延性が著しく損なわれ、外部からの力によって割れを生ずる場合があることがわかった。これは熱影響部に、急冷による硬いマルテンサイト相が生成するためと考えられる。
【００２０】
次に１６％Ｃｒ−２％Ｓｉ−１％Ｎｉ−Ｆｅの化学組成を有するフェライト系ステンレス熱延板を、圧下率が０〜６０％の範囲で冷間圧延し、さらに材料温度が４５０℃で６０分の熱処理をおこなった後、熱処理前後でのばね特性変化を調査するために、ばね限界値試験を実施した。図２に、試験結果を代表的なフェライト系であるＳＵＳ４３０鋼と比較して示した。本鋼はＳＵＳ４３０鋼と比較して、熱処理後のばね特性向上が顕著であり、良好なばね特性が得られることがわかった。
【００２１】
また本鋼（１６％Ｃｒ−２％Ｓｉ−１％Ｎｉ−Ｆｅ）の熱延板を、圧下率５０％で冷間圧延した。このほかに、ばね用マルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ鋼）の冷延板に、焼入れ、焼戻し処理をした。これらの鋼に、３００〜７００℃の温度で、６０分間の熱処理を施した後、ばね限界値試験を実施した。図３に試験結果を示した。
【００２２】
本鋼は、３００〜６００℃の熱処理温度範囲で良好なばね特性を示すが、特に４５０℃超え〜６００℃の高温域で優れ、ＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ鋼に認められるようなばね特性の低下が生じない。ＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ鋼では、４５０℃を超えると、硬いマルテンサイト相が比較的軟らかいフェライト＋Ｃｒ炭化物相に変態してばね特性が急激に劣化した。一方、開発鋼では６５０℃以上の回復・再結晶による軟化が開始する温度域まで高いばね特性の維持が可能である。
【００２３】
さらに、本鋼に、極微量のＮｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒを１種以上含有させることによって、５００〜６００℃で後熱処理した後のばね特性がさらに向上することがわかった。これは、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒの１種以上の極微量添加によって生成した析出物が、転位や結晶粒界の移動を抑止するために、回復・再結晶の開始を遅らせ、温度が高温化したためと考えられる。
【００２４】
また、本鋼は、冷間圧延率が大きくなると、加工硬化によって延性が低下するが、３００〜６００℃の温度範囲での熱処理によって、ばね特性の向上と同時に伸び値が向上することが見出された。またＣｕの添加によって、さらに伸び値が向上する事が見いだされた。これら知見によって本材は、伸びの要求される成形加工をおこなう製品ばねとしても好適である。
【００２５】
以上の知見により、５００〜６００℃の後熱処理をおこなっても、従来のばね用マルテンサイト系ステンレス鋼等では実現困難だった高いばね特性と成形性が得られ、さらに熱膨張係数が小さく製造性にも優れたばね用フェライト系ステンレス冷間圧延鋼板の発明を完成するに至った。
【００２６】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の詳細について解説する。
【００２７】
まず、本発明のステンレス鋼の化学成分について説明する。％表示は質量％を示す。
【００２８】
Ｃ、Ｎ：
Ｃ、Ｎはいずれも侵入型固溶元素として素地を強化して硬度を増大させるとともに、後熱処理による析出硬化に寄与してばね特性の増大に重要な元素である。このため、ＣとＮを合計で０．０２％以上含有することが必要である。しかし、ＣおよびＮは、いずれも０．１２％を超えると延性が低下するため上限はそれぞれ０．１２％とした。
【００２９】
Ｓｉ：
Ｓｉは本発明を構成する上で最も重要な元素であり、硬度を高め、高いばね特性を実現するためには不可欠な元素である。ここで高いばね特性を得るためには少なくとも１％以上の添加が必要であるが、３．５％を超えて多量に添加した場合には靭性が低下して鋼板の製造が難しくなるため、上限値を３．５％とする。
【００３０】
Ｍｎ：
Ｍｎはステンレス鋼の溶製時に脱酸材として加えられる元素である。またＭｎは熱間加工性に悪影響をおよぼＳをＭｎＳとして固定する働きがある。したがって、Ｍｎ含有量の下限値を０．１％とした。２．０％を超えて添加すると延性を低下させるので上限値を２．０％とした。
【００３１】
Ｃｒ：
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を維持するために重要な元素であり、Ｃｒ含有量の下限値を１１％とした。２３％を超えると、靭性が低下し、製造中に割れやすいので、上限を２３％とした。
【００３２】
Ｎｉ：
Ｎｉは硬度の増加に有効で、０．２％以上必要である。Ｓｉとの複合添加でその効果は顕著となるが、４．０％を超えて添加してもその効果は飽和状態となり、製品コストの増加を招くので上限値は４．０％とする。
【００３３】
Ｃｕ：
Ｃｕは、無添加でもよい。しかしＮｉと同様にＳｉとの複合添加により、硬度の増加に有効である。その場合、０．１％以上が望ましい。しかし０．８％を超えると製造工程での熱間加工性に悪影響を与えるので、上限値を０．８％とする。
Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒ：
Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒは、いずれも無添加でもよい。しかし極微量添加によって軟化開始温度を高温側へ移動させ、製品ばねを５００〜６００℃で後熱処理した場合のばね特性劣化を抑制する効果がある。その場合、０．０１％以上が望ましい。しかし合計で０．３％を超えると介在物量が増し、ばね疲労特性を劣化させる場合があるため、上限値を合計で０．３％とする。
【００３４】
Ａ値：
それぞれの化学成分の含有量バランス（高温でのオーステナイト相の生成傾向）の指標であるＡ値が−２．７未満では、高温においてオーステナイト相の析出が減少し、冷却後のスラブに割れが生じる。一方、Ａ値が−０．５を超えると、製品ばねを溶接した時に、高温においてオーステナイト相の析出が過多となり、冷却時に硬質なマルテンサイト相に変態するため、外部からの力によって割れが生じる場合がある。従ってＡ値は−２．７〜−０．５とする。
【００３５】
次に製造方法について詳細に説明する。
仕上げ冷間圧延圧下率および熱処理：
通常のフェライト系ステンレス鋼板と同様に、鋼塊法または連続鋳造法によって鋳造し、熱間圧延で熱間圧延ステンレス鋼板とした後に、軟化焼鈍、酸洗工程および冷間圧延工程を繰り返すことによって、冷間圧延ステンレス鋼板とする。その後に所望の板厚と硬度およびばね特性を調整するために、圧下率１０％以上の仕上げ冷間圧延を実施する。
【００３６】
良好なばね特性を得るには、仕上げ冷間圧延での圧下率を１０％以上とする必要がある。圧下率を大きくした場合には、加工硬化によって材料の延性が低下して２次加工性が損なわれる場合がある。そこで製品ばねの製造工程において成形加工が施される場合には、仕上げ冷間圧延後に３００℃〜６００℃の温度で熱処理を実施することによって延性を回復させ、２次加工性を向上させることができる。この効果は１０秒程度の短い熱処理時間でも得られる。しかし、６０分を超えて熱処理を実施してもその効果が飽和に達するために、熱処理時間は６０分以下とすることが好ましい。
【００３７】
また、仕上げ冷間圧延後に３００℃〜６００℃の温度で熱処理を実施することによって、ばね特性も大幅に向上させることができる。しかし、この後に所望のばね形状へ成形加工する場合には、加工部位でのばね特性が急激に劣化する場合があるため、製品ばね形状への成形加工を終えた後に熱処理を実施することが好ましい。以上の方法により、ばね用フェライト系ステンレス鋼板および鋼板が得られる。
【００３８】
【実施例】
表１に本発明の実施例の化学組成とＡ値の計算結果を示す。
【００３９】
【表１】
0003606135.tif 000002
【００４０】
表１の試料番号５と１８以外は、同表に示す化学組成を有する１０ｋｇ平型鋼塊を実験用小型高周波炉で溶製した。得られた５０ｍｍ厚の鋼塊を加熱温度１２００℃で４ｍｍ厚にまで熱間圧延した後、７５０〜１０００℃の軟化焼鈍と冷間圧延とを繰り返す事により、０．６ｍｍ厚の冷間圧延焼鈍材を製作した。
【００４１】
また表１の試料番号５と１８は、同表に示す化学成分を有するスラブを量産型の連続鋳造設備を使用して製造し、これを加熱温度１２００℃の熱間圧延工程を経て３ｍｍ厚のホットコイルとした後に、８００℃の軟化焼鈍、酸洗および冷間圧延を繰り返すことによって０．６ｍｍ厚の冷間圧延焼鈍材を製作した。
【００４２】
次に、圧下率０〜８０％で冷間圧延を実施した。一般に、ばね特性はビッカース硬度で評価できる。ばね用鋼板として良好なばね特性をうるためにはビッカース硬度（測定荷重９．８Ｎ）が３１０以上必要とされるので、３１０以上のビッカース硬度をうるために必要とされる冷間圧下率を以ってばね特性を評価し、表２に示した。評価は下記の表記を用いた。
【００４３】
◎：冷間圧下率２０％以下の範囲でビッカース硬度が３１０を上回るもの。
【００４４】
○：冷間圧下率２０超え〜８０％の範囲でビッカース硬度が３１０を上回るもの。
【００４５】
×：冷間圧下率８０％超えにおいてもビッカース硬度が３１０を上回らないもの。
【００４６】
また、上記のビッカース硬度が３１０になるように調製した冷間圧延鋼板について、２枚の試料を電気抵抗溶接により接合した後に、溶接部の１８０度繰り返し曲げ試験を行い、破断に至るまでの繰り返し曲げ回数を表２に示した。
【００４７】
【表２】
0003606135.tif 000003
【００４８】
同様に、上記のビッカース硬度が３１０になるように調製した冷間圧延鋼板について、さらに４５０℃で６０分の熱処理を実施した鋼板について引張試験をおこない、伸び値によって鋼板の延性を評価した。評価結果を下記の表記を用いて表２に示した。
【００４９】
◎：冷間圧延ままで伸び値が５％を上回るもの。
【００５０】
○：所定の熱処理によって伸び値が５％を上回るもの。
【００５１】
×：所定の熱処理によっても伸び値が５％を上回らないもの。
【００５２】
−：冷間圧延によってビッカース硬度が３１０を上回らなかったもの。
【００５３】
さらにそれぞれの冷間圧延鋼板について、鋼板温度が４５０℃で６０分の熱処理を実施した後、ばね限界値試験（ＪＩＳ  Ｈ  ３１３０）としてモーメント式試験を実施することよってばね特性を評価した。ばね用鋼板として良好なばね特性を得るための基準として８００ＭＰａのばね限界値を設定し、この基準値を得るために必要とされる事前の冷間圧下率を以ってばね特性を評価した。評価結果は下記の表記を用いて表２に示した。
【００５４】
◎：最終冷間圧延率が１５％以下で、ばね限界値が８００ＭＰａ以上
○：最終冷間圧延率が１５％超え、４０％以下で、ばね限界値が８００ＭＰａ以上
×：最終冷間圧延率が４０％超えで、ばね限界値が８００ＭＰａ未満
さらに、６００℃で６０分の後熱処理をおこない、同様な方法で、ばね特性を評価した。
【００５５】
表２に示す結果からも明らかなように、本発明によれば良好な製造性を保ちつつ、ばね用鋼板として充分な硬度およびばね特性が得られ、さらには良好な成形性が得られた。
【００５６】
試料番号１８の比較例は通常量産されているＳＵＳ４３０鋼であるが、試料番号１４とともにに本発明を特徴づけるＳｉ含有量が少ないため、ばね用鋼板として必要とされるばね特性を得る事ができなかった。また試料番号１５は逆にＳｉ含有量が多すぎ、またＮｉ量が比較的少ないために、Ａ値が本発明で規定する範囲よりも小さくなっている。このため鋳造時に鋳片割れが発生した。試料番号１６と１７はＡ値が本発明で規定する範囲よりも大きくなっており、電気抵抗溶接部の曲げ試験において破断に至るまでの曲げ回数が本発明例に比べて著しく劣っていた。さらに試料番号１９は、Ｎｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒの総量を本発明で規定する範囲を超えて添加した例である。この場合にも抵抗溶接部の曲げ試験において破断に至るまでの曲げ回数が本発明例に比べて劣っており、また別途実施したばね疲労試験によってばね疲労特性に劣ることが確認された。
【００５７】
試料番号１〜１０は本発明例であり、試料番号１〜７は主にＳｉ、Ｃｒ、Ｎｉの量を変化させた例である、また試料番号８〜１３ではさらにＣｕやＮｂ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｚｒの各元素を添加した例である。これら本発明例にあってはいずれも比較例に比べて、その製造性に優れ、かつ、ばね用鋼板として充分なばね特性が実現されることがわかった。
【００５８】
【発明の効果】
本発明のばね用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法は、５００〜６００℃の後熱処理をおこなっても、従来のばね用マルテンサイト系ステンレス鋼では実現困難だった高いばね特性と成形性が得られ、さらに熱膨張係数が小さく製造性にも優れているため、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】１６％Ｃｒ−Ｆｅを基本組成としてＳｉ単独もしくはＳｉ＋Ｎｉを複合添加した鋼板のビッカース硬度におよぼす冷間圧下率の影響を示す図である。
【図２】１６％Ｃｒ−２％Ｓｉ−１％Ｎｉ−Ｆｅ鋼に、材料温度が４５０℃で６０分の時効熱処理を行った後のばね限界値におよぼす冷間圧下率の影響を示す図である。
【図３】１６％Ｃｒ−２％Ｓｉ−１％Ｎｉ−Ｆｅ鋼に、５０％の冷間圧延をした鋼板と、比較鋼（ＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ鋼）について、ばね限界値におよぼす後熱処理温度の影響を示す図である。
【図１】
0003606135.tif 000004
【図２】
0003606135.tif 000005
【図３】
0003606135.tif 000006