JP2675093B2 - 溶接構造物の製造方法 - Google Patents
溶接構造物の製造方法Info
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- JP2675093B2 JP2675093B2 JP63208414A JP20841488A JP2675093B2 JP 2675093 B2 JP2675093 B2 JP 2675093B2 JP 63208414 A JP63208414 A JP 63208414A JP 20841488 A JP20841488 A JP 20841488A JP 2675093 B2 JP2675093 B2 JP 2675093B2
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- welded
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- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
- Y02E30/00—Energy generation of nuclear origin
- Y02E30/10—Nuclear fusion reactors
Landscapes
- Butt Welding And Welding Of Specific Article (AREA)
- Superconductors And Manufacturing Methods Therefor (AREA)
- Arc Welding In General (AREA)
Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明はオーステナイト系ステンレス鋼からなる強制
冷凍超電導体コンジツトや超電導磁石容器等の溶接構造
物の製造方法に係り、特にポロイダルコイル等の超電導
コイルの製造法に関する。
冷凍超電導体コンジツトや超電導磁石容器等の溶接構造
物の製造方法に係り、特にポロイダルコイル等の超電導
コイルの製造法に関する。
従来、4.2Kの極低温材としてオーステナイト系ステン
レス鋼が使用されており、その溶接の溶接材料としてJI
Sに規格されるD308,308L,316,316L系の溶接ワイヤが適
用されている。通常、オーステナイト系ステンレス鋼の
場合、溶接金属の組織は溶接高温割れ防止のた数％のデ
ルタ・フエライトを含むものに調整されているものが多
く、磁気特性、靭性の劣化から好しくない。
レス鋼が使用されており、その溶接の溶接材料としてJI
Sに規格されるD308,308L,316,316L系の溶接ワイヤが適
用されている。通常、オーステナイト系ステンレス鋼の
場合、溶接金属の組織は溶接高温割れ防止のた数％のデ
ルタ・フエライトを含むものに調整されているものが多
く、磁気特性、靭性の劣化から好しくない。
従来、極低温下における高強度・高靭性の溶接材料と
して、特開昭59−215296が提案されているが、この場
合、被覆アーク溶接を施こすため溶接金属中に分布する
介在物の数が多くなり破壊靭性が低い問題を有してい
る。また、上述の材料として特開昭59−54493および特
開昭60−187007も提案されているが、これらは、Nb3Su
の生成の熱処理時にCr炭化物の析出が多く発生する結
果、極低温における溶接部の延性及び破壊靭性が低い問
題を有している。
して、特開昭59−215296が提案されているが、この場
合、被覆アーク溶接を施こすため溶接金属中に分布する
介在物の数が多くなり破壊靭性が低い問題を有してい
る。また、上述の材料として特開昭59−54493および特
開昭60−187007も提案されているが、これらは、Nb3Su
の生成の熱処理時にCr炭化物の析出が多く発生する結
果、極低温における溶接部の延性及び破壊靭性が低い問
題を有している。
一方、超電導磁石のNbTi線は８テスラ程度の磁界を発
生できるが、それ以上の高磁界を発生させるためにはNb
3Snに代表される化合物超電導体を利用することが有効
であるとされている。しかし、超電導体が化合物である
ため可塑性が悪いという問題があり、そのため、超電導
磁石の製造工程の最後に、Nb3Snを650〜800℃×50〜300
時間の熱処理によつて生成させ、Nb3Snの変形を最小に
抑制している。従つて、溶接構造材料の溶接部はNb3Sn
の生成熱処理を受けることになり、溶接部にデルタ・フ
エライトを含む場合にはσ相を誘起し、延性、靭性の劣
化が生じ、この劣化は極低温において特に顕著になると
いう問題がある。
生できるが、それ以上の高磁界を発生させるためにはNb
3Snに代表される化合物超電導体を利用することが有効
であるとされている。しかし、超電導体が化合物である
ため可塑性が悪いという問題があり、そのため、超電導
磁石の製造工程の最後に、Nb3Snを650〜800℃×50〜300
時間の熱処理によつて生成させ、Nb3Snの変形を最小に
抑制している。従つて、溶接構造材料の溶接部はNb3Sn
の生成熱処理を受けることになり、溶接部にデルタ・フ
エライトを含む場合にはσ相を誘起し、延性、靭性の劣
化が生じ、この劣化は極低温において特に顕著になると
いう問題がある。
核融合炉設備において使用される超電導磁石は、絶対
温度4.2Kの極低温に冷却された状態で運転されるので超
電導磁石容器および強制冷凍超電導コンジツトのための
溶接構造物も、必然的に同様の極低温に冷却される。更
に、前記容器およびコンジツトの溶接構造物は、運転時
に発生する強大な電磁力によつて、大きな応力が作用す
る。このため、超電導磁石容器および強制冷凍超電導体
コンジツトに使用される溶接部には高強度・高靭性のも
の要求されている。
温度4.2Kの極低温に冷却された状態で運転されるので超
電導磁石容器および強制冷凍超電導コンジツトのための
溶接構造物も、必然的に同様の極低温に冷却される。更
に、前記容器およびコンジツトの溶接構造物は、運転時
に発生する強大な電磁力によつて、大きな応力が作用す
る。このため、超電導磁石容器および強制冷凍超電導体
コンジツトに使用される溶接部には高強度・高靭性のも
の要求されている。
しかしながら、上記のようなものに使用するオーステ
ナイト系ステンレス鋼は、溶接部にデルタ・フエライト
が生成し、更に被覆アーク溶接においては酸化物系介在
物が多く含まれることにより靭性が劣化するなどの問題
を有していた。
ナイト系ステンレス鋼は、溶接部にデルタ・フエライト
が生成し、更に被覆アーク溶接においては酸化物系介在
物が多く含まれることにより靭性が劣化するなどの問題
を有していた。
本発明の目的は、オーステナイト系ステンレス鋼から
なる4.2゜Kにさらされる超電導磁石容器および強制冷凍
超電導体コンジツトの溶接構造物において、熱処理を受
けた後も0.2％耐力及び破壊靭性の極低温特性が優れた
溶接部を有する溶接構造物の製造方法を提供するにあ
る。
なる4.2゜Kにさらされる超電導磁石容器および強制冷凍
超電導体コンジツトの溶接構造物において、熱処理を受
けた後も0.2％耐力及び破壊靭性の極低温特性が優れた
溶接部を有する溶接構造物の製造方法を提供するにあ
る。
本発明は、多層溶接構造を有し、4.2゜Kにさらされる
オーステナイト系ステンレス鋼からなる溶接構造物の製
造方法において、前記多層溶接を、重量で、C0.03％以
下、Si0.5％以下,Mn5〜12％,Ni15〜20％,Cr16〜20％,Mo
1〜３％及びN0.145〜0.25％を含み、残部の主成分がFe
であり、かつ実質的に全オーステナイト組織を有する溶
接材料にて行うこと、また溶接構造物として超電導体を
収納する容器では溶接後容器とともに前記超電導体の超
電導性を発現させる700℃以上の温度で熱処理を施すこ
とを特徴とする溶接構造物の製造方法にある。
オーステナイト系ステンレス鋼からなる溶接構造物の製
造方法において、前記多層溶接を、重量で、C0.03％以
下、Si0.5％以下,Mn5〜12％,Ni15〜20％,Cr16〜20％,Mo
1〜３％及びN0.145〜0.25％を含み、残部の主成分がFe
であり、かつ実質的に全オーステナイト組織を有する溶
接材料にて行うこと、また溶接構造物として超電導体を
収納する容器では溶接後容器とともに前記超電導体の超
電導性を発現させる700℃以上の温度で熱処理を施すこ
とを特徴とする溶接構造物の製造方法にある。
更に、本発明は、完全オーステナイト組織を有する溶
着金属において、溶着金属中に存在するMnSの介在物の
数を低下させ、高強度でかつ高靭性を確保させるべき下
記の溶着金属の化学組成の式を実験によつて見出した。
着金属において、溶着金属中に存在するMnSの介在物の
数を低下させ、高強度でかつ高靭性を確保させるべき下
記の溶着金属の化学組成の式を実験によつて見出した。
6.5≧0.5×Mn（重量％）＋100×Ｓ（重量％） 本発明は超電導磁石容器および強制冷凍超電導体コン
ジツトの溶接構造物において、オーステナイト系ステン
レス鋼からなる金属部材を、オーステナイト系ステンレ
ス鋼からなる溶接材料によつて溶接してなる溶接構造物
で、前記金属部による稀釈のない状態で溶融凝固させた
ときの溶着金属の組織が上述の式を満足し、前記溶着金
属の組織がデルタ・フエライトをほとんど含まない完全
オーステナイト組織を呈する溶接材料を用いて溶接され
ることを特徴とする溶接構造物にある。
ジツトの溶接構造物において、オーステナイト系ステン
レス鋼からなる金属部材を、オーステナイト系ステンレ
ス鋼からなる溶接材料によつて溶接してなる溶接構造物
で、前記金属部による稀釈のない状態で溶融凝固させた
ときの溶着金属の組織が上述の式を満足し、前記溶着金
属の組織がデルタ・フエライトをほとんど含まない完全
オーステナイト組織を呈する溶接材料を用いて溶接され
ることを特徴とする溶接構造物にある。
更に、本発明者は完全オーステナイト組織を有する溶
着金属中に分布するMnおよびＳからなるMnSの介在物
は、MnおよびSiなどの酸化物系介在物より破壊靭性に及
ぼす影響が小さいことを見出した。通常、Mnはオーステ
ナイトを安定させるとともにＳと化合してMnSを形成し
有害なFeSを減少させ溶接高温割れを抑制する効果があ
るが、その介在物が多量に含むと破壊靭性が低下する。
しかしながら、清浄度の良いTIG溶接の場合は介在物が
少なく、溶接金属中に存在するMnSの介在物を粒径が0.5
μｍ以上で、その数も1000個/mm2以下では極低温におい
て極めて優れた破壊靭性を示すことを見出した。この時
の酸素は固溶されない酸化物として存在すると破壊靭性
に悪影響を及ぼすので特にその含有量が0.006％以下が
好しい。
着金属中に分布するMnおよびＳからなるMnSの介在物
は、MnおよびSiなどの酸化物系介在物より破壊靭性に及
ぼす影響が小さいことを見出した。通常、Mnはオーステ
ナイトを安定させるとともにＳと化合してMnSを形成し
有害なFeSを減少させ溶接高温割れを抑制する効果があ
るが、その介在物が多量に含むと破壊靭性が低下する。
しかしながら、清浄度の良いTIG溶接の場合は介在物が
少なく、溶接金属中に存在するMnSの介在物を粒径が0.5
μｍ以上で、その数も1000個/mm2以下では極低温におい
て極めて優れた破壊靭性を示すことを見出した。この時
の酸素は固溶されない酸化物として存在すると破壊靭性
に悪影響を及ぼすので特にその含有量が0.006％以下が
好しい。
本発明に係る極低温特性に優れたオーステナイト系ス
テンレス鋼からなる金属部材を溶接してなる超電導コイ
ル用溶接構造物において、前記金属部材による稀釈のな
い状態で溶融凝固させたときの完全オーステナイト組織
を有する合金組成および合金割合について説明する。
テンレス鋼からなる金属部材を溶接してなる超電導コイ
ル用溶接構造物において、前記金属部材による稀釈のな
い状態で溶融凝固させたときの完全オーステナイト組織
を有する合金組成および合金割合について説明する。
C:オーステナイト組織形成元素であり、極低温において
オーステナイト組織の安定化と0.2％耐力向上に役立つ
が、Nb3Sn生成熱処理時に炭化物を析出して延性，靭性
を損うので0.03％以下とする。
オーステナイト組織の安定化と0.2％耐力向上に役立つ
が、Nb3Sn生成熱処理時に炭化物を析出して延性，靭性
を損うので0.03％以下とする。
Si:脱酸元素として0.1％以上の添加により効果を示す
が、フエライト組織形成元素であり、完全オーステナイ
ト組織の溶着金属を得るために0.5％以下、好ましくは
0.1〜0.5％であるが、特に極低温での破壊靭性を損なわ
ない0.1〜0.4％が好しい。
が、フエライト組織形成元素であり、完全オーステナイ
ト組織の溶着金属を得るために0.5％以下、好ましくは
0.1〜0.5％であるが、特に極低温での破壊靭性を損なわ
ない0.1〜0.4％が好しい。
Mn:本発明において重要なオーステナイト組織形成元素
であり、オーステナイトの安定化およびＮ固溶限の上昇
に有効である。また、溶融高温割れを抑制する元素とし
て５％以上の添加が有効であるが、12％を越えるとMnと
Ｓが化合して介在物が増加して極低温での靭性を損なう
ので、５〜12％とする。
であり、オーステナイトの安定化およびＮ固溶限の上昇
に有効である。また、溶融高温割れを抑制する元素とし
て５％以上の添加が有効であるが、12％を越えるとMnと
Ｓが化合して介在物が増加して極低温での靭性を損なう
ので、５〜12％とする。
Ni:オーステナイト組織形成元素で、特にNb3Sn生成熱処
理後における延性および靭性の劣化に対して有効であ
り、極低温での破壊靭性を高めるためにも15％以上とす
るが、20％を越えても顕著な効果が得られないので15〜
20％とする。
理後における延性および靭性の劣化に対して有効であ
り、極低温での破壊靭性を高めるためにも15％以上とす
るが、20％を越えても顕著な効果が得られないので15〜
20％とする。
Cr:耐食性と極低温での強度を高めるために16％以上と
するのが有効的であるが、20％を越えると極低温での破
壊靭性を低下させ、また、Nb3Sn生成熱処理によつてCr
炭化物やσ相の析出を起して靭性を劣化させるので、16
〜20％とする。特に16〜18％が好ましい。
するのが有効的であるが、20％を越えると極低温での破
壊靭性を低下させ、また、Nb3Sn生成熱処理によつてCr
炭化物やσ相の析出を起して靭性を劣化させるので、16
〜20％とする。特に16〜18％が好ましい。
Mo:極低温での高強度および溶接高温割れを抑制するの
に効果的であるが、１％未満ではこのような効果は少な
く、また、３％を越えるとデルタ・フエライトを生成し
極低温での破壊靭性を低下させるので１〜３％とする。
に効果的であるが、１％未満ではこのような効果は少な
く、また、３％を越えるとデルタ・フエライトを生成し
極低温での破壊靭性を低下させるので１〜３％とする。
P,S:不可避的な不純物として溶着金属に含有されるが、
その凝固の際、粒界に低融点の共晶を生成するため、収
縮ひずみの作用のもとに割れを生じ、これが溶接高温割
れの原因となる。特に本発明ではMnを多量に含むのでMn
とＳは化合してMnSを形成し介在物となり、その介在物
の数が多くなる程極低温破壊靭性を低下させ、また、Nb
3Sn生成熱処理によつてオーステナイト粒界に移動、偏
析し粒界脆化を促進するので、Ｐは0.015％以下および
Ｓは0.005％以下とし、総和量で0.02％以下とすること
が好しい。
その凝固の際、粒界に低融点の共晶を生成するため、収
縮ひずみの作用のもとに割れを生じ、これが溶接高温割
れの原因となる。特に本発明ではMnを多量に含むのでMn
とＳは化合してMnSを形成し介在物となり、その介在物
の数が多くなる程極低温破壊靭性を低下させ、また、Nb
3Sn生成熱処理によつてオーステナイト粒界に移動、偏
析し粒界脆化を促進するので、Ｐは0.015％以下および
Ｓは0.005％以下とし、総和量で0.02％以下とすること
が好しい。
N:オーステナイトを安定化させ、かつ極低温での0.2％
耐力を向上させるためには0.145％以上含有させること
が効果的であるが、0.25％を越えると溶接の際にブロー
ホールの生成が著しくなり有害であるので0.145〜0.25
％とする。
耐力を向上させるためには0.145％以上含有させること
が効果的であるが、0.25％を越えると溶接の際にブロー
ホールの生成が著しくなり有害であるので0.145〜0.25
％とする。
O:0.008％以上では酸化物系介在物の形成が著しくなり
極低温での破壊靭性が低下するので、0.005％以下とす
るのが好しい。
極低温での破壊靭性が低下するので、0.005％以下とす
るのが好しい。
第１表に示す化学組成の溶着金属を形成する溶接ワイ
ヤを真空溶解で製作して、線引き加工により直径1.2mm
とし、それを用いて、SUS316LN鋼板（16×100×150mm）
にTIG溶接をした。TIG溶接ではシールドガスとして純度
99.999％のアルゴンを10/min流し、電流120A,電圧12
V,溶接速度120mm/minの条件で、開先間隙が15mmのＩ形
開先に12層による突合せ溶接をした。
ヤを真空溶解で製作して、線引き加工により直径1.2mm
とし、それを用いて、SUS316LN鋼板（16×100×150mm）
にTIG溶接をした。TIG溶接ではシールドガスとして純度
99.999％のアルゴンを10/min流し、電流120A,電圧12
V,溶接速度120mm/minの条件で、開先間隙が15mmのＩ形
開先に12層による突合せ溶接をした。
突合せ溶接部に関して、溶接部の性質を調べるため
に、溶接線長手方向の板厚の中心位置から引張試験片と
破壊靭性測定用コンパクト試験片を採取した。溶接部の
介在物の数は金属部材による稀釈のない溶着金属部をエ
ツチングを施さないで光学顕微鏡により10ケ所を観察し
て、介在物の粒径が0.5μｍ以上のものを数えて、その
平均値を面積1mm2当りに換算した。介在物の成分はSEM
のEPMAを用い面分析を実施した。また、Nb3Sn生成熱処
理は700℃×100時間とした。溶接後及びNb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性と0.2％耐力の評価は液体ヘリウム中で
実施した。なお、適用した介在物の成分は、TIG溶接の
とき高純度のアルゴンガスでシールドされているため酸
化物系介在物がほとんど認められず、MnとＳの化合物で
あることが確認された。
に、溶接線長手方向の板厚の中心位置から引張試験片と
破壊靭性測定用コンパクト試験片を採取した。溶接部の
介在物の数は金属部材による稀釈のない溶着金属部をエ
ツチングを施さないで光学顕微鏡により10ケ所を観察し
て、介在物の粒径が0.5μｍ以上のものを数えて、その
平均値を面積1mm2当りに換算した。介在物の成分はSEM
のEPMAを用い面分析を実施した。また、Nb3Sn生成熱処
理は700℃×100時間とした。溶接後及びNb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性と0.2％耐力の評価は液体ヘリウム中で
実施した。なお、適用した介在物の成分は、TIG溶接の
とき高純度のアルゴンガスでシールドされているため酸
化物系介在物がほとんど認められず、MnとＳの化合物で
あることが確認された。
第２表には比較用ワイヤと本発明用ワイヤの溶接部の
介在物の数と溶接後及びNb3Sn生成熱処理後の4.2Kでの
材料特性を示す。比較用ワイヤ及び本発明ワイヤの溶着
金属部における介在物の数は、概ね500〜2800個/mm2で
あつたが、Mn及びＳの総和量が小さい程介在物の数が少
なくなる。比較用ワイヤNo.a〜d,g,fは、溶接部にδフ
エライトが発生したため、溶接後及びNb3Sn生成熱処理
後の破壊靭性が低くなつている。また、比較用ワイヤN
o.e,fは本発明ワイヤの化学組成の範囲において、Mnが
多く含むことから溶接部の介在物の数も多くなり、破壊
靭性が低くなつている。本発明用ワイヤNo.A〜Ｈは、本
発明の範囲内であり、溶着金属の組織が完全オーステナ
イト組織を有して、その溶着金属部の介在物の数が比較
用ワイヤNo.e,fより少なく、溶接後及びNb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性値も と高い値を示している。溶接後の破壊靭性 の高靭性を得るためには溶着金属の組織が完全オーステ
ナイト組織を有して、介在物の粒系が0.5μｍ以上で、
その数が1000個/mm2以下のときである。Nb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性は溶接のままと比較して低下するが、こ
れは、Mo炭化物が析出するためであり、３％以上のMoの
添加は好しくない。本発明ワイヤは完全オーステナイト
組織を有し、溶着金属のMn及びＳの化学組成が0.5×Mn
（重量％）＋100×Ｓ（重量％）の関係式において6.5以
下で、また、介在物の粒径が0.5μｍ以上で、その数が
1,000個/mm2以下になるとき、極低温において、溶接の
ままあるいはNb3Sn生成熱処理後でも溶着金属部は強度
および靭性に優れたものである。
介在物の数と溶接後及びNb3Sn生成熱処理後の4.2Kでの
材料特性を示す。比較用ワイヤ及び本発明ワイヤの溶着
金属部における介在物の数は、概ね500〜2800個/mm2で
あつたが、Mn及びＳの総和量が小さい程介在物の数が少
なくなる。比較用ワイヤNo.a〜d,g,fは、溶接部にδフ
エライトが発生したため、溶接後及びNb3Sn生成熱処理
後の破壊靭性が低くなつている。また、比較用ワイヤN
o.e,fは本発明ワイヤの化学組成の範囲において、Mnが
多く含むことから溶接部の介在物の数も多くなり、破壊
靭性が低くなつている。本発明用ワイヤNo.A〜Ｈは、本
発明の範囲内であり、溶着金属の組織が完全オーステナ
イト組織を有して、その溶着金属部の介在物の数が比較
用ワイヤNo.e,fより少なく、溶接後及びNb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性値も と高い値を示している。溶接後の破壊靭性 の高靭性を得るためには溶着金属の組織が完全オーステ
ナイト組織を有して、介在物の粒系が0.5μｍ以上で、
その数が1000個/mm2以下のときである。Nb3Sn生成熱処
理後の破壊靭性は溶接のままと比較して低下するが、こ
れは、Mo炭化物が析出するためであり、３％以上のMoの
添加は好しくない。本発明ワイヤは完全オーステナイト
組織を有し、溶着金属のMn及びＳの化学組成が0.5×Mn
（重量％）＋100×Ｓ（重量％）の関係式において6.5以
下で、また、介在物の粒径が0.5μｍ以上で、その数が
1,000個/mm2以下になるとき、極低温において、溶接の
ままあるいはNb3Sn生成熱処理後でも溶着金属部は強度
および靭性に優れたものである。
第１図は本発明ワイヤN0Bの4Kでの破壊靭性におよぼ
すNb3Sn生成熱処理の影響を示す。Nb3Sn生成熱処理は次
式の焼もどしパラメータ（Ｐ）で表している。
すNb3Sn生成熱処理の影響を示す。Nb3Sn生成熱処理は次
式の焼もどしパラメータ（Ｐ）で表している。
Ｐ＝Ｔ（logt＋20）×10-3 ここで、Ｔは熱処理温度（Ｋ）で、ｔは熱処理時間
（ｈ）である。破壊靭性は熱処理温度と時間で表わされ
るパラメータが大きくなるとともに低下しているが、パ
ラメータ21.11〜22.0であるとき破壊靭性が 以上と高い値を示している。これは、パラメータ21.11
〜22.0の時効処理では、延性，靭性を阻害するCrおよび
Mo炭化物の析出が少ないためと考えられる。パラメータ
の値の21.11は図中に示す700℃で50h加熱したものであ
る。
（ｈ）である。破壊靭性は熱処理温度と時間で表わされ
るパラメータが大きくなるとともに低下しているが、パ
ラメータ21.11〜22.0であるとき破壊靭性が 以上と高い値を示している。これは、パラメータ21.11
〜22.0の時効処理では、延性，靭性を阻害するCrおよび
Mo炭化物の析出が少ないためと考えられる。パラメータ
の値の21.11は図中に示す700℃で50h加熱したものであ
る。
第２図はSUS316LN鋼よりなるシースを本発明ワイヤを
用いTIG溶接によつて形成した強制冷凍超電導体コンジ
ツト（核融合炉用ポロイダル磁場コイル収納コンジツ
ト）の模式図を示す。製作した結果、溶接部に欠陥もな
く、Nb3Sn生成熱処理後も中に収納された超電体のNb3Sn
の変形を最小に抑制し、コンジツト容器の溶接部も、極
低温において強度と靭性が優れていることを確認した。
用いTIG溶接によつて形成した強制冷凍超電導体コンジ
ツト（核融合炉用ポロイダル磁場コイル収納コンジツ
ト）の模式図を示す。製作した結果、溶接部に欠陥もな
く、Nb3Sn生成熱処理後も中に収納された超電体のNb3Sn
の変形を最小に抑制し、コンジツト容器の溶接部も、極
低温において強度と靭性が優れていることを確認した。
第３図は第２図に示すコンジツトを用いた核融合炉用
ポロイダル磁場コイルの一例を示す断面図である。コン
ジツト１は第２図に示すように板厚3mmのSUS316LN鋼を
用い、溶接は第１表のNo.Cの溶接ワイヤを用い、TIGに
よる多層盛溶接を行つたものである。このコンジツト１
には絶縁材４が設けられ、サブチヤンネル５、複次ケー
ブルからなるNb3Snフイラメントを銅で被覆した超電導
線材７が図に示すように17本埋込まれており、冷媒流路
孔６を通して液体冷媒（例えばHe）によつて冷却され
る。３は支持体である。本実施例においては高さ約10m
m,幅40mmであり、長さは数百ｍとなる。本実施例では溶
接後に所望の厚さのNb3Sn層が生成されるように熱処理
が第１図のパラメータ21.11〜22.0の値において行うの
が好ましい。従つて、本発明においては熱処理後におい
ても高い破壊靭性を有する。
ポロイダル磁場コイルの一例を示す断面図である。コン
ジツト１は第２図に示すように板厚3mmのSUS316LN鋼を
用い、溶接は第１表のNo.Cの溶接ワイヤを用い、TIGに
よる多層盛溶接を行つたものである。このコンジツト１
には絶縁材４が設けられ、サブチヤンネル５、複次ケー
ブルからなるNb3Snフイラメントを銅で被覆した超電導
線材７が図に示すように17本埋込まれており、冷媒流路
孔６を通して液体冷媒（例えばHe）によつて冷却され
る。３は支持体である。本実施例においては高さ約10m
m,幅40mmであり、長さは数百ｍとなる。本実施例では溶
接後に所望の厚さのNb3Sn層が生成されるように熱処理
が第１図のパラメータ21.11〜22.0の値において行うの
が好ましい。従つて、本発明においては熱処理後におい
ても高い破壊靭性を有する。
本発明によれば、高強度・高靭性の溶接部が形成でき
るので、特に非磁性で高強度・高靭性が要求される強制
冷凍超電導体コンジツトや超電導磁石容器などには好適
である。
るので、特に非磁性で高強度・高靭性が要求される強制
冷凍超電導体コンジツトや超電導磁石容器などには好適
である。
第１図は破壊靭性に及ぼすNb3Sn生成熱処理の影響を示
す線図、第２図は本発明用ワイヤで製作した強制冷凍超
電導体コンジツトの斜視図、第３図は核融合装置用ポロ
イダル磁場コイルの断面図である。 １……シース、２……溶着金属、３……支持体、４……
絶縁材、５……サブチヤンネル、６……冷媒流通孔、７
……超電導線材、８……メイン・チヤンネル。
す線図、第２図は本発明用ワイヤで製作した強制冷凍超
電導体コンジツトの斜視図、第３図は核融合装置用ポロ
イダル磁場コイルの断面図である。 １……シース、２……溶着金属、３……支持体、４……
絶縁材、５……サブチヤンネル、６……冷媒流通孔、７
……超電導線材、８……メイン・チヤンネル。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｈ０１Ｆ 5/08 ＺＡＡＮ (72)発明者 舟本 孝雄 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社 日立製作所日立研究所内 (72)発明者 和田山 芳英 茨城県日立市久慈町4026番地 株式会社 日立製作所日立研究所内 (56)参考文献 特開 昭62−162988（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−10493（ＪＰ，Ａ) 特公 昭57−26874（ＪＰ，Ｂ２)
Claims (7)
- 【請求項１】多層溶接構造を有し、4.2゜Kの温度にさら
されるオーステナイト系ステンレス鋼からなる溶接構造
物の製造方法において、前記多層溶接を、重量で、C0.0
3％以下,Si0.5％以下,Mn5〜12％,Ni15〜20％,Cr16〜20
％,Mo1〜３％及びN0.145〜0.25％を含み、残部の主成分
がFeであり、かつ実質的に全オーステナイト組織を有す
る溶接材料を用いて行うことを特徴とする溶接構造物の
製造方法。 - 【請求項２】前記多層溶接部の溶着金属は、重量でC:0.
03％以下,Si:0.1〜0.4％,Mn:5〜12％,Ni:15〜20％,Cr:1
6〜18％,Mo:1〜３％,N:0.145〜0.25％を含み、残部はFe
および不純物からなるものであることを特徴とする特許
請求の範囲第１項に記載の溶接構造物の製造方法。 - 【請求項３】前記溶着金属は、酸素含有量が0.006％以
下であることを特徴とする特許請求の範囲第１項又は第
２項に記載の溶接構造物の製造方法。 - 【請求項４】前記溶着金属は、重量でＰおよびＳの総和
量が0.02％以下であることを特徴とする特許請求の範囲
第１項〜第３項のいずれかに記載の溶接構造物の製造方
法。 - 【請求項５】前記溶接構造物は超電導体を収納する容器
であり、前記超電導体はNb3Sn系材である特許請求の範
囲第１項〜第４項のいずれかに記載の溶接構造物の製造
方法。 - 【請求項６】前記多層溶接後前記超電導体の超電導性を
発現させる熱処理を前記容器とともに行い、前記熱処理
は700℃以上で、かつ下記の式で得られるパラメータ
（Ｐ）として21.11〜22.0の範囲となるように熱処理温
度及び加熱時間を設定することを特徴とする特許請求の
範囲第５項に記載の溶接構造物の製造方法。 Ｐ＝Ｔ（logt＋20）×10-3 （但し、Ｔは前記熱処理温度で絶対温度゜Kで示したも
のであり、ｔは前記熱処理における加熱保持時間ｈであ
る） - 【請求項７】特許請求の範囲第５項又は第６項のいずれ
かによって超電導コイルを製造し、該超電導コイルから
なるポロイダル磁場コイルを備えたことを特徴とする核
融合装置。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63208414A JP2675093B2 (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 溶接構造物の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63208414A JP2675093B2 (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 溶接構造物の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0258310A JPH0258310A (ja) | 1990-02-27 |
| JP2675093B2 true JP2675093B2 (ja) | 1997-11-12 |
Family
ID=16555842
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63208414A Expired - Lifetime JP2675093B2 (ja) | 1988-08-24 | 1988-08-24 | 溶接構造物の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2675093B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016209923A (ja) * | 2015-05-13 | 2016-12-15 | 新▲莱▼應材科技有限公司 | 真空弁用溶接構造物、真空弁用溶接方法、およびその溶接装置 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5726874A (en) * | 1980-07-24 | 1982-02-13 | Ricoh Co Ltd | Electrophotographic type printer device |
| JPS5910493A (ja) * | 1982-07-09 | 1984-01-19 | Kawasaki Steel Corp | 極低温用オ−ステナイト系ステンレス鋼の純アルゴン被包ガス溶接用ワイヤ |
| JPH077086B2 (ja) * | 1986-01-13 | 1995-01-30 | 株式会社日立製作所 | 核融合装置用超電導コイル |
-
1988
- 1988-08-24 JP JP63208414A patent/JP2675093B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0258310A (ja) | 1990-02-27 |
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