JPH05171273A - 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 - Google Patents
局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法Info
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- JPH05171273A JPH05171273A JP34518291A JP34518291A JPH05171273A JP H05171273 A JPH05171273 A JP H05171273A JP 34518291 A JP34518291 A JP 34518291A JP 34518291 A JP34518291 A JP 34518291A JP H05171273 A JPH05171273 A JP H05171273A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｃ：0.15〜0.70wt％、Si：0.10〜3.00wt％、
Mn：12〜30wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有し、残部が
鉄及び不可避的不純物からなると共に、Ｃ及びMnの含有
量に関し60×Ｃwt％＋Mnwt％≧36wt％を満足し、且つ非
金属介在物量に関し清浄度が0.03％以下である鋼塊又は
鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温度を900 ℃にし
て熱間圧延を行うことを特徴とする局部変形能に優れた
高Mn非磁性鋼の製造方法。 【効果】 高Mn非磁性鋼が有する基本的特性を損うなう
ことなく、局部変形能が著しく改善され、穴拡げ加工、
深絞り加工等の如き苛酷な（厳しい）冷間加工が施され
ても割れ発生を生じ難い高Mn非磁性鋼を得ることができ
る。
Mn：12〜30wt％、Ti：0.01〜0.10wt％を含有し、残部が
鉄及び不可避的不純物からなると共に、Ｃ及びMnの含有
量に関し60×Ｃwt％＋Mnwt％≧36wt％を満足し、且つ非
金属介在物量に関し清浄度が0.03％以下である鋼塊又は
鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温度を900 ℃にし
て熱間圧延を行うことを特徴とする局部変形能に優れた
高Mn非磁性鋼の製造方法。 【効果】 高Mn非磁性鋼が有する基本的特性を損うなう
ことなく、局部変形能が著しく改善され、穴拡げ加工、
深絞り加工等の如き苛酷な（厳しい）冷間加工が施され
ても割れ発生を生じ難い高Mn非磁性鋼を得ることができ
る。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、局部変形能に優れた高
Mn非磁性鋼の製造方法に関し、詳細には、穴拡げ加工、
深絞り加工や、厳しい曲げ加工が施される非磁性構造部
材に好適な局部変形能に優れた高Mn非磁性鋼の製造方法
に関するものである。
Mn非磁性鋼の製造方法に関し、詳細には、穴拡げ加工、
深絞り加工や、厳しい曲げ加工が施される非磁性構造部
材に好適な局部変形能に優れた高Mn非磁性鋼の製造方法
に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】各種発電機や、変圧器、ガスしゃ断器等
の重電機器用非磁性構造材料として、SUS304に代表され
るオーステナイト系ステンレス鋼が多用されてきたが、
この鋼は、穴拡げ加工、深絞り加工などの厳しい冷間加
工が施されると、加工誘起α'マルテンサイトが生成し
て透磁率を劣化させるという欠点が有る。従って、これ
らの加工においては、加工誘起α' マルテンサイトの発
生を防止するため、温間加工や熱間加工が行われたり、
或いは冷間加工後に溶体化熱処理を施して、組織をオー
ステナイト単相にして磁気特性を向上させる等の方法が
採られているが、これらの方法では工期の延長や製造コ
ストの上昇等を招く等の問題があった。
の重電機器用非磁性構造材料として、SUS304に代表され
るオーステナイト系ステンレス鋼が多用されてきたが、
この鋼は、穴拡げ加工、深絞り加工などの厳しい冷間加
工が施されると、加工誘起α'マルテンサイトが生成し
て透磁率を劣化させるという欠点が有る。従って、これ
らの加工においては、加工誘起α' マルテンサイトの発
生を防止するため、温間加工や熱間加工が行われたり、
或いは冷間加工後に溶体化熱処理を施して、組織をオー
ステナイト単相にして磁気特性を向上させる等の方法が
採られているが、これらの方法では工期の延長や製造コ
ストの上昇等を招く等の問題があった。
【０００３】一方、高Mn非磁性鋼はオーステナイト系ス
テンレス鋼に比べ、高強度で磁気特性にも優れ、且つ低
廉であることから、最近では、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きている。
テンレス鋼に比べ、高強度で磁気特性にも優れ、且つ低
廉であることから、最近では、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きている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】ところが、高Mn非磁性
鋼は、強度が高く、更には加工硬化性が高いため、前記
した穴拡げ加工や深絞り加工が施されると、加工割れが
発生し易いのが難点であって、その改善が強く望まれて
いる。
鋼は、強度が高く、更には加工硬化性が高いため、前記
した穴拡げ加工や深絞り加工が施されると、加工割れが
発生し易いのが難点であって、その改善が強く望まれて
いる。
【０００５】以上説明した現状の問題点に鑑みて、本発
明は高Mn非磁性鋼が有する基本的特性を損うなうことな
く、苛酷な（厳しい）冷間加工が施されても割れの発生
や、磁気特性の劣化のない高Mn非磁性鋼を製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。
明は高Mn非磁性鋼が有する基本的特性を損うなうことな
く、苛酷な（厳しい）冷間加工が施されても割れの発生
や、磁気特性の劣化のない高Mn非磁性鋼を製造し得る方
法を提供することを目的とするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】しかして本発明は上記目
的を達成するために、高Mn非磁性鋼の化学成分、非金属
介在物量及び熱間圧延時の仕上温度の影響等について鋭
意研究を重ね、実験を繰り返した結果、ここに発明を完
成するに至ったものである。
的を達成するために、高Mn非磁性鋼の化学成分、非金属
介在物量及び熱間圧延時の仕上温度の影響等について鋭
意研究を重ね、実験を繰り返した結果、ここに発明を完
成するに至ったものである。
【０００７】即ち、本発明に係る局部変形能に優れた高
Mn非磁性鋼の製造方法は、Ｃ：0.15〜0.70wt% 、Si：0.
10〜3.00wt% 、Mn：12〜30wt% 、Ti：0.01〜0.10wt% を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなると共に、
Ｃ及びMnの含有量に関し60×Ｃwt% ＋Mnwt% ≧36wt% を
満足し、且つ非金属介在物量に関し清浄度が0.03% 以下
である鋼塊又は鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温
度を900 ℃にして熱間圧延を行うことを特徴とする。
Mn非磁性鋼の製造方法は、Ｃ：0.15〜0.70wt% 、Si：0.
10〜3.00wt% 、Mn：12〜30wt% 、Ti：0.01〜0.10wt% を
含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなると共に、
Ｃ及びMnの含有量に関し60×Ｃwt% ＋Mnwt% ≧36wt% を
満足し、且つ非金属介在物量に関し清浄度が0.03% 以下
である鋼塊又は鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温
度を900 ℃にして熱間圧延を行うことを特徴とする。
【０００８】又、鋼塊又は鋼片が、更にCa、Zr、Ceの１
種又は２種以上を、0.001 〜0.100wt%含有する化学成分
であること、或いは、更にCa、Zr、Ceの１種又は２種以
上を、0.001 〜0.100wt%含有すると共にNi：0.05〜3.00
wt% 、Cr：0.05〜8.00wt% 、Mo：0.05〜3.00wt% の１種
又は２種以上を含有する化学成分であることを好ましい
態様とするものである。
種又は２種以上を、0.001 〜0.100wt%含有する化学成分
であること、或いは、更にCa、Zr、Ceの１種又は２種以
上を、0.001 〜0.100wt%含有すると共にNi：0.05〜3.00
wt% 、Cr：0.05〜8.00wt% 、Mo：0.05〜3.00wt% の１種
又は２種以上を含有する化学成分であることを好ましい
態様とするものである。
【０００９】
【作用】本発明に係る非磁性鋼を製造する場合、成分中
のＣはオーステナイトの安定化と強度の向上に有効な元
素であるが、 0.15wt%未満ではオーステナイトの安定化
や強度確保のため、Mn、Ni、Cr、Moなどの元素を多量に
添加する必要があり、経済性を損なうことになり、一
方、0.70wt% を超えて含有すると熱間加工性及び機械加
工性が劣化するので、0.15〜0.70wt% とする。
のＣはオーステナイトの安定化と強度の向上に有効な元
素であるが、 0.15wt%未満ではオーステナイトの安定化
や強度確保のため、Mn、Ni、Cr、Moなどの元素を多量に
添加する必要があり、経済性を損なうことになり、一
方、0.70wt% を超えて含有すると熱間加工性及び機械加
工性が劣化するので、0.15〜0.70wt% とする。
【００１０】Siは鋼溶製時の脱酸作用を有し、且つ強度
の向上に有効であるので、0.10wt%以上を添加するが、
3.00wt%を超えて添加すると熱間加工性を損なうので、
0.10〜3.00wt% とする。
の向上に有効であるので、0.10wt%以上を添加するが、
3.00wt%を超えて添加すると熱間加工性を損なうので、
0.10〜3.00wt% とする。
【００１１】Mnは本発明方法において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12wt% 以上の添加が必要であるが、30wt% 超では熱
間加工性が著しく劣化するので、12〜30wt% とする。
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12wt% 以上の添加が必要であるが、30wt% 超では熱
間加工性が著しく劣化するので、12〜30wt% とする。
【００１２】しかして本発明においては、基本的にはＣ
とMnでオーステナイトを安定化し、非磁性を確保してい
るが、Ｃ、Mnともに前述した規定の成分範囲の下限近傍
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60×C%＋Mn≧36% を満足させる必要がある。
とMnでオーステナイトを安定化し、非磁性を確保してい
るが、Ｃ、Mnともに前述した規定の成分範囲の下限近傍
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60×C%＋Mn≧36% を満足させる必要がある。
【００１３】Tiは、本発明において特に重要な添加元素
であり、延靱性を高めて局部変形能を向上させる作用効
果がある。例えば、図１に示す如く、Ti添加により切欠
伸びが向上する。これは、延靱性に悪影響を及ぼすＡ系
の伸長介在物がTi添加によるシェイプコントロールによ
りＢ系、Ｃ系の介在物に変化することによると考えられ
る。かかる作用効果は0.01wt% 未満では小さく、0.10wt
% を超えると介在物量が増大し、却って変形能を損なう
という新規知見が得られた。従って、Ti含有量は0.01〜
0.10wt% とする。尚、上記切欠伸びは切欠引張試験によ
り得られる値であって、局部変形能を評価するための指
標になり、切欠伸びが大きいほど局部変形能に優れるも
のである。
であり、延靱性を高めて局部変形能を向上させる作用効
果がある。例えば、図１に示す如く、Ti添加により切欠
伸びが向上する。これは、延靱性に悪影響を及ぼすＡ系
の伸長介在物がTi添加によるシェイプコントロールによ
りＢ系、Ｃ系の介在物に変化することによると考えられ
る。かかる作用効果は0.01wt% 未満では小さく、0.10wt
% を超えると介在物量が増大し、却って変形能を損なう
という新規知見が得られた。従って、Ti含有量は0.01〜
0.10wt% とする。尚、上記切欠伸びは切欠引張試験によ
り得られる値であって、局部変形能を評価するための指
標になり、切欠伸びが大きいほど局部変形能に優れるも
のである。
【００１４】次に、清浄度の限定理由を説明する。清浄
度が高いほど延靱性に優れて変形能が向上し、特に0.03
% 以下では優れた変形能を確保し得る。例えば、図１に
示す如く、0.25C-0.28Si-25.3Mn-0.05Ti鋼についての切
欠伸びは、鋼中の非金属介在物清浄度ｄが高くなるにつ
れて向上し、特に清浄度が0.03% 以下になると急激に上
昇する。従って、非金属介在物量清浄度は0.03% 以下に
限定する。かかる清浄度を確保するには、特にＳ、Ｏ含
有量を極力低く抑える必要があり、Ｓ＋Ｏの総量で 0.0
060%以下にすることが望ましい。尚、上記清浄度ｄはJI
S G0555 に規定される方法により測定した。切欠伸びの
測定は６mm厚の鋼板から採取した切欠引張試験片につい
て行った。
度が高いほど延靱性に優れて変形能が向上し、特に0.03
% 以下では優れた変形能を確保し得る。例えば、図１に
示す如く、0.25C-0.28Si-25.3Mn-0.05Ti鋼についての切
欠伸びは、鋼中の非金属介在物清浄度ｄが高くなるにつ
れて向上し、特に清浄度が0.03% 以下になると急激に上
昇する。従って、非金属介在物量清浄度は0.03% 以下に
限定する。かかる清浄度を確保するには、特にＳ、Ｏ含
有量を極力低く抑える必要があり、Ｓ＋Ｏの総量で 0.0
060%以下にすることが望ましい。尚、上記清浄度ｄはJI
S G0555 に規定される方法により測定した。切欠伸びの
測定は６mm厚の鋼板から採取した切欠引張試験片につい
て行った。
【００１５】上述したような成分の鋼塊又は鋼片を熱間
圧延するに際し、加熱温度を1050〜1250℃とし、仕上温
度を900 ℃にしている理由を以下説明する。先ず、加熱
温度については、1250℃を超えると絞り値が著しく低下
して熱間割れが発生し易くなり、一方、1050℃未満では
鋼片内部に析出している炭窒化物の固溶が十分でなく、
製品での靱性劣化を招くことになる上、本発明が要件と
する仕上温度を確保することが難しくなる。従って、加
熱温度は1050〜1250℃とするのである。
圧延するに際し、加熱温度を1050〜1250℃とし、仕上温
度を900 ℃にしている理由を以下説明する。先ず、加熱
温度については、1250℃を超えると絞り値が著しく低下
して熱間割れが発生し易くなり、一方、1050℃未満では
鋼片内部に析出している炭窒化物の固溶が十分でなく、
製品での靱性劣化を招くことになる上、本発明が要件と
する仕上温度を確保することが難しくなる。従って、加
熱温度は1050〜1250℃とするのである。
【００１６】この温度条件下での熱間圧延時における仕
上温度が切欠伸びに及ぼす影響について調べたところ、
仕上温度が 900℃未満では急激に切欠伸びが低下するこ
とが判った。例えば図２に示す如く、90キロ高周波炉で
溶製した0.24Ｃ-0.30Si-24.9Mn-0.05Ti 鋼についての切
欠伸びは、圧延仕上温度が低くなるにつれて切欠伸びが
低下し、特に 900℃未満では急激に低下している。従っ
て、熱間圧延時の仕上温度を 900℃以上とするのであ
る。
上温度が切欠伸びに及ぼす影響について調べたところ、
仕上温度が 900℃未満では急激に切欠伸びが低下するこ
とが判った。例えば図２に示す如く、90キロ高周波炉で
溶製した0.24Ｃ-0.30Si-24.9Mn-0.05Ti 鋼についての切
欠伸びは、圧延仕上温度が低くなるにつれて切欠伸びが
低下し、特に 900℃未満では急激に低下している。従っ
て、熱間圧延時の仕上温度を 900℃以上とするのであ
る。
【００１７】ところで本発明に係る高Mn非磁性鋼におい
て、成分であるCa、Zr、Ceの１種又は２種以上は、Tiと
同様にＡ系介在物量を低減させ、局部変形能を向上させ
る作用効果があり、かかる点から必要に応じて添加され
るが、0.01% 未満の添加ではこの効果は少なく、0.100w
t%を超えると介在物量が増大し、却って変形能を損なう
ので、含有量は総量で0.001 〜0.100wt%とすることが好
ましい。
て、成分であるCa、Zr、Ceの１種又は２種以上は、Tiと
同様にＡ系介在物量を低減させ、局部変形能を向上させ
る作用効果があり、かかる点から必要に応じて添加され
るが、0.01% 未満の添加ではこの効果は少なく、0.100w
t%を超えると介在物量が増大し、却って変形能を損なう
ので、含有量は総量で0.001 〜0.100wt%とすることが好
ましい。
【００１８】さらにNi、Cr、Moの１種又は２種以上は、
下記の如く有効な元素であり、必要に応じて添加され
る。即ち、Niは、オーステナイトの安定化及び靱性の向
上に有効であって、0.05% 未満ではこの効果が少なく、
3.00% 超では経済性を損なうので、Ni含有量は0.05〜3.
00% の範囲が好ましい。Crは、オーステナイトの安定化
及び高強度化に有効な成分であって、0.05% 未満ではこ
の効果が少なく、8.00%超ではδフェライトが生成し易
くなって靱性及び磁気特性が劣化するので、Cr含有量は
0.05〜8.00% とすることが望ましい。Moは、Cr同様オー
ステナイトの安定化及び高強度化に有効であって、0.05
% 未満ではこの効果は少なく、3.00% 超では経済性を損
なうので、Mo含有量は0.05〜3.00% の範囲が好ましい。
下記の如く有効な元素であり、必要に応じて添加され
る。即ち、Niは、オーステナイトの安定化及び靱性の向
上に有効であって、0.05% 未満ではこの効果が少なく、
3.00% 超では経済性を損なうので、Ni含有量は0.05〜3.
00% の範囲が好ましい。Crは、オーステナイトの安定化
及び高強度化に有効な成分であって、0.05% 未満ではこ
の効果が少なく、8.00%超ではδフェライトが生成し易
くなって靱性及び磁気特性が劣化するので、Cr含有量は
0.05〜8.00% とすることが望ましい。Moは、Cr同様オー
ステナイトの安定化及び高強度化に有効であって、0.05
% 未満ではこの効果は少なく、3.00% 超では経済性を損
なうので、Mo含有量は0.05〜3.00% の範囲が好ましい。
【００１９】上記本発明の方法で製造した高Mn非磁性鋼
は、切欠感受性が低く、換言するなれば局部変形能に優
れていると言えるものである。
は、切欠感受性が低く、換言するなれば局部変形能に優
れていると言えるものである。
【００２０】
【実施例】以下、本発明の実施例を示すが、勿論、本発
明はそれ等実施例に限定されるものではなく、特許請求
の範囲に記載の要件を満足する限り、他の変形例も本発
明に包含される。
明はそれ等実施例に限定されるものではなく、特許請求
の範囲に記載の要件を満足する限り、他の変形例も本発
明に包含される。
【００２１】先ず、90キロ高周波炉で６種類の高Mn非磁
性鋼塊を溶製した。表１に、これらの鋼塊（符号ａ〜
ｆ）の化学成分を示す。次に、これらの鋼塊を表２に示
す製造条件で板厚６mmの鋼板に熱間圧延した。
性鋼塊を溶製した。表１に、これらの鋼塊（符号ａ〜
ｆ）の化学成分を示す。次に、これらの鋼塊を表２に示
す製造条件で板厚６mmの鋼板に熱間圧延した。
【００２２】このようにして得られた鋼板について、JI
S G0555 の方法により非金属介在物の測定（即ち清浄度
の測定）を行い、又、引張試験、シャルピ衝撃試験（1/
2 サブサイズ，Ｖノッチ）、透磁率測定、切欠引張試験
( 1/2サブサイズ試験片の2mmＶシャルピ衝撃試験) 及び
切欠曲げ試験を実施した。それらの試験結果を表２に示
す。
S G0555 の方法により非金属介在物の測定（即ち清浄度
の測定）を行い、又、引張試験、シャルピ衝撃試験（1/
2 サブサイズ，Ｖノッチ）、透磁率測定、切欠引張試験
( 1/2サブサイズ試験片の2mmＶシャルピ衝撃試験) 及び
切欠曲げ試験を実施した。それらの試験結果を表２に示
す。
【００２３】鋼番Ａにおける比較法で製造した鋼A3は、
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼A1、A2に比較して切欠伸
びが低く、また切欠曲げ試験においても割れが発生して
いる。
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼A1、A2に比較して切欠伸
びが低く、また切欠曲げ試験においても割れが発生して
いる。
【００２４】鋼番Ｂにおける比較法で製造した鋼B1、B2
は、熱間圧延時の仕上温度が 900℃以上あるものの、清
浄度が0.065%と悪いため、切欠伸びが低く、又、切欠曲
げ試験においても割れが発生している。
は、熱間圧延時の仕上温度が 900℃以上あるものの、清
浄度が0.065%と悪いため、切欠伸びが低く、又、切欠曲
げ試験においても割れが発生している。
【００２５】鋼番Ｃにおける比較法で製造した鋼C3は、
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼C1、C2に比べて切欠伸び
が低く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生してい
る。
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼C1、C2に比べて切欠伸び
が低く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生してい
る。
【００２６】鋼番Ｄにおける比較法で製造した鋼D2は、
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼D1に比べて切欠伸びが低
く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生している。
熱間圧延時の仕上温度が低く、本発明法の条件から外れ
ているため、本発明法に係る鋼D1に比べて切欠伸びが低
く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生している。
【００２７】鋼番Ｅにおいて比較法に係る鋼E1は、清浄
度、熱間圧延時の仕上温度ともに本発明法の範囲内であ
るが、化学成分において60×C%＋Mn% の値が31.7% と低
く、36% 未満であって、本発明法の条件から外れている
ために透磁率が悪く、又、Ｃ量が0.12wt% と低く、本発
明法に係るＣ量の下限値を下回っているため、切欠伸び
が低く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生してい
る。
度、熱間圧延時の仕上温度ともに本発明法の範囲内であ
るが、化学成分において60×C%＋Mn% の値が31.7% と低
く、36% 未満であって、本発明法の条件から外れている
ために透磁率が悪く、又、Ｃ量が0.12wt% と低く、本発
明法に係るＣ量の下限値を下回っているため、切欠伸び
が低く、又、切欠曲げ試験においても割れが発生してい
る。
【００２８】
【表１】
【００２９】
【表２】
【００３０】鋼番Ｆにおいて比較法に係る鋼F1は、清浄
度、熱間圧延時の仕上温度等については本発明法の範囲
内であるが、Tiを添加しておらず、本発明法の条件から
外れているため、本発明方法に係る鋼A2に比べて切欠伸
びが低い。
度、熱間圧延時の仕上温度等については本発明法の範囲
内であるが、Tiを添加しておらず、本発明法の条件から
外れているため、本発明方法に係る鋼A2に比べて切欠伸
びが低い。
【００３１】以上の実施例から判るように、本発明に係
る方法で得られた高Mn非磁性鋼は、1.002以下の優れた
透磁率を示し、又、切欠伸びも15% 以上を有し、且つ切
欠曲げ試験においても割れの発生は認められなくて、良
好な品質を備えている。
る方法で得られた高Mn非磁性鋼は、1.002以下の優れた
透磁率を示し、又、切欠伸びも15% 以上を有し、且つ切
欠曲げ試験においても割れの発生は認められなくて、良
好な品質を備えている。
【００３２】
【発明の効果】以上の説明によって明らかな如く、本発
明に係る高Mn非磁性鋼の製造方法は、高Mn非磁性鋼が有
する基本的特性を損うなうことなく、局部変形能が著し
く改善され、苛酷な（厳しい）冷間加工が施されても割
れ発生を生じ難い高Mn非磁性鋼を得ることができるとい
う優れた効果を奏するものである。
明に係る高Mn非磁性鋼の製造方法は、高Mn非磁性鋼が有
する基本的特性を損うなうことなく、局部変形能が著し
く改善され、苛酷な（厳しい）冷間加工が施されても割
れ発生を生じ難い高Mn非磁性鋼を得ることができるとい
う優れた効果を奏するものである。
【００３３】従って、本発明に係る高Mn非磁性鋼の製造
方法は、穴拡げ加工、深絞り加工等の苛酷な加工が施さ
れる非磁性構造部材の製造方法として好適である。即
ち、本発明に係る製造方法により得られる高Mn非磁性鋼
によれば、加工に基づく割れ発生を生じることなく、非
磁性構造物を製造し得るようになり、引いては非磁性構
造物製造上の経済性及び構造物の安全性を向上し得るよ
うになる。
方法は、穴拡げ加工、深絞り加工等の苛酷な加工が施さ
れる非磁性構造部材の製造方法として好適である。即
ち、本発明に係る製造方法により得られる高Mn非磁性鋼
によれば、加工に基づく割れ発生を生じることなく、非
磁性構造物を製造し得るようになり、引いては非磁性構
造物製造上の経済性及び構造物の安全性を向上し得るよ
うになる。
【図１】高Mn非磁性鋼の清浄度と切欠伸びとの関係を示
す図である。
す図である。
【図２】高Mn非磁性鋼についての熱間圧延時の仕上温度
と切欠伸びとの関係を示す図である。
と切欠伸びとの関係を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 Ｃ：0.15〜0.70wt% 、Si：0.10〜3.00wt
% 、Mn：12〜30wt%、Ti：0.01〜0.10wt% を含有し、残
部が鉄及び不可避的不純物からなると共に、Ｃ及びMnの
含有量に関し60×Ｃwt% ＋Mnwt% ≧36wt% を満足し、且
つ非金属介在物量に関し清浄度が0.03% 以下である鋼塊
又は鋼片を、1050〜1250℃に加熱後、仕上温度を900 ℃
にして熱間圧延を行うことを特徴とする局部変形能に優
れた高Mn非磁性鋼の製造方法。 - 【請求項２】 鋼塊又は鋼片が、さらにCa、Zr、Ceの１
種又は２種以上を、0.001 〜0.100wt%含有している請求
項１記載の局部変形能に優れた高Mn非磁性鋼の製造方
法。 - 【請求項３】 鋼塊又は鋼片が、さらにCa、Zr、Ceの１
種又は２種以上を、0.001 〜0.100wt%含有すると共に、
Ni：0.05〜3.00wt% 、Cr：0.05〜8.00wt% 、Mo：0.05〜
3.00wt% の１種又は２種以上を含有している請求項１記
載の局部変形能に優れた高Mn非磁性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34518291A JPH05171273A (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34518291A JPH05171273A (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05171273A true JPH05171273A (ja) | 1993-07-09 |
Family
ID=18374852
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP34518291A Withdrawn JPH05171273A (ja) | 1991-12-26 | 1991-12-26 | 局部変形能に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05171273A (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011122237A1 (ja) | 2010-03-30 | 2011-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
-
1991
- 1991-12-26 JP JP34518291A patent/JPH05171273A/ja not_active Withdrawn
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011122237A1 (ja) | 2010-03-30 | 2011-10-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2011208226A (ja) * | 2010-03-30 | 2011-10-20 | Jfe Steel Corp | 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| CN102822371A (zh) * | 2010-03-30 | 2012-12-12 | 杰富意钢铁株式会社 | 延展性优良的高张力钢板及其制造方法 |
| KR101287331B1 (ko) * | 2010-03-30 | 2013-07-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 연성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
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