JPH0313525A - 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 - Google Patents
耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法Info
- Publication number
- JPH0313525A JPH0313525A JP14736789A JP14736789A JPH0313525A JP H0313525 A JPH0313525 A JP H0313525A JP 14736789 A JP14736789 A JP 14736789A JP 14736789 A JP14736789 A JP 14736789A JP H0313525 A JPH0313525 A JP H0313525A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel
- toughness
- nonmagnetic
- nonmagnetic steel
- strength
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 41
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 41
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 24
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 26
- 238000000137 annealing Methods 0.000 abstract description 7
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 abstract description 7
- 238000003466 welding Methods 0.000 abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 16
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 15
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 8
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 7
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 6
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 5
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 5
- 238000011276 addition treatment Methods 0.000 description 4
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 4
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 229910000746 Structural steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (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
（産業上の利用分野）
本発明は核融合炉、リニアモーター力軌道設備。
各種発電機などに使用される非磁性構造用鋼に係り、特
に溶接後或いは冷間加工後に６００〜７゜０℃での応力
除力焼鈍が行われる部材に好適な高Ｍｎ非磁性鋼の製造
方法に関するものである。 （従来の技術及び解決しようとする課Ｍ）高Ｍｎ非磁性
鋼は、従来の代表的非磁性鋼であるオーステナイト系ス
テンレス鋼と比べ、高強度で磁気特性にも優れ、かつ低
源であることから、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いる。 しかしながら、従来の高Ｍｎ非磁性鋼は、１．０％Ｃ−
１３％Ｍｎ鋼や、０．４５％Ｃ−１８％Ｍｎ−５％Ｃｒ
鋼に代表されるようにＣ含有量が比較的高いため、６０
０〜７００℃に加熱されると炭化物の析出に起因する延
性、靭性の劣化が生ずる。 そのため、溶接後或いは冷間加工後の残留応力除去処理
が必要な場合、このような温度域での応力除去焼鈍（Ｓ
Ｒ）が実施できないという問題がある。 すなわち、溶接後或いは冷間加工後のＳＲにおいて、こ
の温度域を避けて９００〜１１００’Ｃの高温で処理し
たり、或いは冷間加工を熱間加工に変更するなどで対処
しているのが実情である。しかし、このような対処法は
、経済性を損なうことは勿論であるが、鋼材の強度低下
という問題もある。 本発明の目的は、上述の現状に鑑み、高Ｍｎ非磁性鋼の
有する基本的特性を損なうことなく、６００〜７００℃
の応力除去焼鈍後においても良好な機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を製造し得る方法を提供することにある
。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため１本発明者は、高Ｍｎ非磁性鋼
の化学成分並びに製造条件について鋭意研究を重ねた結
果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ
：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｐ：０
．０３０％以下、ｓ：ｏ、ｏｌ ５％以下、Ｍｏ：Ｏ。 ０５〜２．００％及びＢ：Ｏ，ＯＯＯ５〜０．００５０
％を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、
必要に応じて、更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０
２０％以下に規制し、或いは更に、Ｎｉ：０．１０〜３
．００％及びＣｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２
種を含有し、残部が鉄よりなる鋼を、１０５０〜１２５
０℃に加熱後、仕上温度を８００℃以上に制御した熱間
圧延を行い、その後の冷却過程において、少なくとも７
５０〜５５０℃の温度領域を１’Ｃ／ｓｅｅ以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする耐ＳＲ脆化特性が優れ
、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （発明の構成） まず、本発明における化学成分の限定理由は以下のとお
りである。 Ｃ： 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。しかし、０．１０％未満ではオーステナイトの
安定化、強度確保のために、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏな
どの元素を多量に添加する必要があり、経済性を大きく
損なうことになる。また０、７０％を超えて含有すると
、熱間加工性や機械加工性が劣化する。したがって、Ｃ
含有量は０．１０〜０．７０％の範囲とする。 Ｓｉ： ＳＬは鋼溶解時の脱酸作用を有し、かつ強度の向上に有
効であるため、０．１０％以上を添加する。しかし、１
．５０％を超えて添加すると熱間加工性を損なうことに
なる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．５０％
の範囲とする。 Ｍｒｌ： Ｍｎは本発明鋼において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１０％以
上の添加が必要である。しかし、３０％を超えて含有す
ると熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含
有量は１０〜３０％の範囲とする。 但し、本発明鋼では基本的にはＣとＭｎでオーステナイ
トを安定化し、非磁性を確保できるが、Ｃ，Ｍｎともに
上記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。これを防ぐためにはＣ，Ｍｎ含有量は２０×Ｃ
＋Ｍｎ≧２４％を満足する量とする必要がある。 Ｐ： ＰはＳＲにおける６００〜７００”Ｃの加熱時にオース
テナイト粒界に移動、偏析し５粒界脆化を促進するため
、低く抑える必要があるが、経済性を考慮して、Ｐ含有
量は０．０３０％以下に抑制する。 Ｓ： Ｓは鋼の熱間加工性、延性、靭性を劣化させる有害な元
素であり、Ｐと同様、極力低く抑える必要があるが、経
済性を考慮して、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制す
る。 ＭＯ＝ ＭＯは本発明においてＢと並んで非常に゛重要な元素で
あるｅＭｏはオーステナイト組織の安定化と高強度化に
有効であるばかりでなく、耐ＳＲ脆化特性の改善にも大
きな効果を有する。すなわち、第１図は０．６％Ｃ−１
５％Ｍ ｎｆＲをベースにして、シャルビ衝撃特性（ｖ
Ｅ ｏ）に及ぼすＭｏ添加と熱処理（ＳＲ処理）温度
の影響を示したものであり、同図より、ＭＯ無添加鋼は
６００〜８００″ＣＸ２ｈｒの加熱、炉冷により圧延ま
ま材と比較してｖＥｏが１／３以下に低下するが、Ｍｏ
の添加により脆化量は大幅に低減されていることがわか
る。このような効果はＭｏ含有量が０．０５％未満では
発現せず、また２、００％を超える添加はこれらの効果
が飽和すると同時に経済性を損なう。したがって。 Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％の範囲とする。 Ｂ： Ｂ“も本発明においてＭｏと並んで重要な元素である。 第２図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにしてシャ
ルビ衝撃特性（Ｖ Ｅ ｏ）に及ぼすＢ添加と熱処理（
ＳＲ処理）温度の影響を示したものである。 同図より、ＭＯはどではないが、Ｂの添加により、６０
０〜８００℃Ｘ２ｈｒ加熱、炉冷後の靭性は向上するこ
とがわかる。このような効果を得るためには、Ｂは０．
０００５％以上の添加が必要であり、しかし、０．００
５０％を超える添加はこの効果が飽和してしまうばかり
でなく、却って粒界析出物を多くし、靭性を劣化させる
。そのため。 Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする
。 なお、第３図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにし
て、ＭｏとＢの複合添加の効果を示したものであり、同
図より、Ｍｏ、Ｈの複合添加鋼の靭性改善量はＭｏ、Ｈ
の単独添加鋼のそれぞれの靭性改善量を加算した値を大
幅に上まわっており、複合添加の効果が顕著であること
がわかる。 本発明においては、以上の元素を必須成分とするが、以
下に示す元素を必要に応じて適量を添加し或いは規制す
る。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ： Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓは共にＳＲ中に粒界に移動。 偏析し１粒界脆化をもたらす元素であり、極力低減する
ことが望ましいが、経済性を考慮し、Ｓｎ、ｓｂ及びＡ
ｓの総合有量で０．０２０％以下に規制する。 Ｎｉ、Ｃｒの１種又は２種： Ｎｉはオーステナイトの安定化や靭性の向上に有効であ
り、必要に応じて添加される。しかし。 ０．１０％未満の添加ではこの効果は少なく、また３、
００％を超えると経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は０
．１０〜３．００％の範囲とする。 また、Ｃｒはオーステナイトを安定化させると共に高強
度化に有効であり、必要に応じて添加される。しかし、
０．１０％未満の添加ではかへる効果は少なく、また８
、００％を超えるとδフェライトを生成し易くなり、靭
性と磁気特性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．１０〜８゜００％の範囲とする。 但し、Ｎｉ及びＣｒを添加する場合には、それらの１種
又は２種を添加すれば足りる。 次に本発明の製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶製して鋳造さ
れるが、得られる鋳塊又は鋼片を熱間圧延するに当って
、加熱温度、圧延仕上温度、圧延後の冷却条件を規制す
ることにより、更に優れた機械的性質が得られることが
判明した。 まず、加熱温度に関しては、１２５０℃を超えると高温
延性が劣化し、熱間割れが発生し易くなるため、加熱温
度は１２５０’Ｃ以下とする。しかし、１０５０℃未満
の加熱温度になると、析出している炭窒化物の固溶が十
分でなく、特に靭性の劣化を招くばかりでなく、後述す
る仕上温度８゜０℃以上の確保が難しくなる。したがっ
て、加熱温度は１０５０〜１２５０℃とする。 圧延仕上温度に関しては、第４図に示すように、仕上温
度が低下するに従って耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）
は上昇するものの、靭性（ＶＦ６）の劣化が大きくなり
、特に仕上温度が７５０℃程度以下になるとｖＥｏがｌ
ｏｋｇｆ／ｍ■２以下となることがわかる。したがって
、圧延仕上温度は少なくとも８００℃以上に制御する必
要がある。なお、第４図は０．２３％Ｃ−２４，６％Ｍ
ｎ−０，３５％Ｍｏ−０．００１０％Ｂ＃ｌｌを１２０
０℃に加熱後、図示の仕上温度で圧延を行って板厚２５
ｍｍとし、圧延後空冷した例である。 更に、圧延後の冷却条件に関しては、第５図に圧延後の
７５０〜５５０℃の平均冷却速度と強度、靭性の関係を
示すように、平均冷却速度が大きくなるにつれて、耐力
、引張強さが上昇する傾向にある。また、靭性は１℃／
ｓｅｅ以上の冷却速度において高位に安定しているが、
それ未満の冷却速度では劣化の傾向が認められる。なお
、第５図は第４図に示した例の場合と同じ組成の鋼を、
１２゜０℃に加熱後、仕上温度９００℃で圧延を行って
板厚２５ｍｍとし、圧延後図示の冷却速度で冷却した例
である。 第６図は、第５図に示した圧延まま材と、それに６２５
℃Ｘ２ｈｒのＳＲ処理を施した後のＳＲ処理材について
、圧延後の７５０〜５５０’Ｃの平均冷却速度と靭性の
関係を示したものであるが、圧延後７５０〜５５０℃の
範囲の平均冷却速度が１’Ｃ／ｓｅｃ以上の鋼板の場合
は、ＳＲ処理材のｖＥ。 の低下は小さいが、それ未満の冷却速度による鋼板の場
合はＳＲ処理材のｖＥｏの劣化が大きくなることを示し
ている。 以上の結果から、圧延後の７５０〜５５０℃の温度領域
における平均冷却速度は１℃／ｓｅｃ以上とする。 上記化学成分を有し前記製造条件で得られる鋼板は、溶
接後或いは冷間加工後に６００〜７００℃でのＳＲが施
されても、脆化が非常に小さい。 なお、ＳＲは厳密に６００〜７００℃で実施される場合
のみに限られず、要は、かＮる温度域レベルで残留応力
除去を目的とするＳＲであれば上記効果が得られるので
あり、特にこの温度域６００〜７００℃でのＳＲの場合
に効果が顕著である。 次に本発明の実施例を示すが、本発明はこれら実施例に
よって何ら制限されるものではなく、更に前述の実験例
も実施例足り得ることは云うまでもない。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を４０キロ高周波炉で
溶解し、その後、同表に示す種々の条件で熱間圧延を行
い、板厚２０ｍ朧、２５ｍｍとした。 それらの圧延まま鋼板と、６２５℃Ｘ２ｈｒのＳＲを施
した鋼板について、引張試験と、２ｍ＋ｓＶシャルビ衝
撃試験を実施すると共に透磁率を測定した。それらの結
果を第２表に併記する。 第２表において、Ａ材、Ｂ材、Ｃ材は同−鋼種材である
が、Ｃ材（比較例）は、圧延後の冷却速度が小さく本発
明範囲外であるため、本発明例のＡ材、Ｂ材と比較して
、ＳＲ後の強度、靭性とも低くなっている。 同様のことがＤ材（本発明例）とＨ材（比較例）、Ｆ（
本発明例）材とＧ材（比較例）、Ｈ材及び丁付（本発明
例）とＪ材（比較例）においても云える。 一方、に材（比較例）はＭｏを含んでいないため、ＳＲ
後の延性、靭性の劣化が大きい。 また、比較例のＨ材とＭ材はＭｏ１．Ｂとも含有してお
らず、本発明の製造条件を適用しても、ＳＲ後の延性、
靭性の劣化が大きいことがわかる。
に溶接後或いは冷間加工後に６００〜７゜０℃での応力
除力焼鈍が行われる部材に好適な高Ｍｎ非磁性鋼の製造
方法に関するものである。 （従来の技術及び解決しようとする課Ｍ）高Ｍｎ非磁性
鋼は、従来の代表的非磁性鋼であるオーステナイト系ス
テンレス鋼と比べ、高強度で磁気特性にも優れ、かつ低
源であることから、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いる。 しかしながら、従来の高Ｍｎ非磁性鋼は、１．０％Ｃ−
１３％Ｍｎ鋼や、０．４５％Ｃ−１８％Ｍｎ−５％Ｃｒ
鋼に代表されるようにＣ含有量が比較的高いため、６０
０〜７００℃に加熱されると炭化物の析出に起因する延
性、靭性の劣化が生ずる。 そのため、溶接後或いは冷間加工後の残留応力除去処理
が必要な場合、このような温度域での応力除去焼鈍（Ｓ
Ｒ）が実施できないという問題がある。 すなわち、溶接後或いは冷間加工後のＳＲにおいて、こ
の温度域を避けて９００〜１１００’Ｃの高温で処理し
たり、或いは冷間加工を熱間加工に変更するなどで対処
しているのが実情である。しかし、このような対処法は
、経済性を損なうことは勿論であるが、鋼材の強度低下
という問題もある。 本発明の目的は、上述の現状に鑑み、高Ｍｎ非磁性鋼の
有する基本的特性を損なうことなく、６００〜７００℃
の応力除去焼鈍後においても良好な機械的性質を有する
高Ｍｎ非磁性鋼を製造し得る方法を提供することにある
。 （課題を解決するための手段） 前記目的を達成するため１本発明者は、高Ｍｎ非磁性鋼
の化学成分並びに製造条件について鋭意研究を重ねた結
果、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明は、Ｃ：０．１０〜０．７０％、Ｓｉ
：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｐ：０
．０３０％以下、ｓ：ｏ、ｏｌ ５％以下、Ｍｏ：Ｏ。 ０５〜２．００％及びＢ：Ｏ，ＯＯＯ５〜０．００５０
％を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、
必要に応じて、更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０
２０％以下に規制し、或いは更に、Ｎｉ：０．１０〜３
．００％及びＣｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２
種を含有し、残部が鉄よりなる鋼を、１０５０〜１２５
０℃に加熱後、仕上温度を８００℃以上に制御した熱間
圧延を行い、その後の冷却過程において、少なくとも７
５０〜５５０℃の温度領域を１’Ｃ／ｓｅｅ以上の冷却
速度で冷却することを特徴とする耐ＳＲ脆化特性が優れ
、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方
法を要旨とするものである。 以下に本発明を更に詳細に説明する。 （発明の構成） まず、本発明における化学成分の限定理由は以下のとお
りである。 Ｃ： 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。しかし、０．１０％未満ではオーステナイトの
安定化、強度確保のために、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏな
どの元素を多量に添加する必要があり、経済性を大きく
損なうことになる。また０、７０％を超えて含有すると
、熱間加工性や機械加工性が劣化する。したがって、Ｃ
含有量は０．１０〜０．７０％の範囲とする。 Ｓｉ： ＳＬは鋼溶解時の脱酸作用を有し、かつ強度の向上に有
効であるため、０．１０％以上を添加する。しかし、１
．５０％を超えて添加すると熱間加工性を損なうことに
なる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜１．５０％
の範囲とする。 Ｍｒｌ： Ｍｎは本発明鋼において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１０％以
上の添加が必要である。しかし、３０％を超えて含有す
ると熱間加工性が著しく劣化する。したがって、Ｍｎ含
有量は１０〜３０％の範囲とする。 但し、本発明鋼では基本的にはＣとＭｎでオーステナイ
トを安定化し、非磁性を確保できるが、Ｃ，Ｍｎともに
上記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。これを防ぐためにはＣ，Ｍｎ含有量は２０×Ｃ
＋Ｍｎ≧２４％を満足する量とする必要がある。 Ｐ： ＰはＳＲにおける６００〜７００”Ｃの加熱時にオース
テナイト粒界に移動、偏析し５粒界脆化を促進するため
、低く抑える必要があるが、経済性を考慮して、Ｐ含有
量は０．０３０％以下に抑制する。 Ｓ： Ｓは鋼の熱間加工性、延性、靭性を劣化させる有害な元
素であり、Ｐと同様、極力低く抑える必要があるが、経
済性を考慮して、Ｓ含有量は０．０１５％以下に抑制す
る。 ＭＯ＝ ＭＯは本発明においてＢと並んで非常に゛重要な元素で
あるｅＭｏはオーステナイト組織の安定化と高強度化に
有効であるばかりでなく、耐ＳＲ脆化特性の改善にも大
きな効果を有する。すなわち、第１図は０．６％Ｃ−１
５％Ｍ ｎｆＲをベースにして、シャルビ衝撃特性（ｖ
Ｅ ｏ）に及ぼすＭｏ添加と熱処理（ＳＲ処理）温度
の影響を示したものであり、同図より、ＭＯ無添加鋼は
６００〜８００″ＣＸ２ｈｒの加熱、炉冷により圧延ま
ま材と比較してｖＥｏが１／３以下に低下するが、Ｍｏ
の添加により脆化量は大幅に低減されていることがわか
る。このような効果はＭｏ含有量が０．０５％未満では
発現せず、また２、００％を超える添加はこれらの効果
が飽和すると同時に経済性を損なう。したがって。 Ｍｏ含有量は０．０５〜２．００％の範囲とする。 Ｂ： Ｂ“も本発明においてＭｏと並んで重要な元素である。 第２図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにしてシャ
ルビ衝撃特性（Ｖ Ｅ ｏ）に及ぼすＢ添加と熱処理（
ＳＲ処理）温度の影響を示したものである。 同図より、ＭＯはどではないが、Ｂの添加により、６０
０〜８００℃Ｘ２ｈｒ加熱、炉冷後の靭性は向上するこ
とがわかる。このような効果を得るためには、Ｂは０．
０００５％以上の添加が必要であり、しかし、０．００
５０％を超える添加はこの効果が飽和してしまうばかり
でなく、却って粒界析出物を多くし、靭性を劣化させる
。そのため。 Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とする
。 なお、第３図は０．６％Ｃ−１５％Ｍｎ鋼をベースにし
て、ＭｏとＢの複合添加の効果を示したものであり、同
図より、Ｍｏ、Ｈの複合添加鋼の靭性改善量はＭｏ、Ｈ
の単独添加鋼のそれぞれの靭性改善量を加算した値を大
幅に上まわっており、複合添加の効果が顕著であること
がわかる。 本発明においては、以上の元素を必須成分とするが、以
下に示す元素を必要に応じて適量を添加し或いは規制す
る。 Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｓ： Ｓｎ、Ｓｂ及びＡｓは共にＳＲ中に粒界に移動。 偏析し１粒界脆化をもたらす元素であり、極力低減する
ことが望ましいが、経済性を考慮し、Ｓｎ、ｓｂ及びＡ
ｓの総合有量で０．０２０％以下に規制する。 Ｎｉ、Ｃｒの１種又は２種： Ｎｉはオーステナイトの安定化や靭性の向上に有効であ
り、必要に応じて添加される。しかし。 ０．１０％未満の添加ではこの効果は少なく、また３、
００％を超えると経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は０
．１０〜３．００％の範囲とする。 また、Ｃｒはオーステナイトを安定化させると共に高強
度化に有効であり、必要に応じて添加される。しかし、
０．１０％未満の添加ではかへる効果は少なく、また８
、００％を超えるとδフェライトを生成し易くなり、靭
性と磁気特性を低下させる。したがって、Ｃｒ含有量は
０．１０〜８゜００％の範囲とする。 但し、Ｎｉ及びＣｒを添加する場合には、それらの１種
又は２種を添加すれば足りる。 次に本発明の製造条件について説明する。 上記化学成分を有する鋼は、常法により溶製して鋳造さ
れるが、得られる鋳塊又は鋼片を熱間圧延するに当って
、加熱温度、圧延仕上温度、圧延後の冷却条件を規制す
ることにより、更に優れた機械的性質が得られることが
判明した。 まず、加熱温度に関しては、１２５０℃を超えると高温
延性が劣化し、熱間割れが発生し易くなるため、加熱温
度は１２５０’Ｃ以下とする。しかし、１０５０℃未満
の加熱温度になると、析出している炭窒化物の固溶が十
分でなく、特に靭性の劣化を招くばかりでなく、後述す
る仕上温度８゜０℃以上の確保が難しくなる。したがっ
て、加熱温度は１０５０〜１２５０℃とする。 圧延仕上温度に関しては、第４図に示すように、仕上温
度が低下するに従って耐力（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）
は上昇するものの、靭性（ＶＦ６）の劣化が大きくなり
、特に仕上温度が７５０℃程度以下になるとｖＥｏがｌ
ｏｋｇｆ／ｍ■２以下となることがわかる。したがって
、圧延仕上温度は少なくとも８００℃以上に制御する必
要がある。なお、第４図は０．２３％Ｃ−２４，６％Ｍ
ｎ−０，３５％Ｍｏ−０．００１０％Ｂ＃ｌｌを１２０
０℃に加熱後、図示の仕上温度で圧延を行って板厚２５
ｍｍとし、圧延後空冷した例である。 更に、圧延後の冷却条件に関しては、第５図に圧延後の
７５０〜５５０℃の平均冷却速度と強度、靭性の関係を
示すように、平均冷却速度が大きくなるにつれて、耐力
、引張強さが上昇する傾向にある。また、靭性は１℃／
ｓｅｅ以上の冷却速度において高位に安定しているが、
それ未満の冷却速度では劣化の傾向が認められる。なお
、第５図は第４図に示した例の場合と同じ組成の鋼を、
１２゜０℃に加熱後、仕上温度９００℃で圧延を行って
板厚２５ｍｍとし、圧延後図示の冷却速度で冷却した例
である。 第６図は、第５図に示した圧延まま材と、それに６２５
℃Ｘ２ｈｒのＳＲ処理を施した後のＳＲ処理材について
、圧延後の７５０〜５５０’Ｃの平均冷却速度と靭性の
関係を示したものであるが、圧延後７５０〜５５０℃の
範囲の平均冷却速度が１’Ｃ／ｓｅｃ以上の鋼板の場合
は、ＳＲ処理材のｖＥ。 の低下は小さいが、それ未満の冷却速度による鋼板の場
合はＳＲ処理材のｖＥｏの劣化が大きくなることを示し
ている。 以上の結果から、圧延後の７５０〜５５０℃の温度領域
における平均冷却速度は１℃／ｓｅｃ以上とする。 上記化学成分を有し前記製造条件で得られる鋼板は、溶
接後或いは冷間加工後に６００〜７００℃でのＳＲが施
されても、脆化が非常に小さい。 なお、ＳＲは厳密に６００〜７００℃で実施される場合
のみに限られず、要は、かＮる温度域レベルで残留応力
除去を目的とするＳＲであれば上記効果が得られるので
あり、特にこの温度域６００〜７００℃でのＳＲの場合
に効果が顕著である。 次に本発明の実施例を示すが、本発明はこれら実施例に
よって何ら制限されるものではなく、更に前述の実験例
も実施例足り得ることは云うまでもない。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する鋼を４０キロ高周波炉で
溶解し、その後、同表に示す種々の条件で熱間圧延を行
い、板厚２０ｍ朧、２５ｍｍとした。 それらの圧延まま鋼板と、６２５℃Ｘ２ｈｒのＳＲを施
した鋼板について、引張試験と、２ｍ＋ｓＶシャルビ衝
撃試験を実施すると共に透磁率を測定した。それらの結
果を第２表に併記する。 第２表において、Ａ材、Ｂ材、Ｃ材は同−鋼種材である
が、Ｃ材（比較例）は、圧延後の冷却速度が小さく本発
明範囲外であるため、本発明例のＡ材、Ｂ材と比較して
、ＳＲ後の強度、靭性とも低くなっている。 同様のことがＤ材（本発明例）とＨ材（比較例）、Ｆ（
本発明例）材とＧ材（比較例）、Ｈ材及び丁付（本発明
例）とＪ材（比較例）においても云える。 一方、に材（比較例）はＭｏを含んでいないため、ＳＲ
後の延性、靭性の劣化が大きい。 また、比較例のＨ材とＭ材はＭｏ１．Ｂとも含有してお
らず、本発明の製造条件を適用しても、ＳＲ後の延性、
靭性の劣化が大きいことがわかる。
（発明の効果）
以上詳述したように、本発明によれば、高Ｍｎ非磁性鋼
において、Ｃ含有量を比較的低くし、特にＭｏとＢを複
合添加する等により化学成分を適切に調整すると共に、
製造条件を規制したので、６００〜７００’Ｃでの応力
除力焼鈍に供しても、高Ｍｎ非磁性鋼の有する基本的特
性を損なうことなく、耐ＳＲ脆化特性が著しく改善され
た優れた機械的性質を有する高Ｍｎ非磁性鋼を得ること
ができる。したがって、溶接後或いは冷間加工後に６０
０〜７００℃での応力除力焼鈍が行われる部材に好適で
ある。
において、Ｃ含有量を比較的低くし、特にＭｏとＢを複
合添加する等により化学成分を適切に調整すると共に、
製造条件を規制したので、６００〜７００’Ｃでの応力
除力焼鈍に供しても、高Ｍｎ非磁性鋼の有する基本的特
性を損なうことなく、耐ＳＲ脆化特性が著しく改善され
た優れた機械的性質を有する高Ｍｎ非磁性鋼を得ること
ができる。したがって、溶接後或いは冷間加工後に６０
０〜７００℃での応力除力焼鈍が行われる部材に好適で
ある。
第１図はシャルビ衝撃特性に及ぼすＭＯ添加と熱処理（
ＳＲ処理）条件の影響を示す図。 第２図はシャルビ衝撃特性に及ぼすＢ添加と熱処理（Ｓ
Ｒ処理）条件の影響を示す図、第３図はシャルビ衝撃特
性に及ぼすＭＯｌＢの複合添加と熱処理（ＳＲ処理）条
件の影響を示す図、第４図は圧延仕上温度と耐力、引張
強さ、及び靭性の関係を示す図、 第５図は圧延後の７５０〜５５０℃における平均冷却速
度と耐力、引張強さ及び靭性の関係を示す図、 第６図は圧延後の７５０〜５５０’Ｃにおける平均冷却
速度と靭性の関係を圧延まま材とＳＲ処理材について示
す図である。
ＳＲ処理）条件の影響を示す図。 第２図はシャルビ衝撃特性に及ぼすＢ添加と熱処理（Ｓ
Ｒ処理）条件の影響を示す図、第３図はシャルビ衝撃特
性に及ぼすＭＯｌＢの複合添加と熱処理（ＳＲ処理）条
件の影響を示す図、第４図は圧延仕上温度と耐力、引張
強さ、及び靭性の関係を示す図、 第５図は圧延後の７５０〜５５０℃における平均冷却速
度と耐力、引張強さ及び靭性の関係を示す図、 第６図は圧延後の７５０〜５５０’Ｃにおける平均冷却
速度と靭性の関係を圧延まま材とＳＲ処理材について示
す図である。
Claims (3)
- （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０〜０． ７０％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、Ｍｎ：１０〜３
０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０１５％以下、
Ｍｏ：０．０５〜２．００％及びＢ：０．０００５〜０
． ００５０％を含有し、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を
満足し、残部が鉄よりなる鋼を、１０５０〜１２５０℃
に加熱後、仕上温度を８００℃以上に制御した熱間圧延
を行い、その後の冷却過程において、少なくとも７５０
〜５５０℃の温度領域を１℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で
冷却することを特徴とする耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ
高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法。 - （２）前記鋼が更に、Ｓｎ＋Ｓｂ＋Ａｓを総量で０．０
２０％以下に規制したものである請求項１に記載の方法
。 - （３）前記鋼が更に、Ｎｉ：０．１０〜３．００％及び
Ｃｒ：０．１０〜８．００％の１種又は２種を含有する
ものである請求項１又は２に記載の方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1147367A JP2533935B2 (ja) | 1989-06-10 | 1989-06-10 | 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1147367A JP2533935B2 (ja) | 1989-06-10 | 1989-06-10 | 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0313525A true JPH0313525A (ja) | 1991-01-22 |
| JP2533935B2 JP2533935B2 (ja) | 1996-09-11 |
Family
ID=15428619
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1147367A Expired - Lifetime JP2533935B2 (ja) | 1989-06-10 | 1989-06-10 | 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2533935B2 (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2878257A1 (fr) * | 2004-11-24 | 2006-05-26 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| CN104160058A (zh) * | 2012-01-25 | 2014-11-19 | 塔塔钢铁英国有限公司 | 用于生产轨道、轨道交叉口和转辙器的零件的钢以及生产所述零件的方法 |
| CN117428005A (zh) * | 2023-11-23 | 2024-01-23 | 常熟理工学院 | 一种穿戴用高强无磁不锈钢超薄板轧制方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4044483B2 (ja) | 2003-04-25 | 2008-02-06 | 新日本製鐵株式会社 | ガセットプレートを用いた構造物の接合構造および建築物 |
-
1989
- 1989-06-10 JP JP1147367A patent/JP2533935B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2878257A1 (fr) * | 2004-11-24 | 2006-05-26 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| WO2006056670A3 (fr) * | 2004-11-24 | 2007-07-05 | Arcelor France | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| US7794552B2 (en) | 2004-11-24 | 2010-09-14 | Arcelor France | Method of producing austenitic iron/carbon/manganese steel sheets having very high strength and elongation characteristics and excellent homogeneity |
| CN104160058A (zh) * | 2012-01-25 | 2014-11-19 | 塔塔钢铁英国有限公司 | 用于生产轨道、轨道交叉口和转辙器的零件的钢以及生产所述零件的方法 |
| CN117428005A (zh) * | 2023-11-23 | 2024-01-23 | 常熟理工学院 | 一种穿戴用高强无磁不锈钢超薄板轧制方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2533935B2 (ja) | 1996-09-11 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN102367540B (zh) | 一种基于炉卷轧机生产的深海管线钢及其制备方法 | |
| CN1989266B (zh) | 声各向异性小的焊接性优异的高强度钢板及其制造方法 | |
| JPS605647B2 (ja) | 低温靭性と溶接性に優れたボロン含有非調質高張力鋼の製造方法 | |
| CN113166901A (zh) | 蠕变强度优异的铬钼钢板及其制备方法 | |
| JPS6053726B2 (ja) | オ−ステナイト系ステンレス鋼板及び鋼帯の製造方法 | |
| JPH0320408A (ja) | 低温靭性に優れた高張力鋼材の製造法 | |
| JPH01159356A (ja) | 溶接熱影響部靭性の優れた高張力鋼 | |
| JPH0313525A (ja) | 耐ＳＲ脆化特性が優れ、且つ高強度、高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 | |
| JPS6054374B2 (ja) | オ−ステナイト鋼板および鋼帯の製造方法 | |
| JPS63259022A (ja) | 透磁率の安定性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 | |
| JPH11131177A (ja) | 溶接後熱処理の省略可能な中常温圧力容器用鋼板およびその製造方法 | |
| JPS5831069A (ja) | 高強度高靭性を有する厚肉高張力鋼板 | |
| JPH03249128A (ja) | 強靭な厚鋼板の製造方法 | |
| JPH01172516A (ja) | 耐応力腐食割れ性の優れた針状フェライトステンレス鋼の製造方法 | |
| JPH04272130A (ja) | ドリル加工性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 | |
| JPH01176029A (ja) | 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法 | |
| JPH1121625A (ja) | 強度、靱性に優れる厚鋼板の製造方法 | |
| JPH02190445A (ja) | 耐ＳＲ脆化特性の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 | |
| JPS61127814A (ja) | 低温靭性の優れた高張力鋼板の製造法 | |
| JPH0366367B2 (ja) | ||
| JPS63250416A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性の優れた低降伏比鋼材の製造法 | |
| JPH06293920A (ja) | 低温靱性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼板の製造方法 | |
| JPS62256916A (ja) | 板厚方向の均質性が優れた低温用極厚鋼板の製造方法 | |
| JPH04354856A (ja) | 靱性ならびにクリープ強度に優れたフェライト系耐熱鋼とその製造方法 | |
| JPS62202057A (ja) | 多層容器用Ｃｒ−Ｍｏ鋼板 |