JPS63213619A - 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

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。

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
ンレス鋼鋼材に関する。

〈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
。

マルテンサイト系ステンレス鋼は主にＦ　ｅ−Ｃｒ−Ｃ
からなり、焼入れ温度（９００〜１１００℃であるが、
Ｃｒ、Ｃの含有量によって変る）領域では実質的にオー
ステナイト単相であるが、マルテンサイト変態開始点（
Ｍ　ｓ点）が室温以上にあって、いわゆる「焼の入る」
鋼である。

この系の鋼は焼入れ状態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１曲げ、切削、切断などの加工が加えられ、所望の形
状が４篭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。

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、上記の欠点を補う手段として、
Ｃを低く抑えた組成で、焼入れ状態でラスマルテンサイ
ト相を呈する鋼が考えられる１例えば、特公昭５１−３
５４４７号に示される鋼はこの一例である。この公報の
特許請求の範囲内の鋼の一例が「日新製鋼技報」　（昭
和５０年１２月発行Ｎｏ、　３３）に紹介されており、
　　その組成はＣ：０．０３２駕、　Ｓ　ｉ：ｏ、７５
％、Ｍｎ：０．１４％、Ｎ　ｉ：４．０１Ｌｃ　ｒ：１
２．４！、Ｔ　ｉ：０．３１Ｘ　テ；！ｈす、コノ材料
は約１０８　ｋｇＦ／■２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。

溶接軟化が小さいこと、引張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。

加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は、５ＯＳ３
０１，２０１．３０４　、２０２などの準安定オーステ
ナイト相を呈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ＪＩ
Ｓ　Ｇ　４３０７に規定されている６例えば、ＳＵＳ　
３０１の１／２Ｈでは、耐カフ７ｋｇｆ／ＩＩ層２以上
、引張り強さ１０５　ｋｇｆ／ａｍ２．伸びｉｏｘ以上
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影響部に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。

析出硬化型ステンレス鋼はマトリックスの組織によって
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　、Ｔａ、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、時効硬化に
寄与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、１４０〜１１３０　ｋｇｆ／ｍ謹２
の引張り強さ。

２〜５ｚ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慮する
場合、時効処理前に加工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。

以上に述べたように、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、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〉 そのような欠点のない新規な高強度ステンレス鋼材を得
るための研究は既に行なわれ、本願出願人によって、一
つの方法が特願昭８１−１９２１０７号として特許出願
されている。この方法では特定組成の鋼に５５０〜６７
５℃の温度範囲で１〜３０時間の熱処理が施されるが、
その後、種々実験検討をＩｎねた帖ｌｉｔ　　執娩浬ル
の冷１１冬ｌトを叫′♂するごとによってさらに好まし
い製品が得られることを知見して本発明を完成した。

〈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：　　　　３．０〜１０．０％ Ｎ：　　　　ｏ、１０％以下 を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、 Ｎ１５Ｈ＝　Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋２
０（Ｃ：４８）で定義されるＮｉｅ＞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
間の範囲内で加熱保持した後、４００℃以下の温度まで
５℃／ｓｉｎ以ドの冷却速度で冷却する熱処理を施すこ
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ｔ
７）　Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ　、　Ｃｏの１種以上、および／
または合計で１％以下のＴ　ｉ、Ｎｂ、Ｖ　、　Ｚ　ｒ
、Ａ　Ｉ。

Ｂ、Ｔａ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Ｎｉの定義は成分
に応じて修正される＊　Ｃｕ　＊　Ｍ　ｏ　、　Ｗ　。

Ｃｏの１種以上を含む場合は、 Ｎｉ、ＨＷ　　Ｎｉ＋ｌｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｎｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏ となり、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ　、　Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ　、　Ｔ
ａ　ｃｒ）　１挿具」二を含有する場合は、 Ｎｉｅｑ　　寓　Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ
となり、Ｃｕ　、Ｍｏ　、Ｗ、Ｃｏの１種以上、および
Ｔｉ　、　Ｎｂ、　Ｖ、　Ｚｒ、　ＡＩ　、Ｂ、Ｔａミ
ノ種以北を含有する場合は、 Ｘｉ、１−　　Ｎｉ＋Ｎｎ＋０．５Ｏｒ＋０．３Ｓｉ＋
Ｃ：ｕ＋Ｎｏ＋Ｗ中〇、２１１；。

となる。

末完【月の鋼材の鋼は、その組成を」−記の範囲内とし
、かつ、上記のように定義するＮｉ％が上記のような数
値になるように組成を調整することにより、熱延のまま
の状態、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時間の範囲内で加熱保持した後、４００℃以下の温
度まで５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却する熱処理に
よって、オーステナイト逆変態を起し、逆変態オーステ
ナイト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／ｇｕｉ２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
。

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。

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。

ＮＵＮ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とげ、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％を一
ヒ限とする。

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。

Ｍｎ二　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、多すぎると製鋼時に弊害
となるので、５％を上限とする。

Ｃｒ：　　Ｃｒは耐食性を賦与する基本的成分であり、
１０％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
成元素を多量に必要とし、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
でのオーステナイト単相化および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
Ｍｓ点調整のためには少なくとも約３％を必要とするが
、他の成分の峨が低減しても、Ｎｉが約１０％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ｉ
ｉｆ　ａ的不純物であるが、多く含まれると、鋼を脆く
するので、０６０６％を上限とする。

Ｓ：　Ｓも溶製時に原料、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、０．０３％を上限とする。

Ｃｕ：　　Ｃｕは元来耐食性を向上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。

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。

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。

Ｃｏ：　　Ｃｏは高温域でのオーステナイト化作用が大
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含有場
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ｙ７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。

Ｔｉ：Ｔｉは炭化物形成元素であり、溶接時のＣｒ炭化
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制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％を上限とする。

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促進するばかりでなく、材料の延性
をも害するので１％を上限とする。

ｖ：　ｖは溶接時のＣｒ炭化物析出によるＣｒ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。

Ｚｒ：　　Ｚｒ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。

Ａｌ：　　Ａｌ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
ると溶接時の湯温れが悪くなり、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％を上限とする。

Ｔａ：　　Ｔａは溶接時のＣｒ１ｂ化物の析出によるＣ
ｒ欠乏相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ｐＩ造
時や溶接時の凝固割れを促進するばかりでなく、材料の
延性をも害するので１％をに限とする。

以上の７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。

ニー２ケル当量値（ＮｉｅＦ）限定の理由は次の通りで
ある０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０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な高温領域では、オース
テナイト単相または、少量の（大略１０％）のδフェラ
イト相を含むオーステナイト相であるが、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、少量（
大略２５％）のオーステナイト化よび少量（大略１０％
）のフェライトが存在していてもよいことを意味する。

そのような残留オーステナイトおよびδ−フェライトの
燵を余り厳密に考慮する必要はない。

本発明の素材鋼において１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量（Ｎ　ｉｅ＃）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
ニッケル出量値が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、目的とする
高強度部材が得られない、　Ｎ＋ｅＨの式について今さ
ら解説する必要もないが、各成分元素の変態に対する寄
与度を考慮してＮｉのオーステナイト形成能を基準とし
て係数を定めてＮｉｌに換算したものである。

Ｔｉ以下の７元素は、上記の性質に関して中立的であり
、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定の理由は次の通り
である。

焼鈍状態でマルテンサイト（ラスマルテンサイト）組織
である鋼は１００　ｋｇｆ／層薦２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一部なオーステナイ
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、その後の冷却によって必ずしも全
量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（
＃を力）を著しく低下させることなく、大きな延性がも
たらされる。５５０℃未満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
ともに延性も低下する。

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、工業的滝率を考えた場合、非
能率的で好ましくない。材料が所定の温度に達すれば、
灼熱時間を取らない場合でも、延性の若干の低下が認め
られるものの、本発明において意図する十分な機械的性
質を有する材料が得られることが確認されている。

冷却条件として、理由は全く不明であるが、４００℃以
下の温度まで、５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却を行
なうと、耐力および伸びの低下がない。

また、本発明の熱処理方法においては、要求される表面
特性によって雰囲気が選択される。すなわち、光輝表面
が必要な場合は、水素、水素と窒素、水素と不活性ガス
等の雰囲気が選択される。

一方、本発明の熱処理を行なった後に、酸洗によるスケ
ール除去を経る場合は、重油、灯油、軽油などの可燃性
油やプロパン等の可燃性ガスの燃焼雰囲気および大気、
窒素、不活性ガス等の雰囲気が選択されるが、これらの
雰囲気で本発明の熱処理が実施された場合、熱処理後の
機械的性質には何ら影響がないことが確認されている。

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。

試料鋼は３０ｋｇ真空高真空炉で常法により溶製し、底
面１１０＋ｕ＋角、上面１２０ｍｍ角、高さ２８０■の
鋳塊とし、１２５０℃で鍛造して厚さ３５ｍｍ、幅１５
５腸膳の板にした後、切削して３０ｍｍｘ　１５０曹履
の板とし、１２５０℃で３時間均熱処理し、厚さ８Ｉま
で熱間圧延し、その一部は熱延材（ａ）として試験に供
した。他の部分は１０３０℃で１０分間焼鈍し、酸洗後
、冷間圧延して一部は厚さ１＋ｓ層の板とし８３％圧下
の冷延材（ｂ）として試験に供し、他は厚さ２Ｈの板と
なし、さらに中間焼鈍酸洗を挟んでざらに冷間圧延して
厚さ１１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℃、１．５分の焼鈍を施
し、酸洗して焼鈍材（ｄ）として試験に供した。試料作
成の操作は第１図に図解されている。

本発明試料および比較試料の組成は第１表に示しである
。試料Ｎｏ、　　１〜１１は本発明方法の素材鋼である
。　Ｎｏ、　Ａ、　Ｂは比較例の素材鋼で、その組成は
゛規定された組成範囲内にあるが、ニッケル火星イ４が
Ａは１３未満であり、　Ｂ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
１３Ｂ号試片によって行なった。

マルテンサイト量は試料振動型磁力計によって測定した
。

試片の機械的性質およびマルテンサイト縫は第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
、本発明による熱処理を施さないもので、１０３０℃で
１．５分間保持後水冷したものである。

第２表によれば、本発明による熱処理を施さない焼鈍状
態で実質的にラスマルテンサイト組織を有する鋼は耐力
で７３〜１２３　ｋｇｆ／ｗ■２、引張り強さで９４〜
１３４　ｋｇｆ／ａｍ２の高強度レベルを有するが、伸
び率は高々９％で、２０％冷延鋼板である試料Ｂのそれ
に比して著しく低い０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干向上するものの、高々８％で
ある０本発明方法の試料は、所定の温度、時間に加熱保
持した後、１°Ｃ／ｗｉｎの冷却速度で３５０℃まで徐
冷したちのである。焼鈍剤（ｄ）の材料で若干耐力が低
下するものもあるが、その他の材料では耐力を維持しな
がら著しい伸びの上昇を示している。

８３％冷延材（ｂ）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、第３表に
おける比較例とは熱処理温度が本発明方法の上限値を越
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。

第２図は、本発明の試料（Ｎｏ、６）の８３％冷延材を
６４０℃で２０時間保持後、１℃／ＩＩ！ｎの冷却速度
で冷却の途中に所定の温度で試料を取り出し、５℃／ｍ
ｉｎの冷却速度で冷却、空冷（室温に放冷した場合、３
００℃／ｍｉｎ以上の冷却速度と考えられる）、および
２５℃の水中へ投入した試料の引張り特性を示す、４０
０℃より高い温度で試料を取り出し、空冷および水冷し
たものは耐力、伸びともに低いが、４００℃以下の温度
で試料を取り出し、５℃／ｍｉｎで冷却、空冷、または
水冷したものは、室温（２５℃）まで１’Ｃ／ｗｉｎで
冷却した試料の耐力、伸びと同じ値を示し、耐力、伸び
ともに高い値を得るためには、４００℃以下の温度まで
５℃／■ｉｎ以下の冷却速度で冷却することが必要であ
る。

溶接軟化試験は厚さ１．ｓの板上にＴＩＧ溶接で、電流
８０Ａ、速度４００１厘／ｗｉｎでビードを置いて行っ
た。結果は第３図に示す０図はビードの中心からの硬度
分布を示す０本発明試料（Ｎｏ、５．６）は８３％冷延
材（ｂ）に６４０℃×２０時間加熱後、１”Ｃ／ｍｉｒ
＋の冷却速度で３５０℃まで徐冷したものであり、比較
材（Ｂ）２０％冷延材である０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。

〈発明の効果〉 以上の実施例で説明したように２本発明の方法によれば
、従来存在しなかった材料、すなわち、１００　ｋｇｆ
／腸麿２程度の強度レベルと約２０％の伸びを有し、溶
接部強度低下のないステンレス鋼を製造することが可能
となり、■）溶接施行後、伸び変形で矯正加工されるス
チールベルト材、２）曲げ加工や引張り矯正加工、およ
びそれらの加工後に部品を溶接加工し、熱歪による変形
を矯正するための矯正加工が要求される車両台枠材、３
）高強度と耐溶接軟化性が要求されるコンテナ材、４）
刃物材、５）その他、高強度、加工性、耐溶接軟化性が
要求される構造部材等の分野へ、本発明がもたらした効
果は極めて大きなものがある。

【図面の簡単な説明】

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図は本発明方法における炉冷の効果を示すグラフで
ある。 第３図は本発明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)

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：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
   ２０（Ｃ＋Ｎ）で定義されるＮｉ＿ｅ＿ｑ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時間の範囲内で加熱保持した後、４００℃以下の温度
   まで５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却する熱処理を施
   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：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上合計で ４．０％以下 を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
   ２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏ で定義されるＮｉ＿ｅ＿ｑ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
   で加熱保持した後、４００℃以下の温度まで５℃／ｍｉ
   ｎ以下の冷却速度で冷却する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：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種以上合計
   で１．０％以下 を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉで
   定義されるＮｉ＿ｅ＿ｑ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
   加熱保持した後、４００℃以下の温度まで５℃／ｍｉｎ
   以下の冷却速度で冷却する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。 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：３．０〜１０．０％ Ｎ：０．１０％以下 Ｃｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以上合計で ４．０％以下 Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、Ｂ、Ｔａの１種以上合計
   で　１．０％以下 を含み、 残部Ｆｅと不可避的不純物からなり、 Ｎｉ＿ｅ＿ｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋
   Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏで定義されるＮｉ＿ｅ＿ｑ
   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時間の範囲内で加熱保持した後、４００
   ℃以下の温度まで５℃／ｍｉｎ以下の冷却速度で冷却す
   る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。