JPH0356621A - ばね特性に優れた高強度複相組織ステンレス鋼帯の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は．ばね特性に優れ．実質的にフェライトおよび
マルテンサイト混合組織からなる高強度？お相組織ステ
ンレス鋼帯の製造法に関し．主として薄板ばね．ぜんま
いばねなどに使用される新規なばね用ステンレス鋼帯を
提供するものである．なお，本発明による戒品は．ｆ！
４帯の形態で工業的に製造されるものであり．市場に出
荷される場合には鋼帯のまま　（コイル）かあるいは鋼
板に成形された状態となる。

〔従来の技術〕

従来のばね用ステンレス鋼帯としては，例えばＪＩＳ　
Ｇ　４３１３によれば，オーステナイト系としてＳＵＳ
３０１−ＣＳＰおよびＳｕＳ３０４−ＣＳＰ，マルテン
サイト系トシてＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰ，析出硬化系
としテＳＵＳ６３１−ＣＳＰ　（７）計４種が規定され
ている。

オーステナイト系のＳＵＳ３０１−ＣＳＰならびにＳＵ
Ｓ３０４ｃｓｐは．いずれも冷間圧延による加工硬化に
より強度を高めたもので．さらに調質（圧延率）の程度
によりＳｕＳ３０１−ＣＳＰでは４種，　ＳＵＳ３０４
−ＣＳＰでは３種の硬さ（強度）レベルのものが規定さ
れている。

オーステナイト系のばね用鋼帯は．冷間圧延状態で素材
メーカーから出荷され．−加工メーカーにおいて所望の
形状に加工された後．さらにばね特性の向上を目的とす
る場合には，約４００’Ｃで１時間程度の時効処理が施
される． マルテンサイト系のＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰは．焼入
れ焼戻し処理によって硬さ　（強度）を高めてばね性を
得るものであるが，素材メーカーからは冷間圧延後．焼
きなましを施した状態で出荷され，加工メーカーにおい
て所望形状に加工された後，焼入れ一焼戻し処理が施さ
れることが多い．析出硬化系の５１１Ｓ６３１−ＣＳＰ
は．固溶化熱処理を施して出荷されるＳＵＳ６３１−Ｃ
ＳＰ−０を除き．他はオーステナイト系と同様に冷間圧
延状熊で素材メーカーから出荷され，加工メーカーにお
いて加工した後にいずれもばね特性を向上させる目的で
析出硬化熱処理が施される．なお，析出硬化系では，　
ＪＩＳに規定されているＳＩＩＳ６３１−ＣＳＰ以外に
も種々のばね用ステンレス鋼帯が商用化されている。

〔発明が解決しようとする問題点〕

オーステナイト系および析出硬化系のばね用ステンレス
鋼帯では，調質圧延率の増加とともに硬さおよびばね限
界値は上昇する．また，加工後に時効処理．析出硬化熱
処理を施した後の硬さおよびばね限界値も調質圧延率の
高い方が高い．従って．ばね特性を向上させるためには
調質圧延率を高める必要がある．しかしながら，冷間圧
延によるばね限界値の上昇の程度は鋼帯の圧延方向（Ｌ
方向）に比べ．圧延方向に対し９０’方向（Ｔ方向）の
方が大きく．冷間圧延率を高めるとともに両者の差が大
きくなって．いわゆる異方性が大きいという問題がある
．このため鋼帯からのばねとしての加工威品の採取方向
が制約を受ける場合がある． また，　０．３＋＊ｍ程度以下の極薄板でなおかつ高い
ぼね特性が必要とされる場合には冷間圧延率を大きくと
って極薄板を製造する必要があるがＳＵＳ３０１．Ｓｔ
ｌＳ３０４．　ＳＵＳ６３１のような加工硬化の大きい
材料で広幅の極薄鋼帯を形状良く冷間圧延により製造す
ることは技術的にも難しさを伴う． マルテンサイト系のＳＵＳ４２０Ｊ２−ＣＳＰは，　　
ＣｒｊＪｌが１２．００〜１４．００％と低く耐食性が
不十分であることに加えて０．２６〜０．４０％ものＣ
を含有するため．靭性が劣り製造性に問題がある． 以上の個別の問題点に加えて．従来のばね用ステンレス
鋼帯に共通する最大の問題点は，ばね特性を向上させる
ためには．いずれの系とも所望形状に加工した後に加工
メーカーでの熱処理が必要なことである．すなわち．オ
ーステナイト系では時効処理，マルテンサイト系では焼
入れ一焼戻し処理．析出硬化系では析出硬化熱処理を必
要としバッチ方式玉体のこれら熱処理を施すことによる
製造コストアップは不可避である．しかしながら従来の
ばね用ステンレス鋼帯では．オーステナイト系が使用さ
れる用途のうち．あまり高いばね特性が要求されない一
部の用途を除き．加工戒品とした後に前記の熱処理を施
すことかばね特性を向上させるために必要不可欠であり
，熱処理は当然の事と考えられていた。また，加工前に
熱処理を施したのでは強度が高くなって．加工性，打抜
き性が劣るようになるため．加工前に熱処理を施すこと
は通常行われていない． ［問題点を解決する手段］ 前述のような問題は．威品に加工し得る良好な加工性を
有し．加工後の熱処理を施さすともばね特性に優れ１か
つばね特性（ばね限界値）の面内異方性の小さいばね用
ステンレス鋼帯が極薄鋼帯も含め安定製造できれば全て
解決し得る。本発明はその解決手段を提供するものであ
り，その要旨とするところは．必須或分として．　１０
．０〜２０．０重量％のＣｒ，　０．０１〜０．１５重
量％のＣ．および０．１〜４．０重量％のＮｉ，Ｍｎま
たはＣｕのうちの一種または二種以上を鉄中に含有する
ステンレス鋼の冷間圧延鋼帯を通常の熱間圧延工程およ
び冷間圧延工程を経て製造し．この冷間圧延鋼帯を連続
熱処理炉に通板してフェライト＋オーステナイトの二相
域温度に加熱したあと急冷する複相化熱処理を施すこと
により実質的にフェライト＋マルテンサイトの７昆合組
織のｗ４帯とし．この混Ａ＆ｆｌ織鋼帯を圧延率１０％
以下の調質圧延を施すかまたはこのｉＰｌ質圧延を省略
して，さらに連続熱処理炉に通板して１０分間以内の連
続時効処理を施すことを特徴とするばね特性に優れた高
強度複相組織ステンレス鋼帯の製造法にある。

〔発明の詳述〕

本出願人は．先にクロムを主合金成分とするクロムステ
ンレス鋼について，ＩＲ成分を通正に制御し　通常の熱
間圧延，ｖＦ：鈍，冷間圧延により得られた冷延ままの
調帯もしくは鋼板に．従来のフェライト単相域塩度での
仕上焼”鈍（焼きなまし）ではなく．フェライト士オー
ステナイトニ相域への加熱とその後の急冷処理からなる
仕上熱処理を施すことにより．実質的にフェライト士マ
ルテンサイトの複相組織となった強度および延性の両内
異方性の小さい高延性高強度のステンレス鋼板または鋼
帯の製造法の発明を提案した　（特開昭６３−７３３８
勺公報．特開昭６３−１６９３３０号〜特開昭６３−１
６９３３５号公報）．本発明は．これらの提案（発明）
に係る高強度複相組織ステンレス鋼帯についてさらに研
究を進めた結果，また、新たな知見を得ることができ．
ばね用ステンレス鋼帯についての前述の問題点の実質上
全てを解決できる手段を見出したものである． 以下に本発明の内容を先ず代表的な実験結果を例として
説明する． 第１表に示す化学成分を有する３ｆｌの鋼Ａ，　　Ｂお
よびＣを溶製し．熱間圧延によりいずれも板厚３．６ｍ
ｍの熱延鋼帯とした後，７８０’ｃｘ均熱６時間炉冷の
熱延板焼鈍を行い．酸洗を経て仮ｊＥ１．０ｍｓに冷間
圧延し．８００゜Ｃ×均熱ｌ分の中間焼鎚を施してさら
に冷間圧延を行い．板厚０．３ｍｓの冷延鋼帯とした後
，９５０℃に１分間加熱後急冷する連続複相化熱処理を
施し，実質的にフェライト＋マルテンサイト複合Ｍｉ織
を有する複相組織ステンレスｗ４帯を製造した． この複相＆ｆｌ織ステンレス鋼帯よりサンプルを採取し
．ばね限界値Ｋｂおよび硬さを調査するとともに，さら
に種々の条件の時効処理を施してＫｂおよび硬さに対す
る時効処理の効果を検討した。

なお．ここでばね特性の指標としたばね限界値Ｋｂは一
般に「曲げによる表面最大応力が０．３７５Ｘ　Ｅ／１
０’（ｋｇｆ／ａｍ”）　となるときの弾性変形と同等
の永久変形を生しさせる表面最大応力」と定義されるも
のであり繰り返したわみ試験により決定した． 第１図は，第ｌ表の［Ａ，ＢおよびＣについて．（１）
？３［相化熱処理のまま，（２）複相化処理後に５００
℃で均熱ｌ分の短時間時効処理付与．の２種の状態でそ
れぞれＬ方向（圧延方向に平行）とＴ方向（圧延方向に
対し９０°）について，ばね限界値Ｋｂを測定し，表面
硬さ（ＨＶ）との関係を示したものである．第１図には
，比較のために市販オーステナイト系ばね用ステンレス
鯛帯ＳＵＳ３０１−ＣＳＰについても同様に．時効処理
（４００℃×均熱１時間）前後のばね限界｛ｉＫｂのレ
ベルを実線および破線で併記した． 第１図からわかるように，複相化処理まま　（時効処理
前）の状態ではＳｕＳ３０１−ＣＳＰのＬ方向と同程度
のばね限界値Ｋｂを有する複相組織調は，５００’Ｃ　
Ｘ均熱ｌ分の短時間時効処理を施すことにより硬さの上
昇はわずかであるものの，ばね限界値番よ飛躍的に向上
し．同一硬さレベルで比較した場合ＳＵＳ３０１−ＣＳ
Ｐの２倍以上のＫｂを示し．ばね特性に優れることがわ
かる。さらにＫｂの方向性につし）てみると．複相組織
鋼のＬ方向とＴ方向のＫｂの差は高々ｌＯｋｇｆ／ｍＩ
ｍ”でありＳＵＳ３０１−ＣＳＰに比べ非常に小さく，
ばね特性の面内異方性も小さし１。

なお，？！相組織鋼のばね限界値は．オーステナイト系
および析出硬化系ばね用ステンレス鋼帯と同様に硬さの
高い・ものほど高く，また時効処理によるＫｂの上昇の
程度も硬さの高いものほど太きい。

第２図は，時効処理時間の影響を示したものであり．第
１図と同しく第１表の＠Ａ，Ｂ，Ｃについて前述の製造
工程および条件により製造した板厚０．３ｍ＋ｍの複相
Ｍｉ織ステンレス鋼帯よりサンプルを採取し５　これを
４００℃で時効処理を施した場合のばね限界値Ｋｂにお
よぼす特効処理時間（均熱時間）の影響を示した． 第２図から明らかなように，いずれの鋼とも短時間のう
ちにばね限界値Ｋｂは急激に上昇し．均熱時間１分でほ
ぼ飽和値に達し，１０分を超えてもＫｂはほとんど変化
しない． これら第１図および第２図の結果はまことに興味深いも
のであり．以下のような実用上の利点が考えられる。

（１）複相組織鋼に時効処理を施すことにより，例えば
．従来のオーステナイト系ばね用ステンレス鋼帯にくら
べ同一強度レヘルであっても非常に高いぼね限界値が得
られる．別の見地からは，従来材と同等のばね特性を得
るには．従来材よりもはるかに低強度（低硬度）の材料
で十分であり，加工性（加工の容易さ〉や打抜き性など
の点で非常に有利となる．これはさらに時効処理による
強度（硬度）上昇が小さいことと相まって加工前に時効
処理を施したとしても特段の加工上の支障はないといえ
る． （２〉　短時間の時効処理によりばね限界値が向上する
ことから素材メーカーでの鋼帯での連続時効処理が可能
となり．加工メーカーでの威品に加工後の時効処理（熱
処理）が不要である。

（３）圧延による強度上昇を利用しているものでないた
め，良好な素材形状を得やすい． （４）ばね特性の異方性（方向性）が小さいことから，
ｗＡ帯からの加工成品の採取方向が制約されない。した
がって，本発明による高強度複相組織ステンレス鋼帯は
従来のばね用ステンレス鋼帯が抱える問題点をすべて解
決し得るものといえる。

本発明法を適用するステンレス鋼におけるＣｒ量につい
ては，ステンレス鋼としての耐食性を維持するうえで少
なくとも１０．０％以上は必要最低量として含有させる
べきであるが，あまりＣｒｌが高いとマルテンサイト相
を生戒させて高強度を得るに必要なＮ　ｉ，　Ｍｎ＋　
Ｃｕなどのオーステナイト生成元素の量が多くなるとと
もに靭性が低下するようになるため，　２０．０％を上
限とするのがよレ１。

Ｃは強力なオーステナイト生成元素であり．マルテンサ
イト量を増加させるとともに固溶強化によりマルテンサ
イト相およびフェライト相の強度を高めるのに有効であ
る．また，時効処理によりばね限界値を向上させるうえ
で重要な元素である。

これらのＣの効果を得るには少なくとも０．０１％以上
が必要である．しかしながら．Ｃがあまり高む）とフェ
ライト十オーステナイトニ相域温度に加熱急冷する複相
化処理において．加熱時に一旦固溶したクロム炭化物が
冷却時にフェライトもしくはオーステナイト　（冷却後
はマルテンサイト）粒界に再析出し粒界近傍にＣｒ欠乏
層を生じるいわゆる鋭敏化を生じて耐食性が著しく劣化
するようになる．このためには，Ｃｒ，Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃ
ｕなとの他の元素の添加量による或分ノ＼ランスによっ
ても異なるが多くとも０．１５％以下とするのが良い．
Ｎｉ，Ｍｎ，Ｃｕは．前述のＣによる鋭敏化を回避する
ためＣＩを抑制する一方で，Ｃに替わるオーステナイト
生戒元素として高温でフェライト十オーステナイトニ相
＆ＦＩ織を得るために有効な元素である．また，Ｎｉ．
Ｍｎ，Ｃｕｔの増加にともない冷却後のマルテンサイト
１１（高温でのオーステナイ１−１）が増加し．強度（
硬さ）を上昇させることができる．これらの効果を得る
ためには，　　ＣｒＪｉｌおよびＣ量に応し一定量以上
必要であり，少なくとも０．１％以上含有させる必要が
ある。しかしながら．あまり高いと複相化熱処理後に生
威するマルテンサイト相が多くなり，場合によっては１
００％マルテンサイトとなって強度は得られるものの延
性は低下するため．それぞれ上限を４．０％とするのが
良い． 以上の或分個々の規制とともに．本発明を適用するステ
ンレス鋼では，高温でフェライト＋オーステナイトニ相
ａｍとなるよう成分調整されたものである必要があるこ
とは言うまでもない．またばね用ステンレス鋼について
の既述の問題点を解決するうえでは．本発明においてそ
の基本とする複合組織や時効性を確保し十分なばね特性
や強度を得るうえで前記のようにＣｉｌ，Ｃｒ量並びに
Ｎｉ．Ｍｎ，Ｃｕ量の規制が少なくとも必要であるが，
このような本発明のばね用ステンレス鋼としての特徴を
損なわない限り．一層の耐食性の向上を目的としてＭｏ
を添加したり，耐酸化性向上の観点からＹやＲＥＭを添
加するなど，また各種特性を向上させる目的で上記以外
にもＢやＶ，ＡＮなどの種々の元素を添加しまたはその
含有量を規制することができる．その一例を後記の実施
例でも示すが，Ｍｏでは２．５０％まで，Ｙは０．２０
％まで，ＲＥＶは０．１０％まで．■は０．２０％まで
．Ｂはｏ．ｏｏｓｏ％まで．Ａｌは０．２０％までを含
有させるのがよい．本発明における複相化熱処理は加熱
温度をフェライト＋オーステナイトニ相域温度とするこ
とが絶対条件である．本発明を有利に実施し得るステン
レス鋼ではフェライト＋オーステナイトニ相組織となる
下限の温度はおおむね６００〜９００’Ｃの範囲であり
．一方その上限は１２００〜１４５０’Ｃの範囲である
． 複相化熱処理時のフェライト＋オーステナイト二相域加
熱では，短時間のうちにほぼ平衡状態の量のオーステナ
イト相が生成するので加熱時間は短時間．おおむね１０
分間以内の加熱でよい。この短時間加熱でよいことは本
発明法の実際操業の点でも連続熱処理が可能となり生産
効率．製造コストの面から非常に有利である． 複相化熱処理時の冷却速度については．高温でのオース
テナイトがマルテンサイトに変態するに十分な冷却速度
とする必要があることは言うまでもないが，実操業面で
はおおむね１゜〜１０００゜Ｃ／秒の冷却速度範囲であ
る．また，オーステナイトがマルテンサイトに変態した
後の冷却過程では冷却速度は任意でよい． 本発明による連続時効処理は，優れたばね特性を付与す
るうえで，本発明の最も重要な点である．時効処理にお
ける加熱温度は特に規制するものではないが，３００゜
Ｃ未満でばばね特性の向上が十分ではなく．また６５０
゜Ｃを超えると加熱時間が短時間であっても複相化熱処
理後に過飽和に固溶していたＣのクロム炭化物としての
粒界および粒内への析出量が多くなって．材料強度の低
下やぼね特性の低下をもたらし，また特に粒界に析出す
るクロム炭化物による鋭敏化を生し，耐食性の低下をも
たらす．したがって，時効処理における加熱温度は３０
０’Ｃ〜６５０’Ｃが望ましい．時効処理においては第
２図でも示したようにばね限界値は短時間の加熱により
急激に上昇し．ＩＯ分間を超えて保持してもばね限界値
の向上は飽和する傾向にあるので．加熱時間は１０分間
以内とする． この時効処理における加熱時間が短時間でよいことは．
？ｊ［相化熱処理と同様に実際操業面において連続熱処
理が可能となり．本発明法の大きな特徴ならびに利点を
もたらす．なお，連続時効処理における加熱後の冷却速
度は，ばね特性や他の諸特性に与える影響は小さいため
特に規制する必要はない． 以上の本発明に従う複相化熱処理およびその後の時効処
理はいずれも，コイル巻戻し機から巻取り機に至る間に
加熱・均熱帯域と冷却帯域を有する連続熱処理炉にスト
リップを通板するという連続熱処理方式で行うことがで
きる．具体的には．ステンレス鋼用の連続光輝焼鈍炉や
連続焼鈍酸洗炉．または普通鋼用の連続焼鈍炉が通用し
得る．特に複相化熱処理と時効処理の間に調質圧延を行
わない場合は，２段階の加熱，冷却帯を有する連続熱処
理ライン，例えば．高温均熱帯域と過時効帯域を有する
普通鋼用連続焼鈍炉を通板することにより．本発明に従
う複相化熱処理と時効処理とを１回の通板により実施す
ることも可能である．複相化熱処理後に調質圧延を施す
ことは，次工程の時効処理後のばね特性をより向上させ
るために有効である．しかしながら．圧延率１０％を超
えて調質圧延を施すと延性の低下が著しくなり加工性が
劣化するとともに，ばね特性の異方性が大きくなるため
Ｕ４ｔ圧延率は１０％以下とするのが良い．〔実施例〕 以下に．本発明法を適用した実施例を挙げて本発明につ
いてさらに説明する． 第２表に示す化学成分を有する鋼を溶製し，スラブとし
た．鋼ＮＣＬＩ〜９は，本発明の対象とする鋼であり．
熱間圧延により板厚３．ｆ＋＋ｍの熱延鋼帯とした後．
７８０゜ＣＸ６時間均熱・炉冷の熱延板焼鈍を施した．
さらに酸洗の後．冷間圧延により板厚１．０ｍｍとし．
７８０℃×１分均熱・空冷の中間焼鈍を施して酸洗した
後，再度冷間圧延により板厚０．３１の冷延鋼帯とした
．この冷延鋼帯に第３表に示す条件での連続複相化熱処
理１！ｊｌ質圧延および連続時効処理を施した．鋼Ｎａ
ｌＯ．　１１はそれぞれ比較材としたＳｔｌＳ３０１お
よびＳＵＳ３０４であり，熱間圧延により板厚０．３ｎ
＋ｍの熱延鋼帯とした後１１００″ｃ×１分均熱・急冷
の熱延板焼鈍．酸洗を施した．さらに冷間圧延と１０５
０’Ｃ　Ｘ　ｌ分均熱・急冷の焼鈍を繰り返し，最終的
に第３表に示すａｌｌ質圧延率の冷間圧延を行って板厚
０．３−の冷延鋼帯とした．また必要に応じて．第３表
に示したように４００’ＣＸ６０分均熱・空冷のバッチ
式の時効処理を施した。

以上のようにして製造した各調帯について硬さおよびＬ
方向．Ｔ方向のばね限界値Ｋｂを測定した結果を第３表
に併せて示す．なお，同一鋼で製造条件が異なるものは
適宜コイルを分割して製造したものである． 第３表からわかるように本発明による複相組織ステンレ
ス鋼は，高いぼね限界値Ｋｂを有するとともにし方向と
Ｔ方向のＫｂＯ差が小さくばね特性の異方性が小さい．
また，本発明例漱２と隘３の比較．および本発明例Ｎα
７とＮＣＬ８の比較からわかるように．複相化熱処理後
にＵｆ４質圧延を行った後に時効処理を施すことにより
ばね限界値Ｋｂは一層向上する． これに対し，比較例漱１は複相化熱処理温度が７８０℃
と低く実質的にはフェライト単相域での焼きなましであ
って．金属組織もマルテンサイトの存在しないフェライ
ト単相１１織であった．このため．硬さ　（強度）が低
く時効処理後のばね限界値Ｋｂも低い． 比較例胤２および比較例階４は，複相組織鋼であるが．
時効処理を施していないため，それぞれ本発明例Ｎａ　
２および本発明ｇ４Ｎａ７と比較してわかるようにばね
限界値はＫｂは低い． 比較例阻３は複相化熱処理後の１１質圧延率が１５％と
高くばね限界値は高いものの異方性が大きい．また，第
３表には示していないものの，第３表中の本発明例およ
び比較例のうちこの比較例魔３のみ．内側曲げ半径１．
０＋ｍ，曲げ角度１８０°のＴ方向曲げ（圧延方向を曲
げ稜線とする曲げ）において割れを生し，加工性に劣っ
ていた． 比較例Ｍ５〜８は，オーステナイト系ばね用ステンレス
鋼（７）　ＳＵＳ３０１−ＣＳＰおよびＳＵＳ３０４−
ＣＳＰであり，ばね限界値の異方性が大きいとともに．
時効処理の有無に関わらず．ばね限界値そのものが低く
．本発明例に比べばね特性が劣る． 〔効果〕 以上詳述したように．本発明法によればばね特性に優れ
かっぱね特性の異方性の小さい高強度複相組織ステンレ
ス鋼帯が提供できる．従来のばね用ステンレスｗ４帯の
分野ではこのような素材の例ではなく．本発明は新規素
材鋼帯もしくはｍ板を市場に提供し得るものであって．
この分野において多大の貢献をなし得る．

【図面の簡単な説明】

第１図は高強度複相１１１織ステンレス鋼の硬さとばね
限界｛ＭＫｂの関係を従来のオーステナイト系ばね用ス
テンレスｌｌｓＵｓ３０１−ＣＳＰとの比較で示した図
．第２図は高強度複相組織ステンレス鋼のばね限界値Ｋ
ｂにおよぼす時効処理時間の影響を示した図である． 第　１図

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）必須成分として、１０．０〜２０．０重量％のＣ
   ｒ、０．０１〜０．１５重量％のＣ、および０．１〜４
   ．０重量％のＮｉ、ＭｎまたはＣｕのうちの一種または
   二種以上を鉄中に含有するステンレス鋼の冷間圧延鋼帯
   を通常の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て製造し
   、この冷間圧延鋼帯を連続熱処理炉に通板してフェライ
   ト＋オーステナイトの二相域温度に加熱したあと急冷す
   る複相化熱処理を施すことにより実質的にフェライト＋
   マルテンサイトの混合組織の鋼帯とし、得られた混合組
   織鋼帯をさらに連続熱処理炉に通板して１０分間以内の
   連続時効処理を施すことを特徴とするばね特性に優れた
   高強度複相組織ステンレス鋼帯の製造法。
2. （２）必須成分として、１０．０〜２０．０重量％のＣ
   ｒ、０．０１〜０．１５重量％のＣｌおよび０．１〜４
   ．０重量％のＮｉ、ＭｎまたはＣｕのうちの一種または
   二種以上を鉄中に含有するステンレス鋼の冷間圧延鋼帯
   を通常の熱間圧延工程および冷間圧延工程を経て製造し
   、この冷間圧延鋼帯を連続熱処理炉に通板してフェライ
   ト＋オーステナイトの二相域温度に加熱したあと急冷す
   る複相化熱処理を施すことにより実質的にフェライト＋
   マルテンサイトの混合組織の鋼帯とし、得られた混合組
   織鋼帯を圧延率１０％以下の調質圧延したうえ、さらに
   連続熱処理炉に通板して１０分間以内の連続時効処理を
   施すことを特徴とするばね特性に優れた高強度複相組織
   ステンレス鋼帯の製造法。