JP2014012887A

JP2014012887A - マルエージング鋼

Info

Publication number: JP2014012887A
Application number: JP2013108556A
Authority: JP
Inventors: Shigenori Ueda; 茂紀植田; Hiroyuki Takabayashi; 宏之高林; Ei Kimura; 永木村; Yuutai Tanaka; 勇太田中; Satoshi Takahashi; 聰高橋; Isao Nakanowatari; 功中野渡; Kota Sasaki; 厚太佐々木; Koshiro Yamane; 功士朗山根; Satoru Yusa; 覚遊佐
Original assignee: Daido Steel Co Ltd; IHI Corp
Current assignee: Daido Steel Co Ltd; IHI Corp
Priority date: 2012-06-06
Filing date: 2013-05-23
Publication date: 2014-01-23
Anticipated expiration: 2033-05-23
Also published as: CN103484787A; CA2818061A1; JP6166953B2; US20130327446A1; US9506125B2; EP2671955A1

Abstract

【課題】２３００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、靱延性及び疲労特性に優れたマルエージング鋼を提供すること。
【解決手段】０．１０≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、１１．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、１．０≦Ｍｏ≦６．０ｍａｓｓ％、２．０≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％、０．５≦Ａｌ≦１．３ｍａｓｓ％、及び、Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、１．００≦Ａ≦１．０８を満たすマルエージング鋼。但し、Ａ＝０．９５＋０．３５×[Ｃ]−０．００９２×[Ｎｉ]＋０．０１１×[Ｃｏ]−０．０２×[Ｃｒ]−０．００１×[Ｍｏ]、[]は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。
【選択図】なし

Description

本発明は、マルエージング鋼に関し、さらに詳しくは、エンジンシャフトなどに用いられる強度及び靱延性に優れたマルエージング鋼に関する。

マルエージング鋼は、無炭素又は低炭素で、かつ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｍｏ、Ｔｉなどを多量に含む鋼を固溶化熱処理及び焼入れ＋時効処理することにより得られる鋼である。
マルエージング鋼は、
（１）焼入れ状態で柔らかいマルテンサイトが生成するため、加工性が良い、
（２）時効処理によってマルテンサイト地にＮｉ₃Ｍｏ、Ｆｅ₂Ｍｏ、Ｎｉ₃Ｔｉなどの金属間化合物が析出するため、極めて高強度である、
（３）高強度であるにもかかわらず、靱延性が高い、
という特徴がある。
そのため、マルエージング鋼は、宇宙・航空機用の構造材料（例えば、エンジンシャフト）、自動車用の構造材料、高圧容器、工具材料などに用いられている。

従来、航空機用のエンジンシャフトには、２５０ｋｓｉ（１７２４ＭＰａ）級１８Ｎｉマルエージング鋼（Ｆｅ−１８Ｎｉ−９Ｃｏ−５Ｍｏ−０．５Ｔｉ−０．１Ａｌ）が使用されている。しかしながら、近年の排出ガス規制強化などの大気汚染への改善志向から、航空機においても高効率化が求められている。エンジン設計上、高出力、小型化、軽量化に耐えうる高強度素材に対する要求が大きい。

このような高強度素材に関しては、従来から種々の提案がなされている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：０．０５〜０．２０重量％、Ｓｉ：２．０重量％以下、Ｍｎ：３．０重量％以下、Ｎｉ：４．１〜９．５重量％、Ｃｒ：２．１〜８．０％、Ｍｏ：０．１〜４．５重量％又はＭｏの一部あるいは全量を２倍量で置換したＷ、Ａｌ：０．２〜２．０重量％、Ｃｕ：０．３〜３．０重量％を含み、残部鉄及び不可避的不純物からなる超高張力強靱鋼が開示されている。
同文献には、低炭素Ｎｉ−Ｃｒ−Ｍｏ鋼に対してＣｕとＡｌを複合添加することにより、靱性、溶接性を大きく損なうことなく、１５０ｋｇ／ｍｍ²（１４７１ＭＰａ）以上の強度が得られる点が記載されている。

また、特許文献２には、Ｎｉ：約１０〜１８ｗｔ％、Ｃｏ：約８〜１６ｗｔ％、Ｍｏ：約１〜５ｗｔ％、Ａｌ：０．５〜１．３ｗｔ％、Ｃｒ：約１〜３ｗｔ％、Ｃ：約０．３ｗｔ％以下、Ｔｉ：約０．１０ｗｔ％未満、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、微細な金属間化合物と炭化物の双方を析出させた高強度、高耐疲労性鋼が開示されている。
同文献の表２には、このような材料の引張強度が２８４〜３２７ｋｓｉ（１９５９〜２２５５ＭＰａ）であり、伸びが７〜１５％である点が記載されている。

マルエージング鋼は、一般に、靱延性に優れる高強度材であるが、２０００ＭＰａを超える引張強度域での靱延性及び耐疲労性の確保が難しいことが知られている。そのため、汎用材として、２５０ｋｓｉ級１８Ｎｉマルエージング鋼が利用されているに留まっている。
一方、汎用材の高グレード材として、特許文献２に記載の鋼種も知られている。しかしながら、航空機の高効率化等に応えるためには、靱延性及び耐疲労性を低下させることなく、更なる高強度化（２３００ＭＰａ以上）が必要とされている。

特開昭５３−３０９１６号公報米国特許第５，３９３，４８８号

本発明が解決しようとする課題は、２３００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ、靱延性及び疲労特性に優れたマルエージング鋼を提供することにある。

上記課題を解決するために本発明に係るマルエージング鋼は、
０．１０≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
１１．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦６．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ａｌ≦１．３ｍａｓｓ％、及び、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の（１）式を満たすことを要旨とする。
１．００≦Ａ≦１．０８・・・・（１）
但し、Ａ＝０．９５＋０．３５×[Ｃ]−０．００９２×[Ｎｉ]＋０．０１１×[Ｃｏ]−０．０２×[Ｃｒ]−０．００１×[Ｍｏ]、
[]は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

主要元素の成分範囲を特定の範囲に限定すると同時に、（１）式を満たすようにＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、引張強度が２３００ＭＰａ以上、伸びが７％以上であり、かつ、疲労特性に優れたマルエージング鋼が得られる。

以下に、本発明の一実施の形態について詳細に説明する。
［１．マルエージング鋼］
［１．１．主構成元素］
本発明に係るマルエージング鋼は、以下のような元素を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる。添加元素の種類、その成分範囲、及び、その限定理由は、以下の通りである。

（１）０．１０≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％。
Ｃは、Ｍｏ₂ＣなどのＭｏを含む炭化物を析出させ、母材強度の向上に寄与する。また、母材中に適量の炭化物が残存していると、固溶化熱処理時にγ粒径の粗大化が抑制される。旧γ粒径が微細であるほど、微細なマルテンサイトが生成し、高強度、かつ、高靱延性が得られる。このような効果を得るためには、Ｃ含有量は、０．１０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．１５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃ含有量が過剰になると、Ｍｏを含む炭化物が多量に析出し、金属間化合物を析出させるためのＭｏが不足する。また、炭化物を固溶させるためには、より高い温度での固溶化熱処理が必要となり、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなり、操業困難となる。従って、Ｃ含有量は、０．３０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃ含有量は、さらに好ましくは、０．２５ｍａｓｓ％以下である。

（２）６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％。
Ｎｉは、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物を析出し、母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｎｉ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、７．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｎｉ含有量が過剰になると、過剰の金属間化合物を析出させるためにＭｏが消費され、Ｍｏを含む炭化物の析出量が減少する。従って、Ｎｉ含有量は、９．４ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｎｉ含有量は、さらに好ましくは、９．０ｍａｓｓ％以下である。

（３）１１．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％。
Ｃｏは、母相中に固溶させておくことによって、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物の析出を促進させる効果がある。このような効果を得るためには、Ｃｏ含有量は、１１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｏ含有量は、さらに好ましくは、１２．０ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、１４．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｏ含有量が過剰になると、金属間化合物の析出が過剰に促進され、Ｍｏを含む炭化物の析出量が減少する。従って、Ｃｏ含有量は、２０．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｏ含有量は、さらに好ましくは、１８．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、１６．０ｍａｓｓ％以下である。

（４）１．０≦Ｍｏ≦６．０ｍａｓｓ％。
Ｍｏは、Ｎｉ₃Ｍｏなどの金属間化合物とＭｏ₂ＣなどのＭｏを含む炭化物を析出し、母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ｍｏ含有量は、１．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは、２．０ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、凝固時に析出するＭｏ₂Ｃなどの炭化物を固溶させるためにより高い温度での熱処理が必要となり、γ粒径の粗大化を招く。その結果、γ粒径の粗大化を抑制し、かつ、炭化物を固溶させるための最適温度範囲が狭くなり、操業困難となる。従って、Ｍｏ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｍｏ含有量は、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以下である。

（５）２．０≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％。
Ｃｒは、延性の改善に寄与する。Ｃｒ添加によって延性が改善されるのは、ＣｒがＭｏを含む炭化物中に固溶し、炭化物の形状を球状化させているためと考えられる。このような効果を得るためには、Ｃｒ含有量は、２．０ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、２．５ｍａｓｓ％以上、さらに好ましくは、３．５ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ｃｒ含有量が過剰になると、強度が低下する。これは、Ｃｒの過剰添加によって、Ｍｏを含む炭化物が粗大化するためと考えられる。従って、Ｃｒ含有量は、６．０ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ｃｒ含有量は、さらに好ましくは、５．０ｍａｓｓ％以下、さらに好ましくは、４．５ｍａｓｓ％以下である。

（６）０．５≦Ａｌ≦１．３ｍａｓｓ％。
Ａｌは、ＮｉＡｌなどの金属間化合物を析出し、母材強度の向上に寄与する。このような効果を得るためには、Ａｌ含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、０．７ｍａｓｓ％以上である。
一方、Ａｌ含有量が過剰になると、酸化物や窒化物を形成し、清浄度が低下する。また、母材中のＡｌ固溶量が過剰になると、靱延性が低下する。従って、Ａｌ含有量は、１．３ｍａｓｓ％以下である必要がある。Ａｌ含有量は、さらに好ましくは、１．２ｍａｓｓ％以下である。

（７）Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％。
Ｔｉは、ＴｉＣ、ＴｉＮなどを形成し、清浄度を低下させる。従って、Ｔｉ含有量は、０．１ｍａｓｓ％以下である必要がある。

［１．２．成分バランス］
本発明に係るマルエージング鋼は、成分元素が上述の範囲にあることに加えて、さらに次の（１）式を満たしている必要がある。
１．００≦Ａ≦１．０８・・・・（１）
但し、Ａ＝０．９５＋０．３５×[Ｃ]−０．００９２×[Ｎｉ]＋０．０１１×[Ｃｏ]−０．０２×[Ｃｒ]−０．００１×[Ｍｏ]、
[]は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。

（１）式は、強度が高く、かつ、靱延性に優れたマルエージング鋼を得るために必要な各成分のバランスを表す経験式である。
Ａ値が大きくなるほど、引張強度は向上する。２３００ＭＰａを超える引張強度を得るためには、Ａ値は、１．００以上である必要がある。
一方、Ａ値が大きくなりすぎると、伸びが低下する。７％以上の伸びを得るためには、Ａ値は、１．０８以下である必要がある。

［２．マルエージング鋼の製造方法］
本発明に係るマルエージング鋼の製造方法は、溶解工程と、再溶解工程と、均質化工程と、鍛造工程と、固溶化熱処理工程と、サブゼロ処理工程と、時効処理工程とを備えている。

［２．１．溶解工程］
溶解工程は、所定の成分範囲となるように配合された原料を溶解・鋳造する工程である。使用する原料の履歴や溶解・鋳造条件は、特に限定されるものではなく、目的に応じて最適なものを選択することができる。強度及び耐疲労性に特に優れたマルエージング鋼を得るためには、鋼の清浄度を高めるのが好ましい。そのためには、原料の溶解は、真空中（例えば、真空誘導炉溶解法）で行うのが好ましい。

［２．２．再溶解工程］
再溶解工程は、溶解工程で得られた鋳塊を再度、溶解・鋳造する工程である。再溶解工程は、必ずしも必要ではないが、再溶解を行うことにより鋼の清浄度がさらに向上し、鋼の耐疲労性が向上する。そのためには、再溶解は、真空中（例えば、真空アーク再溶解法）で行い、かつ、複数回繰り返すのが好ましい。

［２．３．均質化工程］
均質化工程は、溶解工程又は再溶解工程で得られた鋳塊を所定の温度で加熱する工程である。均質化熱処理は、鋳造時に生じた偏析を除去するために行われる。均質化熱処理条件は、特に限定されるものではなく、凝固偏析を除去可能な条件であれば良い。均質化熱処理条件は、通常、加熱温度：１１５０〜１３５０℃、加熱時間：１０時間以上、である。均質化熱処理後の鋳塊は、通常、空冷されるか、あるいは、赤熱状態のまま次工程に送られる。

［２．４．鍛造工程］
鍛造工程は、均質化熱処理後の鋳塊を鍛造し、所定の形状に加工する工程である。鍛造は、通常、熱間で行われる。また、熱間鍛造条件は、通常、加熱温度：９００〜１３５０℃、加熱時間：１ｈｒ以上、終止温度：８００℃以上である。熱間鍛造後の冷却方法は、特に限定されない。熱間鍛造は、１回のみ行っても良く、あるいは４〜５工程を連続して行っても良い。
鍛造後、必要に応じて、焼鈍が行われる。焼鈍条件は、通常、加熱温度：５５０〜９５０℃、加熱時間：１〜３６ｈｒ、冷却方法：空冷、である。

［２．５．固溶化熱処理工程］
固溶化熱処理工程は、所定の形状に加工された鋼を所定の温度で加熱する工程である。固溶化熱処理は、母材をγ相単相とし、かつ、Ｍｏ炭化物などの析出物を固溶させるために行われる。固溶化熱処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する。固溶化熱処理条件は、通常、加熱温度：９００〜１２００℃、加熱時間：１〜１０ｈｒ、冷却方法：空冷（ＡＣ）、衝風冷却（ＢＣ）、水冷（ＷＣ）又は油冷（ＯＣ）である。

［２．６．サブゼロ処理］
サブゼロ処理は、固溶化熱処理後の鋼を室温以下の温度に冷却する工程である。サブゼロ処理は、残留しているγ相をマルテンサイト相に変態させるために行われる。マルエージング鋼は、Ｍs点が低いため、室温に冷却した時点では、通常、多量のγ相が残留している。多量のγ相が残ったまま時効処理を行っても、大きな強度の向上は期待できない。そのため、固溶化熱処理後にサブゼロ処理を行い、残留γ相をマルテンサイト相に変態させる必要がある。サブゼロ処理条件は、通常、冷却温度：−１９７〜−７３℃、冷却時間：１〜１０ｈｒ、である。

［２．７．時効処理］
時効処理は、マルテンサイト相が生成した鋼を所定の温度で加熱する工程である。時効処理は、Ｎｉ₃Ｍｏ、ＮｉＡｌなどの金属間化合物と、Ｍｏ₂Ｃなどの炭化物を析出させるために行われる。時効処理条件は、鋼の組成に応じて最適な条件を選択する．時効処理条件は、通常、時効処理温度：４００〜６００℃、時効処理時間：０．５〜２４ｈｒ、冷却方法：空冷、である。

［３．マルエージング鋼の作用］
主要元素の成分範囲を特定の範囲に限定すると同時に、（１）式を満たすようにＣ、Ｎｉ、Ｃｏ、Ｃｒ及びＭｏの含有量を最適化すると、引張強度が２３００ＭＰａ以上、伸びが７％以上であり、かつ、疲労特性に優れたマルエージング鋼が得られる。これは、成分元素を最適化することにより、金属間化合物と炭化物の双方がバランス良く析出し、炭化物の形態が微細で、かつ、球状を呈するため、及び、これと同時に旧γ粒径が微細化されるためと考えられる。

（実施例１〜３０、比較例１〜１７）
［１．試料の作製］
表１及び表２に示す組成の合金を真空誘導炉で溶解し、１５０ｋｇの鋳塊を得た。得られた鋳塊を、さらに真空アーク溶解炉で再溶解した。溶製した鋳塊を１２５０℃×２４ｈｒ、空冷の条件下で均質化熱処理を行った後、φ２４ｍｍの棒材に鍛造加工した。鍛造条件は、１２５０℃×３ｈｒ、終止８００℃、空冷とした。鍛造後、６５０℃×８ｈｒ、空冷の条件下で焼鈍を行った。その後に、各試験用の試験片に粗加工した。
次に、１０００℃×１ｈｒ、水焼入れの条件下で粗加工材の固溶化熱処理を行った。次いで、−１９７℃×１ｈｒの条件下で粗加工材のサブゼロ処理を行った。さらに、５００℃×５ｈｒ、空冷の条件下で粗加工材の時効処理を行った。その後に、各試験片に精加工し、引張試験、シャルピー衝撃試験、及び、低サイクル疲労試験に供した。

［２．試験方法］
［２．１．結晶粒度］
鍛伸方向横断面にて試料を採取し、１０％クロム酸電界腐食により旧γ粒界の腐食を行った。ＪＩＳＧ０５５１に準拠して、結晶粒度を粒度番号により導出した。
［２．２．清浄度］
鋼中の非金属介在物の点算法による顕微鏡試験方法（ＪＩＳＧ０５５５）に準じて、全介在物の面積率（％）を測定し、その鋼の清浄度（ｄ％）とした。試験片は、焼鈍後のφ２４ｍｍの棒材から長さ１０ｍｍ程度に切り出し、これを長手方向に２つ割りして、縦断面が被検面観察面となるように樹脂に埋め込み、鏡面研磨することにより作製した。

［２．３．ロックウェル硬さ］
ロックウェル硬さ試験方法（ＪＩＳＺ２２４５）に準じて、Ｃスケールにて実施した。時効処理後の試料の鍛伸方向横断面にて試料を採取し、荷重１５０ｋｇｆで測定した。測定値は、１０点の平均値を採用した。
［２．４．引張特性］
金属引張試験方法（ＪＩＳＺ２２４１）に準じて、引張強度（ＭＰａ）を測定した。試験片は、ＪＩＳＺ２２０１による１４Ａ号試験片とした。試験温度は、室温とした。

［２．５．シャルピー衝撃試験］
試験片長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片を採取し、２ｍｍＶノッチの試験片形状（５号試験片）にてＪＩＳ法（ＪＩＳＺ２２４２）に準拠して実施した。試験温度は、室温とした。
［２．６．低サイクル疲労試験（ＬＣＦ）］
試験片の長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片素材を採取し、ＪＩＳ法（ＪＩＳＺ２２７９）に準拠して試験片を作製した。これを用いて試験を実施した。試験温度は２００℃とした。また、歪波形は三角波とし、周波数＝０．５Ｈｚ、歪＝０．９％とした。

［３．結果］
表３及び表４に、結果を示す。表３及び表４より、以下のことがわかる。
（１）Ｃ量が少ないと、靱延性は高いが、硬さが低い。一方、Ｃ量が過剰になると、硬さは高いが靱延性に劣る。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にＣ量を最適化すると、高強度、高靱延性及び高耐疲労性を両立させることができる。
（２）金属間化合物及び炭化物の析出量に関係するＮｉ、Ｃｏ、Ｍｏ及びＡｌの含有量が少なすぎる場合、及び、多すぎる場合のいずれも、引張強度が低い。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にこれらの元素の含有量を最適化すると、高強度、高靱延性及び高耐疲労性を両立させることができる。
（３）Ｃｒ量が少ないと、高強度は得られるが靱延性が低い。Ｃｒ量が増加すると、靱延性は向上するが、Ｃｒ量が過剰になると、強度及び靱延性が低下する。これに対し、他の元素の含有量を最適化すると同時にＣｒ量を最適化すると、高強度、高靱延性及び高耐疲労性を両立させることができる。
（４）Ａ値が低いと、靱延性は高いが強度は低い。一方、Ａ値が高くなると、強度は向上するが、Ａ値が高すぎると、強度及び靱延性が低下する。これに対し、各元素の含有量を最適化すると同時にＡ値を最適化すると、高強度、高靱延性及び高耐疲労性を両立させることができる。

以上、本発明の実施の形態について詳細に説明したが、本発明は、上記実施の形態に何ら限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内で種々の改変が可能である。

本発明に係るマルエージング鋼は、航空機のエンジンシャフト、固体燃料ロケット・モーター・ケース、航空機昇降装置、エンジン・バルブ・スプリング（弁バネ）、強力ボルト、伝達軸、石油・化学工業用高圧容器などに用いることができる。

Claims

０．１０≦Ｃ≦０．３０ｍａｓｓ％、
６．０≦Ｎｉ≦９．４ｍａｓｓ％、
１１．０≦Ｃｏ≦２０．０ｍａｓｓ％、
１．０≦Ｍｏ≦６．０ｍａｓｓ％、
２．０≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％、
０．５≦Ａｌ≦１．３ｍａｓｓ％、及び、
Ｔｉ≦０．１ｍａｓｓ％
を含み、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、
次の（１）式を満たすマルエージング鋼。
１．００≦Ａ≦１．０８・・・・（１）
但し、Ａ＝０．９５＋０．３５×[Ｃ]−０．００９２×[Ｎｉ]＋０．０１１×[Ｃｏ]−０．０２×[Ｃｒ]−０．００１×[Ｍｏ]、
[]は、各元素の含有量（ｍａｓｓ％）。
２．５≦Ｃｒ≦６．０ｍａｓｓ％
である請求項１に記載のマルエージング鋼。