JP3182995B2 - 耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 - Google Patents
耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼Info
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐応力腐食割れ性およ
び機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼に関するものであ
る。
び機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来の代表的な高Mn非磁性鋼である 1％
C-13％Mn系鋼（ハッドフィールド鋼）および 0.4％C-18
％Mn-5％Cr系鋼（ASTM A289 classB鋼）などはオーステ
ナイト系ステンレス鋼に比べて安価で、耐力が高く、か
つ冷間加工に対して透磁率が安定しているため、オース
テナイト系ステンレス鋼に代わってリフティングマグネ
ット、発電機および電動機などの構造用部材に使用され
ている。しかしながら、かかる鋼材は工業用水あるいは
結露等により湿潤状態となった極めて弱い腐食環境にお
いても、低い引張応力の存在で、応力腐食割れを発生し
易いことが知られており、過去においても破損事例が報
告されている。
C-13％Mn系鋼（ハッドフィールド鋼）および 0.4％C-18
％Mn-5％Cr系鋼（ASTM A289 classB鋼）などはオーステ
ナイト系ステンレス鋼に比べて安価で、耐力が高く、か
つ冷間加工に対して透磁率が安定しているため、オース
テナイト系ステンレス鋼に代わってリフティングマグネ
ット、発電機および電動機などの構造用部材に使用され
ている。しかしながら、かかる鋼材は工業用水あるいは
結露等により湿潤状態となった極めて弱い腐食環境にお
いても、低い引張応力の存在で、応力腐食割れを発生し
易いことが知られており、過去においても破損事例が報
告されている。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】このような、応力腐食
割れの発生は表面塗装や陰極防食により防止できる。し
かしながら、表面塗装については、構造物によっては塗
装を完全に施すことのできない箇所があること、また使
用中に塗装が剥げることなどの問題がある。一方、陰極
防食については、用途や部所によっては適用できないこ
と、また多大な設備費が必要となることなどの問題があ
る。
割れの発生は表面塗装や陰極防食により防止できる。し
かしながら、表面塗装については、構造物によっては塗
装を完全に施すことのできない箇所があること、また使
用中に塗装が剥げることなどの問題がある。一方、陰極
防食については、用途や部所によっては適用できないこ
と、また多大な設備費が必要となることなどの問題があ
る。
【０００４】本発明は、上記の問題点を解決するために
なされたもので、表面塗装や陰極防食にたよることな
く、化学成分を調整することによって、素材特性を改善
した耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Mn非
磁性鋼を提供することを目的とする。
なされたもので、表面塗装や陰極防食にたよることな
く、化学成分を調整することによって、素材特性を改善
した耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Mn非
磁性鋼を提供することを目的とする。
【０００５】
【課題を解決するための手段】C:0.40〜0.65％、 Mn:1
3.0〜20.0％、Si:0.1〜1.5 ％、 Mo:0.01〜3.0 ％、Al:
0.005〜1.0 ％、 N:0.001〜0.10％を含有し、かつ、C
とMnの関係が25％≦20×C ％＋Mn％≦29％であり、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる耐応力腐食割れ性お
よび機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼である。
3.0〜20.0％、Si:0.1〜1.5 ％、 Mo:0.01〜3.0 ％、Al:
0.005〜1.0 ％、 N:0.001〜0.10％を含有し、かつ、C
とMnの関係が25％≦20×C ％＋Mn％≦29％であり、残部
がFeおよび不可避的不純物からなる耐応力腐食割れ性お
よび機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼である。
【０００６】Nb:0.01〜1.0 ％、V:0.01〜1.0 ％、Ti:0.
005〜0.2 ％の内から選んだ１種以上を含有する請求項
１記載の耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高
Mn非磁性鋼である。
005〜0.2 ％の内から選んだ１種以上を含有する請求項
１記載の耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高
Mn非磁性鋼である。
【０００７】Ca:0.0005〜0.020 ％、S:0.03〜0.15％、Z
r:0.005〜0.5 ％の内から選んだ１種以上を含有する請
求項１または請求項２記載の耐応力腐食割れ性および機
械的性質の優れた高Mn非磁性鋼である。
r:0.005〜0.5 ％の内から選んだ１種以上を含有する請
求項１または請求項２記載の耐応力腐食割れ性および機
械的性質の優れた高Mn非磁性鋼である。
【０００８】
【作用】従来の代表的な高Mn非磁性鋼である 1％C-13％
Mn系鋼および 0.4％C-18％Mn-5％Cr系鋼などは工業用水
あるいは結露等により湿潤状態となった極めて弱い腐食
環境においても、低い引張応力の存在で、応力腐食割れ
を発生し易く、かかる鋼材の応力腐食割れには、粒界割
れと粒内割れの二種類があることが知られている。した
がって。応力腐食割れの発生を防止するには、両者の割
れに対する対策が必要となる。
Mn系鋼および 0.4％C-18％Mn-5％Cr系鋼などは工業用水
あるいは結露等により湿潤状態となった極めて弱い腐食
環境においても、低い引張応力の存在で、応力腐食割れ
を発生し易く、かかる鋼材の応力腐食割れには、粒界割
れと粒内割れの二種類があることが知られている。した
がって。応力腐食割れの発生を防止するには、両者の割
れに対する対策が必要となる。
【０００９】粒界割れは、結晶粒界に析出するCr炭化物
の周囲に、Cr欠乏層が形成され、この部分が選択的に腐
食することにより発生すると考えられている。一方、粒
内割れは、オーステナイト形成元素である C、Mnおよび
Niがそれぞれ多く含有されていると発生し易くなる。そ
こで、本発明者は検討を重ねた結果、図１に示すよう
に、CrとNiを添加せず、かつ、C:0.40〜0.65％、 Mn:1
3.0〜20.0％の範囲で、Fe- C-Mn合金状態図中のオース
テナイト（γ）単相領域における境界線近傍、すなわ
ち、25％≦20×C ％＋Mn％≦29％なる領域に化学成分を
調整することにより、安定オーステナイト組織を維持し
つつ、粒界割れと粒内割れの発生を防止でき得ることを
知見した。
の周囲に、Cr欠乏層が形成され、この部分が選択的に腐
食することにより発生すると考えられている。一方、粒
内割れは、オーステナイト形成元素である C、Mnおよび
Niがそれぞれ多く含有されていると発生し易くなる。そ
こで、本発明者は検討を重ねた結果、図１に示すよう
に、CrとNiを添加せず、かつ、C:0.40〜0.65％、 Mn:1
3.0〜20.0％の範囲で、Fe- C-Mn合金状態図中のオース
テナイト（γ）単相領域における境界線近傍、すなわ
ち、25％≦20×C ％＋Mn％≦29％なる領域に化学成分を
調整することにより、安定オーステナイト組織を維持し
つつ、粒界割れと粒内割れの発生を防止でき得ることを
知見した。
【００１０】すなわち、図１はC-Mn系鋼におけるC およ
びMn含有量と応力腐食割れとの関係を示し、図中の白印
は応力腐食割れが発生していないものを示し、黒印は応
力腐食割れが発生したものを示す。図１に見る通り、図
中の斜線領域内の鋼は安定オーステナイト組織を維持し
つつ、かつ応力腐食割れが発生していな。また、C ある
いはMn含有量が本領域から外れると安定オーステナイト
組織を有するものの、粒内割れが発生し易くなることが
わかる。なお、応力腐食割れ試験は厚さ1.5mm×幅15mm
×長さ65mmの試験片に、４点支持曲げ方式で245N/mm2の
荷重を負荷し、海水および水道水浸漬、屋外大気暴露の
三種類の腐食条件で実施した。腐食期間は90日間であ
る。
びMn含有量と応力腐食割れとの関係を示し、図中の白印
は応力腐食割れが発生していないものを示し、黒印は応
力腐食割れが発生したものを示す。図１に見る通り、図
中の斜線領域内の鋼は安定オーステナイト組織を維持し
つつ、かつ応力腐食割れが発生していな。また、C ある
いはMn含有量が本領域から外れると安定オーステナイト
組織を有するものの、粒内割れが発生し易くなることが
わかる。なお、応力腐食割れ試験は厚さ1.5mm×幅15mm
×長さ65mmの試験片に、４点支持曲げ方式で245N/mm2の
荷重を負荷し、海水および水道水浸漬、屋外大気暴露の
三種類の腐食条件で実施した。腐食期間は90日間であ
る。
【００１１】しかしながら、上記の化学成分範囲で定ま
る鋼種は優れた耐応力腐食割れ性を有するものの、オー
ステナイト形成元素であるNiを含有せず、しかも適量の
添加でオーステナイトを安定させ、耐力を向上させるCr
も含有していないため、0.2％耐力および冷間加工に対
する透磁率の安定性が不十分である。また、応力除去焼
鈍処理のように、600 ℃付近の温度で長時間恒温保持さ
れると著しい靱性の劣化ならびに透磁率の上昇を招くと
いう問題点を有している。
る鋼種は優れた耐応力腐食割れ性を有するものの、オー
ステナイト形成元素であるNiを含有せず、しかも適量の
添加でオーステナイトを安定させ、耐力を向上させるCr
も含有していないため、0.2％耐力および冷間加工に対
する透磁率の安定性が不十分である。また、応力除去焼
鈍処理のように、600 ℃付近の温度で長時間恒温保持さ
れると著しい靱性の劣化ならびに透磁率の上昇を招くと
いう問題点を有している。
【００１２】本発明者は、かかる問題点の解決策とし
て、図２に示すように、適量のMoおよびAlの添加が顕著
なる改善効果を発揮することを知見した。図２は 0.6％
C-15％Mn-0.5％Mo-0.03 ％Al鋼、 0.6％C-15％Mn-0.5％
Mo鋼、 0.6％C-15％Mn鋼の熱間圧延まま材の冷間加工に
よる透磁率の変化を示す。図より適量のMoの添加は冷間
加工に対する透磁率の安定性を改善し、さらに適量のAl
を添加しても、透磁率の安定性に悪影響を及ぼさないこ
とがわかる。
て、図２に示すように、適量のMoおよびAlの添加が顕著
なる改善効果を発揮することを知見した。図２は 0.6％
C-15％Mn-0.5％Mo-0.03 ％Al鋼、 0.6％C-15％Mn-0.5％
Mo鋼、 0.6％C-15％Mn鋼の熱間圧延まま材の冷間加工に
よる透磁率の変化を示す。図より適量のMoの添加は冷間
加工に対する透磁率の安定性を改善し、さらに適量のAl
を添加しても、透磁率の安定性に悪影響を及ぼさないこ
とがわかる。
【００１３】すなわち、適量のMoの添加は、0.2 ％耐力
を上昇させるとともに、オーステナイトを安定化させる
ため、冷間加工に対する透磁率の安定性を改善する。ま
た、長時間の恒温保持の際、パーライト状析出物の発生
を著しく抑制するため、靱性の劣化ならびに透磁率の上
昇を大幅に軽減させる。しかしながら、圧延まま材の靱
性は、強度上昇に伴って劣化する傾向にあり、不十分と
なる。
を上昇させるとともに、オーステナイトを安定化させる
ため、冷間加工に対する透磁率の安定性を改善する。ま
た、長時間の恒温保持の際、パーライト状析出物の発生
を著しく抑制するため、靱性の劣化ならびに透磁率の上
昇を大幅に軽減させる。しかしながら、圧延まま材の靱
性は、強度上昇に伴って劣化する傾向にあり、不十分と
なる。
【００１４】そこで、Mo添加に加えて、適量なるAlを添
加すると、オーステナイト地を清浄化させる作用で靱性
を向上させ、Mo添加による強度上昇に伴って生じる靱性
の劣化を補償するとともに、Moと同様、長時間の恒温保
持の際のパーライト状析出物の発生を抑制するため、靱
性の劣化ならびに透磁率の上昇を一層軽減させることが
明らかになった。また、これらの元素の適量添加は、応
力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさないこともわかっ
た。
加すると、オーステナイト地を清浄化させる作用で靱性
を向上させ、Mo添加による強度上昇に伴って生じる靱性
の劣化を補償するとともに、Moと同様、長時間の恒温保
持の際のパーライト状析出物の発生を抑制するため、靱
性の劣化ならびに透磁率の上昇を一層軽減させることが
明らかになった。また、これらの元素の適量添加は、応
力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさないこともわかっ
た。
【００１５】したがって、上記の応力腐食割れ防止対策
の化学成分範囲で定まる成分系に、適量のMoおよびAlを
添加した鋼は、後述の実施例No.1〜4 に示すように、優
れた耐応力腐食割れ性を維持しつつ、かつ、0.2 ％耐力
が300N/mm2以上で、0 ℃でのシャルピー衝撃値(vE0) が
180J以上という優れた機械的性質を有している。さら
に、50％程度の冷間加工が施されても、透磁率（μ）は
1.02以下であり、透磁率上昇の程度は小さい。また、60
0 ℃×４時間程度の応力除去焼鈍処理が施されても、vE
0 が140J以上の高い靱性およびμ=1.002という低い透磁
率を維持していることが判明した。
の化学成分範囲で定まる成分系に、適量のMoおよびAlを
添加した鋼は、後述の実施例No.1〜4 に示すように、優
れた耐応力腐食割れ性を維持しつつ、かつ、0.2 ％耐力
が300N/mm2以上で、0 ℃でのシャルピー衝撃値(vE0) が
180J以上という優れた機械的性質を有している。さら
に、50％程度の冷間加工が施されても、透磁率（μ）は
1.02以下であり、透磁率上昇の程度は小さい。また、60
0 ℃×４時間程度の応力除去焼鈍処理が施されても、vE
0 が140J以上の高い靱性およびμ=1.002という低い透磁
率を維持していることが判明した。
【００１６】つぎに、本発明における成分元素およびそ
の添加量の限定理由について説明する。
の添加量の限定理由について説明する。
【００１７】C は強力なオーステナイト形成元素であ
り、オーステナイト地に固溶して非磁性を安定化させる
とともに、強度および靱性を高める効果を有するため、
0.40％以上の添加を必要とする。添加量が0.40％未満の
ときは強度が不十分になり、また、オーステナイトが不
安定となるため、冷間加工が施されると透磁率が上昇す
る。一方、0.65％を超えて添加すると、粒内割れが発生
し易くなり、また、600℃付近の温度に長時間恒温保持
された際、パーライト状析出物が発生し易くなるため、
靱性が劣化し、透磁率が上昇する傾向にある。したがっ
て、C 含有量は0.40〜0.65％とする。
り、オーステナイト地に固溶して非磁性を安定化させる
とともに、強度および靱性を高める効果を有するため、
0.40％以上の添加を必要とする。添加量が0.40％未満の
ときは強度が不十分になり、また、オーステナイトが不
安定となるため、冷間加工が施されると透磁率が上昇す
る。一方、0.65％を超えて添加すると、粒内割れが発生
し易くなり、また、600℃付近の温度に長時間恒温保持
された際、パーライト状析出物が発生し易くなるため、
靱性が劣化し、透磁率が上昇する傾向にある。したがっ
て、C 含有量は0.40〜0.65％とする。
【００１８】Mnは本発明鋼においてC とともに主要なオ
ーステナイト形成元素であり、オーステナイト地に固溶
して非磁性を安定化させる効果を有するため、13.0％以
上の添加を必要とする。13.0％未満の場合でも、オース
テナイト組織であるが、冷間加工が施されるとオーステ
ナイトが不安定となり、透磁率が上昇する。一方、20.0
％を超えて添加すると粒内応力腐食割れが発生し易くな
り、熱間加工性も劣化する傾向にある。したがって、Mn
含有量は13.0〜20.0％とする。
ーステナイト形成元素であり、オーステナイト地に固溶
して非磁性を安定化させる効果を有するため、13.0％以
上の添加を必要とする。13.0％未満の場合でも、オース
テナイト組織であるが、冷間加工が施されるとオーステ
ナイトが不安定となり、透磁率が上昇する。一方、20.0
％を超えて添加すると粒内応力腐食割れが発生し易くな
り、熱間加工性も劣化する傾向にある。したがって、Mn
含有量は13.0〜20.0％とする。
【００１９】NiおよびCrを含有せず、C:0.40〜0.65％お
よび Mn:13.0〜20.0％からなるC-Mn系鋼は、 CおよびMn
量をFe- C-Mn合金状態図中のオーステナイト単相領域に
おける境界線近傍、すなわち、25％≦20×C ％＋Mn％≦
29％なる領域に化学成分を調整することにより、安定オ
ーステナイト組織を維持しつつ、かつ応力腐食割れを防
止することができる。すなわち、20×C ％＋Mn％が25％
に満たないとオーステナイト（γ）およびイプシロン
（ε）の２相組織となるため、安定オーステナイト組織
が確保できなくなり、一方、20×C ％＋Mn％が29％を超
えると、安定オーステナイト組織であるものの、応力腐
食割れが発生し易くなる。したがって、CとMnの関係は2
5％≦20×C ％＋Mn％≦29％で規制する。
よび Mn:13.0〜20.0％からなるC-Mn系鋼は、 CおよびMn
量をFe- C-Mn合金状態図中のオーステナイト単相領域に
おける境界線近傍、すなわち、25％≦20×C ％＋Mn％≦
29％なる領域に化学成分を調整することにより、安定オ
ーステナイト組織を維持しつつ、かつ応力腐食割れを防
止することができる。すなわち、20×C ％＋Mn％が25％
に満たないとオーステナイト（γ）およびイプシロン
（ε）の２相組織となるため、安定オーステナイト組織
が確保できなくなり、一方、20×C ％＋Mn％が29％を超
えると、安定オーステナイト組織であるものの、応力腐
食割れが発生し易くなる。したがって、CとMnの関係は2
5％≦20×C ％＋Mn％≦29％で規制する。
【００２０】Siは鋼溶製時の脱酸作用を有し、かつ強度
の向上に有効な元素である。そのためには、0.1 ％以上
の添加を必要とする。一方、1.5 ％を超えて添加すると
応力腐食割れ感受性が増大し、熱間加工性も劣化する傾
向にある。したがって、Si含有量は 0.1〜1.5 ％とす
る。
の向上に有効な元素である。そのためには、0.1 ％以上
の添加を必要とする。一方、1.5 ％を超えて添加すると
応力腐食割れ感受性が増大し、熱間加工性も劣化する傾
向にある。したがって、Si含有量は 0.1〜1.5 ％とす
る。
【００２１】Moはオーステナイト地に固溶して強度、特
に0.2 ％耐力を上昇させるとともに、適量の添加でオー
ステナイトを安定化させるため、冷間加工に対する透磁
率の安定性を改善する。さらに600 ℃付近の温度に長時
間恒温保持された際、パーライト状析出物の発生を抑制
するため、靱性の劣化ならびに透磁率の上昇を軽減させ
る効果を有する。また、応力腐食割れ感受性に悪影響を
及ぼさないことより積極的に添加する。添加量が0.01％
未満では、上記の効果が十分発揮されない。一方、3.0
％を超えて添加すると、恒温保持時の上記効果が顕著で
なくなる上、コスト面でも不利となる。したがって、Mo
含有量は0.01〜3.0 ％とする。
に0.2 ％耐力を上昇させるとともに、適量の添加でオー
ステナイトを安定化させるため、冷間加工に対する透磁
率の安定性を改善する。さらに600 ℃付近の温度に長時
間恒温保持された際、パーライト状析出物の発生を抑制
するため、靱性の劣化ならびに透磁率の上昇を軽減させ
る効果を有する。また、応力腐食割れ感受性に悪影響を
及ぼさないことより積極的に添加する。添加量が0.01％
未満では、上記の効果が十分発揮されない。一方、3.0
％を超えて添加すると、恒温保持時の上記効果が顕著で
なくなる上、コスト面でも不利となる。したがって、Mo
含有量は0.01〜3.0 ％とする。
【００２２】Alは鋼溶製時の脱酸作用を有し、オーステ
ナイト地を清浄化させることにより、靱性を向上させ、
Mo添加による強度上昇に伴って生じる靱性の劣化を補償
する。さらに600 ℃付近の温度に長時間恒温保持された
際、パーライト状析出物の発生を抑制し、靱性の劣化な
らびに透磁率の上昇を軽減させる効果を有する。また、
応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさないことより積極
的に添加する。添加量が0.005 ％未満では、上記の効果
が十分発揮されない。一方、1.0 ％を超えて添加する
と、熱間加工性が劣化する傾向にある。したがって、Al
含有量は 0.005〜1.0 ％とする。
ナイト地を清浄化させることにより、靱性を向上させ、
Mo添加による強度上昇に伴って生じる靱性の劣化を補償
する。さらに600 ℃付近の温度に長時間恒温保持された
際、パーライト状析出物の発生を抑制し、靱性の劣化な
らびに透磁率の上昇を軽減させる効果を有する。また、
応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさないことより積極
的に添加する。添加量が0.005 ％未満では、上記の効果
が十分発揮されない。一方、1.0 ％を超えて添加する
と、熱間加工性が劣化する傾向にある。したがって、Al
含有量は 0.005〜1.0 ％とする。
【００２３】N は応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさ
ない。本元素はオーステナイト形成元素であり、オース
テナイト地に固溶して強度を上昇させる。そのために
は、0.001 ％以上の添加を必要とする。一方、0.1 ％を
超えて添加すると、溶鋼中の窒素固溶限を超えてしまう
ため、鋼塊の健全性が損なわれる。したがって、N 含有
量は 0.001〜0.1 ％とする。
ない。本元素はオーステナイト形成元素であり、オース
テナイト地に固溶して強度を上昇させる。そのために
は、0.001 ％以上の添加を必要とする。一方、0.1 ％を
超えて添加すると、溶鋼中の窒素固溶限を超えてしまう
ため、鋼塊の健全性が損なわれる。したがって、N 含有
量は 0.001〜0.1 ％とする。
【００２４】本発明においては、上記の基本化学成分の
ほかに、下記の化学成分を添加することにより、上述の
特性を損なうことなく強度あるいは被削性を著しく向上
させることができる。
ほかに、下記の化学成分を添加することにより、上述の
特性を損なうことなく強度あるいは被削性を著しく向上
させることができる。
【００２５】NbおよびV は、本発明の含有範囲では応力
腐食割れ性に悪影響を及ぼさない。これら元素はオース
テナイト地を強化するとともに、その地中にNb系および
V 系の炭化物を析出させて強度、特に0.2 ％耐力を顕著
に上昇させる。そのために、0.01％以上添加する。一
方、過度に添加すると、600 ℃付近の温度に長時間恒温
保持された際、炭化物の析出が顕著になり、靱性が劣化
する傾向にある。そのため、上限を1.0 ％とする。した
がって、Nb、V 含有量は0.01〜1.0 ％とする。
腐食割れ性に悪影響を及ぼさない。これら元素はオース
テナイト地を強化するとともに、その地中にNb系および
V 系の炭化物を析出させて強度、特に0.2 ％耐力を顕著
に上昇させる。そのために、0.01％以上添加する。一
方、過度に添加すると、600 ℃付近の温度に長時間恒温
保持された際、炭化物の析出が顕著になり、靱性が劣化
する傾向にある。そのため、上限を1.0 ％とする。した
がって、Nb、V 含有量は0.01〜1.0 ％とする。
【００２６】Tiは高温域まで粗粒化抑制作用があるた
め、靱性の向上に有効である。そのためには、0.005 ％
以上の添加を必要とする。一方、過度に添加すると、Ti
酸化物の非金属介在物が増え、かえって靱性を害するた
め上限を0.2 ％とする。したがって、Ti含有量は 0.005
〜0.2 ％とする。
め、靱性の向上に有効である。そのためには、0.005 ％
以上の添加を必要とする。一方、過度に添加すると、Ti
酸化物の非金属介在物が増え、かえって靱性を害するた
め上限を0.2 ％とする。したがって、Ti含有量は 0.005
〜0.2 ％とする。
【００２７】Caは応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさ
ない。本元素は脱酸剤および脱硫剤として作用する。ま
た、Caを含む非金属介在物の形成により、機械的性質の
異方性を軽減するとともに、被削性、特に面切削性を著
しく改善する。そのために、0.0005％以上添加する。一
方、過度に添加すると、鋼の清浄度を害し、機械的性質
を悪くするため、上限を0.020 ％とする。したがって、
Ca含有量は0.0005〜0.020 ％とする。
ない。本元素は脱酸剤および脱硫剤として作用する。ま
た、Caを含む非金属介在物の形成により、機械的性質の
異方性を軽減するとともに、被削性、特に面切削性を著
しく改善する。そのために、0.0005％以上添加する。一
方、過度に添加すると、鋼の清浄度を害し、機械的性質
を悪くするため、上限を0.020 ％とする。したがって、
Ca含有量は0.0005〜0.020 ％とする。
【００２８】S は応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさ
ない。本元素はMnと化合物をつくることにより、被削
性、特にドリル穿孔性の向上に有効である。そのため
に、0.03％以上添加する。一方、過度に添加すると、熱
間加工性および靱性を劣化させるため、上限を0.15％と
する。したがって、S 含有量は0.03〜0.15％とする。
ない。本元素はMnと化合物をつくることにより、被削
性、特にドリル穿孔性の向上に有効である。そのため
に、0.03％以上添加する。一方、過度に添加すると、熱
間加工性および靱性を劣化させるため、上限を0.15％と
する。したがって、S 含有量は0.03〜0.15％とする。
【００２９】Zrは応力腐食割れ感受性に悪影響を及ぼさ
ない。本元素はS と化合物をつくることにより、ドリル
穿孔性、面切削性等の被削性の向上に有効である。その
ために、0.005 ％以上添加する。一方、過度に添加する
と、靱性を劣化させるため、上限を0.5 ％とする。した
がって、Zr含有量は 0.005〜0.5 ％とする。
ない。本元素はS と化合物をつくることにより、ドリル
穿孔性、面切削性等の被削性の向上に有効である。その
ために、0.005 ％以上添加する。一方、過度に添加する
と、靱性を劣化させるため、上限を0.5 ％とする。した
がって、Zr含有量は 0.005〜0.5 ％とする。
【００３０】
【実施例】以下に、本発明の実施例について説明する。
表１に示す化学成分を有する高Mn鋼を高周波炉で溶製
し、90キロインゴットに造塊した。このインゴットを鍛
造し、その後熱間圧延で板厚20mmの鋼板に仕上げた。供
試材は圧延まま材（履歴Ａ）と 600℃×４時間、炉冷の
応力除去焼鈍処理を施したもの（履歴Ｂ）の二種類であ
る。各供試材について、応力腐食割れ試験および機械試
験を実施するとともに、透磁率を測定した。
表１に示す化学成分を有する高Mn鋼を高周波炉で溶製
し、90キロインゴットに造塊した。このインゴットを鍛
造し、その後熱間圧延で板厚20mmの鋼板に仕上げた。供
試材は圧延まま材（履歴Ａ）と 600℃×４時間、炉冷の
応力除去焼鈍処理を施したもの（履歴Ｂ）の二種類であ
る。各供試材について、応力腐食割れ試験および機械試
験を実施するとともに、透磁率を測定した。
【００３１】応力腐食割れ試験は各供試材から採取した
厚さ1.5mm ×幅15mm×長さ65mmの試験片に、４点支持曲
げ方式で245N/mm2の荷重を負荷し、海水および水道水浸
漬、屋外大気暴露の三種類の腐食条件で実施した。腐食
期間は90日間である。応力腐食割れ試験結果を表２に、
機械試験結果および透磁率を表３に示す。
厚さ1.5mm ×幅15mm×長さ65mmの試験片に、４点支持曲
げ方式で245N/mm2の荷重を負荷し、海水および水道水浸
漬、屋外大気暴露の三種類の腐食条件で実施した。腐食
期間は90日間である。応力腐食割れ試験結果を表２に、
機械試験結果および透磁率を表３に示す。
【００３２】表２から明らかなように、本発明例はいず
れの腐食条件においても応力腐食割れは発生していな
い。一方、比較例のNo.13 はCrを、比較例のNo.14 はNi
を含有しているため、それぞれ粒界割れと粒内割れが発
生し易くなり、海水浸漬で応力腐食割れが発生してい
る。
れの腐食条件においても応力腐食割れは発生していな
い。一方、比較例のNo.13 はCrを、比較例のNo.14 はNi
を含有しているため、それぞれ粒界割れと粒内割れが発
生し易くなり、海水浸漬で応力腐食割れが発生してい
る。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
【表３】
【００３６】さらに、比較例のNo.16 はCrを比較例のN
o.13 よりも多く含有しているため、いずれの腐食条件
においても応力腐食割れ（粒界割れ）が発生している。
また、比較例のNo.17 はC を限定範囲を超えて含有し、
25％≦20×C ％＋Mn％≦29％を満足していないため、い
ずれの腐食条件においても応力腐食割れ（粒内割れ）が
発生している。
o.13 よりも多く含有しているため、いずれの腐食条件
においても応力腐食割れ（粒界割れ）が発生している。
また、比較例のNo.17 はC を限定範囲を超えて含有し、
25％≦20×C ％＋Mn％≦29％を満足していないため、い
ずれの腐食条件においても応力腐食割れ（粒内割れ）が
発生している。
【００３７】表３から明らかなように、本発明例は圧延
まま材（履歴Ａ）、応力除去焼鈍処理材（履歴Ｂ）とも
優れた機械的性質と透磁率を有している。特に、本発明
例のNo.5はTiを含有しているため高い靱性(vE0) を、N
o.6、7 、9 、10はNbまたはVを含有しているため高い0.
2 ％耐力を有している。また、表には示していないが、
本発明例のNo.8、9 、10はCa、S 、Zrのいずれかを含有
しているため被削性が著しく良好であった。
まま材（履歴Ａ）、応力除去焼鈍処理材（履歴Ｂ）とも
優れた機械的性質と透磁率を有している。特に、本発明
例のNo.5はTiを含有しているため高い靱性(vE0) を、N
o.6、7 、9 、10はNbまたはVを含有しているため高い0.
2 ％耐力を有している。また、表には示していないが、
本発明例のNo.8、9 、10はCa、S 、Zrのいずれかを含有
しているため被削性が著しく良好であった。
【００３８】一方、比較例のNo.11 はMoとAlを含有して
いないため、履歴Ａでは0.2 ％耐力が低く、履歴Ｂでは
0.2 ％耐力とvE0 が低く、透磁率が上昇している。比較
例のNo.12 はAlを含有していないため、履歴ＢではvE0
が低い。比較例のNo.13 はMoとAlを含有していないた
め、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇している。比
較例のNo.14 はMoとAlを含有していないため、履歴Ｂで
はvE0 が低い。比較例のNo.15 はC 含有量が低く、Moと
Alを含有していないため、履歴Ａ、Ｂでは0.2 ％耐力が
低く、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇している。
比較例のNo.17 はC 含有量が高く、MoとAlを含有してい
ないため、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇してい
る。
いないため、履歴Ａでは0.2 ％耐力が低く、履歴Ｂでは
0.2 ％耐力とvE0 が低く、透磁率が上昇している。比較
例のNo.12 はAlを含有していないため、履歴ＢではvE0
が低い。比較例のNo.13 はMoとAlを含有していないた
め、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇している。比
較例のNo.14 はMoとAlを含有していないため、履歴Ｂで
はvE0 が低い。比較例のNo.15 はC 含有量が低く、Moと
Alを含有していないため、履歴Ａ、Ｂでは0.2 ％耐力が
低く、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇している。
比較例のNo.17 はC 含有量が高く、MoとAlを含有してい
ないため、履歴ＢではvE0 が低く、透磁率が上昇してい
る。
【００３９】以上、述べたように、本発明例は圧延まま
材、応力除去焼鈍処理材とも優れた耐応力腐食割れ性、
機械的性質および透磁率を有しているが、比較例は耐応
力腐食割れ性、機械的性質および透磁率のすべての特性
を同時に満足するものはない。
材、応力除去焼鈍処理材とも優れた耐応力腐食割れ性、
機械的性質および透磁率を有しているが、比較例は耐応
力腐食割れ性、機械的性質および透磁率のすべての特性
を同時に満足するものはない。
【００４０】
【発明の効果】以上、述べたところから明らかなよう
に、本発明鋼は表面塗装や陰極防食を施さずとも、耐応
力腐食割れ性が優れているため、腐食環境下で使用して
も応力腐食割れが発生することはない。また、冷間加
工、応力除去焼鈍処理を行っても、機械的性質が優れて
いるため、0.2 ％耐力が高く、靱性の低下が少なく、透
磁率の上昇も僅かである。
に、本発明鋼は表面塗装や陰極防食を施さずとも、耐応
力腐食割れ性が優れているため、腐食環境下で使用して
も応力腐食割れが発生することはない。また、冷間加
工、応力除去焼鈍処理を行っても、機械的性質が優れて
いるため、0.2 ％耐力が高く、靱性の低下が少なく、透
磁率の上昇も僅かである。
【図１】C-Mn系鋼におけるC およびMn含有量と応力腐食
割れとの関係を示す図である。
割れとの関係を示す図である。
【図２】0.6％C-15％Mn-0.5％Mo-0.03 ％Al鋼、 0.6％C
-15％Mn-0.5％Mo鋼、 0.6％C-15％Mn鋼の熱間圧延まま
材の冷間加工による透磁率の変化を示す図である。
-15％Mn-0.5％Mo鋼、 0.6％C-15％Mn鋼の熱間圧延まま
材の冷間加工による透磁率の変化を示す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 C:0.40〜0.65％、 Mn:13.0〜20.0％、S
i:0.1〜1.5 ％、 Mo:0.01〜3.0 ％、Al:0.005〜1.0
％、 N:0.001〜0.10％を含有し、かつ、C とMnの関係が
25％≦20×C ％＋Mn％≦29％であり、残部がFeおよび不
可避的不純物からなることを特徴とする耐応力腐食割れ
性および機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼。 - 【請求項２】 Nb:0.01〜1.0 ％、V:0.01〜1.0 ％、T
i:0.005〜0.2 ％の内から選んだ１種以上を含有する請
求項１記載の耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れ
た高Mn非磁性鋼。 - 【請求項３】 Ca:0.0005〜0.020 ％、S:0.03〜0.15
％、Zr:0.005〜0.5 ％の内から選んだ１種以上を含有す
る請求項１または請求項２記載の耐応力腐食割れ性およ
び機械的性質の優れた高Mn非磁性鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25852293A JP3182995B2 (ja) | 1993-10-15 | 1993-10-15 | 耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP25852293A JP3182995B2 (ja) | 1993-10-15 | 1993-10-15 | 耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07126809A JPH07126809A (ja) | 1995-05-16 |
| JP3182995B2 true JP3182995B2 (ja) | 2001-07-03 |
Family
ID=17321384
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP25852293A Expired - Lifetime JP3182995B2 (ja) | 1993-10-15 | 1993-10-15 | 耐応力腐食割れ性および機械的性質の優れた高Ｍｎ非磁性鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3182995B2 (ja) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2010126268A2 (ko) * | 2009-04-28 | 2010-11-04 | 연세대학교 산학협력단 | 고강도 및 고연성을 갖는 고망간 질소 함유 강판 및 그 제조방법 |
| CN104011248B (zh) * | 2011-12-23 | 2016-08-17 | Posco公司 | 具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板及其制造方法 |
| AU2014294080B2 (en) * | 2013-07-26 | 2017-05-25 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel material for oil well and oil well pipes |
| CN104894471A (zh) * | 2014-03-04 | 2015-09-09 | 宝钢特钢有限公司 | 一种高锰高铝含钒无磁钢板及其制造方法 |
| CN104109800B (zh) * | 2014-07-03 | 2016-06-29 | 武汉钢铁(集团)公司 | 高强度含钒高锰无磁钢及其生产方法 |
| WO2017109233A1 (en) * | 2015-12-24 | 2017-06-29 | Rovalma, S.A | Long durability high performance steel for structural, machine and tooling applications |
| KR101747034B1 (ko) * | 2016-04-28 | 2017-06-14 | 주식회사 포스코 | 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법 |
| KR102119962B1 (ko) * | 2018-10-25 | 2020-06-05 | 주식회사 포스코 | 용접성이 우수한 고강도 및 고연성 비자성 강재 및 이의 제조방법 |
-
1993
- 1993-10-15 JP JP25852293A patent/JP3182995B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH07126809A (ja) | 1995-05-16 |
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