JPH04143214A - 耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH04143214A JPH04143214A JP26610490A JP26610490A JPH04143214A JP H04143214 A JPH04143214 A JP H04143214A JP 26610490 A JP26610490 A JP 26610490A JP 26610490 A JP26610490 A JP 26610490A JP H04143214 A JPH04143214 A JP H04143214A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- stainless steel
- austenitic stainless
- intergranular corrosion
- corrosion resistance
- grain boundaries
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
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】
（産業上の利用分封）
本発明は高濃度硝酸溶液中あるいは原子炉のような高温
高圧水環境て優れた耐粒界腐食性及び耐粒界応力腐食割
れ性を示すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に
関するものである。
高圧水環境て優れた耐粒界腐食性及び耐粒界応力腐食割
れ性を示すオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に
関するものである。
（従来の技術）
耐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼は、たと
えば原子炉の配管のように普通鋼が使用できないような
環境の構造材料として広範囲に用いられているが、溶接
熱影響部では、しばしば粒界のみか選択的に腐食されて
いく粒界腐食現象か発生し、問題となっていた。かかる
粒界腐食の発生原因は６００〜７００℃付近の温度域に
加熱される溶接熱影響部において固溶限を越えた鋼中Ｃ
か粒界にＣｒ２．Ｃ，として析出し、Ｃ「炭化物のまわ
りのＣｒ濃度か欠乏するため、この欠乏領域か選択的に
腐食され粒界腐食か発生する。それゆえ、粒界腐食の発
生を抑制するために鋼中Ｃ濃度を０．０２５（重り％以
下に下げたステンレス鋼やＣと親和力の強いＴｉ、Ｎｂ
を添加した安定化ステンレス鋼が開発されており、この
ようなステンレス鋼は溶接熱影響部においても粒界腐食
が起こりにくいとされている。
えば原子炉の配管のように普通鋼が使用できないような
環境の構造材料として広範囲に用いられているが、溶接
熱影響部では、しばしば粒界のみか選択的に腐食されて
いく粒界腐食現象か発生し、問題となっていた。かかる
粒界腐食の発生原因は６００〜７００℃付近の温度域に
加熱される溶接熱影響部において固溶限を越えた鋼中Ｃ
か粒界にＣｒ２．Ｃ，として析出し、Ｃ「炭化物のまわ
りのＣｒ濃度か欠乏するため、この欠乏領域か選択的に
腐食され粒界腐食か発生する。それゆえ、粒界腐食の発
生を抑制するために鋼中Ｃ濃度を０．０２５（重り％以
下に下げたステンレス鋼やＣと親和力の強いＴｉ、Ｎｂ
を添加した安定化ステンレス鋼が開発されており、この
ようなステンレス鋼は溶接熱影響部においても粒界腐食
が起こりにくいとされている。
しかしながら耐孔食性を改善するために、Ｍ。
を２〜３％添加したＳ Ｕ Ｓ ３１６系のオーステナ
イト系ステンレス鋼の場合は、鋼中Ｃ濃度を０．０２５
％以下に低減しても、溶接熱影響部を模擬するために６
００〜７５０℃の温度域で数時間加熱しくこのような熱
処理は一般的に鋭敏化処理と呼ばれてＬる）、高濃度硝
酸溶液中で腐食試験（ヒューイ（Ｈｕｅｙ）試験−ＪＩ
Ｓ ＧＯ５７３：沸騰６５％硝酸溶液中に試料を浸漬し
て、４８時間毎に液を交換しながら２４０時間まで浸漬
を行う腐食試験であり、粒界でのＣ「欠乏層の形成を検
出する腐食試験として一般に用いられている）した場合
には第１図に示すごとく、同図は厚さ２２＋ｓｍのＳ
Ｕ Ｓ ３１６Ｌ鋼を表層近傍１／４ｔ、ｌ／２ｔより
切り出した試料を鋭敏化処理（６５０ｘ ２ ｈ、空冷
）し、Ｈｕｅｙ試験した場合の腐食速度のサイクル依存
性を示したものであるが、これから粒界腐食の発生によ
り非常に速い速度で腐食されることがわかる。それゆえ
硝酸を用いるプラントではＳ Ｕ Ｓ ３１６系のステ
ンレス鋼は、はとんど使用されないのが現状である。
イト系ステンレス鋼の場合は、鋼中Ｃ濃度を０．０２５
％以下に低減しても、溶接熱影響部を模擬するために６
００〜７５０℃の温度域で数時間加熱しくこのような熱
処理は一般的に鋭敏化処理と呼ばれてＬる）、高濃度硝
酸溶液中で腐食試験（ヒューイ（Ｈｕｅｙ）試験−ＪＩ
Ｓ ＧＯ５７３：沸騰６５％硝酸溶液中に試料を浸漬し
て、４８時間毎に液を交換しながら２４０時間まで浸漬
を行う腐食試験であり、粒界でのＣ「欠乏層の形成を検
出する腐食試験として一般に用いられている）した場合
には第１図に示すごとく、同図は厚さ２２＋ｓｍのＳ
Ｕ Ｓ ３１６Ｌ鋼を表層近傍１／４ｔ、ｌ／２ｔより
切り出した試料を鋭敏化処理（６５０ｘ ２ ｈ、空冷
）し、Ｈｕｅｙ試験した場合の腐食速度のサイクル依存
性を示したものであるが、これから粒界腐食の発生によ
り非常に速い速度で腐食されることがわかる。それゆえ
硝酸を用いるプラントではＳ Ｕ Ｓ ３１６系のステ
ンレス鋼は、はとんど使用されないのが現状である。
この３１６Ｌ系ステンレス鋼で発生する粒界腐食の発生
原因はＣｒ炭化物ではなく、熱処理によって粒界に析出
するσ相（Ｆ ｅ Ｃｒの金属間化合物）に起因すると
考えられており、この考えに基すき粒界へのび相の析出
を抑制するために、（Ｃ＋Ｎ≦０，１５％、１２０ｃ＋
３８Ｎ≧０ＪＥｉ （Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓ ｉ） −
Ｎ ｉ−０，５Ｍロー１１．８）なる式を満足する、Ｎ
を添加した３１６ Ｌ系ステンレス鋼が開発されている
。このＮを添加したステンレス鋼は、７００℃ＸｔＯ時
間空冷の鋭敏化処理を受けた場合でも、優れた耐食性を
示すことが報告されている（特公昭５７−２８７４０号
公報参照）。
原因はＣｒ炭化物ではなく、熱処理によって粒界に析出
するσ相（Ｆ ｅ Ｃｒの金属間化合物）に起因すると
考えられており、この考えに基すき粒界へのび相の析出
を抑制するために、（Ｃ＋Ｎ≦０，１５％、１２０ｃ＋
３８Ｎ≧０ＪＥｉ （Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓ ｉ） −
Ｎ ｉ−０，５Ｍロー１１．８）なる式を満足する、Ｎ
を添加した３１６ Ｌ系ステンレス鋼が開発されている
。このＮを添加したステンレス鋼は、７００℃ＸｔＯ時
間空冷の鋭敏化処理を受けた場合でも、優れた耐食性を
示すことが報告されている（特公昭５７−２８７４０号
公報参照）。
しかしながら、現場操業において上記の関係式を満足す
べくＮｉ１１度を制御するのは必ずしも、容易な方法で
はなく、製造上困難を伴うという問題があった。
べくＮｉ１１度を制御するのは必ずしも、容易な方法で
はなく、製造上困難を伴うという問題があった。
（発明が解決しようとする課題）
かかる問題に対して本発明者らは、製造条件を検討する
ことによってＳ Ｕ Ｓ ３１６Ｌ系鋼の耐粒界腐食性
を改善することを鋭意検討した。すなわち熱処理によっ
て粒界に析出する化合物の同定及びその析出挙動につい
て母金に研究した結果、粒界腐食はσ相の析出の他にχ
相（Ｆｅ、、Ｃｒ、、Ｍｏｓなる金属間化合物）の析出
によって引き起こされており、この粒界へのχ相の析出
速度は固溶化熱処理後の冷却速度に依存するとの知見を
得た。
ことによってＳ Ｕ Ｓ ３１６Ｌ系鋼の耐粒界腐食性
を改善することを鋭意検討した。すなわち熱処理によっ
て粒界に析出する化合物の同定及びその析出挙動につい
て母金に研究した結果、粒界腐食はσ相の析出の他にχ
相（Ｆｅ、、Ｃｒ、、Ｍｏｓなる金属間化合物）の析出
によって引き起こされており、この粒界へのχ相の析出
速度は固溶化熱処理後の冷却速度に依存するとの知見を
得た。
本発明はかかる知見に基づいて開発したものであって、
Ｍｏを２〜３９６含有する耐孔食性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼（３１６Ｌ系）を適正な熱処理をす
ることによって、原子炉のような高温高圧水環境あるい
は硝酸溶液中及びＣｒ”Ｒｕ Ｒｅのような高酸化性イ
オンを含有する硝酸溶液中においても溶接熱影響部を含
めて優れた耐粒界腐食性を示すこのようなオーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とす
るものである。
Ｍｏを２〜３９６含有する耐孔食性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼（３１６Ｌ系）を適正な熱処理をす
ることによって、原子炉のような高温高圧水環境あるい
は硝酸溶液中及びＣｒ”Ｒｕ Ｒｅのような高酸化性イ
オンを含有する硝酸溶液中においても溶接熱影響部を含
めて優れた耐粒界腐食性を示すこのようなオーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法を提供することを目的とす
るものである。
（課題を解決するための手段）
本発明は粒界腐食の発生原因となるχ相の析出を抑制す
るために、鋼板を熱間圧延し、さらに再結晶温度以上で
固溶化熱処理を施した後、所定の冷却速度で鋼板を冷却
するものである。すなわち本発明の要旨とするところは
、 重量％で Ｃ： ０．０２５％以下、 Ｓｉ：１．０（１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、 Ｐ ： ０．０４５％以下
、Ｓ ：０．０３％以下、 Ｎｉ：１２〜１５％、
Ｃｒ：１６〜１９％、 ＭＯ＝２〜３％残部鉄及び
不可避的不純物から成るオーステナイト系ステンレス鋼
を熱延し、さらに１０１０−１１５０℃の温度域で炭化
物の溶解及び再結晶が完了するまで加熱した後、１〜ｂ 却することを特徴とする耐粒界腐食性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
るために、鋼板を熱間圧延し、さらに再結晶温度以上で
固溶化熱処理を施した後、所定の冷却速度で鋼板を冷却
するものである。すなわち本発明の要旨とするところは
、 重量％で Ｃ： ０．０２５％以下、 Ｓｉ：１．０（１％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、 Ｐ ： ０．０４５％以下
、Ｓ ：０．０３％以下、 Ｎｉ：１２〜１５％、
Ｃｒ：１６〜１９％、 ＭＯ＝２〜３％残部鉄及び
不可避的不純物から成るオーステナイト系ステンレス鋼
を熱延し、さらに１０１０−１１５０℃の温度域で炭化
物の溶解及び再結晶が完了するまで加熱した後、１〜ｂ 却することを特徴とする耐粒界腐食性に優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼の製造方法である。
以下本発明の詳細な説明する。
Ｃ：Ｃは粒界へのＣｒ炭化物の析出に伴いＣ「欠乏層を
形成し、耐粒界腐食性を劣化させる元素であるので、そ
のａ＊Ｊｉｉは０．０２５％以下とした。
形成し、耐粒界腐食性を劣化させる元素であるので、そ
のａ＊Ｊｉｉは０．０２５％以下とした。
Ｓｉ：Ｓｉは粒界へのχ相の析出を促進し耐粒界腐食性
を劣化させる元素で、その含有量は１，０％以下とした
。
を劣化させる元素で、その含有量は１，０％以下とした
。
Ｍｎ：Ｍｎは２．０％を越えた場合には熱間加工性を劣
化させるので、その含有量を２．０％以下とした。
化させるので、その含有量を２．０％以下とした。
ＦＤＰは粒界偏析しやすい元素であり、粒界腐食及び粒
界割れの発生原因となるので、その含有量を０．０４５
％以下とした。
界割れの発生原因となるので、その含有量を０．０４５
％以下とした。
Ｓ：ＳはＭｎＳを形成し、ステンレス鋼の耐孔食性、耐
発錆性を低減させる元素であるので、その含有量を０．
０３％以下とした。
発錆性を低減させる元素であるので、その含有量を０．
０３％以下とした。
Ｎｉ：Ｎｉは耐食性の向上と共に、オーステナイト単相
組織を得るのに不可欠な元素であるが、Ｎｉｌの上昇は
コストの大幅な上昇をもたらすので、その含有量は１２
〜１５％とした。
組織を得るのに不可欠な元素であるが、Ｎｉｌの上昇は
コストの大幅な上昇をもたらすので、その含有量は１２
〜１５％とした。
Ｃｒ：Ｃｒは表面にＣｒ２Ｏ３の不働態皮膜を形成し、
ステンレス鋼の耐食性を担う非常に重要な元素であるか
、同時に粒界へのχ相の析出を促進させる元素でもある
ので、その含有量は１６〜１９％とした。
ステンレス鋼の耐食性を担う非常に重要な元素であるか
、同時に粒界へのχ相の析出を促進させる元素でもある
ので、その含有量は１６〜１９％とした。
Ｍｏ：Ｍｏは耐孔食性の向上に不可欠な元素であるが、
Ｃｒと共に粒界へのχ相の析出を促進させる元素である
ので、その含有量は２．０〜３．０％とした。
Ｃｒと共に粒界へのχ相の析出を促進させる元素である
ので、その含有量は２．０〜３．０％とした。
上記のような成分のステンレス鋼は熱間圧延後、１０１
０〜１１５０℃の間の温度域で１０〜３０分程度加熱し
た後、水冷却によって常温まで冷却し、次に用途によっ
て酸洗仕上げ、研磨仕上げをして製品となり出荷する。
０〜１１５０℃の間の温度域で１０〜３０分程度加熱し
た後、水冷却によって常温まで冷却し、次に用途によっ
て酸洗仕上げ、研磨仕上げをして製品となり出荷する。
このようなプロセスで製造された３１６Ｌ鋼板に６５０
℃×２時間＋空冷の鋭敏化処理を施し、ヒューイ試験（
ＪＡＳ ＧＯ５７３）に供すると上述したように激しい
粒界腐食を発生し、非常に速い速度で腐食されていく。
℃×２時間＋空冷の鋭敏化処理を施し、ヒューイ試験（
ＪＡＳ ＧＯ５７３）に供すると上述したように激しい
粒界腐食を発生し、非常に速い速度で腐食されていく。
かかるステンレス鋼の粒界腐食は粒界へのび相の析出に
起因すると考えられているが、本発明者らは、σ相ては
なく微細なχ相（ＡＳＴＭ ｋ８−２００）の粒界析出
により粒界腐食か引き起こされていることを明らかにし
た。
起因すると考えられているが、本発明者らは、σ相ては
なく微細なχ相（ＡＳＴＭ ｋ８−２００）の粒界析出
により粒界腐食か引き起こされていることを明らかにし
た。
さらにχ相の析出形態及び析出速度について詳しく研究
した結果、鋼中Ｍｏ、Ｓｔの粒界偏析か粒界でのχ相の
析出を促進している可能性が高いことを突き止めた。そ
こで次に、Ｍｏ、Ｓｉの粒界偏析挙動を鋭意検討したと
ころ、固溶化熱処理後の冷却過程中に非平衡偏析によっ
て粒界に集まる可能性が高いことか判明した。粒界への
非平衡偏析は固溶化熱処理後の冷却速度が速いほど起こ
り易く、固溶化熱処理後の冷却速度を遅くすることによ
ってかかる元素の粒界偏析を抑制し、さらにχ相の析出
も遅延しうるのではないかと考え、粒界腐食の発生に及
はす固溶化熱処理後の冷却速度の影響を調べた。
した結果、鋼中Ｍｏ、Ｓｔの粒界偏析か粒界でのχ相の
析出を促進している可能性が高いことを突き止めた。そ
こで次に、Ｍｏ、Ｓｉの粒界偏析挙動を鋭意検討したと
ころ、固溶化熱処理後の冷却過程中に非平衡偏析によっ
て粒界に集まる可能性が高いことか判明した。粒界への
非平衡偏析は固溶化熱処理後の冷却速度が速いほど起こ
り易く、固溶化熱処理後の冷却速度を遅くすることによ
ってかかる元素の粒界偏析を抑制し、さらにχ相の析出
も遅延しうるのではないかと考え、粒界腐食の発生に及
はす固溶化熱処理後の冷却速度の影響を調べた。
その結果を第２図に示すごとく、固溶化熱処理後の冷却
速度を３０℃／ｓｅｅ以下にすると鋭敏化処理（６５０
℃×２時間＋空冷）を施しても粒界腐食の発生か抑制さ
れ腐食速度か著しく低減されることが判明した。本発明
において下限の冷却速度を１’Ｃ／ｓｅｅに制限したの
はこれにより遅い冷却速度ではχ相ではなく粒界にＣｒ
２．Ｃ６の析出が起こり、それに陣い粒界腐食か発生す
るためである。
速度を３０℃／ｓｅｅ以下にすると鋭敏化処理（６５０
℃×２時間＋空冷）を施しても粒界腐食の発生か抑制さ
れ腐食速度か著しく低減されることが判明した。本発明
において下限の冷却速度を１’Ｃ／ｓｅｅに制限したの
はこれにより遅い冷却速度ではχ相ではなく粒界にＣｒ
２．Ｃ６の析出が起こり、それに陣い粒界腐食か発生す
るためである。
上記に示した通常のステンレス鋼製造プロセスにおける
固溶化熱処理後の冷却速度は、鋼材の厚さによって異な
るか、表面での冷却速度は約５０〜２００℃／ｓｅｅと
非常に速く、この場合には鋭敏化処理すると粒界に沿っ
てχ相か容易に析出し、著しい粒界腐食を発生する。し
かしながら本発明のごとく冷却速度を適正な値にすれば
、製造ままはもちろんのこと、鋭敏化処理しても耐粒界
腐食性の劣化しないオーステナイト系ステンレス鋼を得
ることが可能となる。
固溶化熱処理後の冷却速度は、鋼材の厚さによって異な
るか、表面での冷却速度は約５０〜２００℃／ｓｅｅと
非常に速く、この場合には鋭敏化処理すると粒界に沿っ
てχ相か容易に析出し、著しい粒界腐食を発生する。し
かしながら本発明のごとく冷却速度を適正な値にすれば
、製造ままはもちろんのこと、鋭敏化処理しても耐粒界
腐食性の劣化しないオーステナイト系ステンレス鋼を得
ることが可能となる。
本発明において固溶化熱処理温度を１０１０℃から１１
５０℃の間に規定したのは、１０ＩＯ℃より低い温度域
では、熱間圧延時に形成されたＣｒ炭化物の溶解が十分
行われず、かつ再結晶も起こりにくく耐食性、機械的性
質の劣化を招き、また１１５０℃より高い温度域では結
晶粒の粗大化が起こり、機械的性質が劣化するためであ
る。
５０℃の間に規定したのは、１０ＩＯ℃より低い温度域
では、熱間圧延時に形成されたＣｒ炭化物の溶解が十分
行われず、かつ再結晶も起こりにくく耐食性、機械的性
質の劣化を招き、また１１５０℃より高い温度域では結
晶粒の粗大化が起こり、機械的性質が劣化するためであ
る。
上記のような本発明法によって得られたステンレス鋼は
、優れた耐粒界腐食性を示す。
、優れた耐粒界腐食性を示す。
次に本発明の実施例について説明をする。
（実 施 例）
第１表に示す成分（重量％）の熱延された供試鋼を、第
２表に示す条件で本発明法および比較法の固溶化処理を
行い、第３表にこれら各供試鋼：こついてＨｕｅｙ試験
を行った際の腐食速度を示した。
２表に示す条件で本発明法および比較法の固溶化処理を
行い、第３表にこれら各供試鋼：こついてＨｕｅｙ試験
を行った際の腐食速度を示した。
第３表の結果より、比較法では鋭敏化熱処理を施した場
合には激しい粒界腐食が発生し、腐食速度か大きくなる
のに対して、本発明法のように固溶化熱処理後の冷却速
度を１〜ｂ した場合には、鋭敏化熱処理を施しても腐食速度はあま
り上昇せず優れた耐粒界腐食性を示すことが明らかであ
る。
合には激しい粒界腐食が発生し、腐食速度か大きくなる
のに対して、本発明法のように固溶化熱処理後の冷却速
度を１〜ｂ した場合には、鋭敏化熱処理を施しても腐食速度はあま
り上昇せず優れた耐粒界腐食性を示すことが明らかであ
る。
（発明の効果）
以上説明したように、本発明の製造法により、例えば、
原子炉のような高温高圧水環境や高濃度硝酸溶液中にお
いて優れた耐粒界腐食性および耐粒界応力腐食割れ性を
有するオーステナイト系ステンレス鋼を得ることかでき
る。
原子炉のような高温高圧水環境や高濃度硝酸溶液中にお
いて優れた耐粒界腐食性および耐粒界応力腐食割れ性を
有するオーステナイト系ステンレス鋼を得ることかでき
る。
第１図は３１６Ｌ鋼の表層近傍より切り出した試料を鋭
敏化処理し、Ｈｕｅｙ試験に供した場合の腐食速度のサ
イクル数依存性を示すグラフ、第２図はＨｕｅｙ試験に
おける３１６Ｌ鋼の腐食速度に及はす冷却速度の影響を
示すグラフである。 第 図 Ｃ濃度（ｗｆ九）
敏化処理し、Ｈｕｅｙ試験に供した場合の腐食速度のサ
イクル数依存性を示すグラフ、第２図はＨｕｅｙ試験に
おける３１６Ｌ鋼の腐食速度に及はす冷却速度の影響を
示すグラフである。 第 図 Ｃ濃度（ｗｆ九）
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 重量％で Ｃ：０．０２５％以下、Ｓｉ：１．００％以下、Ｍｎ：
２．０％以下、Ｐ：０．０４５％以下、Ｓ：０．０３％
以下、Ｎｉ：１２〜１５％、Ｃｒ：１６〜１９％、Ｍｏ
：２〜３％残部鉄及び不可避的不純物から成るオーステ
ナイト系ステンレス鋼を熱延し、さらに１０１０〜１１
５０℃の温度域で炭化物の溶解及び再結晶が完了するま
で加熱した後、１〜３０℃／ｓｅｃの間の冷速で冷却す
ることを特徴とする耐粒界腐食性に優れたオーステナイ
ト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26610490A JPH04143214A (ja) | 1990-10-03 | 1990-10-03 | 耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP26610490A JPH04143214A (ja) | 1990-10-03 | 1990-10-03 | 耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH04143214A true JPH04143214A (ja) | 1992-05-18 |
Family
ID=17426370
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP26610490A Pending JPH04143214A (ja) | 1990-10-03 | 1990-10-03 | 耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH04143214A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2112237A1 (en) | 2008-04-21 | 2009-10-28 | Secretary, Department Of Atomic Energy | Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification |
-
1990
- 1990-10-03 JP JP26610490A patent/JPH04143214A/ja active Pending
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2112237A1 (en) | 2008-04-21 | 2009-10-28 | Secretary, Department Of Atomic Energy | Development of a very high resistance to sensitization in austenitic stainless steel through special heat treatment resulting in grain boundary microstructural modification |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US4975131A (en) | High strength hot worked stainless steel | |
| CN110106452A (zh) | 复合添加B和Ce改善6Mo型超级奥氏体不锈钢sigma相析出及抗晶间腐蚀性的方法 | |
| US4002510A (en) | Stainless steel immune to stress-corrosion cracking | |
| CN117187705B (zh) | 一种低Cr且高强韧合金的热处理方法 | |
| JPS60228616A (ja) | フエライト系ステンレス鋼熱延鋼帯の製造法 | |
| CN108374125A (zh) | 一种用于机械设备制造的高强度耐候合金钢 | |
| JPS60197824A (ja) | 高靭性２相ステンレス鋼熱延鋼帯の製造方法 | |
| JPH04143214A (ja) | 耐粒界腐食性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH0114991B2 (ja) | ||
| JP7174853B2 (ja) | 成形性及び高温特性に優れた低Ｃｒフェライト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPH0225515A (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼において放射線照射がもたらす応力腐食割れを防止するための処理法 | |
| JPH06184631A (ja) | 耐硝酸オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH06271933A (ja) | 耐硝酸性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JP2787044B2 (ja) | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 | |
| JP6176208B2 (ja) | 高強度オーステナイト系ステンレス厚鋼板の製造方法 | |
| 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 | |
| JPH04147946A (ja) | 強度、延性の優れたステンレス鋼 | |
| JPH05271752A (ja) | 耐粒界腐食性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPS5856012B2 (ja) | リジングを発生しないフエライト単相ステンレス鋼板の製造法 | |
| JPS6039118A (ja) | 耐粒界腐食性及び耐粒界応力腐食割れ性にすぐれた含ホウ素オ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
| JPS629186B2 (ja) | ||
| JPS62297440A (ja) | 耐孔食性の優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼 | |
| JPS60204829A (ja) | 強靭鋼管の製造方法 | |
| JPH0790373A (ja) | 耐硝酸性に優れたＭｏ含有オーステナイト系ステンレス鋼の製造法 | |
| JPH02258921A (ja) | オーステナイト系ステンレス綱材の製造方法 |