JPH06264192A - 溶接構造用高強度・高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 - Google Patents
溶接構造用高強度・高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法Info
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- JPH06264192A JPH06264192A JP7858093A JP7858093A JPH06264192A JP H06264192 A JPH06264192 A JP H06264192A JP 7858093 A JP7858093 A JP 7858093A JP 7858093 A JP7858093 A JP 7858093A JP H06264192 A JPH06264192 A JP H06264192A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：１．
０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｎｉ：５．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１
７．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎ：０．０２％以下を
含み、且つ前記元素の含有量が（１）〜（３）式を満足
し、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を有した
溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステンレス綱。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．
０％、Ｎｉ：５．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜１
７．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎ：０．０２％以下を
含み、且つ前記元素の含有量が（１）〜（３）式を満足
し、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなること
を特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を有した
溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステンレス綱。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、高速船の水中翼等の材
料として利用できる、溶接構造用高強度・高靭性ステン
レス鋼及びその製造方法に関するものである。
料として利用できる、溶接構造用高強度・高靭性ステン
レス鋼及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】水力発電用ランナー等の高速流水環境で
は、従来、耐キャビテーションエロージョン性（以下、
耐ＣＥ性と呼ぶ）に優れたＳＣＳ６等の１３％Ｃｒ−４
〜６％Ｎｉ鋳鋼が用いられてきた。この鋼はＮｉを含有
させることにより、Ｃを０．０３〜０．０５％程度に低
減してもδフェライトがほとんど無く、さらにＡｃ1 点
以上の高温焼戻により残留オーステナイトが数１０％生
成するため、マルテンサイト系ステンレス鋼としては比
較的良好な靭性と溶接性を有している。
は、従来、耐キャビテーションエロージョン性（以下、
耐ＣＥ性と呼ぶ）に優れたＳＣＳ６等の１３％Ｃｒ−４
〜６％Ｎｉ鋳鋼が用いられてきた。この鋼はＮｉを含有
させることにより、Ｃを０．０３〜０．０５％程度に低
減してもδフェライトがほとんど無く、さらにＡｃ1 点
以上の高温焼戻により残留オーステナイトが数１０％生
成するため、マルテンサイト系ステンレス鋼としては比
較的良好な靭性と溶接性を有している。
【０００３】しかし、近年、高速船の大型化、ハイスピ
ード化にともない、水中翼等の部材の軽量化及び耐ＣＥ
性の向上が必要とされている。軽量化、ならびに耐ＣＥ
性の向上には、いずれも高強度化を図ることが最も有効
な手段であり、現在８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を
有する高強度ステンレス鋼が要求されているが、高温焼
戻を施している１３Ｃｒ−３〜６Ｎｉ鋼の０．２％耐力
は５００〜７００ＭＰａ程度である。８００ＭＰａ以上
の０．２％耐力を有する高強度ステンレス鋼としては、
ＳＵＳ６３０（１７−４ＰＨ）等の析出硬化型マルテン
サイト系ステンレスが挙げられる。しかし、Ｃｕ等によ
り著しく析出強化されたこの鋼は延靭性が不良で、ま
た、δフェライトを含有するため熱間加工性にも劣る。
さらに、溶接時の熱影響でＣｕ析出物が再固溶するた
め、溶接継手の強度が著しく低下する。このため、溶接
後に時効処理を施す必要があり、大型構造物への適用が
困難であった。
ード化にともない、水中翼等の部材の軽量化及び耐ＣＥ
性の向上が必要とされている。軽量化、ならびに耐ＣＥ
性の向上には、いずれも高強度化を図ることが最も有効
な手段であり、現在８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を
有する高強度ステンレス鋼が要求されているが、高温焼
戻を施している１３Ｃｒ−３〜６Ｎｉ鋼の０．２％耐力
は５００〜７００ＭＰａ程度である。８００ＭＰａ以上
の０．２％耐力を有する高強度ステンレス鋼としては、
ＳＵＳ６３０（１７−４ＰＨ）等の析出硬化型マルテン
サイト系ステンレスが挙げられる。しかし、Ｃｕ等によ
り著しく析出強化されたこの鋼は延靭性が不良で、ま
た、δフェライトを含有するため熱間加工性にも劣る。
さらに、溶接時の熱影響でＣｕ析出物が再固溶するた
め、溶接継手の強度が著しく低下する。このため、溶接
後に時効処理を施す必要があり、大型構造物への適用が
困難であった。
【０００４】これに対し、特公平１−２１８８２７号公
報では、前記したＮｉ含有の低Ｃマルテンサイト系ステ
ンレス鋼にＶ、Ａｌを微量添加し低温焼戻を施すことに
より、微細な針状マルテンサイト組織となり、ＳＵＳ６
３０並の強度を有し、且つ優れた延靭性が得られると開
示されている。また、特開昭６２−１２４２１８号公報
及び特開平３−１８８２１５号公報によれば、このよう
な微量元素を添加したＮｉ含有の低Ｃマルテンサイト系
ステンレス鋼は、Ａｃ1 点以上の高温域で焼戻を施すこ
とにより、前者では微細かつ安定な逆変態オーステナイ
トが形成し、後者では逆変態オーステナイトがより微細
なマルテンサイトに変態するため、強度、靭性のみなら
ず、溶接熱影響部の軟化抵抗にも優れると開示されてい
る。
報では、前記したＮｉ含有の低Ｃマルテンサイト系ステ
ンレス鋼にＶ、Ａｌを微量添加し低温焼戻を施すことに
より、微細な針状マルテンサイト組織となり、ＳＵＳ６
３０並の強度を有し、且つ優れた延靭性が得られると開
示されている。また、特開昭６２−１２４２１８号公報
及び特開平３−１８８２１５号公報によれば、このよう
な微量元素を添加したＮｉ含有の低Ｃマルテンサイト系
ステンレス鋼は、Ａｃ1 点以上の高温域で焼戻を施すこ
とにより、前者では微細かつ安定な逆変態オーステナイ
トが形成し、後者では逆変態オーステナイトがより微細
なマルテンサイトに変態するため、強度、靭性のみなら
ず、溶接熱影響部の軟化抵抗にも優れると開示されてい
る。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特公平１−２
８８２７号公報、特開昭６２−１２４２１８号公報及び
特開平３−１８８２１５号公報による鋼の延靭性は、Ｃ
ｕ等の析出により著しく強化された析出硬化型ステンレ
ス鋼に比べ優れているものの、いずれも伸びで２０％程
度、０℃のシャルピー吸収エネルギーで２００Ｊ程度が
上限であり、強加工や低温使用を考慮するといまだ問題
があった。また、特公平１−２８８２７号公報及び特開
昭６２−１２４２１８号公報によるものは、析出硬化型
ステンレス鋼と同様に、１ｈｒ以上という長時間焼戻処
理が必要であり、製造効率の向上及びコスト低減の観点
から、熱処理の簡略化が要求されている。本発明は上記
のような問題点を解決するためになされたもので、高速
船の水中翼等の材料として利用できる、８００ＭＰａ以
上の０．２％耐力を有し、且つ延靭性、加工性、溶接
性、ならびに溶接熱影響部の軟化抵抗に優れたステンレ
ス鋼を安価に得ることを目的とする。
８８２７号公報、特開昭６２−１２４２１８号公報及び
特開平３−１８８２１５号公報による鋼の延靭性は、Ｃ
ｕ等の析出により著しく強化された析出硬化型ステンレ
ス鋼に比べ優れているものの、いずれも伸びで２０％程
度、０℃のシャルピー吸収エネルギーで２００Ｊ程度が
上限であり、強加工や低温使用を考慮するといまだ問題
があった。また、特公平１−２８８２７号公報及び特開
昭６２−１２４２１８号公報によるものは、析出硬化型
ステンレス鋼と同様に、１ｈｒ以上という長時間焼戻処
理が必要であり、製造効率の向上及びコスト低減の観点
から、熱処理の簡略化が要求されている。本発明は上記
のような問題点を解決するためになされたもので、高速
船の水中翼等の材料として利用できる、８００ＭＰａ以
上の０．２％耐力を有し、且つ延靭性、加工性、溶接
性、ならびに溶接熱影響部の軟化抵抗に優れたステンレ
ス鋼を安価に得ることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、前述した
Ｎｉ含有の低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の延靭性
劣化因子を検討した結果、微量元素の添加により析出し
た炭窒化物あるいは金属間化合物が延靭性を著しく劣化
させることを見出した。また、特開昭６２−１２４２１
８号公報には微量元素を含有しない鋼種も併せて開示さ
れているが、この場合、高強度化のためにＣ，Ｎ、ある
いはＳｉ含有量を増加させる必要があるため、同様に靭
性が劣化した。さらに、いずれの鋼種も最高強度の得ら
れる５００℃近傍の低温域で焼戻を行った場合に、延靭
性の低下が最も著しかった。
Ｎｉ含有の低Ｃマルテンサイト系ステンレス鋼の延靭性
劣化因子を検討した結果、微量元素の添加により析出し
た炭窒化物あるいは金属間化合物が延靭性を著しく劣化
させることを見出した。また、特開昭６２−１２４２１
８号公報には微量元素を含有しない鋼種も併せて開示さ
れているが、この場合、高強度化のためにＣ，Ｎ、ある
いはＳｉ含有量を増加させる必要があるため、同様に靭
性が劣化した。さらに、いずれの鋼種も最高強度の得ら
れる５００℃近傍の低温域で焼戻を行った場合に、延靭
性の低下が最も著しかった。
【０００７】そこで、本発明者らは析出物を形成するよ
うな微量合金元素を添加しないＮｉ含有のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の成分及び熱処理条件を詳細に検討し
た結果、極低Ｃ、Ｎ化及びδフェライトの低減を図り、
且つ少量の残留オーステナイトを含有させると、５００
℃近傍の温度域で焼戻を施しても良好な延靭性が得られ
ることを見出した。さらに、極低Ｃ，Ｎ化は同時に加工
性向上及び溶接時の低温割れ抑制にも有効であった。以
上の知見に基づくと、前記した課題は以下に述べる成分
限定、製造方法により解決される。
うな微量合金元素を添加しないＮｉ含有のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼の成分及び熱処理条件を詳細に検討し
た結果、極低Ｃ、Ｎ化及びδフェライトの低減を図り、
且つ少量の残留オーステナイトを含有させると、５００
℃近傍の温度域で焼戻を施しても良好な延靭性が得られ
ることを見出した。さらに、極低Ｃ，Ｎ化は同時に加工
性向上及び溶接時の低温割れ抑制にも有効であった。以
上の知見に基づくと、前記した課題は以下に述べる成分
限定、製造方法により解決される。
【０００８】第１発明は、重量％で、Ｃ：０．０３％以
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｎｉ：５．０〜７．０％、Ｃｒ：
１３．０〜１７．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎ：０．
０２％以下を含み、且つ前記元素の含有量が（１）〜
（３）式を満足し、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純
物からなることを特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２
％耐力を有した溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステ
ンレス鋼である。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ：
０．０５〜１．０％、Ｎｉ：５．０〜７．０％、Ｃｒ：
１３．０〜１７．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎ：０．
０２％以下を含み、且つ前記元素の含有量が（１）〜
（３）式を満足し、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純
物からなることを特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２
％耐力を有した溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステ
ンレス鋼である。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
【０００９】第２発明は、前記第１発明の要件を満たし
た鋼の製造において、熱間加工後、８５０〜１０００℃
の温度域に加熱後、３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf
点以下の温度域まで冷却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1
点の温度域に加熱後、冷却することを特徴とする８００
ＭＰａ以上の０．２％耐力を有した溶接構造用高靭性マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。
た鋼の製造において、熱間加工後、８５０〜１０００℃
の温度域に加熱後、３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf
点以下の温度域まで冷却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1
点の温度域に加熱後、冷却することを特徴とする８００
ＭＰａ以上の０．２％耐力を有した溶接構造用高靭性マ
ルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。
【００１０】第３発明は、同じく第１発明の要件を満た
した鋼の製造において、（４）式で表せるＴ℃以下の温
度域に加熱後、７００℃以上の温度域で仕上がる熱間加
工を行い、直ちに３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点
以下の温度域まで冷却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1 点
の温度域に加熱後、冷却することを特徴とする８００Ｍ
Ｐａ以上の０．２％耐力を有した溶接構造用高靭性マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。 Ｔ＝４５０×Ｎｉ（％）＋１００×Ｃｕ（％）＋９５００×Ｃ（％） ＋８０００×Ｎ（％）−６００×Ｃｒ（％）−７５０×Ｍｏ（％） −１０００×Ｓｉ（％）＋８７５０ ・・・（４）
した鋼の製造において、（４）式で表せるＴ℃以下の温
度域に加熱後、７００℃以上の温度域で仕上がる熱間加
工を行い、直ちに３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点
以下の温度域まで冷却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1 点
の温度域に加熱後、冷却することを特徴とする８００Ｍ
Ｐａ以上の０．２％耐力を有した溶接構造用高靭性マル
テンサイト系ステンレス鋼の製造方法である。 Ｔ＝４５０×Ｎｉ（％）＋１００×Ｃｕ（％）＋９５００×Ｃ（％） ＋８０００×Ｎ（％）−６００×Ｃｒ（％）−７５０×Ｍｏ（％） −１０００×Ｓｉ（％）＋８７５０ ・・・（４）
【００１１】
【作用】以下に、この発明のステンレス鋼の成分限定理
由を述べる。Ｃは、強度増加に有効な成分であり、ま
た、オーステナイト生成元素であるためＮｉ量の低減を
図ることができるが、含有量が多くなると靭性、溶接性
及び加工性が劣化するため、その上限値は０．０３％と
する。好ましくは０．０２％以下である。Ｓｉは、脱酸
作用を有する成分であるが、フェライト生成元素である
ためＣｒ添加量が制限される。また、多量の添加は延靭
性の劣化を招くため、上限値は１．０％とする。
由を述べる。Ｃは、強度増加に有効な成分であり、ま
た、オーステナイト生成元素であるためＮｉ量の低減を
図ることができるが、含有量が多くなると靭性、溶接性
及び加工性が劣化するため、その上限値は０．０３％と
する。好ましくは０．０２％以下である。Ｓｉは、脱酸
作用を有する成分であるが、フェライト生成元素である
ためＣｒ添加量が制限される。また、多量の添加は延靭
性の劣化を招くため、上限値は１．０％とする。
【００１２】Ｍｎは、Ｓｉと同様脱酸作用を有する成分
であり、オーステナイト生成元素として知られている。
しかし、この鋼においてはオーステナイト生成元素とし
ての効果は認められず、その含有量が１．０％を超える
と耐食性を低下させることが明らかになった。したがっ
て、Ｍｎ含有量の上限値は１．０％以下とする。Ｃｕ
は、耐食性向上に有効な成分であり、オーステナイト生
成元素でもある。しかし、耐食性に及ぼす効果は、Ｃｕ
含有量が０．０５％未満では発揮されず、１．０％を超
えるとその効果が飽和する。また、多量の添加は延靭性
を劣化させるので、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０％と
する。
であり、オーステナイト生成元素として知られている。
しかし、この鋼においてはオーステナイト生成元素とし
ての効果は認められず、その含有量が１．０％を超える
と耐食性を低下させることが明らかになった。したがっ
て、Ｍｎ含有量の上限値は１．０％以下とする。Ｃｕ
は、耐食性向上に有効な成分であり、オーステナイト生
成元素でもある。しかし、耐食性に及ぼす効果は、Ｃｕ
含有量が０．０５％未満では発揮されず、１．０％を超
えるとその効果が飽和する。また、多量の添加は延靭性
を劣化させるので、Ｃｕ含有量は０．０５〜１．０％と
する。
【００１３】Ｎｉは、オーステナイト生成元素であり、
延靭性及び溶接性に優れたマルテンサイトを得るのに必
須の成分である。ただし、詳細は後述するがＮｉ含有量
が５．０％未満では他の成分を調整しても残留オーステ
ナイトが生成せず、強度、靭性が低下する。また、７．
０％を超える添加は高価になるばかりでなく、残留オー
ステナイトが過剰となり、強度が低下する。したがっ
て、Ｎｉ含有量は５．０〜７．０％とする。Ｃｒは、耐
食性に最も重要な元素であり、１３．０％以上の添加に
よりその効果が顕著となる。しかし、フェライト形成元
素でもあるため、その含有量が１７．０％を超えるとδ
フェライトが増加するとともに、残留オーステナイトも
過剰となり、強度、靭性が著しく低下する。したがっ
て、Ｃｒ含有量は１３．０〜１７．０％とする。
延靭性及び溶接性に優れたマルテンサイトを得るのに必
須の成分である。ただし、詳細は後述するがＮｉ含有量
が５．０％未満では他の成分を調整しても残留オーステ
ナイトが生成せず、強度、靭性が低下する。また、７．
０％を超える添加は高価になるばかりでなく、残留オー
ステナイトが過剰となり、強度が低下する。したがっ
て、Ｎｉ含有量は５．０〜７．０％とする。Ｃｒは、耐
食性に最も重要な元素であり、１３．０％以上の添加に
よりその効果が顕著となる。しかし、フェライト形成元
素でもあるため、その含有量が１７．０％を超えるとδ
フェライトが増加するとともに、残留オーステナイトも
過剰となり、強度、靭性が著しく低下する。したがっ
て、Ｃｒ含有量は１３．０〜１７．０％とする。
【００１４】Ｍｏは、Ｃｒと同様、耐食性向上に有効な
元素でありフェライト形成元素でもあるため置換が可能
である。しかし、２．０％を超える添加は靭性を低下さ
せるため、その上限値は２．０％とする。Ｎは、Ｃと同
様オーステナイト形成元素でありＮｉ含有量の低減が図
れるが、強度増加にはほとんど寄与しない。また、その
含有量が増加すると延靭性、溶接性が劣化するため、上
限値は０．０２％とする。
元素でありフェライト形成元素でもあるため置換が可能
である。しかし、２．０％を超える添加は靭性を低下さ
せるため、その上限値は２．０％とする。Ｎは、Ｃと同
様オーステナイト形成元素でありＮｉ含有量の低減が図
れるが、強度増加にはほとんど寄与しない。また、その
含有量が増加すると延靭性、溶接性が劣化するため、上
限値は０．０２％とする。
【００１５】また、一般にマルテンサイト系ステンレス
鋼ではＣ，Ｎ量の低減により溶接時の低温割れ感受性が
低下することが知られているが、高強度化を図った本鋼
では（１）式を満たすことにより低温割れ感受性が著し
く低下するのみならず、加工成形性も向上することを発
明者らは見出した。したがって、（Ｃ＋Ｎ）量は上記の
限定に加え、（１）式を満たす範囲とする。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１）
鋼ではＣ，Ｎ量の低減により溶接時の低温割れ感受性が
低下することが知られているが、高強度化を図った本鋼
では（１）式を満たすことにより低温割れ感受性が著し
く低下するのみならず、加工成形性も向上することを発
明者らは見出した。したがって、（Ｃ＋Ｎ）量は上記の
限定に加え、（１）式を満たす範囲とする。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１）
【００１６】さらに、本発明者らはこの鋼におけるδフ
ェライトの体積率δf及び残留オーステナイトの体積率
γfと成分との関係を詳細に検討した結果、δf（％）及
びγf（％）が各々（５）及び（６）式で表せることを
見出した。この鋼ではδフェライトを低減し、少量の残
留オーステナイトを有するマルテンサイト組織とするこ
とによりＡｃ1 点以下の低温焼戻を施しても良好な延靭
性が得られるが、具体的にはδfが５％を超えると靭性
が劣化するばかりでなく、強度も低下する。一方、γf
が１％未満では靭性向上の効果が発揮されず、１０％を
超えると溶接熱影響部の軟化抵抗が低下する。したがっ
て、前記元素の含有量は上記限定に加え、（２）及び
（３）式を満たす範囲とする。 δf＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）−１４９ ・・・（５） ｌｏｇγf＝［Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）］／４−６．９ ・・・（６） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
ェライトの体積率δf及び残留オーステナイトの体積率
γfと成分との関係を詳細に検討した結果、δf（％）及
びγf（％）が各々（５）及び（６）式で表せることを
見出した。この鋼ではδフェライトを低減し、少量の残
留オーステナイトを有するマルテンサイト組織とするこ
とによりＡｃ1 点以下の低温焼戻を施しても良好な延靭
性が得られるが、具体的にはδfが５％を超えると靭性
が劣化するばかりでなく、強度も低下する。一方、γf
が１％未満では靭性向上の効果が発揮されず、１０％を
超えると溶接熱影響部の軟化抵抗が低下する。したがっ
て、前記元素の含有量は上記限定に加え、（２）及び
（３）式を満たす範囲とする。 δf＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）−１４９ ・・・（５） ｌｏｇγf＝［Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）］／４−６．９ ・・・（６） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３）
【００１７】次に、製造方法の限定理由を述べると、こ
の鋼では６００〜７００℃の温度域で粒界にＣｒ炭化物
が析出し、靭性及び耐食性を低下させる。焼入処理は熱
間加工により析出したＣｒ炭化物の固溶と靭性に優れた
マルテンサイト組織を得る目的により実施する。しか
し、熱間加工後の焼入温度が８５０℃未満になるとＣｒ
炭化物が固溶せず、１０００℃を超える温度域で実施す
ると、結晶粒が粗大化し靭性が劣化する。したがって、
熱間加工後の焼入温度は８５０〜１０００℃の範囲とす
る。また、焼入時の冷却条件について検討を行った結
果、冷却速度が３℃／ｍｉｎ未満になると焼きは十分に
入るものの、冷却中に前記のＣｒ炭化物が再析出する。
さらに、冷却停止温度がＭf点を超えるとγfが（６）式
で表せる値よりも著しく大きくなり、継手の軟化抵抗が
低下する。したがって、焼入時の冷却は３℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度でＭf点以下の温度域まで実施する。
の鋼では６００〜７００℃の温度域で粒界にＣｒ炭化物
が析出し、靭性及び耐食性を低下させる。焼入処理は熱
間加工により析出したＣｒ炭化物の固溶と靭性に優れた
マルテンサイト組織を得る目的により実施する。しか
し、熱間加工後の焼入温度が８５０℃未満になるとＣｒ
炭化物が固溶せず、１０００℃を超える温度域で実施す
ると、結晶粒が粗大化し靭性が劣化する。したがって、
熱間加工後の焼入温度は８５０〜１０００℃の範囲とす
る。また、焼入時の冷却条件について検討を行った結
果、冷却速度が３℃／ｍｉｎ未満になると焼きは十分に
入るものの、冷却中に前記のＣｒ炭化物が再析出する。
さらに、冷却停止温度がＭf点を超えるとγfが（６）式
で表せる値よりも著しく大きくなり、継手の軟化抵抗が
低下する。したがって、焼入時の冷却は３℃／ｍｉｎ以
上の冷却速度でＭf点以下の温度域まで実施する。
【００１８】焼入後行われる焼戻処理は、一般に、延靭
性改善のため実施される。しかし、この鋼ではＡｃ1 点
を超える高温焼戻を行うとγfが（６）式で表せる値に
比べ著しく増加するため、焼戻はＡｃ1 点以下の低温域
で実施する必要がある。さらに、この鋼では前述したよ
うに極短時間（製品全体が均熱される程度）の低温焼戻
により高強度化を図ることが可能であり、析出硬化型ス
テンレス鋼等に比べ熱処理が容易である。しかし、焼戻
温度が４５０℃未満、あるいはＡｃ1 点を超えると強度
向上の効果が発揮されない。したがって、焼戻温度は４
５０℃〜Ａｃ1点の範囲とする。 ｌｏｇγf＝［Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）］／４−６．９ ・・・（６）
性改善のため実施される。しかし、この鋼ではＡｃ1 点
を超える高温焼戻を行うとγfが（６）式で表せる値に
比べ著しく増加するため、焼戻はＡｃ1 点以下の低温域
で実施する必要がある。さらに、この鋼では前述したよ
うに極短時間（製品全体が均熱される程度）の低温焼戻
により高強度化を図ることが可能であり、析出硬化型ス
テンレス鋼等に比べ熱処理が容易である。しかし、焼戻
温度が４５０℃未満、あるいはＡｃ1 点を超えると強度
向上の効果が発揮されない。したがって、焼戻温度は４
５０℃〜Ａｃ1点の範囲とする。 ｌｏｇγf＝［Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）］／４−６．９ ・・・（６）
【００１９】さらに、焼入性に優れたこの鋼の特徴を活
かし、前述した再加熱による焼入処理を省略した製造方
法を検討した。通常、熱間加工前の加熱は１１００〜１
３００℃の温度域で行われるが、この鋼は加熱温度が１
０５０℃を超えるとδfが（５）式で表せる値よりも増
加する。また、加熱時のδfは熱間加工後のδfとほぼ同
一の値となり、続く焼戻処理によっても変化しないこと
が明らかになった。そこで、本発明者らはδfの増加に
よる製品の強度、靭性低下を防ぐため、１３００℃以下
の温度域における加熱温度及び成分とδfとの関係を詳
細に調べた結果、その値が５％以下となる最高温度Ｔ
（℃）は（４）式で表せることを見出した。したがっ
て、熱間加工前の加熱温度は（４）式で表せるＴ℃以下
の温度域とする。ただし、加熱温度が１３００℃を超え
ると製品の表面性状が劣化するため、そのような加熱は
望ましくない。
かし、前述した再加熱による焼入処理を省略した製造方
法を検討した。通常、熱間加工前の加熱は１１００〜１
３００℃の温度域で行われるが、この鋼は加熱温度が１
０５０℃を超えるとδfが（５）式で表せる値よりも増
加する。また、加熱時のδfは熱間加工後のδfとほぼ同
一の値となり、続く焼戻処理によっても変化しないこと
が明らかになった。そこで、本発明者らはδfの増加に
よる製品の強度、靭性低下を防ぐため、１３００℃以下
の温度域における加熱温度及び成分とδfとの関係を詳
細に調べた結果、その値が５％以下となる最高温度Ｔ
（℃）は（４）式で表せることを見出した。したがっ
て、熱間加工前の加熱温度は（４）式で表せるＴ℃以下
の温度域とする。ただし、加熱温度が１３００℃を超え
ると製品の表面性状が劣化するため、そのような加熱は
望ましくない。
【００２０】また、靭性、耐食性に優れたマルテンサイ
ト組織を得るためには、熱間加工の終了温度はＣｒ炭化
物が析出しない温度域とする必要があるため、その温度
は７００℃以上とする。また、熱間加工後の冷却も焼入
処理と同様、３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点以下
の温度域まで実施する。以上の熱間加工−直接焼入処理
は、再加熱焼入処理と同等の効果を有するため、続く焼
戻処理も再加熱焼入材と同様の条件で行う。 δf＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）−１４９ ・・・（５） Ｔ＝４５０×Ｎｉ（％）＋１００×Ｃｕ（％）＋９５００×Ｃ（％） ＋８０００×Ｎ（％）−６００×Ｃｒ（％）−７５０×Ｍｏ（％） −１０００×Ｓｉ（％）＋８７５０ ・・・（４）
ト組織を得るためには、熱間加工の終了温度はＣｒ炭化
物が析出しない温度域とする必要があるため、その温度
は７００℃以上とする。また、熱間加工後の冷却も焼入
処理と同様、３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点以下
の温度域まで実施する。以上の熱間加工−直接焼入処理
は、再加熱焼入処理と同等の効果を有するため、続く焼
戻処理も再加熱焼入材と同様の条件で行う。 δf＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）−１４９ ・・・（５） Ｔ＝４５０×Ｎｉ（％）＋１００×Ｃｕ（％）＋９５００×Ｃ（％） ＋８０００×Ｎ（％）−６００×Ｃｒ（％）−７５０×Ｍｏ（％） −１０００×Ｓｉ（％）＋８７５０ ・・・（４）
【００２１】
【実施例】本発明によるものの具体的な実施例について
説明すると、以下の如くである。
説明すると、以下の如くである。
【実施例１】表１に示す化学成分の５０ｋｇインゴット
に対して、１２５０℃加熱、８００℃仕上後空冷（冷却
速度：５０℃／ｍｉｎ）の熱間圧延を行い、１５mm厚の
鋼板を製造した。鋼板に対して９００℃×５ｍｉｎ加熱
後、Ｍf点以下の５０℃まで空冷する焼入処理を行い、
さらに、Ａｃ1 点以下の５５０℃×５ｍｉｎ加熱後、空
冷の焼戻処理を施した後、ミクロ組織観察用サンプル、
Ｘ線回析用サンプル、引張試験片、曲げ試験片、２mmＶ
ノッチ付きシャルピー衝撃試験片及び孔食電位測定用サ
ンプルを採取した。δfはミクロサンプルを２０％Ｎａ
ＯＨ電解エッチングすることにより、また、γfはＸ線
回析法により各々測定した。その結果を表１に併せて示
す。加工性は曲げ半径：０．５ｔ、曲げ角度：１８０°
の表曲げ試験による割れの有無で評価した。また、孔食
電位はＪＩＳ Ｇ０５７７により、電流密度が１００μ
Ａ／cm2 となる電位を求めた。さらに、溶接性の評価の
ため、上記熱処理鋼板からＹわれ試験片（ＪＩＳ Ｚ３
１５８）を採取し、市販の被覆アーク溶接棒（０．０４
Ｃ−５Ｎｉ−１２Ｃｒ鋼）を用いて１０℃、ＲＨ：６０
％、入熱：１０ＫＪ/cmの条件で本溶接を行い、断面検
鏡法によりルート割れの有無を調べた。一方、溶接熱影
響部の軟化抵抗は、Ｘ開先の溶接継手を市販のＭＩＧワ
イヤ（０．０２Ｃ−５Ｎｉ−１２Ｃｒ鋼）を使用して作
成し、継手引張試験（ＪＩＳ Ｚ３１２１）の破断位置
で評価した。なお、ＭＩＧ溶接は入熱：２０ＫＪ/cmの
多層溶接とした。
に対して、１２５０℃加熱、８００℃仕上後空冷（冷却
速度：５０℃／ｍｉｎ）の熱間圧延を行い、１５mm厚の
鋼板を製造した。鋼板に対して９００℃×５ｍｉｎ加熱
後、Ｍf点以下の５０℃まで空冷する焼入処理を行い、
さらに、Ａｃ1 点以下の５５０℃×５ｍｉｎ加熱後、空
冷の焼戻処理を施した後、ミクロ組織観察用サンプル、
Ｘ線回析用サンプル、引張試験片、曲げ試験片、２mmＶ
ノッチ付きシャルピー衝撃試験片及び孔食電位測定用サ
ンプルを採取した。δfはミクロサンプルを２０％Ｎａ
ＯＨ電解エッチングすることにより、また、γfはＸ線
回析法により各々測定した。その結果を表１に併せて示
す。加工性は曲げ半径：０．５ｔ、曲げ角度：１８０°
の表曲げ試験による割れの有無で評価した。また、孔食
電位はＪＩＳ Ｇ０５７７により、電流密度が１００μ
Ａ／cm2 となる電位を求めた。さらに、溶接性の評価の
ため、上記熱処理鋼板からＹわれ試験片（ＪＩＳ Ｚ３
１５８）を採取し、市販の被覆アーク溶接棒（０．０４
Ｃ−５Ｎｉ−１２Ｃｒ鋼）を用いて１０℃、ＲＨ：６０
％、入熱：１０ＫＪ/cmの条件で本溶接を行い、断面検
鏡法によりルート割れの有無を調べた。一方、溶接熱影
響部の軟化抵抗は、Ｘ開先の溶接継手を市販のＭＩＧワ
イヤ（０．０２Ｃ−５Ｎｉ−１２Ｃｒ鋼）を使用して作
成し、継手引張試験（ＪＩＳ Ｚ３１２１）の破断位置
で評価した。なお、ＭＩＧ溶接は入熱：２０ＫＪ/cmの
多層溶接とした。
【００２２】δf及び０℃、−５０℃での吸収エネルギ
ーと成分との関係を図１に示す。図１によればこの鋼の
δfはこれを表す指標Ｂの値とよい対応を示しており、
Ｂの値が１５４を超えるとＣ，Ｎ含有量が低くても靭性
は著しく劣化することが解る。γf、０℃、−５０℃で
の吸収エネルギー及び継手引張の破断位置と成分との関
係を図２に示す。すなわち、この図２によればこの鋼の
γfはこれを表す指標Ｃの値とよい対応を示しており、
Ｃの値が２７．６未満では靭性が低下し、３１．６を超
えると溶接熱影響部が軟化することが理解される。
ーと成分との関係を図１に示す。図１によればこの鋼の
δfはこれを表す指標Ｂの値とよい対応を示しており、
Ｂの値が１５４を超えるとＣ，Ｎ含有量が低くても靭性
は著しく劣化することが解る。γf、０℃、−５０℃で
の吸収エネルギー及び継手引張の破断位置と成分との関
係を図２に示す。すなわち、この図２によればこの鋼の
γfはこれを表す指標Ｃの値とよい対応を示しており、
Ｃの値が２７．６未満では靭性が低下し、３１．６を超
えると溶接熱影響部が軟化することが理解される。
【００２３】表２には発明鋼１〜１０及び比較鋼１１〜
１９の引張特性、曲げ加工性、０℃、−５０℃における
吸収エネルギー、Ｙわれ試験結果、継手引張の破断位置
及び孔食電位をまとめて示した。表２によれば本発明鋼
の強度、延靭性、加工性、溶接性、継手特性及び耐食性
はともに優れていることが解る。特に、強加工や予熱な
しの溶接を行うためには、（Ｃ＋Ｎ）含有量を０．０３
％以下にする必要があることが理解される。次に表１、
表２を示す。なお表１中の、アンダーラインは本発明鋼
の限定条件外であることを示す。また、表１中の１）、
２）、３）、δf、γfは、 １）Ａ＝Ｃ（％）＋Ｎ（％） ２）Ｂ＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×
Ｓｉ（％）−９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０
×Ｃ（％）−１６０×Ｎ（％） ３）Ｃ＝Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８
×Ｃ（％）＋５４×Ｎ（％） δf、γfは実測値である。
１９の引張特性、曲げ加工性、０℃、−５０℃における
吸収エネルギー、Ｙわれ試験結果、継手引張の破断位置
及び孔食電位をまとめて示した。表２によれば本発明鋼
の強度、延靭性、加工性、溶接性、継手特性及び耐食性
はともに優れていることが解る。特に、強加工や予熱な
しの溶接を行うためには、（Ｃ＋Ｎ）含有量を０．０３
％以下にする必要があることが理解される。次に表１、
表２を示す。なお表１中の、アンダーラインは本発明鋼
の限定条件外であることを示す。また、表１中の１）、
２）、３）、δf、γfは、 １）Ａ＝Ｃ（％）＋Ｎ（％） ２）Ｂ＝１２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×
Ｓｉ（％）−９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０
×Ｃ（％）−１６０×Ｎ（％） ３）Ｃ＝Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓ
ｉ（％）＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８
×Ｃ（％）＋５４×Ｎ（％） δf、γfは実測値である。
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】
【実施例２】表３に示す化学成分の５０ｋｇインゴット
を、表４に示す条件の熱間圧延及び熱処理により１５mm
厚の鋼板となした。なお、直接焼入材の熱間圧延後、あ
るいは再加熱焼入材の焼入処理時は表４に示す冷却速度
でＭf点以下の５０℃まで冷却し、他行程の冷却はいず
れも空冷（５０℃／ｍｉｎ程度）とした。サンプルはミ
クロ観察用サンプル、Ｘ線回析用サンプル、引張試験
片、２mmＶノッチ付きシャルピー衝撃試験片及び孔食電
位測定用サンプルを採取した。また、実施例１と同様の
ＭＩＧ溶接により溶接継手を作成し、継手引張を併せて
実施した。なお、各種試験は実施例１と同一の方法によ
り行った。表４の方法で製造した鋼板の引張特性、０
℃、−５０℃での吸収エネルギー、継手引張の破断位置
及び孔食電位を表５に示す。表５によれば本発明方法で
製造した鋼の０．２％耐力はいずれも８００ＭＰａ以上
の値を有し、伸び：２５％以上、−５０℃での吸収エネ
ルギー：２３０Ｊ以上と延靭性にも優れている。また、
溶接部の軟化抵抗及び耐食性も十分であることが理解さ
れる。
を、表４に示す条件の熱間圧延及び熱処理により１５mm
厚の鋼板となした。なお、直接焼入材の熱間圧延後、あ
るいは再加熱焼入材の焼入処理時は表４に示す冷却速度
でＭf点以下の５０℃まで冷却し、他行程の冷却はいず
れも空冷（５０℃／ｍｉｎ程度）とした。サンプルはミ
クロ観察用サンプル、Ｘ線回析用サンプル、引張試験
片、２mmＶノッチ付きシャルピー衝撃試験片及び孔食電
位測定用サンプルを採取した。また、実施例１と同様の
ＭＩＧ溶接により溶接継手を作成し、継手引張を併せて
実施した。なお、各種試験は実施例１と同一の方法によ
り行った。表４の方法で製造した鋼板の引張特性、０
℃、−５０℃での吸収エネルギー、継手引張の破断位置
及び孔食電位を表５に示す。表５によれば本発明方法で
製造した鋼の０．２％耐力はいずれも８００ＭＰａ以上
の値を有し、伸び：２５％以上、−５０℃での吸収エネ
ルギー：２３０Ｊ以上と延靭性にも優れている。また、
溶接部の軟化抵抗及び耐食性も十分であることが理解さ
れる。
【００２７】
【表３】
【００２８】
【表４】
【００２９】
【表５】
【００３０】
【発明の効果】以上のように、この発明によれば８００
ＭＰａ以上の０．２％耐力が微量元素等の添加によらず
簡便な熱処理で達成できるため、延靭性、加工性及び溶
接性に優れるとともに、溶接熱影響部の軟化抵抗及び耐
食性も良好なマルテンサイト系ステンレス鋼が得られる
効果がある。したがって、高速船の水中翼等の材料とし
て利用できる安価なステンレス鋼の提供が可能となる。
ＭＰａ以上の０．２％耐力が微量元素等の添加によらず
簡便な熱処理で達成できるため、延靭性、加工性及び溶
接性に優れるとともに、溶接熱影響部の軟化抵抗及び耐
食性も良好なマルテンサイト系ステンレス鋼が得られる
効果がある。したがって、高速船の水中翼等の材料とし
て利用できる安価なステンレス鋼の提供が可能となる。
【図１】本発明の実施例１による鋼のδf及び０℃、−
５０℃での吸収エネルギーと成分との関係を示す図。
５０℃での吸収エネルギーと成分との関係を示す図。
【図２】同じく実施例１による鋼のγf、０℃、−５０
℃での吸収エネルギー及び継手引張の破断位置と成分と
の関係を示す図。
℃での吸収エネルギー及び継手引張の破断位置と成分と
の関係を示す図。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０３％以下、Ｓｉ：
１．０％以下、Ｍｎ：１．０％以下、Ｃｕ：０．０５〜
１．０％、Ｎｉ：５．０〜７．０％、Ｃｒ：１３．０〜
１７．０％、Ｍｏ：２．０％以下、Ｎ：０．０２％以下
を含み、且つ前記元素の含有量が（１）〜（３）式を満
足し、残部実質的にＦｅ及び不可避的不純物からなるこ
とを特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２％耐力を有し
た溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼。 Ｃ（％）＋Ｎ（％）≦０．０３ ・・・（１） １２×Ｃｒ（％）＋１５×Ｍｏ（％）＋２０×Ｓｉ（％） −９×Ｎｉ（％）−２×Ｃｕ（％）−１９０×Ｃ（％） −１６０×Ｎ（％）≦１５４ ・・・（２） ２７．６≦Ｃｒ（％）＋１．３×Ｍｏ（％）＋１．５×Ｓｉ（％） ＋２×Ｎｉ（％）＋０．７×Ｃｕ（％）＋６８×Ｃ（％） ＋５４×Ｎ（％）≦３１．６ ・・・（３） - 【請求項２】 請求項１に記載された鋼の製造におい
て、熱間加工後、８５０〜１０００℃の温度域に加熱
後、３℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点以下の温度域
まで冷却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1 点の温度域に加
熱後、冷却することを特徴とする８００ＭＰａ以上の
０．２％耐力を有した溶接構造用高靭性マルテンサイト
系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１に記載された鋼の製造におい
て、（４）式で表せるＴ℃以下の温度域に加熱後、７０
０℃以上の温度域で仕上がる熱間加工を行い、直ちに３
℃／ｍｉｎ以上の冷却速度でＭf点以下の温度域まで冷
却し、さらに、４５０℃〜Ａｃ1 点の温度域に加熱後、
冷却することを特徴とする８００ＭＰａ以上の０．２％
耐力を有した溶接構造用高靭性マルテンサイト系ステン
レス鋼の製造方法。 Ｔ＝４５０×Ｎｉ（％）＋１００×Ｃｕ（％）＋９５００×Ｃ（％） ＋８０００×Ｎ（％）−６００×Ｃｒ（％） −７５０×Ｍｏ（％）−１０００×Ｓｉ（％） ＋８７５０ ・・・（４）
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7858093A JP2921324B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 溶接構造用高強度・高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7858093A JP2921324B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 溶接構造用高強度・高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06264192A true JPH06264192A (ja) | 1994-09-20 |
| JP2921324B2 JP2921324B2 (ja) | 1999-07-19 |
Family
ID=13665851
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7858093A Expired - Lifetime JP2921324B2 (ja) | 1993-03-15 | 1993-03-15 | 溶接構造用高強度・高靭性マルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2921324B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997012072A1 (fr) * | 1995-09-27 | 1997-04-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Structures en acier soude presentant une excellente resistance a la corrosion |
| JP2009174217A (ja) * | 2008-01-25 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corp | 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管およびその製造方法 |
| US8157930B2 (en) | 2001-10-18 | 2012-04-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel |
-
1993
- 1993-03-15 JP JP7858093A patent/JP2921324B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1997012072A1 (fr) * | 1995-09-27 | 1997-04-03 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Structures en acier soude presentant une excellente resistance a la corrosion |
| AU703877B2 (en) * | 1995-09-27 | 1999-04-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Welded high-strength steel structure with excellent corrosion resistance |
| US6129999A (en) * | 1995-09-27 | 2000-10-10 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High-strength welded steel structures having excellent corrosion resistance |
| US8157930B2 (en) | 2001-10-18 | 2012-04-17 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel |
| JP2009174217A (ja) * | 2008-01-25 | 2009-08-06 | Jfe Steel Corp | 拡管性に優れる油井用ステンレス鋼管およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2921324B2 (ja) | 1999-07-19 |
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