JPS6247428A - ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼の製造方法Info
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- JPS6247428A JPS6247428A JP18729585A JP18729585A JPS6247428A JP S6247428 A JPS6247428 A JP S6247428A JP 18729585 A JP18729585 A JP 18729585A JP 18729585 A JP18729585 A JP 18729585A JP S6247428 A JPS6247428 A JP S6247428A
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- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- 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
【発明の詳細な説明】
〔発明の技術分野〕
この発明は、４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎス
テンレス鋼の製造方法に関するものである。
テンレス鋼の製造方法に関するものである。
近年、大型超電導磁石を利用したＭＨＤ発電や核融合炉
などに関する技術が急速に発展している。
などに関する技術が急速に発展している。
これらの設備で用いられる超電導磁石は、液体ヘリウム
によシ絶対温度４．２Ｋの超低温まで冷却された状態で
運転されるため、これらの支持体や構造物は必然的に同
様な温度域まで冷却される。
によシ絶対温度４．２Ｋの超低温まで冷却された状態で
運転されるため、これらの支持体や構造物は必然的に同
様な温度域まで冷却される。
さらに、超電導磁石の大型化に伴ない発生する磁界が強
大なものとなるため、支持体や構造物に対する磁界によ
る応力は大きなものとなシ、これら支持体等の構造材料
は最大厚み１００〜１５０１Ｅｌが要求される。また、
超電導磁石の支持体は液体ヘリウムの貯蔵のために断熱
構造をとっておシ、そのため真空二重槽構造＼となって
いることが多い。このような二重構造の支持体では、大
気中での暴露や真空劣化時の結露などによる発錆が真空
に接する面で問題となる。超電導磁石などによる磁界で
プラズマをコントロールする核融合炉では、これらの支
持体が強磁性であると、磁界がシールドされる虞れがあ
る。
大なものとなるため、支持体や構造物に対する磁界によ
る応力は大きなものとなシ、これら支持体等の構造材料
は最大厚み１００〜１５０１Ｅｌが要求される。また、
超電導磁石の支持体は液体ヘリウムの貯蔵のために断熱
構造をとっておシ、そのため真空二重槽構造＼となって
いることが多い。このような二重構造の支持体では、大
気中での暴露や真空劣化時の結露などによる発錆が真空
に接する面で問題となる。超電導磁石などによる磁界で
プラズマをコントロールする核融合炉では、これらの支
持体が強磁性であると、磁界がシールドされる虞れがあ
る。
以上のようなことから、大型超電導磁石用構造材料の１
つの規範として、４．２Ｋでの０．２係耐力値： ０．
２１ＰＳ≧１２２Ｋ９／ｍｎ？ （１２００ＭＰａ）、
シャルピー吸収エネルギー’ ＶＢ４．２Ｋ≧１０．８
に９．ｍ（１００Ｊ）。
つの規範として、４．２Ｋでの０．２係耐力値： ０．
２１ＰＳ≧１２２Ｋ９／ｍｎ？ （１２００ＭＰａ）、
シャルピー吸収エネルギー’ ＶＢ４．２Ｋ≧１０．８
に９．ｍ（１００Ｊ）。
破壊靭性値二によ。≧２００ ＭＰ ａ−／ｍが提示さ
れている。
れている。
しかしながら、現在、かかる要求に対して強度または靭
性を個々に満たした鋼種はあるものの、両方を満たす鋼
種は非常に限られておシ、しかも、ＭＯｌＣｒ等の高価
な合金元素を多量に添加することを必要としている。
性を個々に満たした鋼種はあるものの、両方を満たす鋼
種は非常に限られておシ、しかも、ＭＯｌＣｒ等の高価
な合金元素を多量に添加することを必要としている。
この発明の目的は、上述の現状に鑑み、ＭＯｌＣｒ等の
高価な合金元素を多量に添加することなく、成分と加工
熱処理条件とを組合せることによシ、４．２Ｋで０８２
％ｐｓ≧１２２ ｋｇ ／ ｙ４、ＶＢ２．２≧１０８
に９．＝を満足し、安定な非磁性と耐候性とを備えだ、
高強度、高靭性のＭｎステンレス鋼の製造方法を提供す
ることにある。
高価な合金元素を多量に添加することなく、成分と加工
熱処理条件とを組合せることによシ、４．２Ｋで０８２
％ｐｓ≧１２２ ｋｇ ／ ｙ４、ＶＢ２．２≧１０８
に９．＝を満足し、安定な非磁性と耐候性とを備えだ、
高強度、高靭性のＭｎステンレス鋼の製造方法を提供す
ることにある。
この発明のＭｎステンレス鋼の製造方法は、Ｃ：０．０
３ｗｔ％以下、 Ｎ：０．２５〜０．５’ｗｔチ、 Ｎｉ ： ６． Ｏ〜１２ ｗｔ％、 Ｍｎ： １５〜２８ｗｔ％、 ’Ｃｒ： １３〜２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．２〜１ｗｔ％、 を含有し、かつ、Ｃ＋ １．５ Ｎ≧０．４３ｗｔ％、
２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ≦５．４ ｗｔチ、Ｓ＋Ｐ
／３≦０、○０４ ｗ’ｔ、チであって、 Ｆｅおよび不可避不純物：残部、 からなる鋼片を、１０００℃以上の仕上多温度で圧延す
ることに特徴を有するものである。
３ｗｔ％以下、 Ｎ：０．２５〜０．５’ｗｔチ、 Ｎｉ ： ６． Ｏ〜１２ ｗｔ％、 Ｍｎ： １５〜２８ｗｔ％、 ’Ｃｒ： １３〜２０ｗｔ％、 Ｓｉ：０．２〜１ｗｔ％、 を含有し、かつ、Ｃ＋ １．５ Ｎ≧０．４３ｗｔ％、
２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ≦５．４ ｗｔチ、Ｓ＋Ｐ
／３≦０、○０４ ｗ’ｔ、チであって、 Ｆｅおよび不可避不純物：残部、 からなる鋼片を、１０００℃以上の仕上多温度で圧延す
ることに特徴を有するものである。
以下、この発明の方法を詳細に説明する。
先ず、圧延仕上多温度について述べる。
第１図は０．０３％Ｃ−２０，３１Ｍｎ−１３，５％Ｃ
ｒ−７，９％Ｎｉ −０，２９％Ｎのステンレス鋼につ
いての、強度、靭性およびオーステナイト粒径と圧延仕
上多温度との関係を示したグラフである。ここで、加熱
温度は１２００℃、圧延仕上シ板厚は５０鵡、圧延前の
板厚は１５０鵡である。
ｒ−７，９％Ｎｉ −０，２９％Ｎのステンレス鋼につ
いての、強度、靭性およびオーステナイト粒径と圧延仕
上多温度との関係を示したグラフである。ここで、加熱
温度は１２００℃、圧延仕上シ板厚は５０鵡、圧延前の
板厚は１５０鵡である。
第１図に示されるように、圧延仕上多温度が１０００℃
以上で再結晶が起っていることが明らかであシ、１００
０℃未満の未再結晶領域では高強度が得られるものの、
靭性の低下が著しい。従って、圧延は１０００℃以上の
再結晶温度領域で終了しなくてはならない。
以上で再結晶が起っていることが明らかであシ、１００
０℃未満の未再結晶領域では高強度が得られるものの、
靭性の低下が著しい。従って、圧延は１０００℃以上の
再結晶温度領域で終了しなくてはならない。
次に、Ｃ，Ｎ等の成分限定理由について述べる。
Ｃは４．２Ｋでの強度を上昇させるために非常に有効で
あるが、Ｃが０．０３ ｗｔ％を超えるとクロム炭化物
などが析出し、耐食性や靭性の低下を招く。
あるが、Ｃが０．０３ ｗｔ％を超えるとクロム炭化物
などが析出し、耐食性や靭性の低下を招く。
従ってＣは０．０３ｗｔ％以下とする。
Ｎは４．２Ｋでの強度を上昇させるために最も有効であ
る。しかし、Ｎが０．５ｗｔ％を超えると鋼塊にブロー
ホールを生じ易く、健全な鋼塊を得ることが困難となる
。Ｎが０．２５ ｗｔ％未満では所期の強度を得ること
ができない。従って、Ｎは帆２５〜０．５ｗｔ％とする
。
る。しかし、Ｎが０．５ｗｔ％を超えると鋼塊にブロー
ホールを生じ易く、健全な鋼塊を得ることが困難となる
。Ｎが０．２５ ｗｔ％未満では所期の強度を得ること
ができない。従って、Ｎは帆２５〜０．５ｗｔ％とする
。
Ｃｒは耐錆性の向上のために不可欠である。Ｃｒが１３
ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、２０ ｗｔ％を超え
るとσフェライト相などを出現させ、靭性の低下や透磁
率の上昇を招く。従って、Ｃｒは１３〜２０Ｗｔチとす
る。
ｗｔ％未満ではこの効果が少なく、２０ ｗｔ％を超え
るとσフェライト相などを出現させ、靭性の低下や透磁
率の上昇を招く。従って、Ｃｒは１３〜２０Ｗｔチとす
る。
Ｎｉは靭性の向上に有効である。Ｎｉが６．０ｗｔ％未
満では充分な靭性が得られなく、１２ ｗｔ％を超える
と靭性の向上効果がほぼ飽和し、またコストの上昇を招
く。従って、Ｎｉは６．０〜１２ ｗｔ％とする。
満では充分な靭性が得られなく、１２ ｗｔ％を超える
と靭性の向上効果がほぼ飽和し、またコストの上昇を招
く。従って、Ｎｉは６．０〜１２ ｗｔ％とする。
Ｍｎは安定な非磁性を得るために必要である。Ｍｎが１
５ｗｔ％未満では不安定な非磁性となり、α′フマルン
サイトなどが析出して強磁性となる。一方、Ｍｎが２８
ｗｔ％を超えるとＣｒが１３ｗｔ係以上の条件でフェラ
イトフォーマ−となシ、σフェライト相などの析出を招
く。従って、 Ｍｎは１５〜２８ｗｔ％とする。
５ｗｔ％未満では不安定な非磁性となり、α′フマルン
サイトなどが析出して強磁性となる。一方、Ｍｎが２８
ｗｔ％を超えるとＣｒが１３ｗｔ係以上の条件でフェラ
イトフォーマ−となシ、σフェライト相などの析出を招
く。従って、 Ｍｎは１５〜２８ｗｔ％とする。
Ｓｉは脱酸のために必要である。Ｓｉが０．２ｗｔ％未
満では脱酸効果が少なく、またｌ ｗｔ％を超えると熱
間での延性を劣化させる。従って、０．２〜１ｗｔ係と
する。
満では脱酸効果が少なく、またｌ ｗｔ％を超えると熱
間での延性を劣化させる。従って、０．２〜１ｗｔ係と
する。
Ｃ，ＮおよびＮｉは上記した範囲内で更に次のように限
定される。第１図に示しだように、５０編以上の極厚材
では再結晶オーステナイト粒はほぼ４０μｍ以上の粗大
粒となる。そこで、４０μｍ以上の粒径を前提に、極厚
材においても４．２Ｋで０．２ ％ＰＳ≧１２２ Ｋ９
７ｍｒｒｔ’、ｖＥ４．２≧ｉｏ、８Ｋｙ、ｍを安定し
て確保できる条件として、Ｃ，ＮおよびＮｉの影響を調
べた。
定される。第１図に示しだように、５０編以上の極厚材
では再結晶オーステナイト粒はほぼ４０μｍ以上の粗大
粒となる。そこで、４０μｍ以上の粒径を前提に、極厚
材においても４．２Ｋで０．２ ％ＰＳ≧１２２ Ｋ９
７ｍｒｒｔ’、ｖＥ４．２≧ｉｏ、８Ｋｙ、ｍを安定し
て確保できる条件として、Ｃ，ＮおよびＮｉの影響を調
べた。
第２図は、基本成分をＭｎ ： ２０ｗｔ％ 、 Ｃｒ
： １３．５ｗｔ％、Ｎｉ ： ７．５ｗｔ％とした
ステンレス鋼において、０．２１ＰＳに及ぼすＣ，Ｎの
影響を調べた結果を示すグラフである。第２図に示され
るように、４．２Ｋでの０．２チｐｓはＣ＋ １．５
Ｎ量で整理でき、所定の強度である帆２チＰ Ｓ＝ １
２２Ｋｇ／ｍｍ’を満足するためには、Ｃ＋ １．５Ｎ
≧０．４３ｗｔ係であることが必要である。既述したよ
うに、Ｃは０．０３ ｗｔ％以下、ＮＨｏ、２５〜０．
５ｗｔ％であることを必要とするから、ＣとＮとは、こ
の範囲内でＣ−１−１，５Ｎ≧０．４３ｗｔｑ６を満足
することが必要である。
： １３．５ｗｔ％、Ｎｉ ： ７．５ｗｔ％とした
ステンレス鋼において、０．２１ＰＳに及ぼすＣ，Ｎの
影響を調べた結果を示すグラフである。第２図に示され
るように、４．２Ｋでの０．２チｐｓはＣ＋ １．５
Ｎ量で整理でき、所定の強度である帆２チＰ Ｓ＝ １
２２Ｋｇ／ｍｍ’を満足するためには、Ｃ＋ １．５Ｎ
≧０．４３ｗｔ係であることが必要である。既述したよ
うに、Ｃは０．０３ ｗｔ％以下、ＮＨｏ、２５〜０．
５ｗｔ％であることを必要とするから、ＣとＮとは、こ
の範囲内でＣ−１−１，５Ｎ≧０．４３ｗｔｑ６を満足
することが必要である。
一方、靭性に及ぼす成分の影響を調べたところ、添加元
素ではＮｉが有効であることが判明した。第３図は、基
本成分をＭｎ ： ２ Ｑｗｔ％、Ｃｒ ： １３．５
ｗＬ％としたステンレス鋼において、Ｃ，ＮおよびＮ
ｉ量量を変化させた際の、４．２Ｋでのシャルピー吸収
エネルギーを示したグラフである。第３図に示されるよ
うに、（： ＋ １．５ Ｎ量の増加に伴なう強度上昇
によシ靭性の低下が生じるが、Ｎｉ量の増゛加によシ同
−強度において靭性値は改善される。
素ではＮｉが有効であることが判明した。第３図は、基
本成分をＭｎ ： ２ Ｑｗｔ％、Ｃｒ ： １３．５
ｗＬ％としたステンレス鋼において、Ｃ，ＮおよびＮ
ｉ量量を変化させた際の、４．２Ｋでのシャルピー吸収
エネルギーを示したグラフである。第３図に示されるよ
うに、（： ＋ １．５ Ｎ量の増加に伴なう強度上昇
によシ靭性の低下が生じるが、Ｎｉ量の増゛加によシ同
−強度において靭性値は改善される。
ここで、シャルピー吸収エネルギーとＣ，ＮおよびＮｉ
との関係を明らかにするために、第４図に示すように、
４．２Ｋでのシャシぎ一吸収エネルギーを２６ （Ｃ＋
１．５Ｎ）−Ｎｉ量で整理した。この結果、２６ （
Ｃ＋ １．５Ｎ）−Ｎｉ量５．４ｗｔ俤であれば、シャ
ルピー吸収エネルギーは１０．８に７６ｍ以上をもつこ
とが明らかとなった。０．２１Ｐ Ｓが１２２ Ｋｇ／
ｍｍτ上を確保するためには −既述した ように、Ｎｉは６．０〜１２ ｗｔ％であり、また÷−
一・ ｃ＋＋・５Ｎ ≧０．４３ｗｔ％ であることを必要とするから、Ｎ
ｉは６．０〜１２Ｗｔ俤の範囲内でＣ＋ １．５Ｎ≧帆
４３ｗｔチのＣ，Ｎに対して、２６ （Ｃ＋ １．５Ｎ
） −Ｎｉ量５ 、４ ｗｔ％を満足する必要がある。
との関係を明らかにするために、第４図に示すように、
４．２Ｋでのシャシぎ一吸収エネルギーを２６ （Ｃ＋
１．５Ｎ）−Ｎｉ量で整理した。この結果、２６ （
Ｃ＋ １．５Ｎ）−Ｎｉ量５．４ｗｔ俤であれば、シャ
ルピー吸収エネルギーは１０．８に７６ｍ以上をもつこ
とが明らかとなった。０．２１Ｐ Ｓが１２２ Ｋｇ／
ｍｍτ上を確保するためには −既述した ように、Ｎｉは６．０〜１２ ｗｔ％であり、また÷−
一・ ｃ＋＋・５Ｎ ≧０．４３ｗｔ％ であることを必要とするから、Ｎ
ｉは６．０〜１２Ｗｔ俤の範囲内でＣ＋ １．５Ｎ≧帆
４３ｗｔチのＣ，Ｎに対して、２６ （Ｃ＋ １．５Ｎ
） −Ｎｉ量５ 、４ ｗｔ％を満足する必要がある。
次に、不純物としてのＳおよびＰについて述べる。
第５図は、上述の成分範囲を満たす、Ｃ： ０．０３ｗ
ｔ％、Ｍｎ ： ２１ ｗｔ％、Ｃｒ ： １３．５
ｗｔ％、Ｎｉ ： ８．５ｗｔ％、Ｎ ： ０．２７ｗ
ｔ％ のステンレス鋼において、ＰおよびＳを変化させ
た際の、４．２Ｋでのシャルピー吸収エネルギーを示し
たグラフである。第５図に示されるように、シャルピー
吸収エネルギーはＳ十Ｐ／３量で整理することができ、
Ｓ ＋ Ｐ／３が０．００４ｗｔ％を越、するとシャル
ピー吸収エネルギーは急激に低下する。従って、高い靭
性を安定して得るためには、Ｓ ＋ Ｐ／３≦０．００
４ ｗｔｑ６とする必要がある。
ｔ％、Ｍｎ ： ２１ ｗｔ％、Ｃｒ ： １３．５
ｗｔ％、Ｎｉ ： ８．５ｗｔ％、Ｎ ： ０．２７ｗ
ｔ％ のステンレス鋼において、ＰおよびＳを変化させ
た際の、４．２Ｋでのシャルピー吸収エネルギーを示し
たグラフである。第５図に示されるように、シャルピー
吸収エネルギーはＳ十Ｐ／３量で整理することができ、
Ｓ ＋ Ｐ／３が０．００４ｗｔ％を越、するとシャル
ピー吸収エネルギーは急激に低下する。従って、高い靭
性を安定して得るためには、Ｓ ＋ Ｐ／３≦０．００
４ ｗｔｑ６とする必要がある。
以上水したように、Ｃ： ０．０３ｗｔ係以下１Ｎ：０
．２５〜０．５ｗｔ％、 Ｎｉ ： ６．０〜１２ ｗ
ｔ％、Ｍｎ：１５〜２８ｗｔ％、Ｃｒ ： １３〜２０
ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．２〜１ｗｔ１を含有し、かつ、
Ｃ＋ １．５Ｎ≧０．４３ｗｔ係、２６（Ｃ＋１．５Ｎ
）−Ｎｉ量５．４ｗｔ％、Ｓ ＋ Ｐ／３≦０．００４
ｗｔ％であって、Ｆｅおよび不可避不純物：残部から
なる鋼片を、１０００℃以上の仕上シ温度で圧延するこ
とによ、り ４．２ Ｋで０．２％ＰＳ≧１２２ Ｋ９
７ ｍｒｒ？、ｖＥ４，２≧１０．８に９．ｍを満足し
、安定な非磁性と耐候性とを備えた高強度、高靭性のＭ
ｎステンレス鋼が得られることが明らかである。
．２５〜０．５ｗｔ％、 Ｎｉ ： ６．０〜１２ ｗ
ｔ％、Ｍｎ：１５〜２８ｗｔ％、Ｃｒ ： １３〜２０
ｗｔ％、Ｓｉ ： ０．２〜１ｗｔ１を含有し、かつ、
Ｃ＋ １．５Ｎ≧０．４３ｗｔ係、２６（Ｃ＋１．５Ｎ
）−Ｎｉ量５．４ｗｔ％、Ｓ ＋ Ｐ／３≦０．００４
ｗｔ％であって、Ｆｅおよび不可避不純物：残部から
なる鋼片を、１０００℃以上の仕上シ温度で圧延するこ
とによ、り ４．２ Ｋで０．２％ＰＳ≧１２２ Ｋ９
７ ｍｒｒ？、ｖＥ４，２≧１０．８に９．ｍを満足し
、安定な非磁性と耐候性とを備えた高強度、高靭性のＭ
ｎステンレス鋼が得られることが明らかである。
この発明の製造方法を実施例によシ更に説明する。
実施例１
第１表に示す化学成分を有する板厚１５０ｍの鋼片（Ａ
１〜１５）を１２００℃に加熱したのち、仕上り温度
１０００℃で仕上シ板厚５０１１１まで圧延して、本発
明鋼（＆１〜８）および比較鋼（Ａ ９〜１５）を製造
し、それらの機械的性質、耐候性および透磁率を調べた
。その結果を第２表に示す。
１〜１５）を１２００℃に加熱したのち、仕上り温度
１０００℃で仕上シ板厚５０１１１まで圧延して、本発
明鋼（＆１〜８）および比較鋼（Ａ ９〜１５）を製造
し、それらの機械的性質、耐候性および透磁率を調べた
。その結果を第２表に示す。
た。また、透磁率は振動試料型磁気測定装置にょシ室温
での値を求めた。
での値を求めた。
第２表に示されるように１本発鋼馬１〜８は。
４．２Ｋでの０．２４ＰＳが１２２ Ｋｆ／ｍｔｒ１以
上、シャルピー吸収エネルギーが１０．８Ｋｇ、ｍμ上
で、良好な強°度、靭性バランスを有している。耐候性
についても発錆のない良好な結果を示しておシ、透磁率
も全て１．００３以下の非磁性を示している。
上、シャルピー吸収エネルギーが１０．８Ｋｇ、ｍμ上
で、良好な強°度、靭性バランスを有している。耐候性
についても発錆のない良好な結果を示しておシ、透磁率
も全て１．００３以下の非磁性を示している。
一方、比較鋼＆９は、Ｃ＋１．５Ｎ＝０．３３ｗｔ％で
あυ、この発明の範囲を外れているので、０．２％ Ｐ
Ｓは１０８．４．Ｋｑ／ｍｆｆＩ！Ｌかなく、目標値を
満足していない。比較鋼＆１０は、Ｃ＋ １．５ Ｎ＝
０．４６ ｗｔ係で。
あυ、この発明の範囲を外れているので、０．２％ Ｐ
Ｓは１０８．４．Ｋｑ／ｍｆｆＩ！Ｌかなく、目標値を
満足していない。比較鋼＆１０は、Ｃ＋ １．５ Ｎ＝
０．４６ ｗｔ係で。
０．２％ＰＳが１３７．２Ｋｆ／ｍｒｒｌ と強度を満
足しティるものの、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量８．
０ｗｔ％であシ、この発明の範囲を外れているので、シ
ャルピー吸収エネルギーが９．８Ｋｆ、ｍと低い値にな
っている。比較鋼Ａ Ｉ Ｉは、Ｃ＋１．５Ｎ＝０．４
０ｗｔ係、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ ＝ ５．４
ｗｔ％ で、いずれもこの発明の範囲を外れておシ、
強度、靭性が共に圓い値となっている。
足しティるものの、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量８．
０ｗｔ％であシ、この発明の範囲を外れているので、シ
ャルピー吸収エネルギーが９．８Ｋｆ、ｍと低い値にな
っている。比較鋼Ａ Ｉ Ｉは、Ｃ＋１．５Ｎ＝０．４
０ｗｔ係、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ ＝ ５．４
ｗｔ％ で、いずれもこの発明の範囲を外れておシ、
強度、靭性が共に圓い値となっている。
比較鋼Ａ Ｉ ２は、Ｃ＝０．０８ｗｔ％とこの発明の
範囲であるＣ５０．０３ｗｔ％の上限を超えているので
、２６ （Ｃ＋１．５Ｎ） −Ｎｉ 量はこの発明の
範囲を満たすものの、圧延後の冷却時にクロム炭化物の
析出が生じて、靭性が著しく低くなっている。比較銅属
１３は、Ｃｒ−１１，２ｗｔ％で安定な不動体膜を作る
にはＣｒが不充分なため、１年間の暴露試験で発錆が生
じている。比較鋼Ａｌ ４は１Ｍｎ＝１２．３ｗｔ１で
あるため、安定な非磁性を有しておらず、透磁率は１．
０５と高い値になっている。比較鋼Ａ ｌ ５は、２６
（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量がこの発明の範囲を満たし
ているものの、Ｓ ＋ Ｐ／３＝０．ＯＯ５６ｗｔ係で
高い値となっているので、シャシぎ一吸収エネルギーが
５．４Ｋｇ、ｍと靭性が凹くなっている。
範囲であるＣ５０．０３ｗｔ％の上限を超えているので
、２６ （Ｃ＋１．５Ｎ） −Ｎｉ 量はこの発明の
範囲を満たすものの、圧延後の冷却時にクロム炭化物の
析出が生じて、靭性が著しく低くなっている。比較銅属
１３は、Ｃｒ−１１，２ｗｔ％で安定な不動体膜を作る
にはＣｒが不充分なため、１年間の暴露試験で発錆が生
じている。比較鋼Ａｌ ４は１Ｍｎ＝１２．３ｗｔ１で
あるため、安定な非磁性を有しておらず、透磁率は１．
０５と高い値になっている。比較鋼Ａ ｌ ５は、２６
（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量がこの発明の範囲を満たし
ているものの、Ｓ ＋ Ｐ／３＝０．ＯＯ５６ｗｔ係で
高い値となっているので、シャシぎ一吸収エネルギーが
５．４Ｋｇ、ｍと靭性が凹くなっている。
実施例２
第１表に示した板厚１５０ｍ＠の鋼片墓１を１２５０℃
に加熱したのち、仕上多温度１０５０℃で仕上シ板厚を
１５〜１ｏｏａｉまで変化させて圧延し、この発明の製
造方法における仕上シ板厚の強度、靭性への影響を調べ
た。その結果を第３表に示す。
に加熱したのち、仕上多温度１０５０℃で仕上シ板厚を
１５〜１ｏｏａｉまで変化させて圧延し、この発明の製
造方法における仕上シ板厚の強度、靭性への影響を調べ
た。その結果を第３表に示す。
第３表
第３表に示されるように、仕上シ板厚が１５ｆｉから１
００１１に増大するに従って、オーステナイト粒が粗大
化するために強度の低下が生じるものの、この発明の方
法によれば、仕上シ板厚が１００ｍの厚材においても、
０．２’％ＰＳが１２８．１Ｋｆ／ｍ−と高強度を有し
ていることがわかる。
００１１に増大するに従って、オーステナイト粒が粗大
化するために強度の低下が生じるものの、この発明の方
法によれば、仕上シ板厚が１００ｍの厚材においても、
０．２’％ＰＳが１２８．１Ｋｆ／ｍ−と高強度を有し
ていることがわかる。
実施例３
第１表に示した板厚１５０鵡の鋼片屋１を１２５０℃に
加熱したのち、仕上多温度を４５０−１２００００まで
変化させて仕上シ板厚１００鵡まで圧延し、この発明の
製造方法における仕上多温度の強度、靭性への影響を調
べた。その結果を第４表に示す。
加熱したのち、仕上多温度を４５０−１２００００まで
変化させて仕上シ板厚１００鵡まで圧延し、この発明の
製造方法における仕上多温度の強度、靭性への影響を調
べた。その結果を第４表に示す。
第４表
第４表に示されるように、圧延の仕上多温度が１０００
℃以上である本発明方法においては、得られた鋼の強度
、靭性が共に優れた値を有している。
℃以上である本発明方法においては、得られた鋼の強度
、靭性が共に優れた値を有している。
これに対し、仕上多温度が９５０ ℃の従来方法におい
ては、得られた鋼の組織が一部未再結晶となるので、高
強度は得られるものの、靭性の劣化が生じている。
ては、得られた鋼の組織が一部未再結晶となるので、高
強度は得られるものの、靭性の劣化が生じている。
以上説明したように、この発明によれば、ＭＯ。
Ｃｒ等の高価な合金元素を多量に添加することなく、成
分と加工熱処理条件とを組合せることにょシ、４．２Ｋ
で０．２％ＰＳ≧ｌ ２２Ｋｑ／ｍｒｒ？、ｖＥ４，２
≧１０ ＊ ８ Ｋｆ−ｍ ｓ−を満足し、安定な非磁
性と 耐候性とを備えた、高強度、高靭性のＭｎ ステンレス
鋼が得られる。
分と加工熱処理条件とを組合せることにょシ、４．２Ｋ
で０．２％ＰＳ≧ｌ ２２Ｋｑ／ｍｒｒ？、ｖＥ４，２
≧１０ ＊ ８ Ｋｆ−ｍ ｓ−を満足し、安定な非磁
性と 耐候性とを備えた、高強度、高靭性のＭｎ ステンレス
鋼が得られる。
第１図は、圧延の仕上多温度と４．２Ｋでの０．２％Ｐ
Ｓ ｓ ｖＥ４．２およびオーステナイト粒径との関
係を示すグラフ、第２図は、Ｃ＋１．５Ｎ量と４．２Ｋ
での０．２１ＰＳとの関係を示すグラフ、第３図は、Ｃ
＋１．５Ｎ量と４．２ＫでのｖＥ４．２との関係を示す
グラフ、第４図は、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量と４
．２ＫでのｖＥ４．２との関係を示すグラフ、第５図は
、Ｓ＋Ｐ／３量と４．２ＫでのｖＥ４．２ との関係を
示すグラフである。
Ｓ ｓ ｖＥ４．２およびオーステナイト粒径との関
係を示すグラフ、第２図は、Ｃ＋１．５Ｎ量と４．２Ｋ
での０．２１ＰＳとの関係を示すグラフ、第３図は、Ｃ
＋１．５Ｎ量と４．２ＫでのｖＥ４．２との関係を示す
グラフ、第４図は、２６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ量と４
．２ＫでのｖＥ４．２との関係を示すグラフ、第５図は
、Ｓ＋Ｐ／３量と４．２ＫでのｖＥ４．２ との関係を
示すグラフである。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 Ｃ：０．０３ｗｔ．％以下、 Ｎ：０．２５〜０．５ｗｔ．％、 Ｎｉ：６．０〜１２ｗｔ．％、 Ｍｎ：１５〜２８ｗｔ．％、 Ｃｒ：１３〜２０ｗｔ．％、 Ｓｉ：０．２〜１ｗｔ．％、 を含有し、かつ、Ｃ＋１．５Ｎ≧０．４３ｗｔ．％、２
６（Ｃ＋１．５Ｎ）−Ｎｉ≦５．４ｗｔ．％、Ｓ＋Ｐ／
３≦０．００４ｗｔ．％であつて、 Ｆｅおよび不可避不純物：残部、 からなる鋼片を、１０００℃以上の仕上り温度で圧延す
ることを特徴とする、４．２Ｋで高強度、高靭性を有す
るＭｎステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18729585A JPS6247428A (ja) | 1985-08-28 | 1985-08-28 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼の製造方法 |
| JP20511090A JPH03207836A (ja) | 1985-08-28 | 1990-08-03 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18729585A JPS6247428A (ja) | 1985-08-28 | 1985-08-28 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼の製造方法 |
Related Child Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20511090A Division JPH03207836A (ja) | 1985-08-28 | 1990-08-03 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS6247428A true JPS6247428A (ja) | 1987-03-02 |
| JPH0138850B2 JPH0138850B2 (ja) | 1989-08-16 |
Family
ID=16203495
Family Applications (2)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18729585A Granted JPS6247428A (ja) | 1985-08-28 | 1985-08-28 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼の製造方法 |
| JP20511090A Granted JPH03207836A (ja) | 1985-08-28 | 1990-08-03 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼 |
Family Applications After (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20511090A Granted JPH03207836A (ja) | 1985-08-28 | 1990-08-03 | ４．２Ｋで高強度、高靭性を有するＭｎステンレス鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (2) | JPS6247428A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT401531B (de) * | 1992-06-24 | 1996-09-25 | Boehler Ybbstalwerke | Amagnetisches bauteil mit hoher festigkeit und zähigkeit bei temperaturen unter 5 grad k sowie verfahren zu dessen herstellung |
| CN112877612A (zh) * | 2021-01-07 | 2021-06-01 | 浙江工业大学 | 一种高锰twip钢的制备方法 |
Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145154A (en) * | 1979-04-28 | 1980-11-12 | Daido Steel Co Ltd | Rail steel with low weld crack sensibility and thermal expansion coefficient |
| JPS58107477A (ja) * | 1981-12-21 | 1983-06-27 | Kobe Steel Ltd | 極低温用高強度高靭性非磁性鋼 |
| JPS58185722A (ja) * | 1982-04-21 | 1983-10-29 | Nippon Steel Corp | オ−ステナイト鋼板および鋼帯の製造方法 |
Family Cites Families (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6013022A (ja) * | 1983-07-04 | 1985-01-23 | Kobe Steel Ltd | 非磁性鋼板の製造方法 |
-
1985
- 1985-08-28 JP JP18729585A patent/JPS6247428A/ja active Granted
-
1990
- 1990-08-03 JP JP20511090A patent/JPH03207836A/ja active Granted
Patent Citations (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS55145154A (en) * | 1979-04-28 | 1980-11-12 | Daido Steel Co Ltd | Rail steel with low weld crack sensibility and thermal expansion coefficient |
| JPS58107477A (ja) * | 1981-12-21 | 1983-06-27 | Kobe Steel Ltd | 極低温用高強度高靭性非磁性鋼 |
| JPS58185722A (ja) * | 1982-04-21 | 1983-10-29 | Nippon Steel Corp | オ−ステナイト鋼板および鋼帯の製造方法 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT401531B (de) * | 1992-06-24 | 1996-09-25 | Boehler Ybbstalwerke | Amagnetisches bauteil mit hoher festigkeit und zähigkeit bei temperaturen unter 5 grad k sowie verfahren zu dessen herstellung |
| CN112877612A (zh) * | 2021-01-07 | 2021-06-01 | 浙江工业大学 | 一种高锰twip钢的制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0573821B2 (ja) | 1993-10-15 |
| JPH03207836A (ja) | 1991-09-11 |
| JPH0138850B2 (ja) | 1989-08-16 |
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