JPH0874006A - 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼 - Google Patents
強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼Info
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- JPH0874006A JPH0874006A JP24069094A JP24069094A JPH0874006A JP H0874006 A JPH0874006 A JP H0874006A JP 24069094 A JP24069094 A JP 24069094A JP 24069094 A JP24069094 A JP 24069094A JP H0874006 A JPH0874006 A JP H0874006A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 時効処理後に強度及び捩り特性に優れたバネ
用鋼材を得る。 【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：０．０３０％以下，Ｓｉ：０．５〜２．０
％，Ｍｎ：０．４０％以下，Ｓ：０．００２０％以下，
Ｎｉ：７．５〜９．５％，Ｃｒ：１２．０〜１６．０
％，Ｃｕ：０．３０％以下，Ｎ：０．０１５％以下及び
Ｏ：０．００５％以下を含み、更にＴｉ：０．３５％以
下，Ｎｂ：０．４０％以下及びＡｌ：０．３０％以下の
１種又は２種以上を含み、必要に応じＭｏ：３．０％以
下を含み、式（１）で定義されるＨ値が０．２０〜０．
７０の範囲にあり、式（２）で定義されるＩ値が４．０
×１０-4以下となるように成分調整されている。ＪＩＳ
Ｇ０５５５で規定される清浄度ｄ60x400は、０．０１
０％以下であることが好ましい。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％）・・
・・（１） Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・
・・（２）
用鋼材を得る。 【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：０．０３０％以下，Ｓｉ：０．５〜２．０
％，Ｍｎ：０．４０％以下，Ｓ：０．００２０％以下，
Ｎｉ：７．５〜９．５％，Ｃｒ：１２．０〜１６．０
％，Ｃｕ：０．３０％以下，Ｎ：０．０１５％以下及び
Ｏ：０．００５％以下を含み、更にＴｉ：０．３５％以
下，Ｎｂ：０．４０％以下及びＡｌ：０．３０％以下の
１種又は２種以上を含み、必要に応じＭｏ：３．０％以
下を含み、式（１）で定義されるＨ値が０．２０〜０．
７０の範囲にあり、式（２）で定義されるＩ値が４．０
×１０-4以下となるように成分調整されている。ＪＩＳ
Ｇ０５５５で規定される清浄度ｄ60x400は、０．０１
０％以下であることが好ましい。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％）・・
・・（１） Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・
・・（２）
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、捩り特性及び打抜き加工性に優れたバネ用析出
硬化型ステンレス鋼に関する。
発現し、捩り特性及び打抜き加工性に優れたバネ用析出
硬化型ステンレス鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】バネ用ステンレス鋼としては、ＳＵＳ３
０１に代表される加工硬化型ステンレス鋼や１７−７Ｐ
Ｈに代表される析出硬化型ステンレス鋼が代表的に使用
されている。この種のステンレス鋼で硬さを向上させる
ためには、高加工度の冷間加工が必要とされる。その結
果、冷間加工状態での硬さが高くなり、成形加工性や打
抜き加工性に劣る。逆に成形加工性や打抜き性を向上さ
せる場合には、時効処理後の硬さが不十分となる。この
ように相反した制約を受けることから、硬さと加工性と
を両立させたバネ用ステンレス鋼を得ることは困難であ
る。しかも、成分変動に起因してオーステナイト相の安
定度が変化すると、一定の冷間加工を施しても一定量の
マルテンサイトが得られず、硬さのバラツキが大きくな
り、製品特性の安定性が劣化する。本出願人は、硬さ及
び加工性を両立させるため、時効処理前の硬さが低く、
打抜き加工性や成形加工性に優れた析出硬化型マルテン
サイト系ステンレス鋼を開発し、その一部を特開昭６０
−１５２６６０号公報として紹介した。この鋼に時効処
理を施すと高強度が発現され、従来の鋼材で問題とされ
ていた成形加工性や製造性が改善される。
０１に代表される加工硬化型ステンレス鋼や１７−７Ｐ
Ｈに代表される析出硬化型ステンレス鋼が代表的に使用
されている。この種のステンレス鋼で硬さを向上させる
ためには、高加工度の冷間加工が必要とされる。その結
果、冷間加工状態での硬さが高くなり、成形加工性や打
抜き加工性に劣る。逆に成形加工性や打抜き性を向上さ
せる場合には、時効処理後の硬さが不十分となる。この
ように相反した制約を受けることから、硬さと加工性と
を両立させたバネ用ステンレス鋼を得ることは困難であ
る。しかも、成分変動に起因してオーステナイト相の安
定度が変化すると、一定の冷間加工を施しても一定量の
マルテンサイトが得られず、硬さのバラツキが大きくな
り、製品特性の安定性が劣化する。本出願人は、硬さ及
び加工性を両立させるため、時効処理前の硬さが低く、
打抜き加工性や成形加工性に優れた析出硬化型マルテン
サイト系ステンレス鋼を開発し、その一部を特開昭６０
−１５２６６０号公報として紹介した。この鋼に時効処
理を施すと高強度が発現され、従来の鋼材で問題とされ
ていた成形加工性や製造性が改善される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】析出硬化型マルテンサ
イト系ステンレス鋼は、たとえばＣ型又はＥ型のリング
状バネに打抜き加工し、時効処理によって高強度化した
状態では、強度に関する要求特性が満足される。しか
し、装置，機械等への装着時に引裂き応力に加えて高い
捩り応力が付与される場合があり、このときに要求され
る捩り特性が満足されないことがある。捩り特性は、靭
性とは異なる傾向を示す。靭性は、ある程度強度に支配
され、強度が高い場合に低くなる傾向を示す。析出硬化
型マルテンサイト系ステンレス鋼の靭性は、本出願人が
特開昭６０−３６６４９号公報で紹介したように、Ｍｏ
を添加することによって向上する。しかし、捩り特性
は、Ｍｏ添加によって必ずしも改善されない。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、Ｃｕ含有量を低減した組成でＣ，Ｃｒ等の成分バラ
ンスを図り、且つ亀裂発生の起点として働く介在物を低
減することにより、時効処理で高強度化した場合に、高
強度を維持しつつ、従来の鋼材では得られなかった優れ
た捩り特性を呈する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。
イト系ステンレス鋼は、たとえばＣ型又はＥ型のリング
状バネに打抜き加工し、時効処理によって高強度化した
状態では、強度に関する要求特性が満足される。しか
し、装置，機械等への装着時に引裂き応力に加えて高い
捩り応力が付与される場合があり、このときに要求され
る捩り特性が満足されないことがある。捩り特性は、靭
性とは異なる傾向を示す。靭性は、ある程度強度に支配
され、強度が高い場合に低くなる傾向を示す。析出硬化
型マルテンサイト系ステンレス鋼の靭性は、本出願人が
特開昭６０−３６６４９号公報で紹介したように、Ｍｏ
を添加することによって向上する。しかし、捩り特性
は、Ｍｏ添加によって必ずしも改善されない。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、Ｃｕ含有量を低減した組成でＣ，Ｃｒ等の成分バラ
ンスを図り、且つ亀裂発生の起点として働く介在物を低
減することにより、時効処理で高強度化した場合に、高
強度を維持しつつ、従来の鋼材では得られなかった優れ
た捩り特性を呈する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。
【０００４】
【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：０．０３０重量％以下，Ｓｉ：０．５〜２．０
重量％，Ｍｎ：０．４０重量％以下，Ｓ：０．００２０
重量％以下，Ｎｉ：７．５〜９．５重量％，Ｃｒ：１
２．０〜１６．０重量％，Ｃｕ：０．３０重量％以下，
Ｎ：０．０１５重量％以下及びＯ：０．００５重量％以
下を含み、更にＴｉ：０．３５重量％以下，Ｎｂ：０．
４０重量％以下及びＡｌ：０．３０重量％以下の１種又
は２種以上を含み、式（１）で定義されるＨ値が０．２
０〜０．７０の範囲にあり、式（２）で定義されるＩ値
が４．０×１０-4以下となるように成分調整されてい
る。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％） ・・・・（１） Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・・・（２） また、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定される清浄度ｄ60x400
が０．０１０％以下であることが好ましい。この析出硬
化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、必要に応じて
３．０重量％以下のＭｏを含むことができる。
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：０．０３０重量％以下，Ｓｉ：０．５〜２．０
重量％，Ｍｎ：０．４０重量％以下，Ｓ：０．００２０
重量％以下，Ｎｉ：７．５〜９．５重量％，Ｃｒ：１
２．０〜１６．０重量％，Ｃｕ：０．３０重量％以下，
Ｎ：０．０１５重量％以下及びＯ：０．００５重量％以
下を含み、更にＴｉ：０．３５重量％以下，Ｎｂ：０．
４０重量％以下及びＡｌ：０．３０重量％以下の１種又
は２種以上を含み、式（１）で定義されるＨ値が０．２
０〜０．７０の範囲にあり、式（２）で定義されるＩ値
が４．０×１０-4以下となるように成分調整されてい
る。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％） ・・・・（１） Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・・・（２） また、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定される清浄度ｄ60x400
が０．０１０％以下であることが好ましい。この析出硬
化型マルテンサイト系ステンレス鋼は、必要に応じて
３．０重量％以下のＭｏを含むことができる。
【０００５】
【作用】本発明者等は、析出硬化型マルテンサイト系ス
テンレス鋼において、時効処理後に優れた捩り特性が得
られるように種々調査・研究した。捩り特性の改善には
Ｃｕ含有量を低く抑えることが必要とされるが、析出硬
化元素であるＣｕを単に低減すると時効処理後の強度不
足が問題となる。そこで、Ｃｕ低減鋼について所定の強
度を確保するため種々検討した結果、Ｎｉ含有量を高レ
ベルに維持し、Ｃ，Ｃｒ等の合金元素のバランスを調整
することによって、時効処理後に高強度が得られ、且つ
切欠き引張り試験で評価される靭性が優れた値を示す鋼
材が得られることを解明した。この場合、靭性の改善は
図られるものの、捩り特性は必ずしも向上していない。
そこで、更に研究を重ねた結果、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の
炭窒酸化物及びＭｎＳが捩り応力付加時に亀裂発生の起
点として働き、特にＭｎＳが捩り特性を悪化させること
を見い出した。この知見に基づき、介在物の構成元素と
なるＭｎ，Ｓ，Ｃ，Ｎ，Ｏ等の含有量を低減することが
重要であるとの結論に達した。更に、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ
の含有量とＳｉ含有量との間のバランスを適切に調整す
ることにより、高強度が損なわれることなく、従来鋼で
は得られなかった優れた捩り特性が得られることが判っ
た。
テンレス鋼において、時効処理後に優れた捩り特性が得
られるように種々調査・研究した。捩り特性の改善には
Ｃｕ含有量を低く抑えることが必要とされるが、析出硬
化元素であるＣｕを単に低減すると時効処理後の強度不
足が問題となる。そこで、Ｃｕ低減鋼について所定の強
度を確保するため種々検討した結果、Ｎｉ含有量を高レ
ベルに維持し、Ｃ，Ｃｒ等の合金元素のバランスを調整
することによって、時効処理後に高強度が得られ、且つ
切欠き引張り試験で評価される靭性が優れた値を示す鋼
材が得られることを解明した。この場合、靭性の改善は
図られるものの、捩り特性は必ずしも向上していない。
そこで、更に研究を重ねた結果、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の
炭窒酸化物及びＭｎＳが捩り応力付加時に亀裂発生の起
点として働き、特にＭｎＳが捩り特性を悪化させること
を見い出した。この知見に基づき、介在物の構成元素と
なるＭｎ，Ｓ，Ｃ，Ｎ，Ｏ等の含有量を低減することが
重要であるとの結論に達した。更に、Ｔｉ，Ａｌ，Ｎｂ
の含有量とＳｉ含有量との間のバランスを適切に調整す
ることにより、高強度が損なわれることなく、従来鋼で
は得られなかった優れた捩り特性が得られることが判っ
た。
【０００６】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，含有量等について
説明する。 Ｃ：０．０３０重量％以下 鋼の強度を上昇させ、且つ高温で生成するδフェライト
相を抑制する上で重要な元素である。しかし、多量のＣ
が含まれると、溶体化処理後又は焼鈍後に多量のオース
テナイトが残留する。残留したオーステナイトは、調質
圧延で一部がマルテンサイトに変態するものの、調質圧
延後にも比較的多量が残留し、時効処理後に高強度を得
ることが困難になる。また、多量のＣ含有は、ＴｉＣ，
ＮｂＣ等の炭化物系介在物の生成を促進させ、結果とし
て捩り特性を低下させる原因になる。そこで、本発明に
おいては、Ｃ含有量の上限を０．０３０重量％に定め
た。 Ｓｉ：０．５〜２．０重量％ 固溶強化能が大きく、マトリックスを強化する作用をも
つ。また、Ｔｉ，Ｎｂ又はＡｌ及びＮｉと複合添加する
とき、時効処理後にこれらの合金元素からなる金属間化
合物が微細に整合析出し、鋼の強度を上昇させる。この
ような作用は、Ｓｉ含有量が０．５重量％以上で顕著と
なる。しかし、２．０重量％を超える多量のＳｉを含有
させると、δフェライト相の生成が助長され、強度及び
捩り特性が低下する。
系ステンレス鋼に含まれる合金成分，含有量等について
説明する。 Ｃ：０．０３０重量％以下 鋼の強度を上昇させ、且つ高温で生成するδフェライト
相を抑制する上で重要な元素である。しかし、多量のＣ
が含まれると、溶体化処理後又は焼鈍後に多量のオース
テナイトが残留する。残留したオーステナイトは、調質
圧延で一部がマルテンサイトに変態するものの、調質圧
延後にも比較的多量が残留し、時効処理後に高強度を得
ることが困難になる。また、多量のＣ含有は、ＴｉＣ，
ＮｂＣ等の炭化物系介在物の生成を促進させ、結果とし
て捩り特性を低下させる原因になる。そこで、本発明に
おいては、Ｃ含有量の上限を０．０３０重量％に定め
た。 Ｓｉ：０．５〜２．０重量％ 固溶強化能が大きく、マトリックスを強化する作用をも
つ。また、Ｔｉ，Ｎｂ又はＡｌ及びＮｉと複合添加する
とき、時効処理後にこれらの合金元素からなる金属間化
合物が微細に整合析出し、鋼の強度を上昇させる。この
ような作用は、Ｓｉ含有量が０．５重量％以上で顕著と
なる。しかし、２．０重量％を超える多量のＳｉを含有
させると、δフェライト相の生成が助長され、強度及び
捩り特性が低下する。
【０００７】Ｍｎ：０．４０重量％以下 高温域でδフェライト相の生成を抑制する作用を呈す
る。しかし、０．４０重量％を超えて多量のＭｎを含有
させると、ＭｎＳの生成が促進される。ＭｎＳは、捩り
応力付加時に亀裂発生の起点となり、捩り特性を著しく
低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は低いほど望まし
く、その上限を０．４０重量％に規定した。 Ｓ：０．００２０重量％以下 ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、捩り特性
を低下させる。また、疲労強度，耐食性，熱間加工性等
にも悪影響を与える。したがって、Ｓ含有量は低いほど
望ましく、その上限を０．００２０重量％に規定した。
る。しかし、０．４０重量％を超えて多量のＭｎを含有
させると、ＭｎＳの生成が促進される。ＭｎＳは、捩り
応力付加時に亀裂発生の起点となり、捩り特性を著しく
低下させる。したがって、Ｍｎ含有量は低いほど望まし
く、その上限を０．４０重量％に規定した。 Ｓ：０．００２０重量％以下 ＭｎＳ等の非金属介在物として鋼中に存在し、捩り特性
を低下させる。また、疲労強度，耐食性，熱間加工性等
にも悪影響を与える。したがって、Ｓ含有量は低いほど
望ましく、その上限を０．００２０重量％に規定した。
【０００８】Ｎｉ：７．５〜９．５重量％ 析出硬化に有効な合金元素であり、且つ溶体化処理後又
は焼鈍後のδフェライト相の生成を抑制する。δフェラ
イト相の生成を抑制し、高強度で優れた捩り特性を維持
することから、Ｎｉ含有量の下限を７．５重量％に設定
した。しかし、９．５重量％を超える多量のＮｉが含ま
れると、溶体化処理後又は焼鈍後に多量のオーステナイ
トが残留し、高強度が得られ難くなる。 Ｃｒ：１２．０〜１６．０重量％ ステンレス鋼としての耐食性を確保するため、少なくと
も１２．０重量％以上のＣｒ含有量が必要である。しか
し、１６．０重量％を超える多量のＣｒを含ませると、
δフェライト相及び残留オーステナイト相が多量に生成
し、強度が低下する原因となる。 Ｃｕ：０．３０重量％以下 本発明の合金系においては、Ｃｕの析出強化作用に依る
ことなく高強度が得られる。そのため、高強度化した場
合、特に４５０℃前後で時効処理した後の捩り特性を劣
化させるＣｕの含有量を低く抑えることができる。ま
た、多量のＣｕ添加は、熱間加工性を低下させ、表面割
れ発生の原因となる。そこで、本発明においては、Ｃｕ
含有量の上限を０．３０重量％に規定した。
は焼鈍後のδフェライト相の生成を抑制する。δフェラ
イト相の生成を抑制し、高強度で優れた捩り特性を維持
することから、Ｎｉ含有量の下限を７．５重量％に設定
した。しかし、９．５重量％を超える多量のＮｉが含ま
れると、溶体化処理後又は焼鈍後に多量のオーステナイ
トが残留し、高強度が得られ難くなる。 Ｃｒ：１２．０〜１６．０重量％ ステンレス鋼としての耐食性を確保するため、少なくと
も１２．０重量％以上のＣｒ含有量が必要である。しか
し、１６．０重量％を超える多量のＣｒを含ませると、
δフェライト相及び残留オーステナイト相が多量に生成
し、強度が低下する原因となる。 Ｃｕ：０．３０重量％以下 本発明の合金系においては、Ｃｕの析出強化作用に依る
ことなく高強度が得られる。そのため、高強度化した場
合、特に４５０℃前後で時効処理した後の捩り特性を劣
化させるＣｕの含有量を低く抑えることができる。ま
た、多量のＣｕ添加は、熱間加工性を低下させ、表面割
れ発生の原因となる。そこで、本発明においては、Ｃｕ
含有量の上限を０．３０重量％に規定した。
【０００９】Ｎ：０．０１５重量％以下及びＯ：０．０
０５重量％以下 本発明のようにＴｉ，Ｎｂ，Ａｌ等を含む鋼において
は、Ｎ及びＯの含有量が高いと、これら合金元素の窒化
物や酸化物が生成し、捩り特性及び疲労特性が悪化する
原因となる。この点、Ｎ含有量及びＯ含有量は低いほど
好ましく、本発明ではそれぞれの上限を０．０１５重量
％及び０．００５重量％に規定した。 Ｔｉ：０．３５重量％以下 析出硬化に有効な合金元素であり、高強度を確保する上
でＴｉ含有量は高いほど望ましい。しかし、Ｔｉを単独
で含ませる場合、Ｔｉ含有量が０．３５重量％を超える
とき、時効処理後に強度の上昇が得られるものの、Ｔｉ
Ｃ，ＴｉＮ，ＴｉＯ等の非金属介在物の分布量が多くな
り、結果として捩り特性が低下し易くなる。
０５重量％以下 本発明のようにＴｉ，Ｎｂ，Ａｌ等を含む鋼において
は、Ｎ及びＯの含有量が高いと、これら合金元素の窒化
物や酸化物が生成し、捩り特性及び疲労特性が悪化する
原因となる。この点、Ｎ含有量及びＯ含有量は低いほど
好ましく、本発明ではそれぞれの上限を０．０１５重量
％及び０．００５重量％に規定した。 Ｔｉ：０．３５重量％以下 析出硬化に有効な合金元素であり、高強度を確保する上
でＴｉ含有量は高いほど望ましい。しかし、Ｔｉを単独
で含ませる場合、Ｔｉ含有量が０．３５重量％を超える
とき、時効処理後に強度の上昇が得られるものの、Ｔｉ
Ｃ，ＴｉＮ，ＴｉＯ等の非金属介在物の分布量が多くな
り、結果として捩り特性が低下し易くなる。
【００１０】Ｎｂ：０．４０重量％以下 Ｔｉと同様に析出硬化に有効な合金元素である。しか
し、単独添加の場合に０．４０重量％を超える多量のＮ
ｂを含ませると、強度が過度に上昇することに加え、Ｎ
ｂＣ，ＮｂＮ等の炭窒化物の生成量が多くなり、捩り特
性が低下する。 Ａｌ：０．３０重量％以下 脱酸剤として使用される合金元素であると共に、Ｔｉ，
Ｎｂと同様に析出硬化にも有効に働く。しかし、単独で
０．３０重量％を超える多量のＡｌを含ませると、Ａｌ
Ｎ等の非金属介在物の分布量が増加し、捩り特性が低下
し易くなる。 Ｍｏ：３．０重量％以下 本発明においては、Ｍｏの添加によることなく、高強度
及び優れた捩り特性が得られるが、Ｍｏ添加により更に
特性が向上する。Ｍｏを添加する場合、１．０重量％以
上をＭｏ含有で添加効果がみられる。しかし、３．０重
量％を超える多量のＭｏを含ませても、Ｍｏ含有量の増
加に見合った強度及び捩り特性の向上が得られない。し
かも、多量のＭｏ含有は、δフェライト相の生成を助長
し、強度及び捩り特性を低下させる原因となる。
し、単独添加の場合に０．４０重量％を超える多量のＮ
ｂを含ませると、強度が過度に上昇することに加え、Ｎ
ｂＣ，ＮｂＮ等の炭窒化物の生成量が多くなり、捩り特
性が低下する。 Ａｌ：０．３０重量％以下 脱酸剤として使用される合金元素であると共に、Ｔｉ，
Ｎｂと同様に析出硬化にも有効に働く。しかし、単独で
０．３０重量％を超える多量のＡｌを含ませると、Ａｌ
Ｎ等の非金属介在物の分布量が増加し、捩り特性が低下
し易くなる。 Ｍｏ：３．０重量％以下 本発明においては、Ｍｏの添加によることなく、高強度
及び優れた捩り特性が得られるが、Ｍｏ添加により更に
特性が向上する。Ｍｏを添加する場合、１．０重量％以
上をＭｏ含有で添加効果がみられる。しかし、３．０重
量％を超える多量のＭｏを含ませても、Ｍｏ含有量の増
加に見合った強度及び捩り特性の向上が得られない。し
かも、多量のＭｏ含有は、δフェライト相の生成を助長
し、強度及び捩り特性を低下させる原因となる。
【００１１】Ｈ値：０．２０〜０．７０ Ｔｉ，Ｎｂ及びＡｌは、前述した範囲の含有量で１種又
は２種以上が添加される。その際、式（１）で定義され
るＨ値が０．２０〜０．７０の範囲にあるように調整さ
れる。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％） ・・・・（１） 式（１）で表されるＨ値は、高強度及び優れた捩り特性
を維持するために必要なＴｉ，Ｎｂ及びＡｌ間のバラン
スを示す指標である。Ｈ値が０．２０に達しないと、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の添加による析出硬化が不十分で、高
強度が得られない。しかし、Ｈ値が０．７０を超えるよ
うにＴｉ，Ｎｂ及びＡｌ間のバランスを図ったもので
は、詳細な理由は不明であるが捩り特性が劣化する。
は２種以上が添加される。その際、式（１）で定義され
るＨ値が０．２０〜０．７０の範囲にあるように調整さ
れる。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％） ・・・・（１） 式（１）で表されるＨ値は、高強度及び優れた捩り特性
を維持するために必要なＴｉ，Ｎｂ及びＡｌ間のバラン
スを示す指標である。Ｈ値が０．２０に達しないと、Ｔ
ｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の添加による析出硬化が不十分で、高
強度が得られない。しかし、Ｈ値が０．７０を超えるよ
うにＴｉ，Ｎｂ及びＡｌ間のバランスを図ったもので
は、詳細な理由は不明であるが捩り特性が劣化する。
【００１２】Ｉ値：４．０×１０-4以下 本発明では、Ｍｎ含有量及びＳ含有量を前述したように
規制していることに加え、式（２）で定義されるＩ値が
４．０×１０-4以下となるように調整している。 Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・・・（２） 式（２）で表されるＩ値は、優れた捩り特性を維持する
ために必要なＭｎとＳとの間のバランスを示す。Ｉ値が
４．０×１０-4を超えるように多量のＭｎ或いはＳが含
まれると、非金属介在物ＭｎＳの分布量が多くなり、捩
り特性が著しく低下する。
規制していることに加え、式（２）で定義されるＩ値が
４．０×１０-4以下となるように調整している。 Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・・・（２） 式（２）で表されるＩ値は、優れた捩り特性を維持する
ために必要なＭｎとＳとの間のバランスを示す。Ｉ値が
４．０×１０-4を超えるように多量のＭｎ或いはＳが含
まれると、非金属介在物ＭｎＳの分布量が多くなり、捩
り特性が著しく低下する。
【００１３】清浄度：ｄ60x400≦０．０１０％ 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼の捩り特性
は、捩り応力付加時の亀裂発生起点となるＴｉ，Ｎｂ，
Ａｌ等の窒炭酸化物やＭｎＳの分布量に大きく影響され
る。なかでも、ＭｎＳが捩り特性に及ぼす悪影響は大き
なものである。優れた捩り特性を得るためには、これら
の非金属介在物を低減することが重要である。非金属介
在物の分布は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定される清浄度
ｄ60x400を指標とすることができる。清浄度ｄ60x400が
０．０１０％を超える鋼では、捩り角度が低く、良好な
捩り特性を示さない。清浄度ｄ60x400≦０．０１０％
は、Ｍｎ，Ｓ含有量を始めとしてＣ，Ｎ，Ｏ等の元素を
低減することによって達成される。
は、捩り応力付加時の亀裂発生起点となるＴｉ，Ｎｂ，
Ａｌ等の窒炭酸化物やＭｎＳの分布量に大きく影響され
る。なかでも、ＭｎＳが捩り特性に及ぼす悪影響は大き
なものである。優れた捩り特性を得るためには、これら
の非金属介在物を低減することが重要である。非金属介
在物の分布は、ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定される清浄度
ｄ60x400を指標とすることができる。清浄度ｄ60x400が
０．０１０％を超える鋼では、捩り角度が低く、良好な
捩り特性を示さない。清浄度ｄ60x400≦０．０１０％
は、Ｍｎ，Ｓ含有量を始めとしてＣ，Ｎ，Ｏ等の元素を
低減することによって達成される。
【００１４】本発明に従ったマルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、残部が基本的にＦｅである。しかし、脱硫を目
的としたＣａや希土類金属，熱間加工性を向上させるた
めに添加した０．０１重量％以下のＢを含有する場合も
ある。本発明に従ったマルテンサイト系ステンレス鋼
は、溶体化処理又は焼鈍後に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、一般に析出硬化型鋼で
行われている４２５〜５００℃の温度範囲に１０分以上
加熱する熱処理が採用される。この時効処理によって高
強度が発現されると共に、捩り特性に優れた材料が得ら
れる。
ス鋼は、残部が基本的にＦｅである。しかし、脱硫を目
的としたＣａや希土類金属，熱間加工性を向上させるた
めに添加した０．０１重量％以下のＢを含有する場合も
ある。本発明に従ったマルテンサイト系ステンレス鋼
は、溶体化処理又は焼鈍後に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、一般に析出硬化型鋼で
行われている４２５〜５００℃の温度範囲に１０分以上
加熱する熱処理が採用される。この時効処理によって高
強度が発現されると共に、捩り特性に優れた材料が得ら
れる。
【００１５】
【実施例】表１及び表２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４ｍｍの熱延板を製造した。表１において、Ａグルー
プは本発明に従った鋼を示す。他方、表２におけるＢグ
ループは、比較鋼であり、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ等の合金元素の含有量，Ｈ値及びＩ値の何れか
が本発明で規定した範囲を外れている。また、Ｃグルー
プは、従来鋼を示す。Ａ〜Ｃグループ共に、何れもＡｌ
脱酸によって鋼中のＯ含有量を低減させており、最低で
も０．０２重量％のＡｌを含有する。
ス鋼について、１００ｋｇの鋼塊から熱間圧延を経て板
厚４ｍｍの熱延板を製造した。表１において、Ａグルー
プは本発明に従った鋼を示す。他方、表２におけるＢグ
ループは、比較鋼であり、Ｃ，Ｍｎ，Ｓ，，Ｎｉ，Ｃ
ｕ，Ｔｉ等の合金元素の含有量，Ｈ値及びＩ値の何れか
が本発明で規定した範囲を外れている。また、Ｃグルー
プは、従来鋼を示す。Ａ〜Ｃグループ共に、何れもＡｌ
脱酸によって鋼中のＯ含有量を低減させており、最低で
も０．０２重量％のＡｌを含有する。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】各熱延板に圧延率４０％の冷間圧延及び１
０３０℃で６０秒加熱する焼鈍を施し、更に１５％の調
質圧延によって板厚１ｍｍの鋼帯に成形した。各ステン
レス鋼帯について、調質圧延状態及び時効処理した際の
硬さ，捩り特性等の機械的特性を調査した。捩り特性の
評価には、調質圧延後の鋼帯から打抜き加工によって作
成した図１に示す形状の試験片を使用した。試験片は、
掴み部Ａ及びＢの幅を８ｍｍ，板幅極小部Ｃの幅を１．
２ｍｍ，板幅極小部Ｃの曲率半径を１０ｍｍに設定し
た。試験片を時効処理し、次いでバレル研磨した後、掴
み部Ａ及びＢの一方を固定し、他方を回転させる捩り試
験に供した。捩り加重が最大になるときの回転角度を捩
り角度とし、この値によって捩り特性を評価した。表１
及び表２に示した各鋼から作成した試験片について、４
５０℃で均熱１時間の時効処理を施した後の硬さ，捩り
角度等を、調質圧延材の硬さを併せて表３及び表４にそ
れぞれ示す。本発明に従ったＡグループの鋼は、何れも
表３に示すように、時効処理前においては従来の析出硬
化型鋼とほぼ同程度の硬さをもっていた。このことは、
従来のマルテンサイト系鋼の加工と同様な加工条件で打
抜き等の各種加工を施すことが可能であることを示す。
０３０℃で６０秒加熱する焼鈍を施し、更に１５％の調
質圧延によって板厚１ｍｍの鋼帯に成形した。各ステン
レス鋼帯について、調質圧延状態及び時効処理した際の
硬さ，捩り特性等の機械的特性を調査した。捩り特性の
評価には、調質圧延後の鋼帯から打抜き加工によって作
成した図１に示す形状の試験片を使用した。試験片は、
掴み部Ａ及びＢの幅を８ｍｍ，板幅極小部Ｃの幅を１．
２ｍｍ，板幅極小部Ｃの曲率半径を１０ｍｍに設定し
た。試験片を時効処理し、次いでバレル研磨した後、掴
み部Ａ及びＢの一方を固定し、他方を回転させる捩り試
験に供した。捩り加重が最大になるときの回転角度を捩
り角度とし、この値によって捩り特性を評価した。表１
及び表２に示した各鋼から作成した試験片について、４
５０℃で均熱１時間の時効処理を施した後の硬さ，捩り
角度等を、調質圧延材の硬さを併せて表３及び表４にそ
れぞれ示す。本発明に従ったＡグループの鋼は、何れも
表３に示すように、時効処理前においては従来の析出硬
化型鋼とほぼ同程度の硬さをもっていた。このことは、
従来のマルテンサイト系鋼の加工と同様な加工条件で打
抜き等の各種加工を施すことが可能であることを示す。
【００１９】
【表３】
【００２０】
【表４】
【００２１】一部の鋼について、表３及び表４に示した
４５０℃時効処理後の捩り角度及び硬さをＳｉ，Ｔｉ，
Ｎｂ及びＡｌを因子とするＨ値で整理したところ、図２
に示す関係が成立していた。本発明に従ったＡグループ
の鋼は、捩り角度及び硬さ共に高いレベルにあった。他
方、Ｈ値が０．２０に達しない比較鋼Ｂ１では硬さが不
足し、Ｈ値が０．７０を超える比較鋼Ｂ３では捩り角度
が低い値を示した。このことから、高強度で且つ優れた
捩り特性を得るためには、Ｈ値を０．２０〜０．７０の
範囲に維持する必要があることが確認された。本発明に
従ったＴｉを含む鋼材では、時効処理時に主としてＮｉ
16Ｔｉ6 Ｓｉ7 で表される金属間化合物が析出し、この
析出により鋼材が硬化する。Ｔｉの一部又は全量をＮｂ
又はＡｌで置換することもでき、この場合にも高い時効
硬化が得られる。しかし、硬度が高く且つ優れた捩り特
性を得る上では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の合金成分をバラ
ンス良く含有させると共に、且つ図２に示すようにＨ値
を０．２０〜０．７０の範囲に維持することが必要であ
る。たとえば、比較鋼Ｂ２では、Ｈ値が０．２０〜０．
７０の範囲にあるものの、Ｔｉ含有量が本発明で規定し
た範囲を超えることから、捩り角度が小さくなってい
る。
４５０℃時効処理後の捩り角度及び硬さをＳｉ，Ｔｉ，
Ｎｂ及びＡｌを因子とするＨ値で整理したところ、図２
に示す関係が成立していた。本発明に従ったＡグループ
の鋼は、捩り角度及び硬さ共に高いレベルにあった。他
方、Ｈ値が０．２０に達しない比較鋼Ｂ１では硬さが不
足し、Ｈ値が０．７０を超える比較鋼Ｂ３では捩り角度
が低い値を示した。このことから、高強度で且つ優れた
捩り特性を得るためには、Ｈ値を０．２０〜０．７０の
範囲に維持する必要があることが確認された。本発明に
従ったＴｉを含む鋼材では、時効処理時に主としてＮｉ
16Ｔｉ6 Ｓｉ7 で表される金属間化合物が析出し、この
析出により鋼材が硬化する。Ｔｉの一部又は全量をＮｂ
又はＡｌで置換することもでき、この場合にも高い時効
硬化が得られる。しかし、硬度が高く且つ優れた捩り特
性を得る上では、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の合金成分をバラ
ンス良く含有させると共に、且つ図２に示すようにＨ値
を０．２０〜０．７０の範囲に維持することが必要であ
る。たとえば、比較鋼Ｂ２では、Ｈ値が０．２０〜０．
７０の範囲にあるものの、Ｔｉ含有量が本発明で規定し
た範囲を超えることから、捩り角度が小さくなってい
る。
【００２２】同様に４５０℃時効処理後の捩り角度をＭ
ｎ含有量及びＳ含有量で整理したところ、図３に示す関
係が成立していた。Ｍｎ含有量，Ｓ含有量及びＩ値が本
発明で規定した範囲にあるものを斜線領域で示す。斜線
領域にあるＡグループの鋼は、何れも大きな捩り角度を
呈し、捩り特性に優れたものであった。Ｓ含有量が０．
００２０重量％を超える比較鋼Ｂ４，Ｍｎ含有量が０．
４０重量％を超える比較鋼Ｂ５及びＩ値が４．０×１０
-4をこえる比較鋼Ｂ６は、何れも捩り角度が８０未満の
低い値であった。また、比較鋼Ｂ１０は、Ｍｎ含有量，
Ｓ含有量及びＩ値が本発明で規定した範囲にあるもの
の、Ｏ含有量が本発明で規定した上限０．００５重量％
を超えるため、十分な捩り角度が得られなかった。同様
に４５０℃時効処理後の捩り角度をＭｎＳの清浄度で整
理したところ、図４の示す関係があることが判った。な
お、ＭｎＳの清浄度はＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠して測
定し、測定視野数６０及び倍率４００倍のときの清浄度
を算出し、ｄ60X400として表した。図４に示されている
ように、捩り角度は、ｄ60X400＝０．０１０％を境とし
て極端に変化していた。すなわち、清浄度が高いＡグル
ープの鋼では捩り角度が９０を超えているのに対し、清
浄度が低いＢグループの鋼では８０に達しない捩り角度
であった。
ｎ含有量及びＳ含有量で整理したところ、図３に示す関
係が成立していた。Ｍｎ含有量，Ｓ含有量及びＩ値が本
発明で規定した範囲にあるものを斜線領域で示す。斜線
領域にあるＡグループの鋼は、何れも大きな捩り角度を
呈し、捩り特性に優れたものであった。Ｓ含有量が０．
００２０重量％を超える比較鋼Ｂ４，Ｍｎ含有量が０．
４０重量％を超える比較鋼Ｂ５及びＩ値が４．０×１０
-4をこえる比較鋼Ｂ６は、何れも捩り角度が８０未満の
低い値であった。また、比較鋼Ｂ１０は、Ｍｎ含有量，
Ｓ含有量及びＩ値が本発明で規定した範囲にあるもの
の、Ｏ含有量が本発明で規定した上限０．００５重量％
を超えるため、十分な捩り角度が得られなかった。同様
に４５０℃時効処理後の捩り角度をＭｎＳの清浄度で整
理したところ、図４の示す関係があることが判った。な
お、ＭｎＳの清浄度はＪＩＳ Ｇ０５５５に準拠して測
定し、測定視野数６０及び倍率４００倍のときの清浄度
を算出し、ｄ60X400として表した。図４に示されている
ように、捩り角度は、ｄ60X400＝０．０１０％を境とし
て極端に変化していた。すなわち、清浄度が高いＡグル
ープの鋼では捩り角度が９０を超えているのに対し、清
浄度が低いＢグループの鋼では８０に達しない捩り角度
であった。
【００２３】Ｍｎ及びＳは、鋼中にＭｎＳの非金属介在
物を形成する。非金属介在物の分布量が多いと、捩り応
力付加時に亀裂発生の起点として働き、捩り特性を低下
させる。この点で、一般的にはＭｎ含有量及びＳ含有量
を可能な限り低減する必要がある。Ｍｎ含有量及びＳ含
有量の何れか一方が低くても、他方が高い場合には、Ｍ
ｎＳの分布量が多くなり、捩り特性の低下が生じる。こ
の点、本発明にあっては、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の上
限を規制すると共に、両者の積で表されるＩ値を４．０
×１０-4以下に規制することにより、ＭｎＳの生成が抑
制され、図４に示すように優れた捩り特性が得られる。
その上で、Ｏ含有量を０．００５重量％以下にしている
ため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の酸化物の分布量が抑えら
れ、高い捩り角度が確保される。
物を形成する。非金属介在物の分布量が多いと、捩り応
力付加時に亀裂発生の起点として働き、捩り特性を低下
させる。この点で、一般的にはＭｎ含有量及びＳ含有量
を可能な限り低減する必要がある。Ｍｎ含有量及びＳ含
有量の何れか一方が低くても、他方が高い場合には、Ｍ
ｎＳの分布量が多くなり、捩り特性の低下が生じる。こ
の点、本発明にあっては、Ｍｎ含有量及びＳ含有量の上
限を規制すると共に、両者の積で表されるＩ値を４．０
×１０-4以下に規制することにより、ＭｎＳの生成が抑
制され、図４に示すように優れた捩り特性が得られる。
その上で、Ｏ含有量を０．００５重量％以下にしている
ため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ａｌ等の酸化物の分布量が抑えら
れ、高い捩り角度が確保される。
【００２４】４５０℃時効処理後の捩り角度と硬さとの
関係を調査したところ、図５に示す関係が成立してい
た。本発明に従ったＡグループの鋼では、何れも比較鋼
と同等の高強度が得られ、しかも高い捩り角度が得られ
ていることが図５から判る。このことからしても、高強
度で優れた捩り特性を得るためには、本発明で規定した
範囲にそれぞれの合金元素の含有量及び合金成分間のバ
ランスを調整する必要があるといえる。たとえば、比較
鋼Ｂ７では、Ｃ含有量が本発明で規定した上限０．０３
０重量％を超えていることからＴｉＣの生成が促進さ
れ、捩り角度が小さくなっている。Ｃｕ含有量が本発明
で規定した上限０．３０重量％を超えている比較鋼Ｂ８
も、捩り角度が小さい。このことは、Ｃｕが時効処理時
に時効硬化に有効なＣｕリッチ相として析出するが、捩
り特性の面ではＣｕ添加が好ましくないことを示してい
る。比較鋼Ｂ９は、Ｎｉ含有量が本発明で規定した下限
７．５重量％に達せず、同様に捩り角度が小さい。Ｎｉ
含有量の変動に応じて捩り角度が変化する理由は不明で
あるが、優れた捩り角度を得るためには、本発明で規定
した範囲までＮｉ含有量を高めることが必要である。
関係を調査したところ、図５に示す関係が成立してい
た。本発明に従ったＡグループの鋼では、何れも比較鋼
と同等の高強度が得られ、しかも高い捩り角度が得られ
ていることが図５から判る。このことからしても、高強
度で優れた捩り特性を得るためには、本発明で規定した
範囲にそれぞれの合金元素の含有量及び合金成分間のバ
ランスを調整する必要があるといえる。たとえば、比較
鋼Ｂ７では、Ｃ含有量が本発明で規定した上限０．０３
０重量％を超えていることからＴｉＣの生成が促進さ
れ、捩り角度が小さくなっている。Ｃｕ含有量が本発明
で規定した上限０．３０重量％を超えている比較鋼Ｂ８
も、捩り角度が小さい。このことは、Ｃｕが時効処理時
に時効硬化に有効なＣｕリッチ相として析出するが、捩
り特性の面ではＣｕ添加が好ましくないことを示してい
る。比較鋼Ｂ９は、Ｎｉ含有量が本発明で規定した下限
７．５重量％に達せず、同様に捩り角度が小さい。Ｎｉ
含有量の変動に応じて捩り角度が変化する理由は不明で
あるが、優れた捩り角度を得るためには、本発明で規定
した範囲までＮｉ含有量を高めることが必要である。
【００２５】
【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，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｔｉ，
Ｎ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｏ等の成分調整を図ると共に、
Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ及びＡｌ間の成分バランス及びＭｎと
Ｓとの間の成分バランスを適正化することにより、時効
処理後に高強度を維持しつつ、従来よりも更に捩り特性
を向上させた鋼材となる。得られた析出硬化型ステンレ
ス鋼は、従来鋼と同等の強度が要求され、更に高い捩り
特性が要求されるバネとして各種分野で使用される。し
かも、時効硬化前には成形性が良好であるため、打抜き
加工等によって適宜の形状に成形できる。
は、Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｓ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ，Ｔｉ，
Ｎ，Ｎｂ，Ａｌ，Ｍｏ，Ｏ等の成分調整を図ると共に、
Ｓｉ，Ｔｉ，Ｎｂ及びＡｌ間の成分バランス及びＭｎと
Ｓとの間の成分バランスを適正化することにより、時効
処理後に高強度を維持しつつ、従来よりも更に捩り特性
を向上させた鋼材となる。得られた析出硬化型ステンレ
ス鋼は、従来鋼と同等の強度が要求され、更に高い捩り
特性が要求されるバネとして各種分野で使用される。し
かも、時効硬化前には成形性が良好であるため、打抜き
加工等によって適宜の形状に成形できる。
【図１】 捩り角度の測定に使用した試験片
【図２】 ４５０℃時効処理後の捩り角度及び硬さとＨ
値との関係を示したグラフ
値との関係を示したグラフ
【図３】 ４５０℃時効処理後の捩り角度とＭｎ含有量
及びＳ含有量との関係を示したグラフ
及びＳ含有量との関係を示したグラフ
【図４】 ４５０℃時効処理後の捩り角度とＭｎＳの清
浄度との関係を示したグラフ
浄度との関係を示したグラフ
【図５】 ４５０℃時効処理後の捩り角度とＭｎＳの硬
さとの関係を示したグラフ
さとの関係を示したグラフ
Ａ，Ｂ：掴み部 Ｃ：板幅極小部
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：０．０３０重量％以下，Ｓｉ：０．
５〜２．０重量％，Ｍｎ：０．４０重量％以下，Ｓ：
０．００２０重量％以下，Ｎｉ：７．５〜９．５重量
％，Ｃｒ：１２．０〜１６．０重量％，Ｃｕ：０．３０
重量％以下，Ｎ：０．０１５重量％以下及びＯ：０．０
０５重量％以下を含み、更にＴｉ：０．３５重量％以
下，Ｎｂ：０．４０重量％以下及びＡｌ：０．３０重量
％以下の１種又は２種以上を含み、式（１）で定義され
るＨ値が０．２０〜０．７０の範囲にあり、式（２）で
定義されるＩ値が４．０×１０-4以下となるように成分
調整された強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型
ステンレス鋼。 Ｈ＝Ｓｉ％×（Ｔｉ％＋０．８×Ｎｂ％＋Ａｌ％） ・・・・（１） Ｉ＝Ｍｎ％×Ｓ％ ・・・・（２） - 【請求項２】 ＪＩＳ Ｇ０５５５で規定される清浄度
ｄ60x400が０．０１０％以下である請求項１記載のバネ
用析出硬化型ステンレス鋼。 - 【請求項３】 更に３．０重量％以下のＭｏを含む請求
項１又は２記載のバネ用析出硬化型マルテンサイト系ス
テンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24069094A JP3384887B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24069094A JP3384887B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0874006A true JPH0874006A (ja) | 1996-03-19 |
| JP3384887B2 JP3384887B2 (ja) | 2003-03-10 |
Family
ID=17063263
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24069094A Expired - Fee Related JP3384887B2 (ja) | 1994-09-08 | 1994-09-08 | 強度及び捩り特性に優れたバネ用析出硬化型ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3384887B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002206147A (ja) * | 2001-01-09 | 2002-07-26 | Hitachi Metals Ltd | 優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼及びその製造方法 |
| US6488786B2 (en) | 2000-01-21 | 2002-12-03 | Nisshin Steel Co., Ltd. | High-strength, high-toughness martensitic stainless steel sheet |
| EP1352980A1 (en) * | 2000-12-14 | 2003-10-15 | Yoshiyuki Shimizu | High silicon stainless |
| JP4870844B1 (ja) * | 2011-02-16 | 2012-02-08 | 日本冶金工業株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| CN103526122A (zh) * | 2012-07-03 | 2014-01-22 | 株式会社东芝 | 沉淀硬化型马氏体系不锈钢、汽轮机动叶片和汽轮机 |
-
1994
- 1994-09-08 JP JP24069094A patent/JP3384887B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6488786B2 (en) | 2000-01-21 | 2002-12-03 | Nisshin Steel Co., Ltd. | High-strength, high-toughness martensitic stainless steel sheet |
| US6749701B2 (en) | 2000-01-21 | 2004-06-15 | Nisshin Steel Co., Ltd. | Method of inhibiting cold-rolled steel sheet edge cracking, and method of producing the steel sheet |
| EP1352980A1 (en) * | 2000-12-14 | 2003-10-15 | Yoshiyuki Shimizu | High silicon stainless |
| JP2002206147A (ja) * | 2001-01-09 | 2002-07-26 | Hitachi Metals Ltd | 優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼及びその製造方法 |
| JP4640628B2 (ja) * | 2001-01-09 | 2011-03-02 | 日立金属株式会社 | 優れた冷間加工性と高い疲労強度をもつ析出硬化型マルテンサイト系鋼 |
| JP4870844B1 (ja) * | 2011-02-16 | 2012-02-08 | 日本冶金工業株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| WO2012111188A1 (ja) * | 2011-02-16 | 2012-08-23 | 日本冶金工業株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| CN103526122A (zh) * | 2012-07-03 | 2014-01-22 | 株式会社东芝 | 沉淀硬化型马氏体系不锈钢、汽轮机动叶片和汽轮机 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3384887B2 (ja) | 2003-03-10 |
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