JP3228008B2 - 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法Info
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Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は耐応力腐食割れ性に優れ
た高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造
方法に係わり、さらに詳しくいえば例えば石油、天然ガ
スの掘削、輸送において湿潤炭酸ガス、湿潤硫化水素を
含む環境で高い応力腐食割れ抵抗を有する高強度ステン
レス鋼およびその製造方法に係わる。
た高強度マルテンサイト系ステンレス鋼およびその製造
方法に係わり、さらに詳しくいえば例えば石油、天然ガ
スの掘削、輸送において湿潤炭酸ガス、湿潤硫化水素を
含む環境で高い応力腐食割れ抵抗を有する高強度ステン
レス鋼およびその製造方法に係わる。
【０００２】
【従来の技術】近年生産される石油、天然ガスは湿潤炭
酸ガス、湿潤硫化水素を多量に含む場合が増加してお
り、従来の炭素鋼にかわって１３Ｃｒ系ステンレス鋼な
どのマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられてきてい
る。しかし、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼は湿
潤炭酸ガスに対する耐食性（以下単に耐食性と呼ぶ）は
優れているが湿潤硫化水素に対する耐応力腐食割れ性
（以下単に耐応力腐食割れ性と呼ぶ）は十分ではなく、
強度、靭性、耐食性を維持しつつ耐応力腐食割れ性が向
上したマルテンサイト系ステンレス鋼が望まれていた。
酸ガス、湿潤硫化水素を多量に含む場合が増加してお
り、従来の炭素鋼にかわって１３Ｃｒ系ステンレス鋼な
どのマルテンサイト系ステンレス鋼が用いられてきてい
る。しかし、従来のマルテンサイト系ステンレス鋼は湿
潤炭酸ガスに対する耐食性（以下単に耐食性と呼ぶ）は
優れているが湿潤硫化水素に対する耐応力腐食割れ性
（以下単に耐応力腐食割れ性と呼ぶ）は十分ではなく、
強度、靭性、耐食性を維持しつつ耐応力腐食割れ性が向
上したマルテンサイト系ステンレス鋼が望まれていた。
【０００３】強度、靭性、耐食性にくわえ耐応力腐食割
れ性の要求を満たすものとして特公昭６１−３３９１、
特開昭５８−１９９８５０、特開昭６１−２０７５５０
が開示されている。しかしこれらは硫化水素を極微量し
か含まない環境では耐性を示すものの、硫化水素分圧が
０．０１気圧を超える環境では応力腐食割れが生じるた
め硫化水素を多く含む環境では使用できないという問題
があった。
れ性の要求を満たすものとして特公昭６１−３３９１、
特開昭５８−１９９８５０、特開昭６１−２０７５５０
が開示されている。しかしこれらは硫化水素を極微量し
か含まない環境では耐性を示すものの、硫化水素分圧が
０．０１気圧を超える環境では応力腐食割れが生じるた
め硫化水素を多く含む環境では使用できないという問題
があった。
【０００４】一方、硫化水素分圧が０．０１気圧を超え
る環境での耐応力腐食割れ性を改善したマルテンサイト
系ステンレス鋼も提案されており、例えば、特開昭６０
−１７４８５９、特開昭６２−５４０６３などが開示さ
れている。しかし、これらの鋼も硫化水素による応力腐
食割れを完全に防止できるものではない。
る環境での耐応力腐食割れ性を改善したマルテンサイト
系ステンレス鋼も提案されており、例えば、特開昭６０
−１７４８５９、特開昭６２−５４０６３などが開示さ
れている。しかし、これらの鋼も硫化水素による応力腐
食割れを完全に防止できるものではない。
【０００５】また、強度の観点からいうと、前記したマ
ルテンサイト系ステンレス鋼はいずれも高強度化を試み
ると靭性および耐応力腐食割れ性が著しく劣化し、その
ため、強度あるいは靭性と耐応力腐食割れ性の一方を犠
牲にせざるをえないという問題もあった。そのため、例
えば高強度、耐応力腐食割れ性、耐食性、靭性が同時に
要求される高深度の油井管には適用できないという難点
があった。
ルテンサイト系ステンレス鋼はいずれも高強度化を試み
ると靭性および耐応力腐食割れ性が著しく劣化し、その
ため、強度あるいは靭性と耐応力腐食割れ性の一方を犠
牲にせざるをえないという問題もあった。そのため、例
えば高強度、耐応力腐食割れ性、耐食性、靭性が同時に
要求される高深度の油井管には適用できないという難点
があった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記した従来
技術における問題点を解決すべく創案されたもので、従
来のマルテンサイト系ステンレス鋼の強度、耐応力腐食
割れ性、靭性を同時に改善することにより耐食性を維持
しつつ、硫化水素を多く含む環境でも応力腐食割れを生
じることなく使用できる高強度のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼およびその製造方法を提供する。ここで、目標
とする性能は炭酸ガス、硫化水素を含む石油、天然ガス
の掘削、輸送用鋼管に要求される性能に鑑み以下の如く
とした。
技術における問題点を解決すべく創案されたもので、従
来のマルテンサイト系ステンレス鋼の強度、耐応力腐食
割れ性、靭性を同時に改善することにより耐食性を維持
しつつ、硫化水素を多く含む環境でも応力腐食割れを生
じることなく使用できる高強度のマルテンサイト系ステ
ンレス鋼およびその製造方法を提供する。ここで、目標
とする性能は炭酸ガス、硫化水素を含む石油、天然ガス
の掘削、輸送用鋼管に要求される性能に鑑み以下の如く
とした。
【０００７】強度 ：０．２％耐力で７５ｋ
ｇ／ｍｍ2 以上 靭性 ：０℃でのシャルピ・フルサイズ試験
片での吸収エネルギ−（シャルピ衝撃値と呼ぶ）が１０
ｋｇ−ｍ以上 耐応力腐食割れ性：１気圧の硫化水素ガスを飽和させた
５％食塩水＋０．５％酢酸水溶液中で試験片に０．２％
耐力の６０％の応力を負荷し、７２０時間以上破断せず
もちこたえること
ｇ／ｍｍ2 以上 靭性 ：０℃でのシャルピ・フルサイズ試験
片での吸収エネルギ−（シャルピ衝撃値と呼ぶ）が１０
ｋｇ−ｍ以上 耐応力腐食割れ性：１気圧の硫化水素ガスを飽和させた
５％食塩水＋０．５％酢酸水溶液中で試験片に０．２％
耐力の６０％の応力を負荷し、７２０時間以上破断せず
もちこたえること
【０００８】
【課題を解決するための手段】マルテンサイト系ステン
レス鋼の耐食性向上にはＣｒの増加が有効である。しか
しそれは一方ではδ−フェライト相を生成させ強度およ
び靭性を劣化させるため、オ−ステナイト生成元素であ
るＮｉを増加してδ−フェライト相の生成を抑制すれば
よいがＮｉの増加はコスト面からの制約がある。またＣ
の増加もδ−フェライト相の抑制に有効ではあるが焼戻
し時に炭化物が生成しかえって耐食性を劣化させるた
め、むしろその含有量は制限されるべきである。δ−フ
ェライト相の量としては、その面積率が１０％を超える
と強度、靭性に悪影響となるため１０％以下に制限すべ
きである。
レス鋼の耐食性向上にはＣｒの増加が有効である。しか
しそれは一方ではδ−フェライト相を生成させ強度およ
び靭性を劣化させるため、オ−ステナイト生成元素であ
るＮｉを増加してδ−フェライト相の生成を抑制すれば
よいがＮｉの増加はコスト面からの制約がある。またＣ
の増加もδ−フェライト相の抑制に有効ではあるが焼戻
し時に炭化物が生成しかえって耐食性を劣化させるた
め、むしろその含有量は制限されるべきである。δ−フ
ェライト相の量としては、その面積率が１０％を超える
と強度、靭性に悪影響となるため１０％以下に制限すべ
きである。
【０００９】一方、一般には鋼の高強度化させると靭性
および耐応力腐食割れ性が劣化するがＣｕを適性量含有
させ、かつ、熱処理によりＣｕをこのステンレス鋼の基
地に微細な析出物として分散させることによりこれらを
劣化させることなく高強度化させることができる。しか
し、Ｃｕの微細な析出物を析出させるには特に焼戻し条
件を厳密に制御することが必要で、焼戻し温度のみなら
ず焼戻し時間をも同時に制御することが必要である。
および耐応力腐食割れ性が劣化するがＣｕを適性量含有
させ、かつ、熱処理によりＣｕをこのステンレス鋼の基
地に微細な析出物として分散させることによりこれらを
劣化させることなく高強度化させることができる。しか
し、Ｃｕの微細な析出物を析出させるには特に焼戻し条
件を厳密に制御することが必要で、焼戻し温度のみなら
ず焼戻し時間をも同時に制御することが必要である。
【００１０】本発明は上記のようなＣｒの増加による金
属組織の制約を考慮しつつ、従来のマルテンサイト系ス
テンレス鋼では実現しえなかった高剛性、高強度で、耐
応力腐食割れ性に優れた新しいマルテンサイト系ステン
レス鋼を得ることに成功したものである。その要旨は、 １．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、δ−フェライト相の面積率が１０％以下で、かつ
直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物が基地に分散し
ていることを特徴とする靭性、および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。 ２．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、さらに付加成分として重量％で、Ｖ：０．０１−
０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％のうち1種以上
を含むδ−フェライト相の面積率が１０％以下で、かつ
直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物が基地に分散し
ていることを特徴とする靭性、および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。 ３．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含む組成のマルテンサイト系ステンレス鋼をＡｃ3以
上、９８０℃以下の温度でオーステナイト化後冷却し、
次いで焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５００℃以上６
３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの温度以下、
焼戻し時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏｇｔ）（２
７３＋Ｔ）の値で１５２００以上、１７８００以下とな
る条件で焼戻すことを特徴とする靭性および耐応力腐食
割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。 ４．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、さらに付加成分として重量％で、Ｖ：０．０１−
０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％のうち1種以上
を含むマルテンサイト系ステンレス鋼を、Ａｃ3以上９
８０℃以下の温度でオーステナイト化後冷却し、次いで
焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５００℃以上６３０℃
またはＡｃ１のどちらか低温のほうの温度以下、焼戻し
時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏｇｔ）（２７３＋
Ｔ）の値で１５２００以上、１７８００以下となる条件
で焼戻すことを特徴とする靭性および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
属組織の制約を考慮しつつ、従来のマルテンサイト系ス
テンレス鋼では実現しえなかった高剛性、高強度で、耐
応力腐食割れ性に優れた新しいマルテンサイト系ステン
レス鋼を得ることに成功したものである。その要旨は、 １．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、δ−フェライト相の面積率が１０％以下で、かつ
直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物が基地に分散し
ていることを特徴とする靭性、および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。 ２．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、さらに付加成分として重量％で、Ｖ：０．０１−
０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％のうち1種以上
を含むδ−フェライト相の面積率が１０％以下で、かつ
直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物が基地に分散し
ていることを特徴とする靭性、および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼。 ３．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含む組成のマルテンサイト系ステンレス鋼をＡｃ3以
上、９８０℃以下の温度でオーステナイト化後冷却し、
次いで焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５００℃以上６
３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの温度以下、
焼戻し時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏｇｔ）（２
７３＋Ｔ）の値で１５２００以上、１７８００以下とな
る条件で焼戻すことを特徴とする靭性および耐応力腐食
割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。 ４．主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％以下、Ｃ
ｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０
％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：０．１−２．
５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．０５％以下を
含み、さらに付加成分として重量％で、Ｖ：０．０１−
０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％のうち1種以上
を含むマルテンサイト系ステンレス鋼を、Ａｃ3以上９
８０℃以下の温度でオーステナイト化後冷却し、次いで
焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５００℃以上６３０℃
またはＡｃ１のどちらか低温のほうの温度以下、焼戻し
時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏｇｔ）（２７３＋
Ｔ）の値で１５２００以上、１７８００以下となる条件
で焼戻すことを特徴とする靭性および耐応力腐食割れ性
に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２ 以上の高強度
マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。
【００１１】
【作用】以下に本発明における限定理由を説明する。 （１）Ｃ：０．０６％以下 Ｃは焼戻し時Ｃｒと結合して炭化物となって析出し耐食
性、耐応力腐食割れ性および靭性を劣化させる。Ｃ含有
量が０．０６％を超えると劣化が顕著になるため０．０
６％以下の含有量とする。
性、耐応力腐食割れ性および靭性を劣化させる。Ｃ含有
量が０．０６％を超えると劣化が顕著になるため０．０
６％以下の含有量とする。
【００１２】（２）Ｃｒ：１２−１６％ Ｃｒはマルテンサイト系ステンレス鋼を構成する基本的
な元素で、しかも耐食性を発現する重要な元素である
が、含有量が１２％未満では十分な耐食性が現れず、１
６％を超えると他の合金元素を如何に調整してもδ−フ
ェライト相の生成量が増し強度、靭性が劣化するため１
２−１６％とする。
な元素で、しかも耐食性を発現する重要な元素である
が、含有量が１２％未満では十分な耐食性が現れず、１
６％を超えると他の合金元素を如何に調整してもδ−フ
ェライト相の生成量が増し強度、靭性が劣化するため１
２−１６％とする。
【００１３】（３）Ｓｉ：１．０％以下 Ｓｉは脱酸剤として必要な元素であるが、強力なフェラ
イト生成元素でもあり１．０％を超えて含有させるとδ
−フェライト相の生成を助長するため１．０％以下とす
る。
イト生成元素でもあり１．０％を超えて含有させるとδ
−フェライト相の生成を助長するため１．０％以下とす
る。
【００１４】（４）Ｍｎ：２．０％以下 Ｍｎは脱酸、脱硫剤として有効であるとともにδ−フェ
ライト相の出現を抑えるオ−ステナイト生成元素である
が、過剰に含有させてもその効果は飽和するので２．０
％以下とする。
ライト相の出現を抑えるオ−ステナイト生成元素である
が、過剰に含有させてもその効果は飽和するので２．０
％以下とする。
【００１５】（５）Ｎｉ：０．５−８．０％ Ｎｉは耐食性を向上させるとともに、オ−ステナイトの
生成に極めて有効な元素であるが０．５％未満ではその
効果が少なく、一方、この元素は高価なため経済的な観
点から８．０％を上限とする。
生成に極めて有効な元素であるが０．５％未満ではその
効果が少なく、一方、この元素は高価なため経済的な観
点から８．０％を上限とする。
【００１６】（６）Ｍｏ：０．１−２．５％ Ｍｏは特に耐食性に有効な元素であるが、０．１％未満
の含有量ではその効果が現れず、また２．５％を超える
と過剰なδ−フェライト相を出現させるため上限を２．
５％とする。
の含有量ではその効果が現れず、また２．５％を超える
と過剰なδ−フェライト相を出現させるため上限を２．
５％とする。
【００１７】（７）Ｃｕ：０．３−４．０％ Ｃｕは本発明において重要な元素であり、基地に固溶体
として溶け込んで耐食性を向上させると同時に、焼戻し
により一部が基地に微細に分散析出することにより、耐
応力腐食割れ性を劣化させることなく強度を向上させる
両方の効果をもつ。しかし０．３％未満の含有量ではそ
の効果は十分でなく、４．０％を超えて含有させてもそ
の効果は飽和し、また熱間加工時に割れの原因になるた
め、含有量は０．３−４．０％とする。
として溶け込んで耐食性を向上させると同時に、焼戻し
により一部が基地に微細に分散析出することにより、耐
応力腐食割れ性を劣化させることなく強度を向上させる
両方の効果をもつ。しかし０．３％未満の含有量ではそ
の効果は十分でなく、４．０％を超えて含有させてもそ
の効果は飽和し、また熱間加工時に割れの原因になるた
め、含有量は０．３−４．０％とする。
【００１８】（８）Ｎ：０．０５％以下 Ｎは耐食性向上に有効な元素で、かつオ−ステナイト生
成元素でもあるが、０．０５％を超えて含有させると焼
戻し時にＣｒと結合して窒化物となって析出し耐食性、
耐応力腐食割れ性および靭性が劣化するため０．０６％
以下の含有量とする。
成元素でもあるが、０．０５％を超えて含有させると焼
戻し時にＣｒと結合して窒化物となって析出し耐食性、
耐応力腐食割れ性および靭性が劣化するため０．０６％
以下の含有量とする。
【００１９】（９）付加成分Ｖ、Ｎｂ（Ｖ：０．０１−
０．１０％、Ｎｂ：０．０１−０．１０％） Ｖ、Ｎｂは強力な炭化物生成元素で、微細な炭化物を析
出させることにより結晶粒を細粒化し、耐応力腐食割れ
性を向上させる。しかしフェライト生成元素でもありδ
−フェライト相を増加させる。含有量をそれぞれ０．０
１−０．１０％、０．０１−０．１０％とした。０．０
１０％未満では耐応力腐食割れ性向上効果が現れず、
０．１０％を超えるとその効果が飽和し、かつ、δ−フ
ェライト相が増加し靭性に悪影響がでるため含有量を
Ｖ、Ｎｂともに０．０１−０．１０％、０．０１−０．
１０％とする。
０．１０％、Ｎｂ：０．０１−０．１０％） Ｖ、Ｎｂは強力な炭化物生成元素で、微細な炭化物を析
出させることにより結晶粒を細粒化し、耐応力腐食割れ
性を向上させる。しかしフェライト生成元素でもありδ
−フェライト相を増加させる。含有量をそれぞれ０．０
１−０．１０％、０．０１−０．１０％とした。０．０
１０％未満では耐応力腐食割れ性向上効果が現れず、
０．１０％を超えるとその効果が飽和し、かつ、δ−フ
ェライト相が増加し靭性に悪影響がでるため含有量を
Ｖ、Ｎｂともに０．０１−０．１０％、０．０１−０．
１０％とする。
【００２０】（１０）δ−フェライト相の面積率：１０
％以下 δ−フェライト相はマルテンサイト鋼の焼入れ時にマル
テンサイトに変態せずフェライトのまま残った相で、そ
の量が多いと靭性が著しく劣化する。この鋼においては
δ−フェライト相の量が面積率で１０％を超えると靭性
劣化が著しくなるので１０％以下とする。
％以下 δ−フェライト相はマルテンサイト鋼の焼入れ時にマル
テンサイトに変態せずフェライトのまま残った相で、そ
の量が多いと靭性が著しく劣化する。この鋼においては
δ−フェライト相の量が面積率で１０％を超えると靭性
劣化が著しくなるので１０％以下とする。
【００２１】（１１）Ｃｕの微細な析出物 Ｃｕの析出物は微細であれば析出硬化により強度を上昇
させ、しかも強度上昇による耐応力腐食割れ性の劣化は
生じない。ここで微細な析出物とは１０万倍の電子顕微
鏡で識別可能でかつ直径が概ね０．１０ミクロン以下の
大きさである。しかし、Ｃｕ析出物が粗大化し直径０．
１０ミクロンを越えると強度上昇効果はなくなる。ま
た、Ｃｕが析出せず基地に溶け込んだままだと析出硬化
による強度上昇は期待できない。そのためＣｕの析出物
は微細な析出物とする。また、分散量は特に制限しない
が、基地１平方ミクロン当り３０ケ以上の微細な析出物
が存在していることが望ましい。
させ、しかも強度上昇による耐応力腐食割れ性の劣化は
生じない。ここで微細な析出物とは１０万倍の電子顕微
鏡で識別可能でかつ直径が概ね０．１０ミクロン以下の
大きさである。しかし、Ｃｕ析出物が粗大化し直径０．
１０ミクロンを越えると強度上昇効果はなくなる。ま
た、Ｃｕが析出せず基地に溶け込んだままだと析出硬化
による強度上昇は期待できない。そのためＣｕの析出物
は微細な析出物とする。また、分散量は特に制限しない
が、基地１平方ミクロン当り３０ケ以上の微細な析出物
が存在していることが望ましい。
【００２２】（１２）オ−ステナイト化温度：Ａｃ３以
上９８０℃以下 Ａｃ３温度より低いとオ−ステナイト化が不十分で必要
な強度が得られず、９８０℃を超えると結晶粒が粗大化
して靭性劣化が著しくなり、また耐応力腐食割れ性が低
下するためＡｃ３以上９８０℃以下とする。
上９８０℃以下 Ａｃ３温度より低いとオ−ステナイト化が不十分で必要
な強度が得られず、９８０℃を超えると結晶粒が粗大化
して靭性劣化が著しくなり、また耐応力腐食割れ性が低
下するためＡｃ３以上９８０℃以下とする。
【００２３】（１３）焼戻し温度Ｔ（単位：℃）：５０
０℃以上６３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの
温度以下 焼戻しはマルテンサイトを軟らかくして靭性を確保する
と同時に、Ｃｕを基地に微細に析出させ強度を上昇させ
る効果をもつ。しかし、焼戻し温度が５００℃未満だと
マルテンサイトの軟化が十分でなくまたＣｕの微細な析
出物も不十分で期待する性能が得られない。一方、焼戻
し温度がＡｃ１より高いと組織の一部が再びオ−ステナ
イト化して焼戻しされず靭性が劣化する。また６３０℃
を超えると例えＣｕの微細な析出物が析出していてもそ
れが再び溶解してなくなってしまうため高強度が得られ
ない。そのため焼戻し温度は５００℃以上６３０℃また
はＡｃ１のどちらか低温の方の温度以下とする。
０℃以上６３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの
温度以下 焼戻しはマルテンサイトを軟らかくして靭性を確保する
と同時に、Ｃｕを基地に微細に析出させ強度を上昇させ
る効果をもつ。しかし、焼戻し温度が５００℃未満だと
マルテンサイトの軟化が十分でなくまたＣｕの微細な析
出物も不十分で期待する性能が得られない。一方、焼戻
し温度がＡｃ１より高いと組織の一部が再びオ−ステナ
イト化して焼戻しされず靭性が劣化する。また６３０℃
を超えると例えＣｕの微細な析出物が析出していてもそ
れが再び溶解してなくなってしまうため高強度が得られ
ない。そのため焼戻し温度は５００℃以上６３０℃また
はＡｃ１のどちらか低温の方の温度以下とする。
【００２４】（１４）焼戻し時間ｔ（単位：時間）：
（２０＋log ｔ）（２７３＋Ｔ）が１５２００以上、１
７８００以下となるような焼戻し時間 焼戻し温度が同じであっても焼戻し時間が短すぎればＣ
ｕの析出が不十分で十分な強度が得られない。また、焼
戻し時間が長すぎれば微細なＣｕの析出物が一旦析出し
てもそれが再溶解したり、凝集粗大化して強度向上に寄
与しなくなる。すなわち、適切な強度上昇を実現するた
めに必要な焼戻し時間はある範囲に限定されるが、その
範囲は採用された焼戻し温度によって異なる。
（２０＋log ｔ）（２７３＋Ｔ）が１５２００以上、１
７８００以下となるような焼戻し時間 焼戻し温度が同じであっても焼戻し時間が短すぎればＣ
ｕの析出が不十分で十分な強度が得られない。また、焼
戻し時間が長すぎれば微細なＣｕの析出物が一旦析出し
てもそれが再溶解したり、凝集粗大化して強度向上に寄
与しなくなる。すなわち、適切な強度上昇を実現するた
めに必要な焼戻し時間はある範囲に限定されるが、その
範囲は採用された焼戻し温度によって異なる。
【００２５】図１は焼戻し温度と焼戻し時間を組み合わ
せた変数であるテンパー・パラメーターと０．２％耐力
およびシャルピー衝撃値との関係を調べた結果を図示し
たもので、テンパー・パラメーターが１５２００から１
７８００の間にあれば、０．２％耐力が７５ｋｇ／ｍｍ
2 以上でしかもシャルピー衝撃値が１０ｋｇ−ｍ以上と
本発明の目標性能を満足することがわかる。ここで、テ
ンパー・パラメーターは以下の式で定義する。
せた変数であるテンパー・パラメーターと０．２％耐力
およびシャルピー衝撃値との関係を調べた結果を図示し
たもので、テンパー・パラメーターが１５２００から１
７８００の間にあれば、０．２％耐力が７５ｋｇ／ｍｍ
2 以上でしかもシャルピー衝撃値が１０ｋｇ−ｍ以上と
本発明の目標性能を満足することがわかる。ここで、テ
ンパー・パラメーターは以下の式で定義する。
【００２６】Ｐ＝（２０＋log ｔ）（２７３＋Ｔ） ｔ：焼戻し時間（単位：時間） Ｔ：焼戻し温度（単位：℃） 従って、焼戻し時間は、テンパー・パラメーターが１５
２００以上、１７８００以下となるように設定する。
２００以上、１７８００以下となるように設定する。
【００２７】以下に本発明鋼の製造方法を説明する。本
発明鋼は転炉あるいは電気炉にて本発明の成分範囲に成
分を調整し、普通造塊法または連続鋳造法により鋳片に
する。それを熱間加工により継目無鋼管または鋼板に製
造した後熱処理を行って製造する。熱処理方法は上に説
明したとおりである。
発明鋼は転炉あるいは電気炉にて本発明の成分範囲に成
分を調整し、普通造塊法または連続鋳造法により鋳片に
する。それを熱間加工により継目無鋼管または鋼板に製
造した後熱処理を行って製造する。熱処理方法は上に説
明したとおりである。
【００２８】本発明鋼の成分において、付加成分として
Ａｌ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃａ、ＲＥＭを含
有させてもよい。これらの元素は本発明鋼の性能をさら
に向上させるのに役立つことがあり、各々の目的、適性
含有量は以下の如くである。
Ａｌ、Ｗ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｃａ、ＲＥＭを含
有させてもよい。これらの元素は本発明鋼の性能をさら
に向上させるのに役立つことがあり、各々の目的、適性
含有量は以下の如くである。
【００２９】Ａｌ：脱酸の目的で添加され適性含有量は
０．０１−０．１０％である。 Ｗ：炭酸ガス腐食に対して特に効果があるが過剰に含有
させると靭性を劣化させるため最大４％とする。
０．０１−０．１０％である。 Ｗ：炭酸ガス腐食に対して特に効果があるが過剰に含有
させると靭性を劣化させるため最大４％とする。
【００３０】Ｔｉ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｈｆ：耐食性を向上さ
せるのに有効でありその適性含有量は最大０．２％であ
る。しかし０．２％を超えると粗大な析出物が生じて耐
応力腐食割れ性を劣化させる。
せるのに有効でありその適性含有量は最大０．２％であ
る。しかし０．２％を超えると粗大な析出物が生じて耐
応力腐食割れ性を劣化させる。
【００３１】Ｃａ、ＲＥＭ：有害な鋼中不純物であるＳ
と結合し有害の程度を大幅に低減させ耐応力腐食割れ性
を改善する効果をもつ。しかし、過剰な含有は耐応力腐
食割れ性に対し逆効果となるため、適性含有量はＣａ：
０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下である。
と結合し有害の程度を大幅に低減させ耐応力腐食割れ性
を改善する効果をもつ。しかし、過剰な含有は耐応力腐
食割れ性に対し逆効果となるため、適性含有量はＣａ：
０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０２％以下である。
【００３２】また、不可避不純物のうちには、Ｐ，Ｓが
含まれ、それらはいずれも鋼の熱間加工性および耐応力
腐食割れ性を劣化させる元素であり少ないほど好まし
い。しかし、Ｐにおいては０．０４％以下、Ｓにおいて
は０．０１％以下であれば本発明の目的とする耐応力腐
食割れ性を確保でき、また熱間圧延鋼板あるいはシ−ム
レス鋼管の製造に支障は現れない。
含まれ、それらはいずれも鋼の熱間加工性および耐応力
腐食割れ性を劣化させる元素であり少ないほど好まし
い。しかし、Ｐにおいては０．０４％以下、Ｓにおいて
は０．０１％以下であれば本発明の目的とする耐応力腐
食割れ性を確保でき、また熱間圧延鋼板あるいはシ−ム
レス鋼管の製造に支障は現れない。
【００３３】
【実施例】以下本発明の具体的実施例について説明す
る。本発明者らは発明鋼１から１６および比較鋼ａから
ｊを試験鋼として溶製し、熱間圧延にて厚み１２ｍｍの
鋼板とした後以下具体的に述べるような熱処理を行い各
種試験片を採取した。 （実施例１）表１に本発明鋼の主要成分、表２に付加成
分およびその他の成分、Ａｃ１、Ａｃ３変態温度を示
す。この鋼を９８０℃でオ−ステナイト化後空冷し、６
００℃で１時間焼戻してδ−フェライト相、機械的性
質、耐応力腐食割れ性を調べた結果を表３に示す。実施
例１の焼戻しにおけるテンパー・パラメーターは１７４
６０である。まず、δ−フェライト相は鋼番５、８、１
４で１０％以下のわずかなδ−フェライト相が観察され
た以外はまったく検出されていない。Ｃｕ析出状況は直
径０．００１−０．１０ミクロン程度のＣｕの微細な析
出物が基地に均一に分散していることが１０万倍の電子
顕微鏡観察により確認された。分散の程度としては基地
１平方ミクロン当りの微細なＣｕの析出物が３０ケ〜１
００ケ程度であった。０．２％耐力、０℃でのシャルピ
衝撃値はすべて目標の７５ｋｇ／ｍｍ2 、１０ｋｇ−ｍ
以上であった。また、耐応力腐食割れ性は米国腐食技術
者協会規格ＴＭ０１−７７に従って評価試験した。すな
わち、１気圧の硫化水素ガスを飽和させた５％食塩水＋
０．５％酢酸水溶液中で試験片に０．２％耐力の６０％
（例えば表３の鋼番１においては７６ｘ０．６＝４５．
６ｋｇ／ｍｍ2 ）の応力を負荷し、破断までの時間を測
定した。結果を表３の「ＳＳＣ試験破断時間」の欄に示
すように鋼番１ないし１６のうち７２０時間以内に破断
したものは皆無であった。
る。本発明者らは発明鋼１から１６および比較鋼ａから
ｊを試験鋼として溶製し、熱間圧延にて厚み１２ｍｍの
鋼板とした後以下具体的に述べるような熱処理を行い各
種試験片を採取した。 （実施例１）表１に本発明鋼の主要成分、表２に付加成
分およびその他の成分、Ａｃ１、Ａｃ３変態温度を示
す。この鋼を９８０℃でオ−ステナイト化後空冷し、６
００℃で１時間焼戻してδ−フェライト相、機械的性
質、耐応力腐食割れ性を調べた結果を表３に示す。実施
例１の焼戻しにおけるテンパー・パラメーターは１７４
６０である。まず、δ−フェライト相は鋼番５、８、１
４で１０％以下のわずかなδ−フェライト相が観察され
た以外はまったく検出されていない。Ｃｕ析出状況は直
径０．００１−０．１０ミクロン程度のＣｕの微細な析
出物が基地に均一に分散していることが１０万倍の電子
顕微鏡観察により確認された。分散の程度としては基地
１平方ミクロン当りの微細なＣｕの析出物が３０ケ〜１
００ケ程度であった。０．２％耐力、０℃でのシャルピ
衝撃値はすべて目標の７５ｋｇ／ｍｍ2 、１０ｋｇ−ｍ
以上であった。また、耐応力腐食割れ性は米国腐食技術
者協会規格ＴＭ０１−７７に従って評価試験した。すな
わち、１気圧の硫化水素ガスを飽和させた５％食塩水＋
０．５％酢酸水溶液中で試験片に０．２％耐力の６０％
（例えば表３の鋼番１においては７６ｘ０．６＝４５．
６ｋｇ／ｍｍ2 ）の応力を負荷し、破断までの時間を測
定した。結果を表３の「ＳＳＣ試験破断時間」の欄に示
すように鋼番１ないし１６のうち７２０時間以内に破断
したものは皆無であった。
【００３４】
【表１】
【００３５】
【表２】
【００３６】
【表３】
【００３７】炭酸ガス腐食に対する耐食性は、２００℃
のオ−トクレ−ブ中で炭酸ガス分圧３０気圧、硫化水素
分圧０．０５気圧の条件で１０％食塩水中に３３６時間
浸漬し腐食減量を測定した。１から１６のいずれの鋼も
腐食減量は０．５ｇ／ｍ2 ／ｈｒ以下と従来のマルテン
サイト系ステンレス鋼に要求される１．０ｇ／ｍ2 ／ｈ
ｒを大きく下回り、本発明鋼は耐食性にも優れることが
確認された。
のオ−トクレ−ブ中で炭酸ガス分圧３０気圧、硫化水素
分圧０．０５気圧の条件で１０％食塩水中に３３６時間
浸漬し腐食減量を測定した。１から１６のいずれの鋼も
腐食減量は０．５ｇ／ｍ2 ／ｈｒ以下と従来のマルテン
サイト系ステンレス鋼に要求される１．０ｇ／ｍ2 ／ｈ
ｒを大きく下回り、本発明鋼は耐食性にも優れることが
確認された。
【００３８】（実施例２）次に、表１ないし２の鋼番３
の鋼についてオ−ステナイト化温度（表４には焼入れ温
度と表示してある）を変化させた結果を表４の一部に示
す。いずれの場合も、オ−ステナイト化後空冷し、６０
０℃で１時間焼戻した。実施例２の焼戻しにおけるテン
パー・パラメーターは１７４６０である。オ−ステナイ
ト化温度が本発明の範囲内の時は良好な性能を示すが、
７００℃と低温の時はオ−ステナイト化が不十分なため
目標強度に達していない。一方、１０００℃と高温の時
は靭性が低く、耐応力腐食割れ性も悪い。
の鋼についてオ−ステナイト化温度（表４には焼入れ温
度と表示してある）を変化させた結果を表４の一部に示
す。いずれの場合も、オ−ステナイト化後空冷し、６０
０℃で１時間焼戻した。実施例２の焼戻しにおけるテン
パー・パラメーターは１７４６０である。オ−ステナイ
ト化温度が本発明の範囲内の時は良好な性能を示すが、
７００℃と低温の時はオ−ステナイト化が不十分なため
目標強度に達していない。一方、１０００℃と高温の時
は靭性が低く、耐応力腐食割れ性も悪い。
【００３９】
【表４】
【００４０】（実施例３）オ−ステナイト化温度は９５
０℃で一定とし焼戻し温度を変化させた結果を表４の一
部に示す。この場合も、鋼番３の鋼をオ−ステナイト化
後空冷し、焼戻し時間は１時間とした。焼戻し温度が本
発明の範囲内の時は良好な性能を示すが、それより低い
４５０℃ではマルテンサイトが硬くて脆いままであるた
め靭性が悪く耐応力腐食割れ性も悪い。さらにＣｕの析
出が起っていない。一方、Ａｃ１温度より高い６５０℃
ではＣｕの微細な析出物が再溶解したため存在しておら
ず、その結果強度が低くなったことが確認された。
０℃で一定とし焼戻し温度を変化させた結果を表４の一
部に示す。この場合も、鋼番３の鋼をオ−ステナイト化
後空冷し、焼戻し時間は１時間とした。焼戻し温度が本
発明の範囲内の時は良好な性能を示すが、それより低い
４５０℃ではマルテンサイトが硬くて脆いままであるた
め靭性が悪く耐応力腐食割れ性も悪い。さらにＣｕの析
出が起っていない。一方、Ａｃ１温度より高い６５０℃
ではＣｕの微細な析出物が再溶解したため存在しておら
ず、その結果強度が低くなったことが確認された。
【００４１】（実施例４）本発明鋼について焼戻し条件
としてテンパー・パラメーターの影響を検討する。この
場合も鋼番５の鋼を９５０℃でオーステナイト化後冷却
し４５０〜６８０℃の範囲で焼戻した。その結果を表５
に示す。
としてテンパー・パラメーターの影響を検討する。この
場合も鋼番５の鋼を９５０℃でオーステナイト化後冷却
し４５０〜６８０℃の範囲で焼戻した。その結果を表５
に示す。
【００４２】表５において、焼戻し温度が５００℃であ
っても、焼戻し時間が０．１０時間（テンパー・パラメ
ーター１４６９０）と短時間の場合は、シャルピー衝撃
値が目標値よりも低い。一方、焼戻し時間が０．５時間
以上の場合はテンパー・パラメーターが１５２００以上
となり十分な強度靱性および良好な耐応力腐食割れ性を
示すことが判る。
っても、焼戻し時間が０．１０時間（テンパー・パラメ
ーター１４６９０）と短時間の場合は、シャルピー衝撃
値が目標値よりも低い。一方、焼戻し時間が０．５時間
以上の場合はテンパー・パラメーターが１５２００以上
となり十分な強度靱性および良好な耐応力腐食割れ性を
示すことが判る。
【００４３】焼戻し温度が５５０℃の場合、テンパー・
パラメーターが１５２００から１７８００の範囲で焼き
戻されているため目標性能を満足していることが判る。
一方、焼戻し温度が６００℃の場合、焼戻し時間が１．
０時間のものはテンパー・パラメーターが１５２００か
ら１７８００の範囲であるため、所期の性能が得られて
いるが、焼戻し時間が５時間のものはテンパー・パラメ
ーターが１７８００を越えており、Ｃｕの析出物が再溶
解あるいは粗大化したため強度が不十分でまた耐応力腐
食割れ性も不十分となっていることが判る。
パラメーターが１５２００から１７８００の範囲で焼き
戻されているため目標性能を満足していることが判る。
一方、焼戻し温度が６００℃の場合、焼戻し時間が１．
０時間のものはテンパー・パラメーターが１５２００か
ら１７８００の範囲であるため、所期の性能が得られて
いるが、焼戻し時間が５時間のものはテンパー・パラメ
ーターが１７８００を越えており、Ｃｕの析出物が再溶
解あるいは粗大化したため強度が不十分でまた耐応力腐
食割れ性も不十分となっていることが判る。
【００４４】
【表５】
【００４５】（比較例）比較例のうち、本発明の成分範
囲から外れる鋼を共試材としたものについてその鋼の成
分組成および試験結果を表６および表７に示す。オース
テナイト化温度及び焼戻し処理は実施例１の場合と同じ
である。表６の鋼は何等かの成分が本発明の範囲を外れ
ているため、試験結果も強度、靭性のいずれかが目標を
外れ、その結果として耐応力腐食割れ性が目標を達成し
えていない。そのうち、鋼番ａ、ｂはＣｕ含有量が０．
３％未満のためＣｕの析出物が生成できずその結果強度
が７５ｋｇ／ｍｍ2 未満となった。鋼番ｃはＣｕ含有量
が４．０％を超えているため熱間圧延時鋼板に割れを生
じ商品価値を著しく損ない、またＳＳＣ性能も劣った。
また、鋼番ｄはＮｉが低いため、鋼番ｇはＣｒとＭｏが
高いため、鋼番ｉはＭｏが高いため１０％を超えるδ−
フェライト相が出現し靭性を著しく劣化させている。鋼
番ｅはＮｉが９％を超え著しく高価となるため本発明の
目的からは適当でなく、またＳＳＣ性能も劣っていた。
鋼番ｆはＣｒが低いため、鋼番ｈはＭｏが低いため、炭
酸ガス腐食に対する耐食性およびＳＳＣ性能が劣ってい
る。鋼番ｊはＣが高いためＳＳＣ性能が劣っていた。
囲から外れる鋼を共試材としたものについてその鋼の成
分組成および試験結果を表６および表７に示す。オース
テナイト化温度及び焼戻し処理は実施例１の場合と同じ
である。表６の鋼は何等かの成分が本発明の範囲を外れ
ているため、試験結果も強度、靭性のいずれかが目標を
外れ、その結果として耐応力腐食割れ性が目標を達成し
えていない。そのうち、鋼番ａ、ｂはＣｕ含有量が０．
３％未満のためＣｕの析出物が生成できずその結果強度
が７５ｋｇ／ｍｍ2 未満となった。鋼番ｃはＣｕ含有量
が４．０％を超えているため熱間圧延時鋼板に割れを生
じ商品価値を著しく損ない、またＳＳＣ性能も劣った。
また、鋼番ｄはＮｉが低いため、鋼番ｇはＣｒとＭｏが
高いため、鋼番ｉはＭｏが高いため１０％を超えるδ−
フェライト相が出現し靭性を著しく劣化させている。鋼
番ｅはＮｉが９％を超え著しく高価となるため本発明の
目的からは適当でなく、またＳＳＣ性能も劣っていた。
鋼番ｆはＣｒが低いため、鋼番ｈはＭｏが低いため、炭
酸ガス腐食に対する耐食性およびＳＳＣ性能が劣ってい
る。鋼番ｊはＣが高いためＳＳＣ性能が劣っていた。
【００４６】
【表６】
【００４７】
【表７】
【００４８】
【発明の効果】本発明によれば、炭酸ガス腐食に対する
耐食性はもとより硫化水素を多量に含む環境での耐応力
腐食割れ性の良好な高強度マルテンサイト系ステンレス
鋼を提供することが可能となった。
耐食性はもとより硫化水素を多量に含む環境での耐応力
腐食割れ性の良好な高強度マルテンサイト系ステンレス
鋼を提供することが可能となった。
【図１】０．２％耐力及びシャルピー衝撃値とテンパー
・パラメータの関係を示す図。
・パラメータの関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献 特開 平３−75332（ＪＰ，Ａ) 特開 平３−75337（ＪＰ，Ａ) 特開 平２−217444（ＪＰ，Ａ) 特開 平５−263138（ＪＰ，Ａ) 特開 昭58−147545（ＪＰ，Ａ) 特開 昭63−238217（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) C22C 38/00 302 C21D 6/00 102 C22C 38/44 C22C 38/48 C22C 38/58
Claims (4)
- 【請求項１】 主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％
以下、Ｃｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：
０．１−２．５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．
０５％以下を含み、δ−フェライト相の面積率が１０％
以下で、かつ直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物が
基地に分散していることを特徴とする靭性、および耐応
力腐食割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ ２
以上の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％
以下、Ｃｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：
０．１−２．５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．
０５％以下を含み、さらに付加成分として重量％で、
Ｖ：０．０１−０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％
のうち1種以上を含むδ−フェライト相の面積率が１０
％以下で、かつ直径０．１０ミクロン以下のＣｕ析出物
が基地に分散していることを特徴とする靭性、および耐
応力腐食割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍｍ
２ 以上の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％
以下、Ｃｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：
０．１−２．５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．
０５％以下を含む組成のマルテンサイト系ステンレス鋼
をＡｃ3以上、９８０℃以下の温度でオーステナイト化
後冷却し、次いで焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５０
０℃以上６３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの
温度以下、焼戻し時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏ
ｇｔ）（２７３＋Ｔ）の値で１５２００以上、１７８０
０以下となる条件で焼戻すことを特徴とする靭性および
耐応力腐食割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍ
ｍ ２ 以上のマルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項４】 主成分として重量％で、Ｃ：０．０６％
以下、Ｃｒ：１２−１６％、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍ
ｎ：２．０％以下、Ｎｉ：０．５−８．０％，Ｍｏ：
０．１−２．５％、Ｃｕ：０．３−４．０％、Ｎ：０．
０５％以下を含み、さらに付加成分として重量％で、
Ｖ：０．０１−０．１％，とＮｂ：０．０１−０．１％
のうち1種以上を含むマルテンサイト系ステンレス鋼
を、Ａｃ3以上９８０℃以下の温度でオーステナイト化
後冷却し、次いで焼戻し温度Ｔ（単位：℃）として５０
０℃以上６３０℃またはＡｃ１のどちらか低温のほうの
温度以下、焼戻し時間ｔ（単位：時間）が（２０＋ｌｏ
ｇｔ）（２７３＋Ｔ）の値で１５２００以上、１７８０
０以下となる条件で焼戻すことを特徴とする靭性および
耐応力腐食割れ性に優れた０．２％耐力で７５ｋｇ／ｍ
ｍ ２ 以上の高強度マルテンサイト系ステンレス鋼の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15610294A JP3228008B2 (ja) | 1993-10-22 | 1994-07-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-264909 | 1993-10-22 | ||
| JP26490993 | 1993-10-22 | ||
| JP15610294A JP3228008B2 (ja) | 1993-10-22 | 1994-07-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07166303A JPH07166303A (ja) | 1995-06-27 |
| JP3228008B2 true JP3228008B2 (ja) | 2001-11-12 |
Family
ID=26483932
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP15610294A Expired - Lifetime JP3228008B2 (ja) | 1993-10-22 | 1994-07-07 | 耐応力腐食割れ性に優れた高強度マルテンサイト系ステンレス鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3228008B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8705180B2 (en) | 2011-05-30 | 2014-04-22 | Ricoh Company, Ltd. | Zoom lens, imaging device and information device |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6793744B1 (en) | 2000-11-15 | 2004-09-21 | Research Institute Of Industrial Science & Technology | Martenstic stainless steel having high mechanical strength and corrosion |
| AR073884A1 (es) * | 2008-10-30 | 2010-12-09 | Sumitomo Metal Ind | Tubo de acero inoxidable de alta resistencia excelente en resistencia a la fisuracion bajo tension por sulfuros y a la corrosion de gas de acido carbonico en alta temperatura. |
| DE102016109253A1 (de) * | 2016-05-19 | 2017-12-07 | Böhler Edelstahl GmbH & Co KG | Verfahren zum Herstellen eines Stahlwerkstoffs und Stahlwerksstoff |
| AR116495A1 (es) * | 2018-09-27 | 2021-05-12 | Nippon Steel Corp | Material de acero inoxidable martensítico |
-
1994
- 1994-07-07 JP JP15610294A patent/JP3228008B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8705180B2 (en) | 2011-05-30 | 2014-04-22 | Ricoh Company, Ltd. | Zoom lens, imaging device and information device |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07166303A (ja) | 1995-06-27 |
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