JPH0297651A - 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 - Google Patents
制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH0297651A JPH0297651A JP63248566A JP24856688A JPH0297651A JP H0297651 A JPH0297651 A JP H0297651A JP 63248566 A JP63248566 A JP 63248566A JP 24856688 A JP24856688 A JP 24856688A JP H0297651 A JPH0297651 A JP H0297651A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolling
- stainless steel
- austenitic stainless
- rare earth
- 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.)
- Pending
Links
Classifications
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- 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
【発明の詳細な説明】
［産業上の利用分野］
本発明は化学、海水または原子カプラントに使用される
ｆｉ１″？Ｌ用鋼であって、制御圧延性に優れ、高強度
でかつ快削性のオーステナイト系ステンレス鋼およびそ
の１ｍ方法に関する。
ｆｉ１″？Ｌ用鋼であって、制御圧延性に優れ、高強度
でかつ快削性のオーステナイト系ステンレス鋼およびそ
の１ｍ方法に関する。
［従来の技術］
制御圧延を行って再結晶加工二重構造組織を有するオー
ステナイト系ステンレス鋼は、特開昭６３−５３２４４
等でも示されているように、高強度と高耐食性をあわせ
持つ材料であるが、高強度にしたことにより、必然的に
被削性が５ＵＳ３０４よりかなり低下していた。これを
改善するには、通常Ｐｂ、Ｓ、Ｓｅ等の被剛性元素を添
加して被剛性を改善し、熱間加工性の低下もＢ等の添加
により防止していた。
ステナイト系ステンレス鋼は、特開昭６３−５３２４４
等でも示されているように、高強度と高耐食性をあわせ
持つ材料であるが、高強度にしたことにより、必然的に
被削性が５ＵＳ３０４よりかなり低下していた。これを
改善するには、通常Ｐｂ、Ｓ、Ｓｅ等の被剛性元素を添
加して被剛性を改善し、熱間加工性の低下もＢ等の添加
により防止していた。
しかし、高Ｎ材の場合、Ｐｂ−Ｂ等の添加では被剛性を
上げることは出来ても、熱間加工性まで改善することは
困難であった。また、Ｂ等の添加によるｐ、開放工性の
改善は、粗圧延温度域については有効であるが、制御圧
延温度域については、まだ十分な改善がなされていなか
った。
上げることは出来ても、熱間加工性まで改善することは
困難であった。また、Ｂ等の添加によるｐ、開放工性の
改善は、粗圧延温度域については有効であるが、制御圧
延温度域については、まだ十分な改善がなされていなか
った。
［発明が解決しようとする課題］
本発明は高Ｎ材の快削性オーステナイト系ステンレス鋼
の制御圧延温度域における熱間加工性の前記のごとき問
題点に鑑みてなされたものであって、強度および耐食性
を保持しつつ、制御圧延温度域における熱間加工性を改
善した快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製
造方法を提供することを目的とする。
の制御圧延温度域における熱間加工性の前記のごとき問
題点に鑑みてなされたものであって、強度および耐食性
を保持しつつ、制御圧延温度域における熱間加工性を改
善した快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製
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］
本発明者等は８００〜ｉ ｏｏｏ℃の制御圧延温度域に
おける加工性の改善について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ
等の粒界脆化を引き起こす元素を低目に限定し、またＢ
の３１種１１添加の複合的な効果により加工性が著しく
改善されるという新たな知見を得て本発明を完成したも
のである。
おける加工性の改善について鋭意研究を重ねた結果、Ｃ
等の粒界脆化を引き起こす元素を低目に限定し、またＢ
の３１種１１添加の複合的な効果により加工性が著しく
改善されるという新たな知見を得て本発明を完成したも
のである。
本発明の制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステ
ンレス鋼は、第１発明として重量比で０．０．０３％以
下、Ｓ ｉ；２．００％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、
Ｓ ；０ 、ｏ ３０％以下、Ｎｉ：６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ、０
．０２〜０，２５％と、Ｐｂ、０．０３〜０．３０％お
よびＢ ｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２
？Ｉと、８．０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０
、ｏ ＯＯ５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５
〜０．０１００％および稀土類元素；Ｏ、ｏ ＯＯ５〜
０．０１００％のうち１種または２ｆｉ以上を含有し、
残部がＦｅおよびその不純物元素からなることを要旨と
し、さらに第２発明は切削性を改善するためＳｎ；０．
７０％以下、Ｔｅ；０．８０％以下、Ｓｅ；０．８０％
以下、Ｐ、０．１００％以下、Ｓｌ）；０．７０％以下
およびＳ；０．０８０％以下のうち１種または２種以上
を含有し２さらに耐食性を改善するため第３発明として
Ｍｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下のうち１
種または２種を含有し、さらに強度を改善するため第４
発明としてＶ：０３０％以下、Ｔｉ；０．３０％以下、
Ｗ、０．３０％以下、Ｔａ；０．３０％以下、Ｈｆ、０
．３０％以下、Ｚｒ；０．３０％以下およびＡＩ、０．
３０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さらに
熱間加工性を改善するため第７発明としてＯ；０．００
５０％以下とすることを要旨とするものである。
ンレス鋼は、第１発明として重量比で０．０．０３％以
下、Ｓ ｉ；２．００％以下、Ｍｎ：１０．０％以下、
Ｓ ；０ 、ｏ ３０％以下、Ｎｉ：６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ：０．１０〜０．３０％、Ｎｂ、０
．０２〜０，２５％と、Ｐｂ、０．０３〜０．３０％お
よびＢ ｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２
？Ｉと、８．０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ：０
、ｏ ＯＯ５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５
〜０．０１００％および稀土類元素；Ｏ、ｏ ＯＯ５〜
０．０１００％のうち１種または２ｆｉ以上を含有し、
残部がＦｅおよびその不純物元素からなることを要旨と
し、さらに第２発明は切削性を改善するためＳｎ；０．
７０％以下、Ｔｅ；０．８０％以下、Ｓｅ；０．８０％
以下、Ｐ、０．１００％以下、Ｓｌ）；０．７０％以下
およびＳ；０．０８０％以下のうち１種または２種以上
を含有し２さらに耐食性を改善するため第３発明として
Ｍｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下のうち１
種または２種を含有し、さらに強度を改善するため第４
発明としてＶ：０３０％以下、Ｔｉ；０．３０％以下、
Ｗ、０．３０％以下、Ｔａ；０．３０％以下、Ｈｆ、０
．３０％以下、Ｚｒ；０．３０％以下およびＡＩ、０．
３０％以下のうち１種または２種以上を含有し、さらに
熱間加工性を改善するため第７発明としてＯ；０．００
５０％以下とすることを要旨とするものである。
第５発明は第２発明に第３発明を含むものであり、第６
発明は第２発明に第３発明と第４発明とを含むものであ
り、第８発明は第２発明に第３発明、第４発明および第
７発明を含むものである。
発明は第２発明に第３発明と第４発明とを含むものであ
り、第８発明は第２発明に第３発明、第４発明および第
７発明を含むものである。
また、本発明の制御圧延性の優れた快削オーステナイト
系ステンレス鋼の製造方法は、重量比でＣ：０．０３％
以下、Ｓ ｉ；２．００％以下、Ｍｎ；１０．０％以下
、Ｓ；０．０３０％以下、Ｎ ｉ：６〜２０？６、Ｃｒ
：１６〜３０％、Ｎ、０．１０〜０．３０％、Ｎｂ、０
．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％お
よびＢ ｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２
種と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．
０００５〜０．０１００％、Ｍ ｇ ： ００００５〜
０．０１００％および稀土類元素；０．０００５〜０．
０１００％のうち１種または２種以上を含有し、あるい
はこれにＭｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下
のうちＩＦＩＩまたは２種を含有し、残部がＦｅおよび
その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
９５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°Ｃで加工ｌ１３
０％以上の圧延を行い、圧延後の冷却速度を４°Ｃ／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
なることを要旨とする。
系ステンレス鋼の製造方法は、重量比でＣ：０．０３％
以下、Ｓ ｉ；２．００％以下、Ｍｎ；１０．０％以下
、Ｓ；０．０３０％以下、Ｎ ｉ：６〜２０？６、Ｃｒ
：１６〜３０％、Ｎ、０．１０〜０．３０％、Ｎｂ、０
．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％お
よびＢ ｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２
種と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．
０００５〜０．０１００％、Ｍ ｇ ： ００００５〜
０．０１００％および稀土類元素；０．０００５〜０．
０１００％のうち１種または２種以上を含有し、あるい
はこれにＭｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下
のうちＩＦＩＩまたは２種を含有し、残部がＦｅおよび
その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
９５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°Ｃで加工ｌ１３
０％以上の圧延を行い、圧延後の冷却速度を４°Ｃ／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
なることを要旨とする。
本発明は再結晶加工２重構造組織がオーステナイト系ス
テンレス鋼に高強度、高靭性、高耐食性をもたらすと共
に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｂ等の適量添加と、Ｃ等の粒界脆化元
素を低目に限定することにより、被削性を５ＵＳ３０４
並に改善し、制御圧延性をも改善するという新たな知見
に基づくものである。
テンレス鋼に高強度、高靭性、高耐食性をもたらすと共
に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｂ等の適量添加と、Ｃ等の粒界脆化元
素を低目に限定することにより、被削性を５ＵＳ３０４
並に改善し、制御圧延性をも改善するという新たな知見
に基づくものである。
なお、本発明において制御圧延性とは、制御圧延温度域
すなわち８００〜１０００℃における絞り値で表され、
その目標値は７０％以上である。
すなわち８００〜１０００℃における絞り値で表され、
その目標値は７０％以上である。
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［１１察される１００μ程度のミクロ組織
と、電子顕微鏡で観察される１μ程度のサブ組織から成
立している。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２００１のものを第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）（ロ）に示すように、（イ）の
ミクロ組織は混粒の加工組織になっており、（ロ）のサ
ブ組織も加工組織である。 本発明の再結晶加工２重構
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℃加工量５０％以上の粗圧延を行う、ｆｆｉ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ｍ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℃／ｓｉｎ以上とする。
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［１１察される１００μ程度のミクロ組織
と、電子顕微鏡で観察される１μ程度のサブ組織から成
立している。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２００１のものを第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）（ロ）に示すように、（イ）の
ミクロ組織は混粒の加工組織になっており、（ロ）のサ
ブ組織も加工組織である。 本発明の再結晶加工２重構
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℃加工量５０％以上の粗圧延を行う、ｆｆｉ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ｍ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℃／ｓｉｎ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顕微
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℃、
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
！を構造組織は第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。
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
！を構造組織は第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。
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
くなり強度アップが殆どなくなる。
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
くなり強度アップが殆どなくなる。
一方８００℃より低くすると、第８図がら明らかなよう
に、サブ再結晶組織の形成が見られなくなり、ｐｍ圧延
性が劣化し、靭性、延性が低下する。
に、サブ再結晶組織の形成が見られなくなり、ｐｍ圧延
性が劣化し、靭性、延性が低下する。
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１％るためには、Ｐｂ
、Ｂｉ、Ｂ等の適量添加とＣｆｉを下げることが重要で
あるとの知見に基づいたものである０本発明組成によれ
ば、Ｐｂ、Ｂｉ等の添加により被剛性を上げているが、
高Ｎ材の場合、Ｂの添加だけでは熱間加工性特に８００
〜１０００℃での制御圧延性を改善することはできない
、そこで、Ｃ等の粒界脆化を引き起こす元素を低目にす
ることにより、高Ｎの影響を排除し、制御圧延性を改善
することを見出だしたものである。
の制御圧延によって優れた特性を１％るためには、Ｐｂ
、Ｂｉ、Ｂ等の適量添加とＣｆｉを下げることが重要で
あるとの知見に基づいたものである０本発明組成によれ
ば、Ｐｂ、Ｂｉ等の添加により被剛性を上げているが、
高Ｎ材の場合、Ｂの添加だけでは熱間加工性特に８００
〜１０００℃での制御圧延性を改善することはできない
、そこで、Ｃ等の粒界脆化を引き起こす元素を低目にす
ることにより、高Ｎの影響を排除し、制御圧延性を改善
することを見出だしたものである。
以上述べたように、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｂ等の適ｊ！添加と、
Ｃ等を下げることが制御圧延材の強度向上と制御圧延性
の改善と被剛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強度と
被剛性とを持つステンレス鋼が得られることが見出ださ
れた。
Ｃ等を下げることが制御圧延材の強度向上と制御圧延性
の改善と被剛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強度と
被剛性とを持つステンレス鋼が得られることが見出ださ
れた。
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
多いはどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（ＮｂＣｒ）
Ｎの微細析出を妨害し、強度および制御圧延性低下の原
因となるので、その上限を０，０３％としな。
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
多いはどＮｂ（Ｃ，Ｎ）が大きく成長し、（ＮｂＣｒ）
Ｎの微細析出を妨害し、強度および制御圧延性低下の原
因となるので、その上限を０，０３％としな。
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。
Ｎｉ；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。しがし、Ｎ；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。しがし、Ｎ；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％
Ｃ「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、ＣｒＪｉＬ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、ＣｒＪｉＬ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（ＣｒＮ ｂ）Ｎ析出によ
る結晶粒の微細化、析出強化作用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
耐食性改善に寄グする元素でもあり、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。
る結晶粒の微細化、析出強化作用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
耐食性改善に寄グする元素でもあり、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。
Ｎｂ；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
性な改善し、かつ（ＣｒＮｂ）Ｎ析出により結晶粒の微
細化および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。
性な改善し、かつ（ＣｒＮｂ）Ｎ析出により結晶粒の微
細化および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
２≦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
２≦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、０．０３０％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、靭性（特
に圧延直角方向）を向上させるものであるので、その上
限を０．０３０％とした。
上させる元素であり、かつ制御圧延後の延性、靭性（特
に圧延直角方向）を向上させるものであるので、その上
限を０．０３０％とした。
Ｂｉ；０．０３〜０，３０％、Ｐｂ；０．０３〜０．３
０ＢｉおよびＰｂは被削性を改善するために必要な元素
であり、前記効果、を得るためには少なくともＰｂおよ
びＢｉは０．０３％以上の添加が必要である。しかし、
ＢｉおよびＰｂ共に０，３０％を越えると熱間加工性お
よびυｆｆｊ’ｊ圧延性が阻害されるので、その上限を
０．３０％とした。
０ＢｉおよびＰｂは被削性を改善するために必要な元素
であり、前記効果、を得るためには少なくともＰｂおよ
びＢｉは０．０３％以上の添加が必要である。しかし、
ＢｉおよびＰｂ共に０，３０％を越えると熱間加工性お
よびυｆｆｊ’ｊ圧延性が阻害されるので、その上限を
０．３０％とした。
Ｂ・０．０００５〜０．０１００％
Ｂは熱間加工性を改善するために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
％以上の添加が必要である。しかし、０．０１００％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
、上限を０．０１００％とした。
熱間加工性を改善するためには少なくとも０．０００５
％以上の添加が必要である。しかし、０．０１００％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
、上限を０．０１００％とした。
Ｓｅ；０．８０％以下、ｓ ；０ 、Ｏｓ ｏ％％以下
Ｓｎ；０．７０％以下、Ｔｅ；０．８０％以下、ｐ；ｏ
、ｔ。
Ｓｎ；０．７０％以下、Ｔｅ；０．８０％以下、ｐ；ｏ
、ｔ。
０％以下、Ｓｂ、０．７０％以下
Ｓ、Ｓｅ、Ｓｎ、Ｐ、Ｔｅおよびｓｂは本発明鋼の被削
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およびＴｅはともに０．０８０％を越えて、
またＰはｏ、ｘｏｏｐｒをＳｎおよびｓｂは０，７０％
を越えてそれぞれ含有させると熱間加工性、制御圧延性
および耐食性を低下させるので上限をｏ、ｏｓｏｐｇ、
０１００％および０．７０％とした。
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およびＴｅはともに０．０８０％を越えて、
またＰはｏ、ｘｏｏｐｒをＳｎおよびｓｂは０，７０％
を越えてそれぞれ含有させると熱間加工性、制御圧延性
および耐食性を低下させるので上限をｏ、ｏｓｏｐｇ、
０１００％および０．７０％とした。
Ｖ 、 Ｔ ｉ 、 Ｗ 、 Ｔａ 、 ）
Ｉｆ、 Ｚｒ 、 Ａｌ；０．３０ ％以下 ■、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡＩは強度を向上さ
せるために添加される元素であるが、０．３０％を越え
て含有させて乙、その効果の向上が望めないので、上限
を０．３０％とした。
Ｉｆ、 Ｚｒ 、 Ａｌ；０．３０ ％以下 ■、Ｔｉ、Ｗ、Ｔａ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡＩは強度を向上さ
せるために添加される元素であるが、０．３０％を越え
て含有させて乙、その効果の向上が望めないので、上限
を０．３０％とした。
Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．００
０５〜０．０１００％、希土類元素；ｏ 、ｏ ＯＯ５
〜０．０１００％ Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善する
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％以上の添加が必要である。
０５〜０．０１００％、希土類元素；ｏ 、ｏ ＯＯ５
〜０．０１００％ Ｃａ、Ｍｇ、および希土類元素は熱間加工性を改善する
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％以上の添加が必要である。
しかし、０．０１００％以上添加してもその効果の向上
が望めないので、上限を０．０１００％とした。
が望めないので、上限を０．０１００％とした。
０．０．００５０％以下
０は粒界脆化を引き起こす元素であり、熱間加工性およ
び制御圧延性を改善するためには低目に限定すれば良く
、その上限を０．００５０％とした。
び制御圧延性を改善するためには低目に限定すれば良く
、その上限を０．００５０％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
、Ｎｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためである。１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔融または結晶粒
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
、Ｎｂ析出物を鋼中に十分に固溶させるためである。１
１００℃未満では変形抵抗が大きく、かつＮｂ析出物を
完全に固溶させることが困難であるためであり、１３０
０℃を越えて加熱すると粒界の一部が熔融または結晶粒
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１
ｔ５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、微細
組織が得られないからである。
ｔ５０％以下では格子欠陥のエネルギーが少なく、微細
組織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℃
を上限とした。
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℃
を上限とした。
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、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２ａＣｓまたはＣｒｚ
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、仕上圧延後冷却速度を４℃／分以上としたの
は、４℃／分以下の徐冷ではＣｒ２ａＣｓまたはＣｒｚ
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（ｆｆｉ量％）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を
施し、強度、孔食電位、制御圧延温度域における絞り、
切削性、熱間加工性について測定し、その結果を第２ｋ
に示した。また、第３表は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
、強度、孔食電位、制御圧延温度域における絞り、耐粒
界腐食性、切削性、熱Ｉｎ加工性について測定したもの
が示されている。
、第１表の供試鋼について本発明方法による制御圧延を
施し、強度、孔食電位、制御圧延温度域における絞り、
切削性、熱間加工性について測定し、その結果を第２ｋ
に示した。また、第３表は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
、強度、孔食電位、制御圧延温度域における絞り、耐粒
界腐食性、切削性、熱Ｉｎ加工性について測定したもの
が示されている。
組織については、光学顕微鏡組織は１０％ｆ＠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、透過電子闇微鏡にてｗＡ察し
た。
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、透過電子闇微鏡にてｗＡ察し
た。
強度についてはＪＩＳ４号試験片を用いて耐力伸びを測
定したものである。
定したものである。
制御圧延性については、グリ−プル装置を用いて９００
℃で引張速度５０ａ＋ｍ／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。
℃で引張速度５０ａ＋ｍ／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２０ｍｍの試験片を、Ｓ Ｋ Ｈ９の
５１φのドリルを用いて回転数７９２ ｒｐｍ、送り速
度０ 、１０ ｍｔｓ／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行
い。
５１φのドリルを用いて回転数７９２ ｒｐｍ、送り速
度０ 、１０ ｍｔｓ／ ｒｅｖでドリル寿命試験を行
い。
その結果を示した。
熱間加工性については、１１００℃において分塊圧延を
行い、粒界割れの発生の有無により判断した。
行い、粒界割れの発生の有無により判断した。
（以 下 余 白 ）
第
ｋ
第
つ
表
第１表および第２表からから知られるように、Ｎｏ、１
〜５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、強度、孔食電位、制御圧延温度
域における絞り、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。
〜５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、強度、孔食電位、制御圧延温度
域における絞り、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。
Ｎｏ、６〜１１は切削性を改善するためＳｅ、Ｔｅ、Ｓ
、Ｐ、Ｓｂを添加した本発明の第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、強度、孔食；位、制御圧延
温度における絞り、熱間加工性および切削性共に優れた
結果を得た。
、Ｐ、Ｓｂを添加した本発明の第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、強度、孔食；位、制御圧延
温度における絞り、熱間加工性および切削性共に優れた
結果を得た。
Ｎｏ、１２〜１４は耐食性を改善するためＭｏおよびＣ
ｕを添加した本発明の第３発明鋼を本発明方法による制
御圧延をしたものであるが、再結晶加工２重構造Ｊ１１
ｍが得られ、強度、孔食電位、制御圧延温度における絞
り、熱間加工性および切削性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。
ｕを添加した本発明の第３発明鋼を本発明方法による制
御圧延をしたものであるが、再結晶加工２重構造Ｊ１１
ｍが得られ、強度、孔食電位、制御圧延温度における絞
り、熱間加工性および切削性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。
Ｎｏ、１５〜２２は強度を向上するため■、ＴｉＷ、Ｔ
ａ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡＩ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、再結晶加工二重構造
組織となり、強度、孔食電位、制御圧延温度における絞
り、切削性、熱間加工性に優れた結果を得たが、特に耐
力が８２〜８６ ｋｇｆ／１ＩＩＩ２と優れた結果が得
られることが確認された。
ａ、Ｈｆ、Ｚｒ、ＡＩ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、再結晶加工二重構造
組織となり、強度、孔食電位、制御圧延温度における絞
り、切削性、熱間加工性に優れた結果を得たが、特に耐
力が８２〜８６ ｋｇｆ／１ＩＩＩ２と優れた結果が得
られることが確認された。
Ｎｏ、２３〜２７はさらに切削性および耐食性を改善し
た本発明の第５発明鋼、Ｎｏ、２８〜３３はさらに切削
性、耐食性および強度を改善した第６発明鋼、Ｎｏ、３
４〜３５は制御圧延における絞り、熱間加工性を改善す
るためＯ量と規制した第７発明鋼、Ｎｏ、３６〜３７は
切削性、耐食性、強度および熱間加工性、制御圧延温度
における絞りを改善した第８発明鋼であるが、いずれも
再結晶加工２重構造組織が得られ、強度、孔食電位、制
御圧延温度における絞り、熱間加工性および切削性共に
優れた結果を得た。
た本発明の第５発明鋼、Ｎｏ、２８〜３３はさらに切削
性、耐食性および強度を改善した第６発明鋼、Ｎｏ、３
４〜３５は制御圧延における絞り、熱間加工性を改善す
るためＯ量と規制した第７発明鋼、Ｎｏ、３６〜３７は
切削性、耐食性、強度および熱間加工性、制御圧延温度
における絞りを改善した第８発明鋼であるが、いずれも
再結晶加工２重構造組織が得られ、強度、孔食電位、制
御圧延温度における絞り、熱間加工性および切削性共に
優れた結果を得た。
Ｎｏ、３８〜４３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、３８はＣが多く、孔食電位、熱間加工性、
制御圧延温度における絞りが悪い、Ｎｏ、３９はＮ１お
よびＣ「が組成範囲より少ないものであるが、孔食電位
が劣る。Ｎｏ、４０はＮを組成箱［１ｆｌ以下含むもの
であるが、強度、孔食電位が劣る。 Ｎｏ、４１はＮｂ
を組成範囲以下含むものであるが、強度、孔食電位が劣
る。Ｎｏ、４２はＰｂおよびＢを組成範囲以下含むもの
、Ｎｏ、 ４３はＰｂおよびＢを全く含まないものであ
るが、切削性、熱間加工性において劣る。また、Ｎｏ。
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、３８はＣが多く、孔食電位、熱間加工性、
制御圧延温度における絞りが悪い、Ｎｏ、３９はＮ１お
よびＣ「が組成範囲より少ないものであるが、孔食電位
が劣る。Ｎｏ、４０はＮを組成箱［１ｆｌ以下含むもの
であるが、強度、孔食電位が劣る。 Ｎｏ、４１はＮｂ
を組成範囲以下含むものであるが、強度、孔食電位が劣
る。Ｎｏ、４２はＰｂおよびＢを組成範囲以下含むもの
、Ｎｏ、 ４３はＰｂおよびＢを全く含まないものであ
るが、切削性、熱間加工性において劣る。また、Ｎｏ。
・１４は５ＵＳ３０４Ｎ２に相当する従来鋼であるが、
切削性において劣る。
切削性において劣る。
第３表は第１表の第１発明鋼および第２発明鋼を本発明
方法および本発明方法以外の加工を施したものである。
方法および本発明方法以外の加工を施したものである。
仕上圧延温度が高＜１０５０℃であるＮｏ、５は再結晶
組織しか得られず、強度が低い、仕上圧延温度が低く７
００℃であるＮｏ、６は加工組織しか得られず、切削性
において劣る。Ｎｏ、７は圧延後固溶化熱処理をしたも
ので、強度において劣る。Ｎｏ、８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、９は７００℃で１段階の制御圧延
をしたもので、加工組繊で伸びおよび異方性において劣
る。Ｎｏ、１０は仕上圧延後の冷却速度が３°Ｃ／分で
あるもので、孔食電位において劣る。
組織しか得られず、強度が低い、仕上圧延温度が低く７
００℃であるＮｏ、６は加工組織しか得られず、切削性
において劣る。Ｎｏ、７は圧延後固溶化熱処理をしたも
ので、強度において劣る。Ｎｏ、８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、９は７００℃で１段階の制御圧延
をしたもので、加工組繊で伸びおよび異方性において劣
る。Ｎｏ、１０は仕上圧延後の冷却速度が３°Ｃ／分で
あるもので、孔食電位において劣る。
Ｎｏ、１１は仕上圧延における加工率が１０％と低いも
のであるが、十分な強度が得られていない。
のであるが、十分な強度が得られていない。
Ｎｏ、１〜４は第１発明鋼を本発明方法で制御圧延した
ものであるが、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、強度、孔ｔＬ″：ｒ、位、
制御圧延温度における絞り、切削性、熱間加工性共にｆ
量れた結果を得た。
ものであるが、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、強度、孔ｔＬ″：ｒ、位、
制御圧延温度における絞り、切削性、熱間加工性共にｆ
量れた結果を得た。
［発明の効果］
本発明の制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステ
ンレス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にＢを添加しＣおよびＯ！
Ｌ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
であり、オーステナイト系ステンレス鋼の快削性を保持
するため快削元素を適量添加して制御圧延性を著しく改
善したものである１本発明の制御圧延性の浸れた快削オ
ーステナイト系ステンレス鋼は、化学、海水および原子
１ラントに用いられる構造材料として要求される強度、
耐食性、熱間加工性、切削性、制御圧延性のすべての特
性を満足するものであり、耐食性の快削性の構造材料と
して極めて有用なものである。
ンレス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にＢを添加しＣおよびＯ！
Ｌ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
であり、オーステナイト系ステンレス鋼の快削性を保持
するため快削元素を適量添加して制御圧延性を著しく改
善したものである１本発明の制御圧延性の浸れた快削オ
ーステナイト系ステンレス鋼は、化学、海水および原子
１ラントに用いられる構造材料として要求される強度、
耐食性、熱間加工性、切削性、制御圧延性のすべての特
性を満足するものであり、耐食性の快削性の構造材料と
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閉微鎖写真の模写図
、第３図（イ）（ロ）は９００℃で仕上圧延後の加工組
織を表すｇｏｔ鏡写真の模写図、第４（イ）（ロ）図は
仕上圧延開始温度１０５０℃の再結晶２重組織を表す顕
微鏡写真の模写図、第５図（イ）（ロ）は仕上圧延開始
温度９８０℃の再結晶加工２重構造組織を表すｒｓｍ鏡
写真の模写図、第６図（イ）（ロ）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Ｗ４微鏡写真
の模写図、第７図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度８５
０℃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）（ロ）は仕上圧延開始温度が７００℃
の加工２重組織を表す顕微鏡写真の模写図である。 第２図 （イ） （ロ） 第 図 （イ） （ロ） 手続補正書く方式） １．事件の表示 昭和６３年 特許願 第２４８５６６号２、発明の名称 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼
およびその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地４、代理人
〒４５０ 住 所 名古屋市中村区名駅３丁目３番の４先玉ビル
２階 置（０５２）５８３−９７２０昭和６３年１２月
７日（発送日昭和６３年１２月２０日）６、補正の対象
第１図
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閉微鎖写真の模写図
、第３図（イ）（ロ）は９００℃で仕上圧延後の加工組
織を表すｇｏｔ鏡写真の模写図、第４（イ）（ロ）図は
仕上圧延開始温度１０５０℃の再結晶２重組織を表す顕
微鏡写真の模写図、第５図（イ）（ロ）は仕上圧延開始
温度９８０℃の再結晶加工２重構造組織を表すｒｓｍ鏡
写真の模写図、第６図（イ）（ロ）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Ｗ４微鏡写真
の模写図、第７図（イ）（ロ）は仕上圧延開始温度８５
０℃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）（ロ）は仕上圧延開始温度が７００℃
の加工２重組織を表す顕微鏡写真の模写図である。 第２図 （イ） （ロ） 第 図 （イ） （ロ） 手続補正書く方式） １．事件の表示 昭和６３年 特許願 第２４８５６６号２、発明の名称 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼
およびその製造方法 ３、補正をする者 事件との関係 特許出願人 住 所 愛知県東海市荒尾町ワノ割１番地４、代理人
〒４５０ 住 所 名古屋市中村区名駅３丁目３番の４先玉ビル
２階 置（０５２）５８３−９７２０昭和６３年１２月
７日（発送日昭和６３年１２月２０日）６、補正の対象
第１図
Claims (10)
- （１）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下、
Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１０
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；
０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜０．３０
％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．０００５〜０．０１００％および稀土類元素；０
．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以上
を含有し、残部がＦｅおよびその不純物元素からなり、
かつその組織が加工二重構造組織からなることを特徴と
する制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレ
ス鋼。 - （２）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ；０．１０〜０．３０％、Ｎｂ；０
．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％お
よびＢｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２種
と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．０
００５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０
１００％、および稀土類元素；０．０００５〜０．０１
００％のうち１種または２種以上と、Ｓｎ；０．７０％
以下、Ｔｅ；０．８０％以下、Ｓｅ；０．８０％以下、
Ｐ；０．１００％以下、Ｓｂ；０．７０％以下およびＳ
；０．０８０％以下のうち１種または２種以上を含有し
、残部がＦｅおよびその不純物元素からなり、かつその
組織が加工二重構造組織からなることを特徴とする制御
圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼。 - （３）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下、
Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１０
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；
０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜００３０
％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．０００５〜０．０１００％、および稀土類元素：
０．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以
上と、Ｍｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下の
うち１種または２種を含有し、残部がＦｅおよびその不
純物元素からなり、かつその組織が加工二重構造組織か
らなることを特徴とする制御圧延性の優れた快削オース
テナイト系ステンレス鋼。 - （４）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下、
Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１０
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；
０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜０．３０
％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．０００５〜０．０１００％、および稀土類元素；
０．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以
上と、Ｖ；０．３０％以下、Ｔｉ；０．３０％以下、Ｗ
；０．３０％以下、Ｔａ；０．３０％以下、Ｈｆ；０．
３０％以下、Ｚｒ；０．３０％以下およびＡｌ；０．３
０％以下のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦ
ｅおよびその不純物元素からなり、かつその組織が加工
二重構造組織からなることを特徴とする制御圧延性の優
れた快削オーステナイト系ステンレス鋼。 - （５）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ；０．１０〜０．３０％、Ｎｂ；０
．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％お
よびＢｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２種
と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．０
００５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０
１００％、および稀土類元素；０．０００５〜０．０１
００％のうち１種または２種以上と、Ｓｎ；０．７０％
以下、Ｔｅ；０．８０％以下、Ｓｅ；０．８０％以下、
Ｐ；０．１００％以下、Ｓｂ；０．７０％以下およびＳ
；０．０８０％以下のうち１種または２種以上と、Ｍｏ
；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下のうち１種ま
たは２種を含有し、残部がＦｅおよびその不純物元素か
らなり、かつその組織が加工二重構造組織からなること
を特徴とする制御圧延性の優れた快削オーステナイト系
ステンレス鋼。 - （６）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ：１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ；０．１０〜０．３０％、Ｎｂ；０
．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％お
よびＢｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２種
と、Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．０
００５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０
１００％、および稀土類元素；０．０００５〜０．０１
００％のうち１種または２種以上と、Ｓｎ；０．７０％
以下、Ｔｅ；０．８０％以下、Ｓｅ；０．８０％以下、
Ｐ；０．１００％以下、Ｓｂ；０．７０％以下およびＳ
；０．０８０％以下のうち１種または２種以上と、Ｍｏ
；４．０％以下およびＣｕ；４．０以下％のうち１種ま
たは２種と、Ｖ；０．３０％以下、Ｔｉ；０．３０％以
下、Ｗ；０．３０％以下、Ｔａ；０．３０％以下、Ｈｆ
；０．３０％以下、Ｚｒ；０．３０％以下およびＡｌ；
０．３０％以下のうち１種または２種以上を含有し、残
部がＦｅおよびその不純物元素からなり、かつその組織
が加工二重構造組織からなることを特徴とする制御圧延
性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼。 - （７）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下、
Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１０
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％、Ｏ；０．
００５０％以下と、Ｐｂ；０．０３〜０．３０％および
Ｂｉ；０．０３〜０．３０％のうち１種または２種と、
Ｂ；０．０００５〜０．０１００％、Ｃａ；０．０００
５〜０．０１００％、Ｍｇ；０．０００５〜０．０１０
０％、および稀土類元素；０．０００５〜０．０１００
％のうち１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよ
びその不純物元素からなり、かつその組織が加工二重構
造組織からなることを特徴とする制御圧延性の優れた快
削オーステナイト系ステンレス鋼。 - （８）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ
；１６〜３０％、Ｎ；０．１０〜０．３０％、Ｎｂ；０
．０２〜０．２５％、Ｏ；０．００５０％以下と、Ｐｂ
；０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜０．３
０％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．
０１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍ
ｇ；０．０００５〜０．０１００％、および稀土類元素
；０．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種
以上と、Ｓｎ；０．７０％以下、Ｔｅ；０．８０％以下
、Ｓｅ；０．８０％以下、Ｐ；０．１００％以下、Ｓｂ
；０．７０％以下およびＳ；０．０８０％以下のうち１
種または２種以上と、Ｍｏ；４．０％以下およびＣｕ；
４．０％以下のうち１種または２種と、Ｖ；０．３０％
以下、Ｔｉ；０．３０％以下、Ｗ；０．３０％以下、Ｔ
ａ；０．３０％以下、Ｈｆ；０．３０％以下、Ｚｒ；０
．３０％以下およびＡｌ；０．３０％以下のうち１種ま
たは２種以上を含有し、残部がＦｅおよびその不純物元
素からなり、かつその組織が加工二重構造組織からなる
ことを特徴とする制御圧延性の優れた快削オーステナイ
ト系ステンレス鋼。 - （９）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００％
以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下、
Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１０
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；
０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜０．３０
％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．０００５〜０．０１００％および稀土類元素；０
．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以上
を含有し、残部がＦｅおよびそめ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８００〜１
０００℃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ことを特徴とする制御圧延性の優
れた快削オーステナイト系ステンレス鋼の製造方法。 - （１０）重量比でＣ；０．０３％以下、Ｓｉ；２．００
％以下、Ｍｎ；１０．０％以下、Ｓ；０．０３０％以下
、Ｎｉ；６〜２０％、Ｃｒ；１６〜３０％、Ｎ；０．１
〜０．３０％、Ｎｂ；０．０２〜０．２５％と、Ｐｂ；
０．０３〜０．３０％およびＢｉ；０．０３〜０．３０
％のうち１種または２種と、Ｂ；０．０００５〜０．０
１００％、Ｃａ；０．０００５〜０．０１００％、Ｍｇ
；０．０００５〜０．０１００％、および稀土類元素；
０．０００５〜０．０１００％のうち１種または２種以
上と、Ｍｏ；４．０％以下およびＣｕ；４．０％以下の
うち１種または２種を含有し、残部がＦｅおよびその不
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ことを特徴と
する制御圧延性の優れた快削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 |
|---|---|---|---|
| JP63248566A JPH0297651A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63248566A JPH0297651A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0297651A true JPH0297651A (ja) | 1990-04-10 |
Family
ID=17180049
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63248566A Pending JPH0297651A (ja) | 1988-09-30 | 1988-09-30 | 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0297651A (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005068674A1 (ja) * | 2004-01-13 | 2005-07-28 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 |
| JP2012201960A (ja) * | 2011-03-28 | 2012-10-22 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐酸性良好な二相ステンレス鋼 |
| US20140255244A1 (en) * | 2011-10-21 | 2014-09-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Duplex stainless steel, duplex stainless steel slab, and duplex stainless steel material |
| EP4029963A4 (en) * | 2020-09-18 | 2024-04-17 | Korea Advanced Institute of Science and Technology | TANTALUM-CONTAINING AUSTENITIC STAINLESS STEEL WITH REDUCED ACTIVATION AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF |
-
1988
- 1988-09-30 JP JP63248566A patent/JPH0297651A/ja active Pending
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2005068674A1 (ja) * | 2004-01-13 | 2005-07-28 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 |
| JPWO2005068674A1 (ja) * | 2004-01-13 | 2007-12-27 | 三菱重工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 |
| KR100848020B1 (ko) * | 2004-01-13 | 2008-07-23 | 미츠비시 쥬고교 가부시키가이샤 | 오스테나이트계 스테인리스강, 이의 제조 방법, 및 이를사용한 구조물 |
| JP4616772B2 (ja) * | 2004-01-13 | 2011-01-19 | 三菱重工業株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法並びにそれを用いた構造物 |
| US8172959B2 (en) | 2004-01-13 | 2012-05-08 | Mitsubishi Heavy Industries, Ltd. | Austenitic stainless steel, manufacturing method for the same, and structure using the same |
| JP2012201960A (ja) * | 2011-03-28 | 2012-10-22 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 耐酸性良好な二相ステンレス鋼 |
| US20140255244A1 (en) * | 2011-10-21 | 2014-09-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corporation | Duplex stainless steel, duplex stainless steel slab, and duplex stainless steel material |
| EP4029963A4 (en) * | 2020-09-18 | 2024-04-17 | Korea Advanced Institute of Science and Technology | TANTALUM-CONTAINING AUSTENITIC STAINLESS STEEL WITH REDUCED ACTIVATION AND MANUFACTURING PROCESS THEREOF |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US5000801A (en) | Wrought stainless steel having good corrosion resistance and a good resistance to corrosion in seawater | |
| JP5920555B1 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| KR101905784B1 (ko) | 냉간에서의 코일 취급성이 우수한 고강도 α＋β형 티타늄 합금 열연판 및 그 제조 방법 | |
| US20180044763A1 (en) | Alpha-ß TITANIUM ALLOY | |
| EP0030070B1 (en) | Method for producing aircraft stringer material | |
| JPS60208459A (ja) | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 | |
| WO2018146783A1 (ja) | オーステナイト系耐熱合金およびその製造方法 | |
| JP4229307B2 (ja) | 耐応力腐食割れ性に優れた航空機ストリンガー用アルミニウム合金板およびその製造方法 | |
| WO2017169011A1 (ja) | Ｔｉ含有フェライト系ステンレス鋼板および製造方法並びにフランジ | |
| JP2004218076A (ja) | ニッケル基合金およびその製造方法 | |
| JP3449126B2 (ja) | スプリングバック量が小さいオーステナイト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5408525B2 (ja) | チタン合金、チタン合金部材、及びチタン合金部材製造方法 | |
| JP4754362B2 (ja) | 耐食性、耐力、低温靱性が良好なオーステナイト系ステンレス熱間圧延鋼材およびその製造方法 | |
| JP4525299B2 (ja) | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022514575A (ja) | フェライト系ステンレス鋼 | |
| JPH0297651A (ja) | 制御圧延性の優れた快削オーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPH0830253B2 (ja) | 加工性に優れた析出硬化型マルテンサイト系ステンレス鋼 | |
| JPH0297649A (ja) | 極低温下において強度と靭性の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP2017179478A (ja) | オーステナイト系耐熱合金部材およびその製造方法 | |
| JP2024500905A (ja) | 耐食性と切削性が向上したオーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JPH0297648A (ja) | クリープ破断強度の優れたオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JP6337514B2 (ja) | 析出硬化型Ｆｅ−Ｎｉ合金及びその製造方法 | |
| JPS6353244A (ja) | 強度、耐食性に優れ、かつ異方性が小さいステンレス鋼およびその製造方法 | |
| JPS589962A (ja) | 粒界腐食割れ特性および加工性にすぐれた高強度ステンレス鋼 | |
| JP2787044B2 (ja) | 高強度ステンレス鋼およびその製造法 |