JPH02190416A - 溶接強度および靱性に優れた析出硬化型高力ステンレス鋼の製造法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は、溶接強度および靭性に優れた析出硬化型高力
ステンレス鋼の製造法（溶製法）に関する。さらに詳し
くは１例えばＯＡ機器のプリンターヘッド移動用ベルト
、帯鋸、動力伝達機構部品や搬送部材として、さらには
ダイヤフラム弁として好適に適用できる溶接部の強度と
靭性に優れた析出硬化型高力ステンレス鋼の製造法に関
するものである。

〔発明の背景と従来技術の問題点〕

高強度ステンレス鋼としては、高温のオーステナイト状
態より急冷してマルテンサイト変態させることによって
硬化させるマルテンサイト系ステンレス鋼（代表的には
５ＵＳ４２０Ｊ２や４４０Ａ、Ｂ、Ｃ）、　　冷間加工
によって高強度を得る加工硬化型オーステナイト系ステ
ンレス鋼（代表的には５ＵＳ３旧や３０４）および冷間
加工後時効処理を施して高強度を得る析出硬化型ステン
レス鋼（代表的には５ＵＳ６３１）がある。

しかし、これらの鋼は前述の用途のように溶接接続する
場合には、それぞれ以下のような問題が付随する。

例えば、マルテンサイト系ステンレス鋼では。

溶接時に割れを生じたり、７８接後は後熱処理を施さな
いと溶接部の靭性が著しく低下する。また。

スチールベルト等の鋼帯を製造する場合には、マルテン
サイト変態のための熱処理（焼入れ処理）によって鋼帯
が変形しやすいので、平坦性と寸法精度の要求が極めて
厳格なプリンターヘッド移動用ベルト、帯鋸、動力伝達
機構部品ベルトなどを得ることはそのままでは困難であ
る。

一方、加工硬化型の５ＵＳ３０１　、３０４および析出
硬化型の５ＯＳ６３１等は１強度レベルは冷間加工量に
よって種々のものが得られ１強度の高いものでは１８０
〜２００ｋｇ／ａｍ”前後のものが得られるが、これら
は溶接を施すことによって溶接部が著しく強度低下する
という共通の問題がある。したがって、これらの鋼は、
溶接継手部を有しながら高強度と疲労強度が要求される
用途１例えばＣＶＴ用ベルト等では使用できない、これ
らの鋼をかような用途に使用しようとすれば、溶接接続
後にその溶接部をもったまま冷間加工を施す必要がある
。しかし例えばエンドレスベルトなどのような無端ベル
トをさらに冷間加工するには作業が煩雑とならざるを得
ず効率が悪く、高価なものとならざるを得ない。

このようなことから、特に溶接接続を余儀無くされ且つ
高強度が要求される用途向きには、低炭素マルテンサイ
ト系鋼で且つ析出硬化を伴う材料が適しており、ステン
レス鋼では従来より例えば５ＵＳ６３０やＰＨ１３−８
Ｍｏ鋼が使用されている。

しかし１　これらの鋼の溶接継手強度は、いずれも時効
処理後において高々１５０ｋｇ／ａｍ”前後の強度レベ
ルである。したがって、−層の高強度を必要とされる用
途には使用できない、ステンレス鋼以外では１８Ｎｉ系
マルエージング鋼があり、母材強度が２１０ｋｇ級のも
のでは、その溶接継手の強度も１８０ｋｇ／ｍｍ”以上
のものが得られる。だが、１８Ｎ＋マルエージング調は
高価であるとともに、ステンレス鋼に比べて著しく耐食
性に劣るという問題がある。従って、溶接部の強度と靭
性はもとより耐食性が要求されるような用途向き例えば
ＣＶＴやグイシングソウ等のエンドレスベルト素材とし
ては不向きである。

〔発明の目的〕

本発明は、前述のように従来材では得られなかった耐食
性と溶接継手強度並びに靭性を兼ね備えた高強度ステン
レス鋼の提供を目的としたものであり、特にその存利な
溶製法（製造法）を提供しようとするものである。

〔発明の構成］ 本発明の要旨は１重量％で、Ｃ：０．０３％以下。

Ｓ　ｉ　：　０．２〜２．０％、Ｍｎ：０．５％以下、
Ｎｉ：：０．０〜１２．０％、Ｃｒ：７．５〜１２．０
％、Ｍｏ：：０．Ｏ〜５．０％。

Ｔｉ：０．２〜：０．０％、　Ａ　Ａ　：　０．０３５
％以下、　　Ｓ　：０．００４％以下、　Ｎ　：０．０
１０％以下、○：　０．００７％以下、さらに必要に応
じて３．０％以下のＣｕ、　：０．５％以下の■または
：０．５％以下のＮｂの１種または２種以上を含有し、
さらに、この化学成分範囲において、Ｓｉが：０．５％
以上の場合には Ｓｉ＋Ｍｏ＋２ＸＴｉ　６７．０％ 以下の関係を満足し。

残部がＦｅおよび不可避的に混入する不純物からなる溶
接強度および靭性に優れた析出硬化型高力ステンレス鋼
の製造法であって９石灰質耐火物の内張りを有する炉を
用いて真空中で溶解処理すること、場合によっては、こ
の溶解処理後に溶鋼中に更にＡｔガスを吹き込むこと、
さらに場合によっては、該溶解処理後に溶鋼中にＡｒガ
スを吹き込み且つ石灰を主成分とするフラックスを添加
することを特徴とするものである。

本発明に従って得られる鋼は、溶体化処理後の組織が実
質的にマルテンサイト組織であり、後記の実施例で実証
するように５溶接部の平滑引張強度および切欠引張強度
が時効処理後において１８０ｋｇ／ｍ＠”以上を有する
。

したがって１本発明に従って得た鋼板の両端を溶接接続
することによってエンドレス化したベルトは、従来の析
出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼では得られなか
ったような溶接継手強度と靭性を具備し、また、ＮＩマ
ルエージング鋼では得られなかった耐食性を具備するも
のである。なお、このエンドレスベルトを製造するには
、溶体化処理後に冷延率１０〜７０％で冷間圧延して得
た冷延鋼板を、その両端を溶接接続し、この溶接後にベ
ルト全体を時効処理する方法に従えばよい、また形状が
大きなもの等では、該冷延鋼板を時効処理したあと溶接
接続したうえ、その溶接部を時効処理を施してもよいし
、溶接部をさらに加工してから時効処理してもよい。

以下に本発明の内容を具体的に説明する。

〔発明の詳細な 説明の主目的である溶接継手強度１８０ｋｇ／ｓｍ”以
上を達成し得る従来鋼としては、既述のように２１０ｋ
ｇ級以上の１８Ｎｉマルエージング鋼がある。

しかし、この従来鋼はＣｒを含有していないことから耐
食性が著しく劣るとともに高価なＮｉ、Ｍｏ＋Ｃｏを多
量に含有するために著しく高価な材料となっている。そ
こで１本発明者等は、析出硬化型マルテンサイト系ステ
ンレス鋼において、従来では達成できなかった溶接継手
強度１８０ｋｇ／ｍｍ”以上を確保できるような成分系
を見出すべく種々の試験研究を重ねた。その結果、従来
の２１０ｋｇ級１８Ｎｉマルエージング鋼はどのＮ　ｉ
＋　Ｍｏを含まず、またＣｏを含有しなくても、特定の
成分調整を行って適切に製造するならば、薄板の領域で
は目標とする１８０ｋｇ／ｎｍ’以上の溶接継手強度を
得ることが可能であることを知見した。

すなわち１種々の実験の過程で、従来の２１０ｋｇ級１
８Ｎ＋マルエージング鋼のＮｉ、Ｍｏ、Ｇｏを減少させ
た場合には、高強度を得るために一方の強化元素である
Ｔｉ量を増加させると２００ｋｇ）１１１１１前後の強
度は保ち得るものの、＠Ｊ性が低下し、特に溶接部での
切欠靭性の低下が起こることを知った。しかし、若干の
Ｓｉを添加するとともに９石灰質耐火物を内張すした炉
あるいはＣａＯルツボを用い。

前述の処理を行なうことにより２１０ｋｇ級マルエージ
ング綱と同程度以下のＴｉ１１０．６％でも十分な強度
を有し、しかも、溶接継手部の強度が１８０ｋｇ７１１
以上でかつ切欠靭性も優れるものを得ることが可能であ
ることがわかった。

このＳｉ添加の作用効果は時効処理温度領域でのＴＩ、
Ｍｏの固溶限を低下させることによりもたらされるもの
と考えられる。すなわち、Ｓｉの添加によって、少ない
ＴｉおよびＭｏ量で高強度を得ることができるのである
が、従来鋼にあっては析出硬化に寄与していた金属間化
合物Ｎｉ、Ｔｉは粒界析出しやすいために高強度でかつ
靭性を保ち得る為には高いＮｉ、Ｍｏ、Ｃｏを含有して
いることが必須条件であったのに対し、Ｓｉを添加する
と金属間化合物の形態がＮｉＩ＆ＴｉａＳＬｔのＧ相に
変化し、しかもこの金属間化合物は粒界析出しにくいた
めに、少ないＮｉ、Ｍｏ量で且つＣｏを含存しなくても
十分な強度と靭性を有し、特に溶接部の強度と靭性を保
ち得ることになることがわかった。

また、従来より、ＡＩは脱酸材として有効に働くために
この種の鋼に活用されていたが、その含有量が著しく靭
性に影響を及ぼしていることを知った。たとえば、１８
Ｎｉ系マルエージング鋼等ではＡｌの含を量は０．１％
前後で特に注目されておらず、さらに、　５ＵＳ６３１
に見られるように強化元素として活用されている例さえ
もある。ところが、マルテンサイト系析出硬化型ステン
レス鋼の高強度化高靭性化にこのＡｌが非常な悪影響を
及ぼしていることがわかった。本発明では前記のような
理由から強化元素としてＳｉを活用するものであるが、
このＳｉによる脱酸も合わせて出来るのでＡＩ添加によ
る脱酸が少なくても酸化物系の介在物による靭性低下を
回避することができ、低Ａｌ含有量とするこ七ができる
。

さらに１本発明に従う溶製法を採用することによって、
低Ｓ化と、さらに低Ａｌ含有量で０の低減化がでるとと
もに、Ｎの低減が達成でき、これによって高強度材で問
題となる非金属介在物不純物元素による靭性低下を防止
し、さらに高強度で高靭性を有する材料とすることがで
きることがわかった。特に本発明が目的とするエンドレ
スベルト用途たとえばＣＶＴ用ベルト、ダイシングソウ
等は薄板が多いが、かような介在物減少による薄板の疲
労寿命改善効果が合せて発揮される。

本発明鋼ではＣｏを含有させないで且っＮｉ、Ｍ。

含有量を２１０ｋｇ級１８Ｎｉマルエージング鋼よりも
低減させることが出来たので、Ｃｒを耐食性に必要な量
で添加しても、溶体化処理後において実質的にマルテン
サイト＆ｌｌ織を呈し且つ溶接部へのδフェライト相の
析出が微量となるような鋼とすることができ、これによ
って時効処理後の強度と靭性は溶接部であっても１８０
ｋｇ／ａｍ”以上を確保することができ、十分な耐食性
と溶接継手強度とを兼ね備えた高カステンレス鋼とする
ことができる。

本発明において９ｗ４中の各元素の含有量範囲の上下限
を限定した理由の概要を説明すると、以下のとおりであ
る。

Ｃは、マルテンサイト地の強度を上げるのに有効な元素
であるが、Ｃｆｉが０．０３％を越えるような量となる
と１強化元素として含有させているＴｉなどの炭化物を
形成しやすくなり、切欠靭性を低下させる。そして、か
ようなＴＩＣの析出により析出硬化に寄与する有効Ｔｉ
１ｌが減少し、それに見合った多量のＴｉを添加する必
要が生じ、これに伴って靭性低下の要因となる。さらに
ＴｉＣが多量に生成していると、これが溶接時に分解固
溶し、溶接継手部に残留オーステナイトを存在させるよ
うになり、溶接継手強度の低下をもたらす。

このような理由からＣは０．０３％以下とした。

Ｓｉは１本発明の目的を達成する上で主要な元素である
。既述のように本発明ではＳｉを添加することにより従
来の１８Ｎｉ系マルエージング鋼にくらべ、Ｃｏを含有
させず且つ少ないＭｏ、Ｔｉ１ｌで高強便を得ることを
可能にしたものである。このためには少なくても０．２
％以上のＳｉを必要とする。

しかしＳｉを多量に添加すると溶接部へのδフェライト
の増加による溶接強度の低下をもたらし。

さらに高強度の場合に靭性の低下をもたらす。このため
Ｓｉの上限は２．０％に限定する。

Ｍｎは、ＭｎＳやＭ　ｎ　Ｏ等の非金属介在物を形成し
やすく靭性低下の要因となりやすいが９本発明鋼のごと
くＳ、０を低くしたものでは特に低減化する必要はなく
上限を０．５％とした８Ｓは本発明鋼では非金属介在物
を形成しやすい元素であり、より優れた特性を得るため
には低い程好ましい。本発明鋼ではＳは０．００４％ま
で許容しても該目的が達成できる。

Ｎｉは、析出硬化元素として作用するが１本発明鋼では
Ｓｉの添加により、金属間化合物の形態とその析出の形
態を従来の２１０ｋｇ級マルエージング鋼とは変えたも
のであるから高いＮｉ量は必要とせず、　　Ｎｉ１ｌは
７．０％以上であれば十分析出硬化を起こすとともに靭
性も確保出来る。しかしＮｉ量が７．０％未満では靭性
が低下することがわかった。またＮｉ１ｌが多くなると
他の合金元素との組み合わせによっては残留オーステナ
イトが存在するようになる。このような理由からＮｉの
上限は１２．０％までとした。

Ｃｒは本発明鋼における一つの目的である耐食性を確保
する上で必須元素であり１通常の大気雰囲気での発銹を
防止する上で少なくても７．５％は必要である。しかし
、あまり高くすると溶接部のδフェライト相を増加させ
溶接継手強度の低下をもたらすため上限は１２．０％以
下とした。

Ｍｏは、Ｓｉと複合添加した場合に、少ない量でも析出
硬化元素として有効に働くとともに靭性改善にも有効に
作用する。その効果は：０．０％以上で認められるので
その下限を：０．０％とする。また多量のＭｏは特にＳ
ｉと複合添加した場合には未固溶の析出相を形成しやす
く母材の靭性低下をもたらすのでその上限を５．０％と
する。

Ｔｉは本発明鋼における時効硬化元素として不可欠な元
素であり９その量は他の元素であるＳｉ。

Ｍｏ、Ｃｕ或いはＶ、Ｎｂ量によっても異なるが、高強
度で且つ高靭性を保つ上では全体のバランスから０．２
％以上を必要とする。しかし、あまり高くすると母材お
よび溶接部の靭性低下をもたらすので、その上限は：０
．０％とした。

ＡＩは脱酸材として用いられるが、非金属介在物を形成
しゃすく切欠靭性の低下要因となる。とくに本発明鋼の
成分範囲ではＡｌ含有量が０．０３５％を越えると著し
い低下をもたらすので０．０３５％以下に制限しなけれ
ばならない。

Ｎおよび０は非金属介在物を形成する要因となるため低
い方が好ましく、特に本発明鋼のようにＴ１を含有する
鋼においてはＴｉＮ、ＴｉＯ等の介在物を形成し、これ
が靭性低下の要因となる。この理由からＮ　：０．０１
０％以下およびＯ：ｏ、ｏｏ７％以下とした。

■とＮｂはそれぞれ結晶粒の微細化による靭性改善効果
を供すると共に析出硬化元素としても有効に働く。しか
し、あまり多量に添加すると、高強度化による靭性低下
の要因となるのでそれぞれ：０．５％を上限とする。

Ｃｕは時効処理による強化元素として作用し。

強度を補う上で補助的な役割を果たすので添加すること
が有効であるが、あまり多く添加すると熱間割れの要因
となるので３．０％までとするのがよい。

以上のような理由で各化学成分範囲の上下限を限定した
のであるが１本発明においては、この化学成分範囲にお
いて、Ｓｉを：０．５％以上（但し２゜０％以下）含有
させる場合には。

Ｓｉ＋Ｍｏ＋　　２　　ｘ’ｒｉ　　５７．０％となる
ように、ＭｏとＴｉ１ｌを減量させる　（但し。

Ｍｏ≧：０．０％、Ｔｉ≧０．２％であることは必要で
ある）　　これは、ＳｉをＭｏやＴｉと共存して多量に
含有させると、特に溶接部の靭性低下をもたらすことに
なる。という理由による。

以上のように成分調整された綱は１石灰質耐火物で内張
すした炉あるいはルツボを用いる真空中での溶解処理法
、さらにＡｒガス吹き込み、フラックス添加を併用した
本発明法に従う溶製法よって有利に製造される。この鋼
は、溶接継手部の強度と靭性に優れるので溶接継手部を
もつステンレス鋼製のエンドレスベルト素材として非常
に好適なものである。エンドレスベルトを製造するには
。

溶体化処理後に冷延率ＩＯ〜７０％で冷間圧延して得た
冷延鋼板を、その両端を溶接接続し、この溶接部も時効
処理しておけばよい。

これによって、ｆＪ体化処理後のＵ織が実質的にマルテ
ンサイト組織であり、溶接部の平滑引張強度および切欠
引張強度が時効処理後において１８０ｋｇ／＋ｔ■２以
上を有する析出硬化型高力ステンレス鋼板が得られる。

特に本発明においてはこの鋼板の両端を互いに溶接接続
することによってエンドレスベルトに構成され、該溶接
部が溶接後において時効処理されていると共に溶接部以
外の母材も時効処理されてなる。溶接部および母材とも
強度とＩＪＩ　性に優れたエンドレスベルトが提供され
る。

なお９本発明鋼は、１０％前後のＣｒと２％前後のＭｏ
を含んでいることから、従来鋼の１８Ｎｉマルエージン
グ鋼に比べ耐発錆性に優れるものであり、この点でも従
来材に比べてその利用面および用途範囲の拡大ができる
ものであり有益である。

そして、−層の特性改善は後記の実施例に示すように石
灰質系耐火物の内張りを有する炉例えばＣａＯルツボを
用いて溶製することにより達成でき、この場合の溶接部
の強度レベルは１８０ｋｇ／ａ＋ｍ”以上に達すること
ができる。

このように本発明によれば１例えば溶接接続され使用さ
れるＣＶＴ、バンドソウ等の薄板のエンドレスベルト素
材として好適に使用することができると共に９本発明鋼
と同等の強度特性を有する１８Ｎｌマルエージング鋼に
比べ安価な材料を提供するものであり、この分野におい
て非常に有益な鋼を提供するものである。

〔実施例１〕 第１表に示す化学成分値（重量％）の本発明鋼（Ｖ−Ｉ
Ｋ〜５Ｋ）、　　比較鋼（■−１〜６）、　従来鋼（Ｃ
−１〜２）を溶製し、常法により熱間圧延した後、焼鈍
、冷間圧延を施し、最終的に板厚が：０．０＋ｍｍｔで
、　６０％冷間圧延率のものを作成し、供試材とした。

なお、溶製は本発明鋼Ｖ−ＩＫ〜５には２石灰質耐火物
で内張りをした炉で真空中で溶製した。そのさい、Ｖ−
ＩＫは該炉での真空溶解し、Ｖ−２に、４におよび５に
は該炉での真空溶解士フラックス処理し、Ｖ−３には該
炉での真空溶解＋フランクス処理＋Ａｒ吹き込み処理し
たものである。比較鋼および従来鋼はすべてＭｇＯルツ
ボを用いて真空中で溶製した。

得られた各供試材をＴｉＣ突き合せ溶接を行ない、溶接
部を含む平行部長さ２５Ｉ１１＋！１幅７■の平滑引張
試片と、平行部長さ２５ｍｍ幅１０ＩＩＩ１１の平滑引
張試片の溶着部に両サイドから深さ：０．５ｍｍ、幅１
８０μ、先端Ｒ９０μの切欠を挿入した切欠引張試片を
作成し。

切欠引張強さ／平滑引張強さの比が：０．０前後で且つ
平滑引張強さが１８０ｋｇ／ａｍ”以上となる時効処理
条件を各鋼について予め求め、この時効処理条件（５０
０〜５５０“Ｃの範囲×５時間加熱後、空冷）で時効処
理後、各試験片の平滑引張、切欠引張強度を求めた。従
来ａｃ１については４８０°ＣＸ１時間。

Ｃ２については５１５°ＣＸ４．５時間の条件で時効処
理を施こした。これらの結果を第２表に示した。

第２表 第２表の結果に見られるように１本発明鋼ｖ−ＩＫ〜５
には溶接部の平滑引張強度および切欠引張強度がともに
１８０ｋｇ／ｍｗ＋”以上の強度を存しており、ＭｇＯ
ルツボを用いて真空中で溶製した類似成分系のＶ−１〜
６に比べ切欠引張強度が高く靭性に優れていることがわ
かる。また本発明鋼は従来鋼Ｃ１（ＳｉｌＳ６３１）に
比べ優れた強度を有し、　　Ｃ２の１８Ｎｉ系マルエー
ジングと同等の強度特性を有している。これは１石灰質
耐火物を内張すした炉を用いて溶製する本発明法の効果
を明瞭に示すものであり、これによって１本発明の目的
である溶接部の靭性改善が一層良好に達成され、特性の
優れたものを得ることができたものである。

Claims (3)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２〜
   ２．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｉ：７．０〜１２．
   ０％、Ｃｒ：７．５〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜５．
   ０％、Ｔｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．０３５％以
   下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．０１０％以下、＠
   Ｏ＠：０．００７％以下、さらに必要に応じて３．０％
   以下のＣｕ、１．５％以下のＶまたは１．５％以下のＮ
   ｂの１種または２種以上を含有し、さらに、この化学成
   分範囲において、Ｓｉが１．５％以上の場合には Ｓｉ＋Ｍｏ＋２×Ｔｉ≦７．０％ 以下の関係を満足し、 残部がＦｅおよび不可避的に混入する不純物からなる鋼
   の製造法であって、 該鋼の溶製時において石灰質耐火物の内張りを有する炉
   を用いて真空中で溶解処理することを特徴とする溶接強
   度および靭性に優れた析出硬化型高力ステンレス鋼の製
   造法。
2. （２）重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２〜
   ２．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｉ：７．０〜１２．
   ０％、Ｃｒ：７．５〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜５．
   ０％、Ｔｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．０３５％以
   下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．０１０％以下、＠
   Ｏ＠：０．００７％以下、さらに必要に応じて３．０％
   以下のＣｕ、１．５％以下のＶまたは１．５％以下のＮ
   ｂの１種または２種以上を含有し、さらに、この化学成
   分範囲において、Ｓｉが１．５％以上の場合には Ｓｉ＋Ｍｏ＋２×Ｔｉ≦７．０％ 以下の関係を満足し、 残部がＦｅおよび不可避的に混入する不純物からなる鋼
   の製造法であって、 該鋼の溶製時において石灰質耐火物の内張りを有する炉
   を用いて真空中で溶解処理し、次いで溶鋼中にＡｒガス
   を吹き込むことを特徴とする溶接強度および靭性に優れ
   た析出硬化型高力ステンレス鋼の製造法。
3. （３）重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：０．２〜
   ２．０％、Ｍｎ：０．５％以下、Ｎｉ：７．０〜１２．
   ０％、Ｃｒ：７．５〜１２．０％、Ｍｏ：１．０〜５．
   ０％、Ｔｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．０３５％以
   下、Ｓ：０．００４％以下、Ｎ：０．０１０％以下、０
   ：０．００７％以下、さらに必要に応じて３．０％以下
   のＣｕ、１．５％以下のＶまたは１．５％以下のＮｂの
   １種または２種以上を含有し、さらに、この化学成分範
   囲において、Ｓｉが１．５％以上の場合には Ｓｉ＋Ｍｏ＋２×Ｔｉ≦７．０％ 以下の関係を満足し、 残部がＦｅおよび不可避的に混入する不純物からなる鋼
   の製造法であって、 該鋼の溶製時において石灰質耐火物の内張りを有する炉
   を用いて真空中で溶解処理し、次いで溶鋼中にＡｒガス
   を吹き込み且つ石灰を主成分とするフラックスを添加す
   ることを特徴とする溶接強度および靭性に優れた析出硬
   化型高力ステンレス鋼の製造法。