(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：0.10超え〜0.20％，
Si：1.0〜5.0％，
Mn：3.0％以下，
Ni：4.0〜10.0％，
Cr：12.0〜18.0％，
Cu：3.5％以下，
Mo：5.0％以下，
Ｎ：0.15％以下，
残部がFeおよび不可避的不純物であり、
Ｃ＋Ｎ≧0.15％，Si＋Mo≧3.5％を満たし、かつ下記(1)式で定義されるMd(N)の値が50〜140となる化学組成を有し、マルテンサイト相が80〜95体積％であり、非金属介在物および1体積％以下のδフェライトの存在が許容され、残部がオーステナイト相および析出物からなる加工された複相組織を呈し、かつMo系析出物が前記マルテンサイト相中に分布しており、2200N/mm2以上の引張強さを有する超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材。
Md(N)＝580−520Ｃ−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300Ｎ−26Cu−10Mo  ・・(1)
【請求項２】
Cu含有量が1.0〜3.0質量％，Mo含有量が1.0〜4.5質量％である請求項１に記載の鋼材。
【請求項３】
鋼材が板材または線材である請求項１または２に記載の鋼材。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：0.10超え〜0.20％，
Si：1.0〜5.0％，
Mn：3.0％以下，
Ni：4.0〜10.0％，
Cr：12.0〜18.0％，
Cu：3.5％以下，
Mo：5.0％以下，
Ｎ：0.15％以下，
残部がFeおよび不可避的不純物であり、
Ｃ＋Ｎ≧0.15％，Si＋Mo≧3.5％を満たし、かつ下記(1)式で定義されるMd(N)の値が50〜140となる化学組成を有する鋼を溶体化処理したのち40％以上冷間加工して、80〜95体積％のマルテンサイト相を含む金属組織とした鋼材に対し、300〜600℃の温度範囲で0.5〜120分の時効処理を施す、引張強さが2200N/mm2以上の超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材の製造法。
Md(N)＝580−520Ｃ−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300Ｎ−26Cu−10Mo  ・・(1)
【請求項５】
鋼のCu含有量が1.0〜3.0質量％，Mo含有量が1.0〜4.5質量％である請求項４に記載の製造法。
【請求項６】
溶体化処理によりオーステナイト単相の組織または冷却マルテンサイト相を30体積％以下含むオーステナイト相主体の組織とし、40％以上の冷間加工により加工誘起マルテンサイト相を生成させる、請求項４または５に記載の製造法。
【請求項７】
時効処理を10〜120分のバッチ処理で行う請求項４〜６のいずれかに記載の製造法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐食性と共に高い強度および疲労特性が要求される部材や部品、例えば板ばね，コイルばね，Si単結晶ウェハー作製用ブレード板等の素材に最適なステンレス鋼材であって、特に非常に高い引張強さを有する超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材および製造法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、ステンレス鋼を用いて上記のような部材や部品を製造する場合、マルテンサイト系ステンレス鋼、加工硬化型ステンレス鋼および析出硬化型ステンレス鋼が使用されてきた。
【０００３】
マルテンサイト系ステンレス鋼は、高温のオーステナイト状態から急冷してマルテンサイト変態させることで硬化を図るもので、SUS410，SUS420J2等がこれに相当する。これらは焼入れ−焼戻しの調質処理により高い強度と靱性が得られる。しかし、製品が極薄の場合、焼入れ処理の際に熱ひずみにより変形し、目的の形状のものを作製するのが困難である。
【０００４】
加工硬化型ステンレス鋼は、溶体化処理状態でオーステナイト相を呈し、その後の冷間加工で加工誘起マルテンサイト相を生成させて高強度を得ようとするものであり、SUS301，SUS304に代表される準安定オーステナイト系ステンレス鋼がこれに相当する。強度は冷間加工量やマルテンサイト量に依存する。前記のような焼入れ処理に伴う熱ひずみの問題は生じない。ただし、冷間加工のみで強度を精度良く調整するのは非常に困難であり、また冷間加工率をあまり大きくすると材料の異方性が増し、靱性も低下する。
【０００５】
析出硬化型ステンレス鋼は、析出硬化能の高い元素を含有させ、時効処理により硬化させるもので、代表的鋼種としてCuを含有させたSUS630、Alを含有させたSUS631が挙げられる。前者は、溶体化処理後マルテンサイト単相であり、これを時効処理して硬化させる。ただし引張強さはせいぜい1400N/mm2程度である。後者は、溶体化処理後に準安定オーステナイト相を有し、これを冷間加工などの前処理で一部マルテンサイト相に変化させてから時効処理するものである。金属間化合物Ni3Alを析出させて硬化を図るものであり、積極的にマルテンサイト相を生成させることで1800N/mm2程度まで引張強さを上昇させることが可能である。
【０００６】
このような時効処理を利用したものにおいて、上記の従来鋼種よりもさらに高強度化を図ったステンレス鋼が開発されている。例えば、特開昭61−296356号公報や特開平4−202643号公報には、CuとSiを複合添加した準安定オーステナイト系ステンレス鋼に適度の冷間加工を施した後、時効処理する手法が開示されており、引張強さ2000N/mm2程度の高強度鋼が得られている。ただし、これらの手法は、高強度を得るための時効処理温度範囲は非常に狭く、営業的な生産への適用は必ずしも容易でない。
【０００７】
その後、本発明者らは特開平6−207250号公報，特開平7−300654号公報において、MoとSiを複合添加した準安定オーステナイト系ステンレス鋼に適度の冷間加工を施し、その後の時効処理を高温で行うことにより、引張強さ2000N/mm2程度でしかも靱性に優れた高強度鋼が得られることを開示した。この手法では成分組成の厳密なコントロールが要求されるが、今日の製鋼技術で十分対応できる。また、時効処理温度範囲は広く、かつ短時間の時効処理が可能なため工業的な連続生産にも対応できる。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
上記特開平6−207250号公報，特開平7−300654号公報に開示の技術により、引張強さ2000N/mm2級の高強度ステンレス鋼材の製造技術はほぼ確立されたと言うことができる。ところが昨今、ばね材やブレード板の用途を中心に、さらに一層の高強度化を図ったステンレス鋼素材の要求が高まりつつある。この要求に応えるためには、2200N/mm2以上の引張強さが安定して得られる素材を開発し提供することが望まれるところである。
【０００９】
一方、2000〜2400N/mm2級の引張強さを有する超高強度金属材料として、18Niマルエージ鋼が知られている。例えば、18Ni−9Co−5Mo−0.7Ti系マルエージ鋼で2000N/mm2級、18Ni−12.5Co−4.2Mo−1.6Ti系マルエージ鋼で2400N/mm2級の引張強さが得られている。またこれらの材料は比較的良好な靱性も有している。しかし、Ni，Co，Moという高価な元素を多量に含むため、素材コストが非常に高いという欠点がある。したがって、この素材を安価な板ばね等の用途に適用することは事実上不可能である。
【００１０】
本発明は、このような現状に鑑み、2200N/mm2以上の引張強さを呈する超高強度金属材料を、準安定オーステナイト系ステンレス鋼を素材として製造し、提供することを目的とするものである。また本発明においては、連続ラインで時効処理して得られる鋼帯のみならず、各種部品に加工した後、バッチ処理で時効処理する鋼材をも提供可能にする点に配慮する。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、特開平6−207250号公報，特開平7−300654号公報で開示した鋼について、引張強さを2200N/mm2級に引き上げる試みを種々行ってきた。しかし、当該鋼においてそのような高強度を安定的に得ることはできなかった。検討の結果、特開平6−207250号公報，特開平7−300654号公報に示した鋼で2000N/mm2を超える高強度を得るには合金設計上の無理があることがわかり、これらとは別の化学組成を有する鋼を新規開発するする必要があるとの結論に達した。そこでさらに検討を進め、▲１▼化学組成においてはＣ含有量を0.10質量％を超える量にすること、▲２▼金属組織においては冷間加工により加工誘起マルテンサイト相を生成させ、80〜95体積％マルテンサイト＋オーステナイトの組織を時効前に得ておくことが非常に望ましいことを知見した。本発明はこのような知見に基づいて完成されたものである。
【００１２】
すなわち、上記目的を達成するために、請求項１の発明は、質量％で、Ｃ：0.10超え〜0.20％，Si：1.0〜5.0％，Mn：3.0％以下，Ni：4.0〜10.0％，Cr：12.0〜18.0％，Cu：3.5％以下，Mo：5.0％以下，Ｎ：0.15％以下，残部がFeおよび不可避的不純物であり、Ｃ＋Ｎ≧0.15％，Si＋Mo≧3.5％を満たし、かつ下記(1)式で定義されるMd(N)の値が50〜140となる化学組成を有し、マルテンサイト相が80〜95体積％であり、非金属介在物および1体積％以下のδフェライトの存在が許容され、残部がオーステナイト相および析出物からなる加工された複相組織を呈し、かつMo系析出物が前記マルテンサイト相中に分布しており、2200N/mm2以上の引張強さを有する超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材を提供するものである。
Md(N)＝580−520Ｃ−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300Ｎ−26Cu−10Mo  ・・(1)
【００１３】
請求項２の発明は、請求項１の発明において、特にCu含有量が1.0〜3.0質量％、かつMo含有量が1.0〜4.5質量％である点を規定したものである。
【００１４】
請求項３の発明は、請求項１または２に記載の鋼材において、該鋼材が特に板材または線材である点を規定したものである。
【００１５】
ここで、加工された組織であることは、例えば光学顕微鏡観察によりオーステナイト結晶粒が加工方向に延びていることなどで特定することができる。Mo系析出物としてはFe2Mo，Fe3Mo等を挙げることができる。Mo系析出物の存在は、例えば電子顕微鏡によるミクロ的な観察手法により特定することができる。
【００１６】
請求項４の発明は、請求項１で規定した化学組成を有する鋼を溶体化処理したのち40％以上冷間加工して、80〜95体積％のマルテンサイト相を含む金属組織とした鋼材に対し、300〜600℃の温度範囲で0.5〜120分の時効処理を施す、引張強さが2200N/mm2以上の超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材の製造法である。ここで、「80〜95体積％のマルテンサイト相」は冷間加工で新たに生じた加工誘起マルテンサイト相が主体であるが、溶体化処理後に既に冷却マルテンサイト相が存在していた場合にはそれも含まれる。マルテンサイト相以外には、非金属介在物および1体積％以下のδフェライトの存在が許容され、残部はオーステナイト相および析出物である。
【００１７】
請求項５の発明は、請求項４の発明において、特に鋼のCu含有量が1.0〜3.0質量％，Mo含有量が1.0〜4.5質量％である点を規定したものである。
【００１８】
請求項６の発明は、請求項４または５の製造法において、特に溶体化処理後の組織がオーステナイト単相の組織または冷却マルテンサイト相を30体積％以下含むオーステナイト相主体の組織である点、および40％以上の冷間加工により加工誘起マルテンサイト相を生成させる点を規定したものである。
【００１９】
請求項７の発明は、請求項４〜６のいずれかの製造法において、特に時効処理を10〜120分のバッチ処理で行う点を規定したものである。
【００２０】
【発明の実施の形態】
本発明において、引張強さが2200N/mm2以上であるような超高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼材を得るためには、鋼の成分組成を新規な化学組成範囲に厳密に規定することが必要であり、また、時効処理前の金属組織状態を適正化することが非常に望ましい。
以下、本発明を特定するための事項について説明する。
【００２１】
化学組成において、Ｃ含有量の規定は本発明では特に重要な意味をもつ。Ｃは、オーステナイト形成元素であり、高温で生成するδフェライト相の抑制、および冷間加工で誘発されたマルテンサイト相の強化に極めて有効である。MoとSiを複合添加した従来の高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼では、耐粒界腐食性や靱性を確保する観点からＣ含有量を0.10質量％以下に規制する設計思想を採用していた。しかし、発明者らの研究の結果、このようなＣレベルで2200N/mm2以上といった超高強度を安定して得ることは困難であること、およびＣ含有量を引き上げることで、そのような超高強度が実現可能になることがわかった。また、耐粒界腐食性や靱性に関しても、一般的なばね用途やブレード板用途においては、0.20質量％以下のＣ含有量であればほとんど問題ないことが詳細な調査によって明らかになってきた。むしろ、耐粒界腐食性や靱性のわずかな低下によるデメリットよりも、強度レベルが大幅に向上するメリットの方がはるかに大きい場合がほとんどである。そこで本発明では、MoとSiを複合添加した鋼では従来試みられることのなかった、0.10超え〜0.20質量％というＣ含有量範囲を規定し、超高強度化を達成するに至った。
【００２２】
ただし、単にＣ含有量を増加させるだけで超高強度化が達成できるわけではない。それには冷間加工後（時効処理前）のマルテンサイト量の適正化、遡れば加工誘起マルテンサイト相の生成し易さを適正化するための組成コントロールが、Ｃ含有量の規定とともに極めて重要となる。この点については後述する。
【００２３】
Siは、通常、加工硬化型ステンレス鋼などでは脱酸目的で使用され、その含有量はSUS301，SUS304の例に見られるように1.0質量％以下である。しかし本発明ではSi含有量をこれより多くして、冷間加工時の加工誘起マルテンサイト相の生成を顕著に促進させる作用を発揮させる。またSiは加工誘起マルテンサイト相を硬くするとともに、オーステナイト相にも固溶しこれを硬化させ、冷間加工後の強度向上に寄与する。さらに、時効処理においては、Cuとの相互作用により時効硬化能を増大させる。これらのSiの作用を十分に享受するには、1.0質量％以上のSi含有量とする必要がある。ただし、5.0質量％を超えるとコイルどうしの溶接の際に冷却速度を制御しても高温割れを誘発し易くなり、製造上種々の問題が生じる。したがってSi含有量は1.0〜5.0質量％とした。なお、好ましいSi含有量は1.0超え〜4.0質量％である。
【００２４】
Mnは、オーステナイト相の安定度を支配する元素で、その含有量は他の元素とのバランスによって決定されるが、Mn含有量が多いと冷間加工時にマルテンサイト相が誘発されにくくなるので3.0質量％以下とした。なお、好ましいMn含有量は0.2〜2.5質量％である。
【００２５】
Niは、高温および室温でオーステナイト相を得るために必須の元素であるが、本発明の場合、特に、溶体化処理後の状態で、オーステナイト単相組織または冷却マルテンサイト相を30体積％以下含むオーステナイト相主体の組織が得られるようにする点を考慮しなければならない。Ni含有量が4.0質量％未満では高温で多量のδフェライト相が生成し、しかも室温までの冷却過程でマルテンサイト相が生成し易くなるので、上記組織を得ることが困難となる。一方、10.0質量％を超えると冷間加工でマルテンサイト相が誘起されにくくなる。したがって、Ni含有量は4.0〜10.0質量％とした。なお、好ましいNi含有量の下限は5.0質量％、同上限は8.5質量％である。
【００２６】
Crは、耐食性を確保するうえで必須の元素である。本発明鋼材の適用用途を考慮すると、12.0質量％以上のCr含有量が必要である。しかし、Crはフェライト形成元素でもあるので、多量に含有させると高温でδフェライト相が生成し易くなる。この作用を打ち消すためにはオーステナイト形成元素（Ｃ，Ｎ，Ni，Mn，Cu等）を添加しなければならないが、これらの元素の過度の添加は室温でのオーステナイト相の安定化をもたらし、冷間加工でのマルテンサイト相の誘起を不十分にする。そうなると時効処理後に高強度を得ることが不可能となる。このためCr含有量の上限は18.0質量％とした。なお、好ましいCr含有量は12.0〜16.5質量％である。
【００２７】
Cuは、時効処理の際、Siとの相互作用により顕著な硬化作用を発揮する。しかし、過剰のCu含有は熱間加工性を劣化させ鋼材の割れ発生の原因となるので、3.5質量％以下の範囲で含有させることとした。好ましいCu含有量の下限は1.0質量％、同上限は3.0質量％である。
【００２８】
Moは、耐食性を向上させるとともに、時効処理で炭窒化物を微細に分散させる作用を示す。また、本発明では疲労特性に悪影響を及ぼす過度の圧延歪を低減するために時効温度を高くするが、この高温時効での歪の解放があまりに急激であると強度面で不利となる。Moは高温時効での急激な歪の解放を抑制する非常に有効な元素である。さらに、Moは時効処理時に析出物（Fe2Mo，Fe3Mo等）を形成させるが、かなりの高温域で時効を行ってもこれらのMo系析出物は強度向上に有効な形態で形成されるため、Mo添加によって高温時効による強度低下を防止することができる。ただし、Mo含有量があまり多くなると高温でδフェライト相が生成し易くなるので、Mo含有量は5.0質量％以下とした。なお、上記Moの作用を十分享受するには1.0質量％以上のMo含有量を確保することが望ましい。しかしMo含有量が多くなると高温での変形抵抗が高くなるため、熱間加工性を重視する場合はMo含有量の上限を4.5質量％とすることが望ましい。したがって、本発明における好ましいMo含有量は1.0〜4.5質量％である。
【００２９】
Ｎは、オーステナイト形成元素であるとともに、オーステナイト相およびマルテンサイト相を硬化させるのに極めて有効な元素であるが、多量の添加は鋳造時のブローホールの原因となるので0.15質量％以下とした。
【００３０】
ＣとＮは互いに同様な硬化作用を示し、その効果を十分に発揮させるためにはＣ＋Ｎの合計含有量が0.15質量％以上となるようにする必要がある。
【００３１】
また、本発明では時効によりMo系の析出物を形成させるが、Si添加によりその析出物の生成サイトが増加し、それにより析出物の大きさも微細になる。Mo系析出物の分布形態を十分に微細かつ均一にするには、Si＋Moの合計含有量を3.5質量％以上とする必要があり、そのとき、Mo系析出物は強度向上に顕著に寄与し得る。
【００３２】
本発明では、2200N/mm2以上の引張強さを安定して得るための手段として、前述のＣ含有量の増加による強度上昇効果とともに、冷間加工によるマルテンサイト誘起変態を積極的に利用する。そして、時効処理前の段階において、80〜95体積％の全マルテンサイト量が確保されていることが極めて有利となる。
【００３３】
そのためには、第１に、溶体化処理後の状態で、組織の大部分がオーステナイト相になっていることが必要である。発明者らの研究の結果、溶体化処理後に、「オーステナイト単相組織」または「冷却マルテンサイト相を30体積％以下含むオーステナイト相主体の組織」になっていることが非常に望ましいことがわかった。
【００３４】
第２に、常温での冷間加工によって、全マルテンサイト量が80〜95体積％となるように加工誘起マルテンサイト相が無理なく生成する化学組成を有していることが非常に有効である。つまり、例えば冷間圧延であれば、実施し易い40〜60％といった圧下率によって、特段の強加工や温度制御をすることなく、上記マルテンサイト量を確保できることが望ましいのである。その際、わずかな加工で急激にマルテンサイト相が誘起されてしまうようでは、十分な加工率が確保できないため加工硬化による強度向上作用が利用できず、超高強度化は達成できない。
【００３５】
これらの要件を満足させるには、合金設計において、オーステナイト相の加工に対する安定度を厳密に規定することが不可欠となる。本発明では、当該安定度の指標として下記(1)式で表されるMd(N)値を採用した。
Md(N)＝580−520Ｃ−2Si−16Mn−16Cr−23Ni−300Ｎ−26Cu−10Mo  ・・(1)
ここで、Ｃ，Si，・・・，Moは、それぞれ当該鋼のＣ含有量，Si含有量，・・・，Mo含有量（いずれも質量％で表される値）を意味する。
【００３６】
このMd(N)が50未満の鋼では、オーステナイト相が冷間加工に対し安定で、超高強度化に寄与するマルテンサイト相が十分に形成されない。一方、Md(N)が140を超える鋼では、比較的低い冷間圧延率でほぼマルテンサイト単相となってしまい、冷間圧延時の靱性低下が懸念されるとともに、冷間加工不足により超高強度化の達成が困難となる。そこで本発明では、Md(N)の値が50〜140となるよう、各成分元素の含有量をコントロールする。なお、好ましいMd(N)値の下限は60、同上限は135である。
【００３７】
以上のような化学組成を有する鋼を溶製して、熱間加工あるいはさらに冷間加工を行った後、溶体化処理を施し、準安定オーステナイト相単相、または一部冷却マルテンサイトが生成した準安定オーステナイト相主体の金属組織を得る。ここで、前記の化学組成コントロールにより、冷却マルテンサイト相は概ね30体積％以下の量に抑えられる。
【００３８】
本発明では、この溶体化処理された鋼材に対して冷間加工を施し、加工歪を導入する。その際、準安定オーステナイト相の多くはマルテンサイト相に変態する。時効処理後に2200N/mm2以上の引張強さを得るには、この段階で鋼材中のマルテンサイト量を80体積％以上（好ましくは80体積％を超える量）としておくことが非常に有効である。これにより、時効処理時に、硬化に寄与する有効な析出物の核生成サイトを十分に増やすことができるのである。ただし、鋼材の靱性を確保するうえで、マルテンサイト100％の組織とするのは好ましくない。好ましい組織は、全マルテンサイト量が80〜95体積％で、残部が実質的にオーステナイト相からなる「複相組織」である。Md(N)値を前述の適正範囲に調整した鋼であれば、冷間加工率をコントロールすることで比較的容易にこのような複相組織が得られる。
【００３９】
冷間加工としては、一般的には冷間圧延を施すが、用途によっては冷間圧延材にさらにスピニング加工その他の冷間加工を施したり、あるいは溶体化処理後にはじめから圧延以外の冷間加工を施してもよい。線材の場合には引抜による線引加工を施すのが一般的である。いずれにしても、時効処理前の段階において、鋼材中のマルテンサイト量が80〜95体積％になっていることが、2200N/mm2級の超高強度鋼材を得るうえで極めて有効である。
【００４０】
時効処理においては、以上のようなマルテンサイト相を多量に含む冷間加工材に対して、300〜600℃の温度範囲で均熱時間0.5〜120分の加熱を行う。時効処理温度を300℃以上にすることで析出強化現象が十分に現れて目的とする超高強度を得ることが可能となり、また過剰な加工歪が除去されて靱性も確保できるようになる。しかし600℃を超える温度で加熱すると、加工誘起マルテンサイト相の回復・再結晶が起こったり、一部がオーステナイト相に逆変態する場合が生じるため、材料は軟化する。均熱時間については、0.5分未満では十分な時効硬化が期待できず、また120分を超える長時間の加熱では過時効による軟化や炭化物の粒界析出による耐食性低下が生じるようになる。
【００４１】
本発明では、時効処理の均熱時間に関し、0.5分から120分までの広いレンジで実施が可能である点に特徴がある。したがって、冷延鋼帯を熱処理炉に連続通板する方法で超高強度鋼帯を製造することが可能であるだけでなく、所望の部品に加工した材料に対してバッチ処理で時効処理を施すことも可能になる。バッチ処理による操業現場では、均熱時間を数分程度の短時間に精度良くコントロールすることは困難である場合が多い。したがって、特にバッチ処理での時効処理を採用する場合は、10〜120分の均熱時間とすることが好ましい。
【００４２】
【実施例】
表１に供試材の化学成分値およびMd(N)値を示す。表中のS1〜S9は化学組成が本発明規定範囲にあるもの（本発明対象鋼）、M1〜M6はそれ以外のもの（比較鋼）である。
【００４３】
【表１】
0004223161.tif 000002
【００４４】
いずれの鋼も、真空溶解炉にて溶製され、鍛造、熱延、中間焼鈍および冷延を施した後、1050℃で１分間保持して水冷する溶体化処理を施し、その後、種々の圧延率で冷間圧延を行い板厚1.2〜0.8mmの冷延材を得た。さらにこれらの冷延材に525℃×60分の時効処理を施した。表２に、各試料の、冷延率、冷延材のマルテンサイト量および引張強さ、ならびに時効材の引張強さを示す。なお、引張試験は、JIS Z 2201に規定される13B号試験片を用い、JIS Z 2241に規定される試験方法で実施した。
【００４５】
【表２】
0004223161.tif 000003
【００４６】
表２からわかるように、Ｃ含有量が0.10質量％を超える量に満たないM1，M3，M6、Si含有量が1.0質量％に満たないM4、およびMd(N)値が50に満たないM2，M5では、いずれも時効材において2200N/mm2以上の引張強さは得られていない。これに対し、本発明例であるS1〜S9ではいずれも時効材において2200N/mm2以上の引張強さが得られた。
【００４７】
図１は、表１のS1〜S4，M1，M3について、525℃×60分の時効材の引張強さをＣ含有量で整理したものである。Ｃ含有量0.10質量％以上において、引張強さが2200N/mm2以上の超高強度鋼材が得れることがわかる。
【００４８】
次に、表１のS3，M3について、種々の温度で均熱30分の時効処理を施し、引張強さを調べた。その結果を図２に示す。本発明対象鋼であるS3では、300〜600℃の範囲で2200N/mm2以上の引張強さが得られていることがわかる。
【００４９】
【発明の効果】
本発明により、準安定オーステナイト系ステンレス鋼において、引張強さが2200N/mm2以上という、18Niマルエージ鋼に匹敵する超高強度鋼材が実現された。すなわち本発明は、従来の高強度ステンレス鋼材の強度を10％あるいはそれ以上も向上させることに成功した点で、その技術的価値は大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】  525℃×60分の時効材の引張強さに及ぼすＣ含有量の影響を示すグラフである。
【図２】本発明対象鋼と比較鋼についての、時効材の引張強さに及ぼす時効処理温度の影響を示すグラフである。
【図１】
0004223161.tif 000004
【図２】
0004223161.tif 000005