JPS5896853A - 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 - Google Patents
耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼Info
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- JPS5896853A JPS5896853A JP18422281A JP18422281A JPS5896853A JP S5896853 A JPS5896853 A JP S5896853A JP 18422281 A JP18422281 A JP 18422281A JP 18422281 A JP18422281 A JP 18422281A JP S5896853 A JPS5896853 A JP S5896853A
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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】
この発明は、特に耐応力腐食割れ性などの耐食性および
穿孔性などの機械加工性にすぐれ、かつ溶接性および低
温靭性にもすぐれた極低温用高Ｍｎ鋼に関するものであ
る。
穿孔性などの機械加工性にすぐれ、かつ溶接性および低
温靭性にもすぐれた極低温用高Ｍｎ鋼に関するものであ
る。
従来、例えば液体天然ガス、液体窒素、および液体ヘリ
ウムの貯蔵用タンクなど、−１００〜−２６９℃程度の
極低温で使用される構造物には、９％Ｎｌ鋼や、ＪＩＳ
−８ＵＳ ３０４，３１６などのオーステナイトステン
・レス鋼、さらに＾Ｍｎオーステナイト非磁性鋼などが
使用されている。
ウムの貯蔵用タンクなど、−１００〜−２６９℃程度の
極低温で使用される構造物には、９％Ｎｌ鋼や、ＪＩＳ
−８ＵＳ ３０４，３１６などのオーステナイトステン
・レス鋼、さらに＾Ｍｎオーステナイト非磁性鋼などが
使用されている。
しかし、上記９％Ｎｌ鋼は、液体窒素の温度である−１
９６℃程度１で良好な靭性を示すばかりでなく、熱膨張
も小さく、かつ耐応力腐食割れ性も良好なものであるが
、高価な上に、溶接性に問題があるものである。
９６℃程度１で良好な靭性を示すばかりでなく、熱膨張
も小さく、かつ耐応力腐食割れ性も良好なものであるが
、高価な上に、溶接性に問題があるものである。
また、上記オーステナイトステンレス鋼は、液体ヘリウ
ムの温度である一２６９℃程度まで良好な靭性を保持し
、かつ溶接性にも特別問題がないものであるが、高価で
、熱膨張も大きく、かつタンクなどの設置場所によって
は海水などのＣｔ−イオン含有の環境下にさらされる場
合があシ、この場合には応力腐食割れが発生し、さらに
強度が低い上に、切削性も悪く、しかも低温で塑性変形
すると変態して非磁性体となるなどの問題点をもつもの
である。
ムの温度である一２６９℃程度まで良好な靭性を保持し
、かつ溶接性にも特別問題がないものであるが、高価で
、熱膨張も大きく、かつタンクなどの設置場所によって
は海水などのＣｔ−イオン含有の環境下にさらされる場
合があシ、この場合には応力腐食割れが発生し、さらに
強度が低い上に、切削性も悪く、しかも低温で塑性変形
すると変態して非磁性体となるなどの問題点をもつもの
である。
さらに、上記高Ｍｎオーステナイト非磁性鋼においては
、溶接部が鋭敏化して応力腐食割れ感受性が高くなシ、
かつ溶接熱影響部の靭性が応力除去焼なまし後低下する
ようになシ、しかもＭｎ原材料より混入した高含有量の
Ｐによって溶接時に高温割れが発生するなどの問題が生
ずるものである。
、溶接部が鋭敏化して応力腐食割れ感受性が高くなシ、
かつ溶接熱影響部の靭性が応力除去焼なまし後低下する
ようになシ、しかもＭｎ原材料より混入した高含有量の
Ｐによって溶接時に高温割れが発生するなどの問題が生
ずるものである。
この発明は、上記の従来極低温用鋼のもつ問題点を解決
し、もって耐応力腐食割れ性などの耐食性、穿孔や切削
外どの機械加工性、溶接性、および低温靭性にすぐれ、
がっ熱膨張が小さく、非磁性体であり、しかも安価な極
低温用鋼を提供するもので、前記極低温用鋼を、重量％
で、Ｃ：０．２０チ以下、 Ｓｉ： １．０％以下、
Ｍｎ ： １ ’ｉ’、ｏ 〜３０．０％。
し、もって耐応力腐食割れ性などの耐食性、穿孔や切削
外どの機械加工性、溶接性、および低温靭性にすぐれ、
がっ熱膨張が小さく、非磁性体であり、しかも安価な極
低温用鋼を提供するもので、前記極低温用鋼を、重量％
で、Ｃ：０．２０チ以下、 Ｓｉ： １．０％以下、
Ｍｎ ： １ ’ｉ’、ｏ 〜３０．０％。
Ｐ：０．０２０％以下、 Ｃｒ： ０．５〜５．０％、
Ｃｕ： ０．５〜３．５％、 ｓｏｔ、Ａｇ ： ０
．０１〜０．１０％を含有し、さらに必要に応じてＶ：
１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以
下、およびＮ ： ０．０５〜０．２５チのうちの１種
または２種以上を含有し、がっｃｒ≦−３ｏｘ（％ｃ）
２＋” を満足し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組成で構
成した点に特徴を有するものである。
Ｃｕ： ０．５〜３．５％、 ｓｏｔ、Ａｇ ： ０
．０１〜０．１０％を含有し、さらに必要に応じてＶ：
１．０％以下、Ｎｂ：１．０％以下、Ｍｏ：２．０％以
下、およびＮ ： ０．０５〜０．２５チのうちの１種
または２種以上を含有し、がっｃｒ≦−３ｏｘ（％ｃ）
２＋” を満足し、残りがＦｅと不可避不純物からなる組成で構
成した点に特徴を有するものである。
つぎに、この発明の極低温用高Ｍｎ鋼において、成分組
成を上記の通シに限定した理由を説明する。
成を上記の通シに限定した理由を説明する。
（ａ） Ｃ
Ｃ成分にはオーステナイトを安定化して鋼の低温靭性お
よび強度を向上させる作用があシ、従来の高Ｍｎ非磁性
鋼には０．４％以上のＣが含有されていた。しかしなが
ら０．２０ ％を越えて含有させると、溶接熱影響部に
炭化物が析出するようになって低温靭性が低下するよう
になると共に、応力腐食割れに対する鋭敏化が促進され
るようになシ、さらに穿孔および切削などの機械加工性
に劣化が見られるようになることから、その上限値を０
．２０チと定めた。
よび強度を向上させる作用があシ、従来の高Ｍｎ非磁性
鋼には０．４％以上のＣが含有されていた。しかしなが
ら０．２０ ％を越えて含有させると、溶接熱影響部に
炭化物が析出するようになって低温靭性が低下するよう
になると共に、応力腐食割れに対する鋭敏化が促進され
るようになシ、さらに穿孔および切削などの機械加工性
に劣化が見られるようになることから、その上限値を０
．２０チと定めた。
（ｂ） ５ｉ
Ｓｌには脱酸作用があるので不可欠の成分であるが、１
．０％を越えて含有させても脱酸作用は飽和することか
ら、その上限値を１．０％と定めた。
．０％を越えて含有させても脱酸作用は飽和することか
ら、その上限値を１．０％と定めた。
（ｃ） Ｍｎ
Ｍｎ成分には、オーステナイトを安定にして低温靭性を
向上させる作用があるが、その含有量が１′７％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方３０％を越え
て含有させても前記作用により一層の改善効果が現われ
ず、逆にＭｎ原材料中のＰが鋼中に混入して鋼中のＰ含
有量が高くなシ、この結果溶接時に高温割れが発生する
ようになることから、その含有量を１７．０〜３０．０
％と定めた。
向上させる作用があるが、その含有量が１′７％未満で
は前記作用に所望の効果が得られず、一方３０％を越え
て含有させても前記作用により一層の改善効果が現われ
ず、逆にＭｎ原材料中のＰが鋼中に混入して鋼中のＰ含
有量が高くなシ、この結果溶接時に高温割れが発生する
ようになることから、その含有量を１７．０〜３０．０
％と定めた。
なお、液体窒素の温度である一１９６℃程度までの低温
域での適用に際してはＭｎ：１’７〜２５％の含有が好
ましく、また液体ヘリウムの温度である一２６９℃程度
１での極低温域での適用に際してはＭｎ：２５〜３０％
の含有が好ましい。また、この発明の鋼において、Ｍｎ
：１’ｉ’〜１９％を含有した場合に、組織中にε−マ
ルテンサイトが認められるが、このε−マルテンサイト
はＣ含有量が０２％以下である限シ低温靭性に何ら悪影
響を及ぼすものではない。
域での適用に際してはＭｎ：１’７〜２５％の含有が好
ましく、また液体ヘリウムの温度である一２６９℃程度
１での極低温域での適用に際してはＭｎ：２５〜３０％
の含有が好ましい。また、この発明の鋼において、Ｍｎ
：１’ｉ’〜１９％を含有した場合に、組織中にε−マ
ルテンサイトが認められるが、このε−マルテンサイト
はＣ含有量が０２％以下である限シ低温靭性に何ら悪影
響を及ぼすものではない。
（ａ） ｐ
良好な熱間加工性を確保し、かつ溶接時の高温割れを防
止するためにはＰ含有量を０．０４％以下にする必要が
あり、また溶接熱影響部における低温靭性の劣化を防止
するためにはＰ含有量を０８０２チ以下にする必要があ
るのであ２て、このような理由からＰの上限値を０．０
２０ ％と定めた。
止するためにはＰ含有量を０．０４％以下にする必要が
あり、また溶接熱影響部における低温靭性の劣化を防止
するためにはＰ含有量を０８０２チ以下にする必要があ
るのであ２て、このような理由からＰの上限値を０．０
２０ ％と定めた。
（ｅ） Ｃｒ
Ｃｒ成分には、鋼に高強度を付与し、かつ低温靭性を向
上させるほか、鋼の溶接熱影響部にパーライト状炭化物
が生成するのを抑制し、靭性および透磁率の劣化を防止
する作用があるが、その含有量が０．５チ未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方５％を越えて含有さ
せると、溶接熱影響部にｃｒ炭化物が析出して鋭敏化し
、海水などのＣｔ−イオン含有の環境下で応力腐食割れ
が発生するようになることから、その含有量を０．５〜
５゜チと定めた。また、ｃｒ≦−５０×（％ｃ）＋５は
、種々の鋼の溶接熱影響部における応力腐食割れ性を調
査した結果にもとづいて経験的に定めたものである。す
なわち、いずれもＳｉ：０．４％、Ｐ：０．０１％、
Ｃｕ： １．０％、ｌ：ｏ、０３％を含有するが、Ｃ，
Ｃｒ、 およびＭｎの含有量をそれぞれ変化させた各種
の鋼板を用意し、これらの鋼板に０．２％Ｃ−０，４％
５ｉ−２０％Ｍｎ−２％ｃｒの組成を有する高Ｍｎオー
ステナイト鋼の溶接材料を用いて手溶接を施した後、温
度：６００℃に１０時間保持の条件で応力除去焼なまし
処理を行ない、ついでこの結果形成された鋼板の溶接熱
影響部を中心に、厚さ：２ｍｍＸ幅ニア朋×長さ：’ｉ
’ｆＪｇの寸法を有する試験片を切シ出し、この試験片
をＵ状に曲げた状態で温度：５０℃の人工海水中に７２
０時間浸漬の応力腐食割れ性を評価するためのシングル
Ｕベンド試験を行ない、試験後の前記試験片における割
れ発生の有無を調べた。この結果を第１図に示した。第
１図に示されるようにＣ５０，２％、 Ｃｒ≦５．０
％、およびＣｒ≦−５０×（％Ｃ）＋５によって囲まれ
た領域においては応力腐食割れは全く発生していない。
上させるほか、鋼の溶接熱影響部にパーライト状炭化物
が生成するのを抑制し、靭性および透磁率の劣化を防止
する作用があるが、その含有量が０．５チ未満では前記
作用に所望の効果が得られず、一方５％を越えて含有さ
せると、溶接熱影響部にｃｒ炭化物が析出して鋭敏化し
、海水などのＣｔ−イオン含有の環境下で応力腐食割れ
が発生するようになることから、その含有量を０．５〜
５゜チと定めた。また、ｃｒ≦−５０×（％ｃ）＋５は
、種々の鋼の溶接熱影響部における応力腐食割れ性を調
査した結果にもとづいて経験的に定めたものである。す
なわち、いずれもＳｉ：０．４％、Ｐ：０．０１％、
Ｃｕ： １．０％、ｌ：ｏ、０３％を含有するが、Ｃ，
Ｃｒ、 およびＭｎの含有量をそれぞれ変化させた各種
の鋼板を用意し、これらの鋼板に０．２％Ｃ−０，４％
５ｉ−２０％Ｍｎ−２％ｃｒの組成を有する高Ｍｎオー
ステナイト鋼の溶接材料を用いて手溶接を施した後、温
度：６００℃に１０時間保持の条件で応力除去焼なまし
処理を行ない、ついでこの結果形成された鋼板の溶接熱
影響部を中心に、厚さ：２ｍｍＸ幅ニア朋×長さ：’ｉ
’ｆＪｇの寸法を有する試験片を切シ出し、この試験片
をＵ状に曲げた状態で温度：５０℃の人工海水中に７２
０時間浸漬の応力腐食割れ性を評価するためのシングル
Ｕベンド試験を行ない、試験後の前記試験片における割
れ発生の有無を調べた。この結果を第１図に示した。第
１図に示されるようにＣ５０，２％、 Ｃｒ≦５．０
％、およびＣｒ≦−５０×（％Ｃ）＋５によって囲まれ
た領域においては応力腐食割れは全く発生していない。
（ｆ） Ｃｕ
Ｃｕ成分には、高価なＮ１成分に比して鋼の低温靭性を
著しく向上させる作用があるが、その含有量が０．５％
未満では所望のすぐれた低温靭性を確保することができ
ず、一方３．５％を越えて含有させると、Ｎｉを２％以
上含有させた場合に見られると同様の結晶粒内型の応力
腐食割れが、特にＣｔ−イオン含有の環境下での使用に
際して発生するようになると、とから、その含有量を０
．５〜３．５％に定めた。
著しく向上させる作用があるが、その含有量が０．５％
未満では所望のすぐれた低温靭性を確保することができ
ず、一方３．５％を越えて含有させると、Ｎｉを２％以
上含有させた場合に見られると同様の結晶粒内型の応力
腐食割れが、特にＣｔ−イオン含有の環境下での使用に
際して発生するようになると、とから、その含有量を０
．５〜３．５％に定めた。
（ｇ） ｓｏｌ、Ｍ
Ｍ成分にはＳｉと同様に脱酸作用があるので不可欠な成
分であるが、その含有量がｓｏＬ、ＡＲで０．０１チ未
満では所望の脱酸をはかることができず、一方０．１％
を越えて含有させても脱酸効果は飽和することから、そ
の含有量を０，０１〜０．１０％と定めた。
分であるが、その含有量がｓｏＬ、ＡＲで０．０１チ未
満では所望の脱酸をはかることができず、一方０．１％
を越えて含有させても脱酸効果は飽和することから、そ
の含有量を０，０１〜０．１０％と定めた。
（ｈ） Ｎ
Ｎ成分には、溶接熱影響部および応力除去焼なまし後の
靭性低下がＣ成分に比して小さい状態で、Ｃ成分と同様
に鋼の強度と靭性を向上させる作用があるので、特にこ
れらの特性が要求される場合に必要に応じて含有される
が、その含有量が、０．０５％未満では前記作用に所望
の改善効果が得られず、一方０．２５％を越えて含有さ
せると、溶接熱影響部および応力除去焼なまし後の靭性
劣化が著しくなることから、その含有量を０，０５〜０
．２５チと定めた。
靭性低下がＣ成分に比して小さい状態で、Ｃ成分と同様
に鋼の強度と靭性を向上させる作用があるので、特にこ
れらの特性が要求される場合に必要に応じて含有される
が、その含有量が、０．０５％未満では前記作用に所望
の改善効果が得られず、一方０．２５％を越えて含有さ
せると、溶接熱影響部および応力除去焼なまし後の靭性
劣化が著しくなることから、その含有量を０，０５〜０
．２５チと定めた。
（ｉ） Ｖ ＩＮｂ ＊およびＭ。
これらの成分には鋼の強度を向上させる作用があるので
、高強度が要求される場合に必要に応じて含有されるが
、それぞれＶ ： １．０チ、Ｎｂ：１．０チ、および
ＭＯ： ２．０％を越えて含有させると靭性が低下する
ようになることから、それぞれの含有量を、■＝１．Ｏ
％以下、 Ｎｂ： １．０％以下、およびＭｏ：２．Ｏ
チリ下と定めた。
、高強度が要求される場合に必要に応じて含有されるが
、それぞれＶ ： １．０チ、Ｎｂ：１．０チ、および
ＭＯ： ２．０％を越えて含有させると靭性が低下する
ようになることから、それぞれの含有量を、■＝１．Ｏ
％以下、 Ｎｂ： １．０％以下、およびＭｏ：２．Ｏ
チリ下と定めた。
なお、この発明の鋼においては、炭化物が析出したシ、
結晶粒が粗大化すると、すぐれた低温靭性と、高い０．
２％耐力を確保することができないので、鋼板製造に際
しては、鋼を１０００〜１２２０℃に加熱して熱間圧延
を開始し、９５０〜７００℃の温度で仕上げた後、 ■上記仕上温度から放冷、 ■上記仕上温度から５００℃までを１００秒以下の時間
で急冷、 ■上記熱間圧延後、９００〜１０５０℃の温度で固溶化
処理、 以上の〜■のいずれかの処理を行なうことによって耐食
性を劣化させないで低温靭性と０．２％耐力を向上させ
るようＫするのが望ましい。
結晶粒が粗大化すると、すぐれた低温靭性と、高い０．
２％耐力を確保することができないので、鋼板製造に際
しては、鋼を１０００〜１２２０℃に加熱して熱間圧延
を開始し、９５０〜７００℃の温度で仕上げた後、 ■上記仕上温度から放冷、 ■上記仕上温度から５００℃までを１００秒以下の時間
で急冷、 ■上記熱間圧延後、９００〜１０５０℃の温度で固溶化
処理、 以上の〜■のいずれかの処理を行なうことによって耐食
性を劣化させないで低温靭性と０．２％耐力を向上させ
るようＫするのが望ましい。
上記鋼板製造条件において、鋼の加熱温度を１０００〜
１２２０℃としたのは、１ｏｏｏ℃未満の加熱では炭化
物が十分に固溶せず、靭性劣化の原因となシ、一方１２
２０℃を越えて加熱すると熱間加工性が劣化し、かつ結
晶粒が粗大になって靭性が劣化するようになるという理
由からであり、また、仕上温度を９５０〜７ｏｏ℃とし
た理由は、仕上温度が９５０℃を越えると結晶粒が粗大
化して強度および靭性が共に低下するようになり、一方
７００℃未満の仕上温度では、強度上昇はあるものの、
炭化物が生成して靭性劣化が著しいものとなるからであ
る。さらに、仕上圧延後、通常は上記の処理の放冷だけ
で炭化物の析出および結晶粒の粗大化を阻止することが
できるが、特にＣを０．１５〜０．２０ ％含有する場
合には、上記■処理の５００′Ｃ″！での温度範囲を１
００秒以下の時間で急冷することによって炭化物の析出
を抑制させることが望ましい。この場合、急冷終了温度
が５００℃よシ高かったシ、５００′Ｃまでの温度範囲
の冷却に１００秒以上を要した場合には炭化物が析出し
て鋼板の靭性は劣化するようになる。
１２２０℃としたのは、１ｏｏｏ℃未満の加熱では炭化
物が十分に固溶せず、靭性劣化の原因となシ、一方１２
２０℃を越えて加熱すると熱間加工性が劣化し、かつ結
晶粒が粗大になって靭性が劣化するようになるという理
由からであり、また、仕上温度を９５０〜７ｏｏ℃とし
た理由は、仕上温度が９５０℃を越えると結晶粒が粗大
化して強度および靭性が共に低下するようになり、一方
７００℃未満の仕上温度では、強度上昇はあるものの、
炭化物が生成して靭性劣化が著しいものとなるからであ
る。さらに、仕上圧延後、通常は上記の処理の放冷だけ
で炭化物の析出および結晶粒の粗大化を阻止することが
できるが、特にＣを０．１５〜０．２０ ％含有する場
合には、上記■処理の５００′Ｃ″！での温度範囲を１
００秒以下の時間で急冷することによって炭化物の析出
を抑制させることが望ましい。この場合、急冷終了温度
が５００℃よシ高かったシ、５００′Ｃまでの温度範囲
の冷却に１００秒以上を要した場合には炭化物が析出し
て鋼板の靭性は劣化するようになる。
また、熱間圧延後、上記■の固溶化処理を施すことによ
っても、すぐれた低温靭性および０．２％耐力を確保す
ることができるが、この場合９００℃未満の温度では炭
化物が固溶しないばかりか、再結晶も生じないので低温
靭性を向上させることができず、一方１０５０℃を越え
た温度では結晶粒が粗大化し、０．２％耐力が低下する
ようになるので、９００〜１０５０℃の温度での固溶化
処理が望ましい。
っても、すぐれた低温靭性および０．２％耐力を確保す
ることができるが、この場合９００℃未満の温度では炭
化物が固溶しないばかりか、再結晶も生じないので低温
靭性を向上させることができず、一方１０５０℃を越え
た温度では結晶粒が粗大化し、０．２％耐力が低下する
ようになるので、９００〜１０５０℃の温度での固溶化
処理が望ましい。
つぎに、この発明の鋼を実施例によシ従来例と対比しな
がら説明する。
がら説明する。
実施例
通常の電気炉または転炉を用い、さらに必要に応じてＡ
ＯＤ（アルゴン−酸素脱ガス）処理あるいはＶＡＤ（真
空脱ガス）処理を併用して、それぞれ第１表に示される
成分組成をもった鋼を溶製し、通常の造塊法または連続
鋳造法によｐスラブまたはビレットとした後、同じく第
１表に示される製造条件にて板厚：ユ２朋を有する本発
明鋼１〜１７および従来鋼１〜８をそれぞれ製造した。
ＯＤ（アルゴン−酸素脱ガス）処理あるいはＶＡＤ（真
空脱ガス）処理を併用して、それぞれ第１表に示される
成分組成をもった鋼を溶製し、通常の造塊法または連続
鋳造法によｐスラブまたはビレットとした後、同じく第
１表に示される製造条件にて板厚：ユ２朋を有する本発
明鋼１〜１７および従来鋼１〜８をそれぞれ製造した。
なお、従来鋼１〜８は、いずれもすでに低温用として実
用に供されているものであり、第１表には本発明鋼と異
る成分含有量には※印を付した。
用に供されているものであり、第１表には本発明鋼と異
る成分含有量には※印を付した。
ついで、この結果得られた各種の鋼について、引張特性
およびシャルピー低温衝撃特性（ＶＥ−１９６）、並び
に応力除去焼なましく温度：６００℃に５時間保持）後
のシャルピー低温衝撃特性（ＳＲ後のＶＥ−１９６とい
う）をそれぞれ測定し、さらに第１図に示される結果を
得るのと同じ条件で、受入ま１の状態および前記と同一
条件での応力除去焼なましくＳＲという）状態の鋼につ
いてシングルＵベンド試験を行ない、割れ発生の有無（
○印：割れなし、×印：割れあり、で耐応力腐食割れ性
を評価）を観察した。
およびシャルピー低温衝撃特性（ＶＥ−１９６）、並び
に応力除去焼なましく温度：６００℃に５時間保持）後
のシャルピー低温衝撃特性（ＳＲ後のＶＥ−１９６とい
う）をそれぞれ測定し、さらに第１図に示される結果を
得るのと同じ条件で、受入ま１の状態および前記と同一
条件での応力除去焼なましくＳＲという）状態の鋼につ
いてシングルＵベンド試験を行ない、割れ発生の有無（
○印：割れなし、×印：割れあり、で耐応力腐食割れ性
を評価）を観察した。
これらの結果を第２表にまとめて示した。
第２表に示される結果から、本発明鋼１〜１７は、いず
れも高強度および高靭性を有し、かつＳＲ前およびＳＲ
後の状態において、すぐれた低温靭性および耐応力腐食
割れ性を有するのに対して、従来鋼１〜８は、強度、低
温靭性、および耐応力腐食割れ性のうちの少なくとも１
つの特性が劣ったものになっていることが明らかである
。
れも高強度および高靭性を有し、かつＳＲ前およびＳＲ
後の状態において、すぐれた低温靭性および耐応力腐食
割れ性を有するのに対して、従来鋼１〜８は、強度、低
温靭性、および耐応力腐食割れ性のうちの少なくとも１
つの特性が劣ったものになっていることが明らかである
。
また、上記本発明鋼３，６．および８．従来鋼ｌについ
て、溶接入熱量： ２４ ＫＪ／Ｃｍ、溶接材料：共金
系の条件でサブマージアーク溶接を行ない、溶着金属、
ボンド部、および熱影響部の溶接ままの状態および上記
同一条件によるＳＲ後の低温衝撃特性（ＶＥ−１９１１
）を測定し、さらに溶接部に対して、溶接ままの状態、
およびＳＲ状態で、同一条件によるシングルＵペンド試
験を行なった。これらの結果を第３表に示した。
て、溶接入熱量： ２４ ＫＪ／Ｃｍ、溶接材料：共金
系の条件でサブマージアーク溶接を行ない、溶着金属、
ボンド部、および熱影響部の溶接ままの状態および上記
同一条件によるＳＲ後の低温衝撃特性（ＶＥ−１９１１
）を測定し、さらに溶接部に対して、溶接ままの状態、
およびＳＲ状態で、同一条件によるシングルＵペンド試
験を行なった。これらの結果を第３表に示した。
第３表に示されるように、本発明鋼においては、溶接部
においてもすぐれた低温靭性と耐応力腐食割れ性が確保
されるのに対して、従来鋼においては、これらの両特性
とも著しく劣ったものになっている。
においてもすぐれた低温靭性と耐応力腐食割れ性が確保
されるのに対して、従来鋼においては、これらの両特性
とも著しく劣ったものになっている。
なお、本発明鋼３は一１９６℃〜０℃で７×１０７℃の
きわめて低い熱膨張係数を示し、また本発明鋼８は、−
２６９℃において、０．２チ耐カニ １１３．８ ｋｇ
ｆ／ｍｙＡ、引張強さ： １５６．７ ｋＢ ／−、伸
び：４チ、絞り：３４％を示し、良好な低温引張特性を
もつものである。
きわめて低い熱膨張係数を示し、また本発明鋼８は、−
２６９℃において、０．２チ耐カニ １１３．８ ｋｇ
ｆ／ｍｙＡ、引張強さ： １５６．７ ｋＢ ／−、伸
び：４チ、絞り：３４％を示し、良好な低温引張特性を
もつものである。
第 ３ 表
上述のように、この発明の鋼は、高強度と高靭性を有し
、かつ鋼目体は勿論のこと、溶接部においてもすぐれた
低温靭性と耐応力腐食割れ性を有し、しかも機械加工性
および溶接性にすぐれ、さらに熱膨張が小さく、非磁性
体で、安価でもあることから、液体窒素や液体ヘリウム
の貯蔵用タンクなどの極低温用として使用した場合に有
用な性能を発揮するものである。
、かつ鋼目体は勿論のこと、溶接部においてもすぐれた
低温靭性と耐応力腐食割れ性を有し、しかも機械加工性
および溶接性にすぐれ、さらに熱膨張が小さく、非磁性
体で、安価でもあることから、液体窒素や液体ヘリウム
の貯蔵用タンクなどの極低温用として使用した場合に有
用な性能を発揮するものである。
第１図は鋼の成分組成とシングルＵベンド試験結果との
関係図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫
関係図である。 出願人 住友金属工業株式会社 代理人 富 １） 和 夫
Claims (2)
- （１） Ｃ： ０．２０％以下、 Ｓｉ： １．０％
以下、Ｍｎ：１ ’ｉ’、ｏ 〜３０．０ ％、 Ｐ
：０．０２０％以下、 に！ｒ： ０．５〜５．０％、
Ｃｕ： ０．５〜３．５ ％、 ５ｏＬ−Ｎｌ ：
０．０１〜０・１０％を含有し、かつ Ｃｒ≦−３０ＸｉＣ） ＋５ を満足し、残シがＦｅと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする耐食性および機械
加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼。 - （２） Ｃ： ０．２０％以下、Ｓｉ：１．０％以下
、Ｍｎ：１ ’７．０〜３０．０％、Ｐ ：０．０２０
％以下、 Ｃｒ ： ０．５〜５・０％、 Ｃｕ： ０
．５〜３．５ ％、 ｓｏｔ、７ｄ１． ： ０．０１
〜０．１０ ％を含有し、さらにＶ：ユ、ｏｑ６以下、
Ｎｂ：１．０％以下、 Ｍｏ： ２．０％以下、および
Ｎ ： ０．０５〜０．２５％のうちの１種または２種
以上を含有し、かつ Ｃｒ≦−３ｏＸ（ＩＣ）−）−５ を満足し、残シがＦｅと不可避不純物からなる組成（以
上重量％）を有することを特徴とする耐食性および機械
加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18422281A JPS5896853A (ja) | 1981-11-17 | 1981-11-17 | 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18422281A JPS5896853A (ja) | 1981-11-17 | 1981-11-17 | 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5896853A true JPS5896853A (ja) | 1983-06-09 |
| JPS6145697B2 JPS6145697B2 (ja) | 1986-10-09 |
Family
ID=16149499
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18422281A Granted JPS5896853A (ja) | 1981-11-17 | 1981-11-17 | 耐食性および機械加工性に優れた極低温用高Ｍｎ鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5896853A (ja) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2007126715A (ja) * | 2005-11-04 | 2007-05-24 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| CN103290330A (zh) * | 2012-03-05 | 2013-09-11 | 武安市文祥合金制造有限公司 | 一种高硬度铸造钛锰铁合金 |
| JP2015508452A (ja) * | 2011-12-27 | 2015-03-19 | ポスコ | 被削性及び溶接熱影響部における極低温靱性に優れたオーステナイト系鋼材及びその製造方法 |
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|---|---|---|---|---|
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-
1981
- 1981-11-17 JP JP18422281A patent/JPS5896853A/ja active Granted
Cited By (14)
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS6145697B2 (ja) | 1986-10-09 |
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