(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、Ｃ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、かつ
ＡＨＶ値 ＝ 985−135C−14Si−30Mn−43Ni−29Cr−265N
ＳＨＶ値 ＝ 1882−255C−43Si−101Mn−70Ni−55Cr−921N
で定義されるＡＨＶ値およびＳＨＶ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０の範囲になるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎを含有することを特徴とする深冷処理用高強度ステンレス鋼。
【請求項２】
重量％で、Ｃ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、かつ
0003735266.tif 000009
で定義されるＡＨＶ値、ＳＨＶ値およびＫ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０およびＫ値≧０の範囲になるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｂを含有することを特徴とする深冷処理用高強度ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、焼鈍状態で軟質であり、深冷処理によって高強度を発現する深冷処理用高強度ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、ステンレス鋼の用途は、その優れた特性を生かして様々な分野に広範囲に拡大している。このような用途の拡大をさらに進展させるためには、複数の優れた特性を併せ持つステンレス鋼の開発が必要である。たとえば、ステンレス鋼の研磨製品に対しては耐食性以外に高強度と、厳しい製品形状と、研磨後の優れた表面性状とが要求される。したがって、優れた形状修正性と表面清浄度とを有する高強度ステンレス鋼の開発が望まれる。またステンレス鋼製の電子機器部品に対しては高強度と、打抜き加工などを好適に行うことができる加工性とが要求される。
【０００３】
従来から高強度を有するステンレス鋼には、高温からの焼入れによって強度上昇を図るＳＵＳ４２０Ｊ２などのマルテンサイト系ステンレス鋼と、ＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４などの加工硬化型ステンレス鋼と、ＳＵＳ６３０およびＳＵＳ６３１などの時効硬化型ステンレス鋼と、低温焼入れ硬化とその後の時効硬化とによって強度上昇を図る深冷処理型ステンレス鋼とが実用材料として製造されている。
【０００４】
ＳＵＳ４２０Ｊ２などのマルテンサイト系ステンレス鋼は、高いＣ量を含有するので、焼入れ後の硬さが高いけれども、焼入れ歪が大きいので、大板では形状が崩れ易い。また焼鈍状態では、フェライト相とＣｒ炭化物とから成る組織を有しているので、全体的には軟質であるけれども、Ｃｒ炭化物自体は硬質であるので、打抜き性が要求される用途では打抜き治具の摩耗が大きい。したがって、精密な打抜き性が要求される用途では一般的な使用に至っていない。
【０００５】
ＳＵＳ３０１およびＳＵＳ３０４などの加工硬化型ステンレス鋼は、冷間圧延によって加工誘起マルテンサイトを生成させて強度上昇を図っているので、製品に加工される前の強度が高く延性が乏しい。したがって、最終製品での加工度に制限があるとともに、精密な打抜き部品等では打抜き治具等の損傷が早い。また、形状は冷間圧延機の能力および圧延方法等に大きく左右され、平坦度に優れた形状を得ることは困難である。さらに、冷間圧延後に形状修正を施しても高強度であるので、充分に形状を修正することができない。
【０００６】
ＳＵＳ６３０およびＳＵＳ６３１等の時効硬化型ステンレス鋼は、時効処理前の硬度が比較的軟質であるので、ＳＵＳ３０１と比較して形状を充分に修正することが可能であり、さらに時効処理によって強度を上昇することができる。しかしながら、このステンレス鋼はＮｂおよびＡｌ等を含むので、時効処理前においても炭窒化物および酸化物が認められ、精密な打抜き性が要求される用途では、一般的な使用に至っていない。また、この時効処理は一般的に４００〜９００℃の温度範囲で行われるので、析出物の形成ばかりでなく炭窒化物等の形成も同時に発生する。この析出物および炭窒化物は、表面清浄度を低下させるので、ステンレス鋼の鏡面研磨品および表面性状の要求が厳しい用途においては表面欠陥の原因となる。したがって、時効硬化型ステンレス鋼をステンレス鋼の鏡面研磨品に適用することは困難である。
【０００７】
深冷処理型ステンレス鋼は、特開昭６３−２９３１４３号公報および特開平４−２１４８４２号公報に開示されているように、低温に焼入れることによってマルテンサイト相を生成させて強度上昇を図るので、焼入れ前には比較的軟質であり、形状修正性が良好である。また焼入温度が低温、たとえば−５０℃以下であるので、焼入れ時に炭窒化物の形成等を発生させることなく硬化処理を行うことができる。
【０００８】
これらの先行技術には、次のような問題がある。特開昭６３−２９３１４３号公報で開示されている深冷処理型ステンレス鋼は、Ｍｎ、ＣｕおよびＭｏのいずれかを多量に含有しているので、焼入れ前にＭｎＳ、Ｃｕリッチ相およびＦｅ2Ｍｏ等を形成しやすい。また、特開平４−２１４８４２号公報で開示されている深冷処理型ステンレス鋼においても、焼入れ性の向上等の目的から、Ｓｉ、ＭｎおよびＢを多量に添加しているので、ＳｉＯ2、ＭｎＳおよびＣｒ2Ｂ等を形成しやすい。これらの介在物および第２相はステンレス鋼の鏡面研磨加工品等の表面性状の厳しい用途では表面欠陥となり、製品の歩留りを低下させる。また、厳しい加工を受ける用途では表面欠陥の発生と打抜き治具の損耗を招く。したがって、前記先行技術に開示されている深冷処理型ステンレス鋼を鏡面研磨加工品および精密打抜き製品に適用することは困難である。
【０００９】
以上のように、高強度と、打抜き加工などを好適に行うことのできる加工性と、厳しい製品形状と、研磨後の優れた表面性状とが要求される用途においては、現行のステンレス鋼では全ての特性を満足できる鋼種は得られていないのが現状である。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、形状修正が容易で、打抜き加工などの加工性に優れており、加工後に容易に高強度化を図ることが可能であり、かつ、研磨を施しても良好な表面性状を得ることができる深冷処理用高強度ステンレス鋼を提供することである。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載の本発明は、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、かつ
ＡＨＶ値 ＝ 985−135C−14Si−30Mn−43Ni−29Cr−265N
ＳＨＶ値 ＝ 1 882−255C−43Si−101Mn−70Ni−55Cr−921N
で定義されるＡＨＶ値およびＳＨＶ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０の範囲になるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎを含有することを特徴とする深冷処理用高強度ステンレス鋼である。
【００１２】
本発明に従えば、各元素の含有量が準安定オーステナイト系ステンレス鋼の成分範囲を充分に満たすように設定されるとともに、後述のように焼鈍後の硬さを表す指標であるＡＨＶ値および深冷処理後の硬さを表す指標であるＳＨＶ値の範囲が実験に基づいて設定されるので、焼鈍状態では比較的軟質であり、深冷処理によって高強度を発現することができる。これによって、焼鈍後の比較的軟質な状態で形状修正および加工を容易に行うことが可能になり、加工後に深冷処理によって、高強度化を図ることができる。また、介在物および炭窒化物などの異相を形成しやすい元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、ＶおよびＡｌが不可避的不純物中に含まれ、意図的に添加されないので、介在物および炭窒化物などの異相の形成を防止することができる。これによって、深冷処理後に研磨を行っても良好な表面性状を得ることができる。
【００１３】
また請求項２記載の本発明は、重量％で、Ｃ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、かつ
0003735266.tif 000002
で定義されるＡＨＶ値、ＳＨＶ値およびＫ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０およびＫ値≧０の範囲になるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｂを含有することを特徴とする深冷処理用高強度ステンレス鋼である。
【００１４】
本発明に従えば、各元素の含有量が準安定オーステナイト系ステンレス鋼の成分範囲を充分に満たすように設定されるとともに、後述のように焼鈍後の硬さを表す指標であるＡＨＶ値、深冷処理後の硬さを表す指標であるＳＨＶ値および焼鈍後の加工性を表す指標であるＫ値の範囲が実験に基づいて設定されるので、焼鈍状態では比較的軟質で良好な加工性、たとえば曲げ性および打抜き加工性を示し、深冷処理後に高強度を発現することができる。これによって、焼鈍後の比較的軟質な状態で曲げ加工および打抜き加工などを好適に行うことが可能になり、加工後に深冷処理によって高強度化を図ることができる。また前記ステンレス鋼中の介在物および炭窒化物などの異相を形成しやすい元素のうちステンレス鋼の基本成分として含まれる元素がＫ値によって規制されるとともに、異相を形成しやすいその他の元素が意図的に添加されないので、加工時における表面欠陥の発生および打抜き治具の損耗を防止することができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】
図１は、本発明の実施の一形態である深冷処理用高強度ステンレス鋼を素材とする研磨製品の製造工程を簡略化して示す図である。第１工程では、溶製が行われる。この工程では、真空溶解炉で溶解が行われた後、鋼塊の鋳造が行われる。鋼成分は、前記請求項１記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼の鋼成分を満たすように調整される。第２工程では、鋳造された鋼塊を鍛造した後、熱間圧延が行われる。第３工程では、熱間圧延鋼板を溶体化処理した後、冷間圧延が行われる。第４工程では、焼鈍が行われ、オーステナイト単相もしくはオーステナイト相中にマルテンサイト相が少量生成した焼鈍組織が形成される。冷間圧延および焼鈍は、冷間圧延鋼板の板厚が目標板厚になるまで繰り返して行われる。第５工程では、形状修正が行われ、焼鈍された冷間圧延鋼板が平坦になるように矯正される。第６工程では、加工が行われ、形状修正された冷間圧延鋼板が目標の製品形状になるように加工される。第７工程では、−５０℃以下の温度で深冷処理が行われる。この処理によって、焼鈍状態のオーステナイト相からマルテンサイト相が生成する。第８工程では、研磨が行われ、研磨製品の製造が終了する。
【００１６】
このように、本実施の形態における深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分は、焼鈍状態ではマルテンサイト相の生成量を少なくして、換言すればオーステナイト相を主体として比較的軟質な状態を保ち、深冷処理によってマルテンサイト相の生成量を増大させて高強度化を図るように調整される。
【００１７】
このようなマルテンサイト相の生成量の調整は、オーステナイト相の安定度を調整することによって行われる。すなわち、オーステナイト相が安定になり過ぎると深冷処理を施してもマルテンサイト相が殆ど生成しないので、高強度化を図ることができない。反対にオーステナイト相が不安定になり過ぎると、焼鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成するので、加工が困難になる。これに対して、オーステナイト相の安定度が適正であれば、焼鈍状態ではマルテンサイト量の生成量を少なくして比較的軟質な状態を保ち、深冷処理によってマルテンサイト相の生成量を増大させて高強度化を図ることが可能になる。
【００１８】
本実施の形態における深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分は、重量％でＣ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物から成り、さらに後述のような考えから下記（１），（２）式によって定義されるＡＨＶ値およびＳＨＶ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０になるように設定される。（１），（２）式中の各元素は重量％で表される。
ＡＨＶ値 ＝ 985−135C−14Si−3 0Mn−43Ni−29Cr−265N    …（１）
ＳＨＶ値 ＝ 1882−255 C−43Si−101Mn−70Ni−55Cr−921N  …（２）
【００１９】
一般的に、準安定型オーステナイト系ステンレス鋼の安定度の指標としては、焼入れ時のマルテンサイト変態開始点であるＭｓ点と、加工誘起マルテンサイトの発生指標であるＭｄ３０とが用いられる。これらの指標は、オーステナイト相の安定度およびマルテンサイト相の生成量を推定するものであり、たとえば、焼鈍後の透磁率および加工の難易度を問題とする場合に適用される。これに対して、本発明のように形状修正性を問題とする場合は、焼鈍後のマルテンサイト相の生成量よりも形状修正が容易に行える強度レベル、すなわち、焼鈍後の硬さが重要となる。また、製品における指標としては、研磨後の表面性状以外に、器物の衝突等による変形を防止できる強度レベル、すなわち、深冷処理後の硬さが重要である。
【００２０】
本発明者らは、このような考えから種々の成分による実験を行い、データを解析した結果、焼鈍後の硬さレベルを表す指標としてＡＨＶ値および深冷処理後の硬さレベルを表す指標としてＳＨＶ値を見いだした。（１），（２）式に示すようにＡＨＶ値およびＳＨＶ値の各元素の係数は、いずれも負の値であり、各元素の添加量が多くなるにつれて焼鈍後および深冷処理後の硬さが低下する。また、各元素の係数は、その値が大きくなるほど同量の添加量でも硬さへの影響力が大きくなることを示すので、特にＣおよびＮの影響力が大きいことが判る。
【００２１】
また本実施の形態における深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分は、研磨時に表面欠陥が発生しないように設定される。本発明者らは、研磨後の表面性状と鋼成分との関係を種々研究した結果、研磨時における表面欠陥を防止するためには、介在物および炭窒化物などを形成しやすい元素をできるだけ低く抑えることが有効であることを見いだした。たとえば、Ｔｉ、ＮｂおよびＭｏ等の元素は、微量添加であっても焼鈍後の冷却中に硬質な炭化物等を形成しやすい。形成された炭化物等の硬質な異相は、研磨時に母材に比べて研磨されにくいので、凸状となり、その後脱落して研磨表面に掻き疵を発生させる。また、Ｃｒを主体とする炭化物も硬質な異相であり、同様の表面欠陥を発生させる。
【００２２】
さらに、Ｃ量についてステンレス鋼の焼鈍後における炭化物形成状態を確認した結果、０．１７重量％超のＣ含有鋼においては、炭化物を形成するために必要なＣの拡散が充分生じるので、冷却後に炭化物が形成されるけれども、０．１７重量％以下のＣ含有鋼においては炭化物を形成するために必要なＣの拡散が起こらないので、炭化物が形成されないことを見いだした。
【００２３】
これに対して、ＭｎおよびＣｕはＭｎＳおよびＣｕリッチ相等の軟質な異相を形成する。これらは、上述した硬質な炭化物および介在物と異なり、研磨中に母材よりも研磨される量が多くなるので、逆に凹状のピットを形成しやすい。さらに、電界研磨を施した場合には母材に比べて電位が低いので、優先溶解によりピット形成が助長される。
【００２４】
このように、硬質および軟質な異相が形成されると、研磨によって表面欠陥が発生しやすくなるので、本実施の形態では、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、ＶおよびＡｌなどの含有量は不可避的不純物としての混入量までに止められ、これらの元素の意図的な添加は行われない。
【００２５】
以下に、本実施の形態の数値限定理由を説明する。ＡＨＶ値の上限値が２５０に限定されるのは、上限値を超えるＡＨＶ値では前記第５工程の形状修正において充分に形状を修正することができないからである。すなわち、上限値を超えるＡＨＶ値では、冷延焼鈍板が硬質であり、冷延焼鈍板を平坦に矯正することができないからである。ＳＨＶ値の下限値が３５０に限定されるのは、下限値未満のＳＨＶ値では、深冷処理後の成型品の強度が低く、外力による成型品の変形を防止することが困難であり、製品の耐久性が不充分になるからである。
【００２６】
Ｃは、深冷処理によって生成するマルテンサイト相を高強度化するために重要な元素である。Ｃ含有量が０．０９〜０．１７％の範囲に限定されるのは、下限値未満のＣ％では、深冷処理によって充分な強度が得られないからであり、上限値を超えるＣ％では、前述のように前記第４工程の焼鈍の冷却時に炭化物が形成され、前記第８工程の研磨時に表面欠陥が発生しやすくなるからである。
【００２７】
Ｓｉは、マルテンサイト相の硬度を上昇させる元素である。Ｓｉ含有量が１．０％以下に限定されるのは、上限値を超えるＳｉ％では、前記第４工程の焼鈍後の強度が高くなって、前記第５工程の形状修正が困難になるとともに、介在物の形成を助長して第８工程の研磨時に表面欠陥が発生しやすくなるからである。Ｓｉは、マルテンサイト相の硬度上昇元素および脱酸剤として０．０５％以上含まれることが好ましい。
【００２８】
Ｍｎはオーステナイト生成元素であり、焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに必要である。Ｍｎ含有量が１．５％以下に限定されるのは、上限値を超えるＭｎ％では、ＭｎＳ等の介在物の形成量が増大し、研磨時にピット状の表面欠陥が発生しやすくなるからである。Ｍｎはオーステナイト生成元素および脱酸剤として０．０５％以上含まれることが好ましい。
【００２９】
Ｎｉはオーステナイト生成元素であり、焼鈍状態でオーステナイト相を得るのに必要である。また、焼鈍後および深冷処理後の硬さ、すなわちＡＨＶ値およびＳＨＶ値を調整するために重要な元素である。Ｎｉ含有量が４．０〜７．０％の範囲に限定されるのは、下限値未満のＮｉ％では、オーステナイト相が不安定になり過ぎる恐れがあるからであり、上限値を超えるＮｉ％では、オーステナイト相が安定になり過ぎる恐れがあるからである。
【００３０】
Ｃｒは、ステンレス鋼の耐食性を維持するために必要な元素である。Ｃｒ含有量が１４．０〜１７．０％の範囲に限定されるのは、下限値未満のＣｒ％ではステンレス鋼としての耐食性を確保することができないからであり、上限値を超えるＣｒ％では、組織安定度を損なうとともに、マルテンサイト相の靭性を低下させるからである。
【００３１】
Ｎは、Ｃと同様にマルテンサイト相を高強度化する元素である。Ｎ含有量が０．１０％以下に限定されるのは、上限値を超えるＮ％では窒化物の形成量が増大し、研磨時に表面欠陥が発生しやすくなるからである。Ｎは、マルテンサイト相の強化のために０．００５％以上含まれることが好ましい。
【００３２】
Ｂは、熱間加工性および焼入れ性の改善に有効な元素である。Ｂ含有量が０．００１〜０．０１０％の範囲に限定されるのは、下限値未満のＢ％では熱間加工割れの発生する恐れがあるからであり、上限値を超えるＢ％では硼化物等の形成量が増大し、研磨時に表面欠陥が発生しやすくなるからである。
【００３３】
このように本実施の形態では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ｂが準安定オーステナイト系ステンレス鋼の成分範囲を満たすように設定されるとともに、ＡＨＶ値およびＳＨＶ値の範囲が実験に基づいて設定されるので、焼鈍状態ではマルテンサイト相の生成を少量に止めて比較的軟質な状態を保ち、深冷処理によってマルテンサイト相を多量に生成して高強度を発現することが可能となる。したがって、焼鈍後の比較的軟質な状態で形状修正および加工を容易に行うことが可能になる。また、加工後に深冷処理によって高強度化を図ることができるので、製品の耐久性を向上することができる。また、介在物および炭窒化物などの異相を形成しやすい元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、ＶおよびＡｌの含有量が不可避的混入量までに止められ、意図的に添加されないので、介在物および炭窒化物などの異相の形成を防止することが可能となる。したがって、深冷処理後に研磨を行っても表面欠陥を発生させることなく、良好な表面性状を得ることができる。
【００３４】
以上述べたように、本実施の形態の深冷処理用高強度ステンレス鋼は形状修正および加工が容易であり、加工後に容易に高強度化を図ることが可能であり、研磨を施しても良好な表面性状を得ることができるので、ステンレス鋼の用途を拡大することができる。用途例としては、次のようなものがある。
【００３５】
（用途例１）
電子部品および積層板を製造するためのプレスプレートは、加圧成形されるので、その圧力で変形に耐えるだけの強度が必要であり、金属板が使用されている。プレスプレートの形状は、製品形状にそのまま反映されるので、厳しい平坦度が要求される。また、プレスプレートの表面欠陥もそのまま転写されるので、表面の欠陥率も厳しく規制される。本発明鋼は、これらの要求特性を全て満たすことができるので、プレスプレート用ステンレス鋼として好適に適用することができる。
【００３６】
（用途例２）
電子部品のプリント板および原板である薄くスライスされたシリコン単結晶等の位置固定や搬送用に用いられる支持フレーム、あるいは回路が形成されたシリコンチップの切断用に用いられるダイシングソーテープフレーム等は、シリコン単結晶以下の厚みと平坦度とが要求される。また繰り返し使用される場合の変形を防止するために強度が要求される。さらに、研磨工程で介在物の欠落粉が脱落すると、研磨品上への飛び込み等による表面欠陥が発生するので、表面性状の要求も厳しい。本発明鋼はこれらの要求特性を全て満たすことができるので、支持フレーム用ステンレス鋼として好適に適用することができる。
【００３７】
（用途例３）
自動車の室内バックミラーは、事故の際に飛散し、人体へ被害を及ぼす危険性があるので、金属の鏡面研磨および光沢めっき品等が検討され始めている。また、道路のコーナに設置されているカーブミラーでは、台風時の飛来物等による損傷を防止するために、ガラス製から金属板への移行が検討されている。これらの鏡面加工品は、人間の視覚的安定感を維持するために、ガラス製と同様な反射率が必要である。したがって、優れた表面性状が要求されるとともに、歪のない反射像を得るための製品形状が必要となる。本発明鋼はこれらの要求特性を全て満たすことができるので、鏡面加工品用ステンレス鋼として好適に適用することができる。
【００３８】
（用途例４）
紙等をせん断するトムソン刃の面受け板は、せん断精度を向上させるために平坦度が要求され、刃と接触することから高強度も要求される。本発明鋼は、これらの要求特性を全て満たすことから、面受け板用ステンレス鋼として好適に適用することができる。
【００３９】
（用途例５）
草刈り機や食品等を切断するチップソーは、切断に必要な硬度はもちろんのこと、薄板で高速回転する場合の刃ぶれの小さいことが必要であり、素材の平坦度が要求される。本発明鋼は、これらの要求特性を全て満たすことから、チップソー用ステンレス鋼として好適に適用することができる。
【００４０】
図２は、本発明の実施の他の形態である深冷処理用高強度ステンレス鋼を素材とする精密電子機器部品の製造工程を簡略化して示す図である。この実施の形態の精密電子機器部品は、高強度と、優れた加工性とが要求される。この部品の加工には、打抜き、せん断および曲げ等の加工方法が用いられる。したがって、優れた加工性とは、曲げ加工時に割れおよび表面欠陥の発生を防止することが可能な特性であり、かつ打抜き加工およびせん断加工の仕上げ精度が良好な特性であり、さらに打抜き加工およびせん断加工後の打抜き治具およびせん断刃の損耗を最小限に止どめることができる特性である。
【００４１】
第１工程では溶製が行われる。この工程では真空溶解炉で溶解が行われた後、鋼塊の鋳造が行われる。鋼成分は、前記請求項２記載の準安定オーステナイト系ステンレス鋼の鋼成分を満たすように調整される。第２〜第５工程では前記図１の研磨製品の製造工程と同様に熱間圧延、冷間圧延、焼鈍および形状修正が行われる。この焼鈍によってオーステナイト単相もしくはオーステナイト相中にマルテンサイト相が少量生成した焼鈍組織が形成される。第６工程では、曲げ加工および打抜き加工などの加工が行われ、形状修正された焼鈍後の冷間圧延鋼板が目標の製品形状になるように加工される。第７工程では、深冷処理が−５０℃以下の温度で行われる。この処理によって焼鈍状態のオーステナイト相からマルテンサイト相が生成して硬化する。
【００４２】
本実施の形態における深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分は、重量％でＣ：０．０９〜０．１７％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．５％以下、Ｎｉ：４．０〜７．０％、Ｃｒ：１４．０〜１７．０％、Ｎ：０．１０％以下、Ｂ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅよび不可避的不純物から成り、さらに前記（１）式、（２）式および下記（３）式によって定義されるＡＨＶ値、ＳＨＶ値およびＫ値がＡＨＶ値≦２５０、ＳＨＶ値≧３５０およびＫ値≧０になるように設定される。（３）式中の各元素は重量％で表される。
Ｋ値＝99−15Si−3Mn−4Cr−94(C＋N)−980B                …（３）
【００４３】
前述のように、ＡＨＶ値は焼鈍後の硬さレベルを表す指標であり、ＳＨＶ値は深冷処理後の硬さレベルを表す指標である。したがって、ＡＨＶ値の上限値をこのように限定することによって、焼鈍後の硬さレベルを軟質化することが可能となり、曲げ加工性を向上することができる。またＳＨＶ値の下限値をこのように限定することによって、製品強度を高強度化することが可能となる。本実施の形態の精密電子機器部品は、さらに▲１▼曲げ加工時に表面欠陥が発生しない特性と、▲２▼打抜き加工およびせん断加工の仕上げ精度が良好な特性と、▲３▼打抜き加工およびせん断加工後の打抜き治具およびせん断刃の損耗を最小限に止どめることができる特性とが要求される。
【００４４】
本発明者らは、前記▲１▼〜▲３▼の特性に関して種々の検討を重ねた結果、次のような知見を得た。一般にこれらの加工に対しては材料が軟質であり、かつ材料の加工硬化が小さいほど加工しやすい。しかしながら、加工硬化が小さすぎると、たとえば打抜き加工およびせん断加工の際に打抜き治具であるポンチおよびせん断刃の先端部でせん断破壊が起こりにくくなり、結果的にせん断抵抗が高くなってポンチおよび刃の寿命を低下させることがある。また加工硬化が小さくせん断破壊が起こりにくい場合は加工端面のかえりも大きくなりやすく、製品の仕上げ精度の面からも好ましくない。また前記ステンレス鋼中の介在物および炭窒化物などの硬質な異相は、打抜き加工およびせん断加工時に打抜き治具およびせん断刃を損耗させるとともに、板表面近傍に存在する硬質な異相は加工時に変形能の差によってクラックおよびピンホールなどの表面欠陥を発生させる。また前記ステンレス鋼中の板表面近傍に存在するＣｕリッチ相などの軟質な異相も加工時に変形能の差によって同様に表面欠陥を発生させる。したがって、前記▲１▼および▲３▼の特性を満たすためには異相の生成量をできるだけ低く押さえることが有効である。
【００４５】
本発明者らは、このような知見に基づいて種々の成分による実験を行い、加工性を加工硬化および異相生成量の観点から調査し解析した結果、前記▲２▼および▲３▼の特性を表す指標としてＫ値を見出した。すなわち、Ｋ値は打抜き加工およびせん断加工の仕上げ精度と異相形成能を表す指標である。さらに正確には、前記ステンレス鋼の基本成分であるＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｃ、Ｎ、Ｂによる打抜き加工およびせん断加工の仕上げ精度と異相形成能とを表す指標である。前記（３）式に示すようにＫ値の各元素の係数は、いずれも負の値であり、Ｋ値は各元素の添加量が多くなるにつれて小さくなる。したがって、Ｋ値の下限値を規制することによって打抜き加工およびせん断加工時のかえりの大きさと、前記ステンレス鋼中の異相生成量とを抑制することができる。
【００４６】
本実施の形態では、さらに前記ステンレス鋼の基本成分以外の異相形成元素についても、その含有量ができるだけ低く押さえられる。たとえばＴｉ、ＮｂおよびＭｏ等の元素は微量添加であっても焼鈍後の冷却中に硬質な炭化物等の異相を形成しやすく、曲げ加工時の表面欠陥と、打抜き治具およびせん断刃の損耗とを発生させる。またＣｕはＣｕリッチ相等の軟質な異相を形成し、曲げ加工時に表面欠陥を発生させる。したがって、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、ＶおよびＡｌなどの含有量は前記図１の実施の形態と同様に不可避的不純物としての混入量までに止められ、これらの元素の意図的な添加は行われない。
【００４７】
次に、本実施の形態の数値限定理由を説明する。ＡＨＶ値およびＳＨＶ値の限定理由は、前記図１の実施の形態と同一の理由によるものである。Ｋ値の下限値が零に限定されるのは、下限値未満のＫ値では、すなわちＫ値が負の場合には、打抜き加工およびせん断加工時の加工端面のかえりが大きくなり、加工面の仕上精度が低下するからである。さらにＫ値が負の場合には、前記ステンレス鋼中の異相の生成量が多くなり、後述の比較例１７〜２０，２２，２３に示すように打抜き加工後において打抜き治具に損耗が発生してポンチ寿命が低下するからである。
【００４８】
Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎ、Ｂ含有量の上限値が０．１７％、１．０％、１．５％、１７．０％、０．１０％、０．０１％にそれぞれ限定されるのは、上限値を超える含有量では介在物および炭窒化物などの異相の生成量が多くなり、加工時に表面欠陥が発生しやすくなるとともに、打抜き治具の損耗が大きくなるからである。またＣ、Ｎｉ、Ｃｒの下限値が０．０９％、４．０％、１４．０％にそれぞれ限定され、Ｎｉの上限値が７．０％にそれぞれ限定されるのは前記図１に示す実施の形態と同一の理由によるものである。さらにその他の成分の限定理由も前記図１に示す実施の形態と同一の理由によるものである。
【００４９】
このように、本実施の形態では、成分が準安定オーステナイト系ステンレス鋼の成分範囲を満たすように設定されるとともに、ＡＨＶ値、ＳＨＶ値およびＫ値の範囲が実験に基づいて設定されるので、焼鈍状態ではマルテンサイト相の生成を少量に止めて比較的軟質な状態を保ち、深冷処理によってマルテンサイト相を多量に生成して高強度を発現することが可能となる。またＫ値によって、前記ステンレス鋼中の基本成分が介在物および炭窒化物などの硬質な異相の生成量が少なくなるように、かつ打抜き加工およびせん断加工時のかえりが小さくなるように規制されるので、打抜き治具およびせん断刃の損耗を最小限に止どめることができるとともに、打抜き加工およびせん断加工の仕上げ精度を向上することが可能となる。また、加工後に深冷処理によって高強度化を図ることができるので、製品の耐久性を向上することができる。また介在物および炭窒化物などの異相を形成しやすい基本成分以外の元素であるＭｏ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、ＶおよびＡｌの含有量が不可避的混入量までに止められ、意図的に添加されないので、これらの元素による異相の形成を防止することが可能となる。したがって、本実施の形態の深冷処理用高強度ステンレス鋼を精密電子機器部品および精密打抜き部品等の素材として好適に使用することができる。
【００５０】
次に本発明を実施例によって具体的に説明する。
（実施例１〜１０）
本発明の請求項１に記載した深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分を全て満たす実施例１〜１０と、本発明の請求項１に記載した成分から外れた比較例１〜１３とについて冷延焼鈍材および深冷処理材を製造し、各種の特性評価を行って比較した。これらの鋼は、１２ｋｇの真空溶解炉で溶製して鍛造後、熱間圧延によって板厚３ｍｍの熱延板とし、冷間圧延と焼鈍とを繰り返して板厚１．０ｍｍの冷延焼鈍板とした。表１に実施例１〜１０および比較例１〜１３の化学成分、ＡＨＶ値およびＳＨＶ値を示す。各元素の化学成分値は重量％で示す。
【００５１】
【表１】
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【００５２】
得られた冷延焼鈍板から硬さ試験片およびマルテンサイト量測定用試験片を採取して焼鈍後および−７３℃で１時間の深冷処理後における硬さおよびマルテンサイト量を測定した。マルテンサイト量は、振動試料型磁力計で測定した。また、冷延焼鈍板より幅：１００ｍｍ，長さ：２００ｍｍの試験片を用意し、直径２０ｍｍの３本ロールを備える形状修正機で所定のインターメッシュ量を設定した後、試験片を１パス通板してＬ反り量を測定し、形状修正性を求めた。所定のインターメッシュ量は、ＳＵＳ３０４の冷延焼鈍板より同一寸法の試験片を用意し、ＳＵＳ３０４の１パス通板後のＬ方向の反り量が１０ｍｍの変形量となるように設定した。評価は、８ｍｍ以上の反り量が得られたものを○、５ｍｍ以上を△、５ｍｍ未満を×として評価した。
【００５３】
さらに、冷延焼鈍板より１００ｍｍ角の試験片を用意して−７３℃で１時間の深冷処理を施した後、♯４００〜♯１０００の研磨紙およびバフ研磨布により鏡面研磨を行い、研磨表面の欠陥発生個数を１００倍の実態顕微鏡でカウントした。評価は、２個以下を○、１０個以下を△、１１個以上を×として評価した。これらの評価結果を表２に示す。マルテンサイト量は体積％で示す。
【００５４】
【表２】
0003735266.tif 000004
【００５５】
表２から実施例１〜１０は、ＡＨＶ値が全て２５０以下であるので、焼鈍後の硬さが充分に低く、形状修正性が優れていることが判る。また、ＳＨＶ値が全て３５０以上であるので、深冷処理後の硬さが充分高いことが判る。さらに、鏡面研磨後の表面性状も全て優れていることが判る。これに対して、ＡＨＶ値が２５０を超えた比較例３，７，８は、焼鈍後の硬さが高く、形状修正性が劣ることが判る。また、ＳＨＶ値が３５０未満の比較例１，２，９，１０，１３は、深冷処理後の硬さが低く耐久性が不充分であることが判る。また、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＴｉ等が多量に添加された比較例３〜１２は、研磨後の表面性状が劣ることが判る。
【００５６】
（実施例１１〜２０）
本発明の請求項２に記載した深冷処理用高強度ステンレス鋼の成分を全て満たす実施例１１〜２０と、本発明の請求項２に記載した成分から外れた比較例１４〜３０とについて冷延焼鈍材および深冷処理材を製造し、各種の特性評価を行って比較した。これらの鋼は、１２ｋｇの真空溶解炉で溶製して鍛造後、熱間圧延によって板厚３ｍｍの熱延板とし、冷間圧延と焼鈍とを繰返して板厚０．５ｍｍの冷延焼鈍板とした。表３に実施例１１〜２０および比較例１４〜３０の化学成分、ＡＨＶ値、ＳＨＶ値およびＫ値を示す。各元素の化学成分値は重量％で表す。これらのうち、比較例２７はＳＵＳ３０４から成り、比較例２８はＳＵＳ３０１から成り、比較例２９はＳＵＳ４２０Ｊ２から成り、比較例３０はＳＵＳ６３０から成る。
【００５７】
【表３】
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【００５８】
得られた冷延焼鈍板から硬さ試験片およびマルテンサイト量測定用試験片を採取して焼鈍後および−７３℃で１時間の深冷処理後におけるビッカース硬さおよびマルテンサイト量を測定した。マルテンサイト量は振動試料型磁力計で測定した。また、冷延焼鈍板から曲げ試験片および打抜き試験片を採取して曲げ試験および打抜き試験を行った。曲げ試験は、曲げ試験片に１８０°の密着曲げを実施して表面欠陥の発生状況を調査し、表４に示す評価基準で評価した。打抜き試験は、直径３ｍｍのポンチを用いて、クリアランスなしの条件で打抜き試験片に１０００回の打抜き試験を実施し、試験後のポンチおよびダイスの損耗状態を調査して表５に示す評価基準で相対評価を行った。また比較例２８および比較例３０は深冷処理に代って４８０℃で１時間の時効処理を実施し、比較例２９は深冷処理に代って１０００℃の焼入れ処理を施した。これらの評価結果を表６に示す。マルテンサイト量は体積％で表す。
【００５９】
【表４】
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【００６０】
【表５】
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【００６１】
【表６】
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【００６２】
表６から実施例１１〜２０は、ＡＨＶ値が全て２５０以下であり、かつＫ値が全て正であるので、焼鈍後の硬さが低く、曲げ性および打抜き性が優れていることが判る。またＳＨＶ値が全て３５０以上であるので、深冷処理後の硬さが充分高いことが判る。これに対して、ＡＨＶ値が２５０を超えた比較例１６，２０，２１は焼鈍後の硬さが高く、曲げ性および打抜き性が劣ることが判る。またＳＨＶ値が３５０未満の比較例１４，１５，２２，２３，２６，２７は深冷処理後の硬さが低く、製品の耐久性が不充分であることが判る。またＫ値が負の値を示す比較例１７〜２０，２２，２３は曲げ性および打抜き性が劣ることが判る。またＭｎ、Ｓｉ、Ｂ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＴｉ等が多量に添加された比較例１６，２１〜２５は曲げ性および打抜き性が劣ることが判る。また時効処理材である比較例２８，３０は焼鈍後の硬さが高く、曲げ性および打抜き性が劣ることが判る。また焼入れ処理材である比較例２９は曲げ性および打抜き性が劣ることが判る。
【００６３】
【発明の効果】
以上のように請求項１記載の本発明によれば、焼鈍後の比較的軟質な状態で形状修正および加工を容易に行うことが可能であり、加工後に深冷処理によって高強度化を図ることができる。また、深冷処理後に研磨を行っても表面欠陥の発生を防止することが可能となる。
【００６４】
また請求項２記載の本発明によれば、焼鈍後の比較的軟質な状態で曲げ加工および打抜き加工を好適に行うことが可能であり、加工後に深冷処理によって高強度化を図ることができる。また曲げ加工による表面欠陥の発生を防止することが可能であり、打抜き加工後における打抜き治具の損耗を最小限に止どめることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施の一形態である深冷処理用高強度ステンレス鋼を素材とする研磨製品の製造工程を簡略化して示す図である。
【図２】本発明の実施の他の形態である深冷処理用高強度ステンレス鋼を素材とする精密電子機器部品の製造工程を簡略化して示す図である。
【図１】
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【図２】
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