JPS6145697B2 - - Google Patents
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- JPS6145697B2 JPS6145697B2 JP18422281A JP18422281A JPS6145697B2 JP S6145697 B2 JPS6145697 B2 JP S6145697B2 JP 18422281 A JP18422281 A JP 18422281A JP 18422281 A JP18422281 A JP 18422281A JP S6145697 B2 JPS6145697 B2 JP S6145697B2
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Description
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。 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％
Ni鋼や、JIS・SUS304，316などのオーステナイ
トステンレス鋼、さらに高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％Ni鋼は、液体窒素の温度で
ある−196℃程度ま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−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つては海水などのCl-イオ
ン含有の環境下にさらされる場合があり、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
と変態して強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
性が高くなり、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り、しかもMn原
材料より混入した高含有量のＰによつて溶接時に
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、もつて耐応力腐食割れ性などの耐食
性、穿孔や切削などの機械加工性、溶接性、およ
び低温靭性にすぐれ、かつ熱膨張が小さく、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
％以下、Si：1.0％以下、Mn：17.0〜30.0％、
Ｐ：0.020％以下、Cr：0.5〜5.0％、Cu：0.5〜
3.5％、sol・Al：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％のうち
の１種または２種以上を含有し、かつ Cr≦−50×（％Ｃ）２＋５ 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り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り、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つ
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り、
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
％と定めた。 (b) Si Si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。 (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
17％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含有量が高くなり、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−196℃程度までの低
温域での適用に際してはMn：17〜25％の含有が
好ましく、また液体ヘリウムの温度である−269
℃程度ま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：17〜19％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0.2％以下であ
る限り低温靭性に何ら悪影響を及ぼすものではな
い。 (d) 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0.02％
以下にする必要があるのであつて、このような理
由からＰの上限値を0.020％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％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Cl-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〜
5.0％と定めた。また、Cr≦−50×（％Ｃ）２＋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％、Al：0.03％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％Si−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：２mm×幅：７mm×長さ：75mmの寸法を有する
試験片を切り出し、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720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Ｃ≦0.2％、Cr≦5.0
％、およびCr≦−50×（％Ｃ）２＋５によつて囲
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Ni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
Cl-イオン含有の環境下での使用に際して発生す
るようになることから、この含有量を0.5〜3.5％
に定めた。 (g) sol.Al Al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.Alで0.01％
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
％と定めた。 (i) Ｖ，Nb、およびMo 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％、Nb：1.0
％、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、Ｖ：1.0％以下、Nb：1.0％以下、および
Mo：2.0％以下と定めた。 なお、この発明の鋼においては、炭化物が析出
したり、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〜のいずれかの処理を行なうことによつ
て耐食性を劣化させないで低温靭性と0.2％耐力
を向上させるようにするのが望ましい。 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、1000℃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
り、一方1220℃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つて靭性が劣化す
るようになるという理由からであり、また、仕上
温度を950〜700℃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℃までの温度範囲
を100秒以下の時間で急冷することによつて炭化
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℃より高かつたり、500℃
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
を施すことによつても、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り従来例と
対比しながら説明する。 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AOD（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つた鋼を溶製
し、通常の造塊法または連続鋳造法によりスラブ
またはビレツトとした後、同じく第１表に示され
る製造条件にて板厚：12mmを有する本発明鋼１
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。 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％
Ni鋼や、JIS・SUS304，316などのオーステナイ
トステンレス鋼、さらに高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％Ni鋼は、液体窒素の温度で
ある−196℃程度ま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−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つては海水などのCl-イオ
ン含有の環境下にさらされる場合があり、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
と変態して強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
性が高くなり、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り、しかもMn原
材料より混入した高含有量のＰによつて溶接時に
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、もつて耐応力腐食割れ性などの耐食
性、穿孔や切削などの機械加工性、溶接性、およ
び低温靭性にすぐれ、かつ熱膨張が小さく、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
％以下、Si：1.0％以下、Mn：17.0〜30.0％、
Ｐ：0.020％以下、Cr：0.5〜5.0％、Cu：0.5〜
3.5％、sol・Al：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％のうち
の１種または２種以上を含有し、かつ Cr≦−50×（％Ｃ）２＋５ 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り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り、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つ
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り、
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
％と定めた。 (b) Si Si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。 (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
17％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含有量が高くなり、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−196℃程度までの低
温域での適用に際してはMn：17〜25％の含有が
好ましく、また液体ヘリウムの温度である−269
℃程度ま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：17〜19％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0.2％以下であ
る限り低温靭性に何ら悪影響を及ぼすものではな
い。 (d) 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0.02％
以下にする必要があるのであつて、このような理
由からＰの上限値を0.020％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％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Cl-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〜
5.0％と定めた。また、Cr≦−50×（％Ｃ）２＋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％、Al：0.03％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％Si−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：２mm×幅：７mm×長さ：75mmの寸法を有する
試験片を切り出し、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720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Ｃ≦0.2％、Cr≦5.0
％、およびCr≦−50×（％Ｃ）２＋５によつて囲
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Ni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
Cl-イオン含有の環境下での使用に際して発生す
るようになることから、この含有量を0.5〜3.5％
に定めた。 (g) sol.Al Al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.Alで0.01％
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
％と定めた。 (i) Ｖ，Nb、およびMo 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％、Nb：1.0
％、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、Ｖ：1.0％以下、Nb：1.0％以下、および
Mo：2.0％以下と定めた。 なお、この発明の鋼においては、炭化物が析出
したり、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〜のいずれかの処理を行なうことによつ
て耐食性を劣化させないで低温靭性と0.2％耐力
を向上させるようにするのが望ましい。 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、1000℃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
り、一方1220℃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つて靭性が劣化す
るようになるという理由からであり、また、仕上
温度を950〜700℃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℃までの温度範囲
を100秒以下の時間で急冷することによつて炭化
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℃より高かつたり、500℃
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
を施すことによつても、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り従来例と
対比しながら説明する。 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AOD（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つた鋼を溶製
し、通常の造塊法または連続鋳造法によりスラブ
またはビレツトとした後、同じく第１表に示され
る製造条件にて板厚：12mmを有する本発明鋼１
【表】
【表】
【表】
〜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。 ついで、この結果得られた各種の鋼について、
引張特性およびシヤルピー低温衝撃特性
（vE-196）、並びに応力除去焼なまし（温度：600
℃に５時間保持）後のシヤ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、
受入ままの状態および前記と同一条件での応力除
去焼なまし（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
劣つたものになつ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
１について、溶接入熱量：24KJ／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-196）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ベンド試験を行行なつ
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つたものに
なつている。 なお、本発明鋼３は−196℃〜０℃で７×
10-6／℃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％耐力：
113.8Kgｆ／mm2、引張強さ、156.7Kgｆ／mm2、伸
び：４％、絞り：34％を示し、良好な低温引張特
性をもつものである。
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。 ついで、この結果得られた各種の鋼について、
引張特性およびシヤルピー低温衝撃特性
（vE-196）、並びに応力除去焼なまし（温度：600
℃に５時間保持）後のシヤ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、
受入ままの状態および前記と同一条件での応力除
去焼なまし（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
劣つたものになつ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
１について、溶接入熱量：24KJ／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-196）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ベンド試験を行行なつ
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つたものに
なつている。 なお、本発明鋼３は−196℃〜０℃で７×
10-6／℃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％耐力：
113.8Kgｆ／mm2、引張強さ、156.7Kgｆ／mm2、伸
び：４％、絞り：34％を示し、良好な低温引張特
性をもつものである。
【表】
上述のように、この発明の鋼は、高強度と高靭
性を有し、かつ鋼自体は勿論のこと、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。
性を有し、かつ鋼自体は勿論のこと、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。
結果との関係図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃ：0.20％以下、Si：1.0％以下、Mn：17.0
〜30.0％、Ｐ：0.020％以下、Cr：0.5〜5.0％、
Cu：0.5〜3.5％、sol・Al：0.01〜0.10％を含有
し、かつ Cr≦−50×（％Ｃ）２＋５ を満足し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以下重量％）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：17.0
〜30.0％、Ｐ：0.020％以下、Cr：0.5〜5.0％、
Cu：0.5〜3.5％、sol・Al：0.01〜0.10％を含有
し、さらにＶ：1.0％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≦−50×（％Ｃ）２＋５ を満足し、残りがFeと不可避不純物からなる組
成（以下重量％）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 JPS5896853A (ja) | 1983-06-09 |
| JPS6145697B2 true 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 (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018105510A1 (ja) * | 2016-12-08 | 2018-06-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5891388A (en) * | 1997-11-13 | 1999-04-06 | Woojin Inc. | Fe-Mn vibration damping alloy steel having superior tensile strength and good corrosion resistance |
| JP4529872B2 (ja) * | 2005-11-04 | 2010-08-25 | 住友金属工業株式会社 | 高Ｍｎ鋼材及びその製造方法 |
| WO2013100614A1 (ko) | 2011-12-27 | 2013-07-04 | 주식회사 포스코 | 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 |
| 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 |
| KR101543916B1 (ko) * | 2013-12-25 | 2015-08-11 | 주식회사 포스코 | 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법 |
| KR102387364B1 (ko) * | 2018-03-02 | 2022-04-14 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고Mn강 및 그의 제조 방법 |
| JP6856083B2 (ja) * | 2018-03-02 | 2021-04-07 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼およびその製造方法 |
| CN114302977B (zh) * | 2019-08-21 | 2022-12-06 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢及其制造方法 |
| JP7385831B2 (ja) * | 2020-09-25 | 2023-11-24 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶接継手及びその製造方法 |
| CN116981540A (zh) * | 2021-03-01 | 2023-10-31 | 杰富意钢铁株式会社 | 埋弧焊接头 |
-
1981
- 1981-11-17 JP JP18422281A patent/JPS5896853A/ja active Granted
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2018105510A1 (ja) * | 2016-12-08 | 2018-06-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 |
| WO2018104984A1 (ja) * | 2016-12-08 | 2018-06-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高Ｍｎ鋼板およびその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5896853A (ja) | 1983-06-09 |
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