JPH0629459B2 - Ｎｂ▲下３▼Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 - Google Patents
Ｎｂ▲下３▼Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法Info
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- JPH0629459B2 JPH0629459B2 JP61279376A JP27937686A JPH0629459B2 JP H0629459 B2 JPH0629459 B2 JP H0629459B2 JP 61279376 A JP61279376 A JP 61279376A JP 27937686 A JP27937686 A JP 27937686A JP H0629459 B2 JPH0629459 B2 JP H0629459B2
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- 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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- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明はＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特性に優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関し、さらに
詳しくは、超電導磁石の支持体に代表される極低温用構
造材料であって、使用に先立って冷間加工、Ｎb3Ｓn生
成熱処理が行なわれても極低温特性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
ーステナイト系ステンレス鋼の製造方法に関し、さらに
詳しくは、超電導磁石の支持体に代表される極低温用構
造材料であって、使用に先立って冷間加工、Ｎb3Ｓn生
成熱処理が行なわれても極低温特性に優れたオーステナ
イト系ステンレス鋼の製造方法に関する。
［従来技術］ 一般に、超電導磁石はＮbＴi線より８テスラ程度の磁界
を発生できるが、それ以上の高磁界を発生させるために
はＮb3Ｓnに代表される化合物超電導体を利用すること
が有効であるとされている。
を発生できるが、それ以上の高磁界を発生させるために
はＮb3Ｓnに代表される化合物超電導体を利用すること
が有効であるとされている。
しかし、超電導体が化合物であるため可塑性が悪いとい
う問題があり、そのため、Ｎb3Ｓn生成前に支持材料と
共に加工を行なう導体製造工程または超電導磁石の製造
工程の最後に、Ｎb3Ｓnを６００〜８００℃×５０〜３
００時間の熱処理によって生成させ、Ｎb3Ｓnの変形を
最小に抑制している。
う問題があり、そのため、Ｎb3Ｓn生成前に支持材料と
共に加工を行なう導体製造工程または超電導磁石の製造
工程の最後に、Ｎb3Ｓnを６００〜８００℃×５０〜３
００時間の熱処理によって生成させ、Ｎb3Ｓnの変形を
最小に抑制している。
従って、、構造材料は、Ｎb3Ｓnの生成熱処理を同時に
受けるため、時効されて延性、靭性の劣化が生じ、この
劣化は極低温において特に顕著になるという問題があ
る。
受けるため、時効されて延性、靭性の劣化が生じ、この
劣化は極低温において特に顕著になるという問題があ
る。
このような極低温における特性の劣化に対して、Ｎｉを
多量に含有させたインコロイ合金等が使用されている
が、非常に高価であるので安価なステンレス鋼が望まれ
ている。
多量に含有させたインコロイ合金等が使用されている
が、非常に高価であるので安価なステンレス鋼が望まれ
ている。
しかして、最近になってＮｉ、Ｃｒ系ステンレス鋼にＶ
を含有させて特性の改善を行なった例として特公昭６１
−０００４１６号公報により提案されているが、このＶ
を含有させた鋼は時効前の冷間加工により極低温下にお
ける延性が大幅に劣化するという問題があり、この冷間
加工を考慮した特性改善が重要な技術的に解決すべき問
題である。
を含有させて特性の改善を行なった例として特公昭６１
−０００４１６号公報により提案されているが、このＶ
を含有させた鋼は時効前の冷間加工により極低温下にお
ける延性が大幅に劣化するという問題があり、この冷間
加工を考慮した特性改善が重要な技術的に解決すべき問
題である。
［発明が解決しようとする問題点］ 本発明は、上記に説明したような従来における極低温構
造用材料としての種々の問題点に鑑みなされたものであ
り、本発明者が鋭意研究を行なった結果、Ｎb3Ｓn等の
化合物系超電導磁石の構造材料で冷間加工が行なわれた
後、Ｎb3Ｓn生成熱処理を行っても、極低温において延
性、靭性に優れた極低温特性に優れたオーステナイト系
ステンレス鋼の製造方法を開発したものである。
造用材料としての種々の問題点に鑑みなされたものであ
り、本発明者が鋭意研究を行なった結果、Ｎb3Ｓn等の
化合物系超電導磁石の構造材料で冷間加工が行なわれた
後、Ｎb3Ｓn生成熱処理を行っても、極低温において延
性、靭性に優れた極低温特性に優れたオーステナイト系
ステンレス鋼の製造方法を開発したものである。
［問題点を解決するための手段］ 本発明に係るＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特性に優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、 (1) Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％以下、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
第１の発明とし、 (2) Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、さらに、 Ｃａ、Ｃｅ、Ｚｒのうち選んだ１種または２種以上0.00
1〜0.100wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
第２の発明とする２つの発明よりなるものである。
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法は、 (1) Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％以下、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
第１の発明とし、 (2) Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、さらに、 Ｃａ、Ｃｅ、Ｚｒのうち選んだ１種または２種以上0.00
1〜0.100wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法を
第２の発明とする２つの発明よりなるものである。
本発明に係るＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特性に優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について以
下詳細に説明する。
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法について以
下詳細に説明する。
先ず、本発明に係るＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特性
に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法（以
下本発明に係る鋼の製造方法ということがある。）にお
いて使用するオーステナイト系ステンレス鋼の含有成分
および成分割合について説明する。
に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法（以
下本発明に係る鋼の製造方法ということがある。）にお
いて使用するオーステナイト系ステンレス鋼の含有成分
および成分割合について説明する。
Ｃはオーステナイトの安定化と耐力向上に必要な元素で
あるが、含有量が 0.03wt％を越えるような多量の含有
であるとＮb3Ｓn生成熱処理に炭化物を析出して延性、
靭性を劣化させるようになる。よって、Ｃ含有量は 0.0
3wt％以下とする。
あるが、含有量が 0.03wt％を越えるような多量の含有
であるとＮb3Ｓn生成熱処理に炭化物を析出して延性、
靭性を劣化させるようになる。よって、Ｃ含有量は 0.0
3wt％以下とする。
Ｓiは脱酸のためと高温における耐酸化性を改善する元
素であり、含有量が 0.1wt％未満ではこのような効果は
少なく、 2.0wt％を越えて多量に含有されると靭性を劣
化させる。よって、Ｓi含有量は 0.1〜2.0wt％とする。
素であり、含有量が 0.1wt％未満ではこのような効果は
少なく、 2.0wt％を越えて多量に含有されると靭性を劣
化させる。よって、Ｓi含有量は 0.1〜2.0wt％とする。
Ｍnはオーステナイトの安定化、Ｎの固溶限の上昇に有
効であるが、含有量が 0.1wt％未満ではこのような効果
は少なく、また、20.0wt％を越えて含有されるとＣｒと
の共存で時効中に脆いσ相が析出し、靭性を劣化させ
る。よって、Ｍn含有量は 0.1〜20.0wt％とする。
効であるが、含有量が 0.1wt％未満ではこのような効果
は少なく、また、20.0wt％を越えて含有されるとＣｒと
の共存で時効中に脆いσ相が析出し、靭性を劣化させ
る。よって、Ｍn含有量は 0.1〜20.0wt％とする。
ＰはＮb3Ｓn生成熱処理によりオーステナイト粒界に移
動、偏析し、粒界脆化を促進するため極力低く抑える必
要があるが、経済性を考慮してＰ含有量は 0.025wt％と
する。
動、偏析し、粒界脆化を促進するため極力低く抑える必
要があるが、経済性を考慮してＰ含有量は 0.025wt％と
する。
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 0.015wt％とする。
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 0.015wt％とする。
Ｎiはオーステナイト安定化と延性、靭性の向上に有効
な元素で、特に、Ｎb3Ｓn生成熱処理後または冷間加工
＋Ｎb3Ｓn生成熱処理後における延性、靭性の劣化に対
して有効であり、オーステナイト組成を確保するため
に、 3wt％以上は含有させることが必要で、また、上記
した効果は 15wt％を越えて含有させると飽和し、か
つ、コスト上昇を招く。よって、Ｎi含有量は 3〜15wt
％とする。
な元素で、特に、Ｎb3Ｓn生成熱処理後または冷間加工
＋Ｎb3Ｓn生成熱処理後における延性、靭性の劣化に対
して有効であり、オーステナイト組成を確保するため
に、 3wt％以上は含有させることが必要で、また、上記
した効果は 15wt％を越えて含有させると飽和し、か
つ、コスト上昇を招く。よって、Ｎi含有量は 3〜15wt
％とする。
Ｃrは耐蝕性の面から含有量は 12wt％以上とする必要が
あり、しかし、 20wt％を越えた多量に含有させるとオ
ーステナイトを不安定にし、かつ、Ｍnとの共存で時効
中に脆いσ相の析出を起して靭性を劣化させる。よっ
て、Ｃr含有量は 12〜20wt％とする。
あり、しかし、 20wt％を越えた多量に含有させるとオ
ーステナイトを不安定にし、かつ、Ｍnとの共存で時効
中に脆いσ相の析出を起して靭性を劣化させる。よっ
て、Ｃr含有量は 12〜20wt％とする。
Ｍoは耐力を向上させるのに必要であり、かつ、Ｎbが含
有されている場合Ｎb3Ｓn生成熱処理中における原子拡
散を抑制し、耐時効性の向上に有効であり、含有量が
0.5wt％未満ではこのような効果は少なく、また、 2.5w
t％を越える多量の含有はコスト上昇につながる。よっ
て、Ｍo含有量は0.5〜2.5wt％とする。
有されている場合Ｎb3Ｓn生成熱処理中における原子拡
散を抑制し、耐時効性の向上に有効であり、含有量が
0.5wt％未満ではこのような効果は少なく、また、 2.5w
t％を越える多量の含有はコスト上昇につながる。よっ
て、Ｍo含有量は0.5〜2.5wt％とする。
Ｎbは炭素、窒素を固定して有害なＣr炭素化物が粒界に
析出するのを抑制するので耐時効性を高め、特に、冷間
加工材の粒界割れを防止する特性を有し、かつ、Ｍoと
の共存含有によりこのような効果が顕著となり、含有量
が 0.01wt％身では上記した効果は少なく、また、 0.18
wt％を越えて多量に含有させると強化元素の窒素を消費
して強化低下および靭性劣化を生じさせる。よって、Ｎ
b含有量は 0.01〜0.18wt％とする。
析出するのを抑制するので耐時効性を高め、特に、冷間
加工材の粒界割れを防止する特性を有し、かつ、Ｍoと
の共存含有によりこのような効果が顕著となり、含有量
が 0.01wt％身では上記した効果は少なく、また、 0.18
wt％を越えて多量に含有させると強化元素の窒素を消費
して強化低下および靭性劣化を生じさせる。よって、Ｎ
b含有量は 0.01〜0.18wt％とする。
Ｎはオーステナイトを安定化し、かつ、耐力向上に有効
な元素であり、含有量が 0.05wt％未満ではこのような
効果は少なく、また、 0.25wt％を越えて多量に含有さ
せると靭性の劣化と溶接欠陥の発生を招く。よって、Ｎ
含有量は 0.05〜0.25wt％とする。
な元素であり、含有量が 0.05wt％未満ではこのような
効果は少なく、また、 0.25wt％を越えて多量に含有さ
せると靭性の劣化と溶接欠陥の発生を招く。よって、Ｎ
含有量は 0.05〜0.25wt％とする。
Ｃa、Ｃe、Ｚrは鋼を清浄化し、介在物を微細化、球状
化し、靭性を向上させる元素であり、含有量が 0.001wt
％未満ではこのような効果は少なく、また、0.1wt％を
越えて多量に含有させるとかえって清浄化を悪くする。
よって、Ｃa、Ｃe、Ｚrの含有量は 0.001〜0.1wt％とす
る。
化し、靭性を向上させる元素であり、含有量が 0.001wt
％未満ではこのような効果は少なく、また、0.1wt％を
越えて多量に含有させるとかえって清浄化を悪くする。
よって、Ｃa、Ｃe、Ｚrの含有量は 0.001〜0.1wt％とす
る。
Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） は、極低温で延性、靭性の高い安定したオーステナイト
組織を得るために必要でありこれを満足しない成分系の
材料においては、冷間加工後或いはＮb3Ｓn生成熱処理
後オーステナイト中にマルテンサイトが生成し、極低温
での延性、靭性を大きく損なうことになる。
８） は、極低温で延性、靭性の高い安定したオーステナイト
組織を得るために必要でありこれを満足しない成分系の
材料においては、冷間加工後或いはＮb3Ｓn生成熱処理
後オーステナイト中にマルテンサイトが生成し、極低温
での延性、靭性を大きく損なうことになる。
本発明に係る鋼の製造方法によれば、上記した化学成分
を有する鋼塊または鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷
間圧延を行い、次いで、１０００〜１１５０℃の温度に
おいて溶体化処理を行った後、さらに、８２０〜９００
℃の温度に加熱することにより、Ｎb3Ｓn生成熱処理後
の極低温特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が
製造される。
を有する鋼塊または鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷
間圧延を行い、次いで、１０００〜１１５０℃の温度に
おいて溶体化処理を行った後、さらに、８２０〜９００
℃の温度に加熱することにより、Ｎb3Ｓn生成熱処理後
の極低温特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼が
製造される。
熱間圧延または熱間圧延、冷間圧延を行った後に、１０
００〜１１５０℃の温度で溶体化処理を行うのである
が、この温度が１０００℃未満であると析出物の固溶が
充分でなく、オーステナイト結晶粒が細かくなるため、
延性、靭性が劣化し、また、１１５０℃を越える温度で
溶体化処理を行うとオーステナイト結晶粒が粗大化が著
しく耐力の低下が大きくなる。
００〜１１５０℃の温度で溶体化処理を行うのである
が、この温度が１０００℃未満であると析出物の固溶が
充分でなく、オーステナイト結晶粒が細かくなるため、
延性、靭性が劣化し、また、１１５０℃を越える温度で
溶体化処理を行うとオーステナイト結晶粒が粗大化が著
しく耐力の低下が大きくなる。
さらに、このような溶体化処理後に８２０〜９００℃に
再加熱安定化熱処理するが、この安定化熱処理は、その
後の加工において行なわれる溶接或いはＮb3Ｓn生成熱
処理時にＣr炭窒化物の結晶粒界析出を抑制し、延性、
靭性の劣化を小さくするのに有効である。
再加熱安定化熱処理するが、この安定化熱処理は、その
後の加工において行なわれる溶接或いはＮb3Ｓn生成熱
処理時にＣr炭窒化物の結晶粒界析出を抑制し、延性、
靭性の劣化を小さくするのに有効である。
真空溶解により鋼（第１表のＮｏ．１）を溶製し、鍛造
後、板厚３０mmに熱間圧延した。さらに、１１００℃の
温度で溶体化処理を行った鋼板を供試板とし、安定化熱
処理温度と−２６９℃の温度における破壊靭性Ｋ1c値と
の関係を調査した。その結果第１図に示す。この供試鋼
板はいずれも安定化熱処理後、７００℃×１００時間の
Ｎb3Ｓn生成熱処理が施されている。
後、板厚３０mmに熱間圧延した。さらに、１１００℃の
温度で溶体化処理を行った鋼板を供試板とし、安定化熱
処理温度と−２６９℃の温度における破壊靭性Ｋ1c値と
の関係を調査した。その結果第１図に示す。この供試鋼
板はいずれも安定化熱処理後、７００℃×１００時間の
Ｎb3Ｓn生成熱処理が施されている。
この第１図からも明らかなように、８２０〜９００℃の
温度範囲で熱処理を行った鋼は、Ｎb3Ｓn生成熱処理後
においても高い破壊靭性を示している。
温度範囲で熱処理を行った鋼は、Ｎb3Ｓn生成熱処理後
においても高い破壊靭性を示している。
これは、８２０〜９００℃の温度に加熱することによ
り、球状のＮb炭窒化物が生成、安定化し、その後のＮb
3Ｓn生成熱処理（７００℃×１００時間）による延性、
靭性を阻害するＣr炭窒化物の粒界析出を抑制するため
と考えられる。
り、球状のＮb炭窒化物が生成、安定化し、その後のＮb
3Ｓn生成熱処理（７００℃×１００時間）による延性、
靭性を阻害するＣr炭窒化物の粒界析出を抑制するため
と考えられる。
［実施例］ 本発明に係るＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特性に優れ
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の実施例を
説明する。
たオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法の実施例を
説明する。
実施例 第１表(1)に示す５種類の含有成分および含有割合の鋼
を真空溶解により溶製し、鍛造後、板厚３０mmの鋼板に
熱間圧延した。
を真空溶解により溶製し、鍛造後、板厚３０mmの鋼板に
熱間圧延した。
この鋼板を使用し、所定の熱処理、熱間加工を行い、さ
らに、７００℃×１００時間のＮb3Ｓn生成熱処理を行
った後、引張り、破壊靭性試験片を採取し、−２６９℃
の温度での試験に供した。
らに、７００℃×１００時間のＮb3Ｓn生成熱処理を行
った後、引張り、破壊靭性試験片を採取し、−２６９℃
の温度での試験に供した。
また、板厚３０mm鋼板の一部を使用し、熱間圧延、冷間
圧延を行い、板厚１．５〜２．０mmの冷間圧延鋼板を製
造し、３０mm材と同様の処理を行った後、引張り試験片
を採取し、−２６９℃の温度で試験を実施した。
圧延を行い、板厚１．５〜２．０mmの冷間圧延鋼板を製
造し、３０mm材と同様の処理を行った後、引張り試験片
を採取し、−２６９℃の温度で試験を実施した。
なお、透磁率は低透磁率計により測定した。
第１表(1)のＮｏ．１〜８は本発明に係る鋼の製造方法
に使用する鋼と同一の鋼を用いて、製造条件(第１表
(2))を変化させたものである。
に使用する鋼と同一の鋼を用いて、製造条件(第１表
(2))を変化させたものである。
Ｎo.１、３、５、７材は本発明に係る鋼の製造方法を用
いて試作したものであり、Ｎo.２、４、６、８と比較し
て、延性、靭性の著しい向上が認められる。
いて試作したものであり、Ｎo.２、４、６、８と比較し
て、延性、靭性の著しい向上が認められる。
Ｎo.９、１０材は同一鋼であるが、安定化熱処理が実施
されていないＮo.１０は、Ｎo.９材と比較して延性、靭
性が劣っている。Ｎo.１１、１２材についても同様のこ
とがいえる。
されていないＮo.１０は、Ｎo.９材と比較して延性、靭
性が劣っている。Ｎo.１１、１２材についても同様のこ
とがいえる。
また、Ｎo.１３、１４材はＳＵＳ３０４Ｌ鋼であり、Ｍ
o、Ｎbが含有されていないため、安定化熱処理の有無に
拘わらず、延性、靭性が低い。
o、Ｎbが含有されていないため、安定化熱処理の有無に
拘わらず、延性、靭性が低い。
Ｎo.１５、１６材は個々の成分範囲は満足しているが、
Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８）を満足しないため、オーステナイト中に強磁性体で
あるマルテンサイトが生成し、透磁率が高くなってい
る。このマルテンサイト生成のため延性、靭性が極めて
低い。
Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８）を満足しないため、オーステナイト中に強磁性体で
あるマルテンサイトが生成し、透磁率が高くなってい
る。このマルテンサイト生成のため延性、靭性が極めて
低い。
［発明の効果］ 以上説明したように、本発明に係るＮb3Ｓn生成熱処理
後の極低温特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法は上記の構成であるから、冷間加工およびＮ
b3Ｓn生成熱処理を行っても極低温特性に優れ、超電導
磁石の支持体に代表される極低温用構造材として好適な
オーステナイト系ステンレス鋼を製造することができる
という効果を有する。
後の極低温特性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼
の製造方法は上記の構成であるから、冷間加工およびＮ
b3Ｓn生成熱処理を行っても極低温特性に優れ、超電導
磁石の支持体に代表される極低温用構造材として好適な
オーステナイト系ステンレス鋼を製造することができる
という効果を有する。
第１図は−２９６℃での破壊靭性・Ｋ1cと安定化処理温
度との関係を示す図である。
度との関係を示す図である。
Claims (2)
- 【請求項１】Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％以下、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - 【請求項２】Ｃ 0.03wt％以下、Ｓｉ 0.1〜2.0wt％、 Ｍｎ 0.1〜20.0wt％、Ｐ 0.025wt％、 Ｓ 0.015wt％以下、Ｎｉ 3〜15wt％、 Ｃｒ12〜20wt％、Ｍｏ 0.5〜2.5wt％、 Ｎｂ 0.01〜0.18wt％、Ｎ 0.05〜0.25wt％ を含有し、さらに、 Ｃａ、Ｃｅ、Ｚｒのうちから選んだ１種または２種以上
0.001〜0.100wt％ を含有し、かつ、 Ｎｉ＋0.5Ｍｎ＋30Ｃ＋30Ｎ＞2/3（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｓｉ−
８） を満足し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼塊ま
たは鋼片を熱間圧延或いは熱間圧延、冷間圧延を行い、
次いで、１０００〜１１５０℃の温度において溶体化処
理を行った後、さらに、８２０〜９００℃の温度に加熱
することを特徴とするＮb3Ｓn生成熱処理後の極低温特
性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61279376A JPH0629459B2 (ja) | 1986-11-22 | 1986-11-22 | Ｎｂ▲下３▼Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61279376A JPH0629459B2 (ja) | 1986-11-22 | 1986-11-22 | Ｎｂ▲下３▼Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS63134627A JPS63134627A (ja) | 1988-06-07 |
| JPH0629459B2 true JPH0629459B2 (ja) | 1994-04-20 |
Family
ID=17610281
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61279376A Expired - Lifetime JPH0629459B2 (ja) | 1986-11-22 | 1986-11-22 | Ｎｂ▲下３▼Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れたオ−ステナイト系ステンレス鋼の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0629459B2 (ja) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| BR9200797A (pt) * | 1992-02-27 | 1993-06-15 | Acos Villares Sa | Aco inoxidavel encruado para molas |
| AU2095499A (en) * | 1997-12-23 | 1999-07-12 | Allegheny Ludlum Corporation | Austenitic stainless steel including columbium |
| CN106170576B (zh) * | 2014-04-17 | 2019-02-05 | 新日铁住金株式会社 | 奥氏体系不锈钢及其制造方法 |
| CN121137442B (zh) * | 2025-09-17 | 2026-04-03 | 中南大学 | 一种基于Ce改性免固溶梯度时效强化的不锈钢薄带制备方法 |
-
1986
- 1986-11-22 JP JP61279376A patent/JPH0629459B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS63134627A (ja) | 1988-06-07 |
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