WO1987002388A1

WO1987002388A1 - High strength stainless steel, and process for its production

Info

Publication number: WO1987002388A1
Application number: PCT/JP1985/000573
Authority: WO
Inventors: Yoshinobu Honkura; Yoshihiro Nakajima; Touru Matsuo; Koji Murata
Original assignee: Aichi Steel Works Ltd.
Priority date: 1985-10-15
Filing date: 1985-10-15
Publication date: 1987-04-23
Also published as: EP0241553A1; DE3586247D1; EP0241553A4; DE3586247T2; EP0241553B1

Description

明細書

高強度ステンレス鋼およびその製造法

技術分野

本発明は化学、海水、原子力等各種プラントに用いられる強度、耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼に関するものである。

景技術

オーステナイト系ステンレス鋼は耐食性、耐熱性、加工性、機械的性質が優れているため広く使用されており、代表的な鋼として SUS 304, SUS 316, SUS 304L, SUS316L等がある。

最近、機械、構造物の大型化が進み構造用ステンレス鋼の強度向上が強く求められ、前言 £ステンレス鋼に Ν， Νυ等を添加し強度を向上させた 3113304 ， SUS 304N₂, SUS3Q4LN, SUS 316N, SUS 316LNなどが知られている。

これらの鋼の固溶化熱処理後の強度は S US 304LN, SUS 316LNの耐カカ 5 /龍²以上であり、 SUS 304N, SUS 31 の耐力が 28 濯²以上と不十分であった。また SUS 304N₂は 35

以上と比較的高い強度を有しているが、必ずしも十分な強度を有しているとは云えなかった。

近年、これらの鋼の強度をさらに改善するため種々の方法が検討されており、例えば冷間加工による加工強化、制御圧延により強度を向上する方法が提案されている。

しかしながら、冷間加工においては必要な強度を得るには 20 以上もの圧下が必要であるため、薄板、練材にしか適用できないという欠点があった。

また、制御圧延においては SUS316LN， 316N, 316L, 316, 304LN, 304Ν_{1 ?} 304, 304Lでま十分な強度力、得られず SUS304N₂ では熱間加工時、割れが発生するという問題及び十分な耐食性が得られないという欠点が有り、実用化には至っていなかった。

また、これらの鋼は強度が劣り、更に SUS504N，SUSS04N₂; SUS316N は耐粒界腐食性、耐応力腐食割れ感受性に劣るという欠点を有し、さらに溶接後耐食性が大幅に低下するという問題をも有していた。

発明の開示

本発明はかかる従来鋼の欠点を克服するためになしたもので，

「本発明はオーステナイト系ステンレス鋼に適量の N， N¾を添加し、かつ不純物： Bの抑制と、 C含有量の低減により十分な強度と耐食性を向上したものである。さらに本発明はこれらの鋼を制御圧延又は制御圧延後、低温固溶化熱処理等の加工熱処理を施すことによってさらに強度を向上させることに成功したものである。」 - 本発明者等オーステナイト系ステンレス鋼の強度と耐食性に及ぼす C, N, Nt, B の影響及び圧延仕上温度の影響を種々調査した結果、第 1に 0.15〜 0.28 %の Nと 0.05〜 0.25 の Ν¾ を同時に添加し、かつ C 0.03 %以下、 Βを 20ppm以下に限定することによって第 1図に示すように SUS304L 以上の耐粒界腐食性を得ることができることを見い出したものである。

そして第 2に、 N¾の強化作甩は一般に N¾C の析出による結晶粒の微細化及び析出硬化によるものと言われているが、 c量を 0.03 以下に減少させても Nを 0.15〜 0.28 含有する鋼においては N の強化作用が顕著であることを見い出したものであ

.

これは低 C鋼においては、 N¾Nまたは N¾ ( C， N ) の析出による結晶粒の微細化及び析出硬化作用があらわれるものと思われる。

第 3に 0.15〜 0.28 %の N, 0.05〜 0.25 %の N ， 0.03 % 以下の C, 20 ppm以下の: Bを含有する鋼を、仕上温度 600 〜 1000 °Cで制御圧延した場合、 N¾の強化作用が制御圧延後も働き、第' 2図に示すように SUS304N₂ の制御圧延材と同等の強度が得られることを見い出したものである。 *

さらに 600〜 1000 °Cでの制御圧延温度域で第 3図に示すように SUSSOAN SUS304N₂に :匕べて大幅に熱間カロェ' j¾力 ^ 向上し、圧延割れの危険が解消できること、又制御圧延後の組織が微細な再結晶組織又は未再結晶加工組織、如何にかかわらず第 4図に示すように固溶化熱処理材と同等の耐食性を得ることを見い出したものである。

以下に本発明鋼およびその製造法について詳述する。

第 1発明鋼は、重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 以下、 Mn 5.0 以下、 S 0.030 %以下、 Cr 16〜 20 %、 Ni 6〜： 13 %、 N 0.15〜 0.28 %、 ¾ 0.05〜 0.25 %、 B 0.0020 。以下を含有し、残部 Fe ならびに不純物元素からなるもので、第 2発明鋼は第 1発明鋼に Mo 4 以下、 Cu 4 以下のうち 1 種ないし 2種を含有させるか、あるいは Sを 0.005 %以下とすることによって第 1発明鋼の耐食性をさらに向上させたもので、第 3発明鋼は第 1発明鋼に S 0.030〜 0.080 %、 Se 0.005〜 0.080 のうち 1種ないし 2種を含有させ第 1発明鋼の被削性を向上させたものである。

また、第 4， 7, 9発明は第 1， 2. 3発明鋼を 950〜： 1300 °Cに加熱し、ついで圧延温度 900〜 1250 °Cで'王延を行い、かつ仕上] Ξ延温度が 900〜 1000 °Cの温度範囲となるように制御し、その後 4 °Cノ分 J¾上の冷却速度で冷却し、全加工量が 30% 以上の加工量であり、その組織が再結晶微細組織であり、第 1， 2, 3 発明鋼の強度をさらに向上させ耐カを 501^ 籠² 以上としたもので、第 5， 8， 10 発明は第 1， 2, 3発明鋼を、 950 〜1300 °Cに加熱し、ついで圧延温度 600〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 600〜900°Cの温度範囲となるように制御し、その後 4 /分以上の冷却速度で冷却し、かつ全加ェ量が 30 %以上の加工量であり、その組織が未再結晶加工組織であり、第 1， 2， 3発明鋼の強度をさらに向上し、耐カを 60 皿²以上としたもので、第 6発明は第 1発明鋼を 950〜 1300 °Cに加熱し、ついで圧延温度 900〜： 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 1000 以下として、さらに 900〜 1010 °C で低温固溶化熱処理を施し、結晶粒度番号が 7.5以上であり、第 1発明鋼の強度をさらに向上し、耐カを 40 /籠² 以上としたものである。

以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。

Cは制御圧延後の耐食性、制御圧延時の熱間加工性を著しく損う本発明においては重要な元素であり、少なくとも 0.03 %以下にする必要がありその上限を 0.0 3 %とした。

Siは脱酸剤として添加する他に強度をも改善する元素であるが、反面、溶接時の高温割れ性、凝固時の N固溶量を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには 2.0 以下にする必要があり、その上限を 2.0 とした。

Mnは脱酸剤として添加する他 Nの溶解度を増加させる元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加工性を損うのでその上限を 5.0 °hとした。

Crはステンレス鋼の基本元素であり、優れた耐食性を得るためには少なくとも 16 以上の含有が必要である。しかし、 Cr量が増加しすぎると高温での δ/r組織のパランスを損うのでその上限を 2 0 %とした。

はオーステナイト系ステンレス鋼に基本元素であり、優れた耐食性とオーステナイト組織を得るためには 6 以上の含有が必要である。しかし、 Ni 量が増加しすぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性、制御圧延後の耐食性などを低下させるのでその上限を 1 3 %とした。

Nは侵入型の固溶強化および N¾ ( C , N )析出による結晶粒の微細化、析出強化作用を有するなど本発明においては最も主要な強化元素であり、かつ制御圧延後の耐食性改善に寄与する元素でもあり、これらの効果を-得るには 0.1 5 以上の含有が必要であり、下限を 0.1 5グ。とした。しかし、 N含有量が増加すると熱間加工性を低下し、さらに凝固時、溶接時にプロ—ホールが発生し易くなるのでその上限を 0.2 8 %とした。

は残存 Cを N¾C として固定し、制御圧延後の耐食性を改善し、かつ N¾ (C， N )析出により結晶粒の微細化および制御圧延後の強度を改善する本発明においては主要な元素であり、少なくとも 0.05 以上の含有が必要である。しかし、 Nt>は高価な元素でもあり、かつ必要以上に含有させると熱間加工性を損うので上限を 0.25 %とした。

Bは本発明鋼において耐粒界腐食性を低下させる元素であり、かつ制御圧延後の耐食性をも劣化させるものであり、その含有量を厳しく抑制する必要があり上限を 0.0020 としこ。より望ましくは 0.0005 以下である。

Mo、 Cuはいずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素である。しかし Mo、 Cuは高価な元素でもあり、かつ、 4 ^を越えて含有させると熱間加工性を損、うので上限をそれぞれ 4 °h とした。

Sはその含有量を大幅に低減することにより耐食性を向上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、靱性（特に圧延直角方向）を向上させるものであり、その含有量は少ないほど望ましく、少くとも 0.005 以下、望ましくは 0.001 以下にすることが好ましい。

S、 Seは本発明鋼の被削性を改善する元素であり、 Sは 0.030 を越えて、 Seは 0.005 %以上含有させる必要がある。しかし, S, Seともに 0.080 を越えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下させるので上限を 0.080 %とした。

また、制御圧延において、加熱温度を 950〜 1300°Cとしたのは、圧延時の変形抵抗を小さくするためであり、 950 °C未満では変形抵抗が大きく )王延が困難であり、かつ 1300 °C を越えて加熱すると粒界の一部が溶融又は結晶粒が粗大化して圧延が困難になるためである。仕上圧延温度を 900〜 1 000 °Cとしたのは本発明鋼の強度を制御するためであり、仕上圧延葸度を下げるほど強度が向上するものである。そして 1 000 °Cを越えると再結晶粒が粗大化して十分な強度が得られないためであり、 9 OO 'C未満では再結晶微細組織が得られず、未再結晶加工組織となり、圧延直角方向の延性、靱性が低下するためである。

すなわち、 900〜 1000 °Cの仕上圧延温度域では、圧延方向はもちろんのこと直角方向の延性、靱性についても優れており高強度でかつ耐食性についても優れた再結晶微細組織が得られるものである。

また、仕上圧延温度を 600〜 900 °Cとしたのは、 900 °C以下では未再結晶加工組織となり、仕 1：圧延温度が低いほど強度が向上するためである。しかし一方延性、靱性については低下する。したがって 600〜 900 °Cでの圧延においては Sを 0.005 % 以下にすることが望ましい。

また、 60 CTC未満では本発明鋼の回復温度以下となり、圧延時の変形抵抗が急上昇し、圧延が困難になり好ましくない。

低温固溶化熱処理温度を 900〜 1010 °Cとしたのは、本発明は 900〜： 1 01 0 °Cの加熱においても Cの固溶が可能であり、かつ結晶粒度は再結晶^度が 900 °C以上の場合、できるだけ低い温度で熱処理するほど細かくなり、強度が増加するためである _c しかし、 900 °C未満では Cが固溶せず、又再結晶もしなく、かつ 10 10 'Cを越えると結晶粒が 7.5以下と粗大化し、強度が低下するものである。また圧延後の冷却速度を 4 °CZ分以上としたのは、 4 °CZ分以下の除冷では Cr₂。C₆又は Cr₂Nが粒界に析出し耐食性を低下するためである。

さらに 900 °C〜 1250 °Cの圧延温度における全加工量を 30 ¾ 以上としたのは、この温度域内の全加工量を 30 %に満たないと加工によって結晶内に導入される格子欠陥や蓄積エネルギーが少ないために加熱時の粗大組織が残つてしまい、目的とする組織が得られないためである。

図面の簡単な説明

第 1図は耐粒界腐食性に及ぼす鋭敏化温度と保持時間との関係を示す線図で.. 第 2図は強度に及ぼす仕上圧延温度の影響について示した線図で、第 3図は熱間加工性に及ぼす加工温度の影響について示した線図で、第 4図は耐食性に及ぼす仕上圧延温度の影響について示した線図である。

発明を実施するための最良の形態本発明鋼の特徵を従来鋼、比較鋼と比べて実施例でもつて明らかにする。 '

第 1表は、これらの供試鋼の化学成分を示すものである。

铌

第 1表において A〜G鋼は従来鋼で A鋼は SUS 304、 B鋼は SUS316, Cii¾SUS304L, D鋼ま SUS 316ΐ^、 Ε鋼ま SUS304N! , F鋼 ( SUS304N₂、 G鋼 SUS31 鋼で、 H〜 Q鋼は本発明鋼で H〜： K鋼は第 1*発明鋼、 L〜 N鋼は第 2 発明鋼、 P， Q 鋼は第 3発明鋼である。

第 2表は第 1表の固溶体化熱処理（ 1050 °CX 30 min→W,Q.) を施した A〜Q鋼について、強度、耐食性、熱間加工性を示したものである。

強度については JIS 4号試験片を用いて耐カを測定したものであ o

耐粒界腐食性については、 800 ⁼CX 2 Hr鋭敏化処理後の組織について評価したもので、 STEP (段状組織）ついては〇， DUAL (混合組織）については△、 DITCH (寧状組織）については Xとして示した。

耐応力腐食割れ感受性については、沸騰状態の 20% NaC^ + l 1o Na₃Cr₂0₇ 水溶液中に U字形状に曲げた試片を 50 Hr浸漬する:という U字曲げ法にて、割れ発生の有無によって評価したもので、割れの発生しないものを〇、割れの発生したものを Xと熱間加工性については、 850°Cで、 50卿 Z秒という高温引張り試験を行い、その絞り値を測定したものであるつ

母材および溶接熱影響部の酎食性については、 30°C、 3.5 ¾ Na(¾ 水溶液中での孔食電位を測定したものである。第 2 表

0.2 °h 耐粒界耐応力熱間加工溶接熱影母材の

- A-G D EHMLN B c FPQJ- 耐カ腐食割性絞り響部の孔孔食電位

れ感受電性

籠腐食性性 (Vvs SCE) (Vvs SCE)

25.0 X 82 0.12 0.27

25.2 X 72 0.31 0.46

ー〇

22.8 O 〇〇 Q〇〇 △ 85 0.25 0.28

23.4 △ 75 0.45 0.48

32.1 X 一一〇〇〇〇 PO〇 X x X x X X 64 0.22 0.36

40.7 X 62 0.27 0.37

39.2 X 60 0.39 0.54

48.7 〇 80 0.37 0.37

50.1 79 0.39 0.38

51.9 76 0.34 0.35

49.7 82 0.40 0.40

49.0 77 0.55 0.56

49.7 74 0.41 0.40

48.1 〇 70 0.31 0.32

48.2 〇 72 0.33 0.34

第 2表から知られるように、従来鋼である A， C鋼は熱間加ェ性については優れているが、強度は耐力が 25.0、と低く、かつ耐粒界腐食性、耐応力腐食割れ感受性、母材および溶接熱影響部の耐食性についても低いものであり、 B鋼は熱間加工性、母材および溶接熱影響部の耐食性については優れているが、強度は耐力が 25.2 龍² と低く、かつ耐粒界腐食性. 耐応力腐食割れ感受性についても低いものであり、 D鋼は耐応力腐食割れ感受性、熱間加工性、母材および溶接熱影響部の耐食性については優れているが、強度は耐力が 23.4 k^/龍² と低く、かつ耐粒界腐食性についても低いものであり、 E鋼は A鋼に 0.2 2 の Nを含有させたことにより、耐力が 32.1 !¾ 龍² と A鋼に比べて相当の向上が認められるが、高強度ステンレス鋼としてはいま一つ強度が不足するものであり、 5¹鋼は E鋼にさらに 0.1 0 %の N¾を含有させたことにより、耐カ 40.7 k¾ ½² と E鋼に比べさらに向上し、高強度ステンレス鋼として満足する強度を有するものであるが、反面熱間加工性が低下しており、 G鋼は B鋼に 0.17 。の Nを含有させたことにより、耐力が 3 9.2 /丽 ² と； B鋼に比べて向上し、優れた強度を有するものであるが、 5¹鋼と同様に熱間加工性が低下し、さらに酎粒界腐食性、耐応力腐食割れ感受性についても低下している。

これらの従来鋼に対して、本発明鋼である H〜Q鋼は 0.15 〜 0.28 %の Nと、 0.05〜 0.25 %の N を同時に添加し、かつ C 量を 0.0 3 以下、 B量を 2 0 ppm以下と限定することによって、強度については耐カ 48 /観²以上、耐粒界腐食性についてもいずれも S TEP (段状組織）を有し、耐応力腐食割れ感受性については 5 0 Hr浸潸によってもいずれにも割れの発生がないものであり、熱間加工性についても従来鋼のように低下することがなく、いずれも 7 0 %以上の絞り値を有し、母材および溶接熱影響部の耐食性についてもいずれも孔食電位が 0.3 V以上と優れており、本発明鋼は強度、耐粒界腐食性、耐応力腐食割れ感受性、熱間加工性、母材および溶接熱影響部の耐食性のいずれについても優れているものである。第 3表は第 1表の A , C , E， F , ；! , M ' P鋼について、 10 X 40 mmの平鋼を圧延するに、 1150 X：に加熱後圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 950 °C程度に、又は 800 °C程度の温度となるように制御し、ついで 50 °C /分以上で冷却し、全加工量を 96 %とした場合と、仕上圧延温度を 950 °Cとし、 50°C/分で冷却し、全加工量を 96 %とし、さらに 980 °CX 30分保持するという低温固溶化熱処理を施した場合について、強度、耐食性、低温固;象化熱処理を施したものについては、さらに結晶粒度について示したものである。強度、耐食性については前記実施例と同一の条件で調査した, 第 3 仕上圧延温度仕上圧延温度仕上圧延温度（950°C) 低温固溶化熱処理

(950 しノ（800しノ（980ΌΧ30分）

0.2 ¾ 孔食電位 0.2 % 孔食電位 0.2 % 孔食電位 s曰曰耐カ耐カ耐カ

(^g mi ( s SCE) (kg/ ) (Ws SCE) (kg/mm² )(Vve SGE) (NO)

A 33 0.15 42 0.12 30 0.18 5.0

C 25 0.24 31 0.23 24 0.27 4.8

E 44 0.16 53 0.12 40 0.20 5.2

F 65 0.18 77 0.16 50 0.22 7.2

J 66 0.37 77 0.36 51 0.37 7.8

M 67 0.54 78 0.55 52 0.55 7.7

P 65 0.32 77 0.32

第 3表から知られるように従来鋼である A， C , E 鋼は仕上圧延温度を 950 °C、又は 800°Cの温度となるように制御した結果、 A鋼については耐力が 25 ダ籠²から 33 , 42k ^/露² に向上し、 C鋼については耐力が 22.8k^ 籠²から 25， 31 に向上し、 E鋼については 32.1 ノ籠²から 44， 53 k ^ ²に向上しているが、所望の耐カ 50,60 濯² を得ることはできなかった。また A， C， E鋼は制御圧延を施したことによって耐食性がいずれも大幅に低下している。 .

また、 F鋼は制御圧延によって耐力が 40.7 k^/靈 ²から 65 , 77 ^m² に大幅に向上しているが、反面、耐食性が 0.37Vから 0.18， 0.16Vに大幅に低下している。

これらの従来鋼に対して本発明鋼である J， M， P鋼は仕上圧延温度を 950°Cに制御したことによって、微細な再結晶組織となり、いずれも耐力が

程度から 65 ί ,Μΐ² 程度に大幅に向上しており、また仕上圧延温度を 800°Cに制御したものについてもその組織が未再結晶加工組織となり、耐力が 77 / 丽程度に大幅に向上しており、本発明鋼が制御圧延を施すことによって耐力が大幅に向上することは明らかである。また耐食性についても本発明鋼である J , M, P鋼は制御圧延を行わなかったものとほぼ同等の孔食電位を示しており、従来鋼のように制御圧延を施したことによって耐食性が低下することがないものである。 - また、仕上圧延温度を 950°C、冷却速度を 50 °CZ分としついで、 980 °CX 30分保持という低温固溶化熱処理を施した場合についても、従来鋼である A , C , E 鋼は前記と同様に耐カについては若干向上しているが所望の耐カを得るには至っておらず、かつ耐食性についても低下している。また、 F鋼は制御 E延および低温固溶化熱処理によって耐カが 5 0 皿² まで向上しているが、耐食性については前記鋼と同様に低下している。

これらに対して本発明鋼である《I , M ， P鋼は前記処理によつて結晶粒度が 7.5 以上の微細な再結晶組織となり、耐カについてはいずれも 50 皿² 以上に向上し、かつ耐食性についてはいずれも固溶化熱処理材（ 1050 °C X 30 min→W, Q . )とほぼ同等の孔食電位を示しており、制御圧延および低温固溶化熱処理によって耐食性が低下しないものである。

産業上の利用可能性

本発明は耐力が 35 Z ²以上と高い強度を有し、さらに制御王延によって 5 0 /丽 ²以上、 7 0 1 ^/露² 以上に |¾上し、優れた強度を有するものであり、さらに耐食性にも優れ、特に耐粒界腐食性、耐応力腐食割れ感受性に優れており、さらに SUS 3 04より良好な耐孔食性、耐酸性を有するものであり、又溶接後も耐食性が低下しないものであり、さらに熱間加工性についても良好であり、かつ SUS 3 0 4と同一工程で生産できるなど経済的なステンレス鋼およびその製造法である。

そして、本発明鋼においては必要に応じて Mo， Cuを含有させることにより耐食性をさらに向上させ得るものであり、また、 S ， Seの少量添加により被削性を向上させ得るものである。以上のように本発明鋼は強度、耐食性に優れたステンレス鋼で、化学、海水、原子力等の各種プラントに用いられる強度部材に適したものである。

Claims

§W 求の範囲

1. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 以下、 Mn 5.0 5¾以下、 S 0.030 %以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜： 13%、 N 0.15〜0.28 、 N¾ 0.05〜0.25 、 B 0.0020 以下を含有し. 残部 Fe ならびに不純物元素からなることを特徵とする高強度ステンレス鋼。

2. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 %以下、 Mn 5.0 以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜： 13 %、 N 0.15〜0·28 %、 Ν¾ 0.05〜0.25 %、 Β 0.0020 %以下を含有し、さらに Mo 4 % 以下、 Cu 4%以下、 S 0.005 %以下のうち 1種ないし 2種以上を含有させ、残部ならびに不純物元素からなることを特徵とする高強度ステンレス鋼。 .

3. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 %以下、 Mn 5.0 下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜： L3 %、 N 0.15〜0.28%、 Nt 0.05〜0.25%、 B 0.0020 %以下を含有し、さらに Sを

0.030〜 0.080 %、 Se 0.005〜 0.080 %のうち 1種ないし 2種を含有させ、残部ならびに不純物元素からなることを特徵とする高強度ステンレス鋼。

4. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 %以下、 Mn 5.0 ^以下、 S 0.030 %以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜13 %、 N

0.15〜0.28%、 N¾ 0.05〜0.25 %、 B 0.0020 %以下を含有し、残部ならびに不純物元素からなる鋼を、 950〜1300 °Cに加熱し、ついで圧延温度 900〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 900〜 1000 °Cの温度範囲となるように制御し、圧延後の冷却速度を 4 °CZ分以上とし、かつ全加工量が 30 以上の加工量で圧延し、その組織が再結晶微細組織であることを特徴とする高強度ステンレス鋼の製造法。

5. 重量比にして C 0.03 以下、 Si 2.00 以下、 Mn 5.0 以下.、 S 0.030 %以下、 Cr l6〜20 、 Ni 6〜： 13%、 N 0.15〜0.28 、 0.05〜0.25 、 B 0.0020 以下を含有し、残部 F_eならびに不純物元素からなる鋼を 950〜： 1300。じに加熱し、ついで圧延温度 600〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 600〜 900°Cの温度範囲となるように制御し、圧延後の冷却速度を 4 ノ分以上とし、かつ全加工量が 30%以上の加工量で圧延し、その組織が未再結晶加工組織であることを特徵とする高強度ステンレス鋼の製造法。

6. 重量比にして C 0.03 以下、 Si 2.00 %以下、 Mn 5.0 ¾以下、 S 0.030 %以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜： 13 %、 N 0.15〜0.28 %、 N¾ 0.05〜0.25%、 B 0.0020 以下を含有し、残部 Feならびに不純物元素からなる鋼を 950〜： L 300 °Cに熱し、ついで圧延温度 900〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温 ¾が 1000 °C以下となるように制御し、圧延後の冷却速度を 4 °Cノ分以上とし、さらに 900〜 1010 °Cで低温固溶化熱処理を施し、結晶粒度番号が 7.5以上であることを特徴とする高強度ステンレス鋼の製造法。

7. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 %以下、 Mn5.0 以下、 Cr l6〜20 %、 Ni 6〜13 %、 N 0.15〜0.28 %、

N 0.05〜 0.25 、 B 0.0020 %以下を含有し、さらに Mo 4 以下、 Cu 4 以下、 S 0.005 %以下のうち 1種ないし 2種以上を含有させ残部 Fe ならびに不純物元素からなる鋼を、 950〜 1300 °Cに力 Π熱し、ついで £延温度 900〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 900〜 1000 °Cの温度範囲となるように制御し、圧延後の冷却速度を 4 °Cノ分以上とし、かつ全加工量が 30 %以上の加工量で圧延し、その組織が再結晶微細組綠であることを特徵とする高強度ステンレス鋼の製造法。

8. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 以下、 Mn 5.0 ¾以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜 13 %、 N 0.15〜0.28 %、 N¾ 0.05〜 0,25 %、 B 0.0020 % 下を含有し、さらに Mo 4 以下、 Cu 4 %以下、 S 0.005 %以下のうち 1種ないし 2種以上を含有させ、残部ならびに不純物元素からなる鋼を、 950〜 1300 °Cに加熱し、ついで圧延温度 600〜： 1250 °Cで EE 延を行い、かつ仕上圧延温度が 600〜900 °Cの温度範囲とし、圧延後の冷却速度を 4 °C /分以上とし、かつ全加工量が 30 以上の加工量で圧延しその組織が未再結晶加工組織であることを特徵とする高強度ステンレス鋼の製造法。

9. 重量比にして C 0.03 %以下、 Si 2.00 以下、 Mn 5.0 以下、 Cr 16〜20 %、 Ni 6〜； 1 3 、 N 0.15〜ひ.28 、 N¾ 0.05— 0.25 ¾ _¾ B 0.0020 %以下を含有し、さらに S 0.030 〜0.080 、 Se 0.005〜0.080 %のうち 1種ないし 2種を含有させ、残部ならびに不純元素からなる鋼を 950〜 1300 °C に加熱しついで圧延温度 900〜 1250 °Cで圧延を行い、かつ仕上延温度が 900〜 1000 °Cの温度範 gとなるように制御し、圧延後の冷却速度を 4 °C /分以上とし、. かつ全加工量が 30 %以上の加工量で圧延し、その組織が再結晶微細組織であることを特徵とする高強度ステンレス鋼の製造法。 -

10. 重量比にして C 0.03 以下、 Si 2.00 %以下、 Mn 5.0 以下、 Cr 16〜20 、 Ni 6〜： L3 、 0.15〜0.28 %、 N¾ 0.05〜0.25 、 B 0.0020 以下を含有し、さらに S 0.030〜 0.080 %、 Se 0.005〜 0.080%のうち 1種ないし 2種を含有させ、残部 Feならびに不純物元素からなる鋼を、 950 ~ 1300 °Cに加熱し、ついで E延温度 600〜 125CTCで圧延を行い、かつ仕上圧延温度が 600〜 900°Cの温度範囲となし、圧延後の冷却速度を 4 'CZ分以上となるように制御し、かつ全加工量が 30 以上の加工量で圧延し、その組織が未再結.晶加工組織であることを特徵とする高強度ステンレス鋼の製造法。