JP5995157B2 - マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5995157B2 JP5995157B2 JP2016501483A JP2016501483A JP5995157B2 JP 5995157 B2 JP5995157 B2 JP 5995157B2 JP 2016501483 A JP2016501483 A JP 2016501483A JP 2016501483 A JP2016501483 A JP 2016501483A JP 5995157 B2 JP5995157 B2 JP 5995157B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- solution treatment
- stainless steel
- treatment
- precipitation strengthened
- temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/04—Hardening by cooling below 0 degrees Celsius
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
- C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Description
タービン部品の中でも、特に強度が要求される蒸気タービンの低圧最終段動翼には、強度と耐酸化性、耐食性を兼ね備えた合金として、重量で12%程度のCrを含む12Cr鋼が利用されている。発電効率向上のためには、翼長を長くした方が有利であるが、12Cr鋼では強度の制限から約1メートルが翼長の限界となっている。
また、AISI4340や300Mといった低合金系高張力鋼が知られている。これらの合金は、1800MPa級の引張強さと10%程度の伸びを得ることができる低合金鋼であるが、耐食性・耐酸化性に寄与するCr量が1%程度と少ないため、蒸気タービンの動翼として用いることはできない。航空機用途に適用する場合にも、大気中の塩分などによる腐食を防止する目的で、メッキを行うなどの表面処理が施されて利用される場合が多い。
このマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼では、焼入れ後のマルテンサイト組織中に、微細な析出物を分散析出させることで、焼入れ−焼戻し型の12Cr鋼に比べて高い強度を得ることができる。また、耐食性に寄与するCrは10%以上含むのが一般的であり、低合金鋼に比べて耐食性・耐酸化性に優れている。
しかしながら、従来の熱処理方法で得られる大きさの結晶粒度はせいぜいASTM結晶粒度番号で6番程度であり、今後要求される高強度および高靱性を達成するには不十分であることが予想される。
本発明の目的は、固溶化熱処理方法の改善によって結晶粒を効果的に微細化できるマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法を提供することである。
すなわち本発明は、質量%で、C:0.01〜0.05%、Si:0.2%以下、Mn:0.4%以下、Ni:7.5〜11.0%、Cr:10.5〜14.5%、Mo:1.75〜2.50%、Al:0.9〜2.0%、Ti:0.2%未満、残部がFe及び不純物でなる、マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法において、固溶化処理を複数回繰り返して行い、且つ、全ての固溶化処理を845〜895℃の温度範囲で行って、前記固溶化処理後の結晶粒度番号を7以上とするマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。
好ましくは前記固溶化処理を複数回行うマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。
さらに好ましくは前記固溶化処理後500〜600℃で時効処理を行うマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法である。
また、本発明は、前記固溶化処理後であって、前記時効処理前に−50〜−100℃の温度範囲でサブゼロ処理を行うことができる。
<C:0.01〜0.05>
Cは、析出強化及び炭化物による結晶粒制御のための重要な元素である。そのため、前述の効果を得るために0.01%以上のCが必要である。一方で、CがCrと結合して炭化物を形成した場合、母相中のCr量が低下して耐食性が劣化する。また、Tiとも結合して炭化物を形成しやすく、この場合には、本来、金属間化合物相を形成して析出強化に寄与するTiが、強化への寄与の小さい炭化物になってしまうため、強度特性を劣化させることから、Cの上限を0.05%とする。
<Si:0.2%以下>
Siは、脱酸元素として製造時に添加することができる。Siが0.2%を超えると、合金の強度を低下させる脆化相が析出しやすくなるため、Siの上限は0.2%とする。例えば、Siに代わる脱酸元素を添加する場合には、Siは0%であっても差し支えない。
<Mn:0.4%以下>
Mnは、Siと同様脱酸作用があり、製造時に添加することができる。Mnが0.4%を超えると高温における鍛造性を悪化させるため、Mnの上限は0.4%とする。例えば、Mnに代わる脱酸元素を添加する場合には、Mnは0%であっても差し支えない。
Niは、後述するAlやTiと結合して強化に寄与する金属間化合物を形成し、合金の強度向上に不可欠な元素である。また、Niは母相中に固溶し、合金の靱性を向上させる作用がある。Niの添加により析出物を形成し、なおかつ母相の靱性を保つためには、少なくとも7.5%以上のNiが必要である。またNiは、オーステナイトを安定化し、マルテンサイト変態温度を低下させる作用がある。そのため、Niを過剰に添加すると、マルテンサイト変態が不十分となり、残留オーステナイト量が多くなって合金の強度が低下してしまうため、Niの上限は11.0%とする。なお、Ni添加の効果をより確実に得るには、Niの下限を7.75%とするのが好ましく、さらに好ましい下限は8.0%である。また、好ましいNiの上限は10.5%であり、さらに好ましい上限は9.5%である。
<Cr:10.5〜14.5%>
Crは合金の耐食性、耐酸化性の向上に不可欠な元素である。Crが10.5%未満では、合金の十分な耐食性、耐酸化性が得られないことから、下限は10.5%とする。またCrは、Niと同様にマルテンサイト変態温度を低下させる作用がある。過剰なCrの添加は、残留オーステナイト量の増加や、δフェライト相の析出による強度低下を引き起こすため、上限を14.5%とする。なお、Cr添加の効果をより確実に得るには、Crの下限を11.0%とするのが好ましく、さらに好ましい下限は11.8%である。また、好ましいCrの上限は13.25%であり、さらに好ましい上限は13.0%である。
<Mo:1.75〜2.50%>
Moは母相に固溶し、生地の固溶強化に寄与するとともに、耐食性の向上に寄与するため、必須添加する。Moが1.75%未満では、析出強化相に対して母相の強度が不十分であり、合金の延性、靱性が低下する。一方で、Moを過剰に添加した場合にはマルテンサイト温度の低下による残留オーステナイト量の増加、δフェライト相の析出が起こるため、強度が低下することから、Moの上限は2.50%とする。なお、Mo添加の効果をより確実に得るには、Moの下限を1.90%とするのが好ましく、さらに好ましい下限は2.00%である。また、好ましいMoの上限は2.40%であり、さらに好ましい上限は2.30%である。
本発明において、Alは強度向上に必須な元素である。AlはNiと結合して金属間化合物を形成し、これらがマルテンサイト組織中に微細に析出することで高い強度特性が得られる。強化に必要な析出量を得るためには、0.9%以上のAlの添加が必要である。一方で、Alを過剰に添加すると、金属間化合物の析出量が過剰になり、母相中のNi量が低下して靱性を低下させるため、Alの上限は2.0%とする。なお、Al添加の効果をより確実に得るには、Alの下限を1.0%とするのが好ましく、さらに好ましい下限は1.1%である。また、好ましいAlの上限は1.7%であり、さらに好ましい上限は1.5%である。
<Ti:0.2%未満>
Tiは、Alと同様に析出物を形成して、合金の強度を向上させる効果がある元素である。しかし、Tiは安定な炭化物を形成するため、本発明においてはTiの添加は必ずしも必要ではなく、Tiを0%(無添加)としても差し支えない。
<残部がFe及び不純物>
残部はFe及び製造中に不可避的に混入する不純物元素である。代表的な不純物元素としては、S、P、Nなどが考えられる。これらの元素は少ない方が望ましいが、一般的な設備で製造する際に低減できる量として、各元素0.05%以下であれば差支えない。
<固溶化処理>
通常、マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼は実用上、2段階の熱処理工程を有する場合が多い。第1の熱処理は固溶化処理であり、第2の熱処理は時効処理である。前述の固溶化処理は、オーステナイト相中に析出強化元素を固溶させた後に、水、油、冷却ガス等を用いた急冷により、オーステナイト相をマルテンサイト相へと変態させるのを目的とする。通常、固溶化処理は、析出強化元素の固溶化を意識して、固溶化処理温度を高めに設定する傾向あり、920℃以上で行うのが一般的である。
一方、本願発明の固溶化処理では、主たる目的は結晶粒の調整となる。本発明では、845〜895℃の比較従来より低い温度での固溶化処理を適用することで健全なマルテンサイト組織とし、更に、結晶粒を微細化させるものである。
これは、845〜895℃の温度域が炭化物の固溶温度に相当し、オーステナイト再結晶は炭化物の固溶後に進む。そのため、再結晶が促進され、結晶粒の微細化が行えるものでである。固溶化処理の温度が845℃未満の温度域では炭化物の未固溶により、再結晶が進まず、結晶粒の微細化が望めない。一方、固溶温度の上昇と共に、再結晶発生に有利であるが、再結晶粒成長も顕著になる。895℃を超えると粒成長が支配的となって結晶粒が粗大化して結晶粒微細化効果が損なわれてしまう。そのため、本発明では固溶化処理の温度を、845〜895℃とする。好ましい固溶化処理の温度の下限は850℃であり、さらに好ましくは860℃である。また、固溶化処理の好ましい上限は890℃であり、さらに好ましくは885℃である。
なお、複数回の固溶化処理は、845〜895℃の温度域であれば異なる温度を選択しても問題ない。
本発明で規定するマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼において、合金の成分によってはマルテンサイト変態温度が低く、固溶化処理時の冷却のみでは十分に変態が起こらず、オーステナイトが残留して、耐力が低下する可能性がある。その場合には、固溶化処理にて室温まで冷却した後に、更にサブゼロ処理を行うことができる。サブゼロ処理の処理温度としては、−50〜−100℃、処理時間としては、例えば0.5〜3時間で十分である。また、サブゼロ処理を行う場合は、最後の固溶化処理後24時間以内に実施することが好ましい。最後の固溶化処理から24時間を超えてしまうとオーステナイトが安定化し、サブゼロ処理によるマルテンサイト変態の進行が困難になるおそれがある。サブゼロ処理を行うことで、残留オーステナイトを低減し、耐力などの機械的特性を改善することができる。
<時効処理>
前述した固溶化処理後、もしくはサブゼロ処理の後に、析出強化のための時効処理を行うことができる。時効処理温度が低すぎると析出が不十分で高い強度が得られない。一方、時効処理温度が高すぎると粗大な析出物が形成され、やはり十分な強度がえられないため、時効処理温度は500〜600℃とするのが良い。時効処理時間は1〜24時間の範囲で選定すれば良い。
なお、固溶化処理を複数回行った場合においては、最後の固溶化処理を行った後に時効処理を行うものとする。
以下の実施例で本発明を更に詳しく説明する。
真空誘導溶解、および真空アーク再溶解により製造した1トン鋼塊を、熱間鍛造により直径220mmの丸棒形状にし、鍛造素材(鋼片)を作製した。溶解した鋼塊の成分を表1に示す。
前述の実施例1で記す鍛造素材から試験片を採取し、850〜955℃範囲の任意の温度で1時間保持後に油冷を行う固溶化処理を1回以上行った。複数回繰り返した固溶化処理温度と時間は変更しなかった。試験No.8〜12は固溶化処理毎に−75℃×2hのサブゼロ処理を実施した。試験No.6、7及び9〜12が本発明の実施例であり、No.8は固溶化処理を1回とした参考例、他は比較例である。結果をまとめたものを表3に示す。なお、結晶粒度番号の測定はASTM−E112で規定される方法により行ったもので、表3に示す数値は結晶粒度番号である。
また、本発明のNo.6〜7、参考例No.8及び本発明No.9〜12から、固溶化処理を繰り返すに従い結晶粒が微細化していくことがわかる。また、850℃および880℃の固溶化処理温度において、固溶化処理を繰り返すたびに結晶粒が微細化していることが確認される。
表1で示したマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼とは成分の異なるマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の鍛造素材(鋼片)を準備した。成分を表4に示す。
Claims (3)
- 質量%で、C:0.01〜0.05%、Si:0.2%以下、Mn:0.4%以下、Ni:7.5〜11.0%、Cr:10.5〜14.5%、Mo:1.75〜2.50%、Al:0.9〜2.0%、Ti:0.2%未満、残部がFe及び不純物でなる、マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法において、固溶化処理を複数回繰り返して行い、且つ、全ての固溶化処理を845〜895℃の温度範囲で行って、前記固溶化処理後の結晶粒度番号を7以上とすることを特徴とするマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
- 前記固溶化処理後に500〜600℃で時効処理を行う請求項1に記載のマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
- 前記固溶化処理後であって、前記時効処理前に−50〜−100℃の温度範囲でサブゼロ処理を行うことを特徴とする請求項2に記載のマルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法。
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014199309 | 2014-09-29 | ||
JP2014199309 | 2014-09-29 | ||
PCT/JP2015/077324 WO2016052403A1 (ja) | 2014-09-29 | 2015-09-28 | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5995157B2 true JP5995157B2 (ja) | 2016-09-21 |
JPWO2016052403A1 JPWO2016052403A1 (ja) | 2017-04-27 |
Family
ID=55630437
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2016501483A Active JP5995157B2 (ja) | 2014-09-29 | 2015-09-28 | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (5)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US10000830B2 (ja) |
EP (1) | EP3202923B1 (ja) |
JP (1) | JP5995157B2 (ja) |
CN (1) | CN106687608B (ja) |
WO (1) | WO2016052403A1 (ja) |
Families Citing this family (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
BR112015017532B1 (pt) * | 2013-01-25 | 2021-12-07 | Trane International Inc. | Rolamento híbrido em aço inoxidável nitretado sob pressão para um compressor lubrificado com refrigerante |
CN110564919A (zh) * | 2019-10-22 | 2019-12-13 | 成都先进金属材料产业技术研究院有限公司 | 0Cr13Ni8Mo2Al不锈钢的均匀化处理方法 |
CN111118258B (zh) * | 2020-01-20 | 2021-09-24 | 中国科学院金属研究所 | 一种提升00Cr12Ni10MoTi马氏体时效不锈钢低温冲击韧性的热处理方法 |
CN111575588B (zh) * | 2020-06-08 | 2021-06-22 | 浦项(张家港)不锈钢股份有限公司 | 一种马氏体沉淀硬化不锈钢及其制备方法与应用 |
CN111850405B (zh) * | 2020-07-24 | 2021-12-14 | 湖州合创金属材料有限公司 | 一种微合金化抗尘化腐蚀不锈钢及其制造方法 |
CN114507817A (zh) * | 2022-01-20 | 2022-05-17 | 上海材料研究所 | 超低碳无钴高强耐蚀合金及其制备方法和应用 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59150017A (ja) * | 1983-01-31 | 1984-08-28 | Toshiba Corp | マルテンサイト系ステンレス鋼鋳鋼の熱処理法 |
JP2006348339A (ja) * | 2005-06-15 | 2006-12-28 | Mitsubishi Nagasaki Mach Co Ltd | 鋼板熱処理装置 |
WO2014050698A1 (ja) * | 2012-09-27 | 2014-04-03 | 日立金属株式会社 | 析出強化型マルテンサイト鋼及びその製造方法 |
Family Cites Families (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB988452A (en) * | 1962-07-25 | 1965-04-07 | Mini Of Aviat London | Stainless steel |
JPS5953327B2 (ja) * | 1981-09-22 | 1984-12-24 | 川崎製鉄株式会社 | 破壊靭性のすぐれた18%Niマルエ−ジング鋼の製造方法 |
JP3962743B2 (ja) | 2003-12-08 | 2007-08-22 | 三菱重工業株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト鋼及びその製造方法並びにそれを用いたタービン動翼及び蒸気タービン |
US20060118215A1 (en) | 2004-12-08 | 2006-06-08 | Yuichi Hirakawa | Precipitation hardened martensitic stainless steel, manufacturing method therefor, and turbine moving blade and steam turbine using the same |
JP2013170558A (ja) * | 2012-02-23 | 2013-09-02 | Hitachi Ltd | 耐エロージョン性を有する蒸気タービン長翼の製造方法、その長翼を用いた蒸気タービン |
JP6049331B2 (ja) * | 2012-07-03 | 2016-12-21 | 株式会社東芝 | 蒸気タービンの動翼、蒸気タービンの動翼の製造方法および蒸気タービン |
JP6113456B2 (ja) | 2012-10-17 | 2017-04-12 | 三菱日立パワーシステムズ株式会社 | 析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼とそれを用いた蒸気タービン長翼 |
-
2015
- 2015-09-28 WO PCT/JP2015/077324 patent/WO2016052403A1/ja active Application Filing
- 2015-09-28 JP JP2016501483A patent/JP5995157B2/ja active Active
- 2015-09-28 CN CN201580048625.8A patent/CN106687608B/zh active Active
- 2015-09-28 US US15/512,212 patent/US10000830B2/en active Active
- 2015-09-28 EP EP15845709.3A patent/EP3202923B1/en active Active
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59150017A (ja) * | 1983-01-31 | 1984-08-28 | Toshiba Corp | マルテンサイト系ステンレス鋼鋳鋼の熱処理法 |
JP2006348339A (ja) * | 2005-06-15 | 2006-12-28 | Mitsubishi Nagasaki Mach Co Ltd | 鋼板熱処理装置 |
WO2014050698A1 (ja) * | 2012-09-27 | 2014-04-03 | 日立金属株式会社 | 析出強化型マルテンサイト鋼及びその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN106687608B (zh) | 2019-05-07 |
JPWO2016052403A1 (ja) | 2017-04-27 |
EP3202923A1 (en) | 2017-08-09 |
US20170275743A1 (en) | 2017-09-28 |
US10000830B2 (en) | 2018-06-19 |
EP3202923B1 (en) | 2019-03-20 |
EP3202923A4 (en) | 2017-10-11 |
WO2016052403A1 (ja) | 2016-04-07 |
CN106687608A (zh) | 2017-05-17 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5995157B2 (ja) | マルテンサイト系析出強化型ステンレス鋼の製造方法 | |
RU2441089C1 (ru) | КОРРОЗИОННО-СТОЙКИЙ СПЛАВ НА ОСНОВЕ Fe-Cr-Ni, ИЗДЕЛИЕ ИЗ НЕГО И СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ИЗДЕЛИЯ | |
JP5574283B1 (ja) | 析出強化型マルテンサイト鋼及びその製造方法 | |
JP6111763B2 (ja) | 強度及び靭性に優れた蒸気タービンブレード用鋼 | |
JPH0734202A (ja) | 蒸気タービン用ロータ | |
JP6719216B2 (ja) | α−β型チタン合金 | |
JP6477252B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金および耐熱耐圧部材 | |
KR20190046729A (ko) | 지열 발전 터빈 로터용 저합금강 및 지열 발전 터빈 로터용 저합금 물질, 및 이들의 제조 방법 | |
JP6816779B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
JP6575756B2 (ja) | 析出強化型ステンレス鋼の製造方法 | |
JP2004315973A (ja) | 析出強化型ニッケル−鉄−クロム合金及びその処理方法 | |
RU2383649C2 (ru) | Дисперсионно-твердеющая сталь (варианты) и изделие из стали (варианты) | |
JP6506978B2 (ja) | NiCrMo鋼およびNiCrMo鋼材の製造方法 | |
JP5869739B1 (ja) | 地熱発電用タービンロータ材及びその製造方法 | |
RU108037U1 (ru) | ИЗДЕЛИЕ ИЗ КОРРОЗИОННО-СТОЙКОГО СПЛАВА НА ОСНОВЕ Fe-Cr-Ni | |
JP5265325B2 (ja) | クリープ強度に優れる耐熱鋼およびその製造方法 | |
JP6690359B2 (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
JP2014208869A (ja) | 析出強化型マルテンサイト鋼 | |
JP2016065265A (ja) | 蒸気タービン動翼用耐熱鋼および蒸気タービン動翼 | |
JP5981357B2 (ja) | 耐熱鋼および蒸気タービン構成部品 | |
JP7081096B2 (ja) | 析出硬化型Ni合金 | |
TWI612143B (zh) | 析出強化型鎳基合金及其製造方法 | |
TWI585212B (zh) | 鎳基合金及其製造方法 | |
JP5996403B2 (ja) | 耐熱鋼およびその製造方法 | |
JP2016065280A (ja) | 耐熱鋼および蒸気タービン構成部品 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160705 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20160729 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160811 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5995157 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |