JPH024656B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH024656B2 JPH024656B2 JP3903487A JP3903487A JPH024656B2 JP H024656 B2 JPH024656 B2 JP H024656B2 JP 3903487 A JP3903487 A JP 3903487A JP 3903487 A JP3903487 A JP 3903487A JP H024656 B2 JPH024656 B2 JP H024656B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- rolling
- stainless steel
- phase
- duplex stainless
- hot
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、超塑性２相ステンレス鋼板の製造方
法に関し、特にプラネタリーミルを使つた高速の
熱間圧延の後、熱間圧延方向とは異なる向きに冷
間圧延を行うという圧延技術の採用により、実用
的な超塑性を示す２相ステンレス鋼板を得る方法
についての提案である。 ２相ステンレス鋼は高い強度と比較的低い延性
を有するため一般に加工が困難であるが、ある種
のものは超塑性現象を示すものがあり、このよう
な２相ステンレス鋼では超塑性変形能を有するた
め複雑な形状でも少ない加工工程数で成形でき
る。 （従来の技術） ２相ステンレス鋼に超塑性変形能を付与する従
来方法には、微細な２相組織を得ることを目的と
して、成分組成に依存した熱処理および加工の組
合わせが種々提案されている。 例えば、特開昭60−75524号によれば、２相ス
テンレス鋼に強制冷却およびクロス冷間圧延を施
すことにより、超塑性変形能を利用した大変形加
工において、塑性異方性のない大変形加工用２相
ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。 特開昭61−6210号によれば、２相ステンレス鋼
を熱処理した後に熱間加工あるいは温間加工を行
い、次に超塑性加工温度域で１×10-1sec-1を超
え５×10sec-1未満の歪み速度の変形を施すこと
を特徴とする２相ステンレス鋼の熱間加工方法が
開示されている。 （発明が解決しようとする問題点） 超塑性を有する２相ステンレス鋼板を製造する
従来の製造方法は、高温で熱処理を行い、熱処理
と繰返し加工の組合わせが必要で、多くの工程を
必要とするため、さらに簡略化された超塑性を有
する２相ステンレス鋼板の製造方法が望まれてい
た。この要望に対してはプラネタリーミルのよう
な熱間圧延機を用いて大圧下高速熱間圧延をする
ことが一つの解決方法であるが、この場合熱間圧
延方向と冷間圧延方向とが同一の場合、超塑性の
異方性が圧延方向に対して残るという問題点を残
していた。 本発明の目的は、従来技術の有する前記問題点
を除去・改善することのできる方法を提供するこ
とにある。 （問題点を解決するための手段） 上掲の目的に対して本発明は、次の事項を事旨
構成とする方法、即ち、 Ｃ≦0.02wt％（以下単に「％」で略記する）、
Si≦2.0％、Mn≦3.0％、Ni：３〜10％、Cr：20
〜35％、Mo：0.5〜6.0％、Ｎ：0.08〜0.3％を主
要成分として含み、残部が主としてFeよりなる
２相ステンレス鋼鋳造スラブを、プラネタリーミ
ルによる大圧下率高速熱間圧延を行い、その後直
ちに急冷し、ついで熱処理を行うことなく前記熱
間圧延方向とは異なる向きで冷間圧延を行うこと
を特徴とする超塑性２相ステンレス鋼板の製造方
法、 をもつて、上記の課題解決の手段とする。 熱間−冷間の各圧延方向を異ならしめる角度の
範囲は60〜120゜であり、好適な角度はできるだけ
90゜（直角）に近くするのが望ましく冷間圧延によ
る圧下は総圧下率で30％以上とするのが好まし
い。 （作 用） 本発明に関連して本発明者らが知見したところ
によると、プラネタリーミルにより熱間圧延をし
たもの、あるいはさらに焼鈍をすることなく引続
いて冷間圧延を行つた新規な２相ステンレス鋼の
製造技術の場合、圧延方向に伸びたオーステナイ
ト相が存在しているにも拘わらず優れた超塑性を
示すものが得られることが判つた。 そして、さらに研究を続けるうちに、上記知見
の技術の場合、組織の微細化処理を行うまでもな
く優れた超塑性を示すものが得られるが、このこ
とは次のように考えられる。即ち、フエライト相
基地中にオーステナイト相が伸長した組織中に、
超塑性加工のために行う加熱によつてσ相が析出
し、主にオーステナイト相とσ相組織となり、超
塑性加工ひずみの増大とともに、σ相、オーステ
ナイト相の微細等軸化が起こる。そして、フエラ
イト相も温度と時間によつては再び出現する。こ
の際、σ相の析出がいかに速く起こり、反応が安
定な状態になるかが、優れた超塑性を得るために
重要な点であり、冷間加工を施すことは、組織中
に多数の欠陥を導入して前記σ相の生成を速める
のに有効である。 さて、上述の冷間加工に際し、その圧延方向を
熱間圧延時の方向に対してある角度を持たせる
と、冷間圧延加工に伴うすべり線などの欠陥を、
組織へ導入する時に圧延異方性を少なくし得るこ
とが予想された。これはいわゆるクロス圧延とは
異なる。なぜなら、一般に、クロス圧延とは各パ
スの圧下率をできるでけ等しくするとともに、合
計パス回数を２以上とし、かつ、各パス毎の圧延
方向を変えて行う圧延だからである（特開昭60−
75524号公報）。 本発明法においては、熱間圧延方向に対してあ
る角度を持つた冷間圧延方法を採用しさえすれ
ば、たとえその後に行う冷間圧延方向が以後は同
一であつてもよく、また、総圧下率を30％超える
程度にコントロールするだけでもよい。ここにお
けるパラメータとしての角度、総圧下率、パスス
ケジユール等は、最終的に得られる超塑性変形能
の程度を製造コストと調整して決定する。 次に本発明にかかる２相ステンレス鋼の成分組
成を限定する理由を説明する。 Ｃは、0.02％より多いと粒界腐食が発生し、耐
孔食性が劣化し、炭化物の析出により熱間加工性
が低下し、かつγ相が高温域まで安定に存在し、
高温での熱間加工性が低下し、そして炭化物は超
塑性変形中にキヤビテーシヨン発生の起点となる
ため0.02％以下にする必要があり、0.01％以下が
より好ましい。 Siは、耐食性の向上に有効であるが2.0％より
多いと、高温でα相の粒成長による脆化、γ相脆
化、475℃脆性に悪影響を与えるので2.0％以下に
する必要があり、1.0％以下がより好ましい。 Mnは、3.0％より多いと耐食性が劣化し、γ相
量が必要以上に増加する。また製鋼工程中に混入
される元素であつて通常のフエライトまたはオー
ステナイトステンレス鋼の成分範囲である3.0％
以下の範囲内に限定すると工業的に容易に製造し
得るからである。 Niは、オーステナイト形成元素であり、Niが
３％より少ないとγ相が消失し、超塑性能を劣化
し、一方、10％より多いと粗大な必要量以上のγ
相が発生するばかりでなく製造コストが上昇する
のでNiは３〜10％の範囲内にする必要がある。 Crは、フエライト形成元素でありCrが20％よ
り少ないと耐食性が劣化し、一方35％より多いと
靭性が劣化するのでCrは20〜35％の範囲内にす
る必要があり、23〜27％の範囲内がより好まし
い。 Moは、フエライト形成元素であり、Moが0.5
％より少ないと耐局部腐食性が劣化は、優れた超
塑性変形能に深く関係しているσ相を得にくく、
一方6.0％より多いと靭性の劣化および耐局部腐
食性が劣化するばかりでなく製造コストが上昇す
るのでMoは0.5〜6.0％の範囲内にする必要があ
り、１〜４％の範囲内がより好ましい。 Ｎは、Ｃと同様な強力なオーステナイト形成元
素であり、このためＮ含有量は他のオーステナイ
ト形成元素およびフエライト形成元素とのバラン
スで定める。またＮはγ相に多く固溶して耐孔食
性を向上するに有効な元素である。Ｎ量の増加と
ともに耐孔食性は向上するので、少なくとも0.08
％以上必要とし、一方、Ｎが0.3％より多いとブ
ローホールなど鋼塊の欠陥を生じたりγ相が安定
に存在することにより熱間加工性が劣化するの
で、0.08〜0.3％の範内にする必要があり、より
好ましい範囲は0.08〜0.14％である。 （実施例） 第１表に示す成分組成（SUS 329 J2L）の２
相ステンレス鋼を、連続鋳造を経て鋼スラブと
し、厚さ140mmの鋼片とした後熱間圧延のための
加熱（1240℃）を行い、熱間圧延時のγ相当量８
％の鋼片を、プラネタリーミル（圧延機）を用
い、圧延速度170sec-1で熱間圧延後急冷し、得ら
れた試料（4.0mm）を総圧下率50％の冷間圧延を
熱間圧延方向と直角に施した。
法に関し、特にプラネタリーミルを使つた高速の
熱間圧延の後、熱間圧延方向とは異なる向きに冷
間圧延を行うという圧延技術の採用により、実用
的な超塑性を示す２相ステンレス鋼板を得る方法
についての提案である。 ２相ステンレス鋼は高い強度と比較的低い延性
を有するため一般に加工が困難であるが、ある種
のものは超塑性現象を示すものがあり、このよう
な２相ステンレス鋼では超塑性変形能を有するた
め複雑な形状でも少ない加工工程数で成形でき
る。 （従来の技術） ２相ステンレス鋼に超塑性変形能を付与する従
来方法には、微細な２相組織を得ることを目的と
して、成分組成に依存した熱処理および加工の組
合わせが種々提案されている。 例えば、特開昭60−75524号によれば、２相ス
テンレス鋼に強制冷却およびクロス冷間圧延を施
すことにより、超塑性変形能を利用した大変形加
工において、塑性異方性のない大変形加工用２相
ステンレス鋼板の製造方法が開示されている。 特開昭61−6210号によれば、２相ステンレス鋼
を熱処理した後に熱間加工あるいは温間加工を行
い、次に超塑性加工温度域で１×10-1sec-1を超
え５×10sec-1未満の歪み速度の変形を施すこと
を特徴とする２相ステンレス鋼の熱間加工方法が
開示されている。 （発明が解決しようとする問題点） 超塑性を有する２相ステンレス鋼板を製造する
従来の製造方法は、高温で熱処理を行い、熱処理
と繰返し加工の組合わせが必要で、多くの工程を
必要とするため、さらに簡略化された超塑性を有
する２相ステンレス鋼板の製造方法が望まれてい
た。この要望に対してはプラネタリーミルのよう
な熱間圧延機を用いて大圧下高速熱間圧延をする
ことが一つの解決方法であるが、この場合熱間圧
延方向と冷間圧延方向とが同一の場合、超塑性の
異方性が圧延方向に対して残るという問題点を残
していた。 本発明の目的は、従来技術の有する前記問題点
を除去・改善することのできる方法を提供するこ
とにある。 （問題点を解決するための手段） 上掲の目的に対して本発明は、次の事項を事旨
構成とする方法、即ち、 Ｃ≦0.02wt％（以下単に「％」で略記する）、
Si≦2.0％、Mn≦3.0％、Ni：３〜10％、Cr：20
〜35％、Mo：0.5〜6.0％、Ｎ：0.08〜0.3％を主
要成分として含み、残部が主としてFeよりなる
２相ステンレス鋼鋳造スラブを、プラネタリーミ
ルによる大圧下率高速熱間圧延を行い、その後直
ちに急冷し、ついで熱処理を行うことなく前記熱
間圧延方向とは異なる向きで冷間圧延を行うこと
を特徴とする超塑性２相ステンレス鋼板の製造方
法、 をもつて、上記の課題解決の手段とする。 熱間−冷間の各圧延方向を異ならしめる角度の
範囲は60〜120゜であり、好適な角度はできるだけ
90゜（直角）に近くするのが望ましく冷間圧延によ
る圧下は総圧下率で30％以上とするのが好まし
い。 （作 用） 本発明に関連して本発明者らが知見したところ
によると、プラネタリーミルにより熱間圧延をし
たもの、あるいはさらに焼鈍をすることなく引続
いて冷間圧延を行つた新規な２相ステンレス鋼の
製造技術の場合、圧延方向に伸びたオーステナイ
ト相が存在しているにも拘わらず優れた超塑性を
示すものが得られることが判つた。 そして、さらに研究を続けるうちに、上記知見
の技術の場合、組織の微細化処理を行うまでもな
く優れた超塑性を示すものが得られるが、このこ
とは次のように考えられる。即ち、フエライト相
基地中にオーステナイト相が伸長した組織中に、
超塑性加工のために行う加熱によつてσ相が析出
し、主にオーステナイト相とσ相組織となり、超
塑性加工ひずみの増大とともに、σ相、オーステ
ナイト相の微細等軸化が起こる。そして、フエラ
イト相も温度と時間によつては再び出現する。こ
の際、σ相の析出がいかに速く起こり、反応が安
定な状態になるかが、優れた超塑性を得るために
重要な点であり、冷間加工を施すことは、組織中
に多数の欠陥を導入して前記σ相の生成を速める
のに有効である。 さて、上述の冷間加工に際し、その圧延方向を
熱間圧延時の方向に対してある角度を持たせる
と、冷間圧延加工に伴うすべり線などの欠陥を、
組織へ導入する時に圧延異方性を少なくし得るこ
とが予想された。これはいわゆるクロス圧延とは
異なる。なぜなら、一般に、クロス圧延とは各パ
スの圧下率をできるでけ等しくするとともに、合
計パス回数を２以上とし、かつ、各パス毎の圧延
方向を変えて行う圧延だからである（特開昭60−
75524号公報）。 本発明法においては、熱間圧延方向に対してあ
る角度を持つた冷間圧延方法を採用しさえすれ
ば、たとえその後に行う冷間圧延方向が以後は同
一であつてもよく、また、総圧下率を30％超える
程度にコントロールするだけでもよい。ここにお
けるパラメータとしての角度、総圧下率、パスス
ケジユール等は、最終的に得られる超塑性変形能
の程度を製造コストと調整して決定する。 次に本発明にかかる２相ステンレス鋼の成分組
成を限定する理由を説明する。 Ｃは、0.02％より多いと粒界腐食が発生し、耐
孔食性が劣化し、炭化物の析出により熱間加工性
が低下し、かつγ相が高温域まで安定に存在し、
高温での熱間加工性が低下し、そして炭化物は超
塑性変形中にキヤビテーシヨン発生の起点となる
ため0.02％以下にする必要があり、0.01％以下が
より好ましい。 Siは、耐食性の向上に有効であるが2.0％より
多いと、高温でα相の粒成長による脆化、γ相脆
化、475℃脆性に悪影響を与えるので2.0％以下に
する必要があり、1.0％以下がより好ましい。 Mnは、3.0％より多いと耐食性が劣化し、γ相
量が必要以上に増加する。また製鋼工程中に混入
される元素であつて通常のフエライトまたはオー
ステナイトステンレス鋼の成分範囲である3.0％
以下の範囲内に限定すると工業的に容易に製造し
得るからである。 Niは、オーステナイト形成元素であり、Niが
３％より少ないとγ相が消失し、超塑性能を劣化
し、一方、10％より多いと粗大な必要量以上のγ
相が発生するばかりでなく製造コストが上昇する
のでNiは３〜10％の範囲内にする必要がある。 Crは、フエライト形成元素でありCrが20％よ
り少ないと耐食性が劣化し、一方35％より多いと
靭性が劣化するのでCrは20〜35％の範囲内にす
る必要があり、23〜27％の範囲内がより好まし
い。 Moは、フエライト形成元素であり、Moが0.5
％より少ないと耐局部腐食性が劣化は、優れた超
塑性変形能に深く関係しているσ相を得にくく、
一方6.0％より多いと靭性の劣化および耐局部腐
食性が劣化するばかりでなく製造コストが上昇す
るのでMoは0.5〜6.0％の範囲内にする必要があ
り、１〜４％の範囲内がより好ましい。 Ｎは、Ｃと同様な強力なオーステナイト形成元
素であり、このためＮ含有量は他のオーステナイ
ト形成元素およびフエライト形成元素とのバラン
スで定める。またＮはγ相に多く固溶して耐孔食
性を向上するに有効な元素である。Ｎ量の増加と
ともに耐孔食性は向上するので、少なくとも0.08
％以上必要とし、一方、Ｎが0.3％より多いとブ
ローホールなど鋼塊の欠陥を生じたりγ相が安定
に存在することにより熱間加工性が劣化するの
で、0.08〜0.3％の範内にする必要があり、より
好ましい範囲は0.08〜0.14％である。 （実施例） 第１表に示す成分組成（SUS 329 J2L）の２
相ステンレス鋼を、連続鋳造を経て鋼スラブと
し、厚さ140mmの鋼片とした後熱間圧延のための
加熱（1240℃）を行い、熱間圧延時のγ相当量８
％の鋼片を、プラネタリーミル（圧延機）を用
い、圧延速度170sec-1で熱間圧延後急冷し、得ら
れた試料（4.0mm）を総圧下率50％の冷間圧延を
熱間圧延方向と直角に施した。
【表】
この冷間圧延素材よりその圧延方向に対して、
直角および平行方向を引張り軸とする高温引張試
験片を採取し、超塑性変形能を調べた。比較例は
本発明例と同一の熱間圧延板を素材とし、冷間圧
延を熱間圧延方向と同一にし、総圧下率50％で行
つた冷間圧延板より、冷間圧延方向に対して直角
あるいは平行方向を引張り軸として引張試片を採
取し、同一の高温引張試験を行つたものである。
なお、標点距離は10mm、板厚2.0mmである。また
高温引張試験は、試験温度に５分間均熱保持後、
一定のクロスヘツド速度（初期ひずみ速度一定）
で引張り、破断までの伸びで評価した。その結果
を第２表に示す。併せて、第１図・第２図にもそ
の結果を示した。
直角および平行方向を引張り軸とする高温引張試
験片を採取し、超塑性変形能を調べた。比較例は
本発明例と同一の熱間圧延板を素材とし、冷間圧
延を熱間圧延方向と同一にし、総圧下率50％で行
つた冷間圧延板より、冷間圧延方向に対して直角
あるいは平行方向を引張り軸として引張試片を採
取し、同一の高温引張試験を行つたものである。
なお、標点距離は10mm、板厚2.0mmである。また
高温引張試験は、試験温度に５分間均熱保持後、
一定のクロスヘツド速度（初期ひずみ速度一定）
で引張り、破断までの伸びで評価した。その結果
を第２表に示す。併せて、第１図・第２図にもそ
の結果を示した。
【表】
【表】
以上の実施例の結果から判るように、本発明法
による製造方法によれば、 (1) 冷間圧延方向に対し、平行、直角両方向にお
ける超塑性変形能がほぼ同一となり、実用超塑
性加工における３次元的な塑性の流れに対し、
非常に有効である。 (2) 試験温度を900℃としたものにおいては、超
塑性については直角方向の伸びによつて制約さ
れていたが、本発明法によれば平行方向と同等
まで伸びが改善されるので、超塑性加工温度の
低温側への拡大が可能となつた。 (3) 速い引張速度において、従来例では直角方向
の伸び延性が素材の性能を限定していたが、本
発明法による板は同一の加工速度で直角方向で
の伸びの改善により、速い加工速度をとれるよ
うになつた。 このような結果を示すということは、実用加工
において、局部的な温度分布の不均一や加工速度
の不均一に対して鈍感で、かつ全面にわたつて板
厚分布を均一にできるということを示唆するもの
である。 （発明の効果） 以上の説明ならびに実施例の結果から判るよう
に、本発明によれば、２相ステンレス鋼板に対
し、容易に結晶微細化に伴う超塑性変形能を付与
し得ると共に、熱間−冷間圧延の方向が同一の場
合に比べて超塑性の異方性が残るということがな
く実用的なものを安価に得ることができる。
による製造方法によれば、 (1) 冷間圧延方向に対し、平行、直角両方向にお
ける超塑性変形能がほぼ同一となり、実用超塑
性加工における３次元的な塑性の流れに対し、
非常に有効である。 (2) 試験温度を900℃としたものにおいては、超
塑性については直角方向の伸びによつて制約さ
れていたが、本発明法によれば平行方向と同等
まで伸びが改善されるので、超塑性加工温度の
低温側への拡大が可能となつた。 (3) 速い引張速度において、従来例では直角方向
の伸び延性が素材の性能を限定していたが、本
発明法による板は同一の加工速度で直角方向で
の伸びの改善により、速い加工速度をとれるよ
うになつた。 このような結果を示すということは、実用加工
において、局部的な温度分布の不均一や加工速度
の不均一に対して鈍感で、かつ全面にわたつて板
厚分布を均一にできるということを示唆するもの
である。 （発明の効果） 以上の説明ならびに実施例の結果から判るよう
に、本発明によれば、２相ステンレス鋼板に対
し、容易に結晶微細化に伴う超塑性変形能を付与
し得ると共に、熱間−冷間圧延の方向が同一の場
合に比べて超塑性の異方性が残るということがな
く実用的なものを安価に得ることができる。
第１図は、本発明法あるいは冷間圧延方向を熱
間圧延方向と同一にするという従来法にて製造さ
れた２相ステンレス鋼板より、冷間圧延方向に対
し、直角あるいは平行に試片を採取し高温引張試
験を行つた結果のうち、試験温度を900℃の場合
の初期ひずみ速度と破断までの伸びとの関係を示
すグラフであり、第２図は、第１図と同じく試験
温度が950℃の場合の両者の関係を示すグラフで
ある。
間圧延方向と同一にするという従来法にて製造さ
れた２相ステンレス鋼板より、冷間圧延方向に対
し、直角あるいは平行に試片を採取し高温引張試
験を行つた結果のうち、試験温度を900℃の場合
の初期ひずみ速度と破断までの伸びとの関係を示
すグラフであり、第２図は、第１図と同じく試験
温度が950℃の場合の両者の関係を示すグラフで
ある。
Claims (1)
- １ Ｃ≦0.02wt％、Si≦2.0wt％、Mn≦3.0wt％、
Ni：３〜10wt％、Cr：20〜35wt％、Mo：0.5〜
6.0wt％、Ｎ：0.08〜0.3wt％を主要成分として含
み、残部が主としてFeよりなる２相ステンレス
鋼鋳造スラブを、プラネタリーミルによる大圧下
率高速熱間圧延を行い、その後直ちに急冷し、次
いで前記熱間圧延方向とは異なる向きで冷間圧延
を行うことを特徴とする超塑性２相ステンレス鋼
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3903487A JPS63206430A (ja) | 1987-02-24 | 1987-02-24 | 超塑性２相ステンレス鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3903487A JPS63206430A (ja) | 1987-02-24 | 1987-02-24 | 超塑性２相ステンレス鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63206430A JPS63206430A (ja) | 1988-08-25 |
| JPH024656B2 true JPH024656B2 (ja) | 1990-01-30 |
Family
ID=12541828
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3903487A Granted JPS63206430A (ja) | 1987-02-24 | 1987-02-24 | 超塑性２相ステンレス鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS63206430A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2810606B2 (ja) * | 1993-03-18 | 1998-10-15 | 日本冶金工業 株式会社 | 低温での変形抵抗が小さくかつ伸び特性に優れた超塑性２相ステンレス鋼 |
| WO1998010189A1 (fr) * | 1996-09-04 | 1998-03-12 | Hitachi, Ltd. | Roue de turbine de pompage/stockage d'eau de mer, son procede de fabrication et installation de pompage/stockage d'eau de mer |
-
1987
- 1987-02-24 JP JP3903487A patent/JPS63206430A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63206430A (ja) | 1988-08-25 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JPH07138704A (ja) | 高強度高延性複相組織ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2756549B2 (ja) | ばね特性に優れた高強度複相組織ステンレス鋼帯の製造法 | |
| JPH01172524A (ja) | 耐食性に優れた高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JPH0561344B2 (ja) | ||
| CN115198191B (zh) | 一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法 | |
| CN109576569A (zh) | 一种汽车扭力梁用钢材及其制备方法 | |
| JPH08319519A (ja) | 高強度複相組織ステンレス鋼帯又は鋼板の製造方法 | |
| JPS6137334B2 (ja) | ||
| JP3503959B2 (ja) | 靭性に優れた高強度ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2001271143A (ja) | 耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP2808675B2 (ja) | 微細粒ベイナイト鋼材 | |
| JPH07100822B2 (ja) | 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JP3252905B2 (ja) | 微細粒マルテンサイト鋼材 | |
| JPH07107178B2 (ja) | 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JPH024656B2 (ja) | ||
| JP3370441B2 (ja) | 伸び特性に優れる２相ステンレス鋼板とその製造方法 | |
| JPH07100824B2 (ja) | 延性に優れた高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JPH07100821B2 (ja) | 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JPH04276042A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPH0379742A (ja) | 耐孔食性に優れた２相ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH02290917A (ja) | フェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH07100823B2 (ja) | 面内異方性の小さい高延性高強度の複相組織クロムステンレス鋼帯の製造法 | |
| JP3418928B2 (ja) | 冷間鍛造用フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP2680424B2 (ja) | 低耐力オーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JPH0426719A (ja) | 高強度、高延性１３Ｃｒステンレス鋼の製造方法 |