(57)【要約】【課題】  大きな破断伸びを有する高ケイ素ステンレス鋼及びそれを素材とするバネ並びに高ケイ素ステンレス鋼の製造方法を提供する。【解決手段】  本発明の高ケイ素ステンレス鋼は、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１２％以上であることを特徴としている。結晶粒の大きさが７μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１４％以上であることを特徴としている。また、熱時効処理後の破断伸びが１０％以上であることを特徴としている。本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法は、前記表面温度が８５０℃以下であり、かつ前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する荷重負荷工程を含むことを特徴としている。大きな破断伸びを有する高ケイ素ステンレス鋼を素材とすることによって長寿命のバネとなる。【選択図】  図２
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とし、
破断伸びが１２％以上のものであることを特徴とする高ケイ素ステンレス鋼。
【請求項２】
結晶粒の大きさが７μｍ以下の微細組織を主体とし、
破断伸びが１４％以上のものであることを特徴とする高ケイ素ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の高ケイ素ステンレス鋼に対し、４５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱時効処理がなされた高ケイ素ステンレス鋼であって、
この高ケイ素ステンレス鋼の破断伸びが１０％以上であることを特徴とする高ケイ素ステンレス鋼。
【請求項４】
ブリネル硬さが４５０以上であることを特徴とする請求項３に記載の高ケイ素ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１乃至請求項４のいずれかに記載の高ケイ素ステンレス鋼を使用してなるバネ。
【請求項６】
高ケイ素ステンレス鋼又は高ケイ素ステンレス鋼の母合金に対し鍛造を行う工程において、
前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金の表面温度を１１００℃以上とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷した後、前記表面温度が８５０℃以下であって、かつ前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する荷重負荷工程を含むことによって、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴とする高ケイ素ステンレス鋼の製造方法。
【請求項７】
高ケイ素ステンレス鋼又は高ケイ素ステンレス鋼の母合金に対し鍛造を行う工程において、
前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金の表面温度を１１００℃以上とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷し始めて、前記表面温度が８５０℃以下であって、かつ前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する第１の荷重負荷工程と、
前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金の表面温度を８５０℃〜１０５０℃の温度範囲とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷した後、前記表面温度が８５０℃以下であって、かつ前記高ケイ素ステンレス鋼又は前記母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する第２の荷重負荷工程とを含み、
前記第１の荷重負荷工程後に、前記第２の荷重負荷工程を１回以上行うことによって、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴とする高ケイ素ステンレス鋼の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法において、
前記第２の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度を、前記第１の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度より低くし、前記第２の荷重負荷工程を複数回行い、前記複数回行う第２の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度を回数毎に低くしながら結晶粒の大きさを徐々に小さくし、
前記第２の荷重負荷工程の回数を変えることによって結晶粒の大きさを制御し、結晶粒の大きさが１μｍ〜１５μｍの微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴とする高ケイ素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、高ケイ素ステンレス鋼に関し、特に、高い延性を有する高ケイ素ステンレス鋼、それを素材とするバネ及びその高ケイ素ステンレス鋼の製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高ケイ素ステンレス鋼はシリコロイという名称で知られており、３．５重量％以上のケイ素がステンレス中に含有されている金属材料である。高ケイ素ステンレス鋼は、さびにくく、高靭性、耐摩耗性、耐熱性を有する金属材料である。
【０００３】
しかし、高ケイ素ステンレス鋼においては、鍛造しクエンチング処理後の破断伸びが約１０％であり、また、高硬度化を図るために５００℃程度の温度で熱時効処理を施した後の破断伸びは、高々３．５％と小さい値であった。このため、金属材料の最も特徴的な特性の１つである延性が不十分なために各種機械部品等への適用が限定されるという問題が生じていた。
【０００４】
一般的にステンレス鋼等の鋼材は、結晶粒を小さくすることによって、機械的強度や延性が向上することが知られている。ステンレス鋼等の鋼材に関して、結晶粒を小さくする方法が幾つか開示されている（例えば、特許文献１〜３）。
【特許文献１】特開２０００−２４８３２９号公報
【特許文献２】特開２０００−３５１０４０号公報
【特許文献３】特開２００２−１９２２０１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかし、特許文献１〜３に示すような方法を高ケイ素ステンレス鋼に適用して高ケイ素ステンレス鋼の結晶粒の微細化を試みても材料が割れてしまう等の現象が発生し、結晶粒が微細化された高ケイ素ステンレス鋼が得られない状況にあった。具体的には、高ケイ素ステンレス鋼は、結晶粒の大きさが、結晶粒の小さいものでも２５〜３０μｍ程度であり、上述のようにその破断伸びが、鍛造しクエンチング処理後において約１０％、熱時効処理後において高々３．５％のものしか得られない状況であった。
【０００６】
このような問題を解決し、破断伸びが大きく延性に優れた高ケイ素ステンレス鋼を実現することによって、高ケイ素ステンレス鋼の特長が更に生かされ、優れた機械部品等を提供することができる。こうしたことから、大きな破断伸びを有する高ケイ素ステンレス鋼が強く望まれていた。
【０００７】
そこで、本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、その目的は、大きな破断伸びを有する高ケイ素ステンレス鋼及びそれを素材とするバネ並びに高ケイ素ステンレス鋼の製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
＜発明の概要＞
本発明は、高ケイ素ステンレス鋼の結晶粒を微細化させる方法を見出したことによってなされた。すなわち、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金の表面温度を一定の範囲に制御しながら、衝撃荷重及び／又は静荷重を、好ましくは衝撃荷重を負荷して鍛造を行うことによって高ケイ素ステンレス鋼の結晶粒の大きさを小さくさせることができる。また、制御する表面温度及び鍛造の条件を変えることによって結晶粒の大きさを制御することができる。
【０００９】
＜解決手段＞
本発明の高ケイ素ステンレス鋼は、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１２％以上のものであることを特徴としている。
【００１０】
このように、高ケイ素ステンレス鋼において、結晶粒の大きさを１５μｍ以下にすることによって、破断伸びを大きくすることができる。
【００１１】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼は、好ましくは結晶粒の大きさが７μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１４％以上のものである。
【００１２】
このように、高ケイ素ステンレス鋼において、結晶粒の大きさを７μｍ以下にすることによって、更に破断伸びを大きくすることができる。
【００１３】
ここで、高ケイ素ステンレス鋼は、ケイ素が３．５重量％以上、一般的に３．５重量％〜７重量％含まれているステンレス鋼をいうが、シリコロイＡ１、シリコロイＡ２、シリコロイＤを例示することができる。
【００１４】
なお、ここで「結晶粒の大きさ」は、ＡＳＴＭ  Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ  Ｅ１１２−８２によって求められる値をいう。また、「破断伸び」は、ＪＩＳ規格Ｚ２２４１の金属材料引張試験方法に定義されている破断伸びをいう。
【００１５】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼を素材として使用してなるバネは、延性が飛躍的に改善されているので高荷重負荷を与えても破壊しにくく、優れた機械部品等を提供することができる。また、長い寿命を有するバネを提供することができる。
【００１６】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼は、上記いずれかの高ケイ素ステンレス鋼に対して、４５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱時効処理を施した後において、破断伸びが１０％以上であることを特徴とする。なお、熱時効処理は、高ケイ素ステンレス鋼においては、上記温度範囲で１時間程度保持して行なわれる場合が多い。
【００１７】
また、熱時効処理によって、材料表面の硬度が高くなるが、上記熱時効処理を施した後において、破断伸びが１０％以上有する高ケイ素ステンレス鋼は、ブリネル硬さの値が４５０以上という高い硬度を保持することができる。ここで、「ブリネル硬さ」は、ＪＩＳ規格Ｚ２２４３のブリネル硬さ試験によって求められる値をいう。
【００１８】
このような高硬度を有する高ケイ素ステンレス鋼は、優れた機械部品等を提供することができ、また、更に高負荷に耐え長い寿命を有するバネを提供する。
【００１９】
なお、また、バネ等の機械部品に対しては、窒化処理やショットピーニング処理によって表面処理を行うことができる。一般に高ケイ素ステンレス鋼の表面に窒素を侵入させることによって表面硬度が高くなるが、微細な結晶粒を有する高ケイ素ステンレス鋼では、更に表面硬度を高くすることができる。また、ショットピーニング処理は高ケイ素ステンレス鋼内部に残留応力を生じさせる効果があるが、窒素を侵入させて表面硬度を高めた微細な結晶粒を有する高ケイ素ステンレス鋼にショットピーニング処理を行うと、ショットピーニングによって生じる残留応力が大きくなりやすく、より大きな応力に対抗することが可能となると考えられる。
【００２０】
本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法は、高ケイ素ステンレス鋼又は高ケイ素ステンレス鋼の母合金に対し、鍛造を行う工程において、高ケイ素ステンレス鋼又は母合金の表面温度を１１００℃以上とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷した後、表面温度が８５０℃以下であって、かつ高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する荷重負荷工程を含むことによって、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴としている。
【００２１】
これによって、大きな破断伸びを有する高ケイ素ステンレス鋼が得られる。つまり、表面温度が１１００℃以上から荷重の負荷を開始し、８５０℃以下の温度まで荷重を負荷することによって、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金の結晶粒の微細化が促進される。このとき、８５０℃以下の温度範囲で時間を長く鍛造する程、結晶粒が小さくなる。また、高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れを生じない温度で、８５０℃以下のうちより低い温度で荷重を負荷する程、結晶粒の微細化が促進される。また、鍛造の開始時点は、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金の表面温度が１１００〜１２００℃であることが好ましい。１２００℃を超える温度にする必要性がないからである。表面温度が１１００℃より低い温度から、鍛造を開始すると、まだ十分に延性が付与されていない高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れが発生しやすくなる。なお、ここで「母合金」とは、鍛造後に高ケイ素ステンレス鋼となる成分からなる合金をいう。
【００２２】
また、鍛造の際の荷重は静荷重であってもよいが、衝撃荷重を与えることによって高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金内部で活発な自己発熱が起こり、結晶粒の微細化が一層促進され、工程に要する時間を短縮することができる。また、静荷重と衝撃荷重を併用してもよい。例えば、衝撃荷重の負荷に加えた後に圧延（静荷重）を行うことによって薄板形状の材料を得ることが容易となる。
【００２３】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法は、高ケイ素ステンレス鋼又は母合金の表面温度を１１００℃以上とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷した後、表面温度が８５０℃以下であって、かつ高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する第１の荷重負荷工程と、高ケイ素ステンレス鋼又は母合金の表面温度を８５０℃〜１０５０℃の温度範囲とした状態で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷し始めて、表面温度が８５０℃以下であり、かつ高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れを生じない温度範囲で衝撃荷重及び／又は静荷重を負荷する第２の荷重負荷工程とを含み、第１の荷重負荷工程後に、第２の荷重負荷工程を１回以上行うことによって、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴としている。
【００２４】
前述のように高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れを生じない温度で、かつ８５０℃以下の表面温度で荷重を負荷することによって結晶粒が微細化された高ケイ素ステンレス鋼が得られるが、このように第１の荷重負荷工程と第２の荷重負荷工程を行うことによって、鍛造時の高ケイ素ステンレス鋼又は母合金に割れが発生するのを回避しやすくなる。また、第２の荷重負荷工程においては、荷重負荷の開始の時における高ケイ素ステンレス鋼又は母合金の表面温度が１０５０℃を超えない温度にする。１０５０℃を超えて加熱すると、結晶粒が再び大きくなるからである。第２の荷重負荷工程は、１回でもよく、複数回繰り返してもよい。
【００２５】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法は、第２の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度を、第１の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度より低くし、第２の荷重負荷工程を複数回行い、複数回行う第２の荷重負荷工程において荷重を負荷するときの表面温度の最低温度を回数毎に低くしながら前記結晶粒の大きさを徐々に小さくし、第２の荷重負荷工程の回数を変えることによって結晶粒の大きさを制御し、結晶粒の大きさが１μｍ〜１５μｍの微細組織を主体とした鋼材を製造することを特徴としている。
【００２６】
これによって、大きな破断伸びを有し、結晶粒の大きさが制御された高ケイ素ステンレス鋼が得られる。
【００２７】
このように、荷重を負荷する時の下限の温度を徐々に下げていくことによって、徐々に結晶粒が小さくなる。つまり、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金の延性が徐々に高くなっていくので、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金に割れを生じにくくさせており、荷重負荷の回数毎に結晶粒の大きさを小さくしていくことができる。
【００２８】
なお、荷重負荷の下限の温度を徐々に下げていかなくても、荷重負荷を繰り返す度に結晶粒は小さくなるが、この場合は、高ケイ素ステンレス鋼又はその母合金の割れを回避するためには、負荷する荷重の大きさを最初の方は小さく抑える工夫をすることが好ましい。
【発明の効果】
【００２９】
結晶粒の大きさを１５μｍ以下に小さくすることによって、破断伸びが向上し、優れた延性を有する高ケイ素ステンレス鋼が提供される。また、結晶粒の大きさを７μｍ以下にすることによって、破断伸びが１４％以上と更に飛躍的に向上した高ケイ素ステンレス鋼が提供される。
【００３０】
熱時効処理によって硬度が高くなった高ケイ素ステンレス鋼において、その材料の破断伸びが１０％以上であり、従来と比べて破断伸びが飛躍的に向上した高ケイ素ステンレス鋼が提供される。この場合、破断伸びが１０％以上であり、かつ、ブリネル硬さが４５０である高ケイ素ステンレス鋼も提供される。
【００３１】
高ケイ素ステンレス鋼を素材として使用してなるバネは、延性が飛躍的に改善されているので高負荷を与えても破壊しにくく、また、長い寿命を有する。
【００３２】
本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法により、高ケイ素ステンレス鋼の結晶粒の大きさを１５μｍ以下にすることができる。また、結晶粒の大きさを１μｍ〜１５μｍに制御することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００３３】
以下、本発明の実施の形態について説明する。
【００３４】
本実施の形態に係る高ケイ素ステンレス鋼は、結晶粒の大きさが１５μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１２％以上である。また、結晶粒の大きさが７μｍ以下の微細組織を主体とし、破断伸びが１４％以上である。
【００３５】
上記の高ケイ素ステンレス鋼は、広範に機械部品等の金属製品の素材として使用される。例えば、上記の高ケイ素ステンレス鋼を素材として使用することによって、従来のバネ材と異なりさびにくく、長い寿命を有するバネが提供される。
【００３６】
また、本実施の形態に係る高ケイ素ステンレス鋼は、４５０℃〜５５０℃の温度範囲で熱時効処理後において、破断伸びが１０％以上である。また、この高ケイ素ステンレス鋼は、熱時効処理によって、破断伸びが１０％以上を保持しブリネル硬さを４５０以上とすることができる。このような高硬度を有する高ケイ素ステンレス鋼を使用することによって、更に高負荷に耐え長い寿命を有するバネが提供される。
【００３７】
高ケイ素ステンレス鋼の組織の微細化は、高ケイ素ステンレス鋼の素材又は高ケイ素ステンレス鋼となる成分からなる母合金（以下、微細化の前の素材及び母合金を総称して「母合金等」という）を用いて行う。母合金等の大きさや形状には特に制限がなく、製造設備や目的に応じて様々な大きさの丸材、角材、板材等と使用することができる。また、鍛造等による製造工程において、様々な大きさの丸材、角材、板材等に加工された高ケイ素ステンレス鋼を得ることができるのは言うまでもない。
【００３８】
以下に説明するように、母合金等を一定の温度範囲で荷重を負荷しながら高ケイ素ステンレス鋼を製造する。荷重は、衝撃荷重でも静荷重でもよいが、結晶粒の微細化の速度が速くなるので衝撃荷重を負荷することが好ましい。なお、衝撃荷重を負荷する装置としては、ハンマーを装備したプレス機が挙げられる。
【００３９】
微細な結晶粒の大きさを有する高ケイ素ステンレス鋼を得るためには、８５０℃以下の温度で母合金等に鍛造を行い、母合金等の結晶粒を微細化させる。
【００４０】
その製造工程においては、まず表面温度が１１００〜１２００℃まで加熱した母合金等に対して荷重の負荷を開始する。そして、母合金等は、外気にさらされているので荷重を負荷している間に母合金等の温度が低下するが、母合金等の表面温度が８５０℃以下になっても荷重を負荷する。母合金等の表面温度は、母合金等が割れない温度で、きるだけ低い温度で荷重を負荷することが好ましい。このとき、７００℃以下の温度になると母合金等に割れが発生しやすくなるので注意を要する。
【００４１】
より微細化された結晶粒を有する組織を得る場合、８５０℃以下の温度を保ちながらなるべく長時間をかけて荷重を負荷する。更に、母合金等が割れない温度範囲で、できるだけ低い温度に至るまで鍛造を行ようにする。
【００４２】
荷重の負荷が終了後、従来法に従ってクエンチングによって冷却して、結晶粒が微細化された高ケイ素ステンレス鋼が得られる。
【００４３】
以上の方法によって本発明の実施の形態に係る高ケイ素ステンレス鋼が製造されるが、以下に説明するように荷重の負荷（鍛造）を複数回行うことによって、高ケイ素ステンレス鋼の結晶粒の大きさは、１μｍ〜１５μｍの間で制御することが容易になる。
【００４４】
まず、１１００〜１２００℃付近まで加熱した母合金等に対して荷重を負荷し始めて８５０℃以下で母合金等が割れない温度領域まで荷重を負荷する（第１回目の鍛造）。
【００４５】
次に、鍛造を止め母合金等の表面温度が８５０℃以上、好ましくは１０５０℃付近になるまで母合金等を加熱する。このとき、母合金等の表面温度が１０５０℃を超えると、逆に結晶粒が大きくなってしまうので１０５０℃を超えないようにする。そして、表面温度が１０５０℃付近になった母合金等に対し、再び荷重を負荷し始めて８５０℃以下で母合金等が割れない温度領域まで荷重を負荷する（第２回目の鍛造）。再び、荷重の負荷を止め母合金等の表面温度が１０５０℃付近になるまで母合金等を加熱する。そして、再び表面温度が１０５０℃付近になった母合金等に対し、荷重を負荷し始めて８５０℃以下で母合金等が割れないの温度領域まで荷重を負荷する（第３回目の鍛造）。更に、必要に応じて、同様に第４回目の鍛造、第５回目の鍛造、それ以上の鍛造の工程を繰り返す。
【００４６】
ここで、荷重の負荷を終了する温度は、第２回目の鍛造の方が、第１回目の鍛造の時より低い温度にすることによって、更に結晶粒が小さくなりやすい。このように鍛造する下限の温度を徐々に下げていくと、母合金の割れの発生を回避しながら高い荷重を負荷することができるので微細な結晶粒を容易に得られることとなる。
【００４７】
以上のように、上記の鍛造工程を繰り返すことによって、結晶粒の大きさがだんだん小さくなるので、所望の結晶粒の大きさになる工程の回数を設定しておくことにより、結晶粒の大きさを制御することができる。すなわち、鍛造工程を複数回の工程に分けることにより、より容易に結晶粒の大きさが制御された微細組織を得ることができる。
【００４８】
なお、工程の最後は、この場合も上記と同様、従来法に従ってクエンチングによって冷却して、本実施の形態に係る高ケイ素ステンレス鋼を得る。
【００４９】
以下に、実施例によって本発明を図面を参照して具体的に説明するが、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
【実施例１】
【００５０】
鉄（Ｆｅ）以外の主成分（重量％）が、Ｓｉ：４、Ｃ：０．０２、Ｎｉ：７、Ｃｒ：１２である直径１２ｃｍ、長さ２５ｃｍの母合金を以下に示すように鍛造及びクエンチングを施して、直径３ｃｍ、長さ１２０ｃｍの高ケイ素ステンレス鋼を得た。
【００５１】
図１は、本実施の形態に係る高ケイ素ステンレス鋼の鍛造時の様子を模式的に示している。図１（ａ）は鍛造時の様子を示しており、図１（ｂ）は、得られた高ケイ素ステンレス鋼の外観形状を示している。
【００５２】
まず、１１５０℃に加熱された母合金１を１／２トンのエアーハンマー２のアンビル３上に置いた。
【００５３】
ハンマー４をアンビル３から７０ｃｍの高さから母合金１に対して落下させて鍛造を行った。衝撃は、１秒間に２回のサイクルでハンマー４が駆動装置５によって落下・上昇することによって行われ、作業者７が把持具８を用いて母合金１を適宜移動させて、母合金１の全体が鍛造されるようにした。
【００５４】
そして、母合金１の表面温度が８５０℃になったことを温度計６で確認した後、鍛造を停止し、母合金１を図示しない電気炉内に入れて母合金１の表面温度が１０５０℃を超えないように１０５０℃付近まで加熱した。このときの母合金１の表面温度の測定も温度計６を用いて行った。なお、温度計６は、デジタル放射温度計（大同特殊鋼（株）製、スターサーモＤＳ−０６ＣＦ）を用いた。
【００５５】
次に、１０５０℃付近まで加熱した母合金１に対し、再び上記の方法と同様な方法で鍛造を行った。このときは、母合金１の表面温度が８００℃になるまで鍛造を行った。その後、母合金１を電気炉内に入れて母合金１の表面温度が１０００℃になるまで加熱した。
【００５６】
更に、１０００℃付近まで加熱した母合金１に対し、再び上記の方法と同様な方法で鍛造を行った。このときは、母合金１の表面温度が７５０℃になるまで鍛造を行って鍛造処理を完了させた。
【００５７】
そして、鍛造処理を終えた母合金１に対し、母合金１の表面温度が１０００℃になるまで電気炉内で加熱した後、一般にエス・ティー処理と呼ばれるウォータークエンチングを施して高ケイ素ステンレス鋼１０１を得た。
【００５８】
ここで得られた高ケイ素ステンレス鋼１０１の引っ張り強さは１１３４Ｎ／ｍｍ2であり、破断伸びは１４％であった。また、ブリネル硬さは、３４１であった。
【００５９】
また、高ケイ素ステンレス鋼１０１に対し、５００℃で１時間の熱時効処理を施した。そして、この熱時効処理後の高ケイ素ステンレス鋼の引っ張り強さは１６３４Ｎ／ｍｍ2であり、破断伸びは１０％であった。また、ブリネル硬さは、４６１であった。
【００６０】
なお、上記いずれの場合も、ＪＩＳ規格Ｚ２２０１の金属材料引張試験片に規定されている１４Ａ４号試験片を作製し、ＪＩＳ規格Ｚ２２４１の金属材料引張試験方法に従って引っ張り試験を行って、引っ張り強さ及び破断伸びを測定した。また、ＪＩＳ規格Ｚ２２４３に従って、ブリネル硬さを測定した。
【００６１】
上記熱時効処理後の高ケイ素ステンレス鋼１０１を輪切りにした断面の外周に近い部分（外周部）と中心に近い部分（中心部）を観察し、ＡＳＴＭ  Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎ  Ｅ１１２−８２に従って結晶粒の大きさを測定した。
【００６２】
図２（ａ）は、上記輪切りにした断面の観察箇所の概略を示し、図２（ｂ）及び（ｃ）は、それぞれ外周部及び中心部の観察箇所における熱時効処理後の高ケイ素ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織写真である。ここで、図２（ｂ）及び（ｃ）に示す写真の倍率は４００倍である。図２（ｂ）及び（ｃ）を比較しても分かるように、外周部と中心部との間で組織に違いは認められなかった。そして、結晶粒の大きさは、外周部（図２（ｂ）参照）においても、中心部（図２（ｃ）参照）においても、６．９μｍであった。
【００６３】
なお、結晶粒の大きさは、上記熱時効処理によって影響されないので、上記熱時効処理前後における結晶粒の大きさは同じである。
【００６４】
また、上記熱時効処理後の高ケイ素ステンレス鋼に対し、従来法に従って窒化処理を施し、従来法のインペラー方式によってショットピーニングを施した。これによって得られた高ケイ素ステンレス鋼の表面のビッカース硬さは、１４００であった。なお、この場合、硬さをビッカース硬さ試験で評価したが、ビッカース硬さは、ＪＩＳ規格Ｚ２２４４に従って測定した。
【００６５】
本実施例１の高ケイ素ステンレス鋼と従来の高ケイ素ステンレス鋼とを比較するために、市販（従来）の高ケイ素ステンレス鋼について上記と同じ形状のサンプルの表面を上記と同様の方法で観察して組織写真を得た。そして、上記と同様の方法で結晶粒の大きさを測定した。
【００６６】
図４（ａ）は、上記従来の高ケイ素ステンレス鋼サンプルについて観察箇所の概略を示し、図４（ｂ）及び（ｃ）は、それぞれ外周部及び中心部の観察箇所における熱時効処理後の高ケイ素ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織写真である。この場合も、図４（ｂ）及び（ｃ）に示す写真の倍率は４００倍である。図４（ｂ）及び（ｃ）において、上述のように外周部と中心部との間で結晶粒の大きさは少し異なるが、これらの写真では外周部と中心部との間で顕著な組織の違いは認められなかった。そして、従来の高ケイ素ステンレス鋼については、結晶粒の大きさは、外周部（図４（ｂ）参照）では２７．２μｍ、中心部（図４（ｃ）参照）では２４．９μｍであった。
【実施例２】
【００６７】
実施例１で得た直径３ｃｍ、長さ１２０ｃｍの高ケイ素ステンレス鋼１０１を用いてサラバネを作製した。
【００６８】
サラバネの作製は、サラバネを構成する座金を作製し、複数の座金を積み重ねることによって行った。
【００６９】
図３（ａ）に作製した座金の正面から見た断面図を、図３（ｂ）に作製したサラバネの正面から見た断面図を示す。
【００７０】
図３（ａ）に示す座金３１の作製には、まず、高ケイ素ステンレス鋼１０１（図１参照）を直径３ｃｍ（３０ｍｍ）、長さ１０ｃｍ（１００ｍｍ）に切断し、複数個の円柱状の材料とした。次に、この各円柱状の材料に対して、円柱の底面を叩いて直径約４０ｍｍとした後、スライスして直径約４０ｍｍ、厚さ約２．５ｍｍにした後、中央に直径約２０ｍｍの穴明け加工を、エッジ部にＲ加工をして穴明き円板状の材料とした。
【００７１】
更に、この穴明き円板状の材料に対し、応力を与えて湾曲させて、中央部分を突起させて略ホーン状とした後、５００℃で１時間の熱時効処理を施して座金３１とした。なお、座金３１の主要部な箇所の寸法を図３（ａ）に示している。
【００７２】
次に、図３（ｂ）に示すように座金３１を１３０個積み重ねてサラバネ３２とした。
【００７３】
そして、サラバネ３２に対して、その上下方向（矢符ａ、ｂ）に荷重を負荷して寿命試験を行った。試験では、サーボパルサー試験機を用いて、１秒間に１０回（１０Ｈｚ）のサイクルで荷重を与えた。荷重振幅は、４．５ｋＮ〜３．２ｋＮであった。８００万回荷重を与えた後においても、サラバネ３２には特に損傷が認められなかった。
【産業上の利用可能性】
【００７４】
本発明の高ケイ素ステンレス鋼は、バネ以外にも広範な金属製品として活用されるが、特に、高強度・高靭性を必要とするベアリング、ボルト・ナット等の機械部品、支承用ローラ等の構造部材、刃物や切削工具等として適用可能である。
【００７５】
また、本発明の高ケイ素ステンレス鋼の製造方法は、析出硬化型ステンレス鋼であれば高ケイ素ステンレス鋼以外の金属にも適用して、その組織の微細化を図ることが可能であると考えられる。他の析出硬化型ステンレス鋼として、例えばＳＵＳ６３０が挙げられる。
【図面の簡単な説明】
【００７６】
【図１】本発明の実施例に係る高ケイ素ステンレス鋼の鍛造方法を説明する模式図であり、（ａ）は鍛造時の様子を示す図、（ｂ）は高ケイ素ステンレス鋼の外観の斜視図である。
【図２】本発明の実施例１に係る高ケイ素ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織観察において、（ａ）は観察箇所の概略を示す図、（ｂ）は外周部の組織写真を示す図、（ｃ）は中心部の組織写真を示す図である。
【図３】本発明の実施例２に係る高ケイ素ステンレス鋼製のサラバネを説明する図であり、（ａ）はサラバネを構成する座金の正面から見た断面図、（ｂ）はサラバネの正面から見た断面図である。
【図４】従来の高ケイ素ステンレス鋼の電子顕微鏡による組織観察において、（ａ）は観察箇所の概略を示す図、（ｂ）は外周部の組織写真を示す図、（ｃ）は中心部の組織写真を示す図である。
【符号の説明】
【００７７】
１  母合金
２  エアーハンマー
３  アンビル
４  ハンマー
５  駆動装置
６  温度計
７  作業者
８  把持具
１０１  高ケイ素ステンレス鋼
３１  座金
３２  サラバネ
【図１】
2005146380.tif 000003
【図２】
2005146380.tif 000004
【図３】
2005146380.tif 000005
【図４】
2005146380.tif 000006