JP2003155542A - 熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼 - Google Patents
熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】熱間鍛造や熱間押出等における熱間加工性を大
幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆
化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性
鋼を容易に提供すること。 【解決手段】重量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｎｉ：２〜１５
％、Ｃｒ：５〜２５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００
１〜０．０１％、Ｎ：０．１〜０．３％を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする熱
間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に
優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼。
幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆
化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性
鋼を容易に提供すること。 【解決手段】重量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｎｉ：２〜１５
％、Ｃｒ：５〜２５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００
１〜０．０１％、Ｎ：０．１〜０．３％を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする熱
間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に
優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、核融合炉等で使用
される大型超伝導マグネット用構造材に適した高Ｍｎ非
磁性鋼に関し、極低温で高強度、高靭性を有し、特に熱
間鍛造や熱間押出における熱間加工性及び超伝導材生成
熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構
造材用高Ｍｎ非磁性鋼に関する。
される大型超伝導マグネット用構造材に適した高Ｍｎ非
磁性鋼に関し、極低温で高強度、高靭性を有し、特に熱
間鍛造や熱間押出における熱間加工性及び超伝導材生成
熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構
造材用高Ｍｎ非磁性鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】大型超伝導マグネットを利用した核融合
炉では、超伝導マグネットは４Ｋまで冷却された状態で
運転されるため、その構造材も同様の温度まで冷却され
ると同時に,強磁場中で高応力で負荷される。このよう
な条件下で使用される材料として,極低温の強度、破壊
靭性が高い材料が種々開発されている。
炉では、超伝導マグネットは４Ｋまで冷却された状態で
運転されるため、その構造材も同様の温度まで冷却され
ると同時に,強磁場中で高応力で負荷される。このよう
な条件下で使用される材料として,極低温の強度、破壊
靭性が高い材料が種々開発されている。
【０００３】従来、こうした機械的特性を改善するため
に、Ｍｎ−Ｎｉ−Cr系鋼にＣａを加えて介在物の形態を
変化させるもの（特開昭５１−１８９１３号公報）、ま
た同系鋼のＣとＮの含有量をコントロールすると共に特
殊な熱間圧延条件を採用するもの（特開昭６０−１３０
２２号公報）等が提案されている。
に、Ｍｎ−Ｎｉ−Cr系鋼にＣａを加えて介在物の形態を
変化させるもの（特開昭５１−１８９１３号公報）、ま
た同系鋼のＣとＮの含有量をコントロールすると共に特
殊な熱間圧延条件を採用するもの（特開昭６０−１３０
２２号公報）等が提案されている。
【０００４】しかしながら、前者においては、Ｃａ添加
によって熱間加工性をも向上させることができるが、高
清浄鋼を製造する目的のためにＥＳＲ（エレクトロスラ
グ再溶解）を用いる際には歩留まりが悪く、実用上問題
があった。また、後者においてはその実施に当たって厳
重な温度管理、冷却管理が必要となり、生産性に問題を
有していた。
によって熱間加工性をも向上させることができるが、高
清浄鋼を製造する目的のためにＥＳＲ（エレクトロスラ
グ再溶解）を用いる際には歩留まりが悪く、実用上問題
があった。また、後者においてはその実施に当たって厳
重な温度管理、冷却管理が必要となり、生産性に問題を
有していた。
【０００５】一方、Ｎｂ３Ｓｎ，Ｎｂ３Ａｌに代表され
る金属間化合物を用いる超伝導材は優れた超伝導性を有
するが、この超伝導性を付与させるためにマグネットの
周囲を構成する構造材、例えば被覆補強材（ジャケッ
ト）や支持構造材と共に、６００℃以上の高温で超伝導
材生成熱処理を行なう必要がある。一般に、極低温で高
強度、高靭性を有する非磁性材として多量の窒素を含む
高Ｍｎ非磁性鋼が開発されたが、超伝導材生成熱処理を
行なうと、Ｃｒ炭窒化物の粒界への析出等により強度、
靭性が低下するという問題がある。
る金属間化合物を用いる超伝導材は優れた超伝導性を有
するが、この超伝導性を付与させるためにマグネットの
周囲を構成する構造材、例えば被覆補強材（ジャケッ
ト）や支持構造材と共に、６００℃以上の高温で超伝導
材生成熱処理を行なう必要がある。一般に、極低温で高
強度、高靭性を有する非磁性材として多量の窒素を含む
高Ｍｎ非磁性鋼が開発されたが、超伝導材生成熱処理を
行なうと、Ｃｒ炭窒化物の粒界への析出等により強度、
靭性が低下するという問題がある。
【０００６】この問題を解決するために、Ｎｂ等の添加
によりＮｂ炭窒化物を析出させて上記Ｃｒ炭窒化物の粒
界への析出を抑制するもの（特開昭６２−２２２０４８
号公報）も提案されている。
によりＮｂ炭窒化物を析出させて上記Ｃｒ炭窒化物の粒
界への析出を抑制するもの（特開昭６２−２２２０４８
号公報）も提案されている。
【０００７】しかし、この方法では、安定化熱処理が必
要であり、コスト面のみならず熱処理条件の変動による
特性のバラツキという問題がある。さらに、この安定化
熱処理条件と超伝導生成熱処理条件が異なっているた
め、実用導体への適用が困難であった。また、Ｎｂの添
加に伴ない、その偏析により粗大なＮｂ炭窒化物が晶出
すると熱間加工性を低下させるため、特に大型部材を製
造する場合は好ましい方法とは言えなかった。
要であり、コスト面のみならず熱処理条件の変動による
特性のバラツキという問題がある。さらに、この安定化
熱処理条件と超伝導生成熱処理条件が異なっているた
め、実用導体への適用が困難であった。また、Ｎｂの添
加に伴ない、その偏析により粗大なＮｂ炭窒化物が晶出
すると熱間加工性を低下させるため、特に大型部材を製
造する場合は好ましい方法とは言えなかった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、上記の従来
技術の問題点を解決し、熱間鍛造や熱間押出等における
熱間加工性を大幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処
理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材
用高Ｍｎ非磁性鋼を容易に提供することを、その課題と
して完成されたものである。
技術の問題点を解決し、熱間鍛造や熱間押出等における
熱間加工性を大幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処
理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材
用高Ｍｎ非磁性鋼を容易に提供することを、その課題と
して完成されたものである。
【０００９】
【課題を解決するための手段】そして上記課題の解決手
段として、本発明の請求項１においては、重量比で、
Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１０
〜３０％、Ｎｉ：２〜１５％、Ｃｒ：５〜２５％、Ｍ
ｏ：２％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．
１〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする熱間加工性及び超伝導材生成
熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構
造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提案するものである。
段として、本発明の請求項１においては、重量比で、
Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：１０
〜３０％、Ｎｉ：２〜１５％、Ｃｒ：５〜２５％、Ｍ
ｏ：２％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｎ：０．
１〜０．３％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物
からなることを特徴とする熱間加工性及び超伝導材生成
熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構
造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提案するものである。
【００１０】又、本発明の請求項２においては、前記請
求項１に記載の成分に加え、Ｃａ：０．００１〜０．０
１％を含有するものであることを特徴とする熱間加工性
及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超
伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提案するもの
である。
求項１に記載の成分に加え、Ｃａ：０．００１〜０．０
１％を含有するものであることを特徴とする熱間加工性
及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超
伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提案するもの
である。
【００１１】次いで、本発明の請求項３においては、重
量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：１８〜２３％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｃｒ：１０〜１
５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．１〜０．３％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）を含有し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする
熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性
に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提
案するものである。
量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：１８〜２３％、Ｎｉ：５〜１０％、Ｃｒ：１０〜１
５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００１〜０．０１％、
Ｎ：０．１〜０．３％、Ｐ：０．０１％以下（０％を含
む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を含む）を含有し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする
熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性
に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を提
案するものである。
【００１２】更に、本発明の請求項４においては、前記
鋼成分において、Ｂ：０．００２０〜０．００８０％を
含有するものであることを特徴とする請求項１乃至３の
いずれかに記載の熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後
の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高
Ｍｎ非磁性鋼を提案するものである。
鋼成分において、Ｂ：０．００２０〜０．００８０％を
含有するものであることを特徴とする請求項１乃至３の
いずれかに記載の熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後
の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高
Ｍｎ非磁性鋼を提案するものである。
【００１３】加えて、請求項５の発明においては、前記
超伝導マグネット構造材が核融合炉に使用されるもので
あることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載
の熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特
性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を
提案するものである。
超伝導マグネット構造材が核融合炉に使用されるもので
あることを特徴とする請求項１乃至４のいずれかに記載
の熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特
性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼を
提案するものである。
【００１４】
【実施の形態】以下、本発明の実施形態ついてその原理
・作用を中心に詳細に説明する。まず、本発明者等は前
記本発明の課題達成のために鋭意実験・研究を重ねた結
果、主要構成元素であるＭｎ、Ｎｉ及びＣｒ等を適性範
囲に規制することによって、極低温による特性を劣化さ
せずに熱間加工性を改善できること、そして特にこれに
適量のＢを含有させることによってＣｒ等の添加に伴な
う超伝導材生成熱処理後の加熱脆化が極めて効果的に抑
制されると共に熱間加工性についても大幅に向上する事
実を見出した。
・作用を中心に詳細に説明する。まず、本発明者等は前
記本発明の課題達成のために鋭意実験・研究を重ねた結
果、主要構成元素であるＭｎ、Ｎｉ及びＣｒ等を適性範
囲に規制することによって、極低温による特性を劣化さ
せずに熱間加工性を改善できること、そして特にこれに
適量のＢを含有させることによってＣｒ等の添加に伴な
う超伝導材生成熱処理後の加熱脆化が極めて効果的に抑
制されると共に熱間加工性についても大幅に向上する事
実を見出した。
【００１５】このＢの加熱脆化抑制作用については十分
に解明されてはいないが、次のような要因によるものと
推察される。すなわち、第一には、Ｂが、微量に析出す
るＣｒ炭窒化物に固溶することにより、同炭窒化物の安
定性を改善し、熱処理中の凝集粗大化が抑止されて強度
・靭性の低下を抑制し、また、第ニにはＢが粒界に析出
することにより、加熱脆化をもたらすＰ、Ｓ等の有害元
素の粒界偏析を抑制するものと考えられる。そして、か
かるＢの適正な成分範囲とその限定理由は次の通りであ
る。
に解明されてはいないが、次のような要因によるものと
推察される。すなわち、第一には、Ｂが、微量に析出す
るＣｒ炭窒化物に固溶することにより、同炭窒化物の安
定性を改善し、熱処理中の凝集粗大化が抑止されて強度
・靭性の低下を抑制し、また、第ニにはＢが粒界に析出
することにより、加熱脆化をもたらすＰ、Ｓ等の有害元
素の粒界偏析を抑制するものと考えられる。そして、か
かるＢの適正な成分範囲とその限定理由は次の通りであ
る。
【００１６】すなわち、Ｂの含有量（重量比の％で示
す。以下、他の元素についても同様とする。）は加熱脆
化に対する抑制作用の発現状況と加工性等への影響を考
慮して、０．００１〜０．０１％とする。０．００１％
未満では超伝導材生成熱処理後の加熱脆化を抑止でき
ず、また熱間加工性も不充分となる。また、０．０１％
を超えて含有させると低融点の硼化物が形成され、高温
域で脆化し、しかも熱間加工性も低下してしまう。ま
た、このＢの好ましい含有量は０．００２０〜０．００
８０％であり、特に好ましくは０．００３０〜０．００
６０％である。以下、他の元素についての成分範囲とそ
の限定理由について述べる。
す。以下、他の元素についても同様とする。）は加熱脆
化に対する抑制作用の発現状況と加工性等への影響を考
慮して、０．００１〜０．０１％とする。０．００１％
未満では超伝導材生成熱処理後の加熱脆化を抑止でき
ず、また熱間加工性も不充分となる。また、０．０１％
を超えて含有させると低融点の硼化物が形成され、高温
域で脆化し、しかも熱間加工性も低下してしまう。ま
た、このＢの好ましい含有量は０．００２０〜０．００
８０％であり、特に好ましくは０．００３０〜０．００
６０％である。以下、他の元素についての成分範囲とそ
の限定理由について述べる。
【００１７】Ｃはオーステナイト相の安定化と強度の確
保のため必要な元素であるが、０．１０％を超えると靭
性、耐食性が低下するので０．１０％以下とする。
保のため必要な元素であるが、０．１０％を超えると靭
性、耐食性が低下するので０．１０％以下とする。
【００１８】Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として使用される元
素であり、強度増加の作用もあってやはり必要な元素で
ある。但し、０．５０％を超えて含有すると、熱間加工
性や靭性が劣化するため、０．５０％以下とする。
素であり、強度増加の作用もあってやはり必要な元素で
ある。但し、０．５０％を超えて含有すると、熱間加工
性や靭性が劣化するため、０．５０％以下とする。
【００１９】Ｍｎはオーステナイト相の安定化のために
元素であり,１０％以上とすることが必須である。しか
し、多すぎると熱間加工性特にＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇで
の加工性が低下するため、上限を３０％とし、１０〜３
０％とする。好ましくは１８〜２３％とするのが良い。
元素であり,１０％以上とすることが必須である。しか
し、多すぎると熱間加工性特にＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇで
の加工性が低下するため、上限を３０％とし、１０〜３
０％とする。好ましくは１８〜２３％とするのが良い。
【００２０】Ｎｉはオーステナイト相の安定化のため及
び極低温における靭性を確保するために必要な元素であ
り、２％未満ではこの作用が低下し、１５％を超える多
量の添加は加工性を損なうことになる。このためＮｉの
含有量は２〜１５％とする。特に５〜１０％に調整され
ることが好ましい。
び極低温における靭性を確保するために必要な元素であ
り、２％未満ではこの作用が低下し、１５％を超える多
量の添加は加工性を損なうことになる。このためＮｉの
含有量は２〜１５％とする。特に５〜１０％に調整され
ることが好ましい。
【００２１】Ｃｒはフェライト相を安定化させる元素で
あるが、耐蝕性を付与するとともに、窒素の固溶量を増
大させるために必要であり、５％未満ではこの作用が不
足し、一方２５％を超えると炭化物やσ相の粒界への析
出が助長され、低温靭性が劣化する。従って、Ｃｒ含有
量は５〜２５％とする。また、望ましくは１０〜１５％
に維持されることが推奨される。
あるが、耐蝕性を付与するとともに、窒素の固溶量を増
大させるために必要であり、５％未満ではこの作用が不
足し、一方２５％を超えると炭化物やσ相の粒界への析
出が助長され、低温靭性が劣化する。従って、Ｃｒ含有
量は５〜２５％とする。また、望ましくは１０〜１５％
に維持されることが推奨される。
【００２２】ＭｏはＣｒ炭窒化物の析出制御による低温
靭性確保の観点で必要な元素であるが、２％を超えると
熱間加工性が劣化するため、２％以下とする。特に靭性
と加工性を十分に両立させるためには０．０５〜１％の
範囲が好ましい。
靭性確保の観点で必要な元素であるが、２％を超えると
熱間加工性が劣化するため、２％以下とする。特に靭性
と加工性を十分に両立させるためには０．０５〜１％の
範囲が好ましい。
【００２３】Ｃａは介在物の形態を変化させ、熱間加工
性、靭性を向上させることから有益な元素である。しか
し、多量に含まれると鋼の清浄度が低下するため、その
適性含有量は０．００１〜０．０１％とする。
性、靭性を向上させることから有益な元素である。しか
し、多量に含まれると鋼の清浄度が低下するため、その
適性含有量は０．００１〜０．０１％とする。
【００２４】Ｎはオーステナイト相の安定化に寄与し、
且つ低温強度の向上の意味から必要な元素である．この
ＮはＣのように炭化物の粒界析出による靭性低下はもた
らさないが添加しすぎると熱間加工性を劣化させること
から、０．１０〜０．３０％の範囲とする。好ましくは
０．１５〜０．２５％とすべきである。
且つ低温強度の向上の意味から必要な元素である．この
ＮはＣのように炭化物の粒界析出による靭性低下はもた
らさないが添加しすぎると熱間加工性を劣化させること
から、０．１０〜０．３０％の範囲とする。好ましくは
０．１５〜０．２５％とすべきである。
【００２５】次に、本発明の優れた作用・効果を明確に
するため実施例に基づきより具体的に説明して行く。 （実施例１）真空高周波誘導溶解によりＢの含有量の異
なる表１に記載の成分を有するＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系の高
Ｍｎ非磁性鋼用の鋼塊（９０ｋｇ）を作製した。鋼塊外
周部縦方向に引張試験片を採取し、熱間鍛造を模擬する
ため１２３０℃に加熱し、５分保持後、５℃／ｓｅｃで
試験温度まで冷却し、この試験温度で１分保持後、引張
るＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇ試験により加工性を評価した。
なお、引張速度は熱間鍛造のひずみ速度に相当する２／
ｓｅｃとした。また、加工性は破断後の絞り（断面減少
率）により評価した。図１はこの結果で、熱間加工性に
及ぼすＢの影響を示したものである。
するため実施例に基づきより具体的に説明して行く。 （実施例１）真空高周波誘導溶解によりＢの含有量の異
なる表１に記載の成分を有するＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系の高
Ｍｎ非磁性鋼用の鋼塊（９０ｋｇ）を作製した。鋼塊外
周部縦方向に引張試験片を採取し、熱間鍛造を模擬する
ため１２３０℃に加熱し、５分保持後、５℃／ｓｅｃで
試験温度まで冷却し、この試験温度で１分保持後、引張
るＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇ試験により加工性を評価した。
なお、引張速度は熱間鍛造のひずみ速度に相当する２／
ｓｅｃとした。また、加工性は破断後の絞り（断面減少
率）により評価した。図１はこの結果で、熱間加工性に
及ぼすＢの影響を示したものである。
【００２６】
【表１】
【００２７】同図１からＢを含有させることで絞りが大
きくなり、熱間加工性が大幅に改善されることが分る。
Ｂの含有量が０．００１％以上になると絞りの増加が明
確となり、さらに０．００２０％以上に達するとその増
加が著しく現れている。そして、０．００４０％前後で
ピークを迎え、その後０．００８０％まで若干の減少が
認められるものの高い絞りが維持されている。このＢが
０．００２０〜０．００８０％の高絞り領域の中でもと
りわけ０．００３０〜０．００６０％の範囲が高い値と
なっていることが知れる。一方、Ｂの含有量がさらに増
加して０．０１％を超えると、絞りがかなり低下する傾
向が窺われる。また、温度の影響を観ると、１０００℃
以下が特に絞りが高い値となっており、温度が低下した
場合の加工性が顕著に改善されている事実が判明する。
なお、Ｂを０．０１３２％含有させた鋼（表１、Ｎｏ．
５）は、１１５０℃でＢを含まない鋼（表１、Ｎｏ．
１）より極端に低下した値を示しており、多量のＢは反
って加工性に害を及ぼすことも分る。
きくなり、熱間加工性が大幅に改善されることが分る。
Ｂの含有量が０．００１％以上になると絞りの増加が明
確となり、さらに０．００２０％以上に達するとその増
加が著しく現れている。そして、０．００４０％前後で
ピークを迎え、その後０．００８０％まで若干の減少が
認められるものの高い絞りが維持されている。このＢが
０．００２０〜０．００８０％の高絞り領域の中でもと
りわけ０．００３０〜０．００６０％の範囲が高い値と
なっていることが知れる。一方、Ｂの含有量がさらに増
加して０．０１％を超えると、絞りがかなり低下する傾
向が窺われる。また、温度の影響を観ると、１０００℃
以下が特に絞りが高い値となっており、温度が低下した
場合の加工性が顕著に改善されている事実が判明する。
なお、Ｂを０．０１３２％含有させた鋼（表１、Ｎｏ．
５）は、１１５０℃でＢを含まない鋼（表１、Ｎｏ．
１）より極端に低下した値を示しており、多量のＢは反
って加工性に害を及ぼすことも分る。
【００２８】次いで、同表１の鋼のうちＮｏ．１とＮ
ｏ．５について、３トンＥＳＲ鋼塊から熱間鍛造で直径
１７５ｍｍのビレットを作製し、熱間押出しと冷間抽伸
により外形５２×４９ｍｍ角で内径約３４ｍｍの断面形
状を有する超伝導マグネットコイル用ジャケットを製造
した。そして、このジャケット材から試験片を切り出
し、超伝導生成熱処理を想定して６５０℃で２４０時間
の熱処理を行ない、液体ヘリウム温度（−２６９℃）で
引張試験により加熱脆化挙動を調査した。表２は引張強
さと伸びの測定結果で、加熱脆化挙動に及ぼすＢの効果
を示したものである。
ｏ．５について、３トンＥＳＲ鋼塊から熱間鍛造で直径
１７５ｍｍのビレットを作製し、熱間押出しと冷間抽伸
により外形５２×４９ｍｍ角で内径約３４ｍｍの断面形
状を有する超伝導マグネットコイル用ジャケットを製造
した。そして、このジャケット材から試験片を切り出
し、超伝導生成熱処理を想定して６５０℃で２４０時間
の熱処理を行ない、液体ヘリウム温度（−２６９℃）で
引張試験により加熱脆化挙動を調査した。表２は引張強
さと伸びの測定結果で、加熱脆化挙動に及ぼすＢの効果
を示したものである。
【００２９】
【表２】
【００３０】同表２より、Ｂを含まない鋼（Ｎｏ．１）
では、熱処理の結果、伸びが３８〜４３％から６〜９％
と劣化し、引張強さも２００〜３００ＭＰａ低下してお
り、熱処理に伴なって著しい脆化現象を起こしているこ
とが明らかである。一方、Ｂを０．００３７％含有させ
たもの（Ｎｏ．３）すなわち本発明鋼では若干伸びが低
下しているものの、熱処理前後でほとんど同等の特性を
有していることが確認される。
では、熱処理の結果、伸びが３８〜４３％から６〜９％
と劣化し、引張強さも２００〜３００ＭＰａ低下してお
り、熱処理に伴なって著しい脆化現象を起こしているこ
とが明らかである。一方、Ｂを０．００３７％含有させ
たもの（Ｎｏ．３）すなわち本発明鋼では若干伸びが低
下しているものの、熱処理前後でほとんど同等の特性を
有していることが確認される。
【００３１】また、Ｂを０．００３７％含有させたもの
（Ｎｏ．３）について加熱脆化の特性を現す亀裂進展速
度の測定試験を液体ヘリウム温度（−２６９℃）で実施
した。図２はこの結果で、熱処理前後の応力拡大係数
（ΔＫ）と亀裂進展速度（ｄａ／ｄＮ）の関係を図示し
たものである。この図より明らかなように、Ｂを適量含
有させた本発明鋼においては、熱処理によって亀裂進展
速度が低下する事実が見出され、Ｂの作用により加熱脆
化に対する積極的な改善が図られているものと判断でき
る。
（Ｎｏ．３）について加熱脆化の特性を現す亀裂進展速
度の測定試験を液体ヘリウム温度（−２６９℃）で実施
した。図２はこの結果で、熱処理前後の応力拡大係数
（ΔＫ）と亀裂進展速度（ｄａ／ｄＮ）の関係を図示し
たものである。この図より明らかなように、Ｂを適量含
有させた本発明鋼においては、熱処理によって亀裂進展
速度が低下する事実が見出され、Ｂの作用により加熱脆
化に対する積極的な改善が図られているものと判断でき
る。
【００３２】以上の実施例の結果から、本発明ではＭ
ｎ，Ｎｉ及びＣｒを主成分とした高Ｍｎ非磁性鋼にＢを
０．００１〜０．０１％含有させれば、更に好ましくは
０．００２０〜０．００８０％含有させることで、熱間
加工性と耐加熱脆化特性を大幅に改善できるものと確信
するに至った。
ｎ，Ｎｉ及びＣｒを主成分とした高Ｍｎ非磁性鋼にＢを
０．００１〜０．０１％含有させれば、更に好ましくは
０．００２０〜０．００８０％含有させることで、熱間
加工性と耐加熱脆化特性を大幅に改善できるものと確信
するに至った。
【００３３】（実施例２）さて、次に真空高周波誘導溶
解により表３に記載の成分を有するＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系
の高Ｍｎ非磁性鋼用の鋼塊（９０ｋｇ）を作製した。実
施例１と同様に鋼塊外周部縦方向に引張試験片を採取
し、熱間鍛造を模擬するため１２３０℃に加熱し、５分
保持後、５℃／ｓｅｃで試験温度まで冷却し、この試験
温度で１分保持後、引張るＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇ試験に
より加工性を評価した。なお、引張速度は熱間鍛造のひ
ずみ速度に相当する２／ｓｅｃとした。また、加工性は
破断後の絞り（断面減少率）により評価した。これらの
結果に基づく各成分元素の熱間加工性等の特性に与える
影響を図３〜図７に示す。
解により表３に記載の成分を有するＭｎ−Ｎｉ−Ｃｒ系
の高Ｍｎ非磁性鋼用の鋼塊（９０ｋｇ）を作製した。実
施例１と同様に鋼塊外周部縦方向に引張試験片を採取
し、熱間鍛造を模擬するため１２３０℃に加熱し、５分
保持後、５℃／ｓｅｃで試験温度まで冷却し、この試験
温度で１分保持後、引張るＯｎ−ｃｏｏｌｉｎｇ試験に
より加工性を評価した。なお、引張速度は熱間鍛造のひ
ずみ速度に相当する２／ｓｅｃとした。また、加工性は
破断後の絞り（断面減少率）により評価した。これらの
結果に基づく各成分元素の熱間加工性等の特性に与える
影響を図３〜図７に示す。
【００３４】
【表３】
【００３５】先ず、図３は熱間加工性に及ぼすＣａの影
響を示している。これよりＣａを含有したもの（Ｎｏ．
９）はＢ及びＣａを含有しないもの（Ｎｏ．７）に比べ
て多少絞りが高くなっているが、本発明鋼に係るＢを含
有するもの（Ｎｏ．８）に対比するとかなり低く、Ｃａ
単独では十分な改善は認められないことが分る。一方、
やはり本発明鋼であるＢ及びＣａの双方を含有するもの
（Ｎｏ．１０）はこれらＮｏ．７やＮｏ．９に比して更
に高い値となっており、Ｎｏ．８よりは若干低いものの
熱間加工性の十分な改善が行なわれている。また、Ｃａ
をＢと併存させる場合は多量に添加すると靭性が損なわ
れるため、その含有量を０．００１〜０．０１％とする
必要があることも確認された。
響を示している。これよりＣａを含有したもの（Ｎｏ．
９）はＢ及びＣａを含有しないもの（Ｎｏ．７）に比べ
て多少絞りが高くなっているが、本発明鋼に係るＢを含
有するもの（Ｎｏ．８）に対比するとかなり低く、Ｃａ
単独では十分な改善は認められないことが分る。一方、
やはり本発明鋼であるＢ及びＣａの双方を含有するもの
（Ｎｏ．１０）はこれらＮｏ．７やＮｏ．９に比して更
に高い値となっており、Ｎｏ．８よりは若干低いものの
熱間加工性の十分な改善が行なわれている。また、Ｃａ
をＢと併存させる場合は多量に添加すると靭性が損なわ
れるため、その含有量を０．００１〜０．０１％とする
必要があることも確認された。
【００３６】図4は熱間加工性に及ぼすＭｎの影響を示
したものである。同図からその含有量が２４％であるも
の（Ｎｏ．１３）は、それ以下の１６％、１８％及び２
１％のもの（Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２及びＮｏ．１）と
比べ、９００℃前後の低温での絞りが低いことが知れ
る。そこでＭｎの含有量については１０〜３０％とする
が、かかる低温に至る冷却時の加工性をも考慮すれば１
８〜２３％の範囲が特に好ましい。
したものである。同図からその含有量が２４％であるも
の（Ｎｏ．１３）は、それ以下の１６％、１８％及び２
１％のもの（Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１２及びＮｏ．１）と
比べ、９００℃前後の低温での絞りが低いことが知れ
る。そこでＭｎの含有量については１０〜３０％とする
が、かかる低温に至る冷却時の加工性をも考慮すれば１
８〜２３％の範囲が特に好ましい。
【００３７】図５は熱間加工性に及ぼすＮｉの影響を示
す。この図から、Ｎｉの量は少ないほど加工性が向上し
ていることが判明する。一方、図６は−１９６℃でのシ
ャルピー衝撃値に及ぼすＮｉの影響を示したものである
が、この図から知れるように、その量の減少につれて同
衝撃値は上記加工性とは反対に低下している。こうした
結果に基づき、加工性と靭性の両特性を十分に確保する
観点からＮｉの含有量を２〜１５％、望ましくは５〜１
０％として設定したものである。
す。この図から、Ｎｉの量は少ないほど加工性が向上し
ていることが判明する。一方、図６は−１９６℃でのシ
ャルピー衝撃値に及ぼすＮｉの影響を示したものである
が、この図から知れるように、その量の減少につれて同
衝撃値は上記加工性とは反対に低下している。こうした
結果に基づき、加工性と靭性の両特性を十分に確保する
観点からＮｉの含有量を２〜１５％、望ましくは５〜１
０％として設定したものである。
【００３８】図７は熱間加工性に及ぼすＣｒの影響を示
したものある。そしてＣｒの含有量が多くなるほど加工
性が向上する傾向が見られるがその影響は比較的小さい
ことが分る。このため、Ｃｒは前述のように、オーステ
ナイト相の安定化、耐蝕性及び低温靭性を配慮して５〜
２５％好ましくは１０〜１５％とした。
したものある。そしてＣｒの含有量が多くなるほど加工
性が向上する傾向が見られるがその影響は比較的小さい
ことが分る。このため、Ｃｒは前述のように、オーステ
ナイト相の安定化、耐蝕性及び低温靭性を配慮して５〜
２５％好ましくは１０〜１５％とした。
【００３９】なお、本発明鋼の製造に当たっては、上述
した実施例から知れるように、通常採用されている周知
の高Ｍｎ非磁性鋼の製造プロセスを適用すれば良く、特
別の温度・冷却管理や複雑な工程を必要としないもので
ある。
した実施例から知れるように、通常採用されている周知
の高Ｍｎ非磁性鋼の製造プロセスを適用すれば良く、特
別の温度・冷却管理や複雑な工程を必要としないもので
ある。
【００４０】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
熱間加工性を大幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処
理後の特性に優れた超伝導マグネット構造材用の高Ｍｎ
非磁性鋼を容易に提供し得ることが明らかであり、これ
によって核融合炉等の超伝導マグネット構造材の耐久性
と安全性の向上を図ることができるもので、本分野にお
ける極めて有益な技術的貢献を果たすものである。
熱間加工性を大幅に改善すると共に、超伝導材生成熱処
理後の特性に優れた超伝導マグネット構造材用の高Ｍｎ
非磁性鋼を容易に提供し得ることが明らかであり、これ
によって核融合炉等の超伝導マグネット構造材の耐久性
と安全性の向上を図ることができるもので、本分野にお
ける極めて有益な技術的貢献を果たすものである。
【図１】高Ｍｎ非磁性鋼の熱間加工性に及ぼすＢの影響
を示したものである。
を示したものである。
【図２】同鋼の熱処理前後の−２６９℃での応力拡大係
数（ΔＫ）と亀裂進展速度（ｄａ／ｄＮ）の関係を示し
たものである。
数（ΔＫ）と亀裂進展速度（ｄａ／ｄＮ）の関係を示し
たものである。
【図３】同鋼の熱間加工性に及ぼすＣａの影響を示した
ものである。
ものである。
【図４】同鋼の熱間加工性に及ぼすＭｎの影響を示した
ものである。
ものである。
【図５】同鋼の熱間加工性に及ぼすＮｉの影響を示した
ものである。
ものである。
【図６】同鋼の−１９６℃でのシャルピー衝撃値に及ぼ
すＮｉの影響を示したものである。
すＮｉの影響を示したものである。
【図７】同鋼の熱間加工性に及ぼすＣｒの影響を示した
ものある。
ものある。
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 濱田 一弥
茨城県那珂郡那珂町大字向山801番地の１
日本原子力研究所 那珂研究所内
(72)発明者 奥野 清
茨城県那珂郡那珂町大字向山801番地の１
日本原子力研究所 那珂研究所内
(72)発明者 藤綱 宣之
兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号
株式会社神戸製鋼所高砂製作所内
(72)発明者 松本 修
兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号
株式会社神戸製鋼所高砂製作所内
(72)発明者 宮川 睦啓
兵庫県高砂市荒井町新浜２丁目３番１号
株式会社神戸製鋼所高砂製作所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１０〜３０％、Ｎｉ：２〜１５
％、Ｃｒ：５〜２５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．００
１〜０．０１％、Ｎ：０．１〜０．３％を含有し、残部
がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする熱
間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に
優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼。 - 【請求項２】 前記請求項１に記載の成分に加え、Ｃ
ａ：０．００１〜０．０１％を含有するものであること
を特徴とする熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐
加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ
非磁性鋼。 - 【請求項３】 重量比で、Ｃ：０．１０％以下、Ｓｉ：
０．５％以下、Ｍｎ：１８〜２３％、Ｎｉ：５〜１０
％、Ｃｒ：１０〜１５％、Ｍｏ：２％以下、Ｂ：０．０
０１〜０．０１％、Ｎ：０．１〜０．３％、Ｐ：０．０
１％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１％以下（０％を
含む）を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からな
ることを特徴とする熱間加工性及び超伝導材生成熱処理
後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用
高Ｍｎ非磁性鋼。 - 【請求項４】 前記鋼成分において、Ｂ：０．００２０
〜０．００８０％を含有するものであることを特徴とす
る請求項１乃至３のいずれかに記載の熱間加工性及び超
伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マ
グネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼。 - 【請求項５】前記超伝導マグネット構造材が核融合炉に
使用されるものであることを特徴とする請求項１乃至４
のいずれかに記載の熱間加工性及び超伝導材生成熱処理
後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用
高Ｍｎ非磁性鋼。
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001356034A JP2003155542A (ja) | 2001-11-21 | 2001-11-21 | 熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼 |
| FR0214537A FR2832426B1 (fr) | 2001-11-21 | 2002-11-20 | ACIER NON MAGNETIQUE A HAUTE TENEUR EN Mn POUR UN ELEMENT DE STRUCTURE D'AIMANT SUPRACONDUCTEUR |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001356034A JP2003155542A (ja) | 2001-11-21 | 2001-11-21 | 熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003155542A true JP2003155542A (ja) | 2003-05-30 |
Family
ID=19167629
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001356034A Pending JP2003155542A (ja) | 2001-11-21 | 2001-11-21 | 熱間加工性及び超伝導材生成熱処理後の耐加熱脆化特性に優れた超伝導マグネット構造材用高Ｍｎ非磁性鋼 |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2003155542A (ja) |
| FR (1) | FR2832426B1 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013103232A (ja) * | 2011-11-10 | 2013-05-30 | Kobe Steel Ltd | 極低温用鋼用溶接材料 |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE602007008420D1 (de) * | 2006-06-23 | 2010-09-23 | Jorgensen Forge Corp | Austenitischer paramagnetischer korrosionsfreier stahl |
| US10784001B2 (en) | 2018-01-17 | 2020-09-22 | Lockheed Martin Corporation | Passive magnetic shielding of structures immersed in plasma using superconductors |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| AT214466B (de) * | 1959-06-04 | 1961-04-10 | Schoeller Bleckmann Stahlwerke | Stahllegierungen zur Herstellung von Schwerstangen für Tiefbohrgestänge |
| US3201233A (en) * | 1962-06-13 | 1965-08-17 | Westinghouse Electric Corp | Crack resistant stainless steel alloys |
| DE1194587B (de) * | 1963-06-06 | 1965-06-10 | Phoenix Rheinrohr Ag | Verwendung von austenitischen Stahllegierungen als Werkstoff fuer geschweisste Bauteile, die dem Angriff von Seewasser und/oder Meeres-atmosphaere ausgesetzt sind |
| US3989474A (en) * | 1974-02-25 | 1976-11-02 | Armco Steel Corporation | Austenitic stainless steel |
| US3904401A (en) * | 1974-03-21 | 1975-09-09 | Carpenter Technology Corp | Corrosion resistant austenitic stainless steel |
| US4554028A (en) * | 1983-12-13 | 1985-11-19 | Carpenter Technology Corporation | Large warm worked, alloy article |
| AT381658B (de) * | 1985-06-25 | 1986-11-10 | Ver Edelstahlwerke Ag | Verfahren zur herstellung von amagnetischen bohrstrangteilen |
| EP0254787B1 (fr) * | 1986-07-28 | 1993-04-14 | Manoir Industries | Acier inoxydable austénitique et amagnétique |
| JPS64254A (en) * | 1987-03-11 | 1989-01-05 | Nippon Steel Corp | High-hardness nonmagnetic stainless steel |
| US5094812A (en) * | 1990-04-12 | 1992-03-10 | Carpenter Technology Corporation | Austenitic, non-magnetic, stainless steel alloy |
| JP2978427B2 (ja) * | 1995-05-22 | 1999-11-15 | 株式会社神戸製鋼所 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法 |
| GB2331103A (en) * | 1997-11-05 | 1999-05-12 | Jessop Saville Limited | Non-magnetic corrosion resistant high strength steels |
| JP3911868B2 (ja) * | 1998-09-16 | 2007-05-09 | 大同特殊鋼株式会社 | 耐食性に優れた高強度・非磁性ステンレス鋼及びその製造方法 |
-
2001
- 2001-11-21 JP JP2001356034A patent/JP2003155542A/ja active Pending
-
2002
- 2002-11-20 FR FR0214537A patent/FR2832426B1/fr not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2013103232A (ja) * | 2011-11-10 | 2013-05-30 | Kobe Steel Ltd | 極低温用鋼用溶接材料 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| FR2832426B1 (fr) | 2006-03-03 |
| FR2832426A1 (fr) | 2003-05-23 |
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