JPH02156046A - 高強度ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
高強度ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH02156046A JPH02156046A JP30966688A JP30966688A JPH02156046A JP H02156046 A JPH02156046 A JP H02156046A JP 30966688 A JP30966688 A JP 30966688A JP 30966688 A JP30966688 A JP 30966688A JP H02156046 A JPH02156046 A JP H02156046A
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-
- 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
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- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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、通信機器、音響製品、コンピューター関連機
器、精密機器、自動車等の各種産業機械の部品等および
構造用材料等に好適な、引張強さが２００ ｋｇｆ／−
を越える超高強度ステンレス鋼およびその製造方法に関
するものである。
器、精密機器、自動車等の各種産業機械の部品等および
構造用材料等に好適な、引張強さが２００ ｋｇｆ／−
を越える超高強度ステンレス鋼およびその製造方法に関
するものである。
上述のような超高強度が要求される部品としては、音声
記憶装置（以下ＶＴＲと呼ぶ）に用いられるマイクロモ
ーターシャフト等のマイクロシャフト、仮ばねや線ばね
等の各種ばねがある。また、通信機器、音響製品、コン
ピューター関連機器。
記憶装置（以下ＶＴＲと呼ぶ）に用いられるマイクロモ
ーターシャフト等のマイクロシャフト、仮ばねや線ばね
等の各種ばねがある。また、通信機器、音響製品、コン
ピューター関連機器。
精密電子機器および自動車等に用いられる各種ばねやプ
ーリー、チェーン、シャフト等も高強度であることが要
求される。さらに、構造用としてローブやボルトナツト
等も高強度鋼の必要性が畜まっている。これらの部品は
、耐錆性も要求されており、この点からステンレス鋼が
材料として使用される場合が多い。−船釣には、冷間加
工にて加工誘起マルテンサイトを生成し、高強度を得る
５ＵＳ３０１．５ＯＳ３０４等の準安定オーステナイト
系ステンレス鋼が使用されている。
ーリー、チェーン、シャフト等も高強度であることが要
求される。さらに、構造用としてローブやボルトナツト
等も高強度鋼の必要性が畜まっている。これらの部品は
、耐錆性も要求されており、この点からステンレス鋼が
材料として使用される場合が多い。−船釣には、冷間加
工にて加工誘起マルテンサイトを生成し、高強度を得る
５ＵＳ３０１．５ＯＳ３０４等の準安定オーステナイト
系ステンレス鋼が使用されている。
しかし上述のステンレス鋼を高強度化するために冷間加
工を施しても、引張強さは最高２００ｋｇ ｆ ／−程
度しか得られない。
工を施しても、引張強さは最高２００ｋｇ ｆ ／−程
度しか得られない。
ステンレス鋼を高強度化するには、Ｃ，Ｎを多量に添加
し固溶硬化を利用する方法があるが、この方法では結晶
粒界等に炭窒化物が生成し耐錆性を劣化させる。冷間加
工による加工誘起マルテンサイトを生成させ高強度化す
る方法もあるが、この方法では引張強さ２００ ｋｇｆ
／−程度が上限である。さらに、Ｍ等を添加し析出硬化
を利用する方法も考えられるが、高合金化し熱間加工性
が劣化する場合がある。
し固溶硬化を利用する方法があるが、この方法では結晶
粒界等に炭窒化物が生成し耐錆性を劣化させる。冷間加
工による加工誘起マルテンサイトを生成させ高強度化す
る方法もあるが、この方法では引張強さ２００ ｋｇｆ
／−程度が上限である。さらに、Ｍ等を添加し析出硬化
を利用する方法も考えられるが、高合金化し熱間加工性
が劣化する場合がある。
ステンレス鋼を高強度化する方法として、特公昭６２〜
３３２８８号公報が知られているが、熱間加工性および
耐錆性を考慮した検討はなされていない。
３３２８８号公報が知られているが、熱間加工性および
耐錆性を考慮した検討はなされていない。
本発明は、従来のかかる熱間加工性および耐錆性の問題
を解決して、工業的にトラブルなく製造し得る引張強さ
２００ ｋｇｆ／−超の高強度ステンレス鋼およびその
製造方法を提供することを目的とする。
を解決して、工業的にトラブルなく製造し得る引張強さ
２００ ｋｇｆ／−超の高強度ステンレス鋼およびその
製造方法を提供することを目的とする。
〔課題を解決するための手段および作用〕本発明者らは
、この目的のためにＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系のステンレス鋼
の組成を種々検討し、これを達成した。
、この目的のためにＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系のステンレス鋼
の組成を種々検討し、これを達成した。
本発明の要旨は、つぎのとおりである。
（１）重量％にて、ｃ ： ｏ、 ｉ ｏ〜０，３０％
、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．０
０６％、 Ｎｉ５４％、 Ｃｒ： １５〜２２％、 Ｍ
ｏ： ０．１０〜３％。
、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．０
０６％、 Ｎｉ５４％、 Ｃｒ： １５〜２２％、 Ｍ
ｏ： ０．１０〜３％。
０≦０．０１％、Ｎ：Ｑ、ｌ〜０．４％、 Ｃａ ：
０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなり、かつ下記の式で示される旧、。が−１２
０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる高強度
ステンレス鋼。
０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不
純物からなり、かつ下記の式で示される旧、。が−１２
０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる高強度
ステンレス鋼。
Ｍｄ５ｏ＝４１３ ４６２（Ｃ％＋Ｎχ） ９．２Ｓ
ｉχ−８，ＩＭｎ％９．５Ｎｉχ−１３，７Ｃｒχ −
１８，５Ｍｏ＄ ・・・−（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）
＋０（ｐｐｍ）−０，８Ｃａ（ｐｐｍ）−３０・・・・
・４２）（２）重量％にて、Ｃ： ０．１０〜０．３０
％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．
００６％、 Ｎｉ５４％、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｍｏ： ０．１０〜３％。
ｉχ−８，ＩＭｎ％９．５Ｎｉχ−１３，７Ｃｒχ −
１８，５Ｍｏ＄ ・・・−（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）
＋０（ｐｐｍ）−０，８Ｃａ（ｐｐｍ）−３０・・・・
・４２）（２）重量％にて、Ｃ： ０．１０〜０．３０
％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．
００６％、 Ｎｉ５４％、Ｃｒ：１５〜２２％、
Ｍｏ： ０．１０〜３％。
０≦０．０１％、Ｎ二〇、１〜０．４％、 Ｃａ ：
０，０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄ５ａが一
１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる鋼
の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上か
つ１２００℃以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ．以上
の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工することを特徴と
する高強度ステンレス鋼の製造方法。
０，０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄ５ａが一
１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる鋼
の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上か
つ１２００℃以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ．以上
の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工することを特徴と
する高強度ステンレス鋼の製造方法。
Ｍｄ５ｏ□４１３ ４６２（ＣＸ＋Ｎ＄） ９．２Ｓ
ｉχ−８，ＩＭｎ％９．５８ｉ＄−１３，７Ｃｒχ−１
８，５Ｍｏχ・−・−（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）＋０（
ｐｐｍ） −０，８Ｃａ（ｐｐｍ） −３０・・・・・
・（２）（３）重量％にて、Ｃ： ０．１０〜０．３０
％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．
００６％、 Ｎｉ≦４％、 Ｃｒ： １５〜２２％
、 Ｍｏ： ０．１０〜３％。
ｉχ−８，ＩＭｎ％９．５８ｉ＄−１３，７Ｃｒχ−１
８，５Ｍｏχ・−・−（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）＋０（
ｐｐｍ） −０，８Ｃａ（ｐｐｍ） −３０・・・・・
・（２）（３）重量％にて、Ｃ： ０．１０〜０．３０
％、Ｓｉ：０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．
００６％、 Ｎｉ≦４％、 Ｃｒ： １５〜２２％
、 Ｍｏ： ０．１０〜３％。
０≦０６０１％、Ｎ：０．１〜０．４％、 Ｃａ ：
０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄｆｆ。が
−１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる
鋼の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上
かつ１２００’Ｃ以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ、
以上の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工し、さらに３
００ ’Ｃ以上かつ７００℃以下の温度で時効処理を施
すことを特徴とする高強度ステンレス鋼の製造方法。
０．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的
不純物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄｆｆ。が
−１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる
鋼の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上
かつ１２００’Ｃ以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ、
以上の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工し、さらに３
００ ’Ｃ以上かつ７００℃以下の温度で時効処理を施
すことを特徴とする高強度ステンレス鋼の製造方法。
Ｍｄ５ｏ□４１３ ４６２（Ｃχ十ＮＺ） ９．２Ｓ
ｉχ−８，１Ｍｎχ−９，５ＮｉＸ １３０７ＣｒＸ
−１８，５ＭｏＸ ””（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｎ＋）
＋Ｏ（ｐｐｍ） −０，８Ｃａ（ｐｐｍ） −３０・・
・・・（２）本発明の対象材は、熱間加工を行った材料
あるいはさらに冷間加工を行った材料で形状は板（スト
リップおよびシート）、線、管等いずれでもよい。
ｉχ−８，１Ｍｎχ−９，５ＮｉＸ １３０７ＣｒＸ
−１８，５ＭｏＸ ””（１）ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｎ＋）
＋Ｏ（ｐｐｍ） −０，８Ｃａ（ｐｐｍ） −３０・・
・・・（２）本発明の対象材は、熱間加工を行った材料
あるいはさらに冷間加工を行った材料で形状は板（スト
リップおよびシート）、線、管等いずれでもよい。
以下、本発明の構成要件の限定理由について説明する０
本発明鋼の成分限定理由はつぎのとおりである。
本発明鋼の成分限定理由はつぎのとおりである。
Ｃは、鋼に固溶して高強度化に寄与する元素である。こ
れらの効果は０．１０％未満では充分でなく、また０、
３０％を越えるとオーステナイト粒界に炭化物が析出し
、耐錆性を劣化させる。従って、Ｃを０．１０〜０．３
０％とした。
れらの効果は０．１０％未満では充分でなく、また０、
３０％を越えるとオーステナイト粒界に炭化物が析出し
、耐錆性を劣化させる。従って、Ｃを０．１０〜０．３
０％とした。
Ｓｉは、加工硬化性および時効硬化性を向上させる元素
であるが、０．１％未満では充分でなく、また、２％を
越えるとδ−Ｆｅ相が増大し熱間加工性を低下させる。
であるが、０．１％未満では充分でなく、また、２％を
越えるとδ−Ｆｅ相が増大し熱間加工性を低下させる。
従って、Ｓｉを０．１〜２％とした。
Ｍｎは、加工硬化性を増大させる作用があり、この効果
は５％未満では充分でなく、また１２％を越えるとオー
ステナイトが安定化し加工によるマルテンサイトの生成
が充分でなく、強度を確保できない、従って、Ｍｎを５
〜１２％とした。
は５％未満では充分でなく、また１２％を越えるとオー
ステナイトが安定化し加工によるマルテンサイトの生成
が充分でなく、強度を確保できない、従って、Ｍｎを５
〜１２％とした。
Ｓは０．００６％を越えると熱間加工性を阻害する。
従って、Ｓを０．００６％以下とした。
Ｎｉは、熱間加工性および冷間加工性を向上させる元素
であるが、４％を越えるとマルテンサイトの生成が充分
でなく強度の低下を招く、従って、Ｎｉを４％以下とし
た。
であるが、４％を越えるとマルテンサイトの生成が充分
でなく強度の低下を招く、従って、Ｎｉを４％以下とし
た。
Ｃｒは、耐錆性の点から１５％未満では充分でなく、ま
た２２％を越えるとδ−Ｐｅ相が増大し熱間加工性を低
下させる。従って、Ｃｒを１５〜２２％とした。
た２２％を越えるとδ−Ｐｅ相が増大し熱間加工性を低
下させる。従って、Ｃｒを１５〜２２％とした。
Ｍｏは、炭窒化物の析出の抑制を図り耐錆性を向上させ
、さらに時効硬化性を向上させる元素であるが、その効
果は０．１０％未満では充分でなく、３％を越えるとδ
−Ｆｅ相が増大し熱間加工性を低下させる。従って、Ｍ
ｏを０．１０〜３％とした。
、さらに時効硬化性を向上させる元素であるが、その効
果は０．１０％未満では充分でなく、３％を越えるとδ
−Ｆｅ相が増大し熱間加工性を低下させる。従って、Ｍ
ｏを０．１０〜３％とした。
０は、０．０１％を越えると熱間加工性を阻害する。従
って、０を０．０１％以下とした。
って、０を０．０１％以下とした。
Ｎは、Ｃと同様に固溶硬化に寄与する元素である。この
効果は０．１％未満では充分でなく、０．４％を越える
と、オーステナイトが安定化しマルテンサイトが充分に
生成せず高強度が得られない。
効果は０．１％未満では充分でなく、０．４％を越える
と、オーステナイトが安定化しマルテンサイトが充分に
生成せず高強度が得られない。
従って、Ｎを０．１〜０．４％とした。
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素であり、その効果
は０．０００１％未満では充分でな（、また０、０１％
を越えて添加してもその効果が飽和すると共にコスト上
昇を招き好ましくない。従って、Ｃａをｏ、ｏｏｏｉ〜
０．０１％とした。
は０．０００１％未満では充分でな（、また０、０１％
を越えて添加してもその効果が飽和すると共にコスト上
昇を招き好ましくない。従って、Ｃａをｏ、ｏｏｏｉ〜
０．０１％とした。
Ｍｄｓ。は、オーステナイト安定度を示す指標であり一
１２０未満では冷間加工により充分マルテンサイトが生
成せず、高強度を得られない。従って、Ｍｄ５ｏを一１
２０以上とした。
１２０未満では冷間加工により充分マルテンサイトが生
成せず、高強度を得られない。従って、Ｍｄ５ｏを一１
２０以上とした。
ｐｖは熱間加工性を示す指標であり、０を越えると熱間
加工時に延性が低下し、熱間加工削れ等の問題が生じる
。従って、ＰＶをＯ以下とした。
加工時に延性が低下し、熱間加工削れ等の問題が生じる
。従って、ＰＶをＯ以下とした。
請求項（２）の製造条件の限定理由はつぎのとおりであ
る。
る。
焼鈍温度は１０００℃未満では充分再結晶せず、また炭
窒化物の固溶が不充分で固溶硬化が小さ（なる。さらに
、炭窒化物生成により、耐錆性が劣化する場合がある。
窒化物の固溶が不充分で固溶硬化が小さ（なる。さらに
、炭窒化物生成により、耐錆性が劣化する場合がある。
また、１２００℃を越えると結晶粒が粗大化し強度が低
下する場合がある。従って、焼鈍温度を１０００℃以上
かつ１２００℃以下とした。
下する場合がある。従って、焼鈍温度を１０００℃以上
かつ１２００℃以下とした。
さらに、本発明に係わる如き高Ｃ，Ｎステンレス鋼は、
冷却速度が遅いと炭窒化物を生成し耐錆性を劣化させる
おそれがある。本発明においては、上記成分の材料を上
記条件で焼鈍した後の冷却速度を５℃／ｓｅｃ、未満で
行うと、良好な耐錆性が得られない場合がある。従って
、焼鈍後の冷却速度を５“（、／ｓｅｃ、以上とした。
冷却速度が遅いと炭窒化物を生成し耐錆性を劣化させる
おそれがある。本発明においては、上記成分の材料を上
記条件で焼鈍した後の冷却速度を５℃／ｓｅｃ、未満で
行うと、良好な耐錆性が得られない場合がある。従って
、焼鈍後の冷却速度を５“（、／ｓｅｃ、以上とした。
冷間加工は、高強度を得るために行い、加工度を５０％
以上とするのが好ましい。
以上とするのが好ましい。
請求項（３）は、冷間加工後さらに時効処理を施して、
より高強度とする０時効処理条件の限定理由はつぎのと
おりである。
より高強度とする０時効処理条件の限定理由はつぎのと
おりである。
Ｍｏを添加することにより時効硬化特性は向上するが、
時効処理温度は３００℃未満では充分強度が得られず、
７００℃を越えると過時効を招き強度が低下する。従っ
て、時効処理温度を３００℃以上かつ７００℃以下とし
た。
時効処理温度は３００℃未満では充分強度が得られず、
７００℃を越えると過時効を招き強度が低下する。従っ
て、時効処理温度を３００℃以上かつ７００℃以下とし
た。
第１表に示す成分のステンレス鋼を熱間加工したときの
熱間加工性を第２表に示す。Ｏは熱間加工時に割れが認
められなかったもの、×は割れが認められたものである
。本発明鋼のＡ−Ｆ鋼は、いずれも熱間加工性が優れて
いる。
熱間加工性を第２表に示す。Ｏは熱間加工時に割れが認
められなかったもの、×は割れが認められたものである
。本発明鋼のＡ−Ｆ鋼は、いずれも熱間加工性が優れて
いる。
つぎに、第１表のステンレス鋼を熱間加工し、さらに冷
間加工した後、各種条件で焼鈍し冷却し冷間加工した状
態での強度および耐錆性と、さらに時効処理した状態で
の強度および耐錆性を第２表に示す。耐錆性のＯは１５
％および５％食塩水に１００時間浸漬して発錆しなかっ
たもの、Δは１５％は発錆したが５％では発錆しなかっ
たもの、×は１５％でも５％でも発錆したものである。
間加工した後、各種条件で焼鈍し冷却し冷間加工した状
態での強度および耐錆性と、さらに時効処理した状態で
の強度および耐錆性を第２表に示す。耐錆性のＯは１５
％および５％食塩水に１００時間浸漬して発錆しなかっ
たもの、Δは１５％は発錆したが５％では発錆しなかっ
たもの、×は１５％でも５％でも発錆したものである。
第２表中のＮＬ１１〜Ｎｌ１１１が本発明例、Ｎｔｌ１
２〜Ｎα１５が比較例である。Ｎα８およびＮｃＬ９は
請求項（１）のみに対応し成分は本発明条件を満足して
いるが、焼鈍後の冷却速度が請求項（２）および（３）
の条件をはずれるので、耐錆性がやへ劣るが、用途によ
っては充分使用に耐え得る。また患１〜Ｎｏ、７および
Ｎａ１Ｏ〜ＮＣＬＩＩにおいて、時効処理を行った請求
項（３）に対応するものは、冷間加工状態の請求項（２
）に対応するものよりも強度が向上している。しかし、
両者共に引張強さ２００ ｋｇｆ／−を越える高強度が
得られている。
２〜Ｎα１５が比較例である。Ｎα８およびＮｃＬ９は
請求項（１）のみに対応し成分は本発明条件を満足して
いるが、焼鈍後の冷却速度が請求項（２）および（３）
の条件をはずれるので、耐錆性がやへ劣るが、用途によ
っては充分使用に耐え得る。また患１〜Ｎｏ、７および
Ｎａ１Ｏ〜ＮＣＬＩＩにおいて、時効処理を行った請求
項（３）に対応するものは、冷間加工状態の請求項（２
）に対応するものよりも強度が向上している。しかし、
両者共に引張強さ２００ ｋｇｆ／−を越える高強度が
得られている。
本発明により、耐錆性に優れた高強度ステンレス鋼が、
熱間加工性の問題なく製造でき、ばね材。
熱間加工性の問題なく製造でき、ばね材。
ロープ材等の高強度および耐錆性を必要とする材料とし
て優れた効果を発揮する。
て優れた効果を発揮する。
Claims (3)
- （１）重量％にて、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：
０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．００６％、
Ｎｉ≦４％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｍｏ：０．１０〜３
％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ：０．１〜０．４％、Ｃａ：０
．０００１〜０．０１％、残部Ｐｅおよび不可避的不純
物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄ＿３＿０が−
１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる高
強度ステンレス鋼。 Ｍｄ＿３＿０＝４１３−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２
Ｓｉ％−８．１Ｍｎ％−９．５Ｎｉ％−１３．７Ｃｒ％
−１８．５Ｍｏ％・・・・・・・・・・・・・（１） ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）＋Ｏ（ｐｐｍ）−０．８Ｃａ（ｐｐ
ｍ）−３０・・・・・・（２） - （２）重量％にて、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：
０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．００６％、
Ｎｉ≦４％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｍｏ：０．１０〜３
％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ：０．１〜０．４％、Ｃａ：０
．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄ＿３＿０が−
１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる鋼
の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上か
つ１２００℃以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ．以上
の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工することを特徴と
する高強度ステンレス鋼の製造方法。 Ｍｄ＿３＿０＝４１３−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２
Ｓｉ％−８．１Ｍｎ％−９．５Ｎｉ％−１３．７Ｃｒ％
−１８．５Ｍｏ％・・・・・・・・・・・・・（１） ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）＋Ｏ（ｐｐｍ）−０．８Ｃａ（ｐｐ
ｍ）−３０・・・・・・（２） - （３）重量％にて、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：
０．１〜２％、Ｍｎ：５〜１２％、Ｓ≦０．００６％、
Ｎｉ≦４％、Ｃｒ：１５〜２２％、Ｍｏ：０．１０〜３
％、Ｏ≦０．０１％、Ｎ：０．１〜０．４％、Ｃａ：０
．０００１〜０．０１％、残部Ｆｅおよび不可避的不純
物からなり、かつ下記の式で示されるＭｄ＿３＿０が−
１２０以上およびＰＶが０以下の範囲の組成からなる鋼
の熱間加工材もしくは冷間加工材を、１０００℃以上か
つ１２００℃以下の温度で焼鈍し、５℃／ｓｅｃ．以上
の冷却速度で冷却し、ついで冷間加工し、さらに３００
℃以上かつ７００℃以下の温度で時効処理を施すことを
特徴とする高強度ステンレス鋼の製造方法。 Ｍｄ＿３＿０＝４１３−４６２（Ｃ％＋Ｎ％）−９．２
Ｓｉ％−８．１Ｍｎ％−９．５Ｎｉ％−１３．７Ｃｒ％
−１８．５Ｍｏ％・・・・・・・・・・・・・（１） ＰＶ＝Ｓ（ｐｐｍ）＋Ｏ（ｐｐｍ）−０．８Ｃａ（ｐｐ
ｍ）−３０・・・・・・（２）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30966688A JPH02156046A (ja) | 1988-12-07 | 1988-12-07 | 高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP30966688A JPH02156046A (ja) | 1988-12-07 | 1988-12-07 | 高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02156046A true JPH02156046A (ja) | 1990-06-15 |
| JPH0587584B2 JPH0587584B2 (ja) | 1993-12-17 |
Family
ID=17995804
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP30966688A Granted JPH02156046A (ja) | 1988-12-07 | 1988-12-07 | 高強度ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02156046A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000073528A1 (de) * | 1999-05-26 | 2000-12-07 | Basf Aktiengesellschaft | Nickelarmer austenitischer stahl |
| WO2001000897A1 (de) * | 1999-06-24 | 2001-01-04 | Basf Aktiengesellschaft | Nickelarmer austenitischer stahl |
| EP1229142A1 (en) * | 2001-02-05 | 2002-08-07 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | High strength, high corrosion-resistant and non-magnetic stainless steel |
| KR100821088B1 (ko) * | 2006-12-28 | 2008-04-08 | 주식회사 포스코 | 고망간 스테인레스강의 제조방법 |
| CN106048464A (zh) * | 2016-05-30 | 2016-10-26 | 苏州双金实业有限公司 | 一种具有高强度性能的钢 |
-
1988
- 1988-12-07 JP JP30966688A patent/JPH02156046A/ja active Granted
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2000073528A1 (de) * | 1999-05-26 | 2000-12-07 | Basf Aktiengesellschaft | Nickelarmer austenitischer stahl |
| WO2001000897A1 (de) * | 1999-06-24 | 2001-01-04 | Basf Aktiengesellschaft | Nickelarmer austenitischer stahl |
| EP1229142A1 (en) * | 2001-02-05 | 2002-08-07 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | High strength, high corrosion-resistant and non-magnetic stainless steel |
| US6756011B2 (en) | 2001-02-05 | 2004-06-29 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | High-strength, high corrosion-resistant and non-magnetic stainless steel |
| KR100821088B1 (ko) * | 2006-12-28 | 2008-04-08 | 주식회사 포스코 | 고망간 스테인레스강의 제조방법 |
| CN106048464A (zh) * | 2016-05-30 | 2016-10-26 | 苏州双金实业有限公司 | 一种具有高强度性能的钢 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0587584B2 (ja) | 1993-12-17 |
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