JPS62124218A - 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法Info
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- JPS62124218A JPS62124218A JP61192107A JP19210786A JPS62124218A JP S62124218 A JPS62124218 A JP S62124218A JP 61192107 A JP61192107 A JP 61192107A JP 19210786 A JP19210786 A JP 19210786A JP S62124218 A JPS62124218 A JP S62124218A
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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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
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】
く技術分野〉
本発明は加工性に優れ溶接軟化抵抗を有する高強度ステ
ンレス鋼に関する。
ンレス鋼に関する。
〈従来技術とその問題点〉
既存の高強度ステンレス鋼は、（１）マルテンサイト系
ステンレス鋼、（２）加工硬化型オーステナイト系ステ
ンレス鋼、（３）析出硬化型ステンレス鋼に大別される
。
ステンレス鋼、（２）加工硬化型オーステナイト系ステ
ンレス鋼、（３）析出硬化型ステンレス鋼に大別される
。
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（９００〜１１００’Ｃであるが、
Ｃ「、ｃの含有量によって変る）領域では実質的にオー
ステナイト中相であるが、マルテンサイト変態開始点（
Ｍ ｓ点）が室温以トにあって、いわゆる「焼の入る」
鋼である。
らなり、焼入れ温度（９００〜１１００’Ｃであるが、
Ｃ「、ｃの含有量によって変る）領域では実質的にオー
ステナイト中相であるが、マルテンサイト変態開始点（
Ｍ ｓ点）が室温以トにあって、いわゆる「焼の入る」
鋼である。
この系の鋼は焼入れ状ｙ、！Ｐ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、！ｕｌ断などの加りが加えられ
、所望の形状がグーられた後に焼入れ焼戻し等の熱処理
が施されて高強度が賦与される。
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、！ｕｌ断などの加りが加えられ
、所望の形状がグーられた後に焼入れ焼戻し等の熱処理
が施されて高強度が賦与される。
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し易く、溶接後に溶接部に焼戻し熱
処理を施さねばならぬなどの欠点がある。
際して溶接割れを起し易く、溶接後に溶接部に焼戻し熱
処理を施さねばならぬなどの欠点がある。
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、上記の欠点を補うト段として、
Ｃを低く抑えた組成で、焼入れ状態でマツシブ・マルテ
ンサイト相を慴する鋼が考えられる。例えば、特公昭５
１−３５４４７号に示される鋼はこの１例である。この
公報の特許請求の範囲内の鋼の１例がｒ Ｅｌ新製鋼技
報」 （昭和５０年１２月発行Ｈａ、 ３３）に紹介さ
れており、 その組成はＣ： ０．０３２Ｌ Ｓ ｉ：
ｏ、７５％、Ｍｎ：０．１４％、Ｎ ｉ：４．０１％、
ｃ ｒ：１２．４ＬＴ ｉ：ｏ、３１＄ テアリ、コノ
材料は約１０８ ｋｇｆ／ｌｌｌｍ２の引張り強さ、約
６ｚ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。溶接軟化が小ざいこと、引去り強さが高いこ
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。
ることを考慮する場合、上記の欠点を補うト段として、
Ｃを低く抑えた組成で、焼入れ状態でマツシブ・マルテ
ンサイト相を慴する鋼が考えられる。例えば、特公昭５
１−３５４４７号に示される鋼はこの１例である。この
公報の特許請求の範囲内の鋼の１例がｒ Ｅｌ新製鋼技
報」 （昭和５０年１２月発行Ｈａ、 ３３）に紹介さ
れており、 その組成はＣ： ０．０３２Ｌ Ｓ ｉ：
ｏ、７５％、Ｍｎ：０．１４％、Ｎ ｉ：４．０１％、
ｃ ｒ：１２．４ＬＴ ｉ：ｏ、３１＄ テアリ、コノ
材料は約１０８ ｋｇｆ／ｌｌｌｍ２の引張り強さ、約
６ｚ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。溶接軟化が小ざいこと、引去り強さが高いこ
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。
加工硬化型十−ステナイト系ステンレス鋼は。
５ＵＳ３０１．２０１ 、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 Ｇ ４３０７に規定されている０例えば
、ＳＵＳ ３０１の１／２Ｈでは、耐カフ７ｋｇｆ／ａ
ｍ２以上、引張り強さ１０５ ｋｇｆ／ａｍ２．伸び１
（Ｈ以ヒと規定されており、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
。
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 Ｇ ４３０７に規定されている０例えば
、ＳＵＳ ３０１の１／２Ｈでは、耐カフ７ｋｇｆ／ａ
ｍ２以上、引張り強さ１０５ ｋｇｆ／ａｍ２．伸び１
（Ｈ以ヒと規定されており、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″＃饗部にＣｒ炭化物の析出
によるＣｒ欠乏層が生じ、粒界応力腐食割れが発生する
ことがある。
によるＣｒ欠乏層が生じ、粒界応力腐食割れが発生する
ことがある。
析出硬化型ステンレス鋼はマトリックスの組成によって
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、いずれも時効硬化に貢献するＡｌ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ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、ＩＩν効硬化に寄ケす
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、１４０〜１９０ ｋｇｆ／Ｉ１ｍ ２（１
’）引張り強さ、２〜５２の伸びを有する。
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、いずれも時効硬化に貢献するＡｌ、
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ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、ＩＩν効硬化に寄ケす
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、１４０〜１９０ ｋｇｆ／Ｉ１ｍ ２（１
’）引張り強さ、２〜５２の伸びを有する。
これらの鋼を構造用部材として使用することを考憑する
場合、時効処理前に加圧や溶接を施すのが一般的である
が、大きな構造物では時効処理を施すのが困難である。
場合、時効処理前に加圧や溶接を施すのが一般的である
が、大きな構造物では時効処理を施すのが困難である。
以」ニジこ述べたように、高強度ステンレス鋼として従
来から知られている鋼は、いずれも、強度。
来から知られている鋼は、いずれも、強度。
加工性、溶接軟化抵抗のすべてを兼ね備えていない。
く問題解決の手段〉
未発明はそのような欠点のない新規な高強度ステンレス
鋼材を提供するものである。本発明においては、特定の
組成範囲内でさらに組成を特定の榮件に調整されたマル
テンサイト組織の鋼材を特定の条！ｌ下で加熱して逆変
態オーステナイト相を形成し、この逆変態オーステナイ
ト相を安定化して室温に持ち来たらすことによって上記
Ｌ１的は達成される。
鋼材を提供するものである。本発明においては、特定の
組成範囲内でさらに組成を特定の榮件に調整されたマル
テンサイト組織の鋼材を特定の条！ｌ下で加熱して逆変
態オーステナイト相を形成し、この逆変態オーステナイ
ト相を安定化して室温に持ち来たらすことによって上記
Ｌ１的は達成される。
〈発明の構成〉
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： ３．０〜８．０％
Ｎ： ０．１０％以下
を含み
残部不可避的不純物とＦｅからなり、
Ｎ１ｅｙ ＝ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ◆
２０（ＣＡＮ）で定義されるニッケル当量旧、の値が１
３．０〜１７．５の範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、
焼鈍材のいずれかを５５０〜６７５℃の温度範囲内で１
〜３０時間の範囲内で熱処理を施すことからなるマルテ
ンサイト単相、またはマルテンサイト相と微細なオース
テナイト相の複相！ｌ織よりなり、加工性に優れた溶接
軟化のない高強１■ステンレス鋼材の製造方法を提供す
る。
２０（ＣＡＮ）で定義されるニッケル当量旧、の値が１
３．０〜１７．５の範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、
焼鈍材のいずれかを５５０〜６７５℃の温度範囲内で１
〜３０時間の範囲内で熱処理を施すことからなるマルテ
ンサイト単相、またはマルテンサイト相と微細なオース
テナイト相の複相！ｌ織よりなり、加工性に優れた溶接
軟化のない高強１■ステンレス鋼材の製造方法を提供す
る。
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挿具と、および／または
合計で１％以下のＴ ｉ、Ｎｂ、Ｖ 、 Ｚ ｒ、Ａ
Ｉ、Ｈの１種以上を含有する鋼を素材とする同様の鋼材
の製造方法が提供される。その場合Ｎ１ｅｙの定義は成
分に応じて修正される。Ｃｕ、Ｍａ、Ｗ 、Ｃｏの１挿
具りを含む場合は、 Ｍｉｅｌ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋２０
（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏ となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ 、 Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ（７）
１種以上ｔ−含有する場合は、 Ｎ１ｅｙ ｍ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓ
ｉとなり、Ｃｕ 、Ｍｏ 、Ｗ、Ｃｏの１種以上、およ
びＴｉ 、Ｎｂ 、Ｖ、Ｚｒ 、ＡＩ 、Ｈの１種以上
ヲ含有する場合は Ｎ１ｅｙ ｓ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏとなる。
Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ 、 Ｃｏの１挿具と、および／または
合計で１％以下のＴ ｉ、Ｎｂ、Ｖ 、 Ｚ ｒ、Ａ
Ｉ、Ｈの１種以上を含有する鋼を素材とする同様の鋼材
の製造方法が提供される。その場合Ｎ１ｅｙの定義は成
分に応じて修正される。Ｃｕ、Ｍａ、Ｗ 、Ｃｏの１挿
具りを含む場合は、 Ｍｉｅｌ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋２０
（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏ となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ 、 Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ（７）
１種以上ｔ−含有する場合は、 Ｎ１ｅｙ ｍ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓ
ｉとなり、Ｃｕ 、Ｍｏ 、Ｗ、Ｃｏの１種以上、およ
びＴｉ 、Ｎｂ 、Ｖ、Ｚｒ 、ＡＩ 、Ｈの１種以上
ヲ含有する場合は Ｎ１ｅｙ ｓ Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏとなる。
本発明の鋼材の鋼は、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Ｎ１（６がに記のような数値
になるように組成をＡ整することにより、８延のままの
状７ｓ、冷延のままの状態、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。
つ、上記のように定義するＮ１（６がに記のような数値
になるように組成をＡ整することにより、８延のままの
状７ｓ、冷延のままの状態、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。
本発明方法は熱延のままの材料も、冷延のままの材料も
、冷延後に焼鈍した材料も、５５０℃〜６７５℃で１〜
３０時間の熱処理によって、オーステナイト逆変態を起
し、これを安定化できるという新規な知見に基づいてい
る。目下のところそのような変態の機構、理由について
はよく分らないが、この変化が再現性を以って生起する
ことは確認されている。そして、このような処理によっ
てマルテンサイト組織のステンレス鋼を改質するという
試みは為されたことがない。
、冷延後に焼鈍した材料も、５５０℃〜６７５℃で１〜
３０時間の熱処理によって、オーステナイト逆変態を起
し、これを安定化できるという新規な知見に基づいてい
る。目下のところそのような変態の機構、理由について
はよく分らないが、この変化が再現性を以って生起する
ことは確認されている。そして、このような処理によっ
てマルテンサイト組織のステンレス鋼を改質するという
試みは為されたことがない。
本発明の鋼材は１００ｋｇｆ／ｍｓ２程度の強度レベル
を有し、約２０％の伸びを示し、かつ溶接軟化がない。
を有し、約２０％の伸びを示し、かつ溶接軟化がない。
本発明方法の素材鋼における組成限定の理由は次の通り
である。
である。
ＣＴＣ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。
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。
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１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０．１％を上
限とする。
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１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０．１％を上
限とする。
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、熱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。
強化に有効であり、かつ、熱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。
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ｔＡｔＪ４
時に弊害となるので、５％を上限とする。
点の調整に必要な元素であるが、多すぎるとｔＡｔＪ４
時に弊害となるので、５％を上限とする。
Ｃｒ： ＣｒはｔｌｉＪ食性を賦与する基本的成分で
あり、１０５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とするのにオーステナ
イト形成元素を多贋に必要とし、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％
を上限とする。
あり、１０５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とするのにオーステナ
イト形成元素を多贋に必要とし、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％
を上限とする。
Ｎｉ： Ｎｉ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ｌ相化および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単相化とＭ
ｓ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８％を越えると所
望の組織が得られなくなる。
でのオーステナイｌ相化および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単相化とＭ
ｓ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８％を越えると所
望の組織が得られなくなる。
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、０．０６％を上限とする。
避的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０６％を上限とする。
Ｓ： Ｓもｅ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、０．０３％をＦ限とする。
避的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆くするの
で、０．０３％をＦ限とする。
Ｃｕ： Ｃｕは元来耐食性を向−ヒさせるのに有効な
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％を上限とする。
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％を上限とする。
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％に限定される。
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％に限定される。
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％に限定される。
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％に限定される。
Ｃｏ： Ｃｏは高温域でのオーステナイト化作用カ大
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）、Ｃｒ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％に限定される
。
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）、Ｃｒ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％に限定される
。
以上の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。
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。
Ｔｉ： Ｔｉは炭化物形成元素であり、溶接時のＣｒ
１ｂ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ａノ１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％を１−限とする。
１ｂ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ａノ１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％を１−限とする。
Ｎｂ： Ｎｂ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惺進するばかりでなく、材料の延性
をも害するので１％を一ヒ限とする。
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惺進するばかりでなく、材料の延性
をも害するので１％を一ヒ限とする。
Ｖ： ｖは溶接時のＣｒ炭化物析出によるＣ「欠乏層の
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
効であるが、多すぎると材料の延性を害するので１％を
上限とする。
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
効であるが、多すぎると材料の延性を害するので１％を
上限とする。
Ｚｒ： Ｚｒは溶接時のＣｒ炭化物の析出によるＣ「
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％を上限とする。
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％を上限とする。
ＡＩ＋ ＡＩ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
ると溶接時の溢流れが悪くなり、溶接作業が困難となる
で１％を上限とする。
イト相の結晶粒成長を抑制する効果が著しいが、多すぎ
ると溶接時の溢流れが悪くなり、溶接作業が困難となる
で１％を上限とする。
Ｂ： Ｂは逆変態オーステナイト相の結晶の抑制や熱間
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％を一ヒ限とする。
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％を一ヒ限とする。
以ｌ―の６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。
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。
ニッケルち量値（Ｎｉｇ４）限定の理由は次の通りであ
る。本発明方法の素材鋼において、マルテンサイト変態
終了温度は室温（１５０〜−１０℃）近くでなければな
らない６本発明方法の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？−：ｌ’＜１１２ｍ１Ｊ
ｊ−ｎ＋−１−−） ？−１；−ｋＩｋｉＭｉｌｌ−
ｒａｔスｈ（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。
る。本発明方法の素材鋼において、マルテンサイト変態
終了温度は室温（１５０〜−１０℃）近くでなければな
らない６本発明方法の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？−：ｌ’＜１１２ｍ１Ｊ
ｊ−ｎ＋−１−−） ？−１；−ｋＩｋｉＭｉｌｌ−
ｒａｔスｈ（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、少駿（大略２５％）のオーステナイ
トが存在していてもよいことを、住味する。
トが存在していてもよいことを、住味する。
そのような残留オーステナイトの量を余り厳密に考慮す
る必要はない。
る必要はない。
本発明の素材鋼において、種々の元素が合金化されてい
るが、本発明者らは、その組成が先に示した成分表と定
義されたニッケル当着（Ｎｉｐ４）の限定に従う限り、
室温で実質的にマルテンサイト組織であり、冒頭に記し
た本発明の目的を達成できることを発見した。
るが、本発明者らは、その組成が先に示した成分表と定
義されたニッケル当着（Ｎｉｐ４）の限定に従う限り、
室温で実質的にマルテンサイト組織であり、冒頭に記し
た本発明の目的を達成できることを発見した。
即ち、前掲の組成範囲内にあっても、それぞれ定義した
ニッケル′Ｉ′ＪＩａ値が１３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、Ｌ
Ｉ的とする高強度部材が得られない、 ＮＩｅｇの式に
ついて今さら解説する必要もないが、各成分元素のオー
ステナイト相がらマルテンサイト相の変態に対する°Ｓ
′７一度を考慮してＮ１のオーステナイト形成能を基岸
二として係数を定めてＮ ｉｊ１％に換算したものであ
る。Ｔｉ以下の６元素は、上記の性質に関して中）γ的
であり、かつＣ，Ｎのオーステナイト形成能を打ち消す
ので、これらを含む組成では、これらの元素およびＣ，
Ｎは考慮に入れない。
ニッケル′Ｉ′ＪＩａ値が１３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、Ｌ
Ｉ的とする高強度部材が得られない、 ＮＩｅｇの式に
ついて今さら解説する必要もないが、各成分元素のオー
ステナイト相がらマルテンサイト相の変態に対する°Ｓ
′７一度を考慮してＮ１のオーステナイト形成能を基岸
二として係数を定めてＮ ｉｊ１％に換算したものであ
る。Ｔｉ以下の６元素は、上記の性質に関して中）γ的
であり、かつＣ，Ｎのオーステナイト形成能を打ち消す
ので、これらを含む組成では、これらの元素およびＣ，
Ｎは考慮に入れない。
本発明方法における熱処理条件の限１定の理由は次の通
りである。
りである。
焼鈍状態でマルテンサイト（マツシブ・マルテンサイト
）組織である鋼は１００ ｋｇｆ／ｍｓ”程度の引張り
強さを有するが、伸び率は高々６％前後で、満足な加工
性を有するとは言い難い、５５０〜６７５℃の温度範囲
で１〜３０時間保持してマルテンサイトの−・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
トは組織的に多少とも安定で、七の後の冷却によって必
ずしも全（Ｂがマルテンサイトに戻らず、オーステナイ
トのまま留まることもある。いずれにしても、この熱処
理で強度（耐力 ）を著しく低−ドさせることなく、大
きな延性がもたらされる。５５０℃以下ではこの延性を
もたらす効果が少なく、６７５℃より高い温度では耐力
が低下するとともに延性も低ドする。
）組織である鋼は１００ ｋｇｆ／ｍｓ”程度の引張り
強さを有するが、伸び率は高々６％前後で、満足な加工
性を有するとは言い難い、５５０〜６７５℃の温度範囲
で１〜３０時間保持してマルテンサイトの−・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
トは組織的に多少とも安定で、七の後の冷却によって必
ずしも全（Ｂがマルテンサイトに戻らず、オーステナイ
トのまま留まることもある。いずれにしても、この熱処
理で強度（耐力 ）を著しく低−ドさせることなく、大
きな延性がもたらされる。５５０℃以下ではこの延性を
もたらす効果が少なく、６７５℃より高い温度では耐力
が低下するとともに延性も低ドする。
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、３０時間を越えると経済的に熱処理に要する経費が
高くなるからである。
が、３０時間を越えると経済的に熱処理に要する経費が
高くなるからである。
以下、図面を参照して実施例によって本発明を具体的に
例示する。
例示する。
第１図に示すように、試料鋼は３０ｋｇ真空高真空炉で
常法により溶製し、底面１１０ｍｍ角、−ヒ面１２０ｍ
ｍ角、高さ２９０ｍｍの鋳塊とし、１２５０℃で鍛造し
て厚さ３５ｍ５、幅１５５ｍｍの板にした後、切削して
３０＋ａ＋＊ｘ １５０＋＋＋ｍの板とし、１２５０℃
で均熱処理し、厚さＢｍｌｍまで熱間圧延し、その１部
は熱延材（ａ）として試験に供した。他の部分は１０３
０℃で１０分間焼鈍し、酸洗後、冷間圧延して１部は厚
さｌＩＩＩｍの板とし８３％圧下の冷延材（ｂ）として
試験に供し、他は厚さ２！＋１の板とし、さらに中間焼
鈍酸洗を挟んでざらに冷間圧延して厚さ１部鵬の板とし
５０％圧下の冷延材（Ｃ）として試験に供し、残りはさ
らに１０３０℃１１，５分の焼鈍を施し、酸洗して焼鈍
材（ｄ）として試験に供した。
常法により溶製し、底面１１０ｍｍ角、−ヒ面１２０ｍ
ｍ角、高さ２９０ｍｍの鋳塊とし、１２５０℃で鍛造し
て厚さ３５ｍ５、幅１５５ｍｍの板にした後、切削して
３０＋ａ＋＊ｘ １５０＋＋＋ｍの板とし、１２５０℃
で均熱処理し、厚さＢｍｌｍまで熱間圧延し、その１部
は熱延材（ａ）として試験に供した。他の部分は１０３
０℃で１０分間焼鈍し、酸洗後、冷間圧延して１部は厚
さｌＩＩＩｍの板とし８３％圧下の冷延材（ｂ）として
試験に供し、他は厚さ２！＋１の板とし、さらに中間焼
鈍酸洗を挟んでざらに冷間圧延して厚さ１部鵬の板とし
５０％圧下の冷延材（Ｃ）として試験に供し、残りはさ
らに１０３０℃１１，５分の焼鈍を施し、酸洗して焼鈍
材（ｄ）として試験に供した。
未発１！１１試料および比較試料の組成は第１表に示１
、である。試料Ｎｏ、 １〜３２は本発明方法の素材
鋼である。Ｎｏ、Ａ−Ｆは比較例の素材鋼で、その組成
は規定されたｌ［回内にあるが、ニッケルａｔｌ腎値が
Ａ−Ｄでは１３未満であり、 Ｅ−Ｆでは１７．５を
越える。
、である。試料Ｎｏ、 １〜３２は本発明方法の素材
鋼である。Ｎｏ、Ａ−Ｆは比較例の素材鋼で、その組成
は規定されたｌ［回内にあるが、ニッケルａｔｌ腎値が
Ａ−Ｄでは１３未満であり、 Ｅ−Ｆでは１７．５を
越える。
機械的性質の試験はＪＩＳＺ２２０１に規定されている
５″−′ｊおよび１３Ｂ号試片によって行った。
５″−′ｊおよび１３Ｂ号試片によって行った。
マルテンサイト；ａは試料振動型磁力計によって４１幡
定した。
定した。
試片の機械的性質およびマルテンサイ） ｊｊ％は第２
表にまとめて示しである。第２表において従来法と称す
るのは１本発明による熱処理を施さないものである。
表にまとめて示しである。第２表において従来法と称す
るのは１本発明による熱処理を施さないものである。
第２表によれば、本発明による熱処理を施さない焼鈍状
態で実質的にマー、シブ・マルテンサイトＭ１織を有す
る鋼は耐力で７３〜ｌ ２６ ｋｇｆ／ａｍ２、弓し張
り強さで９４〜ｌ ３５ ｋｇｆ／ｍａｄ２の高強度レ
ベルを有するが、伸び率は高々７，０％で、２０％冷延
鋼板である試料Ｅ、Ｆのそれに比して著しく低い。本発
明の熱処理を施した試料でも、比較素材鋼は伸びは若−
Ｆ向−ヒするものの、高々８．５％である０本発明方法
の試料は若干耐力が低下するものもあるが、概して耐力
を維持しながら著しい伸びの上昇をもたらしている。
態で実質的にマー、シブ・マルテンサイトＭ１織を有す
る鋼は耐力で７３〜ｌ ２６ ｋｇｆ／ａｍ２、弓し張
り強さで９４〜ｌ ３５ ｋｇｆ／ｍａｄ２の高強度レ
ベルを有するが、伸び率は高々７，０％で、２０％冷延
鋼板である試料Ｅ、Ｆのそれに比して著しく低い。本発
明の熱処理を施した試料でも、比較素材鋼は伸びは若−
Ｆ向−ヒするものの、高々８．５％である０本発明方法
の試料は若干耐力が低下するものもあるが、概して耐力
を維持しながら著しい伸びの上昇をもたらしている。
焼鈍材（ｄ）を条件を変えて熱処理した場合の機械的性
質とマルテンサイト量を第３表に示す。
質とマルテンサイト量を第３表に示す。
第３表における比較例とは熱処理温度が本発明方法の、
ｌユ限値を越えているものである。第３表によれば、熱
処理の上限温度が６７５℃付近に臨界があることがわか
る。
ｌユ限値を越えているものである。第３表によれば、熱
処理の上限温度が６７５℃付近に臨界があることがわか
る。
溶接軟化試験は厚さ１ｍｍの板上にＴＩＧ溶接で、電流
５０Ａ、速度４００ ｍ■／ｗｉｎでビートを置いて行
った。結果は第２図に示す。図はビードの中心からの硬
度分布を示す９本発明試料（１９，２５）はＣ００℃で
２０時間熱処理したものであり、比較試料は（Ｅ、Ｆ）
は２０％冷延材である９図に見られるように本発明試料
は明らかに溶接部の軟化がない。
５０Ａ、速度４００ ｍ■／ｗｉｎでビートを置いて行
った。結果は第２図に示す。図はビードの中心からの硬
度分布を示す９本発明試料（１９，２５）はＣ００℃で
２０時間熱処理したものであり、比較試料は（Ｅ、Ｆ）
は２０％冷延材である９図に見られるように本発明試料
は明らかに溶接部の軟化がない。
第１図は本発明における試料の作製法を示す系統図であ
る。 第２図は未発り１試料および比較試料の溶接部の軟化を
示すグラフである。
る。 第２図は未発り１試料および比較試料の溶接部の軟化を
示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １、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： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｇ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
２０（Ｃ＋Ｎ）で定義されるＮｉ＿ｅ＿ｇの値が１３．
０〜１７．５の範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍
材のいずれかを５５０〜６７５℃の温度範囲内で１〜３
０時間の範囲内で熱処理を施すことからなるマルテンサ
イト単相、またはマルテンサイト相と微細なオーステナ
イト相の複相組織よりなる、加工性に優れた溶接軟化の
ない高強度ステンレス鋼材の製造方法。 ２、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： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上：合計で４％以下を含
み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｇ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏ で定義されるＮｉ＿ｅ＿ｇの値が１３．０〜１７．５の
範囲内にある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを
５５０〜６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内
で熱処理を施すことからなるマルテンサイト単相、また
はマルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組
織よりなる、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステ
ンレス鋼材の製造方法。 ３、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： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂの１種以上合計で：１
％以下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｇ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉで
定義されるＮｉ＿ｅ＿ｇの値が１３．０〜１７．５の範
囲内にある鋼の熱延材、冷延材、焼鈍材のいずれかを５
５０〜６７５℃の温度範囲内で１〜３０時間の範囲内で
熱処理を施すことからなるマルテンサイト単相、または
マルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織
よりなり、加工性に優れた溶接軟化のない高強度ステン
レス鋼材の製造方法。 ４、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： ３．０〜８．０％ Ｎ： ０．１０％以下 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上：合計で４％以下Ｔｉ
、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂの１種以上合計で：１％以
下 を含み 残部不可避的不純物とＦｅからなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｇ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏで定義されるＮｉ＿ｅ＿ｇ
の値が１３．０〜１７．５の範囲内にある鋼の熱延材、
冷延材、焼鈍材のいずれかを５５０〜６７５℃の温度範
囲内で１〜３０時間の範囲内で熱処理を施すことからな
るマルテンサイト単相、またはマルテンサイト相と微細
なオーステナイト相の複相組織よりなり、加工性に優れ
た溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP60-186605 | 1985-08-27 | ||
| JP18660585 | 1985-08-27 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62124218A true JPS62124218A (ja) | 1987-06-05 |
| JPH0647694B2 JPH0647694B2 (ja) | 1994-06-22 |
Family
ID=16191490
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61192107A Expired - Lifetime JPH0647694B2 (ja) | 1985-08-27 | 1986-08-19 | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US4878955A (ja) |
| JP (1) | JPH0647694B2 (ja) |
| KR (1) | KR900006605B1 (ja) |
| AT (1) | AT394056B (ja) |
| BR (1) | BR8604065A (ja) |
| DE (1) | DE3628862A1 (ja) |
| ES (1) | ES2001400A6 (ja) |
| FR (1) | FR2586708B1 (ja) |
| GB (1) | GB2179675B (ja) |
| NL (1) | NL193218C (ja) |
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