JPH02225646A - 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 - Google Patents
高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法Info
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- JPH02225646A JPH02225646A JP4323689A JP4323689A JPH02225646A JP H02225646 A JPH02225646 A JP H02225646A JP 4323689 A JP4323689 A JP 4323689A JP 4323689 A JP4323689 A JP 4323689A JP H02225646 A JPH02225646 A JP H02225646A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
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】
〔産業上の利用分野〕
本発明は高強度(高硬度)が要求される部材や部品例え
ば各種薄板ばね、刃物、かみそり替刃、カッター芯材な
どに好適なステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法
に関する。
ば各種薄板ばね、刃物、かみそり替刃、カッター芯材な
どに好適なステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法
に関する。
従来、高強度が要求される部材や部品材料用高強度ステ
ンレス鋼としてマルテンサイト系ステンレス鋼、加工硬
化型オースナイト系ステンレス鋼あるいは析出硬化型ス
テンレス鋼などが使用されている。
ンレス鋼としてマルテンサイト系ステンレス鋼、加工硬
化型オースナイト系ステンレス鋼あるいは析出硬化型ス
テンレス鋼などが使用されている。
マルテンサイト系ステンレス鋼は5US41.0142
0J1.420J2.440A、 B、 Cなどに代表
されるもので、これらの鋼は焼入れ焼もどしにより高強
度が得られるので刃物、かみそり替刃などの用途に使用
されている。しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼の焼入れ処理は950〜1100℃の高温域から冷
却するものであり、冷却過程でマルテンサイト変態によ
り形状が損なわれやすく、これを防止するためにはプレ
ス・クエンチのような特殊熱処理を施さなければならな
い。
0J1.420J2.440A、 B、 Cなどに代表
されるもので、これらの鋼は焼入れ焼もどしにより高強
度が得られるので刃物、かみそり替刃などの用途に使用
されている。しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼の焼入れ処理は950〜1100℃の高温域から冷
却するものであり、冷却過程でマルテンサイト変態によ
り形状が損なわれやすく、これを防止するためにはプレ
ス・クエンチのような特殊熱処理を施さなければならな
い。
5US304.5US301に代表される加工硬化型オ
ーステナイト系ステンレス鋼は焼鈍後の冷間加工による
オーステナイト(γ)相の加工硬化と加工誘起マルテン
サイト(α′)相の生成により高強度化を図るものであ
る。しかしながら、これらの肩は冷開加工に加えて時効
処理を施してもビッカース硬さHvが高々500〜55
0程度であり、高強度化を図るにも限界がある。
ーステナイト系ステンレス鋼は焼鈍後の冷間加工による
オーステナイト(γ)相の加工硬化と加工誘起マルテン
サイト(α′)相の生成により高強度化を図るものであ
る。しかしながら、これらの肩は冷開加工に加えて時効
処理を施してもビッカース硬さHvが高々500〜55
0程度であり、高強度化を図るにも限界がある。
析出硬化型ステンレス鋼には析出硬化元素としてCuを
添加した5US630. iを添加した5US631が
ある。 5US630は固溶化処理後の時効処理により
硬化させるものであるが、ビッカース硬さHvが高々5
00程度である。 5US631は準安定型オーステ
ナイト系ステンレス鋼であり冷間加工と時効処理を組み
合わせ高強度化を図るものであるが、この鋼材でもビッ
カース硬さHvが550程度が限界である。
添加した5US630. iを添加した5US631が
ある。 5US630は固溶化処理後の時効処理により
硬化させるものであるが、ビッカース硬さHvが高々5
00程度である。 5US631は準安定型オーステ
ナイト系ステンレス鋼であり冷間加工と時効処理を組み
合わせ高強度化を図るものであるが、この鋼材でもビッ
カース硬さHvが550程度が限界である。
また5US631はAl1を多量に含有しているためア
ルミナ系の非金属介在物を形成し靭性や延性が低下する
場合もある。
ルミナ系の非金属介在物を形成し靭性や延性が低下する
場合もある。
このようにこれらの高強度ステンレス鋼で得られる強度
レベルは低く、より高強度を有するステンレス鋼材の開
発が望まれていた。
レベルは低く、より高強度を有するステンレス鋼材の開
発が望まれていた。
本発明者らは高強度ステンレス鋼材を得るには準安定オ
ーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を施し、加工誘
起マルテンサイト(α′)相を多量に生成させ、これに
適度の時効処理を行いひずみ時効と析出時効により高硬
度化を図ることが最も有効であると考え、鋭意研究を重
ねた結果、 SLはオーステナイト(γ)相の安定度を
低下させ冷間加工の際の α′相の生成を促進させるこ
とにより高強度化に寄与し、また、 高Si含有鋼にN
b、 Ti、 Vなどの添加元素を含有させることによ
り冷間加工後300〜600℃の時効処理を施すとビッ
カース硬さHv650以上の極めて大きい時効硬化能が
発現し高強度化が図れることを見出した。
ーステナイト系ステンレス鋼に冷間加工を施し、加工誘
起マルテンサイト(α′)相を多量に生成させ、これに
適度の時効処理を行いひずみ時効と析出時効により高硬
度化を図ることが最も有効であると考え、鋭意研究を重
ねた結果、 SLはオーステナイト(γ)相の安定度を
低下させ冷間加工の際の α′相の生成を促進させるこ
とにより高強度化に寄与し、また、 高Si含有鋼にN
b、 Ti、 Vなどの添加元素を含有させることによ
り冷間加工後300〜600℃の時効処理を施すとビッ
カース硬さHv650以上の極めて大きい時効硬化能が
発現し高強度化が図れることを見出した。
本発明は。
重量%で。
C: 0.15%以下。
Si : 3.0〜7.0%
Mn : 8.0%以下
Ni : 8.0〜13.0%
Cr : 12.0〜17.0%
N : 0.10%以下
を含有し、さらに、
Nb : 1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1
.0%以下。
.0%以下。
Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含有し、残
部がFaと不可避的不純物からなり、かつ、Ni当量=
Ni(%)+0,6ONo(%)+9.69(C+N)
(%)+O,1,8Cr(%)−0,11Si(%)’
+ 0.60 (Nb+Ti+Vl−Zr)(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼を提供する。
部がFaと不可避的不純物からなり、かつ、Ni当量=
Ni(%)+0,6ONo(%)+9.69(C+N)
(%)+O,1,8Cr(%)−0,11Si(%)’
+ 0.60 (Nb+Ti+Vl−Zr)(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼を提供する。
本発明はまた上記組成を有し、実質的にマルテンサイト
(α′)相よりなり、ビッカース硬さ1v650以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
(α′)相よりなり、ビッカース硬さ1v650以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
本発明はまた上記鋼に30%以上の冷間圧延を施した後
300〜600℃の温度範囲内で時効処理を施すことを
特徴とする高強度ステンレス鋼材の製造方法を提供する
。
300〜600℃の温度範囲内で時効処理を施すことを
特徴とする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、
重量%で、
C: 0.15%以下、
Si : 3.0〜7.0%
Mn:8.0%以下
Ni j 8.G〜13.0%
Cr : 12.0〜17.0%
N : 0.10%以下
を含有し、さらに、
Nb : 1.0%以下、Ti:1.0%以下、 V
: 1.0%以下、Zr:1.0%以下の1種または2
種以上を含有し、かつ、 No : 3.0%以下、Cu : 3.0%以下の1
種または2種を含有し。
: 1.0%以下、Zr:1.0%以下の1種または2
種以上を含有し、かつ、 No : 3.0%以下、Cu : 3.0%以下の1
種または2種を含有し。
残部がFaと不可避的不純物からなり、かつNi肖量=
=Ni(%)+0.6ONo(%)+9.69(C+N
)(%)+0.1+1Cr(%) 0.11Si(%
)” + 0.60 (Nb+Ti+V+Zr)(%)
+0.6ONo(%)+Cu(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供する。
=Ni(%)+0.6ONo(%)+9.69(C+N
)(%)+0.1+1Cr(%) 0.11Si(%
)” + 0.60 (Nb+Ti+V+Zr)(%)
+0.6ONo(%)+Cu(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供する。
本発明はまた上記組成を有し、実質的にマルテンサイト
(α′)相からなり、ビッカース硬さHv650以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
(α′)相からなり、ビッカース硬さHv650以上を
有することを特徴とする高強度ステンレス鋼材を提供す
る。
本発明はまた上記鋼に30%以上の冷間圧延を施した後
300〜600℃の温度範囲内で時効処理を施すことを
特徴とする高強度ステンレス鋼材の製造方法を提供する
。
300〜600℃の温度範囲内で時効処理を施すことを
特徴とする高強度ステンレス鋼材の製造方法を提供する
。
次に、本発明鋼において鋼組成の限定理由を以下に説明
する。
する。
C:Cはオーステナイト生成元素でδフェライト相の生
成の抑制に寄与する。また、Cは冷間加工で誘発された
マルテンサイト(α′)相の強化に有効である。しかし
ながら、本発明鋼ではSL含有量が高くCの固溶限が低
いためC含有量を高くすると粒界にCr炭化物が析出し
耐粒界腐食や延性低下をもたらす、したがってCは0.
15%以下とする。
成の抑制に寄与する。また、Cは冷間加工で誘発された
マルテンサイト(α′)相の強化に有効である。しかし
ながら、本発明鋼ではSL含有量が高くCの固溶限が低
いためC含有量を高くすると粒界にCr炭化物が析出し
耐粒界腐食や延性低下をもたらす、したがってCは0.
15%以下とする。
Si : Siは本発明鋼の特徴である高強度を発現さ
せるに必須の元素である。すなわち、Siはγ相の安定
度を低下させ冷間加工時に α′相の生成を促進させる
とともに α′相の強化にも寄与する。さらに1時効処
理を施すことにより強度を著しく増大させる。これらの
特性を十分に発揮させるにはSLは3.0%以上必要で
ある。 しかしながら、多量に含有されると熱間加工性
は劣化するため上限を7.0%とする。
せるに必須の元素である。すなわち、Siはγ相の安定
度を低下させ冷間加工時に α′相の生成を促進させる
とともに α′相の強化にも寄与する。さらに1時効処
理を施すことにより強度を著しく増大させる。これらの
特性を十分に発揮させるにはSLは3.0%以上必要で
ある。 しかしながら、多量に含有されると熱間加工性
は劣化するため上限を7.0%とする。
Mn : MnはNiと同様にオーステナイト生成元素
であり焼鈍材のオーステナイト組織を得るのに必要な元
素である。しかしながら、 MnはNi当量を増大させ
る元素であり多く含有させると冷間圧延時の加工誘′起
マルテンサイト(α′)相の生成が阻害される1以上を
鑑みてにnは8.0%以下とする。
であり焼鈍材のオーステナイト組織を得るのに必要な元
素である。しかしながら、 MnはNi当量を増大させ
る元素であり多く含有させると冷間圧延時の加工誘′起
マルテンサイト(α′)相の生成が阻害される1以上を
鑑みてにnは8.0%以下とする。
Ni : Niはオーステナイト系ステンレス鋼の基本
成分で強力なオーステナイト生成元素である。Siを多
量に含有する本発明鋼においてδフエライトの生成を抑
制し、焼鈍状態で安定したオーステナイト相を得るため
には8.0%以上の含有が必要である。しかしながら、
多量に含有するとN1当量が増大し冷間圧延時の α′
相の生成を抑制するため上限を13.0%とする。
成分で強力なオーステナイト生成元素である。Siを多
量に含有する本発明鋼においてδフエライトの生成を抑
制し、焼鈍状態で安定したオーステナイト相を得るため
には8.0%以上の含有が必要である。しかしながら、
多量に含有するとN1当量が増大し冷間圧延時の α′
相の生成を抑制するため上限を13.0%とする。
Cr : Crはステンレス鋼の基本成分であり良好な
耐食性を得るには12.0%以上の含有が必要である。
耐食性を得るには12.0%以上の含有が必要である。
しかし、 Crは強力なフェライト生成元素であり多量
に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間加工性
を阻害するとともに多量のδフェライトは高強度化を阻
害するため上限を17.0%とする。
に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間加工性
を阻害するとともに多量のδフェライトは高強度化を阻
害するため上限を17.0%とする。
NUNはCと同様、冷間圧延により生成されるα′相の
固溶強化に寄与するが0.10%を超えるとブローホー
ルを生成するなど健全な鋼塊が得られなくなるためこれ
を上限とする。
固溶強化に寄与するが0.10%を超えるとブローホー
ルを生成するなど健全な鋼塊が得られなくなるためこれ
を上限とする。
Nb、 Ti、 V、 Zr :
Nb、 Ti、 VおよびZrは冷間圧延後の時効処理
により高強度化を図るのに有効であり、基本組織をγ相
として冷間圧延にてできるだけ多量のα′相を得た後時
効処理することを主眼とする本発明において重要な成分
である。しかし、添加量が増えるとδフェライトが生成
され熱間加工性が劣化するためそれぞれの上限を1.0
%とする。
により高強度化を図るのに有効であり、基本組織をγ相
として冷間圧延にてできるだけ多量のα′相を得た後時
効処理することを主眼とする本発明において重要な成分
である。しかし、添加量が増えるとδフェライトが生成
され熱間加工性が劣化するためそれぞれの上限を1.0
%とする。
Mo : Moは結晶粒を微細化しまた。固溶強化によ
り高強度化に寄与しかつ、耐食性の向上にも有効である
が多量に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間
加工性が低下するためその上限を3.0%とする。
り高強度化に寄与しかつ、耐食性の向上にも有効である
が多量に含有させると多量のδフェライトを生成し熱間
加工性が低下するためその上限を3.0%とする。
Cu : CuはNiと同様オーステナイト生成元素で
ありγ相の安定化に寄与する。また、 CuはMOと同
様耐食性の向上に寄与する。しかしながら、多量に含有
すると熱間加工性が低下するため上限を3.0%とする
。
ありγ相の安定化に寄与する。また、 CuはMOと同
様耐食性の向上に寄与する。しかしながら、多量に含有
すると熱間加工性が低下するため上限を3.0%とする
。
次にNi当量、冷間圧延率および時効処理について説明
する。
する。
Ni当量:
Ni当量は α′変態に対するγ安定度の指標であり、
次式に示す経験式で表わされる。
次式に示す経験式で表わされる。
Ni当量=Ni(%) + 0 、608n (%)+
9.δ9(C+N)(%)+0.18Cr(%)−0,
11Si(%)” + 0.60 (Nb+Ti+V+
Zr)(%)+0.6ONo(%)+Cu(%) Ni当量が低いほど冷間圧延による α′相の生成量が
増加し高強度化が図れるが低過ぎると焼鈍状態で多量の
マルテンサイト相が生成し、実質的にγ相が得られない
ためその下限を8.0とする。一方。
9.δ9(C+N)(%)+0.18Cr(%)−0,
11Si(%)” + 0.60 (Nb+Ti+V+
Zr)(%)+0.6ONo(%)+Cu(%) Ni当量が低いほど冷間圧延による α′相の生成量が
増加し高強度化が図れるが低過ぎると焼鈍状態で多量の
マルテンサイト相が生成し、実質的にγ相が得られない
ためその下限を8.0とする。一方。
Ni当量が増加するとγ安定度が増加し冷間加工時の
α′相の生成が抑制され高強度化が図れなくなるためそ
の上限を14.0とする。
α′相の生成が抑制され高強度化が図れなくなるためそ
の上限を14.0とする。
冷間圧延率:
本発明鋼は冷間圧延により多量の α′相を生成させそ
の後の時効処理により高強度化を図るものである。この
効果を発揮させるのに必要な冷間圧延率はNi当量に依
存しNi当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くな
る。前述のようにNi当量が8.0〜14.0の範囲で
は30%以上の冷間圧延率が必要である。
の後の時効処理により高強度化を図るものである。この
効果を発揮させるのに必要な冷間圧延率はNi当量に依
存しNi当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くな
る。前述のようにNi当量が8.0〜14.0の範囲で
は30%以上の冷間圧延率が必要である。
時効処理:
本発明鋼は冷間圧延により多量の α′相を生成させた
後適度な時効処理を施すことにより高強度を得るもので
ある。300℃以下では時効硬化能が十分ではなく高強
度が得られない、 また、600℃以上の温度になると
前処理の冷間圧延により付与した歪みが緩和されやはり
高強度が得られなくなる。したがって、冷間圧延後の適
切な時効処理温度範囲を300〜600℃とする。なお
、時効処理時間は短時間でも十分であるが、安定した特
性を得るには30分以上の保持が必要である。
後適度な時効処理を施すことにより高強度を得るもので
ある。300℃以下では時効硬化能が十分ではなく高強
度が得られない、 また、600℃以上の温度になると
前処理の冷間圧延により付与した歪みが緩和されやはり
高強度が得られなくなる。したがって、冷間圧延後の適
切な時効処理温度範囲を300〜600℃とする。なお
、時効処理時間は短時間でも十分であるが、安定した特
性を得るには30分以上の保持が必要である。
(発明の具体的開示)
〔実施例〕
本発明鋼の特徴を従来鋼および比較鋼と比べて実施例を
もって明らかにする。
もって明らかにする。
第1表に本発明鋼、従来鋼および比較鋼の組成を示す、
試料Hα1〜12鋼は本発明鋼であり、試料No13.
14は従来鋼であり、各々5US3011および5US
631tllである。また試料にα15.16は比較鋼
で試料Na1S鋼はNi当量が本発明の範囲内であるが
S1含有量が本発明範囲を外れたもの、試料Na 16
u4は各成分元素含有量が本発明範囲内であるが81
当量が本発明範囲を外れたものである。各鋼を真空下で
12kg?s製後、 35tX1.10w)lに鍛造、
30t X LO5v X nに皮削り、熱間圧延に
て3.0tとし溶体化処理、冷間圧延、焼鈍を施した後
冷間圧延にて0.9tに仕上げた。さらに、これらの冷
延鋼板に475℃Xlhの時効処理を施した。
試料Hα1〜12鋼は本発明鋼であり、試料No13.
14は従来鋼であり、各々5US3011および5US
631tllである。また試料にα15.16は比較鋼
で試料Na1S鋼はNi当量が本発明の範囲内であるが
S1含有量が本発明範囲を外れたもの、試料Na 16
u4は各成分元素含有量が本発明範囲内であるが81
当量が本発明範囲を外れたものである。各鋼を真空下で
12kg?s製後、 35tX1.10w)lに鍛造、
30t X LO5v X nに皮削り、熱間圧延に
て3.0tとし溶体化処理、冷間圧延、焼鈍を施した後
冷間圧延にて0.9tに仕上げた。さらに、これらの冷
延鋼板に475℃Xlhの時効処理を施した。
第2表に各鋼の冷間圧延率、冷延後のマルテンサイト量
(α′量)、冷延のままと時効処理後の硬さ(Hv)、
引張強さ、伸びおよび時効前後のビッカース硬さの差Δ
Hvを示す、またあわせて本発明鋼の低冷間圧延材の比
較例を示す0本発明鋼である試料魔1〜12鋼は時効硬
化能が大きく△Hvが200以上あり時効処理後の硬さ
がHv650以上である。 これに対し従来鋼である試
料Nci13.14111.比較鋼である試料Na15
.16鋼および本発明鋼の30%未満の冷延材では時効
硬化能が低く時効処理後の硬さHVが650以下である
。
(α′量)、冷延のままと時効処理後の硬さ(Hv)、
引張強さ、伸びおよび時効前後のビッカース硬さの差Δ
Hvを示す、またあわせて本発明鋼の低冷間圧延材の比
較例を示す0本発明鋼である試料魔1〜12鋼は時効硬
化能が大きく△Hvが200以上あり時効処理後の硬さ
がHv650以上である。 これに対し従来鋼である試
料Nci13.14111.比較鋼である試料Na15
.16鋼および本発明鋼の30%未満の冷延材では時効
硬化能が低く時効処理後の硬さHVが650以下である
。
本発明は特定組成の高Si含有Cr−Ni系準安定オー
ステナイト系ステンレス鋼およびそれに冷間圧延および
時効処理を施すことによりビッカース硬さ1v650以
上の著しい高強度化を実現させたもので各種薄板ばね、
刃物、替刃、カッター芯材などに使用され得る高強度ス
テンレス鋼ならびにその高強度ステンレス鋼材とその製
造方法を提供するものでその工業的価値は極めて高い。
ステナイト系ステンレス鋼およびそれに冷間圧延および
時効処理を施すことによりビッカース硬さ1v650以
上の著しい高強度化を実現させたもので各種薄板ばね、
刃物、替刃、カッター芯材などに使用され得る高強度ス
テンレス鋼ならびにその高強度ステンレス鋼材とその製
造方法を提供するものでその工業的価値は極めて高い。
手続補正書
平成1年8月4日
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、重量%で、 C:0.15%以下、 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、N
i当量=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(
C+N)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(
%)^2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼。 2、重量%で、 C:0.15%以下、 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに、 Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、N
i当量=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(
C+N)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(
%)^2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0の範囲に
ある組成を有し、実質的にマルテンサイト(α′)相か
らなり、ビッカース硬さHv650以上を有することを
特徴とする高強度ステンレス鋼材。 3、重量%で、 C:0.15%以下。 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに、 Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、N
i当量=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(
C+N)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(
%)^2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0の範囲内
にある鋼に30%以上の冷間圧延を施した後300〜6
00℃の温度範囲内に時効処理を施すことを特徴とする
高強度ステンレス鋼材の製造方法。 4、重量%で、 C:0.15%以下、 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに、 Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、かつ、 Mo:3.0%以下、Cu:3.0%以下の1種または
2種を含有し、 残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、Ni当量
=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(C+N
)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(%)^
2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%)+0.6
0Mo(%)+Cu(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0であるこ
とを特徴とする高強度ステンレス鋼。 5、重量%で、 C:0.15%以下、 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに、 Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、かつ、 Mo:3.0%以下、Cu:3.0%以下の1種または
2種を含有し、 残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、Ni当量
=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(C+N
)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(%)^
2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%)+0.6
0Mo(%)+Cu(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0の範囲内
にある組成を有し、実質的マルテンサイト(α′)相か
らなり、ビッカース硬さHv650以上を有することを
特徴とする高強度ステンレス鋼材。 6、重量%で、 C:0.15%以下、 Si:3.0〜7.0% Mn:8.0%以下 Ni:8.0〜13.0% Cr:12.0〜17.0% N:0.10%以下 を含有し、さらに、 Nb:1.0%以下、Ti:1.0%以下、V:1.0
%以下、Zr:1.0%以下の1種または2種以上を含
有し、かつ、 Mo:3.0%以下、Cu:3.0%以下の1種または
2種を含有し、 残部がFeと不可避的不純物からなり、かつ、Ni当量
=Ni(%)+0.60Mn(%)+9.69(C+N
)(%)+0.18Cr(%)−0.11Si(%)^
2+0.60(Nb+Ti+V+Zr)(%)+0.6
0Mo(%)+Cu(%) で定義されるNi当量の値が8.0〜14.0の範囲内
にある鋼に30%以上の冷間圧延を施した後300〜6
00℃の温度範囲内で時効処理を施すことを特徴とする
高強度ステンレス鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1043236A JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP1043236A JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02225646A true JPH02225646A (ja) | 1990-09-07 |
JP2537679B2 JP2537679B2 (ja) | 1996-09-25 |
Family
ID=12658269
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP1043236A Expired - Fee Related JP2537679B2 (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度ステンレス鋼およびその鋼材とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2537679B2 (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH04272524A (ja) * | 1991-02-27 | 1992-09-29 | Nippon Steel Corp | 高強度コイルばねの疲労強度向上方法 |
JPH05279736A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
JP2007302972A (ja) * | 2006-05-12 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6179720A (ja) * | 1984-09-27 | 1986-04-23 | Plus Eng Co Ltd | ドツト・プリンタ−用印字ワイヤ− |
JPS62256949A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
JPS63317628A (ja) * | 1987-06-22 | 1988-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 張り出し強度および靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法 |
-
1989
- 1989-02-27 JP JP1043236A patent/JP2537679B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS6179720A (ja) * | 1984-09-27 | 1986-04-23 | Plus Eng Co Ltd | ドツト・プリンタ−用印字ワイヤ− |
JPS62256949A (ja) * | 1986-04-30 | 1987-11-09 | Nisshin Steel Co Ltd | ブレ−ドの基板用ステンレス鋼 |
JPS63317628A (ja) * | 1987-06-22 | 1988-12-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 張り出し強度および靭性に優れた高強度ステンレス鋼の製造方法 |
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Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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JPH05279736A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-26 | Nisshin Steel Co Ltd | 耐応力腐食割れ特性に優れた高強度ばね用ステンレス鋼の製造方法 |
JP2007302972A (ja) * | 2006-05-12 | 2007-11-22 | Nisshin Steel Co Ltd | 時効硬化特性に優れた高強度非磁性ステンレス鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2537679B2 (ja) | 1996-09-25 |
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