JPH0297647A - ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法 - Google Patents
ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法Info
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- JPH0297647A JPH0297647A JP63248567A JP24856788A JPH0297647A JP H0297647 A JPH0297647 A JP H0297647A JP 63248567 A JP63248567 A JP 63248567A JP 24856788 A JP24856788 A JP 24856788A JP H0297647 A JPH0297647 A JP H0297647A
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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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
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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］
本発明は化学、海水、原子力等各種プラン１〜やＬ Ｐ
ｔ；タンカーに用いられるバタフライ弁のバルブステ
ノ、用材料およびその製造方法に関するものである。
ｔ；タンカーに用いられるバタフライ弁のバルブステ
ノ、用材料およびその製造方法に関するものである。
［ｂ℃来の技術］
バルブステムはバタフライ弁を開閉する際にバタフライ
弁の回動軸となる部材である。バタフライ弁は各種化学
ブラントやＬ Ｆ’ Ｇタンカーなどに１吏川されるた
め、バルブステムに要求される特性としては、ねじり強
度、低温靭性、高温強度、耐食性および溶接性であるが
中でもねじり強度が重要な特性である。なお、溶接性は
高温時にステライト盛りをして使用するため必要とされ
るものであり、Ｎｉ系でないと７ｇ接性を確保するのが
困難である。
弁の回動軸となる部材である。バタフライ弁は各種化学
ブラントやＬ Ｆ’ Ｇタンカーなどに１吏川されるた
め、バルブステムに要求される特性としては、ねじり強
度、低温靭性、高温強度、耐食性および溶接性であるが
中でもねじり強度が重要な特性である。なお、溶接性は
高温時にステライト盛りをして使用するため必要とされ
るものであり、Ｎｉ系でないと７ｇ接性を確保するのが
困難である。
従来のバルブステム材ｆ１としては、常温のみて使用さ
れる場合は、５ＵＳ４３１で代入されるマルチンサイト
系ステンレス鋼が使用されている。
れる場合は、５ＵＳ４３１で代入されるマルチンサイト
系ステンレス鋼が使用されている。
しかし、この５ＵＳ４３１を使用した場合、ねじり強度
は３５ ｋｇｆ／ ａｍ’と十分であるが、低温靭性（
−１９６℃）が０に等しく、高温強度（６００℃１０３
時間、ラブチャー）が７ ｋｇｆ／輸鵬２と低く、また
耐食性および溶接性においても劣るので、用途が限定さ
れる。
は３５ ｋｇｆ／ ａｍ’と十分であるが、低温靭性（
−１９６℃）が０に等しく、高温強度（６００℃１０３
時間、ラブチャー）が７ ｋｇｆ／輸鵬２と低く、また
耐食性および溶接性においても劣るので、用途が限定さ
れる。
そこで低温用のバルブステム材料としては５ＵＳ３０４
．５ＵＳ３０４Ｎ！で代表されるオーステナイト系ステ
ンレス鋼ガ使用されている。しかし、５ＵＳ３０４およ
び５ＵＳ３０４Ｎｚでは、ねじり強度が１０〜２０ ｋ
ｇｆ／ ａ＋ｓ＋２と低いので、軸径を太くして使用す
るため、重量が増加し弁が大形化するという問題点があ
った。
．５ＵＳ３０４Ｎ！で代表されるオーステナイト系ステ
ンレス鋼ガ使用されている。しかし、５ＵＳ３０４およ
び５ＵＳ３０４Ｎｚでは、ねじり強度が１０〜２０ ｋ
ｇｆ／ ａ＋ｓ＋２と低いので、軸径を太くして使用す
るため、重量が増加し弁が大形化するという問題点があ
った。
また、高温用のバルブステム材料としては、インコロイ
８００に代表される高Ｎｉ合金がある。
８００に代表される高Ｎｉ合金がある。
しかし、このインコロイ８００においてはねじり強度が
十分でない上に高価であるという欠点がある。
十分でない上に高価であるという欠点がある。
［発明が解決しようとする課題］
−ｍにオーステナイト系ステンレス鋼はフェライト系ス
テンレス鋼と異なって比例限（弾性限）におけるねじり
強度が低い、しかし、低温靭性、高温強度、耐食性およ
び溶接性の面からはオーステナイト系ステンレス鋼が最
適である０本発明はバルブステム用材料の前記のごとき
問題点に鑑みてなされたもので、オーステナイト系ステ
ンレス鋼のねじり強度を向上させ、バルブステム用鋼と
して有用な材料とその製造方法を提供することを目的と
する。
テンレス鋼と異なって比例限（弾性限）におけるねじり
強度が低い、しかし、低温靭性、高温強度、耐食性およ
び溶接性の面からはオーステナイト系ステンレス鋼が最
適である０本発明はバルブステム用材料の前記のごとき
問題点に鑑みてなされたもので、オーステナイト系ステ
ンレス鋼のねじり強度を向上させ、バルブステム用鋼と
して有用な材料とその製造方法を提供することを目的と
する。
［課題を解決するための手段］
本発明のねじり強度の優れたバルブステム用鋼は、必須
成分として重量比にしてＣ；０ 、ｏ ３％以下、Ｓ
ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜
２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ、０．１〜０．３％、
Ｎｒ；０．０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならび
に不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二重
構造組織からなるもので、さらに耐食性を改善するため
に必要に応じてＭｏ；４゜０％以下、Ｃｕ；４．０％以
下、Ｓ、０．００２％以下のうち１種ないし２種以上を
含有し、さらに切削性を改善させるために必要に応じて
Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ
；ｏ 、ｏ ８０％以下、Ｐ、０．１００％以下のう
ち１種ないし２種以上を含有し、さらに熱間加工性を劣
化させることなく切削性を改善するために必要に応じて
Ｂ ｉ；０．３００％以下と、Ｐｂ、０．３００％以下
、Ｂ、０．０１００％以下を１種ないし２種以上を含有
し、さらに強度を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔ
ｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％
以下をｌＦ！ｉ以上含有し、さらに熱間加工性を改善す
るため必要に応じてＢ；０．０００５〜０．０１００％
、Ｃａ；０．０００５％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．
０００５〜０．０１００％、希土類元素０．０００５〜
０．０１００％のうち１種ないし２種以上を含有するこ
とを要旨とする。
成分として重量比にしてＣ；０ 、ｏ ３％以下、Ｓ
ｉ；２．０％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜
２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ、０．１〜０．３％、
Ｎｒ；０．０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならび
に不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二重
構造組織からなるもので、さらに耐食性を改善するため
に必要に応じてＭｏ；４゜０％以下、Ｃｕ；４．０％以
下、Ｓ、０．００２％以下のうち１種ないし２種以上を
含有し、さらに切削性を改善させるために必要に応じて
Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ
；ｏ 、ｏ ８０％以下、Ｐ、０．１００％以下のう
ち１種ないし２種以上を含有し、さらに熱間加工性を劣
化させることなく切削性を改善するために必要に応じて
Ｂ ｉ；０．３００％以下と、Ｐｂ、０．３００％以下
、Ｂ、０．０１００％以下を１種ないし２種以上を含有
し、さらに強度を向上させるために必要に応じてＶ、Ｔ
ｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％
以下をｌＦ！ｉ以上含有し、さらに熱間加工性を改善す
るため必要に応じてＢ；０．０００５〜０．０１００％
、Ｃａ；０．０００５％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．
０００５〜０．０１００％、希土類元素０．０００５〜
０．０１００％のうち１種ないし２種以上を含有するこ
とを要旨とする。
また、本発明のねじり強度の優れたバルブステム用鋼の
製造方法は、重量比にしてｃＨｏ．０３％以下、Ｓ ｉ
；２．０％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２
０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ、０．１〜０．３％、Ｎ
ｒ；０．０２〜０．２５％を含有し、あるいはこれにＭ
ｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ、０．００
２％以下のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
ならびに不純物元素からなる鋼を、１１００〜１３００
℃に加熱し、粗圧延温度１０００〜１２００℃で加工量
５０％以上の圧延を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し
、ついで仕上圧延温度８００〜１０００℃で加工！１３
０％以上の圧延を行い、圧延後の冷却速度を４℃／分以
上で冷却することにより、その組織が再結晶前ニー重構
造組織とすることを要旨とする。
製造方法は、重量比にしてｃＨｏ．０３％以下、Ｓ ｉ
；２．０％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２
０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ、０．１〜０．３％、Ｎ
ｒ；０．０２〜０．２５％を含有し、あるいはこれにＭ
ｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ、０．００
２％以下のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅ
ならびに不純物元素からなる鋼を、１１００〜１３００
℃に加熱し、粗圧延温度１０００〜１２００℃で加工量
５０％以上の圧延を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し
、ついで仕上圧延温度８００〜１０００℃で加工！１３
０％以上の圧延を行い、圧延後の冷却速度を４℃／分以
上で冷却することにより、その組織が再結晶前ニー重構
造組織とすることを要旨とする。
本発明は再結晶加工２重構造がオーステナイト系ステン
レス鋼に低温靭性、高温強度、耐食性および溶接性を保
持したままねじり強度の向上をもたらすという新たな知
見に基づくものである。再結晶加工２重構造組織は本発
明の組成を有する合金を本発明の製造方法により処理し
たときに得られるものである。一般にオーステナイト系
ステンレス鋼の組織は、光学顕微鏡で観察される１００
μ程度のミクロ組織と、電子顕微鏡で観察される１重程
度のサブ組織から成立ｊ７ている。オーステナイト系ス
テンレス鋼は固溶化熱処理をして使用するのが通常であ
って、固溶化熱処理後の組織の２００倍のむのを第２図
（イ）に、２万倍のものを第２図（ロ）に示す、また、
従来知られている制御圧延組織は第３図（イ）く口）に
示すように、（イ）のミクロ組繊は混粒の加工組織にな
っており、く口）のサブ組織も加工組織である。
レス鋼に低温靭性、高温強度、耐食性および溶接性を保
持したままねじり強度の向上をもたらすという新たな知
見に基づくものである。再結晶加工２重構造組織は本発
明の組成を有する合金を本発明の製造方法により処理し
たときに得られるものである。一般にオーステナイト系
ステンレス鋼の組織は、光学顕微鏡で観察される１００
μ程度のミクロ組織と、電子顕微鏡で観察される１重程
度のサブ組織から成立ｊ７ている。オーステナイト系ス
テンレス鋼は固溶化熱処理をして使用するのが通常であ
って、固溶化熱処理後の組織の２００倍のむのを第２図
（イ）に、２万倍のものを第２図（ロ）に示す、また、
従来知られている制御圧延組織は第３図（イ）く口）に
示すように、（イ）のミクロ組繊は混粒の加工組織にな
っており、く口）のサブ組織も加工組織である。
本発明の再結晶加Ｉ ２重ｎ４造組織を得るための温度
と時間の関係を示した図に表したのが第１図である。先
ず加熱温度１１００〜１３００℃でＮｂ析出物を完全に
固溶化する０次いで１０００〜１２００℃加工１５０％
以上の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０秒〜５
分であって、粗圧延最終ロールから仕上圧延開始までに
すみやかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な再
結晶組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工量
３０％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４”Ｃ／ｗ
ｉｎ以上とする。
と時間の関係を示した図に表したのが第１図である。先
ず加熱温度１１００〜１３００℃でＮｂ析出物を完全に
固溶化する０次いで１０００〜１２００℃加工１５０％
以上の粗圧延を行う、粗圧延後の冷却時間は１０秒〜５
分であって、粗圧延最終ロールから仕上圧延開始までに
すみやかに所定の温度に冷却し、再結晶させて微細な再
結晶組織を得る。仕上圧延は８００〜１０００℃加工量
３０％以上で行う、仕上圧延後の冷却速度は４”Ｃ／ｗ
ｉｎ以上とする。
本発明および比較例の製造方法によって製造されたｍ微
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
鏡組織の写真を第４図〜第８図に示す。
仕上圧延開始温度は１０５０℃、９８０℃、９００℃１
８５０℃、７００℃でそれぞれの写真の（イ）は２００
倍、（ロ）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工２
重ｊｒ４造組織は第５図〜第７図の写真から明らかなよ
うに、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さら
にそれらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。
８５０℃、７００℃でそれぞれの写真の（イ）は２００
倍、（ロ）は２万倍である０本発明で言う再結晶加工２
重ｊｒ４造組織は第５図〜第７図の写真から明らかなよ
うに、ミクロ組織は数十μの再結晶組織からなり、さら
にそれらは数μのサブ再結晶組織から成り立っている。
このサブ組織のサブ結晶粒は高密度の転位を有している
加工組織である。
加工組織である。
ここで仕上圧延開始温度を１０００℃より高くすると、
第４図に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見られな
くなりねじり強度アンプが殆どなくなる。一方８００℃
より低くすると、第８図から明らかなように、サブ再結
晶組織の形成が見られなくなり、ねじり強度の向上が得
られない。
第４図に示すようにサブ結晶粒には転位が殆ど見られな
くなりねじり強度アンプが殆どなくなる。一方８００℃
より低くすると、第８図から明らかなように、サブ再結
晶組織の形成が見られなくなり、ねじり強度の向上が得
られない。
本発明はオーステナイト系ステンレス鋼において、前記
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである。本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、１■圧延後におい
て微細結晶組織を得やすくする。また、仕上圧延時に（
Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが超微細に転位または下部再結晶粒界上
に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｒ；Ｎおよび
〈Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するため、下部再
結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著しい強度向ト
を実現する。ＣについてはＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出を促進し
、熱間加工性を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎｈ）Ｈの析出
強化能を；戊退させる。さらにＣｒ２゜Ｃ，の析出をも
促進して、耐食性を低下させるので、Ｃ址を下げること
が最も重要である。
の制御圧延によって優れた特性を得るためには、Ｃ量を
下げ、Ｎ、Ｎｂを添加することが重要であるとの知見に
基づいたものである。本発明組成によれば、再結晶温度
を著しく高めて制御圧延を容易にし、１■圧延後におい
て微細結晶組織を得やすくする。また、仕上圧延時に（
Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが超微細に転位または下部再結晶粒界上
に歪誘起析出して、分散強化と共に固溶Ｎｒ；Ｎおよび
〈Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎが転位の回復を抑制するため、下部再
結晶組織中の転位密度を増大せしめて、著しい強度向ト
を実現する。ＣについてはＮｂ（Ｃ，Ｎ）析出を促進し
、熱間加工性を損なうと同時に（Ｃｒ、Ｎｈ）Ｈの析出
強化能を；戊退させる。さらにＣｒ２゜Ｃ，の析出をも
促進して、耐食性を低下させるので、Ｃ址を下げること
が最も重要である。
本発明鋼に含有されるＣ、ＮおよびＮｂのマイクロアロ
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
イ元素の作用についてさらに詳述すると以下の通りであ
る。
先ず強度について述べると、固溶化熱処理組織において
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が
析出して結晶粒をＶ＆細化することによって、強度向上
に寄与する。本発明の再結晶加工２重構造組繊を有する
本発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化
熱処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の
約２倍大きくなる。この２ニジい効果は本発明者等の研
究によると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒
界」二に（ＣｒＮ ｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、
それらを固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大
せしめるためであることが明らかにされている。
は、Ｎは固溶強化に寄与する。また、Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）が
析出して結晶粒をＶ＆細化することによって、強度向上
に寄与する。本発明の再結晶加工２重構造組繊を有する
本発明組成の鋼においては、Ｎ、Ｎｂとの効果は固溶化
熱処理組織における通常知られているＮ、Ｎｂの効果の
約２倍大きくなる。この２ニジい効果は本発明者等の研
究によると仕上圧延時に導入される転位組織および亜粒
界」二に（ＣｒＮ ｂ）Ｎが超微細に歪誘起析出して、
それらを固着し、転位の回復を遅らせ、転位密度を増大
せしめるためであることが明らかにされている。
次ぎに耐食性について述べると、Ｃが０．０３％以下で
Ｎ、Ｎｂを３１Ｊｔ含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食
性は、粒界にＣｒ２．Ｃ，が形成されず、しかもＮの耐
食性向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−
８Ｎｉ鋼の耐食性よりも浸れていることを見出だした０
粒界Ｃ： ｒ ２３ Ｃｓが形成されない理由は、Ｃが
少なくＮの高いステンレス鋼の場合ＣｒＢＣｓに代わっ
てＣｒ２ｊ （Ｃ、Ｎ ）６が析出するが、この析出物
の析出速度が著しく遅い。またＮｂによってそもそも少
ないＣがＮｂＣとなって固ｉ８Ｃは殆ど存在しないため
である。
Ｎ、Ｎｂを３１Ｊｔ含んだ本発明鋼の制御圧延材の耐食
性は、粒界にＣｒ２．Ｃ，が形成されず、しかもＮの耐
食性向上作用によって、固溶強化熱処理した１８Ｃｒ−
８Ｎｉ鋼の耐食性よりも浸れていることを見出だした０
粒界Ｃ： ｒ ２３ Ｃｓが形成されない理由は、Ｃが
少なくＮの高いステンレス鋼の場合ＣｒＢＣｓに代わっ
てＣｒ２ｊ （Ｃ、Ｎ ）６が析出するが、この析出物
の析出速度が著しく遅い。またＮｂによってそもそも少
ないＣがＮｂＣとなって固ｉ８Ｃは殆ど存在しないため
である。
以上述べたように低Ｃ，Ｎ、Ｎｂのマイクロアロイ元素
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ優れたねじり強度を持つオーステナイト系ステン
レス鋼が得られることを見出だすと共に、これをバルブ
ステム用材料として用いたものである。
が、制御圧延材の強度向上と耐食性の改善に不可欠であ
ること、これらの元素と制御圧延との組み合わせによっ
てのみ優れたねじり強度を持つオーステナイト系ステン
レス鋼が得られることを見出だすと共に、これをバルブ
ステム用材料として用いたものである。
以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。
Ｃ；Ｏ、ｏ ３％以下
Ｃは制御圧延後の耐食性、制御圧延時の熱間加工性を著
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要がある。また、Ｃが多い
ほどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎ
の微細析出を妨害し、強度低下の原因となるので、その
上限を０．０３％とした。
しく損なう本発明においては重要な元素であり、少なく
とも０．０３％以下にする必要がある。また、Ｃが多い
ほどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（Ｃｒ、Ｎｂ）Ｎ
の微細析出を妨害し、強度低下の原因となるので、その
上限を０．０３％とした。
Ｓ ｉ；２．０％以下
Ｓｉは脱酸剤として添加する他に強度をも改善する元素
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％とした
。
であるが、反面溶接時の高温割れ性、凝固時のＮ固溶量
を減少させる元素でもあり、良好な鋼塊を得るには２．
０％以下にする必要があり、その上限を２．０％とした
。
Ｍｎ；１０．０％以下
Ｍｎは脱酸剤として添加する他Ｎの溶解度を増加させる
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を１０．０％とした。
元素であるが、反面含有量が増加すると耐食性、熱間加
工性を損なうのでその上限を１０．０％とした。
Ｎ ｉ；６〜２０％
Ｎｉはオーステナイト系ステンレス鋼の基本元素であり
、優れた耐食性と低温靭性およびオーステナイト組織を
得るためには６％以上の含有が必要である。しかし、Ｎ
ｉ量が増加しすぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性
などを低下させるので、その上限を２０％とした。
、優れた耐食性と低温靭性およびオーステナイト組織を
得るためには６％以上の含有が必要である。しかし、Ｎ
ｉ量が増加しすぎると溶接時の溶接割れ性、熱間加工性
などを低下させるので、その上限を２０％とした。
Ｃｒ；１６〜３０％
Ｃｒはステンレス鋼の基本元素であり、優れた耐食性を
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を３０％とした。
得るためには少なくとも１６％以上の含有が必要である
。しかし、Ｃｒ量が増加しすぎると高温でのδ／γ組織
のバランスを損なうのでその上限を３０％とした。
Ｎ、０．１０〜０．３０％
Ｎは侵入型の固溶強化および（ＣｒＮｂ）Ｎ析出による
結晶粒の微細化、析出強化作用によるねじり強度の向上
および高温強度の向上を有するなど本発明においては最
も主要な強化元素であり、かつ制御圧延後の耐食性改善
に寄与する元素でもあり、これらの効果を得るには０．
１０％以上の含有が必要であり、下限を０．１０％とし
た。しかし、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性を低下し
、さらに凝固時、溶接時にブローホールが発生しやすく
、なるので、その上限を０．３０％とした。
結晶粒の微細化、析出強化作用によるねじり強度の向上
および高温強度の向上を有するなど本発明においては最
も主要な強化元素であり、かつ制御圧延後の耐食性改善
に寄与する元素でもあり、これらの効果を得るには０．
１０％以上の含有が必要であり、下限を０．１０％とし
た。しかし、Ｎ含有量が増加すると熱間加工性を低下し
、さらに凝固時、溶接時にブローホールが発生しやすく
、なるので、その上限を０．３０％とした。
Ｎｒ；０．０２〜０．２５％
Ｎｂは残存ＣをＮｂＣとして固定し、制御圧延後の耐食
性を改善し、かつ（ＣｒＮ ｂ） Ｎ析出による結晶粒
の微細化によるねじり強度の向上および高温強度の向上
、さらには制御圧延後の強度を改善する本発明において
は主要な元素であり、少なくとも０．０２％以上の含有
が必要である。しかし、Ｎｂは高価な元素でもあり、か
つ必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上限
を０．２５％とした。
性を改善し、かつ（ＣｒＮ ｂ） Ｎ析出による結晶粒
の微細化によるねじり強度の向上および高温強度の向上
、さらには制御圧延後の強度を改善する本発明において
は主要な元素であり、少なくとも０．０２％以上の含有
が必要である。しかし、Ｎｂは高価な元素でもあり、か
つ必要以上に含有させると熱間加工性を損なうので上限
を０．２５％とした。
Ｍｏ；４．０％以下、Ｃｕ；４．０％以下ＭＯ−Ｃｕは
いずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素である
。しかし、Ｍｏ、Ｃｕは高価な元素でもあり、かつ、４
％を越えて含有させると熱間加工性を損なうので上限を
それぞれ４％とした。
いずれも本発明鋼の耐食性をさらに改善する元素である
。しかし、Ｍｏ、Ｃｕは高価な元素でもあり、かつ、４
％を越えて含有させると熱間加工性を損なうので上限を
それぞれ４％とした。
Ｓ、０．００２％以下
Ｓはその含有量を大幅に低減することにより耐食性を向
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、低温靭性
を向上させるものであり、その含有量は少ないほど望ま
しく、少なくとも０．００２％以下、望ましくは０．０
０１％以下にすることが好ましい。
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、低温靭性
を向上させるものであり、その含有量は少ないほど望ま
しく、少なくとも０．００２％以下、望ましくは０．０
０１％以下にすることが好ましい。
５ｅＨ０，０８０％以下、ｓ ；０ 、Ｏｓ ｏ％以下
Ｓ、Ｓｅは本発明鋼の被剛性を改善する元素であり、Ｓ
は０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含有
させる必要がある。しかし、Ｓ、Ｓｅともにｏ、ｏｓｏ
％を越えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下させ
るので上限をｏ、ｏｓ。
Ｓ、Ｓｅは本発明鋼の被剛性を改善する元素であり、Ｓ
は０．０２０％を越えて、Ｓｅは０．００５％以上含有
させる必要がある。しかし、Ｓ、Ｓｅともにｏ、ｏｓｏ
％を越えて含有させると熱間加工性、耐食性を低下させ
るので上限をｏ、ｏｓ。
％としな。
Ｔｅ；０．０８０％以下
ＴｅはＭ ｎ Ｓの介在物を球状化し圧延方向と直角方
向の靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元
素であり少なくとも０．００５０％以上含イｉされるこ
とが望ましい。ｏ 、ｏ ｓ ｏ％以上添加すると熱間
加工性を阻害するので上限を０．０８０％とした。
向の靭性を改善し異方性の低下を防止するのに必要な元
素であり少なくとも０．００５０％以上含イｉされるこ
とが望ましい。ｏ 、ｏ ｓ ｏ％以上添加すると熱間
加工性を阻害するので上限を０．０８０％とした。
Ｐ、０．１００％以下
Ｐは被削性を改善するため添加される元素であり、少な
くとも０．０４％以−Ｊ二含有されることが望ましい。
くとも０．０４％以−Ｊ二含有されることが望ましい。
しかし、０．１００？べ以上になると熱間加工性が損な
われるので、上限を０．１００％としな。
われるので、上限を０．１００％としな。
Ｂｉ：０．３００％工゛ｌ下、Ｐｂ：０．３００％以下
ＢｉおよびＰｂは被削性を改善するために必要な元素で
あり少なくとも００３％以上が含有されることが望まし
い、しかし、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害
されるので、その上限を０３００％とした。
ＢｉおよびＰｂは被削性を改善するために必要な元素で
あり少なくとも００３％以上が含有されることが望まし
い、しかし、０．３００％を越えると熱間加工性が阻害
されるので、その上限を０３００％とした。
Ｂ、Ｏ，０１００％以下
ＢはＢ１とＰｂを添加したときに、熱間加工性が低下す
るのを防止するために添加されるが、前記効果を得るた
めには少なくとも０．０００５０％以上が添加されるこ
とが望ましい。しかし、００１００％を越えて添加して
も、その効果の向上は期待されないので、」１限をｏ、
ｏｔｏｏ％とした。
るのを防止するために添加されるが、前記効果を得るた
めには少なくとも０．０００５０％以上が添加されるこ
とが望ましい。しかし、００１００％を越えて添加して
も、その効果の向上は期待されないので、」１限をｏ、
ｏｔｏｏ％とした。
Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、ｌｉｔ、Ｚｒ、Ａｌ；０．３０％
以下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａ、ｌはねじり強度
および高温強度を向上させるために添加される元素であ
るが、０６３０％を越えて含有させても、その効果の向
上が望めないので、上限を０．３０９６とした。
以下 Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａ、ｌはねじり強度
および高温強度を向上させるために添加される元素であ
るが、０６３０％を越えて含有させても、その効果の向
上が望めないので、上限を０．３０９６とした。
Ｂ、０．０００５ Ｎｏ、０１００％、Ｃａ；０．００
０５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１
００％、希土類元素；０．０００５〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍ８、および希土類元素は熱間加工性と改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．０００５％以りの添加が必要であ
る。しかし、０．０１００％以上添加してらその効果の
向上が望めないので、上限を０．０１００！！石とした
。
０５〜０．０１００％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１
００％、希土類元素；０．０００５〜０．０１００％ Ｂ、Ｃａ、Ｍ８、および希土類元素は熱間加工性と改善
するため必要な元素であって、熱間加工性を改善するた
めには少なくとも０．０００５％以りの添加が必要であ
る。しかし、０．０１００％以上添加してらその効果の
向上が望めないので、上限を０．０１００！！石とした
。
また、制御圧延において、加熱温度を１１００〜１３０
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎ ｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためで！）る
。１１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出
物と完全に固溶させることが困難であるためであり、１
３００℃を越えて加熱すると粒界の一部がＬ８融または
結晶粒が粗大化して圧延が困難になるためである。
０℃としたのは、圧延時の変形抵抗を小さくすると共に
、Ｎ ｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためで！）る
。１１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出
物と完全に固溶させることが困難であるためであり、１
３００℃を越えて加熱すると粒界の一部がＬ８融または
結晶粒が粗大化して圧延が困難になるためである。
粗圧延温度を１０００〜１２００℃としたのは、微細再
結晶組織を得るためであり、１０００℃未満では微細再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が粗大化するためである。
結晶組織を得るためであり、１０００℃未満では微細再
結晶組織を得ることができないからであり、１２００℃
以上では再結晶により結晶粒が粗大化するためである。
粗圧延において加工量を５０％以上としたのは、加工量
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なくｌａ、ｔ
ｌｌｌｔ４１ｍが得られないからである。
５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なくｌａ、ｔ
ｌｌｌｔ４１ｍが得られないからである。
仕上圧延温度を８００〜１０００℃としたのは、再結晶
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２重構造組織を得
ることができないからであり、１０００℃を越えると再
結晶により再結晶組織となってしまうので、１０００℃
と上限とした。
加工２重構造組織を得るためである。８００℃以下では
加工組織になってしまい、再結晶加工２重構造組織を得
ることができないからであり、１０００℃を越えると再
結晶により再結晶組織となってしまうので、１０００℃
と上限とした。
仕上圧延において加工量を３０％以上としたのは、３０
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
％以下では加工歪が小さいために再結晶加工２重構造組
織が得られないためである。
粗圧延後に１０秒〜５分の冷却を行うのは、粗圧延を行
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、什」二圧延後冷却速度を４℃／分以上とした
のは、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２３Ｃ、またはＣｒ
２ Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
ってから再結晶を起こさせるのに必要な時間だからであ
る。また、什」二圧延後冷却速度を４℃／分以上とした
のは、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２３Ｃ、またはＣｒ
２ Ｎが粒界に析出し耐食性を低下するためである。
［実施例］
次に本発明鋼およびその製造方法の特徴を従来鋼、比較
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
鋼と比べて実施例でもって明らかにする。
第１表はこれら供試鋼の化学成分（重ｊ！ｌ ％ ）を
示す、第１表の供試鋼について本発明方法による制御圧
延および比較のために他の方法による制御圧延を施し、
組織、ねじり強度、孔食電位、切削性、熱間加工性、低
温靭性、高温強度について測定し、その結果を第２表に
示した。
示す、第１表の供試鋼について本発明方法による制御圧
延および比較のために他の方法による制御圧延を施し、
組織、ねじり強度、孔食電位、切削性、熱間加工性、低
温靭性、高温強度について測定し、その結果を第２表に
示した。
組織については、光学Ｅ微鏡組織は１０％修酸電解エツ
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、電
顕組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
チングを行った後、光学顕微鏡にて観察した。また、電
顕組織は薄膜を作成後、透過電子顕微鏡にて観察した。
ねじり強度については、常温でねじり速度１０”／ｗｉ
ｎという条件で比例限までねじり試験を行い、その時の
強度を測定したものである。
ｎという条件で比例限までねじり試験を行い、その時の
強度を測定したものである。
熱間加工性については、グリ−プル装置を用いて１１０
０℃で、引張速度５０１／秒という条件で高速高温引張
試験を行い、その絞り値を測定したものである。
０℃で、引張速度５０１／秒という条件で高速高温引張
試験を行い、その絞り値を測定したものである。
耐食性については、３０℃、３．５％ＮａＣｌ水溶液中
での孔食電位を測定したものである。
での孔食電位を測定したものである。
切削性については２０−輪の試験片を、５ＫＨ９の５＋
ｍｍφのドリルを用いて回転数７２５ ｒｐｓ、送り速
度０ 、１６ ａｍｌ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い
、その結果を示した。
ｍｍφのドリルを用いて回転数７２５ ｒｐｓ、送り速
度０ 、１６ ａｍｌ ｒｅｖでドリル寿命試験を行い
、その結果を示した。
低温靭性については、ＪＩＳ３号Ｕノツチ（２ｍ−）試
験片の５ｍｍ厚のもので、−１９６℃（７７Ｋ）でのシ
ャルピー衝撃値を測定した。
験片の５ｍｍ厚のもので、−１９６℃（７７Ｋ）でのシ
ャルピー衝撃値を測定した。
高温強度については、６００℃のクリープ・ラブチャー
試験における１０３時間での破断応力を測定した。
試験における１０３時間での破断応力を測定した。
（以下余白）
第１表および第２表から知られるように、Ｎｏ。
１〜３およびＮｏ、１１〜１２は第１発明鋼の組成のも
のを本発明方法により制御圧延したものであるが、ねじ
り強度、低温靭性、高温強度、孔食電位、切削性、熱間
加工性についてそれぞれ満足すべき結果を得た。これに
対しＮｏ、４〜１０は第１発明鋼の組成を持ったものに
ついて本発明方法以外の加工を施したもので、仕上圧延
温度が高く１０５０℃であるＮｏ、４は再結晶組織しか
得られず、ねじり強度が低い、仕上圧延温度が低く７０
０℃であるＮｏ、５は加工組織しか得られず異方性が甚
だしく大きい、Ｎｏ、６は圧延後固溶化熱処理をしたも
ので、ねじり強度において劣る。Ｎｏ、７は９００℃で
一段階の制御圧延を施したもので、加工組織であり異方
性が甚だしく大きい、Ｎｏ、８は７００℃で１段階の制
御圧延をしたもので、加工組織で異方性が甚だしく大き
い、Ｎｏ、９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分である
もので、孔食電位において劣る。Ｎｏ、１０は仕上圧延
における加工率が１０％と低いものであるが、十分なね
じり強度が得られていない。
のを本発明方法により制御圧延したものであるが、ねじ
り強度、低温靭性、高温強度、孔食電位、切削性、熱間
加工性についてそれぞれ満足すべき結果を得た。これに
対しＮｏ、４〜１０は第１発明鋼の組成を持ったものに
ついて本発明方法以外の加工を施したもので、仕上圧延
温度が高く１０５０℃であるＮｏ、４は再結晶組織しか
得られず、ねじり強度が低い、仕上圧延温度が低く７０
０℃であるＮｏ、５は加工組織しか得られず異方性が甚
だしく大きい、Ｎｏ、６は圧延後固溶化熱処理をしたも
ので、ねじり強度において劣る。Ｎｏ、７は９００℃で
一段階の制御圧延を施したもので、加工組織であり異方
性が甚だしく大きい、Ｎｏ、８は７００℃で１段階の制
御圧延をしたもので、加工組織で異方性が甚だしく大き
い、Ｎｏ、９は仕上圧延後の冷却速度が３℃／分である
もので、孔食電位において劣る。Ｎｏ、１０は仕上圧延
における加工率が１０％と低いものであるが、十分なね
じり強度が得られていない。
Ｎｏ、１３〜１６は本発明鋼の組成範囲外の成分を持つ
比較例で、本発明方法による制御圧延を施したものであ
るが、Ｎｏ、１３はＣが多く、孔食電位が悪い、Ｎｏ、
１４はＣｒが組成範囲より少ないものであるが、孔食電
位が劣る。Ｎｏ、１５はＮを組成範囲以下含むものであ
るが、ねじり強度、孔食電位が劣る。Ｎｏ、１６はＮｂ
を組成範囲以下含むものであるが、ねじり強度、孔食電
位が劣る。
比較例で、本発明方法による制御圧延を施したものであ
るが、Ｎｏ、１３はＣが多く、孔食電位が悪い、Ｎｏ、
１４はＣｒが組成範囲より少ないものであるが、孔食電
位が劣る。Ｎｏ、１５はＮを組成範囲以下含むものであ
るが、ねじり強度、孔食電位が劣る。Ｎｏ、１６はＮｂ
を組成範囲以下含むものであるが、ねじり強度、孔食電
位が劣る。
Ｎｏ、１７〜２１は本発明の第２発明鋼の組成のものを
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、ねじり強度、孔食電位、低温
靭性、高温強度共に優れた結果を得た。特に孔食電位に
ついて優れ、耐食性の優れていることが確認された。Ｎ
ｏ、２２〜２３は第２発明鋼の組成のものを本発明方法
でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は孔食電位、低
温靭性および高温強度において劣り、Ｎｏ、２３は９５
０℃で一段階制御圧延を施したもので、ねじり強度は優
れているものの異方性が甚だしく大きいことが確認され
た。
本発明方法により制御圧延したものであるが、再結晶加
工２重構造組織が得られ、ねじり強度、孔食電位、低温
靭性、高温強度共に優れた結果を得た。特に孔食電位に
ついて優れ、耐食性の優れていることが確認された。Ｎ
ｏ、２２〜２３は第２発明鋼の組成のものを本発明方法
でない処理を施したもので、Ｎｏ、２２は孔食電位、低
温靭性および高温強度において劣り、Ｎｏ、２３は９５
０℃で一段階制御圧延を施したもので、ねじり強度は優
れているものの異方性が甚だしく大きいことが確認され
た。
Ｎｏ、２４〜２８は切削性を改善するためＳｅ、Ｔｅ、
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、ね
じり強度、孔食電位、低温靭性、高温強度共に優れた結
果を得た。また、切削性についても測定した結果、優れ
た結果の得られることが確認された。
Ｓ、Ｐを添加した第３発明鋼であるが、本発明方法によ
る制御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、ね
じり強度、孔食電位、低温靭性、高温強度共に優れた結
果を得た。また、切削性についても測定した結果、優れ
た結果の得られることが確認された。
Ｎｏ、２９〜３１は切削性を改善するためＢｉ、Ｐｂ、
Ｂを添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制
御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、ねじり
強度、孔食電位、低温靭性、高温強度共に優れた結果を
得た。また、切削性、熱間加工性についても測定した結
果、熱間加工性を低下させることなく切削性を向上させ
ることが確認された。
Ｂを添加した第４発明鋼であるが、本発明方法による制
御圧延により、再結晶加工二重構造組織となり、ねじり
強度、孔食電位、低温靭性、高温強度共に優れた結果を
得た。また、切削性、熱間加工性についても測定した結
果、熱間加工性を低下させることなく切削性を向上させ
ることが確認された。
Ｎｏ、３２〜４０は強度を向上するためＶ、Ｔｉ、Ｗ、
Ｔｓ、Ｈｒ、Ｚｒ、Ａ１を添加した第５発明鋼であるが
、本発明方法による制御圧延により、再結、高加工二重
構造組織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、高
温強度共に優れた結果を得た。
Ｔｓ、Ｈｒ、Ｚｒ、Ａ１を添加した第５発明鋼であるが
、本発明方法による制御圧延により、再結、高加工二重
構造組織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、高
温強度共に優れた結果を得た。
Ｎｏ、４１〜４５は熱間加工性を改善するためＢ、Ｃａ
、Ｍｇ、希土類元素を添加した第６発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、高温強度
共に優れた結果を得た。また、熱間加工性についても測
定した結果、熱間加工性において優れていることが確認
された。
、Ｍｇ、希土類元素を添加した第６発明鋼であるが、本
発明方法による制御圧延により、再結晶加工二重構造組
織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、高温強度
共に優れた結果を得た。また、熱間加工性についても測
定した結果、熱間加工性において優れていることが確認
された。
Ｎｏ、４６〜４８は強度、耐食性、被剛性、熱間加工性
を改善する上記すべての元素を添加した第７発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重構造組織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、
高温強度共に優れた結果を得た。また、被剛性、熱間加
工性についても優れた結果の得られることが確認された
。
を改善する上記すべての元素を添加した第７発明鋼であ
るが、本発明方法による制御圧延により、再結晶加工二
重構造組織となり、ねじり強度、孔食電位、低温靭性、
高温強度共に優れた結果を得た。また、被剛性、熱間加
工性についても優れた結果の得られることが確認された
。
［発明の効果］
本発明のバルブステム用鋼およびその製造方法は以上説
明したように、オーステナイト系ステンレス鋼のＣ量を
低下すると共に適量のＮ、Ｎｂを添加し、２段階制御圧
延により組織を再結晶加工２重構造組織としたものは、
オーステナイト系ステンレス鋼のねじり強度を著しく向
上することを新たに知見すると共に、これをバルブステ
ム用鋼として新たな用途の開発に成功したものである。
明したように、オーステナイト系ステンレス鋼のＣ量を
低下すると共に適量のＮ、Ｎｂを添加し、２段階制御圧
延により組織を再結晶加工２重構造組織としたものは、
オーステナイト系ステンレス鋼のねじり強度を著しく向
上することを新たに知見すると共に、これをバルブステ
ム用鋼として新たな用途の開発に成功したものである。
本発明のパルプステム用鋼はねじり強度、低温靭性、高
温強度、耐食性および溶接性のすべての要求特性を満足
するものであり、化学、海水、原子力等の各種プラント
に用いられるバタフライ弁のベルブスデム用材料として
極めて有用なものである。
温強度、耐食性および溶接性のすべての要求特性を満足
するものであり、化学、海水、原子力等の各種プラント
に用いられるバタフライ弁のベルブスデム用材料として
極めて有用なものである。
第１図は本発明方法による制御圧延工程を温度と時間の
関係について示した図、第２（イ）（ロ）図は固溶化熱
処理を施した後の再結晶組織を表す顕微鏡写真の模写図
、第３図（イ）（ロ）は９００℃で仕ト圧延後の加工組
織を表ず顕＠鏡写真の模写図５第４（イ）（ロ）図は仕
上圧延開始温度１０５０℃の再結晶組織を表す顕微鏡写
真の模写図、第５図（イ〉〈口）は仕上圧延開始温度９
８０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模
写図、第６図くイ）（口〉は仕上圧延開始温度９００℃
の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図、
第７図〈イ）（ロ）は仕上圧延開始温度８５０℃の再結
晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図、第８図
（イ）〈口）は仕上圧延開始温度が７００℃の加工組織
を表す顕微鏡写真の模写図である。
関係について示した図、第２（イ）（ロ）図は固溶化熱
処理を施した後の再結晶組織を表す顕微鏡写真の模写図
、第３図（イ）（ロ）は９００℃で仕ト圧延後の加工組
織を表ず顕＠鏡写真の模写図５第４（イ）（ロ）図は仕
上圧延開始温度１０５０℃の再結晶組織を表す顕微鏡写
真の模写図、第５図（イ〉〈口）は仕上圧延開始温度９
８０℃の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模
写図、第６図くイ）（口〉は仕上圧延開始温度９００℃
の再結晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図、
第７図〈イ）（ロ）は仕上圧延開始温度８５０℃の再結
晶加工２重構造組織を表す顕微鏡写真の模写図、第８図
（イ）〈口）は仕上圧延開始温度が７００℃の加工組織
を表す顕微鏡写真の模写図である。
Claims (9)
- （１）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織か
らなるねじり強度の優れたバルブステム用鋼。 - （２）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなり、かつその組織が再結晶加工二重構造組織か
らなるねじり強度の優れたバルブステム用鋼。 - （３）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＳｅ；０．０８０％
以下、Ｔｅ；０．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下
、Ｐ；０．１００％以下のうち１種ないし２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその
組織が再結晶加工二重構造組織からなるねじり強度の優
れたバルブステム用鋼。 - （４）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＢｉ；０．３００％
以下と、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし２種
と、Ｂ；０．０１００％以下を含有し、残部Ｆｅならび
に不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工二重
構造組織からなるねじり強度の優れたバルブステム用鋼
。 - （５）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＶ、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ
、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１種以
上含有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつ
その組織が再結晶加工二重構造組織からなるねじり強度
の優れたバルブステム用鋼。 - （６）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５％〜０．０１００％、Ｍ
ｇ；０．０００５〜０．０１００％、希土類元素０．０
００５〜０．０１００％のうち１種ないし２種以上を含
有し、残部Ｆｅならびに不純物元素からなり、かつその
組織が再結晶加工二重構造組織からなるねじり強度の優
れたバルブステム用鋼。 - （７）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上と、Ｓｅ；０．０８０％以下、Ｔｅ；
０．０８０％以下、Ｓ；０．０８０％以下、Ｐ；０．１
００％以下のうち１種ないし２種以上と、Ｂｉ；０．３
００％以下、Ｐｂ；０．３００％以下のうち１種ないし
２種およびＢ；０．０１００％以下と、Ｖ、Ｔｉ、Ｗ、
Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、Ａｌをそれぞれ０．３０％以下を１
種以上と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；
０．０００５％〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５
〜０．０１００％、希土類元素０．０００５〜０．０１
００％のうち１種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅな
らびに不純物元素からなり、かつその組織が再結晶加工
二重構造組織からなるねじり強度の優れたバルブステム
用鋼。 - （８）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｂ；０．
０２〜０．２５％を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧
延温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延
を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延
温度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行
い、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組
織が再結晶加工二重構造組織からなるねじり強度の優れ
たバルブステム用鋼の製造方法。 - （９）重量比にしてＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．０
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃ
ｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１〜０．３％、Ｎｒ；０．
０２〜０．２５％を含有し、さらにＭｏ；４．０％以下
、Ｃｕ；４．０％以下、Ｓ；０．００２％以下のうち１
種ないし２種以上を含有し、残部Ｆｅならびに不純物元
素からなる鋼を、１１００〜１３００℃に加熱し、粗圧
延温度１０００〜１２００℃で加工量５０％以上の圧延
を施し、粗圧延後１０秒〜５分冷却し、ついで仕上圧延
温度８００〜１０００℃で加工量３０％以上の圧延を行
い、圧延後の冷却速度を４℃／分以上で冷却し、その組
織が再結晶加工二重構造組織からなるねじり強度の優れ
たバルブステム用鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63248567A JPH0297647A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63248567A JPH0297647A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0297647A true JPH0297647A (ja) | 1990-04-10 |
Family
ID=17180064
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63248567A Pending JPH0297647A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | ねじり強度の優れたバルブステム用鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0297647A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995018240A1 (en) * | 1993-12-30 | 1995-07-06 | Tadahiro Ohmi | Austenitic stainless steel, piping system and fluid-contacting parts |
| CN101775551A (zh) * | 2010-03-09 | 2010-07-14 | 江苏亚盛金属制品有限公司 | 一种新型耐海水腐蚀不锈钢及其钢丝绳制造方法 |
| US20140056751A1 (en) * | 2011-03-31 | 2014-02-27 | Kubota Corporation | Cast austenitic stainless steel |
-
1988
- 1988-09-30 JP JP63248567A patent/JPH0297647A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO1995018240A1 (en) * | 1993-12-30 | 1995-07-06 | Tadahiro Ohmi | Austenitic stainless steel, piping system and fluid-contacting parts |
| CN101775551A (zh) * | 2010-03-09 | 2010-07-14 | 江苏亚盛金属制品有限公司 | 一种新型耐海水腐蚀不锈钢及其钢丝绳制造方法 |
| US20140056751A1 (en) * | 2011-03-31 | 2014-02-27 | Kubota Corporation | Cast austenitic stainless steel |
| EP2692887A4 (en) * | 2011-03-31 | 2015-01-21 | Kubota Kk | CASTED AUSTENITIC STAINLESS STEEL |
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