JPH04214844A - 高強度高靭性ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、高強度かつ高靭性と耐
食性が共に要求される部材に使用されるのに適した高強
度高靭性ステンレス鋼およびその製造方法に関するもの
である。

【０００２】

【従来の技術】高強度材料としては、ＡＩＳＩ４３４０
，３００Ｍ等に代表される低合金系高抗張力鋼が一般に
良く知られている。これらは、熱処理条件を選べば、約
１８０ｋｇｆ／ｍｍ２以上の高強度を得ることができる
。しかし、これらは低合金鋼であり、耐食性に大きく寄
与するＣｒが１％弱と少ないため、耐食性が不十分であ
る。そこで、これらの材料を耐食性が要求される用途に
用いる場合には、従来よりＣｒメッキ、Ｎｉメッキなど
の表面処理が施されていた。 しかし、これらの表面処理による耐食性向上の方法は、
工数がかかる上、表面処理層が剥がれた場合、腐食がそ
の部分で局部的に進行することがあり、また、部品、部
位によっては表面処理を行なうことが困難であることな
どの問題があった。

【０００３】一方、耐食性が重視される用途に対しては
、一般にステンレス鋼がよく使用される。ステンレス鋼
は耐食性が優れているものの、一般によく知られている
ＳＵＳ３０４に代表されるオーステナイト系ステンレス
鋼や、ＳＵＳ４３０に代表されるフェライト系ステンレ
ス鋼などは強度が低いため、耐食性だけでなく強度も同
時に要求されるような用途には適さない。これに対して
、高い強度を持つステンレス鋼として、析出硬化型ステ
ンレス鋼がある。これは、時効処理によって時効硬化さ
せて強度を高めることができるステンレス鋼であり、市
販の析出硬化型ステンレス鋼としては、１７−４ＰＨ，
１５−５ＰＨ，ＰＨ１３−８Ｍｏなどがよく知られてい
る。これらの析出硬化型ステンレス鋼の強度レベルは、
時効処理条件によって変わるが、概略、１７−４ＰＨで
約１２０ｋｇｆ／ｍｍ２、１５−５ＰＨで約１３５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２、ＰＨ１３−８Ｍｏで約１５０ｋｇｆ／ｍｍ
２である。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】これらの析出硬化型ス
テンレス鋼は、高強度を有しているが、低合金系高抗張
力鋼である４３４０，　３００Ｍなどに比べれば、まだ
強度が低いレベルにある。したがって、４３４０，３０
０Ｍ並の高強度が要求され、かつ、ステンレス鋼並の耐
食性が要求される用途に対しては、耐食性に関しては問
題ないものの、強度の点からこれら既存の析出硬化型ス
テンレス鋼を適用することは不可能である。そこで、４
３４０，３００Ｍ並の高強度を持つ耐食性の優れたステ
ンレス鋼があれば、これらの厳しい用途に対して広く利
用できる可能性がある。また、一般に高強度材は靭性が
低いので、高強度材を実用的に使用し、また、その高強
度という利点を十分生かすためには、靭性はなるべく高
い値の方へ改善することが望まれていた。

【０００５】低合金系高抗張力鋼である４３４０は１８
０ｋｇｆ／ｍｍ２の強度レベルで、破壊靭性値（ＫＩＣ
値）が約２００ｋｇｆ／ｍｍ２×（ｍｍの１／２乗）で
あり、また、既存の析出硬化型ステンレス鋼の靭性レベ
ルは、破壊靭性値（ＫＩＣ値）で、１７−４　ＰＨ　約
２００ｋｇｆ／ｍｍ２×（ｍｍの１／２乗）、１５−５
ＰＨ，ＰＨ１３−８Ｍｏ　約２５０ｋｇｆ／ｍｍ２×（
ｍｍの１／２乗）である。すなわち、析出硬化型ステン
レス鋼は、強度レベルが低合金系高抗張力鋼に比べて低
い割には、必ずしも靭性が高くない。

【０００６】一方、高強度を有し、比較的高い靭性を有
するステンレス鋼の例は、非常に高い強度をもつステン
レス鋼として、米国特許Ｒｅ．２６，２２５号に耐熱高
強度ステンレス鋼が、また、米国特許３，７５６，８０
８号にステンレス鋼がそれぞれ開示されている。米国特
許Ｒｅ．２６，２２５号に開示されている耐熱高強度ス
テンレス鋼　Ｓｔｅｅｌ７７（ＡＦＣ７７，　０．１６
％Ｃ−１４．３６％　Ｃｒ−０．４８％Ｖ−４．９０％
Ｍｏ−１３．６０％Ｃｏ−０．０５％Ｎ−０．０４２％
Ａｌ−残部Ｆｅ）および米国特許３，７５６，８０８号
に開示されているステンレス鋼　ＡＦＣ２６０（０．０
７％Ｃ−０．２５％Ｓｉ−０．２５％Ｍｎ−１．８５％
Ｎｉ−１５．５％Ｃｒ−４．５％Ｍｏ−１３．０％Ｃｏ
−０．１５％Ｎｂ−０．０３％Ｎ−残部Ｆｅ）およびＡ
ｌｌｏｙＢ（０．１６％Ｃ−１．０３％Ｎｉ−１３．９
４％Ｃｒ−０．０９％Ｖ−５．２２％Ｍｏ−１３．６７
％Ｃｏ−０．２２％Ｎｂ−０．０３２％Ｎ−残部Ｆｅ）
は、１７−４ＰＨ，１５−５ＰＨ，ＰＨ１３−８Ｍｏな
どに代表される他の析出硬化型の高強度ステンレス鋼に
比べて高い強度と高い靭性を持っていることが米国特許
３，７５６，８０８号の第２図に示されている。この中
でもっとも強度、靭性が高いレベルに位置しているＡｌ
ｌｏｙＢでは、強度が１８０ｋｇｆ／ｍｍ２（約２６０
Ｋｓｉ）であり、この強度レベルでの靭性は、約４００
ｋｇｆ／ｍｍ２×（ｍｍの１／２乗）｛約１１５Ｋｓｉ
×（ｉｎの１／２乗）｝であることが示されている。

【０００７】この合金の強度、靭性は熱処理条件に大き
く依存することが、米国特許３，７５６，８０８号およ
び米国特許３，８７３，３７８号に示されている。米国
特許３，７５６，８０８号によると、ＡｌｌｏｙＢにお
いて、このような高強度高靭性が得られる熱処理条件は
、９２７℃で１時間のオーステナイト化を行ない、室温
まで冷却した後、１１５０℃に加熱保持後、そのまま１
０３８℃まで冷却し、１０３８℃で、１時間保持後、冷
却するというオーステナイト化を行ない、さらに−７３
℃で１時間サブゼロ処理し、最後に４２７℃で２時間の
２回の焼もどしを行なうという条件である。

【０００８】ここで、１段目の９２７℃のオーステナイ
ト化処理は、Ｎｂ炭化物のサイズと分布を調整するため
の処理であり、これによって次の２段目の高温のオース
テナイト化処理時の結晶粒粗大化を防ぐものである。ま
た、２段目の１１５０℃と１０３８℃のオーステナイト
化処理は、１１５０℃という高温でオーステナイトを安
定化させ、この時同時に生成する脆い相であるデルタ・
フェライトを１０３８℃で保持することによって消失さ
せるものであり、このオーステナイト化処理後、冷却す
ると残留オーステナイトが多く残るため、靭性と伸びを
高くすることができる。ただし、残留オーステナイト量
の調整によって、靭性および伸びを高めるためには、残
留オーステナイト量および分布をうまく制御しなければ
ならず、大型化した場合に残留オーステナイト量および
分布の制御が難しくなることが心配される。また、４２
７℃での焼もどしは、強度を高める効果が大きい。

【０００９】本発明者は、ＡｌｌｏｙＢの組成を有する
合金について実験的手法によって詳細に調べた結果、実
施例に示す通り、上記の熱処理を施しても、米国特許３
，７５６，８０８号に示されるような高強度かつ高靭性
が得られず、また、耐力についても低い値しか得られな
かった。このようにステンレス鋼において高強度と高靭
性の両特性を共に得ることは非常に難しい。本発明の目
的は、従来の市販の高強度ステンレス鋼並の耐食性を有
し、より高い強度と高い靭性を兼ね備えた高強度高靭性
ステンレス鋼およびその製造方法を提供することである
。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明者は、前記のＡＦ
Ｃ７７，ＡＦＣ２６０およびＡｌｌｏｙＢの強度と靭性
を、耐食性を劣化させずに大幅に改良することを目的と
して、化学成分および熱処理条件を広範にわたり、鋭意
検討した。その結果、以下のことを新規に見出した。す
なわち、まずＮｂ，Ｖは、一次炭化物を形成することに
よって、結晶粒の粗大化を防ぐ作用があるが、一方では
その一次炭化物の存在により、靭性の低下をまねく。そ
こで、Ｎｂ，Ｖは無添加、または低目の添加とした方が
靭性を向上させることができる。また、Ｍｏも多量に含
まれると靭性を害するので、Ｍｏを低くすることで、さ
らに靭性を向上させることができる。このように靭性を
高いレベルにした上で、強度を高くする目的でＣの狙い
を高目にすると良いことを見出した。さらに既存のステ
ンレス鋼ではむしろ不純物として位置づけられていたＳ
ｉを強度を高めるために積極的に添加し、この鋼を本発
明方法である焼もどしを１２０〜４５０℃の温度範囲内
で行なうことによって、高強度、高靭性をバランス良く
得ることができることを新規に見出した。

【００１１】本発明鋼は、従来鋼であるＡＦＣ７７，Ａ
ＦＣ２６０，ＡｌｌｏｙＢなどに比べてフェライト形成
元素であるＭｏが大幅に低目であり、一方オーステナイ
ト安定化元素がやや高目であることから、オーステナイ
ト組織がより安定であり、デルタ・フェライト組織が現
れにくい。そこで、本発明鋼に対しては、前述のような
高温、低温の２段のオーステナイト化処理を行なわなく
ても、１段のオーステナイト化処理のみで、デルタ・フ
ェライトを残留させず、かつ靭性を高めるのに必要な残
留オーステナイト量を十分確保できることを実験的に新
たに見出した。また、本発明鋼に対して焼もどし温度に
ついても詳細に検討した結果、高強度かつ高靭性を得る
焼もどし条件を新たに見出した。

【００１２】すなわち、本発明の第１発明は、重量％に
て、Ｃ　０．１６％を越え０．２５％未満、Ｓｉ２．０
％以下、Ｍｎ　１．０％以下、Ｎｉ　２．０％以下、Ｃ
ｒ　１１〜１５％、Ｍｏ　０．５％以上３．０％未満、
Ｃｏ　１２〜２１％、残部実質的にＦｅよりなることを
特徴とする高強度高靭性ステンレス鋼であり、第２発明
は、重量％にて、Ｃ　０．１７〜０．２３％、Ｓｉ　０
．２５％を越え０．８％以下、Ｍｎ　１．０％以下、Ｎ
ｉ　０．５〜１．５％、Ｃｒ　１２〜１３％、Ｍｏ　１
．５〜２．５％、Ｃｏ　１４．５〜１６．５％、残部実
質的にＦｅよりなることを特徴とする高強度高靭性ステ
ンレス鋼であり、第３発明は重量％にて、Ｃ　０．１６
％を越え０．２５％未満、Ｓｉ　２．０％以下、Ｍｎ１
．０％以下、Ｎｉ　２．０％以下、Ｃｒ　１１〜１５％
、Ｍｏ　０．５％以上３．０％未満、Ｃｏ　１２〜２１
％、およびＶ　０．１〜０．５％、Ｎｂ　０．１％未満
の１種または２種を含み、残部実質的にＦｅよりなるこ
とを特徴とする高強度高靭性ステンレス鋼であり、第４
発明は重量％にて、Ｃ　０．１７〜０．２３％、Ｓｉ　
０．２５％を越え０．８％以下、Ｍｎ　１．０％以下、
Ｎｉ　０．５〜１．５％、Ｃｒ　１２〜１３％、Ｍｏ　
１．５〜２．５％、Ｃｏ　１３．０〜１６．５％、およ
びＶ　０．１〜０．５％、Ｎｂ　０．１％未満の１種ま
たは２種を含み、残部実質的にＦｅよりなることを特徴
とする高強度高靭性ステンレス鋼である。さらに第５発
明は、第１ないし第４発明のいずれかに記載の組成より
なるステンレス鋼を９５０〜１１５０℃で固溶化処理し
たのち急冷し、その後、−５０℃〜−１００℃でサブゼ
ロ処理し、さらに１２０℃〜４５０℃で焼もどしを行な
うことを特徴とする高強度高靭性ステンレス鋼の製造方
法である。

【００１３】

【作用】以下に本発明における各元素の作用、および熱
処理条件の限定理由について述べる。Ｃは、強度および
靭性に大きく影響する元素であり、従来知られているこ
の種の合金よりは高目にする。０．１６％以下では強度
が低下し、一方０．２５％以上では靭性が低下すること
から、強度と靭性のバランスを考慮し、０．１６％を越
え０．２５％未満とした。望ましくは０．１７〜０．２
３％がよい。Ｓｉは、焼もどし軟化抵抗を高めるのに有
効な元素であり、焼もどし温度を高めることができるだ
けでなく、同一焼もどし温度での強度を高めることがで
きる元素である。特に１２０℃付近よりも３００〜４５
０℃付近での強度向上の効果が大きい。 しかし、２．０％を越えて添加すると靭性に有害である
ことから、２．０％以下とした。最も強度と靭性のバラ
ンスがよいのは、０．２５％を越え、０．８％以下であ
る。強度および熱処理条件との兼ね合いで焼もどし温度
が低くても差し支えない場合には、必ずしも多量に添加
する必要はないが、Ｓｉが添加されている方がより好ま
しい。

【００１４】Ｍｎは脱酸剤、脱硫剤として作用する元素
であるが、脱酸、脱硫が十分行なわれている場合には、
必ずしも必要がなく、１％を越えて添加してもより一層
の向上効果はないことから１％以下とした。望ましくは
０．５％程度がよい。Ｎｉは靭性を高めるのに有効な元
素であるが、２％を越えて添加すると、オーステナイト
が安定化するため耐力が低下することから、２％以下と
した。強度、靭性のバランスを考慮すると、望ましくは
０．５〜１．５％がよい。Ｃｒは、耐食性を高める重要
な元素であり、ステンレス鋼には不可欠の元素であるが
、１１％より少ないと効果が少なく、一方、１５％を越
えて添加してもより一層の向上効果が少なく、また強度
が低下することから１１〜１５％とした。望ましくは１
２〜１３％がよい。

【００１５】Ｍｏは、強度および耐食性を高めるのに有
効な元素であるが、０．５％より少ないと効果が少なく
、一方、３％以上添加すると、フェライトまたは金属間
化合物を形成しやすくなり靭性を害することから、０．
５％以上３％未満とした。望ましくは、１．５〜２．５
％がよい。Ｃｏは、強度、靭性を高めるのに有効な元素
であるが、１２％より少ないと効果が少なく、一方２１
％を越えて添加すると靭性を害することから１２〜２１
％とした。望ましくは１３〜１６．５％がよい。但し、
Ｎｂ，Ｖなどの１次炭化物形成元素を含まない場合のＣ
ｏの望ましい範囲は１４．５〜１６．５％である。Ｎｂ
は、Ｃと反応して炭化物を形成し、強度、靭性に有効な
Ｃの効果を減じることから、０．１％未満とした。また
、Ｎｂは炭化物を形成することによって結晶粒の粗大化
を防止する効果があるが、０．１％以上添加すると、粗
大な一次炭化物を形成して、靭性および熱間加工性を害
することからも０．１％未満とすることが重要である。

【００１６】Ｖは、Ｎｂと同様、Ｃと反応して炭化物を
形成し、結晶粒の粗大化を防止する効果があるが、Ｖの
みでは効果が少なく、Ｎｂと共に添加する方が有効であ
る。しかし、０．１％より少ないと効果が少なく、一方
０．５％を越えて添加してもより一層の向上効果が少な
く、一方、過剰の添加では粗大な一次炭化物を形成し靭
性および熱間加工性を害することから０．１〜０．５％
とした。上述のようにＮｂ，Ｖの少量の添加は、一次炭
化物を形成し、結晶粒の粗大化を防止する効果があり、
小型鋼塊では、上記の規定量で粗大な炭化物を形成する
こともなく有効に働く。しかし、大型鋼塊の場合には、
Ｎｂ，Ｖの上記規定量の添加によっても粗大な一次炭化
物を形成し、熱間加工性および靭性を害することから、
大型のものに対しては実用上、Ｎｂ，Ｖはむしろ添加し
ない方が望ましい。

【００１７】次に製造方法について説明する。固溶化処
理は、合金元素を母相中に固溶させるだけでなく、高温
でオーステナイト組織を得るために行なう処理であり、
オーステナイト組織から急冷することによってマルテン
サイト組織を得るものである。固溶化処理温度は、９５
０℃より低いと合金元素が十分固溶せず、一方、１１５
０℃より高いと結晶粒が粗大化しやすく、また、デルタ
フェライトが生成し、機械的性質を害することから、９
５０〜１１５０℃とした。本発明合金は、マルテンサイ
ト変態終了点（Ｍｆ点）が室温より低いため固溶化処理
後の急冷のみでは完全なマルテンサイト組織が得られず
、オーステナイト組織が多く残留し、耐力が低下するの
で、固溶化処理の後、室温まで急冷したのち、さらに−
５０℃〜−１００℃でサブゼロ処理を行なう必要がある
。サブゼロ処理を行なうことによって残留オーステナイ
トを減少させ、耐力などの機械的特性を改善できる。

【００１８】サブゼロ処理の後、高強度、高靭性をバラ
ンス良く得るために、１２０〜４５０℃で焼もどしを行
なう必要がある。焼もどし温度は、１２０℃より低いと
Ｆｅ炭化物の析出によるマルテンサイトの分解が起りに
くく、強度は高いが靭性が低くなり、一方４５０℃より
高いと、焼もどしによる炭化物の析出硬化で強度は高く
なるが、靭性が劣化することから、焼もどし温度は１２
０〜４５０℃とした。また、この焼もどし温度範囲内に
おいて、高目の焼もどし温度を用いるのが望ましく、か
つ、より高い強度と高い靭性を得るには、前述のとおり
Ｓｉが添加されていることが望ましい。

【００１９】

【実施例】以下に本発明を実施例により説明する。表１
に示す組成の鋼を真空炉にて溶解し、１０ｋｇのインゴ
ットを作製した。これを１２００℃で均質化処理した後
、熱間加工により、２０ｍｍｔ×４５ｍｍＷの平角材に
仕上げ、さらに７６０℃で焼鈍した。ここで表１の鋼１
〜３２は発明鋼、鋼３３〜３６は比較鋼、鋼３７，３８
は従来鋼で、鋼３７は米国特許３，７５６，８０８号に
開示されているＡｌｌｏｙＢ、鋼３８は米国特許Ｒｅ．
２６，２２５号に開示されているＡＦＣ７７である。 これらの鋼に対して、表２ないし表４に示すように本発
明方法である９５０〜１１５０℃の範囲内の温度で１時
間の固溶化処理を行ない、油冷し、さらに−７５℃で２
時間のサブゼロ処理を行ない、その後、１２０〜４５０
℃の範囲内の温度で２時間保持後、空冷する焼もどしを
２回行なった。また、一部の鋼に対して比較方法として
、本発明方法と同じ固溶化処理およびサブゼロ処理の後
、４５０℃より高い温度での焼もどしを行なった。また
従来鋼３７に対して、米国特許３，７５６，８０８号に
開示されている熱処理方法である、９２７℃で１時間保
持後、空冷し、さらに１１５０℃で１時間保持後、１０
３８℃まで冷却し、１０３８℃で１時間保持後、空冷す
るオーステナイト化処理を行ない、その後−７５℃で２
時間のサブゼロ処理を行ない、さらに２６０℃、４２７
℃で焼もどしを行なった。以上の各熱処理の後、常温引
張試験を行ない、０．２％耐力、引張強さ、伸び、絞り
を測定した。また、破壊靭性試験を室温で行ない、破壊
靭性値（ＫＩＣ）を測定した。

【００２０】

【表１】

【００２１】

【表２】

【００２２】

【表３】

【００２３】

【表４】

【００２４】表２ないし表４に示すように、本発明鋼１
〜３２は、本発明方法によると、いずれも約１７５ｋｇ
ｆ／ｍｍ２以上の高い引張強さと約２５０ｋｇｆ／ｍｍ
２×（ｍｍの１／２乗）以上の高い破壊靭性を併せ持つ
ことがわかる。しかし、表４の最後に示すように本発明
鋼１，２に対して本発明方法の焼もどし温度より高い４
８２℃で焼もどしを行なった場合、靭性が大きく低下し
ており、一方、本発明鋼１〜３２で示されるように焼も
どし温度が１２０〜４５０℃である本発明方法を用いる
ことによって高耐力高強度高靭性を得ることができるこ
とがわかる。また、比較鋼３３〜３６は、本発明方法に
よっても、引張強さ、破壊靭性のいずれか一方が低く、
高強度と高靭性を併せ持ってはいない。従来鋼３７，３
８は、本発明方法または、米国特許３，７５６，８０８
号に開示されている従来方法、または比較方法｛本発明
方法より高い温度（４５０℃を越える温度）で焼もどし
する方法｝のいずれを用いても、引張強さ、破壊靭性の
いずれか一方、もしくは両方が低く、理由は明確ではな
いが、高強度、高靭性の特性を共には満足しなかった。

【００２５】また、本発明鋼１〜３２、および従来鋼３
７について、塩水噴霧試験によって耐食性を調べた。そ
の結果を表５に示すが、本発明鋼は従来鋼と同様、錆の
発生は起らず、良好な耐食性を持つことがわかる。

【００２６】

【表５】

【００２７】

【発明の効果】以上説明したように、本発明鋼は従来に
ない高強度、高靭性および良好な耐食性を併せ持つステ
ンレス鋼であり、本発明による適正な熱処理を施すこと
により、例えば航空機の脚材、ボルト材などに代表され
るような高強度、高靭性、高耐食性が同時に要求される
ような部材、部品に使用すれば従来の鋼と比較して軽量
化がはかれるとか、厳しい腐食環境の高強度材として信
頼性と寿命が向上するなどの工業上顕著な効果を有する
ものである。

Claims (5)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】　　重量％にて、Ｃ　０．１６％を越え０
   ．２５％未満、Ｓｉ　２．０％以下、Ｍｎ１．０％以下
   、Ｎｉ　２．０％以下、Ｃｒ　１１〜１５％、Ｍｏ　０
   ．５％以上３．０％未満、Ｃｏ　１２〜２１％、残部実
   質的にＦｅよりなることを特徴とする高強度高靭性ステ
   ンレス鋼。
2. 【請求項２】　　重量％にて、Ｃ　０．１７〜０．２３
   ％、Ｓｉ　０．２５％を越え０．８％以下、Ｍｎ　１．
   ０％以下、Ｎｉ　０．５〜１．５％、Ｃｒ　１２〜１３
   ％、Ｍｏ　１．５〜２．５％、Ｃｏ　１４．５〜１６．
   ５％、残部実質的にＦｅよりなることを特徴とする高強
   度高靭性ステンレス鋼。
3. 【請求項３】　　重量％にて、Ｃ　０．１６％を越え０
   ．２５％未満、Ｓｉ　２．０％以下、Ｍｎ１．０％以下
   、Ｎｉ　２．０％以下、Ｃｒ　１１〜１５％、Ｍｏ　０
   ．５％以上３．０％未満、Ｃｏ　１２〜２１％、および
   Ｖ　０．１〜０．５％、Ｎｂ　０．１％未満の１種また
   は２種を含み、残部実質的にＦｅよりなることを特徴と
   する高強度高靭性ステンレス鋼。
4. 【請求項４】　　重量％にて、Ｃ　０．１７〜０．２３
   ％、Ｓｉ　０．２５％を越え０．８％以下、Ｍｎ　１．
   ０％以下、Ｎｉ　０．５〜１．５％、Ｃｒ　１２〜１３
   ％、Ｍｏ　１．５〜２．５％、Ｃｏ　１３．０〜１６．
   ５％、およびＶ　０．１〜０．５％、Ｎｂ　０．１％未
   満の１種または２種を含み、残部実質的にＦｅよりなる
   ことを特徴とする高強度高靭性ステンレス鋼。
5. 【請求項５】　　請求項１ないし４のいずれかに記載の
   組成よりなるステンレス鋼を９５０〜１１５０℃で固溶
   化処理したのち急冷し、その後、−５０℃〜−１００℃
   でサブゼロ処理し、さらに１２０℃〜４５０℃で焼もど
   しを行なうことを特徴とする高強度高靭性ステンレス鋼
   の製造方法。