JPH07103445B2 - ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 - Google Patents
ブレ−ドの基板用ステンレス鋼Info
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- JPH07103445B2 JPH07103445B2 JP61100513A JP10051386A JPH07103445B2 JP H07103445 B2 JPH07103445 B2 JP H07103445B2 JP 61100513 A JP61100513 A JP 61100513A JP 10051386 A JP10051386 A JP 10051386A JP H07103445 B2 JPH07103445 B2 JP H07103445B2
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- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はSi単結晶、Ga−As化合物などの半導体材料およ
びフェライト、石英ガラス、セラミックスなどの精密切
断加工に使用されるダイアモンドを電着したブレードの
基板用ステンレス鋼に関する。
びフェライト、石英ガラス、セラミックスなどの精密切
断加工に使用されるダイアモンドを電着したブレードの
基板用ステンレス鋼に関する。
（従来技術） 従来上記のようなブレードの基板にはSUS304やSUS301の
冷間加工材、またはこの冷間加工材にさらに時効処理を
施した材料が使用されていた。
冷間加工材、またはこの冷間加工材にさらに時効処理を
施した材料が使用されていた。
しかしながらこのような材料は強度が低いため、板厚を
薄くするとブレードにした場合使用中に基板が変形した
り、疲労破壊を起したりして、ブレードの使用寿命が短
くなるという問題があった。このためブレードの使用寿
命を長くするには基板に板厚の厚い材料を使用する必要
があったが、基板厚さを厚くすると、厚くした分だけ切
断ロスが多くなるため、Si単結晶をウエハーにスライス
する場合のごとく、切断加工が薄い場合切断ロスが著し
く多くなり、切断による歩留低下が大きくなってしまう
という問題があった。
薄くするとブレードにした場合使用中に基板が変形した
り、疲労破壊を起したりして、ブレードの使用寿命が短
くなるという問題があった。このためブレードの使用寿
命を長くするには基板に板厚の厚い材料を使用する必要
があったが、基板厚さを厚くすると、厚くした分だけ切
断ロスが多くなるため、Si単結晶をウエハーにスライス
する場合のごとく、切断加工が薄い場合切断ロスが著し
く多くなり、切断による歩留低下が大きくなってしまう
という問題があった。
この対策としてSUS301等の準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼に高い冷間加工を施した材料を使用して、基板
が薄くても強度を発揮するようにすることも行なわれて
いるが、この場合強加工に伴い延性や靭性が低下してい
るため、切断装置にブレードをセットするとき基板が破
断したり、使用中に裂断してSi単結晶などの被切断材を
破損する場合があった。
ンレス鋼に高い冷間加工を施した材料を使用して、基板
が薄くても強度を発揮するようにすることも行なわれて
いるが、この場合強加工に伴い延性や靭性が低下してい
るため、切断装置にブレードをセットするとき基板が破
断したり、使用中に裂断してSi単結晶などの被切断材を
破損する場合があった。
また他の対策として、時効処理による硬化で広く知られ
ているSUS631析出硬化型ステンレス鋼を使用する方法が
あるが、この鋼の場合、ある程度の強度は得られるもの
の、酸素や窒素との親和力の大きいAlを0.75〜1.50％添
加してあるため、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を形成し、さらにこれが凝集
した介在物を形成したりして、製品の表面肌が荒れ、ま
た靭性や延性も阻害され、さらに疲労寿命にも著しく悪
影響を与えるものであった。
ているSUS631析出硬化型ステンレス鋼を使用する方法が
あるが、この鋼の場合、ある程度の強度は得られるもの
の、酸素や窒素との親和力の大きいAlを0.75〜1.50％添
加してあるため、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を形成し、さらにこれが凝集
した介在物を形成したりして、製品の表面肌が荒れ、ま
た靭性や延性も阻害され、さらに疲労寿命にも著しく悪
影響を与えるものであった。
（発明が解決しようとする問題点） 本発明は基板材料として、上述のように従来高強度、延
性、靭性および疲労特性とを兼備えたものがなかった点
に鑑み、そのような特性を兼備えた基板用材料を提供す
るものである。
性、靭性および疲労特性とを兼備えたものがなかった点
に鑑み、そのような特性を兼備えた基板用材料を提供す
るものである。
（問題点を解決するための手段） 本発明の鋼は従来材料のSUS301のごとく高強度の冷間加
工を施さず、またSUS631のごとく有害な介在物を形成す
る添加元素を使用せずにブレード基板としての要求を満
足させるようにしたものである。すなわち本発明は適度
の冷間加工による加工硬化と介在物を形成しない硬化元
素の活用による時効処理の組み合わせにより前記特性を
付与したもので、具体的には強化元素であるSiを1.0％
越え3.0％以下と従来鋼より高くするとともに、マルテ
ンサイト相の誘発をも高くし、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、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
したのである。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に
なるようにしたので、C 0.10％以下、Si 1.0％を越え3.
0％以下、Mn 0.5％未満、Ni 4.0％以上8.0％以下、Cr 1
2.0％以上18.0％以下、Cu 0.5％以上3.5％以下、N 0.15
％以下、S 0.004％以下、ＣとＮとの合計が0.10％以上
で、残部Feおよび不可避的に混入してくる不純物からな
る鋼を特徴としている。
工を施さず、またSUS631のごとく有害な介在物を形成す
る添加元素を使用せずにブレード基板としての要求を満
足させるようにしたものである。すなわち本発明は適度
の冷間加工による加工硬化と介在物を形成しない硬化元
素の活用による時効処理の組み合わせにより前記特性を
付与したもので、具体的には強化元素であるSiを1.0％
越え3.0％以下と従来鋼より高くするとともに、マルテ
ンサイト相の誘発をも高くし、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、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
したのである。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に
なるようにしたので、C 0.10％以下、Si 1.0％を越え3.
0％以下、Mn 0.5％未満、Ni 4.0％以上8.0％以下、Cr 1
2.0％以上18.0％以下、Cu 0.5％以上3.5％以下、N 0.15
％以下、S 0.004％以下、ＣとＮとの合計が0.10％以上
で、残部Feおよび不可避的に混入してくる不純物からな
る鋼を特徴としている。
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、製造には特別の条件を
必要とせず、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。
るように成分調整してあるので、製造には特別の条件を
必要とせず、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。
以下成分範囲の限定理由を説明する。
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Cr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0.10％以下とした。
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Cr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0.10％以下とした。
Siは通常脱酸の目的のために使用するが、この目的のた
めに添加する場合は、加工硬化型オーステナイト系ステ
ンレス鋼のSUS301、304および桁出硬化型ステンレス鋼
のSUS631にみられるごとく、1.0％以下である。しかし
本発明鋼の場合はSiをこれより高くして冷間加工の際マ
ルテンサイト相を誘発しやすくして、軽度の冷間加工で
誘発されるようにするとともに、その生成をも促進し
て、加工後のマルテンサイト相とオーステナイト相の相
対比を高める。そして生成したマルテンサイト相を強化
して、マルテンサイト相を硬くするとともに、残存オー
ステナイト相にも固溶し、オーステナイト相を硬化さ
せ、冷間加工後の強度を大きくするのである。また時効
処理においては、Cuとの相互作用により時効硬化を大き
くするのである。このようにSiは種々の効果があるが、
その効果は従来鋼のごとく1.0％以下では小さく、3.0％
を越えると高温割れを誘発しやすくなり、製造上種々の
問題も生じる。このため1.0％を越え3.0％以下とした。
めに添加する場合は、加工硬化型オーステナイト系ステ
ンレス鋼のSUS301、304および桁出硬化型ステンレス鋼
のSUS631にみられるごとく、1.0％以下である。しかし
本発明鋼の場合はSiをこれより高くして冷間加工の際マ
ルテンサイト相を誘発しやすくして、軽度の冷間加工で
誘発されるようにするとともに、その生成をも促進し
て、加工後のマルテンサイト相とオーステナイト相の相
対比を高める。そして生成したマルテンサイト相を強化
して、マルテンサイト相を硬くするとともに、残存オー
ステナイト相にも固溶し、オーステナイト相を硬化さ
せ、冷間加工後の強度を大きくするのである。また時効
処理においては、Cuとの相互作用により時効硬化を大き
くするのである。このようにSiは種々の効果があるが、
その効果は従来鋼のごとく1.0％以下では小さく、3.0％
を越えると高温割れを誘発しやすくなり、製造上種々の
問題も生じる。このため1.0％を越え3.0％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、その
活用は他の元素とのバランスのもとに行うものである
が、本発明鋼では高いと延性を低下させ、使用上種々の
問題が生じる。このため0.5％未満とした。
活用は他の元素とのバランスのもとに行うものである
が、本発明鋼では高いと延性を低下させ、使用上種々の
問題が生じる。このため0.5％未満とした。
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、かつ室温でオーステナイト相が準安定状態になりが
たくなり、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にくくなるので、4.0〜8.0％とし
た。
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、かつ室温でオーステナイト相が準安定状態になりが
たくなり、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にくくなるので、4.0〜8.0％とし
た。
Crは耐食性上必須の成分で、鋼に目的の耐食性を付与す
るのに12.0％以上必要とする。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
ト相抑制のためにそれに見合ったオーステナイト生成元
素（Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cuなど）を添加しなければならな
いが、オーステナイト生成元素を添加すると、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、時効処理しても高
強度が得られなくなる。このためCrの上限は18.0％とし
た。
るのに12.0％以上必要とする。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
ト相抑制のためにそれに見合ったオーステナイト生成元
素（Ｃ、Ｎ、Ni、Mn、Cuなど）を添加しなければならな
いが、オーステナイト生成元素を添加すると、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、時効処理しても高
強度が得られなくなる。このため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0.5〜3.5
％とした。
硬化させるのであるが、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0.5〜3.5
％とした。
Ｎはオーステナイト生成元素であるとともに、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、高すぎると、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。
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、高すぎると、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、延性の低下をもた
らすので、本発明鋼では特に有害な元素である。このた
め延性の低下をもたらさぬよう上限を0.004％とした。
らすので、本発明鋼では特に有害な元素である。このた
め延性の低下をもたらさぬよう上限を0.004％とした。
なおＣとＮとは同様の作用効果を示し、互換性があり、
上限はそれぞれ上記のように限定したが、作用効果を発
揮させるためには合計量で、0.10％以上にする必要があ
る。
上限はそれぞれ上記のように限定したが、作用効果を発
揮させるためには合計量で、0.10％以上にする必要があ
る。
本発明鋼には以上の成分以外に脱酸剤として添加するAl
やTi、脱硫剤として添加されるCaやREMなどの微量残存
おおび不純物として不可避的に混入してくるものは許容
される。
やTi、脱硫剤として添加されるCaやREMなどの微量残存
おおび不純物として不可避的に混入してくるものは許容
される。
（実施例） 第１表に示すような成分の本発明鋼（H1〜H7）、従来鋼
（Ａ〜Ｃ）および比較鋼（ａ〜ｆ）を常法により熱間圧
延した後、圧下率を種々変えて冷間圧延して、高強度冷
延鋼板を製造し、冷間圧延により誘発されたマルテンサ
イト量（α量）、硬さ、引張強さおよび伸びを調査し
た。次にこの高強度冷延鋼板をさらに時効処理して、時
効硬化させ、硬さ、引張強さ、伸びおよび時効前後の硬
さの差（ΔＨ）を調査した。第２表にこの結果を示す。
また第１図に第２表に示した結果のうち引張強さと伸び
との関係を、さらに第２図に本発明鋼H1と、比較鋼のう
ちで、冷間圧延状態での特性と時効前後の硬さの差が本
発明鋼に近い比較鋼ｅの引張強さと伸びの関係を示す。
（Ａ〜Ｃ）および比較鋼（ａ〜ｆ）を常法により熱間圧
延した後、圧下率を種々変えて冷間圧延して、高強度冷
延鋼板を製造し、冷間圧延により誘発されたマルテンサ
イト量（α量）、硬さ、引張強さおよび伸びを調査し
た。次にこの高強度冷延鋼板をさらに時効処理して、時
効硬化させ、硬さ、引張強さ、伸びおよび時効前後の硬
さの差（ΔＨ）を調査した。第２表にこの結果を示す。
また第１図に第２表に示した結果のうち引張強さと伸び
との関係を、さらに第２図に本発明鋼H1と、比較鋼のう
ちで、冷間圧延状態での特性と時効前後の硬さの差が本
発明鋼に近い比較鋼ｅの引張強さと伸びの関係を示す。
第２表より本発明鋼は冷間圧延においてマルテンサイト
相が誘発されやすいため、同一圧下量でも従来鋼よりマ
ルテンサイト量が多くなっている。また圧下量が少なく
ても、従来鋼よりマルテンサイト量を多くすることがで
きる。
相が誘発されやすいため、同一圧下量でも従来鋼よりマ
ルテンサイト量が多くなっている。また圧下量が少なく
ても、従来鋼よりマルテンサイト量を多くすることがで
きる。
また第１図より明らかなように、本発明鋼の引張強さと
伸びは冷間圧延状態、時効処理状態いずれにおいても、
従来鋼、比較鋼より高水準にあり、時効処理による引張
強さの増加も著しい。従って本発明鋼は冷間圧延の状
態、時効処理状態いずれの状態で使用するにしても、従
来の加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼、析出硬
化型ステンレス鋼より引張強さ、伸びが優れており、圧
下量も少なくすることができることから、形状も良好に
することができる。
伸びは冷間圧延状態、時効処理状態いずれにおいても、
従来鋼、比較鋼より高水準にあり、時効処理による引張
強さの増加も著しい。従って本発明鋼は冷間圧延の状
態、時効処理状態いずれの状態で使用するにしても、従
来の加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼、析出硬
化型ステンレス鋼より引張強さ、伸びが優れており、圧
下量も少なくすることができることから、形状も良好に
することができる。
第１表、第２表を比較してみればわかるように、ΔＨが
大きくなっているのは高SiとCuとが共存する鋼であり、
SiとCuの相互作用による時効硬化が理解される。また第
２図よりMn、Ｓの高い比較鋼ｅは時効処理後の高強度レ
ベルにおいて、本発明鋼H1より伸びが低く、Mn、Ｓが高
いと、延性が劣ることがわかる。
大きくなっているのは高SiとCuとが共存する鋼であり、
SiとCuの相互作用による時効硬化が理解される。また第
２図よりMn、Ｓの高い比較鋼ｅは時効処理後の高強度レ
ベルにおいて、本発明鋼H1より伸びが低く、Mn、Ｓが高
いと、延性が劣ることがわかる。
なお従来鋼Ｃと比較鋼ａのΔＨが大きくなっているが、
冷間圧延状態の引張強さが高くないため、時効処理によ
る引張強さの増加が大きくても、時効処理後はそれほど
大きくはない。従来鋼ＣのΔＨが大きいのはNi3Al金属
間化合物の析出によるものである。
冷間圧延状態の引張強さが高くないため、時効処理によ
る引張強さの増加が大きくても、時効処理後はそれほど
大きくはない。従来鋼ＣのΔＨが大きいのはNi3Al金属
間化合物の析出によるものである。
次に同板厚の第１表の本発明鋼と従来鋼とを使用してブ
レードの基板を作成し、この基板にダイアモンドを電着
してブレードにした場合の性能の１例を示す。
レードの基板を作成し、この基板にダイアモンドを電着
してブレードにした場合の性能の１例を示す。
まずブレード１は第３図に示すように外周に穴２があけ
られたinner diameter（ID）Saw bladeにし、このブレ
ード１を第４図に示すようにチヤックボディ（切断加工
機械）３にセットして、穴２にボルト４を通して締め付
けることにより外周を固定した後、穴２の内周側をＯリ
ング５を介してボルト６で締め付け、固定した。この固
定によりブレード１は内周が半径方向に拡張され、張力
が掛けられる。
られたinner diameter（ID）Saw bladeにし、このブレ
ード１を第４図に示すようにチヤックボディ（切断加工
機械）３にセットして、穴２にボルト４を通して締め付
けることにより外周を固定した後、穴２の内周側をＯリ
ング５を介してボルト６で締め付け、固定した。この固
定によりブレード１は内周が半径方向に拡張され、張力
が掛けられる。
次にこのようにして張り上げたブレード１の内周の半径
方向への拡大率を顕微鏡７で測定し、その後内周から5m
m外周側に移動したところに400gの荷重を掛けて、変位
量を電気マイクロメーター８で測定し、両測定値よりブ
レード１の張り上り状態（Si単結晶などをスライスする
のに必要な張力）を調査した。調査後には６インチSi単
結晶をスライスし、ブレードの耐久性を調査した。
方向への拡大率を顕微鏡７で測定し、その後内周から5m
m外周側に移動したところに400gの荷重を掛けて、変位
量を電気マイクロメーター８で測定し、両測定値よりブ
レード１の張り上り状態（Si単結晶などをスライスする
のに必要な張力）を調査した。調査後には６インチSi単
結晶をスライスし、ブレードの耐久性を調査した。
第５図に張り上り状態を、また第３表に１枚のブレード
でスライスできた枚数とブレードの破断有無を示す。
でスライスできた枚数とブレードの破断有無を示す。
第５図は本発明鋼、従来鋼とも圧延後400℃で１時間時
効処理したものの内周の半径方向への拡大率と荷重によ
る変位量、すなわちテンション値Ｔとの関係を示したも
のであるが、従来鋼Ａの場合圧延率が50％であると、最
適張り上り状態のＴ値にしたときすでに塑性変形領域に
あり、スライス時の若干の荷重負荷によって刃先がヘタ
リ、第３表に示すようにスライス枚数も少なく、使用寿
命が短い。またこの従来鋼Ａの場合圧延率を65％にして
強度を増大させると、最適張り上り状態のＴ値では塑性
変形領域に達しないが、延性が低いため、張り上げ中に
張り過ぎると破断したりする。特にスライス中は若干変
形などすると破断し易いため、第３表のように圧延率50
％のものの場合より却ってスライス枚数は少なくなり、
使用寿命がさらに短くなる。
効処理したものの内周の半径方向への拡大率と荷重によ
る変位量、すなわちテンション値Ｔとの関係を示したも
のであるが、従来鋼Ａの場合圧延率が50％であると、最
適張り上り状態のＴ値にしたときすでに塑性変形領域に
あり、スライス時の若干の荷重負荷によって刃先がヘタ
リ、第３表に示すようにスライス枚数も少なく、使用寿
命が短い。またこの従来鋼Ａの場合圧延率を65％にして
強度を増大させると、最適張り上り状態のＴ値では塑性
変形領域に達しないが、延性が低いため、張り上げ中に
張り過ぎると破断したりする。特にスライス中は若干変
形などすると破断し易いため、第３表のように圧延率50
％のものの場合より却ってスライス枚数は少なくなり、
使用寿命がさらに短くなる。
これに対して本発明鋼H2の圧延率50％のものの場合、最
適張り上りＴ値の状態でも塑性変形領域に達しておら
ず、さらに張り上げても延性があるため、破断には至ら
ない。使用中に若干変形しても、再度スライスのとき張
り上げ使用することができ、使用寿命が著しく長い。
適張り上りＴ値の状態でも塑性変形領域に達しておら
ず、さらに張り上げても延性があるため、破断には至ら
ない。使用中に若干変形しても、再度スライスのとき張
り上げ使用することができ、使用寿命が著しく長い。
Si単結晶インゴット、石英ガラスなど他の精密被切断材
についても切断試験してみたが、本発明鋼のものは従来
のSUS301材のものより耐久性に優れていた。
についても切断試験してみたが、本発明鋼のものは従来
のSUS301材のものより耐久性に優れていた。
（効果） 以上のごとく、本発明鋼は従来の加工硬化型オーステナ
イト系ステンレス鋼および析出硬化型ステンレス鋼より
強度、延性および靭性が優れており、析出元素も介在物
の心配のないCuであるので、切断中疲労破断の起点とな
らず、ブレードの基板用に適している。また成分的には
高価な元素を使用するものでもないので、安価である。
なお本発明鋼はブレードの基板と同様な特性が要求され
るダイジングソウの台金、動力伝達用ベルト、たとえば
フロッピーベルト、タイミングベルトなどに使用するこ
とも可能である。
イト系ステンレス鋼および析出硬化型ステンレス鋼より
強度、延性および靭性が優れており、析出元素も介在物
の心配のないCuであるので、切断中疲労破断の起点とな
らず、ブレードの基板用に適している。また成分的には
高価な元素を使用するものでもないので、安価である。
なお本発明鋼はブレードの基板と同様な特性が要求され
るダイジングソウの台金、動力伝達用ベルト、たとえば
フロッピーベルト、タイミングベルトなどに使用するこ
とも可能である。
第１図は実施例における本発明鋼、従来鋼および比較鋼
の冷間圧延状態、時効処理状態での引張強さと伸びの関
係を示したもので、記号の○、□および△はそれぞれ本
発明鋼、従来鋼および比較鋼を示しており、白抜きのも
のが冷間圧延状態を、黒塗りのものが時効処理状態を示
している。また実線、点線および一点鎖線がそれぞれ本
発明鋼、従来鋼および比較鋼のデーター群分布範囲を示
している。 第２図は実施例における本発明鋼H1と比較鋼ｅの引張強
さと伸びの関係を示すものである。 第３図は実施例において本発明鋼および従来鋼を使用し
て作成したブレードの平面図、第４図はブレードの張り
上げ状態を示す断面図、第５図はブレードを張り上げた
ときのブレード内周の半径方向拡大率と荷重によるテン
シション値Ｔとの関係を示すグラフである。
の冷間圧延状態、時効処理状態での引張強さと伸びの関
係を示したもので、記号の○、□および△はそれぞれ本
発明鋼、従来鋼および比較鋼を示しており、白抜きのも
のが冷間圧延状態を、黒塗りのものが時効処理状態を示
している。また実線、点線および一点鎖線がそれぞれ本
発明鋼、従来鋼および比較鋼のデーター群分布範囲を示
している。 第２図は実施例における本発明鋼H1と比較鋼ｅの引張強
さと伸びの関係を示すものである。 第３図は実施例において本発明鋼および従来鋼を使用し
て作成したブレードの平面図、第４図はブレードの張り
上げ状態を示す断面図、第５図はブレードを張り上げた
ときのブレード内周の半径方向拡大率と荷重によるテン
シション値Ｔとの関係を示すグラフである。
Claims (1)
- 【請求項１】C 0.10％以下、Si 1.0％を越え3.0％以
下、Mn 0.5％未満、Ni 4.0％以上8.0％以下、Cr 12.0％
以上18.0％以下、Cu 0.5％以上3.5％以下、N 0.15％以
下、S 0.004％以下、ＣとＮとの合計が0.10％以上で、
残部Feおよび不可避的に混入してくる不純物からなる高
強度で延性に優れたブレードの基板用ステンレス鋼。
Priority Applications (6)
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|---|---|---|---|
| JP61100513A JPH07103445B2 (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
| DE8787902760T DE3782311T2 (de) | 1986-04-30 | 1987-04-30 | Trennblatt. |
| US07/144,341 US4847168A (en) | 1986-04-30 | 1987-04-30 | Slicing saw blade |
| EP87902760A EP0267295B1 (en) | 1986-04-30 | 1987-04-30 | Slicing blade |
| PCT/JP1987/000272 WO1987006625A1 (en) | 1986-04-30 | 1987-04-30 | Slicing blade |
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Applications Claiming Priority (1)
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|---|---|---|---|
| JP61100513A JPH07103445B2 (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
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|---|---|---|---|
| JP61100513A Expired - Fee Related JPH07103445B2 (ja) | 1986-04-30 | 1986-04-30 | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
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| JP (1) | JPH07103445B2 (ja) |
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| DE2214726A1 (de) * | 1972-03-25 | 1973-10-25 | Deutsche Edelstahlwerke Gmbh | Verwendung eines austenitischen nichtrostenden stahles fuer mit hohem verformungsgrad tiefgezogene gegenstaende |
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| JPS5129854B2 (ja) * | 1973-04-21 | 1976-08-27 | ||
| EP0002462A1 (de) * | 1977-11-25 | 1979-06-27 | Jakob Lach Diamantwerkzeug-Fabrik | Trennvorrichtung mit Sägezähnen |
| US4222773A (en) * | 1979-05-29 | 1980-09-16 | Fagersta Ab | Corrosion resistant austenitic stainless steel containing 0.1 to 0.3 percent manganese |
| JPS5935412B2 (ja) * | 1980-03-19 | 1984-08-28 | 日新製鋼株式会社 | 析出硬化型ばね用ステンレス鋼素材の製法 |
| JPS56139662A (en) * | 1980-04-03 | 1981-10-31 | Nisshin Steel Co Ltd | Metallic conveyor belt and its manufacture |
| SE8102015L (sv) * | 1980-04-07 | 1981-10-08 | Armco Inc | Ferritfritt utskiljningsherdbart rostfritt stal |
| JPS61295356A (ja) * | 1985-06-24 | 1986-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼 |
-
1986
- 1986-04-30 JP JP61100513A patent/JPH07103445B2/ja not_active Expired - Fee Related
-
1987
- 1987-04-30 DE DE8787902760T patent/DE3782311T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1987-04-30 US US07/144,341 patent/US4847168A/en not_active Expired - Lifetime
- 1987-04-30 WO PCT/JP1987/000272 patent/WO1987006625A1/ja active IP Right Grant
- 1987-04-30 AT AT87902760T patent/ATE81680T1/de active
- 1987-04-30 EP EP87902760A patent/EP0267295B1/en not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS527317A (en) * | 1975-07-08 | 1977-01-20 | Nippon Steel Corp | Stainless steel having excellent malleability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US4847168A (en) | 1989-07-11 |
| ATE81680T1 (de) | 1992-11-15 |
| JPS62256949A (ja) | 1987-11-09 |
| DE3782311D1 (de) | 1992-11-26 |
| EP0267295A4 (en) | 1989-05-30 |
| DE3782311T2 (de) | 1993-05-13 |
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