JPH02225647A - 高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法 - Google Patents
高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法Info
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- JPH02225647A JPH02225647A JP4323789A JP4323789A JPH02225647A JP H02225647 A JPH02225647 A JP H02225647A JP 4323789 A JP4323789 A JP 4323789A JP 4323789 A JP4323789 A JP 4323789A JP H02225647 A JPH02225647 A JP H02225647A
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Landscapes
- 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】
Ｃ産業上の利用分野〕
本発明は耐食性および延性に優れた高強度高延性ステン
レス鋼材およびその製造方法に関する。
レス鋼材およびその製造方法に関する。
従来、耐食性と高強度を必要とするばね材料や構造材料
用高強度ステンレス鋼として（ａ） ５ＵＳ３０１鋼に
代表される加工硬化型ステンレス鋼、（ｂ） １７−４
ＰＨ，１，７７−７Ｐ）Ｉに代表される析出硬化型ステ
ンレス鋼が使用されている。
用高強度ステンレス鋼として（ａ） ５ＵＳ３０１鋼に
代表される加工硬化型ステンレス鋼、（ｂ） １７−４
ＰＨ，１，７７−７Ｐ）Ｉに代表される析出硬化型ステ
ンレス鋼が使用されている。
加工硬化型オーステナイト系ステンレス鋼は５ＵＳ３０
１１１．５ＵＳ３０４１１；表すレル準安定オーステナ
イト相を有するステンレス鋼であり、冷間加工により硬
質のマルテンサイト（α′）相を誘起させ高強度を得る
ものである。しかしなから、高強度を得るためには高い
冷間圧延率を付与し多量のα′相を生成させなければな
らないため延性が著しく低下するようになる。
１１１．５ＵＳ３０４１１；表すレル準安定オーステナ
イト相を有するステンレス鋼であり、冷間加工により硬
質のマルテンサイト（α′）相を誘起させ高強度を得る
ものである。しかしなから、高強度を得るためには高い
冷間圧延率を付与し多量のα′相を生成させなければな
らないため延性が著しく低下するようになる。
析出硬化型ステンレス鋼はＡ０． Ｃｕなどの析出硬化
元素を添加して時効処理により金属間化合物を析出させ
て高強度を得るものである。 １７−ＪＰＨ鋼の組織は
マルテンサイトで時効処理により高強度は得られるもの
の延性に乏しい欠点を有している。
元素を添加して時効処理により金属間化合物を析出させ
て高強度を得るものである。 １７−ＪＰＨ鋼の組織は
マルテンサイトで時効処理により高強度は得られるもの
の延性に乏しい欠点を有している。
一方、ｘ７−７ｐｎ 鋼は冷間加工を施しα′相を生成
させた後時効硬化させるものであり前述の加工硬化型ス
テンレス鋼と同様に延性の低下はまぬがれない。
させた後時効硬化させるものであり前述の加工硬化型ス
テンレス鋼と同様に延性の低下はまぬがれない。
そこで、上述した高強度ステンレス鋼と別に適度な熱処
理を施すことによりマルテンサイト相から、オーステナ
イト粒を生成させる高強度ＴＩ延性ステンレス鋼材の製
造方法が特開昭６２−１２４２１８に開示されている。
理を施すことによりマルテンサイト相から、オーステナ
イト粒を生成させる高強度ＴＩ延性ステンレス鋼材の製
造方法が特開昭６２−１２４２１８に開示されている。
該発明は焼鈍状態でマルテンサイトｍ織を有しこれに適
度の熱処理を施すことによりマルテンサイト単相または
マルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織
とすることにより高強度と高延性を得るものである。し
かしなから本手段により得られる特性は耐力１００ｋｇ
／ａｍ’で伸びが高々２０％と高延性とは言い難い。
度の熱処理を施すことによりマルテンサイト単相または
マルテンサイト相と微細なオーステナイト相の複相組織
とすることにより高強度と高延性を得るものである。し
かしなから本手段により得られる特性は耐力１００ｋｇ
／ａｍ’で伸びが高々２０％と高延性とは言い難い。
「鉄と鋼Ｊ７４（１９８８）６．ｐ、１０５１１１には
オーステナイト系ステンレス鋼に高い冷間圧延率を付与
しα′相とした（α′相相遇処理称す）後、適度な熱処
理を施し α′相をオーステナイト相へ逆変態させるこ
とで微細なオーステナイト粒を得、高強度と高延性を得
ようという試みが開示されている０本手法は素材が延性
に富むオーステナイト組織であり高延性を得るに有効な
手段と考えられるがα′相相遇処理は９０％という極め
て高い冷間圧延率を与えなければならず圧延中に破断す
る危険性があり。
オーステナイト系ステンレス鋼に高い冷間圧延率を付与
しα′相とした（α′相相遇処理称す）後、適度な熱処
理を施し α′相をオーステナイト相へ逆変態させるこ
とで微細なオーステナイト粒を得、高強度と高延性を得
ようという試みが開示されている０本手法は素材が延性
に富むオーステナイト組織であり高延性を得るに有効な
手段と考えられるがα′相相遇処理は９０％という極め
て高い冷間圧延率を与えなければならず圧延中に破断す
る危険性があり。
また良好な表面性状あるいは形状を得ることができず製
造上困難である。
造上困難である。
Ｃｒ−Ｎｉオーステナイト系ステンレス鋼において焼鈍
状態でオーステナイト組織を得るにはＭｓ点を室温以下
にしなければならず、 Ｎｉ、 Ｃｒなどのオーステナ
イト相安定化元素を多く含有させる必要がある。しかし
なから、これらの元素の含有量が多くなると冷間圧延に
より α′相の生成が抑制されるため α′相相遇処理
行うには高い冷間圧延率を付与する必要がある。
状態でオーステナイト組織を得るにはＭｓ点を室温以下
にしなければならず、 Ｎｉ、 Ｃｒなどのオーステナ
イト相安定化元素を多く含有させる必要がある。しかし
なから、これらの元素の含有量が多くなると冷間圧延に
より α′相の生成が抑制されるため α′相相遇処理
行うには高い冷間圧延率を付与する必要がある。
そこで１本発明者等がＣｒ−Ｎｉ系準安定ステンレス鋼
における α′変態に対するγ安定度と機械的性質に及
ぼす合金元素、加工熱処理法の影響について鋭意研究を
重ねた結果、Ｓｉはγ安定度を低下させα′相の生成を
促進することによりα′相相遇処理容品ならしめること
を見出した。さらに、高Ｓｉ含有Ｃｒ−Ｎｉオーステナ
イト系ステンレス鋼にα相化処理後適度の熱処理を施す
ことによりＳｉ含有量が低い場合に比べてより微細粒か
ら成るオーステナイト組織が得られ、しかもＳｉはγ相
の固溶強化に効しまたＳｉは伸びの改善にも寄与するこ
とから高強度、高延性化を図れることを知見し本発明に
至った。
における α′変態に対するγ安定度と機械的性質に及
ぼす合金元素、加工熱処理法の影響について鋭意研究を
重ねた結果、Ｓｉはγ安定度を低下させα′相の生成を
促進することによりα′相相遇処理容品ならしめること
を見出した。さらに、高Ｓｉ含有Ｃｒ−Ｎｉオーステナ
イト系ステンレス鋼にα相化処理後適度の熱処理を施す
ことによりＳｉ含有量が低い場合に比べてより微細粒か
ら成るオーステナイト組織が得られ、しかもＳｉはγ相
の固溶強化に効しまたＳｉは伸びの改善にも寄与するこ
とから高強度、高延性化を図れることを知見し本発明に
至った。
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．Ｑ 〜１７．０％
Ｎ ：０． ＩＯ％以下
を含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り
、かつ。
、かつ。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０８ｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，１１５ｉ
（％）８で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０
であり、オーステナイト（γ）単相あるいはγ相とマル
テンサイト（α′）相の混合組織を有することを特徴と
する高強度高延性ステンレス鋼材を提供する。
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，１１５ｉ
（％）８で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０
であり、オーステナイト（γ）単相あるいはγ相とマル
テンサイト（α′）相の混合組織を有することを特徴と
する高強度高延性ステンレス鋼材を提供する。
本発明はまた重量％で
ｃ：ｏ、ｘｓ％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、残部がＦｅならびに不可避的不純物からなり
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．ｔ８Ｃｒ（％）−０，１１Ｓｉ
（％）１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実質的にα′単相となるまで冷間圧
延（α′相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温
度範囲内で熱処理を施しγ単相あるいはγ相と α′相
の混合組織を有することを特徴とする高強度高延性ステ
ンレス鋼材の製造方法を提供する。
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．ｔ８Ｃｒ（％）−０，１１Ｓｉ
（％）１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実質的にα′単相となるまで冷間圧
延（α′相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温
度範囲内で熱処理を施しγ単相あるいはγ相と α′相
の混合組織を有することを特徴とする高強度高延性ステ
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：ｏ、ｉｓ％以下
Ｓｉ：３．０〜７．０％
Ｍｎ：８．０％以下
Ｎｉ：８．Ｇ〜１３．０％
Ｃｒ：１２．０〜１７．０％
Ｎ：０．ｆＯ％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ならびに不可避的不純物から成り、
かつ、Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９
．６９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％） −０，
１１Ｓｉ（％）’ ＋０．６０（Ｎｂ＋τｉ＋ｖ＋Ｚｒ
）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０でありγ
単相あるいはγ相と α′相の混合組織を有することを
特徴とする高強度高延性ステンレス鋼材を提供する。
％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ならびに不可避的不純物から成り、
かつ、Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６ＯＮｏ（％）＋９
．６９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％） −０，
１１Ｓｉ（％）’ ＋０．６０（Ｎｂ＋τｉ＋ｖ＋Ｚｒ
）（％） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０でありγ
単相あるいはγ相と α′相の混合組織を有することを
特徴とする高強度高延性ステンレス鋼材を提供する。
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：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、Ｉ／：１．
０％、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り、かつ
。
０％、Ｚｒ：１．０％以下の１種または２種以上を含有
し、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り、かつ
。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％） ＋ ０ 、６ＯＮｏ （％）＋
９．６９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，
１１Ｓｉ（％）” ＋０．６０（Ｎｂ＋ Ｔｉ ＋ Ｖ
＋ Ｚｒ） （％）定義されるＮｉ当量の値が８．０
−１４．０範囲内にある鋼に実質的に α′単相となる
まで冷間圧延（α′相化処理）を施した後、６００〜９
００℃の温度範囲内で熱処理を施しγ単相あるいはγ相
と α′相の混合組織を有することを特徴とする高強度
高延性ステンレス鋼材の製造方法を提供する。
９．６９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０，
１１Ｓｉ（％）” ＋０．６０（Ｎｂ＋ Ｔｉ ＋ Ｖ
＋ Ｚｒ） （％）定義されるＮｉ当量の値が８．０
−１４．０範囲内にある鋼に実質的に α′単相となる
まで冷間圧延（α′相化処理）を施した後、６００〜９
００℃の温度範囲内で熱処理を施しγ単相あるいはγ相
と α′相の混合組織を有することを特徴とする高強度
高延性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：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、ＴＬ：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。
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ならびに不可避的不純物か
ら成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０，６ＯＮｏ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−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でありγ単相あるいはγ相
と α′相の混合組織を有することを特徴とする高強度
高延性ステンレス鋼材を提供する。
は２種を含有し、残部がＦｅならびに不可避的不純物か
ら成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０，６ＯＮｏ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−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でありγ単相あるいはγ相
と α′相の混合組織を有することを特徴とする高強度
高延性ステンレス鋼材を提供する。
本発明はまた重量％で
Ｃ：ｏ、ｔｓ％以下
Ｓｉ：３．０〜７．０％
にｎ：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：ｔ
、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ならびに不
可避的不純物から成り、かつ。
、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ならびに不
可避的不純物から成り、かつ。
Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）” ＋０．６０（Ｎｂ＋ ＴＩ ＋ Ｖ ＋ Ｚ
ｒ） （％）＋０．ｆ５０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％）で定
義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０範囲内にある
鋼に実質的に α′単相となるまで冷間圧延（α′相化
処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱
処理を施しγ単相あるいはγ相と α′相の混合組織を
有することを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼材の
製造方法を提供するものである。
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）” ＋０．６０（Ｎｂ＋ ＴＩ ＋ Ｖ ＋ Ｚ
ｒ） （％）＋０．ｆ５０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％）で定
義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０範囲内にある
鋼に実質的に α′単相となるまで冷間圧延（α′相化
処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱
処理を施しγ単相あるいはγ相と α′相の混合組織を
有することを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼材の
製造方法を提供するものである。
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。
る。
Ｃ：Ｃはオーステナイト（γ）生成元素で高温でのデル
タ（δ）フェライト相の生成の抑制、冷間加工で誘発さ
れたマルテンサイト（α′）相の強化に極めて有効であ
る。しかしなから、本発明鋼ではＳｉ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の低下をもたらす、したが
って、Ｃは０．１５％以下とする。
タ（δ）フェライト相の生成の抑制、冷間加工で誘発さ
れたマルテンサイト（α′）相の強化に極めて有効であ
る。しかしなから、本発明鋼ではＳｉ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の低下をもたらす、したが
って、Ｃは０．１５％以下とする。
Ｓｉ：Ｓｌは本発明鋼の特徴である高強度高延性を発現
させるのに必須の元素である。Ｓｉはγ相の固溶強化お
よび伸びの改善に寄与し、またＳｉは冷間圧延による
α′相化処理を容易にさせる効果を有する。これらの特
性を発揮させるにはＳｉは３．０％以上必要であるが、
多量に含有すると熱間加工性が劣化するため上限を７．
０％とする。
させるのに必須の元素である。Ｓｉはγ相の固溶強化お
よび伸びの改善に寄与し、またＳｉは冷間圧延による
α′相化処理を容易にさせる効果を有する。これらの特
性を発揮させるにはＳｉは３．０％以上必要であるが、
多量に含有すると熱間加工性が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。しかしなから、ＭｎはＮｉ当量を増加させる元素
であり多く含有させると冷間圧延によるα′相化処理が
困難となるため上限を８．０％とする。
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。しかしなから、ＭｎはＮｉ当量を増加させる元素
であり多く含有させると冷間圧延によるα′相化処理が
困難となるため上限を８．０％とする。
Ｎｉ：ＮＬ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相安定化元素である。
で強力なオーステナイト相安定化元素である。
Ｓｉを多量に含有する本発明鋼においてδフェライトの
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
から多量に含有するとＮｉ当量が増加し冷間圧延による
α′相化処理が困難となるため上限を１３．０％とす
る。
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
から多量に含有するとＮｉ当量が増加し冷間圧延による
α′相化処理が困難となるため上限を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
性を得るためには１２．０％以上の含有が必要である。
性を得るためには１２．０％以上の含有が必要である。
しかし、Ｃｒは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。
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上限を１７．０％とする。
Ｎ：ＮはＣと同様、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。
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：Ｎｂ４ｉ、ＶおよびＺｒは冷間
加工ニよるα′相化処理後の適度な熱処理にともない生
成するオーステナイト粒の粒成長を抑制し鋼の高強度高
延性化に寄付する。また、Ｎｂ、 Ｔｉ、 ＶおよびＺ
ｒの添加により耐粒界腐食性も向上する。しかし。
加工ニよるα′相化処理後の適度な熱処理にともない生
成するオーステナイト粒の粒成長を抑制し鋼の高強度高
延性化に寄付する。また、Ｎｂ、 Ｔｉ、 ＶおよびＺ
ｒの添加により耐粒界腐食性も向上する。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。
が劣化するためそれぞれの上限を１．０％とする。
Ｎｏ ： Ｐ４ｏは結晶粒を微細化し、また、固溶強化
により高強度化に寄付しかつ、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デルタ（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。
により高強度化に寄付しかつ、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デルタ（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相の安定化に寄付する。また、ＣｕはＮｏと同様耐食
性の向上に寄付する。しかしなから、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。
γ相の安定化に寄付する。また、ＣｕはＮｏと同様耐食
性の向上に寄付する。しかしなから、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、 α′相化処理後の熱処理
について説明する。
について説明する。
Ｎｉ当量：
Ｎｉ当量はα′変態に対するγ安定度の指標であり実験
結果から導出された経験式である。Ｎｉ当量が低いほど
冷間圧延による α′相化処理が容易となり製造上好ま
しくなるが低過ぎると焼鈍状態でマルテンサイト相が生
成され高延性が得られなくなるためその下限を８．０と
する。一方、Ｎｉ当量が増加するとα′変態が抑制され
α′相化処理が困難となるため上限を１４．０とする。
結果から導出された経験式である。Ｎｉ当量が低いほど
冷間圧延による α′相化処理が容易となり製造上好ま
しくなるが低過ぎると焼鈍状態でマルテンサイト相が生
成され高延性が得られなくなるためその下限を８．０と
する。一方、Ｎｉ当量が増加するとα′変態が抑制され
α′相化処理が困難となるため上限を１４．０とする。
冷間圧延率；
本発明鋼は冷間圧延によりα′相化処理を行い、その後
の熱処理により生成するオーステナイト粒を微細化させ
高強度、高延性を図るものである。
の熱処理により生成するオーステナイト粒を微細化させ
高強度、高延性を図るものである。
α′相化処理に必要な冷間圧延率はＮｉ当量に依存しＮ
ｉ当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くなる。前
述のとと＜Ｎｉ当量が８．０〜１４．０の範囲では付与
する冷間圧延率は異なりＮｉ当量が小さい程。
ｉ当量が高いほど付与すべき冷間圧延率は高くなる。前
述のとと＜Ｎｉ当量が８．０〜１４．０の範囲では付与
する冷間圧延率は異なりＮｉ当量が小さい程。
付与すべき冷間圧延率は小さくなる。
熱処理：
本発明鋼は冷間圧延による α′相化処理後適度な熱処
理を施すことにより高強度、高延性を得るものである。
理を施すことにより高強度、高延性を得るものである。
６００℃未満では、α′相からγ相への変態が生じない
ため高延性が得られない、また、９００℃以上になると
γ相は容易に生成されるもののγ相の粒成長が生じ強度
の低下を招くようになる。したがって、 α′相化処理
後の熱処理温度範囲を６００〜９００℃とする。保持時
間は熱処理温度に依存し低温はどγ相への変態に要する
時間が長くなるため長時間の熱処理を要する。高温域で
はγ相の変態が急速に生じ、長時間保持するとγ粒が成
長し強度の低下を招くため短時間で処理する方が好まし
い。
ため高延性が得られない、また、９００℃以上になると
γ相は容易に生成されるもののγ相の粒成長が生じ強度
の低下を招くようになる。したがって、 α′相化処理
後の熱処理温度範囲を６００〜９００℃とする。保持時
間は熱処理温度に依存し低温はどγ相への変態に要する
時間が長くなるため長時間の熱処理を要する。高温域で
はγ相の変態が急速に生じ、長時間保持するとγ粒が成
長し強度の低下を招くため短時間で処理する方が好まし
い。
（発明の具体的開示）
〔実施例〕
本発明鋼の特徴を比較鋼と比べて実施例をもって明らか
にする。
にする。
第１表
第１表に本発明鋼および比較鋼の成分を示す。
試料Ｎｏ、１〜１２ｍは本発明鋼である。
試料Ｎｏ、１３．１４鋼は比較鋼で各々５ＵＳ３０４鋼
および５ＵＳ３０１鋼でありＮｉ当量は本発明の範囲で
あるがＳｉ含有量が本発明範囲を外れている。
および５ＵＳ３０１鋼でありＮｉ当量は本発明の範囲で
あるがＳｉ含有量が本発明範囲を外れている。
それぞれの鋼を３０瞳高周波誘導溶解炉で溶製し鍛造、
熱間圧延により３ｗｎ厚、１０（ｌＩＩｌｌ櫂とした後
、溶体化処理によりγ相とした。この材料に６０％の冷
間圧延を付与してα′相化処理を施した後、 ６００〜
８２５℃Ｘ（０〜１０分）（均熱）の熱処理を施し試験
片とした。比較鋼の５ＵＳ３０４および３０１１１につ
いては溶体化処理によりγ相とした後冷間圧延を施した
材料と６０％の冷間圧延を付与し次いで６５０〜ｂ×２
分（灼熱）の熱処理を施したものを用意し、これらの試
験片について引張試験を行い耐力、引張強さおよび伸び
を測定した。
熱間圧延により３ｗｎ厚、１０（ｌＩＩｌｌ櫂とした後
、溶体化処理によりγ相とした。この材料に６０％の冷
間圧延を付与してα′相化処理を施した後、 ６００〜
８２５℃Ｘ（０〜１０分）（均熱）の熱処理を施し試験
片とした。比較鋼の５ＵＳ３０４および３０１１１につ
いては溶体化処理によりγ相とした後冷間圧延を施した
材料と６０％の冷間圧延を付与し次いで６５０〜ｂ×２
分（灼熱）の熱処理を施したものを用意し、これらの試
験片について引張試験を行い耐力、引張強さおよび伸び
を測定した。
第２表は第１表に示す各端の６０％冷間圧延材にて３０
％の伸びを得る時の熱処理後における耐力および引張強
さを示す、第２表から知られるように試料Ｎｏ、１〜４
鋼はＳ１含有量が増加するにしたがい耐力および引張強
さが向上する。試料Ｎｏ、５〜１２鋼では固溶強化元素
Ｃ，Ｎを比較的多量に含有させることにより強度が向上
する。またＮｂ、 Ｔｉ、 ＶおよびＺｒを含有するこ
とによっても強度が増加する。
％の伸びを得る時の熱処理後における耐力および引張強
さを示す、第２表から知られるように試料Ｎｏ、１〜４
鋼はＳ１含有量が増加するにしたがい耐力および引張強
さが向上する。試料Ｎｏ、５〜１２鋼では固溶強化元素
Ｃ，Ｎを比較的多量に含有させることにより強度が向上
する。またＮｂ、 Ｔｉ、 ＶおよびＺｒを含有するこ
とによっても強度が増加する。
一方、試料Ｎｏ、 １３１１ （ＳＵＳ３０４）では溶
体化処理材に冷間圧延を付与したもので３０％の伸びを
得る時の耐力は６０［ｋｇ／ｍ旬、引張強さが８３（ｋ
ｇ／−２〕、また６０％の冷間圧延後に熱処理を施した
ものでは冷間圧延のみを施した場合に比べ強度が劣る。
体化処理材に冷間圧延を付与したもので３０％の伸びを
得る時の耐力は６０［ｋｇ／ｍ旬、引張強さが８３（ｋ
ｇ／−２〕、また６０％の冷間圧延後に熱処理を施した
ものでは冷間圧延のみを施した場合に比べ強度が劣る。
試料Ｎｏ、１４鋼（ＳＵＳ３０１）では溶体化処理材に
冷間圧延を付与したもので３０％の伸びを得る時の耐力
は７４（ｋｇ／■８〕、引張強さが１１０［ｋＨ／■２
］、また６０％の冷間圧延後に熱処理を施したものでは
冷間圧延のみを施した場合に比べ強度が劣る。
冷間圧延を付与したもので３０％の伸びを得る時の耐力
は７４（ｋｇ／■８〕、引張強さが１１０［ｋＨ／■２
］、また６０％の冷間圧延後に熱処理を施したものでは
冷間圧延のみを施した場合に比べ強度が劣る。
本発明は、 Ｃｒ−Ｎｉ系オーステナイトステンレス鋼
にＳｉを含有させることによりγ安定度を低下させα′
相化処理が容易となり冷間圧延後適度の熱処理を施すこ
とにより生成する逆変態オーステナイト粒を微細化させ
Ｓｉの固溶強化と高延性化とあわせて高強度かつ高延性
を有する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。
にＳｉを含有させることによりγ安定度を低下させα′
相化処理が容易となり冷間圧延後適度の熱処理を施すこ
とにより生成する逆変態オーステナイト粒を微細化させ
Ｓｉの固溶強化と高延性化とあわせて高強度かつ高延性
を有する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。
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、残部がＦｅならびに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で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．
０であり、オーステナイト（γ）単相あるいはγ相とマ
ルテンサイト（α′）相の混合組織を有することを特徴
とする高強度高延性ステンレス鋼材。 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、残部がＦｅならびに不可避的不純物から成り
、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）＾２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実質的にマルテンサイト（α′）
単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施した後、
６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施しγ単相あ
るいはγ相とα′相の混合組織を有することを特徴とす
る高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法。 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ならびに不避的不純物から成り、かつ
、Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６
９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓ
ｉ（％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔ１＋Ｖ＋Ｚｒ）（％
） で定義されるＮｉ当量の値が８．０〜１４．０でありγ
単相あるいはγ相とα′相の混合組織を有することを特
徴とする高強度高延性ステンレス鋼材。 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、残部がＦｅならびに不避的不純物から成り、かつ
、Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６
９（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓ
ｉ（％）＾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
にある鋼に実質的にα′単相となるまで冷間圧延（α′
相化処理）を施した後、６００〜９００℃の温度範囲内
で熱処理を施しγ単相あるいはγ′相とα′相の混合組
織を有することを特徴とする高強度高延性ステンレス鋼
材の製造方法。 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ならびに不可避
的不純物から成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）
＋０．６０Ｍｏ（％）＋Ｃｕ（％）で定義されるＮｉ当
量の値が８．０〜１４．０でありγ単相あるいはγ単相
とα′相の混合組織を有することを特徴とする高強度高
延性ステンレス鋼材。 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ならびに不可避
的不純物から成り、かつ、 Ｎｉ当量＝Ｎｉ（％）＋０．６０Ｍｎ（％）＋９．６９
（Ｃ＋Ｎ）（％）＋０．１８Ｃｒ（％）−０．１１Ｓｉ
（％）＾２＋０．６０（Ｎｂ＋Ｔｉ＋Ｖ＋Ｚｒ）（％）
＋０．６０Ｍｏ（％）＋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実質的に
α′単相となるまで冷間圧延（α′相化処理）を施した
後、６００〜９００℃の温度範囲内で熱処理を施しγ単
相あるいはγ相とα′相の混合組織を有することを特徴
とする高強度高延性ステンレス鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4323789A JPH02225647A (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4323789A JPH02225647A (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02225647A true JPH02225647A (ja) | 1990-09-07 |
Family
ID=12658294
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4323789A Pending JPH02225647A (ja) | 1989-02-27 | 1989-02-27 | 高強度高延性ステンレス鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02225647A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04147946A (ja) * | 1990-10-09 | 1992-05-21 | Nippon Steel Corp | 強度、延性の優れたステンレス鋼 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60194016A (ja) * | 1984-02-24 | 1985-10-02 | マンネスマン・アクチエンゲゼルシヤフト | 耐蝕性オーステナイト合金の製造方法 |
| JPS62124218A (ja) * | 1985-08-27 | 1987-06-05 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
| 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 |
-
1989
- 1989-02-27 JP JP4323789A patent/JPH02225647A/ja active Pending
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS60194016A (ja) * | 1984-02-24 | 1985-10-02 | マンネスマン・アクチエンゲゼルシヤフト | 耐蝕性オーステナイト合金の製造方法 |
| JPS62124218A (ja) * | 1985-08-27 | 1987-06-05 | Nisshin Steel Co Ltd | 加工性に優れ溶接軟化のない高強度ステンレス鋼材の製造方法 |
| 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 |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04147946A (ja) * | 1990-10-09 | 1992-05-21 | Nippon Steel Corp | 強度、延性の優れたステンレス鋼 |
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