JPH05195054A - 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法Info
- Publication number
- JPH05195054A JPH05195054A JP35013591A JP35013591A JPH05195054A JP H05195054 A JPH05195054 A JP H05195054A JP 35013591 A JP35013591 A JP 35013591A JP 35013591 A JP35013591 A JP 35013591A JP H05195054 A JPH05195054 A JP H05195054A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- phase
- heat treatment
- stainless steel
- range
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材
の提供。 【構成】 各元素の含有量が調整され、室温で実質的に
マルテンサイト組織である鋼の焼鈍材に３５％以上の冷
間圧延した後、５５０〜７５０℃で３０分以下の範囲で
熱処理を施すことによってマルテンサイト相からオース
テナイト相への逆変態を生じさせた後、再び５５０〜７
５０℃で３０分以下の範囲で熱処理することによって未
変態のマルテンサイト相とオーステナイト相の微細な複
相組織を安定なものとする。
の提供。 【構成】 各元素の含有量が調整され、室温で実質的に
マルテンサイト組織である鋼の焼鈍材に３５％以上の冷
間圧延した後、５５０〜７５０℃で３０分以下の範囲で
熱処理を施すことによってマルテンサイト相からオース
テナイト相への逆変態を生じさせた後、再び５５０〜７
５０℃で３０分以下の範囲で熱処理することによって未
変態のマルテンサイト相とオーステナイト相の微細な複
相組織を安定なものとする。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は溶接性および加工性に優
れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法に関する。
れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術と問題点】既存の構造用高強度ステンレス
鋼材としては、例えば車輌用台枠部材においてＳＵＳ３
０１Ｌなど準安定型オーステナイト相に強度の冷間加工
を付与し強度を得る加工硬化型ステンレス鋼材が挙げら
れ、強度と加工性を兼備している。しかしながら、この
系の材料は溶接などの入熱があると、その溶接部は軟化
するという欠点がある。また場合によっては溶接熱影響
部にＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層が生じ、粒界応
力腐食割れが発生することもある。
鋼材としては、例えば車輌用台枠部材においてＳＵＳ３
０１Ｌなど準安定型オーステナイト相に強度の冷間加工
を付与し強度を得る加工硬化型ステンレス鋼材が挙げら
れ、強度と加工性を兼備している。しかしながら、この
系の材料は溶接などの入熱があると、その溶接部は軟化
するという欠点がある。また場合によっては溶接熱影響
部にＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層が生じ、粒界応
力腐食割れが発生することもある。
【０００３】以上に述べたように、構造用高強度ステン
レス鋼材として従来から知られている鋼は強度、加工
性、溶接軟化抵抗のすべてを兼ね備えてはいない。その
ような欠点のない新規な高強度ステンレス鋼材を得るた
めの研究は既に行われ、特開昭６３−２１０２３４号公
報および特開昭６３−２１０２４２号公報において焼入
れ後５５０〜７５０℃の温度に焼戻すことによる溶接軟
化のない高強度ステンレス鋼材が開示されている。しか
しながら、この焼戻し熱処理の入熱により材料強度（引
張強さ、耐力）が低下する現象があるため、連続ライン
において板厚が厚く板幅が広い材料の熱処理を行う場合
には、材料への入熱が不均一となり強度特性の不均一分
布の生じる問題があった。
レス鋼材として従来から知られている鋼は強度、加工
性、溶接軟化抵抗のすべてを兼ね備えてはいない。その
ような欠点のない新規な高強度ステンレス鋼材を得るた
めの研究は既に行われ、特開昭６３−２１０２３４号公
報および特開昭６３−２１０２４２号公報において焼入
れ後５５０〜７５０℃の温度に焼戻すことによる溶接軟
化のない高強度ステンレス鋼材が開示されている。しか
しながら、この焼戻し熱処理の入熱により材料強度（引
張強さ、耐力）が低下する現象があるため、連続ライン
において板厚が厚く板幅が広い材料の熱処理を行う場合
には、材料への入熱が不均一となり強度特性の不均一分
布の生じる問題があった。
【０００４】
【問題を解決するための手段】連続熱処理ラインにおい
て種々実験検討を重ねた結果、焼戻し過程で入熱により
強度の低下した場合でも、再度焼戻し処理を行えば入熱
による強度の変動幅が小さくなり、均一な強度特性の分
布を有する材料の得られることを知見し、この知見によ
り本発明を完成した。
て種々実験検討を重ねた結果、焼戻し過程で入熱により
強度の低下した場合でも、再度焼戻し処理を行えば入熱
による強度の変動幅が小さくなり、均一な強度特性の分
布を有する材料の得られることを知見し、この知見によ
り本発明を完成した。
【０００５】
【発明の構成】本発明は、重量％で、Ｃ：０．１０％以
下、Ｓｉ：５．５％以下、Ｍｎ：７．０％以下、Ｐ：
０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１
０．０〜１７．０％、Ｎｉ：３．０〜１０．０％、Ｎ：
０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純物か
らなり、かつ Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi＋２
０(Ｃ＋Ｎ） で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を３５％以上冷間圧延した後、５５０〜７５
０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を施
し、マルテンサイト（Ｍ）単相あるいはＭ相と微細なオ
ーステナイト（γ）の複相組織とした後、再び５５０〜
７５０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を
施すことによりＭ相とγ相の微細な複相組織とすること
を特徴とする加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼
材の製造方法を提供するものである。
下、Ｓｉ：５．５％以下、Ｍｎ：７．０％以下、Ｐ：
０．０５０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：１
０．０〜１７．０％、Ｎｉ：３．０〜１０．０％、Ｎ：
０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純物か
らなり、かつ Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi＋２
０(Ｃ＋Ｎ） で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を３５％以上冷間圧延した後、５５０〜７５
０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を施
し、マルテンサイト（Ｍ）単相あるいはＭ相と微細なオ
ーステナイト（γ）の複相組織とした後、再び５５０〜
７５０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を
施すことによりＭ相とγ相の微細な複相組織とすること
を特徴とする加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼
材の製造方法を提供するものである。
【０００６】本発明はまた、前記の組成に加えて、合計
で４％以下のＣｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上、
および／または合計で１％以下のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚ
ｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種または２種以上を含有する鋼
を素材とする同様の鋼材の製造方法が提供される。その
場合Ｎｉｅｑの定義は成分に応じて修正される。Ｃｕ、
Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０.７Ｍn＋０.５Ｃr＋０.３Ｓi＋２０
(Ｃ＋Ｎ)＋Ｃu＋Ｍo＋０.２Ｃo となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種
または２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi となり、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上、およ
びＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種または
２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi＋Ｃ
u＋Ｍo＋０．２Ｃo となる。本発明の鋼材の鋼は、その組成を上記の範囲内
とし、かつ、上記のように定義するＮｉｅｑが１３．０
〜１７．５になるように、組成を調整することによって
焼入状態で実質的にマルテンサイト相からなる組織を呈
する。
で４％以下のＣｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上、
および／または合計で１％以下のＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚ
ｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種または２種以上を含有する鋼
を素材とする同様の鋼材の製造方法が提供される。その
場合Ｎｉｅｑの定義は成分に応じて修正される。Ｃｕ、
Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０.７Ｍn＋０.５Ｃr＋０.３Ｓi＋２０
(Ｃ＋Ｎ)＋Ｃu＋Ｍo＋０.２Ｃo となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種
または２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi となり、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上、およ
びＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種または
２種以上を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi＋Ｃ
u＋Ｍo＋０．２Ｃo となる。本発明の鋼材の鋼は、その組成を上記の範囲内
とし、かつ、上記のように定義するＮｉｅｑが１３．０
〜１７．５になるように、組成を調整することによって
焼入状態で実質的にマルテンサイト相からなる組織を呈
する。
【０００７】
【発明の具体的開示】本発明に係る加工性に優れた構造
用高強度ステンレス鋼材の製造方法について具体的に説
明する。
用高強度ステンレス鋼材の製造方法について具体的に説
明する。
【０００８】本発明の素材鋼における組成限定の理由は
次の通りである。Ｃ：Ｃはオーステナイト生成元素であ
り、高温でのオーステナイト相形成に有効であり、熱処
理後の逆変態オーステナイト相およびマルテンサイト相
の強化に有効であるが、多すぎると伸び率を低下させ、
また、溶接部の耐食性を劣化させるので、０．１０％を
限度とする。
次の通りである。Ｃ：Ｃはオーステナイト生成元素であ
り、高温でのオーステナイト相形成に有効であり、熱処
理後の逆変態オーステナイト相およびマルテンサイト相
の強化に有効であるが、多すぎると伸び率を低下させ、
また、溶接部の耐食性を劣化させるので、０．１０％を
限度とする。
【０００９】Ｎ：ＮはＣと同様にオーステナイト形成元
素であり、高温でのオーステナイト相形成に有効であ
り、熱処理後の逆変態オーステナイト相の強度を上げ、
強化に有効であるが、多すぎると伸び率を低下させるの
で０．１０％を上限とする。
素であり、高温でのオーステナイト相形成に有効であ
り、熱処理後の逆変態オーステナイト相の強度を上げ、
強化に有効であるが、多すぎると伸び率を低下させるの
で０．１０％を上限とする。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉは熱処理後の逆変態オーステナ
イト相の強化に有効であり、かつ、熱処理時の温度の許
容範囲を広くするので有効な元素であるが、多すぎる
と、凝固時や溶接時の凝固割れを促進するので５．５％
を上限とする。
イト相の強化に有効であり、かつ、熱処理時の温度の許
容範囲を広くするので有効な元素であるが、多すぎる
と、凝固時や溶接時の凝固割れを促進するので５．５％
を上限とする。
【００１１】Ｍｎ：Ｍｎはオーステナイト相形成元素で
あり、Ｍｓ点の調整に必要な元素であるが、多すぎると
製鋼時に弊害となるので７．０％を上限とする。
あり、Ｍｓ点の調整に必要な元素であるが、多すぎると
製鋼時に弊害となるので７．０％を上限とする。
【００１２】Ｃｒ：Ｃｒは耐食性を付与する基本的成分
であり、１０．０％未満ではその効果がなく、一方１
７．０％を越えると、高温でオーステナイト形成元素を
多量に必要とし、その結果常温に持ち来らせられる時、
所望の組織が得られないので１７．０％を上限とする。
であり、１０．０％未満ではその効果がなく、一方１
７．０％を越えると、高温でオーステナイト形成元素を
多量に必要とし、その結果常温に持ち来らせられる時、
所望の組織が得られないので１７．０％を上限とする。
【００１３】Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト形成元素であ
り、高温でのオーステナイト単相化およびＭｓ点の調整
に必要な元素である。他の元素の含有量によって必要な
Ｎｉの含有量は異なってくる。高温でのオーステナイト
単相化とＭｓ点調整のためには少なくとも約３．０％を
必要とするが、他の成分の量が低減しても、Ｎｉが約１
０．０％を越えると所望の組織が得られなくなる。
り、高温でのオーステナイト単相化およびＭｓ点の調整
に必要な元素である。他の元素の含有量によって必要な
Ｎｉの含有量は異なってくる。高温でのオーステナイト
単相化とＭｓ点調整のためには少なくとも約３．０％を
必要とするが、他の成分の量が低減しても、Ｎｉが約１
０．０％を越えると所望の組織が得られなくなる。
【００１４】Ｐ：Ｐは溶製時に原料、副原料から混入し
てくる不可避的不純物であるが、多く含まれると、鋼を
脆くするので、０．０５０％を上限とする。
てくる不可避的不純物であるが、多く含まれると、鋼を
脆くするので、０．０５０％を上限とする。
【００１５】Ｓ：Ｓも溶製時に原料、副原料から混入し
て鋼を脆くするので０．０２０％を上限とする。
て鋼を脆くするので０．０２０％を上限とする。
【００１６】Ｃｕ：Ｃｕは元来耐食性を向上させるのに
有効な元素であるが、本発明鋼においてはＭｓ点を低下
させるのに有効である。約４．０％を越えると、熱間加
工性を著しく害するので約４．０％を上限とする。
有効な元素であるが、本発明鋼においてはＭｓ点を低下
させるのに有効である。約４．０％を越えると、熱間加
工性を著しく害するので約４．０％を上限とする。
【００１７】Ｍｏ：Ｍｏも耐食性を向上させ、逆変態オ
ーステナイトの強度を上昇させ、Ｍｓ点を低下させるの
に有効であるが、高価な材料であり多すぎると鋼材の価
格を上昇させるので４．０％を上限とする。
ーステナイトの強度を上昇させ、Ｍｓ点を低下させるの
に有効であるが、高価な材料であり多すぎると鋼材の価
格を上昇させるので４．０％を上限とする。
【００１８】Ｃｏ：Ｃｏは高温域でのオーステナイト化
作用が大きくＭｓ点を低下させる。Ｃｒ含有量の多い系
の組成調整に非常に有効な元素であるが、多すぎると鋼
の価格を上昇させるので４．０％を上限とする。以上の
Ｃｕ、ＭｏおよびＣｏの３元素は共通して耐食性を向上
させながら、マルテンサイト形成能力を他の成分との関
係において調整するのに有効である。この意味において
均等物である。
作用が大きくＭｓ点を低下させる。Ｃｒ含有量の多い系
の組成調整に非常に有効な元素であるが、多すぎると鋼
の価格を上昇させるので４．０％を上限とする。以上の
Ｃｕ、ＭｏおよびＣｏの３元素は共通して耐食性を向上
させながら、マルテンサイト形成能力を他の成分との関
係において調整するのに有効である。この意味において
均等物である。
【００１９】Ｔｉ：Ｔｉは炭化物形成元素であり、溶接
時のＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層発生の抑制や逆
変態オーステナイト相の結晶成長の抑制に有効な元素で
あるが、多すぎると表面疵の原因となったり、溶接時に
スカム形成の原因となるので、１．０％を上限とする。
時のＣｒ炭化物の析出によるＣｒ欠乏層発生の抑制や逆
変態オーステナイト相の結晶成長の抑制に有効な元素で
あるが、多すぎると表面疵の原因となったり、溶接時に
スカム形成の原因となるので、１．０％を上限とする。
【００２０】Ｎｂ：Ｎｂは溶接時のＣｒ炭化物の析出に
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒成長の抑制に有効な成分であるが、多すぎると
鋳造時や溶接時の凝固割れを促進するばかりでなく、材
料の延性をも害するので１．０％を上限とする。
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒成長の抑制に有効な成分であるが、多すぎると
鋳造時や溶接時の凝固割れを促進するばかりでなく、材
料の延性をも害するので１．０％を上限とする。
【００２１】Ｖ：Ｖは溶接時のＣｒ炭化物析出によるＣ
ｒ欠乏層の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な成分であるが、多すぎると材料の延性を
害するので１．０％を上限とする。
ｒ欠乏層の抑制や逆変態オーステナイト相の結晶粒成長
の抑制に有効な成分であるが、多すぎると材料の延性を
害するので１．０％を上限とする。
【００２２】Ｚｒ：Ｚｒは溶接時のＣｒ炭化物の析出に
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒の抑制に有効な元素であるが、多すぎると鋳造
時や溶接時に酸化物系の非金属介在物を形成し、鋼の延
性や表面性状を害するので１．０％を上限とする。
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒の抑制に有効な元素であるが、多すぎると鋳造
時や溶接時に酸化物系の非金属介在物を形成し、鋼の延
性や表面性状を害するので１．０％を上限とする。
【００２３】Ａｌ：Ａｌは鋼中のＮを固定し、逆変態オ
ーステナイト相の結晶粒成長を抑制する効果が著しい
が、多すぎると溶接時の湯流れが悪くなるので１．０％
を上限とする。
ーステナイト相の結晶粒成長を抑制する効果が著しい
が、多すぎると溶接時の湯流れが悪くなるので１．０％
を上限とする。
【００２４】Ｂ：Ｂは逆変態オーステナイト相の結晶粒
成長の抑制や熱間加工性の改善に有効であるが、多すぎ
ると鋼の延性を害するので１．０％を上限とする。
成長の抑制や熱間加工性の改善に有効であるが、多すぎ
ると鋼の延性を害するので１．０％を上限とする。
【００２５】Ｔａ：Ｔａは溶接時のＣｒ炭化物の析出に
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒成長の抑制に有効な元素であるが、多すぎると
鋳造時や溶接時の凝固割れを促進するばかりでなく、材
料の延性をも害するので１．０％を上限とする。以上の
７元素は、炭化物、窒化物形成元素であって、いずれも
逆変態オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、その効
果が著しい。その意味で均等物である。
よるＣｒ欠乏層の発生の抑制や逆変態オーステナイト相
の結晶粒成長の抑制に有効な元素であるが、多すぎると
鋳造時や溶接時の凝固割れを促進するばかりでなく、材
料の延性をも害するので１．０％を上限とする。以上の
７元素は、炭化物、窒化物形成元素であって、いずれも
逆変態オーステナイトの結晶粒の成長を抑制し、その効
果が著しい。その意味で均等物である。
【００２６】ニッケル当量値（Ｎｉｅｑ）限定理由は次
の通りである。本発明方法の素材鋼において、マルテン
サイト変態終了温度は室温（１５０〜−１０℃）近くで
なくてはならない。本発明方法の素材鋼は熱間圧延時、
焼鈍時あるいは溶接時にさらされるような高温領域で
は、オーステナイト単相または、少量の（約１０％）の
δフェライト相を含むオーステナイト相であるが、この
状態から室温まで持ち来たされてきた時には実質的にマ
ルテンサイト組織でなければならない。「実質的」と
は、少量（約２５％）のオーステナイトおよび少量（約
１０％）のフェライトが存在していてもよいことを意味
する。本発明の素材鋼において、種々の元素が合金化さ
れているが、本発明者等は、その組成が先に示した成分
表と定義されたニッケル当量（Ｎｉｅｑ）の限定式に従
う限り、室温で実質的にマルテンサイト組織であり、冒
頭に記した本発明の目的を達成できることを知見した。
の通りである。本発明方法の素材鋼において、マルテン
サイト変態終了温度は室温（１５０〜−１０℃）近くで
なくてはならない。本発明方法の素材鋼は熱間圧延時、
焼鈍時あるいは溶接時にさらされるような高温領域で
は、オーステナイト単相または、少量の（約１０％）の
δフェライト相を含むオーステナイト相であるが、この
状態から室温まで持ち来たされてきた時には実質的にマ
ルテンサイト組織でなければならない。「実質的」と
は、少量（約２５％）のオーステナイトおよび少量（約
１０％）のフェライトが存在していてもよいことを意味
する。本発明の素材鋼において、種々の元素が合金化さ
れているが、本発明者等は、その組成が先に示した成分
表と定義されたニッケル当量（Ｎｉｅｑ）の限定式に従
う限り、室温で実質的にマルテンサイト組織であり、冒
頭に記した本発明の目的を達成できることを知見した。
【００２７】即ち、前述の組成範囲内にあっても、それ
ぞれ定義したニッケル当量値が１３未満の鋼はＭｓ点が
高すぎて、本発明で規定する熱処理を施しても所望の高
い伸びを達成できない。また、この値が１７．５より大
きい鋼は溶接のように熱履歴を受けると溶接部が軟化
し、目的とする高強度部材が得られない。Ｎｉｅｑの式
について、各成分元素の変態に対する寄与度を考慮して
Ｎｉのオーステナイト形成能を基準として係数を定めて
Ｎｉ量に換算したものである。Ｔｉ以下の７元素は、上
記の性質に関して中立的であり、かつＣ、Ｎのオーステ
ナイト形成能を打ち消すので、これらを含む組成では、
これらの元素およびＣ、Ｎは考慮に入れない。
ぞれ定義したニッケル当量値が１３未満の鋼はＭｓ点が
高すぎて、本発明で規定する熱処理を施しても所望の高
い伸びを達成できない。また、この値が１７．５より大
きい鋼は溶接のように熱履歴を受けると溶接部が軟化
し、目的とする高強度部材が得られない。Ｎｉｅｑの式
について、各成分元素の変態に対する寄与度を考慮して
Ｎｉのオーステナイト形成能を基準として係数を定めて
Ｎｉ量に換算したものである。Ｔｉ以下の７元素は、上
記の性質に関して中立的であり、かつＣ、Ｎのオーステ
ナイト形成能を打ち消すので、これらを含む組成では、
これらの元素およびＣ、Ｎは考慮に入れない。
【００２８】本発明方法における熱処理条件の限定の理
由は次の通りである。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は１０００Ｎ／ｍｍ2程度の引張強さを有する
が、伸び率は高々６％程度で、満足な加工性を有すると
は言い難い。５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以
下の熱処理を施しマルテンサイトの一部をオーステナイ
トに逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的
に多少とも安定で、その後の冷却によって必ずしも全量
がマルテンサイトに戻らず、オーステナイトのまま留ま
ることもある。この熱処理により大きな延性がもたらさ
れるが、５５０℃未満ではこの延性をもたらす効果が少
なく、７５０℃より高い温度では耐力が低下するととも
に延性も低下する。時間は処理温度に依存し処理温度が
高い場合は逆変態処理時間は短時間であり、また処理温
度が低い場合は比較的長時間となる。この際、熱処理温
度の上昇による耐力の低下が大きい問題点を有してい
た。そこで、比較的低い温度で長時間の熱処理を行えば
耐力低下の問題が生じないため、ベル炉を用いる長時間
熱処理方法については前述のように本発明者らが既に特
許出願している。しかし、生産能率の観点からはバッチ
式のベル炉による方法ではなく連続熱処理炉による短時
間加熱方法を確立することが望まれていた。ところが、
連続熱処理炉による短時間熱処理方法では材料の板厚が
厚かったり、板幅が大きいなどの熱容量が大きい場合に
は３０分以下の短時間熱処理による入熱の不均一に起因
する強度特性の材料内変動が発生する場合があった。そ
こで、連続熱処理炉において一段熱処理を施した後、再
度５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以下の熱処理
を施せば、図１に示すように熱処理に伴う材料特性の変
動幅が小さく、板厚、板幅、板長手方向に均一な材料特
性を有する材料の得られることが明らかとなった。
由は次の通りである。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は１０００Ｎ／ｍｍ2程度の引張強さを有する
が、伸び率は高々６％程度で、満足な加工性を有すると
は言い難い。５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以
下の熱処理を施しマルテンサイトの一部をオーステナイ
トに逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的
に多少とも安定で、その後の冷却によって必ずしも全量
がマルテンサイトに戻らず、オーステナイトのまま留ま
ることもある。この熱処理により大きな延性がもたらさ
れるが、５５０℃未満ではこの延性をもたらす効果が少
なく、７５０℃より高い温度では耐力が低下するととも
に延性も低下する。時間は処理温度に依存し処理温度が
高い場合は逆変態処理時間は短時間であり、また処理温
度が低い場合は比較的長時間となる。この際、熱処理温
度の上昇による耐力の低下が大きい問題点を有してい
た。そこで、比較的低い温度で長時間の熱処理を行えば
耐力低下の問題が生じないため、ベル炉を用いる長時間
熱処理方法については前述のように本発明者らが既に特
許出願している。しかし、生産能率の観点からはバッチ
式のベル炉による方法ではなく連続熱処理炉による短時
間加熱方法を確立することが望まれていた。ところが、
連続熱処理炉による短時間熱処理方法では材料の板厚が
厚かったり、板幅が大きいなどの熱容量が大きい場合に
は３０分以下の短時間熱処理による入熱の不均一に起因
する強度特性の材料内変動が発生する場合があった。そ
こで、連続熱処理炉において一段熱処理を施した後、再
度５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以下の熱処理
を施せば、図１に示すように熱処理に伴う材料特性の変
動幅が小さく、板厚、板幅、板長手方向に均一な材料特
性を有する材料の得られることが明らかとなった。
【００２９】熱処理前の冷間圧延率は３５％未満では熱
処理されて生じる逆変態オーステナイトが十分に小さく
ならず、十分高い耐力が得られない。本発明の熱処理方
法においては、要求される表面特性によって雰囲気が選
択される。すなわち、光輝表面が必要な場合は、水素、
水素と窒素、水素と不活性ガス等の雰囲気が選択され
る。一方、本発明の熱処理を行った後に、酸洗によって
スケール除去を経る場合は、重油、灯油、軽油などの可
燃性油やプロパン等の可燃性ガスの燃焼雰囲気および大
気、窒素、不活性ガス等の雰囲気等が選択されるが、こ
れらの雰囲気で本発明の熱処理が実施された場合、熱処
理後の機械的性質には何ら影響がないことが確認されて
いる。また熱処理設備については、連続光輝焼鈍ライン
および連続焼鈍酸洗ラインなどの連続熱処理設備を用い
ることが可能である。
処理されて生じる逆変態オーステナイトが十分に小さく
ならず、十分高い耐力が得られない。本発明の熱処理方
法においては、要求される表面特性によって雰囲気が選
択される。すなわち、光輝表面が必要な場合は、水素、
水素と窒素、水素と不活性ガス等の雰囲気が選択され
る。一方、本発明の熱処理を行った後に、酸洗によって
スケール除去を経る場合は、重油、灯油、軽油などの可
燃性油やプロパン等の可燃性ガスの燃焼雰囲気および大
気、窒素、不活性ガス等の雰囲気等が選択されるが、こ
れらの雰囲気で本発明の熱処理が実施された場合、熱処
理後の機械的性質には何ら影響がないことが確認されて
いる。また熱処理設備については、連続光輝焼鈍ライン
および連続焼鈍酸洗ラインなどの連続熱処理設備を用い
ることが可能である。
【００３０】
【実施例】本発明方法の具体例を比較例とともに示す。
【００３１】
【表１】
【００３２】表１に本発明方法の鋼の具体例を比較鋼と
ともに示す。試料Ｎｏ．１〜７は本発明の方法の鋼であ
る。試料Ｎｏ．Ａ、Ｂは比較鋼であり、その組成は規定
された組成範囲内にあるが、Ｎｉ当量値がＡでは１３未
満であり、Ｂでは１７．５を越えており、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、溶体化処理、冷間圧延に
より２ｍｍ厚、１００ｍｍ幅とし、さらに１０３０℃×
５分（均熱）の焼鈍を施し実質的にマルテンサイト
（Ｍ）相組織とした後に、５０％の冷間圧延を施し１ｍ
ｍ厚とし、次いで５５０〜７５０℃×０分（均熱）の逆
変態熱処理を施してＭ相とオーステナイト（γ）相の混
合組織とした（１段熱処理材）後、再び５５０〜７５０
℃×０分（均熱）の熱処理を施した（２段熱処理材）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。
ともに示す。試料Ｎｏ．１〜７は本発明の方法の鋼であ
る。試料Ｎｏ．Ａ、Ｂは比較鋼であり、その組成は規定
された組成範囲内にあるが、Ｎｉ当量値がＡでは１３未
満であり、Ｂでは１７．５を越えており、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、溶体化処理、冷間圧延に
より２ｍｍ厚、１００ｍｍ幅とし、さらに１０３０℃×
５分（均熱）の焼鈍を施し実質的にマルテンサイト
（Ｍ）相組織とした後に、５０％の冷間圧延を施し１ｍ
ｍ厚とし、次いで５５０〜７５０℃×０分（均熱）の逆
変態熱処理を施してＭ相とオーステナイト（γ）相の混
合組織とした（１段熱処理材）後、再び５５０〜７５０
℃×０分（均熱）の熱処理を施した（２段熱処理材）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。
【００３３】
【表２】
【００３４】表２は表１に示す各鋼について、５０％冷
間圧延後、７００℃×０分（均熱）の熱処理を施した後
および再度７００℃×０分（均熱）の熱処理を施した後
の耐力、引張強さ、伸びおよび硬さを示したものであ
る。
間圧延後、７００℃×０分（均熱）の熱処理を施した後
および再度７００℃×０分（均熱）の熱処理を施した後
の耐力、引張強さ、伸びおよび硬さを示したものであ
る。
【００３５】
【表３】
【００３６】表３は試料Ｎｏ．１（Ｎｉ当量：１３．
４）、Ｎｏ．２（Ｎｉ当量：１７．１）およびＮｏ．４
（Ｎｉ当量：１５．５）について６ｍｍ厚の熱延板に１
０３０℃×５分（均熱）の焼鈍をした後、５０％の冷間
圧延により３ｍｍ厚とし、次いで５５０〜７５０℃×０
分（均熱）の短時間逆変態処理を施したもの（１段熱処
理材）と７００℃×０分（均熱）で第１回目処理を施し
た後に５５０〜７５０℃×０分（均熱）の短時間逆変態
処理を施したものを試験片とした。表３の結果を図１に
示す。
４）、Ｎｏ．２（Ｎｉ当量：１７．１）およびＮｏ．４
（Ｎｉ当量：１５．５）について６ｍｍ厚の熱延板に１
０３０℃×５分（均熱）の焼鈍をした後、５０％の冷間
圧延により３ｍｍ厚とし、次いで５５０〜７５０℃×０
分（均熱）の短時間逆変態処理を施したもの（１段熱処
理材）と７００℃×０分（均熱）で第１回目処理を施し
た後に５５０〜７５０℃×０分（均熱）の短時間逆変態
処理を施したものを試験片とした。表３の結果を図１に
示す。
【００３７】図１にＳ．Ｎｏ．１、Ｓ．Ｎｏ．２、Ｓ．
Ｎｏ．４の耐力（σ０．２）および伸びに及ぼす逆変態
処理温度の影響を示す。この場合の加工熱処理条件は、
（イ）焼鈍材に５０％の冷間圧延を施し、次いで均熱時
間０分で５５０〜７５０℃の温度範囲で熱処理を行った
ものと、（ロ）焼鈍材に５０％の冷間圧延を施し、次い
で７００℃で均熱０分の熱処理を行った後、さらに均熱
時間０分で５５０〜７５０℃の温度範囲で熱処理を行っ
たものである。図示されるように、二段熱処理材は一段
熱処理材に比べて、処理温度の上昇にともなう耐力の減
少量は小さい。すなわち、一段熱処理材では処理温度が
５５０℃から７５０℃に上昇すると耐力は約８００Ｎ／
ｍｍ2低下するが、二段熱処理材では約２００Ｎ／ｍｍ2
減少するにとどまる。一方、伸びも処理温度による変動
幅は一段熱処理材に比べて二段熱処理材の方が小さい。
また、表４には厚さ３ｍｍの材料に一段熱処理した場合
と二段熱処理した場合の機械特性の比較を示す。
Ｎｏ．４の耐力（σ０．２）および伸びに及ぼす逆変態
処理温度の影響を示す。この場合の加工熱処理条件は、
（イ）焼鈍材に５０％の冷間圧延を施し、次いで均熱時
間０分で５５０〜７５０℃の温度範囲で熱処理を行った
ものと、（ロ）焼鈍材に５０％の冷間圧延を施し、次い
で７００℃で均熱０分の熱処理を行った後、さらに均熱
時間０分で５５０〜７５０℃の温度範囲で熱処理を行っ
たものである。図示されるように、二段熱処理材は一段
熱処理材に比べて、処理温度の上昇にともなう耐力の減
少量は小さい。すなわち、一段熱処理材では処理温度が
５５０℃から７５０℃に上昇すると耐力は約８００Ｎ／
ｍｍ2低下するが、二段熱処理材では約２００Ｎ／ｍｍ2
減少するにとどまる。一方、伸びも処理温度による変動
幅は一段熱処理材に比べて二段熱処理材の方が小さい。
また、表４には厚さ３ｍｍの材料に一段熱処理した場合
と二段熱処理した場合の機械特性の比較を示す。
【００３８】
【表４】 表４ コイル中央部 コイル端部 σ0.2×１０ δ σ0.2×１０ δ (Ｎ／ｍｍ2) (％) (Ｎ／ｍｍ2) (％) １段熱処理＊１ 118 10.2 101 21.3 ２段熱処理＊２ 80 20.3 79 19.8 ・Ｆe−１３.２Ｃr−７.４Ｍn−３.１Ｓi−０.０１Ｃ−
０.０１Ｎ ＊１ 連続焼鈍ライン、設定炉温：７２０℃ ＊２ 連続焼鈍ライン、設定炉温：７５０℃ 表４より、一段熱処理を付与しただけの材料では、コイ
ル中央部に比べてコイル端部では耐力が低く伸びが高い
が、二段熱処理を施した材料では、コイル全幅にわたっ
てほぼ一様な耐力および伸び即ち、耐力８００Ｎ／ｍｍ
2程度の強度レベルと約２０％の伸びが得られている。
したがって、本発明の熱処理温度範囲内では板厚につい
て短時間逆変態処理後に板幅、板厚、板長方向に短時間
の逆変態処理を付与する場合に二段熱処理が有用である
ことが明らかである。
０.０１Ｎ ＊１ 連続焼鈍ライン、設定炉温：７２０℃ ＊２ 連続焼鈍ライン、設定炉温：７５０℃ 表４より、一段熱処理を付与しただけの材料では、コイ
ル中央部に比べてコイル端部では耐力が低く伸びが高い
が、二段熱処理を施した材料では、コイル全幅にわたっ
てほぼ一様な耐力および伸び即ち、耐力８００Ｎ／ｍｍ
2程度の強度レベルと約２０％の伸びが得られている。
したがって、本発明の熱処理温度範囲内では板厚につい
て短時間逆変態処理後に板幅、板厚、板長方向に短時間
の逆変態処理を付与する場合に二段熱処理が有用である
ことが明らかである。
【００３９】
【発明の効果】本発明の方法によれば従来存在しなかっ
た材料、すなわち、耐力８００Ｎ／ｍｍ2程度の強度レ
ベルと約２０％の伸びを有し、溶接部の強度低下のない
ステンレス鋼を製造することが可能となり、車輌台枠材
や建築部材などに代表される厚板で曲げ性、高強度と耐
溶接軟化性が要求される構造部材等の分野へ本発明がも
たらす効果は極めて大きなものがある。
た材料、すなわち、耐力８００Ｎ／ｍｍ2程度の強度レ
ベルと約２０％の伸びを有し、溶接部の強度低下のない
ステンレス鋼を製造することが可能となり、車輌台枠材
や建築部材などに代表される厚板で曲げ性、高強度と耐
溶接軟化性が要求される構造部材等の分野へ本発明がも
たらす効果は極めて大きなものがある。
【図１】 耐力および伸びに及ぼす逆変態処理温度の影
響を示す図である。
響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.5 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 (72)発明者 井川 孝 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所ステンレス・高合金 研究部内 (72)発明者 藤本 廣 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所ステンレス・高合金 研究部内 (72)発明者 堀 芳明 山口県新南陽市野村南町4976番地 日新製 鋼株式会社鉄鋼研究所ステンレス・高合金 研究部内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０．１０％以下 Ｓｉ：５．５％以下 Ｍｎ：７．０％以下 Ｐ：０．０５０％以下 Ｓ：０．０２０％以下 Ｃｒ：１０．０〜１７．０％ Ｎｉ：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純
物からなり、かつＮｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃ
r＋０．３Ｓi＋２０(Ｃ＋Ｎ） で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を常法によって熱延コイルとし、３５％以上
冷間圧延した後、５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０
分以下の範囲内で熱処理を施し、マルテンサイト（Ｍ）
単相あるいはＭ相と微細なオーステナイト（γ）相の複
相組織とした後、再び５５０〜７５０℃の温度範囲内で
３０分以下の範囲内で熱処理を施すことによりＭ相とγ
相の微細な複相組織とすることを特徴とする加工性に優
れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項２】 重量％で、 Ｃ：０．１０％以下 Ｓｉ：５．５％以下 Ｍｎ：７．０％以下 Ｐ：０．０５０％以下 Ｓ：０．０２０％以下 Ｃｒ：１０．０〜１７．０％ Ｎｉ：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下を含有し、 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で４％以
下を含有し、残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、かつ Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０.７Ｍn＋０.５Ｃr＋０.３Ｓi＋２０
(Ｃ＋Ｎ)＋Ｃu＋Ｍo＋０.２Ｃo で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を３５％以上冷間圧延した後、５５０〜７５
０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を施
し、Ｍ単相あるいはＭ相と微細なγ相の複相組織とした
後、再び５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以下の
範囲内で熱処理を施すことによりＭ相とγ相の微細な複
相組織とすることを特徴とする加工性に優れた構造用高
強度ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０．１０％以下 Ｓｉ：５．５％以下 Ｍｎ：７．０％以下 Ｐ：０．０５０％以下 Ｓ：０．０２０％以下 Ｃｒ：１０．０〜１７．０％ Ｎｉ：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種または２
種以上を合計で１．０％以下含有し、残部Ｆｅと不可避
的不純物からなり、かつ Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を３５％以上冷間圧延した後、５５０〜７５
０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を施
し、Ｍ単相あるいはＭ相と微細なγ相の複相組織とした
後、再び５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以下の
範囲内で熱処理を施すことによりＭ相とγ相の微細な複
相組織とすることを特徴とする加工性に優れた構造用高
強度ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、 Ｃ：０．１０％以下 Ｓｉ：５．５％以下 Ｍｎ：７．０％以下 Ｐ：０．０５０％以下 Ｓ：０．０２０％以下 Ｃｒ：１０．０〜１７．０％ Ｎｉ：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｏの１種または２種以上を合計で４．０
％以下、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種
または２種以上を合計で１．０％以下含有し、残部Ｆｅ
と不可避的不純物からなり、かつ Ｎｉｅｑ＝Ｎi＋０．７Ｍn＋０．５Ｃr＋０．３Ｓi＋Ｃ
u＋Ｍo＋０．２Ｃo で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲
内にある鋼を３５％以上冷間圧延した後、５５０〜７５
０℃の温度範囲内で３０分以下の範囲内で熱処理を施
し、Ｍ単相あるいはＭ相と微細なγ相の複相組織とした
後、再び５５０〜７５０℃の温度範囲内で３０分以下の
範囲内で熱処理を施すことによりＭ相とγ相の微細な複
相組織とすることを特徴とする加工性に優れた構造用高
強度ステンレス鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35013591A JPH05195054A (ja) | 1991-12-10 | 1991-12-10 | 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35013591A JPH05195054A (ja) | 1991-12-10 | 1991-12-10 | 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05195054A true JPH05195054A (ja) | 1993-08-03 |
Family
ID=18408468
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35013591A Withdrawn JPH05195054A (ja) | 1991-12-10 | 1991-12-10 | 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05195054A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07310143A (ja) * | 1994-05-13 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイトステンレス鋼 |
| US6423160B1 (en) * | 1999-05-07 | 2002-07-23 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Stainless steel plate for shadow mask method for production thereof and shadow mask |
| JP2013159857A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-19 | Ota Precision Industry Co Ltd | ゴルフクラブヘッド用Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金 |
| CN104588473A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-05-06 | 中国科学院金属研究所 | 高强塑积汽车零件热冲压碳配分一体化工艺 |
| CN105648176A (zh) * | 2016-03-11 | 2016-06-08 | 常州大学 | 一种抑制奥氏体不锈钢形变时发生马氏体相变的热加工工艺 |
| CN107075632A (zh) * | 2014-09-25 | 2017-08-18 | 新日铁住金株式会社 | 奥氏体系不锈钢板和其制造方法 |
-
1991
- 1991-12-10 JP JP35013591A patent/JPH05195054A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07310143A (ja) * | 1994-05-13 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Ind Ltd | マルテンサイトステンレス鋼 |
| US6423160B1 (en) * | 1999-05-07 | 2002-07-23 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | Stainless steel plate for shadow mask method for production thereof and shadow mask |
| JP2013159857A (ja) * | 2012-02-02 | 2013-08-19 | Ota Precision Industry Co Ltd | ゴルフクラブヘッド用Ｆｅ−Ｃｒ−Ｎｉ系合金 |
| CN107075632A (zh) * | 2014-09-25 | 2017-08-18 | 新日铁住金株式会社 | 奥氏体系不锈钢板和其制造方法 |
| CN104588473A (zh) * | 2014-11-28 | 2015-05-06 | 中国科学院金属研究所 | 高强塑积汽车零件热冲压碳配分一体化工艺 |
| CN105648176A (zh) * | 2016-03-11 | 2016-06-08 | 常州大学 | 一种抑制奥氏体不锈钢形变时发生马氏体相变的热加工工艺 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR900006605B1 (ko) | 가공성이 우수하고 용접 연화가 없는 고강도 스테인레스 강재의 제조 방법 | |
| EP0796352B1 (en) | Ultra-high strength steels and method thereof | |
| EP1375694B1 (en) | Hot-rolled steel strip and method for manufacturing the same | |
| JPH0445576B2 (ja) | ||
| JP6573059B1 (ja) | ニッケル含有鋼板 | |
| JPS63241114A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた高靭性高張力鋼の製造法 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3448777B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH01184226A (ja) | 高延性高強度複合組織鋼板の製造法 | |
| JPH06145891A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH05195054A (ja) | 加工性に優れた構造用高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP3422864B2 (ja) | 加工性の優れたステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2826819B2 (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH06287635A (ja) | 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPS63213619A (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH07216451A (ja) | 溶接軟化抵抗の高い高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JPH08296000A (ja) | 加工性および耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPH07258788A (ja) | 脆性亀裂伝播停止特性と低温靭性の優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JPH06306551A (ja) | 高強度マルテンサイトステンレス鋼とその製造方法 | |
| JPH06116682A (ja) | 焼付け硬化性を有する高強度缶用薄鋼板及びその製造方法 | |
| JPH07110971B2 (ja) | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 | |
| JP3298718B2 (ja) | 極厚調質型高強度鋼板の製造方法 | |
| JPH09256038A (ja) | 厚鋼板の応力除去焼鈍処理前の熱処理方法 | |
| JPH07268561A (ja) | 熱間加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼 | |
| JPH09125141A (ja) | 高強度高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼材の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 19990311 |