JP3230587B2 - 成形加工性および疲労特性に優れ且つ時効処理によって高強度を発現する高強度ステンレス冷延鋼帯およびその製造方法。 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は高強度でありながら優れ
た成形加工性と疲労特性を有するステンレス冷延鋼帯に
関するものである。本発明によって得られたステンレス
鋼帯は耐食性とともに疲労特性が要求される板ばねやコ
イルばね，さらには高強度と疲労特性に加えて成型加工
性が要求される成形加工ばね部品に好適な材料である。
例えばＩＤソーブレード，リトラクターばね，オートフ
ァスナー，自動車やオートバイ等のエンジン用金属ガス
ケット部材用として優れた特性を発揮する。

【０００２】

【従来の技術】従来，ステンレス鋼製のばね部品用素材
としては，冷間加工によって簡単に高強度が得られる加
工硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼例えば
SUS301やSUS304などが広く使用されてきた。これらの鋼
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相状態を呈し, 適度な強度と延性を示しかつ耐食性
にも優れる。その強度は冷間加工量に大きく依存するの
で高強度を得るためには高い調質圧延を施す必要があ
る。

【０００３】これらの鋼の調質圧延は，通常は大気中で
焼鈍酸洗されたままの状態で施される。熱延焼鈍後研磨
処理を施したものでも中間焼鈍あるいは調質圧延前焼鈍
のいずれかにおいて焼鈍酸洗が施されるのが常であっ
た。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】高強度が要求されるば
ね用途には，ＩＤソーブレード，板ばね，コイルばねな
どのようにあまり加工を必要しないものと，オートファ
スナー，自動車やオートバイ等のエンジン用金属ガスケ
ット部材など成形加工を施した後で使用されるものがあ
る。これらはいずれも，高い強度と優れた疲労特性およ
びばね特性が要求されるが，後者では更に成形加工性が
要求される。

【０００５】しかし，従来これらの用途に用いられてき
た代表的なばね用ステンレス鋼SUS301やSUS304では，高
強度を得るためには高い調質圧延を施す必要があるの
で，高強度にすると延性が低下し成形加工性が劣るとい
う問題があった。このため，成型加工性を重視する場合
には，やむをえず強度レベルを下げて成形加工性を確保
していた。その結果，繰返し応力が付与されるような用
途では，疲労寿命が短くなるという問題が付随した。

【０００６】また，従来材では前記のように調質圧延前
の焼鈍酸洗が行なわれるが，酸洗により粒界の選択腐食
が起こり，これに起因した疲労強度の低下が起こった。
この粒界選択腐食を取り除くため研磨した後に調質圧延
する方法もあるが, この場合も, 研磨目の残存による疲
労強度の低下という問題が生じた。

【０００７】リトラクター等のコイルばねでは，部品の
小型化などに伴い曲げ半径が小さくなる傾向にあり，そ
の結果，表面応力が高くなるが，前記のように粒界の選
択腐食や研磨目の残存による表面欠陥が存在すると，そ
の耐用寿命が著しく短くなるという問題があり，用途に
よっては使用に耐えないものもあった。

【０００８】このように, 従来の製造方法で製造した従
来材では，十分な疲労特性が得られないと共に成形加工
性の面でも十分なものではなかった。

【０００９】したがって本発明の目的とするところは，
成形加工性を保持したままでより疲労特性に優れたステ
ンレス鋼材料を得ることにあり，従来材では耐えられな
かった高い疲労強度が要求されるばね部品の分野，さら
には成形加工を施して使用されるばね部品の分野に新し
い材料を提供することにある。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明によれば，重量％
において，Ｃ：0.20％以下，Ｓi:1.0％を越え5.0％以
下，Ｍn:4.0％以下，Ｎi:4.0〜10.0％，Ｃr:12.0〜20.0
％，Ｎ：0.30％以下を含有し，場合によってはさらに，
3.0％以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuの１種または２
種を含み, 且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭが35以上となり，溶体化処理状態でオース
テナイト組織を呈するようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,
Ｃu,Ｎ量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物
からなり，表面粗さＲmaxが0.5μｍ以下である成形加工
性および疲労特性に優れ且つ時効処理で高強度を発現す
る高強度ステンレス冷延鋼帯を提供する。この鋼は製造
途中の溶体化処理状態でオーステナイト組織を呈する。

【００１１】本発明に従う高強度ステンレス冷延鋼帯
は，前記の化学成分値を有する鋼の熱延板を焼鈍した
後, 研磨処理により10点平均粗さＲ_Zで８μｍ以下の表
面粗さとし, 熱延板から最終製品鋼帯までの合計圧延率
が80％以上となるように必要回数の圧延と光輝焼鈍を行
なったうえ，30％以上の調質圧延を施こすことによって
有利に製造できる。そのさい，調質圧延前の冷間圧延で
は，最終パスを含む少なくとも２パス前より，10点平均
粗さＲ_Zが２μｍ以下で且つ中心線山高さＰ_Pが下記(1)
式の関係を満足する表面粗さのワークロールを用いて行
い，また調質圧延では，初期パスから最終パスまでの全
パスにおいて，Ｒ_Zが1.0μｍ以下で且つ中心線山高さＰ
_Pが下記(1)の関係を満足する表面粗さのワークロールを
用いて行うのがよい。 Ｐ_P≦（Ｒ_Z／２）×1.25 ・・・(1)

【００１２】〔発明の詳述〕本発明鋼は，適度なＣ, Ｎ
量とγ安定度を有する合金組成としたものであり，低い
調質圧延率でも高強度が得られると共に，調質圧延によ
る表面粗さをできるだけ小さくして成形加工性と疲労特
性を改善したものである。さらに時効処理後に高強度で
かつ高いばね限界値が得られる。なお，時効処理のさい
にＮ添加による時効硬化度の上昇を有効に活用するとと
もに，さらにＳi添加により, より高強度が発現でき
る。なお，時効処理後さらに高強度が要求される場合時
効硬化元素としてＭo,Ｃuを添加する。

【００１３】本発明によれば，熱延板を焼鈍後，研磨処
理し，圧延方法と焼鈍方法を前記のように規定すること
によって，優れた表面状態のものが製造でき，疲労特性
に優れた高強度ステンレス鋼帯を提供するものである
が，それのみならず，さらに高強度でかつ成形加工性を
必要とする部材，例えばオートフアスナーや金属ガスケ
ットなどでの加工部のミクロクラックの発生を防止し，
その後の疲労寿命をも改善することができる。特にＳi
の添加は低い調質圧延率でも微細かつ緻密にα^-（加工
誘起マルテンサイト）相を分布させ得ること，またＮと
Ｓiの添加により時効による強度上昇を大きくできるこ
とを知見し，適度な調質圧延率で成形加工性と高い疲労
特性を付与したところに本発明の一つの特徴がある。本
発明に従う鋼の成分範囲の限定理由の概要は次のとおり
である。

【００１４】Ｃはオーステナイト生成元素で，高温で生
成するδフエライトの抑制, 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，本発明鋼の
ごとく調質圧延後より良い成形加工性を得るためには冷
間加工による強化があまり著しいと, 成形加工性に劣る
ようになる。このためＣは0.20％以下とした。

【００１５】Ｓiは脱酸剤として有効であるが，さらに
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
うえで重要な元素であるとともに, 時効処理による強化
の上でも重要な元素であることから, 1.0％を越える添
加を必要とする。しかしあまり高くするとδフエライト
の生成を助長するとともに，添加量の割にその効果が小
さいのでその上限を5.0％とした。より好ましくは1.0％
を越え3.0％以下である。

【００１６】Ｍnは脱酸剤としても有効に働くが，オー
ステナイト相の安定度を支配する元素で，その活用は他
の元素とのバランスのもとに考慮される。本発明鋼では
4.0％まではＭn量での活用が図られる。ただし高強度で
かつ成形加工性が重要視され, 特に成形加工性が厳しい
ものではＭn量を0.5％未満とし，ＭnＳ等の介在物の生
成を極力避けることが好ましい。

【００１７】Ｃrは耐食性の上で必須の成分である。意
図する耐食性および耐熱性を付与するためには少なくと
も12％以上を必要とする。しかしＣrはフエライト生成
元素であるため，高くしすぎると高温でδフエライトが
多量に生成してしまう。そこで, δフエライト相抑制の
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室温での
オーステナイト相が安定し，冷間加工あるいは時効処理
後, 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20％とした。

【００１８】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，本発明の場合, 室温
で準安定オーステナイト相にして, より良好な成形性を
得るために低い冷間加工でも適度なマルテンサイト相が
誘発でき, これによって高強度が得られるようにしなけ
ればならない。本発明では，Ｎiを４％より低くすると
高温で多量のδフエライト相が生成し，かつ室温でオー
ステナイト相以外にマルテンサイト相が生成しやすくな
る。また10％を越えると冷間加工でマルテンサイト相が
誘発されにくくなる。このため，Ｎi量は4.0〜10.0％と
した。より好ましくは5.0〜8.0％である。

【００１９】Ｍo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るので高強度を得る上で
有効に作用する。しかしフエライトフオーマーであるた
めに多量に添加するとδフエライト相を晶出させ，かえ
って強度低下の要因となるので上限を3.0％とした。

【００２０】Ｃuは時効処理の際にＳiとの相互作用によ
り鋼を硬化させる。少なすぎるとその効果は小さく, 多
すぎると熱間加工性を阻害し割れの要因となるので，0.
5〜3.0％とした。

【００２１】なおＳについては，Ｍnとの共存のもとに
ＭnＳを生成し，延性および曲げなどの加工性の低下を
もたらすので，薄板で成形加工の厳しい領域ではＭnと
Ｓは低い方が好ましい。

【００２２】Ｍ値：35以上について Ｃ, Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,ＣuおよびＮについて上記の
範囲で含有させるが,下記(1)式に従うＭ値が35以上とな
るように各成分を調整する。 Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) ・・(1) この成分値の定数は，本発明の開発中に実験室的に確認
されたものである。このＭ値はオーステナイト安定度の
指標となるもので，35以下の値では冷間圧延あるいは時
効処理後高強度を得るためには，室温で強度な冷間加工
を施す必要があり，延性が低下し，所望の成形性が得ら
れなくなる。このためＭ値は35以上とする必要がある。

【００２３】以上の範囲に化学成分は調整されるが，前
記成分以外にも，脱酸剤として添加されるＣaやＲＥ
Ｍ，熱間加工性改善に効果のある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でき
る。また，時効処理後に高強度を得ようとするなら，Ｔ
i,Ｎb,Ｖをそれぞれ1.0％を上限に単独あるいは複合添
加することができる。

【００２４】上述の範囲に調整された本発明に従う鋼
は，その組織状態は溶体化処理状態で実質的にはオース
テナイト組織を呈する。本発明に従う鋼帯は以下の製造
法で製造する。

【００２５】先ずこの鋼の熱延板（熱延鋼帯）を製造す
る。この熱延板を出発材料として，熱延板焼鈍→研磨処
理→必要回数の冷間圧延と光輝焼鈍→調質圧延の工程に
よって製造する。そのさい，該研磨処理後の鋼の表面粗
さと圧延時のワークロールの表面粗さを適正にすること
によって調質圧延後の表面粗さを好ましくは0.5μｍ以
下にする。そのために次の処法を採用する。

【００２６】熱延板を焼鈍後, 研磨処理によって，10点
平均粗さＲ_Zで８μm以下の表面粗さとする。そして引き
続く冷間圧延において，調質圧延前の冷間圧延の少なく
とも最終パスを含む２パス前より, 10点平均粗さＲ_Zが
２μm以下で且つＰ_P(＝中心線山高さ) ≦ (Ｒ_Z/2)×1.2
5の関係式を満足する表面粗さを有するワークロールを
用いて圧延する。また調質圧延で使用するワークロール
は初期パスから最終パスまでの全パスにおいて, Ｒ_Zが
1.0μｍ以下で且つＰ_P(＝中心線山高さ) ≦(Ｒ_Z/2)×1.
25の関係式を満足する表面粗さのワークロールを使用す
る。そして熱延板から最終製品までの合計圧延率は80％
以上とし, かつ30％以上の調質圧延を施す。これによっ
て，従来鋼と同等またはそれ以上の強度を得ながら成形
加工性と疲労特性に優れたばね材料に適したステンレス
鋼とすることができる。

【００２７】ここで, 調質圧延前の冷延工程において，
その少なくとも最終パスを含む２パス前より10点平均粗
さＲ_Zが２μm以下で且つＰ_P≦(Ｒ_Z/2)×1.25の関係式を
満足する表面粗さを有するワークロールを用いて圧延す
るのは，高い成形加工性を得るために調質圧延率を低く
押さえた場合に，調質圧延前の圧延ロールの表面粗さが
粗いと，その時にプリントされた凹凸が調質圧延後も残
存し，たとえ調質圧延時の圧延ロール表面粗さを小さく
しても本発明の目的の一つである高い疲労特性を得るこ
とができないためである。また，調質圧延でのワークロ
ールは全パスにおいてＰ_P≦(Ｒ_Z/2)×1.25としたが，こ
れはＲ_Zが小さくなるに従って凹凸のピッチが狭く研磨
目がシャープとなり，Ｐ_Pを小さくしないと十分な強度
特性が得られなくなるためである。

【００２８】また，調質圧延率は調質圧延前焼鈍後の強
度レベル，オーステナイト相の安定度などに支配され変
化するが，30％以下の圧延率では目標の強度が得にくい
とともに十分な表面状態と疲労特性が得られないため30
％以上とする。上限はとくに限定しないが，従来鋼より
も低い圧延率で目標強度が達成されること, およびでき
るだけ成形加工性を保つために70％前後が適当と考え
る。

【００２９】熱延板から最終製品までの合計圧延率は80
％以上とする。これは光輝焼鈍のみで最終製品まで製造
するため，初期の表面状態が最終製品にまで影響を及ぼ
すからであり，このため合計圧延率を80％以上とする。
調質圧延後の表面粗さＲ_maxが0.5μｍ以下であると，調
質圧延後の曲げ加工性が向上し最終製品の疲労限度が向
上するが，当該表面粗さは上述の製造方法を通じて達成
される。

【００３０】後述の実施例で示すように, 本発明の製造
法によれば, 表面粗さの良好なものが得られ平滑部の疲
労強度も一段と優れるとともに，調質圧延後の曲げ成形
加工によるミクロクラックの発生は起こらず, 成形加工
ばね部品とした時の疲労強度が高く, 高い疲労限を有し
ている。この点で従来の製造法による従来鋼に比べて格
段の効果を示す。また調質圧延後の時効処理による強度
上昇もＮ, ＳiさらにはＭo,Ｃuなどの添加により, 従来
鋼に比べ大きく, 時効処理後同一強度を得んとすれば，
調質圧延後の強度レベルは低くすることが可能で，さら
に成形加工性に優れたものを提供することができる。

【００３１】また, ばね部品としての強度特性を得るた
めには成形加工後に時効処理を施すが，その条件は300
℃以上600℃以下の温度範囲とする。300℃より低い温度
では目標の強度レベルを得るのに長時間を要し経済的で
ない。また，600℃を超える温度では強度が上昇する以
前に大幅な回復の進行が起こり, ばね部品として要求さ
れる強度が得られない。時効処理時間は10秒以上とす
る。これ未満の短時間では十分な強度特性が得られな
い。上限は特に限定しないが製造コスト面から考えると
１時間前後が好ましい。

【００３２】

【実施例】以下に実施例によって本発明の効果を具体的
に示す。

【００３３】表１に示す化学成分の鋼のうち，本発明材
Ｚ１とＺ２および従来材Ａを通常の溶製法に従って溶製
し，200mmt厚さのスラブを製造し，熱間圧延により3.5m
mt厚さのホットコイルとした。熱延板焼鈍し研磨後，２
回冷延２回焼鈍したうえ，調質圧延を施し0.25mmtの冷
延鋼板とした。

【００３４】一方, 本発明材Ｚ３〜Ｚ５および比較材
（ａ，ｂ）を通常の大気溶解で溶製し200kg鋼塊を作成
し，鍛造と熱間圧延で3.5mmtの熱延板とした。熱延板焼
鈍と研磨後, ２回冷延２回焼鈍したうえ，調質圧延を施
し0.25mmtの冷延鋼板とした。

【００３５】その他, 各供試材に施した製造法を以下に
まとめて示す。なお調質圧延前の溶体化処理を目的とし
た光輝焼鈍はいずれも温度1070℃にて行った。また圧延
ロールについては比較法３以外は，本文に記載した条件
を満足するワークロールを使用した。

【００３６】本発明法：熱延板焼鈍・研磨→圧延(3.5/
1.5mmt)→光輝焼鈍→圧延(1.5/0.40〜0.50mmt)→光輝焼
鈍→調質圧延(0.40〜0.50/0.25mmt) 従来法１：熱延板焼鈍・研磨→圧延(3.5/1.5mmt)→大気
焼鈍酸洗→圧延(1.5/0.315 〜0.714mmt) →大気焼鈍・
酸洗→調質圧延(0.315〜0.714/0.25mmt) 従来法２：熱延板焼鈍・酸洗→圧延(3.5/1.5mmt)→大気
焼鈍・酸洗→圧延(1.5/0.455〜0.625mmt) →大気焼鈍・
研磨→調質圧延(0.455〜0.625/0.25mmt) 比較法１：熱延板焼鈍・酸洗→圧延(3.5/1.5mmt)→大気
焼鈍・研磨→圧延(1.5/0.455mmt) →光輝焼鈍→調質圧
延(0.455/0.25mmt) 比較法２：熱延板焼鈍・研磨→圧延(3.5/1.5mmt)→光輝
焼鈍→圧延(1.5/0.33mmt)→光輝焼鈍→調質圧延(0.33/
0.25mmt) 比較法３：調質圧延前の圧延ロールがＰ_p≦(Ｒ_z/2)×1.
25を満足しないものを使用した以外は本発明法と同じで
ある。 各供試材，各製造法の関係並びに合計圧延率と調質圧延
率は表２に示した。

【００３７】得られた調質圧延材について，調質圧延さ
れた素材ままのものと，さらに該鋼板に400℃で30分間
の時効処理を施したものからサンプルを採取し，以下の
試験に供した。

【００３８】採取した各サンプルを用いて引張試験を行
なうとともに, 時効処理前の調質圧延ままのサンプルに
ついては成形加工性の試験, また時効処理後のサンプル
については疲労試験を行った。これらの結果を表２中に
併記した。また表２中には調質圧延後の表面粗さも併せ
て示した。

【００３９】成形加工性の評価は, 図５に示したように
ダイス１とポンチ２を用いた90度の突曲げ試験で試験片
３を90度に成形加工したときの外側Ｒ部 (Ｒ＝0.2mm)を
観察し，ミクロクラックなし(○印) ，微細なミクロク
ラック有り (△印），割れあり (×印）で評価した。

【００４０】疲労特性については，図６に示した薄板曲
げ疲労試験において，試験プーリー５と駆動プーリー６
の間にダミーバンド４を介して試験片３をセットし，試
験プーリー５の径を変えることによって応力を調整した
うえ，反復運動を繰り返すことによって試験片に変動応
力を付与し，破断に至るまでの繰り返し回数で評価し
た。表２は繰り返し曲げ応力100kg/mm²の時の破断に至
るまでの繰り返し回数を示した。

【００４１】

【表１】

【００４２】

【表２】

【００４３】表２の結果から次のことか明らかである。
まず，検証に用いた鋼のうち本発明材で本発明法により
製造したものではいずれの鋼帯も成形加工時ミクロクラ
ックあるいは割れを発生することなく，しかも時効処理
後十分な引張強さと疲労強度を有している。

【００４４】従来材では時効処理後，本発明材と同等の
引張特性を得ようとするとNo.11,13のごとく高い調質圧
延を施す必要があり, 成形加工時に割れを発生する。成
形加工性を高めるためには調質圧延率を低くする必要が
あるが，この場合No.12のごとく時効処理後の引張強度
が低くなると共に疲労強度も低くなる。

【００４５】比較材のNo.14は，Ｍ値が低く外れた表１
のａ鋼を従来法１で製造したものであるが，時効処理
後，本発明材と同等の引張特性を得ようとすると高い調
質圧延を施す必要があり，成形加工時に割れを発生する
ようになる。No.15，16は溶体化処理後マルテンサイト
組織を呈する表１のｂ鋼のものであるが，この場合は低
い調質圧延率でも時効処理後, 本発明材とほぼ同等の引
張特性が得られるが，母相マルテンサイト組織のため延
性に乏しく成形加工時に割れを発生する。

【００４６】図１は，本発明鋼Ｚ１を従来法１で製造さ
れたNo.６の表面状態を示す写真であるが，焼鈍後の酸
洗による粒界の選択腐食が認められる。とくに本発明で
は成形加工性を高めるため調質圧延率が低く押さえられ
るように成分設計されているため，この傾向を顕著に見
ることができる。

【００４７】図２は，従来法１で認められる粒界の選択
腐食を研磨により取り除いた後に調質圧延を施したNo.
７の表面状態を示す写真であるが，この場合粒界の選択
腐食は取り除かれるが，調質圧延後も研磨目が残り表面
状態は悪く表面荒さもＲ_maxが1.31μｍと悪い。

【００４８】図３は，本発明法により製造されたNo.２
の表面の状態を示した写真であるが，この場合，熱延板
を焼鈍研磨後酸洗することなく製造され，かつ表面粗さ
の小さいロールを用いて圧延されていることおよび研磨
後の合計圧延率が高く，かつ30％以上の調質圧延が施さ
れているため，表面状態が良好であると共に表面粗さも
小さい。

【００４９】これらの表面状態が疲労特性に及ぼす影響
を調査するため，長さ150mmで幅10mmの短冊形の試験片
を圧延方向に直角に採取し，端面を600番のエメリペー
パーで研磨後, 前記同様の繰り返し薄板曲げ疲労試験を
行い，疲労特性に及ぼす表面状態の影響を調査した。そ
の結果を図４に示した。

【００５０】図４は，本発明法により製造したもの（表
２の本発明例No.1）と，従来法１および２で製造したも
の（表２の比較例No.6と７）について，縦軸に付与した
曲げ応力の大きさを，そして横軸に破断に至るまでの繰
り返し数をとって，比較して示した。図４に見られると
おり，本発明法によるものは疲労強度および疲労限が高
く，表面状態の影響が明らかである。

【００５１】また，表２には各々の疲労試験結果を示す
が，本発明材を用いて本発明法で製造したものでは，い
ずれも表面粗さがＲ_maxで0.5μｍ以下で表面状態が良好
であり，100kg/mm²の応力下の試験でいずれも破断する
ことなく優れた疲労特性を示すと共に, 成形加工性の面
でも優れている。

【００５２】しかし，本発明材を用いても比較例に示し
たごとく，従来法１と２や，比較法１，２，３で製造し
たものでは成形加工性は良好であるが，疲労特性はいず
れも劣っており，50〜230×10⁴回の範囲で破断してい
る。

【００５３】比較例No.６ではかなり良好な表面粗さを
示しているが，粒界選択腐食型の表面状態を示してお
り，このため疲労強度が低くなっている。

【００５４】比較例No.７は粒界の選択腐食を研磨によ
り取り除いた後に調質圧延を施したものであるが，調質
圧延後も研磨目が残り表面状態が悪く疲労強度も著しく
劣っている。

【００５５】比較例No.８は第１回目の焼鈍後1.5mmtの
時点で研磨を施したものであるが，研磨後から製品板厚
までの合計圧延率が低いため十分な表面状態が得られ
ず, 疲労特性に劣っている。

【００５６】比較例No.９は調質圧延率が本発明外で低
く外れたものであるが，強度レベルが低いことならびに
十分な表面粗さが得られないことから本来の疲労特性が
得られていない。

【００５７】No.10は調質圧延前の圧延ロールがＲ_z＝２
μm，Ｐ_p＝(Ｒ_z／2)×1.5と(1)式を満足しないもの（比
較法３）であるが，十分な表面状態が得られず，疲労特
性に劣っている。

【００５８】なお従来材で良好な成形加工性を得るため
に調質圧延率を下げて製造したNo.12では，時効処理後
の引張強さが低いために十分な疲労特性を得ることがで
きない。

【００５９】比較材(b)を用いたNo.16は，強度的に十分
な特性を有しているが，最終の調質圧延率が25％と低い
ために表面状態が若干悪く，十分な疲労特性が得られて
いない。

【００６０】以上から，成形加工性と疲労特性の両方の
特性を満足するためには，本発明に従う製造方法であっ
て, かつ本発明で限定した成分範囲にあるものである必
要があることが認められる。

【００６１】

【発明の効果】以上詳述したごとく，本発明鋼は，従来
のばね用ステンレス鋼SUS301系鋼に比べて時効処理によ
る強度上昇が大きいため，時効処理前の強度を下げるこ
とができる。このためより優れた成形加工性を有する。
しかも時効処理後は高強度を発現することができ高強度
ばね材が得られる。また表面状態の良好なものを提供す
ることができ，これに伴う疲労強度の改善により従来の
ものより，より安定したばね部品を提供することができ
る。例えば, オートフアスナーや金属ガスケットのごと
く成形加工が付与されるような用途でも成形加工性と疲
労特性が優れることから著しく寿命の長いものが得られ
ることは明らかである。また従来鋼では製造することの
できなかった成形加工ばね部品を製造することができ
る。さらにその製造法も従来と格段の差があるわけでは
なく, コスト的には従来鋼と何ら変わるところはなく産
業上もたらす益は大である。

【図面の簡単な説明】

【図１】 比較例 No.６の金属組織を示す写真である。

【図２】 比較例 No.７の金属組織を示す写真である。

【図３】 本発明例 No.２の金属組織を示す写真であ
る。

【図４】 本発明材Ｚ１を従来法１および本発明法によ
り製造したもの，本発明材Ｚ４を従来法２で製造したも
のの繰り返し薄板曲げ疲労試験結果を示す図である。

【図５】 成形加工性を評価した90度突曲げ試験法を示
す略断面図である。

【図６】 薄板曲げ疲労試験の概要を説明するための図
である。

【符号の説明】

１ ダイス ２ ポンチ ３ 試験片 ４ ダミーバンド ５ 試験プーリー ６ 駆動プーリー

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平２−263928（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−210242（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 C21D 8/00 C21D 8/02 C21D 9/46 C22C 38/58

Claims (6)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％において，Ｃ：0.20％以下，Ｓi:
   1.0％を越え5.0％以下，Ｍn:4.0％以下，Ｎi:4.0〜10.0
   ％，Ｃr:12.0〜20.0％，Ｎ：0.30％以下を含有し，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が35以上となり，溶体化処理状態でオー
   ステナイト組織を呈するようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｎ
   量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物からな
   り，表面粗さＲmaxが0.5μｍ以下である成形加工性およ
   び疲労特性に優れ且つ時効処理で高強度を発現する高強
   度ステンレス冷延鋼帯。
2. 【請求項２】 重量％において，Ｃ：0.20％以下，Ｓi:
   1.0％を越え5.0％以下，Ｍn:4.0％以下，Ｎi:4.0〜10.0
   ％，Ｃr:12.0〜20.0％，Ｎ：0.30％以下，さらに3.0％
   以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuの１種または２種を含
   み，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭが35以上となり，溶体化処理状態でオース
   テナイト組織を呈するようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,
   Ｃu,Ｎ量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物
   からなり，表面粗さＲmaxが0.5μｍ以下である成形加工
   性および疲労特性に優れ且つ時効処理で高強度を発現す
   る高強度ステンレス冷延鋼帯。
3. 【請求項３】 重量％において，Ｃ：0.20％以下，Ｓi:
   1.0％を越え5.0％以下，Ｍn:4.0％以下，Ｎi:4.0〜10.0
   ％，Ｃr:12.0〜20.0％，Ｎ：0.30％以下を含有し，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭ値が35以上となり，溶体化処理状態でオー
   ステナイト組織を呈するようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｎ
   量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物からな
   るステンレス鋼の熱延板を焼鈍した後，研磨処理により
   10点平均粗さＲzで８μｍ以下の表面粗さとし，熱延板
   から最終製品鋼帯までの合計圧延率が80％以上となるよ
   うに必要回数の圧延と光輝焼鈍を行なったうえ，30％以
   上の調質圧延を施こすことからなる，成形加工性および
   疲労特性に優れ且つ時効処理によって高強度を発現する
   高強度ステンレス鋼帯の製造方法。
4. 【請求項４】 重量％において，Ｃ：0.20％以下，Ｓi:
   1.0％を越え5.0％以下，Ｍn:4.0％以下，Ｎi:4.0〜10.0
   ％，Ｃr:12.0〜20.0％，Ｎ：0.30％以下，さらに3.0％
   以下のＭoまたは0.5〜3.0％のＣuの１種または２種を含
   み，且つ Ｍ＝330−(480×Ｃ％)−(2×Ｓi％)−(10×Ｍn％)−(14×Ｎi％) −(5.7×Ｃr％)−(5×Ｍo％)−(14×Ｃu％)−(320×Ｎ％) の式に従うＭが35以上となり，溶体化処理状態でオース
   テナイト組織を呈するようにＣ,Ｓi,Ｍn,Ｎi,Ｃr,Ｍo,
   Ｃu,Ｎ量が調整され，残部がＦeおよび不可避的不純物
   からなるステンレス鋼の熱延板を焼鈍した後，研磨処理
   により10点平均粗さＲzで８μｍ以下の表面粗さとし，
   熱延板から最終製品鋼帯までの合計圧延率が80％以上と
   なるように必要回数の圧延と光輝焼鈍を行なったうえ，
   30％以上の調質圧延を施こすことからなる，成形加工性
   および疲労特性に優れ且つ時効処理によって高強度を発
   現する高強度ステンレス鋼帯の製造方法。
5. 【請求項５】 調質圧延前の冷間圧延は，最終パスを含
   む少なくとも２パス前より，10点平均粗さＲ_Zが２μｍ
   以下で且つ中心線山高さＰ_Pが下記(1)式の関係を満足す
   る表面粗さのワークロールを用いて行い，そして，調質
   圧延は，初期パスから最終パスまでの全パスにおいて，
   Ｒ_Zが1.0μｍ以下で且つ中心線山高さＰ_Pが下記(1)の関
   係を満足する表面粗さのワークロールを用いて行う請求
   項３または４に記載の高強度ステンレス鋼帯の製造方
   法。 Ｐ_P≦（Ｒ_Z／２）×1.25 ・・・(1)
6. 【請求項６】 時効処理は，所望の形状に成形加工後30
   0℃以上600℃以下の温度範囲で10秒以上の時間施される
   請求項３，４または５に記載の製造方法。