JP2006193789A - 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2006193789A JP2006193789A JP2005007162A JP2005007162A JP2006193789A JP 2006193789 A JP2006193789 A JP 2006193789A JP 2005007162 A JP2005007162 A JP 2005007162A JP 2005007162 A JP2005007162 A JP 2005007162A JP 2006193789 A JP2006193789 A JP 2006193789A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- less
- type
- stainless steel
- heat treatment
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Withdrawn
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】 金属間化合物の分散析出によって室温強度を高め、非金属材料との接合性，耐食性に優れたフェライト系ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】 C：0.08％以下，Si：3.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.10％以下，S：0.03％以下，Ni：0.6％を超え5.0％以下，Cr：9〜40％以下，N：0.03％以下，Nb：0.05〜1.0％，Cu：0.5〜3.0％，Al：0.5〜5.0％を含み、X＝Ni＋2.25Al＋1.5Cuで定義される強化指数Ｘが5.0〜9.0の範囲に調整されたフェライト系ステンレス鋼である。必要に応じ、Ti：0.05〜0.5％，Mo：0.2〜4.0％，Co：3.0％以下，W：3.0％以下，Zr：0.5％以下，V：0.5％以下，Ta：1.0％以下，Y：0.1％以下，REM：0.1％以下，B：0.01％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％以下の一種又は二種以上を含む。
【選択図】 図１
【解決手段】 C：0.08％以下，Si：3.0％以下，Mn：3.0％以下，P：0.10％以下，S：0.03％以下，Ni：0.6％を超え5.0％以下，Cr：9〜40％以下，N：0.03％以下，Nb：0.05〜1.0％，Cu：0.5〜3.0％，Al：0.5〜5.0％を含み、X＝Ni＋2.25Al＋1.5Cuで定義される強化指数Ｘが5.0〜9.0の範囲に調整されたフェライト系ステンレス鋼である。必要に応じ、Ti：0.05〜0.5％，Mo：0.2〜4.0％，Co：3.0％以下，W：3.0％以下，Zr：0.5％以下，V：0.5％以下，Ta：1.0％以下，Y：0.1％以下，REM：0.1％以下，B：0.01％以下，Mg：0.01％以下，Ca：0.01％以下の一種又は二種以上を含む。
【選択図】 図１
Description
本発明は、ガラス，セラミック等の非金属材料に良好な接合性を呈する高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法に関する。
ガラス，セラミック等の非金属材料と金属材料との接合には従来から種々の方法が採用されているが、欠陥のない高強度接合部の形成が重要である。特に精密さが要求される電気電子部品や過酷な加工が想定される建材等の用途では、接合性，高強度化の要求が格段に高くなっている。一部の用途では、接合体の金属部分に優れた耐食性が求められる場合もある。
金属材料に非金属材料を接合する一般的な方法は、低融点ガラス，酸化物ガラス，結晶化ガラス等を用いた接合法である。ガラス質接合材にはホウ酸塩ガラス，ケイ酸塩ガラス，エナメルガラス，琺瑯等、種々の接合材が使用されており、塗布した接合材を４００〜１０００℃で焼き付けることにより非金属材料を金属材料に接合している。高温焼成を経ずに金属材料，非金属材料を接合する方法（特許文献１）も提案されているが、真空設備を必要とするため適用対象が制約される。
特開2003-26480号公報
ガラス質接合材の高温焼付けを伴った接合では、金属材料，接合材，非金属材料の間に熱膨張係数の相違に起因する熱応力が接合界面に生じやすい。欠陥のない接合界面の形成には、熱膨張差の小さいことが重要な要因になる。また、非金属材料の相手材として高温焼成時に相変態を生じる鉄系材料を使用すると、相変態に起因する体積変化も接合性に影響を及ぼす。しかも、低合金の鉄系材料は、高温焼成時に導入された欠陥部が腐食起点になりやすく、非金属材料の相手材としては適当でない。
焼付け温度域で相変態せず良好な耐食性を示す鉄系材料としてステンレス鋼が知られているが、オーステナイト系，オーステナイト／フェライト二相系は接合材との熱膨張差が大きいことが問題である。この点、フェライト系ステンレス鋼はガラス質接合材に比較的近い熱膨張係数をもち、非金属材料の相手材として期待できる。しかし、強度がビッカース硬さで１６０ＨＶ以下と低く、高強度が要求される用途では必ずしも十分な被接合材とはいえない。
そこで、本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の成分・組成を種々調査し、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕ等の化合物を熱処理で析出させることにより、ステンレス鋼本来の耐食性を備えた高強度フェライト系ステンレス鋼が得られることを解明し、高強度化，耐食性に好適な合金系を提案した（特許文献２）。Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕ等の化合物析出による強化では、ＨＶ１６５以上の高強度が維持できるものの、更なる高強度（具体的には、ＨＶ２００以上）を常に安定して得るには必ずしも十分でない。
特願2003-328134号
本発明者等は、Ｎｂ，Ｍｏ，Ｃｕ等の化合物の析出で強化したフェライト系ステンレス鋼について更に調査・検討を進めた結果、４００〜１０００℃の温度域で熱膨張係数が小さく、相変態せず高強度が維持される合金設計を採用することにより、ガラス，セラミック等の非金属材料との接合性に優れ、鋼材自体の強度も高いフェライト系ステンレス鋼を提供することを目的とする。
本発明の熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼は、Ｃ：０.０８質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％，Ｃｕ：０.５〜３.０質量％，Ａｌ：０.５〜５.０質量％，Ｆｅ：実質的に残部の基本組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態でＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型の析出物が平均間隔：５μｍ以下で分散していることを特徴とする。
該フェライト系ステンレス鋼は、基本組成にＩグループ及び／又はIIグループの合金成分を添加しても良い。また、Ｓｉ含有量，Ｍｎ含有量共に０.１〜０.５質量％の範囲に制限することが好ましい。
Ｉグループ
Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％の一種又は二種
IIグループ
Ｃｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下，Ｍｇ：０.０１質量％以下，Ｃａ：０.０１質量％以下から選ばれた少なくとも一種
Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型，ε-Ｃｕ型等の金属間化合物は、所定組成のフェライト系ステンレス鋼に加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の最終熱処理を施すことにより析出する。
Ｉグループ
Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％の一種又は二種
IIグループ
Ｃｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下，Ｍｇ：０.０１質量％以下，Ｃａ：０.０１質量％以下から選ばれた少なくとも一種
Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型，ε-Ｃｕ型等の金属間化合物は、所定組成のフェライト系ステンレス鋼に加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の最終熱処理を施すことにより析出する。
ガラス質材料を用いた金属材料／非金属材料の接合に使用されるステンレス鋼には、接合過程で各種熱処理が施される際に接合材，非金属材料との間で熱膨張差が小さく、高温域でも相変態に起因した体積変化のないことが必要である。また、小型化，高密度化，高性能化等の要求に応え品質，信頼性を向上させるため、鋼材自体の強度，耐食性も優れていることが要求される。
本発明は、非金属材料との接合に要求される特性を考慮し、接合材，非金属材料に近い熱膨張係数を示すフェライト系ステンレス鋼の使用を前提とし、４００〜１０００℃の温度域における熱膨張，相変態を抑え、且つ４００〜１０００℃で熱処理した製品においてもビッカース硬さが調質圧延を施したフェライト系ステンレス鋼のレベルであるＨＶ１９０を超える高強度を維持する合金設計を採用している。
本発明は、非金属材料との接合に要求される特性を考慮し、接合材，非金属材料に近い熱膨張係数を示すフェライト系ステンレス鋼の使用を前提とし、４００〜１０００℃の温度域における熱膨張，相変態を抑え、且つ４００〜１０００℃で熱処理した製品においてもビッカース硬さが調質圧延を施したフェライト系ステンレス鋼のレベルであるＨＶ１９０を超える高強度を維持する合金設計を採用している。
具体的には、Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕの三元素を特定量以上含有させ、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘを５.０〜９.０の範囲に調節している。Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕの三元素は、強度発現に有効なＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型化合物の形成に必須の成分であり、何れか一つ欠けても目標強度が得られない。強化指数Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕは、強度向上に寄与する化合物の有効析出量を示す指標である。Ｘ値が５.０未満では化合物の析出量が少なすぎ効果的な強化が期待できないが、逆にＮｉ，Ａｌ，Ｃｕの過剰添加でＸ値が９.０を超えると鋼材の靭性が損なわれ生産性が劣化しやすい。更に、ステンレス鋼／非金属材料の接合界面にＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物を生成させると、接合時の熱処理過程でステンレス鋼，非金属材料の間に生じる熱膨張差が緩和され、一層優れた接合性でステンレス鋼が非金属材料に接合される。
本発明では、フェライト系ステンレス鋼に含まれる合金成分，含有量を次のように定めている。
〔Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下〕
何れもクリープ強度等の高温強度に有効な合金成分であるが、過剰含有は耐食性，酸化特性，加工性，低温靭性，溶接性に悪影響を及ぼす。また、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ，Ｓｉ等のフェライト形成元素が少ない成分系にＣ，Ｎを過剰添加すると高温でオーステナイト相が生成しやすくなり、結果として接合時の冷却過程でマルテンサイト変態に起因する膨張が生じ、ガラス質材料との熱膨張差が大きくなる。また、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するＮｂを添加している本成分系では、Ｃ，Ｎが多くなるとＮｂを増量することが必要になり、原料コストを上昇させる。この点、Ｃ，Ｎ含有量が低いほど有効であり、共に上限を０.０３質量％（更には、０.０２質量％）とすることが好ましい。
〔Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下〕
何れもクリープ強度等の高温強度に有効な合金成分であるが、過剰含有は耐食性，酸化特性，加工性，低温靭性，溶接性に悪影響を及ぼす。また、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ，Ｓｉ等のフェライト形成元素が少ない成分系にＣ，Ｎを過剰添加すると高温でオーステナイト相が生成しやすくなり、結果として接合時の冷却過程でマルテンサイト変態に起因する膨張が生じ、ガラス質材料との熱膨張差が大きくなる。また、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定するＮｂを添加している本成分系では、Ｃ，Ｎが多くなるとＮｂを増量することが必要になり、原料コストを上昇させる。この点、Ｃ，Ｎ含有量が低いほど有効であり、共に上限を０.０３質量％（更には、０.０２質量％）とすることが好ましい。
〔Ｓｉ：３.０質量％以下〕
室温強度の向上に有効な固溶強化元素として働き、高温酸化特性を改善する作用も呈する。また、加熱中にシリコン系酸化物が生成するとステンレス鋼／ガラス質材料の熱膨張差が緩和され、高い接合性が確保される。しかし、過剰量のＳｉ添加は低温靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限を３.０質量％とした。また、本成分系では、鋼材の低温靭性を低下させる傾向を示すＡｌを含んでいるので、Ｓｉ含有量を０.１〜０.５質量％の範囲に制限することが好ましい。
室温強度の向上に有効な固溶強化元素として働き、高温酸化特性を改善する作用も呈する。また、加熱中にシリコン系酸化物が生成するとステンレス鋼／ガラス質材料の熱膨張差が緩和され、高い接合性が確保される。しかし、過剰量のＳｉ添加は低温靭性を低下させるので、Ｓｉ含有量の上限を３.０質量％とした。また、本成分系では、鋼材の低温靭性を低下させる傾向を示すＡｌを含んでいるので、Ｓｉ含有量を０.１〜０.５質量％の範囲に制限することが好ましい。
〔Ｍｎ：３.０質量％以下〕
フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性，特にスケール剥離性を改善する合金成分であるが、過剰添加は加工性，溶接性の面から好ましくない。また、オーステナイト相安定化元素であるため、過剰量のＭｎを添加するとＣ，Ｎと同様な悪影響が現れる。そこで、Ｍｎ含有量の上限を３.０質量％に規制する。熱処理時に生成する酸化スケールの耐剥離性を向上させる上では、０.５〜１.０質量％の範囲にＭｎ含有量を規制することが好ましい。
フェライト系ステンレス鋼の高温酸化特性，特にスケール剥離性を改善する合金成分であるが、過剰添加は加工性，溶接性の面から好ましくない。また、オーステナイト相安定化元素であるため、過剰量のＭｎを添加するとＣ，Ｎと同様な悪影響が現れる。そこで、Ｍｎ含有量の上限を３.０質量％に規制する。熱処理時に生成する酸化スケールの耐剥離性を向上させる上では、０.５〜１.０質量％の範囲にＭｎ含有量を規制することが好ましい。
〔Ｐ：０.１０質量％以下〕
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な反面、過剰添加は溶接性，低温靭性を劣化させる原因となる。そこで、Ｐ含有量を０.１０質量％（好ましくは０.０８質量％）以下に規制する。
〔Ｓ：０.０３質量％以下〕
熱間加工性,耐食性に有害な成分であり、可能な限りＳ含有量を低減することが好ましい。本成分系では０.０３質量％（好ましくは、０.０１質量％）以下に規制することによりＳ起因の悪影響を抑えている。
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な反面、過剰添加は溶接性，低温靭性を劣化させる原因となる。そこで、Ｐ含有量を０.１０質量％（好ましくは０.０８質量％）以下に規制する。
〔Ｓ：０.０３質量％以下〕
熱間加工性,耐食性に有害な成分であり、可能な限りＳ含有量を低減することが好ましい。本成分系では０.０３質量％（好ましくは、０.０１質量％）以下に規制することによりＳ起因の悪影響を抑えている。
〔Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下〕
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な固溶強化元素であり、複合添加されるＡｌ，Ｃｕと共に析出強化作用のある化合物を生成する。このような効果は、０.６質量％を超える含有量でＮｉを添加することにより顕著となる。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＮｉを過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成しやすくなる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を５.０質量％（好ましくは、３.０質量％）とした。
フェライト系ステンレス鋼の高強度化に有効な固溶強化元素であり、複合添加されるＡｌ，Ｃｕと共に析出強化作用のある化合物を生成する。このような効果は、０.６質量％を超える含有量でＮｉを添加することにより顕著となる。しかし、オーステナイト形成元素であるため、Ｃｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼にＮｉを過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成しやすくなる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を５.０質量％（好ましくは、３.０質量％）とした。
〔Ｃｒ：９〜４０質量％以下〕
フェライト相を安定させると共に耐食性，耐酸化性の改善に必須の合金成分であり、９質量％以上でＣｒの添加効果がみられる。耐食性，耐酸化性の向上は多量のＣｒが含まれるほど顕著になるが、過剰添加は鋼材の脆化を招くので上限を４０質量％とした。好適なＣｒ含有量の範囲は耐食性の要求レベルに応じて異なるが、一般的な室内環境では１０〜１５質量％，室外環境では１５〜２２質量％，海塩粒子が飛来する環境では２２質量％以上である。
フェライト相を安定させると共に耐食性，耐酸化性の改善に必須の合金成分であり、９質量％以上でＣｒの添加効果がみられる。耐食性，耐酸化性の向上は多量のＣｒが含まれるほど顕著になるが、過剰添加は鋼材の脆化を招くので上限を４０質量％とした。好適なＣｒ含有量の範囲は耐食性の要求レベルに応じて異なるが、一般的な室内環境では１０〜１５質量％，室外環境では１５〜２２質量％，海塩粒子が飛来する環境では２２質量％以上である。
〔Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％〕
Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより鋼材の耐食性,成形性を向上させる合金成分であり、０.０５質量％以上でＮｂの添加効果がみられ、０.１質量％以上で効果が顕著になる。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りの固溶状態にあるＮｂは、固溶強化作用又は熱処理条件によっては析出強化作用で鋼材を高強度化する。しかし、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので、Ｎｂ含有量の上限を１.０質量％とした。好ましくは、０.２０〜０.６０質量％の範囲でＮｂ含有量を選定する。
Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定することにより鋼材の耐食性,成形性を向上させる合金成分であり、０.０５質量％以上でＮｂの添加効果がみられ、０.１質量％以上で効果が顕著になる。Ｃ，Ｎの固定に消費された残りの固溶状態にあるＮｂは、固溶強化作用又は熱処理条件によっては析出強化作用で鋼材を高強度化する。しかし、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので、Ｎｂ含有量の上限を１.０質量％とした。好ましくは、０.２０〜０.６０質量％の範囲でＮｂ含有量を選定する。
〔Ｃｕ：０.５〜３.０質量％〕
一般には耐食性の改善に有効な成分であるが、本成分系ではＮｉ，Ａｌとの複合添加によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.５質量％以上で強度改善効果が現れる。析出強化による高強度化は、特に４００〜７００℃の温度域における熱処理によって顕著になる。また、７００〜１０００℃の温度域における熱処理では、固溶強化，析出強化双方の作用が発現する。しかし、オーステナイト形成元素であるＣｕをＣｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼に過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成しやすくなる。Ｃｕの過剰添加は、低温靭性，溶接高温割れ感受性にとっても好ましくない。そこで、Ｃｕ含有量を０.５〜３.０質量％の範囲とした。強度，低温靭性の高いレベルでの両立が要求される鋼材にあっては、０.８〜１.８質量％の範囲でＣｕ含有量を選定する。
一般には耐食性の改善に有効な成分であるが、本成分系ではＮｉ，Ａｌとの複合添加によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.５質量％以上で強度改善効果が現れる。析出強化による高強度化は、特に４００〜７００℃の温度域における熱処理によって顕著になる。また、７００〜１０００℃の温度域における熱処理では、固溶強化，析出強化双方の作用が発現する。しかし、オーステナイト形成元素であるＣｕをＣｒ含有量の少ないフェライト系ステンレス鋼に過剰添加すると、Ｍｎと同様にマルテンサイト相が生成しやすくなる。Ｃｕの過剰添加は、低温靭性，溶接高温割れ感受性にとっても好ましくない。そこで、Ｃｕ含有量を０.５〜３.０質量％の範囲とした。強度，低温靭性の高いレベルでの両立が要求される鋼材にあっては、０.８〜１.８質量％の範囲でＣｕ含有量を選定する。
〔Ａｌ：０.５〜５.０質量％〕
一般には耐高温酸化性を改善する元素であるが、本成分系ではＮｉ，Ｃｕとの複合添加によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.５質量％以上でＡｌの添加効果がみられる。しかし、５.０質量％を超える過剰量のＡｌを添加すると鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性に悪影響が現れる。強度，低温靭性のより高いレベルでの両立が要求される鋼材にあっては、０.８〜２.０質量％の範囲でＡｌ含有量を選定する。
一般には耐高温酸化性を改善する元素であるが、本成分系ではＮｉ，Ｃｕとの複合添加によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.５質量％以上でＡｌの添加効果がみられる。しかし、５.０質量％を超える過剰量のＡｌを添加すると鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性に悪影響が現れる。強度，低温靭性のより高いレベルでの両立が要求される鋼材にあっては、０.８〜２.０質量％の範囲でＡｌ含有量を選定する。
〔Ｔｉ：０.０５〜０.５質量％〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｎｂと同様にＣ，Ｎを炭窒化物として固定する作用を呈し、０.０５質量％以上でＴｉの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＴｉを添加すると、ＴｉＮの生成によって鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。そこで、Ｔｉを添加する場合には、０.０５〜０.５質量％（好ましくは,０.１０〜０.３０質量％）の範囲にＴｉ含有量を定める。
〔Ｍｏ：０.２〜４.０質量％〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｍｏ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。しかし、Ｍｏの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、Ｍｏを添加する場合には、０.２〜４.０質量％の範囲にＭｏ含有量を定める。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｎｂと同様にＣ，Ｎを炭窒化物として固定する作用を呈し、０.０５質量％以上でＴｉの添加効果がみられる。しかし、過剰量のＴｉを添加すると、ＴｉＮの生成によって鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。そこで、Ｔｉを添加する場合には、０.０５〜０.５質量％（好ましくは,０.１０〜０.３０質量％）の範囲にＴｉ含有量を定める。
〔Ｍｏ：０.２〜４.０質量％〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じて固溶状態からＦｅ2Ｍｏ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。しかし、Ｍｏの過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くする。そこで、Ｍｏを添加する場合には、０.２〜４.０質量％の範囲にＭｏ含有量を定める。
〔Ｃｏ：３.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、固溶強化によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.０３質量％以上でＣｏの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の成形性を低下させるばかりでなく、比較的高価な元素を多量消費することになって鋼材コストの上昇を招くので、Ｃｏを添加する場合でも上限を３.０質量％に設定する。
〔Ｗ：３.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じ固溶状態からＦｅＷ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。このような作用は、０.２質量％以上のＷ添加で顕著になる。しかし、３.０質量％を超える過剰量のＷを添加すると低温靭性が低下し、溶接高温割れ感受性も高くなる。
必要に応じて添加される合金成分であり、固溶強化によって鋼材を高強度化する作用を呈し、０.０３質量％以上でＣｏの添加効果がみられる。しかし、過剰添加は鋼材の成形性を低下させるばかりでなく、比較的高価な元素を多量消費することになって鋼材コストの上昇を招くので、Ｃｏを添加する場合でも上限を３.０質量％に設定する。
〔Ｗ：３.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、熱処理条件に応じ固溶状態からＦｅＷ型の金属間化合物として微細析出し、鋼材を高強度化する。このような作用は、０.２質量％以上のＷ添加で顕著になる。しかし、３.０質量％を超える過剰量のＷを添加すると低温靭性が低下し、溶接高温割れ感受性も高くなる。
〔Ｚｒ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定し耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＺｒの添加効果がみられる。しかし、０.５質量％を超える過剰量のＺｒを添加すると、溶接性，低温靭性の低下が懸念される。
〔Ｖ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＶの添加効果がみられる。しかし、０.５質量％を超える過剰量のＶを添加すると、鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定し耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＺｒの添加効果がみられる。しかし、０.５質量％を超える過剰量のＺｒを添加すると、溶接性，低温靭性の低下が懸念される。
〔Ｖ：０.５質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを固定して耐食性を向上させる作用を呈し、０.０５質量％以上でＶの添加効果がみられる。しかし、０.５質量％を超える過剰量のＶを添加すると、鋼材の表面性状が劣化し、溶接性，低温靭性にも悪影響が現れる。
〔Ｔａ：１.０質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する。Ｃ,Ｎの固定に消費された残りのＴａは、固溶強化によって鋼材を高強度化する。このような作用は、０.１質量％以上のＴａで顕著になる。しかし、非常に高価な元素であり、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので上限を１.０質量％に規制する。
〔Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、耐高温酸化性，耐食性を改善する作用を呈し、何れも０.００５質量％以上で添加効果がみられる。しかし、０.１質量％を超える過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、溶接高温割れ感受性も高くなる。
〔Ｂ，Ｍｇ，Ｃａ：０.０１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも鋼材の熱間加工性を改善する作用を呈し、何れも０.０００２質量％以上で添加効果が顕著になる。しかし、０.０１質量％を超える過剰添加は、加工性，低温靭性に悪影響を及ぼす。
必要に応じて添加される合金成分であり、Ｃ，Ｎを炭窒化物として固定する。Ｃ,Ｎの固定に消費された残りのＴａは、固溶強化によって鋼材を高強度化する。このような作用は、０.１質量％以上のＴａで顕著になる。しかし、非常に高価な元素であり、過剰添加は低温靭性を低下させ、溶接高温割れ感受性を高くするので上限を１.０質量％に規制する。
〔Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、耐高温酸化性，耐食性を改善する作用を呈し、何れも０.００５質量％以上で添加効果がみられる。しかし、０.１質量％を超える過剰添加は鋼材の表面性状を劣化させ、溶接高温割れ感受性も高くなる。
〔Ｂ，Ｍｇ，Ｃａ：０.０１質量％以下〕
必要に応じて添加される合金成分であり、何れも鋼材の熱間加工性を改善する作用を呈し、何れも０.０００２質量％以上で添加効果が顕著になる。しかし、０.０１質量％を超える過剰添加は、加工性，低温靭性に悪影響を及ぼす。
〔強化指数Ｘ：５.０〜９.０〕
以上に掲げた各合金成分は、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０の範囲に入るように成分調整されている。Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕは、フェライト系ステンレス鋼の高強度化に及ぼす合金成分の影響を定量化した関係式であり、強化指数Ｘが５.０以上となるように成分設計することにより熱処理後の室温におけるビッカース硬さで２００ＨＶ以上の高強度化が図られる（図１）。しかし、強化指数Ｘが９.０を超えることは合金成分の過剰添加を意味し、スラブ冷却過程での割れ発生や鋼材の延性低下による製造性の低下、更には製品としての靭性低下を引き起こす。
以上に掲げた各合金成分は、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０の範囲に入るように成分調整されている。Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕは、フェライト系ステンレス鋼の高強度化に及ぼす合金成分の影響を定量化した関係式であり、強化指数Ｘが５.０以上となるように成分設計することにより熱処理後の室温におけるビッカース硬さで２００ＨＶ以上の高強度化が図られる（図１）。しかし、強化指数Ｘが９.０を超えることは合金成分の過剰添加を意味し、スラブ冷却過程での割れ発生や鋼材の延性低下による製造性の低下、更には製品としての靭性低下を引き起こす。
〔最終熱処理〕
最終熱処理では、Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕを所定量析出させることにより、フェライト系ステンレス鋼に必要強度を付与する。Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕの析出量は加熱温度，加熱時間に応じて変わるが、工業的レベルでフェライト系ステンレス鋼を高強度化するため加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の範囲で熱処理条件を設定する。当該熱処理条件は、大気中で加熱したステンレス鋼とガラス質材料との接合強度を高める上でも有効である。接合強度の上昇は、接合時の熱処理段階でステンレス鋼／ガラス質材料の界面にＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物が生成し、ステンレス鋼，ガラス質材料の熱膨張差が緩和されることに起因するものと推察される。
最終熱処理では、Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕを所定量析出させることにより、フェライト系ステンレス鋼に必要強度を付与する。Ｎｉ，Ａｌ，Ｃｕの析出量は加熱温度，加熱時間に応じて変わるが、工業的レベルでフェライト系ステンレス鋼を高強度化するため加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の範囲で熱処理条件を設定する。当該熱処理条件は、大気中で加熱したステンレス鋼とガラス質材料との接合強度を高める上でも有効である。接合強度の上昇は、接合時の熱処理段階でステンレス鋼／ガラス質材料の界面にＣｒ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ａｌ等の酸化物又は複合酸化物が生成し、ステンレス鋼，ガラス質材料の熱膨張差が緩和されることに起因するものと推察される。
〔金属間化合物：Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型、ε-Ｃｕ型〕
Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型、ε-Ｃｕ型等の金属間化合物は、最終熱処理時の熱処理条件によって高強度化に有効な分散形態に調整される。金属間化合物の析出間隔が小さいほど高強度化に及ぼす影響が強くなる。本成分系では、析出物の平均間隔を５μｍ以下とすることにより、固溶強化と相俟って一般的なフェライト系ステンレス鋼に比較して十分に高強度化された鋼材になる。しかし、極端に狭い平均間隔や微細析出には析出強化元素の多量添加，低温長時間の加熱処理が必要になる。
工業的レベルでの高強度化を前提にすると、平均粒径：０.０１〜０.１０μｍの析出物が平均間隔：０.０１〜３.０μｍでマトリックスに分散していることが好ましく、強化指数Ｘを初めとする成分調整や最終熱処理条件によって制御される。
Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型、ε-Ｃｕ型等の金属間化合物は、最終熱処理時の熱処理条件によって高強度化に有効な分散形態に調整される。金属間化合物の析出間隔が小さいほど高強度化に及ぼす影響が強くなる。本成分系では、析出物の平均間隔を５μｍ以下とすることにより、固溶強化と相俟って一般的なフェライト系ステンレス鋼に比較して十分に高強度化された鋼材になる。しかし、極端に狭い平均間隔や微細析出には析出強化元素の多量添加，低温長時間の加熱処理が必要になる。
工業的レベルでの高強度化を前提にすると、平均粒径：０.０１〜０.１０μｍの析出物が平均間隔：０.０１〜３.０μｍでマトリックスに分散していることが好ましく、強化指数Ｘを初めとする成分調整や最終熱処理条件によって制御される。
析出物の間隔は、電子顕微鏡で金属組織を観察し、抽出残渣法等によって析出物の体積率を算出した値から析出物の径を換算することにより求められるが、電子顕微鏡観察で測定された析出物の間隔をそのまま使用することも可能である。比較的多量にＮｉ，Ａｌ，Ｃｕを含む本成分系では、Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型、ε-Ｃｕ型等の金属間化合物が高強度化に有効な析出物として利用される。Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型とは純粋にＮｉ，Ａｌ，Ｃｕのみからなる金属間化合物を指すのではなく、他の成分の含有をも許容する金属間化合物であることは当然である。Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型、ε-Ｃｕ型も、同様に他の成分の含有を許容する金属間化合物である。
表１，２の各種フェライト系ステンレス鋼を真空溶解炉で溶製し、鋳造，鍛造，熱延，焼鈍・酸洗，冷延を経て８００〜１２００℃で焼鈍し、板厚：２.０ｍｍの冷延焼鈍板を製造した。
各ステンレス鋼帯について、熱延時の耳割れ発生有無を調査し、耳割れが発生しなかった鋼帯を○，スラブ割れに起因して熱延できなかった鋼帯を×として熱間加工性を評価した。また、各冷延焼鈍板を試験片を切り出し、室温から１０００℃まで加熱した後で室温に冷却する加熱・冷却試験により相変態の有無を調査し、相変態しなかった試験片を○，加熱中にオーステナイト変態し、冷却過程でマルテンサイト相を生成した試験片を×として熱膨張特性を評価した。更に、室温でのビッカース硬さを測定し、１６５ＨＶ以上を○，１６５ＨＶ未満を×として室温強度を評価した。
調査結果を、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘと共に表３に示す。
表３にみられるように、強化指数Ｘを適正管理した鋼種は、熱間加工性，熱膨張特性，室温強度の何れにも優れていた。他方、強化指数Ｘが高い鋼種２１，２２，過剰量のＳｉを含む鋼種２３，過剰量のＴｉを含む鋼種２４は、スラブの靭性が低く熱間加工性に劣っていた。また、過剰量のＮｉを含む鋼種２０は熱膨張特性に劣り、強化指数Ｘの小さな鋼種１８，１９では室温強度も低い値を示した。
表３にみられるように、強化指数Ｘを適正管理した鋼種は、熱間加工性，熱膨張特性，室温強度の何れにも優れていた。他方、強化指数Ｘが高い鋼種２１，２２，過剰量のＳｉを含む鋼種２３，過剰量のＴｉを含む鋼種２４は、スラブの靭性が低く熱間加工性に劣っていた。また、過剰量のＮｉを含む鋼種２０は熱膨張特性に劣り、強化指数Ｘの小さな鋼種１８，１９では室温強度も低い値を示した。
更に、最終熱処理による析出強化を調査するため、加熱温度Ｔ(℃)，加熱時間ｔ(時)を種々変更し、熱処理した板の室温でのビッカース硬さを測定した。室温強度が２２０ＨＶ以上であれば、従来材に比較して優れた室温強度をもち、非金属材料に対して優れた接合性を呈する鋼材と評価される。
ヒートＮo.１５〜２３，２６〜２８については、熱処理と同時にステンレス鋼をガラスと接合した。ヒートＮo.１５〜１８，２２，２３では、低融点の非晶質ガラスを相手方被接合材に用い、加熱温度を７００℃に設定した。ヒートＮo.１９〜２１，２６〜２８では、高融点の結晶質ガラスを相手方被接合材に用い、加熱温度を９００℃に設定した。何れの場合も、大気雰囲気中で熱処理した。接合された試験片を目視観察し、ガラス剥離の有無をもってガラス接合性を評価した。
表４の調査結果にみられるように、成分・組成を適正管理し、最終熱処理で析出物を生成させると、室温強度が高く接合性にも優れたステンレス鋼／ガラス接合体が得られた。表４には、主に析出している析出物と当該析出物の平均間隔を合わせ示している。析出物の平均間隔は、マトリックスを電子顕微鏡で観察し析出物１００個当りの平均間隔として求めた。Ｎｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型，ε-Ｃｕ型何れの析出物であっても、析出物の平均間隔が５μｍ以下であれば十分な室温強度が得られている。
他方、強化指数Ｘの小さいヒートNo.２２，２６（鋼種１８），ヒートNo.２３，２７（鋼種１９）では、表５に示すように十分な室温強度が得られず、Ｎｉが過剰なヒートNo.２８（鋼種２０）では最終熱処理中にオーステナイト相が生成しガラス接合性が劣っていた。成分が本発明で規定した条件を満足している場合でも、熱処理温度が低いヒートNo.２４（鋼種１４）や熱処理温度が高いヒートNo.２５（鋼種１０）は、２００ＨＶ以上であっても２２０ＨＶを超えることはなく、他のヒートよりも特性が劣っていた。
金属間化合物についてみると、ヒートNo.２２，２３，２６，２７は、成分が本発明で規定した範囲を外れる鋼種１８，１９を使用しているため、本発明で規定した熱処理を施しても所望の平均間隔が得られなかった。また、熱処理温度が低すぎるヒートNo.１４，熱処理温度が高すぎるヒートNo.２５やオーステナイト相が生成したヒートNo.２８では、金属間化合物自体の観察が困難であった。
以上に説明したように、本発明のフェライト系ステンレス鋼は、固溶強化，析出強化によって母材を高強度化すると共に、ガラス質接合材を用いて非金属材料と接合する際の高温焼成時にも非金属材料に熱膨張係数が近似し、相変態に起因する体積変化も少ないので亀裂，剥離等の欠陥がない健全な接合界面が形成される。その結果、品質信頼性に優れたステンレス鋼／非金属材料接合体が得られ、ＩＣパッケージ，半導体基板，プリント配線基板，蛍光表示管，ＥＬ封止管，ホウロウ基板等の広範な分野に適したフェライト系ステンレス鋼が提供される。
Claims (6)
- Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％以下，Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％，Ｃｕ：０.５〜３.０質量％，Ａｌ：０.５〜５.０質量％，残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態でＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型の析出物が平均間隔：５μｍ以下で分散していることを特徴とする熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼。
- Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％以下，Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％，Ｃｕ：０.５〜３.０質量％，Ａｌ：０.５〜５.０質量％を含み、更にＴｉ：０.０５〜０.５質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％の一種又は二種を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態でＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型の析出物が平均間隔：５μｍ以下で分散していることを特徴とする熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼。
- Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％以下，Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％，Ｃｕ：０.５〜３.０質量％，Ａｌ：０.５〜５.０質量％を含み、更にＣｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下，Ｍｇ：０.０１質量％以下，Ｃａ：０.０１質量％以下から選ばれた少なくとも一種を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態でＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型の析出物が平均間隔：５μｍ以下で分散していることを特徴とする熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼。
- Ｃ：０.０８質量％以下，Ｎ：０.０３質量％以下，Ｓｉ：３.０質量％以下，Ｍｎ：３.０質量％以下，Ｐ：０.１０質量％以下，Ｓ：０.０３質量％以下，Ｎｉ：０.６質量％を超え５.０質量％以下，Ｃｒ：９〜４０質量％以下，Ｎｂ：０.０５〜１.０質量％，Ｃｕ：０.５〜３.０質量％，Ａｌ：０.５〜５.０質量％を含み、更にＴｉ：０.０５〜０.５質量％，Ｍｏ：０.２〜４.０質量％の一種又は二種を含み、更にＣｏ：３.０質量％以下，Ｗ：３.０質量％以下，Ｚｒ：０.５質量％以下，Ｖ：０.５質量％以下，Ｔａ：１.０質量％以下，Ｙ：０.１質量％以下，REM（希土類金属）：０.１質量％以下，Ｂ：０.０１質量％以下，Ｍｇ：０.０１質量％以下，Ｃａ：０.０１質量％以下から選ばれた少なくとも一種を含み、残部が不可避的不純物を除きＦｅの組成をもち、Ｘ＝Ｎｉ＋２.２５Ａｌ＋１.５Ｃｕで定義される強化指数Ｘが５.０〜９.０に調整され、最終熱処理状態でＮｉ(Ａｌ,Ｃｕ)型，Ｎｉ3(Ａｌ,Ｃｕ)型又はε-Ｃｕ型の析出物が平均間隔：５μｍ以下で分散していることを特徴とする熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼。
- Ｓｉ含有量が０.１〜０.５質量％，Ｍｎ含有量が０.５〜１.０質量％に制限されている請求項１〜４何れかに記載の熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼。
- 請求項１〜４何れかに記載の組成をもつフェライト系ステンレス鋼に加熱温度：４００〜９００℃，加熱時間：０.０１〜１時間の最終熱処理を施すことを特徴とする熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005007162A JP2006193789A (ja) | 2005-01-14 | 2005-01-14 | 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2005007162A JP2006193789A (ja) | 2005-01-14 | 2005-01-14 | 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006193789A true JP2006193789A (ja) | 2006-07-27 |
Family
ID=36800097
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2005007162A Withdrawn JP2006193789A (ja) | 2005-01-14 | 2005-01-14 | 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2006193789A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007314837A (ja) * | 2006-05-25 | 2007-12-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化型フェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた時効処理鋼材 |
| JP2013127097A (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | Ihi Corp | ステンレス鋼 |
| WO2014001644A1 (en) | 2012-06-26 | 2014-01-03 | Outokumpu Oyj | Ferritic stainless steel |
| CN104928577A (zh) * | 2015-06-18 | 2015-09-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法 |
| WO2015174078A1 (ja) * | 2014-05-14 | 2015-11-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP2016514210A (ja) * | 2013-03-13 | 2016-05-19 | シティー、ユニバーシティー、オブ、ホンコンＣｉｔｙ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｈｏｎｇ Ｋｏｎｇ | ナノ金属間化合物強化超高強度フェライト鋼およびその作製方法 |
| CN110093569A (zh) * | 2019-05-16 | 2019-08-06 | 河南黎明重工科技股份有限公司 | 一种板锤用高碳高铬钢及其制备方法 |
| CN111705268A (zh) * | 2020-07-01 | 2020-09-25 | 东北大学 | 一种低屈强比超高强高韧耐压壳体用钢及其制备方法 |
| WO2020256032A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| WO2020256010A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板 |
| KR102459460B1 (ko) * | 2021-06-10 | 2022-10-25 | 공주대학교 산학협력단 | 고강도 페라이트 합금 및 이의 제조방법 |
-
2005
- 2005-01-14 JP JP2005007162A patent/JP2006193789A/ja not_active Withdrawn
Cited By (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007314837A (ja) * | 2006-05-25 | 2007-12-06 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化型フェライト系ステンレス鋼板およびそれを用いた時効処理鋼材 |
| JP2013127097A (ja) * | 2011-12-19 | 2013-06-27 | Ihi Corp | ステンレス鋼 |
| WO2014001644A1 (en) | 2012-06-26 | 2014-01-03 | Outokumpu Oyj | Ferritic stainless steel |
| EP2864518A4 (en) * | 2012-06-26 | 2015-12-30 | Outokumpu Oy | FERRITIC STAINLESS STEEL |
| JP2016514210A (ja) * | 2013-03-13 | 2016-05-19 | シティー、ユニバーシティー、オブ、ホンコンＣｉｔｙ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｈｏｎｇ Ｋｏｎｇ | ナノ金属間化合物強化超高強度フェライト鋼およびその作製方法 |
| JP2019104990A (ja) * | 2013-03-13 | 2019-06-27 | シティー、ユニバーシティー、オブ、ホンコンＣｉｔｙ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ Ｏｆ Ｈｏｎｇ Ｋｏｎｇ | ナノ金属間化合物強化超高強度フェライト鋼およびその作製方法 |
| US10415126B2 (en) | 2014-05-14 | 2019-09-17 | Jfe Steel Corporation | Ferritic stainless steel |
| WO2015174078A1 (ja) * | 2014-05-14 | 2015-11-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| JP5900714B1 (ja) * | 2014-05-14 | 2016-04-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | フェライト系ステンレス鋼 |
| CN104928577A (zh) * | 2015-06-18 | 2015-09-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法 |
| CN104928577B (zh) * | 2015-06-18 | 2017-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法 |
| CN110093569A (zh) * | 2019-05-16 | 2019-08-06 | 河南黎明重工科技股份有限公司 | 一种板锤用高碳高铬钢及其制备方法 |
| CN110093569B (zh) * | 2019-05-16 | 2021-01-05 | 河南黎明重工科技股份有限公司 | 一种板锤用高碳高铬钢及其制备方法 |
| WO2020256032A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| WO2020256010A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2020-12-24 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板 |
| JPWO2020256032A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2021-10-21 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| JPWO2020256010A1 (ja) * | 2019-06-17 | 2021-10-21 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板 |
| JP7092264B2 (ja) | 2019-06-17 | 2022-06-28 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板 |
| JP7092265B2 (ja) | 2019-06-17 | 2022-06-28 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
| CN111705268A (zh) * | 2020-07-01 | 2020-09-25 | 东北大学 | 一种低屈强比超高强高韧耐压壳体用钢及其制备方法 |
| CN111705268B (zh) * | 2020-07-01 | 2021-10-29 | 东北大学 | 一种低屈强比超高强高韧耐压壳体用钢及其制备方法 |
| KR102459460B1 (ko) * | 2021-06-10 | 2022-10-25 | 공주대학교 산학협력단 | 고강도 페라이트 합금 및 이의 제조방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP2006193789A (ja) | 熱処理強化型高強度フェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| US8808475B2 (en) | Iron-nickel alloy | |
| JP6302722B2 (ja) | ばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線材、及びその製造方法、ならびにばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線 | |
| WO2016043199A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板 | |
| JPH1129839A (ja) | 高靭性ばね鋼 | |
| JP2015524023A (ja) | 良好な加工性、クリープ強度及び耐食性を有するニッケル−クロム−アルミニウム合金 | |
| JP2009102728A (ja) | 靭性に優れたフェライト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| CN102041450A (zh) | 一种铁素体耐热钢及其制造方法 | |
| TW201435096A (zh) | 肥粒鐵系不鏽鋼鋼板 | |
| CA3019483A1 (en) | High-strength steel material and production method therefor | |
| JP2007009325A (ja) | 耐低温割れ性に優れた高張力鋼材およびその製造方法 | |
| JP6798907B2 (ja) | 低磁性オーステナイト系ステンレス鋼および冷延鋼板 | |
| JP2005089850A (ja) | 高強度フェライト系ステンレス鋼 | |
| JP2003301245A (ja) | 析出硬化型軟磁性フェライト系ステンレス鋼 | |
| JPWO2014157146A1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板およびそれを用いた高強度鋼材の製造方法 | |
| JP5670064B2 (ja) | フェライト単相系ステンレス鋼スラブの製造方法 | |
| KR20060026844A (ko) | 스테인레스강의 가공 경화재 | |
| JP2011231375A (ja) | 肌焼用熱間加工鋼材 | |
| JP6093063B1 (ja) | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼材とその製造方法 | |
| JPH1161351A (ja) | 加工性および耐食性に優れた高硬度マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JP6296435B2 (ja) | メタルガスケット用耐熱オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2002285290A (ja) | 高強度・高耐疲労構造用鋼及びその製造方法 | |
| WO2021221003A1 (ja) | 合金材およびその製造方法 | |
| JP6587881B2 (ja) | 締結部品用フェライト系ステンレス線状鋼材 | |
| JP6753850B2 (ja) | 高温用高強度低熱膨張鋳造合金およびその製造方法、ならびにタービン用鋳造品 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20070313 |
|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20080401 |