(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜６．０％、Ｃｒ：１０．０〜２８．０％以下、Ｎ：０．１７％以下、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、更にオーステナイト相のＣ＋Ｎの固溶量が０．５％以上であり、オーステナイト相の割合が面積率で１０〜９０％であり、その内、少なくとも５面積％以上が準安定状態であり、残部がフェライト相とマルテンサイト相からなるとともに、Ｃｒ，Ｆｅの炭化物および／または窒化物の、断面における最大円相当径が１０μｍ以下である金属組織を有し、硬さＨＶ１が２５０を超え、伸びが１０％を超え、かつ、前記硬さＨＶ１と前記伸びとの積が５０００以上であることを特徴とするばね用複相ステンレス鋼。
ただし、準安定状態のオーステナイト相の割合は、板厚減少率２０％の冷間圧延を行い、この冷間圧延の前後でオーステナイト相が減少した割合である。
【請求項２】
前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％以下、およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種を有する請求項１に記載されたばね用複相ステンレス鋼。
【請求項３】
前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有し、更に断面の円相当径が１０μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭化物および／または窒化物の微細化合物が存在した金属組織を有する請求項１または請求項２に記載されたばね用複相ステンレス鋼。
【請求項４】
熱間および冷間での加工と、該加工の後の熱処理とを１回以上組み合わせて行うことにより、請求項１から請求項３までのいずれか１項に記載されたばね用複相ステンレス鋼を製造する方法であって
製品板厚に減厚する最終の冷間加工を行った後に、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に１０秒間以上加熱し、表面から、窒素および炭素の一方ないし双方を吸収させて拡散させた後に、２００〜５００℃の所定の温度まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該所定の温度に１０秒間以上保持した後に室温まで冷却すること
を特徴とするばね用複相ステンレス鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度と成形性のバランスに優れるばね用複相ステンレス鋼およびその製造方法に関し、特に、最近の製品の小型化および軽量化の進行に伴い、高強度を有するとともに、素材であるステンレス鋼板に成形加工を行って複雑かつ精密な形状を有する製品やその構成部品に好適に用いられるばね用複相ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
【０００２】
なお、ここで言う「製品」とは、自動車，家電製品、パソコンや携帯電話等を意味し、「部品」とは、これら製品の内部に組み込まれて使用されることで製品を構成するものを意味する。「部品」としては、例えば、自動車のエンジンに用いられるガスケット、家電製品，パソコン，携帯電話の筐体やボタンの下に組み込まれるバネ等が例示される。
【背景技術】
【０００３】
近年の環境問題や貴重な資源の有効活用に対応した製品や部品の小型・軽量化の進展により、これら製品や部品の素材となる鋼板に関しても薄板化が進行し、薄板化による剛性の低下に対応するために高強度を必要とするものが多い。しかも、製品および部品の形状は複雑かつ精密であって高精度化を続けている。このため、素材となる鋼板にはいっそう優れた成形性も必要とされる。
【０００４】
しかし、一般的に金属材料では、高強度化による成形性の低下が避けられず、それらの間にはトレードオフの関係が成立する。このため、高強度を維持した上で、特に優れた成形性を有する素材の要望がさらに高まっている。
【０００５】
ステンレス鋼は、一般的に、その優れた耐食性を最大の特徴とするが、ばね部品用素材としても従来より広く使用されている。具体的には、冷間加工によりオーステナイト（Ａ）母相から硬質なマルテンサイト（Ｍ）相への変態（加工誘起マルテンサイト変態）を起こし、比較的容易に高強度が得られ、かつ広範囲に調整可能なＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４により代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼が主に使用されてきた。
【０００６】
準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、オーステナイト母相が高い伸びを示すために成形性に優れるとともに、上記のように変形部がマルテンサイト相に変態することにより硬化し、軟質な未変形部が優先的に変形することで材料全体が均一変形（ＴＲＩＰ効果）し、優れた成形性を示す。
【０００７】
なお、これらの特徴から、ＳＵＳ３０１やＳＵＳ３０４は、ＪＩＳ規格（ＪＩＳ−Ｇ−４３１３）によりバネ用ステンレス鋼帯として分類され、機械的性質の規定もなされている。
【０００８】
しかし、準安定オーステナイト系ステンレス鋼の大きな加工硬化は、その変動要因も少なくなく、目的とする製品板厚で予定の特性を得られない場合も多かった。また、最近のばね部品の小型軽量化に対応した薄板化、高強度化に際して、その製造の際に、特に圧延時に圧延負荷が大きくなるという問題もあった。さらに、準安定オーステナイト系ステンレス鋼は、稀少元素に分類されることもあるＮｉを多量に含有するため、高価であるという問題もあった。
【０００９】
他方、ばね部品用素材には、（焼き入れ）熱処理により中間相として硬質なマルテンサイト相へ変態して高強度が得られるＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４２０等のマルテンサイト系ステンレス鋼も適用される。なお、同鋼を素材として、フェライト（Ｆ）相との複相組織を活用しているものもある。
【００１０】
これらマルテンサイト系ステンレス鋼は、高価かつ稀少な合金元素であるＮｉを殆ど含有せず、前述の準安定オーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価である。これらマルテンサイト系ステンレス鋼は、特許文献１（高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法）、特許文献２（高強度複相組織ステンレス鋼帯又は鋼板の製造方法）、特許文献３（スチールベルト用複相ステンレス鋼帯）、特許文献４（ガスケット用ステンレス鋼）、特許文献５（エンジンガスケット用ステンレス鋼とその製造方法）、特許文献６（打抜き加工用高強度複相組織クロムステンレス鋼板およびその製造方法）、特許文献７（耐へたり性に優れたメタルガスケット用ステンレス鋼材およびその製造法）、特許文献８（耐高温へたり性に優れるメタルガスケット用高強度マルテンサイト系ステンレス鋼）、特許文献９（疲労特性及び耐高温ヘタリ性に優れたメタルガスケット用高強度ステンレス鋼及びその製造方法）、特許文献１０（高弾性を有する高強度複相ステンレス鋼板およびその製造法）、特許文献１１（延性に優れた高強度ステンレス鋼板の製造方法）等により、開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特許第３３６３５９０号明細書
【特許文献２】特許第３６０２２０１号明細書
【特許文献３】特許第４２５２８９３号明細書
【特許文献４】特許第４３５３０６０号明細書
【特許文献５】特開平０７−２７８７５８号公報
【特許文献６】特開平０９−２６３９１２号公報
【特許文献７】特開２０００−２５６８０２号公報
【特許文献８】特開２００２−３１７２５１号公報
【特許文献９】特開２００２−３３２５４３号公報
【特許文献１０】特開２００３−０８９８５１号公報
【特許文献１１】特開２００４−３２３９６０号公報
【発明の概要】
【００１２】
しかし、これらのステンレス鋼においても、所定の強度への調整は難しく、高強度化に伴って調整がさらに難しくなる状況にあった。
【００１３】
その上、最近の製品および部品の形状は複雑かつ精密となり、高精度化を維持したまま、上述の素材となる鋼板にはさらに安定した優れた成形性が必要とされる状況にある。このため、高強度を維持した上で、さらに優れた成形性を有する安価なステンレス鋼に対する要望はより一層高まっている。
【００１４】
本発明は、上述のように、小型・軽量化が推進される製品やその構成部品の素材として用いることができ、強度と成形性のバランスに優れるばね用ステンレス鋼板（以降、単にばね用ステンレス鋼板ともいう）を提供すること、特に、Ｃｒを主成分とする安価なステンレス鋼を用いて優れた成形性を安定して得られるばね用ステンレス鋼板を提供することを目的とする。
【００１５】
すなわち、本発明の目的は、広義には、強度と成形性のバランスに優れるばね用ステンレス鋼およびその製造方法を提供することであり、具体的には、特に、最近の製品の小型化および軽量化の進行に伴い、高強度を有するとともに、素材であるステンレス鋼板に成形加工を行って複雑かつ精密な形状を有する製品やその構成部品に好適に用いられるばね用ステンレス鋼およびその製造方法を提供することである。
【００１６】
広義には、本発明により、安価かつ高性能のばね用ステンレス鋼を工業的に安定して供給することにより、近年の環境問題に対応した製品やその構成部品の小型化・軽量化に対応し、資源の有効活用を推進することをも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明者は、上記課題を解決するために鋭意検討を重ねた結果、以下に列記の知見ａ〜ｄを得ることができ、これらの知見ａ〜ｄに基づいて、成分調整した数多くの小型鋳塊による試作試験を行った上で、多数回の実機による試作試験を経て、実機で量産可能であることが判明し、本発明を完成した。
【００１８】
（ａ）高強度と成形性のバランスに優れ、特に優れた成形性を安定して得るためには、硬質なマルテンサイト（Ｍ）相への加工変誘起態とそれに伴うＴＲＩＰ効果が両立する準安定オーステナイト（Ａ）相が極めて有効である。本発明では、Ｃｒを主成分として安価なステンレス鋼を用いて、軟質なフェライト（Ｆ）相との混合組織とすることにより、高強度と成形性のバランスに優れ、特に優れた成形性を安定して得る。
【００１９】
（ｂ）Ｃ，Ｎの固溶限も大きい準安定オーステナイト相を最も有効に利用するために、その調整に最も強力なオーステナイト安定化および強化元素である安価なＣ，Ｎの固溶を活用する。
【００２０】
（ｃ）フェライト（Ｆ）相は、Ｃ，Ｎの固溶限が小さく、軟質であり、上記の準安定オーステナイト相とともに変形を分担することが可能である。さらに、Ｃ，Ｎの拡散速度が大きく、迅速な拡散が期待される。
【００２１】
（ｄ）上述の準安定オーステナイト相およびフェライト相の混合組織は、スラブに、熱間加工を行った後に、冷間加工とその後の熱処理とを１回以上組み合わせて行う一般的な製造方法において、高温二相域での加熱によりＣ，Ｎの吸収および拡散を行った後に、比較的低温での加熱により分配および析出を図ることにより、得られる。
【００２２】
本発明は、以下に列記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０．１〜０．４％、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：０．１〜６．０％、Ｃｒ：１０．０〜２８．０％以下、Ｎ：０．１７％以下で、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有するとともに、更にオーステナイト相のＣ＋Ｎの固溶量が０．５％以上であり、オーステナイト相の割合が面積率で１０〜９０％であり、その内、少なくとも５面積％以上が準安定状態であり、残部がフェライト相ないしフェライト相とマルテンサイト相からなるとともに、断面の円相当径が１０μｍ以下のＣｒ，Ｆｅの炭化物および／または窒化物の微細化合物が存在した金属組織を有することを特徴とするばね用複相ステンレス鋼。
【００２３】
ただし、準安定状態のオーステナイト相の割合は、板厚減少率２０％の冷間圧延を行い、この冷間圧延の前後でオーステナイト相が減少した割合である。
【００２４】
（２）前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｉ：２．０％以下、およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種を有する（１）項に記載されたばね用複相ステンレス鋼。
【００２５】
（３）前記化学組成は、さらに、質量％で、Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を有し、更に断面の円相当径が１０μｍ以下のＮｂ、Ｖ、Ｔｉの炭化物および／または窒化物の微細化合物が存在した金属組織を有する（１）項または（２）項に記載されたばね用複相ステンレス鋼。
【００２６】
（４）熱間および冷間での加工と、該加工の後の熱処理とを１回以上組み合わせて行うことにより、（１）項から（３）項までのいずれか１項に記載されたばね用複相ステンレス鋼を製造する方法であって
製品板厚に減厚する最終の冷間加工を行った後に、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に１０秒間以上加熱し、表面から、窒素および炭素の一方ないし双方を吸収させて拡散させた後に、２００〜５００℃の所定の温度まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、該所定の温度に１０秒間以上保持した後に室温まで冷却すること
を特徴とするばね用複相ステンレス鋼の製造方法。
【００２７】
すなわち、（１）〜（３）項のいずれかに記載した化学組成を有するＣｒ系ステンレス鋼を用いて、一般的な熱間および冷間での加工とその後の熱処理を１回以上組み合わせて行ったステンレス鋼板を製造する際に、製品板厚へ減厚した後にＡｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の温度域に１０秒間以上加熱し、表面から、窒素または炭素、ないしは窒素および炭素を吸収させて拡散させた後に、２００℃以上５００℃以下の所定の温度まで１℃／秒以上の速度で冷却し、この所定の温度に１０秒間以上、好ましくは１０秒間以上６００秒以下保持した後に室温まで冷却することにより、（１）〜（３）項のいずれかに記載の本発明に係るばね用複相ステンレス鋼が製造される。
【発明の効果】
【００２８】
本発明により、小型・軽量化が推進される製品やその構成部品の素材として用いることができ、強度と成形性のバランスに優れるばね用ステンレス鋼板が提供され、特に、Ｃｒを主成分とする安価なステンレス鋼を用いて優れた成形性を安定して得られるばね用ステンレス鋼板が提供される。
【００２９】
すなわち、本発明により、広義には、強度と成形性（伸び）のバランスに優れるばね用ステンレス鋼およびその製造方法が提供され、具体的には、特に、最近の製品の小型化および軽量化の進行に伴い、高強度を有するとともに、素材であるステンレス鋼板に成形加工を行って複雑かつ精密な形状を有する製品やその構成部品に好適に用いられる安価な高強度ばね部品用複相ステンレス鋼を工業的に安定して供給できる。これにより、最近の環境問題にも対応し，小型化・軽量化による資源の有効活用をさらに進めることが可能である
【図面の簡単な説明】
【００３０】
【図１】図１は、実施例における材料の製造工程を抜粋して示す説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００３１】
１．ばね用複相ステンレス鋼
以下、本発明に係るばね用複相ステンレス鋼の化学組成および金属組織を説明する。
【００３２】
（１−１）化学組成
［Ｃ：０．１〜０．４％］
Ｃは、安価であり、かつ最も強力なオーステナイト安定化元素かつ侵入型固溶強化元素であるとともに、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉが添加された場合には化合物を形成（析出）し、結晶粒成長を抑制する有効な元素でもある。このため、ばね用複相ステンレス鋼に不可避な元素であり、含有量の下限を０．１％とする。しかし、多く含有すると製造途中の段階に粗大な化合物を形成し、その残存により諸特性が劣化するおそれがある。このため、Ｃ含有量の上限は０．４％とする。好ましくは、０．１２％以上、０．３８％以下である。
【００３３】
［Ｓｉ：２．０％以下］
Ｓｉは、侵入型固溶強化元素に次ぐ、有効な固溶強化合金元素であるとともに、フェライト安定化元素であり、オーステナイト安定化元素とのバランスを勘案して、含有する。他方、Ｓｉは、溶製時の脱酸剤としても用いられ、過度の含有は粗大な介在物を形成し、諸特性が劣化するおそれがある。このため、Ｓｉ含有量は、２．０％以下であり、好ましくは１．８％以下である。
【００３４】
［Ｍｎ：０．１〜６．０％］
Ｍｎは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのオーステナイト相とフェライト相からなる二相域をより低温まで拡大し、金属組織の調整を容易にする。同時に、Ｍｎは、オーステナイト相とフェライト相が互いに障害物として作用することにより粒成長が抑制され、高性能化にも寄与する。さらに、Ｍｎは、Ｃ，Ｎの固溶量を増加すると考えられる。このため、Ｍｎは本発明に係るばね用複相ステンレス鋼に必要な元素であり、上記作用効果を奏するためにＭｎ含有量は０．１％以上とする。ただし、Ｍｎの過度の含有は粗大化合物を形成し、諸特性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は、６．０％以下であり、好ましくは５．６％以下である。
【００３５】
［Ｃｒ：１０．０〜２８．０％以下］
Ｃｒは、ステンレス鋼の基本的元素の一つであり、その基本的な耐食性を得るために１０．０％以上含有する。ただし、フェライト安定化元素でもあり、オーステナイト安定化元素とのバランスも考慮して含有する。また、Ｃｒを過度に含有すると、必要な強度を得られず、粗大な化合物の形成により成形性も劣化する。このため、Ｃｒ含有量は、２８．０％以下である。Ｃｒ含有量は、１０．２％以上が好ましく、２６．０％以下がさらに好ましい。
【００３６】
［Ｎ：０．１７％以下］
Ｎは、Ｃに次ぐ強力なオーステナイト安定化元素かつ侵入型固溶強化元素である。また、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉが添加された場合には化合物を形成（析出）し、結晶粒成長を抑制する有効な元素でもある。ただし、Ｎを過剰に含有すると熱間加工性が著しく劣化する。このため、Ｎの含有量は０．１７％とする。好ましくは、０．１５％以下である。また、上記の効果を得るためには、Ｎの含有量は０．０１％以上であることが好ましい。
本発明に係るばね用複相ステンレス鋼は、以下に説明する元素を任意添加元素として必要に応じて含有してもよい。
【００３７】
［Ｎｉ：２．０％以下、およびＣｕ：２．０％以下からなる群から選ばれた１種または２種］
Ｎｉ，Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、高温でのオーステナイト相とフェライト相からなる二相域を拡大し、金属組織の調整を容易にするために含有してもよい。ただし、Ｎｉ，Ｃｕは、いずれも、高価な元素であって安価なＭｎの効果を補うための添加元素として含有するため、いずれの含有量も、２．０％以下であり、好ましくは１．８％以下である。
【００３８】
［Ｎｂ：０．５％以下、Ｖ：０．５％以下およびＴｉ：０．５％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上］
Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉは、いずれも、Ｃ，Ｎとの化合物を形成し、それらのピン止効果により結晶粒の成長を抑制するために含有してもよい。このため、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉそれぞれの含有量は、いずれも、０．５％以下であり、好ましくは０．４％以下である。
【００３９】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。ここでいう不純物とは、本発明の効果を発揮できる限り含有し得る元素を意味し、上記成分以外に工業的側面から添加される元素、例えば溶製時脱酸剤として使用されるＣａ、ＡｌあるいはＲＥＭ（希土類金属）、熱間加工性の改善が見込まれるＢを必要に応じて合計量で０．３質量％以下含有してもよい。スクラップを原料とする場合、不純物としてＭｏを０．４質量％以下含有してもよい。また、その他に通常の溶製方法における不純物が含まれてもよい。
また、上記化学組成は、板厚全体での平均組成を意味する。
【００４０】
（１−２）金属組織
［オーステナイト相中の（Ｃ＋Ｎ）固溶量：０．５％以上］
オーステナイト相でのＣ＋Ｎの固溶量を０．５％以上とするのは、Ｃｒを主成分とする安価なステンレス鋼を素材として、最も強力なオーステナイト安定化元素であるとともに侵入型固溶強化元素であるＣ，Ｎを有効に活用し、高温二相域から低温での保持中に高濃度に分布させることにより、室温までオーステナイト相を残存させ、その一部として優れた特性の準安定状態が得られるためである。オーステナイト相の（Ｃ＋Ｎ）固溶量は、好ましくは０．５２％以上である。
また、粗大化合物の析出を抑制するため、オーステナイト相の（Ｃ＋Ｎ）固溶量は、好ましくは１．０％以下である。
オーステナイト相の（Ｃ＋Ｎ）固溶量は、準安定オーステナイト相が得られると考えられる０．５４％以上０．９％以下であることが、さらに好ましい。
【００４１】
［オーステナイト相の割合が面積率で１０〜９０％であり、その内、少なくとも５面積％が準安定状態であり、残部がフェライト相ないしフェライト相とマルテンサイト相からなるとともに、微細化合物が分散する］
オーステナイト相の割合を面積率で１０％以上９０％以下とし、その内、少なくとも５％以上が準安定状態であり、残部がフェライト相ないしフェライト相とマルテンサイト相からなる金属組織とするのは、Ｃｒを主成分とするステンレス鋼を素材とし、目標とする強度と成形性（伸び）のバランスに優れ、特に優れた成形性を得るためである。具体的には、強度と成形性に優れる準安定オーステナイト相を主体とし、残部が軟質なフェライト相からなる金属組織であることが有効であり、準安定オーステナイト相が５０％以上、残部をフェライト相からなる組織を目標とし、最も望ましいと考える。
【００４２】
しかし、Ｃｒを主成分とするステンレス鋼を素材とし、熱処理でのＣ，Ｎの調整により準安定オーステナイト相を得る場合、それらをより多く含む安定オーステナイト相の残存、少ない場合に生じるマルテンサイト相、フェライト相の発生は、いずれも避けられない。
【００４３】
前述の目標組織を得るため、製品板厚に減厚後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に加熱し、オーステナイトとフェライトからなる二相域で保持するとともに、表面から窒素および炭素の一方ないし双方を吸収させ、主にオーステナイト相に拡散させる。
【００４４】
さらに、その後、２００〜５００℃の所定の温度まで１℃／秒以上の速度で冷却し、該所定温度に１０秒間以上保持することにより、残留オーステナイト相およびオーステナイト相より生成したマルテンサイト相のＣ，Ｎを化合物として析出させ、残留オーステナイト相の安定度を低下させ、マルテンサイト相の軟化、フェライト相への分解を進める。すなわち、準安定オーステナイト相が５０％以上、残部がフェライト相からなる目標の組織を得るため、準安定オーステナイト相、フェライト相の割合を増加させるのである。
【００４５】
これらにより、準安定状態を含むオーステナイト相の割合を９０％以下とするとともに、残部は、変形を分担する軟質なフェライト相を主体とする。準安定オーステナイト相は、少なくとも５％以上が必要であり、オーステナイト相の半分以上であることが望ましい。また、不可避的に形成されるマルテンサイトを含む金属組織としてもよい。
【００４６】
なお、準安定状態と安定状態のオーステナイト相の構造に違いはなく、判別は困難である。あくまで、冷間加工等により構造が変化するかまたは維持されるかの違いがあるのみである。このため、本発明では、準安定オーステナイト相の割合は、冷間加工の前後での減少量により算出する。具体的には、ステンレス薄鋼板に板厚減少率２０％の冷間圧延を行い、この冷間圧延の前後でオーステナイト（Ａ）相が減少した割合を準安定Ａ相の割合とする。
【００４７】
本発明によれば、冷間加工に際して、準安定オーステナイト（Ａ）相が硬質なマルテンサイト（Ｍ）相に変態するとともに、軟質な未変形部が優先的に変形することにより材料全体が均一変形するＴＲＩＰ効果により、優れた加工性を得られる。
【００４８】
さらに、熱処理時にはＣ，Ｎの調整に際して、主合金元素であるＣｒ、Ｆｅとの化合物の他に、化合物形成元素として添加するＮｂ，Ｖ，Ｔｉとの化合物も析出する。これら化合物は、結晶粒を微細化する効果を有するが、一方で、マルテンサイト相より硬質であり、粗大な場合、破壊の起点となり、材料の加工性が劣化する。ここで、本発明に係るばね用複相ステンレス鋼は、微細化合物を有する金属組織であり、この微細化合物とは、断面の円相当径が１０μｍ以下の化合物を意味する。しかし、前記の微細化合物の量は、円相当径１μｍ以上の数が多すぎると、結晶粒を微細化する効果が低下するので、１００個／ｍｍ２以下とすることが望ましい。
【００４９】
２．製造方法
次に、本発明に係るばね用複相ステンレス鋼の製造方法の限定理由を説明する。
【００５０】
［製品板厚に減厚する最終の冷間加工を行った後に、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に１０秒間以上加熱し、表面から、窒素および炭素の一方ないし双方を吸収させて拡散させる］
一般的な、熱間および冷間での加工と、該加工の後の熱処理とを１回以上組み合わせて行う製造方法において、製品板厚に減圧する最終の冷間圧延を行った後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に１０秒間以上加熱する。この加熱により、表面からＣまたはＮ、ないしＣおよびＮを吸収、拡散させる。
【００５１】
加熱時にオーステナイト相へ変態を開始するＡｃ１変態点以上、同変態を完了するＡｃ３変態点以下の温度域に加熱するのは、材料をオーステナイト相とフェライト相の二相組織とするためである。
【００５２】
Ａｃ１変態点、Ａｃ３変態点は、いずれも、素材の化学組成に依存するが、本発明では、およそ７５０℃以下，１０００℃以下（好ましくは９５０℃以下）である。
【００５３】
Ａｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の温度域に１０秒間以上加熱するのは、表面からＣまたはＮ、ないしＣとＮを吸収、拡散させるためである。６０秒間以上加熱することが好ましい。
【００５４】
Ｃ，Ｎは、拡散速度の速いフェライト相を介してより内部まで拡散し、固溶限の大きなオーステナイト相に固溶する。フェライト相の固溶量は少ないことが望ましい。ＣとＮの吸収、拡散を活用した場合、Ｃ，Ｎの濃度は、一般的に、板表面近傍で高く、板厚方向中心に近づくとともに低下するが、製品への成形時に大きく変形する板表面近傍により多く準安定オーステナイト相が形成され、成形性が向上する。
【００５５】
［２００〜５００℃の所定の温度まで１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、所定の温度に１０秒間以上保持した後に室温まで冷却する］
その上で、オーステナイト相とフェライト相の間でのＣ，Ｎの分配、化合物析出による固溶量を調整するため、冷却途中に２００℃以上５００℃以下の所定温度で１０秒間以上保持する。好ましくは、６０秒間以上保持する。
【００５６】
この間の冷却速度は、粗大な化合物の析出を避けるため、１℃／秒以上とする。冷却速度は、好ましくは３℃／秒以上である。
【００５７】
その後の室温までの冷却は、準安定オーステナイト相を加工誘起変態させることなく維持するため、緩やかな冷却速度でよく、好ましくは１℃／秒以下である。
【００５８】
なお、最終冷間圧延後に行われる熱処理の雰囲気は、高温のＡｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下へ加熱および保持の際に、Ｎ，Ｃを吸収可能な雰囲気であればよい。例えば、Ｎガス単体、一般に使用されるＮと還元性のＨとの混合ガスをはじめ、アンモニアやメタンというガスを使用した雰囲気が例示される。ただし、熱処理時には、酸化被膜の形成により、Ｎ，Ｃの吸収が抑制される。このため、雰囲気ガスの露点は、低いことが望ましく、例えば−４０℃以下であり、好ましくは−４５℃以下である。
【実施例】
【００５９】
次に、実施例を参照しながら、本発明をより具体的に説明する。
表１に供試材の組成を示し、図１に実施例における材料の製造工程を抜粋して示す。
【００６０】
【表１】
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【００６１】
試料は、実機溶製材及び実験室レベルの小型鋳塊より、熱間圧延および熱処理により板厚４．０ｍｍに加工した。その後、実験室レベルの設備を用いて、図１に示す冷間圧延及び熱処理を繰返して製品板厚相当の０．３ｍｍのステンレス鋼板を製造した。
【００６２】
そして、以下に列記の調査方法により、ステンレス鋼板の諸特性を調査した。
（ｉ）金属組織
オーステナイト相（Ａ相）の割合と、オーステナイト相中の（Ｃ＋Ｎ）固溶量は、最終熱理後の薄板について、Ｘ線回折装置を用いて測定した。オーステナイト相（Ａ相）の割合は、各回折ピークの積分強度を測定し、下記（１）式により、全ピークの積分強度の和に対するオーステナイト相（Ａ相）ピークの積分強度の和の割合により、算出した。侵入型固溶元素である（Ｃ＋Ｎ）の固溶量は、下記（２）式の経験式によりオーステナイト相（Ａ相）の格子常数の変化より、オーステナイト安定化および強化に有効に作用すると考えられる固溶量を算出した。
【００６３】
通常、（Ｃ＋Ｎ）の含有量は化学分析やガス分析によって求められるが、本実施例では、侵入型固溶強化元素であるＣおよびＮの固溶により、準安定状態を含むオーステナイト相が強化されるため、析出している部分を除く、固溶量を算出するためにＸ線回折を用いた。
すなわち、全ての（Ｃ＋Ｎ）含有量が化学分析の値であり、析出した炭窒化物を除き、強化に有効に作用すると共に準安定オーステナイト状態を維持する考えられる固溶量を明らかにした。
【００６４】
オーステナイト相（Ａ相）の割合（％）＝１００×（Ａ相ピーク積分強度の和／全ピーク積分強度の和）                                                ・・・・・（１）
（Ｃ＋Ｎ）固溶量（質量％）＝｛Ａ相の格子常数（Å）−３．５９５｝／０．０３５
・・・・・（２）
また、製品やその構成部品への加工を模擬し、同薄板に板厚減少率で２０％の冷間圧延を行い、オーステナイト相（Ａ相）の減少した割合を準安定Ａ相の割合とした。例えば、後述する表２におけるＮｏ.１（本発明例）は、熱処理後のオーステナイト相の割合が２４面積％であり、これに板厚減少率２０％の冷間圧延を施すことによりオーステナイト相の割合は１２面積％に減少する。すなわち、冷間圧延前の２４面積％のうちの１２面積％が準安定オーステナイト相であり、残りの１２面積％が安定オーステナイト相である。また、表２におけるＮｏ.２（本発明例）は熱処理後のオーステナイト相が２６面積％であり、その内の１５面積％が準安定オーステナイト相であり、１１面積％が安定オーステナイト相である。本発明では、基本的には、この準安定オーステナイト相の割合に比例し、高強度と優れた加工性が両立する。
【００６５】
さらに、断面を埋込、研磨およびエッチングした後、光学顕微鏡を用いて化合物を観察し、１μｍ以上の最大の円相当径、化合物の数を測定した。
【００６６】
（ｉｉ）硬さ：板表面について、ビッカース硬度計を用いて、９．８Ｎで測定した。
（ｉｉｉ）引張特性：圧延方向と平行な方向に採取したＪＩＳ−１３Ｂ号試験片について、インストロン型試験機を用いて実施し、伸びを測定した。
（ｉｖ）曲げ性：圧延方向と平行な方向に採取した短冊状試験片について、曲げ半径１．０ｍｍの直角曲げ金型と油圧式プレス試験機を用いて行い、加工後に割れの有無を調査した。評価は割れの無い場合を○、割れ有りを×で評価した。なお、割れないものの、しわや凹凸を生じて、発明材１〜２２程の曲げ加工性得られなかったものを△で評価した。
【００６７】
表２に、最終熱処理後のステンレス鋼板の諸特性をまとめて示す。なお、表２では本発明で規定する条件を満足するものを発明材とし、それ以外を比較材とした。
表２に示した以外の条件については、高温保持以外の熱処理も、高温加熱と同様の雰囲気で実施した。雰囲気の露点は−４０℃とした。低温保持後の冷却速度は０．５℃／秒とした。
【００６８】
【表２】
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【００６９】
表２に示す発明材１〜２２は、オーステナイト相（Ａ相）の割合が１５％以上であり、かつ、その内の８％以上が準安定状態であり、残部がフェライト相（Ｆ相）ないしフェライト相（Ｆ相）とマルテンサイト相（Ｍ相）からなる複相組織を示していた。
【００７０】
発明材１〜２２は、硬さＨＶ１で２５０を超える値を示すとともに、伸びで１０％を超える値を具備していた。特に、ばね部品に必要となる優れた伸びと硬さの関係を示し、それらの積の値が５０００以上となり、全般に高い値を有していた。さらに、発明材１〜２２は、優れた曲げ性も有していた。
【００７１】
これに対し、比較材２３〜２７のように、本発明で規定する化学成分を満たしても、製造条件が合致しない場合には、本発明で規定する金属組織を得られず、硬さと伸びの積は５０００に届かず、曲げ性も一部に△で示したようにしわや凹凸を生じて不芳であった。
【００７２】
さらに、本発明で規定する化学成分を満足しない比較材２８〜３３も同様に不芳な結果であった。
【図１】
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