JPS62256949A - ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 - 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Ｓｉ単結晶、Ｇａ−＾Ｓ化合物などの半導体材
料および７エライト、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５ＵＳ３０４や５
ＵＳ３０１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。

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
単結晶をウェ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着しく多くなり、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５ＯＳ３０１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。

また池の対策として、時効処理による硬化で広く知られ
ている５ＩＪＳ６３１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＾ｌを０．
７５〜１．５０％添加しであるため、製・調時にアルミ
ナ系の非金属介在物を形成したり、鋳造時に＾ＩＮを形
成し、さらにこれが凝集して介在物を形成したりして、
製品の表面肌が荒れ、まｔこ靭性や延性も阻害され、さ
らに疲労寿命にも着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。

（問題点を解決するための手段） 本発明の副は従来材料の５ＵＳ３０１のごとく高強度の
冷間加工を施さず、また５ＵＳ６３１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
しない時効処理による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，Ｈ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、Ｃ０１１０％以下、Ｓｉ　１．０％
を越え３．０％以下、ＭＩＩｏ、５％未満、旧４，０％
以上８．０％以下、Ｃｒ　１２．０％以上１８．０％以
下、Ｃｕ　００５５以上３．５％以下、Ｎ０．１５％以
下、Ｓ　０．００４％以下、ＣとＮとの合計が０．１０
％以上で、残ｌｌ５Ｆｅ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ｇｇ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）系ステン
レス鋼や析出硬化型ステンレス鋼と同要領で９１遣する
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δ７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ｏ、１ｏｙ６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５ＵＳ３０１．３０４および析出硬化型ス
テンレス鋼の５ＵＳ６３１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Ｓｌ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らに、
その生成をら保進して、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では、Ｃｕとの相互作用に
より時効硬化を大さくするのである。

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、製造上程Ｉ？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打うものである
が、本発明鋼では高いと延性を低下させ、使用上程々の
問題が生じる。このため０．５９５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（すると、高温で多量のδ−７エライト相が
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−
７エ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、府述のごと（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。

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、匍遣時にブロー
ホールの原因となるので、０．１５％以下とした。

ＳはＨｎ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。

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。

本発明鋼には以上の成分以外に脱酸剤として添加する＾
１やＴｉ１脱硫剤として添加されるＣａやＬＥＨなどの
微量残存および不純物として不可避的に混入して（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（Ｈｌ−〇７）、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１！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（ａ量）、硬さ、引張強さおよび伸びを調
査した０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ｍ２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上りマ
ルテンサイトｉ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）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
伸びは冷開圧延状態、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
強さの増加も着しい、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、Δ■］
が大きくなっているの１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Ｍｎ１Ｓの高い比較ｗＩｅは時効
処理後の高強度レベルにおいて、本発明鋼１１１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、時効処理後のそれほど
大きくはない、従来鋼ＣのΔＨが大きいのは旧、＾１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。

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１ｎｎｅｒ　ｄｉａｍｅｔｅｒ（Ｉ　Ｄ　）　ｓ
ａｗ　ｂｌａｄｅにし、このブレード１を第４図に示す
ようにチャックボディ（切断加工機械）３にセットして
、穴２にポルト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０リング５を介してポル）
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５
＋＋＋ｆｆｌ外周側に移動したところに４００９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、
両側定値よりブレード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０ｇ査後
には６インチＳ１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。

第　３　去 第５図は本発明鋼、従来鋼とも圧ｆｆｉ後４００°Ｃ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
刃先がへタリ、第３表に示すようにスライス枚数ら少な
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、使用が命がさらに短くなる。

これに対して本発明鋼１１２の圧延率５０％のものの場
合、最適張り上１）Ｔ値の状態でら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、使用か命が者しく長
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５ＵＳ３０１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人テナ
イト系ステンレス鋼お上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、安価ぐある
。なお本発明鋼はブレードの基板と同様な特性が聚求さ
れるグイジングソウの台金、動力伝達用ベルト、たとえ
ば７０ツピーベルト、タイミングベルトなどに使用する
ことも可能である。

【図面の簡単な説明】

第１図は実施例における本発明鋼、従来鋼お上び比較鋼
の冷開圧延状態、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○、口およびΔ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１．克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一群分布範囲
を示している。 第２図は実施例における本発明ｇＡ＋１１と比較Ｘｅ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
シコン値Ｔとの関係を示すグラフである。

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. Ｃ０．１０％以下、Ｓｉ１．０％を越え３．０％以下、
   Ｍｎ０．５％未満、Ｎｉ４．０％以上８．０％以下、Ｃ
   ｒ１２．０％以上１８．０％以下、Ｃｕ０．５％以上３
   ．５％以下、Ｎ０．１５％以下、Ｓ０．００４％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。