JPS60258453A - 焼結ステンレス鋼とその製造方法 - Google Patents
焼結ステンレス鋼とその製造方法Info
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- JPS60258453A JPS60258453A JP11442884A JP11442884A JPS60258453A JP S60258453 A JPS60258453 A JP S60258453A JP 11442884 A JP11442884 A JP 11442884A JP 11442884 A JP11442884 A JP 11442884A JP S60258453 A JPS60258453 A JP S60258453A
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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】
（発明の分野）
本発明は、マトリクスと分散相からなる焼結ステンレス
鋼であって、フェライト−オーステナイト二相系金属組
織からなるマトリクスにオーステナイト系金属組織から
なる分散相が分散する耐応力腐食割れ性に優れた焼結二
相系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
鋼であって、フェライト−オーステナイト二相系金属組
織からなるマトリクスにオーステナイト系金属組織から
なる分散相が分散する耐応力腐食割れ性に優れた焼結二
相系ステンレス鋼およびその製造方法に関する。
特にＣＯ２−Ｈ２Ｓを含む塩化物含有環境（Ｃ０２−Ｈ
２Ｓ−Ｃｌ−）下において著しく優れた耐応力腐食割れ
性を有する焼結二相系ステンレス鋼に関する。
２Ｓ−Ｃｌ−）下において著しく優れた耐応力腐食割れ
性を有する焼結二相系ステンレス鋼に関する。
（従来技術）
最近のエネルギー事情は年々深部での油井・ガス井開発
を促しており、使用される油井掘削用、原油・天然ガス
採取用の継目無鋼管（以下、油井管と総称する）に要求
される性能は益々厳しくなっている。
を促しており、使用される油井掘削用、原油・天然ガス
採取用の継目無鋼管（以下、油井管と総称する）に要求
される性能は益々厳しくなっている。
こうした油井環境の特徴は、益々スウィート化、サワー
化していることであり、高温・高圧していることである
。つまり、このことは、多量のＣＯ２ガスと、Ｈ２Ｓガ
スならびに高濃度の０７！−イオンを含有する高温・高
圧の湿潤環境下で油井管が使用されることを意味してい
る。
化していることであり、高温・高圧していることである
。つまり、このことは、多量のＣＯ２ガスと、Ｈ２Ｓガ
スならびに高濃度の０７！−イオンを含有する高温・高
圧の湿潤環境下で油井管が使用されることを意味してい
る。
多量のＣＯ２ガスと極微量のＨ２ＳガスやＣ１−を含む
環境下では従来の低Ｃｒ鋼にかわりマルテンサイト系の
１３Ｃｒステンレス鋼が使用されているが、深井戸の高
温環境下では１３Ｃｒステンレス鋼といえども全面腐食
や孔食が問題であり、また高強度化しているものは微量
のＨ２Ｓでの硫化物応力腐食割れ（以下、単に“ＳＣＣ
”という）を起こしやすい欠点を有している。
環境下では従来の低Ｃｒ鋼にかわりマルテンサイト系の
１３Ｃｒステンレス鋼が使用されているが、深井戸の高
温環境下では１３Ｃｒステンレス鋼といえども全面腐食
や孔食が問題であり、また高強度化しているものは微量
のＨ２Ｓでの硫化物応力腐食割れ（以下、単に“ＳＣＣ
”という）を起こしやすい欠点を有している。
このように、Ｈ２Ｓガス濃度がやや高い油井・ガス井環
境では１３Ｃｒステンレス鋼といえども十分な性能を有
しているとは言いがたく、したがって、ここ数年来はＨ
２Ｓガス濃度がやや高＜ ＳＣＣの危険性がある場合に
は１３Ｃｒステンレス鋼にかわり２２〜２５％Ｃｒを含
有するフェライト−オーステナイトの二相ステンレス鋼
が使用されるようになってきている。
境では１３Ｃｒステンレス鋼といえども十分な性能を有
しているとは言いがたく、したがって、ここ数年来はＨ
２Ｓガス濃度がやや高＜ ＳＣＣの危険性がある場合に
は１３Ｃｒステンレス鋼にかわり２２〜２５％Ｃｒを含
有するフェライト−オーステナイトの二相ステンレス鋼
が使用されるようになってきている。
二相ステンレス鋼の特徴はＳＣＣ限界応力値が同等成分
のオーステナイト系ステンレス鋼ならびにフェライト系
ステンレス鋼に比べ高く、耐ＳＣＣ性に優れ゛ているこ
と、ならびに高強度、高靭性であることである。
のオーステナイト系ステンレス鋼ならびにフェライト系
ステンレス鋼に比べ高く、耐ＳＣＣ性に優れ゛ているこ
と、ならびに高強度、高靭性であることである。
第１図は、発明者の一人が二相ステンレス鋼の耐応力腐
食割れ（以下、耐ＳＣＣ）特性について「防食技術」シ
ｏ１．３０．隘４ （ｐｐ、２１８〜２２６）に報告し
たものである。２５Ｃｒ−６Ｎｉ二相ステンレスＩｉ！
（０印）とそのフェライト相相当成分を有する２８Ｃｒ
−４Ｎｉフエライトステンレス鋼（・印）およびオース
テナイト相相当成分を有する２１Ｃｒ−９Ｎｉオーステ
ナイトステンレス鋼（△印）の３網種を別々に溶解し、
耐ＳＣＣ性を４２７Ｋ、４５％ＭｇＣｊ２２溶液中で評
価した結果をまとめたものである。縦軸は耐力に対する
ＳＣＣ限界応力値の比（σｔ＾／σｏ、２）を示し、高
い方が耐ＳＣＣ性は優れている。横軸は破断に至るまで
の時間であり長い方が優れている。２５Ｃｒ −６Ｎｉ
二相ステンレス鋼（Ｏ印）はオーステナイト相相当成分
鋼（△印）およびフェライト相相当成分鋼（・印）いず
れよりも破断時間が６００ｈｒ以上となるσｔ＾／σ０
が高く、耐ＳＣＣ性に対し著しく優れていることを示し
ている。
食割れ（以下、耐ＳＣＣ）特性について「防食技術」シ
ｏ１．３０．隘４ （ｐｐ、２１８〜２２６）に報告し
たものである。２５Ｃｒ−６Ｎｉ二相ステンレスＩｉ！
（０印）とそのフェライト相相当成分を有する２８Ｃｒ
−４Ｎｉフエライトステンレス鋼（・印）およびオース
テナイト相相当成分を有する２１Ｃｒ−９Ｎｉオーステ
ナイトステンレス鋼（△印）の３網種を別々に溶解し、
耐ＳＣＣ性を４２７Ｋ、４５％ＭｇＣｊ２２溶液中で評
価した結果をまとめたものである。縦軸は耐力に対する
ＳＣＣ限界応力値の比（σｔ＾／σｏ、２）を示し、高
い方が耐ＳＣＣ性は優れている。横軸は破断に至るまで
の時間であり長い方が優れている。２５Ｃｒ −６Ｎｉ
二相ステンレス鋼（Ｏ印）はオーステナイト相相当成分
鋼（△印）およびフェライト相相当成分鋼（・印）いず
れよりも破断時間が６００ｈｒ以上となるσｔ＾／σ０
が高く、耐ＳＣＣ性に対し著しく優れていることを示し
ている。
このように二相ステンレス鋼のＳＣＣ抵抗性が高い理由
としては最初Ｆｏｎｔａｎａ らによりフェライト相の
Ｋｅｙｉｎｇ効果が考えられ、またＵｈｌｉｇら、Ｓｈ
ｉｍｏｄａｉｒａらによりその機構が検討された。発明
者の一人は先の報告の中において、二相ステンレス鋼の
耐ＳＣＣ性はフェライトおよびオーステナイト各相の化
学組成ではなく二相混合共存の組織によるところが大き
く、マトリクスに島状に分布しているオーステナイト相
のＫｅｙｉｎｇ効果によると報告した。
としては最初Ｆｏｎｔａｎａ らによりフェライト相の
Ｋｅｙｉｎｇ効果が考えられ、またＵｈｌｉｇら、Ｓｈ
ｉｍｏｄａｉｒａらによりその機構が検討された。発明
者の一人は先の報告の中において、二相ステンレス鋼の
耐ＳＣＣ性はフェライトおよびオーステナイト各相の化
学組成ではなく二相混合共存の組織によるところが大き
く、マトリクスに島状に分布しているオーステナイト相
のＫｅｙｉｎｇ効果によると報告した。
第２図は、二相ステンレス鋼のＳＣＣの伝播の様子を模
式的に示したものであるが、ＳＣｃは、図中、大黒線で
示すように、フェライト相内を伝播し、島状に分布する
オーステナイト相を迂回して、オーステナイト相で伝播
を阻止（Ｋｅｙｉｎｇ効果）されるのが特徴である。
式的に示したものであるが、ＳＣｃは、図中、大黒線で
示すように、フェライト相内を伝播し、島状に分布する
オーステナイト相を迂回して、オーステナイト相で伝播
を阻止（Ｋｅｙｉｎｇ効果）されるのが特徴である。
ところで、第３図は、発明者の一人がＣｏ ２−Ｈ２Ｓ
Ｃｊ！−環境におけるフェライトーオーステナイト二
相ステンレス鋼の耐食性、特に耐ＳＣＣ性について種々
実験を重ねて検討した結果得たデータを、Ｊ、ＭＡＴＥ
ＲＩＡＬＳ ＦＯＲＥＮＥＲＧＹ ＳＹＳＴＥＭＳ ｖ
ｏｌ、５． Ｎｏ、１．Ｊｕｎｅ１９８３、 ｐｐ、ｓ
９〜６６に報告したものである。現在市販されている代
表的な二相ステンレス鋼としては２２Ｃｒ系二相ステン
レス鋼と２５Ｃｒ系二相ステンレス鋼とがあり、それぞ
れ２２Ｃｒ−５Ｎｉ −３Ｍｏ、 ２５Ｃｒ−７Ｎｉ
−３Ｍｏの成分系を有している。第３図はこのうちの２
５Ｃｒ系の二相ステンレス鋼の３０ａｔｍ ＣＯ２，２
５％ＮａＣβ溶液中で温度とＰＨｚＳを変化させながら
耐ＳＣＣ性を評価した結果である。図中、・印およびＣ
印がｓｃｃを発生したことを示す。第３図よりＰ ｙｚ
ｒ４よおよそ０．１ａｔｍが使用環境としての上限であ
ることがわかる。ＳＣＣの発生した試験片にはフェライ
ト相の選択７８解とこれを起点とするＳＣＣが認められ
た。
Ｃｊ！−環境におけるフェライトーオーステナイト二
相ステンレス鋼の耐食性、特に耐ＳＣＣ性について種々
実験を重ねて検討した結果得たデータを、Ｊ、ＭＡＴＥ
ＲＩＡＬＳ ＦＯＲＥＮＥＲＧＹ ＳＹＳＴＥＭＳ ｖ
ｏｌ、５． Ｎｏ、１．Ｊｕｎｅ１９８３、 ｐｐ、ｓ
９〜６６に報告したものである。現在市販されている代
表的な二相ステンレス鋼としては２２Ｃｒ系二相ステン
レス鋼と２５Ｃｒ系二相ステンレス鋼とがあり、それぞ
れ２２Ｃｒ−５Ｎｉ −３Ｍｏ、 ２５Ｃｒ−７Ｎｉ
−３Ｍｏの成分系を有している。第３図はこのうちの２
５Ｃｒ系の二相ステンレス鋼の３０ａｔｍ ＣＯ２，２
５％ＮａＣβ溶液中で温度とＰＨｚＳを変化させながら
耐ＳＣＣ性を評価した結果である。図中、・印およびＣ
印がｓｃｃを発生したことを示す。第３図よりＰ ｙｚ
ｒ４よおよそ０．１ａｔｍが使用環境としての上限であ
ることがわかる。ＳＣＣの発生した試験片にはフェライ
ト相の選択７８解とこれを起点とするＳＣＣが認められ
た。
Ｃｒ含有量を増加させることにより耐食性をさらに一層
改善した二相ステンレス鋼も成分的には考えられるが、
σ相生酸に伴う製造上の問題より製品化は困難である。
改善した二相ステンレス鋼も成分的には考えられるが、
σ相生酸に伴う製造上の問題より製品化は困難である。
したがって、現在のところ二相ステンレス鋼を使用した
のでは耐食性の点で問題のあるようなより厳しい油井環
境では、）ｌａｓｔｅｌｌｏｙ Ｃ２７６（１５Ｃｒ−
１６Ｍ。
のでは耐食性の点で問題のあるようなより厳しい油井環
境では、）ｌａｓｔｅｌｌｏｙ Ｃ２７６（１５Ｃｒ−
１６Ｍ。
−３，４Ｗ−１，０Ｇｏ−６ＯＮｉ−Ｂａ１．Ｆｅ）
、ＭＰ ３５Ｎ （２０ＣｒＩＱＭｏ ３５Ｃｏ ３５
Ｎｉ−Ｂａ１．Ｆｅ）といった高合金が用いられている
。これらの高合金は高価なＭＯあるいはＣｏおよびＮｉ
を多量に含有するためそれ自体極めて高価であるばかり
でなく、熱間加工性も極めて悪く、製造性も悪い。
、ＭＰ ３５Ｎ （２０ＣｒＩＱＭｏ ３５Ｃｏ ３５
Ｎｉ−Ｂａ１．Ｆｅ）といった高合金が用いられている
。これらの高合金は高価なＭＯあるいはＣｏおよびＮｉ
を多量に含有するためそれ自体極めて高価であるばかり
でなく、熱間加工性も極めて悪く、製造性も悪い。
（発明の目的）
本発明の第一の目的は、ＣＯ２、およびＨ２Ｓを含む塩
化物含有環境下で、従来のフェライト−オーステナイト
二相ステンレス鋼に比較して耐ＳＣＣ性を顕著に改善し
たステンレス鋼を提供することである。
化物含有環境下で、従来のフェライト−オーステナイト
二相ステンレス鋼に比較して耐ＳＣＣ性を顕著に改善し
たステンレス鋼を提供することである。
本発明の別の目的ば、ＣＯ２およびＨ２Ｓを含む塩化物
含有環境下で、Ｎｉを多量に含有するオーステナイトス
テンレス鋼の代替として耐ＳＣＣ性を飛躍的に改善した
二相系ステンレス鋼を提供することである。
含有環境下で、Ｎｉを多量に含有するオーステナイトス
テンレス鋼の代替として耐ＳＣＣ性を飛躍的に改善した
二相系ステンレス鋼を提供することである。
さらに本発明の別の目的は、従来はｈＯ２ＷおよびＮｉ
といった高価な合金元素を多量に含有する高合金しか使
用できなかった厳しいＣｏ ２−Ｈ２Ｓ−Ｃｊ２−湿潤
環境においても使用できる安価で高耐食性の、耐ＳＣＣ
性に著しく優れた二相系ステンレス鋼を提供することに
ある。
といった高価な合金元素を多量に含有する高合金しか使
用できなかった厳しいＣｏ ２−Ｈ２Ｓ−Ｃｊ２−湿潤
環境においても使用できる安価で高耐食性の、耐ＳＣＣ
性に著しく優れた二相系ステンレス鋼を提供することに
ある。
さらに本発明の別の目的は粉末冶金法による飛躍的に耐
ＳＣＣが改善され靭性にも優れた焼結ステンレス鋼を製
造する方法を提供することにある。
ＳＣＣが改善され靭性にも優れた焼結ステンレス鋼を製
造する方法を提供することにある。
（発明の要約）
重量％で２２〜２５％のＣｒを含有する従来のフエライ
トーオーステナイト二相ステンレス鋼では微量のＨ２Ｓ
を含有したＣＯ２〜Ｃβ−環境においても全面腐食、孔
食ならびにＳＣＣ発生の問題があり、硫化水素分圧がお
よそ０．１ａｔｍ以上のＣＯ２−Ｈ２Ｓ−１！−環境に
おいては多量のＮｉ、 Ｍｏ、 Ｗ等を含有する高価な
オーステナイト系高合金が用いられている。本発明者ら
は二相ステンレス鋼の耐食性改善を試みたが、フェライ
ト−オーステナイト二相系ステンレス鋼の耐食性劣化の
原因がフェライト相の選択腐食であり、また高Ｃｒ、高
Ｍｏの高耐食性フェライト系ステンレス鋼でもＣＯ２Ｈ
２Ｓ Ｃｒ−環境においては良好な耐食性を発揮できな
いことから、フェライト−オーステナイト二相ステンレ
ス鋼では耐食性の劣化は避けがたいと考えた。
トーオーステナイト二相ステンレス鋼では微量のＨ２Ｓ
を含有したＣＯ２〜Ｃβ−環境においても全面腐食、孔
食ならびにＳＣＣ発生の問題があり、硫化水素分圧がお
よそ０．１ａｔｍ以上のＣＯ２−Ｈ２Ｓ−１！−環境に
おいては多量のＮｉ、 Ｍｏ、 Ｗ等を含有する高価な
オーステナイト系高合金が用いられている。本発明者ら
は二相ステンレス鋼の耐食性改善を試みたが、フェライ
ト−オーステナイト二相系ステンレス鋼の耐食性劣化の
原因がフェライト相の選択腐食であり、また高Ｃｒ、高
Ｍｏの高耐食性フェライト系ステンレス鋼でもＣＯ２Ｈ
２Ｓ Ｃｒ−環境においては良好な耐食性を発揮できな
いことから、フェライト−オーステナイト二相ステンレ
ス鋼では耐食性の劣化は避けがたいと考えた。
他方で本発明者らは、多量のＣＯ２ガス、Ｈ２Ｓガス、
ＣＣ−イオンを含有する油井環境においてオーステナイ
ト系高合金の耐食性と鋼中Ｃｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏの効果
を検討してきた。第４図ないし第６図は発明者の一人が
２０％ＮａＣｊ２ ＋０．５％ＧＨ３Ｃ００Ｈ−１，０
ＭＰａＣｏ ２Ｐ ｓ−ｓ ２５０°ＣでのＰ＋ｉｓの
環境とＣｒ−、Ｎｉ−、Ｍｏの影響を種々実験、検討し
て得たデータをＮＡＣＥ Ｃ０ＲＲＯ５ＩＯＮ゛８４で
報告したものである。これらの結果から、Ｐ＋＋＋＋ｓ
に関係なく、少なくとも、重量％で、２０％以上のＣｒ
と、２０％以上のＮ１と、３％以上のＭｏを含有するこ
とが耐食性を確保するうえで必要であることを確認でき
た。その後、第７図に示すように、オーステナイト系ス
テンレス鋼には温度条件に応じて、Ｃｒ量とＮｉ量との
間には耐ＳＣＣ性に関し一定の相関関係があることを見
い出すに至り（図中、斜線領域は、２０％ＮａＣｊ！
＋０．５％Ｃ１１３Ｃｏｏｌ（，１、０ＭＰａ１ｌ ２
０ １ 、０ＭＰａＣ０２の条件下で良好な耐ＳＣＣ性
を示す領域である）、それらの知見にもとすいて何種か
の新規なオーステナイト系高合金を開発するに至ったが
、すでに述べたような二相ステンレス鋼のＸｅｙｉｎｇ
効果によるＳＣＣ限界応力値改善効果を最大限に発揮さ
せた、より安価なステンレス鋼を開発することはできな
いかという思いは強く、その後もその開発手段を追求し
つづけてきた。その結果、ＣＣ２−ｎ２ｓ−ｃ７！−環
境下で良好な耐食性を発揮するオーステナイトステンレ
ス鋼と、フェライト−オーステナイト二相系ステンレス
鋼とをそれぞれ別々に熔解し、これを粉末として凝固さ
せた後に所定の割合で混合して焼結することにより、混
合前のフェライト−オーステナイト二相ステンレス鋼粉
の成分を有する二相系ステンレス鋼以上の優れた耐ＳＣ
Ｃ性を発揮することができることを見い出し、本発明を
完成するに至った。
ＣＣ−イオンを含有する油井環境においてオーステナイ
ト系高合金の耐食性と鋼中Ｃｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏの効果
を検討してきた。第４図ないし第６図は発明者の一人が
２０％ＮａＣｊ２ ＋０．５％ＧＨ３Ｃ００Ｈ−１，０
ＭＰａＣｏ ２Ｐ ｓ−ｓ ２５０°ＣでのＰ＋ｉｓの
環境とＣｒ−、Ｎｉ−、Ｍｏの影響を種々実験、検討し
て得たデータをＮＡＣＥ Ｃ０ＲＲＯ５ＩＯＮ゛８４で
報告したものである。これらの結果から、Ｐ＋＋＋＋ｓ
に関係なく、少なくとも、重量％で、２０％以上のＣｒ
と、２０％以上のＮ１と、３％以上のＭｏを含有するこ
とが耐食性を確保するうえで必要であることを確認でき
た。その後、第７図に示すように、オーステナイト系ス
テンレス鋼には温度条件に応じて、Ｃｒ量とＮｉ量との
間には耐ＳＣＣ性に関し一定の相関関係があることを見
い出すに至り（図中、斜線領域は、２０％ＮａＣｊ！
＋０．５％Ｃ１１３Ｃｏｏｌ（，１、０ＭＰａ１ｌ ２
０ １ 、０ＭＰａＣ０２の条件下で良好な耐ＳＣＣ性
を示す領域である）、それらの知見にもとすいて何種か
の新規なオーステナイト系高合金を開発するに至ったが
、すでに述べたような二相ステンレス鋼のＸｅｙｉｎｇ
効果によるＳＣＣ限界応力値改善効果を最大限に発揮さ
せた、より安価なステンレス鋼を開発することはできな
いかという思いは強く、その後もその開発手段を追求し
つづけてきた。その結果、ＣＣ２−ｎ２ｓ−ｃ７！−環
境下で良好な耐食性を発揮するオーステナイトステンレ
ス鋼と、フェライト−オーステナイト二相系ステンレス
鋼とをそれぞれ別々に熔解し、これを粉末として凝固さ
せた後に所定の割合で混合して焼結することにより、混
合前のフェライト−オーステナイト二相ステンレス鋼粉
の成分を有する二相系ステンレス鋼以上の優れた耐ＳＣ
Ｃ性を発揮することができることを見い出し、本発明を
完成するに至った。
すなわち、本発明の要旨とするところは、マトリクス相
と分散相とからなる焼結ステンレス鋼であって、フェラ
イト−オーステナイト二相系金属組織からなるマトリク
ス相にオーステナイト系金属組織からなる分散相が分散
する耐応力腐食割れ性に優れた焼結二相系ステンレス鋼
にある。
と分散相とからなる焼結ステンレス鋼であって、フェラ
イト−オーステナイト二相系金属組織からなるマトリク
ス相にオーステナイト系金属組織からなる分散相が分散
する耐応力腐食割れ性に優れた焼結二相系ステンレス鋼
にある。
本発明の１態様によれば、マトリクス相のＣｒ、 Ｎｉ
、Ｍｏ成分が重量％で下記の範囲であり、必要に応して
Ｎを重量％で０．３０％以下含有してもよい。
、Ｍｏ成分が重量％で下記の範囲であり、必要に応して
Ｎを重量％で０．３０％以下含有してもよい。
Ｃｒ ： ２０．０％以上、３０．０％以下Ｎｉ：４．
０％以上、１２．０％以下 Ｍｏ：２．０％以上、５．０％以下 また、前記分散相のＣｒ、 Ｎｉ、Ｍｏ成分が重量％で
下記の範囲であり、必要に応してＮを重量％で０．３０
％以下含有してもよい。
０％以上、１２．０％以下 Ｍｏ：２．０％以上、５．０％以下 また、前記分散相のＣｒ、 Ｎｉ、Ｍｏ成分が重量％で
下記の範囲であり、必要に応してＮを重量％で０．３０
％以下含有してもよい。
Ｃｒ ： ２０．０％以上
Ｎｉ ： ２０．０％以上、６０．０％以下Ｍｏ： ３
．０％以上 本発明によれば、使用する環境に応して好ましくは上記
範囲内においてマトリクス成分、ならびに分散相の成分
を自由に選択できる。さらにフエライトーオーステナイ
ト二相組織のマトリクス中に島状に分散した耐ＳＣＣ性
に優れたオーステナイト相のｋｅｙｉｎｇ効果によりＳ
ＣＣの限界応力値はマトリクスを形成しているフェライ
ト−オーステナイト二相系ステンレス鋼が単独で存在す
る場合に比べ著しく高（なる。
．０％以上 本発明によれば、使用する環境に応して好ましくは上記
範囲内においてマトリクス成分、ならびに分散相の成分
を自由に選択できる。さらにフエライトーオーステナイ
ト二相組織のマトリクス中に島状に分散した耐ＳＣＣ性
に優れたオーステナイト相のｋｅｙｉｎｇ効果によりＳ
ＣＣの限界応力値はマトリクスを形成しているフェライ
ト−オーステナイト二相系ステンレス鋼が単独で存在す
る場合に比べ著しく高（なる。
二相系ステンレス鋼のＳＣＣの限界応力値はもともとこ
れを形成するフェライト相あるいはオーステナイト相が
それぞれ単独で存在する場合よりも高いが、発明におけ
るごとく耐ＳＣＣ性に優れたオーステナイト系ステンレ
ス鋼が島状に分散する場合にはたとえマトリクス側をＳ
ＣＣが伝播したとしても分散相をＳＣＣは迂回して伝播
せざるを得なく、さらにはＳＣＣの伝播は分散相により
停止する。この様子を第８図に示す。なお、第２図には
従来の溶解刊の三相ステンレス鋼におけるＳＣＣの伝播
を示しているが、両者の比較からも明らかなように、Ｓ
ＣＣ伝播に対する分散相の役割は本質的には同一である
。
れを形成するフェライト相あるいはオーステナイト相が
それぞれ単独で存在する場合よりも高いが、発明におけ
るごとく耐ＳＣＣ性に優れたオーステナイト系ステンレ
ス鋼が島状に分散する場合にはたとえマトリクス側をＳ
ＣＣが伝播したとしても分散相をＳＣＣは迂回して伝播
せざるを得なく、さらにはＳＣＣの伝播は分散相により
停止する。この様子を第８図に示す。なお、第２図には
従来の溶解刊の三相ステンレス鋼におけるＳＣＣの伝播
を示しているが、両者の比較からも明らかなように、Ｓ
ＣＣ伝播に対する分散相の役割は本質的には同一である
。
ここで、本発明によれば、好ましくはそのマトリクスは
； Ｃｒ ： ２０．０〜３０．０％、 Ｎｉ：４．Ｏ〜１２．０％、 門ｏ：２．０〜５．０％ を含有するが、その場合の７１−リクスの各成分の限定
理由を以下に記す。
； Ｃｒ ： ２０．０〜３０．０％、 Ｎｉ：４．Ｏ〜１２．０％、 門ｏ：２．０〜５．０％ を含有するが、その場合の７１−リクスの各成分の限定
理由を以下に記す。
Ｃｒ ： ２０．０％未満では、マルテンサイト相の生
成等で問題があり、３０．０％を越えるとσ相生成等の
問題がある。σ相が生成した場合には熱間での加工性、
および耐食性が劣化する。
成等で問題があり、３０．０％を越えるとσ相生成等の
問題がある。σ相が生成した場合には熱間での加工性、
および耐食性が劣化する。
ＣＯ２および）Ｉ ２ Ｓを含有する塩化物含有環境で
耐食性を確保するめにばＣｒは２０％以上必要である。
耐食性を確保するめにばＣｒは２０％以上必要である。
以上の理由により、好ましくはＣｒを２０，０％以上、
３０．０％以下に限定する。
３０．０％以下に限定する。
Ｎｉ ： Ｃｒを２０．０％以上、３０．ｆ）＋２２下
とした場合、金属組織を二相組織とするためにはＮｉは
少なくとも４．０％以上必要である。しかし、１２．０
％を越えたＮｉは本発明鋼において適正な二相組織を得
る目的より必要でない。
とした場合、金属組織を二相組織とするためにはＮｉは
少なくとも４．０％以上必要である。しかし、１２．０
％を越えたＮｉは本発明鋼において適正な二相組織を得
る目的より必要でない。
門ｏ：耐食性を確保するうえで２．０％以上必要である
。
。
本発明鋼においては５．０％を越えた１０は必要としな
い。
い。
Ｎ：Ｎは重要なオーステナイト相生成元素であり、高温
でのオーステナイト相生成を容易にする効果がある。必
要に応じて０．３０％以下のＮを含有させることがある
。
でのオーステナイト相生成を容易にする効果がある。必
要に応じて０．３０％以下のＮを含有させることがある
。
このようにＣｒ−Ｎｉ−Ｍｏともに本発明に係る鋼の基
本的な耐食性を決定する重要な元素である。
本的な耐食性を決定する重要な元素である。
ところで本発明に係る鋼においては分散相であるオース
テナイト系金属組織はＣＯ２およびＨ２Ｓを含む塩化物
含有環境下での耐ＳＣＣ性を飛躍的に改善するだめの、
Ｋｅｙｉｎｇ効果を発揮させるための分散相でありその
成分範囲は極めて重要である。Ｈ２Ｓを含有する塩化物
環境でＳＣＣを発生しないためには少なくとも重量％で
、２０．０％以上のＣｒと、２０．０％以上のＮｉと、
３％以上のＭＯを含有することが必要である。
テナイト系金属組織はＣＯ２およびＨ２Ｓを含む塩化物
含有環境下での耐ＳＣＣ性を飛躍的に改善するだめの、
Ｋｅｙｉｎｇ効果を発揮させるための分散相でありその
成分範囲は極めて重要である。Ｈ２Ｓを含有する塩化物
環境でＳＣＣを発生しないためには少なくとも重量％で
、２０．０％以上のＣｒと、２０．０％以上のＮｉと、
３％以上のＭＯを含有することが必要である。
一方でＮｉは水素脆性を促進するため６０．０％ワ下と
することが必要である。したがって、好適態様として、
本発明にあっては、分散相のオーステナイト系金属組織
の成分を重量％で Ｃｒ ： ２０．０％以上 Ｎｉ ： ２０．０％以上、６０．０％以下Ｍｏ：３．
Ｏ％以上 と限定した。
することが必要である。したがって、好適態様として、
本発明にあっては、分散相のオーステナイト系金属組織
の成分を重量％で Ｃｒ ： ２０．０％以上 Ｎｉ ： ２０．０％以上、６０．０％以下Ｍｏ：３．
Ｏ％以上 と限定した。
（発明の態様）
本発明に係る焼結ステンレス鋼は、基本的製造工程とし
て圧粉成形、冷間静水圧プレス（Ｃｏｌｄ、 ｌ５ｏｓ
ｔａｔｉｃ＋ Ｐｒｒｅｓｓｉｎｇ、以下略して、”Ｃ
ＴＰ ”という）、焼結、熱間静水圧プレス（ｌｌｏｔ
、 Ｔｓｏｓｔａｔｉｃ、 Ｐｒｅｓｓｉｎｇ、以下略
して、“旧Ｐ ”という）、冷間押出し、冷間抽伸、熱
間押出し、鍛造、圧延等のうち１種以上の工程を経て製
造された焼結ステンレス鋼と、これに必要に応じて適宜
熱処理を施して得られた焼結ステンレス鋼を包含する。
て圧粉成形、冷間静水圧プレス（Ｃｏｌｄ、 ｌ５ｏｓ
ｔａｔｉｃ＋ Ｐｒｒｅｓｓｉｎｇ、以下略して、”Ｃ
ＴＰ ”という）、焼結、熱間静水圧プレス（ｌｌｏｔ
、 Ｔｓｏｓｔａｔｉｃ、 Ｐｒｅｓｓｉｎｇ、以下略
して、“旧Ｐ ”という）、冷間押出し、冷間抽伸、熱
間押出し、鍛造、圧延等のうち１種以上の工程を経て製
造された焼結ステンレス鋼と、これに必要に応じて適宜
熱処理を施して得られた焼結ステンレス鋼を包含する。
また、本発明において云うオーステナイト相にはオース
ブナイト単相は云うまでもなく、本発明の趣旨に反しな
い限り、例えば微量のマルテンサイト相あるいは他の析
出相の存在する金属組織相も包含されることは明らかで
ある。さらにマトリクス相および分散相には１ｆｆｌ當
のステンレス鋼に含有される不純物の他に、Ｔ１、Ｎｂ
、 Ｚｒ等の安定化元素ならびにＳ、Ｐｂ、 Ｓｅ、Ｌ
ａ、 Ｔｅ、 Ｃａ等の被削性改善成分を含有させても
良い。またＡＱを合金元素として添加しても良い。
ブナイト単相は云うまでもなく、本発明の趣旨に反しな
い限り、例えば微量のマルテンサイト相あるいは他の析
出相の存在する金属組織相も包含されることは明らかで
ある。さらにマトリクス相および分散相には１ｆｆｌ當
のステンレス鋼に含有される不純物の他に、Ｔ１、Ｎｂ
、 Ｚｒ等の安定化元素ならびにＳ、Ｐｂ、 Ｓｅ、Ｌ
ａ、 Ｔｅ、 Ｃａ等の被削性改善成分を含有させても
良い。またＡＱを合金元素として添加しても良い。
、なお、各ステンレス鋼粉の製造履歴、さらにはステン
レス鋼粉の形態、粉度分布についても、本発明の趣旨に
反しない限り、特に制限されない。
レス鋼粉の形態、粉度分布についても、本発明の趣旨に
反しない限り、特に制限されない。
本発明はマトリクスと分散相とからなる焼結ステンレス
鋼にあって、フェライ１−−オーステナイ１へ二相系金
属組成からなるマトリクス相に、オーステナイト系金属
組織が分散する二相組織となし、その耐ＳＣＣ性を飛躍
的に改善しようとするものである。したがって、本発明
の好適態様にあっては少なくとも分散相をなすオーステ
ナイト系金属組織相の耐ＳＣＣ性はマトリクスを形成す
るフェライト−オーステナイト二相系金属１ｆ、Ｊｌ織
相の耐ＳＣＣ性よりも優れている必要がある。使用する
環境によっては、ＳＣＣを発生しないために、必要なＣ
ｒ、旧、？ｌ０（ｉｉ：は異なり、マトリクス成分の耐
食性および使用される腐食環境を考慮しつつその分散相
の適正成分を選ぶ必要がある。
鋼にあって、フェライ１−−オーステナイ１へ二相系金
属組成からなるマトリクス相に、オーステナイト系金属
組織が分散する二相組織となし、その耐ＳＣＣ性を飛躍
的に改善しようとするものである。したがって、本発明
の好適態様にあっては少なくとも分散相をなすオーステ
ナイト系金属組織相の耐ＳＣＣ性はマトリクスを形成す
るフェライト−オーステナイト二相系金属１ｆ、Ｊｌ織
相の耐ＳＣＣ性よりも優れている必要がある。使用する
環境によっては、ＳＣＣを発生しないために、必要なＣ
ｒ、旧、？ｌ０（ｉｉ：は異なり、マトリクス成分の耐
食性および使用される腐食環境を考慮しつつその分散相
の適正成分を選ぶ必要がある。
次に実施例によって本発明をさらに説明する。
実施例１
第１表に示した各ステンレス鋼粉を第２表に示した混合
割合で混合した後、鋼製カプセルに充填し加熱しながら
真空に引いて内部を脱気して密閉した。゛真空引きの条
件は１ ｘｌＱ−５＋ｏｓＨｇで５００°ＣＸ１ｈｒで
ある。保持温度は室温でも良いが、内部の水分を除去す
る目的より加熱した方がより効果的である。その場合の
加熱は５００℃以下でも十分である。
割合で混合した後、鋼製カプセルに充填し加熱しながら
真空に引いて内部を脱気して密閉した。゛真空引きの条
件は１ ｘｌＱ−５＋ｏｓＨｇで５００°ＣＸ１ｈｒで
ある。保持温度は室温でも良いが、内部の水分を除去す
る目的より加熱した方がより効果的である。その場合の
加熱は５００℃以下でも十分である。
次いで、これを熱間静水圧法（ＨＩＰ ）により２００
０気圧の圧力をかけながら１０８０°Ｃで１時間焼結を
実施した。
０気圧の圧力をかけながら１０８０°Ｃで１時間焼結を
実施した。
＋１１Ｐの具体的条件については使用するステンレス鋼
粉の成分により最適条件は変化する。十分な緻密化と結
晶が進行する条件を選択する必要がある。ここで上記の
条件をみたすかぎりは低い温度の方が望ましいことは作
業部の点からも望ましいことは言うまでもない。
粉の成分により最適条件は変化する。十分な緻密化と結
晶が進行する条件を選択する必要がある。ここで上記の
条件をみたすかぎりは低い温度の方が望ましいことは作
業部の点からも望ましいことは言うまでもない。
得られた焼結体は１２００℃に加熱してから１時間保持
しりｆ＆、厚す３０ＩＩ＋Ｉ×幅６０ｍ１ｘ長さ７０ｍ
１１ノ仕上げ寸法にまで熱間鍛造した。次いでこの鍛造
材を大気中で１２００℃に再度加熱したのぢ厚さ７關×
幅６０ｍｍにまで加熱圧延し、１１２０°ｃ×３０分保
持後、水冷した。その後４０％の冷間加工を加えた。
しりｆ＆、厚す３０ＩＩ＋Ｉ×幅６０ｍ１ｘ長さ７０ｍ
１１ノ仕上げ寸法にまで熱間鍛造した。次いでこの鍛造
材を大気中で１２００℃に再度加熱したのぢ厚さ７關×
幅６０ｍｍにまで加熱圧延し、１１２０°ｃ×３０分保
持後、水冷した。その後４０％の冷間加工を加えた。
このようにして得た焼結ステンレス鋼の板材がら試片を
切り出して常温での引張試験、シャルピー徨ｊ撃試験、
耐ＳＣＣ評価試験を実施した。
切り出して常温での引張試験、シャルピー徨ｊ撃試験、
耐ＳＣＣ評価試験を実施した。
常温での引張試験は平衡部が直径３龍、長さ２０＋＋＋
＋の丸棒引張試験片で実施した。
＋の丸棒引張試験片で実施した。
シャルピー衝撃試験は２ｖノツチ付ＪＩＳ ４号ハーフ
サイズ（５ｍｍ ｔ ）を用い一２０℃で実施した。
サイズ（５ｍｍ ｔ ）を用い一２０℃で実施した。
耐ＳＣＣ性は第９図に示すいわゆるＴ型治具を使った４
点拘束試験片を使って行った。試験片としては中央部に
０字切欠きを設けたものを使用した。試験片寸法は７５
Ｘ １０ Ｘ ２ｍｍで中央部の切欠きは０．２５Ｒ
であった。かかる形状の試験片を用いて２ｏ％ＮａＣｊ
！＋０．０５．０．１および０．５ ａｔｍ Ｈ２Ｓ
＋２５ａｔｍ ＣＯ２の環境下で耐食性を評価した。試
験時間は２０００ｈｒであり、温度は１５０℃であった
。付加応力は１．０×りとした。この付加応力の計算式
は第１０図に示す通りである。
点拘束試験片を使って行った。試験片としては中央部に
０字切欠きを設けたものを使用した。試験片寸法は７５
Ｘ １０ Ｘ ２ｍｍで中央部の切欠きは０．２５Ｒ
であった。かかる形状の試験片を用いて２ｏ％ＮａＣｊ
！＋０．０５．０．１および０．５ ａｔｍ Ｈ２Ｓ
＋２５ａｔｍ ＣＯ２の環境下で耐食性を評価した。試
験時間は２０００ｈｒであり、温度は１５０℃であった
。付加応力は１．０×りとした。この付加応力の計算式
は第１０図に示す通りである。
結果をまとめて第２表に示す。
人施似（
第１表に示したステンレス鋼粉を用い継目無鋼管を製造
した。
した。
第２表に示した混合割合でステンレス鋼粉を混合した後
、鋼製の外径２００＋ｕｘ内径６０酩×長さ３００１の
カプセルに装入し、５００℃に加熱しながら内部を真空
引きした。真空引きの条件はＩ Ｘ １．０”” ’
ｍｍ１１ｇである。加熱、真空引きの状態で３ｈｒ保持
した後カプセルを密閉した。
、鋼製の外径２００＋ｕｘ内径６０酩×長さ３００１の
カプセルに装入し、５００℃に加熱しながら内部を真空
引きした。真空引きの条件はＩ Ｘ １．０”” ’
ｍｍ１１ｇである。加熱、真空引きの状態で３ｈｒ保持
した後カプセルを密閉した。
カプセルを密閉後、冷間静水圧法（ＣＩＰ ）により常
温、６０００ｋｇ ／ ｃｎ＋ Ｘ １ ｍｉｎ保持の
条件でカプセル内の密度を均一とし低気孔率化した。次
に電気炉で１２５０℃に加熱した後、熱間押出しにより
外径７３前、肉圧７龍の継目無鋼管とした。これを１１
３０℃で４０分保持後水冷し、その後３０％の冷間加工
を加えて試験に供した。
温、６０００ｋｇ ／ ｃｎ＋ Ｘ １ ｍｉｎ保持の
条件でカプセル内の密度を均一とし低気孔率化した。次
に電気炉で１２５０℃に加熱した後、熱間押出しにより
外径７３前、肉圧７龍の継目無鋼管とした。これを１１
３０℃で４０分保持後水冷し、その後３０％の冷間加工
を加えて試験に供した。
耐ＳＣＣ性をＣ−リング型試験片を用いて実施例１の場
合と同一条件で評価した。このＣ−リングテストはＡＳ
ＴＭ Ｇ３８−７３に準じて行った。試験片形状は第１
１図に示すとおりである。結果は第２表にまとめて示す
。
合と同一条件で評価した。このＣ−リングテストはＡＳ
ＴＭ Ｇ３８−７３に準じて行った。試験片形状は第１
１図に示すとおりである。結果は第２表にまとめて示す
。
第２表に示す結果より、本発明にがかる鋼種１〜４はい
ずれの条件下でもすく゛れた耐ＳＣＣ性を示した。
ずれの条件下でもすく゛れた耐ＳＣＣ性を示した。
鋼種５．６も本発明にかかるものであるが、Ｈ２Ｓ量が
増加するにつれて耐食性が低下し、孔食も見られた。こ
れは第１表からもわかるように、オーステナイト系ステ
ンレス鋼粉のＣｒ含有量が２０％未満と低く、かつＮｉ
、Ｍｏのいずれかの含有量が本発明の好適範囲を外れる
ためである。
増加するにつれて耐食性が低下し、孔食も見られた。こ
れは第１表からもわかるように、オーステナイト系ステ
ンレス鋼粉のＣｒ含有量が２０％未満と低く、かつＮｉ
、Ｍｏのいずれかの含有量が本発明の好適範囲を外れる
ためである。
比較鋼である鋼種７は分散相としてフェライト系ステン
レス鋼組成の相を使用してもより苛酷な条件下では割れ
が発生ずることを示す。
レス鋼組成の相を使用してもより苛酷な条件下では割れ
が発生ずることを示す。
以上説明したように本発明によれば、ＳＣ，Ｃ発生の問
題より従来の二相ステンレス鋼が使用困難であるため多
量のＭｏ、 ＷおよびＮｉを含有する高価な高合金であ
るオーステナイト系ステンレス鋼を用いざるを得なかっ
たように、多量のＣ０２ガス、Ｈ２ＳガスおよびＣ７！
−イオンを含有する高温、高１±環境下でも優れた耐食
性を発揮する耐ＳＣＣ性に優れた安価なオーステナイト
系ステンレス鋼が得られる。
題より従来の二相ステンレス鋼が使用困難であるため多
量のＭｏ、 ＷおよびＮｉを含有する高価な高合金であ
るオーステナイト系ステンレス鋼を用いざるを得なかっ
たように、多量のＣ０２ガス、Ｈ２ＳガスおよびＣ７！
−イオンを含有する高温、高１±環境下でも優れた耐食
性を発揮する耐ＳＣＣ性に優れた安価なオーステナイト
系ステンレス鋼が得られる。
このことからも本発明は産業上の利用性が極めて高いと
言わざるを得ない。
言わざるを得ない。
第１図は、従来の二相ステンレス鋼、オーステナイト系
ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の耐ＳＣ
Ｃ性を示すグラフ； 第２図は、ＳＣＣ伝播の機構を模式的に示す略式説明図
； 第３図は、従来のフェライトーオーステナイト二相系ス
テンレス鋼の耐ＳＣＣを示すグラフ；第４図ないし第６
図は、それぞれＣｒ（％）、Ｎｉ（％）およびＭｏ（％
）と耐ＳＣＣ性との関係を示すグラフ；第７図は、Ｃｒ
（％）とＮｉ（％）とが耐ＳＣＣに及ぼす影響を示すグ
ラフ； 第８図は、本発明に係る焼結オーステナイト系ステンレ
ス鋼にみられるＳＣＣ伝播機構を模式的に示す略式説明
図；および 第９図ないし第１１図は、本発明に係る鋼の耐ＳＣＣ性
評価試験の試験要領を示す略式説明図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 葬Ａ図 秦２凹 秦′３図 Ｐｓ２５（（Ｉｔｒｒｎ） ４４図 −（Ｊ−ｔ％）
ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の耐ＳＣ
Ｃ性を示すグラフ； 第２図は、ＳＣＣ伝播の機構を模式的に示す略式説明図
； 第３図は、従来のフェライトーオーステナイト二相系ス
テンレス鋼の耐ＳＣＣを示すグラフ；第４図ないし第６
図は、それぞれＣｒ（％）、Ｎｉ（％）およびＭｏ（％
）と耐ＳＣＣ性との関係を示すグラフ；第７図は、Ｃｒ
（％）とＮｉ（％）とが耐ＳＣＣに及ぼす影響を示すグ
ラフ； 第８図は、本発明に係る焼結オーステナイト系ステンレ
ス鋼にみられるＳＣＣ伝播機構を模式的に示す略式説明
図；および 第９図ないし第１１図は、本発明に係る鋼の耐ＳＣＣ性
評価試験の試験要領を示す略式説明図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 弁理士 広 瀬 章 − 葬Ａ図 秦２凹 秦′３図 Ｐｓ２５（（Ｉｔｒｒｎ） ４４図 −（Ｊ−ｔ％）
Claims (6)
- （１）マトリクス相と分散相とからなる焼結ステンレス
鋼であって、フェライト−オーステナイト二相系金属組
織からなるマトリクス相にオーステナイト系金属組織か
らなる分散相が分散する耐応力腐食割れ性に優れた焼結
二相系ステンレス鋼。 - （２）前記マトリクス相のＣｒ−、Ｎ１％ ＭＯ酸成分
重量％で下記の範囲であり、必要に応じてＮを重量％で
０゜３０％以下含有することを特徴とする特許請求の範
囲第１項記載の耐応力腐食割れ性に優れた焼結二相系ス
テンレス鋼。 Ｃｒ ： ２０．０％以上、３０．０％以下Ｎｉ：４．
０％以上、１２．０％以下 Ｍｏ：２．０％以上、５．０％以下 - （３）前記分散相のＣｒ、 Ｎｉｓ Ｍｏ成分が重量％
で下記の範囲であり、必要に応じてＮを重量％で０．３
０％以下含有することを特徴とする特許請求の範囲第１
項または第２項記載の耐応力腐食割れ性に優れた焼結二
相系ステンレス鋼。 Ｃｒ ： ２０．０％以上 Ｎｉ ： ２０．０％以上、６０．０％以下Ｍｏ： ３
．０％以上 - （４）フェライト−オーステナイト二相系ステンレス鋼
粉と、オーステナイト系ステンレス鋼粉とを混合し、し
かるのち、圧粉成形して焼結することを特徴とする、耐
応力腐食割れ性にすくれた焼結二相系ステンレス鋼の製
造方法。 - （５）前記フェライト−オーステナイト二相系ステンレ
ス鋼粉のＣｒ、 Ｎｉ、 Ｍｏ成分が重量％で下記の範
囲であり必要に応じてＮを重量％で０．３０％以下含有
することを特徴とする特許請求の範囲第４項記載の耐応
力腐食割れ性にすぐれた焼結二相系ステンレス鋼の製造
方法。 Ｃｒ ： ２０．０％以上、３０．０％以下Ｎｉ：４．
０％以上、１２．０％以下 Ｍｏ：２．Ｏ％以上、５．０％以下 - （６）前記オーステかイト系ステンレス鋼粉のＣｒ、Ｎ
ｉ、 Ｍｏ成分が重量％で下記の範囲であり、必要に応
じてＮを重量％で０．３０％以下含有することを特徴と
する特許請求の範囲第４項記載の耐応力腐食割れ性にす
ぐれた焼結二相系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59114428A JPH0699783B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 焼結ステンレス鋼とその製造方法 |
| US06/741,185 US4770703A (en) | 1984-06-06 | 1985-06-04 | Sintered stainless steel and production process therefor |
| CA000483111A CA1240537A (en) | 1984-06-06 | 1985-06-04 | Sintered stainless steel and production process therefor |
| EP85106911A EP0167822B1 (en) | 1984-06-06 | 1985-06-04 | Sintered stainless steel and production process therefor |
| DE8585106911T DE3572695D1 (en) | 1984-06-06 | 1985-06-04 | Sintered stainless steel and production process therefor |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP59114428A JPH0699783B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 焼結ステンレス鋼とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS60258453A true JPS60258453A (ja) | 1985-12-20 |
| JPH0699783B2 JPH0699783B2 (ja) | 1994-12-07 |
Family
ID=14637466
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP59114428A Expired - Fee Related JPH0699783B2 (ja) | 1984-06-06 | 1984-06-06 | 焼結ステンレス鋼とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0699783B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07138713A (ja) * | 1993-11-15 | 1995-05-30 | Daido Steel Co Ltd | Ｆｅ基合金粉末及び高耐食性焼結体の製造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52138409A (en) * | 1976-05-17 | 1977-11-18 | Nippon Kouden Kougiyou Kk | Electrode material for use in living body |
| JPS56139604A (en) * | 1980-03-31 | 1981-10-31 | Toshiba Corp | Iron sintered parts |
| JPS5757860A (en) * | 1980-09-25 | 1982-04-07 | Mazda Motor Corp | Wear resistant sintered alloy and its manufacture |
| JPS57169002A (en) * | 1981-04-06 | 1982-10-18 | Nippon Seisen Kk | Sintered body |
-
1984
- 1984-06-06 JP JP59114428A patent/JPH0699783B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS52138409A (en) * | 1976-05-17 | 1977-11-18 | Nippon Kouden Kougiyou Kk | Electrode material for use in living body |
| JPS56139604A (en) * | 1980-03-31 | 1981-10-31 | Toshiba Corp | Iron sintered parts |
| JPS5757860A (en) * | 1980-09-25 | 1982-04-07 | Mazda Motor Corp | Wear resistant sintered alloy and its manufacture |
| JPS57169002A (en) * | 1981-04-06 | 1982-10-18 | Nippon Seisen Kk | Sintered body |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH07138713A (ja) * | 1993-11-15 | 1995-05-30 | Daido Steel Co Ltd | Ｆｅ基合金粉末及び高耐食性焼結体の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0699783B2 (ja) | 1994-12-07 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |