JPH02225646A - 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 - Google Patents
高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法Info
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- JPH02225646A JPH02225646A JP4323689A JP4323689A JPH02225646A JP H02225646 A JPH02225646 A JP H02225646A JP 4323689 A JP4323689 A JP 4323689A JP 4323689 A JP4323689 A JP 4323689A JP H02225646 A JPH02225646 A JP H02225646A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet 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〕
本発明は高強度（高硬度）が要求される部材や部品例え
ば各種薄板ばね、刃物、かみそり替刃、カッター芯材な
どに好適なステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法
に関する。
ば各種薄板ばね、刃物、かみそり替刃、カッター芯材な
どに好適なステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法
に関する。
従来、高強度が要求される部材や部品材料用高強度ステ
ンレス鋼としてマルテンサイト系ステンレス鋼、加工硬
化型オースナイト系ステンレス鋼あるいは析出硬化型ス
テンレス鋼などが使用されている。
ンレス鋼としてマルテンサイト系ステンレス鋼、加工硬
化型オースナイト系ステンレス鋼あるいは析出硬化型ス
テンレス鋼などが使用されている。
マルテンサイト系ステンレス鋼は５ＵＳ４１．０１４２
０Ｊ１．４２０Ｊ２．４４０Ａ、 Ｂ、 Ｃなどに代表
されるもので、これらの鋼は焼入れ焼もどしにより高強
度が得られるので刃物、かみそり替刃などの用途に使用
されている。しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼の焼入れ処理は９５０〜１１００℃の高温域から冷
却するものであり、冷却過程でマルテンサイト変態によ
り形状が損なわれやすく、これを防止するためにはプレ
ス・クエンチのような特殊熱処理を施さなければならな
い。
０Ｊ１．４２０Ｊ２．４４０Ａ、 Ｂ、 Ｃなどに代表
されるもので、これらの鋼は焼入れ焼もどしにより高強
度が得られるので刃物、かみそり替刃などの用途に使用
されている。しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼の焼入れ処理は９５０〜１１００℃の高温域から冷
却するものであり、冷却過程でマルテンサイト変態によ
り形状が損なわれやすく、これを防止するためにはプレ
ス・クエンチのような特殊熱処理を施さなければならな
い。
５ＵＳ３０４．５ＵＳ３０１に代表される加工硬化型オ
ーステナイト系ステンレス鋼は焼鈍後の冷間加工による
オーステナイト（γ）相の加工硬化と加工誘起マルテン
サイト（α′）相の生成により高強度化を図るものであ
る。しかしながら、これらの肩は冷開加工に加えて時効
処理を施してもビッカース硬さＨｖが高々５００〜５５
０程度であり、高強度化を図るにも限界がある。
ーステナイト系ステンレス鋼は焼鈍後の冷間加工による
オーステナイト（γ）相の加工硬化と加工誘起マルテン
サイト（α′）相の生成により高強度化を図るものであ
る。しかしながら、これらの肩は冷開加工に加えて時効
処理を施してもビッカース硬さＨｖが高々５００〜５５
０程度であり、高強度化を図るにも限界がある。
析出硬化型ステンレス鋼には析出硬化元素としてＣｕを
添加した５ＵＳ６３０． ｉを添加した５ＵＳ６３１が
ある。 ５ＵＳ６３０は固溶化処理後の時効処理により
硬化させるものであるが、ビッカース硬さＨｖが高々５
００程度である。 ５ＵＳ６３１は準安定型オーステ
ナイト系ステンレス鋼であり冷間加工と時効処理を組み
合わせ高強度化を図るものであるが、この鋼材でもビッ
カース硬さＨｖが５５０程度が限界である。
添加した５ＵＳ６３０． ｉを添加した５ＵＳ６３１が
ある。 ５ＵＳ６３０は固溶化処理後の時効処理により
硬化させるものであるが、ビッカース硬さＨｖが高々５
００程度である。 ５ＵＳ６３１は準安定型オーステ
ナイト系ステンレス鋼であり冷間加工と時効処理を組み
合わせ高強度化を図るものであるが、この鋼材でもビッ
カース硬さＨｖが５５０程度が限界である。
また５ＵＳ６３１はＡｌ１を多量に含有しているためア
ルミナ系の非金属介在物を形成し靭性や延性が低下する
場合もある。
ルミナ系の非金属介在物を形成し靭性や延性が低下する
場合もある。
このようにこれらの高強度ステンレス鋼で得られる強度
レベルは低く、より高強度を有するステンレス鋼材の開
発が望まれていた。
レベルは低く、より高強度を有するステンレス鋼材の開
発が望まれていた。
本発明者らは高強度ステンレス鋼材を得るには準安定オ
ーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を施し、加工誘
起マルテンサイト（α′）相を多量に生成させ、これに
適度の時効処理を行いひずみ時効と析出時効により高硬
度化を図ることが最も有効であると考え、鋭意研究を重
ねた結果、 ＳＬはオーステナイト（γ）相の安定度を
低下させ冷間加工の際の α′相の生成を促進させるこ
とにより高強度化に寄与し、また、 高Ｓｉ含有鋼にＮ
ｂ、 Ｔｉ、 Ｖなどの添加元素を含有させることによ
り冷間加工後３００〜６００℃の時効処理を施すとビッ
カース硬さＨｖ６５０以上の極めて大きい時効硬化能が
発現し高強度化が図れることを見出した。
ーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を施し、加工誘
起マルテンサイト（α′）相を多量に生成させ、これに
適度の時効処理を行いひずみ時効と析出時効により高硬
度化を図ることが最も有効であると考え、鋭意研究を重
ねた結果、 ＳＬはオーステナイト（γ）相の安定度を
低下させ冷間加工の際の α′相の生成を促進させるこ
とにより高強度化に寄与し、また、 高Ｓｉ含有鋼にＮ
ｂ、 Ｔｉ、 Ｖなどの添加元素を含有させることによ
り冷間加工後３００〜６００℃の時効処理を施すとビッ
カース硬さＨｖ６５０以上の極めて大きい時効硬化能が
発現し高強度化が図れることを見出した。
本発明は。
重量％で。
Ｃ： ０．１５％以下。
Ｓｉ ： ３．０〜７．０％
Ｍｎ ： ８．０％以下
Ｎｉ ： ８．０〜１３．０％
Ｃｒ ： １２．０〜１７．０％
Ｎ ： ０．１０％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ ： １．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１
．０％以下。
．０％以下。
Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有し、残
部がＦａと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ当量＝
Ｎｉ（％）＋０，６ＯＮｏ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ）
（％）＋Ｏ，１，８Ｃｒ（％）−０，１１Ｓｉ（％）’
＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖｌ−Ｚｒ）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼を提供する。
部がＦａと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ当量＝
Ｎｉ（％）＋０，６ＯＮｏ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ）
（％）＋Ｏ，１，８Ｃｒ（％）−０，１１Ｓｉ（％）’
＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖｌ−Ｚｒ）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼を提供する。
本発明はまた上記組成を有し、実質的にマルテンサイト
（α′）相よりなり、ビッカース硬さ１ｖ６５０以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
（α′）相よりなり、ビッカース硬さ１ｖ６５０以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
本発明はまた上記鋼に３０％以上の冷間圧延を施した後
３００〜６００℃の温度範囲内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材の製造方法を提供する
。
３００〜６００℃の温度範囲内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材の製造方法を提供する
。
本発明はまた、
重量％で、
Ｃ： ０．１５％以下、
Ｓｉ ： ３．０〜７．０％
Ｍｎ：８．０％以下
Ｎｉ ｊ ８．Ｇ〜１３．０％
Ｃｒ ： １２．０〜１７．０％
Ｎ ： ０．１０％以下
を含有し、さらに、
Ｎｂ ： １．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、 Ｖ
： １．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２
種以上を含有し、かつ、 Ｎｏ ： ３．０％以下、Ｃｕ ： ３．０％以下の１
種または２種を含有し。
： １．０％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２
種以上を含有し、かつ、 Ｎｏ ： ３．０％以下、Ｃｕ ： ３．０％以下の１
種または２種を含有し。
残部がＦａと不可避的不純物からなり、かつＮｉ肖量＝
＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ
）（％）＋０．１＋１Ｃｒ（％） ０．１１Ｓｉ（％
）” ＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）
＋０．６ＯＮｏ（％）＋Ｃｕ（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供する。
＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ
）（％）＋０．１＋１Ｃｒ（％） ０．１１Ｓｉ（％
）” ＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）
＋０．６ＯＮｏ（％）＋Ｃｕ（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供する。
本発明はまた上記組成を有し、実質的にマルテンサイト
（α′）相からなり、ビッカース硬さＨｖ６５０以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
（α′）相からなり、ビッカース硬さＨｖ６５０以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
本発明はまた上記鋼に３０％以上の冷間圧延を施した後
３００〜６００℃の温度範囲内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材の製造方法を提供する
。
３００〜６００℃の温度範囲内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材の製造方法を提供する
。
次に、本発明鋼において鋼組成の限定理由を以下に説明
する。
する。
Ｃ：Ｃはオーステナイト生成元素でδフェライト相の生
成の抑制に寄与する。また、Ｃは冷間加工で誘発された
マルテンサイト（α′）相の強化に有効である。しかし
ながら、本発明鋼ではＳＬ含有量が高くＣの固溶限が低
いためＣ含有量を高くすると粒界にＣｒ炭化物が析出し
耐粒界腐食や延性低下をもたらす、したがってＣは０．
１５％以下とする。
成の抑制に寄与する。また、Ｃは冷間加工で誘発された
マルテンサイト（α′）相の強化に有効である。しかし
ながら、本発明鋼ではＳＬ含有量が高くＣの固溶限が低
いためＣ含有量を高くすると粒界にＣｒ炭化物が析出し
耐粒界腐食や延性低下をもたらす、したがってＣは０．
１５％以下とする。
Ｓｉ ： Ｓｉは本発明鋼の特徴である高強度を発現さ
せるに必須の元素である。すなわち、Ｓｉはγ相の安定
度を低下させ冷間加工時に α′相の生成を促進させる
とともに α′相の強化にも寄与する。さらに１時効処
理を施すことにより強度を著しく増大させる。これらの
特性を十分に発揮させるにはＳＬは３．０％以上必要で
ある。 しかしながら、多量に含有されると熱間加工性
は劣化するため上限を７．０％とする。
せるに必須の元素である。すなわち、Ｓｉはγ相の安定
度を低下させ冷間加工時に α′相の生成を促進させる
とともに α′相の強化にも寄与する。さらに１時効処
理を施すことにより強度を著しく増大させる。これらの
特性を十分に発揮させるにはＳＬは３．０％以上必要で
ある。 しかしながら、多量に含有されると熱間加工性
は劣化するため上限を７．０％とする。
Ｍｎ ： ＭｎはＮｉと同様にオーステナイト生成元素
であり焼鈍材のオーステナイト組織を得るのに必要な元
素である。しかしながら、 ＭｎはＮｉ当量を増大させ
る元素であり多く含有させると冷間圧延時の加工誘′起
マルテンサイト（α′）相の生成が阻害される１以上を
鑑みてにｎは８．０％以下とする。
であり焼鈍材のオーステナイト組織を得るのに必要な元
素である。しかしながら、 ＭｎはＮｉ当量を増大させ
る元素であり多く含有させると冷間圧延時の加工誘′起
マルテンサイト（α′）相の生成が阻害される１以上を
鑑みてにｎは８．０％以下とする。
Ｎｉ ： Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本
成分で強力なオーステナイト生成元素である。Ｓｉを多
量に含有する本発明鋼においてδフエライトの生成を抑
制し、焼鈍状態で安定したオーステナイト相を得るため
には８．０％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Ｎ１当量が増大し冷間圧延時の α′
相の生成を抑制するため上限を１３．０％とする。
成分で強力なオーステナイト生成元素である。Ｓｉを多
量に含有する本発明鋼においてδフエライトの生成を抑
制し、焼鈍状態で安定したオーステナイト相を得るため
には８．０％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Ｎ１当量が増大し冷間圧延時の α′
相の生成を抑制するため上限を１３．０％とする。
Ｃｒ ： Ｃｒはステンレス鋼の基本成分であり良好な
耐食性を得るには１２．０％以上の含有が必要である。
耐食性を得るには１２．０％以上の含有が必要である。
しかし、 Ｃｒは強力なフェライト生成元素であり多量
に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間加工性
を阻害するとともに多量のδフェライトは高強度化を阻
害するため上限を１７．０％とする。
に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間加工性
を阻害するとともに多量のδフェライトは高強度化を阻
害するため上限を１７．０％とする。
ＮＵＮはＣと同様、冷間圧延により生成されるα′相の
固溶強化に寄与するが０．１０％を超えるとブローホー
ルを生成するなど健全な鋼塊が得られなくなるためこれ
を上限とする。
固溶強化に寄与するが０．１０％を超えるとブローホー
ルを生成するなど健全な鋼塊が得られなくなるためこれ
を上限とする。
Ｎｂ、 Ｔｉ、 Ｖ、 Ｚｒ ：
Ｎｂ、 Ｔｉ、 ＶおよびＺｒは冷間圧延後の時効処理
により高強度化を図るのに有効であり、基本組織をγ相
として冷間圧延にてできるだけ多量のα′相を得た後時
効処理することを主眼とする本発明において重要な成分
である。しかし、添加量が増えるとδフェライトが生成
され熱間加工性が劣化するためそれぞれの上限を１．０
％とする。
により高強度化を図るのに有効であり、基本組織をγ相
として冷間圧延にてできるだけ多量のα′相を得た後時
効処理することを主眼とする本発明において重要な成分
である。しかし、添加量が増えるとδフェライトが生成
され熱間加工性が劣化するためそれぞれの上限を１．０
％とする。
Ｍｏ ： Ｍｏは結晶粒を微細化しまた。固溶強化によ
り高強度化に寄与しかつ、耐食性の向上にも有効である
が多量に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間
加工性が低下するためその上限を３．０％とする。
り高強度化に寄与しかつ、耐食性の向上にも有効である
が多量に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間
加工性が低下するためその上限を３．０％とする。
Ｃｕ ： ＣｕはＮｉと同様オーステナイト生成元素で
ありγ相の安定化に寄与する。また、 ＣｕはＭＯと同
様耐食性の向上に寄与する。しかしながら、多量に含有
すると熱間加工性が低下するため上限を３．０％とする
。
ありγ相の安定化に寄与する。また、 ＣｕはＭＯと同
様耐食性の向上に寄与する。しかしながら、多量に含有
すると熱間加工性が低下するため上限を３．０％とする
。
次にＮｉ当量、冷間圧延率および時効処理について説明
する。
する。
Ｎｉ当量：
Ｎｉ当量は α′変態に対するγ安定度の指標であり、
次式に示す経験式で表わされる。
次式に示す経験式で表わされる。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％） ＋ ０ 、６０８ｎ （％）＋
９．δ９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，
１１Ｓｉ（％）” ＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋
Ｚｒ）（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋Ｃｕ（％） Ｎｉ当量が低いほど冷間圧延による α′相の生成量が
増加し高強度化が図れるが低過ぎると焼鈍状態で多量の
マルテンサイト相が生成し、実質的にγ相が得られない
ためその下限を８．０とする。一方。
９．δ９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，
１１Ｓｉ（％）” ＋ ０．６０ （Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋
Ｚｒ）（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋Ｃｕ（％） Ｎｉ当量が低いほど冷間圧延による α′相の生成量が
増加し高強度化が図れるが低過ぎると焼鈍状態で多量の
マルテンサイト相が生成し、実質的にγ相が得られない
ためその下限を８．０とする。一方。
Ｎｉ当量が増加するとγ安定度が増加し冷間加工時の
α′相の生成が抑制され高強度化が図れなくなるためそ
の上限を１４．０とする。
α′相の生成が抑制され高強度化が図れなくなるためそ
の上限を１４．０とする。
冷間圧延率：
本発明鋼は冷間圧延により多量の α′相を生成させそ
の後の時効処理により高強度化を図るものである。この
効果を発揮させるのに必要な冷間圧延率はＮｉ当量に依
存しＮｉ当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くな
る。前述のようにＮｉ当量が８．０〜１４．０の範囲で
は３０％以上の冷間圧延率が必要である。
の後の時効処理により高強度化を図るものである。この
効果を発揮させるのに必要な冷間圧延率はＮｉ当量に依
存しＮｉ当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くな
る。前述のようにＮｉ当量が８．０〜１４．０の範囲で
は３０％以上の冷間圧延率が必要である。
時効処理：
本発明鋼は冷間圧延により多量の α′相を生成させた
後適度な時効処理を施すことにより高強度を得るもので
ある。３００℃以下では時効硬化能が十分ではなく高強
度が得られない、 また、６００℃以上の温度になると
前処理の冷間圧延により付与した歪みが緩和されやはり
高強度が得られなくなる。したがって、冷間圧延後の適
切な時効処理温度範囲を３００〜６００℃とする。なお
、時効処理時間は短時間でも十分であるが、安定した特
性を得るには３０分以上の保持が必要である。
後適度な時効処理を施すことにより高強度を得るもので
ある。３００℃以下では時効硬化能が十分ではなく高強
度が得られない、 また、６００℃以上の温度になると
前処理の冷間圧延により付与した歪みが緩和されやはり
高強度が得られなくなる。したがって、冷間圧延後の適
切な時効処理温度範囲を３００〜６００℃とする。なお
、時効処理時間は短時間でも十分であるが、安定した特
性を得るには３０分以上の保持が必要である。
（発明の具体的開示）
〔実施例〕
本発明鋼の特徴を従来鋼および比較鋼と比べて実施例を
もって明らかにする。
もって明らかにする。
第１表に本発明鋼、従来鋼および比較鋼の組成を示す、
試料Ｈα１〜１２鋼は本発明鋼であり、試料Ｎｏ１３．
１４は従来鋼であり、各々５ＵＳ３０１１および５ＵＳ
６３１ｔｌｌである。また試料にα１５．１６は比較鋼
で試料Ｎａ１Ｓ鋼はＮｉ当量が本発明の範囲内であるが
Ｓ１含有量が本発明範囲を外れたもの、試料Ｎａ １６
ｕ４は各成分元素含有量が本発明範囲内であるが８１
当量が本発明範囲を外れたものである。各鋼を真空下で
１２ｋｇ？ｓ製後、 ３５ｔＸ１．１０ｗ）ｌに鍛造、
３０ｔ Ｘ ＬＯ５ｖ Ｘ ｎに皮削り、熱間圧延に
て３．０ｔとし溶体化処理、冷間圧延、焼鈍を施した後
冷間圧延にて０．９ｔに仕上げた。さらに、これらの冷
延鋼板に４７５℃Ｘｌｈの時効処理を施した。
試料Ｈα１〜１２鋼は本発明鋼であり、試料Ｎｏ１３．
１４は従来鋼であり、各々５ＵＳ３０１１および５ＵＳ
６３１ｔｌｌである。また試料にα１５．１６は比較鋼
で試料Ｎａ１Ｓ鋼はＮｉ当量が本発明の範囲内であるが
Ｓ１含有量が本発明範囲を外れたもの、試料Ｎａ １６
ｕ４は各成分元素含有量が本発明範囲内であるが８１
当量が本発明範囲を外れたものである。各鋼を真空下で
１２ｋｇ？ｓ製後、 ３５ｔＸ１．１０ｗ）ｌに鍛造、
３０ｔ Ｘ ＬＯ５ｖ Ｘ ｎに皮削り、熱間圧延に
て３．０ｔとし溶体化処理、冷間圧延、焼鈍を施した後
冷間圧延にて０．９ｔに仕上げた。さらに、これらの冷
延鋼板に４７５℃Ｘｌｈの時効処理を施した。
第２表に各鋼の冷間圧延率、冷延後のマルテンサイト量
（α′量）、冷延のままと時効処理後の硬さ（Ｈｖ）、
引張強さ、伸びおよび時効前後のビッカース硬さの差Δ
Ｈｖを示す、またあわせて本発明鋼の低冷間圧延材の比
較例を示す０本発明鋼である試料魔１〜１２鋼は時効硬
化能が大きく△Ｈｖが２００以上あり時効処理後の硬さ
がＨｖ６５０以上である。 これに対し従来鋼である試
料Ｎｃｉ１３．１４１１１．比較鋼である試料Ｎａ１５
．１６鋼および本発明鋼の３０％未満の冷延材では時効
硬化能が低く時効処理後の硬さＨＶが６５０以下である
。
（α′量）、冷延のままと時効処理後の硬さ（Ｈｖ）、
引張強さ、伸びおよび時効前後のビッカース硬さの差Δ
Ｈｖを示す、またあわせて本発明鋼の低冷間圧延材の比
較例を示す０本発明鋼である試料魔１〜１２鋼は時効硬
化能が大きく△Ｈｖが２００以上あり時効処理後の硬さ
がＨｖ６５０以上である。 これに対し従来鋼である試
料Ｎｃｉ１３．１４１１１．比較鋼である試料Ｎａ１５
．１６鋼および本発明鋼の３０％未満の冷延材では時効
硬化能が低く時効処理後の硬さＨＶが６５０以下である
。
本発明は特定組成の高Ｓｉ含有Ｃｒ−Ｎｉ系準安定オー
ステナイト系ステンレス鋼およびそれに冷間圧延および
時効処理を施すことによりビッカース硬さ１ｖ６５０以
上の著しい高強度化を実現させたもので各種薄板ばね、
刃物、替刃、カッター芯材などに使用され得る高強度ス
テンレス鋼ならびにその高強度ステンレス鋼材とその製
造方法を提供するものでその工業的価値は極めて高い。
ステナイト系ステンレス鋼およびそれに冷間圧延および
時効処理を施すことによりビッカース硬さ１ｖ６５０以
上の著しい高強度化を実現させたもので各種薄板ばね、
刃物、替刃、カッター芯材などに使用され得る高強度ス
テンレス鋼ならびにその高強度ステンレス鋼材とその製
造方法を提供するものでその工業的価値は極めて高い。
手続補正書
平成１年８月４日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎ
ｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（
Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（
％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼。 ２、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎ
ｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（
Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（
％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０の範囲に
ある組成を有し、実質的にマルテンサイト（α′）相か
らなり、ビッカース硬さＨｖ６５０以上を有することを
特徴とする高強度ステンレス鋼材。 ３、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下。 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎ
ｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（
Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（
％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０の範囲内
にある鋼に３０％以上の冷間圧延を施した後３００〜６
００℃の温度範囲内に時効処理を施すことを特徴とする
高強度ステンレス鋼材の製造方法。 ４、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、かつ、 Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下の１種または
２種を含有し、 残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ当量
＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ
）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（％）＾
２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）＋０．６
０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼。 ５、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、かつ、 Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下の１種または
２種を含有し、 残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ当量
＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ
）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（％）＾
２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）＋０．６
０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０の範囲内
にある組成を有し、実質的マルテンサイト（α′）相か
らなり、ビッカース硬さＨｖ６５０以上を有することを
特徴とする高強度ステンレス鋼材。 ６、重量％で、 Ｃ：０．１５％以下、 Ｓｉ：３．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、さらに、 Ｎｂ：１．０％以下、Ｔｉ：１．０％以下、Ｖ：１．０
％以下、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含
有し、かつ、 Ｍｏ：３．０％以下、Ｃｕ：３．０％以下の１種または
２種を含有し、 残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ、Ｎｉ当量
＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９（Ｃ＋Ｎ
）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ（％）＾
２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）＋０．６
０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０の範囲内
にある鋼に３０％以上の冷間圧延を施した後３００〜６
００℃の温度範囲内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材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1043236A JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1043236A JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02225646A true JPH02225646A (ja) | 1990-09-07 |
| JP2537679B2 JP2537679B2 (ja) | 1996-09-25 |
Family
ID=12658269
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1043236A Expired - Fee Related JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2537679B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04272524A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-29 | Nippon Steel Corp | 高強度コイルばねの疲労強度向上方法 |
| JPH05279736A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
| JP2007302972A (ja) * | 2006-05-12 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6179720A (ja) * | 1984-09-27 | 1986-04-23 | Plus Eng Co Ltd | ドツト・プリンタ−用印字ワイヤ− |
| JPS62256949A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
| JPS63317628A (ja) * | 1987-06-22 | 1988-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 張り出し強度および靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法 |
-
1989
- 1989-02-27 JP JP1043236A patent/JP2537679B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6179720A (ja) * | 1984-09-27 | 1986-04-23 | Plus Eng Co Ltd | ドツト・プリンタ−用印字ワイヤ− |
| JPS62256949A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
| JPS63317628A (ja) * | 1987-06-22 | 1988-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 張り出し強度および靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法 |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04272524A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-29 | Nippon Steel Corp | 高強度コイルばねの疲労強度向上方法 |
| JPH05279736A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
| JP2007302972A (ja) * | 2006-05-12 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2537679B2 (ja) | 1996-09-25 |
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|---|---|---|---|
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