JPH02185952A - 加工性の優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 - Google Patents
加工性の優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼Info
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- JPH02185952A JPH02185952A JP473189A JP473189A JPH02185952A JP H02185952 A JPH02185952 A JP H02185952A JP 473189 A JP473189 A JP 473189A JP 473189 A JP473189 A JP 473189A JP H02185952 A JPH02185952 A JP H02185952A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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、焼鈍状態で加工性に優れ、加工後のサブゼロ
処理により高強度を発現する加工性に優れたサブゼロ処
理用高強度ステンレス鋼に関するものである。
処理により高強度を発現する加工性に優れたサブゼロ処
理用高強度ステンレス鋼に関するものである。
従来より、高強度ステンレス鋼として、加工硬化型の５
ＵＳ３０１，５ＵＳ３０４或いは時効硬化型の５ＩＩＳ
６３０゜５ｕＳ６３１などが多用され、各種ばね材等に
適用されている。
ＵＳ３０１，５ＵＳ３０４或いは時効硬化型の５ＩＩＳ
６３０゜５ｕＳ６３１などが多用され、各種ばね材等に
適用されている。
５ＵＳ３０］に代表される加工硬化型ステンレス鋼は冷
間加工によるオーステナイト相の加工硬化と高硬度の加
工誘起マルテンサイトの生成により高強度化させるもの
である。また、冷間加工後９時効処理によりさらに高強
度化させる場合もある。しかしながら、これらの鋼は冷
間加工を施して加工硬化させる必要があり、その結果、
成形加工性に劣るという欠点を有している。
間加工によるオーステナイト相の加工硬化と高硬度の加
工誘起マルテンサイトの生成により高強度化させるもの
である。また、冷間加工後９時効処理によりさらに高強
度化させる場合もある。しかしながら、これらの鋼は冷
間加工を施して加工硬化させる必要があり、その結果、
成形加工性に劣るという欠点を有している。
一方１時効硬化型ステンレス鋼は時効処理により高強度
は得られるものの、一般に加工性に乏しく、また時効処
理を４００”Ｃ付近で行なう必要があり、テンパーカラ
ーが付く３時効処理時に変形する等の危険性がある。と
いった問題がある。
は得られるものの、一般に加工性に乏しく、また時効処
理を４００”Ｃ付近で行なう必要があり、テンパーカラ
ーが付く３時効処理時に変形する等の危険性がある。と
いった問題がある。
本発明は１上記のような問題点を有しないステンレス鋼
、すなわち、焼鈍状態で優れた加工性を有し、かつ上述
の時効処理ではな（−７３°Ｃ程度の工業的に容易に得
られる温度でのサブゼロ処理により高強度が図れるステ
ンレス鋼の提供を目的としたものである。
、すなわち、焼鈍状態で優れた加工性を有し、かつ上述
の時効処理ではな（−７３°Ｃ程度の工業的に容易に得
られる温度でのサブゼロ処理により高強度が図れるステ
ンレス鋼の提供を目的としたものである。
前記の目的を達成せんとする本発明の要旨とするところ
は１重量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｔ：：０
〜３．５％、Ｍｎ：４．Ｏ％以下、 Ｐ ：０．０３
０％以下。
は１重量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｔ：：０
〜３．５％、Ｍｎ：４．Ｏ％以下、 Ｐ ：０．０３
０％以下。
Ｓ：０．００８％以下、Ｎｊ：２．５〜８．０％、
Ｃｒ：１２．Ｑ〜１８．０％、Ｎ：０２〜Ｏ０！２％を
含有し、かつＡ値＝Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５
４Ｘ Ｃ＋１：７４Ｘ Ｎ＋０．５１Ｘ Ｃｒ＋〇、５
０Ｘ Ｓ ｒ で定義されるＡ値が１６．８〜１８，０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか。
Ｃｒ：１２．Ｑ〜１８．０％、Ｎ：０２〜Ｏ０！２％を
含有し、かつＡ値＝Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５
４Ｘ Ｃ＋１：７４Ｘ Ｎ＋０．５１Ｘ Ｃｒ＋〇、５
０Ｘ Ｓ ｒ で定義されるＡ値が１６．８〜１８，０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整されるか。
或いはさらに、３．０％以下のＭｏ、 ３．０％以下の
Ｃｕ、 ３．０％以下のＣｏの１種または２種以上を含
有したうえ Ａ値＝Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５４Ｘ Ｃ＋Ｉ
：７４Ｘ Ｎｊｏ、ｓｔｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ Ｓ ｉ
＋ｏ、２５Ｘ Ｍｏ＋０．１８Ｘ Ｃｕ＋０．２９Ｘ
Ｃ。
Ｃｕ、 ３．０％以下のＣｏの１種または２種以上を含
有したうえ Ａ値＝Ｎｉ＋０．５５Ｘ Ｍｎ＋１７．５４Ｘ Ｃ＋Ｉ
：７４Ｘ Ｎｊｏ、ｓｔｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ Ｓ ｉ
＋ｏ、２５Ｘ Ｍｏ＋０．１８Ｘ Ｃｕ＋０．２９Ｘ
Ｃ。
で定義されるＡ値が１６．８〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る焼鈍状態で優
れた加工性を有しサブゼロ処理によって高強度を発現す
る。加工性に優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼
にある。
うに各元素の含有量が調整され 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成る焼鈍状態で優
れた加工性を有しサブゼロ処理によって高強度を発現す
る。加工性に優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼
にある。
〔発明の詳述］
−Ｃにオーステナイト系ステンレス鋼においてばＣｒ、
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点（焼入れマルテンサ
イト相が生成し始める温度）が大きく変動する０本発明
者等の研究によれば、焼鈍状態での主な組織がオーステ
ナイト相で且つそのＭｓ点が室温付近となるように成分
設計を行えば良好なカロエ性を示すことになるが、これ
にＳｉを適量含有させると加工性が著しく向上すること
、また成型あるいは曲げなどの加工後、−７３°Ｃ程度
の温度域にてサブゼロ処理を施すことにより多量のマル
テンサイト相が生成し、そのさいＳｔはマルテンサイト
相を強化し、高強度化に極めて有効であることが明らか
となった。すなわち、ＳｌはＣｒ−＝Ｎｉ系準安定型ス
テンレス鋼に対し、その焼鈍状態での加工性向上に大き
く寄与すると共にサブゼロ処理のさいの高強度化にも同
時に寄与することを見出し１ この知見事実をもとに本
発明がなされたものである。
Ｎｉなどの主成分の含有量でＭｓ点（焼入れマルテンサ
イト相が生成し始める温度）が大きく変動する０本発明
者等の研究によれば、焼鈍状態での主な組織がオーステ
ナイト相で且つそのＭｓ点が室温付近となるように成分
設計を行えば良好なカロエ性を示すことになるが、これ
にＳｉを適量含有させると加工性が著しく向上すること
、また成型あるいは曲げなどの加工後、−７３°Ｃ程度
の温度域にてサブゼロ処理を施すことにより多量のマル
テンサイト相が生成し、そのさいＳｔはマルテンサイト
相を強化し、高強度化に極めて有効であることが明らか
となった。すなわち、ＳｌはＣｒ−＝Ｎｉ系準安定型ス
テンレス鋼に対し、その焼鈍状態での加工性向上に大き
く寄与すると共にサブゼロ処理のさいの高強度化にも同
時に寄与することを見出し１ この知見事実をもとに本
発明がなされたものである。
°以下１本発明鋼の各成分とその含有量の限定理由につ
いて説明する。
いて説明する。
Ｃは強力なオーステナイト生成元素で 上記のＡ値の調
整に必須の元素である。さらにＣはサブゼロ処理後に生
成されるマルテンサイト相の高強度化にも必須の元素で
あり、 ０．０６％６％以上含有る必要がある。しかし
ながら２多債に含有すると本発明鋼の特徴である優れた
加工性が得られず。
整に必須の元素である。さらにＣはサブゼロ処理後に生
成されるマルテンサイト相の高強度化にも必須の元素で
あり、 ０．０６％６％以上含有る必要がある。しかし
ながら２多債に含有すると本発明鋼の特徴である優れた
加工性が得られず。
また耐食性も劣化するため、その上限を０．２０％とす
る。
る。
Ｓｉは前述のように焼鈍状態での傍れた加工性を付与す
るのに必須の元素である。またサブゼロ処理後に生成さ
れるマルテンサイト相の高強度化にも著しく寄与する有
効の元素である。これらの効果を発揮するにはＳｉを：
０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｌま
フェライト生成元素であり、多量に含有すると焼鈍後に
多量のδフェライト相が生成され、サブゼロ処理を施し
ても高強度が得られなくなる。この理由からＳｌの上限
を３．５％とする。
るのに必須の元素である。またサブゼロ処理後に生成さ
れるマルテンサイト相の高強度化にも著しく寄与する有
効の元素である。これらの効果を発揮するにはＳｉを：
０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｌま
フェライト生成元素であり、多量に含有すると焼鈍後に
多量のδフェライト相が生成され、サブゼロ処理を施し
ても高強度が得られなくなる。この理由からＳｌの上限
を３．５％とする。
ＭｎはＮ１と同様にオーステナイト生成元素であり、Ａ
値を調整するに必須の元素である。しかしながら、Ｍｎ
を多量に含有すると溶製時にＭｎヒユームが多量に発生
する１炉壁の損傷が激しくなるなどの理由によって、製
造が困難になるのでその上限を４．０％とする。
値を調整するに必須の元素である。しかしながら、Ｍｎ
を多量に含有すると溶製時にＭｎヒユームが多量に発生
する１炉壁の損傷が激しくなるなどの理由によって、製
造が困難になるのでその上限を４．０％とする。
Ｐは多量に含有すると加工性が劣化するためその上限を
０．０３０％とする。
０．０３０％とする。
Ｓはその大部分が介在物として存在し、加工性を劣化さ
せるため、その上限を０．００８％とする。
せるため、その上限を０．００８％とする。
Ｎ目よＭｎと同様にオーステナイト生成元素であり、Ａ
値を１６．８〜１８．０の範囲に調整し、焼鈍状態でオ
ーステナイト相を得るに必須の元素であり。
値を１６．８〜１８．０の範囲に調整し、焼鈍状態でオ
ーステナイト相を得るに必須の元素であり。
このため２．５％以上は必要である。しかしながらＮｉ
を多量に含有するとＡ値が増加しすぎ、サブゼロ処理を
施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強度が
得られないのでその上限を８．０％とする。
を多量に含有するとＡ値が増加しすぎ、サブゼロ処理を
施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強度が
得られないのでその上限を８．０％とする。
Ｃｒはステンレス鋼の必須元素であり１良好な耐食性を
得るには１２，０％以上の含有が必要である。
得るには１２，０％以上の含有が必要である。
また、Ａ値を１６．８〜１８．０の範囲に調整するに必
須の元素でもある。しかしながら、Ｃｒは強力なフェラ
イト生成元素であり、あまり多量に含有すると焼鈍状態
でδフェライト相が生成され、サブゼロ処理後の高強度
化が図れなくなる。したがってその上限を１８．０％と
する。
須の元素でもある。しかしながら、Ｃｒは強力なフェラ
イト生成元素であり、あまり多量に含有すると焼鈍状態
でδフェライト相が生成され、サブゼロ処理後の高強度
化が図れなくなる。したがってその上限を１８．０％と
する。
ＮはＣと同様に強力なオーステナイト生成元素であり、
Ａ値の調整に必須の元素である。またＮはＣと同様にサ
ブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の固溶強化
元素であり、サブゼロ処理により高強度を得るに極めて
有効な元素でもあるため０．０２％以上の含有が必要で
ある。しかしながら、多量に含有すると鋼塊にプローホ
ールが生じ１健全な鋼塊が得られなくなるため、その上
限を０．１２％とする。
Ａ値の調整に必須の元素である。またＮはＣと同様にサ
ブゼロ処理後に生成されるマルテンサイト相の固溶強化
元素であり、サブゼロ処理により高強度を得るに極めて
有効な元素でもあるため０．０２％以上の含有が必要で
ある。しかしながら、多量に含有すると鋼塊にプローホ
ールが生じ１健全な鋼塊が得られなくなるため、その上
限を０．１２％とする。
Ｍｏは耐食性の向上に寄与する元素である。またサブゼ
ロ処理後の高強度化に寄与する有効な元素である。しか
しながら、ＭｏはＣｒと同様にフェライト生成元素であ
り、多量に含有するとδフェライト相が生成され、サブ
ゼロ処理を施しても高強度が得られなくなる。したがっ
て、その上限を３．０％とする。
ロ処理後の高強度化に寄与する有効な元素である。しか
しながら、ＭｏはＣｒと同様にフェライト生成元素であ
り、多量に含有するとδフェライト相が生成され、サブ
ゼロ処理を施しても高強度が得られなくなる。したがっ
て、その上限を３．０％とする。
Ｃｕは焼鈍状態での加工性を向上するに有効な元素であ
る。しかしながら、あまり多量に含有すると製造性が劣
化するため、その上限を３．０％とする。
る。しかしながら、あまり多量に含有すると製造性が劣
化するため、その上限を３．０％とする。
Ｃｏは耐食性の向上に寄与する元素である。また、Ｃｏ
はオーステナイト生成元素でＡ値を調整し、焼鈍状態で
オーステナイト相を得るに有効な元素であるとともに、
サブゼロ処理後の生成マルテンサイ）ｆｌを増大させ、
高強度化に寄与する元素でもある。しかしながら、あま
り多量に含有するとＡ値が増大し、サブゼロ処理を施し
てもマルテンサイト相が生成されず高強度が得られない
ため、その上限を３．０％とする。
はオーステナイト生成元素でＡ値を調整し、焼鈍状態で
オーステナイト相を得るに有効な元素であるとともに、
サブゼロ処理後の生成マルテンサイ）ｆｌを増大させ、
高強度化に寄与する元素でもある。しかしながら、あま
り多量に含有するとＡ値が増大し、サブゼロ処理を施し
てもマルテンサイト相が生成されず高強度が得られない
ため、その上限を３．０％とする。
Ａ値は木調の特徴である焼鈍状態で優れた加工性を有し
、且つサブゼロ処理により高強度を得るための指標とし
て１本発明鋼の開発中に実験室的に得られたもので次式
にて定義され、このＡ値が１６．８〜１８．０の範囲と
なるように各成分量が調整されることが本発明の目的達
成には必要である。
、且つサブゼロ処理により高強度を得るための指標とし
て１本発明鋼の開発中に実験室的に得られたもので次式
にて定義され、このＡ値が１６．８〜１８．０の範囲と
なるように各成分量が調整されることが本発明の目的達
成には必要である。
Ａ（直−Ｎ ｔ＋ｏ、ｓｓｘ Ｍｎ＋１７．５４Ｘ Ｃ
＋１：７４ｘＮ ＋０．５１Ｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ Ｓ
ｉ＋ｏ、２５Ｘ Ｍ。
＋１：７４ｘＮ ＋０．５１Ｘ Ｃｒ＋０．５０Ｘ Ｓ
ｉ＋ｏ、２５Ｘ Ｍ。
＋ｏ、ｔａｘ Ｃｕ＋〇、２９Ｘ Ｃ。
第１図は焼鈍材およびサブゼロ処理材のマルテンサイト
量とＡ値との関係を示したものである。
量とＡ値との関係を示したものである。
同図に見られるように５ Ａ値が１６，８未満であると
焼鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので既
に高強度となり加工性に乏しく、また、サブゼロ処理を
施してもマルテンサイト量はあまり増加せず強度の上昇
も小さい、他方、Ａ値が１８．０を超えた場合には、焼
鈍状態ではオーステナイト単相となり加工性は優れるも
のの、オーステナイト相が安定になりすぎ、サブゼロ処
理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強
度が得られない、したがって、Ａ値の範囲は１６．８〜
１８．０となるように各成分量を調整することが重要で
ある。
焼鈍状態でマルテンサイト相が多量に生成されるので既
に高強度となり加工性に乏しく、また、サブゼロ処理を
施してもマルテンサイト量はあまり増加せず強度の上昇
も小さい、他方、Ａ値が１８．０を超えた場合には、焼
鈍状態ではオーステナイト単相となり加工性は優れるも
のの、オーステナイト相が安定になりすぎ、サブゼロ処
理を施してもマルテンサイト相があまり生成されず高強
度が得られない、したがって、Ａ値の範囲は１６．８〜
１８．０となるように各成分量を調整することが重要で
ある。
〔実施例］
次に本発明の実施例について説明する。
第１表に供試鋼の化学成分値並びにＡ値を示した。Ａ１
−Ａ３鋼は従来鋼で、それぞれ５ＵＳ３０４゜５ＬＩＳ
３０１および５ＵＳ３１６である。Ｂ１−８１２鋼は本
発明鋼である。またＣ１〜Ｃ３鋼は比較鋼であり。
−Ａ３鋼は従来鋼で、それぞれ５ＵＳ３０４゜５ＬＩＳ
３０１および５ＵＳ３１６である。Ｂ１−８１２鋼は本
発明鋼である。またＣ１〜Ｃ３鋼は比較鋼であり。
本発明で規定する範囲を外れた成分含有量の鋼である。
これらの綱を真空溶解法にて１２ｋｇ溶製した。得られ
た鋼塊を鍛造後、熱間圧延により３１１＠厚みの板とし
、溶体化処理後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、 ０．７
＋ｌ１１厚みの焼鈍板を得、供試材とした。これらの供
試材をドライアイスで冷却したメチルアルコール（−７
３°Ｃ）内に１時間保持するサブゼロ処理を施した。
た鋼塊を鍛造後、熱間圧延により３１１＠厚みの板とし
、溶体化処理後、冷間圧延と焼鈍を繰り返し、 ０．７
＋ｌ１１厚みの焼鈍板を得、供試材とした。これらの供
試材をドライアイスで冷却したメチルアルコール（−７
３°Ｃ）内に１時間保持するサブゼロ処理を施した。
第２表に、各焼鈍材並びにサブゼロ処理材のマルテンサ
イＨｔ （Ｍｆｆｔ）と、硬さおよび引張特性を示した
。
イＨｔ （Ｍｆｆｔ）と、硬さおよび引張特性を示した
。
第２表の結果に見られるように、従来鋼のＡＩ。
Ａ２．Ａ３鋼ではＡ値がいずれも１８，０以上であり。
焼鈍材、サブゼロ処理材ともにマルテンサイト量は０．
５％以下であってオーステナイト相は安定である。した
がって、硬さおよび引張り特性はサブゼロ処理を施して
もほどんど変化しない。
５％以下であってオーステナイト相は安定である。した
がって、硬さおよび引張り特性はサブゼロ処理を施して
もほどんど変化しない。
比較鋼のＣｌ鋼では各元素の含有量は本発明の範囲であ
るが、Ａ値が１５．０と低いため、焼鈍材ですでにマル
テンサイト相が多量に存在し、硬さが５３４と高く、伸
びが３．８％と低く、加工性が乏しい。０２鋼では各元
素の含イＴｆｌｔは本発明の範囲であるが、Ａ値力月９
．３０と高いので焼鈍材でマルテンサイト相が存在せず
、硬さが２３８．伸びが３７．８％と良好な加工性を有
しているが、サブゼロ処理材の生成マルテンサイト量が
少なく、硬さ、引張強さはほとんど変化しない、また、
Ｃ３鋼はＡ値が１７．５３で本発明の範囲内であるが、
Ｃｌが低いのでサブゼロ処理後の硬さが４００以下と低
く、高強度とは言えない。
るが、Ａ値が１５．０と低いため、焼鈍材ですでにマル
テンサイト相が多量に存在し、硬さが５３４と高く、伸
びが３．８％と低く、加工性が乏しい。０２鋼では各元
素の含イＴｆｌｔは本発明の範囲であるが、Ａ値力月９
．３０と高いので焼鈍材でマルテンサイト相が存在せず
、硬さが２３８．伸びが３７．８％と良好な加工性を有
しているが、サブゼロ処理材の生成マルテンサイト量が
少なく、硬さ、引張強さはほとんど変化しない、また、
Ｃ３鋼はＡ値が１７．５３で本発明の範囲内であるが、
Ｃｌが低いのでサブゼロ処理後の硬さが４００以下と低
く、高強度とは言えない。
これに対して１本発明鋼はすべてＡ値が１６．８〜１８
．０の範囲であり、焼鈍材での硬さが３００以下と低く
、かつ、伸びも３０％以上あり、優れた加工性を存して
いる。そして、サブゼロ処理後では硬さが４００以上ま
で増加し高強度化していることがわかる。
．０の範囲であり、焼鈍材での硬さが３００以下と低く
、かつ、伸びも３０％以上あり、優れた加工性を存して
いる。そして、サブゼロ処理後では硬さが４００以上ま
で増加し高強度化していることがわかる。
以上のように本発明鋼は溶体化処理状態で優れた加工性
を有し。かつ、−７３°Ｃ程度の温度域でのサブゼロ処
理を施すことによって高強度が得られるものであり、サ
ブゼロ処理後に脱スケールなどの後処理の必要もなく、
その工業的価値は極めて高いものである。
を有し。かつ、−７３°Ｃ程度の温度域でのサブゼロ処
理を施すことによって高強度が得られるものであり、サ
ブゼロ処理後に脱スケールなどの後処理の必要もなく、
その工業的価値は極めて高いものである。
第１図は５本発明に従うＡ値と焼鈍材およびサブゼロ処
理材のマルテンサイト量との関係を示す図である。
理材のマルテンサイト量との関係を示す図である。
Claims (2)
- （１）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｉ：１
．０〜３．５％、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：２．５〜８．０
％、Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｎ：０．０２〜０．
１２％を含有し、かつＡ値＝Ｎｉ＋０．５５×Ｍｎ＋１
７．５４×Ｃ＋１１．７４×Ｎ＋０．５１×Ｃｒ＋０．
５０×Ｓｉ で定義されるＡ値が１６．８〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され、 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、焼鈍状態で優れた加工性を有しサブゼロ処理
によって高強度を発現する、加工性の優れたサブゼロ処
理用高強度ステンレス鋼。 - （２）重量％で、Ｃ：０．０６〜０．２０％、Ｓｉ：１
．０〜３．５％、Ｍｎ：４．０％以下、Ｐ：０．０３０
％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：２．５〜８．０
％、Ｃｒ：１２．０〜１８．０％、Ｎ：０．０２〜０．
１２％を含有し、さらに、３．０％以下のＭｏ、３．０
％以下のＣｕ、３．０％以下のＣｏの１種または２種以
上を含有し、かつ Ａ値＝Ｎｉ＋０．５５×Ｍｎ＋１７．５４×Ｃ＋１１．
７４×Ｎ＋０．５１×Ｃｒ＋０．５０×Ｓｉ＋０．２５
×Ｍｏ＋０．１８×Ｃｕ＋０．２９×Ｃｏ で定義されるＡ値が１６．８〜１８．０の範囲となるよ
うに各元素の含有量が調整され、 残部がＦｅおよび不可避的不純物から成るステンレス鋼
であって、焼純状態で優れた加工性を有しサブゼロ処理
によって高強度を発現する、加工性の優れたサブゼロ処
理用高強度ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP473189A JPH02185952A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP473189A JPH02185952A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02185952A true JPH02185952A (ja) | 1990-07-20 |
Family
ID=11592049
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP473189A Pending JPH02185952A (ja) | 1989-01-13 | 1989-01-13 | 加工性の優れたサブゼロ処理用高強度ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02185952A (ja) |
-
1989
- 1989-01-13 JP JP473189A patent/JPH02185952A/ja active Pending
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