JP5836911B2 - ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、所定の組成を有する基材素材からステンレス鋼を製造するステンレス鋼の製造方法に関する。

ステンレス鋼は、ＦｅにＣｒやＮｉなどの物質を添加してさびにくくした鉄鋼である。ＪＩＳ規格で規定されるオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ２０１、ＳＵＳ２０２、ＳＵＳ３０１、ＳＵＳ３０２、ＳＵＳ３０３、ＳＵＳ３０３Ｓｅ、ＳＵＳ３０３Ｃｕ、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３０４Ｌ、ＳＵＳ３０４Ｎ１、ＳＵＳ３０４Ｎ２、ＳＵＳ３０４ＬＮ、ＳＵＳ３０４Ｊ３、ＳＵＳ３０５、ＳＵＳ３０９Ｓ、ＳＵＳ３１０Ｓ、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｎ、ＳＵＳ３１６ＬＮ、ＳＵＳ３１６Ｔｉ、ＳＵＳ３１６Ｊ１、ＳＵＳ３１６Ｊ１Ｌ、ＳＵＳ３１６Ｆ、ＳＵＳ３１７、ＳＵＳ３１７Ｌ、ＳＵＳ３１７ＬＮ、ＳＵＳ３１７Ｊ１、ＳＵＳ８３６Ｌ，ＳＵＳ８９０Ｌ、ＳＵＳ３２１、ＳＵＳ３４７、ＳＵＳＸＭ７、ＳＵＳＸＭ１５Ｊ１）、フェライト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４０５、ＳＵＳ４１０Ｌ、ＳＵＳ４３０、ＳＵＳ４３０Ｆ、ＳＵＳ４３４、ＳＵＳ４４７Ｊ１、ＳＵＳＸＭ２７）、マルテンサイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ４０３、ＳＵＳ４１０、ＳＵＳ４１０Ｊ１、ＳＵＳ４１０Ｆ２、ＳＵＳ４１６、ＳＵＳ４２０Ｊ１、ＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ４２０Ｆ、ＳＵＳ４２０Ｆ２、ＳＵＳ４３１、ＳＵＳ４４０Ａ、ＳＵＳ４４０Ｂ、ＳＵＳ４４０Ｃ、ＳＵＳ４４０Ｆ）の組成の範囲は、おおむね、Ｃ：１．２０重量％以下、Ｓｉ：５．００重量％以下、Ｍｎ：１０重量％以下、Ｐ：０．２００重量％以下、Ｓ：０．０６０重量％以下又は０．１０重量％以上、Ｎｉ：２８．００重量％以下、Ｃｒ：１１．００〜３２．００重量％、Ｍｏ：７．００重量％以下、Ｃｕ：１．００〜５．００重量％以下、Ｎ：０．３０重量％以下、残部：Ｆｅ及び不可避な不純物元素である（非特許文献１）。

ステンレス鋼の製造においては、この組成の範囲で基材素材を混合し、その混合物を溶融して基材が得られる。そして、多くの場合、基材の組成を均質化させることを目的として、基材の溶体化処理が行われる。この溶体化処理は、基材の高温相が安定となる相転移温度以上の高温に一定時間保持し、常温まで降温する処理をいい、ステンレス素材の場合、例えば、基材を約１０５０℃で８０分間程度加熱し、その後常温まで降温する処理がよく知られている（非特許文献２）。

溶体化処理が行われた基材の硬度をさらに上げるための加工方法の一つに、焼き入れがある。ステンレス鋼は、相転移温度よりも高温では面心立方相が安定であり、低温では体心立方相が安定である。通常使われているステンレス鋼（Ｃ：２．１重量％以下）の相転移温度は、７２７℃〜９１０℃である（非特許文献３）。常温で安定な体心立方相はすべり系の転位が多いため、すべり変形が起きやすく、硬度が低い。一方、相転移温度以上に加熱した面心立方相の高温ステンレス鋼を、水や油に浸すことで常温まで急速に降温すると、多くの欠陥を含んだ体心立方相であるマルテンサイトステンレス鋼が得られる。

ここで「マルテンサイトステンレス鋼」とは、一般的には、多くの欠陥を含んだ体心立方相（マルテンサイト相）のステンレス鋼を言い、マルテンサイト系ステンレス鋼（マルテンサイト相を準安定相とする組成のステンレス鋼）とは異なるものである。

マルテンサイトステンレス鋼は、結晶が各所で歪んでいるために、すべり変形が起きにくく、硬度が高い特徴を持つ。このように、欠陥を結晶に導入して材料の硬度を上げる熱処理は、焼き入れと言われる。

マルテンサイトステンレス鋼は、高温・高圧の環境で使われることが多いが、高温環境下で使用されると、応力腐食割れ、クリープ、再熱割れなどの経時劣化が起こることが知られている。経時劣化の主な原因の一つに結晶粒界におけるクロム炭化物の生成がある（特許文献１）。クロム炭化物は、過飽和状態で含まれる炭素が、その歪を解消するために、材料中のクロムと化合物を形成し、ステンレスの結晶粒界に析出することで形成されることが知られている。クロム炭化物の生成により、隣接部分にクロム欠乏層が形成され、結晶粒界近傍の耐食性が低下して、経時劣化に進展する（特許文献１）。

マルテンサイトステンレス鋼の経時劣化を抑制する技術が求められ、経時劣化を抑制するために、Ｃｒよりも原子半径の大きい元素を添加物質として含有させる方法（特許文献１、特許文献２）が知られている。

日本ステンレス協会ホームページ，ｈｔｔｐ：／／ｗｗｗ.ｊｓｓａ.ｇｒ.ｊｐ／ｃｏｎｔｅｎｔｓ／ｐｒｏｄｕｃｔｓ／ｓｔａｎｄａｒｄｓ／ｊｉｓ／ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ ４８９ （２００８） ８６， Ｏｈｍｕｒａ Ｔ., Ｓａｗａｄａ Ｋ., Ｋｉｍｕｒａ Ｋ., Ｔｓｕｚａｋｉ Ｋ. ＮＩＰＰＯＮ ＳＴＥＥＬ ＭＯＮＴＨＬＹ ２００５年１２月号 Ｖｏｌ．１５４ ｐ．１３ Ｐｈｙｓ． Ｓｔａｔｕｓ Ｓｏｌｉｄｉ Ａ，１９７３，１７，，１９９−２０５，Ｓｃｈｌｏｓｓｅｒ Ｗ．Ｆ． Ｊ． Ｐｈｙｓ． Ｓｏｃ． Ｊｐｎ．，１９９０，５９，，２９６３−２９７０，Ｓｕｍｉｙａｍａ Ｋ．， Ｈｉｒｏｓｅ Ｙ．， Ｎａｋａｍｕｒａ Ｙ．

特開平５−５１５８号公報 特許第１３２３６１５号公報 特開２００３−３１３６１２号公報

しかしながら、上記文献記載の従来技術は、添加物質の多くが希少資源元素であるため、材料が高価になり、また、リサイクル性を満足しない。

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、希少資源元素を添加することなく、クロム炭化物析出による経時劣化が抑制され、硬度も維持又は高められたマルテンサイトステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とする。

本発明に係るステンレス鋼の製造方法は、 Ｃ：０．０８重量％以下、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：２．００重量％以下、Ｐ：０．０４５重量％以下、Ｓ：０．０３０重量％以下、Ｎｉ：８．００〜１０．５０重量％、Ｃｒ：１８．００〜２０．００重量％、残部：Ｆｅ及び不可避な不純物元素からなる組成を有する基材素材を混合するステップと、前記基材素材の混合物を溶融して基材を得るステップと、前記基材を高温相が安定する相転移温度以上に保持し、その後前記基材を毎分３５℃以下の速度で、相転移温度以下である常温まで降温する溶体化処理ステップと、前記溶体化処理ステップ終了直後に前記基材を毎分１３５℃以上の速度で昇温することによって、体心立方相の一部から面心立方相を生成するステップと、前記昇温するステップ終了直後に前記基材を毎秒１０℃以上の速度で、常温まで降温するステップと、を備えることを特徴とする。

本発明によれば、希少資源元素を添加することなく、経時劣化が抑制されたステンレス鋼が得られる。また、従来技術よりも多くの欠陥を導入することが可能になり、従来よりも高い硬度のステンレス鋼が得られる。

本発明の実施形態に係るステンレス鋼の典型的な製造工程の説明図である。 図１の高温保持ステップＳ１３、降温ステップＳ１４、急速昇温による焼き入れステップＳ１５、炉冷ステップＳ１６におけるステンレス鋼の基材の温度変化の説明図である。 従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼と、本発明の実施例に係るステンレス鋼のプッシュロッド式熱膨張計による硬さの測定結果である。 図４Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼を７００℃で５時間加熱したものの透過電子顕微鏡像であり、図４Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼を７００℃で５時間加熱したものの透過電子顕微鏡像である。 図５Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼を７００℃で１０時間加熱したものの透過電子顕微鏡像であり、図５Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼を７００℃で１０時間加熱したものの透過電子顕微鏡像である。 従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼と、本発明の実施例に係るステンレス鋼のビッカース硬さ測定結果である。 図７Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼のＸ線回折の計測結果を示す図であり、図７Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の急速昇温熱処理前のＸ線回折の計測結果を示す図であり、図７Ｃは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の急速昇温熱処理後のＸ線回折の計測結果を示す図である。 図８Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼の透過電子顕微鏡像であり、図８Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の透過電子顕微鏡像である。

以下、本発明の実施形態について、図面を用いて説明する。図１は、本発明の実施形態に係るステンレス鋼の製造工程の説明図である。図２は、図１の高温保持ステップＳ１３、降温ステップＳ１４、急速昇温による焼き入れステップＳ１５、炉冷ステップＳ１６におけるステンレス鋼の基材の温度変化の説明図である。図２において、縦軸は、ステンレス鋼の温度、横軸は、経過時間を表している。

まず、Ｃ：１．２０重量％以下、Ｓｉ：５．００重量％以下、Ｍｎ：１０重量％以下、Ｐ：０．２００重量％以下、Ｓ：０．０６０重量％以下又は０．１０重量％以上、Ｎｉ：２８．００重量％以下、Ｃｒ：１１．００〜３２．００重量％、Ｍｏ：７．００重量％以下、Ｃｕ：１．００〜５．００重量％以下、Ｎ：０．３０重量％以下、残部：Ｆｅ及び不可避な不純物元素、となる基材素材を用意し、これらを混合する（ステップＳ１１）。この基材素材は、ＪＩＳ規格で規定されるオーステナイト系ステンレス鋼、フェライト系ステンレス鋼及びマルテンサイト系ステンレス鋼の組成の分布範囲であり、実際に使うステンレス鋼の規格に合わせてその組成は決定される。

次に、混合した基材素材を融点以上に加熱し、溶融するとともに加工し、所定の形状に成型し、基材を得る（ステップＳ１２）。基材の高温相が安定となる相転移温度以上の高温に一定時間保持し、その後、基材を常温まで降温する、いわゆる溶体化処理を行う。ここでいう溶体化処理は、基材の組成を均質化させ、炭素が過飽和に含まれる相を減らすことができる処理をいう。例えば、本発明の実施形態では、上記高温保持ステップで、基材を約１０５０℃で８０分間程度加熱処理する（ステップＳ１３）。この高温保持の熱処理により、基材の組成を均質化させることができる。高温保持の熱処理を行った基材を、炉の中でゆっくりと常温まで降温する（ステップＳ１４）。この降温速度は、毎分３５℃以下の速度が好ましい。このような降温を行うことにより、炭素が過飽和に含まれる相を減らし、クロム炭化物生成の原因を減らすことができる。

次に、急速昇温による焼き入れ、すなわち、常温まで降温した基材を、常温から相転移温度以上にまで急速に昇温し（ステップＳ１５）、その後、速やかに室温まで降温する（ステップＳ１６）。ステップＳ１５における昇温速度は、毎分１３５℃以上の速度が好ましい。また、ステップＳ１６における降温速度は、毎秒１０℃以上の速度が好ましく、速いほど良い。相転移温度以上にまで急速に昇温し、速やかに室温に降温することで、体心立方相から面心立方相への相転移を部分的に起させることができるため、結果としてマルテンサイト相を得ることができる。

以下、本発明を実施例によりさらに詳細に説明する。実施形態の説明に対応する箇所は、適宜、実施形態の説明で使用した図１を参照する。ここで示す実施例は、ＪＩＳ規格ＳＵＳ３０４の材料を使って行ったものだが、本発明は、Ｃ、Ｃｒを含むステンレス鋼に広く適用されるものであり、これに限定されるものではない。

本実施例で用いられた基材のＳＵＳ３０４は、Ｃ：０．０８重量％以下、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：２．００重量％以下、Ｐ：０．０４５重量％以下、Ｓ：０．０３０重量％以下、Ｎｉ：８．００〜１０．５０重量％以下、Ｃｒ：１８．００〜２０．００重量％、残部：Ｆｅ及び不可避な不純物元素、となる基材素材を用意し、これらを混合し（ステップＳ１１）、基材素材の融点以上に加熱し、溶融するとともに加工し、所定の形状に成型し（ステップＳ１２）、得られたものである。その後、基材を約１０５０℃で８０分間程度加熱処理し（ステップＳ１３）、炉の中で毎分約３５℃の速度で常温まで降温した（ステップＳ１４）。次に、毎分約１３５℃の速度で基材を昇温し（ステップＳ１５）、毎秒約１０℃の速度で常温まで降温した（ステップＳ１６）。

以下に、図３、図４及び図５を用いて、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、熱時効にともなう長さ変化が抑制され、経時劣化の原因と考えられるクロム炭化物の析出も抑制されることを示す。

図３は、本発明の実施例に係るステンレス鋼と、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼を７００℃で加熱した際の、プッシュロッド式熱膨張計による長さの加熱時間依存性の測定結果である。縦軸は、マルテンサイトステンレス鋼サンプルの長さの変化、横軸は、加熱時間を表している。

本発明の実施例に係るステンレス鋼の測定結果（Ａ）は、熱時効にともなう長さ変化がほとんど無いのに対し、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼の測定結果（Ｂ）は、熱時効にともなう長さ変化が大きい。

プッシュロッド式熱膨張計により測定される長さ変化が大きいということは、材料の経時劣化が大きいことを示し、長さ変化が小さいということは、材料の経時劣化が小さいことを示すため、この結果から、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼よりも、材料の経時劣化が小さいことがわかる。

図４Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼を７００℃で５時間加熱したものの透過電子顕微鏡像であり、図４Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼を７００℃で５時間加熱したものの透過電子顕微鏡像である。視野はいずれも３μｍ四方である。

図４Ａで直線状に走る陰影は、結晶の粒界であり、その他の陰影は、試料の厚さの違いなどでできるコントラストである。結晶の粒界に沿って観察される黒色の斑点は、クロム炭化物である。この黒色の斑点がクロム炭化物であることは、エネルギー分散Ｘ線分光法で確認された。図４Ｂで直線状に走る陰影は、結晶の粒界であるが、これに沿って黒色の斑点は観察されない。

この結果から、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、７００℃で５時間加熱しても経時劣化の原因となるクロム炭化物が析出されないのに対して、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼は、７００℃で５時間加熱すると、経時劣化の原因となるクロム炭化物が析出されることがわかる。

図５Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼を７００℃で１０時間加熱したものの透過電子顕微鏡像であり、図５Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼を７００℃で１０時間加熱したものの透過電子顕微鏡像である。視野はいずれも３μｍ四方である。

図５Ａで直線状に走る陰影は、結晶の粒界であり、その他の陰影は、試料の厚さの違いなどでできるコントラストである。結晶の粒界に沿って観察される黒色の斑点（クロム炭化物）が、図４Ａに比べて明らかに増加していることがわかる。図５Ｂで直線状に走る陰影は結晶の粒界であるが、これに沿って黒色の斑点は観察されない。

この結果から、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、７００℃で１０時間加熱しても経時劣化の原因となるクロム炭化物が析出されないのに対して、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼は、７００℃で１０時間加熱すると、経時劣化の原因となるクロム炭化物が、５時間の加熱よりも多く析出されることがわかる。

以上の特徴は、同じ試料の別の部位を観察しても同様であった。従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼は、７００℃で加熱を続けると、結晶粒界にクロム炭化物が析出し、それが時間とともに増大していくのに対して、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、クロム炭化物の析出が観察されなかった。

以上より、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、クロム炭化物析出による経時劣化が抑制され、実際に熱時効にともなう長さ変化が抑制されることがわかった。

従来の製造方法は、格子定数が０．３５５ｎｍであるｆｃｃ（高温相）からの急速降温により、格子定数が０．２８６ｎｍであるｂｃｃ（低温相）を一部に生成してマルテンサイト相を得るため、炭素が結晶格子の中に過飽和に含みやすくなり、その過飽和に含まれた炭素がクロム炭化物の析出として熱時効による経時劣化につながるのに対して、本発明の実施例は、格子定数が０．２８６ｎｍであるｂｃｃ（低温相）から急速昇温により、格子定数が０．３５５ｎｍであるｆｃｃ（高温相）を一部に生成してマルテンサイト相を得るため、従来の製造方法と比較して炭素を過飽和に含みにくい。このため、クロム炭化物の析出が抑制され、経時劣化が抑制されていると考えられる。また、後述するように、相転移温度以上に加熱した面心立方相の高温ステンレス鋼を、水や油に浸すことで常温まで急速に降温する従来の製造方法は、欠陥の密度が低く、Ｃｒが粒界まで拡散しやすかったのに対して、常温から相転移温度以上にまで急速に昇温し（ステップＳ１５）、速やかに室温まで降温する（ステップＳ１６）。本発明の実施例は、欠陥の密度が高く、欠陥によってＣｒの拡散が阻害されるために、Ｃｒが粒界に析出しにくいと考えられる。

以下に、図６を用いて、上記熱時効による経時劣化の抑制と同時に、硬度が維持されていることを示す。

図６は、従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼と本発明の実施例に係るステンレス鋼のビッカース硬さの測定結果である。従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼は、平均１９１であるのに対して、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、平均２１６であり、明らかに硬度が高い。つまり、本実施例に係るステンレス鋼は、加熱による経時劣化が抑制されるだけでなく、硬度も従来のステンレス鋼よりも高くなった。

以下に、図７を用いて、この硬度向上の起源について解析を行った結果を説明する。

図７Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼のＸ線回折の計測結果（ＸＲＤスペクトル）を示す図であり、図７Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の急速昇温熱処理前のＸ線回折の計測結果を示す図であり、図７Ｃは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の急速昇温熱処理後のＸ線回折の計測結果を示す図である。図７Ａ〜図７Ｃにおいて、横軸は、Ｘ線の入射軸とサンプルから検出器を結ぶ軸の補角を示しており、縦軸は、検出器にて検出される散乱Ｘ線の強度を任意単位で示したものである。また、Ｐ１は、ｆｃｃ（１１１）の回折ピーク、Ｐ２は、ｆｃｃ（２００）の回折ピーク、Ｐ３は、ｆｃｃ（２２０）の回折ピーク、Ｐ４は、ｂｃｃ（１１０）の回折ピーク、Ｐ５は、ｂｃｃ（２００）の回折ピークを示す。

図７Ａに示す計測結果では、４３．４４°、４４．２４°、５０．４２°、６４．４６°、７４．５０°にそれぞれピークが計測された。先行研究によって、ステンレス鋼からのＸＲＤスペクトルのピークは、面心立方相（ｆｃｃ）の場合は、４３°付近に（１１１）面のピークＰ１、５０°付近に（２００）面のピークＰ２、７４°付近に（２２０）面のピークＰ３が現れることがわかっている（非特許文献４）。また、体心立方相（ｂｃｃ）の場合は、４５°付近に（１１０）面のピークＰ４、６５°付近に（２００）面のピークＰ５が現れることがわかっている（非特許文献５）。図７Ａの計測結果から、Ｐ１、Ｐ２、Ｐ３，Ｐ４、及びＰ５のピークが観察されたことから、従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼には、面心立方相（ｆｃｃ）と体心立方相（ｂｃｃ）が混在していることがわかる。

図７Ｂに示す計測結果では、４４．３°、６４．３６°にそれぞれピークが計測された。図７Ｂの計測結果から、体心立方相（ｂｃｃ）のピークＰ４及びＰ５は計測されたが、面心立方相（ｆｃｃ）のピークは計測されなかったことから、本発明の実施例に係るステンレス鋼の急速昇温熱処理前（ステップＳ１５の前）のステンレス鋼は、体心立方相となっていることがわかる。

図７Ｃに示す計測結果では、４３．４４°、４４．２４°、５０．４４°、６４．４６°、７４．５０°にそれぞれピークが計測された。図７Ｃの計測結果から、Ｐ１、Ｐ２、Ｐ３、Ｐ４、及びＰ５のピークが観察されたことから、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼と同様に、面心立方相（ｆｃｃ）と体心立方相（ｂｃｃ）が混在したマルテンサイト相になっていることがわかる。

以上より、本実施例に係るステンレス鋼は、高温保持後の降温によって体心立方相となっているステンレス鋼が、急速昇温熱処理によってマルテンサイトに変態し、従来の製造方法で製造されたステンレス鋼と同様の結晶構造となっていることがわかった。

以下に、図８を用いて、従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼よりも本発明の実施例により得たステンレス鋼の硬度が高いことの理由が、本発明の実施例に係るステンレス鋼に形成された高密度の欠陥による材料のすべり変形等の抑制効果であると考えられることを説明する。

図８Ａは、従来の製造方法により製造したマルテンサイトステンレス鋼の透過電子顕微鏡像であり、図８Ｂは、本発明の実施例に係るステンレス鋼の透過電子顕微鏡像である。視野はいずれも３μｍ四方である。

直線状に走る陰影は、結晶の粒界であり、その他の陰影は、試料の厚さの違いなどでできるコントラストである。図８Ａでは、短く終端されたコントラストが観察されないことから、導入されている欠陥の密度は、観察範囲に現れないほど小さいことがわかる。この特徴は、試料の別の部位を観察しても同様であった。一方、図８Ｂでは、結晶面内で短く終端されたコントラストが多く観察される。この観察結果から、本発明の実施例に係るステンレス鋼は、従来の製造方法により製造されたマルテンサイトステンレス鋼よりも多くの欠陥が形成されていることがわかった。これは、図６で示した従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼よりも本発明の実施例により得たステンレス鋼の硬度が高いことの理由が、図８Ｂの電子顕微鏡像で観察される高密度の欠陥による材料のすべり変形等の抑制効果であることを強く示唆している。

本発明の実施形態に係るステンレス鋼の製造方法によれば、希少資源元素を添加することなく、従来の製造方法で製造したマルテンサイトステンレス鋼よりも、経時劣化が抑制されたマルテンサイトステンレス鋼を得ることできる。また、結晶構造そのものは維持しつつ、従来技術よりも多くの欠陥を導入することが可能であり、従来よりも高い硬度のステンレス鋼が得られる。

なお、本発明は、上述の実施形態に限らず、本発明の要旨を逸脱することなく、種々の構成を採り得ることはもちろんである。

Claims (1)

1. Ｃ：０．０８重量％以下、Ｓｉ：１．００重量％以下、Ｍｎ：２．００重量％以下、Ｐ：０．０４５重量％以下、Ｓ：０．０３０重量％以下、Ｎｉ：８．００〜１０．５０重量％、Ｃｒ：１８．００〜２０．００重量％、残部：Ｆｅ及び不可避な不純物元素からなる組成を有する基材素材を混合するステップと、
   前記基材素材の混合物を溶融して基材を得るステップと、
   前記基材を高温相が安定する相転移温度以上に保持し、その後前記基材を毎分３５℃以下の速度で、相転移温度以下である常温まで降温する溶体化処理ステップと、
   前記溶体化処理ステップ終了直後に前記基材を毎分１３５℃以上の速度で昇温することによって、体心立方相の一部から面心立方相を生成するステップと、
   前記昇温するステップ終了直後に前記基材を毎秒１０℃以上の速度で、常温まで降温するステップと、
   を備えることを特徴とするステンレス鋼の製造方法。

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