JPH06287635A - 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 - Google Patents
延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法Info
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- JPH06287635A JPH06287635A JP9515593A JP9515593A JPH06287635A JP H06287635 A JPH06287635 A JP H06287635A JP 9515593 A JP9515593 A JP 9515593A JP 9515593 A JP9515593 A JP 9515593A JP H06287635 A JPH06287635 A JP H06287635A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 構造部材として要求される９００Ｎ／ｍｍ2
以上の高い０．２％耐力を示し、かつ高い延性と優れた
耐溶接軟化特性をもつ高耐力・高強度ステンレス鋼材を
得る。 【構成】 この高耐力・高強度ステンレス鋼材は、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：０．１０％以下を含み、さらに選択的にＣｕ，
Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上合計で４．０％以下および／
または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、添加元素に応じて定義されるＮｉｅｑの値
が１３．０〜１７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７
５０℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、４
００〜６００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施す
ことを特徴とする製造方法にて製造できる。
以上の高い０．２％耐力を示し、かつ高い延性と優れた
耐溶接軟化特性をもつ高耐力・高強度ステンレス鋼材を
得る。 【構成】 この高耐力・高強度ステンレス鋼材は、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：０．１０％以下を含み、さらに選択的にＣｕ，
Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上合計で４．０％以下および／
または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、添加元素に応じて定義されるＮｉｅｑの値
が１３．０〜１７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７
５０℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、４
００〜６００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施す
ことを特徴とする製造方法にて製造できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、構造材料などに使用さ
れる高耐力・高強度ステンレス鋼の製造方法に関する。
れる高耐力・高強度ステンレス鋼の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】ステンレス鋼を構造材料として使用する
場合、十分な変形抵抗を有し、破断強さが大きく、かつ
破断に至るまでの伸びが大きいことが要求される。さら
に構造物は溶接施工で組み立てられることが多いことか
ら、その材料特性については溶接時の溶接入熱による強
度低下がなく、母材と同等の性能を有することが望まし
い。
場合、十分な変形抵抗を有し、破断強さが大きく、かつ
破断に至るまでの伸びが大きいことが要求される。さら
に構造物は溶接施工で組み立てられることが多いことか
ら、その材料特性については溶接時の溶接入熱による強
度低下がなく、母材と同等の性能を有することが望まし
い。
【０００３】既存の高耐力・高強度ステンレス鋼として
は、（１）マルテンサイト系ステンレス鋼、（２）加工
硬化型オ−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。
は、（１）マルテンサイト系ステンレス鋼、（２）加工
硬化型オ−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。
【０００４】マルテンサイト系ステンレス鋼は主にＦｅ
−Ｃｒ−Ｃからなり、焼入れ温度領域（９００〜１１０
０℃であるが、Ｃｒ、Ｃの含有量によって変わる）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（Ｍｓ点）が室温以上にあって、いわゆる
「焼入れ」により高強度を得る鋼である。
−Ｃｒ−Ｃからなり、焼入れ温度領域（９００〜１１０
０℃であるが、Ｃｒ、Ｃの含有量によって変わる）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（Ｍｓ点）が室温以上にあって、いわゆる
「焼入れ」により高強度を得る鋼である。
【０００５】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、曲げ、切削、切断などの加工が加えら
れ、所望の形状が与えられた後に焼入れ焼き戻し等の熱
処理が施されて高強度が付与される。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
起こし易く、溶接後に溶接部に後熱処理を施さねばなら
ぬなどの欠点がある。そこで、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、例えば、特公昭５１−３５４４７号に示される鋼が
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、その化学組成はＣ：０．０３２％，Ｓｉ：
０．７５％，Ｍｎ：０．１４％，Ｎｉ：４．０１％，Ｃ
ｒ：１２．４％，Ｔｉ：０．３１％であり、この材料は
約１０５９Ｎ／ｍｍ2 の引張り強さ、約６％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。
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、曲げ、切削、切断などの加工が加えら
れ、所望の形状が与えられた後に焼入れ焼き戻し等の熱
処理が施されて高強度が付与される。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
起こし易く、溶接後に溶接部に後熱処理を施さねばなら
ぬなどの欠点がある。そこで、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、例えば、特公昭５１−３５４４７号に示される鋼が
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、その化学組成はＣ：０．０３２％，Ｓｉ：
０．７５％，Ｍｎ：０．１４％，Ｎｉ：４．０１％，Ｃ
ｒ：１２．４％，Ｔｉ：０．３１％であり、この材料は
約１０５９Ｎ／ｍｍ2 の引張り強さ、約６％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。
【０００６】加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼
は、ＳＵＳ３０１、２０１、３０４、２０２などの準安
定オーステナイト相を有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ＪＩＳ Ｇ４３０７に規定されている。例えば、
ＳＵＳ３０１の１／２Ｈでは、耐力７５５Ｎ／ｍｍ2以
上、引張り強さ１０３０Ｎ／ｍｍ2 、伸び１０％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、粒界型応力腐食割れが発生することがあ
る。
は、ＳＵＳ３０１、２０１、３０４、２０２などの準安
定オーステナイト相を有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ＪＩＳ Ｇ４３０７に規定されている。例えば、
ＳＵＳ３０１の１／２Ｈでは、耐力７５５Ｎ／ｍｍ2以
上、引張り強さ１０３０Ｎ／ｍｍ2 、伸び１０％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、粒界型応力腐食割れが発生することがあ
る。
【０００７】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、いずれも時効硬化元素
である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、例えば析出硬化熱処理後の
ＳＵＳ６３１は１０３０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐力、１２２
５Ｎ／ｍｍ2 の引張り強さ、４〜６％の伸びを有する。
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、いずれも時効硬化元素
である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、例えば析出硬化熱処理後の
ＳＵＳ６３１は１０３０Ｎ／ｍｍ2 以上の耐力、１２２
５Ｎ／ｍｍ2 の引張り強さ、４〜６％の伸びを有する。
【０００８】析出硬化型ステンレス鋼を構造用部材とし
て使用しようとすると、時効処理前に加工や溶接を施す
必要があるが、大きな構造物では時効処理を施すのが困
難である。
て使用しようとすると、時効処理前に加工や溶接を施す
必要があるが、大きな構造物では時効処理を施すのが困
難である。
【０００９】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には、強度、加工性、溶
接軟化抵抗のすべてを兼ね備えているものはない。
として従来から知られている鋼には、強度、加工性、溶
接軟化抵抗のすべてを兼ね備えているものはない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明者らは、加工性
に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼を既に提案し
ている。例えばその１つに特開昭６３−２１０２３４号
として開示されたステンレス鋼がある。これは特定組成
の鋼を５７５〜７５０℃の温度範囲内で６０分未満の熱
処理を施すことでマルテンサイト相からオーステナイト
相への逆変態を起し、逆変態後室温まで持ち越さたオー
ステナイト相と未変態のマルテンサイト相からなる複相
組織を得るものである。しかし、この場合、マルテンサ
イト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための
熱処理（以下、逆変態処理という）を行った後の０．２
％耐力は逆変態処理温度に大きく影響され、構造部材と
して要求される９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高耐力値を工業
的に安定して得ることは必ずしも容易なことではなかっ
た。本発明は、０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレ
ス鋼材を提供することを目的とする。
に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼を既に提案し
ている。例えばその１つに特開昭６３−２１０２３４号
として開示されたステンレス鋼がある。これは特定組成
の鋼を５７５〜７５０℃の温度範囲内で６０分未満の熱
処理を施すことでマルテンサイト相からオーステナイト
相への逆変態を起し、逆変態後室温まで持ち越さたオー
ステナイト相と未変態のマルテンサイト相からなる複相
組織を得るものである。しかし、この場合、マルテンサ
イト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための
熱処理（以下、逆変態処理という）を行った後の０．２
％耐力は逆変態処理温度に大きく影響され、構造部材と
して要求される９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高耐力値を工業
的に安定して得ることは必ずしも容易なことではなかっ
た。本発明は、０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上で
ある延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレ
ス鋼材を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】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：０．１０％以下を含み、残部Ｆｅと不可避的不純物
からなり、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３
Ｓｉ＋２０（Ｃ＋Ｎ）で定義されるＮｉｅｑの値が１
３．０〜１７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲内で６０分未満の熱処理を施した後、４０
０〜６００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すこ
とを特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相
の複相組織よりなり０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以
上である延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステ
ンレス鋼材の製造方法を提供する。
％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、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３
Ｓｉ＋２０（Ｃ＋Ｎ）で定義されるＮｉｅｑの値が１
３．０〜１７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲内で６０分未満の熱処理を施した後、４０
０〜６００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すこ
とを特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相
の複相組織よりなり０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以
上である延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステ
ンレス鋼材の製造方法を提供する。
【００１２】本発明はまた、前記の組成に加えて、合計
で４％以下のＣｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上、および
／または合計で１％以下のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａ
ｌ，Ｂ，Ｔａの１種以上含有する鋼を素材とする同様の
素材の製造方法を提供する。その場合Ｎｉｅｑの定義は
成分に応じて修正される。Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種
以上を含む場合は、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ
＋０．３Ｓｉ＋２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．
２Ｃｏとなり、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂ，Ｔａ
の１種以上を含有する場合は、Ｎｉｅｑ＝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，Ａｌ，Ｂ，
Ｔａの１種以上含有する場合は、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ
＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃ
ｏとなる。
で４％以下のＣｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種以上、および
／または合計で１％以下のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａ
ｌ，Ｂ，Ｔａの１種以上含有する鋼を素材とする同様の
素材の製造方法を提供する。その場合Ｎｉｅｑの定義は
成分に応じて修正される。Ｃｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏの１種
以上を含む場合は、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ
＋０．３Ｓｉ＋２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．
２Ｃｏとなり、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂ，Ｔａ
の１種以上を含有する場合は、Ｎｉｅｑ＝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，Ａｌ，Ｂ，
Ｔａの１種以上含有する場合は、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ
＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃ
ｏとなる。
【００１３】本発明の鋼は、その組成を上記の範囲内と
し、かつ、上記のように定義するＮｉｅｑ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、熱延ま
まの状態、冷延ままの状態、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。
し、かつ、上記のように定義するＮｉｅｑ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、熱延ま
まの状態、冷延ままの状態、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。
【００１４】本発明方法は熱延ままの材料も、熱延後焼
鈍した材料も、冷延のままの材料も、冷延後に焼鈍した
材料も、５７５〜７５０℃で６０分未満のオーステナイ
ト逆変態処理を行って得たマルテンサイト相とオーステ
ナイト相の複相組織ステンレス鋼について、４００〜６
００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すことに特
徴がある。このような処理によってマルテンサイト相と
オーステナイト相の複相組織ステンレス鋼を改質すると
いう試みは成されたことがない。なお、逆変態処理の
後、３．０％以下の圧延ひずみや曲げによるひずみを付
与し、その後に４００〜６００℃の温度範囲で３０分以
下の熱処理を施すことが望ましい。
鈍した材料も、冷延のままの材料も、冷延後に焼鈍した
材料も、５７５〜７５０℃で６０分未満のオーステナイ
ト逆変態処理を行って得たマルテンサイト相とオーステ
ナイト相の複相組織ステンレス鋼について、４００〜６
００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すことに特
徴がある。このような処理によってマルテンサイト相と
オーステナイト相の複相組織ステンレス鋼を改質すると
いう試みは成されたことがない。なお、逆変態処理の
後、３．０％以下の圧延ひずみや曲げによるひずみを付
与し、その後に４００〜６００℃の温度範囲で３０分以
下の熱処理を施すことが望ましい。
【００１５】本発明の鋼材は９００Ｎ／ｍｍ2 以上の
０．２％耐力と１０００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張り強さを
有し、約２０％以上の優れた伸びを示し、かつ溶接軟化
がない。
０．２％耐力と１０００Ｎ／ｍｍ2 以上の引張り強さを
有し、約２０％以上の優れた伸びを示し、かつ溶接軟化
がない。
【００１６】
【作用】本発明の対象となる素材鋼の組成限定の理由は
次の通りである。 Ｃ：Ｃ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。
次の通りである。 Ｃ：Ｃ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。
【００１７】Ｎ：Ｎ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上げ、
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０．１０％を上限とする。
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上げ、
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０．１０％を上限とする。
【００１８】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、逆変態処理時の温度
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。
イト相の強化に有効であり、かつ、逆変態処理時の温度
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。
【００１９】Ｍｎ：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、５．０％を上限とする。
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、５．０％を上限とする。
【００２０】Ｃｒ：Ｃｒは耐食性を付与する基本的成分
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もしくはオーステナ
イトを主体とする金属組織を得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１７．０％を
上限とする。
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もしくはオーステナ
イトを主体とする金属組織を得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１７．０％を
上限とする。
【００２１】Ｎｉ：Ｎｉはオーステナイト形成元素であ
り、高温での金属組織のオーステナイト化および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、他の成分の量が低減してもＮｉが約１０％
を越えると所望の組織が得られなくなる。
り、高温での金属組織のオーステナイト化および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、他の成分の量が低減してもＮｉが約１０％
を越えると所望の組織が得られなくなる。
【００２２】Ｐ：Ｐは溶製時に原料、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、０．０６０％を上限とする。
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、０．０６０％を上限とする。
【００２３】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、０．０３０％を上限とする。
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、０．０３０％を上限とする。
【００２４】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４．０％を上限とする。
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４．０％を上限とする。
【００２５】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４．０％に限定される。
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４．０％に限定される。
【００２６】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４．０％に
限定される。
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４．０％に
限定される。
【００２７】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）。Ｃ
ｒ含有量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、鋼の価格を上昇させるので４．０％
に限定される。
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）。Ｃ
ｒ含有量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、鋼の価格を上昇させるので４．０％
に限定される。
【００２８】以上のＣｕ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｏ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。
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。
【００２９】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１．０％を上限とする。
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１．０％を上限とする。
【００３０】Ｎｂ：Ｎｂは溶接時の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１．０％を上限とする。
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１．０％を上限とする。
【００３１】Ｖ：Ｖは溶接時の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、多すぎると材料の
延性を害するので１．０％を上限とする。
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、多すぎると材料の
延性を害するので１．０％を上限とする。
【００３２】Ｚｒ：Ｚｒは溶接時の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１．０％を上限とする。
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１．０％を上限とする。
【００３３】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流れが悪くなり、溶接作業が
困難となるので１．０％を上限とする。
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流れが悪くなり、溶接作業が
困難となるので１．０％を上限とする。
【００３４】Ｂ：Ｂは逆変態オーステナイト相の結晶粒
成長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１．０％を上限とする。
成長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１．０％を上限とする。
【００３５】Ｔａ：Ｔａ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１．０％を上限とする。
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１．０％を上限とする。
【００３６】以上のＴｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒ，Ａｌ，Ｂ，
Ｔａ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。
Ｔａ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。
【００３７】ニッケル当量値（Ｎｉｅｑ）限定の理由は
次の通りである。本発明において、マルテンサイト変態
終了温度は室温近傍が好ましいが−１０〜１５０℃の温
度範囲で許容される。本発明の対象となる素材鋼は熱間
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１
０％以下）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％）のオーステナイトお
よび少量（大略１０％以下）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フェライトの量を余り厳密に考慮する必要は
ない。
次の通りである。本発明において、マルテンサイト変態
終了温度は室温近傍が好ましいが−１０〜１５０℃の温
度範囲で許容される。本発明の対象となる素材鋼は熱間
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１
０％以下）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％）のオーステナイトお
よび少量（大略１０％以下）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フェライトの量を余り厳密に考慮する必要は
ない。
【００３８】各元素の含有量が本発明で規定する組成範
囲内にあっても、それぞれ定義したニッケル当量値が１
３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。
囲内にあっても、それぞれ定義したニッケル当量値が１
３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。
【００３９】次に、逆変態処理、すなわちマルテンサイ
ト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための熱
処理について述べる。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は１１００Ｎ／ｍｍ2 程度の引張り強さを有する
が、伸び率は高々１５％前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。５７５〜７５０℃の温度範囲内で６０分
未満保持してマルテンサイトの一部をオーステナイト相
に逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的に
比較的安定で、その後の冷却によっても必ずしも全量が
マルテンサイトに戻らず、その多くはオーステナイトと
して存在するようになる。いずれにしても、この逆変態
処理により、強度を著しく低下させることなく、オース
テナイト相の存在による大きな延性がもたらされる。５
７５℃以下ではこの延性をもたらす効果がなく、７５０
℃より高い温度では耐力が低下するとともに延性が低下
する。
ト相からオーステナイト相への逆変態を起こすための熱
処理について述べる。焼鈍状態でマルテンサイト組織で
ある鋼は１１００Ｎ／ｍｍ2 程度の引張り強さを有する
が、伸び率は高々１５％前後で、満足な加工性を有する
とは言い難い。５７５〜７５０℃の温度範囲内で６０分
未満保持してマルテンサイトの一部をオーステナイト相
に逆変態させる。この逆変態オーステナイトは組織的に
比較的安定で、その後の冷却によっても必ずしも全量が
マルテンサイトに戻らず、その多くはオーステナイトと
して存在するようになる。いずれにしても、この逆変態
処理により、強度を著しく低下させることなく、オース
テナイト相の存在による大きな延性がもたらされる。５
７５℃以下ではこの延性をもたらす効果がなく、７５０
℃より高い温度では耐力が低下するとともに延性が低下
する。
【００４０】逆変態処理時間は、被処理材の大きさなど
に従って適宜に選択されるが、生産性および製品に要求
される特性等を考慮すれば、６０分未満で十分であるこ
とが判明した。材料が所定の温度に達すれば、均熱時間
を取らない場合でも、若干の延性低下が認められるもの
の、本発明の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。
に従って適宜に選択されるが、生産性および製品に要求
される特性等を考慮すれば、６０分未満で十分であるこ
とが判明した。材料が所定の温度に達すれば、均熱時間
を取らない場合でも、若干の延性低下が認められるもの
の、本発明の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。
【００４１】次に、逆変態処理後に行う熱処理について
述べる。逆変態処理後に行う熱処理は安定して高耐力を
得るために行うもので、本発明において最も重要な工程
である。熱処理温度が４００℃以下では０．２％耐力の
上昇が少なく、６００℃以上ではオーステナイト相への
逆変態が生じ耐力値が低下するため、４００℃を下限温
度とし６００℃を上限温度とする。また、熱処理時間に
ついては短時間でも効果が得られるため生産性を考慮し
て３０分以下とする。この熱処理による０．２％耐力の
上昇はひずみ時効に類する現象と考えられる。熱処理設
備としては、バッチ炉や連続焼鈍酸洗ラインを用いるこ
とが可能である。
述べる。逆変態処理後に行う熱処理は安定して高耐力を
得るために行うもので、本発明において最も重要な工程
である。熱処理温度が４００℃以下では０．２％耐力の
上昇が少なく、６００℃以上ではオーステナイト相への
逆変態が生じ耐力値が低下するため、４００℃を下限温
度とし６００℃を上限温度とする。また、熱処理時間に
ついては短時間でも効果が得られるため生産性を考慮し
て３０分以下とする。この熱処理による０．２％耐力の
上昇はひずみ時効に類する現象と考えられる。熱処理設
備としては、バッチ炉や連続焼鈍酸洗ラインを用いるこ
とが可能である。
【００４２】この熱処理に先立ち、逆変態処理後に鋼帯
または鋼板にひずみを付与することで０．２％耐力はよ
り上昇する。付与するひずみ量は、３．０％を越えると
伸びが２０％以下となり延性が低下するため３．０％を
上限とする。また、ひずみ付与方法については圧延およ
び曲げ加工のいずれにおいても同様な効果が得られるこ
とが確認された。すなわち、軽圧延を行ってひずみを付
与しても良いが、逆変態処理を連続焼鈍ラインを用いて
行う場合は、逆変態処理後のコイルを巻き取る際に表面
ひずみが付与されるため、これにより同様の効果が得ら
れる。
または鋼板にひずみを付与することで０．２％耐力はよ
り上昇する。付与するひずみ量は、３．０％を越えると
伸びが２０％以下となり延性が低下するため３．０％を
上限とする。また、ひずみ付与方法については圧延およ
び曲げ加工のいずれにおいても同様な効果が得られるこ
とが確認された。すなわち、軽圧延を行ってひずみを付
与しても良いが、逆変態処理を連続焼鈍ラインを用いて
行う場合は、逆変態処理後のコイルを巻き取る際に表面
ひずみが付与されるため、これにより同様の効果が得ら
れる。
【００４３】
【実施例】以下、図面を参照して実施例により本発明を
具体的に例示する。試料鋼は３０Ｋｇ鋼塊を真空高周波
炉で溶製し、加熱温度１２５０℃で鍛造して厚さ３５ｍ
ｍ、幅１５５ｍｍの板にした後、切削して板厚３０ｍｍ
×幅１５０ｍｍの板とし、１２３０℃で２時間均熱処理
し厚さ６ｍｍまで熱間圧延し、その一部は熱延材として
試験に供した。他の部分は１０５０℃で１０分間焼鈍
し、酸洗後、一部を試験に供し、他の部分は冷間圧延し
て厚さ３ｍｍの板とし５０％圧下の冷延材として試験に
供した。試料作製の方法を図１に示す。
具体的に例示する。試料鋼は３０Ｋｇ鋼塊を真空高周波
炉で溶製し、加熱温度１２５０℃で鍛造して厚さ３５ｍ
ｍ、幅１５５ｍｍの板にした後、切削して板厚３０ｍｍ
×幅１５０ｍｍの板とし、１２３０℃で２時間均熱処理
し厚さ６ｍｍまで熱間圧延し、その一部は熱延材として
試験に供した。他の部分は１０５０℃で１０分間焼鈍
し、酸洗後、一部を試験に供し、他の部分は冷間圧延し
て厚さ３ｍｍの板とし５０％圧下の冷延材として試験に
供した。試料作製の方法を図１に示す。
【００４４】試料の化学組成を表１に示す。鋼Ｎｏ．１
〜８は各元素の含有量およびＮｉｅｑがともに本発明で
規定する範囲にあり、本発明の対象となる化学組成を有
する鋼である。Ｎｏ．Ａ，ＢおよびＣは比較鋼で、各元
素の含有量はそれぞれ規定された範囲内にあるが、Ｎｉ
ｅｑがＡ，Ｂは１３未満であり、Ｃは１７．５を越え
る。
〜８は各元素の含有量およびＮｉｅｑがともに本発明で
規定する範囲にあり、本発明の対象となる化学組成を有
する鋼である。Ｎｏ．Ａ，ＢおよびＣは比較鋼で、各元
素の含有量はそれぞれ規定された範囲内にあるが、Ｎｉ
ｅｑがＡ，Ｂは１３未満であり、Ｃは１７．５を越え
る。
【００４５】
【表１】
【００４６】逆変態処理温度と逆変態処理後の機械的性
質の関係について、表１のＮｏ．２の鋼について調べた
一例を図２に示す。図２から明らかなように、０．２％
耐力の逆変態処理温度依存性が非常に大きいため、２０
％以上の高い伸びと、９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高い０．
２％耐力を同時に満足する逆変態処理温度の許容範囲は
非常に狭いことがわかる。したがって、逆変態処理のま
まの状態で上記の高い延性と高い０．２％耐力を有する
鋼を工業的に製造することは非常に難しい。
質の関係について、表１のＮｏ．２の鋼について調べた
一例を図２に示す。図２から明らかなように、０．２％
耐力の逆変態処理温度依存性が非常に大きいため、２０
％以上の高い伸びと、９００Ｎ／ｍｍ2 以上の高い０．
２％耐力を同時に満足する逆変態処理温度の許容範囲は
非常に狭いことがわかる。したがって、逆変態処理のま
まの状態で上記の高い延性と高い０．２％耐力を有する
鋼を工業的に製造することは非常に難しい。
【００４７】熱延板、熱延焼鈍板、冷延板および冷延焼
鈍板について、従来法および本発明方法によって得られ
た引張り特性を表２に示す。表２において従来法と称す
るのは、６７５℃と７００℃の２水準の場合についてそ
れぞれ１０分間の逆変態処理を行ったままの状態におけ
る値を示す。また発明方法と称するのは、６７５℃と７
００℃の２水準の場合についてそれぞれ１０分間の逆変
態処理を行った後に１．５％のひずみを付与し、さらに
５００℃で５分間の熱処理を行った状態における値を示
す。
鈍板について、従来法および本発明方法によって得られ
た引張り特性を表２に示す。表２において従来法と称す
るのは、６７５℃と７００℃の２水準の場合についてそ
れぞれ１０分間の逆変態処理を行ったままの状態におけ
る値を示す。また発明方法と称するのは、６７５℃と７
００℃の２水準の場合についてそれぞれ１０分間の逆変
態処理を行った後に１．５％のひずみを付与し、さらに
５００℃で５分間の熱処理を行った状態における値を示
す。
【００４８】
【表２】
【００４９】表２によれば、逆変態処理を施したままの
従来法による材料の０．２％耐力は逆変態処理温度に大
きく依存し、逆変態処理温度の高い材料の０．２％耐力
は低い。すなわち、７００℃逆変態処理材は６７５℃逆
変態処理材に比べ０．２％耐力は急減している。これに
対して本発明法による材料は、６７５℃逆変態処理後に
１．５％のひずみを付与した後５００℃で５分間の熱処
理を施した場合、１０１０〜１０７３Ｎ／ｍｍ2 の高い
０．２％耐力と２１．１〜２４．２％の優れた伸びを示
し、また、７００℃逆変態処理後に１．５％のひずみを
付与した後５００℃で５分間の熱処理を施した場合にお
いても９０２〜１００２Ｎ／ｍｍ2 の高い０．２％耐力
と２０〜２２．６％の優れた伸びを示す。一方、比較鋼
Ａ，Ｂは、従来法に相当する方法および本発明方法に相
当する方法いずれで製造した場合においても、伸びが８
〜９％程度であり、延性に劣る。また比較鋼Ｃは、伸び
は優れるものの０．２％耐力が低い。
従来法による材料の０．２％耐力は逆変態処理温度に大
きく依存し、逆変態処理温度の高い材料の０．２％耐力
は低い。すなわち、７００℃逆変態処理材は６７５℃逆
変態処理材に比べ０．２％耐力は急減している。これに
対して本発明法による材料は、６７５℃逆変態処理後に
１．５％のひずみを付与した後５００℃で５分間の熱処
理を施した場合、１０１０〜１０７３Ｎ／ｍｍ2 の高い
０．２％耐力と２１．１〜２４．２％の優れた伸びを示
し、また、７００℃逆変態処理後に１．５％のひずみを
付与した後５００℃で５分間の熱処理を施した場合にお
いても９０２〜１００２Ｎ／ｍｍ2 の高い０．２％耐力
と２０〜２２．６％の優れた伸びを示す。一方、比較鋼
Ａ，Ｂは、従来法に相当する方法および本発明方法に相
当する方法いずれで製造した場合においても、伸びが８
〜９％程度であり、延性に劣る。また比較鋼Ｃは、伸び
は優れるものの０．２％耐力が低い。
【００５０】溶接軟化試験は、厚さ６ｍｍの板上に、電
流２００Ａ，電圧２５Ｖ，速度３００ｍｍ／ｍｉｎの条
件でＭＩＧ溶接を行うことにより評価した。図３に溶接
ビ−ドと直交する板断面における板厚中心部の硬さ分布
を示す。図中、本発明鋼は表１のＮｏ．２鋼の熱延焼鈍
板に７００℃で逆変態処理を施した材料に１％のひずみ
を付与した後、５００℃×１５分間の熱処理を施したも
のを素材として用い、比較材は表１のＮｏ．Ｃ鋼の２０
％冷延材を素材として用いた。図３に見られるように、
本発明鋼Ｎｏ．２は明らかに溶接部の軟化が認められな
かった。これに対して、Ｎｉｅｑが１７．５を越えるＮ
ｏ．Ｃ鋼は明らかに溶接軟化が生じていた。なお、図に
は示していないが、表１に示した本発明の対象鋼はいず
れも溶接部の軟化は認められなかった。
流２００Ａ，電圧２５Ｖ，速度３００ｍｍ／ｍｉｎの条
件でＭＩＧ溶接を行うことにより評価した。図３に溶接
ビ−ドと直交する板断面における板厚中心部の硬さ分布
を示す。図中、本発明鋼は表１のＮｏ．２鋼の熱延焼鈍
板に７００℃で逆変態処理を施した材料に１％のひずみ
を付与した後、５００℃×１５分間の熱処理を施したも
のを素材として用い、比較材は表１のＮｏ．Ｃ鋼の２０
％冷延材を素材として用いた。図３に見られるように、
本発明鋼Ｎｏ．２は明らかに溶接部の軟化が認められな
かった。これに対して、Ｎｉｅｑが１７．５を越えるＮ
ｏ．Ｃ鋼は明らかに溶接軟化が生じていた。なお、図に
は示していないが、表１に示した本発明の対象鋼はいず
れも溶接部の軟化は認められなかった。
【００５１】
【発明の効果】以上の実施例で説明したように、本発明
の方法によれば、９００Ｎ／ｍｍ2 以上の０．２％耐力
を有する、延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ス
テンレス鋼の鋼板または鋼帯を安定して工業的に製造す
ることが可能となり、耐溶接軟化が要求される構造部材
等の分野へ本発明がもたらす効果は極めて大きなものが
ある。
の方法によれば、９００Ｎ／ｍｍ2 以上の０．２％耐力
を有する、延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ス
テンレス鋼の鋼板または鋼帯を安定して工業的に製造す
ることが可能となり、耐溶接軟化が要求される構造部材
等の分野へ本発明がもたらす効果は極めて大きなものが
ある。
【図１】 本発明における試料の作製方法を示す系統図
【図２】 逆変態処理温度と逆変態処理後の材料におけ
る引張り特性の関係を表したグラフ
る引張り特性の関係を表したグラフ
【図３】 溶接軟化特性に関して溶接ビ−ド中心からの
距離と板断面におけるビッカ−ス硬さの関係を表したグ
ラフ
距離と板断面におけるビッカ−ス硬さの関係を表したグ
ラフ
Claims (8)
- 【請求項１】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０
６０％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、Ｎ
ｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋２０
（Ｃ＋Ｎ）で定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１
７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７５０℃の温度範
囲で６０分未満の熱処理を施した後、４００〜６００℃
の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とす
る、マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よ
りなり０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性
に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の
製造方法。 - 【請求項２】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０
６０％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、さらに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、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３
Ｓｉ＋２０（Ｃ＋Ｎ）＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．２Ｃｏで
定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５の範囲内
にある鋼に、５７５〜７５０℃の温度範囲で６０分未満
の熱処理を施した後、４００〜６００℃の温度範囲で３
０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、マルテンサ
イト相とオーステナイト相の複相組織よりなり０．２％
耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優れ溶接軟化
のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法。 - 【請求項３】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０
６０％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、さらにＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ａｌ、
Ｂ、Ｔａの１種以上合計で１．０％以下を含み、残部Ｆ
ｅと不可避的不純物からなり、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋Ｍｎ＋
０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉで定義されるＮｉｅｑの値が１
３．０〜１７．５の範囲内にある鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、４００
〜６００℃の温度範囲で３０分以下の熱処理を施すこと
を特徴とする、マルテンサイト相とオーステナイト相の
複相組織よりなり０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上
である延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステン
レス鋼材の製造方法。 - 【請求項４】 質量％において、Ｃ：０．１０％以下、
Ｓｉ：４．５％以下、Ｍｎ：５．０％以下、Ｐ：０．０
６０％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、さらにＣｕ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃｏの１種以
上合計で４．０％以下、および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、Ｎｉｅｑ＝Ｎｉ＋
Ｍｎ＋０．５Ｃｒ＋０．３Ｓｉ＋Ｃｕ＋Ｍｏ＋Ｗ＋０．
２Ｃｏで定義されるＮｉｅｑの値が１３．０〜１７．５
の範囲内にある鋼に、５７５〜７５０℃の温度範囲で６
０分未満の熱処理を施した後、４００〜６００℃の温度
範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、マ
ルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりなり
０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優れ
溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方
法。 - 【請求項５】 請求項１に記載の鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、３．０
％以下のひずみを付与し、その後４００〜６００℃の温
度範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優
れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造
方法。 - 【請求項６】 請求項２に記載の鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、３．０
％以下のひずみを付与し、その後４００〜６００℃の温
度範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優
れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造
方法。 - 【請求項７】 請求項３に記載の鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、３．０
％以下のひずみを付与し、その後４００〜６００℃の温
度範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優
れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造
方法。 - 【請求項８】 請求項４に記載の鋼に、５７５〜７５０
℃の温度範囲で６０分未満の熱処理を施した後、３．０
％以下のひずみを付与し、その後４００〜６００℃の温
度範囲で３０分以下の熱処理を施すことを特徴とする、
マルテンサイト相とオーステナイト相の複相組織よりな
り０．２％耐力が９００Ｎ／ｍｍ2 以上である延性に優
れ溶接軟化のない高耐力・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 |
|---|---|---|---|
| JP9515593A JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP9515593A JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06287635A true JPH06287635A (ja) | 1994-10-11 |
Family
ID=14129904
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP9515593A Withdrawn JPH06287635A (ja) | 1993-03-31 | 1993-03-31 | 延性に優れ溶接軟化のない高耐力・高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06287635A (ja) |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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-
1993
- 1993-03-31 JP JP9515593A patent/JPH06287635A/ja not_active Withdrawn
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