JPS6130655A - 耐キヤビテ−シヨン・エロ−ジヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼 - Google Patents
耐キヤビテ−シヨン・エロ−ジヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼Info
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- JPS6130655A JPS6130655A JP14940484A JP14940484A JPS6130655A JP S6130655 A JPS6130655 A JP S6130655A JP 14940484 A JP14940484 A JP 14940484A JP 14940484 A JP14940484 A JP 14940484A JP S6130655 A JPS6130655 A JP S6130655A
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- Japan
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- phase
- cast steel
- seawater
- erosion
- cavitation
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- Structures Of Non-Positive Displacement Pumps (AREA)
- Heat Treatment Of 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】
〔発明の利用分野〕
本発明は、耐キャビテーション・エロージヨン性と耐海
水腐食性に優れ、特に海水ポンプのインペラに好適なス
テンレス鋳鋼に関する。
水腐食性に優れ、特に海水ポンプのインペラに好適なス
テンレス鋳鋼に関する。
最近、海水ポンプや海水揚水発電用水車(以下海水ポン
プと記す)が高速化、小型化、高揚程化されるに伴いイ
ンペラ(以下水車も含む)のキャ9゜ ビテーション・エロション損傷が目立って発生しはじめ
、ポンプ寿命を左右する状態にまで致った。
プと記す)が高速化、小型化、高揚程化されるに伴いイ
ンペラ(以下水車も含む)のキャ9゜ ビテーション・エロション損傷が目立って発生しはじめ
、ポンプ寿命を左右する状態にまで致った。
一方、従来のポンプインペラは13 Cr%Ni含有−
13Crおよび18 Cr −8N i系ステンレス鋼
が用いられて来たが、上述のように耐キャビテーション
・エロージヨン性および耐海水腐食性が不十分である。
13Crおよび18 Cr −8N i系ステンレス鋼
が用いられて来たが、上述のように耐キャビテーション
・エロージヨン性および耐海水腐食性が不十分である。
これらを満すため、オーステナイト相あるいはイプシロ
ン相からなるステンレス鋼(例えば特開昭57−152
447号)が提案されているが、耐キャビテーション性
や耐海水腐食性が不十分であり、鋳造性、溶接性につい
ても配慮されていない。
ン相からなるステンレス鋼(例えば特開昭57−152
447号)が提案されているが、耐キャビテーション性
や耐海水腐食性が不十分であり、鋳造性、溶接性につい
ても配慮されていない。
本発明は上記に鑑みてなしたもので、耐キャビテーショ
ン・エロージヨン性と耐海水腐食性に優れるとともに鋳
造性・溶接性も良好なステンレス鋳鋼を提供することを
目的とする。
ン・エロージヨン性と耐海水腐食性に優れるとともに鋳
造性・溶接性も良好なステンレス鋳鋼を提供することを
目的とする。
本発明(以下第1の発明という)のステンレス鋳銅はC
; 0.05〜0.1%、Si;0.1〜1.5%、M
n : 0.4〜5%、Ni ; 0.5〜4.5%、
Cr;15〜18.5%、Mo:2〜4%、Co;3.
5〜7%、残部が実質的にFsよりなり、Ni当量;1
8〜24 、Cr+3.3Mo ; 21.6〜29
%、フェライト相;0.5〜30%、マルテンサイト相
;40%以下、残部がオーステナイト相あるいはイプシ
ロン相であることを特徴とするもので、耐キャビテーシ
ョン・エロージヨン性と耐海水腐食性に優れるとともに
鋳造性・溶接性が良好なものである。
; 0.05〜0.1%、Si;0.1〜1.5%、M
n : 0.4〜5%、Ni ; 0.5〜4.5%、
Cr;15〜18.5%、Mo:2〜4%、Co;3.
5〜7%、残部が実質的にFsよりなり、Ni当量;1
8〜24 、Cr+3.3Mo ; 21.6〜29
%、フェライト相;0.5〜30%、マルテンサイト相
;40%以下、残部がオーステナイト相あるいはイプシ
ロン相であることを特徴とするもので、耐キャビテーシ
ョン・エロージヨン性と耐海水腐食性に優れるとともに
鋳造性・溶接性が良好なものである。
また、他の発明(以下第2の発明という)のステンレス
鋳鋼はC: 0.1〜0.22%181:0.1〜1.
5%、Mn;Q、4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、
Cr :15〜18.5%1MO;2〜4%、Co ;
3.5〜7%、残部が実質的にFeよりなり、Ni当
量; 18〜26 、Cr+3.3Mo : 21.
6〜29%、フェライト相;0.5〜30%、マルテン
サイト相:40%以下、残部がオーステナイト相あるい
はイプシロン相であることを特徴とするもので、耐海水
腐食性において第1の発明の鋳鋼よりやや劣るが、耐キ
ャビテーション性では第1の発明の鋳鋼より優れるもの
である。
鋳鋼はC: 0.1〜0.22%181:0.1〜1.
5%、Mn;Q、4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、
Cr :15〜18.5%1MO;2〜4%、Co ;
3.5〜7%、残部が実質的にFeよりなり、Ni当
量; 18〜26 、Cr+3.3Mo : 21.
6〜29%、フェライト相;0.5〜30%、マルテン
サイト相:40%以下、残部がオーステナイト相あるい
はイプシロン相であることを特徴とするもので、耐海水
腐食性において第1の発明の鋳鋼よりやや劣るが、耐キ
ャビテーション性では第1の発明の鋳鋼より優れるもの
である。
さらに他の発明(以下第3の発明という)のステンレス
鋳鋼はC: 0.01〜0.1%981:0.1〜1.
5%、Mn;0.4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、
Cr ; 15〜18.5%9Mo;2〜4%、Co
; 3.5〜7%、NO,01〜0.15%、残部が実
質的にFeよりなり、Ni当量;18〜26 、Cr
+3.3Mo:21.6〜29%、フェライト相;0.
5〜30%、マルテンサイト相;40%以下、残部がオ
ーステナイト相あるいはイプシロン相であることを特徴
とするもので、鋳造性・溶接性において第1の発明の鋳
鋼よりやや劣るものの耐海水腐食性に第1の発明の鋳鋼
より優れるものである。
鋳鋼はC: 0.01〜0.1%981:0.1〜1.
5%、Mn;0.4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、
Cr ; 15〜18.5%9Mo;2〜4%、Co
; 3.5〜7%、NO,01〜0.15%、残部が実
質的にFeよりなり、Ni当量;18〜26 、Cr
+3.3Mo:21.6〜29%、フェライト相;0.
5〜30%、マルテンサイト相;40%以下、残部がオ
ーステナイト相あるいはイプシロン相であることを特徴
とするもので、鋳造性・溶接性において第1の発明の鋳
鋼よりやや劣るものの耐海水腐食性に第1の発明の鋳鋼
より優れるものである。
次に、成分組成および金属組織を限定した理由を述べる
。
。
(C)
0.05%以下では耐キャビテーション・エロージヨン
性の優れた鋳鋼が得られない。また、0.1 %以上で
は600〜b hrの熱処理範囲でオーステナイト粒界およびオーステ
ナイト〜フェライト粒界にそって、また500〜600
℃X (1〜1O)hrの熱処理範囲でマルテンサイト
葉にそって選択腐食(粒界腐食)が見られ、腐食はC含
有量が増す程激しくなる。よって0.05〜0.1%添
加する。
性の優れた鋳鋼が得られない。また、0.1 %以上で
は600〜b hrの熱処理範囲でオーステナイト粒界およびオーステ
ナイト〜フェライト粒界にそって、また500〜600
℃X (1〜1O)hrの熱処理範囲でマルテンサイト
葉にそって選択腐食(粒界腐食)が見られ、腐食はC含
有量が増す程激しくなる。よって0.05〜0.1%添
加する。
しかし、第1の発明の鋳鋼より耐海水腐食性にやや劣り
、耐キャビテーション・エロージヨン性では優れた鋳鋼
を得たい場合、C含有量は少なく0.1〜0.22%添
加する。また、鋳造性・溶接性においてやや劣るものの
耐海水腐食性において第1の発明より優れた鋳鋼を得た
い場合、0.01〜0.05添加する。
、耐キャビテーション・エロージヨン性では優れた鋳鋼
を得たい場合、C含有量は少なく0.1〜0.22%添
加する。また、鋳造性・溶接性においてやや劣るものの
耐海水腐食性において第1の発明より優れた鋳鋼を得た
い場合、0.01〜0.05添加する。
(Si)
CrおよびMoの含有量を増加させ、耐海水腐食性を確
保、同時にNi当量の増大を抑制するためにNi当量元
素であるSiは少ない程良い。しかし鋳造性を確保する
必要であるので、0.1〜1.5%添加する。
保、同時にNi当量の増大を抑制するためにNi当量元
素であるSiは少ない程良い。しかし鋳造性を確保する
必要であるので、0.1〜1.5%添加する。
(Mn)
Siと同様の理由により少ない程良い。一方、硬質の加
工誘起マルテンサイト相を得るには多量に添加すること
が好ましい。またNi当量との関係を守る必要があり、
0.4〜5 %添加する。
工誘起マルテンサイト相を得るには多量に添加すること
が好ましい。またNi当量との関係を守る必要があり、
0.4〜5 %添加する。
(N i )
添加理由はMnと同様である。一方、耐海水腐食性を向
上させる上で必要である。0.5 %以下では溶解素材
の選定上実用的でない。よって0.5〜4.5 %添加
する。
上させる上で必要である。0.5 %以下では溶解素材
の選定上実用的でない。よって0.5〜4.5 %添加
する。
(Cr)
Ni当量およびCr+3.3Mo量を確保する上で必要
である。また、15%以下では耐海水腐食性が著しく損
なわれると共にδ−フェライト相が増大してオーステナ
イト相が減少するので、加工誘起マルテンサイト相へ生
成量が少なくなる。
である。また、15%以下では耐海水腐食性が著しく損
なわれると共にδ−フェライト相が増大してオーステナ
イト相が減少するので、加工誘起マルテンサイト相へ生
成量が少なくなる。
18.5%以上では適正Ni当量を確保しながらMoを
添加することが回置となる。よって15〜18.5%添
加する。
添加することが回置となる。よって15〜18.5%添
加する。
(Mo)
添加理由はCrと同様である。2%以下では耐海水腐食
性が著しく損なわれる。また、4%以上では耐海水腐食
性の効果が飽和し経済的でない。
性が著しく損なわれる。また、4%以上では耐海水腐食
性の効果が飽和し経済的でない。
よって2〜4%添加する。
(Go)
耐キャビテーション・エロージヨン性の向上に顕著な効
果があるが7%以上添加しても効果は飽和し経済的では
ない、また3、5%以下では効果が乏しい、よって、3
.5〜7%添加する。
果があるが7%以上添加しても効果は飽和し経済的では
ない、また3、5%以下では効果が乏しい、よって、3
.5〜7%添加する。
(N)
Coの添加理由と同様、オーステナイト相の安定に有効
であるが加工誘起マルテンサイトの生成を促進すると共
に、耐海水腐食性の向上に有効である。Nを添加する場
合、Cは0.01−0.05%の添加にとどめる。I’
lt0.01%以下では耐海水腐食性に効果がなく、0
.15%以上では固i容化熱処理温度域で固溶限以上と
なり耐海水腐食性が低下する。よって0.01〜0.1
5%添加する。
であるが加工誘起マルテンサイトの生成を促進すると共
に、耐海水腐食性の向上に有効である。Nを添加する場
合、Cは0.01−0.05%の添加にとどめる。I’
lt0.01%以下では耐海水腐食性に効果がなく、0
.15%以上では固i容化熱処理温度域で固溶限以上と
なり耐海水腐食性が低下する。よって0.01〜0.1
5%添加する。
0.5%以下では鋳造時および溶接時に高温割れが発生
する。また、30%以上ではオーステナイト相が少なく
、加工誘起マルテンサイト相の生成量が原理的に多くと
れず耐キャビテーション・エロージヨン性の向上が期待
できない、よって0.5〜30%とした。
する。また、30%以上ではオーステナイト相が少なく
、加工誘起マルテンサイト相の生成量が原理的に多くと
れず耐キャビテーション・エロージヨン性の向上が期待
できない、よって0.5〜30%とした。
40%以上では、Ni当量が16〜18である場合、加
工誘起マルテンサイト相の生成量が減少し、耐キャビテ
ーション・エロージヨン性が向上しない。よって40%
以下とした。
工誘起マルテンサイト相の生成量が減少し、耐キャビテ
ーション・エロージヨン性が向上しない。よって40%
以下とした。
次に本発明の詳細な説明するが、説明に先立ち本発明の
基本的な考え方を説明する。
基本的な考え方を説明する。
成を示す。表より材料&A、B、C,DおよびEはCo
含有量がそれぞれほぼ0%、2%、4%。
含有量がそれぞれほぼ0%、2%、4%。
6%および8%である。また材料FはCo:6%でNが
添加しである。これらの材料のキャビテーション・エロ
ージョン特性(壊食量)および腐食減量は表に示すとう
りである。
添加しである。これらの材料のキャビテーション・エロ
ージョン特性(壊食量)および腐食減量は表に示すとう
りである。
次に第1表のキャビテーション・エロージョンを
試験結果を第1図にまとめ島よ。ここでは、材料Nα毎
にC含有量とNi当量に対する壊食量を4段階に分類し
て示した。図より、Co:0%の場合における壊食量は
、C含有量が高く、Ni当量が22以下の場合、概略4
0■以下となるものの、C含有量が0.1%、Ni当量
が22以上では40■以上であることがわかる。一方、
Co含有量が2%、4%、6%および8%と増すに伴い
、C含有量とNi当量の関係において、壊食量の低下が
見られる。そして、これらの測定値より、予想される各
壊食量レベルのバンド、たとえば10〜20■(図中Δ
印)はCo含有量が6%の場合、最も低C含有量側に位
置している。また、キャビテーション試験後の材料硬さ
をその断面より測定した。その結果、表面より0.02
1の位置における硬さは、壊食量の小さい材料程硬く、
最大でHy=630にも達していた。この傾向はNi当
量が18〜24で、C含有量の高い程顕著であった。ま
た、C含有量が同じ時はNi当量が21に近づく程、C
含有量とNi当量が同等の時はC。
にC含有量とNi当量に対する壊食量を4段階に分類し
て示した。図より、Co:0%の場合における壊食量は
、C含有量が高く、Ni当量が22以下の場合、概略4
0■以下となるものの、C含有量が0.1%、Ni当量
が22以上では40■以上であることがわかる。一方、
Co含有量が2%、4%、6%および8%と増すに伴い
、C含有量とNi当量の関係において、壊食量の低下が
見られる。そして、これらの測定値より、予想される各
壊食量レベルのバンド、たとえば10〜20■(図中Δ
印)はCo含有量が6%の場合、最も低C含有量側に位
置している。また、キャビテーション試験後の材料硬さ
をその断面より測定した。その結果、表面より0.02
1の位置における硬さは、壊食量の小さい材料程硬く、
最大でHy=630にも達していた。この傾向はNi当
量が18〜24で、C含有量の高い程顕著であった。ま
た、C含有量が同じ時はNi当量が21に近づく程、C
含有量とNi当量が同等の時はC。
含有量が6%に近づく程、共に硬さが高く、耐キャビー
テヨン・エロージヨン性と良い相関が見られた。次に金
属組織変化に注目すると、Ni当量が24から大きくな
るに伴ない試験前後共にオーステナイト相が安定に存在
するものの、Ni当量が21前後では試験前大部分オー
ステナイト相であっても、試験後90%以上マルテンサ
イト相になっていた。Ni当量が18以下では試験前に
おいて大部分マルテンサイト相であり、試験後マルテン
サイト相が多少増すにとどまっていた。そして、この傾
向はCo含有量が4〜8%、なかでも6%のとき最も顕
著であった。
テヨン・エロージヨン性と良い相関が見られた。次に金
属組織変化に注目すると、Ni当量が24から大きくな
るに伴ない試験前後共にオーステナイト相が安定に存在
するものの、Ni当量が21前後では試験前大部分オー
ステナイト相であっても、試験後90%以上マルテンサ
イト相になっていた。Ni当量が18以下では試験前に
おいて大部分マルテンサイト相であり、試験後マルテン
サイト相が多少増すにとどまっていた。そして、この傾
向はCo含有量が4〜8%、なかでも6%のとき最も顕
著であった。
以上の事実は耐キャビテーション・エロージヨン性が主
にC含有量と材料のマルテンサイト相変態能によって決
定されることを示しており、キャビテーション衝撃によ
って材料が加工を受けた時。
にC含有量と材料のマルテンサイト相変態能によって決
定されることを示しており、キャビテーション衝撃によ
って材料が加工を受けた時。
硬い硬化層の生成しやすい材料が優れた耐キャビ−チー
ジョン・エロージヨン性を示すものと判断される。そし
て、Cは一定量の加工誘起マルテンサイト相が生成した
場合、その硬さ上昇に有効に作用し、Ni当量は加工誘
起マルテンサイト相の生成しやすさくNi当量最大の場
合、オーステナイト相が安定、Ni当量が小の場合、当
初よりマルテンサイト相あるいはフェライト相で共に有
効がない)に作用するものと思われる。またCOはオー
ステナイト相生成元素でありながらMd点の低下割合が
小さく、オーステナイト相生成範囲を拡大すると共に、
加工誘起マルテンサイト生成範囲を増大する。また本材
料に0.4〜5.0%添加した。Mnの効果は良く知ら
れているように、加工誘起マルテンサイト相の硬さ上昇
に有効な作用がある。よって、C以外については第1の
発明および第2の発明に示す合金組成が耐キャビテーシ
ョン・エロージヨン性に有効である。
ジョン・エロージヨン性を示すものと判断される。そし
て、Cは一定量の加工誘起マルテンサイト相が生成した
場合、その硬さ上昇に有効に作用し、Ni当量は加工誘
起マルテンサイト相の生成しやすさくNi当量最大の場
合、オーステナイト相が安定、Ni当量が小の場合、当
初よりマルテンサイト相あるいはフェライト相で共に有
効がない)に作用するものと思われる。またCOはオー
ステナイト相生成元素でありながらMd点の低下割合が
小さく、オーステナイト相生成範囲を拡大すると共に、
加工誘起マルテンサイト生成範囲を増大する。また本材
料に0.4〜5.0%添加した。Mnの効果は良く知ら
れているように、加工誘起マルテンサイト相の硬さ上昇
に有効な作用がある。よって、C以外については第1の
発明および第2の発明に示す合金組成が耐キャビテーシ
ョン・エロージヨン性に有効である。
次に耐食性について述べる。第1表に示した腐食減量を
整理して第2図に示す。ここではGoC含有量、6%の
場合について示した。第2図より、腐食減量は。r’3
、3 M。量およびオー8.−ケイ。
整理して第2図に示す。ここではGoC含有量、6%の
場合について示した。第2図より、腐食減量は。r’3
、3 M。量およびオー8.−ケイ。
相合有量でよく整理され、Cr+3.3Mo量およびオ
ーステナイト相含有量が60%以上の場合、Cr +
3 、3 M o量が21.6%以上で5C813相当
以上の耐食性が得られる。以上のことはCOC含有量4
〜8%であってもほぼ同様であった。
ーステナイト相含有量が60%以上の場合、Cr +
3 、3 M o量が21.6%以上で5C813相当
以上の耐食性が得られる。以上のことはCOC含有量4
〜8%であってもほぼ同様であった。
また、C含有量については、0.1%以上では600〜
750℃X 1〜10 h rの熱処理範囲でオーステ
ナイト粒界およびオーステナイト−フェライト粒界にそ
って、500〜b 10hrの熱処理範囲でマルテンサイト葉にそって選択
腐食(粒界腐食)が見られ、C含有量が増す程、激しく
腐食する。また、C固溶限の0.15%以上では固溶化
処理材でさえ、オーステナイト粒界にそった選択腐食が
見られる。
750℃X 1〜10 h rの熱処理範囲でオーステ
ナイト粒界およびオーステナイト−フェライト粒界にそ
って、500〜b 10hrの熱処理範囲でマルテンサイト葉にそって選択
腐食(粒界腐食)が見られ、C含有量が増す程、激しく
腐食する。また、C固溶限の0.15%以上では固溶化
処理材でさえ、オーステナイト粒界にそった選択腐食が
見られる。
以上より、耐キャビテーション・エロージヨン性および
耐海水腐食性を満足するためには、C;0.05〜0.
10%が望ましく、耐海水腐食性の多少の低下が許され
る場合にはC:0.1〜0.22%添加する1本鋳鋼は
耐キャビテーション・エロージヨン性では第1の発明の
鋳鋼より優れる。また耐海水腐食のさらに優れた鋳鋼を
得たい場合にはC; 0.01〜0.05%添加する。
耐海水腐食性を満足するためには、C;0.05〜0.
10%が望ましく、耐海水腐食性の多少の低下が許され
る場合にはC:0.1〜0.22%添加する1本鋳鋼は
耐キャビテーション・エロージヨン性では第1の発明の
鋳鋼より優れる。また耐海水腐食のさらに優れた鋳鋼を
得たい場合にはC; 0.01〜0.05%添加する。
つぎに本発明の具体的実施例を説明する。
前述の考え方を基にして作成した本発明の鋳鋼の化学生
成と測定結果を第2表に示す、 I−1゜−2が第1の
発明に係る鋳鋼、H−1,−2が第2の発明に係る鋳鋼
、ll−1,−2が第3の発明に係る鋳鋼をそれぞれ示
す、キャビテーション・エロージョン試験は電歪振動式
キャビテーション・エロージョン試験装置を用い、6
、3 K HX120μm振幅、25℃の3%食塩水中
で2時間試験して求めた。鋳鋼の大きなキャビテーショ
ンに接する面積が3.8dである。腐食試験は耐海水腐
食性2の相関性が良い0.8%FeCaa+0.5%H
CQ溶液であり、室温で1200h r浸漬し重量減に
より求めた。鋳鋼の大きな20X30X3tで耐キャビ
テーション・エロージヨン性を示す壊食量および腐食減
量の測定結果を前記第2表に示す。表より明らかなよう
に、壊食量、腐食減量ともに優れている。
成と測定結果を第2表に示す、 I−1゜−2が第1の
発明に係る鋳鋼、H−1,−2が第2の発明に係る鋳鋼
、ll−1,−2が第3の発明に係る鋳鋼をそれぞれ示
す、キャビテーション・エロージョン試験は電歪振動式
キャビテーション・エロージョン試験装置を用い、6
、3 K HX120μm振幅、25℃の3%食塩水中
で2時間試験して求めた。鋳鋼の大きなキャビテーショ
ンに接する面積が3.8dである。腐食試験は耐海水腐
食性2の相関性が良い0.8%FeCaa+0.5%H
CQ溶液であり、室温で1200h r浸漬し重量減に
より求めた。鋳鋼の大きな20X30X3tで耐キャビ
テーション・エロージヨン性を示す壊食量および腐食減
量の測定結果を前記第2表に示す。表より明らかなよう
に、壊食量、腐食減量ともに優れている。
以上説明したように本発明によれば、耐キャビテーショ
ン・エロージヨン性を耐海水腐食性に優れるとともに鋳
造性・溶接性も良好なステンレス情調が得られ1本鋳鋼
を例えば海水ポンプのインペラ材料として使用すればそ
の寿命が向上する。
ン・エロージヨン性を耐海水腐食性に優れるとともに鋳
造性・溶接性も良好なステンレス情調が得られ1本鋳鋼
を例えば海水ポンプのインペラ材料として使用すればそ
の寿命が向上する。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1、C;0.05〜0.1%、Si;0.1〜1.5%
、Mn;0.4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、Cr
;15〜18.5%、Mo;2〜4%、Co;3.5〜
7%、残部が実質的にFeよりなり、Ni当量〔Ni%
+0.65Cr%+0.98Mo%+1.05Mn%+
0.35Si%+12.6C%〕;18〜24、Cr+
3.3Mo;21.6〜29%、フェライト相;0.5
〜30%、マルテンサイト相;40%以下、残部がオー
ステナイト相あるいはイプシロン相であることを特徴と
する耐キャビテーション・エロージヨン性と耐海水腐食
性に優れたステンレス鋳鋼。 2、C;0.1〜0.22%、Si;0.1〜1.5%
、Mn;0.4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、Cr
;15〜18.5%、Mo;2〜4%、Co;3.5〜
7%、残部が実質にFeよりなり、Ni当量〔Ni%+
0.65Cr%+0.98Mo%+1.05Mn%+0
.35Si%+12.6C%〕;18〜26、Cr+3
.3Mo;21.6〜29%、フェライト相;0.5〜
30%、マルテンサイト相;40%以下、残部がオース
テナイト相あるいはイプシロン相であることを特徴とす
る耐キャビテーション・エロージヨン性と耐海水腐食性
に優れたステンレス鋳鋼。 3、C;0.01〜0.5%、Si;0.1〜1.5%
、Mn;0.4〜5%、Ni;0.5〜4.5%、Cr
;15〜18.5%、Mo;2〜4%、Co;3.5〜
7%、Ni0.01〜0.15%、残部が実質的にFe
よりなり、Ni当量〔Ni%+0.65Cr%+0.9
8Mo%+1.05Mn%+0.35Si%+12.6
C%〕;18〜26、Cr+3.3Mo;21.6〜2
9%、フェライト相;0.5〜30%、マルテンサイト
相;40%以下、残部がオーステナイト相あるいはイプ
シロン相であることを特徴とする耐キャビテーション・
エロージヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼
。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14940484A JPS6130655A (ja) | 1984-07-20 | 1984-07-20 | 耐キヤビテ−シヨン・エロ−ジヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14940484A JPS6130655A (ja) | 1984-07-20 | 1984-07-20 | 耐キヤビテ−シヨン・エロ−ジヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS6130655A true JPS6130655A (ja) | 1986-02-12 |
JPH0517301B2 JPH0517301B2 (ja) | 1993-03-08 |
Family
ID=15474388
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14940484A Granted JPS6130655A (ja) | 1984-07-20 | 1984-07-20 | 耐キヤビテ−シヨン・エロ−ジヨン性と耐海水腐食性に優れたステンレス鋳鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS6130655A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62189284A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-19 | 日産自動車株式会社 | 自動車用サツシユレスドアのウインドウレギユレ−タ |
US6943317B1 (en) | 2004-07-02 | 2005-09-13 | Advanced Energy Industries, Inc. | Apparatus and method for fast arc extinction with early shunting of arc current in plasma |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5054515A (ja) * | 1973-09-14 | 1975-05-14 | ||
JPS5170120A (ja) * | 1974-12-16 | 1976-06-17 | Mitsubishi Steel Mfg | Kochoryokusutenresuko |
JPS5837162A (ja) * | 1981-08-31 | 1983-03-04 | Toshiba Corp | ポンプおよびその製造方法 |
-
1984
- 1984-07-20 JP JP14940484A patent/JPS6130655A/ja active Granted
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5054515A (ja) * | 1973-09-14 | 1975-05-14 | ||
JPS5170120A (ja) * | 1974-12-16 | 1976-06-17 | Mitsubishi Steel Mfg | Kochoryokusutenresuko |
JPS5837162A (ja) * | 1981-08-31 | 1983-03-04 | Toshiba Corp | ポンプおよびその製造方法 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS62189284A (ja) * | 1986-02-17 | 1987-08-19 | 日産自動車株式会社 | 自動車用サツシユレスドアのウインドウレギユレ−タ |
US6943317B1 (en) | 2004-07-02 | 2005-09-13 | Advanced Energy Industries, Inc. | Apparatus and method for fast arc extinction with early shunting of arc current in plasma |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPH0517301B2 (ja) | 1993-03-08 |
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---|---|---|---|
EXPY | Cancellation because of completion of term |