JPH01230714A - 炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH01230714A JPH01230714A JP5539588A JP5539588A JPH01230714A JP H01230714 A JPH01230714 A JP H01230714A JP 5539588 A JP5539588 A JP 5539588A JP 5539588 A JP5539588 A JP 5539588A JP H01230714 A JPH01230714 A JP H01230714A
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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
- 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
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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。
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、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の
製造方法に関するものである。
製造方法に関するものである。
剃刀などの刃物に使用される高炭素含有マルテンサイト
系ステンレス鋼は、炭化物が粗大であると刃こぼれの原
因となるため、炭化物を微細にすることが重大な関心と
なっている。本発明は、炭化物の微細な高炭素含有マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関するものであ
る。
系ステンレス鋼は、炭化物が粗大であると刃こぼれの原
因となるため、炭化物を微細にすることが重大な関心と
なっている。本発明は、炭化物の微細な高炭素含有マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法に関するものであ
る。
（従来の技術）
刃物用のマルテンサイト系ステンレス鋼には、主として
１３％Ｃｒ−０，３％Ｃ（ＳＵＳ４２０Ｊｚ）鋼が適用
されている。しかし、この鋼を用いた刃物は切れ味が必
ずしも良くないため、逆に［ステンレス鋼の刃物は切れ
ない。」との風評が立つ一因となっている。ところで、
刃物の切れ味や耐久性は刃先の硬さに比例するものであ
るから、０．３％程度のＣ含有量の鋼では刃物としての
礫さが不足するのは当然で、Ｃ含有量を炭素鋼の刃物の
レベルまで増量すれば、ステンレス鋼であっても十分な
品質評価を受けられるのである。しかるに、高硬度が期
待できる０、５％以上のＣを含有する高炭素含有マルテ
ンサイト系ステンレス鋼は、鋳造時にＣｒ炭化物が初析
１粗界に粗大に晶出しその後の微細化が困難なために、
刃こぼれの原因となって実用には耐えないのが実情であ
る。
１３％Ｃｒ−０，３％Ｃ（ＳＵＳ４２０Ｊｚ）鋼が適用
されている。しかし、この鋼を用いた刃物は切れ味が必
ずしも良くないため、逆に［ステンレス鋼の刃物は切れ
ない。」との風評が立つ一因となっている。ところで、
刃物の切れ味や耐久性は刃先の硬さに比例するものであ
るから、０．３％程度のＣ含有量の鋼では刃物としての
礫さが不足するのは当然で、Ｃ含有量を炭素鋼の刃物の
レベルまで増量すれば、ステンレス鋼であっても十分な
品質評価を受けられるのである。しかるに、高硬度が期
待できる０、５％以上のＣを含有する高炭素含有マルテ
ンサイト系ステンレス鋼は、鋳造時にＣｒ炭化物が初析
１粗界に粗大に晶出しその後の微細化が困難なために、
刃こぼれの原因となって実用には耐えないのが実情であ
る。
このために、Ｃ含有量を０．５％程度に限定し硬化元素
としてＮを添加する方法（特開昭６１−３４１６１号公
報）が提案されている。しかし、この方法でも微細化は
不十分である上に、凝固条件によっては中心部にブロー
ホールが発生するなど、製造しにくい欠点があった。ま
た、硬化方法をマルテンサイト相によるとの考えから脱
却し、いわゆる析出硬化を利用した鋼の適用が開示され
ている（特開昭６０−１７７１３４号公報）。このよう
な鋼の場合、Ｃ含有量が低いので粗大炭化物の懸念は解
消するのであるが肝心な硬度が不足し、やはり剃刀など
の刃物には適用が困難である。
としてＮを添加する方法（特開昭６１−３４１６１号公
報）が提案されている。しかし、この方法でも微細化は
不十分である上に、凝固条件によっては中心部にブロー
ホールが発生するなど、製造しにくい欠点があった。ま
た、硬化方法をマルテンサイト相によるとの考えから脱
却し、いわゆる析出硬化を利用した鋼の適用が開示され
ている（特開昭６０−１７７１３４号公報）。このよう
な鋼の場合、Ｃ含有量が低いので粗大炭化物の懸念は解
消するのであるが肝心な硬度が不足し、やはり剃刀など
の刃物には適用が困難である。
一方、本発明者らは高炭素含有マルテンサイト系ステン
レス鋼の熱間圧延工程を簡略化する方法を種々検討し、
１２５０“Ｃ以上の固液共存域にて圧延することで従来
単に高温にすることで考えられる圧延負荷の軽減以上に
圧延負荷が低下することを見出し、高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼の軽負荷熱間圧延方法を発明した
（特開昭６２−１３７１０９号公報）。しかし、熱間圧
延工程を限定することより、あるいはなんらかの特殊な
熱延を行なうことにより、鋼中の炭化物を微細化すると
いう考えは従来全くなかった。
レス鋼の熱間圧延工程を簡略化する方法を種々検討し、
１２５０“Ｃ以上の固液共存域にて圧延することで従来
単に高温にすることで考えられる圧延負荷の軽減以上に
圧延負荷が低下することを見出し、高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼の軽負荷熱間圧延方法を発明した
（特開昭６２−１３７１０９号公報）。しかし、熱間圧
延工程を限定することより、あるいはなんらかの特殊な
熱延を行なうことにより、鋼中の炭化物を微細化すると
いう考えは従来全くなかった。
（発明が解決しようとする課題）
本発明は、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の
鋼中炭化物を微細化させる熱間圧延方法を提供するもの
である。
鋼中炭化物を微細化させる熱間圧延方法を提供するもの
である。
（課題を解決するたための手段）
第１図は、表面を市販の厚さ２ｆｆｌＩＩｌの５ＵＳ４
３０鋼で覆った１、０％のＣを含有する１７Ｃｒステン
レス鋼の厚さ２５ｍｍの鋳片を、１２５０℃以上の固液
共存温度域で４〜４０％１パスで圧延し、続いて６バス
で全板厚３［ｎ［１１まで熱延した後、熱延板に認めら
れる炭化物のサイズを示した図である。比較として固液
共存温度域での圧下を行なうことなく （１２００℃加
熱）７パスで３鵬まで熱延した。その結果認められた鋼
中に存在する炭化物の光学顕微鏡組織の例を、第２図に
示した。
３０鋼で覆った１、０％のＣを含有する１７Ｃｒステン
レス鋼の厚さ２５ｍｍの鋳片を、１２５０℃以上の固液
共存温度域で４〜４０％１パスで圧延し、続いて６バス
で全板厚３［ｎ［１１まで熱延した後、熱延板に認めら
れる炭化物のサイズを示した図である。比較として固液
共存温度域での圧下を行なうことなく （１２００℃加
熱）７パスで３鵬まで熱延した。その結果認められた鋼
中に存在する炭化物の光学顕微鏡組織の例を、第２図に
示した。
固液共存温度域での圧下がない場合、第２図の（ｂ）に
示したとおり炭化物サイズは最大で４２μｍあり、通常
の熱延方法では炭化物が非常に粗大であることが再現さ
れた。１２５０℃以上で圧下を加えた場合、固液共存温
度域での圧下が１０％以上となると炭化物が微細になり
、特に２０％以上圧下すると第２図の（ａ）に示したと
おり炭化物サイズは１０μｍ以下となることが判明した
。
示したとおり炭化物サイズは最大で４２μｍあり、通常
の熱延方法では炭化物が非常に粗大であることが再現さ
れた。１２５０℃以上で圧下を加えた場合、固液共存温
度域での圧下が１０％以上となると炭化物が微細になり
、特に２０％以上圧下すると第２図の（ａ）に示したと
おり炭化物サイズは１０μｍ以下となることが判明した
。
以上の結果に基づき、Ｃ： ０．５％以上１．５％以下
、Ｃｒ：１０％以上２５％以下を含有する高炭素含有マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の熱間圧延において、１２
５０℃以上１４５０″Ｃ以下の固液共存温度域にて全圧
下率で少なくとも１０％以上圧延し、次いで１２５０℃
未満の面相域にて全圧下率で少なくとも５０％以上圧延
するとを特徴とする炭化物の微細な高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼の製造方法を発明した。
、Ｃｒ：１０％以上２５％以下を含有する高炭素含有マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の熱間圧延において、１２
５０℃以上１４５０″Ｃ以下の固液共存温度域にて全圧
下率で少なくとも１０％以上圧延し、次いで１２５０℃
未満の面相域にて全圧下率で少なくとも５０％以上圧延
するとを特徴とする炭化物の微細な高炭素含有マルテン
サイト系ステンレス鋼の製造方法を発明した。
固液共存温度域で圧下することにより炭化物が微細化す
る理由あるいは機構は、必ずしも明確でハナいが、圧下
によって変形歪が加わるために炭化物析出部位が増加す
ること、凝固が自然な拡散を伴わす圧下と同時に起るた
めに、液相中に多量に固溶しているＣが既に晶出してい
る炭化物まで拡散する余裕がなく微細に晶出するものと
考えている。
る理由あるいは機構は、必ずしも明確でハナいが、圧下
によって変形歪が加わるために炭化物析出部位が増加す
ること、凝固が自然な拡散を伴わす圧下と同時に起るた
めに、液相中に多量に固溶しているＣが既に晶出してい
る炭化物まで拡散する余裕がなく微細に晶出するものと
考えている。
次に、成分および製造条件の限定理由について延べる。
Ｃ含有量は、０．５％未満では晶出炭化物はそれ程粗大
ではなく、焼き入れ硬度も十分ではない上、固液共存温
度域が１４５０℃以上と非常に高く固液共存温度域での
圧下が困難でコストを著しく劣化させることから０．５
％を下限とした。また、１．５％を超えるＣ量を含む場
合には熱間加工後の加工が著しく困難で鋳造品以外の用
途がないことから、本発明から除外した。
ではなく、焼き入れ硬度も十分ではない上、固液共存温
度域が１４５０℃以上と非常に高く固液共存温度域での
圧下が困難でコストを著しく劣化させることから０．５
％を下限とした。また、１．５％を超えるＣ量を含む場
合には熱間加工後の加工が著しく困難で鋳造品以外の用
途がないことから、本発明から除外した。
Ｃｒ含有量は、１０％未満ではステンレス鋼としての基
本的な耐食性に欠けるため、１０％を下限とした。また
、Ｃｒ含有量が２５％を超えるステンレス鋼には０．５
％を超えるような高い炭素量を含有するマルテンサイト
系ステンレス鋼はないので、本発明の特許請求の範囲か
ら除外する。
本的な耐食性に欠けるため、１０％を下限とした。また
、Ｃｒ含有量が２５％を超えるステンレス鋼には０．５
％を超えるような高い炭素量を含有するマルテンサイト
系ステンレス鋼はないので、本発明の特許請求の範囲か
ら除外する。
通常高炭素含有マルテンサイト系ステンレスｉには、高
温強度の向上や焼き入れ硬度の確保あるいは焼き入れ性
向上を目的として、２％以下のＳｉ。
温強度の向上や焼き入れ硬度の確保あるいは焼き入れ性
向上を目的として、２％以下のＳｉ。
Ｍｎ 、 ＮｉあるいはＭｏ、Ｖなどを添加するが、変
形抵抗や固液共存温度域には大きな影響が認められない
ことから、いずれも特許請求の範囲では限定しない。
形抵抗や固液共存温度域には大きな影響が認められない
ことから、いずれも特許請求の範囲では限定しない。
また、高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼が固液
共存状態なって、圧延によって炭化物が微細化するのは
、第１図にも示したとおり１２５０℃以上であるので、
圧下を加える必要条件の下限温度を１２５０℃とした。
共存状態なって、圧延によって炭化物が微細化するのは
、第１図にも示したとおり１２５０℃以上であるので、
圧下を加える必要条件の下限温度を１２５０℃とした。
しかし、１４５０℃を超えると溶融相が増加して実用上
固体と同様に扱うのは困難になる上にコストの大幅な上
昇となるので、１４５０℃を上限とした。
固体と同様に扱うのは困難になる上にコストの大幅な上
昇となるので、１４５０℃を上限とした。
さらに、固液共存状態での圧下率が少ないと、通常の凝
固となんら変らなくなり炭化物の微細化が起こらないの
で第１図より１２５０℃以上での圧下を全圧下率で１０
％以上と限定した。
固となんら変らなくなり炭化物の微細化が起こらないの
で第１図より１２５０℃以上での圧下を全圧下率で１０
％以上と限定した。
炭化物の微細化は固液共存温度域での圧下によって大き
な効果が得られるが、１２５０℃以上での圧下のみでは
結晶粒のサイズが粗大となったままであるために、熱延
板の靭性が低い。しかし、引続き１２５０℃未満の固相
域で圧延することによって結晶粒を微細化することがで
きる。結晶粒微細化効果は、固相域での全圧下率が５０
％以上で認められることからこれを下限とした。一方、
圧下率が高ければ高い程結晶粒微細化効果が大きいこと
から、上限は限定しない。
な効果が得られるが、１２５０℃以上での圧下のみでは
結晶粒のサイズが粗大となったままであるために、熱延
板の靭性が低い。しかし、引続き１２５０℃未満の固相
域で圧延することによって結晶粒を微細化することがで
きる。結晶粒微細化効果は、固相域での全圧下率が５０
％以上で認められることからこれを下限とした。一方、
圧下率が高ければ高い程結晶粒微細化効果が大きいこと
から、上限は限定しない。
ところで、本発明において１２５０℃以上の熱延に引続
いて１２５０″Ｃ未満の熱延を行なうことが熱エネルギ
ー的に有利であることは当然である。しかし、固液共存
温度域での圧延と固相域での圧延とで設備を変更する必
要のある場合には、１２５０℃以上の圧延後、−旦冷却
し再加熱を行なって１２５０℃未満の熱延を行なう必要
がある。この場合でも、本発明の結晶粒を粗大化させる
ことな（炭化物を微細化させる効果は明らかに認められ
、他の特性も変化がない。従って、本発明では固液共存
温度域での圧延と固相域での圧延の間の冷却の有無につ
いては特別な限定はしない。
いて１２５０″Ｃ未満の熱延を行なうことが熱エネルギ
ー的に有利であることは当然である。しかし、固液共存
温度域での圧延と固相域での圧延とで設備を変更する必
要のある場合には、１２５０℃以上の圧延後、−旦冷却
し再加熱を行なって１２５０℃未満の熱延を行なう必要
がある。この場合でも、本発明の結晶粒を粗大化させる
ことな（炭化物を微細化させる効果は明らかに認められ
、他の特性も変化がない。従って、本発明では固液共存
温度域での圧延と固相域での圧延の間の冷却の有無につ
いては特別な限定はしない。
（作 用）
以上水したとおり、高炭素含有マルテンサイト系ステン
レス鋼は、１２５０℃以上１４５０℃以下の固定液共存
温度域にて全圧下率で少なくとも１０％以上圧延し、次
いで１２５０℃未満の固相域にて全圧下率で少なくとも
５０％以上圧延することで、熱延板中に残存する炭化物
が非常に微細化することが確認された。この結果、０．
５％以上のＣを含むことによる優れた硬化能と微細な炭
化物による刃物用鋼としての優れた特性を同時に満たす
高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法を
提供することができた。
レス鋼は、１２５０℃以上１４５０℃以下の固定液共存
温度域にて全圧下率で少なくとも１０％以上圧延し、次
いで１２５０℃未満の固相域にて全圧下率で少なくとも
５０％以上圧延することで、熱延板中に残存する炭化物
が非常に微細化することが確認された。この結果、０．
５％以上のＣを含むことによる優れた硬化能と微細な炭
化物による刃物用鋼としての優れた特性を同時に満たす
高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法を
提供することができた。
（実施例）
１．０％のＣ，０，５％のＭｎ、０．５％のＳｔ、１６
．６％のＣｒおよび不可避不純物からなる厚さ２５ｍｍ
の１７Ｃｒ高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼鋳
片の表面を市販の厚さ２躯の５ｔｌＳ４３０鋼で覆い、
種々の温度に加熱して全板厚で原則として３ｍｍまで熱
間圧延した。但し一部は厚い状態で熱延を中止し必要に
応じて切削した。熱延板は、７８０℃にて４時間の球状
化焼鈍を行った。第１表には、熱延加熱温度、固液共存
温度域すなわち１２５０’Ｃ以上での圧下率、固相領域
すなわちＬ２５０’Ｃ未満での圧下率および熱延焼鈍板
中に見られた最大炭化物サイズ、熱延焼鈍板のシャルピ
ー衝撃値、１０５０″Ｃ−８ｆｆ１ｉｎ空冷の焼入れ硬
度の値を同時に示した。
．６％のＣｒおよび不可避不純物からなる厚さ２５ｍｍ
の１７Ｃｒ高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼鋳
片の表面を市販の厚さ２躯の５ｔｌＳ４３０鋼で覆い、
種々の温度に加熱して全板厚で原則として３ｍｍまで熱
間圧延した。但し一部は厚い状態で熱延を中止し必要に
応じて切削した。熱延板は、７８０℃にて４時間の球状
化焼鈍を行った。第１表には、熱延加熱温度、固液共存
温度域すなわち１２５０’Ｃ以上での圧下率、固相領域
すなわちＬ２５０’Ｃ未満での圧下率および熱延焼鈍板
中に見られた最大炭化物サイズ、熱延焼鈍板のシャルピ
ー衝撃値、１０５０″Ｃ−８ｆｆ１ｉｎ空冷の焼入れ硬
度の値を同時に示した。
本発明方法による例は、炭化物は１０μｍ以下でしかも
焼入れ硬度はＨＲＣで６０以上と高い値を示している。
焼入れ硬度はＨＲＣで６０以上と高い値を示している。
しかし、比較方法による例には３ｏ！ｌｆｆ１以上の粗
大な炭化物が残存しているか、あるいは焼入れ硬度が低
いなど、炭化物が微細でかつ硬度の高い材料は認められ
ない。
大な炭化物が残存しているか、あるいは焼入れ硬度が低
いなど、炭化物が微細でかつ硬度の高い材料は認められ
ない。
（発明の効果）
以上述べたとおり、従来焼入れ硬度は高いものの粗大炭
化物が消滅しないために用途が著しく限定されていた高
炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼をζ本発明に従
い熱間圧延を従来忌避されていた固液共存温度域で行な
うことにより、焼入れ硬度などの品質はそのままで粗大
な炭化物を解消することが可能となった。この結果、剃
刀などの刃先の鋭角な刃物に安価で硬度の高い高炭素含
有マルテンサイト系ステンレス鋼を適用することができ
るので、本発明の工業的社会的な効果は著しく大きいも
のである。
化物が消滅しないために用途が著しく限定されていた高
炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼をζ本発明に従
い熱間圧延を従来忌避されていた固液共存温度域で行な
うことにより、焼入れ硬度などの品質はそのままで粗大
な炭化物を解消することが可能となった。この結果、剃
刀などの刃先の鋭角な刃物に安価で硬度の高い高炭素含
有マルテンサイト系ステンレス鋼を適用することができ
るので、本発明の工業的社会的な効果は著しく大きいも
のである。
第１図は、１．０％のＣを含有する１７Ｃｒステンレス
鋼の固液共存温度域での圧下率と最終熱延板に認められ
る炭化物のサイズの関係を示した図である。 第２図は、鋼中炭化物の光学顕微鏡金属組織写真の例で
ある。（ａ）は、固液共存温度域での圧下が２０％以上
の場合、（ｂ）は固液共存温度域での圧下がない場合で
ある。 第２図 砒〉、１．＋）ζ）ζＩ＋
鋼の固液共存温度域での圧下率と最終熱延板に認められ
る炭化物のサイズの関係を示した図である。 第２図は、鋼中炭化物の光学顕微鏡金属組織写真の例で
ある。（ａ）は、固液共存温度域での圧下が２０％以上
の場合、（ｂ）は固液共存温度域での圧下がない場合で
ある。 第２図 砒〉、１．＋）ζ）ζＩ＋
Claims (1)
- Ｃ：０．５％以上１．５％以下、Ｃｒ：１０％以上２５
％以下を含有する高炭素含有マルテンサイト系ステンレ
ス鋼の熱間圧延において、１２５０℃以上１４５０℃以
下の固液共存温度域にて全圧下率で少なくとも１０％以
上圧延し、次いで１２５０℃未満の固相域にて全圧下率
で少なくとも５０％以上圧延することを特徴とする炭化
物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5539588A JPH01230714A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5539588A JPH01230714A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01230714A true JPH01230714A (ja) | 1989-09-14 |
Family
ID=12997334
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5539588A Pending JPH01230714A (ja) | 1988-03-09 | 1988-03-09 | 炭化物の微細な高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01230714A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100321028B1 (ko) * | 1997-09-11 | 2002-04-17 | 이구택 | 라미네이트를 방지할 수 있는 마르텐사이트계 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
| JP2010235986A (ja) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 |
| WO2014156806A1 (ja) * | 2013-03-25 | 2014-10-02 | 日立金属株式会社 | 刃物用ステンレス鋼の中間素材 |
| JP2019137893A (ja) * | 2018-02-09 | 2019-08-22 | 日鉄日新製鋼株式会社 | ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法、並びに刃物 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58123822A (ja) * | 1982-01-18 | 1983-07-23 | Daido Steel Co Ltd | 直接焼入方法 |
| JPS62137109A (ja) * | 1985-12-09 | 1987-06-20 | Nippon Steel Corp | 高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の軽負荷熱間圧延方法 |
-
1988
- 1988-03-09 JP JP5539588A patent/JPH01230714A/ja active Pending
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS58123822A (ja) * | 1982-01-18 | 1983-07-23 | Daido Steel Co Ltd | 直接焼入方法 |
| JPS62137109A (ja) * | 1985-12-09 | 1987-06-20 | Nippon Steel Corp | 高炭素含有マルテンサイト系ステンレス鋼の軽負荷熱間圧延方法 |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100321028B1 (ko) * | 1997-09-11 | 2002-04-17 | 이구택 | 라미네이트를 방지할 수 있는 마르텐사이트계 스테인레스 열연강판의 제조방법 |
| JP2010235986A (ja) * | 2009-03-30 | 2010-10-21 | Jfe Steel Corp | 耐ｐｗｈｔ特性および一様伸び特性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法 |
| WO2014156806A1 (ja) * | 2013-03-25 | 2014-10-02 | 日立金属株式会社 | 刃物用ステンレス鋼の中間素材 |
| JP2019137893A (ja) * | 2018-02-09 | 2019-08-22 | 日鉄日新製鋼株式会社 | ステンレスクラッド鋼板及びその製造方法、並びに刃物 |
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