JPS58193347A - 極低温特性にすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
極低温特性にすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼Info
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- JPS58193347A JPS58193347A JP7569782A JP7569782A JPS58193347A JP S58193347 A JPS58193347 A JP S58193347A JP 7569782 A JP7569782 A JP 7569782A JP 7569782 A JP7569782 A JP 7569782A JP S58193347 A JPS58193347 A JP S58193347A
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- steel
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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】
本発明は極低温特性にすぐれたオーステナイト系ステン
レス鋼に係り、特!1c500〜800℃のNb、Sn
超電導体のワインドアンドリアクト析出熱処理後の液化
ヘリウム温度(4,2K)Kおける極低温特性にすぐれ
たオーステナイト系ステンレス鋼!/C@する。
レス鋼に係り、特!1c500〜800℃のNb、Sn
超電導体のワインドアンドリアクト析出熱処理後の液化
ヘリウム温度(4,2K)Kおける極低温特性にすぐれ
たオーステナイト系ステンレス鋼!/C@する。
超電導利用技術はいずれも世界各国において国家的規模
で開発研究が進められている大きな可能性をもった将来
技術であって、その中心は高性能の超電導磁石の開発に
あるといえる。
で開発研究が進められている大きな可能性をもった将来
技術であって、その中心は高性能の超電導磁石の開発に
あるといえる。
すなわち、線材の超電導体゛としては主としてNbTi
合金の使用が考えられるが、これは液化ヘリウム′温度
(4,2K)以下において高磁場における臨界電流密度
が低下するため高々5テスラ級磁石への使用が想定され
る。それ以上の大容量超電導磁石の製作には次の2つが
考えられる。
合金の使用が考えられるが、これは液化ヘリウム′温度
(4,2K)以下において高磁場における臨界電流密度
が低下するため高々5テスラ級磁石への使用が想定され
る。それ以上の大容量超電導磁石の製作には次の2つが
考えられる。
(イ)液化Heの超流動を利用する。
―)超電導体としてNb、8n金属間化合物を使用する
。
。
しかし0)は技術的には可能であるがエネルギー収支上
問題がある。(ロ)はNb、S!1が金属間化合物であ
るためNbTi 化合物に比べ可塑性がきわめて悪い
という問題がある。これに対処する方法としてワイアド
ア7ドリアクト(Wind and React )
法が考えられており、金属陽およびanのフィラメン
トをコイル状に配置し、極低温構造材とともに組立加工
し、その後熱処理tJIiしてNb、Snを反応析出さ
せる。この場合、極低温構造材として用いられるオース
テナイト系ステンレス鋼が、このワインドアンドリアク
ト熱処理によって組織変化を起こしJ磁石使用時の極低
温性能が熱処理を行わないときに比べて大幅に劣化する
という大問題がある。
問題がある。(ロ)はNb、S!1が金属間化合物であ
るためNbTi 化合物に比べ可塑性がきわめて悪い
という問題がある。これに対処する方法としてワイアド
ア7ドリアクト(Wind and React )
法が考えられており、金属陽およびanのフィラメン
トをコイル状に配置し、極低温構造材とともに組立加工
し、その後熱処理tJIiしてNb、Snを反応析出さ
せる。この場合、極低温構造材として用いられるオース
テナイト系ステンレス鋼が、このワインドアンドリアク
ト熱処理によって組織変化を起こしJ磁石使用時の極低
温性能が熱処理を行わないときに比べて大幅に劣化する
という大問題がある。
本発明の目的は、この従来技術の問題点を解決し、ワイ
ンドアンドリアクト熱処理の実施後においても極低温特
性にすぐれたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する
Kある。
ンドアンドリアクト熱処理の実施後においても極低温特
性にすぐれたオーステナイト系ステンレス鋼を提供する
Kある。
本発明のこの目的は次の2発明によって達成される。
第1発明の要旨とするところは次のとおりである。すな
わち1重量比にてC:o、o1〜0,10%。
わち1重量比にてC:o、o1〜0,10%。
Si:0.3〜1.0%、 Mn : 0.5〜2.0
%、 Ni :6.0〜20.0%、Cr : 14.
0〜26.0%、N+0.05〜0.30%を含み残部
が実質的にFeより成る鋼にお埴て、更K O,2%以
上でありかつ下記(1)式を満足する■を含有すること
を特徴とする極低温特性にすぐれたオーステナイト系ス
テンレス鋼である。
%、 Ni :6.0〜20.0%、Cr : 14.
0〜26.0%、N+0.05〜0.30%を含み残部
が実質的にFeより成る鋼にお埴て、更K O,2%以
上でありかつ下記(1)式を満足する■を含有すること
を特徴とする極低温特性にすぐれたオーステナイト系ス
テンレス鋼である。
(A−1,5)%くV<(A+0.5)% ・(1)但
し A= 0.05 Cr (x)+ 4.0 (C十
N ) (X)第2発明の要旨とするところは第1発明
と同一成分の他に更KMo1TiおよびNbのいずれか
1種を含む極低温特性にすぐれたオーステナイト系
−。
し A= 0.05 Cr (x)+ 4.0 (C十
N ) (X)第2発明の要旨とするところは第1発明
と同一成分の他に更KMo1TiおよびNbのいずれか
1種を含む極低温特性にすぐれたオーステナイト系
−。
ステンレス鋼である。
従来のオーステナイト系ステンレス鋼を溶体化処理後、
500〜800℃ONb、Sn析出熱処理温度で熱処理
を行い、4.2にで極低温性質を調査したところ例外な
く延性と靭性が大幅に低下し、また超電導磁石構造材料
として要求される耐力も30kf/−程度であって不十
分であることが分った。
500〜800℃ONb、Sn析出熱処理温度で熱処理
を行い、4.2にで極低温性質を調査したところ例外な
く延性と靭性が大幅に低下し、また超電導磁石構造材料
として要求される耐力も30kf/−程度であって不十
分であることが分った。
この延性および靭性の極端な低下は主として析出熱処理
中に生ずるCr縦化物およびセメンタイトの粒界析出に
よるものでありhiた耐力不足は固溶強化不足によるも
のであることを知見したので種々実験的検討を重ねぇ結
果、前者についてはCr、C,N含有量から計算される
パラメータA−0,0s Cr K) +4.0 (c
’+N ) (%)に対応して■を (A 1.!5 ) %<、 V≦(A+0.5 )
% ・・・α)の範囲添加することにより、tた後者に
ついてはCよりもむしろNを大量に添加することによp
問題を解決できることを見い出しえ。本発明はこの知見
に基づいてなされ喪ものである。
中に生ずるCr縦化物およびセメンタイトの粒界析出に
よるものでありhiた耐力不足は固溶強化不足によるも
のであることを知見したので種々実験的検討を重ねぇ結
果、前者についてはCr、C,N含有量から計算される
パラメータA−0,0s Cr K) +4.0 (c
’+N ) (%)に対応して■を (A 1.!5 ) %<、 V≦(A+0.5 )
% ・・・α)の範囲添加することにより、tた後者に
ついてはCよりもむしろNを大量に添加することによp
問題を解決できることを見い出しえ。本発明はこの知見
に基づいてなされ喪ものである。
これを次の基礎実験によって説明する。第1嵌に示す2
つのオーステナイト系ステンレス鋼をそれぞれ700℃
X 50 hrの析出熱処理を実施し、熱処理前後の4
.2KKおける引張試験を行いその応カー伸びの関係を
調査し友。
つのオーステナイト系ステンレス鋼をそれぞれ700℃
X 50 hrの析出熱処理を実施し、熱処理前後の4
.2KKおける引張試験を行いその応カー伸びの関係を
調査し友。
第 1 表
なお供試鋼AIは従来の通常のオーステナイト系ステン
レス鋼で6.り、A2は&1の成分にNおよびvt−適
量添加した本発明の成分を有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼である。
レス鋼で6.り、A2は&1の成分にNおよびvt−適
量添加した本発明の成分を有するオーステナイト系ステ
ンレス鋼である。
その調査結果の引張層性曲線を、供試鋼A1については
1111図に、雇2については第2図にそれぞれ示し友
、第1図において従来鋼は熱処理後。
1111図に、雇2については第2図にそれぞれ示し友
、第1図において従来鋼は熱処理後。
耐力と伸びが大幅に低下しているが、嬉2図の本発明鋼
においては、N、Vの添加により熱処理後においても耐
力、延性がすぐれていることが分る。
においては、N、Vの添加により熱処理後においても耐
力、延性がすぐれていることが分る。
なシこの場合、オーステナイト系ステンレス鋼と・して
は単1csUs304系のみKとどまらず。
は単1csUs304系のみKとどまらず。
Mo、TI、Nbなどの1種を含有する系についても所
期の目的が達成しうることを確認し九。
期の目的が達成しうることを確認し九。
次に本発明のオーステナイト系ステンレス鋼の成分限定
理由について説明する。
理由について説明する。
C+
Cは鋼の強度を増すため必要であるが、o、i。
%を越すと極低温靭性llC悪影響があり、0.01%
未満では強度と磁気特性が劣化するので0.01〜0.
10%の範囲に限定した。
未満では強度と磁気特性が劣化するので0.01〜0.
10%の範囲に限定した。
Si:
Siは脱酸に必要であり0.3′%未満では脱酸が十分
できないので下限を0.3%、また1、0%を越すと極
低温靭性が劣化するので上限ft1.0%に限定し九。
できないので下限を0.3%、また1、0%を越すと極
低温靭性が劣化するので上限ft1.0%に限定し九。
Rdn+
MnもStと同様に脱酸に6b1!で6J、脱酸のため
0.5%以上必要であるが、2.0%を越すと極低温靭
性が劣化するので0.5〜LOXの範囲に限定し喪。
0.5%以上必要であるが、2.0%を越すと極低温靭
性が劣化するので0.5〜LOXの範囲に限定し喪。
Niはオーステナイト系ステンレス鋼を特徴づける元素
であり、6.0%未満ではオーステナイトが維持できな
くなると同時に靭性や耐食性が損なわれ、20.0%を
越すとコストの上昇管まねくので6.0〜20.0%の
範囲に限定し友。
であり、6.0%未満ではオーステナイトが維持できな
くなると同時に靭性や耐食性が損なわれ、20.0%を
越すとコストの上昇管まねくので6.0〜20.0%の
範囲に限定し友。
Cr:
Crもオーステナイト系ステンレス鋼を%微ツける元素
であり、14.0%未満では耐食性が劣化し%26.0
%を越すと析出熱処理による材質劣化に対するV添加改
善作用の効果が望めなくなるので14.0〜26.0%
の範囲に限定し九。
であり、14.0%未満では耐食性が劣化し%26.0
%を越すと析出熱処理による材質劣化に対するV添加改
善作用の効果が望めなくなるので14.0〜26.0%
の範囲に限定し九。
N:
Nは強度上必要であるが、0.05%未満では極低温に
おける・耐力増加の効果がなく、1九〇、30%を越す
と靭性が劣化すると共に熱間加工性が害されるので0.
05〜0.30%の範囲に限定した。
おける・耐力増加の効果がなく、1九〇、30%を越す
と靭性が劣化すると共に熱間加工性が害されるので0.
05〜0.30%の範囲に限定した。
V:
■は析出熱処理による極低温特性劣化を抑制すb本発明
における最も特徴的な元素であシ、その効果は機構的K
Cr%C%Nとの相互作用を受けるためにパラメーfi
A−0,05Cr(X)+4.0((’−cN)(
x)を用いてその範囲を限定する必要が69゜(A−1
,!S)%および0.2 X未満では所要の改善効果が
発揮できず、 (A+0.5 ) Xを越して含有す
ると改善効果は飽和してそれ寝増加しないにかかわらず
被剛性の低下とコストアップを生ずるので。
における最も特徴的な元素であシ、その効果は機構的K
Cr%C%Nとの相互作用を受けるためにパラメーfi
A−0,05Cr(X)+4.0((’−cN)(
x)を用いてその範囲を限定する必要が69゜(A−1
,!S)%および0.2 X未満では所要の改善効果が
発揮できず、 (A+0.5 ) Xを越して含有す
ると改善効果は飽和してそれ寝増加しないにかかわらず
被剛性の低下とコストアップを生ずるので。
■の下限を0.2%および(A−1,5)%以上、上限
を(A+0.5 ) X以下に限定した。
を(A+0.5 ) X以下に限定した。
上記限定量をもって析出熱旭理後にすぐれ九極低温特性
を示すオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができ
る。
を示すオーステナイト系ステンレス鋼を得ることができ
る。
実施例
第2表に化学成分を示す本発明例、従来例ならびに本発
明の限定条件かられずかに逸脱し九参考例について2通
常の電気炉で溶製した後、炉外真空精錬炉において精錬
し九〇ち分塊、熱延、冷延を注意深く行い仕上連!!焼
鈍を経て1.5−の最終製品とし喪。
明の限定条件かられずかに逸脱し九参考例について2通
常の電気炉で溶製した後、炉外真空精錬炉において精錬
し九〇ち分塊、熱延、冷延を注意深く行い仕上連!!焼
鈍を経て1.5−の最終製品とし喪。
これらの冷延鋼板を700℃X 50 hrの析出処理
を行い、析出処理前後の液化He@t(4,2K)Kお
ける極低温特性シよび析出処理前の熱間加工性および機
械加工性の調査結果を嬉31IK示した。
を行い、析出処理前後の液化He@t(4,2K)Kお
ける極低温特性シよび析出処理前の熱間加工性および機
械加工性の調査結果を嬉31IK示した。
なお熱間加工性はくさび型試片忙よる熱延実験九より調
査し5機械加工性は打抜および被削性試験によシ評価し
た。なお極低温特性は4.2に、熱間加工性は熱延温度
、および機械加工性は室温においてそれぞれ調査した。
査し5機械加工性は打抜および被削性試験によシ評価し
た。なお極低温特性は4.2に、熱間加工性は熱延温度
、および機械加工性は室温においてそれぞれ調査した。
第3表において明らかなとおり、従来例ム3〜6の析出
熱処理前の耐力は30〜40ke/−であり、少くとも
60 kp/mJ以上という要求を満足させるのは離し
い、更に析出熱処理後の伸び、衝撃値が極端に低下して
いる。これに対し本発明例は析出熱処理前後の耐力がい
ずれも70輪輪縁−上あり、熱処理後も伸びおよび衝撃
値の劣化が殆んど見られず、しかも透磁率も熱II&理
前後で変化せず比較的低値で僚友れている。また熱間加
工性や機械加工性も良好でなんら問題がない。
熱処理前の耐力は30〜40ke/−であり、少くとも
60 kp/mJ以上という要求を満足させるのは離し
い、更に析出熱処理後の伸び、衝撃値が極端に低下して
いる。これに対し本発明例は析出熱処理前後の耐力がい
ずれも70輪輪縁−上あり、熱処理後も伸びおよび衝撃
値の劣化が殆んど見られず、しかも透磁率も熱II&理
前後で変化せず比較的低値で僚友れている。また熱間加
工性や機械加工性も良好でなんら問題がない。
しかるに本発明の限定条件をわずかに満足していない参
考例においては、113がNが過少のため耐力が不足し
、414はVが下限より低い九め析出熱処理後の延性お
よび靭性の劣化が著しい。
考例においては、113がNが過少のため耐力が不足し
、414はVが下限より低い九め析出熱処理後の延性お
よび靭性の劣化が著しい。
また蔦15はNが過剰のため熱間加工性が不良となり、
A16は■が上限より多く機械加工性が不良となってい
る。
A16は■が上限より多く機械加工性が不良となってい
る。
本発明は上記実施例からも明らかな如く、オーステナイ
ト系ステンレス鋼の成分を限定し5%にCr、C,Nと
の関連においてVを限定添加することにより、500〜
800℃の超電導体の析出熱処理後の液化He温度にお
ける極低温特性にすぐれたオーステナイト系ステンレス
鋼を得ることができた。
ト系ステンレス鋼の成分を限定し5%にCr、C,Nと
の関連においてVを限定添加することにより、500〜
800℃の超電導体の析出熱処理後の液化He温度にお
ける極低温特性にすぐれたオーステナイト系ステンレス
鋼を得ることができた。
また本発明は超電導利用技術の将来から考えて次の如き
広い応用が期待できる。
広い応用が期待できる。
(イ)粒子加速器や超電導発電機用超電導磁石構造材料
のみならず、 Nb、8m析出熱処理を要する種々の超
電導磁石用構造材料として適用できる。
のみならず、 Nb、8m析出熱処理を要する種々の超
電導磁石用構造材料として適用できる。
(ロ) Nb、S!!超電導体以外の例えばV、Gaや
Nb、Geなどの将来製の超電導体にも応用できる。
Nb、Geなどの将来製の超電導体にも応用できる。
(う 超電導利用技術一般のほか、IIL化水素利用技
術、液化天然ガスなどの構造材として溶接後低温で使用
される場合にも適用で書る。
術、液化天然ガスなどの構造材として溶接後低温で使用
される場合にも適用で書る。
添付図面は700℃X 50 hrの析出熱処理前後の
4.2Kにおける引張塑性曲線を比較して示したもので
、第1図は従来鋼、第2図は本発明鋼の場合である。 代理人 中 路 武 雄
4.2Kにおける引張塑性曲線を比較して示したもので
、第1図は従来鋼、第2図は本発明鋼の場合である。 代理人 中 路 武 雄
Claims (1)
- (1) 重量比にてC:0.01〜0.10%、Sl
:0、3〜1.0%、 Mn : 0.5〜2.0%、
Ni:6.0〜20.0%、Cr r 14.0〜26
.0%、N:0.05〜0.30%を含み残部が実質的
WCFeより成る鋼において、更K O,2%以上であ
りかつ下記a)式を満足する■を含有することを特徴と
する極低温特性にすぐれたオーステナイト系ステンレス
鋼。 (A−1,5)%≦V<(A+0.5)% ・・・(
1)但し A= 0.05 Cr (%) +4.0
(C+N ) (X’:Q)重量比忙てC:0.01〜
0.10%、Si :0、3〜1.0%、Mn : 0
.5〜2.0%、 Ni : 6.0〜20.0%、
Cr + 14.0〜26.0%、N:0.05〜0.
30%の他に更にMo、TiおよびNbのいずれか1種
を含み残部が実質的にFeより成る鋼において、更に0
.2%以上であpかつ下記(1)式を満足するVを含有
することを特徴とする極低温特性にすぐれ九オーステナ
イトステンレス鋼、(A−1,s)XくVく(A+o、
s)X −(1)但し A= 0.05 Cr (
91;)+4.0 (C+N ) (%)
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7569782A JPS58193347A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 極低温特性にすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP7569782A JPS58193347A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 極低温特性にすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS58193347A true JPS58193347A (ja) | 1983-11-11 |
JPS61416B2 JPS61416B2 (ja) | 1986-01-08 |
Family
ID=13583659
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP7569782A Granted JPS58193347A (ja) | 1982-05-06 | 1982-05-06 | 極低温特性にすぐれたオ−ステナイト系ステンレス鋼 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS58193347A (ja) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4675156A (en) * | 1984-08-20 | 1987-06-23 | Nippon Steel Corporation | Structural austenitic stainless steel with superior proof stress and toughness at cryogenic temperatures |
JP2008045177A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Daido Steel Co Ltd | 高強度高弾性型ステンレス鋼及びステンレス鋼線 |
WO2014203302A1 (ja) * | 2013-06-17 | 2014-12-24 | 株式会社Ihi | 析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品 |
-
1982
- 1982-05-06 JP JP7569782A patent/JPS58193347A/ja active Granted
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4675156A (en) * | 1984-08-20 | 1987-06-23 | Nippon Steel Corporation | Structural austenitic stainless steel with superior proof stress and toughness at cryogenic temperatures |
JP2008045177A (ja) * | 2006-08-18 | 2008-02-28 | Daido Steel Co Ltd | 高強度高弾性型ステンレス鋼及びステンレス鋼線 |
WO2014203302A1 (ja) * | 2013-06-17 | 2014-12-24 | 株式会社Ihi | 析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品 |
JP5974380B2 (ja) * | 2013-06-17 | 2016-08-23 | 株式会社Ihi | 析出硬化型ステンレス鋼及びステンレス鋼部品、並びに析出硬化型ステンレス鋼の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS61416B2 (ja) | 1986-01-08 |
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