JPH0297649A - 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
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- JPH0297649A JPH0297649A JP24856988A JP24856988A JPH0297649A JP H0297649 A JPH0297649 A JP H0297649A JP 24856988 A JP24856988 A JP 24856988A JP 24856988 A JP24856988 A JP 24856988A JP H0297649 A JPH0297649 A JP H0297649A
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Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
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- Chemical & Material Sciences (AREA)
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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】
［産業上の利用分野］
本発明は超電導磁石用構造材料等に用いられる極低温用
のオーステナイト系ステンレス鋼に係り、特に液化Ｈｅ
温度（４，２Ｋ＞付近において優れた強度および靭性を
発揮するオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造
方法に関する。
のオーステナイト系ステンレス鋼に係り、特に液化Ｈｅ
温度（４，２Ｋ＞付近において優れた強度および靭性を
発揮するオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造
方法に関する。
［従来の技術］
ＭＨＤ発電設備や核融合炉設備などに使用される超電導
磁石材料の支持材は、液体Ｈｅ温度で使用されるため、
絶対温度４．２Ｋにおいて非磁性であるとともに高強度
および高靭性が要求される。
磁石材料の支持材は、液体Ｈｅ温度で使用されるため、
絶対温度４．２Ｋにおいて非磁性であるとともに高強度
および高靭性が要求される。
すなわち、これら極低温用材料は、４．２Ｋにおける０
、２％耐力が１２０ ｋｇｆ／ ｓｕｍ”以上、衝撃値
が１０ ｋｇｆ／ ｃｍ”以上、透磁率が１．０２％以
下が要求される。
、２％耐力が１２０ ｋｇｆ／ ｓｕｍ”以上、衝撃値
が１０ ｋｇｆ／ ｃｍ”以上、透磁率が１．０２％以
下が要求される。
この極低温材料には従来から５ＵＳ３０４Ｌ。
５ＵＳ３０４ＬＮ、５ＵＳ３１６ＬＮに代表されるオー
ステナイト系ステンレス鋼が使用されており、これらは
靭性を向上させるため低Ｃとし、さらに耐力を改善する
ためＮを添加して固溶強化したものである。しかしなが
ら、これらオーステナイト系ステンレス鋼においてはＮ
の固溶強化により耐力が改善されているものの、その値
は５０〜９０ ｋｆｇ／ ｍｍ’の範囲であり、耐力の
点で不十分であるため、設備が大型化しコスト高となる
欠点がある。
ステナイト系ステンレス鋼が使用されており、これらは
靭性を向上させるため低Ｃとし、さらに耐力を改善する
ためＮを添加して固溶強化したものである。しかしなが
ら、これらオーステナイト系ステンレス鋼においてはＮ
の固溶強化により耐力が改善されているものの、その値
は５０〜９０ ｋｆｇ／ ｍｍ’の範囲であり、耐力の
点で不十分であるため、設備が大型化しコスト高となる
欠点がある。
前記要求特性を満足するため、高Ｍｎのオーステナイト
系ステンレス鋼（特開昭６ｌ−２７０３５６）あるいは
時効処理後の極低温特性を改善したオーステナイト系ス
テンレス鋼（特開昭６２−２２２°０４８）が提案され
ているが、耐力が１１０ｋｆｇ／ａｍ”であって、いず
れも前記要求特性に及ばない。
系ステンレス鋼（特開昭６ｌ−２７０３５６）あるいは
時効処理後の極低温特性を改善したオーステナイト系ス
テンレス鋼（特開昭６２−２２２°０４８）が提案され
ているが、耐力が１１０ｋｆｇ／ａｍ”であって、いず
れも前記要求特性に及ばない。
また、特開昭５８−１０７４７７号公報の発明は高Ｍｎ
によりオーステナイトを安定化し、靭性を向上し、高Ｃ
＋Ｎによって耐力の向上を図り、高ＮｉおよびＯｒによ
り靭性および耐力の向上を図ったものであるが、靭性が
低いため設備が大型化しコスト高となる欠点が避けられ
ない。
によりオーステナイトを安定化し、靭性を向上し、高Ｃ
＋Ｎによって耐力の向上を図り、高ＮｉおよびＯｒによ
り靭性および耐力の向上を図ったものであるが、靭性が
低いため設備が大型化しコスト高となる欠点が避けられ
ない。
高Ｎｉおよび高Ｃｒのオーステナイト系ステンレス鋼に
Ｎ固溶量を増加すると共に、鋼の清浄度を上げたもの（
特開昭６０−９８６．２）、またはオーステナイト系ス
テンレス鋼を高Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ化してＮおよびＶの固
溶量を増加したもの（川崎製鉄技報１７（１９８５）３
．３２３−３３０＞、Ａ２８６に代表されるＮ；基合金
があるが、いずれも前記要求特性を満足するものの、合
金添加量が多く多量に使用される構造材としては高価で
あり、省資源の点では問題がある。
Ｎ固溶量を増加すると共に、鋼の清浄度を上げたもの（
特開昭６０−９８６．２）、またはオーステナイト系ス
テンレス鋼を高Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ化してＮおよびＶの固
溶量を増加したもの（川崎製鉄技報１７（１９８５）３
．３２３−３３０＞、Ａ２８６に代表されるＮ；基合金
があるが、いずれも前記要求特性を満足するものの、合
金添加量が多く多量に使用される構造材としては高価で
あり、省資源の点では問題がある。
第９図は以上述べた従来鋼の特性値を衝撃値および０．
２％耐力との関係を示す図にプロットしたのものである
。なお、第９図において斜線で示したのは要求特性を満
足する範囲である。また、第１０図は以上述べた従来鋼
のＮｉ、ＣｒおよびＭＯの添加量の和と衝撃値×耐力の
関係を示した図である。
２％耐力との関係を示す図にプロットしたのものである
。なお、第９図において斜線で示したのは要求特性を満
足する範囲である。また、第１０図は以上述べた従来鋼
のＮｉ、ＣｒおよびＭＯの添加量の和と衝撃値×耐力の
関係を示した図である。
［発明が解決しようとする課題］
本発明は極低温で使用されるオーステナイト系ステンレ
ス鋼の耐力および衝撃値の前記のごとき問題点に鑑みて
なされたもので、５ＵＳ３０４Ｌ、５ＵＳ３０４ＬＮお
よび５ＵＳ３１６ＬＮ並のＮｉ＋ｃｒ＋Ｍｏ添加量で、
前記の極低温構造材料として要求される特性値を満足す
るオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を
提供することを目的とする。
ス鋼の耐力および衝撃値の前記のごとき問題点に鑑みて
なされたもので、５ＵＳ３０４Ｌ、５ＵＳ３０４ＬＮお
よび５ＵＳ３１６ＬＮ並のＮｉ＋ｃｒ＋Ｍｏ添加量で、
前記の極低温構造材料として要求される特性値を満足す
るオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法を
提供することを目的とする。
［課題を解決するための手段］
本発明の極低温下において強度と靭性の優れたオーステ
ナイト系ステンレス鋼は、必須成分として重量比にして
Ｃ；Ｏ、ｏ ３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；
２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０
％、Ｎ、０．１〜０，４％、Ｎｂ、０．０２〜０．２５
％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、か
つその組織が再結晶加工二重構造組織からなることを要
旨とするもので、さらに耐食性を改善するために必要に
応じてＭｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；
ｏ、ｏｏ２％以下のうち１種ないし２種以上を含有し、
さらに切削性を改善させるために必要に応じてＳｅ；０
．０８０％以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ；０．０
８０％以下、Ｐ：０．１００％以下のうち１種ないし２
種以上を含有し、さらに熱間加工性を劣化させることな
く切削性を改善するために必要に応じてＢｉＨｏ 、３
００％以下と、Ｐｂ、０．３００％以下、Ｂ；０．０１
００％以下を１種ないし２種以上を含有し、さらに強度
を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０゜３０％以下を１種以上
含有し、さらに熱間加工性を改善するため必要に応じて
Ｂ；０．０００５〜０゜０１００％、Ｃａ；０．０００
５％〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１
００％、希土類元素０゜０００５〜０．０１００％のう
ち１種ないし２種以上を含有することを要旨とする。
ナイト系ステンレス鋼は、必須成分として重量比にして
Ｃ；Ｏ、ｏ ３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；
２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０
％、Ｎ、０．１〜０，４％、Ｎｂ、０．０２〜０．２５
％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、か
つその組織が再結晶加工二重構造組織からなることを要
旨とするもので、さらに耐食性を改善するために必要に
応じてＭｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；
ｏ、ｏｏ２％以下のうち１種ないし２種以上を含有し、
さらに切削性を改善させるために必要に応じてＳｅ；０
．０８０％以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ；０．０
８０％以下、Ｐ：０．１００％以下のうち１種ないし２
種以上を含有し、さらに熱間加工性を劣化させることな
く切削性を改善するために必要に応じてＢｉＨｏ 、３
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００％以下を１種ないし２種以上を含有し、さらに強度
を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、
Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０゜３０％以下を１種以上
含有し、さらに熱間加工性を改善するため必要に応じて
Ｂ；０．０００５〜０゜０１００％、Ｃａ；０．０００
５％〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１
００％、希土類元素０゜０００５〜０．０１００％のう
ち１種ないし２種以上を含有することを要旨とする。
また、本発明の極低温下において強度と靭性の優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量比にし
てＣ；ｏ 、ｏ ３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍ
ｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃｒ；１６〜
３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ、０゜０２〜０．
２５％３合有し、あるいはこれにＭＯ；４．０％以下、
Ｃυ；４，０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる脩を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行い
圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却することにより
、その組織が再結晶加工二重構造組織とすることを要旨
とする。
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、重量比にし
てＣ；ｏ 、ｏ ３％以下、Ｓ ｉ；２．０％以下、Ｍ
ｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃｒ；１６〜
３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ、０゜０２〜０．
２５％３合有し、あるいはこれにＭＯ；４．０％以下、
Ｃυ；４，０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１種
ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素
からなる脩を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧延
温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延を
施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延温
度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行い
圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却することにより
、その組織が再結晶加工二重構造組織とすることを要旨
とする。
本発明は再結晶加工２重構造がオーステナイト系ステン
レス鋼の耐食性および溶接性を保持したまま極低温にお
ける強度および靭性の向上をもたらすという新たな知見
に基づくものである。再結晶加工２重構造組織は本発明
の組成を有する合金を本発明の製造方法により処理した
ときに得られるものである。一般にオーステナイト系ス
テンレス鋼の組織は、光学凹微鏡で観察される１、 ０
０重程度のミクロ組織と、電子顕微鏡で観察される】μ
程度のサブ組織から成立している。オーステナイト系ス
テンレス鋼は固溶熱化処理をして使用するのが通常であ
って、固溶化熱処理後の組織の２００倍のものを第２図
（イ）に、２万倍のものを第２図（ロンに示す、また、
従来知られている制御圧延組織は第３図（イ）（ロ）に
示すように、（イ）のミクロ組織は混粒の加工組織にな
っており、（ロ）のサブ組織も加工組織である。
レス鋼の耐食性および溶接性を保持したまま極低温にお
ける強度および靭性の向上をもたらすという新たな知見
に基づくものである。再結晶加工２重構造組織は本発明
の組成を有する合金を本発明の製造方法により処理した
ときに得られるものである。一般にオーステナイト系ス
テンレス鋼の組織は、光学凹微鏡で観察される１、 ０
０重程度のミクロ組織と、電子顕微鏡で観察される】μ
程度のサブ組織から成立している。オーステナイト系ス
テンレス鋼は固溶熱化処理をして使用するのが通常であ
って、固溶化熱処理後の組織の２００倍のものを第２図
（イ）に、２万倍のものを第２図（ロンに示す、また、
従来知られている制御圧延組織は第３図（イ）（ロ）に
示すように、（イ）のミクロ組織は混粒の加工組織にな
っており、（ロ）のサブ組織も加工組織である。
本発明の再結晶加工２重構造組織を得るための温度と時
間の関係を図に表したのが第１図である。
間の関係を図に表したのが第１図である。
先ず加熱温度１１００〜１３００℃でＮｂ析出物を完全
に固溶化する１次いで１０００〜１２００℃加工量５０
％以上の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０秒〜
５分であって、■圧延最終ロールから仕上圧延開始まで
にすみやかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な
再結晶組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工
量３０％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４℃／ｖ
ａｉｎ以上とする。
に固溶化する１次いで１０００〜１２００℃加工量５０
％以上の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０秒〜
５分であって、■圧延最終ロールから仕上圧延開始まで
にすみやかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な
再結晶組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工
量３０％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４℃／ｖ
ａｉｎ以上とする。
本発明および比較例の製造方法によって製造された顕微
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
仕」−圧延開始温度は１０５０℃、９８０℃、９００℃
、８５０℃、７００℃でそれぞれの写真の（イ）は２０
０倍、（ロ）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工
２重構造組織は第５図〜第７図の写真から明らかなよう
に、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さらに
それらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。こ
のサブ組織のサブ結晶粒は高密度の転位を有している加
工組織である。
、８５０℃、７００℃でそれぞれの写真の（イ）は２０
０倍、（ロ）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工
２重構造組織は第５図〜第７図の写真から明らかなよう
に、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さらに
それらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。こ
のサブ組織のサブ結晶粒は高密度の転位を有している加
工組織である。
ここで仕上圧延開始温度を１０００℃より高くすると、
第４図に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見られな
くなりクリープ破断強度アップが殆どなくなる。一方８
００℃より低くすると、第８図から明らかなように、サ
ブ再結晶組織の形成が見られなくなり、クリープ破断強
度の向上が得られない。
第４図に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見られな
くなりクリープ破断強度アップが殆どなくなる。一方８
００℃より低くすると、第８図から明らかなように、サ
ブ再結晶組織の形成が見られなくなり、クリープ破断強
度の向上が得られない。
本発明はオーステナイト系ステンレス鋼において、前記
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである。本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、粗圧延後において
ｖ１１細結高結晶を得やすくする。これによって極低温
下における靭性の向上を実現する。また、仕上圧延時に
（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが超微細に転位または下部再結晶粒界
上に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｂ、Ｎおよ
び（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するため、下部
再結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著しい極低温
下における強度の向上を実現する。以」二のように２つ
の効果によって、極低温で要求を満足するような優れた
特性が得られるものである。
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである。本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、粗圧延後において
ｖ１１細結高結晶を得やすくする。これによって極低温
下における靭性の向上を実現する。また、仕上圧延時に
（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが超微細に転位または下部再結晶粒界
上に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｂ、Ｎおよ
び（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するため、下部
再結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著しい極低温
下における強度の向上を実現する。以」二のように２つ
の効果によって、極低温で要求を満足するような優れた
特性が得られるものである。
ＣについてはＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出を促進し、熱間加工性
を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎの析出強化能を減退
させる。さらにＣｒＢＣ・の析出をも促進して、耐食性
を低下させるので、Ｃ量を下げることが最も重要である
。
を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎの析出強化能を減退
させる。さらにＣｒＢＣ・の析出をも促進して、耐食性
を低下させるので、Ｃ量を下げることが最も重要である
。
本発明鋼に含有されるＣ、ＮおよびＮｂのマイクロアロ
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
先ず強度について述べると、固溶化熱処理組織において
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が
析出して結晶粒を微細化することによって、強度向上に
寄与する０本発明の再結晶加工２重構造組織を有する本
発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化熱
処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の約
２倍大きくなる。この著しい効果は本発明者等の研究に
よると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒界上
に（ＣｒＮｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、それらを
固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大せしめる
ためであることが明らかにされている。
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が
析出して結晶粒を微細化することによって、強度向上に
寄与する０本発明の再結晶加工２重構造組織を有する本
発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化熱
処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の約
２倍大きくなる。この著しい効果は本発明者等の研究に
よると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒界上
に（ＣｒＮｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、それらを
固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大せしめる
ためであることが明らかにされている。
次ぎに耐食性について述べると、Ｃが０．０３％以下で
Ｎ、Ｎｂを３ｉＩ量含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食
性は、粒界にＣｒ２３Ｃ＠が形成されず、しかもＮの耐
食性向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−
８Ｎｉ鋼の耐食性よりも優れていることを見出だした０
粒界ＣｒＢｃ 、が形成されない理由は、Ｃが少なくＮ
の高いステンレス鋼の場合Ｃｒ２ｓｃ ａに代わってＣ
ｒｚｓ（Ｃ，Ｎ）、が析出するが、この析出物の析出速
度が著しく遅い、またＮｂによってそもそも少ないＣが
ＮｂＣとなって固溶Ｃは殆ど存在しないためである。
Ｎ、Ｎｂを３ｉＩ量含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食
性は、粒界にＣｒ２３Ｃ＠が形成されず、しかもＮの耐
食性向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−
８Ｎｉ鋼の耐食性よりも優れていることを見出だした０
粒界ＣｒＢｃ 、が形成されない理由は、Ｃが少なくＮ
の高いステンレス鋼の場合Ｃｒ２ｓｃ ａに代わってＣ
ｒｚｓ（Ｃ，Ｎ）、が析出するが、この析出物の析出速
度が著しく遅い、またＮｂによってそもそも少ないＣが
ＮｂＣとなって固溶Ｃは殆ど存在しないためである。
以上述べたように低Ｃ，Ｎ、Ｎｂのマイクロアロイ元素
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ極低温下において高強度および高靭性を持つオー
ステナイト系ステンレス鋼が得られることを見出だして
本発明を完成したものである。
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ極低温下において高強度および高靭性を持つオー
ステナイト系ステンレス鋼が得られることを見出だして
本発明を完成したものである。
以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。
Ｃ；０．０３％以下
Ｃは制御圧延後の耐食性、制御圧延時の熱間加工性を著
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要がある。また、Ｃが多い
はどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎ
の微細析出を妨害し、極低温下における強度低下の原因
となるので、その上限を０．０３％とした。
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要がある。また、Ｃが多い
はどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎ
の微細析出を妨害し、極低温下における強度低下の原因
となるので、その上限を０．０３％とした。
Ｓ ｉ；２．０％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加する他に強度をも改善する元素
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％とした
。
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％とした
。
Ｍｎ；２０．０％以下
Ｍｎは脱酸剤として添加する他Ｎの溶解度を増加させる
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を２００％とした。
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を２００％とした。
Ｎｉ；２〜２０％
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり
、優れた耐食性と低温靭性およびオーステナイト組織を
得るためには２％以上の含有が必要である。しかし、Ｎ
ｉ量が増加しすぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性
などを低下させるので、その上限を２０％とした。
、優れた耐食性と低温靭性およびオーステナイト組織を
得るためには２％以上の含有が必要である。しかし、Ｎ
ｉ量が増加しすぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性
などを低下させるので、その上限を２０％とした。
Ｃｒ：１６〜３０％
Ｃ「はステンレス鋼の基本元素であり、優れた耐食性を
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を３０％とした。
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を３０％とした。
Ｎ、０．１０〜０．４０％
Ｎは侵入型の固溶強化および（ＣｒＮｂ）Ｎ析出による
結晶粒の微細化、析出強化作用による極低温下における
強度を向上を有するなど本発明においては最も主要な強
化元素であり、かつ制御圧延後の耐食性改善に寄与する
元素でもあり、これらの効果を得るには０．１０％以上
の含有が必要であり、下限を０．１０％とした。しかし
、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性を低下し、さらに凝
固時、溶接時にブローホールが発生しやすくなるので、
その上限を０．４０％とした。
結晶粒の微細化、析出強化作用による極低温下における
強度を向上を有するなど本発明においては最も主要な強
化元素であり、かつ制御圧延後の耐食性改善に寄与する
元素でもあり、これらの効果を得るには０．１０％以上
の含有が必要であり、下限を０．１０％とした。しかし
、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性を低下し、さらに凝
固時、溶接時にブローホールが発生しやすくなるので、
その上限を０．４０％とした。
Ｎｂ、０．０２〜０．２５％
Ｎｂは残存ＣをＮｂＣとして固定し、制御圧延後の耐食
性を改善し、かつ（ＣｒＮｂ）Ｎ析出による結晶粒の微
細化による極低温下における強度および靭性の向上、さ
らには制御圧延後の強度を改善する本発明においては主
要な元素であり、少なくとも０，０２％以上の含有が必
要である。しかし、Ｎｂは高ず西な元素でもあり、かつ
必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上限を
０．２５％とした。
性を改善し、かつ（ＣｒＮｂ）Ｎ析出による結晶粒の微
細化による極低温下における強度および靭性の向上、さ
らには制御圧延後の強度を改善する本発明においては主
要な元素であり、少なくとも０，０２％以上の含有が必
要である。しかし、Ｎｂは高ず西な元素でもあり、かつ
必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上限を
０．２５％とした。
Ｍｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下Ｍｏ、Ｃｕは
いずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素である
。しかし、Ｍｏ、Ｃｕは高価な元素でもあり、かつ、４
％を越えて含有させると熱間加工性を損なうので上限を
それぞれ４％とした。
いずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素である
。しかし、Ｍｏ、Ｃｕは高価な元素でもあり、かつ、４
％を越えて含有させると熱間加工性を損なうので上限を
それぞれ４％とした。
Ｓ；０．００２％以下
Ｓはその含有量を大幅に低減することにより耐食性を向
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、低温靭性
を向上させるものであり、その含有量は少ないほど望ま
しく、少なくとも０．００２％以下、望ましくは０．０
０１％以下にすることが好ましい。
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、低温靭性
を向上させるものであり、その含有量は少ないほど望ま
しく、少なくとも０．００２％以下、望ましくは０．０
０１％以下にすることが好ましい。
Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｓ ：０ 、ｏ ８０％以下
Ｓ、Ｓｅは本発明鋼の被削性を改善する元素であり、Ｓ
は０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含有
させる必要がある。しかし、Ｓ、Ｓｅともにｏ、ｏｓｏ
％を越えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下させ
るので上限をｏ、ｏｓ。
Ｓ、Ｓｅは本発明鋼の被削性を改善する元素であり、Ｓ
は０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含有
させる必要がある。しかし、Ｓ、Ｓｅともにｏ、ｏｓｏ
％を越えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下させ
るので上限をｏ、ｏｓ。
％とした。
Ｔｅ；０．０８０％以下
ＴｅはＭｎＳの介在物を球状化し圧延方向と直角方向の
靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元素で
あり少なくとも０．００５０％以上含有されることが望
ましい、ｏ、ｏｓｏ％以上添加すると熱間加工性を阻害
するので上限をｏ、０８０％とした。
靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元素で
あり少なくとも０．００５０％以上含有されることが望
ましい、ｏ、ｏｓｏ％以上添加すると熱間加工性を阻害
するので上限をｏ、０８０％とした。
Ｐ；０．１００％以下
Ｐは被剛性を改善するため添加される元素であり少なく
とも０．０４％以上含有されることが望ましい。しかし
、０．１００％以上になると熱間加工性が損なわれるの
で、上限を０．１００％とした。
とも０．０４％以上含有されることが望ましい。しかし
、０．１００％以上になると熱間加工性が損なわれるの
で、上限を０．１００％とした。
Ｂｉ；０．３００％以下、Ｐｂ；０．３００％以下Ｂ；
およびｐｂは被剛性を改善するために必要な元素であり
少なくとも０．０３％以上が含有されることが望ましい
。しかし、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害さ
れるので、その上限を０゜３００％とした。
およびｐｂは被剛性を改善するために必要な元素であり
少なくとも０．０３％以上が含有されることが望ましい
。しかし、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害さ
れるので、その上限を０゜３００％とした。
Ｂ、０．０１００％以下
ＢはＢｉとＰｂを添加したときに、熱間加工性が低下す
るのを防止するために添加されるが、前記効果を得るた
めには少なくとも０．０００５０％以上が添加されるこ
とが望ましい、しかし、０゜０１００％を越えて添加し
ても、その効果の向上は期待されないので、上限を０．
０１００％とした。
るのを防止するために添加されるが、前記効果を得るた
めには少なくとも０．０００５０％以上が添加されるこ
とが望ましい、しかし、０゜０１００％を越えて添加し
ても、その効果の向上は期待されないので、上限を０．
０１００％とした。
Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌ；０．３０％以
下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚ「、Ａ１は極低温下にお
ける強度および靭性を向上させるために添加される元素
であるが、０．３０９≦を越えて含有させても、その効
果の向上が望めないので、上限を０．３０％とした。
下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚ「、Ａ１は極低温下にお
ける強度および靭性を向上させるために添加される元素
であるが、０．３０９≦を越えて含有させても、その効
果の向上が望めないので、上限を０．３０％とした。
Ｂ；０．０００５〜ｏ、ｏｉｏｏ％、Ｃａ；０．０００
５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０１０
０％、希土類元素；０．０００５〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．０００５％以上の添加が必要であ
る。しかし、０．０１００％以上添加してもその効果の
向上が望めないので、上限を０．０１００％とした。
５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０１０
０％、希土類元素；０．０００５〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．０００５％以上の添加が必要であ
る。しかし、０．０１００％以上添加してもその効果の
向上が望めないので、上限を０．０１００％とした。
また、制御圧延において、加熱温度を１１００〜１３０
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためである。１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔融または結晶粒
が粗大化して圧延が困難になるためである。
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためである。１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔融または結晶粒
が粗大化して圧延が困難になるためである。
粗圧延温度を１０００〜１２００℃としたのは、微細再
結晶組織を得るためであり、１０００℃未満では微細再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が粗大化するためである。
結晶組織を得るためであり、１０００℃未満では微細再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が粗大化するためである。
粗圧延において加工量を５０％以上としたのは、加工量
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、微細組
織が得られないからである。
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、微細組
織が得られないからである。
仕上圧延温度を８００〜１０００℃としたのは、再結晶
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２重構造組織を得
ることができないからであり、１０００℃を越えると再
結晶により再結晶組織となってしまうので、１０００℃
を上限とした。第１１図は仕上圧延温度と極低温下にお
ける耐力Ｘ衝撃値に関係を示したもので、仕上圧延温度
が８００〜１０００℃の間で最も極低温特性が優れるこ
とが理解される。
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２重構造組織を得
ることができないからであり、１０００℃を越えると再
結晶により再結晶組織となってしまうので、１０００℃
を上限とした。第１１図は仕上圧延温度と極低温下にお
ける耐力Ｘ衝撃値に関係を示したもので、仕上圧延温度
が８００〜１０００℃の間で最も極低温特性が優れるこ
とが理解される。
仕上圧延において加工量を３０％以上としたのは、３０
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
粗圧延後に１０秒〜５分の冷却を行うのは、粗圧延を行
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２５ＣｉまたはＣｒ２
Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２５ＣｉまたはＣｒ２
Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
［実施例］
次に本発明鋼およびその製造方法の特徴を従来鋼、比較
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
第１表はこれら供試鋼の化学成分（重量％）を示す、第
１表の供試鋼について本発明方法による制御圧延および
比較のなめに他の方法による制御圧延を施し、組織、４
．２Ｋにおける０、２％耐力、４．２Ｋにおける伸び、
４．２Ｋにおける衝撃値、常温での孔食電位、透磁率、
切削性、熱間加工性について測定し、その結果を第２表
に示した。
１表の供試鋼について本発明方法による制御圧延および
比較のなめに他の方法による制御圧延を施し、組織、４
．２Ｋにおける０、２％耐力、４．２Ｋにおける伸び、
４．２Ｋにおける衝撃値、常温での孔食電位、透磁率、
切削性、熱間加工性について測定し、その結果を第２表
に示した。
組織については、光学ｍ微鏡組織は１０％修酸電解エツ
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、＠
頴組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、＠
頴組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
熱間加工性については、８５０℃で、５０ｍｍ／秒とい
う高温引張りを行い、その絞り値を測定したものである
。
う高温引張りを行い、その絞り値を測定したものである
。
母材および溶接熱影響部の耐食性については、３０℃、
３．５％ＮａＣｌ水溶液中での孔食電位を測定したもの
である。
３．５％ＮａＣｌ水溶液中での孔食電位を測定したもの
である。
切削性については２０−一の試験片を、５ＫＨ９の５１
φのドリルを用いて回転数７２５ ｒｐｍ、送り速度０
、１６ ａｍ／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い、そ
の結果を示した。
φのドリルを用いて回転数７２５ ｒｐｍ、送り速度０
、１６ ａｍ／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い、そ
の結果を示した。
（以下余白）
第１表および第２表からから知られるように、Ｎｏ、１
〜３およびＮｏ、１１〜．１２は第１発明鋼の組成のも
のを本発明方法により制御圧延したものであるが、４．
２Ｋにおける０、２％耐力、孔食電位、伸び（４，２Ｋ
）、衝撃値（４，２Ｋ）、透磁率、切削性、熱間加工性
についてそれぞれ満足すべき結果を得た。これに対しＮ
ｏ、４〜５は５ＵＳ３０４Ｌ、Ｎｏ、６〜７は５ＵＳ３
０４ＬＮ、Ｎｏ８〜１０は５ＵＳ３１６ＬＮにそれぞれ
相当する比較鋼であって、本発明方法以外の加工を施し
たものであるが、仕上圧延温度が高＜１０５０℃である
Ｎｏ、４は再結晶組織しか得られず、０．２％耐力が低
い、仕上圧延温度が低く７００℃であるＮｏ。
〜３およびＮｏ、１１〜．１２は第１発明鋼の組成のも
のを本発明方法により制御圧延したものであるが、４．
２Ｋにおける０、２％耐力、孔食電位、伸び（４，２Ｋ
）、衝撃値（４，２Ｋ）、透磁率、切削性、熱間加工性
についてそれぞれ満足すべき結果を得た。これに対しＮ
ｏ、４〜５は５ＵＳ３０４Ｌ、Ｎｏ、６〜７は５ＵＳ３
０４ＬＮ、Ｎｏ８〜１０は５ＵＳ３１６ＬＮにそれぞれ
相当する比較鋼であって、本発明方法以外の加工を施し
たものであるが、仕上圧延温度が高＜１０５０℃である
Ｎｏ、４は再結晶組織しか得られず、０．２％耐力が低
い、仕上圧延温度が低く７００℃であるＮｏ。
５でも同様に０．２％耐力おいて劣る。Ｎｏ、６は圧延
ｆ＆固溶化熱処理をしたもので、同様に０．２％耐力に
おいて劣る。Ｎｏ、７は９００℃で一段階の制御圧延を
施したもので、加工組織であり、Ｎｏ、８は７００℃で
１段階の制御圧延をしたもので加工組織であり、Ｎｏ、
９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分であるものであり
、Ｎｏ、１０は仕上圧延における加工率が１０％と低い
ものであるが、いずれも０．２％耐力において劣る。
ｆ＆固溶化熱処理をしたもので、同様に０．２％耐力に
おいて劣る。Ｎｏ、７は９００℃で一段階の制御圧延を
施したもので、加工組織であり、Ｎｏ、８は７００℃で
１段階の制御圧延をしたもので加工組織であり、Ｎｏ、
９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分であるものであり
、Ｎｏ、１０は仕上圧延における加工率が１０％と低い
ものであるが、いずれも０．２％耐力において劣る。
Ｎｏ、１３〜１６は特公昭６１−２７０３５６および特
公昭６２−２２２０４８に相当する比較例であるが、４
．２Ｋにおける０、２％耐力が１０９〜１１３であって
、極低温強度において劣るものである。
公昭６２−２２２０４８に相当する比較例であるが、４
．２Ｋにおける０、２％耐力が１０９〜１１３であって
、極低温強度において劣るものである。
Ｎｏ、１７〜２１は本発明の第２発明鋼の組成のものを
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、４．２Ｋにおける０、２％耐
力、孔食電位、伸び、衝撃値、透磁率共に優れた結果を
得た。特に孔食電位について優れ、耐食性の優れている
ことが確認された。
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、４．２Ｋにおける０、２％耐
力、孔食電位、伸び、衝撃値、透磁率共に優れた結果を
得た。特に孔食電位について優れ、耐食性の優れている
ことが確認された。
Ｎｏ、２２〜２３は第２発明鋼の組成のものを本発明方
法でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は０．２％耐
力において劣り、Ｎｏ、２３は８８０℃で一段階制御圧
延を施したもので、伸び、ｆａ撃値におて劣ることが確
認された。
法でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は０．２％耐
力において劣り、Ｎｏ、２３は８８０℃で一段階制御圧
延を施したもので、伸び、ｆａ撃値におて劣ることが確
認された。
Ｎｏ、２４〜２８は切削性を改善するためＳｅ、Ｔｅ、
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、０
．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値および透磁率共に
優れた結果を得た。また、切削性についても測定した結
果、優れた結果の得られることが確認された。
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、０
．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値および透磁率共に
優れた結果を得た。また、切削性についても測定した結
果、優れた結果の得られることが確認された。
Ｎｏ、２９〜３１は切削性を改善するためＢ１Ｐｂ、Ｂ
を添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制御
圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、０１２％
耐力、孔食電位、伸び、衝撃値および透磁率共に優れた
結果を得た。また、切削性および熱間加工性についても
測定した結果、熱間加工性を低下させることなく切削性
を向上させることが確認された。
を添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制御
圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、０１２％
耐力、孔食電位、伸び、衝撃値および透磁率共に優れた
結果を得た。また、切削性および熱間加工性についても
測定した結果、熱間加工性を低下させることなく切削性
を向上させることが確認された。
Ｎｏ、３２〜４０は強度を向上するためＶ、ＴＷ、Ｔａ
、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａ１を添加した第５発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、０．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値およ
び透磁率共に優れた結果を得た。
、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａ１を添加した第５発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、０．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値およ
び透磁率共に優れた結果を得た。
Ｎｏ、４１〜４５は熱間加工性を改善するためＢ、Ｃａ
、ＭＨ１希土類元素を添加した第６発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、０．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値およ
び透磁率共に優れた結果を得た。また、熱間加工性につ
いても測定した結果、熱間加工性において優れているこ
とが確認された。
、ＭＨ１希土類元素を添加した第６発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、０．２％耐力、孔食電位、伸び、衝撃値およ
び透磁率共に優れた結果を得た。また、熱間加工性につ
いても測定した結果、熱間加工性において優れているこ
とが確認された。
Ｎｏ、４６〜４８は強度、耐食性、被剛性、熱間加工性
を改善する上記すべての元素を添加した第７発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重ｆｌＩ造組織組織り、０．２％耐力、孔食電位、伸び
、衝撃値および透磁率共に優れた結果を得た。また、被
削性、熱間加工性についても優れた結果の得られること
が確認された。
を改善する上記すべての元素を添加した第７発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重ｆｌＩ造組織組織り、０．２％耐力、孔食電位、伸び
、衝撃値および透磁率共に優れた結果を得た。また、被
削性、熱間加工性についても優れた結果の得られること
が確認された。
［発明の効果］
本発明の極低温において強度と靭性の優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼およびその製造方法は以上説明した
ように、オーステナイト系ステンレス鋼のｃｔを低下す
ると共に！ｆｆｉのＮ、Ｎｂを添加し、２段階制御圧延
により組織を再結晶加工２重構造組織としたものであり
、オーステナイト系ステンレス鋼の４．２Ｋにおける強
度および靭性を著しく改善したものであって、多量の合
金元素を添加することなく極低温材料として要求される
強度および靭性に関する特性をすべて満足するものであ
る９本発明のクリープ破断強度の優れたオーステナイト
系ステンレス鋼は、ＭＨＤ発電設備や核融合炉設備に使
用される極低温用材料として極めて有用なものである。
イト系ステンレス鋼およびその製造方法は以上説明した
ように、オーステナイト系ステンレス鋼のｃｔを低下す
ると共に！ｆｆｉのＮ、Ｎｂを添加し、２段階制御圧延
により組織を再結晶加工２重構造組織としたものであり
、オーステナイト系ステンレス鋼の４．２Ｋにおける強
度および靭性を著しく改善したものであって、多量の合
金元素を添加することなく極低温材料として要求される
強度および靭性に関する特性をすべて満足するものであ
る９本発明のクリープ破断強度の優れたオーステナイト
系ステンレス鋼は、ＭＨＤ発電設備や核融合炉設備に使
用される極低温用材料として極めて有用なものである。
第１図は本発明方法による制御圧延工程を温度と時間の
関係について示した図、第２くイ）（口〉図は固溶化熱
処理を施した漫の再結晶ｍ織を表す顕微鏡写真の模写図
、第３図（イ）（口〉は９００℃で仕上圧延後の加工組
織を表す顕微鏡写真の模写図、第４（イ）く口）図は仕
上圧延開始温度１０５０℃の再結晶２重組織を表す顕微
鏡写真の模写図、第５ｉ７Ｉ（イ）（ロ）は仕上圧延開
始温度９８０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡
写真の模写図、第６図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度
９００℃の再結晶加工２重構造組織と表す顕微鏡写真の
模写図、第７図（イ〉（ロ）は仕上圧延開始温度８５０
℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図
、第８図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度が７００″Ｃ
の加工組織を表す顕微鏡写真の模写図、第９図は従来材
および本発明材の０．２％耐力と衝撃値の関係を示す図
、第１０図は従来材の耐力×衝撃値とＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ
添加量の関係を示す図、第１１図は耐力×衝撃値と仕上
圧延温度の関係を示す図である。
関係について示した図、第２くイ）（口〉図は固溶化熱
処理を施した漫の再結晶ｍ織を表す顕微鏡写真の模写図
、第３図（イ）（口〉は９００℃で仕上圧延後の加工組
織を表す顕微鏡写真の模写図、第４（イ）く口）図は仕
上圧延開始温度１０５０℃の再結晶２重組織を表す顕微
鏡写真の模写図、第５ｉ７Ｉ（イ）（ロ）は仕上圧延開
始温度９８０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡
写真の模写図、第６図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度
９００℃の再結晶加工２重構造組織と表す顕微鏡写真の
模写図、第７図（イ〉（ロ）は仕上圧延開始温度８５０
℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図
、第８図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度が７００″Ｃ
の加工組織を表す顕微鏡写真の模写図、第９図は従来材
および本発明材の０．２％耐力と衝撃値の関係を示す図
、第１０図は従来材の耐力×衝撃値とＮｉ＋Ｃｒ＋Ｍｏ
添加量の関係を示す図、第１１図は耐力×衝撃値と仕上
圧延温度の関係を示す図である。
Claims (9)
- （１）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織か
らなることを特徴とする極低温下において強度と靭性の
優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - （２）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織か
らなることを特徴とする極低温下において強度と靭性の
優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - （３）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＳｅ；０．０８０％
以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下
、Ｐ；０．１００％以下のうち１種ないし２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその
組織が再結晶加工二重構造組織からなることを特徴とす
る極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト
系ステンレス鋼。 - （４）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＢｉ；０．３００％
以下と、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし２種
と、Ｂ；０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅならび
に不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二重
構造組織からなるとを特徴とする極低温下において強度
と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - （５）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＶ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ
、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１種以
上含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつ
その組織が再結晶加工二重構造組織からなることを特徴
とする極低温下において強度と靭性の優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼。 - （６）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５％〜０．０１００％、Ｍ
ｇ；０．０００５〜０．０１００％、希土類元素０．０
００５〜０．０１００％のうち１種ないし２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその
組織が再結晶加工二重構造組織からなることを特徴とす
ることを特徴とする極低温下において強度と靭性の優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼。 - （７）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上と、Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｔｅ；
０．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下、Ｐ；０．１
００％以下のうち１種ないし２種以上と、Ｂｉ；０．３
００％以下、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし
２種およびＢ；０．０１００％以下と、Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１
種以上と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；
０．０００５％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５
〜０．０１００％、希土類元素０．０００５〜０．０１
００％のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅな
らびに不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工
二重構造組織からなることを特徴とする極低温下におい
て強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼。 - （８）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧
延温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延
を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延
温度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行
い、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組
織が再結晶加工二重構造組織からなることを特徴とする
極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系
ステンレス鋼の製造方法。 - （９）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；２０．０％以下、Ｎｉ；２〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．４％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧
延温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延
を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延
温度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行
い、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組
織が再結晶加工二重構造組織からなることを特徴とする
極低温下において強度と靭性の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 |
|---|---|---|---|
| JP24856988A JPH0297649A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24856988A JPH0297649A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0297649A true JPH0297649A (ja) | 1990-04-10 |
Family
ID=17180092
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24856988A Pending JPH0297649A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0297649A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006241590A (ja) * | 2005-02-02 | 2006-09-14 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐食性、耐力、低温靱性が良好なオーステナイト系ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法 |
| US8105447B2 (en) | 2005-02-02 | 2012-01-31 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Austenitic stainless hot-rolled steel material with excellent corrosion resistance, proof stress, and low-temperature toughness |
| JP2016044332A (ja) * | 2014-08-22 | 2016-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用途向ステンレス鋼 |
-
1988
- 1988-09-30 JP JP24856988A patent/JPH0297649A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006241590A (ja) * | 2005-02-02 | 2006-09-14 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐食性、耐力、低温靱性が良好なオーステナイト系ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法 |
| US8105447B2 (en) | 2005-02-02 | 2012-01-31 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Austenitic stainless hot-rolled steel material with excellent corrosion resistance, proof stress, and low-temperature toughness |
| US8506729B2 (en) | 2005-02-02 | 2013-08-13 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Austenite-type stainless steel hot-rolling steel material with excellent corrosion resistance, proof-stress, and low-temperature toughness and production method thereof |
| JP2016044332A (ja) * | 2014-08-22 | 2016-04-04 | 新日鐵住金株式会社 | 低温用途向ステンレス鋼 |
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