JPH0257667A - 高真空容器および機器鋼材およびその製造方法 - Google Patents
高真空容器および機器鋼材およびその製造方法Info
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- JPH0257667A JPH0257667A JP20790188A JP20790188A JPH0257667A JP H0257667 A JPH0257667 A JP H0257667A JP 20790188 A JP20790188 A JP 20790188A JP 20790188 A JP20790188 A JP 20790188A JP H0257667 A JPH0257667 A JP H0257667A
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- steel material
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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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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〕
この発明は、半導体製造、食品、医療機器、粒子加速器
等に用いられる高真空装置用の容器、および、配管、パ
ルプ弁等の機器用鋼材およびその製造方法に関するもの
である。
等に用いられる高真空装置用の容器、および、配管、パ
ルプ弁等の機器用鋼材およびその製造方法に関するもの
である。
超ＬＳＩ等の半導体製造、電子顕微鏡、粒子加速器等の
真空装置を構成する配管、バルブ、弁、容器等には、５
ＵＳ３１６Ｌ、５ＵＳ３０４等のステンレス鋼、もしく
は、アルミ合金等が用いられている。
真空装置を構成する配管、バルブ、弁、容器等には、５
ＵＳ３１６Ｌ、５ＵＳ３０４等のステンレス鋼、もしく
は、アルミ合金等が用いられている。
このような、近年の高真空装置では、機器を構成する鋼
材表面に吸着しているガス、および、鋼材から放出され
るガス分を極力抑制する必要があり、このだめに高温ベ
ーキング処理によるガス放出が行なわれている。この高
温ベーキング処理には、数百度で数時間以上要し、高真
空に達するまでに長時間かかつていたことから、ガス放
出速度の短縮化が望まれている。
材表面に吸着しているガス、および、鋼材から放出され
るガス分を極力抑制する必要があり、このだめに高温ベ
ーキング処理によるガス放出が行なわれている。この高
温ベーキング処理には、数百度で数時間以上要し、高真
空に達するまでに長時間かかつていたことから、ガス放
出速度の短縮化が望まれている。
この対策として、特公昭６２−３９２３４号公報には、
鋼材表面層にガス吸着抵抗性の高い窒化ボロンを析出さ
せる方法（以下従来技術と称する）が提案されている。
鋼材表面層にガス吸着抵抗性の高い窒化ボロンを析出さ
せる方法（以下従来技術と称する）が提案されている。
従来技術は、オーステナイトステンレス鋼中に、ボロン
（Ｂ）、窒素（Ｎ）およびセリウム（Ｃｏ）を添加した
鋼材を真空中で加熱することにより、その表面層に窒化
ボロンを析出させることを特徴としている。
（Ｂ）、窒素（Ｎ）およびセリウム（Ｃｏ）を添加した
鋼材を真空中で加熱することにより、その表面層に窒化
ボロンを析出させることを特徴としている。
しかしながら、従来技術において、窒化ボロンの析出に
必須元素とされる一＋＝ ＩＪウム（Ｃｅ）は、微量添
加では析出に対する効果が十分でなく、一方、０．１ｗ
ｔ．４ 以上添加すると鋼の高温熱間加工性を著しく損
ない、熱間加工時に割れが生じるという問題を有してい
る。
必須元素とされる一＋＝ ＩＪウム（Ｃｅ）は、微量添
加では析出に対する効果が十分でなく、一方、０．１ｗ
ｔ．４ 以上添加すると鋼の高温熱間加工性を著しく損
ない、熱間加工時に割れが生じるという問題を有してい
る。
さらに、またセリウムは鋼中の歩留シが不安定な元素で
あシ、製鋼上限定された範囲内に成分制御することは不
可能であり、上述の問題を生じる原因になる。
あシ、製鋼上限定された範囲内に成分制御することは不
可能であり、上述の問題を生じる原因になる。
窒化ボロンが吸着ガスに対する抵抗性が高いことは、公
知文献、論文等、（例えば、吉原他、真空Ｖｏ１．２９
．Ｎａ５，１９８６．Ｐ１３４ ）によって明らかであ
り、実用の機器等への応用が望まれている。
知文献、論文等、（例えば、吉原他、真空Ｖｏ１．２９
．Ｎａ５，１９８６．Ｐ１３４ ）によって明らかであ
り、実用の機器等への応用が望まれている。
上述したセリウムの添加による熱間加工性の問題を回避
する方法として、セリウムを添加した鋼材を鋳造によシ
最終形状の製品とすることが考えられる。しかし、セリ
ウムは重金属であυ、凝固時に偏析を生じるため、製品
全体に渡シ分散しない。このだめ、セリウム量が著しく
低い部分が生じ、その後の熱処理において十分な窒化ボ
ロンの生成が得られない問題がある。また、小径長尺パ
イプのような形状に対しては、鋳造による製品の製造は
不可能であシ、高部熱間加工工程を必要とする。
する方法として、セリウムを添加した鋼材を鋳造によシ
最終形状の製品とすることが考えられる。しかし、セリ
ウムは重金属であυ、凝固時に偏析を生じるため、製品
全体に渡シ分散しない。このだめ、セリウム量が著しく
低い部分が生じ、その後の熱処理において十分な窒化ボ
ロンの生成が得られない問題がある。また、小径長尺パ
イプのような形状に対しては、鋳造による製品の製造は
不可能であシ、高部熱間加工工程を必要とする。
従って、この発明の目的は実際の製品化を対象とした場
合に、上述のセリウムの使用を回避することによって、
熱間加工性に優れ、しかも窒化ボロンが表面層に完全に
析出する、高真空容器および機器用鋼材およびその製造
方法を提供することにある。
合に、上述のセリウムの使用を回避することによって、
熱間加工性に優れ、しかも窒化ボロンが表面層に完全に
析出する、高真空容器および機器用鋼材およびその製造
方法を提供することにある。
本発明者等は、オーステナイト系ステンレス鋼において
窒化ボロンの表面層析出に影響する因子を検討した結果
、Ｃｅの代りに、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（
Ｍｆ） の１種または２種を添加し、加熱温度、外淵
温度、表面粗さ等を制御することによって、熱間加工性
を良好にし、且つ、窒化ボロンの析出を完全ならしめる
ことを知見し、本発明を完成した。
窒化ボロンの表面層析出に影響する因子を検討した結果
、Ｃｅの代りに、カルシウム（Ｃａ）、マグネシウム（
Ｍｆ） の１種または２種を添加し、加熱温度、外淵
温度、表面粗さ等を制御することによって、熱間加工性
を良好にし、且つ、窒化ボロンの析出を完全ならしめる
ことを知見し、本発明を完成した。
この発明の要旨は、下記の通シである。
（１） Ｃｒ ： １ ｓ 〜２５ｗｔ．％、Ｎｉ
： ６〜３ｏｗｔ．％、 Ｂ ： ０．００５〜０．０５ ｗｔ．％、Ｎ ：
０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｃａ、 Ｍｇの１種
または２種を合計で０．００１−０． Ｏｌ ｗｔ．％
、および、 Ｆｅ：残部、 からなり、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。
： ６〜３ｏｗｔ．％、 Ｂ ： ０．００５〜０．０５ ｗｔ．％、Ｎ ：
０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｃａ、 Ｍｇの１種
または２種を合計で０．００１−０． Ｏｌ ｗｔ．％
、および、 Ｆｅ：残部、 からなり、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。
（２） Ｃｒ ： ｌ ５〜２５ｗｔ．％、Ｎｉ ：
６〜３０ ｗｔ．％、 Ｂ ： ０．００５−０．０５ ｗｔ．％、Ｎ ：
０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｍｏ、 Ｗの１種ま
だは２種を合計で３ ｗｔ．％以下、 Ｃａ、 Ｍｌの１種または２種を合計で０．００１〜０
． Ｏｌ ｗｔ．チ、および、 Ｆｅ；残部、 からなす、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。
６〜３０ ｗｔ．％、 Ｂ ： ０．００５−０．０５ ｗｔ．％、Ｎ ：
０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｍｏ、 Ｗの１種ま
だは２種を合計で３ ｗｔ．％以下、 Ｃａ、 Ｍｌの１種または２種を合計で０．００１〜０
． Ｏｌ ｗｔ．チ、および、 Ｆｅ；残部、 からなす、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。
（３） Ｃｒ ： ｌ ５〜２５ｖｔｔ、％、ＮＬ
： ６〜３０ ｗｔ．、％。
： ６〜３０ ｗｔ．、％。
Ｂ ： ０．００５〜０．０５ ｗｔ．％、Ｎ：０．
０８〜Ｏ１３０ｗｔ．％、 Ｃａ、、Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０
．０１ ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０””Ｔｏｒｒ以下の真空中で６５
０〜８５０℃の温度で加熱することによシ、前記鋼材の
表面層に窒化ボロンを析出させることを特徴とする高真
空容器および機器用鋼材の製造方法。
０８〜Ｏ１３０ｗｔ．％、 Ｃａ、、Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０
．０１ ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０””Ｔｏｒｒ以下の真空中で６５
０〜８５０℃の温度で加熱することによシ、前記鋼材の
表面層に窒化ボロンを析出させることを特徴とする高真
空容器および機器用鋼材の製造方法。
（４） Ｃｒ ： ｌ ５〜２５ ｗｔ．％、Ｎｉ
： ６〜３０ｗｔ．％、 Ｂ ： ０．Ｏｏｓ 〜０．０５ ｗｔ．％、Ｎ
： ０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｍｏ、Ｗの
１種または２種を合計でｚｗｔ．％以下、 Ｃａ、Ｍｆの１種または２種を合計でｏ、ｏｏ１〜０．
０１ ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０−５Ｔｏｒｒ以下の真空中で６５
０〜８５０°Ｃの温度で加熱することにより、前記鋼材
の表面層に窒化ボロンを析出させることを特徴とする高
真空容器および機器用鋼材の製造方法。
： ６〜３０ｗｔ．％、 Ｂ ： ０．Ｏｏｓ 〜０．０５ ｗｔ．％、Ｎ
： ０．０８〜０．３０ ｗｔ．％、Ｍｏ、Ｗの
１種または２種を合計でｚｗｔ．％以下、 Ｃａ、Ｍｆの１種または２種を合計でｏ、ｏｏ１〜０．
０１ ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０−５Ｔｏｒｒ以下の真空中で６５
０〜８５０°Ｃの温度で加熱することにより、前記鋼材
の表面層に窒化ボロンを析出させることを特徴とする高
真空容器および機器用鋼材の製造方法。
まだ、加熱する過程において、５００〜６５０℃におけ
る昇温速度を１℃／ ｍ ｌ ｎ以上とすることが好ま
しく、さらに、加熱する過程において、２００〜４００
℃の温度で２時間以上保持または外淵することが好まし
い。
る昇温速度を１℃／ ｍ ｌ ｎ以上とすることが好ま
しく、さらに、加熱する過程において、２００〜４００
℃の温度で２時間以上保持または外淵することが好まし
い。
また、Ｎｏ−５Ｔｏｒｒ以下の真空中の代わりに、純度
９９．９９％以上の不活性ガス雰囲気中で加熱すること
もできる。
９９．９９％以上の不活性ガス雰囲気中で加熱すること
もできる。
また、鋼材の表面粗さをＲｍａｘ＝ ３μｍ以下にして
加熱することが好ましい。
加熱することが好ましい。
本発明鋼材の特徴として、Ｃａ、Ｍ７の１種または２種
を含有するが、その添加効果について記載する。
を含有するが、その添加効果について記載する。
供試鋼として、Ｃｒ ： １７．３ ｗＬ％、 Ｎｉ
： １３．Ｏｗｔ．％、残部がＦｅからなるオーステナ
イト系ステンレス鋼成分に、Ｃａ，Ｍｇの１種または２
種を含む鋼７鋼種を溶製し、１０Ｋｇ鋼塊とした。次い
で、この鋼塊を１２００℃、ｌ ｈｒ で加熱保持後
、３パス熱間圧延によって１２ｍ厚の板としだ。さらに
、この板に、１１００℃、ｌ Ｏｍｉｎで水冷の固溶化
処理を施し、１０−Ｘ Ｉ Ｏ−Ｘ ２■厚の小試料を
採取した。
： １３．Ｏｗｔ．％、残部がＦｅからなるオーステナ
イト系ステンレス鋼成分に、Ｃａ，Ｍｇの１種または２
種を含む鋼７鋼種を溶製し、１０Ｋｇ鋼塊とした。次い
で、この鋼塊を１２００℃、ｌ ｈｒ で加熱保持後
、３パス熱間圧延によって１２ｍ厚の板としだ。さらに
、この板に、１１００℃、ｌ Ｏｍｉｎで水冷の固溶化
処理を施し、１０−Ｘ Ｉ Ｏ−Ｘ ２■厚の小試料を
採取した。
この試料表面をパフ研磨後、洗浄し、８００℃。
６ ｏｍｉｎ、 １０−８Ｔｏｒｒの真空中で加熱し
た。
た。
加熱後、各試料表面層の窒化ボロンの析出面積率を測定
し、この結果を第１図に示す。
し、この結果を第１図に示す。
第１図に示すように、Ｃａ ＋ Ｍｙ量がＯ，００１ｗ
ｔ．％未満では窒化ボロンの析出面積率は４０％以下で
あるが、０．００１ ｗｔ．％を超えると析出面積率は
急激に上昇することが分る。
ｔ．％未満では窒化ボロンの析出面積率は４０％以下で
あるが、０．００１ ｗｔ．％を超えると析出面積率は
急激に上昇することが分る。
しかし、Ｃａ ＋ Ｍ７量がｏ、 Ｏｌ ｗｔ．％を超
えると、熱間圧延時に圧延面にキズの発生が観察され、
Ｃａ十Ｍｆ量が０．０３ ｗｔ． ％では、 圧延加工
材の端面にキズおよび割れの発生も観察された。
えると、熱間圧延時に圧延面にキズの発生が観察され、
Ｃａ十Ｍｆ量が０．０３ ｗｔ． ％では、 圧延加工
材の端面にキズおよび割れの発生も観察された。
また、ＣａおよびＭＪＦは、いずれも同様の作用効果を
示すものである。
示すものである。
従って、Ｃａ、Ｍｙの１種または２種の含有量は、上述
の理由から、合計で０．００１〜０．０１ ｗｔ．％の
範囲とするべきである。
の理由から、合計で０．００１〜０．０１ ｗｔ．％の
範囲とするべきである。
次に、他の含有成分の適正範囲の限定理由について記載
する。
する。
Ｃｒ 。
Ｃｒは耐食性に有効な元素である。しかしながら、Ｃｒ
の含有量がｌ ５ ｗｔ．％未満では十分な耐食性を示
さない。一方、２５ ｗｔ．％を超えると加熱中にシグ
マ相等の脆化相を生じる。従って、Ｃｒの含有量は１５
〜２５ ｗｔ．％ の範囲に限定すべきである。
の含有量がｌ ５ ｗｔ．％未満では十分な耐食性を示
さない。一方、２５ ｗｔ．％を超えると加熱中にシグ
マ相等の脆化相を生じる。従って、Ｃｒの含有量は１５
〜２５ ｗｔ．％ の範囲に限定すべきである。
Ｎ１ ：
Ｎ１はオーステナイト生成元素とし、て必要である。
しかしながら、Ｎ１の含有量が６ ｗｔ．％未満ではオ
ーステナイト−相とならない。一方、ｚｏｗｔ．％を超
えると窒素の固溶を抑制する。従って、Ｎ１の含有量は
６〜３０ ｗｔ．％の範囲に限定するべきである。
ーステナイト−相とならない。一方、ｚｏｗｔ．％を超
えると窒素の固溶を抑制する。従って、Ｎ１の含有量は
６〜３０ ｗｔ．％の範囲に限定するべきである。
Ｂ ：
Ｂは鋼材の表面層に析出する窒化ボロン（以下、Ｂ Ｎ
と称する。）の必須元素である。しかしながら、Ｂの含
有量が０．００５ ｗｔ．係未満ではＢＮの析出が十分
でない。一方、０．０５ ｗｔ．％ を超えると熱間加
工性を損ない、且つ、鋼中でＢＮを形成し、固溶窒素量
が減少してしまう。従って、Ｂの含有量は０．００５〜
０．０５ ｗｔ． ％の範囲に限定すべきである。
と称する。）の必須元素である。しかしながら、Ｂの含
有量が０．００５ ｗｔ．係未満ではＢＮの析出が十分
でない。一方、０．０５ ｗｔ．％ を超えると熱間加
工性を損ない、且つ、鋼中でＢＮを形成し、固溶窒素量
が減少してしまう。従って、Ｂの含有量は０．００５〜
０．０５ ｗｔ． ％の範囲に限定すべきである。
Ｎ ：
Ｎは鋼材の表面層に析出するＢＮの必須元素である。し
かしながら、Ｎの含有量が０．０８ ｗｔ．％未満では
ＢＮの析出が生じない。一方、０．３０ ｗｔ．％超で
は熱間変形抵抗が上昇し、熱間加工時表面に亀裂が多数
発生する。従って、Ｎの含有量は０．０８〜０．３０
ｖＬ％の範囲に限定するべきである。
かしながら、Ｎの含有量が０．０８ ｗｔ．％未満では
ＢＮの析出が生じない。一方、０．３０ ｗｔ．％超で
は熱間変形抵抗が上昇し、熱間加工時表面に亀裂が多数
発生する。従って、Ｎの含有量は０．０８〜０．３０
ｖＬ％の範囲に限定するべきである。
本発明鋼材は上述の成分およびその適正範囲を限定する
ものであるが、必要に応じて下記の成分も添加すること
ができる。
ものであるが、必要に応じて下記の成分も添加すること
ができる。
Ｍｏ、Ｗ：
ＭｏおよびＷは、耐熱性または耐食性の向上をはかる場
合に、それぞれ１種または２種を複合して添加する。し
かしながら、Ｍｏ、Ｗの１種または２種の含有量が合計
で３ ｗｔ．係 を超えるとδ相等の脆化相が生じ、ま
た、添加の効果が飽和する。
合に、それぞれ１種または２種を複合して添加する。し
かしながら、Ｍｏ、Ｗの１種または２種の含有量が合計
で３ ｗｔ．係 を超えるとδ相等の脆化相が生じ、ま
た、添加の効果が飽和する。
従って、Ｍｏ、ＷＯ２種または２種の含有量は合計で３
ｗｔ．％以下に限定するべきである。
ｗｔ．％以下に限定するべきである。
次に、本発明鋼材に不可避不純物として含まれるＰおよ
びＳについて述べる。
びＳについて述べる。
Ｐ：
Ｐは０．０３ｗｔ．％ 以下程度不可避不純物として含
有される。ＰはＢＮの表面層析出よりも早く表面に濃化
する傾向がある。そのためＰの含有量が多い場合、自由
表面はＰで安定化され、 ＢＮの析出を抑制する。従っ
て、Ｐの含有量は低く抑えることが望ましい。
有される。ＰはＢＮの表面層析出よりも早く表面に濃化
する傾向がある。そのためＰの含有量が多い場合、自由
表面はＰで安定化され、 ＢＮの析出を抑制する。従っ
て、Ｐの含有量は低く抑えることが望ましい。
Ｓ ：
Ｓはｏ、 Ｏ］、 ｗｔ． ｉ以下程度不可避不純物と
して含有される。ＳはＰと同様に真空中加熱で表面層に
濃化し、ＢＮの析出を阻害する。従って、Ｓの含有量は
低く抑えることが望ましい。
して含有される。ＳはＰと同様に真空中加熱で表面層に
濃化し、ＢＮの析出を阻害する。従って、Ｓの含有量は
低く抑えることが望ましい。
次に、本発明鋼材の表面層に窒化ボロンを析出させるた
めの条件について述べる。
めの条件について述べる。
オーステナイトステンレス鋼は通常の大気中で高温加熱
すると、鉄主体の酸化物が生成する。鋼材の表面層にＢ
Ｎを析出させるには、この酸化物の生成を回避しなけれ
ばならない。このため加熱は真空加熱で行なうべきであ
る。真空加熱によって酸化膜の生成は抑制される。しか
しながら、真空度が不十分であるとクロム系の酸化物が
形成し、やはりＢＮの析出を阻止する。従って、真空度
は１０−５Ｔｏｒｒ以下とするべきである。
すると、鉄主体の酸化物が生成する。鋼材の表面層にＢ
Ｎを析出させるには、この酸化物の生成を回避しなけれ
ばならない。このため加熱は真空加熱で行なうべきであ
る。真空加熱によって酸化膜の生成は抑制される。しか
しながら、真空度が不十分であるとクロム系の酸化物が
形成し、やはりＢＮの析出を阻止する。従って、真空度
は１０−５Ｔｏｒｒ以下とするべきである。
一方、真空中の加熱の代わりに、不活性ガス、例えばＡ
ｒ、Ｎ２等の雰囲気中での加熱も酸化物の形成を回避で
きる。しかしながら、純度が十分でないと、不純物とし
ての０２により酸化物が形成される。従って、不活性ガ
スを用いてＢＮを析出させるためには９９．９９１以上
の純度を有するガスを用いるべきである。
ｒ、Ｎ２等の雰囲気中での加熱も酸化物の形成を回避で
きる。しかしながら、純度が十分でないと、不純物とし
ての０２により酸化物が形成される。従って、不活性ガ
スを用いてＢＮを析出させるためには９９．９９１以上
の純度を有するガスを用いるべきである。
加熱温度もＢＮの析出に大きく影響する。加熱温度が６
５０℃未満では、Ｃｒ、Ｎの表面層濃化が顕著となり、
ＢＮは形成されない。一方、８５０℃を超えると、Ｓｎ
、Ｓ、Ｐの濃化がＢＮの析出を抑制する。従って、ＢＮ
を鋼材の表面層に析出させるには６５０〜８５０ ℃の
範囲で加熱するべきである。
５０℃未満では、Ｃｒ、Ｎの表面層濃化が顕著となり、
ＢＮは形成されない。一方、８５０℃を超えると、Ｓｎ
、Ｓ、Ｐの濃化がＢＮの析出を抑制する。従って、ＢＮ
を鋼材の表面層に析出させるには６５０〜８５０ ℃の
範囲で加熱するべきである。
加熱時間はＢＮの析出のためには５分以上で十分である
が、均熱状態も加味して１０分以上が望ましい。加熱時
間の上限値については特に限定はしないが、加熱エネル
ギー消費量、および、生産性の観点から決めることが望
ましい。
が、均熱状態も加味して１０分以上が望ましい。加熱時
間の上限値については特に限定はしないが、加熱エネル
ギー消費量、および、生産性の観点から決めることが望
ましい。
加熱する過程において、５００〜６５０°Ｃの範囲にお
ける昇温速度が遅い場合、上述した加熱温度が低い場合
と同様に、表面層にＣｒ、Ｎの濃化が生じ、ＢＮは析出
しない。従って、５００〜６５０℃の範囲における昇温
速度は１°０／ｍｉｎ 以上とする。昇温速度の上限値
については特に限定はしないが、加熱エネルギー消費量
、および、生産性の観点から決めることが望ましい。
ける昇温速度が遅い場合、上述した加熱温度が低い場合
と同様に、表面層にＣｒ、Ｎの濃化が生じ、ＢＮは析出
しない。従って、５００〜６５０℃の範囲における昇温
速度は１°０／ｍｉｎ 以上とする。昇温速度の上限値
については特に限定はしないが、加熱エネルギー消費量
、および、生産性の観点から決めることが望ましい。
オーステナイト鋼の表面には、大気中のガス：Ｃ，Ｏの
吸着が避けられない。吸着したＣ、Ｏは６５０〜８５０
℃の加熱温度に保持中に脱離するが、脱離までに時間が
かかるとＢＮの析出が遅延する。あるいは、ＢＮの析出
より以前にＰの表面濃化が生じＢＮの析出を抑制する。
吸着が避けられない。吸着したＣ、Ｏは６５０〜８５０
℃の加熱温度に保持中に脱離するが、脱離までに時間が
かかるとＢＮの析出が遅延する。あるいは、ＢＮの析出
より以前にＰの表面濃化が生じＢＮの析出を抑制する。
従って、加熱する過程において吸着ガス分を除去した方
がＢＮの析出に有効である。このために、加熱する過程
において、２００〜４００°Ｃの温度域において２時間
以上保持するか、あるいは、前記温度域において昇温速
度を遅くしてこの温度域で２時間以上昇温する。
がＢＮの析出に有効である。このために、加熱する過程
において、２００〜４００°Ｃの温度域において２時間
以上保持するか、あるいは、前記温度域において昇温速
度を遅くしてこの温度域で２時間以上昇温する。
このガス分除去に必要な時間は２時間以上が望ましく、
上限値については特に限定しないが、生産性の観点から
決めることが望ましい。
上限値については特に限定しないが、生産性の観点から
決めることが望ましい。
上記吸着ガス分は、鋼材の表面粗さが大きく、表面積が
増大すれば、その量゛も増す。このため、表面粗さが大
きいと上記吸着ガス除去処理を行なっても十分な脱離が
なされない場合がある。従つて、鋼材の表面粗さはＲい
ｘ＝３．Ｑμｍ以下にすることが望ましい。
増大すれば、その量゛も増す。このため、表面粗さが大
きいと上記吸着ガス除去処理を行なっても十分な脱離が
なされない場合がある。従つて、鋼材の表面粗さはＲい
ｘ＝３．Ｑμｍ以下にすることが望ましい。
次に、この発明を実施例により説明する。
〔実施例１〕
第１表に示す成分組成を有する本発明鋼Ｎα１〜５、比
較鋼ｍｌ〜３、および、特公昭６２−３９２３４号公報
に記載された従来鋼である比較鋼量４，５を溶製し、各
々１０に７鋼塊とした。次いで、この鋼塊を１２００’
ｃ、ｌ ｈｒ で加熱保持後、３パス熱間圧延によっ
て１２１厚の板とした。
較鋼ｍｌ〜３、および、特公昭６２−３９２３４号公報
に記載された従来鋼である比較鋼量４，５を溶製し、各
々１０に７鋼塊とした。次いで、この鋼塊を１２００’
ｃ、ｌ ｈｒ で加熱保持後、３パス熱間圧延によっ
て１２１厚の板とした。
この板を観察し熱間加工後のキズ、割れの発生状況（熱
間加工性）を第１表に併せて示しだ。
間加工性）を第１表に併せて示しだ。
第１表に示すように本発明鋼Ｎ１１１〜５および比較鋼
ＩＪｎｌ〜４については、いづれも圧延面、端面のキズ
、割れは生じなかった。しかしながら、比較鋼Ｎ１５に
ついては圧延面の端面に割れが発生した。そして、さら
に、１この板に、１１００℃、ｌ Ｏｍｊ、ｎで水冷の
固溶化処理を施し、ｌＯＮ×１０”Ｘ２””厚の小資料
を採取した。
ＩＪｎｌ〜４については、いづれも圧延面、端面のキズ
、割れは生じなかった。しかしながら、比較鋼Ｎ１５に
ついては圧延面の端面に割れが発生した。そして、さら
に、１この板に、１１００℃、ｌ Ｏｍｊ、ｎで水冷の
固溶化処理を施し、ｌＯＮ×１０”Ｘ２””厚の小資料
を採取した。
この試料表面をパフ研磨後、洗浄し、８００°Ｃ１６
ｏ ｍｉｎ、１０−８Ｔｏｒｒ台の真空中で加熱した。
ｏ ｍｉｎ、１０−８Ｔｏｒｒ台の真空中で加熱した。
加熱後、各資料表面層のＢＨの析出面積率を測定し、第
１表に併せて示した。
１表に併せて示した。
第１表に示すように、本発明鋼ＮＱ１〜５は、いずれも
９０％以上のＢＨの析出が認められた。
９０％以上のＢＨの析出が認められた。
これに対して、比較鋼ＮＱＩ〜３はいずれも４０チ以下
のＢＨの析出しか得られなかった。
のＢＨの析出しか得られなかった。
また、比較鋼Ｎ［１４は４５％のＢＮの析出しか得られ
ず、比較鋼Ｎａ５は８０チのＢＮの析出が得らねだが、
前述した熱間加工性に劣っていた。
ず、比較鋼Ｎａ５は８０チのＢＮの析出が得らねだが、
前述した熱間加工性に劣っていた。
〔実施例２〕
第１表に示す本発明鋼ＮＱＩに、実施例１と同一の処理
を施した。ただし、加熱過程における５００〜６５０℃
の昇温速度を１０℃／ ｍｉｎ または０．１℃／ｍ
ｉｎの２水準とし、７５０℃，３０分、１０−７Ｔｏｒ
ｒ 台の真空中で加熱した。そして加熱後の鋼材表面層
のＢＨの析出面積率を測定し第２表に示しだ。第２表に
示すように、昇温速度が０．１℃／ｍｉｎと遅い場合は
ＢＮの析出面積率は減少した。
を施した。ただし、加熱過程における５００〜６５０℃
の昇温速度を１０℃／ ｍｉｎ または０．１℃／ｍ
ｉｎの２水準とし、７５０℃，３０分、１０−７Ｔｏｒ
ｒ 台の真空中で加熱した。そして加熱後の鋼材表面層
のＢＨの析出面積率を測定し第２表に示しだ。第２表に
示すように、昇温速度が０．１℃／ｍｉｎと遅い場合は
ＢＮの析出面積率は減少した。
第２表
わず７００℃まで３０分で昇温した場合の加熱後の鋼材
表面層のＢＮの析出面積率を測定し第３表に示した。加
熱は７００℃、３ｈｒ で真空度は１０−６Ｔｏｒｒ
台で実施例１，２より若干低かった。第３表に示すよう
に、２時間保持した場合はＢＮの析出面積率が増加する
ことが明らかである。
表面層のＢＮの析出面積率を測定し第３表に示した。加
熱は７００℃、３ｈｒ で真空度は１０−６Ｔｏｒｒ
台で実施例１，２より若干低かった。第３表に示すよう
に、２時間保持した場合はＢＮの析出面積率が増加する
ことが明らかである。
第３表
〔実施例３〕
第１表に示す本発明調高１に、実施例１と同一の処理を
施した。ただし、加熱過程において、３５０°Ｃの温度
で２時間保持した後、７００℃まで昇温した場合、およ
び、この２時間保持を行な〔実施例４〕 第１表に示す本発明鋼ＮＱ２に、実施例１と同一の処理
を施した。ただし、真空中の代わりに、不活性ガス中で
、８３０℃、３０分加熱した。不活性ガスとしては、９
９．９９８％のＡｒまたは９９．９８チのＡｒを使用し
た。そして、加熱後の鋼材表面層のＢＮの析出面積率を
測定し第４表に示した。第４表に示すように、純度が９
９．９８％と低いガス中でのＢＮの析出面積率は低かっ
た。
施した。ただし、加熱過程において、３５０°Ｃの温度
で２時間保持した後、７００℃まで昇温した場合、およ
び、この２時間保持を行な〔実施例４〕 第１表に示す本発明鋼ＮＱ２に、実施例１と同一の処理
を施した。ただし、真空中の代わりに、不活性ガス中で
、８３０℃、３０分加熱した。不活性ガスとしては、９
９．９９８％のＡｒまたは９９．９８チのＡｒを使用し
た。そして、加熱後の鋼材表面層のＢＮの析出面積率を
測定し第４表に示した。第４表に示すように、純度が９
９．９８％と低いガス中でのＢＮの析出面積率は低かっ
た。
第４表
第５表
〔実施例５〕
第１表に示す本発明ｗ４Ｎ［１１に、実施例１と同一の
処理を施した。ただし、採取した小試料に対する表面研
磨条件を変えて、試料表面をＲｍａｘ ”” ｌ ０μ
ｍまたは１μｍの表面状態に）（）研磨した。次いで、
この試料を７００℃まで３０分で昇温し、のち１０−８
Ｔｏｒｒ台で３０分保持した。そして、加熱後の鋼材表
面層のＢＨの析出面積率を測定し第５表に示した。第５
表に示すように、表面粗さがＲｍａｘ＝＝ＩＯμｍと大
きい場合には、ＢＨの析出面積率は表面粗さがＥｌｍａ
ｘ ＝ １μｍ と小さい場合の約Ｖ３と低かった。
処理を施した。ただし、採取した小試料に対する表面研
磨条件を変えて、試料表面をＲｍａｘ ”” ｌ ０μ
ｍまたは１μｍの表面状態に）（）研磨した。次いで、
この試料を７００℃まで３０分で昇温し、のち１０−８
Ｔｏｒｒ台で３０分保持した。そして、加熱後の鋼材表
面層のＢＨの析出面積率を測定し第５表に示した。第５
表に示すように、表面粗さがＲｍａｘ＝＝ＩＯμｍと大
きい場合には、ＢＨの析出面積率は表面粗さがＥｌｍａ
ｘ ＝ １μｍ と小さい場合の約Ｖ３と低かった。
以上説明したように、この発明によれば、鋼材の表面の
ガス吸着が少なく、鋼材の表面層全域に渡り窒化ボロン
が析出した高真空容器および機器用鋼材が得られる産業
上有用な効果がもたらされる。
ガス吸着が少なく、鋼材の表面層全域に渡り窒化ボロン
が析出した高真空容器および機器用鋼材が得られる産業
上有用な効果がもたらされる。
第１図は、Ｃａ −） ＭＪＰの添加量（ｗｔ．チ）と
窒化ボロンの析出面積率（剣との関係を示すグラフであ
る。
窒化ボロンの析出面積率（剣との関係を示すグラフであ
る。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ．％、 Ｎｉ：６〜３０ｗｔ．％、 Ｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、 Ｎ：０．０８〜０．３０ｗｔ．％、 Ｃａ，Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０．
０１ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなり、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。 ２ Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ．％、 Ｎｉ：６〜３０ｗｔ．％、 Ｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、 Ｎ：０．０８〜０．３０ｗｔ．％、 Ｍｏ，Ｗの１種または２種を合計で３ｗｔ．％以下、 Ｃａ，Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０．
０１ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなり、その表面層に窒化ボロンが析出されているこ
とを特徴とする高真空容器および機器用鋼材。 ３ Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ．％、 Ｎｉ：６〜３０ｗｔ．％、 Ｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、 Ｎ：０．０８〜０．３０ｗｔ．％、 Ｃａ，Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０．
０１ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０＾−＾５Ｔｏｒｒ以下の真空中で
６５０〜８５０℃の温度で加熱することにより、前記鋼
材の表面層に窒化ボロンを析出させることを特徴とする
高真空容器および機器用鋼材の製造方法。 ４ Ｃｒ：１５〜２５ｗｔ．％、 Ｎｉ：６〜３０Ｗｔ．％、 Ｂ：０．００５〜０．０５ｗｔ．％、 Ｎ：０．０８〜０．３０ｗｔ．％、 Ｍｏ，Ｗの１種または２種を合計で３ｗｔ．％以下、 Ｃａ，Ｍｇの１種または２種を合計で０．００１〜０．
０１ｗｔ．％、および、 Ｆｅ：残部、 からなる鋼材を、１０＾−＾５Ｔｏｒｒ以下の真空中で
６５０〜８５０℃の温度で加熱することにより、前記鋼
材の表面層に窒化ポロンを析出させることを特徴とする
高真空容器および機器用鋼材の製造方法。 ５ 加熱する過程において、５００〜６５０℃における
昇温速度を１℃／ｍｉｎ以上とすることを特徴とする請
求項３または４記載の高真空容器および機器用鋼材の製
造方法。 ６ 加熱する過程において、２００〜４００℃の温度で
２時間以上保持または昇温することを特徴とする請求項
３または４記載の高真空容器および機器用鋼材の製造方
法。 ７ １０＾−＾５Ｔｏｒｒ以下の真空中の代わりに、純
度９９．９９％以上の不活性ガス雰囲気中で加熱するこ
とを特徴とする請求項３または４記載の高真空容器およ
び機器用鋼材の製造方法。 ８ 鋼材の表面粗さをＲｍａｘ：３μｍ以下にして加熱
することを特徴とする請求項３または４記載の高真空容
器および機器用鋼材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20790188A JPH0257667A (ja) | 1988-08-22 | 1988-08-22 | 高真空容器および機器鋼材およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP20790188A JPH0257667A (ja) | 1988-08-22 | 1988-08-22 | 高真空容器および機器鋼材およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0257667A true JPH0257667A (ja) | 1990-02-27 |
Family
ID=16547451
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP20790188A Pending JPH0257667A (ja) | 1988-08-22 | 1988-08-22 | 高真空容器および機器鋼材およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0257667A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04263011A (ja) * | 1991-02-15 | 1992-09-18 | Nkk Corp | 真空機器および真空機器用鋼材の製造方法 |
| WO1994029492A1 (en) * | 1993-06-15 | 1994-12-22 | Tadahiro Ohmi | Member or part of superhigh-purity gas supply system |
-
1988
- 1988-08-22 JP JP20790188A patent/JPH0257667A/ja active Pending
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04263011A (ja) * | 1991-02-15 | 1992-09-18 | Nkk Corp | 真空機器および真空機器用鋼材の製造方法 |
| WO1994029492A1 (en) * | 1993-06-15 | 1994-12-22 | Tadahiro Ohmi | Member or part of superhigh-purity gas supply system |
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