JPS58123822A - 直接焼入方法 - Google Patents
直接焼入方法Info
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- JPS58123822A JPS58123822A JP486882A JP486882A JPS58123822A JP S58123822 A JPS58123822 A JP S58123822A JP 486882 A JP486882 A JP 486882A JP 486882 A JP486882 A JP 486882A JP S58123822 A JPS58123822 A JP S58123822A
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- JP
- Japan
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- cooling
- stainless steel
- temperature
- precipitation
- martensitic stainless
- Prior art date
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
この発明は、マルテンサイト系ステンレス鋼の直接焼入
方法に関する。
方法に関する。
マルテンサイト系ステンレス鋼はＣｒを多量に含有する
ため極めて焼入性が良く、オーステナイト化１度からの
空冷（放冷）で焼入れ可能な寸法範囲が広い。しかし、
実際の焼入れ処理は、空冷よりも冷却速度の大きい油冷
または水冷により行われることが多い。この理由は、焼
入れの際の冷却速度が不十分であるときに、冷却途中で
オーステナイト粒界に炭化物が析出する場合があること
による。
ため極めて焼入性が良く、オーステナイト化１度からの
空冷（放冷）で焼入れ可能な寸法範囲が広い。しかし、
実際の焼入れ処理は、空冷よりも冷却速度の大きい油冷
または水冷により行われることが多い。この理由は、焼
入れの際の冷却速度が不十分であるときに、冷却途中で
オーステナイト粒界に炭化物が析出する場合があること
による。
この粒界炭化物は、その後の焼もどし処理では全く分解
消失せず、粒界強度を低下させ粒界破壊を起こしやすく
して動性を劣化させるとともに、粒界近傍のＣｒ量の低
下により粒界の耐食性を低下させて粒界腐食を生じやす
くするため、構造材料や工具材料として用いられるマル
テンサイト系ステンレス鋼の特性上有害である。
消失せず、粒界強度を低下させ粒界破壊を起こしやすく
して動性を劣化させるとともに、粒界近傍のＣｒ量の低
下により粒界の耐食性を低下させて粒界腐食を生じやす
くするため、構造材料や工具材料として用いられるマル
テンサイト系ステンレス鋼の特性上有害である。
一方、材料の靭性を評価するための最も一般的な試験方
法としてシャルピー衝撃試験があり、この試験温度を変
えた場合に脆性破面率が５０−となる温［を延性−脆性
遷移温度として、これが低い程使用温度における靭性Ｏ
安定性が優れていると判断する評価の仕方がある。
法としてシャルピー衝撃試験があり、この試験温度を変
えた場合に脆性破面率が５０−となる温［を延性−脆性
遷移温度として、これが低い程使用温度における靭性Ｏ
安定性が優れていると判断する評価の仕方がある。
このような評価によった場合、従来の方法で焼入れ焼も
どしを行ったマルテンサイト系ステンレス鋼の延性−脆
性遷移温度は一般的に０℃前後から室温（２０℃）付近
にあるため、外気温度あるいは使用温度等の変動によっ
て鋼の靭性が著しく変動しやすい。この友め、部材の設
計にあ九つでは多大な安全率を必要とし、使用条件の制
約を厳しくしたときでも耐用寿命にばらつ′ｆ！ｉを生
ずることは避は難いという問題を有していた。
どしを行ったマルテンサイト系ステンレス鋼の延性−脆
性遷移温度は一般的に０℃前後から室温（２０℃）付近
にあるため、外気温度あるいは使用温度等の変動によっ
て鋼の靭性が著しく変動しやすい。この友め、部材の設
計にあ九つでは多大な安全率を必要とし、使用条件の制
約を厳しくしたときでも耐用寿命にばらつ′ｆ！ｉを生
ずることは避は難いという問題を有していた。
この発明は、適正な条件で熱間加工した後の組織は通常
の燐入れ処理で得られる組織に比較して非常に微細化し
ており、鋼の靭性を向上させるための潜在的な可能性を
持っていることに着目してなされたもので、熱間加工に
よる焼入れ後に微細で粒界析出のないマルテンサイト基
地組織を有し延性−脆性遷移温度の低い安定した靭性を
具備するステンレス鋼を得ることによって上述したマル
テンサイト系ステンレス鋼特有の欠点を解消すること金
目的としている。 １ この発明は、熱間加工が誘起する再結晶を利用して組織
を微細化し、その後の冷却速度を調整して炭化物の粒界
析出を防止することにより延性−脆性遷移温度の低いマ
ルテンサイト系ステンレス鋼を得るようにしたもので、
マルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工し、再結晶開
始温度以上の温度で加工を終了して再結晶を終えるまで
保熱く加熱を含む）シ、徐冷しまたは保熱と徐冷を組合
せ、炭化物の析出温度域を当該炭化物の析出が回避され
る速度で冷却し、常温まで冷却してマルテンサイト変態
させることによって微細で粒界析出のないマルテンサイ
ト基地組織を有し延性−脆性遷移温度の低いステンレス
鋼を得るようにしたことを特徴としている。
の燐入れ処理で得られる組織に比較して非常に微細化し
ており、鋼の靭性を向上させるための潜在的な可能性を
持っていることに着目してなされたもので、熱間加工に
よる焼入れ後に微細で粒界析出のないマルテンサイト基
地組織を有し延性−脆性遷移温度の低い安定した靭性を
具備するステンレス鋼を得ることによって上述したマル
テンサイト系ステンレス鋼特有の欠点を解消すること金
目的としている。 １ この発明は、熱間加工が誘起する再結晶を利用して組織
を微細化し、その後の冷却速度を調整して炭化物の粒界
析出を防止することにより延性−脆性遷移温度の低いマ
ルテンサイト系ステンレス鋼を得るようにしたもので、
マルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工し、再結晶開
始温度以上の温度で加工を終了して再結晶を終えるまで
保熱く加熱を含む）シ、徐冷しまたは保熱と徐冷を組合
せ、炭化物の析出温度域を当該炭化物の析出が回避され
る速度で冷却し、常温まで冷却してマルテンサイト変態
させることによって微細で粒界析出のないマルテンサイ
ト基地組織を有し延性−脆性遷移温度の低いステンレス
鋼を得るようにしたことを特徴としている。
この発明にいうマルテンサイト系ステンレス鋼は、高温
において安定なｒ相を有し、常温組織がマルテンサイト
となるものであり、例えばＣｒ含有量が１０重量−以上
、Ｃ含有量が０．１〜１．２重量−程度のものである。
において安定なｒ相を有し、常温組織がマルテンサイト
となるものであり、例えばＣｒ含有量が１０重量−以上
、Ｃ含有量が０．１〜１．２重量−程度のものである。
！。
このようなマルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工す
る際の加熱温度は、望ましくは１１００〜１２５０℃程
度の範囲とする。この場合、加熱温度が低すぎると、炭
化物の十分な固溶ができず、後に述べる加工終了温度の
確保が厳かしくなり、熱間加工性も低下する。反対に、
加熱温度が高すぎると、Ｊ−フェライトが急増して熱間
加工性を低下すると共′に鋼の性能を低下し、結晶粒の
粗大化が著しくなって熱間加工による組織の微細化が阻
害される。
る際の加熱温度は、望ましくは１１００〜１２５０℃程
度の範囲とする。この場合、加熱温度が低すぎると、炭
化物の十分な固溶ができず、後に述べる加工終了温度の
確保が厳かしくなり、熱間加工性も低下する。反対に、
加熱温度が高すぎると、Ｊ−フェライトが急増して熱間
加工性を低下すると共′に鋼の性能を低下し、結晶粒の
粗大化が著しくなって熱間加工による組織の微細化が阻
害される。
所定の熱間加工温度に加熱したマルテンサイト系ステン
レス鋼に対し圧延や鍛造等の熱間加工を行うに際しては
、その加工率（圧下率、鍛造率）を望ましくは５〇−以
上とする。これは、加工率が小さすぎると加工による組
織の微細化が十分でなぐ、その後の再結晶が不十分なも
のとなるためである。
レス鋼に対し圧延や鍛造等の熱間加工を行うに際しては
、その加工率（圧下率、鍛造率）を望ましくは５〇−以
上とする。これは、加工率が小さすぎると加工による組
織の微細化が十分でなぐ、その後の再結晶が不十分なも
のとなるためである。
このような加工は再結晶開始温度以上の温度で終了する
ようにし、再結晶を終えるまで保熱または徐冷する。こ
の場合の加工終了温度は、望ましくは９５０〜１０５０
’Ｃ程度の範囲とするのが良い。これは、加工終了温度
が低すぎると熱間加工後の再結晶が不十分となる几めで
あり、高すぎると再結晶後に微細化し難いためである。
ようにし、再結晶を終えるまで保熱または徐冷する。こ
の場合の加工終了温度は、望ましくは９５０〜１０５０
’Ｃ程度の範囲とするのが良い。これは、加工終了温度
が低すぎると熱間加工後の再結晶が不十分となる几めで
あり、高すぎると再結晶後に微細化し難いためである。
その後再結晶を終えるまで保熱し、徐冷しまたは保熱と
徐冷を組合せるに際しては、例えば９００℃まで保熱（
加熱を含む）と徐冷の組合せまたは徐冷、のみで冷却す
る。この場合の徐冷は、熱間加工終了後に再結晶を十分
生じさせて微岬な整粒組織とする九めに行うが、徐冷温
度が低すぎると粒界析出温度域Ｋかかつてオーステナイ
ト粒界に炭化物が竹田するおそれがあるＱで好ましくは
８５０℃以上の温度で適宜選定する。また、保熱１＋は
徐冷は、焼入れ材の寸法が十分である場合には放冷であ
っても良い。
徐冷を組合せるに際しては、例えば９００℃まで保熱（
加熱を含む）と徐冷の組合せまたは徐冷、のみで冷却す
る。この場合の徐冷は、熱間加工終了後に再結晶を十分
生じさせて微岬な整粒組織とする九めに行うが、徐冷温
度が低すぎると粒界析出温度域Ｋかかつてオーステナイ
ト粒界に炭化物が竹田するおそれがあるＱで好ましくは
８５０℃以上の温度で適宜選定する。また、保熱１＋は
徐冷は、焼入れ材の寸法が十分である場合には放冷であ
っても良い。
次に、炭化物の析出温度域鉱当該炭化物の析出が回避さ
れるように冷却速度を調整する。すなわち、炭化物がオ
ーステナイト粒界に析出するノーズ（冷却中に最も短時
間で粒界析出が開始する温度）は約７５０℃であり、と
のノーズに達するような冷却速度より遅い冷却で拡粒界
析出が顕著になる。したがって、例えば７５０℃＋１５
０℃；９０Ｇ℃から７５０℃−１５０℃−６００℃まで
の間はノーズに達しないような冷却速度で急冷。
れるように冷却速度を調整する。すなわち、炭化物がオ
ーステナイト粒界に析出するノーズ（冷却中に最も短時
間で粒界析出が開始する温度）は約７５０℃であり、と
のノーズに達するような冷却速度より遅い冷却で拡粒界
析出が顕著になる。したがって、例えば７５０℃＋１５
０℃；９０Ｇ℃から７５０℃−１５０℃−６００℃まで
の間はノーズに達しないような冷却速度で急冷。
衝風冷もしくは放冷するのが喪い。
次に、上記炭化物の析出温度域以下、例えば６００τ以
下の温度範囲では、ペイナイ本変態領穢に達しなければ
完全なマルテンサイト組織が得られるので、実際上は放
冷で十分であるが、上記炭化物の析出温度域における冷
却速度で引続き急冷または衝風冷しても支障はない。
下の温度範囲では、ペイナイ本変態領穢に達しなければ
完全なマルテンサイト組織が得られるので、実際上は放
冷で十分であるが、上記炭化物の析出温度域における冷
却速度で引続き急冷または衝風冷しても支障はない。
図面は、この発明の直接焼入方法における好ましい冷却
曲線の一例を示すもので、Ｋは粒界炭化物の析出開始曲
線、Ｎはノーズすなわち曲線にの媛短時間位置、Ｐはパ
ーライト変態領域、Ｂはベイナイト変態領域、Ｍはマル
テンサイト変態領域、Ｍ、はマルテンサイト変態開始線
であり、また線よけ粒界析出せずして焼入れできるため
の等速冷却範囲、線■は焼入れ可能であるが粒界析出す
る等速冷却範囲、線■はこの発明を実施した一例による
冷却曲線を示す。線■に示す）冷□）膨曲線は、熱間加
工終了温度が１０００℃であり、その後−９００℃まで
を徐冷して完全再結晶させ、９００〜６００℃の温変域
を急冷してオーステナイト粒界での炭化物析出を防止し
、線１ｍでは６００℃以下室温までをそのまま急冷して
ｉルチンサイト変態させ、線Ｉｌｂでは６００℃以下室
温までを放冷して１ル６テンサイト変態させた場合を示
している。このようにすることによって、微細で粒界析
出のないマルテンサイト基地組織管有し延性−脆性遷移
温度の低いステンレス１１１ｔ得ることができる。
曲線の一例を示すもので、Ｋは粒界炭化物の析出開始曲
線、Ｎはノーズすなわち曲線にの媛短時間位置、Ｐはパ
ーライト変態領域、Ｂはベイナイト変態領域、Ｍはマル
テンサイト変態領域、Ｍ、はマルテンサイト変態開始線
であり、また線よけ粒界析出せずして焼入れできるため
の等速冷却範囲、線■は焼入れ可能であるが粒界析出す
る等速冷却範囲、線■はこの発明を実施した一例による
冷却曲線を示す。線■に示す）冷□）膨曲線は、熱間加
工終了温度が１０００℃であり、その後−９００℃まで
を徐冷して完全再結晶させ、９００〜６００℃の温変域
を急冷してオーステナイト粒界での炭化物析出を防止し
、線１ｍでは６００℃以下室温までをそのまま急冷して
ｉルチンサイト変態させ、線Ｉｌｂでは６００℃以下室
温までを放冷して１ル６テンサイト変態させた場合を示
している。このようにすることによって、微細で粒界析
出のないマルテンサイト基地組織管有し延性−脆性遷移
温度の低いステンレス１１１ｔ得ることができる。
実施例 １
第１表に示す化学成分の鋼ｔｓｏｂ真空誘゛導炉で溶製
したの゛ちビシット管作製し、このビレットを第２表に
示す加熱温度に加熱してこの温度から熱間圧延を開始し
、圧延寸法３０■φ、圧下率６５９Ｇの条件で圧延を行
って同じく第２表に示す熱間圧延終了温度で圧延を終了
したのち、同じく第２表に示す冷却方法で冷却し九。次
いで焼もどしを行った後オーステナイト結晶粒度Ａおよ
び延□）； 性−脆性遷移温度會測姶した。その結果を同じく第２表
に示す。
したの゛ちビシット管作製し、このビレットを第２表に
示す加熱温度に加熱してこの温度から熱間圧延を開始し
、圧延寸法３０■φ、圧下率６５９Ｇの条件で圧延を行
って同じく第２表に示す熱間圧延終了温度で圧延を終了
したのち、同じく第２表に示す冷却方法で冷却し九。次
いで焼もどしを行った後オーステナイト結晶粒度Ａおよ
び延□）； 性−脆性遷移温度會測姶した。その結果を同じく第２表
に示す。
また、比較法１として炭化物の析出温度域を含む９００
〜６００℃の間を徐冷し友場合、比較法２．３として熱
間圧延終了後急冷し喪場合に゛つぃても調べた。この結
果を同じく第２表に示す。
〜６００℃の間を徐冷し友場合、比較法２．３として熱
間圧延終了後急冷し喪場合に゛つぃても調べた。この結
果を同じく第２表に示す。
さらに、従来法１〜４として熱間圧延終了後いつ次ん冷
却し、その後再加熱して焼入れ焼もどしを行つ光場合に
ついても調べた。この結果を同じく第２表に示す。
却し、その後再加熱して焼入れ焼もどしを行つ光場合に
ついても調べた。この結果を同じく第２表に示す。
１、′−
−１（
１１２表に示すように、本発明法１〜２３による場合に
はオーステナイト結晶粒度ム８．５〜９．１と非常に微
細なものとなっており、従来法１〜４の結晶粒計重５．
２〜６．３に比較して着しく良好であり、延性−脆性遷
移温度が約３０℃以上低下し同時にばらつきも小さくな
っていることが明らかである。一方、比砿法１では炭化
物析出温度域を徐冷している友めに軽微な粒界析出が起
っており、細粒化効果が発揮されていないため延性−脆
性遷移温度がかなり高くなっている。また、比較法２゜
３では熱間圧延終了後急冷しているために加工後の再結
晶が不完全で６９、細粒化効果はあるが小さく、延性−
脆性遷移温度は本発明法楊は低下していない。
はオーステナイト結晶粒度ム８．５〜９．１と非常に微
細なものとなっており、従来法１〜４の結晶粒計重５．
２〜６．３に比較して着しく良好であり、延性−脆性遷
移温度が約３０℃以上低下し同時にばらつきも小さくな
っていることが明らかである。一方、比砿法１では炭化
物析出温度域を徐冷している友めに軽微な粒界析出が起
っており、細粒化効果が発揮されていないため延性−脆
性遷移温度がかなり高くなっている。また、比較法２゜
３では熱間圧延終了後急冷しているために加工後の再結
晶が不完全で６９、細粒化効果はあるが小さく、延性−
脆性遷移温度は本発明法楊は低下していない。
なお、本実施例で用いたマルテンサイト系ステンレス鋼
のＣ含有量および圧延方法では、炭化物の析出温度域上
急冷とせず、放冷とした場合でも炭化物の粒界析出はな
く、良好な結果を得ることができる。また、９００℃ま
でを保熱と徐冷の組合せで冷却した場合にも同様に曳好
な結果金得た。
のＣ含有量および圧延方法では、炭化物の析出温度域上
急冷とせず、放冷とした場合でも炭化物の粒界析出はな
く、良好な結果を得ることができる。また、９００℃ま
でを保熱と徐冷の組合せで冷却した場合にも同様に曳好
な結果金得た。
実施例 ２
第３表に示す化学成分の鋼！−５０４真空誘導炉で溶製
したのちビレットを作製し、このビレットを第４表に示
す加熱温度に加熱してこの温度から熱間圧延管開始し、
圧延寸法３０■φ、圧下率７０−の条件で圧延を−行っ
て同じく第４表に示す熱間圧延終了温度で圧延管終了し
たのち、同じく第４表に示す冷却方法で冷却した。次い
で焼もどしを行った後オーステナイト結晶粒度ムおよび
延性−脆性遷移温度を測定した。その結果を同じく第４
表に示す。
したのちビレットを作製し、このビレットを第４表に示
す加熱温度に加熱してこの温度から熱間圧延管開始し、
圧延寸法３０■φ、圧下率７０−の条件で圧延を−行っ
て同じく第４表に示す熱間圧延終了温度で圧延管終了し
たのち、同じく第４表に示す冷却方法で冷却した。次い
で焼もどしを行った後オーステナイト結晶粒度ムおよび
延性−脆性遷移温度を測定した。その結果を同じく第４
表に示す。
また、比較法３１として炭化物の析出温度域を含む９０
０〜６００℃の間を徐冷し友場合、比較法３２として熱
間圧延終了後急冷し念場合についても調べ喪。この結果
を同じく第４表に示す。
０〜６００℃の間を徐冷し友場合、比較法３２として熱
間圧延終了後急冷し念場合についても調べ喪。この結果
を同じく第４表に示す。
さらに、従来法３１〜３４として熱間圧延終了後いった
ん冷却し、その後再加熱して焼入れ焼もどしを行つ友場
合についても調べた。この結果を同じく第４表に示す。
ん冷却し、その後再加熱して焼入れ焼もどしを行つ友場
合についても調べた。この結果を同じく第４表に示す。
第 ３ 表
（重量ｔｓ）
第４表に示すように、本発明法３１〜４７による場合に
はオーステナイト結晶粒度！８．６〜９．１と非常に微
細なものとなっており、従来法３１〜３４０緒晶籾度Ａ
６．２〜６．５に比較して著しく良好であシ、延性−脆
性遷移温度もがなり低くなっている。一方、比較法３１
では炭化物析出温度域を徐冷しているために軽微な粒界
析出が起っており、比較法３２では熱間圧延終了後急冷
しているために加工後の再結晶が不完全であり、いずれ
も本発明法によるものほど延性−脆性温度は低くない。
はオーステナイト結晶粒度！８．６〜９．１と非常に微
細なものとなっており、従来法３１〜３４０緒晶籾度Ａ
６．２〜６．５に比較して著しく良好であシ、延性−脆
性遷移温度もがなり低くなっている。一方、比較法３１
では炭化物析出温度域を徐冷しているために軽微な粒界
析出が起っており、比較法３２では熱間圧延終了後急冷
しているために加工後の再結晶が不完全であり、いずれ
も本発明法によるものほど延性−脆性温度は低くない。
なお、本実施例で用いたマルテンサイト系ステンレス鋼
のＣ含有量および圧延方法では、炭化物の析出温度域を
衝風今以上の冷却速度とすることＫよって安定して低い
延性−脆性遷移温度を得ることができた。また、９００
℃までを保熱と徐冷の組合せで冷却した場合にも同様に
良好な結果を得ることができた。
のＣ含有量および圧延方法では、炭化物の析出温度域を
衝風今以上の冷却速度とすることＫよって安定して低い
延性−脆性遷移温度を得ることができた。また、９００
℃までを保熱と徐冷の組合せで冷却した場合にも同様に
良好な結果を得ることができた。
上記各実施例においては、冷却方法の温度区分として、
再結晶を終えるまでの徐冷区間ｅ９００冷却温冷却管９
００〜６００℃とし、その後常温まで冷却する温度域を
６００℃以下とした場合を例にとって示したが、この温
度区分は使用するマルテンサイト系ステンレス鋼の化学
成分等によって適宜変更することができ、また変更する
ことが望ましい場合があることはいうまでもない。
再結晶を終えるまでの徐冷区間ｅ９００冷却温冷却管９
００〜６００℃とし、その後常温まで冷却する温度域を
６００℃以下とした場合を例にとって示したが、この温
度区分は使用するマルテンサイト系ステンレス鋼の化学
成分等によって適宜変更することができ、また変更する
ことが望ましい場合があることはいうまでもない。
以上説明してきたように１この発明によれば、熱間加工
が誘起する再結晶を利用して組織を微細化し、その後の
冷却速度を調整して炭化物の粒界析出を防止するようＫ
したから、直接焼入後の状態において、微細で粒界析出
のないマルテンナイト基地組織管有し延性−脆性遷移温
度の低い安定した靭性を具備するステンレス鋼を得るこ
とができ、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼特有の
靭性の不安定さという欠点を解消することができるとい
う非常に優れた効果を有する。
が誘起する再結晶を利用して組織を微細化し、その後の
冷却速度を調整して炭化物の粒界析出を防止するようＫ
したから、直接焼入後の状態において、微細で粒界析出
のないマルテンナイト基地組織管有し延性−脆性遷移温
度の低い安定した靭性を具備するステンレス鋼を得るこ
とができ、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼特有の
靭性の不安定さという欠点を解消することができるとい
う非常に優れた効果を有する。
４、。ｏｏ□、、Ａ１：：′・
図面はこの発明の直接焼入方法における好ましい冷却曲
線の一例を示す説明図である。
線の一例を示す説明図である。
′ 時間（灯畝）
手続補正書（自発）
昭和５７年２月２６日
１．１許庁長官 島田春樹 殿
１ 事件の表示
昭和６７年特 許願７Ａ４８６８号
２、発明の名称
直接焼入方法
３ 補正をする者
事件との関係 特許出願人
代表者 武 １） 喜 三
４、代理人
−） 補正により増加する発明の数
７ 補正の対象
明ｍ書の発明の詳細な説明の横
８ 補正の内容別紙の通り
１、 明細書第２頁第９行および第１４行の「靭性」を
「靭性」に補正する。
「靭性」に補正する。
２、同第４頁第１７行を次の通シ補正する。
「量＊Ｓ度のもの、あるいはさらに必要に応じて他の合
金元素（Ｎｉ 、 Ｍｏ 、 Ｃｕ等の耐食性向上元素
、ｗ、ｖ、ｓｔ等の強度向上元素、ｓ ｅ ｓ” ｔ
ｐｂｅＣｌ等の快削性向上元素およびその他の元素など
）を添加したものである。」
金元素（Ｎｉ 、 Ｍｏ 、 Ｃｕ等の耐食性向上元素
、ｗ、ｖ、ｓｔ等の強度向上元素、ｓ ｅ ｓ” ｔ
ｐｂｅＣｌ等の快削性向上元素およびその他の元素など
）を添加したものである。」
Claims (1)
- （１） マルテンサイト系ステンレス鋼を熱間加工し
、再結晶開始温度以上の温度で加工を終了し上寿結晶を
終えるまで保熱し、徐冷しまたは保熱と徐冷を組合せ、
炭化物の析出温度域を尚該炭化物の析出が回遊される速
度で冷却し、次いでマルテンサイト変暢させることによ
って微細で粒界析出のないマルテンサイト基地組織を有
し延性−脆性遷移温度の低いステンレス鋼を得ることを
特徴とするマルテンサイト系ステンレス鋼の直接焼入方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP486882A JPS58123822A (ja) | 1982-01-18 | 1982-01-18 | 直接焼入方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP486882A JPS58123822A (ja) | 1982-01-18 | 1982-01-18 | 直接焼入方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS58123822A true JPS58123822A (ja) | 1983-07-23 |
| JPS6364496B2 JPS6364496B2 (ja) | 1988-12-12 |
Family
ID=11595647
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP486882A Granted JPS58123822A (ja) | 1982-01-18 | 1982-01-18 | 直接焼入方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS58123822A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| FR2567151A1 (fr) * | 1984-07-04 | 1986-01-10 | Ugine Aciers | Procede de fabrication de barres ou de fil machine en acier inoxydable martensitique et produits correspondants |
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1982
- 1982-01-18 JP JP486882A patent/JPS58123822A/ja active Granted
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| ENGLISH TRANSTATION=1976 * |
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| US11001916B2 (en) | 2016-04-22 | 2021-05-11 | Aperam | Method for manufacturing a martensitic stainless steel part from a sheet |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
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