JPH0633195A - 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法Info
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- JPH0633195A JPH0633195A JP20980892A JP20980892A JPH0633195A JP H0633195 A JPH0633195 A JP H0633195A JP 20980892 A JP20980892 A JP 20980892A JP 20980892 A JP20980892 A JP 20980892A JP H0633195 A JPH0633195 A JP H0633195A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 高強度を維持しつつ、靭性を向上させた析出
硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を得る。 【構成】 この析出硬化型マルテンサイト系ステンレス
鋼は、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．５
重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１
０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃ
ｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量
％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５
重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有する。
溶体化処理した後、３５％以上の冷間圧延，９８０〜１
１３０℃の温度に５分以下加熱する焼鈍、次いで時効処
理が施される。焼鈍後の平均結晶粒径が２５μｍ以下で
あり、マトリックスに析出した粒径５×１０-2μｍ以上
の析出物が６×１０6 個／ｍｍ2以下に抑えられてい
る。 【効果】 疲労予亀裂を設けた試験片を切欠き引張り試
験したときの最大引っ張り応力で表されるＪM 値が１４
００Ｎ／ｍｍ2 となり、強度及び靭性共に高レベルの材
料が得られる。
硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼を得る。 【構成】 この析出硬化型マルテンサイト系ステンレス
鋼は、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．５
重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１
０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃ
ｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量
％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５
重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有する。
溶体化処理した後、３５％以上の冷間圧延，９８０〜１
１３０℃の温度に５分以下加熱する焼鈍、次いで時効処
理が施される。焼鈍後の平均結晶粒径が２５μｍ以下で
あり、マトリックスに析出した粒径５×１０-2μｍ以上
の析出物が６×１０6 個／ｍｍ2以下に抑えられてい
る。 【効果】 疲労予亀裂を設けた試験片を切欠き引張り試
験したときの最大引っ張り応力で表されるＪM 値が１４
００Ｎ／ｍｍ2 となり、強度及び靭性共に高レベルの材
料が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、時効処理後に高強度を
発現し、且つ高い強度領域においても靭性に優れた析出
硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
に関する。
発現し、且つ高い強度領域においても靭性に優れた析出
硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】析出硬化型マルテンサイト系ステンレス
鋼は、時効処理前の硬さが低く、打ち抜き加工性や成形
加工性に優れている。他方、時効処理後を施した後で
は、析出硬化によって高強度を発現する。この特徴を活
用して、各種バネ，スチールベルト等として析出硬化型
マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
鋼は、時効処理前の硬さが低く、打ち抜き加工性や成形
加工性に優れている。他方、時効処理後を施した後で
は、析出硬化によって高強度を発現する。この特徴を活
用して、各種バネ，スチールベルト等として析出硬化型
マルテンサイト系ステンレス鋼が使用されている。
【０００３】本出願人も、この種の析出硬化型マルテン
サイト系ステンレス鋼として、高強度で且つ靭性に優れ
たスチールベルト用材料を特公昭５９−４９３０３号と
して紹介した。ここで紹介した析出硬化型マルテンサイ
ト系ステンレス鋼においては、溶体化処理状態や溶接後
の熱影響部に多量のオーステナイト相が残留しないよう
にＣ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ及びＡｌの間で成
分調整を図っている。これにより、特に溶接部のマルテ
ンサイト化を促進させ、時効処理による強度向上を図っ
ている。
サイト系ステンレス鋼として、高強度で且つ靭性に優れ
たスチールベルト用材料を特公昭５９−４９３０３号と
して紹介した。ここで紹介した析出硬化型マルテンサイ
ト系ステンレス鋼においては、溶体化処理状態や溶接後
の熱影響部に多量のオーステナイト相が残留しないよう
にＣ，Ｔｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ及びＡｌの間で成
分調整を図っている。これにより、特に溶接部のマルテ
ンサイト化を促進させ、時効処理による強度向上を図っ
ている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】特公昭５９−４９３０
３号で紹介した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス
鋼は、強度の面で要求特性を満足するものの、スチール
ベルト等として過酷な使用雰囲気に曝されると靭性が不
足する場合がある。析出硬化型マルテンサイト系ステン
レス鋼の靭性は、Ｍｏ添加によって向上させることがで
きる。しかし、使用分野が多岐にわたるに伴って、従来
よりも更に高い靭性が要求されるようになってきてい
る。このように高い靭性が要求される場合、単にＭｏ添
加だけで要求特性を満足させることができない。
３号で紹介した析出硬化型マルテンサイト系ステンレス
鋼は、強度の面で要求特性を満足するものの、スチール
ベルト等として過酷な使用雰囲気に曝されると靭性が不
足する場合がある。析出硬化型マルテンサイト系ステン
レス鋼の靭性は、Ｍｏ添加によって向上させることがで
きる。しかし、使用分野が多岐にわたるに伴って、従来
よりも更に高い靭性が要求されるようになってきてい
る。このように高い靭性が要求される場合、単にＭｏ添
加だけで要求特性を満足させることができない。
【０００５】本発明は、このような問題を解消すべく案
出されたものであり、結晶粒が微細で且つ析出物の少な
い組織とすることにより、高強度化に起因して靭性の低
下を引き起こさない析出硬化型マルテンサイト系ステン
レス鋼を提供することを目的とする。
出されたものであり、結晶粒が微細で且つ析出物の少な
い組織とすることにより、高強度化に起因して靭性の低
下を引き起こさない析出硬化型マルテンサイト系ステン
レス鋼を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明の析出硬化型マル
テンサイト系ステンレス鋼は、その目的を達成するた
め、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．５重
量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１０．
０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃｕ：
０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量％，
Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５重量
％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有し、焼鈍後
に平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、マトリックスに
析出した粒径５×１０-2μｍ以上の析出物が６×１０6
個／ｍｍ2 以下に抑えられている組織をもつことを特徴
とする。
テンサイト系ステンレス鋼は、その目的を達成するた
め、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．５重
量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１０．
０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃｕ：
０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量％，
Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５重量
％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有し、焼鈍後
に平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、マトリックスに
析出した粒径５×１０-2μｍ以上の析出物が６×１０6
個／ｍｍ2 以下に抑えられている組織をもつことを特徴
とする。
【０００７】この析出硬化型マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．
５重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１
０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃ
ｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量
％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５
重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有する鋼
を溶体化処理した後、３５％以上の冷間圧延を施し、次
いで９８０〜１１３０℃の温度に５分以下加熱する焼鈍
を施し、更に時効処理を行うことにより製造される。
ス鋼は、Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７〜２．
５重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．０〜１
０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量％，Ｃ
ｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．０重量
％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．０１５
重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有する鋼
を溶体化処理した後、３５％以上の冷間圧延を施し、次
いで９８０〜１１３０℃の温度に５分以下加熱する焼鈍
を施し、更に時効処理を行うことにより製造される。
【０００８】
【作 用】特開昭５９−４９３０３０号公報で紹介した
マルテンサイト系ステンレス鋼について、更なる靭性の
向上を図るためには焼鈍時の再結晶によって結晶粒を微
細化させると共に、靭性低下の要因であるＴｉＣ等の析
出物をマトリックスに再固溶させる必要があると考え
た。この前提の下で、焼鈍後の結晶粒を平均粒径で２５
μｍ以下とし、析出物の分布量を６×１０6 個／ｍｍ2
以下に抑えるとき、高い強度を維持しながら靭性の向上
が図られることが実験的に確認された。
マルテンサイト系ステンレス鋼について、更なる靭性の
向上を図るためには焼鈍時の再結晶によって結晶粒を微
細化させると共に、靭性低下の要因であるＴｉＣ等の析
出物をマトリックスに再固溶させる必要があると考え
た。この前提の下で、焼鈍後の結晶粒を平均粒径で２５
μｍ以下とし、析出物の分布量を６×１０6 個／ｍｍ2
以下に抑えるとき、高い強度を維持しながら靭性の向上
が図られることが実験的に確認された。
【０００９】結晶粒が細かく且つＴｉＣ等の析出が抑制
された組織は、特定された成分をもつマルテンサイト系
ステンレス鋼に高い圧延率で冷間圧延を施し、次いで９
８０〜１１３０℃の温度域で焼鈍することによって得ら
れる。また、靭性は、疲労予亀裂を付けた試験片の常温
引張り試験における最大引張り応力で表される指標ＪM
に基づいて正確に評価することができる。ＪM 値が１４
００／ｍｍ2 以上のとき、焼鈍後の結晶粒が平均粒径で
２５μｍ以下であり、析出物の分布量が６×１０6 個／
ｍｍ2 以下に抑えられた組織が得られている。
された組織は、特定された成分をもつマルテンサイト系
ステンレス鋼に高い圧延率で冷間圧延を施し、次いで９
８０〜１１３０℃の温度域で焼鈍することによって得ら
れる。また、靭性は、疲労予亀裂を付けた試験片の常温
引張り試験における最大引張り応力で表される指標ＪM
に基づいて正確に評価することができる。ＪM 値が１４
００／ｍｍ2 以上のとき、焼鈍後の結晶粒が平均粒径で
２５μｍ以下であり、析出物の分布量が６×１０6 個／
ｍｍ2 以下に抑えられた組織が得られている。
【００１０】以下、本発明の析出硬化型マルテンサイト
系ステンレス鋼に含まれる合金成分及びその含有量につ
いて説明する。 Ｃ： 鋼の強度を向上させ、且つ高温で生成するδフェ
ライト相を抑制する上で有効な元素である。しかし、Ｃ
含有量が多量になるに従って、焼入れにより生成したマ
ルテンサイト相の硬度が上昇し、冷間加工変形能が低下
する。その結果、成形加工性が不十分になると共に、溶
体化処理後の冷却でマルテンサイト単相組織を得ること
が困難になる。更に、焼鈍状態でＴｉＣの生成を促進さ
せ、靭性を低下させる。したがって、本発明において
は、Ｃ含有量の上限を０．０８重量％に規定した。
系ステンレス鋼に含まれる合金成分及びその含有量につ
いて説明する。 Ｃ： 鋼の強度を向上させ、且つ高温で生成するδフェ
ライト相を抑制する上で有効な元素である。しかし、Ｃ
含有量が多量になるに従って、焼入れにより生成したマ
ルテンサイト相の硬度が上昇し、冷間加工変形能が低下
する。その結果、成形加工性が不十分になると共に、溶
体化処理後の冷却でマルテンサイト単相組織を得ること
が困難になる。更に、焼鈍状態でＴｉＣの生成を促進さ
せ、靭性を低下させる。したがって、本発明において
は、Ｃ含有量の上限を０．０８重量％に規定した。
【００１１】Ｓｉ： 固溶強化能が大きく、マトリック
スを強化する作用を呈する。また、Ｔｉ及びＮｉと複合
添加することによって、時効処理時にＳｉ，Ｔｉ，Ｎｉ
等の元素からなる金属間化合物の微細整合析出が生じ、
鋼の強度を向上させる。このような作用は、Ｓｉ含有量
が０．７重量％以上で顕著に現れる。しかし、２．５重
量％を超える多量のＳｉを含有させるとき、δフェライ
ト相の生成が助長され、強度及び靭性が低下する。した
がって、Ｓｉ含有量は、０．７〜２．５重量％の範囲に
設定した。 Ｍｎ： 高温域でδフェライト相が生成することを抑制
する作用を呈する。しかし、多量のＭｎ添加は、溶接部
の靭性低下や溶接作業性低下を引き起こし易い。そこ
で、本発明においては、Ｍｎ含有量の上限を３．０重量
％に規定した。
スを強化する作用を呈する。また、Ｔｉ及びＮｉと複合
添加することによって、時効処理時にＳｉ，Ｔｉ，Ｎｉ
等の元素からなる金属間化合物の微細整合析出が生じ、
鋼の強度を向上させる。このような作用は、Ｓｉ含有量
が０．７重量％以上で顕著に現れる。しかし、２．５重
量％を超える多量のＳｉを含有させるとき、δフェライ
ト相の生成が助長され、強度及び靭性が低下する。した
がって、Ｓｉ含有量は、０．７〜２．５重量％の範囲に
設定した。 Ｍｎ： 高温域でδフェライト相が生成することを抑制
する作用を呈する。しかし、多量のＭｎ添加は、溶接部
の靭性低下や溶接作業性低下を引き起こし易い。そこ
で、本発明においては、Ｍｎ含有量の上限を３．０重量
％に規定した。
【００１２】Ｎｉ： 析出硬化に寄与し、δフェライト
相の生成を抑制する。本発明の合金系においては、時効
硬化能を低下させず、高強度で且つ高靭性を維持するた
めに、最低６．０重量％のＮｉ含有が必要である。しか
し、１０．０重量％を超える多量のＮｉを含有させると
き、焼入れ以後の残留オーステナイト相の量が増加し、
必要とする強度が得られない。そこで、Ｎｉ含有量は、
６．０〜１０．０重量％の範囲に設定した。 Ｃｒ： ステンレス鋼としての耐食性を得るため、少な
くとも１０．０重量％以上のＣｒを含有させることが必
要である。しかし、１７．０重量％を超える多量のＣｒ
を含有させると、δフェライト相及び残留オーステナイ
ト相が生成し、溶接部の強度を低下させる原因となる。
そこで、Ｃｒ含有量は、１０．０〜１７．０重量％の範
囲に設定した。
相の生成を抑制する。本発明の合金系においては、時効
硬化能を低下させず、高強度で且つ高靭性を維持するた
めに、最低６．０重量％のＮｉ含有が必要である。しか
し、１０．０重量％を超える多量のＮｉを含有させると
き、焼入れ以後の残留オーステナイト相の量が増加し、
必要とする強度が得られない。そこで、Ｎｉ含有量は、
６．０〜１０．０重量％の範囲に設定した。 Ｃｒ： ステンレス鋼としての耐食性を得るため、少な
くとも１０．０重量％以上のＣｒを含有させることが必
要である。しかし、１７．０重量％を超える多量のＣｒ
を含有させると、δフェライト相及び残留オーステナイ
ト相が生成し、溶接部の強度を低下させる原因となる。
そこで、Ｃｒ含有量は、１０．０〜１７．０重量％の範
囲に設定した。
【００１３】Ｃｕ： 本発明の合金系においては、Ｃｕ
の析出強化作用を特に重視しなくても高い強度を得るこ
とができる。しかし、亜硫酸ガス系の腐食環境下におけ
る耐食性を確保するためにはＣｒの含有だけでは不十分
であり、この点でＣｕの添加が有効である。Ｃｕ含有量
が０．５重量％以上になると、耐食性の向上が顕著にな
る。しかし、２．０重量％を超えて多量のＣｕを含有さ
せるとき、熱間加工性が劣化し、加工された素材表面に
ひび割れ等の欠陥が発生することがある。また、多量の
Ｃｕ添加に伴って、高強度化した場合に靭性が低下する
傾向がみられる。そこで、０．５〜２．０重量％の範囲
にＣｕ含有量を設定した。
の析出強化作用を特に重視しなくても高い強度を得るこ
とができる。しかし、亜硫酸ガス系の腐食環境下におけ
る耐食性を確保するためにはＣｒの含有だけでは不十分
であり、この点でＣｕの添加が有効である。Ｃｕ含有量
が０．５重量％以上になると、耐食性の向上が顕著にな
る。しかし、２．０重量％を超えて多量のＣｕを含有さ
せるとき、熱間加工性が劣化し、加工された素材表面に
ひび割れ等の欠陥が発生することがある。また、多量の
Ｃｕ添加に伴って、高強度化した場合に靭性が低下する
傾向がみられる。そこで、０．５〜２．０重量％の範囲
にＣｕ含有量を設定した。
【００１４】Ｍｏ： 強度及び靭性を向上させる上で、
有効な合金元素である。有効な硬化能を発現するために
は、０．５重量％以上のＭｏを含有させることが必要で
ある。しかし、３．０重量％を超えるＭｏを含有させて
も、Ｍｏ含有量の増加に見合った強度及び靭性の向上が
得られない。しかも、多量のＭｏを含有させると、δフ
ェライト相の生成が助長され、溶接部の強度が低下し易
くなる。そこで、Ｍｏ含有量は、０．５〜３．０重量％
の範囲に設定した。 Ｔｉ： 析出硬化に寄与する合金元素であり、高強度を
得るために０．１５重量％以上のＴｉを含有させること
が必要である。しかし、０．４５重量％を超えて多量の
Ｔｉを含有させると、過度の析出硬化反応によって強度
の向上が図られるものの靭性の低下が生じる。そこで、
０．１５〜０．４５重量％の範囲にＴｉ含有量を設定し
た。
有効な合金元素である。有効な硬化能を発現するために
は、０．５重量％以上のＭｏを含有させることが必要で
ある。しかし、３．０重量％を超えるＭｏを含有させて
も、Ｍｏ含有量の増加に見合った強度及び靭性の向上が
得られない。しかも、多量のＭｏを含有させると、δフ
ェライト相の生成が助長され、溶接部の強度が低下し易
くなる。そこで、Ｍｏ含有量は、０．５〜３．０重量％
の範囲に設定した。 Ｔｉ： 析出硬化に寄与する合金元素であり、高強度を
得るために０．１５重量％以上のＴｉを含有させること
が必要である。しかし、０．４５重量％を超えて多量の
Ｔｉを含有させると、過度の析出硬化反応によって強度
の向上が図られるものの靭性の低下が生じる。そこで、
０．１５〜０．４５重量％の範囲にＴｉ含有量を設定し
た。
【００１５】Ｎ： Ｔｉとの親和力が大きく、析出硬化
元素として働く有効ＴｉをＴｉＮの生成によって消費す
る。また、Ｎ含有量の増加に応じＴｉＮ介在物が大きく
なり、疲労強度や靭性を低下させる原因となる。したが
って、Ｎ含有量は低いほど好ましく、本発明においては
Ｎ含有量の上限を０．０１５重量％に規定した。 Ｓ： ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、疲
労強度，靭性，耐食性等に悪影響を与える。この点で、
Ｓ含有量は低いほど好ましく、上限を０．００３重量％
に規定した。
元素として働く有効ＴｉをＴｉＮの生成によって消費す
る。また、Ｎ含有量の増加に応じＴｉＮ介在物が大きく
なり、疲労強度や靭性を低下させる原因となる。したが
って、Ｎ含有量は低いほど好ましく、本発明においては
Ｎ含有量の上限を０．０１５重量％に規定した。 Ｓ： ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、疲
労強度，靭性，耐食性等に悪影響を与える。この点で、
Ｓ含有量は低いほど好ましく、上限を０．００３重量％
に規定した。
【００１６】本発明で使用される鋼は、以上の化学成分
範囲で溶体化処理後に実質的にマルテンサイト単相組織
が生成するように成分調整される。この鋼の残部は、基
本的にはＦｅであるが、不可避的に混入する不純物を除
き、脱酸を目的として添加されたＡｌ，脱硫を目的とし
て添加されたＣａ，希土類金属，熱間加工性を向上させ
るために添加された０．０１重量％以下のＢ等を含有す
ることもできる。Ａｌは、Ｔｉと同様な作用を呈するの
で、Ｔｉの一部を置換して０．４５重量％以下の割合で
含有させても良い。本発明で規定された合金元素を含有
するステンレス鋼は、溶体化処理され、冷間圧延が施さ
れた後、焼鈍される。このとき、圧延率３５％未満で冷
間圧延を行うと、焼鈍時に一部或いは全体に粗大な結晶
粒が発生する。粗大結晶粒に成長した組織をもつステン
レス鋼に時効処理を施すと、高強度化に伴って靭性が低
下する。
範囲で溶体化処理後に実質的にマルテンサイト単相組織
が生成するように成分調整される。この鋼の残部は、基
本的にはＦｅであるが、不可避的に混入する不純物を除
き、脱酸を目的として添加されたＡｌ，脱硫を目的とし
て添加されたＣａ，希土類金属，熱間加工性を向上させ
るために添加された０．０１重量％以下のＢ等を含有す
ることもできる。Ａｌは、Ｔｉと同様な作用を呈するの
で、Ｔｉの一部を置換して０．４５重量％以下の割合で
含有させても良い。本発明で規定された合金元素を含有
するステンレス鋼は、溶体化処理され、冷間圧延が施さ
れた後、焼鈍される。このとき、圧延率３５％未満で冷
間圧延を行うと、焼鈍時に一部或いは全体に粗大な結晶
粒が発生する。粗大結晶粒に成長した組織をもつステン
レス鋼に時効処理を施すと、高強度化に伴って靭性が低
下する。
【００１７】高強度を維持しながら高い靭性を確保する
ためには、焼鈍時に均一で微細な再結晶粒を生成させる
ことが必要である。焼鈍時に生成する再結晶粒を平均粒
径で２５μｍ以下の細粒にするとき、ＪM 値で１４００
／ｍｍ2 以上の高い靭性が得られる。微細な組織を得る
ためには、焼鈍に先立って行われる冷間加工により多数
の加工歪みを導入することが重要である。この点で、圧
延率３５％以上の冷間加工を採用した。冷間圧延された
ステンレス鋼は、再結晶及び析出物固溶化のため、９８
０〜１１３０℃の温度域で焼鈍される。１１３０℃を超
える高温で焼鈍すると、再結晶の成長が促進され、粗大
な再結晶粒が生成し易くなる。逆に９８０℃未満の焼鈍
温度では、鋼中に存在するＴｉＣ等の析出物がマトリッ
クスに十分に固溶せず、靭性低下の原因となる。この点
で、１０００〜１１００℃の温度域で焼鈍することが好
ましい。また、長時間をかけて焼鈍すると、再結晶粒が
粗大化し易い。そのため、焼鈍時間の上限を５分とし
た。
ためには、焼鈍時に均一で微細な再結晶粒を生成させる
ことが必要である。焼鈍時に生成する再結晶粒を平均粒
径で２５μｍ以下の細粒にするとき、ＪM 値で１４００
／ｍｍ2 以上の高い靭性が得られる。微細な組織を得る
ためには、焼鈍に先立って行われる冷間加工により多数
の加工歪みを導入することが重要である。この点で、圧
延率３５％以上の冷間加工を採用した。冷間圧延された
ステンレス鋼は、再結晶及び析出物固溶化のため、９８
０〜１１３０℃の温度域で焼鈍される。１１３０℃を超
える高温で焼鈍すると、再結晶の成長が促進され、粗大
な再結晶粒が生成し易くなる。逆に９８０℃未満の焼鈍
温度では、鋼中に存在するＴｉＣ等の析出物がマトリッ
クスに十分に固溶せず、靭性低下の原因となる。この点
で、１０００〜１１００℃の温度域で焼鈍することが好
ましい。また、長時間をかけて焼鈍すると、再結晶粒が
粗大化し易い。そのため、焼鈍時間の上限を５分とし
た。
【００１８】焼鈍により、析出していたＴｉＣ等の大半
がマトリックスに固溶するものの、完全に析出物を固溶
させようとすると焼鈍温度を高くしたり、焼鈍時間を長
くすることが必要になる。その結果、再結晶粒が粗大化
し、強度低下を引き起こす。本発明者等の研究によると
き、焼鈍後に固溶せずに残留している析出物のうち、粒
径５×１０-2μｍ以上の析出物を６×１０6 個／ｍｍ2
以下の分布割合に抑え、且つ平均粒径で２５μｍ以下の
微細な結晶粒を維持することにより、時効処理後の強度
及び靭性の双方が改善されることが判明した。焼鈍され
たステンレス鋼は、必要に応じ調質圧延によって良好な
形状に成形される。形状特性を改善するためには、３％
以上の圧延率で調質圧延を行うことが好ましい。しか
し、調質圧延の圧延率を余り高くしても形状改善効果は
小さく、却って靭性を低下させることにもなる。したが
って、調質圧延は、圧延率３〜５０％で行うことが好ま
しい。
がマトリックスに固溶するものの、完全に析出物を固溶
させようとすると焼鈍温度を高くしたり、焼鈍時間を長
くすることが必要になる。その結果、再結晶粒が粗大化
し、強度低下を引き起こす。本発明者等の研究によると
き、焼鈍後に固溶せずに残留している析出物のうち、粒
径５×１０-2μｍ以上の析出物を６×１０6 個／ｍｍ2
以下の分布割合に抑え、且つ平均粒径で２５μｍ以下の
微細な結晶粒を維持することにより、時効処理後の強度
及び靭性の双方が改善されることが判明した。焼鈍され
たステンレス鋼は、必要に応じ調質圧延によって良好な
形状に成形される。形状特性を改善するためには、３％
以上の圧延率で調質圧延を行うことが好ましい。しか
し、調質圧延の圧延率を余り高くしても形状改善効果は
小さく、却って靭性を低下させることにもなる。したが
って、調質圧延は、圧延率３〜５０％で行うことが好ま
しい。
【００１９】本発明では、疲労予亀裂を付けた試験片の
切欠き引張り試験における最大応力ＪM により靭性を評
価している。ＪM 値は、従来の切欠き引張り試験に比較
して、合金元素，加工熱処理等の諸因子が靭性に与える
影響の詳細な調査を可能にする。このＪM 値が１４００
Ｎ／ｍｍ2 以上であると、前述した微細で析出物の少な
い組織が形成されており、強度及び靭性共に優れた材料
が得られる。焼鈍後のステンレス鋼は、適宜の調質圧延
を経て時効処理される。時効処理としては、一般的に析
出硬化型鋼で行われている４２５〜５５０℃で１０分以
上加熱する熱処理が採用される。時効処理によって、高
強度が発現され、ＪM 値が１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の靭
性に優れた材料が得られる。
切欠き引張り試験における最大応力ＪM により靭性を評
価している。ＪM 値は、従来の切欠き引張り試験に比較
して、合金元素，加工熱処理等の諸因子が靭性に与える
影響の詳細な調査を可能にする。このＪM 値が１４００
Ｎ／ｍｍ2 以上であると、前述した微細で析出物の少な
い組織が形成されており、強度及び靭性共に優れた材料
が得られる。焼鈍後のステンレス鋼は、適宜の調質圧延
を経て時効処理される。時効処理としては、一般的に析
出硬化型鋼で行われている４２５〜５５０℃で１０分以
上加熱する熱処理が採用される。時効処理によって、高
強度が発現され、ＪM 値が１４００Ｎ／ｍｍ2 以上の靭
性に優れた材料が得られる。
【００２０】ＪM 値が１４００Ｎ／ｍｍ2 以上であるこ
とから、引張り強さも少なくとも１４００Ｎ／ｍｍ2 以
上になっている。たとえば、引張り強さが１６５０Ｎ／
ｍｍ2 程度であっても、ＪM 値が１４００Ｎ／ｍｍ2 以
上であれば、相当に優れた靭性が得られる。しかし、１
４００Ｎ／ｍｍ2 未満のＪM 値では、靭性が急激に低下
する。すなわち、高強度の領域において高い靭性を得る
ためには、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上のＪM 値が必要であ
る。
とから、引張り強さも少なくとも１４００Ｎ／ｍｍ2 以
上になっている。たとえば、引張り強さが１６５０Ｎ／
ｍｍ2 程度であっても、ＪM 値が１４００Ｎ／ｍｍ2 以
上であれば、相当に優れた靭性が得られる。しかし、１
４００Ｎ／ｍｍ2 未満のＪM 値では、靭性が急激に低下
する。すなわち、高強度の領域において高い靭性を得る
ためには、１４００Ｎ／ｍｍ2 以上のＪM 値が必要であ
る。
【００２１】
実施例１：表１に示した成分をもつ各ステンレス鋼につ
いて、１００ｋｇの鋼塊から熱間圧延を経て板厚６ｍｍ
の熱延板を製造した。熱延板を切削加工した後、圧延率
４０％の冷間圧延及び１０３０℃に１８０秒加熱する焼
鈍を施し、更に１５％の調質圧延により板厚２ｍｍの鋼
帯に成形した。なお、表１におけるＪ１〜Ｊ５は、本発
明の対象となる鋼である。他方、ａ〜ｃは比較鋼であ
り、Ｍｏ含有量又はＣｕ含有量が本発明で規定した成分
範囲を外れている。
いて、１００ｋｇの鋼塊から熱間圧延を経て板厚６ｍｍ
の熱延板を製造した。熱延板を切削加工した後、圧延率
４０％の冷間圧延及び１０３０℃に１８０秒加熱する焼
鈍を施し、更に１５％の調質圧延により板厚２ｍｍの鋼
帯に成形した。なお、表１におけるＪ１〜Ｊ５は、本発
明の対象となる鋼である。他方、ａ〜ｃは比較鋼であ
り、Ｍｏ含有量又はＣｕ含有量が本発明で規定した成分
範囲を外れている。
【表１】
【００２２】４８０℃に１時間加熱する時効処理を１５
％調質圧延材に施した後、硬さ，引張り強さ，切欠き引
張り強さ，ＪM 値等の機械的性質を調べた。切欠き引張
り強さは、ＡＳＴＭ Ｅ３３８−８１に準拠して従来と
同様な方法により測定した。ＪM 値の測定には、図１に
示す試験片１を使用した。試験片１は、長さ１６０ｍｍ
及び幅４５ｍｍの矩形状に成形し、それぞれの両端から
２８ｍｍの位置に直径１６ｍｍの円形孔２，３を穿設し
た。また、試験片１の中央部に直径４ｍｍの中心孔４を
穿設し、中心孔４から幅方向に延びた長さ２．５ｍｍ及
び幅０．３ｍｍのノッチ５，６を放電加工により切り込
んだ。そして、疲労試験機で長さ３．５ｍｍの疲労予亀
裂７，８を導入した。この試験片１を切欠き引張り試験
にかけると、亀裂の発生及び進展抵抗が同時に評価され
る従来の切欠き引張り試験と異なり、亀裂の進展抵抗の
みが評価される。また、疲労予亀裂７，８への応力集中
度の方が高いことから、亀裂底における材料の靭性がよ
り厳しく評価される。
％調質圧延材に施した後、硬さ，引張り強さ，切欠き引
張り強さ，ＪM 値等の機械的性質を調べた。切欠き引張
り強さは、ＡＳＴＭ Ｅ３３８−８１に準拠して従来と
同様な方法により測定した。ＪM 値の測定には、図１に
示す試験片１を使用した。試験片１は、長さ１６０ｍｍ
及び幅４５ｍｍの矩形状に成形し、それぞれの両端から
２８ｍｍの位置に直径１６ｍｍの円形孔２，３を穿設し
た。また、試験片１の中央部に直径４ｍｍの中心孔４を
穿設し、中心孔４から幅方向に延びた長さ２．５ｍｍ及
び幅０．３ｍｍのノッチ５，６を放電加工により切り込
んだ。そして、疲労試験機で長さ３．５ｍｍの疲労予亀
裂７，８を導入した。この試験片１を切欠き引張り試験
にかけると、亀裂の発生及び進展抵抗が同時に評価され
る従来の切欠き引張り試験と異なり、亀裂の進展抵抗の
みが評価される。また、疲労予亀裂７，８への応力集中
度の方が高いことから、亀裂底における材料の靭性がよ
り厳しく評価される。
【００２３】測定結果を、表２に示す。また、引張り強
さＴＳに対する切欠き引張り強さＮＴＳの比ＮＴＳ／Ｔ
Ｓ及びＪM 値の比ＪM ／ＴＳを引張り強さＴＳで整理し
たところ、比率ＮＴＳ／ＴＳ及びＪM ／ＴＳと引張り強
さＴＳとの間に図２に示す関係が成立していることが判
った。なお、図２において、○印は比率ＮＴＳ／ＴＳを
示し、△印は比率ＪM ／ＴＳを示す。また、白抜きが本
発明の対象鋼，黒塗りが比較鋼である。本発明が対象と
する鋼は、表２及び図２に示されているように、強度面
では比較鋼と大差がない。また、従来の切欠き引張り試
験により靭性を評価するとき、本発明の対象鋼は、比較
鋼と同じ靭性レベルにある。しかし、ＪM 値で靭性を評
価するとき、本発明の対象鋼は、比較鋼よりも優れた靭
性を示し、亀裂に対して強い進展抵抗をもっていること
が判る。なお、鋼Ｊ１〜Ｊ５は、何れも従来の析出硬化
型鋼と同様な強度レベルにあり、従来のマルテンサイト
鋼の加工と同様な加工方法によって各種の加工を施すこ
とが可能である。
さＴＳに対する切欠き引張り強さＮＴＳの比ＮＴＳ／Ｔ
Ｓ及びＪM 値の比ＪM ／ＴＳを引張り強さＴＳで整理し
たところ、比率ＮＴＳ／ＴＳ及びＪM ／ＴＳと引張り強
さＴＳとの間に図２に示す関係が成立していることが判
った。なお、図２において、○印は比率ＮＴＳ／ＴＳを
示し、△印は比率ＪM ／ＴＳを示す。また、白抜きが本
発明の対象鋼，黒塗りが比較鋼である。本発明が対象と
する鋼は、表２及び図２に示されているように、強度面
では比較鋼と大差がない。また、従来の切欠き引張り試
験により靭性を評価するとき、本発明の対象鋼は、比較
鋼と同じ靭性レベルにある。しかし、ＪM 値で靭性を評
価するとき、本発明の対象鋼は、比較鋼よりも優れた靭
性を示し、亀裂に対して強い進展抵抗をもっていること
が判る。なお、鋼Ｊ１〜Ｊ５は、何れも従来の析出硬化
型鋼と同様な強度レベルにあり、従来のマルテンサイト
鋼の加工と同様な加工方法によって各種の加工を施すこ
とが可能である。
【表２】
【００２４】実施例２：表１に示した鋼Ｊ１の熱延板を
切削加工し、２０〜６０％の圧延率で冷間圧延した。次
いで、１０３０℃に３分加熱する焼鈍を行った後、圧延
率１５％の調質圧延により板厚２ｍｍの帯材を製造し
た。４８０℃に１時間加熱する時効処理を帯材に施し、
時効材の引張り強さ及びＪM 値を測定した。測定結果を
焼鈍前の冷間圧延率で整理したところ、引張り強さＴＳ
及びＪM 値と冷間圧延率との間に図３に示す関係が成立
していた。図３から明らかなように、引張り強さＴＳ
は、冷間圧延率が大きくなるに従って上昇する傾向を示
すが、それほど大きな変化はない。他方、ＪM 値は、冷
間圧延率３５％を境として大きく変化している。冷間圧
延率が３５％未満の試験片について、その組織を観察し
たところ、焼鈍時に結晶粒が大きく成長していることが
判明した。これに対し、冷間圧延率３５％以上の試験片
では、結晶粒の成長が抑えられ、平均粒径で２５μｍ以
下の微細な結晶組織をもっていた。このことから、焼鈍
前に３５％以上の圧延率で冷間圧延を施すことが、ＪM
値を１４００Ｎ／ｍｍ2 以上にし、時効処理後の強度及
び靭性を高いレベルにする上で有効であることが判る。
切削加工し、２０〜６０％の圧延率で冷間圧延した。次
いで、１０３０℃に３分加熱する焼鈍を行った後、圧延
率１５％の調質圧延により板厚２ｍｍの帯材を製造し
た。４８０℃に１時間加熱する時効処理を帯材に施し、
時効材の引張り強さ及びＪM 値を測定した。測定結果を
焼鈍前の冷間圧延率で整理したところ、引張り強さＴＳ
及びＪM 値と冷間圧延率との間に図３に示す関係が成立
していた。図３から明らかなように、引張り強さＴＳ
は、冷間圧延率が大きくなるに従って上昇する傾向を示
すが、それほど大きな変化はない。他方、ＪM 値は、冷
間圧延率３５％を境として大きく変化している。冷間圧
延率が３５％未満の試験片について、その組織を観察し
たところ、焼鈍時に結晶粒が大きく成長していることが
判明した。これに対し、冷間圧延率３５％以上の試験片
では、結晶粒の成長が抑えられ、平均粒径で２５μｍ以
下の微細な結晶組織をもっていた。このことから、焼鈍
前に３５％以上の圧延率で冷間圧延を施すことが、ＪM
値を１４００Ｎ／ｍｍ2 以上にし、時効処理後の強度及
び靭性を高いレベルにする上で有効であることが判る。
【００２５】実施例３：表１の鋼Ｊ１に対し、焼鈍温度
を９５０〜１１５０℃の範囲で変えながら３分加熱する
焼鈍を行った。その他は実施例１と同様な加工熱処理を
施した４８０℃時効材について、ＪM 値を測定した。測
定結果を焼鈍温度で整理したところ、ＪM 値と焼鈍温度
との間に図４に示す関係が成立していた。図４から明ら
かなように、９８０℃未満の低い焼鈍温度ではＪM 値が
低くなっている。これは、析出物が十分に再固溶してい
ないことに起因するものと推察される。また、１１３０
℃を超える高い焼鈍温度では、結晶粒の成長が活発に行
われ、ＪM 値が低下している。これに対し、９８０〜１
１３０℃の温度域に焼鈍温度を維持したものでは、１４
００Ｎ／ｍｍ2 を超える高いＪM 値が得られている。こ
のことから、強度及び靭性の双方共に優れた材質とする
ためには、９８０〜１１３０℃の温度域で焼鈍を行う必
要があることが判る。
を９５０〜１１５０℃の範囲で変えながら３分加熱する
焼鈍を行った。その他は実施例１と同様な加工熱処理を
施した４８０℃時効材について、ＪM 値を測定した。測
定結果を焼鈍温度で整理したところ、ＪM 値と焼鈍温度
との間に図４に示す関係が成立していた。図４から明ら
かなように、９８０℃未満の低い焼鈍温度ではＪM 値が
低くなっている。これは、析出物が十分に再固溶してい
ないことに起因するものと推察される。また、１１３０
℃を超える高い焼鈍温度では、結晶粒の成長が活発に行
われ、ＪM 値が低下している。これに対し、９８０〜１
１３０℃の温度域に焼鈍温度を維持したものでは、１４
００Ｎ／ｍｍ2 を超える高いＪM 値が得られている。こ
のことから、強度及び靭性の双方共に優れた材質とする
ためには、９８０〜１１３０℃の温度域で焼鈍を行う必
要があることが判る。
【００２６】実施例４：表１に示した鋼Ｊ１の熱延板に
切削加工，冷間圧延，焼鈍を順次施した後、圧延率１５
％の調質圧延により板厚２ｍｍの帯材を製造した。４８
０℃に１時間加熱する時効処理を帯材に施し、時効材の
引張り強さ及びＪM 値を測定した。このとき、圧延率及
び焼鈍温度を種々変更することによって、焼鈍後の組織
における再結晶粒の平均結晶粒径及び析出物の分布量を
調整した。測定結果を焼鈍後の結晶粒径及び析出物分布
量で整理したところ、引張り強さＴＳ及びＪM 値と結晶
粒径及び析出物分布量との間にそれぞれ図５及び図６に
示す関係が成立していた。なお、析出物分布量は、非水
溶媒系電解液を用いて母相を数μｍ溶解し、母相上に残
存した析出物について、２万倍の視野で検出可能な析出
物の個数をカウントし、単位面積当りの平均個数（個／
ｍｍ2)で表した。析出物はＴｉＣ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 等か
らなり、この視野では粒径５×１０-2μｍ以上の析出物
が観察された。
切削加工，冷間圧延，焼鈍を順次施した後、圧延率１５
％の調質圧延により板厚２ｍｍの帯材を製造した。４８
０℃に１時間加熱する時効処理を帯材に施し、時効材の
引張り強さ及びＪM 値を測定した。このとき、圧延率及
び焼鈍温度を種々変更することによって、焼鈍後の組織
における再結晶粒の平均結晶粒径及び析出物の分布量を
調整した。測定結果を焼鈍後の結晶粒径及び析出物分布
量で整理したところ、引張り強さＴＳ及びＪM 値と結晶
粒径及び析出物分布量との間にそれぞれ図５及び図６に
示す関係が成立していた。なお、析出物分布量は、非水
溶媒系電解液を用いて母相を数μｍ溶解し、母相上に残
存した析出物について、２万倍の視野で検出可能な析出
物の個数をカウントし、単位面積当りの平均個数（個／
ｍｍ2)で表した。析出物はＴｉＣ，Ｔｉ4 Ｃ2 Ｓ2 等か
らなり、この視野では粒径５×１０-2μｍ以上の析出物
が観察された。
【００２７】図５から明らかなように、引張り強さ及び
ＪM 値共に、平均結晶粒径が大きくなるに従って低下す
る傾向を示した。引張り強さの低下度はごく僅かである
が、ＪM 値は平均結晶粒径が２５μｍを超えると大きく
低下した。また、引張り強さは、図６に示すように析出
物の分布量が増加するに伴って若干低下する傾向を示し
た。一方、ＪM 値は、析出物分布量６×１０6 個／ｍｍ
2 を境として急激に低下した。このことから、引張り強
さを高レベルに維持した状態でＪM 値が１４００Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の優れた靭性を付与するためには、焼鈍後の平
均結晶粒径を２５μｍ以下にし且つ析出物分布量を６×
１０6 個／ｍｍ2 以下に抑えることが有効であることが
判る。すなわち、同じ成分をもつステンレス鋼であって
も、冷間圧延によって導入される応力歪みの量及び焼鈍
により解放される歪みや再結晶の成長度を調整すること
により、高強度で且つ靭性に優れた析出硬化型マルテン
サイト系ステンレス鋼が得られる。
ＪM 値共に、平均結晶粒径が大きくなるに従って低下す
る傾向を示した。引張り強さの低下度はごく僅かである
が、ＪM 値は平均結晶粒径が２５μｍを超えると大きく
低下した。また、引張り強さは、図６に示すように析出
物の分布量が増加するに伴って若干低下する傾向を示し
た。一方、ＪM 値は、析出物分布量６×１０6 個／ｍｍ
2 を境として急激に低下した。このことから、引張り強
さを高レベルに維持した状態でＪM 値が１４００Ｎ／ｍ
ｍ2 以上の優れた靭性を付与するためには、焼鈍後の平
均結晶粒径を２５μｍ以下にし且つ析出物分布量を６×
１０6 個／ｍｍ2 以下に抑えることが有効であることが
判る。すなわち、同じ成分をもつステンレス鋼であって
も、冷間圧延によって導入される応力歪みの量及び焼鈍
により解放される歪みや再結晶の成長度を調整すること
により、高強度で且つ靭性に優れた析出硬化型マルテン
サイト系ステンレス鋼が得られる。
【００２８】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｔｉ等
の成分調整を図ると共に、焼鈍後の組織における結晶粒
の平均粒径及び析出物分布量を調整している。これによ
り、高強度を維持しつつ、従来よりも更に靭性を向上さ
せた材料が得られる。しかも、従来と同等の製造コスト
で、性質改善を行うことができる。得られた析出硬化型
マルテンサイト系ステンレス鋼は、従来鋼と同等の強度
や耐食性が要求され、更に高い靭性が要求される各種バ
ネ，スチールベルト，その他の構造材料として使用され
る。
は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｍｏ，Ｔｉ等
の成分調整を図ると共に、焼鈍後の組織における結晶粒
の平均粒径及び析出物分布量を調整している。これによ
り、高強度を維持しつつ、従来よりも更に靭性を向上さ
せた材料が得られる。しかも、従来と同等の製造コスト
で、性質改善を行うことができる。得られた析出硬化型
マルテンサイト系ステンレス鋼は、従来鋼と同等の強度
や耐食性が要求され、更に高い靭性が要求される各種バ
ネ，スチールベルト，その他の構造材料として使用され
る。
【図１】 靭性を評価する指標ＪM 値の測定に使用した
試験片
試験片
【図２】 引張り強さＴＳに対する切欠き引張り強さＮ
ＴＳの比率ＮＴＳ／ＴＳ及びＪM 値の比率ＪM ／ＴＳと
引張り強さＴＳとの関係を表したグラフ
ＴＳの比率ＮＴＳ／ＴＳ及びＪM 値の比率ＪM ／ＴＳと
引張り強さＴＳとの関係を表したグラフ
【図３】 冷間圧延率が引張り強さＴＳ及びＪM 値に与
える影響を表したグラフ
える影響を表したグラフ
【図４】 焼鈍温度がＪM 値に与える影響を表したグラ
フ
フ
【図５】 焼鈍後の平均結晶粒径が引張り強さ及びＪM
値に与える影響を表したグラフ
値に与える影響を表したグラフ
【図６】 焼鈍後の析出物分布量が引張り強さ及びＪM
値に与える影響を表したグラフ
値に与える影響を表したグラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 大橋 誠一 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内
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７
〜２．５重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．
０〜１０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量
％，Ｃｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．
０重量％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．
０１５重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有
し、焼鈍後に平均結晶粒径が２５μｍ以下であり、マト
リックスに析出した粒径５×１０-2μｍ以上の析出物が
６×１０6 個／ｍｍ2 以下に抑えられている組織をもつ
ことを特徴とする強度及び靭性に優れた析出硬化型マル
テンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：０．０８重量％以下，Ｓｉ：０．７
〜２．５重量％，Ｍｎ：３．０重量％以下，Ｎｉ：６．
０〜１０．０重量％，Ｃｒ：１０．０〜１７．０重量
％，Ｃｕ：０．５〜２．０重量％，Ｍｏ：０．５〜３．
０重量％，Ｔｉ：０．１５〜０．４５重量％，Ｎ：０．
０１５重量％以下及びＳ：０．００３重量％以下を含有
する鋼を溶体化処理した後、３５％以上の冷間圧延を施
し、次いで９８０〜１１３０℃の温度に５分以下加熱す
る焼鈍を施し、更に時効処理を行うことを特徴とする強
度及び靭性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステン
レス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20980892A JP3251648B2 (ja) | 1992-07-14 | 1992-07-14 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20980892A JP3251648B2 (ja) | 1992-07-14 | 1992-07-14 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0633195A true JPH0633195A (ja) | 1994-02-08 |
| JP3251648B2 JP3251648B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=16578950
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20980892A Expired - Fee Related JP3251648B2 (ja) | 1992-07-14 | 1992-07-14 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3251648B2 (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0530803A3 (ja) * | 1991-09-04 | 1994-04-06 | Kyowa Hakko Kogyo Kk | |
| EP1106706A1 (en) * | 1999-11-05 | 2001-06-13 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Ultra-high strength metastable austenitic stainless steel containing Ti and a method of producing the same |
| JP2008195976A (ja) * | 2007-02-08 | 2008-08-28 | Nisshin Steel Co Ltd | バネ用鋼板およびそれを用いたバネ材並びにそれらの製造法 |
| US7470336B2 (en) * | 2003-02-07 | 2008-12-30 | Advanced Steel Technology Llc | Method of producing fine-grained martensitic stainless steel |
| JP2017155317A (ja) * | 2016-03-04 | 2017-09-07 | 日新製鋼株式会社 | スチールベルト用析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼板および製造方法 |
| CN116024496A (zh) * | 2022-12-22 | 2023-04-28 | 敦化市拜特科技有限公司 | 不锈钢带及其制造方法 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4363327B2 (ja) | 2002-06-19 | 2009-11-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 油井用ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| US20060118215A1 (en) | 2004-12-08 | 2006-06-08 | Yuichi Hirakawa | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
-
1992
- 1992-07-14 JP JP20980892A patent/JP3251648B2/ja not_active Expired - Fee Related
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