JPH07138704A - 高強度高延性複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents

高強度高延性複相組織ステンレス鋼およびその製造方法

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JPH07138704A
JPH07138704A JP5306105A JP30610593A JPH07138704A JP H07138704 A JPH07138704 A JP H07138704A JP 5306105 A JP5306105 A JP 5306105A JP 30610593 A JP30610593 A JP 30610593A JP H07138704 A JPH07138704 A JP H07138704A
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JP5306105A
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Katsuhisa Miyakusu
克久 宮楠
Takao Oda
敬夫 小田
Takashi Igawa
孝 井川
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Nippon Steel Nisshin Co Ltd
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Nisshin Steel Co Ltd
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
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    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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Abstract

(57)【要約】 【目的】 強度−延性バランスに優れた複相組織ステン
レス鋼帯を得る。 【構成】 質量％で，Ｃ：0.10％以下, Ｓi：2.0％下,
Ｍn：4.0％以下, Ｐ：0.040％以下, Ｓ：0.010％以下,
Ｎi：4.0％以下, Ｃr：10.0〜20.0％，Ｎ：0.12％以下,
Ｂ：0.0050超え〜0.0300％, Ｏ：0.02％以下, Ｃu：4.
0％以下を含み, 必要に応じて, 0.20％以下のＡl, ３％
以下のＭo, 0.20％以下のＲＥＭ，0.20％以下のＹ, 0.1
0％以下のＣa, 0.10％以下のＭgを含有し, 残部がＦeお
よび不可避の不純物からなる高強度高延性複相組織ステ
ンレス鋼であり，, 鋼帯ままで20vol％以上95vol％以下
で平均粒径が10μm以下のマルテンサイト相と残部がフ
エライト相とからなる複相組織を有し且つHV 200以上の
硬さを有する。

Description

【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は，実質的にフェライト＋
マルテンサイトの混合組織からなる製造性ならびに加工
性に優れた高強度高延性の複相組織ステンレス鋼および
その製造方法に関し，プレス成形などの加工が施される
成形用素材としての好適な高強度ステンレス鋼を提供す
るものである。
【０００２】
【従来の技術】Ｃrを主合金成分として含有するクロム
ステンレス鋼には，マルテンサイト系およびフェライト
系ステンレス鋼がある。いずれも比較的多量のＮiを含
むオーステナイト系ステンレス鋼に比べ安価であり，ま
た強磁性を有し熱膨張係数が小さいなどの物性面での特
徴を有するので，単に経済的理由のみならずその特性面
からもクロムステンレス鋼に限定される用途も多い。
【０００３】このようなクロムステンレス鋼において
は，とくに近年の電子機器や精密機械部品分野での需要
増大にともなって鋼板素材に対する要求が厳しくなって
きている。例えば高強度と高延性という相反する特性を
兼備したもの，素材鋼板時点での形状や板厚精度に優れ
たもの，加工後の形状精度に優れるもの，と言った諸特
性を合わせもつ鋼板素材が望まれるようになった。
【０００４】従来のクロムステンレス鋼において高強度
を有するものとしては，先ずマルテンサイト系ステンレ
ス鋼が挙げられる。例えばJIS G 4305の冷間圧延ステン
レス鋼板および鋼帯には７種のマルテンサイト系ステン
レス鋼が規定されているが，Ｃ量は0.08％以下(SUS410
S) から0.60〜0.75％(SUS440A) と，フェライト系ステ
ンレス鋼に比べて，同一Ｃrレベルでみると高いＣを含
有し, 焼入れ処理または焼入れ・焼戻し処理により高強
度を付与することができるものである。これらの熱処理
を施した後のマルテンサイト系ステンレス鋼板の組織
は，その名称のごとく基本的にはマルテンサイト組織で
あり，非常に高い強度（硬さ）が得られる反面，伸びは
非常に低い。
【０００５】したがって，マルテンサイト系ステンレス
鋼は焼入れ（・焼戻し）処理後の加工性に乏しいため，
素材メーカーからは焼なました状態，つまり強度および
硬さの低い軟質なフェライト組織の状態で出荷され，加
工メーカーにおいて製品形状に加工された後，焼入れ・
焼戻し処理を施すことが多い。
【０００６】加工後にこのような熱処理を施すさいに，
表面に酸化被膜が生成すると，表面の美麗さが重視され
るステンレス鋼では好ましくない場合が多い。その対策
として，真空もしくは不活性ガス雰囲気中での熱処理を
施したり，熱処理後に酸洗や研磨を行うなどの工程が必
要となる。このため，マルテンサイト系ステンレス鋼の
使用は加工メーカー側での負担増を招き，最終製品のコ
ストアップが避けられないという問題があった。
【０００７】一方，フェライト系ステンレス鋼は元来が
高強度を必要とする用途にはあまり供されておらず，熱
処理による高強度化もあまり期待できない。そこでフェ
ライト系ステンレス鋼の強度を上昇させる方法として，
焼きなまし後さらに調質圧延（冷間圧延）を行って加工
硬化により高強度化を図る場合がある。この場合は冷間
圧延ままの状態で使用されることになるが，圧延率の増
加にともなう強度上昇の程度以上に伸びの低下が著し
く，ある程度の加工性を維持し得る強度レベルの上限は
限られるという問題がある。
【０００８】例えばSUS430を20〜30％の冷間圧延により
高強度化した場合の特性はHV 230程度の硬さと，高々２
〜３％の伸びにすぎず, 強度−延性バランスは劣る。ま
た，調質圧延材は広幅の圧延ままで良好な素材形状を得
ること自体が難しいとともに，強度および伸びの面内異
方性が大きく，プレス加工後に良好な加工形状精度を得
ることも困難である。
【０００９】以上のような従来の高強度クロムステンレ
ス鋼の問題点に鑑み，本発明者らは特開昭63-7338号公
報, 特開昭63-169330号〜特開昭63-169335号公報, 特開
平1-172524号〜特開平1-172525号公報などにおいて, 高
温でフェライト＋オーステナイト組織を呈するように成
分調整した鋼のスラブを, 基本的に熱間圧延, 冷間圧延
を経て鋼帯となし, 仕上熱処理としてフェライト＋オー
ステナイト二相組織を呈するＡC1以上の適正温度域に加
熱保持し, 適正冷却速度で冷却する連続熱処理を施すこ
とにより, 実質的にフェライト＋マルテンサイトとした
高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造方
法を提案している。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らによる前記
の複相組織クロムステンレス鋼帯は, 良好な強度−延性
バランスを有し，強度と延性の面内異方性が小さく，か
つ低耐力，低降伏比であり，高強度の成形用素材として
十分な特性を有し，材料特性としては従来の高強度クロ
ムステンレス鋼の持つ問題点をすべて解決し得る鋼が得
られている。
【００１１】しかしながら，これらの複相組織ステンレ
ス鋼帯の製造性において，熱間圧延性が従来のフェライ
ト系およびマルテンサイト系ステンレス鋼に比べて劣る
場合がある。これは，この様な複相組織ステンレス鋼で
は，熱間圧延時に変形能並びに変形抵抗が基本的に異な
るフェライト相とオーステナイト相の共存状態で熱間圧
延が施されることになり，両相の比率や高温強度が熱間
圧延性に影響するためである。例えば両相の比率につい
てみると，従来のフェライト系ステンレス鋼に比べて複
相組織ステンレス鋼の高温でのフェライト量は少なく，
熱間圧延性は劣る傾向にある。一方，熱間圧延時にオー
ステナイト単相となるような完全マルテンサイト系ステ
ンレス鋼では，かような２相共存による熱間圧延性の低
下は問題とならない。
【００１２】熱間圧延性の低下は，具体的には，熱間圧
延時の熱延鋼帯エッジ部に微小クラックの発生をもたら
す場合がある。とくに，より高強度化するためにマルテ
ンサイト量の比率を高めた場合に，すなわち高温でのオ
ーステナイト量を高めた成分バランスとした場合に，熱
延鋼帯エッジ部の微小クラック（以後，本明細書におい
ては単にエッジ・クラックと呼ぶ）を生じることがあ
る。
【００１３】このエッジ・クラックは，材料特性に悪影
響を与えるものではないが，後工程の冷間圧延時に鋼帯
の破断発生要因となるので，冷間圧延前にこれを除去す
る工程が必要となるとともに，幅歩留の低下を招くこと
になる。また，その発生を防止するために必要に応じて
熱間圧延でのパス回数を増やし，１パス当りの圧延率を
軽減する場合があるなど，いずれも複相組織ステンレス
鋼帯の特徴の一つである経済性を阻害する。本発明の目
的はこの問題を解決するにある。
【００１４】
【課題を解決するための手段】本発明によれば，質量％
で，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：2.0％以下,Ｍn：4.0％以下,
Ｐ：0.040％以下,Ｓ：0.010％以下,Ｎi：4.0％以下,Ｃ
r：10.0〜20.0％,Ｎ：0.12％以下,Ｂ：0.0050超え〜0.0
300％,Ｏ：0.02％以下,Ｃu：4.0％以下,を含有し，さら
に必要に応じて，0.20％以下のＡl, ３％以下のＭo, 0.
20％以下のＲＥＭ，0.20％以下のＹ，0.10％以下のＣa,
0.10％以下のＭgの１種または２種以上を含有し，且つ 0.01％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 0.20％≦Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３≦5.0％ の関係を満足するようにこれらの成分を含有し，残部が
Ｆeおよび不可避の不純物からなり, 20vol.％以上95vo
l.％以下で且つ平均粒径が10μｍ以下のマルテンサイト
相と残部が実質的にフェライト相とからなる複相組織を
有し，そして硬さがHV 200以上である高強度高延性複相
組織ステンレス鋼を提供する。
【００１５】また本発明によれば，前記のように成分調
整した鋼のスラブから粗圧延および仕上圧延からなる熱
間圧延工程と冷間圧延工程を経て冷間圧延鋼帯を製造
し，この冷間圧延鋼帯を連続熱処理炉に通板してＡC1点
＋100 ℃以上1100℃以下のフェライト＋オーステナイト
の二相域温度に10分以内の保持の後, 最高加熱温度から
常温までの平均冷却速度が１℃／ｓ以上1000℃／ｓ以下
で急冷する複相化熱処理を施すことにより，鋼帯ままで
前記の複合組織と硬さをもつステンレス鋼を製造するこ
とができる。
【００１６】ここで，本発明鋼の成分系において，鋼中
のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含有量について，下式
(1) すなわち， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)＋9(％Ｃu) −11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 ・・・・(1) に従うγmax の値が，Ａ）６５以下となる関係を満足す
るように含有させる場合と，Ｂ）６５超え９５以下とな
る関係を満足するように含有させる場合に分けることが
でき，前者Ａのものでは複相組織中のマルテンサイト量
は２０vol.％以上７０vol.％以下で硬さはHV２００以
上，後者Ｂのものでは複相組織中のマルテンサイト量は
６０vol.％以上９５vol.％以下で硬さはHV３２０以上で
ある。
【００１７】前者Ａのものでは，熱間圧延工程中の粗圧
延において，１パス当りの圧延率が３０％以上のパスを
少なくとも４パス以上行う圧延ができ，後者Ｂのもので
は同粗圧延において１パス当りの圧延率が３０％以上の
パスを少なくとも３パス以上行う圧延ができる。
【００１８】
【作用】本発明者らは，鋼帯ままでマルテンサイトとフ
エライトの複相組織を有する鋼の製造において，このよ
うな複相組織が得られるいかなる成分バランスにおいて
もエッジ・クラックを発生させないことができるか否
か，鋭意研究を進めた。その結果，この目的が達成でき
る成分系並びに製造条件を見いだすことができた。
【００１９】以下に, 本発明で規制する鋼の化学成分値
の範囲限定の理由ならびに本発明で採用する各製造工程
の内容を作用と共に具体的に詳述する。
【００２０】ＣおよびＮは, Ｎi,Ｍn,Ｃuなどに比べて
強力かつ安価なオーステナイト生成元素であるととも
に, マルテンサイト強化能の大きい元素であるから, 連
続熱処理炉による複相化熱処理後の強度の制御ならびに
高強度化に有効に作用する元素である。したがって, 連
続熱処理工程後に実質的にフェライトとマルテンサイト
の複相組織とし所望の高強度と良好な延性を得るために
は, Ｎi,Ｍn,Ｃuなどのオーステナイト生成元素が添加
されてはいても, （Ｃ＋Ｎ) 量として少なくとも0.01％
以上を必要とする。しかし, （Ｃ＋Ｎ) 量があまり高い
と複相化熱処理後のマルテンサイト量が多くなり, 場合
によっては100％マルテンサイトとなるとともにマルテ
ンサイト相そのものの硬さも非常に高くなるので高強度
は得られるものの延性は低下する。したがって, （Ｃ＋
Ｎ) 量として0.20％以下とし, 0.01％≦（Ｃ＋Ｎ) ≦0.
20％の関係を満足させることが必要である。
【００２１】またＣを多量に含有すると，靭性の低下を
招き製造性ならびに製品特性に悪影響を与えるばかり
か，連続熱処理炉によりフェライト＋オーステナイト二
相域温度に加熱・急冷する複相化熱処理において，加熱
時にいったん固溶したＣr炭化物が冷却時にフェライト
もしくはオーステナイト（冷却後はマルテンサイト）粒
界に再析出し，粒界近傍にＣr欠乏層を生じるいわゆる
鋭敏化を生じて耐食性が著しく劣化する場合がある。し
たがって，Ｃ量としては0.10％以下とする。
【００２２】Ｎは溶解度の関係から多量に添加すること
は困難であるとともに, 多量の添加は表面欠陥の増加を
招くため0.12％を上限とする。
【００２３】Ｓiはフェライト生成元素であるとともに
フェライトおよびマルテンサイトの両相に対し強力な固
溶強化能を有するので, マルテンサイト量の制御および
強度レベルの制御に有効に作用する。しかしながら, 多
量の添加は熱間加工生や冷間加工生の低下を招くため2.
0％を上限とする。
【００２４】Ｎi,Ｍn,Ｃuはオーステナイト生成元素で
あり, 複相化熱処理後のマルテンサイト量ならびに強度
の制御に有効に作用する元素である。また, Ｎi,Ｍn,Ｃ
uの添加によりＣの含有量を低減することができ, これ
により軟質なマルテンサイトとして延性を向上させた
り, 粒界へのＣr炭化物の析出を抑制して鋭敏化による
耐食性の劣化を防止できる。
【００２５】さらに, Ｎi,Ｍn,Ｃuは, 鋼のＡc1点, す
なわち加熱昇温時にオーステナイト相が生成し始める温
度を顕著に低下させる作用を供する。これは, 本発明の
特徴である微細な（フェライト＋マルテンサイト) 混合
組織として, 加工性を向上させる点で重要な意義をもっ
ている。
【００２６】本発明の対象とする複相組織ステンレス鋼
では, 冷間圧延後の複相化熱処理時にフェライト地にオ
ーステナイト相を生成させて混合組織を得ているが, こ
の場合に微細組織を得るには, 生成するオーステナイト
相を微細分散化させる必要がある。この手段としては,
(1) 冷間圧延ままの状態で急熱する連続熱処理炉での複
相化処理を行い, 冷間圧延による加工ひずみが残存して
いるフェライト・マトリックスに一斉にオーステナイト
を生成させる（オーステナイトの核生成サイトの増加）
ことが重要であり，これをより積極的に行わせるため
に，(2) フェライト相の再結晶温度近傍もしくは再結晶
温度以下にＡc1点を有する成分とすることが有効であ
る。この点において，Ａc1点を低下させるＮi,Ｍn,Ｃu
の添加が必要かつ有効である。
【００２７】なお，冷間圧延ままの状態で複相化処理を
施してもＡc1点がフェライト相の再結晶温度よりもかな
り高い場合には，フェライト相が完全に再結晶した後に
オーステナイトの生成が始まることになり，この場合の
オーステナイトの核生成サイトはフェライト粒界に限ら
れるため，マルテンサイトは大きくなってしまう。
【００２８】単位質量％当たりのオーステナイト生成能
やＡc1点への影響は，Ｎiが最も大きくＭnとＣuはおお
むねＮiの３分の１程度である。したがって，上記の作
用効果を得るＮi,Ｍn,Ｃuの添加量を定めるにあたって
は，Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３の関係式を用いて規制し，Ｎ
i＋（Ｍn＋Ｃu)／３として少なくとも 0.2％以上添加す
る必要がある。しかし, 多量に添加すると製品が高価と
なり経済性が損なわれる。したがって, Ｎi,Ｍn,Ｃuの
各々単独では 4.0％以下とし, Ｎi＋ (Ｍn＋Ｃu)／３と
して 5.0％以下とする。
【００２９】Ｐは, 固溶強化能の大きい元素であるが,
靭性に悪影響を与えることがあるため, 通常許容されて
いる程度の0.040％以下とする。
【００３０】Ｓは, エッジ・クラックならびに耐食性の
面から好ましくない元素であり, 低いほど好ましい。例
えば, 0.0010％未満とすれば, 後述するＢ添加によらず
ともエッジ・クラックの発生は皆無とすることができ
る。しかしながら, 工業的な規模での製鋼工程におい
て, 安定して極低Ｓ化を図ることはかえって製造コスト
の上昇を招くため, 上限として0.010％までは許容す
る。
【００３１】Ｃrは, ステンレス鋼の耐食性に対し最も
重要に作用する元素である。ステンレス鋼として必要最
低限の耐食性を保持するためには少なくとも10.0％以上
が必要であるが, あまりＣr量が高いとマルテンサイト
相を生成させて高強度を得るに必要なオーステナイト生
成元素の量が多くなり，製品コストの上昇を招いたり靭
性や加工性の低下をもたらすため20.0％を上限とする。
【００３２】Ｂの添加は本発明の重要な点であって, Ｂ
は熱延鋼帯のエッジ・クラック発生を防止するのに顕著
な作用効果を有する。また, これにより熱間圧延での１
パス当りの圧延率の増加を可能にし, 粗圧延パス回数の
減少による生産能率の向上を可能にする。
【００３３】本発明のような複相組織ステンレス鋼帯に
おけるエッジ・クラックの発生は,熱間圧延温度域での
フェライト相とオーステナイト相との変形能ならびに変
形抵抗（高温強度) の差異に起因している。この差異に
より熱間圧延時に両相の界面の負担が大きくなって変形
に追従できなくなった場合に，この相界面を起点にクラ
ックを発生する。さらにこの現象に加え，両相の量的な
比率，Ｓの偏析による相界面の脆弱化が関与する。これ
らに対するＢの抑止効果の理由は必ずしも現時点では明
らかではないが，Ｂ自体も界面への偏析傾向を有するた
め，Ｂ添加によりＳ偏析が軽減される可能性や，Ｂその
ものが界面の強度を高めることが考えられる。このよう
なエッジ・クラック発生防止に対して，0.0050％以下の
Ｂ量では必ずしも有効ではなく, また, 0.0300％以上の
Ｂ量では表面性状の劣化を招くなどの弊害をもたらすた
め, Ｂは0.0050％超え0.0300％以下に規定する。
【００３４】Ｏは, 酸化物系の非金属介在物を形成して
鋼の清浄度を低下せしめ, 曲げ性やプレス成形性に悪影
響を与えるため, 0.02％以下に規制する。
【００３５】Ａlは, 製鋼時の脱酸に有効な元素であり
プレス成形性に悪影響を及ぼすＡ2系介在物を著減せし
める効果がある。しかし, 0.20％を超えて含有させても
その効果は飽和するばかりでなく, 表面欠陥の増加を招
くなどの弊害をもたらすためその上限を0.20％とする。
【００３６】Ｍoは, 耐食性の向上に有効な元素であ
る。しかし, 多量の添加は一方で熱間加工性の低下や製
品コストの上昇を招くため, 3.0％を上限とする。
【００３７】ＲＥＭ，Ｙ，ＣaおよびＭgは熱間加工性の
向上に有効な元素であり，耐酸化性の向上にも有効であ
る。しかし，いずれも添加量の増加によりこれらの効果
は飽和するので，ＲＥＭ，Ｙについては0.20％, またＣ
a,Ｍgについては0.10％をそれぞれ上限とする。
【００３８】前記(1)式に従うγmax は, 高温での最大
オーステナイト量（％）に対応する指標である。したが
って，γmax は複相化処理後のマルテンサイト量を左右
するとともに, 熱間圧延性にも影響する。γmax が６５
以下の場合にはエッジ・クラックはさほど問題とはなら
ないが, Ｓの低減ならびにＢ添加による熱間圧延性の向
上により, 粗熱間圧延での１パス当りの圧延率が30％以
上のパスを４パス以上行うことが可能となり，熱間圧延
での１パス回数を少なくすることができる。γmax が６
５を超える場合には熱間圧延性は低くなるが，Ｓの低減
とＢ添加，さらにはＲＥＭ，Ｙ,Ｃa,Ｍgの添加によりエ
ッジ・クラックを発生すること無く，粗熱間圧延での１
パス当りの圧延率が30％以上のパスを３パス以上行なう
ことが可能となる。なお，γmax が余り高いと複相化処
理後のマルテンサイト量が100 ％近いものとなり, 高強
度と高延性を両立させるという複相組織ステンレス鋼の
目的から外れるため, γmax の上限は９５とする。
【００３９】複相化処理後のマルテンサイト量は, 強度
（硬さ）を支配する主要因であり，マルテンサイト量の
増加とともに強度が上昇する一方，延性は低下する。マ
ルテンサイト量は，例えばγmax で表される成分バラン
スにより生成し得る最大量を制御でき，また同一成分で
あっても複相化熱処理での特に加熱温度によって変化さ
せることができる。マルテンサイト量が２０vol％未満
ではHV２００以上の硬さが得ることが困難であり, 一
方, マルテンサイト量が９５vol％を超えると延性の低
下が大きくなり伸びの絶対量が低くなるため, いずれも
フェライト＋マルテンサイト複合組織とする意義が損な
われる。そこで, 複相化処理後のマルテンサイト量とし
て２０vol％以上９５vol％以下に規定する。
【００４０】本発明のような複相組織鋼においては, 金
属組織の細かさの程度は加工性に影響する。具体的に
は, 組織が細かい方が曲げ加工性が向上する。これは,
細粒であるほうが加工ひずみの局部集中が緩和され, ひ
ずみが均一分散化するためと考えられる。複相組織鋼の
金属組織の大きさを一義的に定義することは難しいが,
マルテンサイト相の平均粒径として10μｍ以下とするこ
とで, 後述の実施例にも示すように曲げ加工性は顕著に
改善する。そこで, マルテンサイト相の平均粒径を指標
とし, これを10μｍ以下に規定する。
【００４１】次に，本発明による複相組織鋼帯の製造条
件について説明する。
【００４２】本発明法においては, 前記のように成分調
整したステンレス鋼のスラブを通常の製鋼鋳造条件によ
って製造し, このスラブに粗圧延および仕上圧延からな
る熱間圧延を施して熱延鋼帯を製造する。粗圧延条件に
ついては, 本発明で規定する成分範囲の鋼であれば熱間
圧延性に優れ, γmax が65以下の鋼であれば１パス当り
の圧延率が30％以上のパスを少なくとも4 パス以上, γ
max が65超え95以下の鋼では１パス当りの圧延率が30％
以上のパスを少なくとも３パス以上行なうことが可能で
あり，生産効率を改善してなおかつエッジ・クラックの
ない熱延鋼帯が得られる。
【００４３】熱間圧延後は熱延板焼鈍とデスケールを行
なうのがよい。熱延板焼鈍は必ずしも実施する必要はな
いが，この焼鈍によって熱延鋼帯を軟質化させて冷延性
の向上を図ったり，熱延鋼帯に残存する変態相（高温で
オーステナイト相であった部分）をフェライト＋炭化物
に変態・分解させることができるので，冷間圧延・複相
化処理後に均一な複相組織をもつ鋼帯とするうえで望ま
しい。デスケールは通常の酸洗を行えばよい。
【００４４】冷間圧延工程では，中間焼鈍を行わない１
回，もしくは中間焼鈍を含む２回の圧延を行って製品板
厚の冷間圧延鋼帯を得る。中間焼鈍はコストアップを伴
うため必ずしも実施する必要はないが，実施すれば複相
化処理後の製品特性において機械的性質の面内異方性が
より小さくなる利点を有する。また中間焼鈍温度（材料
温度）は，オーステナイト相が存在しないフェライト単
相域のＡc1点以下の方がよいが，Ａc1点以上のフェライ
ト＋オーステナイト二相域であってもおおむね８５０℃
以下のオーステナイト相の量的な割合が小さい温度域と
することが望ましい。
【００４５】複相化熱処理は, 前述のように微細組織を
得るために冷間圧延ままの鋼帯を連続熱処理炉に通板し
て行う。また，熱処理後にフェライト＋マルテンサイト
の混合組織を得るために，フェライト＋オーステナイト
の二相域に加熱することが必須条件である。本発明法の
実施において，連続熱処理炉で低温から加熱した際にオ
ーステナイトが生成し始める温度（Ａc1点）の近傍で
は，温度変化に対するオーステナイト量の変動，すなわ
ち急冷後のマルテンサイト量の変動が大きく，安定した
硬さ（強度）が得られない場合がある。
【００４６】本発明が対象とする鋼成分範囲において
は，Ａc1点＋100 ℃以上の高温域に加熱した場合にはこ
のような硬さの変動が実質上生じないので, 複相化熱処
理の加熱温度はＡc1点＋100 ℃以上とするのがよい。一
方, 加熱温度の上限についてはあまり高温では硬さ上昇
が飽和するのみならず低下するとともに，製造コストの
面でも不利となるので1100℃を上限とするのが良い。
【００４７】複相化熱処理時のフェライト＋オーステナ
イトの二相域では, 短時間のうちにほぼ平衡状態の量の
オーステナイト相が生成するので加熱時間は短時間, お
おむね10分以内の加熱で良い。複相化熱処理時の冷却速
度については, 高温でのオーステナイトがマルテンサイ
トに変態するに十分な冷却速度として少なくとも１℃／
ｓ以上とする必要があるが，1000℃／ｓ以上の冷却速度
を得るのは実質上困難である。したがって，本発明にお
いて二相域加熱温度からの冷却は。１〜1000℃／ｓの範
囲の冷却速度で実施する。この冷却速度は, 最高加熱温
度から常温までの平均冷却速度とするが, オーステナイ
トがマルテンサイトに変態してしまった後の冷却過程で
は必ずしもこの冷却速度を採用する必要はない。
【００４８】
【実施例】表１の化学成分値を有する各鋼を真空溶解
し，厚さ 165mm, 幅 200mmで重量が400 kgのスラブを製
造した。そして, 必要に応じてスラブを２分割後，1200
℃に加熱し, 表２に示すパス数の粗圧延を行い，さらに
920℃で板厚3.6mmに仕上げる仕上圧延を行った。熱間
圧延後のエッジ・クラックの発生の有無を調べ, その結
果を表２に示した。
【００４９】
【表１】
【００５０】
【表２】
【００５１】表２の結果に見られるように，本発明の対
象鋼No.1〜７はいずれもエッジ・クラックを生じること
なく熱間圧延ができた。とくにγmax が65以下のNo.1〜
３は強圧下の粗圧延によってもエッジ・クラックを生じ
なかった。
【００５２】一方, 本発明の対象外鋼No.9は, 強圧下の
粗圧延を行うとエッジ・クラックを生じ, γmax がほぼ
等しい本発明の対象鋼No.2と比べて，熱間圧延性に劣る
ことが分かる。同様に本発明の対象外鋼 No.10と11はＢ
量が低いため, エッジ・クラックを生じており, それぞ
れγmax がほぼ同じである本発明の対象鋼No.5とNo.7に
比べ熱間圧延性に劣る。
【００５３】次に, 熱間圧延性に問題のなかった本発明
の対象鋼No.1〜7および本発明の対象鋼No.8の熱延鋼帯
について 780℃×6h加熱・炉冷の熱延板焼鈍を行い, 酸
洗の後, 0.7mmの冷間圧延鋼帯とした。この冷間圧延鋼
帯に表３に示す条件の複相化熱処理を連続熱処理炉を用
いて行った。得られた材料特性を表３に示した。
【００５４】
【表３】
【００５５】表３から明らかなように，本発明法によれ
ばマルテンサイト粒径が10μｍ以下の良好な延性を有し
加工性に優れた高強度の複相組織ステンレス鋼帯が得ら
れている。これに対し, 比較例No.6 (鋼No.8) はＮi,Ｍ
nおよびＣu量が少なく, Ｎi＋ (Ｍn＋Ｃu)／３の値が0.
13と本発明の範囲を下回るため, 複相化処理後のマルテ
ンサイト粒径が14μｍと比較的大きくなっており，曲げ
性に劣る。また, 比較例No.7は複相化熱処理温度が 800
℃と低く, フェライト域での焼きなましとなっているた
めマルテンサイトが生成しておらず, 強度が低い。比較
例No.8は, この焼きなまし後の比較例No.7 (鋼No.6) に
さらに1000℃での複相化処理を施したものであるが, こ
の場合には冷間圧延による加工ひずみが解放されてしま
っているため, 再結晶したフェライト粒界にオーステナ
イトが生成した結果, 冷却後のマルテンサイト粒径が大
きく, 曲げ性に劣る。
【００５６】
【発明の効果】以上のように, 本発明法によれば良好な
延性, 加工性を兼備したHV 200以上の高強度ステンレス
鋼板素材が鋼帯の形で工業的かつ経済的に製造できるの
で，電子部品や精密機械部品等の高強度と加工性が要求
される分野において用途の拡大ができる。

Claims (10)

    【特許請求の範囲】
  1. 【請求項１】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
    2.0％以下,Ｍn：4.0％以下,Ｐ：0.040％以下,Ｓ：0.010
    ％以下,Ｎi：4.0％以下,Ｃr：10.0〜20.0％,Ｎ：0.12％
    以下,Ｂ：0.0050超え〜0.0300％,Ｏ：0.02％以下,Ｃu：
    4.0％以下,を含有し，且つ， 0.01％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 0.20％≦Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３≦5.0％ の関係を満足するようにこれらの成分を含有し，残部が
    Ｆeおよび不可避の不純物からなり, ２０vol.％以上９
    ５vol.％以下で且つ平均粒径が10μｍ以下のマルテンサ
    イト相と残部が実質的にフェライト相とからなる複相組
    織を有し，そして硬さがHV２００以上である高強度高延
    性複相組織ステンレス鋼。
  2. 【請求項２】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含
    有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５以下となる関係を満足し，
    ２０vol.％以上７０vol.％以下で且つ平均粒径が10μｍ
    以下のマルテンサイト相と残部が実質的にフェライト相
    の複相組織を有する，請求項１に記載の高強度高延性複
    相組織ステンレス鋼。
  3. 【請求項３】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含
    有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５超え９５以下となる関係を
    満足し，６０vol.％以上９５vol.％以下で且つ平均粒径
    が10μｍ以下のマルテンサイト相と残部が実質的にフェ
    ライト相の複相組織を有し，且つ硬さがHV３２０以上で
    ある，請求項１に記載の高強度高延性複相組織ステンレ
    ス鋼。
  4. 【請求項４】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
    2.0％以下,Ｍn：4.0％以下,Ｐ：0.040％以下,Ｓ：0.010
    ％以下,Ｎi：4.0％以下,Ｃr：10.0〜20.0％,Ｎ：0.12％
    以下,Ｂ：0.0050超え〜0.0300％,Ｏ：0.02％以下,Ｃu：
    4.0％以下,を含有し，さらに，0.20％以下のＡl, ３％
    以下のＭo, 0.20％以下のＲＥＭ，0.20％以下のＹ，0.1
    0％以下のＣa, 0.10％以下のＭgの１種または２種以上
    を含有し，且つ 0.01％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 0.20％≦Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３≦5.0％ の関係を満足するようにこれらの成分を含有し，残部が
    Ｆeおよび不可避の不純物からなり, ２０vol.％以上９
    ５vol.％以下で且つ平均粒径が10μｍ以下のマルテンサ
    イト相と残部が実質的にフェライト相とからなる複相組
    織を有し，そして硬さがHV２００以上である高強度高延
    性複相組織ステンレス鋼。
  5. 【請求項５】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含
    有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５超え９５以下となる関係を
    満足し，６０vol.％以上９５vol.％以下で且つ平均粒径
    が10μｍ以下のマルテンサイト相と残部が実質的にフェ
    ライト相の複相組織を有し，且つ硬さがHV３２０以上で
    ある，請求項４に記載の高強度高延性複相組織ステンレ
    ス鋼。
  6. 【請求項６】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
    2.0％以下,Ｍn：4.0％以下,Ｐ：0.040％以下,Ｓ：0.010
    ％以下,Ｎi：4.0％以下,Ｃr：10.0〜20.0％,Ｎ：0.12％
    以下,Ｂ：0.0050超え〜0.0300％,Ｏ：0.02％以下,Ｃu：
    4.0％以下,を含有し，且つ， 0.01％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 0.20％≦Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３≦5.0％ の関係を満足するようにこれらの成分を含有し，残部が
    Ｆeおよび不可避の不純物からなる鋼のスラブを，粗圧
    延および仕上圧延からなる熱間圧延工程と，冷間圧延工
    程を経て冷間圧延鋼帯とし，この冷間圧延鋼帯を連続熱
    処理炉に通板してＡC1点＋100 ℃以上1100℃以下のフェ
    ライト＋オーステナイトの二相域温度に10分以内の保持
    の後, 最高加熱温度から常温までの平均冷却速度が１℃
    ／ｓ以上1000℃／ｓ以下で冷却する複相化熱処理を施す
    ことからなり，鋼帯ままで２０vol.％以上９５vol.％以
    下で且つ平均粒径が10μｍ以下のマルテンサイト相と残
    部が実質的にフェライト相の複相組織を有し，硬さがHV
    ２００以上である高強度高延性複相組織ステンレス鋼の
    製造方法。
  7. 【請求項７】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含
    有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５以下となる関係を満足し，
    熱間圧延工程の粗圧延において１パス当りの圧延率が３
    ０％以上のパスを少なくとも４パス以上行い，複相組織
    は２０vol.％以上７０vol.％以下のマルテンサイト相と
    残部が実質的にフェライト相である請求項６に記載の高
    強度高延性複相組織ステンレス鋼の製造方法。
  8. 【請求項８】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの含
    有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５超え９５以下となる関係を
    満足し，熱間圧延工程の粗圧延において１パス当りの圧
    延率が３０％以上のパスを少なくとも３パス以上行い，
    複相組織は６０vol.％以上９５vol.％以下のマルテンサ
    イト相と残部が実質的にフェライト相であり，硬さはHV
    ３２０以上である請求項６に記載の高強度高延性複相組
    織ステンレス鋼の製造方法。
  9. 【請求項９】 質量％において，Ｃ：0.10％以下,Ｓi：
    2.0％以下,Ｍn：4.0％以下,Ｐ：0.040％以下,Ｓ：0.010
    ％以下,Ｎi：4.0％以下,Ｃr：10.0〜20.0％,Ｎ：0.12％
    以下,Ｂ：0.0050超え〜0.0300％,Ｏ：0.02％以下,Ｃu：
    4.0％以下,を含有し，さらに，0.20％以下のＡl, ３％
    以下のＭo, 0.20％以下のＲＥＭ，0.20％以下のＹ，0.1
    0％以下のＣa, 0.10％以下のＭgの１種または２種以上
    を含有し，且つ， 0.01％≦Ｃ＋Ｎ≦0.20％ 0.20％≦Ｎi＋（Ｍn＋Ｃu)／３≦5.0％ の関係を満足するようにこれらの成分を含有し，残部が
    Ｆeおよび不可避の不純物からなる鋼のスラブを，粗圧
    延および仕上圧延からなる熱間圧延工程と，冷間圧延工
    程を経て冷間圧延鋼帯とし，この冷間圧延鋼帯を連続熱
    処理炉に通板してＡC1点＋100 ℃以上1100℃以下のフェ
    ライト＋オーステナイトの二相域温度に10分以内の保持
    の後, 最高加熱温度から常温までの平均冷却速度が１℃
    ／ｓ以上1000℃／ｓ以下で冷却する複相化熱処理を施す
    ことからなり，鋼帯ままで６０vol.％以上９５vol.％以
    下で且つ平均粒径が10μｍ以下のマルテンサイト相と残
    部が実質的にフェライト相の複相組織を有し，硬さがHV
    ３２０以上である高強度高延性複相組織ステンレス鋼の
    製造方法。
  10. 【請求項１０】 鋼中のＣ,Ｎ,Ｎi,Ｍn,Ｃu,Ｃr,Ｓiの
    含有量は， γmax ＝ 420(％Ｃ)＋470(％Ｎ)＋23(％Ｎi)＋7(％Ｍn)
    ＋9(％Ｃu)−11.5（％Ｃr)−11.5（％Ｓi)＋189 の式に従うγmax の値が６５超え９５以下となる関係を
    満足し，熱間圧延工程の粗圧延において１パス当りの圧
    延率が３０％以上のパスを少なくとも３パス以上行う請
    求項９に記載の高強度高延性複相組織ステンレス鋼の製
    造方法。
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DE69426763T DE69426763T2 (de) 1993-11-12 1994-11-10 hochfeste, HOCHDEHNBARER ROSTFREIER ZWEI-PHASEN STAHL UND VERFAHREN ZU DESSEN HERSTELLUNG
PCT/JP1994/001894 WO1995013405A1 (fr) 1993-11-12 1994-11-10 Acier inoxydable a deux phases a ductilite elevee et a forte resistance et procede de production de ce dernier
KR1019950702868A KR100324892B1 (ko) 1993-11-12 1994-11-10 고강도,고연성복상조직스테인레스강및그제조방법
ES95900280T ES2154718T3 (es) 1993-11-12 1994-11-10 Acero inoxidable de dos fases con ductilidad elevada y gran resistencia y procedimiento para producir el mismo.
EP95900280A EP0682122B1 (en) 1993-11-12 1994-11-10 High-strength high-ductility two-phase stainless steel and process for producing the same
US08/481,489 US5624504A (en) 1993-11-12 1994-11-10 Duplex structure stainless steel having high strength and elongation and a process for producing the steel

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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5983951A (en) * 1996-08-12 1999-11-16 Kabushiki Kaisha Toshiba Wear resistant loom part and loom comprising the same
JP2002332546A (ja) * 2001-05-09 2002-11-22 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性および耐摩耗性に優れた高強度ステンレス鋼
JP2004115888A (ja) * 2002-09-27 2004-04-15 Nisshin Steel Co Ltd 耐たわみ性に優れたステンレス鋼製の二輪車用タイヤリム材および二輪車用フレーム材
JP2009091614A (ja) * 2007-10-08 2009-04-30 Daido Steel Co Ltd ２相ステンレス鋼、並びに、これを用いた条鋼、鋼線、線材、及び、鋼製部品
JP2010094903A (ja) * 2008-10-16 2010-04-30 Nanjo Sobi Kogyo Kk 積層金型及び積層金型の製造方法
JP2010174334A (ja) * 2009-01-29 2010-08-12 Daido Steel Co Ltd 二相ステンレス鋼並びにそれを用いた鋼材及び鋼製品
KR20100106573A (ko) * 2008-02-07 2010-10-01 닛신 세이코 가부시키가이샤 고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법
WO2011122697A1 (ja) 2010-03-29 2011-10-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 複相組織ステンレス鋼板及び鋼帯並びにそれらの製造方法
JP2014221931A (ja) * 2013-05-13 2014-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法
JP6279118B1 (ja) * 2017-03-06 2018-02-14 日新製鋼株式会社 耐食性及び曲げ加工性に優れた高強度の複相ステンレス鋼材

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19755409A1 (de) * 1997-12-12 1999-06-17 Econsult Unternehmensberatung Nichtrostender Baustahl und Verfahren zu seiner Herstellung
GB2341613A (en) * 1998-09-04 2000-03-22 British Steel Plc A steel composition for laser welding
WO2000014292A1 (en) 1998-09-04 2000-03-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Stainless steel for engine gasket and production method therefor
JP2000109957A (ja) * 1998-10-05 2000-04-18 Sumitomo Metal Ind Ltd ガスケット用ステンレス鋼およびその製造方法
KR100351509B1 (ko) * 1999-10-05 2002-10-25 학교법인 포항공과대학교 절삭용 스테인리스강 및 그 가공방법
JP4518645B2 (ja) * 2000-01-21 2010-08-04 日新製鋼株式会社 高強度高靱性マルテンサイト系ステンレス鋼板並びに冷延耳切れ抑止方法および鋼板製造法
WO2002101108A1 (fr) * 2001-06-11 2002-12-19 Nisshin Steel Co., Ltd. Bande d'acier inoxydable double phase pour ceinture d'acier
US6551420B1 (en) 2001-10-16 2003-04-22 Ati Properties, Inc. Duplex stainless steel
JP4144283B2 (ja) * 2001-10-18 2008-09-03 住友金属工業株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼
JP2005507459A (ja) * 2001-10-30 2005-03-17 エイティーアイ・プロパティーズ・インコーポレーテッド 二相ステンレス鋼
SE526881C2 (sv) * 2001-12-11 2005-11-15 Sandvik Intellectual Property Utskiljningshärdbar austenitisk legering, användning av legeringen samt framställning av en produkt av legeringen
EP1323841B1 (en) * 2001-12-26 2008-08-20 JFE Steel Corporation Structural vehicle component made of martensitic stainless steel sheet
KR101587392B1 (ko) 2007-11-29 2016-01-21 에이티아이 프로퍼티즈, 인코퍼레이티드 린 오스테나이트계 스테인리스 강
PL2229463T3 (pl) 2007-12-20 2018-01-31 Ati Properties Llc Odporna na korozję zubożona austenityczna stal nierdzewna
EP2245202B1 (en) * 2007-12-20 2011-08-31 ATI Properties, Inc. Austenitic stainless steel low in nickel containing stabilizing elements
US8337749B2 (en) 2007-12-20 2012-12-25 Ati Properties, Inc. Lean austenitic stainless steel
DE102009030489A1 (de) * 2009-06-24 2010-12-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines warmpressgehärteten Bauteils, Verwendung eines Stahlprodukts für die Herstellung eines warmpressgehärteten Bauteils und warmpressgehärtetes Bauteil
JP2011006727A (ja) * 2009-06-24 2011-01-13 National Institute For Materials Science 化学処理装置用の耐熱部品
JP5544197B2 (ja) * 2010-03-17 2014-07-09 新日鐵住金ステンレス株式会社 溶接部の特性に優れたマルテンサイトステンレス鋼および鋼材
JP5257560B1 (ja) * 2011-11-28 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 ステンレス鋼及びその製造方法
KR101587700B1 (ko) 2013-12-24 2016-01-21 주식회사 포스코 린 듀플렉스 스테인리스강
KR101941067B1 (ko) * 2014-09-05 2019-01-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 스테인리스 냉연 강판용 소재
KR101674762B1 (ko) 2014-12-22 2016-11-10 주식회사 포스코 쌍롤식 박판 주조장치, 이를 이용한 듀플렉스 스테인리스 박강판의 제조방법 및 듀플렉스 스테인리스 박강판
EP3239344B1 (en) 2014-12-26 2021-10-20 Posco Method for producing a lean duplex stainless steel
US10655195B2 (en) * 2015-04-21 2020-05-19 Jfe Steel Corporation Martensitic stainless steel
WO2017179346A1 (ja) * 2016-04-12 2017-10-19 Ｊｆｅスチール株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼板
EP3704280B1 (fr) 2017-11-03 2022-04-13 Aperam Acier inoxydable martensitique, et son procédé de fabrication

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS637338A (ja) 1986-06-27 1988-01-13 Nisshin Steel Co Ltd 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼板または鋼帯の製造法
JPH07100822B2 (ja) * 1986-12-30 1995-11-01 日新製鋼株式会社 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH07100824B2 (ja) 1987-01-03 1995-11-01 日新製鋼株式会社 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH07107178B2 (ja) * 1987-01-03 1995-11-15 日新製鋼株式会社 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH07100823B2 (ja) 1986-12-30 1995-11-01 日新製鋼株式会社 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
DE3787961T2 (de) * 1986-12-30 1994-05-19 Nisshin Steel Co., Ltd., Tokio/Tokyo Verfahren zur Herstellung von rostfreien Chromstahlband mit Zweiphasen-Gefüge mit hoher Festigkeit und hoher Dehnung und mit niedriger Anisotropie.
JPH0814005B2 (ja) 1987-12-26 1996-02-14 日新製鋼株式会社 耐粒界腐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法
JPH0814004B2 (ja) * 1987-12-28 1996-02-14 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5983951A (en) * 1996-08-12 1999-11-16 Kabushiki Kaisha Toshiba Wear resistant loom part and loom comprising the same
JP2002332546A (ja) * 2001-05-09 2002-11-22 Nisshin Steel Co Ltd 耐食性および耐摩耗性に優れた高強度ステンレス鋼
JP2004115888A (ja) * 2002-09-27 2004-04-15 Nisshin Steel Co Ltd 耐たわみ性に優れたステンレス鋼製の二輪車用タイヤリム材および二輪車用フレーム材
JP2009091614A (ja) * 2007-10-08 2009-04-30 Daido Steel Co Ltd ２相ステンレス鋼、並びに、これを用いた条鋼、鋼線、線材、及び、鋼製部品
KR20100106573A (ko) * 2008-02-07 2010-10-01 닛신 세이코 가부시키가이샤 고강도 스테인리스 강재 및 그 제조 방법
JP2010094903A (ja) * 2008-10-16 2010-04-30 Nanjo Sobi Kogyo Kk 積層金型及び積層金型の製造方法
JP2010174334A (ja) * 2009-01-29 2010-08-12 Daido Steel Co Ltd 二相ステンレス鋼並びにそれを用いた鋼材及び鋼製品
WO2011122697A1 (ja) 2010-03-29 2011-10-06 新日鐵住金ステンレス株式会社 複相組織ステンレス鋼板及び鋼帯並びにそれらの製造方法
US9074271B2 (en) 2010-03-29 2015-07-07 Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation Dual-phase stainless steel sheet and steel strip and method of production
JP2014221931A (ja) * 2013-05-13 2014-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス厚鋼板およびその製造方法
JP6279118B1 (ja) * 2017-03-06 2018-02-14 日新製鋼株式会社 耐食性及び曲げ加工性に優れた高強度の複相ステンレス鋼材

Also Published As

Publication number Publication date
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