JPH0148345B2 - - Google Patents
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- JPH0148345B2 JPH0148345B2 JP59139074A JP13907484A JPH0148345B2 JP H0148345 B2 JPH0148345 B2 JP H0148345B2 JP 59139074 A JP59139074 A JP 59139074A JP 13907484 A JP13907484 A JP 13907484A JP H0148345 B2 JPH0148345 B2 JP H0148345B2
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Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
靭性のすぐれた２相ステンレス鋼に関してこの
明細書で述べる技術内容は、以下の使途における
適合を目指した新合金設計についての研究成果で
ある。 すなわち近年、石油の需給のひつ迫から、堀削
環境が従来以上に、厳しい油井、ガス井について
も開発が進められている。 このような油井、ガス井は高温、高圧でH2S、
CO2、Cl等が含有され、このような井戸において
は、油井管はもちろんのこと、ラインパイプにお
いても、腐食減量は著しく大きい。 （従来の技術） 上記の如き使途では、従来脱水処理、インヒビ
ター処理、そして電気防食などがなされてきた。 上掲のような防食処理はそそれを施こすための
コストが嵩み、このようなコスト上昇は、高価な
ステンレス鋼を使用することによるコストと比べ
て同程度となり、そのためステンレス鋼をライン
パイプ用鋼として使用する気運が高まり、とりわ
けα／γ2相ステンレス鋼が注目を集め、使用さ
れ始めるに至つた。 ところが、最近になり堀削環境はさらに厳しく
海底油田、および極地油田が開発され、このよう
な環境における各種防食処理にかかるコストはぼ
う大となるばかりでなく、材料には高度な低温靭
性が要求されることも問題である。 すなわち２相ステンレス鋼は、耐食性、耐応力
腐食割れ性にすぐれていると言われ、特公昭45−
28098号、特公昭50−8970号公報などの２相ステ
ンレス鋼が提案されている。 しかしながらそれらの鋼種は、すぐれた耐食性
を有するが、低温靭性に問題がある。 （発明が解決しようとする問題点） 上掲のα／γ2相ステンレス鋼につき各種元素
の靭性におよぼす影響を検討した結果に基いて抵
抗靭性の改善を図ることがこの発明の目的であ
る。ここに発明者らはAlを適正量添加するとと
もに、Si、Ｐ、Ｓ、Cr、Ｎ、さらにはCaそして
Ti、Nb、Ｖを適正範囲に限定することにより低
温靭性が向上することを知見した。 （問題点を解決するための手段） 上記の知見に基づきα／γ2相ステンレス鋼の
低温靱性は、次の各事項により有利に改善され
る。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.40WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、残部Feおよび不可避的な不純物からな
る靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第１発明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.40WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol、
Al＞0.02WT％） を含み、かつ Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％および Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避的な不純物から
なる靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第２発
明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、残部Feおよび不可避的な不純物からなる
靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第３発明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02wt％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、さらに、 Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％および Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避的な不純物から
なる靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第４発
明）。 上記した各発明は、何れも耐食性はもちろんの
こと、とくにすぐれた低温靭性をそなえる２相ス
テンレス鋼を開発したものである。 ここにCr、Ni、Mo、およびＮを多量に含有し
かつ、Ｐ、Ｓを低く抑え、Alを適量添加するこ
と、またさらにCa並びにTi、NbおよびＶのうち
すくなくとも１種を添加することにより、低温靭
性の向上に寄与させる。 何れの場合も熱間任延鋼材を1000〜1150℃で溶
体化し、急冷することにより低温靭性のすぐれた
２相ステンレス鋼が得られる。 （作用） 化学成分を上記のように限定した理由から説明
を進める。 Ｃ：不可避的に鋼中に含まれる元素であるが、
0.03wt％（以下単に％で示す）を越えると耐食
性、耐粒界腐食性を劣化させるので0.03％以下
に限定した。 Si：溶解時に脱酸剤として使用される元素である
が1.0％を越えるとΣ相が急冷しても発生し、
靭性を劣化させるので1.0％以下とした。 Mn：αとγの相比率の調整に用いられるが、2.0
％を越えると耐食性が劣化するので2.0％以下
とした。 Ｐ：不可避的不純物元素として含有されるが、
0.040％を越えると靭性が劣化するので、0.040
％以下とした。 Ｓ：不可避的不純物元素として含有され、0.004
を越えると靭性が劣化するので、0.004％以下
と限定した。 Ni：全面腐食に対する抵抗性の増加と２相組識
形成の面から不可欠な元素であるが、１％未満
では、十分な耐食性が得られず、また９％を越
すとその改善効果が飽和し高価でもあるので、
1.0〜9.0％の範囲に限定した。 Cr：耐食性を増加させ、またオーステナイトお
よびフエライトの２相組織を形成するため不可
欠の元素であり、孔食や隙間腐食に対する抵抗
性を考慮すると20％未満ではその効果が少な
く、一方Crが増加するにしたがい、耐孔食性
は向上するが、28％を越えるとｘ相はσ相が析
出しやすくなり靭性が劣化するのでCrの範囲
を、20〜28％に限定した。 Mo：塩素イオンを含む腐食環境で生ずる局部腐
食に対する抵抗性を向上させる元素であるが、
0.5％未満では十分な耐食性が得られず、一方
4.0％を越えて添加しても改善効果は小さく、
かつ非常に高価でもあるので0.5〜4.0％の範囲
に限定した。 Ｎ：２相組織を形成するために重要な元素であ
り、また耐食性を向上させるが、0.05％未満で
は耐孔食性を改善せず、一方0.30％を越えると
靭性を劣化させるので0.05％〜0.30％の範囲に
限定した。 Al：Alが0.05％を超えると第１図の10000倍電子
顕微鏡写真、第２図の電子線回折および第３図
の抽出レプリカのメツシユCuX線写真に示す
ように（Al・Cr）Ｎが凝集粗大化するため靭
性が悪くなる。しかし0.05％以下のAlは靱性の
向上に役立つところ、0.02％以下では脱酸不足
による介在物生成の可能性があるので0.02％よ
りも多く、sol.Alでも0.02％をこえて含有させ
ることが必要である。なおAlが0.02％をこえる
と当然sol.Alも0.02％をこえるがこの発明では
上掲のようにＳを0.004％以下に極低硫化する
こと相まつてもたらされる靱性改善効果により
靱性の向上が著しいものである。ここにAlが
0.025％（sol、Al：0.023％）の場合の例を第４
図の5000倍電子顕微鏡写真に示すような球状の
硫化物のみで、するどい切欠を有する六角形状
の（Al Cr）Ｎも存在せず、この傾向はAlが
0.02％超過（sol.Alも0.02％超過）にて0.05％に
達するまでの範囲にわたり、同様に挙動するこ
とからこの範囲に限定した。 上記のＣ、Ｓ、Mn、Ｎ、Ｐ、Ｓ、そして
Cr、Mo、ＮおよびAlの各限定量をもつてこの
発明の２相ステンレス鋼の基本成分とするが、
さらにCa並びに、Ti、NbおよびＶのうち少く
とも１種につきそれぞれ添加することにより、
より以上の低温靭性を付与させることができ
る。 これらの限定理由は次の如くである。 Ca：強力な硫化物形成元素であり、さらに第４
図につき、さきに触れた球状の硫化物を形成
し、靭性向上に役立ち、とくに１×Ｓ％以上で
有効であるが、５×Ｓ％を越えると溶接性が劣
化するので５×Ｓ％以内の範囲に限定した。 Ti、NbおよびＶは何れも炭窒化物の析出によ
り、圧延時および溶体化処理時の加熱による結晶
粒の粗大化を防ぎ、靭性を向上させる寄与に関し
て同効であり、とくに0.05％以上は有効である
が、0.2％を越えると結晶粒微細化効果よりも析
出物の析出による悪影響が大きくなり、却つて靭
性は劣化するので、それぞれ0.2％以下と限定し
た。 この発明による２相ステンレス鋼は電気炉にて
溶製したのち、転炉−VODで脱炭加窒し、Alな
どの成分を調整する。これらの工程は、AOD法
でも十分可能である。 なおCaを添加する場合には、どの工程で添加
してもよい。 つぎに連続鋳造工程、又は造魂工程でスラブ、
ブムーム又はインゴツトが製造される。その後、
厚板圧延、ホツト圧延、ビレツト圧延工程で厚
板、ホツトコイル、丸ビレツトが製造される。 丸ビレツトに圧延されるものはその後、傾斜圧
延方式又は、熱間押し出し方式により継目無鋼管
にすることができ、厚板、ホツトコイルは、焼
鈍、酸洗後、このまま製品として出荷される場合
もあるが、もちろん製管工程を経て、管として出
荷される場合もある。なお継目無鋼管においても
焼鈍、酸洗後出荷されるのはいうまでもない。 （実施例） 表１に示す鋼を溶製し、熱間圧延して得られた
明細書で述べる技術内容は、以下の使途における
適合を目指した新合金設計についての研究成果で
ある。 すなわち近年、石油の需給のひつ迫から、堀削
環境が従来以上に、厳しい油井、ガス井について
も開発が進められている。 このような油井、ガス井は高温、高圧でH2S、
CO2、Cl等が含有され、このような井戸において
は、油井管はもちろんのこと、ラインパイプにお
いても、腐食減量は著しく大きい。 （従来の技術） 上記の如き使途では、従来脱水処理、インヒビ
ター処理、そして電気防食などがなされてきた。 上掲のような防食処理はそそれを施こすための
コストが嵩み、このようなコスト上昇は、高価な
ステンレス鋼を使用することによるコストと比べ
て同程度となり、そのためステンレス鋼をライン
パイプ用鋼として使用する気運が高まり、とりわ
けα／γ2相ステンレス鋼が注目を集め、使用さ
れ始めるに至つた。 ところが、最近になり堀削環境はさらに厳しく
海底油田、および極地油田が開発され、このよう
な環境における各種防食処理にかかるコストはぼ
う大となるばかりでなく、材料には高度な低温靭
性が要求されることも問題である。 すなわち２相ステンレス鋼は、耐食性、耐応力
腐食割れ性にすぐれていると言われ、特公昭45−
28098号、特公昭50−8970号公報などの２相ステ
ンレス鋼が提案されている。 しかしながらそれらの鋼種は、すぐれた耐食性
を有するが、低温靭性に問題がある。 （発明が解決しようとする問題点） 上掲のα／γ2相ステンレス鋼につき各種元素
の靭性におよぼす影響を検討した結果に基いて抵
抗靭性の改善を図ることがこの発明の目的であ
る。ここに発明者らはAlを適正量添加するとと
もに、Si、Ｐ、Ｓ、Cr、Ｎ、さらにはCaそして
Ti、Nb、Ｖを適正範囲に限定することにより低
温靭性が向上することを知見した。 （問題点を解決するための手段） 上記の知見に基づきα／γ2相ステンレス鋼の
低温靱性は、次の各事項により有利に改善され
る。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.40WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、残部Feおよび不可避的な不純物からな
る靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第１発明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.40WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol、
Al＞0.02WT％） を含み、かつ Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％および Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避的な不純物から
なる靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第２発
明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、残部Feおよび不可避的な不純物からなる
靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第３発明）。 Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02wt％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、さらに、 Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％および Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上 を含有し、残部Feおよび不可避的な不純物から
なる靱性のすぐれた２相ステンレス鋼（第４発
明）。 上記した各発明は、何れも耐食性はもちろんの
こと、とくにすぐれた低温靭性をそなえる２相ス
テンレス鋼を開発したものである。 ここにCr、Ni、Mo、およびＮを多量に含有し
かつ、Ｐ、Ｓを低く抑え、Alを適量添加するこ
と、またさらにCa並びにTi、NbおよびＶのうち
すくなくとも１種を添加することにより、低温靭
性の向上に寄与させる。 何れの場合も熱間任延鋼材を1000〜1150℃で溶
体化し、急冷することにより低温靭性のすぐれた
２相ステンレス鋼が得られる。 （作用） 化学成分を上記のように限定した理由から説明
を進める。 Ｃ：不可避的に鋼中に含まれる元素であるが、
0.03wt％（以下単に％で示す）を越えると耐食
性、耐粒界腐食性を劣化させるので0.03％以下
に限定した。 Si：溶解時に脱酸剤として使用される元素である
が1.0％を越えるとΣ相が急冷しても発生し、
靭性を劣化させるので1.0％以下とした。 Mn：αとγの相比率の調整に用いられるが、2.0
％を越えると耐食性が劣化するので2.0％以下
とした。 Ｐ：不可避的不純物元素として含有されるが、
0.040％を越えると靭性が劣化するので、0.040
％以下とした。 Ｓ：不可避的不純物元素として含有され、0.004
を越えると靭性が劣化するので、0.004％以下
と限定した。 Ni：全面腐食に対する抵抗性の増加と２相組識
形成の面から不可欠な元素であるが、１％未満
では、十分な耐食性が得られず、また９％を越
すとその改善効果が飽和し高価でもあるので、
1.0〜9.0％の範囲に限定した。 Cr：耐食性を増加させ、またオーステナイトお
よびフエライトの２相組織を形成するため不可
欠の元素であり、孔食や隙間腐食に対する抵抗
性を考慮すると20％未満ではその効果が少な
く、一方Crが増加するにしたがい、耐孔食性
は向上するが、28％を越えるとｘ相はσ相が析
出しやすくなり靭性が劣化するのでCrの範囲
を、20〜28％に限定した。 Mo：塩素イオンを含む腐食環境で生ずる局部腐
食に対する抵抗性を向上させる元素であるが、
0.5％未満では十分な耐食性が得られず、一方
4.0％を越えて添加しても改善効果は小さく、
かつ非常に高価でもあるので0.5〜4.0％の範囲
に限定した。 Ｎ：２相組織を形成するために重要な元素であ
り、また耐食性を向上させるが、0.05％未満で
は耐孔食性を改善せず、一方0.30％を越えると
靭性を劣化させるので0.05％〜0.30％の範囲に
限定した。 Al：Alが0.05％を超えると第１図の10000倍電子
顕微鏡写真、第２図の電子線回折および第３図
の抽出レプリカのメツシユCuX線写真に示す
ように（Al・Cr）Ｎが凝集粗大化するため靭
性が悪くなる。しかし0.05％以下のAlは靱性の
向上に役立つところ、0.02％以下では脱酸不足
による介在物生成の可能性があるので0.02％よ
りも多く、sol.Alでも0.02％をこえて含有させ
ることが必要である。なおAlが0.02％をこえる
と当然sol.Alも0.02％をこえるがこの発明では
上掲のようにＳを0.004％以下に極低硫化する
こと相まつてもたらされる靱性改善効果により
靱性の向上が著しいものである。ここにAlが
0.025％（sol、Al：0.023％）の場合の例を第４
図の5000倍電子顕微鏡写真に示すような球状の
硫化物のみで、するどい切欠を有する六角形状
の（Al Cr）Ｎも存在せず、この傾向はAlが
0.02％超過（sol.Alも0.02％超過）にて0.05％に
達するまでの範囲にわたり、同様に挙動するこ
とからこの範囲に限定した。 上記のＣ、Ｓ、Mn、Ｎ、Ｐ、Ｓ、そして
Cr、Mo、ＮおよびAlの各限定量をもつてこの
発明の２相ステンレス鋼の基本成分とするが、
さらにCa並びに、Ti、NbおよびＶのうち少く
とも１種につきそれぞれ添加することにより、
より以上の低温靭性を付与させることができ
る。 これらの限定理由は次の如くである。 Ca：強力な硫化物形成元素であり、さらに第４
図につき、さきに触れた球状の硫化物を形成
し、靭性向上に役立ち、とくに１×Ｓ％以上で
有効であるが、５×Ｓ％を越えると溶接性が劣
化するので５×Ｓ％以内の範囲に限定した。 Ti、NbおよびＶは何れも炭窒化物の析出によ
り、圧延時および溶体化処理時の加熱による結晶
粒の粗大化を防ぎ、靭性を向上させる寄与に関し
て同効であり、とくに0.05％以上は有効である
が、0.2％を越えると結晶粒微細化効果よりも析
出物の析出による悪影響が大きくなり、却つて靭
性は劣化するので、それぞれ0.2％以下と限定し
た。 この発明による２相ステンレス鋼は電気炉にて
溶製したのち、転炉−VODで脱炭加窒し、Alな
どの成分を調整する。これらの工程は、AOD法
でも十分可能である。 なおCaを添加する場合には、どの工程で添加
してもよい。 つぎに連続鋳造工程、又は造魂工程でスラブ、
ブムーム又はインゴツトが製造される。その後、
厚板圧延、ホツト圧延、ビレツト圧延工程で厚
板、ホツトコイル、丸ビレツトが製造される。 丸ビレツトに圧延されるものはその後、傾斜圧
延方式又は、熱間押し出し方式により継目無鋼管
にすることができ、厚板、ホツトコイルは、焼
鈍、酸洗後、このまま製品として出荷される場合
もあるが、もちろん製管工程を経て、管として出
荷される場合もある。なお継目無鋼管においても
焼鈍、酸洗後出荷されるのはいうまでもない。 （実施例） 表１に示す鋼を溶製し、熱間圧延して得られた
【表】
12.5mm厚の熱延鋼板を1050℃、30分の溶体化処理
を施こした後水冷し２mmＶノツチシヤルピー衝撃
試験片（フルサイズ）（ノツチ：板厚方向、割れ
の進展：圧延方向）を採取した。さらに−60℃に
てシヤルピー衝撃試験を行つた。 比較鋼No.１はSiが上限を越えているため、衝撃
特性が悪い。 No.２はＰが上限を超えているため、衝撃特性が
悪い。 No.３はＳが上限を超えているため、衝撃特性が
悪い。 No.４はCrが上限を超えているため、衝撃特性
が悪い。 No.５はAlが下限値を下回るのでＳが0.004％以
下であつても靱性の改善が充分でなく、またNo.
６、７はAl上限値をそれぞれ上回つているため
衝撃特性が悪い。 No.８はＮが上限値を上回つているため衝撃特性
が悪い。 No.９、10及び11は、Ti、Nb、Ｖがそれぞれ上
限を上回つているため衝撃特性が悪い。 以上より発明鋼の例のみがすぐれた靭性を有し
ていることがわかる。 （発明の効果） ２相ステンレス鋼の低温靭性を大幅に改善する
ことができる。
を施こした後水冷し２mmＶノツチシヤルピー衝撃
試験片（フルサイズ）（ノツチ：板厚方向、割れ
の進展：圧延方向）を採取した。さらに−60℃に
てシヤルピー衝撃試験を行つた。 比較鋼No.１はSiが上限を越えているため、衝撃
特性が悪い。 No.２はＰが上限を超えているため、衝撃特性が
悪い。 No.３はＳが上限を超えているため、衝撃特性が
悪い。 No.４はCrが上限を超えているため、衝撃特性
が悪い。 No.５はAlが下限値を下回るのでＳが0.004％以
下であつても靱性の改善が充分でなく、またNo.
６、７はAl上限値をそれぞれ上回つているため
衝撃特性が悪い。 No.８はＮが上限値を上回つているため衝撃特性
が悪い。 No.９、10及び11は、Ti、Nb、Ｖがそれぞれ上
限を上回つているため衝撃特性が悪い。 以上より発明鋼の例のみがすぐれた靭性を有し
ていることがわかる。 （発明の効果） ２相ステンレス鋼の低温靭性を大幅に改善する
ことができる。
第１図は電子顕微鏡（10000倍）による、Alが
0.055％含有されている２相ステンレス鋼に見ら
れる析出物を示す金属顕微鏡写真、第２図ａ，ｂ
は上記析出物の電子線による回析像金属組織写真
と、結晶面の指数の説明図、第３図はエネルギー
分散型分析法（EDX）による上記析出物に含ま
れている元素を示すＸ線写真、第４図はAlを
0.025％（sol.Al0.023％）を含有する２相ステン
レス鋼の金属組織を示す電子顕微鏡（5000倍）写
真である。
0.055％含有されている２相ステンレス鋼に見ら
れる析出物を示す金属顕微鏡写真、第２図ａ，ｂ
は上記析出物の電子線による回析像金属組織写真
と、結晶面の指数の説明図、第３図はエネルギー
分散型分析法（EDX）による上記析出物に含ま
れている元素を示すＸ線写真、第４図はAlを
0.025％（sol.Al0.023％）を含有する２相ステン
レス鋼の金属組織を示す電子顕微鏡（5000倍）写
真である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、残部Feおよび不可避的な不純物からな
る靱性のすぐれた２相ステンレス鋼。 ２ Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol、
Al＞0.02WT％） を含み、かつ Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％及び Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残
部Feおよび不可避的な不純物からなる靱性のす
ぐれた２相ステンレス鋼。 ３ Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、残部Feおよび不可避的な不純物からなる
靱性のすぐれた２相ステンレス鋼。 ４ Ｃ≦0.03WT％、 Si≦1.0WT％、 Mn≦2.0WT％、 Ｐ≦0.040WT％、 Ｓ≦0.004WT％そして、 Ni：１〜9WT％、 Cr：20〜28WT％、 Mo：0.5〜4.0WT％、 Ｎ：0.05〜0.30WT％、 及び0.05WT％≧Al＞0.02WT％（ただしsol.
Al＞0.02WT％） を含み、かつＳ含有量の５倍以下に当るCaを含
有し、さらに、 Ti≦0.2WT％、 Nb≦0.2WT％および Ｖ≦0.2WT％ のうちから選んだ１種又は２種以上を含有し、残
部Feおよび不可避的な不純物からなる靱性のす
ぐれた２相ステンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59139074A JPS6119764A (ja) | 1984-07-06 | 1984-07-06 | 靭性のすぐれた２相ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59139074A JPS6119764A (ja) | 1984-07-06 | 1984-07-06 | 靭性のすぐれた２相ステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6119764A JPS6119764A (ja) | 1986-01-28 |
| JPH0148345B2 true JPH0148345B2 (ja) | 1989-10-18 |
Family
ID=15236878
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59139074A Granted JPS6119764A (ja) | 1984-07-06 | 1984-07-06 | 靭性のすぐれた２相ステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS6119764A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62202021A (ja) * | 1986-02-28 | 1987-09-05 | Nippon Chiyuutankou Kk | 溶接性と耐環境腐食性に優れた鋳鋼製品の製造法 |
| JPS62222048A (ja) * | 1986-03-20 | 1987-09-30 | Kobe Steel Ltd | 時効後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
| JPH06970B2 (ja) * | 1987-01-23 | 1994-01-05 | 飛島建設株式会社 | 消波堤とその構築方法 |
| JPH06971B2 (ja) * | 1987-01-23 | 1994-01-05 | 飛島建設株式会社 | 消波堤とその構築方法 |
| JPS63255656A (ja) * | 1987-04-13 | 1988-10-21 | Yatoron:Kk | 薄層クロマトグラフ用水素炎イオン化検出装置 |
| JP5883761B2 (ja) * | 2012-10-05 | 2016-03-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 二相系ステンレス鋼材および二相系ステンレス鋼管 |
| EP3604593A4 (en) * | 2017-03-30 | 2020-09-02 | NIPPON STEEL Stainless Steel Corporation | TWO-PHASE STAINLESS STEEL AND ITS MANUFACTURING PROCESS |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61564A (ja) * | 1984-06-13 | 1986-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 衝撃特性の優れた２相ステンレス鋼 |
-
1984
- 1984-07-06 JP JP59139074A patent/JPS6119764A/ja active Granted
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS61564A (ja) * | 1984-06-13 | 1986-01-06 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 衝撃特性の優れた２相ステンレス鋼 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6119764A (ja) | 1986-01-28 |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
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