JPH05171361A - マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法 - Google Patents
マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法Info
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- JPH05171361A JPH05171361A JP33722191A JP33722191A JPH05171361A JP H05171361 A JPH05171361 A JP H05171361A JP 33722191 A JP33722191 A JP 33722191A JP 33722191 A JP33722191 A JP 33722191A JP H05171361 A JPH05171361 A JP H05171361A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 工業的にも容易に製造することができ、耐力
に比べて硬度の低い、すなわち高降伏比のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼と、このマルテンサイト系ステンレス
鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の
製造方法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ:0.15 〜0.30％、Si:1.00 ％以
下、Mn:0.25 〜１％、Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以
下、 Cr:11 〜15％、 Ni:0.1％以下、 Al:0.003〜0.
1 ％、Nb:0.005〜0.500 ％、残部: Feおよび不可避不純
物からなる鋼組成を有するビレットを焼鈍加熱温度域に
所定時間焼鈍加熱してから穿孔加熱温度域に調整あるい
は再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行った後、焼
入れ−焼付戻し処理を行うことにより、焼戻しマルテン
サイトを主体とする組織を有する高降伏比マルテンサイ
ト系継目無ステンレス鋼管を製造する。
に比べて硬度の低い、すなわち高降伏比のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼と、このマルテンサイト系ステンレス
鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の
製造方法を提供する。 【構成】 重量％で、Ｃ:0.15 〜0.30％、Si:1.00 ％以
下、Mn:0.25 〜１％、Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以
下、 Cr:11 〜15％、 Ni:0.1％以下、 Al:0.003〜0.
1 ％、Nb:0.005〜0.500 ％、残部: Feおよび不可避不純
物からなる鋼組成を有するビレットを焼鈍加熱温度域に
所定時間焼鈍加熱してから穿孔加熱温度域に調整あるい
は再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行った後、焼
入れ−焼付戻し処理を行うことにより、焼戻しマルテン
サイトを主体とする組織を有する高降伏比マルテンサイ
ト系継目無ステンレス鋼管を製造する。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば油井管や油井装
置用の材料として使用されるのに適した、硫化物応力割
れ感受性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼
とこのマルテンサイト系ステンレス鋼を利用した高降伏
比マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法に
関する。
置用の材料として使用されるのに適した、硫化物応力割
れ感受性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼
とこのマルテンサイト系ステンレス鋼を利用した高降伏
比マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法に
関する。
【０００２】
【従来の技術】湿潤な炭酸ガス(CO2) を含む環境下での
腐食に対して、マルテンサイト系ステンレス鋼はその成
分の一つであるCrの作用により極めて優れた耐食性を発
揮することが知られている。また、マルテンサイト系ス
テンレス鋼は高強度が容易に得られるという特性も有す
るため、例えば油井管や油井装置用の材料として広く使
用されている。
腐食に対して、マルテンサイト系ステンレス鋼はその成
分の一つであるCrの作用により極めて優れた耐食性を発
揮することが知られている。また、マルテンサイト系ス
テンレス鋼は高強度が容易に得られるという特性も有す
るため、例えば油井管や油井装置用の材料として広く使
用されている。
【０００３】しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は、硫化水素(H2S) を含む環境下では硫化物応力割
れを生じ易いことが経験的に知られており、H2S を含む
環境下ではその使用が制限される。ところで、石油や天
然ガスを採取するための井戸の環境は、近年益々過酷な
ものとなってきており、CO2 を含有する井戸においても
微量のH2S を含有することがある。さらに、初期にはCO
2 のみが含有されていた井戸であっても経時変化により
微量のH2S を含有するようになることもある。
ス鋼は、硫化水素(H2S) を含む環境下では硫化物応力割
れを生じ易いことが経験的に知られており、H2S を含む
環境下ではその使用が制限される。ところで、石油や天
然ガスを採取するための井戸の環境は、近年益々過酷な
ものとなってきており、CO2 を含有する井戸においても
微量のH2S を含有することがある。さらに、初期にはCO
2 のみが含有されていた井戸であっても経時変化により
微量のH2S を含有するようになることもある。
【０００４】このため、前述のように油井管等の材料と
して使用されているマルテンサイト系ステンレス鋼に対
し、H2S を含む環境下においても優れた耐食性を発揮す
ることが要求されるようになってきた。従来より、マル
テンサイト系ステンレス鋼の硫化物応力割れ感受性を低
減するには、その硬度を低減することが有効であると経
験的に知られている。例えばＡＰＩ規格5CT の中にはＬ
−80 13Cr が規定されており、その硬度は HRC≦23に制
限されている。
して使用されているマルテンサイト系ステンレス鋼に対
し、H2S を含む環境下においても優れた耐食性を発揮す
ることが要求されるようになってきた。従来より、マル
テンサイト系ステンレス鋼の硫化物応力割れ感受性を低
減するには、その硬度を低減することが有効であると経
験的に知られている。例えばＡＰＩ規格5CT の中にはＬ
−80 13Cr が規定されており、その硬度は HRC≦23に制
限されている。
【０００５】しかしながら、マルテンサイト系ステンレ
ス鋼は一般的に降伏比(0.5％耐力／引張強度の比) が低
く、他の材料に比較すると耐力に比べて硬度が高過ぎる
傾向にある。例えば、H2S を含む環境下で比較的多く使
用されているAISI4130系をベースにした耐食性油井管用
鋼 (例えば後述する表１に示す組成のＬ−80用の鋼)に
比較してマルテンサイト系ステンレス鋼は降伏比で10〜
20％程度低く、相対的に耐力に比べて硬度が高い。
ス鋼は一般的に降伏比(0.5％耐力／引張強度の比) が低
く、他の材料に比較すると耐力に比べて硬度が高過ぎる
傾向にある。例えば、H2S を含む環境下で比較的多く使
用されているAISI4130系をベースにした耐食性油井管用
鋼 (例えば後述する表１に示す組成のＬ−80用の鋼)に
比較してマルテンサイト系ステンレス鋼は降伏比で10〜
20％程度低く、相対的に耐力に比べて硬度が高い。
【０００６】
【表１】
【０００７】このために、規定範囲の上限近傍の許容耐
力を有するマルテンサイト系ステンレス鋼では、硬度が
規定した範囲の上限値を越えることが多くなり、一方硬
度を前記範囲内に確実に入れようとすると焼戻し後の耐
力幅が小さくなってしまう。このように、従来は、耐力
および硬度の両方の規定値をともに満足したマルテンサ
イト系ステンレス鋼を実際の生産ラインで製造すること
はかなり難しかった。
力を有するマルテンサイト系ステンレス鋼では、硬度が
規定した範囲の上限値を越えることが多くなり、一方硬
度を前記範囲内に確実に入れようとすると焼戻し後の耐
力幅が小さくなってしまう。このように、従来は、耐力
および硬度の両方の規定値をともに満足したマルテンサ
イト系ステンレス鋼を実際の生産ラインで製造すること
はかなり難しかった。
【０００８】しかし、ユーザー側からは、AISI4130系を
ベースにした耐食性油井管用鋼に比較してマルテンサイ
ト系ステンレス鋼は硫化物応力割れ感受性が大きいた
め、硫化物応力割れ感受性を低下させるために所望の耐
力を備えたままでマルテンサイト系ステンレス鋼の硬度
を上限値ぎりぎりに上昇させたいという要望がある。例
えば、前記の80グレードのマルテンサイト系ステンレス
鋼では硬度の上限値はHRC:22とされているが、硬度を上
限値近傍の値とすると、焼戻し後の狙いの耐力幅が一層
狭くなってしまい、製造がより困難となってしまうた
め、その改善が望まれていた。
ベースにした耐食性油井管用鋼に比較してマルテンサイ
ト系ステンレス鋼は硫化物応力割れ感受性が大きいた
め、硫化物応力割れ感受性を低下させるために所望の耐
力を備えたままでマルテンサイト系ステンレス鋼の硬度
を上限値ぎりぎりに上昇させたいという要望がある。例
えば、前記の80グレードのマルテンサイト系ステンレス
鋼では硬度の上限値はHRC:22とされているが、硬度を上
限値近傍の値とすると、焼戻し後の狙いの耐力幅が一層
狭くなってしまい、製造がより困難となってしまうた
め、その改善が望まれていた。
【０００９】そこで、従来は、マルテンサイト系ステン
レス鋼中のＶ値およびＮ値が下記式に規定される関係
を満足するように組成を限定することにより、高降伏比
を確保していた。
レス鋼中のＶ値およびＮ値が下記式に規定される関係
を満足するように組成を限定することにより、高降伏比
を確保していた。
【００１０】 有効Ｖ(%) ＝ (%)Ｖ−3.6 ×(%)N＋0.01≧０・・・ 図１には、Nb含有量が0.005 ％（以下、本明細書におい
ては特にことわりがない限り、含有量に関する「％」は
「重量％」を意味するものとする）未満のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼について、740 ℃で焼戻しを行った後
の降伏比YR (％) に及ぼす有効Ｖ(%) の影響をグラフで
示す。図１から明らかなように、有効Ｖ(%) が増加する
と降伏比も上昇することがわかる。
ては特にことわりがない限り、含有量に関する「％」は
「重量％」を意味するものとする）未満のマルテンサイ
ト系ステンレス鋼について、740 ℃で焼戻しを行った後
の降伏比YR (％) に及ぼす有効Ｖ(%) の影響をグラフで
示す。図１から明らかなように、有効Ｖ(%) が増加する
と降伏比も上昇することがわかる。
【００１１】しかし、有効Ｖ(%) を増加するためには
式より明らかなように低Ｎ化を図らねばならないが、低
Ｎ化によりδ−フェライトの増加による熱間加工性の悪
化を招くため、管内面疵を誘発させることとなり品質上
好ましくない。図２には鋼中のＮ量とSi量との関係から
求めたδ−フェライトの生成量の関係を、図３には鋼中
のＮ量とSi量との関係から求めた管内面疵の発生率の関
係を、それぞれグラフで示す。図２および図３から明ら
かなように、低Ｎ化を図るとδ−フェライトの増加によ
る管内面疵の増加を招いてしまう。
式より明らかなように低Ｎ化を図らねばならないが、低
Ｎ化によりδ−フェライトの増加による熱間加工性の悪
化を招くため、管内面疵を誘発させることとなり品質上
好ましくない。図２には鋼中のＮ量とSi量との関係から
求めたδ−フェライトの生成量の関係を、図３には鋼中
のＮ量とSi量との関係から求めた管内面疵の発生率の関
係を、それぞれグラフで示す。図２および図３から明ら
かなように、低Ｎ化を図るとδ−フェライトの増加によ
る管内面疵の増加を招いてしまう。
【００１２】そこで、本発明者らは特開平２−104639号
公報により、Ｃ:0.1〜0.30％、Si:0.25 ％以下、Mn:0.2
5 〜１％、Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以下、Cr:11 〜
15％、Ni:0.1％以下、Al:0.005〜0.1 ％、残部: Feおよ
び不可避不純物からなり、焼戻しマルテンサイトを主体
とする組織を有する高降伏比マルテンサイト系ステンレ
ス鋼を提案した。この提案によれば、低Si化により焼戻
し時の炭化物の粗大化を促進させて降伏比を向上させる
ことができる。しかし、本発明者らのその後の検討結果
によれば、この技術では低Si化により溶製時の脱酸不足
を招くことになり品質上好ましくない。
公報により、Ｃ:0.1〜0.30％、Si:0.25 ％以下、Mn:0.2
5 〜１％、Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以下、Cr:11 〜
15％、Ni:0.1％以下、Al:0.005〜0.1 ％、残部: Feおよ
び不可避不純物からなり、焼戻しマルテンサイトを主体
とする組織を有する高降伏比マルテンサイト系ステンレ
ス鋼を提案した。この提案によれば、低Si化により焼戻
し時の炭化物の粗大化を促進させて降伏比を向上させる
ことができる。しかし、本発明者らのその後の検討結果
によれば、この技術では低Si化により溶製時の脱酸不足
を招くことになり品質上好ましくない。
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】一方、本発明者らは、
先に特願平２−413804号により、Ｃ：0.15〜0.25％、S
i：1.00％以下、Mn：1.00％以下、Ｐ：0.050 ％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、Cr：12.0〜13.5％、Ni：0.10％以
下、Ｖ：0.05〜0.50％、sol.Al：0.05〜0.100 ％、Ｎ：
0.1 ％以下、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を
有するマルテンサイト系継目無鋼管の内面疵を抑制する
ために、下式を満たすように鋼組成を制御する技術を
提案した。 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 ・・・ F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％。
先に特願平２−413804号により、Ｃ：0.15〜0.25％、S
i：1.00％以下、Mn：1.00％以下、Ｐ：0.050 ％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、Cr：12.0〜13.5％、Ni：0.10％以
下、Ｖ：0.05〜0.50％、sol.Al：0.05〜0.100 ％、Ｎ：
0.1 ％以下、残部Feおよび不可避不純物からなる組成を
有するマルテンサイト系継目無鋼管の内面疵を抑制する
ために、下式を満たすように鋼組成を制御する技術を
提案した。 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 ・・・ F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％。
【００１４】また、この提案では、ビレットあるいは鋼
塊の焼鈍加熱時間、および穿孔加熱温度をも考慮して、
下式を満足するものとしている。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13×(Σti)1/2
−0.14×(1200−Ｔ)1/2 ＜1.3 F : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ ti : ビレットあるいは鋼塊における焼鈍加熱時間 (i は、ヒートNo.) Σt i : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度 : 1200 〜1300℃ 穿孔加熱温度 : 1200 ℃以下 しかし、仮に式で、Si＝0.20％とすると、式を満た
す最小値(%)Nmin は、200ppmとなる。
塊の焼鈍加熱時間、および穿孔加熱温度をも考慮して、
下式を満足するものとしている。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13×(Σti)1/2
−0.14×(1200−Ｔ)1/2 ＜1.3 F : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ ti : ビレットあるいは鋼塊における焼鈍加熱時間 (i は、ヒートNo.) Σt i : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度 : 1200 〜1300℃ 穿孔加熱温度 : 1200 ℃以下 しかし、仮に式で、Si＝0.20％とすると、式を満た
す最小値(%)Nmin は、200ppmとなる。
【００１５】図４にはＮ量とSi量との関係を、図５には
Ｖ量とＮ量との関係をそれぞれグラフで示す。高降伏比
を得るために有効Ｖ(%) を０以上とするには、Ｖは0.06
％以上添加しなければならない。このように、従来の技
術では、管内面疵の発生を抑制しつつ、有効Ｖ(%) ＞０
を確保するには、Ｖ添加によるコスト上昇を招くこと、
加熱温度を下げ製管性を悪化させてしまうこと、さらに
はSiを低下させ脱酸不足を伴うことといった種々の問題
があった。そこで、管内面性状にも優れかつ高降伏比の
マルテンサイト系ステンレス鋼を容易に得ることができ
る技術開発が必要であった。
Ｖ量とＮ量との関係をそれぞれグラフで示す。高降伏比
を得るために有効Ｖ(%) を０以上とするには、Ｖは0.06
％以上添加しなければならない。このように、従来の技
術では、管内面疵の発生を抑制しつつ、有効Ｖ(%) ＞０
を確保するには、Ｖ添加によるコスト上昇を招くこと、
加熱温度を下げ製管性を悪化させてしまうこと、さらに
はSiを低下させ脱酸不足を伴うことといった種々の問題
があった。そこで、管内面性状にも優れかつ高降伏比の
マルテンサイト系ステンレス鋼を容易に得ることができ
る技術開発が必要であった。
【００１６】ここに、本発明の目的は、工業的にも容易
に製造することができる、耐力に比べて硬度の低い、す
なわち高降伏比のマルテンサイト系ステンレス鋼と、こ
のマルテンサイト系ステンレス鋼を利用したマルテンサ
イト系継目無ステンレス鋼管の製造方法を提供すること
にある。
に製造することができる、耐力に比べて硬度の低い、す
なわち高降伏比のマルテンサイト系ステンレス鋼と、こ
のマルテンサイト系ステンレス鋼を利用したマルテンサ
イト系継目無ステンレス鋼管の製造方法を提供すること
にある。
【００１７】
【課題を解決するための手段】上記の問題は、マルテン
サイト系ステンレス鋼が一般的に耐力に比べて硬度が高
いという事実に起因するものである。そして、硬度は引
張強度と対応することから、この問題を解決するには耐
力と引張強度との比、すなわち降伏比を大きくすればよ
い。
サイト系ステンレス鋼が一般的に耐力に比べて硬度が高
いという事実に起因するものである。そして、硬度は引
張強度と対応することから、この問題を解決するには耐
力と引張強度との比、すなわち降伏比を大きくすればよ
い。
【００１８】そこで、本発明者らは降伏比に及ぼす種々
の要因を調査した結果、炭化物により析出強化した組織
とすることにより降伏比の上昇が可能であるという知見
を得た。すなわち、Nbを添加し、焼入れ処理を行ってNb
を固溶させた後、焼戻し処理を行うことによりNb−Ｃを
析出させることにより、硬度の上昇を抑制しながら耐力
を上昇させることが可能となることを知り、本発明を完
成した。
の要因を調査した結果、炭化物により析出強化した組織
とすることにより降伏比の上昇が可能であるという知見
を得た。すなわち、Nbを添加し、焼入れ処理を行ってNb
を固溶させた後、焼戻し処理を行うことによりNb−Ｃを
析出させることにより、硬度の上昇を抑制しながら耐力
を上昇させることが可能となることを知り、本発明を完
成した。
【００１９】ここに、本発明の要旨とするところは、
Ｃ:0.15 〜0.30％、Si:1.00 ％以下、Mn:0.25 〜１％、
Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以下、 Cr:11 〜15％、
Ni:0.1％以下、 Al:0.003〜0.1 ％、Nb:0.005〜0.500
％ 残部: Feおよび不可避不純物 からなる鋼組成を有し、焼戻しマルテンサイトを主体と
する組織を有することを特徴とする硫化物応力割れ感受
性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼であ
る。
Ｃ:0.15 〜0.30％、Si:1.00 ％以下、Mn:0.25 〜１％、
Ｐ:0.05 ％以下、Ｓ:0.005％以下、 Cr:11 〜15％、
Ni:0.1％以下、 Al:0.003〜0.1 ％、Nb:0.005〜0.500
％ 残部: Feおよび不可避不純物 からなる鋼組成を有し、焼戻しマルテンサイトを主体と
する組織を有することを特徴とする硫化物応力割れ感受
性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼であ
る。
【００２０】上記の本発明では、前記鋼組成が、重量％
で、下記の第１群および第２群の一方または両方から選
ばれた１種または２種以上の元素をさらに含有するとと
もに、焼戻しマルテンサイトを面積率で80％以上有して
もよい。
で、下記の第１群および第２群の一方または両方から選
ばれた１種または２種以上の元素をさらに含有するとと
もに、焼戻しマルテンサイトを面積率で80％以上有して
もよい。
【００２１】〔第１群〕 Mo:0.5〜２％、Ｖ:0.01 〜0.5 ％、Ti:0.01 〜0.5 ％、
Zr:0.01 〜0.5 ％、Ｂ:0.0005 〜0.01％、Ｎ:0.001〜0.
15％ 〔第２群〕 Ca:0.001〜0.05％、La:0.001〜0.05％、Ce:0.001〜0.05
％。
Zr:0.01 〜0.5 ％、Ｂ:0.0005 〜0.01％、Ｎ:0.001〜0.
15％ 〔第２群〕 Ca:0.001〜0.05％、La:0.001〜0.05％、Ce:0.001〜0.05
％。
【００２２】さらに、上記の本発明では、前記鋼組成が
下式の関係を満足してもよい。 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ また、上記の組成を有するマルテンサイト系ステンレス
鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス鋼管
は、上記の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼
からなるビレットを焼鈍加熱温度域に所定時間焼鈍加熱
してから穿孔加熱温度域に調整あるいは再加熱して穿
孔、圧延および縮径加工を行った後、加熱して少なくと
も面積率で80％以上のオーステナイトを有する組織とし
た後、冷却して面積率で80％以上マルテンサイトで占め
られる組織とし、さらに実質的にオーステナイトの生成
がないAc1 変態点以下の温度域で再加熱すればよい。
下式の関係を満足してもよい。 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ また、上記の組成を有するマルテンサイト系ステンレス
鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス鋼管
は、上記の組成を有するマルテンサイト系ステンレス鋼
からなるビレットを焼鈍加熱温度域に所定時間焼鈍加熱
してから穿孔加熱温度域に調整あるいは再加熱して穿
孔、圧延および縮径加工を行った後、加熱して少なくと
も面積率で80％以上のオーステナイトを有する組織とし
た後、冷却して面積率で80％以上マルテンサイトで占め
られる組織とし、さらに実質的にオーステナイトの生成
がないAc1 変態点以下の温度域で再加熱すればよい。
【００２３】さらに、この際に、前記の鋼組成、ビレッ
トあるいは鋼塊の焼鈍加熱時間、および穿孔加熱温度を
下式を満たすように制御することが望ましい。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )
1/2−0.14×(1200−Ｔ)1/2 ＜1.3 F : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ ti : ビレットあるいは鋼塊における焼鈍加熱時間(i
は、ヒートNo.) Σ ti : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度：1200〜1300℃ 穿孔加熱温度：1200℃以下
トあるいは鋼塊の焼鈍加熱時間、および穿孔加熱温度を
下式を満たすように制御することが望ましい。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )
1/2−0.14×(1200−Ｔ)1/2 ＜1.3 F : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ ti : ビレットあるいは鋼塊における焼鈍加熱時間(i
は、ヒートNo.) Σ ti : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度：1200〜1300℃ 穿孔加熱温度：1200℃以下
【００２４】
【作用】以下、本発明を作用効果とともに詳述する。ま
ず、本発明にかかるマルテンサイト系ステンレス鋼の成
分組成を上記の通り限定した理由を説明する。
ず、本発明にかかるマルテンサイト系ステンレス鋼の成
分組成を上記の通り限定した理由を説明する。
【００２５】Ｃ:Ｃは、マルテンサイト系ステンレス鋼
の強度を増加するとともにδ−フェライトの生成を抑制
するのに有効に作用するが、0.30％を越える含有量では
かえって靱性を著しく低下させる。一方、0.15％未満の
含有量では、焼入れ時に出現するδ−フェライトの生成
割合が多くなり、材質の均質化が困難となる。そこで、
本発明では、Ｃ含有量は0.15％以上0.30％以下と限定す
る。
の強度を増加するとともにδ−フェライトの生成を抑制
するのに有効に作用するが、0.30％を越える含有量では
かえって靱性を著しく低下させる。一方、0.15％未満の
含有量では、焼入れ時に出現するδ−フェライトの生成
割合が多くなり、材質の均質化が困難となる。そこで、
本発明では、Ｃ含有量は0.15％以上0.30％以下と限定す
る。
【００２６】Si:Siは、脱酸材として使用されるが、Si
含有量が1.00％を越えると、δ−フェライトが増加し熱
間加工性が悪化する。そこで、Si含有量は1.00％以下と
限定する。望ましくは、0.25％超1.00％以下である。
含有量が1.00％を越えると、δ−フェライトが増加し熱
間加工性が悪化する。そこで、Si含有量は1.00％以下と
限定する。望ましくは、0.25％超1.00％以下である。
【００２７】Mn:Mnは、オーステナイト域を広げ、強度
および靱性の向上に有効な作用を奏するが、0.25％未満
で所望の効果が得られず、一方１％を越えて含有させる
と逆に靱性を悪化させる。そこで、本発明では、Mn含有
量は0.25％以上１％以下と限定する。
および靱性の向上に有効な作用を奏するが、0.25％未満
で所望の効果が得られず、一方１％を越えて含有させる
と逆に靱性を悪化させる。そこで、本発明では、Mn含有
量は0.25％以上１％以下と限定する。
【００２８】ＰおよびＳ:ＰおよびＳは、ともに不純物
元素であって、含有量は低いほど望ましい。高過ぎる
と、靱性および耐応力腐食割れ性を害する。許容できる
含有量の上限値は、それぞれＰ：0.05％、Ｓ：0.005 ％
である。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.05％以下、
Ｓ含有量は0.005 ％以下とそれぞれ限定する。
元素であって、含有量は低いほど望ましい。高過ぎる
と、靱性および耐応力腐食割れ性を害する。許容できる
含有量の上限値は、それぞれＰ：0.05％、Ｓ：0.005 ％
である。そこで、本発明では、Ｐ含有量は0.05％以下、
Ｓ含有量は0.005 ％以下とそれぞれ限定する。
【００２９】Cr:Crは、 CO2−微量H2S −Cl- 環境下で
腐食速度を減少させるのに極めて有効な元素であるが、
11％未満の含有量ではその効果が不十分であり、一方15
％を越えて含有させるとδ−フェライト量が多くなって
熱間加工性を阻害する。そこで、本発明では、Cr含有量
は11％以上15％以下と限定する。
腐食速度を減少させるのに極めて有効な元素であるが、
11％未満の含有量ではその効果が不十分であり、一方15
％を越えて含有させるとδ−フェライト量が多くなって
熱間加工性を阻害する。そこで、本発明では、Cr含有量
は11％以上15％以下と限定する。
【００３０】Ni:Niは、 CO2−微量H2S −Cl- 環境下で
0.1 ％を越えて含有すると顕著なピッディングの発生と
硫化物応力割れとをもたらす。そこで、本発明では、Ni
含有量は0.1 ％以下と限定する。
0.1 ％を越えて含有すると顕著なピッディングの発生と
硫化物応力割れとをもたらす。そこで、本発明では、Ni
含有量は0.1 ％以下と限定する。
【００３１】Al:Alは、脱酸材として0.003 ％以上添加
されるが、0.1 ％を越える含有量ではその効果が飽和
し、むしろ介在物の増大による靱性の低下を招く。そこ
で、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上0.1 ％以下と
限定する。
されるが、0.1 ％を越える含有量ではその効果が飽和
し、むしろ介在物の増大による靱性の低下を招く。そこ
で、本発明では、Al含有量は0.003 ％以上0.1 ％以下と
限定する。
【００３２】Nb:Nbは、降伏比を上昇させるために添加
するが、0.005 ％未満ではその効果が小さく、また、0.
500 ％超添加すると靱性を悪化させる。そこで、本発明
では、Nb含有量は0.005 ％以上0.500 ％以下と限定す
る。本発明にかかるマルテンサイト系ステンレス鋼は上
記元素の他、残部はFeおよび不可避不純物からなる。そ
して、焼戻しマルテンサイトを主体とする組織、望まし
くは面積率で80％以上の焼戻しマルテンサイトを有する
組織からなる。
するが、0.005 ％未満ではその効果が小さく、また、0.
500 ％超添加すると靱性を悪化させる。そこで、本発明
では、Nb含有量は0.005 ％以上0.500 ％以下と限定す
る。本発明にかかるマルテンサイト系ステンレス鋼は上
記元素の他、残部はFeおよび不可避不純物からなる。そ
して、焼戻しマルテンサイトを主体とする組織、望まし
くは面積率で80％以上の焼戻しマルテンサイトを有する
組織からなる。
【００３３】上記の本発明にかかる硫化物応力割れ感受
性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼を、例
えば継目無ステンレス鋼管用材料として用いる場合の適
性を高めるために、さらに、前記の第１群および第２群
の一方または両方から選ばれた１種以上の元素を含んで
いてもよい。これら第１群および第２群に属する元素の
具体的な作用効果は、下記のとおりである。
性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼を、例
えば継目無ステンレス鋼管用材料として用いる場合の適
性を高めるために、さらに、前記の第１群および第２群
の一方または両方から選ばれた１種以上の元素を含んで
いてもよい。これら第１群および第２群に属する元素の
具体的な作用効果は、下記のとおりである。
【００３４】Mo、Ｖ、Ti、Zr、Ｂ、Ｎ:これらの元素
は、強度増加に対して有効な作用を奏する。特に、Mo、
Ｖ、TiおよびZrは靱性の向上効果と耐食性に有効な基質
中のCrの減少防止効果とを有し、また、Ｂは組織を微細
化して靱性と耐食性とを改善する効果もある。しかし、
それぞれの含有量がMo:0.5％未満、Ｖ:0.01 ％未満、T
i:0.01 ％未満、Zr:0.01 ％未満、Ｂ:0.0005 ％未満、
Ｎ:0.001％未満であると、これらの効果が小さく、一
方、Mo:2％超、Ｖ:0.5％超、Ti:0.5％超、Zr:0.5％超、
Ｂ:0.01 ％超、Ｎ:0.15％超であると、かえって靱性お
よび／または耐食性を低下させる。そこで、本発明で
は、Mo:0.5％以上２％以下、Ｖ:0.01 ％以上0.5 ％以
下、Ti:0.01 ％以上0.5 ％以下、Zr:0.01 ％以上0.5 ％
以下、Ｂ:0.0005 ％以上0.01％以下、Ｎ:0.001％以上0.
15％以下とそれぞれ限定することが望ましい。
は、強度増加に対して有効な作用を奏する。特に、Mo、
Ｖ、TiおよびZrは靱性の向上効果と耐食性に有効な基質
中のCrの減少防止効果とを有し、また、Ｂは組織を微細
化して靱性と耐食性とを改善する効果もある。しかし、
それぞれの含有量がMo:0.5％未満、Ｖ:0.01 ％未満、T
i:0.01 ％未満、Zr:0.01 ％未満、Ｂ:0.0005 ％未満、
Ｎ:0.001％未満であると、これらの効果が小さく、一
方、Mo:2％超、Ｖ:0.5％超、Ti:0.5％超、Zr:0.5％超、
Ｂ:0.01 ％超、Ｎ:0.15％超であると、かえって靱性お
よび／または耐食性を低下させる。そこで、本発明で
は、Mo:0.5％以上２％以下、Ｖ:0.01 ％以上0.5 ％以
下、Ti:0.01 ％以上0.5 ％以下、Zr:0.01 ％以上0.5 ％
以下、Ｂ:0.0005 ％以上0.01％以下、Ｎ:0.001％以上0.
15％以下とそれぞれ限定することが望ましい。
【００３５】Ca、La、Ce:これらの元素は鋼中の硫化物
の形状を改善し、耐応力腐食割れ性を向上させる効果が
ある。それぞれの元素が0.001 ％未満の含有量ではその
効果が得られず、一方0.05％を超えると靱性および耐食
性を低下させる。そこで、本発明では、Ca:0.001％以上
0.05％以下、La:0.001％以上0.05％以下、Ce:0.001％以
上0.05％以下と限定することが望ましい。
の形状を改善し、耐応力腐食割れ性を向上させる効果が
ある。それぞれの元素が0.001 ％未満の含有量ではその
効果が得られず、一方0.05％を超えると靱性および耐食
性を低下させる。そこで、本発明では、Ca:0.001％以上
0.05％以下、La:0.001％以上0.05％以下、Ce:0.001％以
上0.05％以下と限定することが望ましい。
【００３６】さらに、上記の本発明では、δ−フェライ
トの低減という観点からは、 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 ・・・・・ ただし、 F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ に限定することが望ましい。ここで、F1はδ−フェライ
ト生成指数である。
トの低減という観点からは、 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 ・・・・・ ただし、 F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ に限定することが望ましい。ここで、F1はδ−フェライ
ト生成指数である。
【００３７】本発明では、δ−フェライトの生成を可及
的少ない量とすることが要求されており、そのために上
述のような鋼組成を選定するのであるが、さらにその効
果を顕著なものとするには次のような製造工程を採用す
る。
的少ない量とすることが要求されており、そのために上
述のような鋼組成を選定するのであるが、さらにその効
果を顕著なものとするには次のような製造工程を採用す
る。
【００３８】まず、好適態様として素材であるビレット
を1200℃以上1300℃以下の温度に所定時間焼鈍加熱する
が、この焼鈍加熱温度が12000 ℃未満であると、偏析の
拡散が困難でありδ−フェライト相の生成を十分に抑制
することはできない。一方、1300℃超であると、ビレッ
ト表面傷が発生し易くなる。一方、このようなδ−フェ
ライト相の生成の抑制は、またビレット製作に先立つ焼
鈍加熱によっても可能である。焼鈍加熱は拡散速度が大
きくなる高温度、つまり本発明では、ビレットの焼鈍加
熱は1200℃以上1300℃以下で実施するのが望ましい。
を1200℃以上1300℃以下の温度に所定時間焼鈍加熱する
が、この焼鈍加熱温度が12000 ℃未満であると、偏析の
拡散が困難でありδ−フェライト相の生成を十分に抑制
することはできない。一方、1300℃超であると、ビレッ
ト表面傷が発生し易くなる。一方、このようなδ−フェ
ライト相の生成の抑制は、またビレット製作に先立つ焼
鈍加熱によっても可能である。焼鈍加熱は拡散速度が大
きくなる高温度、つまり本発明では、ビレットの焼鈍加
熱は1200℃以上1300℃以下で実施するのが望ましい。
【００３９】次に、穿孔加熱温度域に調整あるいは再加
熱して、通常の継目無鋼管と同様に、傾斜ロール型穿孔
圧延機 (いわゆるマンネスマン穿孔機) または、押出型
穿孔機 (いわゆるプレスピアシングミル) とその後工程
として絞り圧延機を使用して穿孔、圧延および縮径加工
を行う。したがって、このような操作に関しては慣用手
段を採用すればよい。
熱して、通常の継目無鋼管と同様に、傾斜ロール型穿孔
圧延機 (いわゆるマンネスマン穿孔機) または、押出型
穿孔機 (いわゆるプレスピアシングミル) とその後工程
として絞り圧延機を使用して穿孔、圧延および縮径加工
を行う。したがって、このような操作に関しては慣用手
段を採用すればよい。
【００４０】縮径加工後の鋼管を加熱して、例えば面積
率で80％以上のオーステナイトを有する組織とする。こ
の段階で、本発明ではNbは固溶する。そして、冷却する
ことによりマルテンサイトを主体とする組織、例えばマ
ルテンサイトの面積率で80％以上の組織とし、さらに実
質的にオーステナイトの生成がないAc1 変態点以下の温
度域で再加熱する。この段階で固溶していたNbはNb−Ｃ
となって析出する。
率で80％以上のオーステナイトを有する組織とする。こ
の段階で、本発明ではNbは固溶する。そして、冷却する
ことによりマルテンサイトを主体とする組織、例えばマ
ルテンサイトの面積率で80％以上の組織とし、さらに実
質的にオーステナイトの生成がないAc1 変態点以下の温
度域で再加熱する。この段階で固溶していたNbはNb−Ｃ
となって析出する。
【００４１】ここで、ビレットの焼鈍加熱温度を考慮す
ると、前述の式は下式のように限定される。 F(Si,N,t,) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )1/2＜1.3 ・・ ti : ビレット (あるいは鋼塊) における焼鈍加熱時間
(iは、ヒートNo.) Σ ti : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) 焼鈍加熱温度：1200〜1300℃。
ると、前述の式は下式のように限定される。 F(Si,N,t,) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )1/2＜1.3 ・・ ti : ビレット (あるいは鋼塊) における焼鈍加熱時間
(iは、ヒートNo.) Σ ti : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) 焼鈍加熱温度：1200〜1300℃。
【００４２】また、製管加熱温度の影響も大きいことか
ら、さらに望ましくは製管加熱温度、つまり穿孔加熱温
度Ｔを考慮する必要がある。したがって、上記式は下
式のように限定される。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )1/2−0.14×(1200 −Ｔ)1/2 ＜1.3 ・・・・・ Ｔ: 穿孔加熱温度 (1200℃以下とする) 。
ら、さらに望ましくは製管加熱温度、つまり穿孔加熱温
度Ｔを考慮する必要がある。したがって、上記式は下
式のように限定される。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )1/2−0.14×(1200 −Ｔ)1/2 ＜1.3 ・・・・・ Ｔ: 穿孔加熱温度 (1200℃以下とする) 。
【００４３】以上説明したように、本発明により、工業
的にも容易に製造することができ、耐力に比べて硬度の
低い、すなわち高降伏比のマルテンサイト系ステンレス
鋼と、このマルテンサイト系ステンレス鋼を利用したマ
ルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法とが提
供される。次に、本発明をその実施例によって、さらに
具体的に説明する。
的にも容易に製造することができ、耐力に比べて硬度の
低い、すなわち高降伏比のマルテンサイト系ステンレス
鋼と、このマルテンサイト系ステンレス鋼を利用したマ
ルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法とが提
供される。次に、本発明をその実施例によって、さらに
具体的に説明する。
【００４４】
【実施例】表２および表３に示す化学組成を有する鋼を
転炉にて溶製し、連続鋳造、分塊圧延を経て丸鋳片 (ビ
レット) を製造し、ビレットの中心部におけるδ−フェ
ライト量の測定を行った。そして、1200℃の穿孔加熱温
度に加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行って、マル
テンサイト系継目無ステンレス鋼管を得た。
転炉にて溶製し、連続鋳造、分塊圧延を経て丸鋳片 (ビ
レット) を製造し、ビレットの中心部におけるδ−フェ
ライト量の測定を行った。そして、1200℃の穿孔加熱温
度に加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行って、マル
テンサイト系継目無ステンレス鋼管を得た。
【００４５】各工程における製造条件の一部を表４に示
す。その後、こうして製造したマルテンサイト系継目無
ステンレス鋼管に、980 ℃の温度で15分間保持する溶体
化処理を施して空冷した後、表１に示す温度(700、720
、740 および760 ℃) で30分間保持する焼戻しを行
い、マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管を製造し
た。
す。その後、こうして製造したマルテンサイト系継目無
ステンレス鋼管に、980 ℃の温度で15分間保持する溶体
化処理を施して空冷した後、表１に示す温度(700、720
、740 および760 ℃) で30分間保持する焼戻しを行
い、マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管を製造し
た。
【００４６】このようにして製造したマルテンサイト系
継目無ステンレス鋼管のδ−フェライト生成指数F を算
出するとともに、その機械的性質 (耐力、引張強さ、降
伏比および強度) を調査した。その結果を表２および表
３の右列に、耐力と硬度との関係を図６にグラフで示
す。
継目無ステンレス鋼管のδ−フェライト生成指数F を算
出するとともに、その機械的性質 (耐力、引張強さ、降
伏比および強度) を調査した。その結果を表２および表
３の右列に、耐力と硬度との関係を図６にグラフで示
す。
【００４７】図６からも明らかなように、従来技術の同
レベルの耐力と比較して、HRC 硬度を２程度小さくする
ことが可能となり、高降伏比を得ることができた。図７
は、YR(%) に及ぼす、Ｎ量 (％) およびＶ量 (％) の関
係を示すグラフであるが、この図７から明らかなよう
に、この高降伏比を低Ｎ化を行わずに達成することがで
きた。したがって、高Ｎ化の維持によりδ−フェライト
を低減させることができ、管内面性状を損なうこともな
い。
レベルの耐力と比較して、HRC 硬度を２程度小さくする
ことが可能となり、高降伏比を得ることができた。図７
は、YR(%) に及ぼす、Ｎ量 (％) およびＶ量 (％) の関
係を示すグラフであるが、この図７から明らかなよう
に、この高降伏比を低Ｎ化を行わずに達成することがで
きた。したがって、高Ｎ化の維持によりδ−フェライト
を低減させることができ、管内面性状を損なうこともな
い。
【００４８】さらに、図８は、δ−フェライトの生成量
に及ぼすＮ量およびSi量との関係を、図９は管内面疵の
生成率に及ぼすＮ量およびSi量の関係をそれぞれ示すグ
ラフであるが、両図からも、本発明により、管内面性状
を損なうことなくδ−フェライトを低減することができ
たことがわかる。
に及ぼすＮ量およびSi量との関係を、図９は管内面疵の
生成率に及ぼすＮ量およびSi量の関係をそれぞれ示すグ
ラフであるが、両図からも、本発明により、管内面性状
を損なうことなくδ−フェライトを低減することができ
たことがわかる。
【００４９】
【表２】
【００５０】
【表３】
【００５１】
【表４】
【００５２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明により、工
業的にも容易に製造することができる、耐力に比べて硬
度の低い、すなわち硫化物応力割れ感受性の低いマルテ
ンサイト系ステンレス鋼と、このマルテンサイト系ステ
ンレス鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス
鋼管の製造方法を提供することができた。かかる効果を
有する本発明の意義は極めて著しい。
業的にも容易に製造することができる、耐力に比べて硬
度の低い、すなわち硫化物応力割れ感受性の低いマルテ
ンサイト系ステンレス鋼と、このマルテンサイト系ステ
ンレス鋼を利用したマルテンサイト系継目無ステンレス
鋼管の製造方法を提供することができた。かかる効果を
有する本発明の意義は極めて著しい。
【図１】Nb含有量が0.005 ％未満のマルテンサイト系ス
テンレス鋼について、740 ℃で焼戻しを行った後の降伏
比YR (％) に及ぼす有効Ｖ(%) の影響を示すグラフであ
る。
テンレス鋼について、740 ℃で焼戻しを行った後の降伏
比YR (％) に及ぼす有効Ｖ(%) の影響を示すグラフであ
る。
【図２】鋼中のＮ量とSi量との関係から求めたδ−フェ
ライトの生成量の関係を示すグラフである。
ライトの生成量の関係を示すグラフである。
【図３】鋼中のＮ量とSi量との関係から求めた管内面疵
の発生率の関係を示すグラフである。
の発生率の関係を示すグラフである。
【図４】Ｎ量とSi量との関係を示すグラフである。
【図５】Ｖ量とＮ量との関係を示すグラフである。
【図６】実施例における硬度(HRC) と耐力(YS)との関係
を示すグラフである。
を示すグラフである。
【図７】YRに及ぼす、Ｎ量 (％) およびＶ量 (％) の関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
【図８】δ−フェライトの生成量に及ぼすＮ量およびSi
量との関係を示すグラフである。
量との関係を示すグラフである。
【図９】管内面疵の生成率に及ぼすＮ量およびSi量の関
係を示すグラフである。
係を示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ:0.15 〜0.30％、Si:1.00 ％以下、Mn:0.25 〜１％、
Ｐ:0.05 ％以下、 Ｓ:0.005％以下、 Cr:11 〜15％、 Ni:0.1％以下、
Al:0.003〜0.1 ％、 Nb:0.005〜0.500 ％ 残部: Feおよび不可避不純物からなる鋼組成を有し、焼
戻しマルテンサイトを主体とする組織を有することを特
徴とする硫化物応力割れ感受性の低い高降伏比マルテン
サイト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 前記鋼組成が、重量％で、下記の第１群
および第２群の一方または両方から選ばれた１種または
２種以上の元素をさらに含有し、焼戻しマルテンサイト
を面積率で80％以上有することを特徴とする請求項１記
載の硫化物応力割れ感受性の低い高降伏比マルテンサイ
ト系ステンレス鋼。 〔第１群〕 Mo:0.5〜２％、Ｖ:0.01 〜0.5 ％、Ti:0.01 〜0.5 ％、
Zr:0.01 〜0.5 ％、 Ｂ:0.0005 〜0.01％、Ｎ:0.001〜0.15％ 〔第２群〕 Ca:0.001〜0.05％、La:0.001〜0.05％、Ce:0.001〜0.05
％ - 【請求項３】 さらに、前記鋼組成が下式の関係を満足
する請求項１または請求項２記載の硫化物応力割れ感受
性の低い高降伏比マルテンサイト系ステンレス鋼。 F1(Si,N) ＝ 9×(%)Si −25×(%)N＜1.3 F1 : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ - 【請求項４】 請求項１ないし請求項３のいずれか１項
に記載の鋼組成を有するビレットを焼鈍加熱温度域に所
定時間焼鈍加熱してから穿孔加熱温度域に調整あるいは
再加熱して穿孔、圧延および縮径加工を行った後、加熱
して少なくとも面積率で80％以上のオーステナイトを有
する組織とした後、冷却して面積率で80％以上マルテン
サイトで占められる組織とし、さらに実質的にオーステ
ナイトの生成がないAc1 変態点以下の温度域で再加熱す
ることを特徴とする硫化物応力割れ感受性の低い高降伏
比マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法。 - 【請求項５】 鋼組成、ビレットあるいは鋼塊の焼鈍加
熱時間、および穿孔加熱温度を下式を満たすように制御
した請求項４記載の硫化物応力割れ感受性の低い高降伏
比マルテンサイト系継目無ステンレス鋼管の製造方法。 F(Si,N,t,T)＝ 9×(%)Si −25×(%)N−0.13× (Σt i )
1/2−0.14×(1200−Ｔ)1/2 ＜1.3 F : δ−フェライト生成指数 (%)Si : Si重量％ (%)N : N 重量％ ti : ビレットあるいは鋼塊における焼鈍加熱時間(i
は、ヒートNo.) Σ ti : t1＋t2＋・・・ (全加熱時間の総和) Ｔ: 穿孔加熱温度 焼鈍加熱温度：1200〜1300℃ 穿孔加熱温度：1200℃以下
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3337221A JP2705416B2 (ja) | 1991-12-19 | 1991-12-19 | マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP3337221A JP2705416B2 (ja) | 1991-12-19 | 1991-12-19 | マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171361A true JPH05171361A (ja) | 1993-07-09 |
| JP2705416B2 JP2705416B2 (ja) | 1998-01-28 |
Family
ID=18306586
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP3337221A Expired - Lifetime JP2705416B2 (ja) | 1991-12-19 | 1991-12-19 | マルテンサイト系ステンレス鋼と製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2705416B2 (ja) |
Cited By (7)
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|---|---|---|---|---|
| WO2004007780A1 (en) * | 2002-07-15 | 2004-01-22 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel seamless pipe and a manufacturing method thereof |
| JP3700582B2 (ja) * | 1999-05-18 | 2005-09-28 | 住友金属工業株式会社 | 継目無鋼管用マルテンサイト系ステンレス鋼 |
| WO2006106650A1 (ja) * | 2005-03-30 | 2006-10-12 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 |
| US7686897B2 (en) | 2002-07-15 | 2010-03-30 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Martensitic stainless steel seamless pipe and a manufacturing method thereof |
| US8366843B2 (en) | 2004-09-28 | 2013-02-05 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Method of manufacturing a martensitic stainless steel pipe |
| CN104213043A (zh) * | 2014-08-28 | 2014-12-17 | 南京赛达机械制造有限公司 | 一种汽轮机叶片用耐冲击不锈钢及其生产工艺 |
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1991
- 1991-12-19 JP JP3337221A patent/JP2705416B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (2)
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