JPH0826404B2

JPH0826404B2 - 張り出し強度および靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法

Info

Publication number: JPH0826404B2
Application number: JP62153443A
Authority: JP
Inventors: 照夫田中; 貞雄廣津; 定幸中村
Original assignee: Nisshin Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Steel Nisshin Co Ltd
Priority date: 1987-06-22
Filing date: 1987-06-22
Publication date: 1996-03-13
Anticipated expiration: 2011-03-13
Also published as: JPS63317628A

Description

【発明の詳細な説明】〔産業上の利用分野〕本発明は,180kg/mm²以上場合によっては200kg/mm²以
上の高強度を有しながら，優れた張り出し強度および勒
性を有し，割れ発生応力の高い高強力ステンレス鋼の製
造法に関する。本発明法によって得られるステンレス鋼
は，耐食性と共に高いばね特性の要求されるような板ば
ね，コイルばね，更には可及的薄くしても高強度を維持
することが必要な半導体ウエハーのスライス用のブレー
ド基板材などに好適に適用できるものである。

〔従来の技術〕

従来，ステンレス鋼をばね材に使用したり，ブレード
基板材に適用する場合には，マルテンサイト系ステンレ
ス鋼，加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼または
析出硬化型ステンレス鋼などが使用されてきた。

マルテンサイト系ステンレス鋼は，周知のように高温
のオーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態
させることによって硬化させたもので,SUS410J1,420J2,
440A,Cなどの鋼種がこれにあたる。これらの鋼は焼き入
れ焼き戻しによりかなりの高強度と勒性が得られる。し
かし大きな板でかつ薄いものでは，熱処理により変形し
目的の形状のものを得ることは非常に困難である。

このため，そのような用途には加工硬化型オーステナ
イト系ステンレス鋼が使用されるのが通常である。この
鋼は冷間加工によりオーステナイト相とマルテンサイト
相の２相状態となるため，強度と延性に優れ，かつ耐食
性にも優れている。これらは,SUS301,SUS304などに代表
される。その強度は冷間加工量に依存するので，高強度
を得るためには冷間加工量を大きくする必要がある。こ
の場合延性が低下する。

析出硬化型ステンレス鋼は，析出硬化型元素を添加
し，時効処理により硬化させるものである。代表的なも
のには析出元素としてCuを添加したSUS630,Alを添加しS
US631があるが，前者は固溶化処理後時効処理により硬
化させたもので，強度は高々140kg/mm²である。一方，
後者は固溶化処理後準安定オーステナイト相を冷間加工
などの前処理で一部または全部をマルテンサイト相に変
態させその後時効処理することにより，Ni₃Al金属間化
合物を析出させて硬化させるものでありかなり高強度の
ものが得られる。SUS631のオーステナイト相をマルテン
サイト相に変態させ，時効処理する方法としてはTH105
0,RH950,CH法などの周知の処理法がある。前２者の方法
により得られる強度は高々150kg/mm²であるが,CH処理で
は190kg/mm²程度のものが得られる。CH処理はまず前処
理として，加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼の
場合と同様に冷間加工を施してオーステナイト相とマル
テンサイト相の２相にし，その後時効処理を施すもので
ある。この時効処理により，マルテンサイト相にNi₃Al
金属間化合物が析出して前述のような強度となる。

〔発明が解決しようとする問題点〕

例えばシリコン単結晶を切断してウエハーを製造する
ための切断刃は，板厚が0.05〜0.2mmのディスク基板の
内縁にダイヤモンド粉を被着させたInner diameter saw
blade（通称ID Saw Blade）が使用される。このブレー
ド基板は平坦度が良好であることはもとより，ウエハー
の切断ロスを出来るだけ少なくするために，厚みが薄く
且つ高強度のものでなければならない。そして切断機に
セットされる場合には強く張り出されるので十分な張り
出し強度（高い割れ発生応力）を有することが必要であ
る。つまり，高い強度と高い張り出し強度を有した勒性
に優れた材料であることが必要である。このような要求
を満足するには200kg/mm²級の抗張力を有しながら且つ
割れ発生応力の高い勒性の優れたステンレス鋼であるこ
と，そして精密な寸法と平坦度をもつ薄板に加工ができ
ることが望まれるが，従来のステンレス鋼ではこのよう
な過酷な要求を同時に満足することはできなかった。

例えば，マルテンサイト系ステンレス鋼は焼き入れの
際に高温（950〜1100℃）に加熱され，冷却過程でマル
テンサイト変態も急激に生じるので，形状を損ないやす
い。これはプレスクェンチのような特殊熱処理によって
防止することが可能であるが費用がかかる。また薄板で
かつ広幅鋼帯での熱処理はほとんど不可能である。更
に,180kg/mm²前後の強度にすると張り出し加工はほどん
ど不可能となる。

オーステナイト系ステンレス鋼の場合は高強度を得る
ためには冷間加工量を大きくしなければならない。しか
し，冷間加工によって高強度にすると延性が著しく阻害
されてしまう。また，製品が鋼帯や大板の場合，高度な
冷間加工によってそり等が発生し形状も損なわれること
が多い。

析出硬化型ステンレス鋼の場合には,SUS630では十分
な高強度が得られない。SUS631は酸素や窒素との親和力
の大きいAlを0.75〜1.50％添加しているので製鋼時にア
ルミナ系の非金属介在物を形成したり，鋳造時にAlNの
凝集した介在物を形成し，製品の表面肌が荒れたり，勒
性や延性が阻害される場合が多々ある。また薄板では，
張り出し応力負荷時に介在物を起点に低応力で割れると
いう現象が生じる。また張り出し強度を必要とする部材
への使用は本質的に不利であった。そして析出硬化型ス
テンレス鋼は製品に加工後に熱処理を施すことにより本
来の特性が得られるのが一般的であるが，加工後に熱処
理を施すことにより形状がくずれたり，費用も嵩むとい
う問題があった。

〔問題点を解決するための手段〕

本発明は，マルテンサイト相誘発および強化元素であ
るSiを1.0％を越え3.0％以下と従来鋼より高くするとと
もに，マルテンサイト相の強化元素であるC,Nを合計で
0.10％以上にして,Siの添加により軽度の冷間加工で固
溶化後の準安定オーステナイト相からマルテンサイト相
が容易に誘発されるようにすると共に，その誘発された
マルテンサイト相がSi,C,Nにより硬くされて，冷間加工
で形状，強度，延性に富んだ製品が得られるようにし，
そして析出硬化元素としては，時効硬化に対してSiと相
互作用を有し介在物の心配のないCuを添加して，時効処
理を追加することにより一層高強度を発現したものであ
る。また張り出し加工における加工高さあるいは張り出
し強度が，時効処理前の冷間加工量およびマルテンサイ
ト量に影響されることを知見し，冷間加工量と加工によ
って生ずるマルテンサイト量をバランスさせると共に，
内在する非金属介在物を最少限にとどめることにより，
従来鋼では困難であった高強度でかつ張り出し性のすぐ
れたステンレス鋼を得たものである。しかもこの場合，
時効処理は従来鋼のごとく長時間の時効処理を施すこと
なく短時間処理で高強度が得られる。この短時間時効で
よいことは鋼帯ままで連続時効処理ができることを意味
する。

すなわち本発明は，重量％において,C:0.10％以下,S
i:1.0％を越え3.0％以下,Mn:2.5％以下,Ni:4.0〜8.0％,
Cr:12.0〜18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:0.15％以下,S:0.008
％以下,CとＮの合計が0.10％以上，必要に応じて,Moま
たはＷの少なくとも一種を2.0％以下の量で更に含有せ
しめ，残部がFeおよび不可避的に混入してくる不純物よ
りなり，溶体化処理状態でオーステナイト組織を呈する
オーステナイト系ステンレス鋼を，溶体化処理後におい
て,40〜80容量％の加工誘起マルテンサイト量が生成す
るに十分な冷間加工率で冷間加工し，次いで,400〜600
℃で0.3〜５分の時効処理することからなる張り出し強
度および勒性に優れ且つ180kg/mm²以上，場合によって
は200kg/mm²以上の高強度を有するステンレス鋼の製造
方法を提供するものである。前記の鋼の化学成分範囲に
おいて，一層好ましくは,Si:2.0〜3.0％,Ni:5.0〜7.0
％,Cu:1.5〜2.5％,N:0.04〜0.1％以下,,Mn:0.5％未満,
S:0.004％以下とする。

〔発明の詳述〕

本発明鋼は，前記の範囲の組成を採用し，溶体化処理
状態でオーステナイト相とし，これを冷間加工状態で実
質的に40〜80％のマルテンサイト組織として，従来の加
工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼や析出硬化型ス
テンレス鋼よりも，強度，延性に優れしかも短時間の時
効処理で高強度が得られかつ張り出し強度の高いステン
レス鋼を得たものである。また，窒化物等の介在物を生
成する強化元素を使用しないことにより，さらに表面肌
の面でも勝るようにしたものである。本発明鋼は固溶化
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，製造に特別の条件を必要とせず，溶体化
処理までの工程は従来の加工硬化型オーステナイト系ス
テンレス鋼や析出硬化型ステンレス鋼と同要領で製造す
ることができる。

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。

Ｃはオーステナイト生成元素で，高温で生成するδフ
ェライトの抑制，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，本発明鋼ではSiが高い
ため,Cの固溶限が低下されてしまっている。このため,C
を高くすると，粒界に炭化物が析出し，耐粒界腐食や延
性低下の原因となるので,Cは0.1％以下とした。

Mnはオーステナイト相の安定度を支配する元素であ
り，その活用は他の元素とのバランスのもとに考慮され
る。本発明においては2.5％までのMn量でその活用が図
れる。ただ，本発明鋼ではMnがあまり高いと延性を低下
させる。したがって，特に延性を重視する場合には,Mn
量は0.5％未満とするのが好ましい。

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，本発明鋼の場合，室温で準安定オ
ーステナイト相にして冷間加工でマルテンサイト相を誘
発させるようにしなければならない。本発明鋼ではNiを
4.0％より低くすると高温で多量のδフェライト相が生
成し且つ室温でオーステナイト相が準安定状態になり難
くなる。また8.0％を越えると冷間加工でマルテンサイ
ト相が誘発され難くなる。このため,Ni量は4.0〜8.0％
とするが，より好ましくは,5.0〜7.0％とする。

Crは耐食性上必須の成分である。意図する耐食性を賦
与するのには少なくとも12.0％のCrを必要とする。しか
し,Crはフェライト生成元素でもあるので，高くしすぎ
ると高温でδフェライト相が多量に生成してしまう。そ
こでδフェ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,Cu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
添加すると今度は室温でのオーステナイト相が安定して
しまって，準安定オーステナイト相にならず，冷間加工
後，時効処理しても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18.0％とした。

Cuは時効処理の際，前述のごとくSiとの相互作用によ
り硬化させるものであるが，少なすぎると，その効果は
小さく，多すぎると，割れの原因となる。このため1.0
〜3.5％とした。

Siは，冷間加工によるマルテンサイト相の誘発および
強化する上で重要な元素であると共に，時効処理による
硬化のうえでもCuと合わせて重要である。その効果を発
揮させるためには少なくとも1.0％以上を必要とする。
しかし，あまり高くするとδフエライト相の生成を助長
すると共に添加量の割りにはその効果が小さいのでその
上限を3.0％とした。

なお，時効処理後の強度は，特にマルテンサイト量お
よびSi量とCu量に支配され，これらをバランスさせる必
要がある。特に高強度を得るためには,Si量を2.0％以上
3.0％以下,Cu量を1.5％以上2.5％以下とするのがよい。

Ｎは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させるのに極め
て有効な元素でもあるが，多量になると鋳造時にブロー
ホールの原因となるので0.15％以下とした。

ＳはMnと共存のもとにMnSを生成し，延性の低下をた
らすので,0.008％以下とした。なお，特に薄板で介在物
が延性，張り出し強度に影響する領域では,MnおよびＳ
は低い方が好ましく,Mn量は0.5％未満,S量は0.004％以
下が適当である。

MoとＷ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短時間時効で高強度を得る上で有
効に作用する。しかし，いずれもフェライトフォーマー
であるために多量に添加するとδフェライト相を晶出さ
せ，かえって強度低下の要因ともなるので上限を2.0％
までとした。

なおＣとＮとは同様な作用効果を示し，互換性があ
り，上限はそれぞれ上記のように限定したが本発明で意
図する作用効果を十分に発揮させるには合計量で0.10％
以上とする必要がある。

なお，本発明の製造法に用いられる鋼には前述の成分
以外に脱酸材として添加されるAlやTi,脱硫剤として添
加されるCaやREM,熱間加工性改善効果のある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
が出来る。

以上の範囲に各化学成分値を調整した本発明に従う鋼
はその組織状態が溶体化処理状態でオーステナイト組織
を呈する。そして，このオーステナイト組織は準安定な
組織であり，冷間加工によってマルテンサイト相を誘起
する。本発明においては，溶体化処理を行ってオーステ
ナイト組織としたあと,70％以下の加工率（圧延率）で
冷間加工（冷間圧延）し，その際に生成する加工誘起マ
ルテンサイト量を40〜80％の範囲とする。そして,400〜
600℃で0.3〜５分の範囲の短時間の時効処理を施す。後
記の実施例で実証するように，この冷間加工と短時間の
時効処理によって，目的とする高い張り出し強度をもつ
勒性に優れた高力ステンレス鋼を得ることができる。

例えば,IDブレード基板等の型ぬき（中央に円形の開
口をもつ円形デイスクの型ぬき）を行うには，鋼帯コイ
ルからエッチング法で行うことが通常である。このエッ
チング法による型ぬきは作業工程中に150℃〜250℃前
後，材料温度が上昇する。このため冷間加工を施して強
化したものはこの温度上昇により寸法変化をきたすこと
になりこのためエッチング法による型ぬき作業前に時効
処理を施しておくことが必要である。しかし，従来鋼SU
S301では時効による時効硬化度（ΔHv）が低いので（後
記実施例１の第２表に示すように特に短時間時効ではΔ
Ｈが低いので），高強度を得るためには高い圧延率と長
時間の時効処理を必要とした。このようなことから、従
来鋼SUS301ではコイルから切板した単板で長時間時効し
たあと,IDブレード基板材として加工されるのが常法で
あった。単板による長時間の時効は周知のように作業も
大変であるし費用も嵩む。

しかるに本発明によれば，短時間の時効処理でも高い
時効硬化度（ΔHv）が得られるので，この時効処理を連
続処理（アンコイラーからコイラーへの鋼帯の連続流れ
の途中に熱処理帯を設けた鋼帯の連続熱処理）で実施し
ても，十分な強度を得ることが出来る。そして，得られ
た時効処理後の鋼帯からIDブレード基板材を型抜するこ
とができる。本発明による場合には従来鋼では困難であ
った張り出し強度，勒性の高いしかも高強度のステンレ
ス鋼板を製造でき，また寸法精度や平坦度においても従
来の場合に比べて非常に良好なIDブレード基板を経済的
に得ることができる。

また,IDブレードは切断装置に装着して張り上げるさ
いに，チャック部で高い張り出し応力を受ける。この張
り上げ時に張り出し部が破断しないためには高い張り出
し応力を必要とする。本発明に従って得られた鋼は，後
記の実施例で実証するように大きな張り出し応力を加え
ても割れず，エリクセン試験による割れ発生応力がＳが
低いものでは140kg/mm²以上を示す。一般に高強度材料
では張り出し応力は表面欠陥の影響を受けやすく表面欠
陥のない鋼板であることが必要である。本発明鋼では表
面性状が良好となるような鋼成分に規制するものではあ
るが，溶体化処理（焼鈍）後の酸洗等によって表面肌荒
れなどが不可避的に生ずることもある。このような肌荒
れが生じた鋼帯を冷間圧延した場合には，張り出し加工
時に割れの起点となる欠陥を生ずることがある。したが
って，本発明の製造法において，加工誘起マルテンサイ
トを生成させる冷間圧延前に，その鋼の表面を研磨する
処理を施すのが好ましい。この研磨処理は通常の研磨紙
やバフ研磨処理を行えばよい。

したがって，本発明はまた,IDブレード基板のように
高い張り出し強度を必要とする用途向きの高強度且つ高
勒性のステンレス鋼帯の製造法として，重量％におい
て,C:0.10％以下,Si:1.0％を越え3.0％以下,Mn:2.5％以
下,Ni:4.0〜8.0％,Cr:12.0〜18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:
0.15％以下,S:0.008％以下,CとＮの合計が0.10％以上，
必要に応じて,MoまたはＷの少なくとも一種を2.0％以下
の量で更に含有せしめ，残部がFeおよび不可避的に混入
してくる不純物よりなるオーステナイト組織を有するス
テンレス鋼帯を，表面研磨処理のあと40〜80容量％の加
工誘起マルテンサイト量が生成するに十分な冷間圧延率
で冷間圧延し，次いで得られた冷延鋼帯を熱処理炉に連
続的に通板して400〜600℃の温度で0.3〜５分の連続時
効処理を施すことからなる高い張り出し強度と勒性を有
する高強度ステンレス鋼帯の製造法を提供するものであ
る。本方法によると，従来の切り板材の時効処理のごと
く真空中あるいは不活性ガス中での長時間時効と異なり
安価な時効処理品が提供出来る。またエッチング法によ
る型ぬき等のように熱が加わることによる変形等も心配
のないものがコイル状で提供でき，生産性の向上を図る
ことができる。しかも張り出し強度，勒性に優れている
ためIDブレード等張り出し応力が負荷されるような用途
ではさらにその効果が現われる。

以下に実施例によって本発明の効果を具体的に示す。

〔実施例〕

第１表に示す成分の本発明鋼（S1〜S8），従来鋼（A,
B）および比較鋼（ａ〜ｃ）を常法により熱間圧延を施
した後，冷延，焼鈍（溶体化処理），酸洗を行った材料
を第２表に示す圧延率で冷間圧延した。得られた冷延鋼
板の冷間圧延により誘発されたマルテンサイト量（α′
量）を測定し，また各鋼板の硬さ，引張強さおよび伸び
を調べた。その結果を第２表に示した。また，各冷延鋼
板を530℃×１分の短時間の時効処理し，時効後の硬
さ，引張強さ，伸びエリクセン試験による割れ発生応力
（割れ発生荷重を板厚およびポンチ径で割った値）を調
べ，その結果を第２表に併記した。なお，第２表中のΔ
Hvは時効前後の硬さの差である。

また，第１図に，前記の鋼についてのマルテンサイト
量とエリクセン試験による割れ発生応力の関係（●
印），マルテンサイト量と切欠引張強さ（JIS13B号引張
片の平行部中央に両サイドから幅180μ，深さ1.5mmの切
欠を挿入した切欠引張片による切欠引張強さ）試験結果
との関係を示す。第１図において，は切欠引張強さ／引張強さの比を，○印は引張強さを示
す。また丸印で表示したものは本発明鋼，四角印のもの
は比較鋼である。

第２表および第１図の結果から次のことがわかる。

本発明に従う短時間時効処理後の鋼S1〜S8（冷間圧延
30〜70％，マルテンサイト量40〜80％，時効処理530℃
×１分の本発明の製造条件の範囲にある鋼）は，エリク
セン試験による割れ発生応力は,Sが0.007％と高いS2鋼
およびマルテンサイト量が本発明で規定する上限（80
％）に近い76％のS6鋼を除いて，全て140kg/mm²以上と
高い値を示し，従来鋼および比較鋼に比べ，張り出し応
力を受けたさいに高い割れ抵抗を示す。そして，強度レ
ベルはほぼ190〜205kg/mm²の範囲にある。

従来鋼ＡのSUS301では本発明と同一強度レベルを得よ
うとすれば，短時間時効でのΔHv（時効後硬さ−時効前
硬さ）が小さいので，時効前に高い冷間圧延を加えて高
強度としておく必要がある。さらにMnおよびＳが高いた
め時効処理後の延性も低く，張り出し加工時に低い応力
で割れが発生する。

また，従来鋼ＢのSUS631でも割れ発生応力が本発明鋼
より低い。これは析出強化元素としてAlを多量に使用す
るため,Alの窒化物等の非金属介在物が多量に存在し，
薄板で高強度とした場合に，張り出し加工時それを起点
に割れを発生しやすくなるからである。

比較鋼Ｃでは時効前のマルテンサイト量が多いため勒
性が低く割れが発生しやすい。

また，第１図に見られるように，マルテンサイト量が
80％を超えると，たとえ引張強さが190〜205kg/mm²の範
囲にあっても，割れ発生応力および切欠引張強さ／引張
強さが急激に低下し，鋼の化学成分値が本発明で規定す
る範囲にあっても加工誘起マルテンサイト量は80％以下
としなければ良好な張り出し強度が達成できない。

このため本発明による製造法ではマルテンサイト量が
80％以下となるように冷間圧延率と圧延温度を調整する
ことが必要であり，またあまりマルテンサイト量が低い
と十分な強度が得られないためその下限を40％とするの
がよい。

第２図は，第１表の本発明鋼S4について，溶体化処理
後の冷間圧延率を種々変化させて冷間圧延し，次いで53
0℃×１分間の短時間時効処理を施した場合の，該冷間
圧延率と引張強さ，切欠引張強さ，エリクセン試験によ
る割れ発生応力との関係を示したものである。なお，冷
間圧延は強度レベルを195kg/mm²前後とするために，冷
間圧延率が高いもの程高い温度で実施した（15℃〜170
℃の範囲）。各冷間圧延温度を割れ発生応力の値を示す
△印のデータの脇に表示した。

第２図から明らかなように，強度レベル（○印）がほ
ぼ一定でも，冷間圧延率が70％を越えると切欠勒性およ
び割れ発生応力が低下し始める。このため，本発明によ
る製造法では圧延率は70％以下とするのがよい。しかし
あまり圧延率が低いと強度が得られないので，その下限
は30％とするのがよい。

第３図は，第２表の結果のうち,530℃×１分の短時間
時効を施した場合の時効前後の時効硬化度ΔHvとマルテ
ンサイト量との関係を示したものである。第３図より，
本発明の鋼（○印S1〜８）は，マルテンサイト量の増加
とともΔHvは高くなり，時効硬化度がマルテンサイト量
の影響を受けることが認められる。一方，成分範囲外の
比較鋼ａおよび従来鋼SUS301ではΔHvは小さく本発明の
目的を達成しがたい。本発明法では短時間の時効処理で
十分な時効硬化度が得られるから，この時効処理を鋼帯
を熱処理炉に連続的に通板する連続処理で実施すること
ができる。これに対しSUS301では時効による時効硬化度
（ΔHv）低いため，特に短時間時効では低いため，高強
度を得るためには高い圧延率と長時間の時効処理を必要
とする。本発明に従う短時間の時効処理で十分な高強度
を得るという目的を達成するためには冷間圧延によって
誘起させるマルテンサイト量は40％以上とするのがよ
い。

第４図は，本発明鋼S6と従来鋼Ａ（SUS301の60％冷間
圧延材）の短時間時効処理温度と硬さの関係を示す。本
発明による冷間圧延率範囲内の従来鋼SUS301（Ａ）では
時効後の硬さ上昇が低く高強度が得られず本発明の目的
は達成出来ない。

一方，本発明の成分範囲内の材料では温度と時間の関
係で硬さは変化するが,400℃×0.5分ですでに高い硬さ
が得られ600℃でも高い硬さを示している。したがっ
て，時効処理は400〜600℃の温度において0.3〜５分の
時間で十分である。

表３に最終調質圧延前に研磨を施こしたものとそうで
ないもののエリクセン試験による割れ発生応力との関係
を示した。表面研磨を施したものではマルテンサイト量
が本発明で規定する範囲外のものでもその割れ発生はあ
る程度改善され，研磨の効果が認められる。これは，冷
間圧延前に研磨を施さないものでは酸洗等による表面肌
荒れや欠陥が存在し，そのまま圧延した場合にその欠陥
が張り出し加工時に切欠となって低応力で破断したもの
である。この場合，特にマルテンサイト量の高いもので
その影響が顕著に現われる。このため切欠勒性の低いも
のでは特に冷間圧延前の研磨の効果が大きく現れる。

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明法による実施例鋼S1〜S8（○印）および
比較例（□印）のマルテンサイト量と時効処理後（530
℃×１分）の引張強さ，切欠引張強さと引張強さの比，
エリクセン試験による割れ発生応力との関係を示す図
で，白ヌキは引張強さ，半黒は切欠引張強さと引張強さ
の比，黒はエリクセン試験による割れ発生応力を示す。第２図は本発明の実施例鋼S4の冷間圧延率と時効処理後
の引張強さおよび切欠引張強さエリクセン試験による割
れ発生応力の関係を示す図であり，○印は引張強さ，●
印は切欠引張強さ，△印はエリクセン試験による割れ発
生応力を示す。第３図は本発明の実施例鋼S1〜８（○印），比較鋼（□
印）および従来鋼Ａ（SUS301△印）のマルテンサイト量
と時効硬化度ΔHv（時効後硬さ−時効処理前硬さ）との
関係を示す図である。第４図は本発明の実施例鋼S6と比較鋼Ａ（SUS301の60％
冷間圧延材）について，時効処理温度および時効処理時
間が時効処理後の硬さに及ぼす影響を示した図である。

Claims

【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％において,C:0.10％以下,Si:1.0％を
越え3.0％以下,Mn:2.5％以下,Ni:4.0〜8.0％,Cr:12.0〜
18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:0.15％以下,S:0.008％以下,C
とＮの合計が0.10％以上，残部がFeおよび不可避的に混
入してくる不純物よりなり，溶体化処理状態でオーステ
ナイト組織を呈するオーステナイト系ステンレス鋼を，
溶体化処理後において,40〜80容量％の加工誘起マルテ
ンサイト量が生成するに十分な冷間加工率で冷間加工
し，次いで,400〜600℃で0.3〜５分の時効処理すること
からなる，張り出し強度および勒性に優れ且つ180kg/mm
²以上の高強度を有するステンレス鋼の製造方法。
【請求項２】Si:2.0〜3.0％,Ni:5.0〜7.0％,Cu:1.5〜2.
5％,N:0.04〜0.1％,Mn:0.5％未満,S:0.004％以下である
特許請求の範囲第１項記載のステンレス鋼の製造法。
【請求項３】重量％において,C:0.10％以下,Si:1.0％を
越え3.0％以下,Mn:2.5％以下,Ni:4.0〜8.0％,Cr:12.0〜
18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:0.15％以下,S:0.008％以下,C
とＮの合計が0.10％以上,MoまたはＷの少なくとも一種:
2.0％以下，残部がFeおよび不可避的に混入してくる不
純物よりなり，溶体化処理状態でオーステナイト組織を
呈するオーステナイト系ステンレス鋼を，溶体化処理後
において,40〜80容量％の加工誘起マルテンサイト量が
生成するに十分な冷間加工率で冷間加工し，次いで,400
〜600℃で0.3〜５分の時効処理することからなる，張り
出し強度および勒性に優れ且つ190kg/mm²以上の高強度
を有するステンレス鋼の製造方法。
【請求項４】Si:2.0〜3.0％,Ni:5.0〜7.0％,Cu:1.5〜2.
5％,N:0.04〜0.1％,Mn:0.5％未満,S:0.004％以下である
特許請求の範囲第３項記載のステンレス鋼の製造法。
【請求項５】重量％において,C:0.10％以下,Si:1.0％を
越え3.0％以下,Mn:2.5％以下,Ni:4.0〜8.0％,Cr:12.0〜
18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:0.15％以下,S:0.008％以下,C
とＮの合計が0.10％以上，残部がFeおよび不可避的に混
入してくる不純物よりなるオーステナイト組織を有する
鋼帯を，表面研磨処理のあと40〜80容量％の加工誘起マ
ルテンサイト量が生成するに十分な冷間圧延率で冷間圧
延し，次いで得られた冷延鋼帯を熱処理炉に連続的に通
板して400〜600℃の温度で0.3〜５分の連続時効処理を
施すことからなる高い張り出し強度と勒性を有する高強
度ステンレス鋼帯の製造法。
【請求項６】重量％において,C:0.10％以下,Si:1.0％を
越え3.0％以下,Mn:2.5％以下,Ni:4.0〜8.0％,Cr:12.0〜
18.0％,Cu:1.0〜3.5％,N:0.15％以下,S:0.008％以下,C
とＮの合計が0.10％以上,MoまたはＷの少なくとも一種:
2.0％以下，残部がFeおよび不可避的に混入してくる不
純物よりなるオーステナイト組織を有する鋼帯を，表面
研磨処理のあと40〜80容量％の加工誘起マルテンサイト
量が生成するに十分な冷間圧延率で冷間圧延し，次いで
得られた冷延鋼帯を熱処理炉に連続的に通板して400〜6
00℃の温度で0.3〜５分の連続時効処理を施すことから
なる高い張り出し強度と勒性を有する高強度ステンレス
鋼帯の製造法。