(57)【要約】      （修正有）【課題】０．２％耐力で１４５０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃試験の吸収エネルギーが１５Ｊ以上の高靭性とを両立させ得る高強度，高靭性の蒸気タービンブレード用鋼を提供する。【解決手段】蒸気タービンブレード用鋼の組成を、質量％でＣ：0.02〜0.10％，Si：≦0.25％，Mn：0.001〜0.10％，Ｐ：≦0.010％，Ｓ：≦0.010％，Ni：8.5〜10.0％，Cr：10.5〜13.0％，Mo：2.0〜2.5％，Ｎ：0.001〜0.010％，Al：1.15〜1.50％，Cu：＜0.10％，Ti：≦0.20％，残部不可避的不純物及びFeから成り、且つ下記式(１)，式(２)，式(３)を満足する組成を有するものとする。式(１)・・6.0≦Ni/Al≦8.0，式(２)・・9.0≦Nieq≦11.0，式(３)・・17.0≦Creq≦19.0【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
Ｃ：0.02〜0.10％
Si：≦0.25％
Mn：0.001〜0.10％
Ｐ：≦0.010％
Ｓ：≦0.010％
Ni：8.5〜10.0％
Cr：10.5〜13.0％
Mo：2.0〜2.5％
Ｎ：0.001〜0.010％
Al：1.15〜1.50％
Cu：＜0.10％
Ti：≦0.20％
残部不可避的不純物及びFeから成り、且つ下記式(１)，式(２)，式(３)を満足する組成を有することを特徴とする強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼。
6.0≦Ni/Al≦8.0・・・式(１)
9.0≦Nieq≦11.0・・・式(２)
17.0≦Creq≦19.0・・・式(３)
但しNieq＝[Ni]＋0.11[Mn]−0.0086([Mn]２)＋0.44[Cu]＋18.4[Ｎ]＋24.5[Ｃ]
Creq＝[Cr]＋1.21[Mo]＋0.48[Si]＋2.2[Ti]＋2.48[Al]
（式(１)及びNieq，Creqの式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼に関し、詳しくは析出硬化型マルテンサイトステンレス鋼から成る蒸気タービンブレード用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来、火力発電プラントにおける蒸気タービンのタービンブレード用の鋼として、析出硬化型マルテンサイトステンレス鋼であるＪＩＳ  ＳＵＳ６３０が用いられてきた。
蒸気タービンにおけるエネルギー効率は、低圧タービンなどでは最終段のタービンブレード（動翼）の翼長が長いほど、有効である。
【０００３】
近年、火力発電プラントにおける蒸気タービンのエネルギー効率の向上が増々強く求められており、これに伴ってタービンブレードの翼長をより一層長くすること、即ちタービンブレードの更なる長翼化の必要性が高まっている。
【０００４】
ところで、タービンブレードがより長翼化するとタービンブレードに加わる遠心力がより強くなる。
従ってタービンブレードには増大した大きな遠心力に耐えるだけの高強度と、剥離スケール等の異物衝突に対する耐衝撃性が求められる。
具体的には、タービンブレードの長翼化、特に最終段のタービンブレードのより一層の長翼化に対しては、タービンブレード用鋼として０．２％耐力で１４５０ＭＰａ以上の高強度、シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）として１５Ｊ以上の高靭性を有することが望ましい。
【０００５】
この点で従来タービンブレード用鋼として用いられてきたＳＵＳ６３０は、靭性こそ十分であるものの強度が不十分である。そこでＳＵＳ６３０の高い靭性を保有しつつ、より一層の高強度を有する材料の開発が求められていた。
【０００６】
本発明に対する先行技術として、下記特許文献１にはタービンブレードの長翼化に対応するための材料として、重量％でAl：4〜8％，Ｖ：4〜8％及びSn：1〜4％を含むTi基合金が開示されている。
しかしながらこのものは、０．２％耐力が９４．５ｋｇ／ｍｍ２以下と低位であり、強度において未だ不十分である。
またこの合金はTi基合金であって、後述の本発明の鋼とは異なっている。
【０００７】
一方下記特許文献２には、低圧蒸気タービンの最終段動翼用の材料として、重量％でＣ：0.19％以上0.25以下，Si：0.1％以下，Mn：0.4％以下，Cr：8.0％以上13.0％未満，Ni：2％より大きく3.5％以下，Mo：2％より大きく3.5％以下，Ｖ：0.05％以上0.35％以下，Nb及びTaの１種又は２種の合計量が0.02％以上0.20％以下、及びＮ：0.04％以上0.15％以下を含有し、全焼戻しマルテンサイト組織を有するマルテンサイト鋼が開示されている。
しかしながらこの材料は、高Ｃのため固溶化熱処理後の硬さが高く、製造性が悪い他、炭化物形成時に母材のCrをＣが消費し耐食性を下げる恐れがある。
またこの材料はＣ，Niの範囲が本発明の鋼とは異なっており、本発明とは別異のものである。
【０００８】
タービンブレードの長翼化に対応するための材料として、更に下記特許文献３には、重量％でＣ：0.19〜0.32％，Si：0.5％以下，Mn：1.5％以下，Cr：8〜13％，Ni：2〜3.5％，Mo：1.5〜4％，Ｖ：0.05〜0.35％，Nb及びTaの１種又は２種の合計量が0.02〜0.3％、及びＮ：0.04〜0.15％を含有し、Mo／Ｃの値が5以上22以下である鋼が開示されている。
この特許文献３の鋼もまた高Ｃであって、特許文献２に記載のものと同様の問題を有しており、またＣ，Niの含有量が本発明とは異なった、本発明とは別異のものである。
【０００９】
本発明に対する更に他の先行技術として、下記特許文献４には、重量％でＣ：0.15％以下，Si：1％以下，Mn：2％以下，Cr：9〜15％，Ni：6〜11％，Mo：1〜4％，Cu：0.1〜5％，Al：0.5〜2％，Ｎ：0.001〜0.1％，残部Feおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする高強度耐食鋼が開示されている。
但しこのものは航空機用ファスナー，石油化学装置部品等を用途としている点で、またCu含有量が0.1〜5％と多量であり、更に後述する本発明の式(１)，式(２)，式(３)の全てを満たすものでない点で本発明とは異なっている。
【００１０】
また下記特許文献５には、重量％にてCr：10〜19％，Ni：5.5〜10％，Si：0.4％以下，Mn：2.0％以下，Al：1.10〜2.00％，Ti：0.5〜2.0％，Ｃ：0.03％以下，Ｎ：0.04％以下を含有し、かつCr＋2Ni＋Mn＋Al：35％以下，2Ni＋Mn：11％以上，Cr＋Al：11.10％以上を満足し、残部がFe及び不可避的不純物からなることを特徴とする強度，バネ特性及び成形性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼が開示されている。
この特許文献５に開示のものもまた、エンジンや化学プラントのガスケット材等を用途とする点で、また合金元素としてTiを0.5〜2.0％と多く含有する点で、更に本発明の式(１)，式(２)，式(３)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
【００１１】
更に下記特許文献６には、wt％で下記：Ｃ：0.07以下，Si：1.5以下，Mn：0.2〜5，Ｓ：0.01〜0.4，Cr：10〜15，Ni：7〜14，Mo：1〜6，Cu：1〜3，Ti：0.3〜2.5，Al：0.2〜1.5，Ｎ：0.1以下，残部：Feおよび通常存在する不純物から成る組成を有し、硫化チタンを含有することを特徴とするマルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
この特許文献６に開示のものも、ばね等を用途としている点で、また合金元素としてCuを1〜3％と多く含有し、またTiを0.3〜2.5％と多く含有する点で、更に本発明の式(１)，式(２)，式(３)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
【００１２】
また下記特許文献７には、組成が重量％において、9％≦Cr≦13％，1.5％≦Mo≦3％，8％≦Ni≦14％，1％≦Al≦2％，Al＋Ti≧2.25％という条件で、0.5％≦Ti≦1.5％，測定限界値≦Co≦2％，Mo＋(Ｗ／2)≦3％という条件で、測定限界値≦Ｗ≦1％，測定限界値≦Ｐ≦0.02％，測定限界値≦Ｓ≦0.0050％，測定限界値≦Ｎ≦0.0060％，測定限界値≦Ｃ≦0.025％，測定限界値≦Cu≦0.5％，測定限界値≦Mn≦3％，測定限界値≦Si≦0.25％，測定限界値≦Ｏ≦0.0050％であり、Ｍｓ(℃)＝1302−42Cr−63Ni−30Mo＋20Al−15Ｗ−33Mn−28Si−30Cu−13Co＋10Ti≧50，Cr当量(％)＝Cr＋2Si＋Mo＋1.5Ti＋5.5Al＋0.6Ｗ、Ni当量(％)＝2Ni＋0.5Mn＋30Ｃ＋25Ｎ＋Co＋0.3Cuという条件で、Cr当量／Ni当量≦1.05であることを特徴とするマルテンサイトステンレス鋼が開示されている。
この特許文献７に開示のものも、合金元素としてTiを0.5〜1.5％と多く含有する点で、また本発明の式(１)，式(２)，式(３)の全てを満たすものでない点で本発明と異なる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１３】
【特許文献１】特許第３６６６３１５号公報
【特許文献２】特許第３６６１４５６号公報
【特許文献３】特許第３７９３６６７号公報
【特許文献４】特開昭５９−２２２５５８号公報
【特許文献５】特開平２−３１０３３９号公報
【特許文献６】特表２００８−５２５６３７号公報
【特許文献７】特表２００８−５４６９１２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明は以上のような事情を背景とし、０．２％耐力で１４５０ＭＰａ以上の高強度と、シャルピー衝撃特性が１５Ｊ以上の高靭性とを両立させ得る高強度，高靭性の蒸気タービンブレード用鋼を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
而して請求項１のものは、質量％でＣ：0.02〜0.10％，Si：≦0.25％，Mn：0.001〜0.10％，Ｐ：≦0.010％，Ｓ：≦0.010％，Ni：8.5〜10.0％，Cr：10.5〜13.0％，Mo：2.0〜2.5％，Ｎ：0.001〜0.010％，Al：1.15〜1.50％，Cu：＜0.10％，Ti：≦0.20％，残部不可避的不純物及びFeから成り、且つ下記式(１)，式(２)，式(３)を満足する組成を有することを特徴とする。
6.0≦Ni/Al≦8.0・・・式(１)
9.0≦Nieq≦11.0・・・式(２)
17.0≦Creq≦19.0・・・式(３)
但しNieq＝[Ni]＋0.11[Mn]−0.0086([Mn]２)＋0.44[Cu]＋18.4[Ｎ]＋24.5[Ｃ]
Creq＝[Cr]＋1.21[Mo]＋0.48[Si]＋2.2[Ti]＋2.48[Al]
（式(１)及びNieq，Creqの式中の元素記号は各元素の含有質量％を表す）
【発明の作用・効果】
【００１６】
以上のような本発明は、靭性低下の要因となるCu，Tiを非添加とし、また析出硬化型マルテンサイト鋼におけるＣ，Si，Mn，Ni，Cr，Mo，Alなどの各合金元素の含有量を高強度，高靭性のための適正な含有量に調整するとともに、析出硬化型マルテンサイト鋼の強度を担うNiAl金属間化合物の構成元素であるNiとAlとのバランス、具体的にはNiとAlの比率Ni／Alを高強度，高靭性を両立させ得る適正な比率とし、とりわけ鋼の組織を左右するオーステナイト安定化の指数であるNieq，フェライト安定化の指数であるCreqのバランスに着眼し、均質化熱処理後（〜１２４０℃）δ-フェライト相が残留するのを抑制し、時効処理前（固溶化熱処理後及びサブゼロ処理後）の組織の残留オーステナイト量（γ量）を小、逆にマルテンサイト量を大とするためのNieq，Creqの適正なバランスを求めて、それらを上記特定の範囲となしたことを骨子とするものである。
【００１７】
このような本発明によれば、０．２％耐力１４５０ＭＰａ以上，シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）１５Ｊ以上の高強度，高靭性のタービンブレード用鋼を得ることができ、近年求められているタービンブレードの長翼化に対応することができる。
【００１８】
本発明の蒸気タービンブレード用鋼は以下のようにして製造することができる。
先ず原料として不純物の少ない原料もしくはスクラップを用い、これを大気アーク溶解，大気誘導炉溶解，真空誘導炉溶解などにて溶解する。
より高い清浄度が必要である場合には、その後に真空スラグ溶解，エレクトロスラグ溶解，真空アーク溶解などにて再溶解を行う。この再溶解は、必要に応じて複数回繰り返して行うことができる。
但し最初の溶解が真空誘導炉溶解である場合には、再溶解を省略することができる。
【００１９】
以上の溶解工程の後、溶解後の鋼塊の均質化熱処理を行う。
ここで均質化熱処理は、温度１１５０〜１２４０℃，時間１０ｈｒ以上の条件で鋼塊を加熱保持することにより行うことができる。加熱後においては鋼塊を室温まで冷却する。若しくは冷却せずに次の鍛造工程へと移行する。
【００２０】
この鍛造工程では、９００〜１２４０℃×１ｈｒ以上の条件で、また鍛造終止温度９００℃の条件の下で鍛造を行い、その後空冷を行う。この鍛造加工は上記のように均質化熱処理の工程に連続して実施することができる。
【００２１】
本発明の蒸気タービンブレード用鋼では、その後の時効処理に先立って先ず固溶化熱処理を行う。その固溶化熱処理は例えば次のような条件、即ち温度９００〜１１００℃×加熱時間１〜１０ｈｒの条件の下で行うことができる。そして加熱後に空冷，衝風冷却，油冷，水冷などにて冷却を行う。
【００２２】
以上の固溶化熱処理後においてはサブゼロ処理を行う。
このサブゼロ処理は、０℃以下の温度条件の下で１〜１０ｈｒの時間かけて行うことができる。
そしてこのサブゼロ処理の後において時効処理を行う。
時効処理は、例えば４００〜６００℃×１〜２４ｈｒの条件で行い、その後空冷にて冷却を行う。
【００２３】
次に本発明における各化学成分の限定理由を以下に説明する。
Ｃ：0.02〜0.10％
ＣはＭ２Ｘ型炭窒化物を析出して母材強度向上に寄与する。また旧オーステナイト（γ）粒径の微細化に寄与する。その効果を得るためには0.02％以上含有させることが必要である。
一方0.10％を超えて多量に含有させると、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の固溶温度を上げる必要が生じ、固溶化時のオーステナイト粒粗大化により特性にばらつきが生じるため、その上限を0.10％とする。
【００２４】
Si：≦0.25％
Siは0.25％を超えて多量に含有させると鋼の靭延性が低下するため、上限を0.25％とする。
また、特性上はSi：≦0.25％であれば問題はないが、溶解時の脱酸剤として利用することもあり、好ましくは0.05％以上添加する。
【００２５】
Mn：0.001〜0.10％
MnはＳの粒界偏析を抑制するため0.001％以上含有させる。但し0.10％を超えて多量に含有させると、硫化物が増加し鋼の靭性を損なうため、上限を0.10％とする。好ましい含有量は0.05％以下である。
【００２６】
Ｐ：≦0.010％
Ｐは粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる元素であり、本発明ではその含有量を0.010％以下に規制する。
【００２７】
Ｓ：≦0.010％
Ｓもまた粒界に偏析し、熱間加工性を低下させる元素で、本発明ではその含有量を0.010％以下に規制する。
【００２８】
Ni：8.5〜10.0％
Niは本発明においてNiAl金属間化合物を析出して母材の強度向上に寄与する重要な元素であり、その目的のために8.5％以上含有させる。より好ましくは8.6％以上、更に好ましくは8.8％以上含有させる。
一方10.0％を超えて多量に含有させると残留オーステナイトの増加により強度が低下するため、上限を10.0％とする。好ましくは9.8％以下、より好ましくは9.5％以下とする。
【００２９】
Cr：10.5〜13.0％
Crは耐食性確保のために含有させる。但しその含有量が10.5％よりも少ないと十分な耐食性が得られず、またＭ２Ｘ型炭窒化物よりも粗大なＭ２３Ｃ６型の炭化物が安定化し、０．２％耐力を低下させるため、10.5％以上含有させる。好ましくは11.0％以上含有させる。
Crはまた、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）調整に寄与し、下限値以上の含有量の下でその量を少なくして行くと、Ｍｓ点を高くし、これにより固溶化熱処理或いはサブゼロ処理後の残留オーステナイトを低減し、そのことによって微細組織の均質性を改善して０．２％耐力を改善する効果がある。
逆にCr量を多くして行くと、Ｍｓ点を下げることによって次第に残留オーステナイト量を増加させる。
そして上限値である13.0％を超えて多く含有させると、時効前時の残留オーステナイト量が過剰に高くなり、０．２％耐力を低下させてしまう。そこで本発明ではCrの上限値を13.0％とする。好ましくは上限値を12.3％とする。更に好ましくは12.0％とする。
【００３０】
Mo：2.0〜2.5％
MoはＭ２Ｘ型炭窒化物を析出して母材強度向上に寄与する。また旧オーステナイト粒径の微細化に寄与する。その効果を得るために本発明では2.0％以上含有させる。より好ましくは2.1％以上含有させる。
一方2.5％を超えて過剰に含有させると、Ｍ２Ｘ型炭窒化物の固溶温度が上昇し、固溶化時のオーステナイト粒粗大化による特性のばらつきを生じるため、上限値を2.5％とする。好ましくは上限値を2.4％とする。
【００３１】
Ｎ：0.001〜0.010％
ＮはＭ２Ｘ型炭窒化物に含まれるが、強化元素として添加しているAlと結合して、窒化物を形成し、鋼の靭延性を低下させる影響が大きい。そこで本発明ではＮを0.010％以下に規制する。
Ｎはその含有量が少ないほど良いが、0.001％よりも少なく規制することは製造コストの増大に繋がり、また0.010％以下の含有量であれば強度，靭性への影響は少ないため、0.001〜0.010％の含有は許容する。
【００３２】
Al：1.15〜1.50％
AlはNiとともにNiAl金属間化合物を形成する重要な元素で、本発明ではNiAlの析出による母材強度向上のために1.15％以上含有させる。より好ましい含有量は1.20％以上、更に好ましい含有量は1.25％以上である。
一方1.50％超えて多量に含有させると、鋼の靭延性低下をもたらすため、上限を1.50％とする。好ましい含有量の上限は1.45％であり、更に好ましい上限値は1.40％である。
【００３３】
Cu：＜0.10％
Cuは、その析出によって鋼の靭性を低下させるため、本発明ではCuは添加せず、不純物として0.10％未満に規制する。
【００３４】
Ti：≦0.20％
Tiもまた、その析出によって、更には介在物を増加させることによって鋼の靭性を低下させるため、本発明では有害な成分としてその含有量を0.20％以下に規制する。
【００３５】
6.0≦Ni/Al≦8.0（式(１)）
Ni／Alの値が6.0よりも小さいと、Niに対してAlが過剰となり、NiAl金属間化合物の増加により強度が向上するものの靭延性が低下するため、下限値を6.0とする。好ましい下限値は6.5である。
一方その値が8.0よりも大になると、残留オーステナイトの増大が著しく、CrやMoの低減により残留オーステナイト量を低減することが困難となるため、上限値を8.0とする。好ましい上限値は7.5である。
【００３６】
9.0≦Nieq≦11.0（式(２)），17.0≦Creq≦19.0（式(３)）
Nieq，Creqは、その組合せを適正な組合せとすることで即ちNieqを9.0〜11.0とし、Creqを17.0〜19.0とすることで、均質化熱処理後（〜１２４０℃）、δ-フェライト相が残留するのを抑制し、時効処理前（固溶化熱処理後及びサブゼロ処理後）の残留オーステナイトを少なくし、また生成マルテンサイトを多くすることができ、そのことによって鋼の強度を効果的に高強度とすることができる。
【００３７】
9.0≦Nieq≦11.0
Nieqが9.0よりも小さいと鋼の強度が不足するため、9.0以上とする。一方11.0よりも大であると時効処理前の残留オーステナイトが増大し強度が低下するため、上限を11.0とする。
【００３８】
17.0≦Creq≦19.0
Creqが17.0よりも小さいと鋼の強度が不足するため、下限値を17.0とする。一方19．0よりも大になると、均質化熱処理後のδ-フェライト相の残留により衝撃値が低下し、また時効処理前の残留オーステナイトが増大して鋼の強度が低下するため、上限値を19.0とする。
【図面の簡単な説明】
【００３９】
【図１】本発明の実施例，比較例の０．２％耐力とシャルピー衝撃特性試験における吸収エネルギーの大きさを表した図である。
【実施例】
【００４０】
真空誘導炉にて表１に示す組成の鋼５０ｋｇを溶解した後造塊し、その後１２２０℃×２０ｈｒ，空冷の条件で均質化熱処理を施した上で、スタート温度１２２０℃，終止温度９００℃の下でφ２２ｍｍの丸棒を鍛造し、その後空冷した。
その後に各鋼塊を１０００℃×１ｈｒ，空冷の条件で固溶化熱処理を行い、更に続いて−３０℃×３ｈｒの条件の下でサブゼロ処理を行った。
次いで５３０℃×４ｈｒ，空冷の条件で時効処理を行った。
【００４１】
これらの処理により得られた供試材を硬さ試験，引張試験，シャルピー衝撃試験に供し、硬さ（ロックウェル硬さ）測定，０．２％耐力測定，シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）測定を行った。
結果が表１及び図１に示してある。
尚硬さ測定，引張特性の測定，シャルピー衝撃試験は以下の方法及び条件の下で行った。
【００４２】
【表１】
2013241670.tif 000002
【００４３】
（Ｉ）硬さ（ロックウェル硬さ）測定
ＪＩＳ  Ｚ  ２２４５に規定するロックウェル硬さ試験方法に準じてＣスケールにて硬さ測定を実施した。
試料は鍛伸方向横断面にて採取し、荷重０．５Ｎで測定した。測定値は１０点の平均値を採用した。
【００４４】
（II）０．２％耐力（引張特性）
ＡＳＴＭ  Ａ３７０に規定する金属引張試験方法に準じて引張試験を行い、０．２％耐力を測定した。
試験片は、ＡＳＴＭ  Ｅ８による試験部直径φ１２．５ｍｍ，標点間距離５０ｍｍにて、室温条件下でＡＳＴＭ  Ａ３７０規格に準拠して実施した。
【００４５】
（III）シャルピー衝撃試験
長手方向が鍛伸方向と一致するように試験片を採取し、２ｍｍＶノッチの試験片形状にてＡＳＴＭ  Ａ３７０規格に準拠して衝撃特性（吸収エネルギー）測定を行った。試験温度は室温とした。
【００４６】
比較例１０は、Ｃ量が0.15で本発明の上限値よりも高く、またNieqが12.9で本発明の上限値よりも高く、０．２％耐力は目標とする１４５０ＭＰａを超えているものの、シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）が１５Ｊよりも小さい５Ｊであり、靭性が不足している。
比較例１１は、Si量が本発明の上限よりも高く、０．２％耐力が低い上に、シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）が１５Ｊよりも小さい。
比較例１２は、Mn量が本発明の上限値よりも高く、０．２％耐力が低い上に、シャルピー衝撃特性（吸収エネルギー）が１５Ｊよりも小さい。
【００４７】
比較例１３は、Ni量が本発明の下限値よりも低く、０．２％耐力が低い。
比較例１４は、逆にNi量が本発明の上限値よりも高く、Ni／Al値が本発明の上限値よりも高い。またNieqが同じく本発明の上限値よりも高い。そしてNieq値が本発明の上限値よりも高いことに起因して０．２％耐力が目標値に達していない。
【００４８】
比較例１５は、Cr量が本発明の下限値よりも低く、またCreqが同じく本発明の下限値よりも低い。結果として０．２％耐力が目標値に達していない。
比較例１６は、Cr量が逆に本発明の上限値よりも高く、Creqの値が本発明の上限値よりも高い。結果として０．２％耐力が目標値に達していない。
【００４９】
比較例１７は、Mo量が本発明の下限値よりも低く、Creqの値が本発明の下限値よりも低い。結果として０．２％耐力が目標値に達していない。
比較例１８は、逆にMo量が本発明の上限値よりも高く、シャルピー衝撃特性が目標値に達していない。
比較例１９は、Ｎ量が本発明の上限値よりも高く、またNieqの値が本発明の上限値よりも高く、０．２％耐力の値が目標値に達していない。
【００５０】
比較例２０は、Al量が本発明の下限値よりも低く、Ni／Alの値が本発明の上限値よりも高い。結果として残留オーステナイトの増大により０．２％耐力が目標値に達していない。
比較例２１は、Al量が逆に本発明の上限値よりも高く、Ni／Alの値が本発明の下限値よりも低い。結果として０．２％耐力は目標値に達しているものの、シャルピー衝撃特性が目標値に達していない。
【００５１】
比較例２２は、Cu量が本発明の上限値よりも高く、０．２％耐力は目標値に達しているものの、シャルピー衝撃特性が目標値に達していない。
比較例２３は、Ti量が本発明の上限値よりも高く、またCreqが本発明の上限値よりも高い。結果として０．２％耐力は目標値に達しているものの、シャルピー衝撃特性が目標値に対して極端に低い。
比較例２４は、Mo量が本発明の下限値よりも低いものの、Cu量，Ti量の何れもが本発明の上限値よりも高い。その結果シャルピー衝撃特性が著しく低い。
【００５２】
比較例２５はＳＵＳ６３０相当材で、シャルピー衝撃特性については目標値を超えているものの、０．２％耐力が低い。
これに対して本発明例１〜７は、何れも０．２％耐力，シャルピー衝撃特性ともに目標値以上が得られている。
【図１】
2013241670.tif 000003