JPH06253485A - 高強度エンドリングおよびその製造法 - Google Patents
高強度エンドリングおよびその製造法Info
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- JPH06253485A JPH06253485A JP5090282A JP9028293A JPH06253485A JP H06253485 A JPH06253485 A JP H06253485A JP 5090282 A JP5090282 A JP 5090282A JP 9028293 A JP9028293 A JP 9028293A JP H06253485 A JPH06253485 A JP H06253485A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 本発明は高靱性で、２０℃での０．２％耐力
が１２０kgf/mm2 以上の高強度のエンドリングを安定し
て提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０７〜０．１３％，Ｍｎ：
１５〜２０％，Ｓ≦０．０１０％，Ｎｉ：０．５〜２．
０％，Ｃｒ：１５〜２０％，Ｍｏ：０．３〜１．５％，
Ａｌ≦０．０１５％，Ｎ：０．５５〜０．７０％、必要
によりＮｂ：０．０２〜０．１０％を含み、更にＳ＋Ａ
ｌ≦０．０２％であって残部Ｆｅおよび不可避不純物で
ある非磁性鋼から成り、２０℃での０．２％耐力が１２
０kgf/mm2以上であることを特徴とする高靱性、高強度
エンドリングであり、前項記載の化学成分を有する鋼
を、リング素材の鍛造工程において、圧下と圧下の時間
的間隙を１８０秒以下にて１０００〜１１８０℃の温度
域で１０％以上の圧下を少くとも２回以上行う工程を含
めるエンドリングの製造法である。
が１２０kgf/mm2 以上の高強度のエンドリングを安定し
て提供する。 【構成】 重量％でＣ：０．０７〜０．１３％，Ｍｎ：
１５〜２０％，Ｓ≦０．０１０％，Ｎｉ：０．５〜２．
０％，Ｃｒ：１５〜２０％，Ｍｏ：０．３〜１．５％，
Ａｌ≦０．０１５％，Ｎ：０．５５〜０．７０％、必要
によりＮｂ：０．０２〜０．１０％を含み、更にＳ＋Ａ
ｌ≦０．０２％であって残部Ｆｅおよび不可避不純物で
ある非磁性鋼から成り、２０℃での０．２％耐力が１２
０kgf/mm2以上であることを特徴とする高靱性、高強度
エンドリングであり、前項記載の化学成分を有する鋼
を、リング素材の鍛造工程において、圧下と圧下の時間
的間隙を１８０秒以下にて１０００〜１１８０℃の温度
域で１０％以上の圧下を少くとも２回以上行う工程を含
めるエンドリングの製造法である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は２０℃における０．２％
耐力が１２０kgf/mm2 以上である高靱性、高強度のエン
ドリングの製造法に関する。
耐力が１２０kgf/mm2 以上である高靱性、高強度のエン
ドリングの製造法に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電機用エンドリングは発電機ロータが
高速で回転する時のロートルコイルの飛び出しを抑える
リングであり、回転時極めて大きな遠心力が作用する。
高速で回転する時のロートルコイルの飛び出しを抑える
リングであり、回転時極めて大きな遠心力が作用する。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】近年発電機単機の容量
の増大に伴ない、エンドリングに益々大きな強度のもの
が要求される。この強度（この場合は０．２％耐力）を
上昇させることは冷間加工率（拡管率）を高めることに
なり、その結果、強度のバラツキ、衝撃値の低下、さら
には場合により素材の限界伸び量近い拡管による破断の
危険性等があって、従来の成分の素材では少くとも現状
要求されている２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm
2 以上のエンドリングを工業的に製造することは困難が
あった。本発明は、このような現状の要求を満たし得
る、高靱性で高強度のエンドリングを安定して提供する
ことを目的とする。
の増大に伴ない、エンドリングに益々大きな強度のもの
が要求される。この強度（この場合は０．２％耐力）を
上昇させることは冷間加工率（拡管率）を高めることに
なり、その結果、強度のバラツキ、衝撃値の低下、さら
には場合により素材の限界伸び量近い拡管による破断の
危険性等があって、従来の成分の素材では少くとも現状
要求されている２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm
2 以上のエンドリングを工業的に製造することは困難が
あった。本発明は、このような現状の要求を満たし得
る、高靱性で高強度のエンドリングを安定して提供する
ことを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するため
の高靱性、高強度の発電機用エンドリングとするために
本発明は、Ａｌの含有量とＳの含有量を下げＡｌ＋Ｓ含
有量を特定の値以下に入れることとＭｏ，Ｎｂを一定量
添加させることにより固溶強化と細粒化効果をもたら
し、Ｎの大量添加を行わずに溶体化処理ままの素材の強
度を向上させることにより、比較的小さな拡管率で所定
の強度を得るもので、極めて微細な顕微鏡組織と靱性の
優れた高強度のエンドリングとする。
の高靱性、高強度の発電機用エンドリングとするために
本発明は、Ａｌの含有量とＳの含有量を下げＡｌ＋Ｓ含
有量を特定の値以下に入れることとＭｏ，Ｎｂを一定量
添加させることにより固溶強化と細粒化効果をもたら
し、Ｎの大量添加を行わずに溶体化処理ままの素材の強
度を向上させることにより、比較的小さな拡管率で所定
の強度を得るもので、極めて微細な顕微鏡組織と靱性の
優れた高強度のエンドリングとする。
【０００５】すなわち本発明は、重量％でＣ ：０．０
７〜０．１３％、 Ｍｎ：１５〜２０％、Ｓ ：０．
０１０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：１５〜２０％、 Ｍｏ：０．３〜１．５
％、Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｎ ：０．５５
〜０．７０％ 必要に応じて、さらにＮｂ：０．０２〜０．１０％、を
含み、更にＳとＡｌとの和が０．０２０％以下であって
残部Ｆｅおよび不可避不純物である非磁性鋼から成り、
２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であるこ
とを特徴とする高靱性、高強度エンドリング。および、
前項記載の化学成分を有する鋼を、リング素材の鍛造工
程において、圧下と圧下の時間的間隙を１８０秒以下に
て１０００℃〜１１８０℃の間の温度域で１０％以上の
圧下を少くとも２回以上行う工程を含めることを特徴と
する２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であ
る高靱性、高強度エンドリングの製造法である。
７〜０．１３％、 Ｍｎ：１５〜２０％、Ｓ ：０．
０１０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２．０％、Ｃ
ｒ：１５〜２０％、 Ｍｏ：０．３〜１．５
％、Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｎ ：０．５５
〜０．７０％ 必要に応じて、さらにＮｂ：０．０２〜０．１０％、を
含み、更にＳとＡｌとの和が０．０２０％以下であって
残部Ｆｅおよび不可避不純物である非磁性鋼から成り、
２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であるこ
とを特徴とする高靱性、高強度エンドリング。および、
前項記載の化学成分を有する鋼を、リング素材の鍛造工
程において、圧下と圧下の時間的間隙を１８０秒以下に
て１０００℃〜１１８０℃の間の温度域で１０％以上の
圧下を少くとも２回以上行う工程を含めることを特徴と
する２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であ
る高靱性、高強度エンドリングの製造法である。
【０００６】以下に、本発明に用いる非磁性鋼の成分の
限定理由を説明する。Ｃは、オーステナイト相を安定さ
せ、強度を向上させる有効な元素であるが、過剰の添加
は耐ＳＣＣ（応力腐蝕割れ）性を低下させるため上限を
０．１３％とした。それ以下ではＳＣＣの発生はなくな
る。一方ＣはＮより強度向上には安定して効くためでき
るだけ多く利用するのが好ましく、そのため０．０７％
以上含有させることが必要である。すなわち、これ未満
のＣ量ではＮを上限一杯まで添加しても所定の０．２％
耐力を確保することが困難となる。
限定理由を説明する。Ｃは、オーステナイト相を安定さ
せ、強度を向上させる有効な元素であるが、過剰の添加
は耐ＳＣＣ（応力腐蝕割れ）性を低下させるため上限を
０．１３％とした。それ以下ではＳＣＣの発生はなくな
る。一方ＣはＮより強度向上には安定して効くためでき
るだけ多く利用するのが好ましく、そのため０．０７％
以上含有させることが必要である。すなわち、これ未満
のＣ量ではＮを上限一杯まで添加しても所定の０．２％
耐力を確保することが困難となる。
【０００７】Ｍｎはオーステナイト相を安定させ、強度
を向上させるために１５％以上の添加が必要であり、一
方、過度の添加は加工性を損うので上限を２０％とし
た。ＳはＭｎと結びついて有害な介在物となりＡｌと共
に著しく靱性を阻害する。従って０．０１０％以下とす
ることが必要である。
を向上させるために１５％以上の添加が必要であり、一
方、過度の添加は加工性を損うので上限を２０％とし
た。ＳはＭｎと結びついて有害な介在物となりＡｌと共
に著しく靱性を阻害する。従って０．０１０％以下とす
ることが必要である。
【０００８】Ｎｉはオーステナイトの安定化元素であ
り、本発明ではフェライトの生成元素であるＭｏを必須
元素としたため、またＮの上限を比較的低く規制したた
め、特に必須元素とし、０．５％以上含有させる。ま
た、上限は２％とするが、２％を超えるとやや強度を低
下させる傾向があることと、高価になるという経済的理
由からである。
り、本発明ではフェライトの生成元素であるＭｏを必須
元素としたため、またＮの上限を比較的低く規制したた
め、特に必須元素とし、０．５％以上含有させる。ま
た、上限は２％とするが、２％を超えるとやや強度を低
下させる傾向があることと、高価になるという経済的理
由からである。
【０００９】Ｃｒは耐ＳＣＣ性を向上させるために少く
とも１５％は必要である。しかし、過剰の添加はフェラ
イト相を生成させ非磁性としての特性を減じることから
上限を２０％とする。
とも１５％は必要である。しかし、過剰の添加はフェラ
イト相を生成させ非磁性としての特性を減じることから
上限を２０％とする。
【００１０】Ｍｏはオーステナイト中に固溶して強度を
向上せしめるのに、本発明の規定成分の中ではＣ，Ｎに
次いで効果があるが、オーステナイトの安定性を阻害
し、δフェライトを生成させる傾向があるため多くは使
用できない。その限界は１．５％である。また少量では
所定の強度を確保するのが困難であるため下限を０．３
％とする。Ｍｏはまた、Ｎｂと同様にリング素材の製造
仮定でＭｏの炭・窒化物による粒成長抑制効果と、未再
結晶域の拡大による鍛造後の細粒化をもたらす作用を持
つ。従ってＭｏをある程度多く含有すればＮｂの含有量
を０．０２％未満にすることも可能である。この場合の
Ｍｏの含有量の下限は０．６％である。
向上せしめるのに、本発明の規定成分の中ではＣ，Ｎに
次いで効果があるが、オーステナイトの安定性を阻害
し、δフェライトを生成させる傾向があるため多くは使
用できない。その限界は１．５％である。また少量では
所定の強度を確保するのが困難であるため下限を０．３
％とする。Ｍｏはまた、Ｎｂと同様にリング素材の製造
仮定でＭｏの炭・窒化物による粒成長抑制効果と、未再
結晶域の拡大による鍛造後の細粒化をもたらす作用を持
つ。従ってＭｏをある程度多く含有すればＮｂの含有量
を０．０２％未満にすることも可能である。この場合の
Ｍｏの含有量の下限は０．６％である。
【００１１】ＡｌはＡｌ2 Ｏ3 系の微細な介在物となっ
てオーステナイトの靱性を阻害する。特に０．２％耐力
が１２０kgf/mm2 以上の強度とするオーステナイト鋼で
は、微細なＡｌ2 Ｏ3 系介在物を著しく減少させる必要
がある。そのためＡｌ含有量として０．０１５％以下と
するのがよく、特に０．２％耐力が１３０kgf/mm2 を超
えるエンドリングでは０．０１０％以下にするのが望ま
しい。
てオーステナイトの靱性を阻害する。特に０．２％耐力
が１２０kgf/mm2 以上の強度とするオーステナイト鋼で
は、微細なＡｌ2 Ｏ3 系介在物を著しく減少させる必要
がある。そのためＡｌ含有量として０．０１５％以下と
するのがよく、特に０．２％耐力が１３０kgf/mm2 を超
えるエンドリングでは０．０１０％以下にするのが望ま
しい。
【００１２】またＳとＡｌの量を特定し制限する。すな
わち、図１に示す実験結果から０．２％耐力が１２０kg
f/mm2 〜１３０kgf/mm2 の場合の衝撃値と、ＳとＡｌの
和との関係からＳ＋Ａｌが０．０２０％を超えると衝撃
値が極めて低くなることを見出しこの値を０．０２０％
以下とした。
わち、図１に示す実験結果から０．２％耐力が１２０kg
f/mm2 〜１３０kgf/mm2 の場合の衝撃値と、ＳとＡｌの
和との関係からＳ＋Ａｌが０．０２０％を超えると衝撃
値が極めて低くなることを見出しこの値を０．０２０％
以下とした。
【００１３】Ｎｂは鍛造〜熱処理（溶体化処理）にまた
がるリング素材の製造過程でＮｂの炭，窒化物による粒
成長抑制効果と、未再結晶域の拡大による鍛造後の細粒
化をもたらし、鍛造条件を適正にすることにより極めて
微細なオーステナイト粒を得ることができる。これによ
りＭｏ等の固溶強化と相俟って拡管前の０．２％耐力を
向上させ、所定の強度とし得る拡管率を少くできると云
う利点がある。本発明でＮｂの効果を発揮させる下限は
０．０２％であるが、Ｎｂを過剰に添加すると、ＣやＮ
と結合して炭，窒化物を作りその量が多いと両者の固溶
強化効果を削減し、これを防止するための必要溶体化処
理温度を上昇させる等の不具合があり、そのために上限
値を０．１％とした。一方、Ｍｏが０．６％以上含有さ
れていれは前述の粒成長抑制効果および未再結晶域の拡
大による鍛造後の細粒化効果は充分行われるため、Ｎｂ
添加は行わなくても良い。
がるリング素材の製造過程でＮｂの炭，窒化物による粒
成長抑制効果と、未再結晶域の拡大による鍛造後の細粒
化をもたらし、鍛造条件を適正にすることにより極めて
微細なオーステナイト粒を得ることができる。これによ
りＭｏ等の固溶強化と相俟って拡管前の０．２％耐力を
向上させ、所定の強度とし得る拡管率を少くできると云
う利点がある。本発明でＮｂの効果を発揮させる下限は
０．０２％であるが、Ｎｂを過剰に添加すると、ＣやＮ
と結合して炭，窒化物を作りその量が多いと両者の固溶
強化効果を削減し、これを防止するための必要溶体化処
理温度を上昇させる等の不具合があり、そのために上限
値を０．１％とした。一方、Ｍｏが０．６％以上含有さ
れていれは前述の粒成長抑制効果および未再結晶域の拡
大による鍛造後の細粒化効果は充分行われるため、Ｎｂ
添加は行わなくても良い。
【００１４】ＮはＣと同様にオーステナイトに固溶して
組織を安定化させ、強度を向上させる著しい効果があ
る。しかし、Ｎの添加は０．７％を超えると著しく不安
定になり、凝固の際に逸散して凝固速度が特に小さかっ
たり、他のガス成分の存在によっては著しく不均一にな
る可能性がある。従って本発明ではＮの上限を０．７％
とし、拡管前のオーステナイト強度を他の元素による固
溶強化や細粒化効果を利用して向上させることを目的と
した。しかしながら基本的には必要な元素であり、その
最低必要量は０．５５％である。
組織を安定化させ、強度を向上させる著しい効果があ
る。しかし、Ｎの添加は０．７％を超えると著しく不安
定になり、凝固の際に逸散して凝固速度が特に小さかっ
たり、他のガス成分の存在によっては著しく不均一にな
る可能性がある。従って本発明ではＮの上限を０．７％
とし、拡管前のオーステナイト強度を他の元素による固
溶強化や細粒化効果を利用して向上させることを目的と
した。しかしながら基本的には必要な元素であり、その
最低必要量は０．５５％である。
【００１５】以上が本発明に規定した各元素の添加目的
とその限定理由である。次に本発明の鍛造条件について
その限定理由を説明する。エンドリングの製造工程中で
先ずリング素材の鍛造工程があり、次いでこれを冷間ま
たは温間によって拡管し強度を上昇せしめるのである
が、拡管前の０．２％耐力の向上を行うのにオーステナ
イト粒度をある程度細粒にすることが必要である。これ
を目的として、前述したようにＭｏの適性量と、それに
応じてＮｂを適正化（無添加を含めて）を行うのである
が、Ｎｂ，Ｍｏの細粒化効果を充分に発揮させるために
有効な鍛造条件を採用する必要がある。すなわち、鍛造
の温度と一回毎の圧下量および圧下と圧下の間の時間の
制約を行う必要がある。鍛造温度の上限は再結晶しても
再結晶後の粒度が充分細かくなる限界を規定したもの
で、それが１１８０℃であり、それ以上の温度で所定の
鍛造を行っても本発明の目的である１２０kgf/mm2 以上
の０．２％耐力を持つエンドリングを得ることは困難で
ある。また、鍛造温度が低温過ぎても再結晶を起すまで
の必要圧下量が大きくなるばかりで、所定の細粒組織を
得るために、鍛造で割れを発生させたりする虞れがあ
る。この限界温度が１０００℃である。
とその限定理由である。次に本発明の鍛造条件について
その限定理由を説明する。エンドリングの製造工程中で
先ずリング素材の鍛造工程があり、次いでこれを冷間ま
たは温間によって拡管し強度を上昇せしめるのである
が、拡管前の０．２％耐力の向上を行うのにオーステナ
イト粒度をある程度細粒にすることが必要である。これ
を目的として、前述したようにＭｏの適性量と、それに
応じてＮｂを適正化（無添加を含めて）を行うのである
が、Ｎｂ，Ｍｏの細粒化効果を充分に発揮させるために
有効な鍛造条件を採用する必要がある。すなわち、鍛造
の温度と一回毎の圧下量および圧下と圧下の間の時間の
制約を行う必要がある。鍛造温度の上限は再結晶しても
再結晶後の粒度が充分細かくなる限界を規定したもの
で、それが１１８０℃であり、それ以上の温度で所定の
鍛造を行っても本発明の目的である１２０kgf/mm2 以上
の０．２％耐力を持つエンドリングを得ることは困難で
ある。また、鍛造温度が低温過ぎても再結晶を起すまで
の必要圧下量が大きくなるばかりで、所定の細粒組織を
得るために、鍛造で割れを発生させたりする虞れがあ
る。この限界温度が１０００℃である。
【００１６】つまり１０００℃〜１１８０℃の温度域で
一回の圧下量がある適当な値の鍛造を２回以上繰り返す
必要がある。また圧下と圧下の間の時間が大きすぎると
最初の圧下で再結晶に必要な圧下量に至らない場合に圧
下歪が完全に回復しない時間内に次の圧下を加え所謂累
積歪量が再結晶に必要な限界圧下量に到達するようにし
なければならない。そのため、最低圧下量を１０％と
し、また圧下と圧下の時間的間隙の最大値を１８０秒と
する。また圧下は最低２回が必要である。つまりこれを
満足しない鍛造条件では素管としての０．２％耐力を充
分に確保することは困難であるからである。
一回の圧下量がある適当な値の鍛造を２回以上繰り返す
必要がある。また圧下と圧下の間の時間が大きすぎると
最初の圧下で再結晶に必要な圧下量に至らない場合に圧
下歪が完全に回復しない時間内に次の圧下を加え所謂累
積歪量が再結晶に必要な限界圧下量に到達するようにし
なければならない。そのため、最低圧下量を１０％と
し、また圧下と圧下の時間的間隙の最大値を１８０秒と
する。また圧下は最低２回が必要である。つまりこれを
満足しない鍛造条件では素管としての０．２％耐力を充
分に確保することは困難であるからである。
【００１７】このような製造法により得られた本発明の
発電機用エンドリングは、優れた耐ＳＣＣ性と靱性を持
ち冷間加工を行っても加工誘起マルテンサイトを形成せ
ず、非磁性としての特性を保つ高強度のエンドリングで
ある。
発電機用エンドリングは、優れた耐ＳＣＣ性と靱性を持
ち冷間加工を行っても加工誘起マルテンサイトを形成せ
ず、非磁性としての特性を保つ高強度のエンドリングで
ある。
【００１８】
【実施例】以下に本発明に係る発電用エンドリングの実
施例を説明する。高周波誘導溶解炉により表１に示した
化学成分をもつ鋼を溶製した。本発明のエンドリングの
実際の製造法に際しては、先ずエルー式電気炉やレード
ルファーネス等の商用炉で電極を溶解し、これを更にエ
レクトロスラグ溶解炉による再溶解を行って鋼塊を製造
することが好ましい。本実施例では上記小型高周波誘導
溶解炉により小型鋼塊を製造した後１０００℃〜１１８
０℃の温度で熱間鍛造を行い、後１０５０℃で溶体化処
理を行う方法で実施した。鍛造条件については事前に図
２に示す実験を熱間加工再現試験装置により実施し、鋼
No．１〜鋼No．８まで全てパターンＡ（表２参照）を鍛
造の最終仕上段階で採用した。
施例を説明する。高周波誘導溶解炉により表１に示した
化学成分をもつ鋼を溶製した。本発明のエンドリングの
実際の製造法に際しては、先ずエルー式電気炉やレード
ルファーネス等の商用炉で電極を溶解し、これを更にエ
レクトロスラグ溶解炉による再溶解を行って鋼塊を製造
することが好ましい。本実施例では上記小型高周波誘導
溶解炉により小型鋼塊を製造した後１０００℃〜１１８
０℃の温度で熱間鍛造を行い、後１０５０℃で溶体化処
理を行う方法で実施した。鍛造条件については事前に図
２に示す実験を熱間加工再現試験装置により実施し、鋼
No．１〜鋼No．８まで全てパターンＡ（表２参照）を鍛
造の最終仕上段階で採用した。
【００１９】表２には、表１の鋼No．２，６および１１
について、図２の基本パターンに基づく表２に示すＡ〜
Ｆの各パターンでの鍛造実験を行った後、顕微鏡で測定
したオーステナイト粒度を示したが、本発明の１例であ
る鋼No．２，６は所定の鍛造条件を満足する場合（表２
のＡ，Ｂ，Ｃパターン）はいずれもオーステナイト粒度
５．５以上の細粒になっている。しかし、比較例の鋼N
o．１１および発明例の鋼No．２，６でも限定条件外の
鍛造条件で鍛造を行った場合（表２のＤ，Ｅ，Ｆパター
ン）は細粒オーステナイトは得られないことがわかる。
図３の写真は表２のＡパターンで処理した本発明例の鋼
No．２と比較例の鋼No．１１の１００倍に拡大した顕微
鏡金属組織写真であり、これからも本発明材が極めて細
粒組織となっていることが明らかである。
について、図２の基本パターンに基づく表２に示すＡ〜
Ｆの各パターンでの鍛造実験を行った後、顕微鏡で測定
したオーステナイト粒度を示したが、本発明の１例であ
る鋼No．２，６は所定の鍛造条件を満足する場合（表２
のＡ，Ｂ，Ｃパターン）はいずれもオーステナイト粒度
５．５以上の細粒になっている。しかし、比較例の鋼N
o．１１および発明例の鋼No．２，６でも限定条件外の
鍛造条件で鍛造を行った場合（表２のＤ，Ｅ，Ｆパター
ン）は細粒オーステナイトは得られないことがわかる。
図３の写真は表２のＡパターンで処理した本発明例の鋼
No．２と比較例の鋼No．１１の１００倍に拡大した顕微
鏡金属組織写真であり、これからも本発明材が極めて細
粒組織となっていることが明らかである。
【００２０】上記鍛造−溶体化処理（１０５０℃）後、
冷間加工歪は引張歪により行い、２５，３５，４０％の
歪付加と３５０℃２時間の時効兼応力除去焼鈍を行った
後、引張試験および衝撃試験を行った。表３に引張試験
値から実際のエンドリングの拡管率に換算した場合の
０．２％耐力（０．２％p.s)と２mmＶノッチシャルピー
の２０℃での試験値(vＥ２０）を示した。
冷間加工歪は引張歪により行い、２５，３５，４０％の
歪付加と３５０℃２時間の時効兼応力除去焼鈍を行った
後、引張試験および衝撃試験を行った。表３に引張試験
値から実際のエンドリングの拡管率に換算した場合の
０．２％耐力（０．２％p.s)と２mmＶノッチシャルピー
の２０℃での試験値(vＥ２０）を示した。
【００２１】表３より明らかなように本発明の化学成分
と鍛造条件によるエンドリング用素管を使用した場合、
０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上を得るための冷間加
工歪は３５％で充分であるのに対して、比較材では３５
％の冷間加工歪では不足で、これを超える冷間加工歪が
必要であり、拡管作業としてはかなり危険な範囲になる
と云う問題をはらんでいることがわかる。また一方衝撃
値は本発明例では１２０kgf/mm2 以上の０．２％耐力を
確保してもまだ充分に高い値を示し、エンドリングとし
て充分安心なものが得られることがわかる。これは溶体
化処理後の０．２％耐力が既に大きく向上しており、本
発明の添加元素であるＭｏの固溶強化とＮｂ添加と適正
鍛造条件の採用による細粒化強化の効果である。
と鍛造条件によるエンドリング用素管を使用した場合、
０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上を得るための冷間加
工歪は３５％で充分であるのに対して、比較材では３５
％の冷間加工歪では不足で、これを超える冷間加工歪が
必要であり、拡管作業としてはかなり危険な範囲になる
と云う問題をはらんでいることがわかる。また一方衝撃
値は本発明例では１２０kgf/mm2 以上の０．２％耐力を
確保してもまだ充分に高い値を示し、エンドリングとし
て充分安心なものが得られることがわかる。これは溶体
化処理後の０．２％耐力が既に大きく向上しており、本
発明の添加元素であるＭｏの固溶強化とＮｂ添加と適正
鍛造条件の採用による細粒化強化の効果である。
【００２２】
【表１】
【００２３】
【表２】
【００２４】
【表３】
【００２５】
【発明の効果】以上説明した如く、本発明方法により得
られた発電機用エンドリングは極めて優れた特性を有
し、特に靱性の優れた高強度エンドリングであることか
ら工業上極めて有用なものである。
られた発電機用エンドリングは極めて優れた特性を有
し、特に靱性の優れた高強度エンドリングであることか
ら工業上極めて有用なものである。
【図１】鋼中のＳとＡｌの和の計算値と０．２％耐力が
１２０〜１３０kgf/mm2 になった場合の衝撃値との相関
図。
１２０〜１３０kgf/mm2 になった場合の衝撃値との相関
図。
【図２】鍛造条件の実験パターンの概略図を示す。
【図３】１００倍拡大金属組織を示す顕微鏡写真であ
り、（Ａ）は従来の方法で製造した材料、（Ｂ）は本発
明によって製造した材料である。
り、（Ａ）は従来の方法で製造した材料、（Ｂ）は本発
明によって製造した材料である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 山口 高志 福岡県北九州市戸畑区大字中原先の浜46− 59 日本鋳鍛鋼株式会社内
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ ：０．０７〜０．１３％、 Ｍｎ：１５〜２０％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２．０％、 Ｃｒ：１５〜２０％、 Ｍｏ：０．３〜１．５％、 Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｎ ：０．５５〜０．７０％ を含み、更にＳとＡｌとの和が０．０２０％以下であっ
て残部Ｆｅおよび不可避不純物である非磁性鋼から成
り、２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であ
ることを特徴とする高靱性、高強度エンドリング。 - 【請求項２】 重量％で Ｃ ：０．０７〜０．１３％、 Ｍｎ：１５〜２０％、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｎｉ：０．５〜２．０％、 Ｃｒ：１５〜２０％、 Ｍｏ：０．３〜１．５％、 Ａｌ：０．０１５％以下、 Ｎｂ：０．０２〜０．１０％、 Ｎ ：０．５５〜０．７０％ を含み、更にＳとＡｌとの和が０．０２０％以下であっ
て残部Ｆｅおよび不可避不純物である非磁性鋼から成
り、２０℃での０．２％耐力が１２０kgf/mm2 以上であ
ることを特徴とする高靱性、高強度エンドリング。 - 【請求項３】 請求項１或いは２記載の化学成分を有す
る鋼を、リング素材の鍛造工程において、圧下と圧下の
時間的間隙を１８０秒以下にて１０００℃〜１１８０℃
の間の温度域で１０％以上の圧下を少くとも２回以上行
う工程を含めることを特徴とする２０℃での０．２％耐
力が１２０kgf/mm2 以上である高靱性、高強度エンドリ
ングの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5090282A JPH06253485A (ja) | 1992-12-28 | 1993-04-16 | 高強度エンドリングおよびその製造法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP34926792 | 1992-12-28 | ||
| JP4-349267 | 1992-12-28 | ||
| JP5090282A JPH06253485A (ja) | 1992-12-28 | 1993-04-16 | 高強度エンドリングおよびその製造法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06253485A true JPH06253485A (ja) | 1994-09-09 |
Family
ID=26431781
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5090282A Pending JPH06253485A (ja) | 1992-12-28 | 1993-04-16 | 高強度エンドリングおよびその製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH06253485A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106563751A (zh) * | 2016-10-13 | 2017-04-19 | 四川远方高新装备零部件股份有限公司 | 无磁性高锰奥氏体不锈钢锻造工艺 |
| WO2022226554A1 (de) * | 2021-04-27 | 2022-11-03 | Andritz Hydro Gmbh | Rotor für eine elektrische maschine |
Citations (5)
| 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 |
| JPS61238943A (ja) * | 1985-04-15 | 1986-10-24 | Kobe Steel Ltd | 耐銹性の優れた高強度非磁性鋼 |
| JPS6455332A (en) * | 1987-08-26 | 1989-03-02 | Japan Casting Forging Corp | Manufacture of high toughness and high strength nonmagnetic steel |
| JPH02190444A (ja) * | 1989-01-17 | 1990-07-26 | Kobe Steel Ltd | 加工性に優れた耐食性高Ｍｎ非磁性鋼 |
| JPH03117340A (ja) * | 1990-08-18 | 1991-05-20 | Toshiba Corp | 発電機用エンドリング |
-
1993
- 1993-04-16 JP JP5090282A patent/JPH06253485A/ja active Pending
Patent Citations (5)
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