JPH02190445A - 耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 - Google Patents
耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼Info
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- JPH02190445A JPH02190445A JP1033289A JP1033289A JPH02190445A JP H02190445 A JPH02190445 A JP H02190445A JP 1033289 A JP1033289 A JP 1033289A JP 1033289 A JP1033289 A JP 1033289A JP H02190445 A JPH02190445 A JP H02190445A
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- Hard Magnetic Materials (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
（産業上の利用分野）
本発明は核融合炉、リニアモーター力軌道設備。
各種発電機などに使用される非磁性構造用鋼に係り、特
に溶接後或いは冷間加工後に６００〜７゜０℃での応力
除力焼鈍が行われる部材に好適な高Ｍｎ非磁性鋼に関す
る６ （従来の技術及び解決しようとする課題）高Ｍｎ非磁性
鋼は、従来の代表的非磁性鋼であるオーステナイト系ス
テンレス鋼と比べ、高強度で磁気特性にも優れ、かつ低
廉であることから。 オーステナイト系ステンレス鋼に代わり、その使用量が
年々増大している。 しかしながら、従来の高Ｍｎ非磁性鋼は、１．０％Ｃ−
１３％Ｍｎ鋼や、ｏ、４５％Ｃ−１８％Ｍｎ−５％Ｃｒ
鋼に代表されるようにＣ含有量が比較的高いため、６０
０〜７００℃に加熱されると炭化物の析出に起因する延
性、靭性の劣化が生ずる。 そのため、溶接後或いは冷間加工後の残留応力除去処理
が必要な場合、このような温度域での応力除去焼鈍（Ｓ
Ｒ）が実施できないという問題がある。 すなわち、溶接後或いは冷間加工後のＳＲにおいて、こ
の温度域を避けて９００〜１１ｏＯ℃の高温で処理した
り、或いは冷間加工を熱間加工に変更するなどで対処し
ているのが実情である。しかし、このような対処法は、
経済性を損なうことは勿論であるが、鋼材の強度低下と
いう問題もある。 本発明の目的は、上述の現状に鑑み、高Ｍｎ非磁性鋼の
有する基本的特性を損なうことなく、６００〜７００℃
の応力除去焼鈍後においても良好な機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を提供することにある。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため１本発明者は、高Ｍｎ非磁性鋼
の化学成分を種々調整したところ、ここに本発明をなし
たものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ
：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｐ：０
．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０
５〜２．００％及びＢ：Ｏ，ＯＯＯ５〜０．００５０％
を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、必
要に応じて、更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０２
０％以下に規制し、或いは更に、Ｎｉ：０．１０〜３．
００％及びＣｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２種
を含有し、残部が鉄よりなる鋼であって、応力除去焼鈍
後においても優れた機械的性質を有することを特徴とす
る耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼を要旨とする
ものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （発明の構成） 本発明における化学成分の限定理由は以下のとおりであ
る。 Ｃ： Ｃはオーステナイトの安定化と強度の向上に有効な元素
である。しかし、０．１０％未満ではオーステナイトの
安定化１強度確保のために、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏな
どの元素を多量に添加する必要があり、経済性を大きく
損なうことになる。また０、７０％を超えて含有すると
、熱間加工性や機械加工性が劣化する。したがって、Ｃ
含有量は０゜１０〜０．７０％の範囲とする。 Ｓｊ： Ｓｉは鋼溶解時の脱酸作用を有し、かつ強度の向上に有
効であるため、０．１０％以上を添加する。しかし、１
．５０％を超えて添加すると熱間加工性を損なうことに
なる。したがって、ｓｉ含有量は０．１０〜１．５０％
の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは本発明鋼においてＣと共に重要なオーステナイト
形成元素であり、非磁性を安定化させるために１０％以
上の添加が必要である。しかし、３０％を超えて含有す
ると熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含
有量は１０〜３０％の範囲とする。 但し、本発明鋼では基本的にはＣとＭｎでオーステナイ
トを安定化し、非磁性を確保できるが、Ｃ，Ｍｎともに
上記範囲の下限近傍になると、オーステナイトが不安定
になる。これを防ぐためにはＣ，Ｍｎ含有量は２０×Ｃ
＋Ｍｎ≧２４％を満足する量とする必要がある。 Ｐ： ＰはＳＲにおける６００〜７００℃の加熱時にオーステ
ナイト粒界に移動、偏析し、粒界脆化を促進するため、
低く抑える必要があるが、経済性を考慮して、Ｐ含有量
は０．０３０％以下に抑制する。 Ｓ： Ｓは鋼の熱間加工性、延性、靭性を劣化させる有害な元
素であり、Ｐと同様、極力低く抑える必要があるが、経
済性を考慮して、Ｓ含有量は０゜０１５％以下に抑制す
る。 Ｍｏ： Ｍｏは本発明においてＢと並んで非常に重要な元素であ
るａＭｏはオーステナイト組織の安定化と高強度化に有
効であるばかりでなく、耐ＳＲ脆化特性の改善にも大き
な効果を有する。すなわち、第１図は０．６％Ｃ−１５
％Ｍｎ鋼をベースにして、シャルビ衝撃特性（ｖ Ｅ
ｏ）に及ぼすＭｏ添加と熱処理温度の影響を示したもの
であり、同図より。 Ｍｏ無添加鋼は６００〜８００℃Ｘ２ｈｒの加熱、炉冷
により圧延まま材と比較してｖＥｏが１７３以下に低下
するが、Ｍｏの添加により脆化量は大幅に低減されてい
ることがわかる。このような効果はＭｏ含有量が０．０
５％未満では発現せず、また２、００％を超える添加は
これらの効果が飽和すると同時に経済性を損なう。した
がって、Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％の範囲とす
る。 Ｂ： Ｂも本発明においてＭｏと並んで重要な元素である。第
２図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにしてシャル
ビ衝撃特性（ｖＥｏ）に及ぼすＢ添加と熱処理温度の影
響を示したものである。同図より、ＭＯはどではないが
、Ｂの添加により、６００〜８００℃Ｘ２ｈｒ加熱、炉
冷後の靭性は向上することがわかる。このような効果を
得るためには、Ｂは０．０００５％以上の添加が必要で
あり、しかし、０．００５０％を超える添加はこの効果
が飽和してしまうばかりでなく、却って粒界析出物を多
くし、靭性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量は０．０
００５〜０．００５０％の範囲とする。 なお、第３回は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにし
て、ＭｏとＢの複合添加の効果を示したものであり、同
図より、Ｍｏ、Ｂの複合添加鋼の靭性改善量はＭｏ、Ｂ
の単独添加鋼のそれぞれの靭性改善量を加算した値を大
幅に上まわっており、複合添加の効果が顕著であること
がわかる。 以上の元素を必須成分とするが、本発明においては以下
に示す元素を必要に応じて適量を添加し或いは規制する
。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ： Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓは共にＳＲ中に粒界に移動、偏析し
、粒界脆化をもたらす元素であり、極力低減することが
望ましいが、経済性を考慮し、Ｓｎ、ｓｂ及びＡｓの総
合有量で０．０２０％以下に規制する。 Ｎｉ、Ｃｒの１種又は２種： Ｎｉはオーステナイトの安定化や靭性の向上に有効であ
り、必要に応じて添加される。しかし、０．１０％未満
の添加ではこの効果は少なく、また３、００％を超える
と経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は０．１０〜３．０
０％の範囲とする。 また、Ｃｒはオーステナイトを安定化させると共に高強
度化に有効であり、必要に応じて添加される。しかし、
０．１０％未満の添加ではかＳる効果は少なく、また８
、００％を超えるとδフェライトを生成し易くなり、靭
性と磁気特性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．１０〜８゜００％の範囲とする。 但し、Ｎｉ及びＣｒを添加する場合には、それらの１種
又は２種を添加すれば足りる。 上記組成の鋼は、溶接後或いは冷間加工後に６００〜７
００℃でのＳＲが施されても、脆化することがない。な
お、ＳＲは厳密に６００〜７００℃で実施される場合の
みに限られず、要は、かユる温度域レベルで残留応力除
去を目的とするＳＲであれば上記効果が得られるのであ
り、特にこの温度域６００〜７００℃でのＳＲの場合に
効果が顕著である。 次に本発明の実施例を示すが、本発明はこれら実施例に
よって何ら制限されるものでないことは云うまでもない
。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を４０キロ高周波炉で
溶解し、板厚２０ｍｍに熱間圧延した。 それらの圧延まま鋼板と、６２５℃Ｘ２ｈｒの加熱後、
炉冷処理を施したＳＲ後錆鋼板ついて、引張試験と、２
ｍｍＶシャルビｌＩ！Ｉ撃試験を実施すると共に透磁率
を測定した。それらの結果を第２表に示す。 第２表より以下の如く考察される。 鋼Ａ〜鋼Ｅは本発明鋼であり、ＳＲ後でも靭性（ｖＥｏ
）はいずれも１５ｋｇｆ−ｍ以上の良好な値を示し、ま
た透磁率も１．００３以下と安定していることがわかる
。 一方、鋼Ｆ〜鋼Ｊは比較鋼である。 まず、比較鋼ＦはＭｏの単独添加鋼であって、Ｂの添加
がないため、本発明鋼と比較して靭性が低い。 比較鋼ＧはＭＯの添加がなく、Ｂ単独添加鋼であって、
ＳＲ後の靭性が本発明鋼と比較して低く。 且つ透磁率が劣化している。 比較鋼Ｈ１■、ＪはいずれもＭｏとＢを含まない鋼であ
り、ＳＲ後の靭性が低い。なお、比較鋼ＨはＳｎ＋Ｓｂ
＋Ａｓの総量が多いため、透磁率が劣化していると共に
ＳＲ後の靭性が更に低い。
に溶接後或いは冷間加工後に６００〜７゜０℃での応力
除力焼鈍が行われる部材に好適な高Ｍｎ非磁性鋼に関す
る６ （従来の技術及び解決しようとする課題）高Ｍｎ非磁性
鋼は、従来の代表的非磁性鋼であるオーステナイト系ス
テンレス鋼と比べ、高強度で磁気特性にも優れ、かつ低
廉であることから。 オーステナイト系ステンレス鋼に代わり、その使用量が
年々増大している。 しかしながら、従来の高Ｍｎ非磁性鋼は、１．０％Ｃ−
１３％Ｍｎ鋼や、ｏ、４５％Ｃ−１８％Ｍｎ−５％Ｃｒ
鋼に代表されるようにＣ含有量が比較的高いため、６０
０〜７００℃に加熱されると炭化物の析出に起因する延
性、靭性の劣化が生ずる。 そのため、溶接後或いは冷間加工後の残留応力除去処理
が必要な場合、このような温度域での応力除去焼鈍（Ｓ
Ｒ）が実施できないという問題がある。 すなわち、溶接後或いは冷間加工後のＳＲにおいて、こ
の温度域を避けて９００〜１１ｏＯ℃の高温で処理した
り、或いは冷間加工を熱間加工に変更するなどで対処し
ているのが実情である。しかし、このような対処法は、
経済性を損なうことは勿論であるが、鋼材の強度低下と
いう問題もある。 本発明の目的は、上述の現状に鑑み、高Ｍｎ非磁性鋼の
有する基本的特性を損なうことなく、６００〜７００℃
の応力除去焼鈍後においても良好な機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を提供することにある。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため１本発明者は、高Ｍｎ非磁性鋼
の化学成分を種々調整したところ、ここに本発明をなし
たものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ
：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｐ：０
．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍｏ：０．０
５〜２．００％及びＢ：Ｏ，ＯＯＯ５〜０．００５０％
を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、必
要に応じて、更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０２
０％以下に規制し、或いは更に、Ｎｉ：０．１０〜３．
００％及びＣｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２種
を含有し、残部が鉄よりなる鋼であって、応力除去焼鈍
後においても優れた機械的性質を有することを特徴とす
る耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼を要旨とする
ものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （発明の構成） 本発明における化学成分の限定理由は以下のとおりであ
る。 Ｃ： Ｃはオーステナイトの安定化と強度の向上に有効な元素
である。しかし、０．１０％未満ではオーステナイトの
安定化１強度確保のために、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏな
どの元素を多量に添加する必要があり、経済性を大きく
損なうことになる。また０、７０％を超えて含有すると
、熱間加工性や機械加工性が劣化する。したがって、Ｃ
含有量は０゜１０〜０．７０％の範囲とする。 Ｓｊ： Ｓｉは鋼溶解時の脱酸作用を有し、かつ強度の向上に有
効であるため、０．１０％以上を添加する。しかし、１
．５０％を超えて添加すると熱間加工性を損なうことに
なる。したがって、ｓｉ含有量は０．１０〜１．５０％
の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎは本発明鋼においてＣと共に重要なオーステナイト
形成元素であり、非磁性を安定化させるために１０％以
上の添加が必要である。しかし、３０％を超えて含有す
ると熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含
有量は１０〜３０％の範囲とする。 但し、本発明鋼では基本的にはＣとＭｎでオーステナイ
トを安定化し、非磁性を確保できるが、Ｃ，Ｍｎともに
上記範囲の下限近傍になると、オーステナイトが不安定
になる。これを防ぐためにはＣ，Ｍｎ含有量は２０×Ｃ
＋Ｍｎ≧２４％を満足する量とする必要がある。 Ｐ： ＰはＳＲにおける６００〜７００℃の加熱時にオーステ
ナイト粒界に移動、偏析し、粒界脆化を促進するため、
低く抑える必要があるが、経済性を考慮して、Ｐ含有量
は０．０３０％以下に抑制する。 Ｓ： Ｓは鋼の熱間加工性、延性、靭性を劣化させる有害な元
素であり、Ｐと同様、極力低く抑える必要があるが、経
済性を考慮して、Ｓ含有量は０゜０１５％以下に抑制す
る。 Ｍｏ： Ｍｏは本発明においてＢと並んで非常に重要な元素であ
るａＭｏはオーステナイト組織の安定化と高強度化に有
効であるばかりでなく、耐ＳＲ脆化特性の改善にも大き
な効果を有する。すなわち、第１図は０．６％Ｃ−１５
％Ｍｎ鋼をベースにして、シャルビ衝撃特性（ｖ Ｅ
ｏ）に及ぼすＭｏ添加と熱処理温度の影響を示したもの
であり、同図より。 Ｍｏ無添加鋼は６００〜８００℃Ｘ２ｈｒの加熱、炉冷
により圧延まま材と比較してｖＥｏが１７３以下に低下
するが、Ｍｏの添加により脆化量は大幅に低減されてい
ることがわかる。このような効果はＭｏ含有量が０．０
５％未満では発現せず、また２、００％を超える添加は
これらの効果が飽和すると同時に経済性を損なう。した
がって、Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％の範囲とす
る。 Ｂ： Ｂも本発明においてＭｏと並んで重要な元素である。第
２図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにしてシャル
ビ衝撃特性（ｖＥｏ）に及ぼすＢ添加と熱処理温度の影
響を示したものである。同図より、ＭＯはどではないが
、Ｂの添加により、６００〜８００℃Ｘ２ｈｒ加熱、炉
冷後の靭性は向上することがわかる。このような効果を
得るためには、Ｂは０．０００５％以上の添加が必要で
あり、しかし、０．００５０％を超える添加はこの効果
が飽和してしまうばかりでなく、却って粒界析出物を多
くし、靭性を劣化させる。そのため、Ｂ含有量は０．０
００５〜０．００５０％の範囲とする。 なお、第３回は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにし
て、ＭｏとＢの複合添加の効果を示したものであり、同
図より、Ｍｏ、Ｂの複合添加鋼の靭性改善量はＭｏ、Ｂ
の単独添加鋼のそれぞれの靭性改善量を加算した値を大
幅に上まわっており、複合添加の効果が顕著であること
がわかる。 以上の元素を必須成分とするが、本発明においては以下
に示す元素を必要に応じて適量を添加し或いは規制する
。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ： Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓは共にＳＲ中に粒界に移動、偏析し
、粒界脆化をもたらす元素であり、極力低減することが
望ましいが、経済性を考慮し、Ｓｎ、ｓｂ及びＡｓの総
合有量で０．０２０％以下に規制する。 Ｎｉ、Ｃｒの１種又は２種： Ｎｉはオーステナイトの安定化や靭性の向上に有効であ
り、必要に応じて添加される。しかし、０．１０％未満
の添加ではこの効果は少なく、また３、００％を超える
と経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は０．１０〜３．０
０％の範囲とする。 また、Ｃｒはオーステナイトを安定化させると共に高強
度化に有効であり、必要に応じて添加される。しかし、
０．１０％未満の添加ではかＳる効果は少なく、また８
、００％を超えるとδフェライトを生成し易くなり、靭
性と磁気特性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．１０〜８゜００％の範囲とする。 但し、Ｎｉ及びＣｒを添加する場合には、それらの１種
又は２種を添加すれば足りる。 上記組成の鋼は、溶接後或いは冷間加工後に６００〜７
００℃でのＳＲが施されても、脆化することがない。な
お、ＳＲは厳密に６００〜７００℃で実施される場合の
みに限られず、要は、かユる温度域レベルで残留応力除
去を目的とするＳＲであれば上記効果が得られるのであ
り、特にこの温度域６００〜７００℃でのＳＲの場合に
効果が顕著である。 次に本発明の実施例を示すが、本発明はこれら実施例に
よって何ら制限されるものでないことは云うまでもない
。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を４０キロ高周波炉で
溶解し、板厚２０ｍｍに熱間圧延した。 それらの圧延まま鋼板と、６２５℃Ｘ２ｈｒの加熱後、
炉冷処理を施したＳＲ後錆鋼板ついて、引張試験と、２
ｍｍＶシャルビｌＩ！Ｉ撃試験を実施すると共に透磁率
を測定した。それらの結果を第２表に示す。 第２表より以下の如く考察される。 鋼Ａ〜鋼Ｅは本発明鋼であり、ＳＲ後でも靭性（ｖＥｏ
）はいずれも１５ｋｇｆ−ｍ以上の良好な値を示し、ま
た透磁率も１．００３以下と安定していることがわかる
。 一方、鋼Ｆ〜鋼Ｊは比較鋼である。 まず、比較鋼ＦはＭｏの単独添加鋼であって、Ｂの添加
がないため、本発明鋼と比較して靭性が低い。 比較鋼ＧはＭＯの添加がなく、Ｂ単独添加鋼であって、
ＳＲ後の靭性が本発明鋼と比較して低く。 且つ透磁率が劣化している。 比較鋼Ｈ１■、ＪはいずれもＭｏとＢを含まない鋼であ
り、ＳＲ後の靭性が低い。なお、比較鋼ＨはＳｎ＋Ｓｂ
＋Ａｓの総量が多いため、透磁率が劣化していると共に
ＳＲ後の靭性が更に低い。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、高Ｍｎ非磁性鋼
において、Ｃ含有量を比較的低くし、特にＭＯとＢを複
合添加する等により化学成分を適切に調整したので、６
００〜７００’Ｃでの応力除力焼鈍に供しても、高Ｍｎ
非磁性鋼の有する基本的特性を損なうことなく、耐ＳＲ
脆化特性が著しく改善された優れた機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を得ることができる。したがって、溶接
後或いは冷間加工後に６００〜７００℃での応力除力焼
鈍が行われる部材に好適である。
において、Ｃ含有量を比較的低くし、特にＭＯとＢを複
合添加する等により化学成分を適切に調整したので、６
００〜７００’Ｃでの応力除力焼鈍に供しても、高Ｍｎ
非磁性鋼の有する基本的特性を損なうことなく、耐ＳＲ
脆化特性が著しく改善された優れた機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を得ることができる。したがって、溶接
後或いは冷間加工後に６００〜７００℃での応力除力焼
鈍が行われる部材に好適である。
第１図はシャルビ衝撃特性に及ぼすＭｏ添加と熱処理条
件の影響を示す図、第２図はシャルビ衝撃特性に及ぼす
Ｂ添加と熱処理条件の影響を示す図、第３図はシャルビ
衝撃特性に及ぼすＭｏ、Ｂの複合添加と熱処理条件の影
響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 カａ ９八 ン１【刀Ｌ （’Ｃン 第 図 カ０ 餞温度〔°Ｃ） 第 図
件の影響を示す図、第２図はシャルビ衝撃特性に及ぼす
Ｂ添加と熱処理条件の影響を示す図、第３図はシャルビ
衝撃特性に及ぼすＭｏ、Ｂの複合添加と熱処理条件の影
響を示す図である。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士 中 村 尚 カａ ９八 ン１【刀Ｌ （’Ｃン 第 図 カ０ 餞温度〔°Ｃ） 第 図
Claims (3)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０．７
０％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３０
％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｍ
ｏ：０．０５〜２．００％及びＢ：０．０００５〜０．
００５０％を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を
満足し、残部が鉄よりなる鋼であって、応力除去焼鈍後
においても優れた機械的性質を有することを特徴とする
耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼。 - （２）前記鋼が更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０
２０％以下に規制したものである請求項１に記載の高Ｍ
ｎ非磁性鋼。 - （３）前記鋼が更に、Ｎｉ：０．１０〜３．００％及び
Ｃｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２種を含有する
ものである請求項１又は２に記載の高Ｍｎ非磁性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1033289A JPH02190445A (ja) | 1989-01-18 | 1989-01-18 | 耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1033289A JPH02190445A (ja) | 1989-01-18 | 1989-01-18 | 耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH02190445A true JPH02190445A (ja) | 1990-07-26 |
Family
ID=11747247
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1033289A Pending JPH02190445A (ja) | 1989-01-18 | 1989-01-18 | 耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH02190445A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20180363108A1 (en) * | 2015-12-23 | 2018-12-20 | Posco | Non-magnetic steel material having excellent hot workability and manufacturing method therefor |
| CN111542637A (zh) * | 2017-12-24 | 2020-08-14 | 株式会社Posco | 高强度奥氏体基高锰钢材及其制造方法 |
-
1989
- 1989-01-18 JP JP1033289A patent/JPH02190445A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20180363108A1 (en) * | 2015-12-23 | 2018-12-20 | Posco | Non-magnetic steel material having excellent hot workability and manufacturing method therefor |
| US10961610B2 (en) * | 2015-12-23 | 2021-03-30 | Posco | Non-magnetic steel material having excellent hot workability and manufacturing method therefor |
| US11873546B2 (en) | 2015-12-23 | 2024-01-16 | Posco Co., Ltd | Austenitic steel material having excellent hot workability and manufacturing method therefor |
| CN111542637A (zh) * | 2017-12-24 | 2020-08-14 | 株式会社Posco | 高强度奥氏体基高锰钢材及其制造方法 |
| US11634800B2 (en) | 2017-12-24 | 2023-04-25 | Posco Co., Ltd | High-strength austenite-based high-manganese steel material and manufacturing method for same |
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