CN108779530B - 马氏体系不锈钢板 - Google Patents

马氏体系不锈钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN108779530B
CN108779530B CN201780016594.7A CN201780016594A CN108779530B CN 108779530 B CN108779530 B CN 108779530B CN 201780016594 A CN201780016594 A CN 201780016594A CN 108779530 B CN108779530 B CN 108779530B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
percent
amount
stainless steel
strength
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201780016594.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108779530A (zh
Inventor
中村彻之
石川伸
上力
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN108779530A publication Critical patent/CN108779530A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108779530B publication Critical patent/CN108779530B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • 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
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

马氏体系不锈钢板的成分组成为以质量％计含有C：0.030％以上、低于0.20％，Si：0.01％以上、2.0％以下，Mn：0.01％以上、3.0％以下，P：0.050％以下，S：0.010％以下，Cr：10.0％以上、16.0％以下，Ni：0.01％以上、0.80％以下，Al：0.001％以上、0.50％以下，Zr：0.005％以上、0.50％以下，及N：0.030％以上、低于0.20％，余量为Fe及不可避免的杂质。

Description

马氏体系不锈钢板
技术领域
本发明涉及强度和加工性优异、并且耐腐蚀性也优异的马氏体系不锈钢板。
背景技术
出于防止排气、冷却水、润滑油等的泄漏的目的，通过被称为衬垫(gasket)的密封部件将汽车的排气系统部件的各部件之间密封。对于衬垫而言，在因管内压力变动等而导致间隙扩大和缩小的任意情况下均须发挥密封性能，因此加工有被称为加强筋(bead)的凸部。加强筋由于在使用中反复地压缩和松弛，因此需要高强度。另外，根据加强筋的形状，有时需要进行严苛的加工，因此也要求衬垫用材料具有优异的加工性。此外，由于衬垫在使用中暴露于排气、冷却水等，因此还需要具有耐腐蚀性。若衬垫用材料的耐腐蚀性不充分，则有时会因腐蚀而发生破裂。
一直以来，作为衬垫用材料，多使用兼具高水平的强度和加工性的奥氏体系不锈钢SUS301(17质量％Cr-7质量％Ni)、SUS304(18质量％Cr-8质量％Ni)等。然而，奥氏体系不锈钢含有大量昂贵的元素Ni，在材料成本方面存在大问题。另外，奥氏体系不锈钢还存在对应力腐蚀开裂的敏感性高这样的问题。
与此相对，作为因Ni含量低而廉价、且可通过淬火热处理而得到高强度的不锈钢，提出了SUS403(12质量％Cr-0.13质量％C)等马氏体系不锈钢、以及具有含马氏体的多层组织的不锈钢。
例如，专利文献1中，公开了通过在含氮气氛中进行淬火热处理从而使表层部氮化并形成奥氏体相，由此实现了疲劳特性的改善的马氏体系不锈钢及马氏体+铁素体双相系不锈钢。
专利文献2中，公开了通过在奥氏体+铁素体的双相温度范围内进行淬火从而同时实现了硬度和加工性的马氏体+铁素体双相系不锈钢。
专利文献3中，公开了通过在含氮气氛中进行热处理而形成的、表层部为马氏体+残余奥氏体相且内层部为马氏体单相的多层组织不锈钢。
另外，专利文献4中，公开了通过在多层化热处理之后进行时效处理而提高了弹簧特性(spring characteristic)的马氏体+铁素体双相系不锈钢。
专利文献5中，公开了通过规定冷轧率而具有期望的硬度的马氏体+铁素体双相系不锈钢。
专利文献6中，公开了表层部为马氏体+残余奥氏体的双相的不锈钢。
专利文献7中，公开了使SUS403等吸收氮而在表层部析出氮化合物的不锈钢。
专利文献8中，公开了从最外表面起深度至少为1μm的表层部被马氏体单相的层所覆盖的多层组织不锈钢。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2002-38243号公报
专利文献2：日本特开2005-54272号公报
专利文献3：日本特开2002-97554号公报
专利文献4：日本特开平3-56621号公报
专利文献5：日本特开平8-319519号公报
专利文献6：日本特开2001-140041号公报
专利文献7：日本特开2006-97050号公报
专利文献8：日本特开平7-316740号公报
发明内容
发明要解决的课题
然而，对于专利文献1～8的不锈钢中的任一者而言，从兼具加工性和强度的观点出发均不充分，并且在意图实现轻量化而使薄壁化、需要更高强度的情况下有时无法满足要求。
像这样，马氏体系不锈钢虽然对应力腐蚀开裂的敏感性小、在成本方面也比奥氏体系不锈钢廉价，但从强度和加工性的同时实现这样的方面出发，有改善的余地。
本发明是为解决上述问题而开发的，其目的在于提供能够兼具强度和加工性、并且能够得到优异的耐腐蚀性的马氏体系不锈钢板。
用于解决课题的手段
本申请的发明人进行了有关马氏体系不锈钢板的强度和加工性的研究，获得了以下见解。
(1)对于像衬垫的加强筋(凸部)这样的局部地进行了严苛加工的部件而言，作为加工性，有效的是不仅提高拉伸试验中的伸长的值，而且还提高拉伸试验中的极限变形能力。
(2)对于加强筋加工时的开裂而言，MnS等粗大的硫化物容易成为起点，因此粗大的硫化物的减少是有效的。
(3)对于粗大的硫化物的减少而言，不仅减少S、而且添加Zr是极其有效的，由此，不仅提高了伸长率，而且还提高了极限变形能力，能够防止加强筋加工时的破裂。
基于上述见解进行了进一步的研究，最终完成了本发明。
即，本发明的要点构成如下：
1、一种马氏体系不锈钢板，其以质量％计含有
C：0.030％以上、低于0.20％，
Si：0.01％以上、2.0％以下，
Mn：0.01％以上、3.0％以下，
P：0.050％以下，
S：0.010％以下，
Cr：10.0％以上、16.0％以下，
Ni：0.01％以上、0.80％以下，
Al：0.001％以上、0.50％以下，
Zr：0.005％以上、0.50％以下，及
N：0.030％以上、低于0.20％，
余量为Fe及不可避免的杂质。
2、如上述1所述的马氏体系不锈钢板，其以质量％计进一步含有选自以下成分中的1种或2种以上：
Cu：0.01％以上、3.0％以下，
Mo：0.01％以上、0.50％以下，及
Co：0.01％以上、0.50％以下。
3、如上述1或2所述的马氏体系不锈钢板，其以质量％计进一步含有选自以下成分中的1种或2种以上：
Ti：0.001％以上、0.50％以下，
Nb：0.001％以上、0.50％以下，及
V：0.001％以上、0.50％以下。
4、如上述1～3中任一项所述的马氏体系不锈钢板，其以质量％计进一步含有选自以下成分中的1种或2种以上：
B：0.0002％以上、0.0100％以下，
Ca：0.0002％以上、0.0100％以下，及
Mg：0.0002％以上、0.0100％以下。
5、如上述1～4中任一项所述的马氏体系不锈钢板，其抗张强度为1300MPa以上且伸长率为7.0％以上，并且极限变形能力为0.5以上。
发明的效果
通过本发明，能够得到兼具优异的强度和加工性，并且不仅在仅进行淬火处理的情况下、而且即使在进行淬火-回火处理的情况下也具有优异的耐腐蚀性的马氏体系不锈钢板。另外，本发明的马氏体系不锈钢板能够适用于汽车的衬垫部件。
具体实施方式
以下，具体说明本发明。
首先，对本发明的不锈钢板的成分组成进行说明。需要说明的是，成分组成中的任何元素的含量单位均为“质量％”，以下只要不作特别说明，均仅以“％”表示。
C：0.030％以上、低于0.20％
C在高温下使奥氏体相稳定，从而增加淬火热处理后的马氏体的量。若马氏体量增加，则会发生高强度化。另外，C通过使马氏体本身硬化从而使钢高强度化。通过以0.030％以上含有C可得到该效果。然而，若C的量为0.20％以上，则加工性大大降低，无法获得优异的伸长率及极限变形能力，另外，无法得到优异的强度-伸长率平衡。此外，由于C与钢中的Cr结合从而以碳化物的形式析出，因此若C过度增加，则钢中固溶的Cr的量减少而使钢的耐腐蚀性降低。需要说明的是，以下，除非特别说明，将钢中固溶的Cr的量简称为“钢中Cr量”。因此，C的量设定为0.030％以上、低于0.20％的范围。优选高于0.050％、更优选高于0.100％。另外，优选低于0.160％，更优选低于0.150％。
Si：0.01％以上、2.0％以下
Si是对于使钢的强度增加而言有效的元素，通过以0.01％以上的量含有Si可得到该效果。然而，Si是高温下易于形成铁素体相的元素，若其量高于2.0％，则淬火热处理后马氏体的量减少而得不到规定的强度。因此，Si量设定为0.01％以上、2.0％以下的范围。优选高于0.10％、更优选高于0.30％。另外，优选低于1.00％，更优选低于0.60％。
Mn：0.01％以上、3.0％以下
Mn是具有在高温下使奥氏体相稳定的效果的元素，并且能够增加淬火热处理后的马氏体的量。另外，还具有提高钢的强度的效果。通过以0.01％以上的量含有Mn可得到上述效果。然而，若Mn的量高于3.0％，则会以粗大的MnS的形式大量析出，不但耐腐蚀性降低，而且加工性大大降低。因此，Mn的量设定为0.01％以上、3.0％以下。优选高于0.10％、更优选高于0.30％、更优选高于0.40％。另外，优选低于1.00％，更优选低于0.60％，更优选低于0.50％。
P：0.050％以下
P是使韧性降低的元素，理想的是其量尽可能地少，P的量设定为0.050％以下。优选0.040％以下。更优选0.030％以下。需要说明的是，P的量的下限没有特别限定，但过度脱P会导致制造成本增加，因此下限通常为0.010％左右。
S：0.010％以下
S是不仅使耐腐蚀性降低、而且还使加工性显著降低的元素。为了获得本发明所期望的加工性，其含量优选较少，因此S的量设定为0.010％以下。优选0.005％以下。更优选0.003％以下。
另外，若只减少S，则加工性、特别是极限变形能力的提升效果是有限的。因此，如下文所述，重要的是，不仅减少S的量而且以规定量添加Zr，利用它们的协同效应来提高极限变形能力。
Cr：10.0％以上、16.0％以下
Cr是对确保耐腐蚀性而言重要的元素，通过以10.0％以上的量含有Cr可得到该效果。另一方面，若Cr量高于16.0％，则钢发生硬质化从而使得制造性、加工性降低。另外，由于容易形成铁素体相，因此淬火热处理后的马氏体量减少，无法得到充分的强度。因此，Cr量设定为10.0％以上、16.0％以下的范围。优选11.0％以上、更优选12.0％以上。另外，优选14.0％以下，更优选13.0％以下。
Ni：0.01％以上、0.80％以下
Ni是在高温下使奥氏体相稳定的元素，具有使淬火热处理后的马氏体量增加的效果。另外，还能够有助于钢的高强度化。通过以0.01％以上的量含有Ni可得到这些效果。另一方面，若Ni的量高于0.80％，则加工性降低从而无法获得优异的强度-伸长率平衡。因此，Ni的量设定为0.01％以上、0.80％以下的范围。优选高于0.03％、更优选高于0.05％。另外，优选低于0.50％，更优选低于0.20％。
Al：0.001％以上、0.50％以下
Al是对于脱氧而言有效的元素，通过以0.001％以上的量含有Al可得到该效果。然而，Al是在高温下使铁素体相稳定的元素，若其量高于0.50％，则淬火热处理后将无法确保充分的马氏体的量。因此，Al量设定为0.001％以上、0.50％以下的范围。优选0.01％以上、更优选0.02％以上。另外，优选低于0.35％，更优选低于0.10％。
Zr：0.005％以上、0.50％以下
Zr是具有下述效果的元素：与S结合从而以硫化物的形式析出，由此抑制MnS等粗大的硫化物的析出，提高极限变形能力。本发明中，重要的是，除了上述的S的减少之外还以规定量添加Zr，利用它们的协同效应而提高极限变形能力。即，在减少S量的同时，还通过添加Zr使钢中残留的S以ZrS的形式析出，由此能够抑制MnS等粗大的硫化物的析出，从而能够提高加工性、特别是极限变形能力。通过以0.005％以上的量含有Zr可得到该效果。另一方面，若Zr的量高于0.50％，则Zr的硫化物发生粗大化，反而使得加工性降低。因此，Zr量设定为0.005％以上、0.50％以下的范围。优选0.01％以上、更优选0.02％以上。另外，优选0.20％以下，更优选0.05％以下。
需要说明的是，从更有效地使钢中残留的S以ZrS的形式析出的观点出发，关于Zr和S，优选满足Zr％≥3×S％的关系。此处Zr％及S％分别表示Zr及S的钢中含量(质量％)。
N：0.030％以上、低于0.20％
与C同样地，N在高温下使奥氏体相稳定，增加淬火热处理后的马氏体量，并且使马氏体自身变硬从而使钢高强度化。为获得高强度，以0.030％以上的量含有N是必要的。另一方面，若N的量达到0.20％以上，则加工性(伸长率及极限变形能力)显著降低。因此，N的量设定为0.030％以上、低于0.20％的范围。优选高于0.030％、更优选高于0.040％。另外，优选低于0.150％，更优选低于0.100％。
以上对于基本成分进行了说明，但本发明的不锈钢板根据需要还可在以下的范围内含有选自Cu、Mo及Co中的1种或2种以上，选自Ti、Nb及V中的1种或2种以上，以及选自B、Ca及Mg中的1种或2种以上。
Cu：0.01％以上、3.0％以下
Cu在淬火热处理的冷却时从钢中微细地析出从而使钢高屈服点(proof stress)化、高强度化。另一方面，由于Cu是微细的，因此，对加工性(伸长率)的不利影响较小。通过以0.01％以上的量含有Cu可得到上述的高屈服点化、高强度化效果。然而，若Cu的量高于3.0％，则高强度化的效果达到饱和，不仅如此，Cu变得易于粗大地析出，导致钢发生硬质化，加工性降低。因此，在含有Cu的情况下将其设定为0.01％以上、3.0％以下的范围。优选0.05％以上、更优选高于0.40％。另外，优选2.00％以下，更优选1.00％以下。
Mo：0.01％以上、0.50％以下
Mo是通过固溶强化使钢的强度增加的元素，通过以0.01％以上的量含有Mo可得到该效果。然而，Mo为昂贵的元素，并且若其量高于0.50％，则钢的加工性降低。因此，在含有Mo的情况下将其设定为0.01％以上、0.50％以下的范围。优选0.02％以上。另外，优选低于0.25％。
Co：0.01％以上、0.50％以下
Co是使钢的强度和韧性提高的元素，通过以0.01％以上的量含有Co可得到该效果。另一方面，Co为昂贵的元素，并且若其量高于0.50％，则上述效果达到饱和，不仅如此，加工性也会降低。因此，在含有Co的情况下将其设定为0.01％以上、0.50％以下的范围。优选0.02％以上。另外，优选低于0.25％，更优选低于0.10％。
Ti：0.001％以上、0.50％以下
Ti与C结合而以碳化物的形式析出、与N结合而以氮化物的形式析出，从而具有在淬火热处理后的冷却时抑制Cr碳化物、Cr氮化物的生成从而提高钢的耐腐蚀性的效果。通过以0.001％以上的量含有Ti可得到该效果。另一方面，若Ti量高于0.50％，则析出粗大的Ti氮化物，钢的韧性降低。因此，在含有Ti的情况下将其设定为0.001％以上、0.50％以下的范围。优选0.01％以上。另外，优选低于0.25％。
Nb：0.001％以上、0.50％以下
Nb优先与固溶于钢中的C结合从而以碳化物的形式析出，由此抑制Cr的碳化物化，有效地贡献于耐腐蚀性的提高。通过以0.001％以上的量含有Nb可得到该效果。另一方面，若Nb的量高于0.50％，则Nb的碳化物的生成量过度增加，钢中的C量减少，得不到充分的强度。因此，在含有Nb的情况下将其设定为0.001％以上、0.50％以下的范围。优选0.01％以上、更优选0.02％以上。另外，优选低于0.20％，更优选低于0.10％。
V：0.001％以上、0.50％以下
V优先与固溶于钢中的N结合而以氮化物的形式析出，由此抑制Cr的氮化物化，有效地贡献于耐腐蚀性的提高。通过以0.001％以上的量含有V可得到该效果。另一方面，若V的量高于0.50％，则V的氮化物的生成量过度增加，钢中的N的量减少，将无法获得充分的强度。因此，在含有V的情况下将其设定为0.001％以上、0.50％以下的范围。优选0.01％以上、更优选0.02％以上。另外，优选低于0.30％，更优选低于0.10％。
B：0.0002％以上、0.0100％以下
B是对于提高加工性而言有效的元素。通过以0.0002％以上的量含有B可得到该效果。另一方面，若B的量高于0.0100％，则钢的加工性及韧性降低。另外，B与钢中的N结合而以氮化物的形式析出，因此马氏体的量减少，钢的强度降低。因此，在含有B的情况下将其设定为0.0002％以上、0.0100％以下的范围。优选0.0005％以上、更优选0.0010％以上。另外，优选低于0.0050％，更优选低于0.0030％。
Ca：0.0002％以上、0.0100％以下
Ca是对于防止喷嘴的堵塞(其是因连续铸造时易于发生的夹杂物析出而导致的)而言有效的成分。通过以0.0002％以上的量含有Ca可得到该效果。另一方面，若Ca量高于0.0100％，则产生表面缺陷。因此，在含有Ca的情况下将其设定为0.0002～0.0100％的范围。优选0.0005％以上。另外，优选低于0.0030％，更优选低于0.0020％。
Mg：0.0002％以上、0.0100％以下
Mg是对于抑制碳化物、氮化物的粗大化而言有效的元素。若碳化物、氮化物粗大地析出，则它们将成为脆性断裂的起点，因此使得韧性降低。通过以0.0002％以上的量含有Mg可得到上述提高韧性的效果。另一方面，若Mg量高于0.0100％，则钢的表面性状恶化。因此，在含有Mg的情况下将其设定为0.0002％以上、0.0100％以下的范围。优选0.0005％以上。另外，优选低于0.0030％，更优选低于0.0020％。
需要说明的是，上述以外的成分是Fe及不可避免的杂质。
即，成为下述成分组成，其中，
以质量％计含有：C：0.030％以上、低于0.20％，Si：0.01％以上、2.0％以下，Mn：0.01％以上、3.0％以下，P：0.050％以下，S：0.010％以下，Cr：10.0％以上、16.0％以下，Ni：0.01％以上、0.80％以下，Al：0.001％以上、0.50％以下，Zr：0.005％以上、0.50％以下，及N：0.030％以上、低于0.20％，
并任意地含有
选自以下成分中的1种或2种以上Cu：0.01％以上、3.0％以下，Mo：0.01％以上、0.50％以下，及Co：0.01％以上、0.50％以下，
选自以下成分中的1种或2种以上：Ti：0.001％以上、0.50％以下，Nb：0.001％以上、0.50％以下，及V：0.001％以上、0.50％以下，
以及选自以下成分中的1种或2种以上：B：0.0002％以上、0.0100％以下，Ca：0.0002％以上、0.0100％以下，及Mg：0.0002％以上、0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质。
另外，为得到1300MPa以上的高强度材料，本发明的马氏体系不锈钢板的组织是以马氏体相为主体的组织，具体而言，为下述组织：含有以相对于组织整体而言的体积率计为80％以上的马氏体相，余部为铁素体相及/或残余奥氏体相。其中，优选以体积率计90％以上为马氏体，也可以为马氏体单相。
需要说明的是，马氏体相的体积率可如下求出：由最终冷轧板制作截面观察用试验片，在利用王水实施蚀刻处理后，利用光学显微镜对于10个视野以200倍的倍率进行观察，基于组织形状和蚀刻强度而将马氏体相和铁素体相及残余奥氏体相区别开来，然后通过图像处理来计算马氏体相的体积率，算出其平均值。
接下来，对本发明的马氏体系不锈钢板的合适的制造方法进行说明。
对于本发明的马氏体系不锈钢板而言，将包含上述成分组成的钢在转炉、电炉等熔化炉中进行熔炼，进一步经过钢包精炼或真空精炼等二次精炼，采用连续铸造法或铸锭-开坯轧制(ingot casting and blooming)法制成钢片(板坯(slab))、对板坯施以热轧、热轧板退火、酸洗从而制成热轧退火钢板。此外，可利用经冷轧、淬火热处理和根据需要进行的酸洗、回火热处理等各工序来制成冷轧板的方法进行制造。
例如，在转炉或者电炉等中对钢水进行熔炼，通过VOD法或AOD法进行二次精炼从而形成上述成分组成，然后通过连续铸造法制成板坯。将该板坯加热至1000～1250℃、通过热轧而制成所期望的板厚的热轧板。在600℃～800℃的温度对该热轧板进行分批退火后，通过喷丸处理和酸洗除去氧化皮(scale)从而制成热轧退火板。进一步将该热轧退火板进行冷轧，通过淬火热处理并进行冷却从而制成冷轧板。在冷轧工序中，可根据需要进行2次以上包括中间退火在内的冷轧。包括1次或2次以上的冷轧的冷轧工序的总压下率设定为60％以上、优选80％以上。从获得所期望的特性(强度、0.2％屈服点、伸长率及极限变形能力)的观点出发，淬火热处理条件优选在900℃～1200℃的范围内进行，更优选为1000℃以上。另外，更优选1100℃以下。为获得所期望的强度，淬火热处理后的冷却速度优选为1℃/秒以上。在淬火热处理后的冷却之后，可根据需要进行回火热处理。另外，关于回火热处理，从获得所期望的特性的观点出发，优选在100℃～500℃的范围内进行，更优选在200℃以上进行，另外更优选在300℃以下进行。进一步地，在淬火热处理及回火热处理后可进行酸洗处理。另外，通过在含氢的还原气氛下进行淬火热处理及回火热处理，可实施省略了酸洗的BA精整(BA finishing)。
按上述方式进行制造而得到的冷轧板制品可根据各种用途进行弯曲加工、加强筋加工(bead processing)、钻孔加工等，成型为在汽车引擎与排气系统部件之间用作密封材料的衬垫部件等。此外，也可以用于需要弹性(springiness)的部件。根据需要，成型为部件后可进行淬火热处理、回火热处理。
实施例
在真空熔化炉中对具有表1所示成分组成的30kg钢坯进行熔炼·铸造。加热至1200℃后，进行热轧从而制成厚25mm×宽150mm的薄板坯。将该薄板坯在700℃的炉中保持10小时并使其软化。接下来，将该薄板坯加热至在1100℃后，进行热轧从而制成板厚4mm的热轧板。接下来，于700℃的炉中将所述热轧板保持10小时进行退火，制成热轧退火板。接下来，通过冷轧将所述热轧退火板制成板厚为0.2mm的冷轧板，于表2所示的温度进行淬火热处理后将其冷却。需要说明的是，此时的冷却速度均设定为1℃/秒以上。进一步地，对于一部分冷轧板而言，在淬火热处理后的冷却之后，于表2所示的温度进行回火热处理。
<组织观察>
对于以上述方式制备的马氏体系不锈钢冷轧板(淬火原样的材料及淬火-回火材料)而言，制作了截面观察用试验片，利用王水实施蚀刻处理后，利用光学显微镜对于10个视野以200倍的倍率进行观察，基于组织形状和蚀刻强度而将马氏体相和铁素体相区别开来，然后通过图像处理计算马氏体相的体积率，算出其平均值。需要说明的是，在作为本发明例的编号1～22、31～47及作为比较例的编号23～28、30、48～50中，以相对于组织整体而言的体积率计80％以上为马氏体相。另一方面，比较例编号29由于Cr量高，因此以相对于组织整体而言的体积率计马氏体相低于80％。
<拉伸试验>
另外，使用以上述方式制备的马氏体系不锈钢冷轧板(淬火原样的材料及淬火-回火材料)，制作以轧制方向为长边方向的JIS5号拉伸试验片、依据JIS Z2241供于室温拉伸试验，测定抗张强度(T.S.)、0.2％屈服点(P.S.)、伸长率(EL)及极限变形能力(ε1)。原始标距长度(original gauge distance)设定为50mm、拉伸速度设定为10mm/min，试验在各钢N＝2的条件下进行，以平均值进行评价。
需要说明的是，以使试验片的轴处于同一直线上的方式将断裂开的两片试验片紧密对接，测定最终标记距离，按下式算出伸长率(EL)。
EL(％)＝(Lu-L0)/L0×100
此处，EL为伸长率(断裂伸长率)，L0为原标距长度，Lu为最终标距长度。
另外，测量拉伸试验后的拉伸试验片的断裂面中的板宽W和板厚T，与拉伸试验前的拉伸试验片的板宽W0和板厚T0一起按下式计算极限变形能力ε1。
ε1＝-{ln(W/W0)+ln(T/T0)}
此处，ε1为极限变形能力，W为拉伸试验后的拉伸试验片的断裂面中的板宽，W0为拉伸试验前的拉伸试验片的板宽，T为拉伸试验后的拉伸试验片的断裂面中的板厚，T0为拉伸试验前的拉伸试验片的板厚。
评价结果一并记载于表2中。需要说明的是，评价基准如以下所述。
·抗张强度(T.S.)
○：合格 1300MPa以上
×：不合格 低于1300MPa
·0.2％屈服点(P.S.)
○：合格 1050MPa以上
×：不合格 低于1050MPa
·伸长率(EL)
○：合格 7.0％以上
×：不合格 低于7.0％
·极限变形能力(ε1)
○：合格 0.5以上
×：不合格 低于0.5
＜耐腐蚀性评价试验>
从上述制作的冷轧板(淬火原样的材料及淬火-回火材料)切出宽60mm×长80mm的试验片，根据汽车技术协会标准中的汽车用材料腐蚀试验方法(JASO M 609-91)进行耐腐蚀性评价试验。试验片表面用#600砂纸研磨精整，背面整面和表面周围5mm的区域用密封件(seal)覆盖。对于试验而言，将5％盐水喷雾(2小时)-60℃乾燥(4小时)-50℃湿润(2小时)作为一个循环，进行15个循环后测定表面的腐蚀面积率。试验设定为N＝2，并将腐蚀面积率较大的情况用于该冷轧板的评价。
所得结果一并记载于表2中。需要说明的是，评价基准如以下所述。
○：合格 腐蚀面积率低于30％
×：不合格 腐蚀面积率为30％以上
Figure BDA0001795717450000151
Figure BDA0001795717450000161
[表2]
表2
Figure BDA0001795717450000171
从表1可见，对于作为本发明例的编号1～22、31～47的任一者而言，强度、0.2％屈服点、伸长率、极限变形能力及耐腐蚀性均优异。
另一方面，不含Zr的编号23及50号(两种钢均相当于SUS403)的伸长率和极限变形能力、耐腐蚀性为不合格。对于Cr量低至适当范围之外的编号24而言，其耐腐蚀性为不合格。对于N量低至适当范围之外的编号25及C量低至适当范围之外的编号26而言，其强度和0.2％屈服点为不合格。对于C量高至适当范围之外的编号27及N量高至适当范围之外的编号28而言，其伸长率和极限变形能力、耐腐蚀性为不合格。对于Cr量高至适当范围之外、马氏体量少的编号29而言，其强度和0.2％屈服点为不合格。对于S量高至适当范围之外的编号30、48、49而言，极限变形能力和耐腐蚀性为不合格。
产业上的可利用性
本发明的马氏体系不锈钢板由于强度(抗张强度及0.2％屈服点)和加工性(伸长率，特别是极限变形能力)这两者均优异，因此适于用作衬垫部件。另外，适用于需要耐弹力性的部件。

Claims (3)

1.马氏体系不锈钢板，其以质量％计由下述成分组成
C：大于0.100％、低于0.20％，
Si：0.01％以上、2.0％以下，
Mn：0.01％以上、3.0％以下，
P：0.050％以下，
S：0.010％以下，
Cr：10.0％以上、16.0％以下，
Ni：0.01％以上、0.80％以下，
Al：0.001％以上、0.50％以下，
Zr：0.005％以上、0.50％以下，及
N：0.030％以上、低于0.20％，
余量为Fe及不可避免的杂质，
抗张强度为1300MPa以上且伸长率为7.0％以上，并且极限变形能力为0.5以上。
2.马氏体系不锈钢板，其以质量％计由下述成分组成
C：大于0.100％、低于0.20％，
Si：0.01％以上、2.0％以下，
Mn：0.01％以上、3.0％以下，
P：0.050％以下，
S：0.010％以下，
Cr：10.0％以上、16.0％以下，
Ni：0.01％以上、0.80％以下，
Al：0.001％以上、0.50％以下，
Zr：0.005％以上、0.50％以下，
N：0.030％以上、低于0.20％，
以及选自以下成分中的1种或2种以上：
Cu：0.01％以上、3.0％以下，
Mo：0.01％以上、0.50％以下，
Co：0.01％以上、0.50％以下，
Ti：0.001％以上、0.50％以下，
Nb：0.001％以上、0.50％以下，
V：0.001％以上、0.50％以下，
Ca：0.0002％以上、0.0100％以下，及
Mg：0.0002％以上、0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
抗张强度为1300MPa以上且伸长率为7.0％以上，并且极限变形能力为0.5以上。
3.马氏体系不锈钢板，其以质量％计由下述成分组成
C：大于0.100％、低于0.20％，
Si：0.01％以上、2.0％以下，
Mn：0.01％以上、3.0％以下，
P：0.050％以下，
S：0.010％以下，
Cr：10.0％以上、16.0％以下，
Ni：0.01％以上、0.80％以下，
Al：0.001％以上、0.50％以下，
Zr：0.005％以上、0.50％以下，
N：0.030％以上、低于0.20％，
以及选自以下成分中的1种或2种以上：
Cu：0.01％以上、3.0％以下，
Mo：0.01％以上、0.50％以下，
Co：0.01％以上、0.50％以下，
Ti：0.001％以上、0.50％以下，
V：0.001％以上、0.50％以下，
B：0.0002％以上、0.0100％以下，
Ca：0.0002％以上、0.0100％以下，及
Mg：0.0002％以上、0.0100％以下，
余量为Fe及不可避免的杂质，
抗张强度为1300MPa以上且伸长率为7.0％以上，并且极限变形能力为0.5以上。
CN201780016594.7A 2016-04-12 2017-03-09 马氏体系不锈钢板 Active CN108779530B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-079695 2016-04-12
JP2016079695 2016-04-12
PCT/JP2017/009578 WO2017179346A1 (ja) 2016-04-12 2017-03-09 マルテンサイト系ステンレス鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108779530A CN108779530A (zh) 2018-11-09
CN108779530B true CN108779530B (zh) 2021-03-09

Family

ID=60042569

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780016594.7A Active CN108779530B (zh) 2016-04-12 2017-03-09 马氏体系不锈钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10988825B2 (zh)
EP (1) EP3444371B1 (zh)
JP (1) JP6226111B1 (zh)
KR (1) KR102169859B1 (zh)
CN (1) CN108779530B (zh)
ES (1) ES2862309T3 (zh)
WO (1) WO2017179346A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107532259A (zh) * 2015-04-21 2018-01-02 杰富意钢铁株式会社 马氏体不锈钢
JP6367177B2 (ja) * 2015-12-28 2018-08-01 ニチアス株式会社 シリンダヘッドガスケット及びシリンダヘッドガスケット用ステンレス鋼板
ES2862309T3 (es) 2016-04-12 2021-10-07 Jfe Steel Corp Lámina de acero inoxidable martensitico
JP7134052B2 (ja) * 2018-10-03 2022-09-09 日鉄ステンレス株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼材およびその製造方法並びに摺動部材
JP2023046414A (ja) * 2020-01-22 2023-04-05 日鉄ステンレス株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板およびマルテンサイト系ステンレス鋼部材

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007314815A (ja) * 2006-05-23 2007-12-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp ばね冷間成形性に優れる太径の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼線および線材並びに鋼線の製造方法
CN101426941A (zh) * 2006-04-21 2009-05-06 杰富意钢铁株式会社 抗回火软化性大的制动盘
CN101906587A (zh) * 2000-08-31 2010-12-08 杰富意钢铁株式会社 低碳马氏体不锈钢板及其制造方法
CN102449181A (zh) * 2009-06-01 2012-05-09 杰富意钢铁株式会社 制动盘用钢板以及制动盘
CN104321456A (zh) * 2013-02-08 2015-01-28 新日铁住金不锈钢株式会社 不锈钢制制动盘及其制造方法

Family Cites Families (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
BE651249A (zh) * 1963-08-02 1964-11-16
US3355280A (en) * 1965-06-25 1967-11-28 Int Nickel Co High strength, martensitic stainless steel
US3658513A (en) * 1969-03-06 1972-04-25 Armco Steel Corp Precipitation-hardenable stainless steel
US3660176A (en) * 1970-02-10 1972-05-02 Armco Steel Corp Precipitation-hardenable stainless steel method and product
WO1987005336A1 (en) 1986-03-04 1987-09-11 Kawasaki Steel Corporation Martensitic stainless steel plate excellent in oxidation resistance, workability, and corrosion resistance, and process for its production
CA1305911C (en) 1986-12-30 1992-08-04 Teruo Tanaka Process for the production of a strip of a chromium stainless steel of a duplex structure having high strength and elongation as well as reduced plane anisotropy
DE3787961T2 (de) 1986-12-30 1994-05-19 Nisshin Steel Co., Ltd., Tokio/Tokyo Verfahren zur Herstellung von rostfreien Chromstahlband mit Zweiphasen-Gefüge mit hoher Festigkeit und hoher Dehnung und mit niedriger Anisotropie.
JP2602319B2 (ja) * 1989-03-20 1997-04-23 新日本製鐵株式会社 高強度かつ耐高温高塩化物イオン濃度湿潤炭酸ガス環境腐食性、耐応力腐食割れ別の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造方法
JP2756549B2 (ja) 1989-07-22 1998-05-25 日新製鋼株式会社 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
US5433798A (en) * 1993-01-12 1995-07-18 Nippon Steel Corporation High strength martensitic stainless steel having superior rusting resistance
JPH07138704A (ja) 1993-11-12 1995-05-30 Nisshin Steel Co Ltd 高強度高延性複相組織ステンレス鋼およびその製造方法
DE69422028T2 (de) * 1993-12-28 2000-03-30 Toshio Fujita Martensitischer wärmebeständiger stahl mit hervorragender erweichungsbeständigkeit und verfahren zu dessen herstellung
JP3363590B2 (ja) 1994-05-26 2003-01-08 日新製鋼株式会社 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法
JP3602201B2 (ja) 1995-05-24 2004-12-15 日新製鋼株式会社 高強度複相組織ステンレス鋼帯又は鋼板の製造方法
JPH10245656A (ja) 1997-03-03 1998-09-14 Hitachi Metals Ltd 冷鍛性の優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP2000109957A (ja) 1998-10-05 2000-04-18 Sumitomo Metal Ind Ltd ガスケット用ステンレス鋼およびその製造方法
JP3470660B2 (ja) 1999-11-15 2003-11-25 住友金属工業株式会社 ばね用複層組織クロム系ステンレス鋼材およびその製造方法
JP3521852B2 (ja) 2000-07-27 2004-04-26 住友金属工業株式会社 複相組織ステンレス鋼板およびその製造方法
JP4655437B2 (ja) * 2000-08-31 2011-03-23 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼
JP4524894B2 (ja) 2000-09-20 2010-08-18 住友金属工業株式会社 複層組織Ｃｒ系ステンレス鋼およびその製造方法
JP3491030B2 (ja) 2000-10-18 2004-01-26 住友金属工業株式会社 ディスクブレ−キロ−タ−用ステンレス鋼
JP4240189B2 (ja) 2001-06-01 2009-03-18 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼
ATE303458T1 (de) * 2001-06-11 2005-09-15 Nisshin Steel Co Ltd Band aus doppelphasigem nichtrostendem stahl für stahlriemen
DE60228395D1 (de) * 2001-12-26 2008-10-02 Jfe Steel Corp Strukturbauelement eines Fahrzeuges aus Martensitischem Rostfreistahlblech
KR100698395B1 (ko) * 2003-04-28 2007-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 디스크브레이크용 마르텐사이트계 스테인레스강
US7058502B2 (en) 2003-11-20 2006-06-06 International Engine Intellectual Property Company, Llc Torque speed control authority for an engine having an all-speed governor
FR2872825B1 (fr) 2004-07-12 2007-04-27 Industeel Creusot Acier inoxydable martensitique pour moules et carcasses de moules d'injection
JP4325522B2 (ja) 2004-09-28 2009-09-02 住友金属工業株式会社 加工性および加工部の特性が優れるステンレス鋼板とその製造方法
JP4353060B2 (ja) 2004-10-12 2009-10-28 住友金属工業株式会社 ガスケット用ステンレス鋼
CN100510140C (zh) * 2004-12-07 2009-07-08 住友金属工业株式会社 油井用马氏体系不锈钢管
WO2006098056A1 (ja) 2005-03-17 2006-09-21 Jfe Steel Corporation 耐熱性と耐食性に優れるディスクブレーキ用ステンレス鋼板
JP5200332B2 (ja) * 2005-04-21 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 焼戻し軟化抵抗の大きいブレーキディスク
EP2042615A4 (en) * 2006-10-05 2011-08-03 Jfe Steel Corp BRAKE DISCS WITH EXCELLENT RESISTANCE TO ANNEALING AND EXCELLENT TENACITY
JP5744575B2 (ja) * 2010-03-29 2015-07-08 新日鐵住金ステンレス株式会社 複相組織ステンレス鋼鋼板および鋼帯、製造方法
JP5863785B2 (ja) 2011-05-16 2016-02-17 新日鐵住金ステンレス株式会社 自転車のディスクブレーキロータ用マルテンサイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
WO2013080699A1 (ja) 2011-11-28 2013-06-06 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼及びその製造方法
CN107532259A (zh) * 2015-04-21 2018-01-02 杰富意钢铁株式会社 马氏体不锈钢
ES2862309T3 (es) 2016-04-12 2021-10-07 Jfe Steel Corp Lámina de acero inoxidable martensitico

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101906587A (zh) * 2000-08-31 2010-12-08 杰富意钢铁株式会社 低碳马氏体不锈钢板及其制造方法
CN101426941A (zh) * 2006-04-21 2009-05-06 杰富意钢铁株式会社 抗回火软化性大的制动盘
JP2007314815A (ja) * 2006-05-23 2007-12-06 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp ばね冷間成形性に優れる太径の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼線および線材並びに鋼線の製造方法
CN102449181A (zh) * 2009-06-01 2012-05-09 杰富意钢铁株式会社 制动盘用钢板以及制动盘
CN104321456A (zh) * 2013-02-08 2015-01-28 新日铁住金不锈钢株式会社 不锈钢制制动盘及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JPWO2017179346A1 (ja) 2018-04-19
KR20180123532A (ko) 2018-11-16
EP3444371B1 (en) 2021-01-13
JP6226111B1 (ja) 2017-11-08
EP3444371A4 (en) 2019-04-10
US20190119775A1 (en) 2019-04-25
WO2017179346A1 (ja) 2017-10-19
US10988825B2 (en) 2021-04-27
EP3444371A1 (en) 2019-02-20
CN108779530A (zh) 2018-11-09
ES2862309T3 (es) 2021-10-07
KR102169859B1 (ko) 2020-10-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108779530B (zh) 马氏体系不锈钢板
KR102244174B1 (ko) 마텐자이트계 스테인리스 강판
US9708681B2 (en) High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking
JP5277648B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板並びにその製造方法
US10655195B2 (en) Martensitic stainless steel
JP5423806B2 (ja) 高靱性耐摩耗鋼およびその製造方法
EP2695960A1 (en) Abrasion-resistant steel sheet exhibiting excellent resistance to stress corrosion cracking, and method for producing same
KR101538750B1 (ko) 프레스 성형성이 우수한 2상 스테인리스 강판
AU2014245634A1 (en) Abrasion resistant steel plate having excellent low-temperature toughness and hydrogen embrittlement resistance and method for manufacturing the same
JP2010059452A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP5277672B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼板ならびにその製造方法
KR101344537B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
EP2792762A1 (en) High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
JP4645307B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
JP2005240135A (ja) 曲げ加工性に優れた耐摩耗鋼の製造方法および耐摩耗鋼
JP4645306B2 (ja) 低温靭性に優れた耐摩耗鋼およびその製造方法
KR101546147B1 (ko) 고강도 후판 및 그 제조 방법
KR20150025946A (ko) 강판 및 그 제조 방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant