JPH06287635A - 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 - Google Patents
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Info
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- JPH06287635A JPH06287635A JP9515593A JP9515593A JPH06287635A JP H06287635 A JPH06287635 A JP H06287635A JP 9515593 A JP9515593 A JP 9515593A JP 9515593 A JP9515593 A JP 9515593A JP H06287635 A JPH06287635 A JP H06287635A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 構造部材として要求される900N/mm2
以上の高い0.2%耐力を示し、かつ高い延性と優れた
耐溶接軟化特性をもつ高耐力・高強度ステンレス鋼材を
得る。 【構成】 この高耐力・高強度ステンレス鋼材は、C:
0.10%以下、Si:4.5%以下、Mn:5.0%
以下、P:0.060%以下、S:0.030%以下、
Cr:10.0〜17.0%、Ni:3.0〜10.0
%、N:0.10%以下を含み、さらに選択的にCu,
Mo,W,Coの1種以上合計で4.0%以下および/
またはTi,Nb,V,Zr,Al,B,Taの1種以
上合計で1.0%以下を含み、残部Feと不可避的不純
物からなり、添加元素に応じて定義されるNieqの値
が13.0〜17.5の範囲内にある鋼に、575〜7
50℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、4
00〜600℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施す
ことを特徴とする製造方法にて製造できる。
以上の高い0.2%耐力を示し、かつ高い延性と優れた
耐溶接軟化特性をもつ高耐力・高強度ステンレス鋼材を
得る。 【構成】 この高耐力・高強度ステンレス鋼材は、C:
0.10%以下、Si:4.5%以下、Mn:5.0%
以下、P:0.060%以下、S:0.030%以下、
Cr:10.0〜17.0%、Ni:3.0〜10.0
%、N:0.10%以下を含み、さらに選択的にCu,
Mo,W,Coの1種以上合計で4.0%以下および/
またはTi,Nb,V,Zr,Al,B,Taの1種以
上合計で1.0%以下を含み、残部Feと不可避的不純
物からなり、添加元素に応じて定義されるNieqの値
が13.0〜17.5の範囲内にある鋼に、575〜7
50℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、4
00〜600℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施す
ことを特徴とする製造方法にて製造できる。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】本発明は、構造材料などに使用さ
れる高耐力・高強度ステンレス鋼の製造方法に関する。
れる高耐力・高強度ステンレス鋼の製造方法に関する。
【0002】
【従来の技術】ステンレス鋼を構造材料として使用する
場合、十分な変形抵抗を有し、破断強さが大きく、かつ
破断に至るまでの伸びが大きいことが要求される。さら
に構造物は溶接施工で組み立てられることが多いことか
ら、その材料特性については溶接時の溶接入熱による強
度低下がなく、母材と同等の性能を有することが望まし
い。
場合、十分な変形抵抗を有し、破断強さが大きく、かつ
破断に至るまでの伸びが大きいことが要求される。さら
に構造物は溶接施工で組み立てられることが多いことか
ら、その材料特性については溶接時の溶接入熱による強
度低下がなく、母材と同等の性能を有することが望まし
い。
【0003】既存の高耐力・高強度ステンレス鋼として
は、(1)マルテンサイト系ステンレス鋼、(2)加工
硬化型オ−ステナイト系ステンレス鋼、(3)析出硬化
型ステンレス鋼に大別される。
は、(1)マルテンサイト系ステンレス鋼、(2)加工
硬化型オ−ステナイト系ステンレス鋼、(3)析出硬化
型ステンレス鋼に大別される。
【0004】マルテンサイト系ステンレス鋼は主にFe
−Cr−Cからなり、焼入れ温度領域(900〜110
0℃であるが、Cr、Cの含有量によって変わる)では
実質的にオーステナイト単相であるが、マルテンサイト
変態開始点(Ms点)が室温以上にあって、いわゆる
「焼入れ」により高強度を得る鋼である。
−Cr−Cからなり、焼入れ温度領域(900〜110
0℃であるが、Cr、Cの含有量によって変わる)では
実質的にオーステナイト単相であるが、マルテンサイト
変態開始点(Ms点)が室温以上にあって、いわゆる
「焼入れ」により高強度を得る鋼である。
【0005】この系の鋼は焼入れ状態あるいは焼入れ焼
戻し状態では硬くて加工性に乏しい。そのため、通常は
焼なまし状態で、曲げ、切削、切断などの加工が加えら
れ、所望の形状が与えられた後に焼入れ焼き戻し等の熱
処理が施されて高強度が付与される。しかし、大きな部
材は熱処理が困難であり、また溶接に際して溶接割れを
起こし易く、溶接後に溶接部に後熱処理を施さねばなら
ぬなどの欠点がある。そこで、マルテンサイト系ステン
レス鋼を構造部材として使用することを考慮する場合、
上記の欠点を補う手段として、Cを低く抑えた組成で、
焼入れ状態でラスマルテンサイト相を呈する鋼が考えら
れ、例えば、特公昭51−35447号に示される鋼が
ある。この公報の特許請求の範囲内の鋼の一例が「日新
製鋼技報」(昭和50年12月発行No.33)に紹介
されており、その化学組成はC:0.032%,Si:
0.75%,Mn:0.14%,Ni:4.01%,C
r:12.4%,Ti:0.31%であり、この材料は
約1059N/mm2 の引張り強さ、約6%の伸びを有
し、しかも溶接軟化が小さいことが示されている。溶接
軟化が小さいこと、引張り強さが高いことは溶接構造材
として好ましいが、伸び率が小さいので、例えば、軽度
の加工でも割れが発生し易く構造用加工材としては不満
足なものである。
戻し状態では硬くて加工性に乏しい。そのため、通常は
焼なまし状態で、曲げ、切削、切断などの加工が加えら
れ、所望の形状が与えられた後に焼入れ焼き戻し等の熱
処理が施されて高強度が付与される。しかし、大きな部
材は熱処理が困難であり、また溶接に際して溶接割れを
起こし易く、溶接後に溶接部に後熱処理を施さねばなら
ぬなどの欠点がある。そこで、マルテンサイト系ステン
レス鋼を構造部材として使用することを考慮する場合、
上記の欠点を補う手段として、Cを低く抑えた組成で、
焼入れ状態でラスマルテンサイト相を呈する鋼が考えら
れ、例えば、特公昭51−35447号に示される鋼が
ある。この公報の特許請求の範囲内の鋼の一例が「日新
製鋼技報」(昭和50年12月発行No.33)に紹介
されており、その化学組成はC:0.032%,Si:
0.75%,Mn:0.14%,Ni:4.01%,C
r:12.4%,Ti:0.31%であり、この材料は
約1059N/mm2 の引張り強さ、約6%の伸びを有
し、しかも溶接軟化が小さいことが示されている。溶接
軟化が小さいこと、引張り強さが高いことは溶接構造材
として好ましいが、伸び率が小さいので、例えば、軽度
の加工でも割れが発生し易く構造用加工材としては不満
足なものである。
【0006】加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼
は、SUS301、201、304、202などの準安
定オーステナイト相を有するステンレス鋼で、冷間加工
を施して強化するものである。この強化法による機械的
性質はJIS G4307に規定されている。例えば、
SUS301の1/2Hでは、耐力755N/mm2以
上、引張り強さ1030N/mm2 、伸び10%以上と
規定されており、引張り強さ、伸びともに大きい値を示
している。しかし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、粒界型応力腐食割れが発生することがあ
る。
は、SUS301、201、304、202などの準安
定オーステナイト相を有するステンレス鋼で、冷間加工
を施して強化するものである。この強化法による機械的
性質はJIS G4307に規定されている。例えば、
SUS301の1/2Hでは、耐力755N/mm2以
上、引張り強さ1030N/mm2 、伸び10%以上と
規定されており、引張り強さ、伸びともに大きい値を示
している。しかし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、粒界型応力腐食割れが発生することがあ
る。
【0007】析出硬化型ステンレス鋼はマトリックスの
組織によってマルテンサイト系、フェライト系、オース
テナイト系などに分類されるが、いずれも時効硬化元素
であるAl,Ti,Nb,Cu,Mo,V,Taなどの
1種または2種以上を含有し、過飽和状態の固溶体を時
効処理することにより、金属間化合物を析出させて強化
するものである。これらの鋼はマトリックスの違い、時
効硬化に寄与する元素の含有量などによって、時効処理
後の機械的性質は異なるが、例えば析出硬化熱処理後の
SUS631は1030N/mm2 以上の耐力、122
5N/mm2 の引張り強さ、4〜6%の伸びを有する。
組織によってマルテンサイト系、フェライト系、オース
テナイト系などに分類されるが、いずれも時効硬化元素
であるAl,Ti,Nb,Cu,Mo,V,Taなどの
1種または2種以上を含有し、過飽和状態の固溶体を時
効処理することにより、金属間化合物を析出させて強化
するものである。これらの鋼はマトリックスの違い、時
効硬化に寄与する元素の含有量などによって、時効処理
後の機械的性質は異なるが、例えば析出硬化熱処理後の
SUS631は1030N/mm2 以上の耐力、122
5N/mm2 の引張り強さ、4〜6%の伸びを有する。
【0008】析出硬化型ステンレス鋼を構造用部材とし
て使用しようとすると、時効処理前に加工や溶接を施す
必要があるが、大きな構造物では時効処理を施すのが困
難である。
て使用しようとすると、時効処理前に加工や溶接を施す
必要があるが、大きな構造物では時効処理を施すのが困
難である。
【0009】以上に述べたように、高強度ステンレス鋼
として従来から知られている鋼には、強度、加工性、溶
接軟化抵抗のすべてを兼ね備えているものはない。
として従来から知られている鋼には、強度、加工性、溶
接軟化抵抗のすべてを兼ね備えているものはない。
【0010】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、加工性
に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼を既に提案し
ている。例えばその1つに特開昭63−210234号
として開示されたステンレス鋼がある。これは特定組成
の鋼を575〜750℃の温度範囲内で60分未満の熱
処理を施すことでマルテンサイト相からオーステナイト
相への逆変態を起し、逆変態後室温まで持ち越さたオー
ステナイト相と未変態のマルテンサイト相からなる複相
組織を得るものである。しかし、この場合、マルテンサ
イト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための
熱処理(以下、逆変態処理という)を行った後の0.2
%耐力は逆変態処理温度に大きく影響され、構造部材と
して要求される900N/mm2 以上の高耐力値を工業
的に安定して得ることは必ずしも容易なことではなかっ
た。本発明は、0.2%耐力が900N/mm2 以上で
ある延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレ
ス鋼材を提供することを目的とする。
に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼を既に提案し
ている。例えばその1つに特開昭63−210234号
として開示されたステンレス鋼がある。これは特定組成
の鋼を575〜750℃の温度範囲内で60分未満の熱
処理を施すことでマルテンサイト相からオーステナイト
相への逆変態を起し、逆変態後室温まで持ち越さたオー
ステナイト相と未変態のマルテンサイト相からなる複相
組織を得るものである。しかし、この場合、マルテンサ
イト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための
熱処理(以下、逆変態処理という)を行った後の0.2
%耐力は逆変態処理温度に大きく影響され、構造部材と
して要求される900N/mm2 以上の高耐力値を工業
的に安定して得ることは必ずしも容易なことではなかっ
た。本発明は、0.2%耐力が900N/mm2 以上で
ある延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレ
ス鋼材を提供することを目的とする。
【0011】
【課題を解決するための手段】本発明は、C:0.10
%以下、Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、
P:0.060%以下、S:0.030%以下、Cr:
10.0〜17.0%、Ni:3.0〜10.0%、
N:0.10%以下を含み、残部Feと不可避的不純物
からなり、Nieq=Ni+Mn+0.5Cr+0.3
Si+20(C+N)で定義されるNieqの値が1
3.0〜17.5の範囲内にある鋼に、575〜750
℃の温度範囲内で60分未満の熱処理を施した後、40
0〜600℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施すこ
とを特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相
の複相組織よりなり0.2%耐力が900N/mm2 以
上である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を提供する。
%以下、Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、
P:0.060%以下、S:0.030%以下、Cr:
10.0〜17.0%、Ni:3.0〜10.0%、
N:0.10%以下を含み、残部Feと不可避的不純物
からなり、Nieq=Ni+Mn+0.5Cr+0.3
Si+20(C+N)で定義されるNieqの値が1
3.0〜17.5の範囲内にある鋼に、575〜750
℃の温度範囲内で60分未満の熱処理を施した後、40
0〜600℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施すこ
とを特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相
の複相組織よりなり0.2%耐力が900N/mm2 以
上である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を提供する。
【0012】本発明はまた、前記の組成に加えて、合計
で4%以下のCu,Mo,W,Coの1種以上、および
/または合計で1%以下のTi,Nb,V,Zr,A
l,B,Taの1種以上含有する鋼を素材とする同様の
素材の製造方法を提供する。その場合Nieqの定義は
成分に応じて修正される。Cu,Mo,W,Coの1種
以上を含む場合は、Nieq=Ni+Mn+0.5Cr
+0.3Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.
2Coとなり、Ti,Nb,V,Zr,Al,B,Ta
の1種以上を含有する場合は、Nieq=Ni+Mn+
0.5Cr+0.3Siとなり、Cu,Mo,W,Co
の1種以上、およびTi,Nb,V,Zr,Al,B,
Taの1種以上含有する場合は、Nieq=Ni+Mn
+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.2C
oとなる。
で4%以下のCu,Mo,W,Coの1種以上、および
/または合計で1%以下のTi,Nb,V,Zr,A
l,B,Taの1種以上含有する鋼を素材とする同様の
素材の製造方法を提供する。その場合Nieqの定義は
成分に応じて修正される。Cu,Mo,W,Coの1種
以上を含む場合は、Nieq=Ni+Mn+0.5Cr
+0.3Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.
2Coとなり、Ti,Nb,V,Zr,Al,B,Ta
の1種以上を含有する場合は、Nieq=Ni+Mn+
0.5Cr+0.3Siとなり、Cu,Mo,W,Co
の1種以上、およびTi,Nb,V,Zr,Al,B,
Taの1種以上含有する場合は、Nieq=Ni+Mn
+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.2C
oとなる。
【0013】本発明の鋼は、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が上記のよう
な数値になるように組成を調整することにより、熱延ま
まの状態、冷延ままの状態、焼鈍状態のいずれにおいて
も実質的にマルテンサイト相よりなる組織を呈する。
し、かつ、上記のように定義するNieqが上記のよう
な数値になるように組成を調整することにより、熱延ま
まの状態、冷延ままの状態、焼鈍状態のいずれにおいて
も実質的にマルテンサイト相よりなる組織を呈する。
【0014】本発明方法は熱延ままの材料も、熱延後焼
鈍した材料も、冷延のままの材料も、冷延後に焼鈍した
材料も、575〜750℃で60分未満のオーステナイ
ト逆変態処理を行って得たマルテンサイト相とオーステ
ナイト相の複相組織ステンレス鋼について、400〜6
00℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施すことに特
徴がある。このような処理によってマルテンサイト相と
オーステナイト相の複相組織ステンレス鋼を改質すると
いう試みは成されたことがない。なお、逆変態処理の
後、3.0%以下の圧延ひずみや曲げによるひずみを付
与し、その後に400〜600℃の温度範囲で30分以
下の熱処理を施すことが望ましい。
鈍した材料も、冷延のままの材料も、冷延後に焼鈍した
材料も、575〜750℃で60分未満のオーステナイ
ト逆変態処理を行って得たマルテンサイト相とオーステ
ナイト相の複相組織ステンレス鋼について、400〜6
00℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施すことに特
徴がある。このような処理によってマルテンサイト相と
オーステナイト相の複相組織ステンレス鋼を改質すると
いう試みは成されたことがない。なお、逆変態処理の
後、3.0%以下の圧延ひずみや曲げによるひずみを付
与し、その後に400〜600℃の温度範囲で30分以
下の熱処理を施すことが望ましい。
【0015】本発明の鋼材は900N/mm2 以上の
0.2%耐力と1000N/mm2 以上の引張り強さを
有し、約20%以上の優れた伸びを示し、かつ溶接軟化
がない。
0.2%耐力と1000N/mm2 以上の引張り強さを
有し、約20%以上の優れた伸びを示し、かつ溶接軟化
がない。
【0016】
【作用】本発明の対象となる素材鋼の組成限定の理由は
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。
【0017】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。
【0018】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、逆変態処理時の温度
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4.5
%を上限とする。
イト相の強化に有効であり、かつ、逆変態処理時の温度
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4.5
%を上限とする。
【0019】Mn:Mnはオーステナイト形成元素であ
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、5.0%を上限とする。
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、5.0%を上限とする。
【0020】Cr:Crは耐食性を付与する基本的成分
であり、10%未満ではその効果がなく一方17%を越
えると、高温でオーステナイト単相もしくはオーステナ
イトを主体とする金属組織を得るのにオーステナイト形
成元素を多量に必要とし、その結果、常温に持ち来たら
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%未満ではその効果がなく一方17%を越
えると、高温でオーステナイト単相もしくはオーステナ
イトを主体とする金属組織を得るのにオーステナイト形
成元素を多量に必要とし、その結果、常温に持ち来たら
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。
【0021】Ni:Niはオーステナイト形成元素であ
り、高温での金属組織のオーステナイト化および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
ナイト化とMs点調整のためには少なくとも約3%を必
要とするが、他の成分の量が低減してもNiが約10%
を越えると所望の組織が得られなくなる。
り、高温での金属組織のオーステナイト化および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
ナイト化とMs点調整のためには少なくとも約3%を必
要とするが、他の成分の量が低減してもNiが約10%
を越えると所望の組織が得られなくなる。
【0022】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、0.060%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、0.060%を上限とする。
【0023】S:Sも溶製時に原料、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、0.030%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、0.030%を上限とする。
【0024】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、本願発明においてはMs点を低下
させるのに有効である。約4%を越えると、熱間加工性
を著しく害するので4.0%を上限とする。
有効な元素であるが、本願発明においてはMs点を低下
させるのに有効である。約4%を越えると、熱間加工性
を著しく害するので4.0%を上限とする。
【0025】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%に限定される。
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%に限定される。
【0026】W:Wは耐食性、強度を向上させるのに有
効な元素であり、Ms点を低下させるのに有効である
が、多すぎると材料の価格を上昇させるので4.0%に
限定される。
効な元素であり、Ms点を低下させるのに有効である
が、多すぎると材料の価格を上昇させるので4.0%に
限定される。
【0027】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(オーステナイト化
作用が大きい割にMs点を過度には低下させない)。C
r含有量の大き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%
に限定される。
作用が大きく、Ms点を低下させる(オーステナイト化
作用が大きい割にMs点を過度には低下させない)。C
r含有量の大き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%
に限定される。
【0028】以上のCu,Mo,W,Coの4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。
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。
【0029】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粒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粒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。
【0030】Nb:Nbは溶接時の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。
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。
【0031】V:Vは溶接時の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
粒成長の抑制に有効な元素であるが、多すぎると材料の
延性を害するので1.0%を上限とする。
Cr欠乏層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、多すぎると材料の
延性を害するので1.0%を上限とする。
【0032】Zr:Zrは溶接時の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。
【0033】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り、溶接作業が
困難となるので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り、溶接作業が
困難となるので1.0%を上限とする。
【0034】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。
【0035】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。
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。
【0036】以上のTi,Nb,V,Zr,Al,B,
Ta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。
Ta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。
【0037】ニッケル当量値(Nieq)限定の理由は
次の通りである。本発明において、マルテンサイト変態
終了温度は室温近傍が好ましいが−10〜150℃の温
度範囲で許容される。本発明の対象となる素材鋼は熱間
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(大略1
0%以下)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、室温に持ち来たらされた時には
実質的にマルテンサイト組織でなければならない。「実
質的に」とは、少量(大略25%)のオーステナイトお
よび少量(大略10%以下)のフェライトが存在してい
てもよいことを意味する。そのような残留オーステナイ
トおよびδフェライトの量を余り厳密に考慮する必要は
ない。
次の通りである。本発明において、マルテンサイト変態
終了温度は室温近傍が好ましいが−10〜150℃の温
度範囲で許容される。本発明の対象となる素材鋼は熱間
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(大略1
0%以下)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、室温に持ち来たらされた時には
実質的にマルテンサイト組織でなければならない。「実
質的に」とは、少量(大略25%)のオーステナイトお
よび少量(大略10%以下)のフェライトが存在してい
てもよいことを意味する。そのような残留オーステナイ
トおよびδフェライトの量を余り厳密に考慮する必要は
ない。
【0038】各元素の含有量が本発明で規定する組成範
囲内にあっても、それぞれ定義したニッケル当量値が1
3未満の鋼はMs点が高過ぎて、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な熱履歴を受
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。
囲内にあっても、それぞれ定義したニッケル当量値が1
3未満の鋼はMs点が高過ぎて、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な熱履歴を受
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。
【0039】次に、逆変態処理、すなわちマルテンサイ
ト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための熱
処理について述べる。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は1100N/mm2 程度の引張り強さを有する
が、伸び率は高々15%前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。575〜750℃の温度範囲内で60分
未満保持してマルテンサイトの一部をオーステナイト相
に逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的に
比較的安定で、その後の冷却によっても必ずしも全量が
マルテンサイトに戻らず、その多くはオーステナイトと
して存在するようになる。いずれにしても、この逆変態
処理により、強度を著しく低下させることなく、オース
テナイト相の存在による大きな延性がもたらされる。5
75℃以下ではこの延性をもたらす効果がなく、750
℃より高い温度では耐力が低下するとともに延性が低下
する。
ト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための熱
処理について述べる。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は1100N/mm2 程度の引張り強さを有する
が、伸び率は高々15%前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。575〜750℃の温度範囲内で60分
未満保持してマルテンサイトの一部をオーステナイト相
に逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的に
比較的安定で、その後の冷却によっても必ずしも全量が
マルテンサイトに戻らず、その多くはオーステナイトと
して存在するようになる。いずれにしても、この逆変態
処理により、強度を著しく低下させることなく、オース
テナイト相の存在による大きな延性がもたらされる。5
75℃以下ではこの延性をもたらす効果がなく、750
℃より高い温度では耐力が低下するとともに延性が低下
する。
【0040】逆変態処理時間は、被処理材の大きさなど
に従って適宜に選択されるが、生産性および製品に要求
される特性等を考慮すれば、60分未満で十分であるこ
とが判明した。材料が所定の温度に達すれば、均熱時間
を取らない場合でも、若干の延性低下が認められるもの
の、本発明の意図する十分な機械的性質を有する材料が
得られることが確認されている。
に従って適宜に選択されるが、生産性および製品に要求
される特性等を考慮すれば、60分未満で十分であるこ
とが判明した。材料が所定の温度に達すれば、均熱時間
を取らない場合でも、若干の延性低下が認められるもの
の、本発明の意図する十分な機械的性質を有する材料が
得られることが確認されている。
【0041】次に、逆変態処理後に行う熱処理について
述べる。逆変態処理後に行う熱処理は安定して高耐力を
得るために行うもので、本発明において最も重要な工程
である。熱処理温度が400℃以下では0.2%耐力の
上昇が少なく、600℃以上ではオーステナイト相への
逆変態が生じ耐力値が低下するため、400℃を下限温
度とし600℃を上限温度とする。また、熱処理時間に
ついては短時間でも効果が得られるため生産性を考慮し
て30分以下とする。この熱処理による0.2%耐力の
上昇はひずみ時効に類する現象と考えられる。熱処理設
備としては、バッチ炉や連続焼鈍酸洗ラインを用いるこ
とが可能である。
述べる。逆変態処理後に行う熱処理は安定して高耐力を
得るために行うもので、本発明において最も重要な工程
である。熱処理温度が400℃以下では0.2%耐力の
上昇が少なく、600℃以上ではオーステナイト相への
逆変態が生じ耐力値が低下するため、400℃を下限温
度とし600℃を上限温度とする。また、熱処理時間に
ついては短時間でも効果が得られるため生産性を考慮し
て30分以下とする。この熱処理による0.2%耐力の
上昇はひずみ時効に類する現象と考えられる。熱処理設
備としては、バッチ炉や連続焼鈍酸洗ラインを用いるこ
とが可能である。
【0042】この熱処理に先立ち、逆変態処理後に鋼帯
または鋼板にひずみを付与することで0.2%耐力はよ
り上昇する。付与するひずみ量は、3.0%を越えると
伸びが20%以下となり延性が低下するため3.0%を
上限とする。また、ひずみ付与方法については圧延およ
び曲げ加工のいずれにおいても同様な効果が得られるこ
とが確認された。すなわち、軽圧延を行ってひずみを付
与しても良いが、逆変態処理を連続焼鈍ラインを用いて
行う場合は、逆変態処理後のコイルを巻き取る際に表面
ひずみが付与されるため、これにより同様の効果が得ら
れる。
または鋼板にひずみを付与することで0.2%耐力はよ
り上昇する。付与するひずみ量は、3.0%を越えると
伸びが20%以下となり延性が低下するため3.0%を
上限とする。また、ひずみ付与方法については圧延およ
び曲げ加工のいずれにおいても同様な効果が得られるこ
とが確認された。すなわち、軽圧延を行ってひずみを付
与しても良いが、逆変態処理を連続焼鈍ラインを用いて
行う場合は、逆変態処理後のコイルを巻き取る際に表面
ひずみが付与されるため、これにより同様の効果が得ら
れる。
【0043】
【実施例】以下、図面を参照して実施例により本発明を
具体的に例示する。試料鋼は30Kg鋼塊を真空高周波
炉で溶製し、加熱温度1250℃で鍛造して厚さ35m
m、幅155mmの板にした後、切削して板厚30mm
×幅150mmの板とし、1230℃で2時間均熱処理
し厚さ6mmまで熱間圧延し、その一部は熱延材として
試験に供した。他の部分は1050℃で10分間焼鈍
し、酸洗後、一部を試験に供し、他の部分は冷間圧延し
て厚さ3mmの板とし50%圧下の冷延材として試験に
供した。試料作製の方法を図1に示す。
具体的に例示する。試料鋼は30Kg鋼塊を真空高周波
炉で溶製し、加熱温度1250℃で鍛造して厚さ35m
m、幅155mmの板にした後、切削して板厚30mm
×幅150mmの板とし、1230℃で2時間均熱処理
し厚さ6mmまで熱間圧延し、その一部は熱延材として
試験に供した。他の部分は1050℃で10分間焼鈍
し、酸洗後、一部を試験に供し、他の部分は冷間圧延し
て厚さ3mmの板とし50%圧下の冷延材として試験に
供した。試料作製の方法を図1に示す。
【0044】試料の化学組成を表1に示す。鋼No.1
〜8は各元素の含有量およびNieqがともに本発明で
規定する範囲にあり、本発明の対象となる化学組成を有
する鋼である。No.A,BおよびCは比較鋼で、各元
素の含有量はそれぞれ規定された範囲内にあるが、Ni
eqがA,Bは13未満であり、Cは17.5を越え
る。
〜8は各元素の含有量およびNieqがともに本発明で
規定する範囲にあり、本発明の対象となる化学組成を有
する鋼である。No.A,BおよびCは比較鋼で、各元
素の含有量はそれぞれ規定された範囲内にあるが、Ni
eqがA,Bは13未満であり、Cは17.5を越え
る。
【0045】
【表1】
【0046】逆変態処理温度と逆変態処理後の機械的性
質の関係について、表1のNo.2の鋼について調べた
一例を図2に示す。図2から明らかなように、0.2%
耐力の逆変態処理温度依存性が非常に大きいため、20
%以上の高い伸びと、900N/mm2 以上の高い0.
2%耐力を同時に満足する逆変態処理温度の許容範囲は
非常に狭いことがわかる。したがって、逆変態処理のま
まの状態で上記の高い延性と高い0.2%耐力を有する
鋼を工業的に製造することは非常に難しい。
質の関係について、表1のNo.2の鋼について調べた
一例を図2に示す。図2から明らかなように、0.2%
耐力の逆変態処理温度依存性が非常に大きいため、20
%以上の高い伸びと、900N/mm2 以上の高い0.
2%耐力を同時に満足する逆変態処理温度の許容範囲は
非常に狭いことがわかる。したがって、逆変態処理のま
まの状態で上記の高い延性と高い0.2%耐力を有する
鋼を工業的に製造することは非常に難しい。
【0047】熱延板、熱延焼鈍板、冷延板および冷延焼
鈍板について、従来法および本発明方法によって得られ
た引張り特性を表2に示す。表2において従来法と称す
るのは、675℃と700℃の2水準の場合についてそ
れぞれ10分間の逆変態処理を行ったままの状態におけ
る値を示す。また発明方法と称するのは、675℃と7
00℃の2水準の場合についてそれぞれ10分間の逆変
態処理を行った後に1.5%のひずみを付与し、さらに
500℃で5分間の熱処理を行った状態における値を示
す。
鈍板について、従来法および本発明方法によって得られ
た引張り特性を表2に示す。表2において従来法と称す
るのは、675℃と700℃の2水準の場合についてそ
れぞれ10分間の逆変態処理を行ったままの状態におけ
る値を示す。また発明方法と称するのは、675℃と7
00℃の2水準の場合についてそれぞれ10分間の逆変
態処理を行った後に1.5%のひずみを付与し、さらに
500℃で5分間の熱処理を行った状態における値を示
す。
【0048】
【表2】
【0049】表2によれば、逆変態処理を施したままの
従来法による材料の0.2%耐力は逆変態処理温度に大
きく依存し、逆変態処理温度の高い材料の0.2%耐力
は低い。すなわち、700℃逆変態処理材は675℃逆
変態処理材に比べ0.2%耐力は急減している。これに
対して本発明法による材料は、675℃逆変態処理後に
1.5%のひずみを付与した後500℃で5分間の熱処
理を施した場合、1010〜1073N/mm2 の高い
0.2%耐力と21.1〜24.2%の優れた伸びを示
し、また、700℃逆変態処理後に1.5%のひずみを
付与した後500℃で5分間の熱処理を施した場合にお
いても902〜1002N/mm2 の高い0.2%耐力
と20〜22.6%の優れた伸びを示す。一方、比較鋼
A,Bは、従来法に相当する方法および本発明方法に相
当する方法いずれで製造した場合においても、伸びが8
〜9%程度であり、延性に劣る。また比較鋼Cは、伸び
は優れるものの0.2%耐力が低い。
従来法による材料の0.2%耐力は逆変態処理温度に大
きく依存し、逆変態処理温度の高い材料の0.2%耐力
は低い。すなわち、700℃逆変態処理材は675℃逆
変態処理材に比べ0.2%耐力は急減している。これに
対して本発明法による材料は、675℃逆変態処理後に
1.5%のひずみを付与した後500℃で5分間の熱処
理を施した場合、1010〜1073N/mm2 の高い
0.2%耐力と21.1〜24.2%の優れた伸びを示
し、また、700℃逆変態処理後に1.5%のひずみを
付与した後500℃で5分間の熱処理を施した場合にお
いても902〜1002N/mm2 の高い0.2%耐力
と20〜22.6%の優れた伸びを示す。一方、比較鋼
A,Bは、従来法に相当する方法および本発明方法に相
当する方法いずれで製造した場合においても、伸びが8
〜9%程度であり、延性に劣る。また比較鋼Cは、伸び
は優れるものの0.2%耐力が低い。
【0050】溶接軟化試験は、厚さ6mmの板上に、電
流200A,電圧25V,速度300mm/minの条
件でMIG溶接を行うことにより評価した。図3に溶接
ビ−ドと直交する板断面における板厚中心部の硬さ分布
を示す。図中、本発明鋼は表1のNo.2鋼の熱延焼鈍
板に700℃で逆変態処理を施した材料に1%のひずみ
を付与した後、500℃×15分間の熱処理を施したも
のを素材として用い、比較材は表1のNo.C鋼の20
%冷延材を素材として用いた。図3に見られるように、
本発明鋼No.2は明らかに溶接部の軟化が認められな
かった。これに対して、Nieqが17.5を越えるN
o.C鋼は明らかに溶接軟化が生じていた。なお、図に
は示していないが、表1に示した本発明の対象鋼はいず
れも溶接部の軟化は認められなかった。
流200A,電圧25V,速度300mm/minの条
件でMIG溶接を行うことにより評価した。図3に溶接
ビ−ドと直交する板断面における板厚中心部の硬さ分布
を示す。図中、本発明鋼は表1のNo.2鋼の熱延焼鈍
板に700℃で逆変態処理を施した材料に1%のひずみ
を付与した後、500℃×15分間の熱処理を施したも
のを素材として用い、比較材は表1のNo.C鋼の20
%冷延材を素材として用いた。図3に見られるように、
本発明鋼No.2は明らかに溶接部の軟化が認められな
かった。これに対して、Nieqが17.5を越えるN
o.C鋼は明らかに溶接軟化が生じていた。なお、図に
は示していないが、表1に示した本発明の対象鋼はいず
れも溶接部の軟化は認められなかった。
【0051】
【発明の効果】以上の実施例で説明したように、本発明
の方法によれば、900N/mm2 以上の0.2%耐力
を有する、延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ス
テンレス鋼の鋼板または鋼帯を安定して工業的に製造す
ることが可能となり、耐溶接軟化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。
の方法によれば、900N/mm2 以上の0.2%耐力
を有する、延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ス
テンレス鋼の鋼板または鋼帯を安定して工業的に製造す
ることが可能となり、耐溶接軟化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】 本発明における試料の作製方法を示す系統図
【図2】 逆変態処理温度と逆変態処理後の材料におけ
る引張り特性の関係を表したグラフ
る引張り特性の関係を表したグラフ
【図3】 溶接軟化特性に関して溶接ビ−ド中心からの
距離と板断面におけるビッカ−ス硬さの関係を表したグ
ラフ
距離と板断面におけるビッカ−ス硬さの関係を表したグ
ラフ
Claims (8)
- 【請求項1】 質量%において、C:0.10%以下、
Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、P:0.0
60%以下、S:0.030%以下、Cr:10.0〜
17.0%、Ni:3.0〜10.0%、N:0.10
%以下を含み、残部Feと不可避的不純物からなり、N
ieq=Ni+Mn+0.5Cr+0.3Si+20
(C+N)で定義されるNieqの値が13.0〜1
7.5の範囲内にある鋼に、575〜750℃の温度範
囲で60分未満の熱処理を施した後、400〜600℃
の温度範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とす
る、マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よ
りなり0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性
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。 - 【請求項2】 質量%において、C:0.10%以下、
Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、P:0.0
60%以下、S:0.030%以下、Cr:10.0〜
17.0%、Ni:3.0〜10.0%、N:0.10
%以下を含み、さらにCu、Mo、W、Coの1種以上
合計で4.0%以下を含み、残部Feと不可避的不純物
からなり、Nieq=Ni+Mn+0.5Cr+0.3
Si+20(C+N)+Cu+Mo+W+0.2Coで
定義されるNieqの値が13.0〜17.5の範囲内
にある鋼に、575〜750℃の温度範囲で60分未満
の熱処理を施した後、400〜600℃の温度範囲で3
0分以下の熱処理を施すことを特徴とする、マルテンサ
イト相とオーステナイト相の複相組織よりなり0.2%
耐力が900N/mm2 以上である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。 - 【請求項3】 質量%において、C:0.10%以下、
Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、P:0.0
60%以下、S:0.030%以下、Cr:10.0〜
17.0%、Ni:3.0〜10.0%、N:0.10
%以下を含み、さらにTi、Nb、V、Zr、Al、
B、Taの1種以上合計で1.0%以下を含み、残部F
eと不可避的不純物からなり、Nieq=Ni+Mn+
0.5Cr+0.3Siで定義されるNieqの値が1
3.0〜17.5の範囲内にある鋼に、575〜750
℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、400
〜600℃の温度範囲で30分以下の熱処理を施すこと
を特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相の
複相組織よりなり0.2%耐力が900N/mm2 以上
である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。 - 【請求項4】 質量%において、C:0.10%以下、
Si:4.5%以下、Mn:5.0%以下、P:0.0
60%以下、S:0.030%以下、Cr:10.0〜
17.0%、Ni:3.0〜10.0%、N:0.10
%以下、を含み、さらにCu、Mo、W、Coの1種以
上合計で4.0%以下、およびTi、Nb、V、Zr、
Al、B、Taの1種以上合計で1.0%以下を含み、
残部Feと不可避的不純物からなり、Nieq=Ni+
Mn+0.5Cr+0.3Si+Cu+Mo+W+0.
2Coで定義されるNieqの値が13.0〜17.5
の範囲内にある鋼に、575〜750℃の温度範囲で6
0分未満の熱処理を施した後、400〜600℃の温度
範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とする、マ
ルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりなり
0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性に優れ
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。 - 【請求項5】 請求項1に記載の鋼に、575〜750
℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、3.0
%以下のひずみを付与し、その後400〜600℃の温
度範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性に優
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。 - 【請求項6】 請求項2に記載の鋼に、575〜750
℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、3.0
%以下のひずみを付与し、その後400〜600℃の温
度範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性に優
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。 - 【請求項7】 請求項3に記載の鋼に、575〜750
℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、3.0
%以下のひずみを付与し、その後400〜600℃の温
度範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性に優
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。 - 【請求項8】 請求項4に記載の鋼に、575〜750
℃の温度範囲で60分未満の熱処理を施した後、3.0
%以下のひずみを付与し、その後400〜600℃の温
度範囲で30分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り0.2%耐力が900N/mm2 以上である延性に優
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。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9515593A JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 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 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP9515593A JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 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 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH06287635A true JPH06287635A (ja) | 1994-10-11 |
Family
ID=14129904
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP9515593A Withdrawn JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPH06287635A (ja) |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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