JPH10265914A - 完全マルテンサイト性熱調質鋼、その使用及びこれを得るための熱処理法 - Google Patents
完全マルテンサイト性熱調質鋼、その使用及びこれを得るための熱処理法Info
- Publication number
- JPH10265914A JPH10265914A JP10068293A JP6829398A JPH10265914A JP H10265914 A JPH10265914 A JP H10265914A JP 10068293 A JP10068293 A JP 10068293A JP 6829398 A JP6829398 A JP 6829398A JP H10265914 A JPH10265914 A JP H10265914A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- alloy
- heat
- temperature
- tempered steel
- 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.)
- Granted
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
- C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
-
- 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
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C33/00—Making ferrous alloys
- C22C33/02—Making ferrous alloys by powder metallurgy
- C22C33/0257—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements
- C22C33/0278—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5%
- C22C33/0285—Making ferrous alloys by powder metallurgy characterised by the range of the alloying elements with at least one alloying element having a minimum content above 5% with Cr, Co, or Ni having a minimum content higher than 5%
-
- 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
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- 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
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)
- Heat Treatments In General, Especially Conveying And Cooling (AREA)
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Abstract
5%、Co15%まで、Mn4%まで、Ni4%まで、
Mo8%まで、W6%まで、V0.5〜1.5%まで、N
b0.15%まで、Ti0.04まで、Ta0.4%ま
で、Zr0.02%まで、Hf0.02%まで、B最大5
0ppm、C0.1%まで及びN0.12〜0.25%
(ここでMn+Niの含量は4%より少なく、Mo+W
の含量は8%より少ない)、残りは鉄及び製錬により生
じる不純物より成る完全マルテンサイト性熱調質鋼。
Description
ト性Cr9〜15%クロム鋼の群の新規の合金特殊性に
関する。焼き入れ相中での制御された析出実施を用い
て、優れた特性及び特性組み合わせを発電所分野での広
い用途のために調節することができる。
サイト性熱調質鋼(vollmartensitische Verguetungsst
aehl:英語fully martensitic quenching and tempering
steels)は、発電所工業用の広範囲の加工材料である。
高温使用のために重要な特性は、それの低い製造コス
ト、それの低い熱膨張及びそれの高い熱伝導率である。
ゆる熱調質プロセスにより得られる。これは、溶体化処
理(Loesungsgluehbehandlung)、焼き入れ処理(Abschr
eckung)及びそれに引き続く中程度の温度範囲での焼き
戻し処理(Anlassbehandlung)により行う。生じるミク
ロ構造は、析出相と共に成長するラス(Latte:英語lath
s)の緻密な配置によって優れている。このミクロ構造
は、高い温度では不安定である。これは時間、応力及び
それにかけられる成形に依存して軟化する。この熱処理
時に進行する相反応は、得られる靭性を所望の強度の範
囲内で限定する。作動時に進行する相反応は、析出物の
粗大化と共に、予め高い脆化敏感性の原因となり、その
構築部材の耐えるべき伸びを低下する。
の結果として、完全マルテンサイト性9〜15%クロム
鋼のクラスの慣用の合金は、近代の発電工業の要求にも
はや適しない。これは、第1に強度と靭性の組み合わ
せ、更に高温強度、クリープ抵抗、クリープ破断強度、
緩和強度、クリープ脆化及び熱疲労に対する抵抗の組み
合わせである。この合金クラスの絶えざる特性改善は、
殊に厚層の構築部材中の完全な熱調質可能性の要求によ
り狭い金属冶金学的範囲に限られている。
性及び特性組み合わせにおける更なる改善は、主とし
て、当該合金化手段により個々の熱処理相中で生じる組
織状態の高い安定性が達成される場合にのみ達成され
る。殊に、高い溶体化処理温度における粒子粗大化に対
する高い抵抗、焼き入れ時の改善された硬化性及び引き
続く焼き戻し処理の際の軟化に対する高い抵抗(焼き戻
し強度)がこれに属する。
金中では、バナジウム、ニオブ、炭素及び窒素の適当な
(経験的な)同調により、粒子粗大化抵抗、硬化性及び
焼き戻し強度の最適な組み合わせが達成されている。最
適な組み合わせは、原子百分率での炭素割合が窒素割合
よりも高い場合に達成される。最適炭素含有率は0.1
〜0.2重量%であり、この際、最適窒素含有率は0.0
5〜0.1重量%の範囲内にある。高い粒子粗大化抵抗
で最大の焼き戻し強度を得るためには、窒素を合金窒化
物形成体バナジウム又はニオブに対してほぼ化学当量で
合金化させる。その結果、バナジウムの最適含有率は
0.2〜0.35重量%であり、ニオブのそれは0.05
〜0.4重量%の範囲内にある。技術水準は、古い合金
X22CrMoV121(X22)、X20CrMoV
121、X12CrNiMo2、X19CrMoVNb
N111(X19)及び最近の合金X10CrMoVN
bN91(P/T91)、X12CrMoWVNbN1
011(RotorstahlE2)、X18CrMo
VNbNB91(Rotorstahl B2)及び合
金X20CrMoVNbNB101(TAF)で代表さ
れる。
ンサイト性構造の形成のための合金特殊性を同定するこ
とを課題とする。
(Sondernitrid:alloy nitrides)又は合金炭窒化物(S
ondercarbonitrid: alloy carbonitrides)の制御された
溶解及び再析出をマルテンサイト相変態と一緒に行っ
て、得るべき特性及び特性組み合わせが、熱調質すべき
構築部材の大きさにより限定されることなしに、最大の
特性及び特性組み合わせをもたらす。その組成及び熱処
理における優れた特殊性は、それを薄壁の構築部材、例
えば管、ボルト及びショベルの分野のみならずロータ
ー、回転盤、種々の筐体要素、ボイラー装置等にも使用
することを可能にする。
化物を非常に高い溶体化処理温度での部分的溶解により
非常に有効な量で再び再析出させることができ、かつこ
のことがマルテンサイト相変態の前に行なうことを可能
にする合金組成及び熱処理パラメータの特殊性である。
これは、粗大化に対する一般に高い抵抗を有する熱的に
非常に安定な合金窒化物又は合金炭窒化物に関するの
で、これは高い溶体化処理温度における粒子粗大化に対
する高い抵抗を確保し、この粒子の再析出は、この工業
における厚壁の構築部材の場合に支配的な緩徐な冷却速
度の際にも、冶金学的相変態の間の最大強化のために利
用することができる。このような冷却プロセスの使用に
より、高い焼き戻し温度及び/又は焼き戻し時間の際の
軟化−及び脆化敏感性は明らかに低下される。焼き戻し
処理の後に生じるミクロ構造は、マルテンサイト相変態
の前に既に現れるラス組織中の合金窒化物及び/又は合
金炭窒化物の非常に一様で緻密な分散により優れてい
る。この同定された合金組成は、粒子粗大化抵抗、硬化
性及び焼き戻し安定性の最適な組み合わせを提供するだ
けでなく、良好な機械特性及び高い組織安定性の目的の
ための析出相によるマルテンサイト相変態の所望の影響
にも作用することも可能とする。
に、この相反応を利用する組成の詳細は、本質的に次の
ものを含有する:Cr8〜15%、Co15%まで、M
n4%まで、Ni4%まで、Mo8%まで、W6%ま
で、V0.5〜1.5%、Nb0.15%まで、Ti0.0
4%まで、Ta0.4%まで、Zr0.02%まで、Hf
0.02%まで、C 0.1%まで及びN 0.12〜0.2
5%、残りは鉄及び通常の製錬時に生じる不純物。改善
された特性組み合わせの制御された調節を可能にする当
該熱処理は、次の特徴を有する。溶体化処理を1150
〜1250℃で、0.5〜15時間の保持時間で行うの
が有利である。冷却は急速又は緩徐に制御下におこな
い、必要性及び使用に応じて900〜500℃の温度範
囲での恒温焼き鈍しにより中断する。冷却及び恒温焼き
鈍しは、必要性及び使用に応じて加工熱処理を伴うこと
もできる。焼き入れ後の焼き戻し処理は、600〜82
0℃の範囲の温度で行い、0.5〜30時間かかってよ
い。
組成及び熱処理の前記の特殊性は、強度、靭性、高温強
度、緩和強度、クリープ抵抗、クリープ破断強度、クリ
ープ延性、熱疲労に対する抵抗などの最大可能な特性組
み合わせの調節を可能とする。自己調節性の析出状態の
簡単な制御可能性は、高温使用のための製品の経済的に
有効な開発及び改善を可能とする。作動中に進行する組
織時効化(Gefuegealterung)は、析出状態の一様性及び
安定性により遅らされ、制御され、かつこれにより寿命
の延長のみならず作動時の構築材料の寿命予想の可能性
をも高める。厚壁の構築部材、例えばローター中の組織
形成は、局所的な冷却速度の影響及び制御により要求に
合せて、フレキシブルにかつ最適に構成することができ
る。このことは、その中に現れる熱応力の一様でない作
業条件の考慮下でのこのような構築部材の明らかに改善
された寿命最適化を可能とする。
(Austenitalterungsbehandlung ;ausaging)で特徴付け
られている熱処理を図示したものである。
合金P/T91と比較した本発明による合金の粒子寸法
に対する溶体化処理温度の影響を示す図である。
サイトの硬度への恒温オースエージングの影響を示して
おり;温度記載はオースエージングを実施したその都度
の温度であり;時間軸は各々の実施されたオースエージ
ングの時間を示す。
と比較した本発明による合金の焼き戻し曲線を示す。
し曲線への過オースエージング(Austenitueberalterun
g:excessive ausaging)の影響を示す曲線である。
衝撃作用への及びノッチ衝撃作用の転移温度へのオース
エージングの影響を示す図である。
度23〜600℃での降伏点(Streckgrenze)に対する
オースエージングの影響を示す図である。
金との間の高温降伏点の比較を示す図である。
金との間の室温におけるノッチ衝撃作用と降伏点を示す
図である。
チ衝撃作用及びノッチ衝撃作用の転移温度に対するオー
スエージングの影響を示す図である。
の経過への化学的組成(AP1、AP8)及び過オース
エージングの温度(700℃、600℃)の影響を示す
図である。
ものは、本質的にCr8〜15%、Co15%まで、M
n4%まで、Ni4%まで、Mo8%まで、W6%ま
で、V0.5〜1.5%、Nb0.15%まで、Ti0.0
4%まで、Ta0.4%まで、Zr0.04%まで、Hf
0.04%まで、C 0.1%まで及びN 0.12〜0.2
5%を含有し、鋳造又は粉末冶金法で製造することがで
きる。このような特殊なものは、所定の用途に依存して
熱動力学的に安定な合金窒化物及び合金炭窒化物の目的
とする溶解−及び再析出反応を高い温度でかつマルテン
サイト相変態の前に利用することを可能とする。これに
より、焼き戻し処理及び作動時に生じる組織の全体的安
定性は高まり、機械的特性は全体として改善される。
ルテンサイト性9〜12%クロム鋼は、大抵は炭素が多
く、その作用を焼き戻し組織(その中でM23(C、
N)及びM2(C、N)型の炭化クロムが全体の析出量
に最大に寄与する)により得ている。この析出相は、迅
速に粗大化し、不均一マルテンサイト基本組織内で凝集
する傾向を示し、従って、強度に対するその作用におい
て非常に限定されているだけではなく、同時に靭性を低
下する作用もする。その容量分寄与は、相応する合金炭
窒化物形成体、例えばNb、Ti、Ta、Zr及びHf
の特殊なものの含量が高められるかぎりにおいて、いわ
ゆる合金炭窒化物の高い析出量に有利なように低下させ
ることができる。このような特殊性は、これから使用す
べき高められた溶体化処理温度で、粒子粗大化に対する
不充分な抵抗をもたらし、これは、同様に非常な靭性低
下作用をする。更に、この手段を用いては、完全焼き入
れに良好に影響することはできない。この場合に、非常
に緩徐な冷却速度は、結果として、迅速に粗大化する炭
化クロムのオーステナイト粒界上への析出及びフェライ
ト、パーライト又はベイナイト構造への部分的変態が起
こす。
前記の欠点は、窒素及びバナジウムの高い含有率及び他
の合金炭窒化物形成体、例えばNb、Ta、Ti、Zr
及びHfの低い混入量の制御された適合により次のよう
に除かれる。窒素及びバナジウムの溶解性は、高含有率
で合金化されているかぎり、オーステナイトが安定又は
準安定なマトリックスとして存在する1300〜600
℃の温度範囲内で非常に温度依存性である。この溶解性
勾配(Loeslichkeitsgefaelle)は、立方性VN−合金窒
化物の部分的溶解及び非常に強化に作用する高い析出量
の再析出を可能とする。このタイプの析出は、相応する
温度範囲で非常に一様に生じ、粗大化に対して高い抵抗
を有する。Nb、Ta、Ti、Zr及びHfとの目標と
する微少合金化により、析出量に影響することができ、
粗大化に対する粒子の安定性を改善することができる。
その結果として、鍛造処理の間に溶解−及び再析出反応
により極めて微細粒子状構造を調節することができる。
この鍛造処理から生じる構造は、一次窒化物の安定化作
用により粒子粗大化に対して非常に抵抗性であり、従っ
て、溶体化処理の間の一次窒化物の制御された部分的な
再溶解を可能とする。中程度の温度範囲での又は加工熱
処理での恒温焼き鈍しを伴う又は伴わない制御された冷
却の過程で、3〜50nmの粒径及び5〜100nmの
粒子間隔を有する目標窒化物懸濁液を得ることができ
る。これは、生じるマルテンサイトの形態及び転位密度
(Versetzungsdichte:dislocation density)に影響す
る。粗大な粒界析出の無制御の形成及び粒界膜の形成
は、この合金窒化物の種類及び生成速度により抑制され
る。ベイナイト変態は、このような窒素−及びバナジウ
ムの多い系中では観察されない。マルテンサイト中での
急速冷却の後の析出反応を焼き戻し処理の間に行う場合
には、窒化物の空間的分布の不均一性が著しく増加し
て、焼き戻されたマルテンサイトの内部界面層上の膜形
成−及び/又はアグロメレーシヨン敏感性が明らかにな
る。これらは、強度及び靭性の達成可能な組み合わせを
低め、クリープ破壊強度及びクリープ靭性の達成可能な
組み合わせをも低める。このことから、このような特殊
なものにおいては、常に、最終的に改善すべき特性組み
合わせをもたらすマルテンサイト相変態の前の特定の遅
延された冷却過程及び析出制御が存在する。
型の個々の窒素含有率の高い合金組成(これは、窒化バ
ナジウムを前記の様に析出する本来の能力を有する)が
既に部分的に存在する。しかしながら、ここで発明とし
て記載されている特殊性で同様に構造発生に決定的に影
響する方法の最適な組み合わせを示す特殊性は未知であ
る。これには、殊に非常に高い溶体化処理温度における
粒子粗大化に対する抵抗の制御、非常に緩徐な冷却プロ
セスの間の高められた析出量を得ることによる強度増加
の可能性及びこの冷却プロセスの結果としての焼き戻し
安定性の非常に有効な増加が属する。
た合金範囲の根拠を、この意想外の熱処理法との関連性
で示す。
る。それにも関わらず、そのフェライト安定化作用は、
他の元素、例えばCo、Mn又はNiのオーステナイト
安定化作用により相殺されるはずである。これらは、マ
ルテンサイト−開始温度をも焼き戻し処理の際のフェラ
イト安定性をも完全マルテンサイト性熱調質組織の生成
のために不利であるように低下させるか、又はCoの場
合のように合金化コストを高める。この理由から、Cr
は15%を越えてはならない。逆に、クロムが8%より
低いと、腐食及び酸化安定性を許容不能な水準まで低下
するばかりでなく、完全焼き入れ性をも、マルテンサイ
ト相変態の前の合金窒化物のフレキシブルな析出が著し
く妨害されるような程度に妨害する。特に有利な範囲
は、クロム10〜14%、殊にクロム11〜13%であ
る。
元素であり、マルテンサイト相変態の前の合金窒化物の
フレキシブルな析出実施のために非常に重要である。し
かしながら、4重量%はこの目的のために充分である。
更に、Mnはマルテンサイト開始温度及び焼き戻し処理
の際のフェライト安定性を低下させ、これが完全熱調質
された状態での不所望な組織構造形をもたらす。特に有
利な範囲はマンガン2.5%まで、0.5〜2.5%及び
0.5〜1.5%である。
元素であるが、その作用はマンガンのそれほど強くはな
い。他方、高い溶体化処理温度でのオーステナイト安定
性に関するその作用は、マンガンのそれよりも明らかに
強い。更に、マルテンサイト開始温度及び焼き戻しの際
のフェライト安定性へのその低下作用も、マンガンのそ
れほど高くはない。NiのMnによる置換は、マルテン
サイト相変態の前に実施すべき析出反応のフレキシビリ
テイ及び熱調質された状態での最適組織形成のために必
要なAc1温度の高さに左右される。それにも関わら
ず、ニッケル含有率は4重量%を越えてはならず、さも
ないと、Ac1が不充分な低い値まで低下する。特に有
利な範囲は、ニッケル2.5%まで、0.3〜2.5%、
0.5〜2.5%、2%まで及び1.5%までである。
で、各々の使用元素の絶対的量割合は重要性が少なく、
むしろ双方の量の合計が重要である。充分な最適組織形
成のためには、Ni+Mnの合計は4重量%以下であ
る。特に有利な範囲は、Ni+Mnが3.0重量%以
下、Mn+Niは2.5重量%以下、Mn+Niは2.0
重量%以下、Mn+Ni=0.5重量%〜Mn+Ni=
2.5重量%である。
における高いオーステナイト安定性の最適化のために重
要な元素である。その量割合は、強度にとって重要なフ
ェライト安定化性元素Mo、W、V、Nb、Ta、T
i、Zr及びHfの量に左右される。15重量%を越え
ると、Ac1−温度が完全熱調質された組織を得るため
にもはや許容しえない低い値まで低下する。有利な範囲
は5〜15重量%、3〜15重量%、1〜10重量%、
3〜10重量%、1〜8重量%、3〜7重量%及び1〜
6重量%である。
タングステン含有率に基づき非常に高い強度ポテンシヤ
ルを有する合金を得るためには、コバルト5〜15重量
%であり、低い〜中程度の強度水準の合金を得るために
は1〜10重量%である。
a、中程度のそれは、850〜1100MPaであり、
高いそれは、11000MPaを越える。
当することができる。クロム及びマンガンと同様に、完
全熱調質可能性に対して非常に促進性の作用を有する。
更に、これは、溶液中で又は析出反応上で本質的に更な
る強度上昇に寄与することができる。それにも関わら
ず、高いモリブデン含有率は、それを形成する金属間析
出相の迅速な粗大化により靭性を低める。その理想的な
含有率は、構築部材の所望の用途及び相応する使用温度
に左右される。それにも関わらず、8重量%を越えるモ
リブデン含有率は、靭性及びマルテンサイト開始温度を
許容不能な値まで低める。有利なモリブデン含有率は、
5重量%を下回り、殊に4及び3重量%を下回る。
テン含有率は、6重量%を下回るべきである。その理想
的含有率は、モリブデンと同様に相応する構築部材の用
途及び使用温度に左右される。有利なタングステン含有
率は、4重量%を下回り、殊に3重量%を下回る。
するので、個々の元素の絶対的な量割合は重要ではな
く、むしろ双方の量の合計が重要である。充分に最適に
近い組織形成のためには、Mo+Wの合計は8重量%を
越えてはならない。高強度の合金を得るために特に好適
な範囲は、Mo+W=3重量%〜Mo+W=8重量%、
殊にMo+W=3重量%〜Mo+W=5重量%である。
低い〜中程度の強度を有する合金を得るために特に有利
な範囲は、Mo+Wで4重量%を下回り、殊にMo+W
で3重量%を下回り、Mo+W=1重量%〜Mo+W=
3重量%である。
靭性、クリープ破壊強度及びクリープ延性及び構造安定
性の調節に関して最も重要な合金元素である。これは、
窒素と一緒になって、高い溶体化処理温度の際の粒子粗
大化に対する高い抵抗及び低い析出温度の際のVN−合
金窒化物の強度付与性の高い析出量を確保する。それに
も関わらず、高い粒子粗大化抵抗と強化作用をする析出
量との充分に良好な組み合わせを得るためには、最低
0.5重量%が必要である。バナジウムの高い含量は、
高い溶体化処理温度を必要とする。1.5重量%を越え
るバナジウム含有率では、高い強度を得るために施すべ
き溶体化処理温度は工業的にもはや実現できない値まで
上昇する。有利な範囲は、バナジウム0.5〜1重量%
である。特に有利な範囲は、バナジウム0.5〜0.8重
量%である。
の随伴元素である。高い粒子粗大化抵抗と強化に作用す
る析出量との充分に良好な組み合わせを得るために、最
低0.12重量%が必要である。バナジウムの場合と同
様に、0.25重量%を上回る窒素含有率で改善された
特性を得るために施すべき溶体化処理温度は、工業的に
はもはや実現できない値まで上昇する。有利な範囲は、
窒素0.12〜0.2重量%である。特に有利な範囲は、
窒素0.12〜0.18重量%である。
することができる。僅かな量で、炭素は、粒子粗大化抵
抗を低めることなしに、合金炭窒化物の高い析出量に寄
与することができる。過剰の炭素は、焼き入れられたマ
ルテンサイトの硬度を高める。それにも関わらず、これ
は、靭性低下性の析出相、例えばM23C6及びM
2(C、N)の形成及び小さい冷却速度ではベイナイト
の形成を促進する。従って、炭素含有率は、0.1重量
%を越えてはならない。有利な範囲は、C 0.05重
量%より低い。特に有利な範囲は、C 0.03重量%
より低い。
及びハフニウム これら全ては、バナジウムと同様に窒素及び炭素と一緒
にMXタイプの合金炭化物を形成することのできる合金
元素である。バナジウムが欠けると、高い粒子粗大化抵
抗とMX−合金炭窒化物(M=Nb、Ta、Ti、Z
r、Hf;X=C、N)の強化作用をする析出量との調
節可能な結びつきは、これらの合金炭窒化物形成体のN
及びCへの高すぎる親和性に基づき、とるに足らない程
度に小さい。それらの作用は、おそらく、それらがその
少量の混入量で、溶体化処理の際の粒子粗大化抵抗及び
析出すべき一次のV(C、N)−窒化物の安定性をVに
よる部分的置換により高めることによるらしい。最適な
作用を得るために、それらの含有率は、元素C及びNへ
のその親和性に依存して臨界値を越えて上昇してはなら
ない。これはNbでは0.15重量%、Taでは0.4重
量%、Tiでは0.04重量%、元素Hf及びZrで
は、それぞれ0.02重量%である。これらの元素は、
単独で又は相互に組み合わせて有効に特性改善に寄与す
ることができる。最適の組み合わせは、調節すべき機械
特性に依存して決まる。
形成体として有利な元素である。有利な最大ニオブ含有
率は0.1重量%を下回る。特に有利なニオブ含有率
は、0.02〜0.1重量%である。
て、マルテンサイト相変態の前のオーステナイト中のフ
レキシブルな析出反応のために好適である。更に、これ
は、焼き戻しマルテンサイト中の析出物の粗大化抵抗を
高める。これは偏折する傾向があり、窒素に対する高い
親和性を示すので、硼素は0.005重量%までの含有
率に限定すべきである。
する。これは、溶解時に鋼の強度に寄与することがで
き、同時に酸化安定性をも高めることができる。それに
も関わらず、これは、大量では脆化作用をする。従っ
て、珪素の重量割合は0.3重量%を越えるべきではな
い。
調質プロセスにより得られる完全マルテンサイト性焼き
戻し組織を確保することである。これは、溶体化処理、
マルテンサイト相変態に先行する加工熱処理又は恒温焼
き鈍しを伴う又は伴わない制御された急速又は緩徐な冷
却処理及び室温までの急冷の後に引き続く焼き戻し処理
よりなる。
温度で、0.5〜15時間の保持時間で行う。この溶体
化処理の目的は、合金窒化物及び合金炭窒化物の部分的
溶解である。加工熱処理、即ち成形を伴う又は伴わない
焼き入れ相での特別に遅延された冷却又は恒温焼き鈍し
は、900〜500℃の温度で行い、この全体の焼き入
れ処理を約1000時間まで遅延させることができる。
これは、オーステナイト性基本マトリックス中の析出プ
ロセスの制御された実施及び既に存在する析出相による
マルテンサイト相変態の影響及び焼き戻しの間の及び作
動中の遅延された組織時効化を意図している。焼き戻し
処理は、600〜820℃の間の温度で、かつ0.5及
び2.5時間の焼鈍し時間で行う。このことは、マルテ
ンサイト相変態により得られる内部応力の部分的軽減を
意図している。
た組織の平均粒子寸法は、50μmの値を越えて成長し
ない。付加的に、引き続くマルテンサイト開始温度まで
の冷却により、バナジウムの多い合金窒化物又は合金炭
窒化物の制御された析出が影響され、これは加工熱処理
により又は人為的に遅延された急冷により影響される。
び熱処理特殊性の範囲で、合金組成及び熱処理を説明す
る。APと記載されている本発明による合金の化学的組
成を第1表中に記載し、そこで種々の比較合金と比較す
る。AP−合金は、特に高い窒素含有率及びバナジウム
含有率で区別されている。
圧、1500〜1600℃の温度で融解させた。鋳塊を
1230〜1050℃で鍛造加工した。熱処理を15m
mの厚さを有する鍛造プレート上で実施した。
処理を1180℃で1時間行った。これに引き続き、そ
の都度120℃/hの冷却速度で炉内制御冷却を行っ
た。個々の熱処理は恒温オースエージング(isothermal
ausaging)処理の特徴を有する。この際に、試料を溶体
化処理の後に、明らかににマルテンサイト開始温度の上
にある中位の温度まで冷却し、次いでこの温度で一定時
間保持し、引き続き室温まで冷却する。このような熱処
理を図1に図示した。
称し、次の特徴を有する: T2:450℃/hで300℃から1180℃まで加熱 1180℃で1時間溶体化処理 空気中で2時間かかって室温まで冷却 700℃で4時間焼き戻し、引き続き空気中で冷却 T5:450℃/hで300℃から1180℃まで加熱 1180℃で1時間溶体化処理 炉内で120℃/hで700℃まで冷却 700℃で120時間恒温焼き鈍し 炉内で120℃/hで室温まで冷却 700℃で4時間焼き戻し、引き続き空気中で冷却 T6:450℃/hで300℃から1180℃まで加熱 1180℃で1時間溶体化処理 空気中で2時間かかって室温まで冷却 650℃で4時間焼き戻し、引き続き空気中で冷却 。
に高い冷却速度による熱処理T5とは異なっている。熱
処理T5では、付加的にマルテンサイト相変態の前に長
い恒温焼き鈍しが実施される。
示している。
ルテンサイト硬度及び焼き戻し安定性に対するマルテン
サイト相変態に先行するオースエージングの作用に関す
る広範囲な調査を実施した。ここで、選択された合金で
新たな種類の熱処理を考慮に入れて達成すべき強度及び
ノッチ衝撃作用を試験した。
り得られる粒子寸法を示している。一般に、粒子寸法は
溶体化処理温度の上昇に伴い成長する。通常の9〜12
%クロム鋼の場合には、1100℃の溶体化処理温度よ
り上で非常にはっきりした粒子粗大化が開始する。これ
とは反対に、本発明による合金では、1200℃より上
で初めて速い粒子粗大化が開始する。
化処理の後でマルテンサイト相変態の前の恒温焼き鈍し
が焼き入れられたマルテンサイトへどのように作用する
かを示している。個々の試料をその都度、種々異なるオ
ースエージング温度及びオースエージング時間で炉から
取り出し、水中で焼き入れした。零時点での硬度は、オ
ースエージングの不存在でのマルテンサイト硬度に相当
し、即ち溶体化処理(1200℃/h)されかつ直接的
焼き入れられ状態に相当する。オースエージングの間
に、焼き入れ硬度は、マルテンサイト相変態の前の貯蔵
温度及び貯蔵時間に依存して変わる。この際、硬化経過
は単調でありえない。原則的に低いオースエージング温
度では、高いオースエージング温度の場合よりも高い焼
き入れ硬度が得られる。しかしながら、図3は、新しい
組織状態を得るためのオースエージング処理が、大きな
硬度損失を予想することなしに充分に制御できることを
示している。
し曲線を公知の合金X20CrMoV121と比較して
示している。原則的に本発明による合金では、600℃
より上の焼き戻し温度で高い硬度が得られ、これは、合
金中のモリブデンの同じ含有率の場合である(第1表中
のAP14とTAFを比較)。モリブデンの影響は非常
に高い含有率の場合に初めて顕著になる(AP8)。
戻し安定性への先行の過オースエージングの影響を示し
ている。過オースエージングは、オースエージングの後
に溶体化処理され、直接焼き入れられた状態よりも低い
マルテンサイト硬度を有する組織状態に関連している。
しかしながら、工業的に重要である600℃より高い焼
き戻し温度に対する違いは取り除かれていることは明ら
かである。むしろ、650℃の焼き戻し温度でより高い
硬度を有する状態(オースエージング:600℃/15
0h)が生じる。従って、オースエージングは、より高
い強度の調節のために利用できる。
衝撃作用及びノッチ衝撃作用の転移温度へのオースエー
ジングの影響を示している。原則的にノッチ衝撃作用の
転移温度は焼き戻し温度の上昇に伴い低下し、従って、
より高いノッチ衝撃作用の設定を許容する。合金AP1
の場合には、過オースエージングが実質的な脆化をもた
らさないことが明らかである。
点へのオースエージングの影響を示している。原則的
に、焼き戻し温度の低下に伴い、この降伏点は上昇す
る。このことは、相応する図6による高い強度を得るこ
とは、明らかに減少されたノッチ衝撃作用の負担の下で
行うことを意味する。これに反して、本発明による合金
AP1の過オースエージングは、脆化に結びつくことな
しに、約550℃の温度までの降伏点の明白な上昇をも
たらす。
金(X20CrMoV121、X12CrNiMo1
2)又は工業で最近使用されている合金(X12CrM
oWVNbN1111)の間の降伏点の比較を示してお
り、ここで、記載の比較値は最小標準値である。この比
較は、類似の焼き戻し温度では合金AP1の例は明らか
に高い降伏点が生じることを示している。
れている合金と例示の合金AP1との間の比較を示す。
最適化されたオースエージングの考慮下に製造された本
発明によるAP1型の合金は、室温でのノッチ衝撃作用
及び降伏点の明らかに良好な組み合わせを可能とし、こ
の際、例示の合金AP1に相当する良好に最適化された
化学組成がオースエージングの有利な利用のための決定
的な前提であることが明らかである。
チ衝撃作用及びノッチ衝撃作用の転移温度へのオースエ
ージングの影響を示している。これは、モリブデンの高
い含有率を特徴としている(第1表参照)。これによ
り、600℃より高い焼き戻し温度でも、極めて高い焼
き戻し安定性を得ることができる(図4参照)。他方、
このことは顕著な脆化の欠点と結びついている。710
℃から740℃への焼き戻し温度の上昇は、ここでは僅
かのみの作用を示すことを立証している。これに反し
て、この合金のノッチ衝撃作用の転移温度を、先行の過
オースエージングにより710℃の焼き戻し温度の保持
下でもかなり低下させることができる。
℃〜650℃間の降伏点への過オースエージングの影響
を示している。正に、合金AP1とは反対にこの過オー
スエージングにより、室温では降伏点の上昇は得られな
いが、低いオースエージング温度での過オースエージン
グにより500℃より高い温度での高温降伏点のかなり
の上昇が得られる。これらの比較は、最適の化学組成
(窒素及びバナジウムの高い含有率を特徴とする)によ
りオースエージング条件の最適化と一緒に機械的特性の
良好な組み合わせを得ることができることを証明してい
る。
子寸法を示す図。
でマルテンサイト相変態の前の恒温焼き戻しが焼き入れ
られたマルテンサイトへどのように作用するかを示して
いる図。
の合金X20CrMoV121と比較して示している
図。
の先行の過オースエージングの影響を示している図。
ノッチ衝撃作用の転移温度へのオースエージングの影響
を示している図。
エージングの影響を示している図。
rMoV121、X12CrNiMo12)又は工業で
最近使用されている合金(X12CrMoWVNbN1
111)の降伏点を比較して示している図。
例示の合金AP1の室温におけるノッチ衝撃作用と降伏
点を比較して示している図。
びノッチ衝撃作用の転移温度へのオースエージングの影
響を示している図。
の間の降伏点への過オースエージングの影響を示してい
る図。
Claims (17)
- 【請求項1】 本質的に(重量で測定して)Cr8〜1
5%、Co15%まで、Mn4%まで、Ni4%まで、
Mo8%まで、W6%まで、V0.5〜1.5%、Nb
0.15%まで、Ti0.04%まで、Ta0.4%ま
で、Zr0.02%まで、Hf0.02%まで、B最大5
0ppm、C 0.1%まで及びN 0.12〜0.25%
(ここで、Mn+Niの含有率は4%より少なく、Mo
+Wの含有率は8%より少ない)、残りは鉄及び通常の
製錬から生じる不純物より成る完全マルテンサイト性熱
調質鋼。 - 【請求項2】 V0.5〜1%及びN 0.12〜0.2
%、Nb0.1%以下、かつ/又はTi0.001〜0.
04%及び/又はTa0.001〜0.4%及び/又はZ
r0.001〜0.02%及び/又はHf0.001〜0.
02%が存在する、請求項1に記載の完全マルテンサイ
ト性熱調質鋼。 - 【請求項3】 V0.5〜0.8%及びN 0.12〜0.
18%、ニオブの含有率は0.02〜0.1%であり、か
つTi0.001〜0.04%及び/又はTa0.001
〜0.4%及び/又はZr0.001〜0.02%及び/
又はHf0.001〜0.02%が存在する、請求項1に
記載の完全マルテンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項4】 Co 5〜15%が存在する、請求項1
から3のいずれか1項に記載の完全マルテンサイト性熱
調質鋼。 - 【請求項5】 Cr10〜14%、Mn2.5%以下、
かつNi2.5%以下が存在し、Ni+Mnの合計は2.
5%以下であり、Mo5%以下、かつW4%以下が存在
し、Mo+Wの合計は3〜6%である、請求項2又は4
に記載の完全マルテンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項6】 Cr11〜13%、Mn1.5%以下、
かつNi1.5%以下が存在し、この際、Ni+Mnの
合計は2%以下であり、Mo+Wの合計は3〜5%であ
る、請求項3又は5に記載の完全マルテンサイト性熱調
質鋼。 - 【請求項7】 Co1〜10%が存在する、請求項1か
ら6のいずれか1項に記載の完全マルテンサイト性熱調
質鋼。 - 【請求項8】 Cr10〜14%及びCo1〜8%、M
n2%以下、かつNi2%以下が存在し、この際、Ni
+Mnの合計は2.5%以下であり、Mo3%以下、か
つW3%以下が存在し、Mo+Wの合計は3%以下であ
る、請求項2から7のいずれか1項に記載の完全マルテ
ンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項9】 Cr11〜13%、Co1〜6%、Mn
1.5%以下、かつNi1.5%以下が存在し、この際、
Ni+Mnの合計は2%以下である、請求項3又は8に
記載の完全マルテンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項10】 Co3〜15%が存在する、請求項1
から6のいずれか1項に記載の完全マルテンサイト性熱
調質鋼。 - 【請求項11】 Cr10〜14%及びCo3〜10
%、Mn2.5%以下、かつNi2.5%以下が存在し、
この際、Ni+Mnの合計は3%以下であり、Moは4
%以下であり、かつWは4%以下で存在し、Mo+Wの
合計は4%以下である、請求項2又は10に記載の完全
マルテンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項12】 Cr11〜13%、Co3〜7%、M
o3%以下であり、かつW3%以下が存在し、Mo+W
の合計は3%以下である、請求項3又は11に記載の完
全マルテンサイト性熱調質鋼。 - 【請求項13】 請求項1から12のいずれか1項に記
載の完全熱調質可能な鋼合金の耐荷重性用途のための使
用。 - 【請求項14】 合金を1150℃〜1250℃の温
度、保持時間0.5〜15時間で溶体化処理し、この合
金を室温まで冷却させ、引き続き600〜820℃の温
度で0.5〜25時間焼き戻すことを特徴とする、請求
項1から12のいずれか1項に記載の完全熱調質可能な
鋼合金を得るための熱処理法。 - 【請求項15】 合金を、溶体化処理の後に、120℃
/hより小さい冷却速度で900℃を下回る温度まで冷
却させる、請求項14に記載の熱処理法。 - 【請求項16】 溶体化処理に直接引き続いて、900
℃を下回る温度で、一つの又は種々の温度で1回以上の
恒温焼き鈍しを5〜500時間行う、請求項14又は1
5に記載の熱処理法。 - 【請求項17】 溶体化処理の後の熱処理に成形を接続
させる、請求項14、15又は16に記載の熱処理法。
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
DE19712020A DE19712020A1 (de) | 1997-03-21 | 1997-03-21 | Vollmartensitische Stahllegierung |
DE19712020.2 | 1997-03-21 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH10265914A true JPH10265914A (ja) | 1998-10-06 |
JP4204089B2 JP4204089B2 (ja) | 2009-01-07 |
Family
ID=7824257
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP06829398A Expired - Fee Related JP4204089B2 (ja) | 1997-03-21 | 1998-03-18 | 焼戻しマルテンサイト単相組織の鋼を得るための熱処理法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6030469A (ja) |
EP (1) | EP0866145B1 (ja) |
JP (1) | JP4204089B2 (ja) |
AT (1) | ATE239804T1 (ja) |
DE (2) | DE19712020A1 (ja) |
ES (1) | ES2199414T3 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004522001A (ja) * | 2001-02-09 | 2004-07-22 | ケステック イノベーションズ エルエルシー | ナノ炭化物析出強化された超高張力耐蝕性構造用鋼 |
JP2006241482A (ja) * | 2005-02-28 | 2006-09-14 | National Institute For Materials Science | 焼戻しマルテンサイト組織を有するフェライト耐熱鋼とその製造方法 |
Families Citing this family (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE60042654D1 (de) | 1999-07-12 | 2009-09-10 | Mmfx Steel Corp Of America | Niedrig kohlenstoffhaltige stählen und hervorragenden mechanischen und anti-korrosions eigenschaften |
JP3492969B2 (ja) * | 2000-03-07 | 2004-02-03 | 株式会社日立製作所 | 蒸気タービン用ロータシャフト |
DE10025808A1 (de) | 2000-05-24 | 2001-11-29 | Alstom Power Nv | Martensitisch-härtbarer Vergütungsstahl mit verbesserter Warmfestigkeit und Duktilität |
CA2361180A1 (en) * | 2000-11-03 | 2002-05-03 | Michael M. Antony | Thermal fatigue resistant stainless steel articles |
DE10063117A1 (de) | 2000-12-18 | 2003-06-18 | Alstom Switzerland Ltd | Umwandlungskontrollierter Nitrid-ausscheidungshärtender Vergütungsstahl |
JP4836063B2 (ja) * | 2001-04-19 | 2011-12-14 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 |
US20040115084A1 (en) * | 2002-12-12 | 2004-06-17 | Borgwarner Inc. | Method of producing powder metal parts |
US20060065327A1 (en) * | 2003-02-07 | 2006-03-30 | Advance Steel Technology | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
US6890393B2 (en) * | 2003-02-07 | 2005-05-10 | Advanced Steel Technology, Llc | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
US6899773B2 (en) * | 2003-02-07 | 2005-05-31 | Advanced Steel Technology, Llc | Fine-grained martensitic stainless steel and method thereof |
ES2313422T3 (es) | 2004-10-29 | 2009-03-01 | Alstom Technology Ltd | Acero para temple martensitico resistente a la fluencia. |
DE502005007518D1 (de) * | 2005-08-18 | 2009-07-30 | Siemens Ag | Schraube für ein Turbinengehäuse |
US20070048169A1 (en) * | 2005-08-25 | 2007-03-01 | Borgwarner Inc. | Method of making powder metal parts by surface densification |
EP2240619B1 (de) * | 2007-03-29 | 2017-01-25 | General Electric Technology GmbH | Kriechfester stahl |
US7985304B2 (en) | 2007-04-19 | 2011-07-26 | Ati Properties, Inc. | Nickel-base alloys and articles made therefrom |
ATE492661T1 (de) | 2008-02-25 | 2011-01-15 | Alstom Technology Ltd | Kriechfester stahl |
US11634803B2 (en) | 2012-10-24 | 2023-04-25 | Crs Holdings, Llc | Quench and temper corrosion resistant steel alloy and method for producing the alloy |
US20140140883A1 (en) * | 2012-10-24 | 2014-05-22 | Crs Holdings, Inc. | Quench and temper corrosion resistant steel alloy |
US10094007B2 (en) | 2013-10-24 | 2018-10-09 | Crs Holdings Inc. | Method of manufacturing a ferrous alloy article using powder metallurgy processing |
US10563293B2 (en) | 2015-12-07 | 2020-02-18 | Ati Properties Llc | Methods for processing nickel-base alloys |
CN115725911B (zh) * | 2021-08-27 | 2023-12-08 | 华为技术有限公司 | 钢、钢结构件、电子设备及钢结构件的制备方法 |
CN115948700B (zh) * | 2023-01-29 | 2023-06-30 | 襄阳金耐特机械股份有限公司 | 一种马氏体耐热钢 |
Family Cites Families (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
GB796733A (en) * | 1955-07-09 | 1958-06-18 | Birmingham Small Arms Co Ltd | Improvements in or relating to alloy steels |
SE330616B (ja) * | 1967-06-08 | 1970-11-23 | Uddeholms Ab | |
JPS6024353A (ja) * | 1983-07-20 | 1985-02-07 | Japan Steel Works Ltd:The | 12%Cr系耐熱鋼 |
DE4212966C2 (de) * | 1992-04-18 | 1995-07-13 | Ver Schmiedewerke Gmbh | Verwendung eines martensitischen Chrom-Stahls |
US5310431A (en) * | 1992-10-07 | 1994-05-10 | Robert F. Buck | Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof |
US5415706A (en) * | 1993-05-28 | 1995-05-16 | Abb Management Ag | Heat- and creep-resistant steel having a martensitic microstructure produced by a heat-treatment process |
JPH08225833A (ja) * | 1995-02-16 | 1996-09-03 | Nippon Steel Corp | 高温クリープ強度の優れたマルテンサイト系耐熱鋼の製造方法 |
-
1997
- 1997-03-21 DE DE19712020A patent/DE19712020A1/de not_active Withdrawn
-
1998
- 1998-03-09 ES ES98810193T patent/ES2199414T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-09 AT AT98810193T patent/ATE239804T1/de active
- 1998-03-09 EP EP98810193A patent/EP0866145B1/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-09 DE DE59808216T patent/DE59808216D1/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-03-18 JP JP06829398A patent/JP4204089B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1998-03-20 US US09/044,784 patent/US6030469A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2004522001A (ja) * | 2001-02-09 | 2004-07-22 | ケステック イノベーションズ エルエルシー | ナノ炭化物析出強化された超高張力耐蝕性構造用鋼 |
JP2006241482A (ja) * | 2005-02-28 | 2006-09-14 | National Institute For Materials Science | 焼戻しマルテンサイト組織を有するフェライト耐熱鋼とその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US6030469A (en) | 2000-02-29 |
DE19712020A1 (de) | 1998-09-24 |
EP0866145A3 (de) | 1998-12-23 |
ES2199414T3 (es) | 2004-02-16 |
JP4204089B2 (ja) | 2009-01-07 |
DE59808216D1 (de) | 2003-06-12 |
EP0866145A2 (de) | 1998-09-23 |
ATE239804T1 (de) | 2003-05-15 |
EP0866145B1 (de) | 2003-05-07 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JPH10265914A (ja) | 完全マルテンサイト性熱調質鋼、その使用及びこれを得るための熱処理法 | |
KR100682802B1 (ko) | 티타늄 함유 초고강도 준안정 오스테나이트계 스테인레스 강철재 및 이의 제조 방법 | |
JP5111119B2 (ja) | オーステナイト系鉄−炭素−マンガン金属鋼板の製造方法、およびこれにより製造される鋼板 | |
JP4221518B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼 | |
US7820098B2 (en) | High Cr ferritic heat resistance steel | |
US7507306B2 (en) | Precipitation-strengthened nickel-iron-chromium alloy and process therefor | |
JP6562476B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 | |
JP2002004012A (ja) | 硬化可能なマルテンサイト調質鋼および鋼の熱処理法 | |
JP4408386B2 (ja) | 結晶粒の微細な複合組織高張力鋼 | |
JP2004204263A (ja) | 冷間加工性と浸炭時の粗大粒防止特性に優れた肌焼用鋼材とその製造方法 | |
JP4887506B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼の製造方法 | |
CN113166901B (zh) | 蠕变强度优异的铬钼钢板及其制备方法 | |
JP2001192730A (ja) | 高Crフェライト系耐熱鋼およびその熱処理方法 | |
JP4212132B2 (ja) | マルテンサイト組織を有するフェライト系耐熱鋼とその製造方法 | |
JP4836063B2 (ja) | フェライト系耐熱鋼とその製造方法 | |
JPH062904B2 (ja) | 高強度低合金鋼極厚鋼材の製造方法 | |
JP3328967B2 (ja) | 靭性および耐応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼継目無鋼管の製造法 | |
JP2001073092A (ja) | 高温強度および靱性に優れた9〜12%Cr系耐熱鋼、およびその製造方法 | |
JP2024500865A (ja) | 強度及び耐食性が向上したマルテンサイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
JP4177136B2 (ja) | 含B高Cr耐熱鋼の製造方法 | |
JPH05113106A (ja) | 高純度耐熱鋼および高純度耐熱鋼からなる高低圧一体型タービンロータの製造方法 | |
JP2022553970A (ja) | 高温酸化抵抗性及び高温強度に優れたクロム鋼板並びにその製造方法 | |
JP2581267B2 (ja) | 高強度、高延性13Crステンレス鋼の製造方法 | |
JP3848397B2 (ja) | 高効率で且つ均一性の良い強靭厚鋼板の製造法 | |
WO2021240740A1 (ja) | ばね用鋼線、ばね及びそれらの製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050317 |
|
A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070601 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20070627 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20070926 |
|
A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20071206 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080304 |
|
A911 | Transfer to examiner for re-examination before appeal (zenchi) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A911 Effective date: 20080502 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080605 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080829 |
|
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: 20080926 |
|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20081014 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111024 Year of fee payment: 3 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111024 Year of fee payment: 3 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121024 Year of fee payment: 4 |
|
S111 | Request for change of ownership or part of ownership |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313113 |
|
S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121024 Year of fee payment: 4 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121024 Year of fee payment: 4 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131024 Year of fee payment: 5 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |