JP3446394B2 - 析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
析出硬化型ステンレス鋼Info
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- stainless steel
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- 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
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- 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
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は析出硬化型ステンレス
鋼に関し、詳しくは冷間加工性及びピーク時効温度より
も高い温度で時効処理されたときの耐力に優れた析出硬
化型ステンレス鋼に関する。
鋼に関し、詳しくは冷間加工性及びピーク時効温度より
も高い温度で時効処理されたときの耐力に優れた析出硬
化型ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】各種ボルト，シャフト等の材料として耐
食性，強度に優れた析出硬化型ステンレス鋼ＳＵＳ６３
０が用いられている。このＳＵＳ６３０を用いてボルト
等を製造する際、成形加工方法として熱間鍛造が用いら
れるが、熱間鍛造は加工を容易に行えるもののその後の
切削加工等が必要であるなど製造工程数が多くなり、コ
ストが高くなる問題がある。
食性，強度に優れた析出硬化型ステンレス鋼ＳＵＳ６３
０が用いられている。このＳＵＳ６３０を用いてボルト
等を製造する際、成形加工方法として熱間鍛造が用いら
れるが、熱間鍛造は加工を容易に行えるもののその後の
切削加工等が必要であるなど製造工程数が多くなり、コ
ストが高くなる問題がある。
【０００３】従って上記ボルト等への成形加工を冷間加
工にて行えれば望ましいが、ＳＵＳ６３０はＳＴ（固溶
化熱処理）状態で硬さがＨＲＣ３５程度と硬く、冷間加
工性の悪いものである。
工にて行えれば望ましいが、ＳＵＳ６３０はＳＴ（固溶
化熱処理）状態で硬さがＨＲＣ３５程度と硬く、冷間加
工性の悪いものである。
【０００４】そこでＳＵＳ６３０のＣ＋Ｎ量を下げて冷
間加工性を高める方法が考えられている。即ち低Ｃ＋Ｎ
化によりＳＴ状態の母相（マルテンサイト相）の硬さを
通常のＳＵＳ６３０のそれよりも低くすることによって
冷間加工性を高めようというのである。
間加工性を高める方法が考えられている。即ち低Ｃ＋Ｎ
化によりＳＴ状態の母相（マルテンサイト相）の硬さを
通常のＳＵＳ６３０のそれよりも低くすることによって
冷間加工性を高めようというのである。
【０００５】ところで析出硬化型ステンレス鋼ＳＵＳ６
３０はＳＴ後に時効処理を施し、母相より析出硬化相を
析出させることによって高強度を得るものである。
３０はＳＴ後に時効処理を施し、母相より析出硬化相を
析出させることによって高強度を得るものである。
【０００６】この場合ピーク時効処理（４８０℃での時
効処理）を行ったときに最も強い強度が得られるが、ピ
ーク時効処理の場合には靱性が低くなる問題があり、そ
こで靱性を必要とする場合にはそのピーク時効温度より
も高い温度（例えば６２０℃）での過時効処理を行って
所要の靱性を確保するといったことが行われている。
効処理）を行ったときに最も強い強度が得られるが、ピ
ーク時効処理の場合には靱性が低くなる問題があり、そ
こで靱性を必要とする場合にはそのピーク時効温度より
も高い温度（例えば６２０℃）での過時効処理を行って
所要の靱性を確保するといったことが行われている。
【０００７】ところでこのような高い温度での過時効処
理を施した場合、母相からγ（オーステナイト）が逆変
態にて析出する問題があり、而してこのような逆変態γ
が析出すると時効処理後の耐力の低下が著しく、特に上
記のように低Ｃ＋Ｎ化した析出硬化型ステンレス鋼の場
合、過時効処理状態での母相の強度が通常のＳＵＳ６３
０よりも低いものとなってしまい、γの析出により耐力
がＪＩＳ規格以下になる場合もあることが明らかとなっ
た。
理を施した場合、母相からγ（オーステナイト）が逆変
態にて析出する問題があり、而してこのような逆変態γ
が析出すると時効処理後の耐力の低下が著しく、特に上
記のように低Ｃ＋Ｎ化した析出硬化型ステンレス鋼の場
合、過時効処理状態での母相の強度が通常のＳＵＳ６３
０よりも低いものとなってしまい、γの析出により耐力
がＪＩＳ規格以下になる場合もあることが明らかとなっ
た。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本願の発明の析出硬化型
ステンレス鋼はこのような課題を解決するために開発さ
れたものである。 而して本願発明の析出硬化型ステンレス鋼は、重量％で
Ｃ：≦０．０１０％，Ｎ：０．０１０〜０．０２５％，
Ｃ＋Ｎ：≦０．０２５％，Ｓｉ：≦１．０％，Ｍｎ：≦
１．２％，Ｐ：≦０．０４％，Ｓ：≦０．０３％，Ｃ
ｕ：３．０〜５．０％，Ｎｉ：３．０〜４．６５％，Ｃ
ｒ：１３．０〜１６．５％，Ｍｏ：≦１．０％，Ｎｂ：
（−１１．４３（Ｃ＋Ｎ）＋０．６％）〜０．５％，残
部実質的にＦｅからなり且つ下記式（１） ４５２（Ｃ＋Ｎ）＋１１．１（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦７３．１ 式（１） を満たすようにＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが成分調整されて成
る、時効処理後のγ量が２０％以下であることを特徴と
する。
ステンレス鋼はこのような課題を解決するために開発さ
れたものである。 而して本願発明の析出硬化型ステンレス鋼は、重量％で
Ｃ：≦０．０１０％，Ｎ：０．０１０〜０．０２５％，
Ｃ＋Ｎ：≦０．０２５％，Ｓｉ：≦１．０％，Ｍｎ：≦
１．２％，Ｐ：≦０．０４％，Ｓ：≦０．０３％，Ｃ
ｕ：３．０〜５．０％，Ｎｉ：３．０〜４．６５％，Ｃ
ｒ：１３．０〜１６．５％，Ｍｏ：≦１．０％，Ｎｂ：
（−１１．４３（Ｃ＋Ｎ）＋０．６％）〜０．５％，残
部実質的にＦｅからなり且つ下記式（１） ４５２（Ｃ＋Ｎ）＋１１．１（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦７３．１ 式（１） を満たすようにＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが成分調整されて成
る、時効処理後のγ量が２０％以下であることを特徴と
する。
【０００９】
【作用】上記のように析出硬化型ステンレス鋼における
時効処理後の耐力の低下はγの析出に基づくものであ
り、またそのγの析出量はγ形成元素の添加量によって
大きく左右される。
時効処理後の耐力の低下はγの析出に基づくものであ
り、またそのγの析出量はγ形成元素の添加量によって
大きく左右される。
【００１０】本発明者は時効処理後のγ量に及ぼす各種
元素の影響を調べたところ、γ形成元素であるＣ，Ｎ，
Ｎｉ，Ｍｎの添加量を適正バランスとなし、またＮｉ，
Ｍｎの添加量を所定値以下に規制することによって、良
好な冷間加工性と時効処理（過時効処理）後の所定の耐
力をともに確保できる知見を得た。
元素の影響を調べたところ、γ形成元素であるＣ，Ｎ，
Ｎｉ，Ｍｎの添加量を適正バランスとなし、またＮｉ，
Ｍｎの添加量を所定値以下に規制することによって、良
好な冷間加工性と時効処理（過時効処理）後の所定の耐
力をともに確保できる知見を得た。
【００１１】尚、Ｃｕもまたγ形成元素であり、時効処
理時に耐力の低下をもたらす元素である。しかしながら
Ｃｕは析出硬化に必要不可欠な成分であり、そこで本発
明においてはＣｕ添加量を特に下げることは行っていな
い。
理時に耐力の低下をもたらす元素である。しかしながら
Ｃｕは析出硬化に必要不可欠な成分であり、そこで本発
明においてはＣｕ添加量を特に下げることは行っていな
い。
【００１２】本発明は、上記知見に基づいて成されたも
のであって、かかる本発明によれば、ＳＴ状態での冷間
加工性に優れ且つ時効処理後において良好な耐力を有す
る析出硬化型ステンレス鋼を得ることができる。
のであって、かかる本発明によれば、ＳＴ状態での冷間
加工性に優れ且つ時効処理後において良好な耐力を有す
る析出硬化型ステンレス鋼を得ることができる。
【００１３】これにより析出硬化型ステンレス鋼から成
るボルトその他の部材の生産性を高めることができ、析
出硬化型ステンレス鋼の用途を拡大することができる。
るボルトその他の部材の生産性を高めることができ、析
出硬化型ステンレス鋼の用途を拡大することができる。
【００１４】尚、本発明においてはＣａ，Ｂ，ＲＥＭの
何れか１種又は２種以上をそれぞれ０．０００５〜０．
０１００％の範囲で含有させることが望ましい。これら
成分の添加により熱間加工性を高めることができる。
何れか１種又は２種以上をそれぞれ０．０００５〜０．
０１００％の範囲で含有させることが望ましい。これら
成分の添加により熱間加工性を高めることができる。
【００１５】
【成分の限定理由】次に本発明の析出硬化型ステンレス
鋼における各化学成分の限定理由について詳述する。 Ｃ：≦０．０１０％ ＣはＳＴ状態での硬度に最も影響し、その量は少ない方
が望ましい。本発明においてはその上限を０．０１０％
とした。
鋼における各化学成分の限定理由について詳述する。 Ｃ：≦０．０１０％ ＣはＳＴ状態での硬度に最も影響し、その量は少ない方
が望ましい。本発明においてはその上限を０．０１０％
とした。
【００１６】Ｎ：０．０１０〜０．０２５％
ＮもまたＳＴ状態での硬度に影響し、その量は少ない方
が良いがＣほど影響を及ぼさない。そこで本発明ではＣ
を低減する一方、Ｎを利用してＮｂの炭窒化物を生成さ
せ、以て結晶粒の粗大化を防止すべく最低のＮ量を規定
し、その下限値を０．０１０％とした。そしてこの作用
を得るための好ましいＮの範囲は０．０１５％以上０．
０２５％以下である。
が良いがＣほど影響を及ぼさない。そこで本発明ではＣ
を低減する一方、Ｎを利用してＮｂの炭窒化物を生成さ
せ、以て結晶粒の粗大化を防止すべく最低のＮ量を規定
し、その下限値を０．０１０％とした。そしてこの作用
を得るための好ましいＮの範囲は０．０１５％以上０．
０２５％以下である。
【００１７】Ｃ＋Ｎ：≦０．０２５％
Ｃ＋Ｎ量を低くすることによりＳＴ時の硬度を下げるこ
とができ、冷間加工性を高めることができる。その上限
値は０．０２５％である。
とができ、冷間加工性を高めることができる。その上限
値は０．０２５％である。
【００１８】Ｓｉ：≦１．０％
Ｓｉは鋼の溶製時における脱酸剤として添加されるが、
Ｓｉ含有量が多くなるとδフェライトを増加させて熱間
加工性を害するので、Ｓｉ含有量の上限は１．０％とし
た。
Ｓｉ含有量が多くなるとδフェライトを増加させて熱間
加工性を害するので、Ｓｉ含有量の上限は１．０％とし
た。
【００１９】Ｍｎ：≦１．２％
Ｍｎは脱酸剤として添加されるとともにδフェライトの
制御や、高価なＮｉを低減させるのに有効である。しか
しながらＭｎはγ形成元素であるため、その添加量が多
いと過時効時のγ量を増加させることとなる。そこで本
発明では上限を１．２％とした。尚δフェライト制御や
Ｎｉ低減のためにより好ましい範囲は０．７〜１．２％
である。
制御や、高価なＮｉを低減させるのに有効である。しか
しながらＭｎはγ形成元素であるため、その添加量が多
いと過時効時のγ量を増加させることとなる。そこで本
発明では上限を１．２％とした。尚δフェライト制御や
Ｎｉ低減のためにより好ましい範囲は０．７〜１．２％
である。
【００２０】Ｐ：≦０．０４％
Ｐは粒界に偏析しやすく強度，耐食性に悪影響を与える
ため０．０４％以下とした。
ため０．０４％以下とした。
【００２１】Ｓ：≦０．０３％
Ｓは冷間加工性，耐食性を劣化させるため０．０３％以
下とした。
下とした。
【００２２】Ｃｕ：３．０〜５．０％
Ｃｕは析出硬化時にε相を析出させ、鋼を硬化させる重
要な元素である。その効果は３．０％以上で有効であ
る。しかしながら過剰な添加は過時効時にγ量を増加さ
せ、また高温で粒界脆化を発生させ、熱間加工性を害す
るので上限を５．０％とした。
要な元素である。その効果は３．０％以上で有効であ
る。しかしながら過剰な添加は過時効時にγ量を増加さ
せ、また高温で粒界脆化を発生させ、熱間加工性を害す
るので上限を５．０％とした。
【００２３】Ｎｉ：３．０〜４．６５％
Ｎｉはδフェライト生成を抑制し、また耐食性向上のた
め３．０％以上必要である。しかしながらＮｉはγ形成
元素でもあるため、添加量が多すぎると過時効時にγ量
が増加し耐力が低下する。そこで本発明では上限値を
４．６５％とした。
め３．０％以上必要である。しかしながらＮｉはγ形成
元素でもあるため、添加量が多すぎると過時効時にγ量
が増加し耐力が低下する。そこで本発明では上限値を
４．６５％とした。
【００２４】Ｃｒ：１３．０〜１６．５％
Ｃｒは耐食性を確保するために１３．０％以上必要であ
る。しかしながら強力なフェライト生成元素であるた
め、過剰に添加するとδフェライトを増加させ、熱間加
工性を害するので上限を１６．５％とした。
る。しかしながら強力なフェライト生成元素であるた
め、過剰に添加するとδフェライトを増加させ、熱間加
工性を害するので上限を１６．５％とした。
【００２５】Ｍｏ：≦１．０％
Ｍｏもフェライト生成元素であるため過剰な添加はδフ
ェライトを増加させる。そこで本発明では上限値を１．
０％に規制した。
ェライトを増加させる。そこで本発明では上限値を１．
０％に規制した。
【００２６】Ｎｂ：（−１１．４３（Ｃ＋Ｎ）＋０．
６）〜０．５０％ ＮｂはＣ，Ｎを固着し、ＳＴ状態での硬さを低下させ
る。またＮｂは炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を防
止する。その添加量は（Ｃ＋Ｎ）とのバランスにより決
まり、そこで本発明では最低の量を−１１．４３（Ｃ＋
Ｎ）＋０．６とした。しかしながら過剰の添加はＳＴ時
の硬度を上昇させるため上限値を０．５０％とした。こ
のＮｂ含有量のより望ましい範囲は０．４０％以下であ
る。
６）〜０．５０％ ＮｂはＣ，Ｎを固着し、ＳＴ状態での硬さを低下させ
る。またＮｂは炭窒化物を形成して結晶粒の粗大化を防
止する。その添加量は（Ｃ＋Ｎ）とのバランスにより決
まり、そこで本発明では最低の量を−１１．４３（Ｃ＋
Ｎ）＋０．６とした。しかしながら過剰の添加はＳＴ時
の硬度を上昇させるため上限値を０．５０％とした。こ
のＮｂ含有量のより望ましい範囲は０．４０％以下であ
る。
【００２７】
４５２（Ｃ＋Ｎ）＋１１．１（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦７３．１
前述したように４８０℃よりも高い温度での過時効処理
によるγの生成量は、含有するγ形成元素によって大き
く左右される。そこで本発明ではγ形成元素であるＣ，
Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎを、上記式を満たすように調整すること
で、過時効時のγ量を２０％以下とすることができ、過
時効処理を行った場合においても良好な耐力を得ること
が可能となった。
によるγの生成量は、含有するγ形成元素によって大き
く左右される。そこで本発明ではγ形成元素であるＣ，
Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎを、上記式を満たすように調整すること
で、過時効時のγ量を２０％以下とすることができ、過
時効処理を行った場合においても良好な耐力を得ること
が可能となった。
【００２８】
Ｃａ，Ｂ，ＲＥＭ：０．０００５〜０．０１００％
これらの元素は少量添加により熱間加工性を向上させる
ことができる。しかしながら過剰の添加は逆に熱間加工
性を劣化させるため０．０００５％〜０．０１００％の
範囲とした。
ことができる。しかしながら過剰の添加は逆に熱間加工
性を劣化させるため０．０００５％〜０．０１００％の
範囲とした。
【００２９】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
の化学成分のステンレス鋼を真空誘導炉で５０ｋｇ溶製
した。溶製後１２００℃で熱間鍛造を行い、直径２０ｍ
ｍに鍛伸した。その後１０４０℃／３０分，水冷の条件
で固溶化熱処理（ＳＴ）を施し、そのときの硬度を測定
した。
の化学成分のステンレス鋼を真空誘導炉で５０ｋｇ溶製
した。溶製後１２００℃で熱間鍛造を行い、直径２０ｍ
ｍに鍛伸した。その後１０４０℃／３０分，水冷の条件
で固溶化熱処理（ＳＴ）を施し、そのときの硬度を測定
した。
【００３０】
【表１】
【００３１】またこのＳＴ材から直径１５ｍｍ×２２．
５ｍｍの試験片を切り出して圧縮試験を行い、ε＝１と
なるときの圧縮応力を測定した。 更に６２０℃／２４
０分，空冷の条件で時効処理を行い、時効後の硬度を測
定するとともに引張試験を行って耐力を測定した。また
時効後の残留γ量をＸ線回折によって（２００）面／α
（２１１）のピークの積分強度比によって測定した。こ
れらの結果を表２に示している。
５ｍｍの試験片を切り出して圧縮試験を行い、ε＝１と
なるときの圧縮応力を測定した。 更に６２０℃／２４
０分，空冷の条件で時効処理を行い、時効後の硬度を測
定するとともに引張試験を行って耐力を測定した。また
時効後の残留γ量をＸ線回折によって（２００）面／α
（２１１）のピークの積分強度比によって測定した。こ
れらの結果を表２に示している。
【００３２】
【表２】
【００３３】表１に示しているように比較鋼Ｃ１，Ｃ２
はそれぞれＣ，Ｎが本発明の範囲から外れており、この
結果ＳＴ材の硬度，圧縮試験時の応力が高く、冷間加工
性の悪いものとなっている。また６２０℃での時効時の
残留γ量も多く、時効処理後の耐力も低い値となってい
る。
はそれぞれＣ，Ｎが本発明の範囲から外れており、この
結果ＳＴ材の硬度，圧縮試験時の応力が高く、冷間加工
性の悪いものとなっている。また６２０℃での時効時の
残留γ量も多く、時効処理後の耐力も低い値となってい
る。
【００３４】一方比較鋼Ｃ３はＮｉが、またＣ４はＭｎ
が本発明の範囲外となっているとともに上記式（１）も
満たしていないものとなっており、この結果６２０℃で
の時効処理後のγ量が多く、引張試験での耐力がＪＩＳ
規格値７２６ＭＰａよりも低い値となっている。
が本発明の範囲外となっているとともに上記式（１）も
満たしていないものとなっており、この結果６２０℃で
の時効処理後のγ量が多く、引張試験での耐力がＪＩＳ
規格値７２６ＭＰａよりも低い値となっている。
【００３５】これに対し実施例１〜１３のものはＳＴ材
の硬度が何れも低く、圧縮試験の際の応力も低い値とな
っていて、冷間加工性の良好なものである。
の硬度が何れも低く、圧縮試験の際の応力も低い値とな
っていて、冷間加工性の良好なものである。
【００３６】他方、時効処理による生成γ量は何れも２
０％以下の低い値となっており、この結果引張試験によ
る耐力は何れもＪＩＳ規格の７２６ＭＰａよりも高い値
が得られている。
０％以下の低い値となっており、この結果引張試験によ
る耐力は何れもＪＩＳ規格の７２６ＭＰａよりも高い値
が得られている。
【００３７】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【００３８】
【発明の効果】本発明によれば、ＳＴ状態での冷間加工
性に優れ、且つ時効処理後においても良好な耐力の得ら
れる析出硬化型ステンレス鋼を製造することができる。
これにより、析出硬化型ステンレス鋼から成るボルトそ
の他の部材の生産性を高めることができ、析出硬化型ス
テンレス鋼の用途を拡大することができる。
性に優れ、且つ時効処理後においても良好な耐力の得ら
れる析出硬化型ステンレス鋼を製造することができる。
これにより、析出硬化型ステンレス鋼から成るボルトそ
の他の部材の生産性を高めることができ、析出硬化型ス
テンレス鋼の用途を拡大することができる。
Claims (2)
- 【請求項１】 重量％でＣ ：≦０．０１０％ Ｎ ：０．０１０〜０．０２５％ Ｃ＋Ｎ：≦０．０２５％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦１．２％ Ｐ ：≦０．０４％ Ｓ ：≦０．０３％ Ｃｕ：３．０〜５．０％ Ｎｉ：３．０〜４．６５％ Ｃｒ：１３．０〜１６．５％ Ｍｏ：≦１．０％ Ｎｂ：（−１１．４３（Ｃ＋Ｎ）＋０．６％）〜０．５
％ 残部実質的にＦｅからなり且つ下記式（１） ４５２（Ｃ＋Ｎ）＋１１．１（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦７３．１ 式（１） を満たすようにＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが成分調整されて成
る、時効処理後のγ量が２０％以下であることを特徴と
する析出硬化型ステンレス鋼。 - 【請求項２】 重量％でＣ ：≦０．０１０％ Ｎ ：０．０１０〜０．０２５％ Ｃ＋Ｎ：≦０．０２５％ Ｓｉ：≦１．０％ Ｍｎ：≦１．２％ Ｐ ：≦０．０４％ Ｓ ：≦０．０３％ Ｃｕ：３．０〜５．０％ Ｎｉ：３．０〜４．６５％ Ｃｒ：１３．０〜１６．５％ Ｍｏ：≦１．０％ Ｎｂ：（−１１．４３（Ｃ＋Ｎ）＋０．６％）〜０．５
％を含有するとともにＣａ，Ｂ，ＲＥＭの１種又は２種
以上をＣａ：０．０００５〜０．０１００％，Ｂ：０．
０００５〜０．０１００％，ＲＥＭ：０．０００５〜
０．０１００％の範囲で含有し、残部実質的にＦｅから
成り且つ下記式（１） ４５２（Ｃ＋Ｎ）＋１１．１（Ｎｉ＋Ｍｎ）≦７３．１ 式（１） を満たすようにＣ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが成分調整されて成
る、時効処理後のγ量が２０％以下であることを特徴と
する析出硬化型ステンレス鋼。
Priority Applications (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13882795A JP3446394B2 (ja) | 1995-05-11 | 1995-05-11 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
| DE69601045T DE69601045T2 (de) | 1995-05-11 | 1996-04-25 | Ausscheidungshärtbarer rostfreier Stahl |
| EP96106541A EP0742289B1 (en) | 1995-05-11 | 1996-04-25 | Precipitation hardening stainless steels |
| US08/640,122 US5630983A (en) | 1995-05-11 | 1996-04-30 | Precipitation hardening stainless steels |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13882795A JP3446394B2 (ja) | 1995-05-11 | 1995-05-11 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08311619A JPH08311619A (ja) | 1996-11-26 |
| JP3446394B2 true JP3446394B2 (ja) | 2003-09-16 |
Family
ID=15231157
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13882795A Expired - Fee Related JP3446394B2 (ja) | 1995-05-11 | 1995-05-11 | 析出硬化型ステンレス鋼 |
Country Status (4)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5630983A (ja) |
| EP (1) | EP0742289B1 (ja) |
| JP (1) | JP3446394B2 (ja) |
| DE (1) | DE69601045T2 (ja) |
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