JPH0463247A - 高強度高延性ステンレス鋼 - Google Patents
高強度高延性ステンレス鋼Info
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- JPH0463247A JPH0463247A JP17238690A JP17238690A JPH0463247A JP H0463247 A JPH0463247 A JP H0463247A JP 17238690 A JP17238690 A JP 17238690A JP 17238690 A JP17238690 A JP 17238690A JP H0463247 A JPH0463247 A JP H0463247A
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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、耐食性および延性に優れた高強度高延性ステ
ンレス鋼材に関する。
ンレス鋼材に関する。
従来、耐食性と高強度を必要とするばね材料や構造材料
用高強度ステンレス鋼として（ａ） ５ＵＳ３０１鋼に
代表される加工硬化型ステンレス鋼、 （ｂ） １７−
４ＰＨ，１７−７ＰＨ鋼に代表される析出硬化型ステン
レス鋼が使用されている。
用高強度ステンレス鋼として（ａ） ５ＵＳ３０１鋼に
代表される加工硬化型ステンレス鋼、 （ｂ） １７−
４ＰＨ，１７−７ＰＨ鋼に代表される析出硬化型ステン
レス鋼が使用されている。
加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、５ＬＩＳ
３０１鋼、５ＩＪＳ３０４鋼に代表される準安定オース
テナイト（γ）相を有するステンレス鋼であり、冷間加
工により硬質のマルテンサイト（α′）相を誘起させ高
強度を得るものである。しかしながら、高強度を得るた
めには、高い冷間圧延率を付与し多量の α′相を生成
させなければならないため、延性が著しく低下するよう
になる。
３０１鋼、５ＩＪＳ３０４鋼に代表される準安定オース
テナイト（γ）相を有するステンレス鋼であり、冷間加
工により硬質のマルテンサイト（α′）相を誘起させ高
強度を得るものである。しかしながら、高強度を得るた
めには、高い冷間圧延率を付与し多量の α′相を生成
させなければならないため、延性が著しく低下するよう
になる。
析出硬化型ステンレス鋼は、１１． Ｃｕなどの析出硬
化元素を添加して時効処理により金属間化合物を析出さ
せて高強度を得るものである。１７−ＪＰＨ鋼の組織は
マルテンサイトであり、時効処理により高強度は得られ
るものの延性に乏しい欠点を有している。一方、１７−
７ＰＨ鋼は冷間加工を施しα′相を生成させた後時効硬
化させるものであり、前述の加工硬化型ステンレス鋼と
同様に延性の低下は避けられない。
化元素を添加して時効処理により金属間化合物を析出さ
せて高強度を得るものである。１７−ＪＰＨ鋼の組織は
マルテンサイトであり、時効処理により高強度は得られ
るものの延性に乏しい欠点を有している。一方、１７−
７ＰＨ鋼は冷間加工を施しα′相を生成させた後時効硬
化させるものであり、前述の加工硬化型ステンレス鋼と
同様に延性の低下は避けられない。
そこで、上述した高強度ステンレス鋼とは別に、適度な
熱処理を施すことによりα′相から、オーステナイト粒
を生成させる高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法が
特開昭６２−１２４２１８号公報に開示されている。該
方法は、焼鈍状態でマルテンサイト組織を有するステン
レス鋼に、適度の熱処理を施すことによりα′単相また
はα′相と微細なγ相の複相組織とすることにより、高
強度と高延性を得るものである。しかしながら本方法に
より得られる特性は耐力１００ ｋｇ ／ ＋ｓ ２で
伸びが高々２０％であって高延性とは言い難い。
熱処理を施すことによりα′相から、オーステナイト粒
を生成させる高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法が
特開昭６２−１２４２１８号公報に開示されている。該
方法は、焼鈍状態でマルテンサイト組織を有するステン
レス鋼に、適度の熱処理を施すことによりα′単相また
はα′相と微細なγ相の複相組織とすることにより、高
強度と高延性を得るものである。しかしながら本方法に
より得られる特性は耐力１００ ｋｇ ／ ＋ｓ ２で
伸びが高々２０％であって高延性とは言い難い。
一方、「鉄と鋼Ｊ ７４（１９８ｇ）６、ｐ、１０５８
にはオーステナイト系ステンレス鋼に高い冷間圧延率を
付与してα′相とした（α′相化処理）称す）後、適度
な熱処理を施し α′相をγ相へ逆変態させることで微
細なオーステナイト粒を生成させて、高強度と高延性を
得る試みが開示されている。本手法は、素材が延性に富
むオーステナイト組織であり、高延性を得るに有効な手
段と考えられるがα′相化処理）は９０％に及ぶ極めて
高い冷間圧延率を与えなければならず、このため鋼が圧
延中に破断する危険性があり、また良好な表面性状ある
いは形状を得ることができず製造上問題が多い。
にはオーステナイト系ステンレス鋼に高い冷間圧延率を
付与してα′相とした（α′相化処理）称す）後、適度
な熱処理を施し α′相をγ相へ逆変態させることで微
細なオーステナイト粒を生成させて、高強度と高延性を
得る試みが開示されている。本手法は、素材が延性に富
むオーステナイト組織であり、高延性を得るに有効な手
段と考えられるがα′相化処理）は９０％に及ぶ極めて
高い冷間圧延率を与えなければならず、このため鋼が圧
延中に破断する危険性があり、また良好な表面性状ある
いは形状を得ることができず製造上問題が多い。
Ｃｒ −Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼において焼
鈍状態でオーステナイト組織を得るにはＭｓ点を室温以
下にしなければならず、しかもＮｉ、 Ｃｒなどのγ相
安定化元素を多く含有させる必要がある。
鈍状態でオーステナイト組織を得るにはＭｓ点を室温以
下にしなければならず、しかもＮｉ、 Ｃｒなどのγ相
安定化元素を多く含有させる必要がある。
しかしながら、これらの元素の含有量が多くなると冷間
圧延により α′相の生成が抑制されるため、α′相化
処理を行うには高い冷間圧延率を付与する必要がある。
圧延により α′相の生成が抑制されるため、α′相化
処理を行うには高い冷間圧延率を付与する必要がある。
そこで、本発明者等はＣｒ −Ｎｉ系準安定ステンレス
鋼における α′変態に対するγ安定度と機械的性質に
及ぼす合金元素、加工熱処理法の影響について鋭意研究
を重ねた結果、Ｓｉはγ安定度を低下させα′相の生成
を促進することによりα′相化処理を容易ならしめるこ
とを見出した。さらに、高Ｓｉ含有Ｃｒ−Ｎｉオーステ
ナイト系ステンレス鋼にα相化処理した後に適度の熱処
理を施すことによりＳｉ含有量が低い場合に比べてより
微細粒から成るオーステナイト組織が得られ、しかもＳ
ｉはγ相の固溶強化を促し、またＳｉは伸びの改善にも
寄与することから高強度、高延性化を図れることを見出
した。その後、強度および延性を一層高めたステンレス
鋼について検討を続け、α′相化処理と適度な熱処理を
複数回繰り返すことが有効である知見を得て本発明に至
った。
鋼における α′変態に対するγ安定度と機械的性質に
及ぼす合金元素、加工熱処理法の影響について鋭意研究
を重ねた結果、Ｓｉはγ安定度を低下させα′相の生成
を促進することによりα′相化処理を容易ならしめるこ
とを見出した。さらに、高Ｓｉ含有Ｃｒ−Ｎｉオーステ
ナイト系ステンレス鋼にα相化処理した後に適度の熱処
理を施すことによりＳｉ含有量が低い場合に比べてより
微細粒から成るオーステナイト組織が得られ、しかもＳ
ｉはγ相の固溶強化を促し、またＳｉは伸びの改善にも
寄与することから高強度、高延性化を図れることを見出
した。その後、強度および延性を一層高めたステンレス
鋼について検討を続け、α′相化処理と適度な熱処理を
複数回繰り返すことが有効である知見を得て本発明に至
った。
本発明によれば、重量％で、
Ｃ： ０．１５％以下
Ｓｉ ： １．０〜７．０％
Ｍｎ ： ８．０％以下
Ｎｉ ： ８．０〜１３．０％
Ｃｒ ： １２．０〜１７．０％
Ｎ ： ０．１０％以下
を含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（５）＋〇、６０Ｍｎ（５）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１１Ｓｉ
（５）”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、実質的にマルテンサイト（α′）
単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施した後、
６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施し、オース
テナイト（γ）単相あるいは γ相とα′相の混合組織
とした後、再びα′相化処理を施し、次いで６００〜９
００℃で熱処理を施すことによりγ単相あるいはγ相と
α′相の混合組織であって１μｍ以下の微細粒組織と
したことを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼が提供
される。
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（５）＋〇、６０Ｍｎ（５）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１１Ｓｉ
（５）”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、実質的にマルテンサイト（α′）
単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施した後、
６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施し、オース
テナイト（γ）単相あるいは γ相とα′相の混合組織
とした後、再びα′相化処理を施し、次いで６００〜９
００℃で熱処理を施すことによりγ単相あるいはγ相と
α′相の混合組織であって１μｍ以下の微細粒組織と
したことを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼が提供
される。
また本発明によれば、重量％で、
Ｃ： ０．１５％以下
Ｓｉ ： １．０〜７．０％
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ならびに不避的不純物から成り、かつ
。
％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ならびに不避的不純物から成り、かつ
。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（５）＋０，６０Ｍｎ（５）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１ＩＳｉ
（５）２＋０．６０（Ｎｂ＋ Ｔｉ ＋ Ｖ 十Ｚｒ）
（５） 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、実質的に α′単相となるまで冷間圧延（
α′相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範
囲内で熱処理を施し γ単相あるいはγ相とα′相の混
合組織とした後、再びα′相化処理を施し。
（Ｃ＋Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１ＩＳｉ
（５）２＋０．６０（Ｎｂ＋ Ｔｉ ＋ Ｖ 十Ｚｒ）
（５） 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、実質的に α′単相となるまで冷間圧延（
α′相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範
囲内で熱処理を施し γ単相あるいはγ相とα′相の混
合組織とした後、再びα′相化処理を施し。
次いで６００〜９００℃で熱処理を施すことによりγ単
相あるいはγ相とα′相の混合組織であって１μｍ以下
の微細粒組織としたことを特徴とする高強度高延性ステ
ンレス鋼が提供される。
相あるいはγ相とα′相の混合組織であって１μｍ以下
の微細粒組織としたことを特徴とする高強度高延性ステ
ンレス鋼が提供される。
更に本発明によれば、重量％で、
Ｃ： ０．１５％以下
Ｓｉ ： １．０〜７．０％
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ならびに不可避
的不純物から成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（５）＋０．６０Ｍｎ（５）＋９．６９
（Ｃ十Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１１ｓｉ
（５）２＋ ０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ十Ｚｒ）（５）
＋０．６０Ｍｏ（５）＋Ｃｕ（５）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、実質的
にα′単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施し
た後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施し
γ単相あるいはγ相とα′相の混合組織とした後、再び
α′相化処理を施し、次いで６００〜９００℃で熱処理
を施すことによりγ単相あるいはγ相とα′相の混合組
織であって１μｍ以下の微細粒組織としたことを特徴と
する高強度高延性ステンレス鋼が提供される。
％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ならびに不可避
的不純物から成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（５）＋０．６０Ｍｎ（５）＋９．６９
（Ｃ十Ｎ）（５）＋０．１８Ｃｒ（５）−０，１１ｓｉ
（５）２＋ ０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ十Ｚｒ）（５）
＋０．６０Ｍｏ（５）＋Ｃｕ（５）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、実質的
にα′単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施し
た後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施し
γ単相あるいはγ相とα′相の混合組織とした後、再び
α′相化処理を施し、次いで６００〜９００℃で熱処理
を施すことによりγ単相あるいはγ相とα′相の混合組
織であって１μｍ以下の微細粒組織としたことを特徴と
する高強度高延性ステンレス鋼が提供される。
次に、本発明鋼における鋼組成の限定理由およびＮｉ当
量を以下に説明する。
量を以下に説明する。
Ｃ：Ｃはオーステナイト（γ）生成元素で高温でのデル
タ（δ）フェライト相の生成の抑制、冷間加工で誘発さ
れたα′相の強化に極めて有効である。
タ（δ）フェライト相の生成の抑制、冷間加工で誘発さ
れたα′相の強化に極めて有効である。
しかしながら、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の低下をもたらす。従って
、Ｃは０．１５％以下とする。
物が析出し耐粒界腐食や延性の低下をもたらす。従って
、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高延性髪
発現させるのに必須の元素である。Ｓｌはγ相の固溶強
化および伸びの改善に寄与し、またＳｉは冷間圧延によ
る α′相化処理を容易にさせる効果を有する。これら
の特性を発揮させるには、Ｓｊは１．０％以上必要であ
るが、多量に含有すると熱間加工性が劣化するため上限
を７．０％とする。
発現させるのに必須の元素である。Ｓｌはγ相の固溶強
化および伸びの改善に寄与し、またＳｉは冷間圧延によ
る α′相化処理を容易にさせる効果を有する。これら
の特性を発揮させるには、Ｓｊは１．０％以上必要であ
るが、多量に含有すると熱間加工性が劣化するため上限
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、肚はＮｉ当量を増加させる
元素であり、多く含有させると冷間圧延によるα′相化
処理が困難となるため上限を８．０％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、肚はＮｉ当量を増加させる
元素であり、多く含有させると冷間圧延によるα′相化
処理が困難となるため上限を８．０％とする。
Ｎｉ ： Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本
成分であり１強力なγ相安定化元素である。Ｓｉを多量
に含有する本発明鋼において、δフェライトの生成を抑
制し焼鈍状態で安定したγ相を得るためには８．０％以
上の含有量が必要である。しかしながら、多量に含有す
るとＮｉ当量が増加し冷間圧延によるα′相化処理が困
難となるため、上限を１３．０％とする。
成分であり１強力なγ相安定化元素である。Ｓｉを多量
に含有する本発明鋼において、δフェライトの生成を抑
制し焼鈍状態で安定したγ相を得るためには８．０％以
上の含有量が必要である。しかしながら、多量に含有す
るとＮｉ当量が増加し冷間圧延によるα′相化処理が困
難となるため、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
な耐食性を得るためには１２．０％以上の含有量が必要
である。しかし、Ｃｒは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
性が低下すると共に所望の微細組織が得られなくなるた
め上限を１７．０％とする。
な耐食性を得るためには１２．０％以上の含有量が必要
である。しかし、Ｃｒは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
性が低下すると共に所望の微細組織が得られなくなるた
め上限を１７．０％とする。
Ｎ：ＮはＣと同様、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。
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、冷間加工ニよる α′相化処理後の適度な
熱処理に伴い生成するオーステナイト粒の粒成長を抑制
し鋼の高強度高延性化に寄付する。また、 Ｎｂ、Ｔｉ
、 ＶおよびＺｒの添加により耐粒界腐食性も向上する
。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、各々の上限を１．０％とす
る。
よびＺｒは、冷間加工ニよる α′相化処理後の適度な
熱処理に伴い生成するオーステナイト粒の粒成長を抑制
し鋼の高強度高延性化に寄付する。また、 Ｎｂ、Ｔｉ
、 ＶおよびＺｒの添加により耐粒界腐食性も向上する
。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、各々の上限を１．０％とす
る。
Ｎｏ ： Ｍｏは結晶粒を微細化し、また固溶強化によ
り高強度化に寄付し、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
。
り高強度化に寄付し、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相の安定化に寄付する。また、 Ｃｕは阿。と
同様耐食性の向上に寄付する。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相の安定化に寄付する。また、 Ｃｕは阿。と
同様耐食性の向上に寄付する。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。
Ｎｉ当量：Ｎｉ当量は、α′変態に対するγ安定度の指
標であり、実験結果から導出された経験式である。Ｎｉ
当量が低いほど冷間圧延による α′相化処理が容易と
なり、製造上好ましくなるが、低過ぎると焼鈍状態でα
′相が生成され、高延性が得られなくなる。従ってその
下限を８．０とする。一方、Ｎｉ当量が増加するとα′
変態が抑制され、α′相化処理が困難となるため上限を
１４．０とする。
標であり、実験結果から導出された経験式である。Ｎｉ
当量が低いほど冷間圧延による α′相化処理が容易と
なり、製造上好ましくなるが、低過ぎると焼鈍状態でα
′相が生成され、高延性が得られなくなる。従ってその
下限を８．０とする。一方、Ｎｉ当量が増加するとα′
変態が抑制され、α′相化処理が困難となるため上限を
１４．０とする。
本発明においては、上記鋼組成を有するステンレス鋼に
、α′相化処理と、６００〜９００ ’Ｃの熱処理を複
数回繰り返して施すことにより、生成するγ粒とα′粒
を微細化して高強度、高延性化を図る。
、α′相化処理と、６００〜９００ ’Ｃの熱処理を複
数回繰り返して施すことにより、生成するγ粒とα′粒
を微細化して高強度、高延性化を図る。
以下に、この処理条件を説明する。
α′相化処理（冷間圧延）：
α′相化処理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り、
Ｎｉ当量が小さいほど冷間圧延率は小さくなる。前述の
如く、Ｎｉ当量が８．０〜１４．０の範囲ではα′相化
処理に必要な付与すべき冷間圧延率は４０％〜９５％で
ある。
Ｎｉ当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くなり、
Ｎｉ当量が小さいほど冷間圧延率は小さくなる。前述の
如く、Ｎｉ当量が８．０〜１４．０の範囲ではα′相化
処理に必要な付与すべき冷間圧延率は４０％〜９５％で
ある。
処理６００〜９００℃：
熱処理条件は、６００℃未満ではα′相からγ相への変
態が生じないため高延性が得られず、９００℃を超える
とγ相は容易に形成されるものの、γ粒子が粗粒化し強
度低下を招くようになる。従って、α′相化処理後の熱
処理温度は６００〜９００℃の範囲とする。保持時間は
熱処理温度に依存し、低温はどγ相への変態に要する時
間が長くなるため、長時間の熱処理を必要とする。高温
域ではγ相への変態が急速に生じるので、熱処理時間が
長過ぎるとγ粒が粗粒化して強度低下を招くので、短時
間に熱処理するのが好ましい。
態が生じないため高延性が得られず、９００℃を超える
とγ相は容易に形成されるものの、γ粒子が粗粒化し強
度低下を招くようになる。従って、α′相化処理後の熱
処理温度は６００〜９００℃の範囲とする。保持時間は
熱処理温度に依存し、低温はどγ相への変態に要する時
間が長くなるため、長時間の熱処理を必要とする。高温
域ではγ相への変態が急速に生じるので、熱処理時間が
長過ぎるとγ粒が粗粒化して強度低下を招くので、短時
間に熱処理するのが好ましい。
α′相化処理と熱処理の繰 し：
α′相化処理と熱処理を繰返し施すことにより、−層、
高強度化および高延性化が図られる。第１図に１３Ｃｒ
−１０，５ＮｉをベースとしてＳｉを３％含有させたス
テンレス鋼について、その耐力（σ。、２）と伸びの関
係に及ぼす加工熱処理の影響を示す。この場合の加工熱
処理条件は、（イ）焼鈍材に６０％の冷間圧延を施し、
次いで７００℃の熱処理時間を変動させたものと、（ロ
）焼鈍材に６０％の冷間圧延を施し、次いで７５０℃で
均熱５分熱処理した後、再び６０％の冷間圧延を施し、
次いで７００℃の熱処理時間を変動させたものである。
高強度化および高延性化が図られる。第１図に１３Ｃｒ
−１０，５ＮｉをベースとしてＳｉを３％含有させたス
テンレス鋼について、その耐力（σ。、２）と伸びの関
係に及ぼす加工熱処理の影響を示す。この場合の加工熱
処理条件は、（イ）焼鈍材に６０％の冷間圧延を施し、
次いで７００℃の熱処理時間を変動させたものと、（ロ
）焼鈍材に６０％の冷間圧延を施し、次いで７５０℃で
均熱５分熱処理した後、再び６０％の冷間圧延を施し、
次いで７００℃の熱処理時間を変動させたものである。
図示されるように、冷間圧延と逆変態熱処理を１回施し
た処理鋼（イ）に比べて、２回施した処理鋼（ロ）は同
一の伸びで高い強度を示す。
た処理鋼（イ）に比べて、２回施した処理鋼（ロ）は同
一の伸びで高い強度を示す。
また第２図に、α′相化熱処理と逆変態熱処理を２回施
した処理鋼について、２回目の熱処理温度の及ぼす影響
を示す。この場合の加工処理条件は、１３Ｃｒ−１０，
５ＮｉをベースとしてＳｉを３％含有させたステンレス
鋼の焼鈍材に、６０％の冷間圧延を施し、次いで７５０
℃で均熱５分熱処理した後、再び６０％の冷間圧延を施
し、次いで６５０．７５０．８５０．９５０℃で各々均
熱２分の熱処理を施したものについて、結晶粒径と耐力
の関係を示した。図示されるように、２回目の熱処理温
度が６５０，７５０．８５０℃で均熱２分の場合には、
結晶粒径が１μｍ以下であり高耐力を示すのに対して、
２回目の熱処理温度が９５０℃のものは結晶粒径が約２
０μｍまで成長し、耐力が３２ｋｇ／厘１１２まで低下
する。
した処理鋼について、２回目の熱処理温度の及ぼす影響
を示す。この場合の加工処理条件は、１３Ｃｒ−１０，
５ＮｉをベースとしてＳｉを３％含有させたステンレス
鋼の焼鈍材に、６０％の冷間圧延を施し、次いで７５０
℃で均熱５分熱処理した後、再び６０％の冷間圧延を施
し、次いで６５０．７５０．８５０．９５０℃で各々均
熱２分の熱処理を施したものについて、結晶粒径と耐力
の関係を示した。図示されるように、２回目の熱処理温
度が６５０，７５０．８５０℃で均熱２分の場合には、
結晶粒径が１μｍ以下であり高耐力を示すのに対して、
２回目の熱処理温度が９５０℃のものは結晶粒径が約２
０μｍまで成長し、耐力が３２ｋｇ／厘１１２まで低下
する。
本発明鋼の具体例を比較鋼と共に示す。
第１表に本発明鋼および比較鋼の成分を示す。
試料Ｎ０８１〜８鋼は本発明鋼である。試料Ｎｏ、９．
１０鋼は比較鋼であり、各々５ＵＳ３０１鋼、１７−７
ＰＨ鋼であって、Ｎｉ当量は本発明の範囲であるが、Ｓ
ｉ含有量が本発明の範囲を外れている。
１０鋼は比較鋼であり、各々５ＵＳ３０１鋼、１７−７
ＰＨ鋼であって、Ｎｉ当量は本発明の範囲であるが、Ｓ
ｉ含有量が本発明の範囲を外れている。
それぞれの鋼を３０ｋｇ高周波誘導溶解炉で溶製し、鍛
造、熱間圧延により３＋＋＋ｍ厚、１０ＯＩｏＩＩＩ幅
とした後、溶体化処理によりγ相とした。この材料に６
０％の冷間圧延を施してα′相化処理した後に、６５０
〜１０５０℃Ｘ（Ｏ〜３０分）均熱の熱処理を施してγ
単相あるいはγ相とα′相の混合組織とした後、再び６
０％の冷間圧延を付与してα′相化処理を施し、次いで
７００〜ｂ γ単相あるいはγ相とα′相の混合組織としたものを試
験片とした。これらの試験片について引張試験を行い、
耐力、引張強さおよび伸びを測定した。
造、熱間圧延により３＋＋＋ｍ厚、１０ＯＩｏＩＩＩ幅
とした後、溶体化処理によりγ相とした。この材料に６
０％の冷間圧延を施してα′相化処理した後に、６５０
〜１０５０℃Ｘ（Ｏ〜３０分）均熱の熱処理を施してγ
単相あるいはγ相とα′相の混合組織とした後、再び６
０％の冷間圧延を付与してα′相化処理を施し、次いで
７００〜ｂ γ単相あるいはγ相とα′相の混合組織としたものを試
験片とした。これらの試験片について引張試験を行い、
耐力、引張強さおよび伸びを測定した。
第２表は第１表に示す各鋼について、加工熱処理後にお
ける３０％の伸びを得る時の耐力および引張強さを示す
。第２表に示されるように、試料Ｎｏ、１〜３鋼ではＳ
ｉ含有量が増加するのに伴い耐力および引張強さが向上
する。試料Ｎ００４鋼では固溶強化元素である炭素を比
較的多量に含有させることにより強度が向上する。また
試料Ｎａ ５〜８鋼ではＮｂ、 Ｔｉ、 Ｖ、 Ｚｒ、
ＣｕおよびＭｏを含有することによっても強度が増加
することがわかる。
ける３０％の伸びを得る時の耐力および引張強さを示す
。第２表に示されるように、試料Ｎｏ、１〜３鋼ではＳ
ｉ含有量が増加するのに伴い耐力および引張強さが向上
する。試料Ｎ００４鋼では固溶強化元素である炭素を比
較的多量に含有させることにより強度が向上する。また
試料Ｎａ ５〜８鋼ではＮｂ、 Ｔｉ、 Ｖ、 Ｚｒ、
ＣｕおよびＭｏを含有することによっても強度が増加
することがわかる。
試料Ｎｏ、１鋼では、６０％の冷間圧延後に７００℃お
よび８００℃で均熱５分の熱処理を施して組織を微細化
した後に、再び６０％の冷間圧延後に７００℃で均熱５
分の熱処理を施すと、３０％の伸びを得るときの耐力は
１０３ｋｇ／ａｍ２以上となる。一方、比較鋼１に示す
ように１回目の熱処理を１０５０℃で均熱５分とすると
強度が低下する。試料Ｎ００７鋼では６０％の冷間圧延
後に７００℃で均熱５分の熱処理により組織を微細化し
た後、再び６０％の冷間圧延後に７００℃で均熱５分の
熱処理を施すと、３０％の伸びを得る時の耐力は１０５
ｋｇ／ｍｎ＋”である。一方、比較鋼７のように２回目
の熱処理を９５０℃で均熱５分の熱処理を施すと耐力は
５３ｋｇ／ｍｍ２となり著しく低下する。
よび８００℃で均熱５分の熱処理を施して組織を微細化
した後に、再び６０％の冷間圧延後に７００℃で均熱５
分の熱処理を施すと、３０％の伸びを得るときの耐力は
１０３ｋｇ／ａｍ２以上となる。一方、比較鋼１に示す
ように１回目の熱処理を１０５０℃で均熱５分とすると
強度が低下する。試料Ｎ００７鋼では６０％の冷間圧延
後に７００℃で均熱５分の熱処理により組織を微細化し
た後、再び６０％の冷間圧延後に７００℃で均熱５分の
熱処理を施すと、３０％の伸びを得る時の耐力は１０５
ｋｇ／ｍｎ＋”である。一方、比較鋼７のように２回目
の熱処理を９５０℃で均熱５分の熱処理を施すと耐力は
５３ｋｇ／ｍｍ２となり著しく低下する。
比較鋼９ （ＳＵＳ３０１）は溶体化処理材に冷間圧延
を施したものであり、３０％伸びを得る時の耐力は７４
ｋｇ／ｍｍ”、引張強さ１１０ｋｇ／ｍｍ”と低い。ま
た比較鋼９および１０（１７−７ＰＨ鋼）で、６０％の
冷間圧延後に６８０℃で均熱３分の熱処理により組織を
微細化した後、再び６０％の冷間圧延後に９８０℃で均
熱５分の熱処理を施したものは、３０％の伸びを得る時
の耐力は各々３１ｋｇ／ａ＋ｍ 、 ３３ｋｇ／ｍｍ２
であり、本発明鋼に比較して強度が劣る。
を施したものであり、３０％伸びを得る時の耐力は７４
ｋｇ／ｍｍ”、引張強さ１１０ｋｇ／ｍｍ”と低い。ま
た比較鋼９および１０（１７−７ＰＨ鋼）で、６０％の
冷間圧延後に６８０℃で均熱３分の熱処理により組織を
微細化した後、再び６０％の冷間圧延後に９８０℃で均
熱５分の熱処理を施したものは、３０％の伸びを得る時
の耐力は各々３１ｋｇ／ａ＋ｍ 、 ３３ｋｇ／ｍｍ２
であり、本発明鋼に比較して強度が劣る。
第１表
第２表
（注）“本″は本発明鋼を示し、比”は比較鋼を示す。
傘は本発明の範囲に外れるものを示す。
本発明にかかるステンレス鋼は、Ｃｒ−Ｎｉ系オーステ
ナイトステンレス鋼にＳｉを含有させてγ安定度を低下
させることによりα′相化処理を容易にし、さらに冷間
圧延後に適度な熱処理を施すことにより生成する逆変態
γ粒を微細化した後、再びα′相化処理後に適度な熱処
理を施して均一微細なγ単相あるいはγ相とα′相の混
合組織とすることにより、Ｓｌによる固溶強化と高延性
化と相俟って高強度、高延性を有しており、工業的価値
が極めて高い。
ナイトステンレス鋼にＳｉを含有させてγ安定度を低下
させることによりα′相化処理を容易にし、さらに冷間
圧延後に適度な熱処理を施すことにより生成する逆変態
γ粒を微細化した後、再びα′相化処理後に適度な熱処
理を施して均一微細なγ単相あるいはγ相とα′相の混
合組織とすることにより、Ｓｌによる固溶強化と高延性
化と相俟って高強度、高延性を有しており、工業的価値
が極めて高い。
第１図は、 １３Ｃｒ−１０，５ＮｉをベースとしてＳ
ｌを３％含有させたステンレス鋼について、逆変態加工
処理を１回施した処理鋼（イ）と２回施した処理鋼（ロ
）の耐力（σ。、２）と伸びの関係を示すグラフである
。 第２図は、α′相化熱処理と逆変態熱処理を２回施した
処理鋼について、２回目の熱処理温度を変えた場合の結
晶粒径と耐力の関係を示すグラフである。
ｌを３％含有させたステンレス鋼について、逆変態加工
処理を１回施した処理鋼（イ）と２回施した処理鋼（ロ
）の耐力（σ。、２）と伸びの関係を示すグラフである
。 第２図は、α′相化熱処理と逆変態熱処理を２回施した
処理鋼について、２回目の熱処理温度を変えた場合の結
晶粒径と耐力の関係を示すグラフである。
Claims (3)
- （１）重量％で、 Ｃ：０．１５％以下 Ｓｉ：１．０〜７．０％ Ｍｎ：８．０％以下 Ｎｉ：８．０〜１３．０％ Ｃｒ：１２．０〜１７．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）＾２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、実質的にマルテンサイト（α′
）単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施した後
、６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施し、オー
ステナイト（γ）単相あるいはγ相とα′相の混合組織
とした後、再びα′相化処理を施し、次いで６００〜９
００℃で熱処理を施すことによりγ単相あるいはγ相と
α′相の混合組織であって１μｍ以下の微細粒組織とし
たことを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼。 - （２）重量％で、 Ｃ：０．１５％以下 Ｓｉ：１．０〜７．０％ 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、 Ｎを：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ならびに不避的不純物から成り、かつ
、Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）−０．６０Ｍｎ（％）＋９．６
９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（５）−０．１１Ｓ
ｉ（５）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（５
） 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、実質的にα′単相となるまで冷間圧延（α
′相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範囲
内で熱処理を施しγ単相あるいはγ相とα′相の混合組
織とした後、再びα′相化処理を施し、次いで６００〜
９００℃で熱処理を施すことによりγ単相あるいはγ相
とα′相の混合組織であって１μｍ以下の微細粒組織と
したことを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼。 - （３）重量％で、 Ｃ：０．１５％以下 Ｓｉ：１．０〜７．０％ 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ならびに不可避
的不純物から成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）
＋０．６０Ｍｏ（％）＋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、実質的
にα′単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施し
た後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施しγ
単相あるいはγ相とα′相の混合組織とした後、再びα
′相化処理を施し、次いで６００〜９００℃で熱処理を
施すことによりγ単相あるいはγ相とα′相の混合組織
であって１μｍ以下の微細粒組織としたことを特徴とす
る高強度高延性ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17238690A JPH0463247A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 高強度高延性ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP17238690A JPH0463247A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 高強度高延性ステンレス鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0463247A true JPH0463247A (ja) | 1992-02-28 |
Family
ID=15940962
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP17238690A Pending JPH0463247A (ja) | 1990-06-29 | 1990-06-29 | 高強度高延性ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0463247A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1882755A1 (en) * | 2005-05-18 | 2008-01-30 | Hohwa Co., Ltd. | High silicon stainless steel, spring manufactured by using same as raw material, and method for producing high silicon stainless steel |
| WO2008087249A1 (en) | 2007-01-17 | 2008-07-24 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing an austenitic steel object |
| JP2010209449A (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-24 | Nippon Kinzoku Co Ltd | 形状凍結性および加工性に優れたステンレス鋼板、その製造方法および物品 |
| CN102343925A (zh) * | 2010-08-02 | 2012-02-08 | 明门香港股份有限公司 | 可收合婴儿车车架 |
-
1990
- 1990-06-29 JP JP17238690A patent/JPH0463247A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1882755A1 (en) * | 2005-05-18 | 2008-01-30 | Hohwa Co., Ltd. | High silicon stainless steel, spring manufactured by using same as raw material, and method for producing high silicon stainless steel |
| EP1882755A4 (en) * | 2005-05-18 | 2011-05-11 | Hohwa Co Ltd | STAINLESS STEEL WITH HIGH SILICON CONTENT, SPRING MANUFACTURED USING THE SAME AS RAW MATERIAL, AND PROCESS FOR PRODUCING STAINLESS STEEL HAVING A HIGH SILICON CONTENT |
| WO2008087249A1 (en) | 2007-01-17 | 2008-07-24 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing an austenitic steel object |
| JP2010516890A (ja) * | 2007-01-17 | 2010-05-20 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン | オーステナイト鋼物品の製造方法 |
| JP2010209449A (ja) * | 2009-03-12 | 2010-09-24 | Nippon Kinzoku Co Ltd | 形状凍結性および加工性に優れたステンレス鋼板、その製造方法および物品 |
| CN102343925A (zh) * | 2010-08-02 | 2012-02-08 | 明门香港股份有限公司 | 可收合婴儿车车架 |
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