JPH02205631A - Ｎｂ↓３Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法 - Google Patents

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。

Description

【発明の詳細な説明】

（産業上の利用分野） 本発明は、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優れ
た高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法に関し、更に詳しくは、核
融合炉、ＭＨＤ発電など大型超電導マグネットが必要な
技術分野において、そのマグネットの支持体に代表され
る極低温用構造材料であって、冷間加工を行わずに又は
行った後に、更にＮｂ３Ｓｎ生成熱処理が施された後で
も、極低温で高強度且つ高靭性を有する高Ｍｎ非磁性鋼
の製造方法に関する。 （従来の技術及び解決しようとする課題）一般に、超電
導マグネットは、ＮｂＴｉ線により、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、Ｎｂ３Ｓｎに代表される金属間化合物超電導体を
利用することが有効であるとされている、しかし、Ｎｂ
３Ｓｎ超電導体は金属間化合物であるため、可塑性が悪
く、また、変形に伴って超電導特性も破壊されるという
問題があり、そのため、Ｎｂ３Ｓｎ生成前に支持材料と
共に加工を行う導体製造工程で、又は超電導マグネット
の製造工程の最後に、Ｎｂ３Ｓｎを６００〜８００℃Ｘ
５０〜３００時間の熱処理によって生成させ、金属間化
合物としてのＮｂ３Ｓｎの変形を最小に抑制している。 したがって、超電導マグネットの支持体である構造材料
は、上記Ｎｂ３Ｓｎの生成熱処理を同時に受けるため、
時効されて延性や靭性の劣化が生じ、しかも、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。 例えば、一般に極低温用として供される５ＵＳ３０４．
３１６系に代表されるステンレス鋼にとっては、このＮ
ｂ３Ｓｎ生成熱処理の温度域は、延性、靭性、更には耐
食性をも劣化させるＣｒ炭化物の析出温度域、つまり鋭
敏化温度であるため、そのような熱処理が施される構造
部材への適用は困難である。 その他、このような極低温における特性の劣化に対して
、Ｎｉを多量に含有させたインコロイ合金等が使用され
ている例（例えば、超電導発電機のトルクチューブ）も
見受けられるが、非常に高価であるので、より安価な材
料が望まれている。 また最近になって、Ｎｉ−Ｃｒ系ステンレス鋼やＭｎ−
Ｎｉ−Ｃｒ系ステンレス鋼にＶを含有させて特性の改善
を行った報告もなされているが、このＶを含有させたス
テンレス鋼は、時効前の冷間加工により、極低温下にお
ける延性が大幅に劣化すると共に靭性の劣化も大きいと
いう問題があり、この冷間加工を考慮した特性改善が技
術的に解決すべき重要な課題となっている。 本発明は、上述の従来の極低温構造用材料における種々
の問題点に鑑みてなされたものであって。 Ｎｂ３Ｓｎ等の化合物系超電導マグネットの構造材料と
して、冷間加工を行わずに或いは行った後に。 更にＮｂ３Ｓｎ生成熱処理を受けた後においても。 極低温で延性、靭性に優れ、高強度である高Ｍｎ非磁性
鋼の製造方法を提供することを目的とするものである。 （課題を解決するための手段） ところで、高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法としては、Ｎｂ添
加鋼に溶体化処理を施した後、更に８２０〜９００℃の
安定化処理を施すことにより、Ｎｂ。 Ｓｎ生成熱処理後の特性の改善を図った提案例（特開昭
６３−１３４６２７号）がある。 そこで、木発明者らは、上記提案に係る方法に着目し、
鋭意研究を重ねた結果、上記製造方法において得られる
高Ｍｎ非磁性鋼に新たにＢを含有させることによって、
更に優れた極低温特性（延性、靭性）が得られることを
見い出し、ここに本発明をなしたものである。 すなわち、本発明に係るＮｂ３Ｓｎ生成熱処理後の極低
温特性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法は、Ｃ：Ｏ，
１０％以下、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１４〜３
０％、Ｐ：０．０２５％以下、Ｓ二０゜０１５％以下、
Ｎｉ：３〜１５％、Ｃｒ：１２〜２０％、Ｍｏ：０．１
〜３．０％、Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：Ｏ，０
Ｏ０５〜０．００５０％及びＮ：０゜０５〜０．２５％
を含有し、かつ、 Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＞ （４／３）Ｘ（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−４）を満足し
、必要に応じて更にＣａ、Ｃｅ及びＺｒのうちの１種又
は２種以上を合計で０．００１〜０゜１００％含有し、
残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊又は鋼片に
つき、熱間圧延或いは熱間圧延後冷間圧延を行い１次い
で１０００〜１１５０℃で溶体化処理を施した後、更に
８３０〜９３０”Ｃに加熱して安定化処理を施すことを
特徴とするものである。 次に本発明を更に詳細に説明する。 （作用） まず、本発明における化学成分の限定理由について説明
する。 Ｃ： Ｃはオーステナイトの安定化と耐力向上に必要な元素で
あるが、含有量が０．１０％を超えるような多量の含有
になると、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理中にＣ「炭化物の析出
が著しくなり、延性、靭性、更には耐食性を劣化させる
ことになる。したがって、Ｃ含有量は０．１０％以下と
する。 Ｓｉ： Ｓｉは脱酸のためと高温における耐酸化性を改善する元
素であるが、含有量が０．１％未満ではこのような効果
は少なく、また、２．０％を超えて多量に含有されると
靭性を劣化させる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１〜
２．０％の範囲とする。 Ｍｎ： Ｍｎはオーステナイトの安定化、Ｎの固溶限の上昇、更
には靭性の向上、低膨張特性の改善に効果を有する元素
である。しかし、含有量が１４％未満ではこれらの全て
の効果を得るには十分でなく、一方、３０％を超えて含
有されると鋼の熱間加工性が著しく劣化する。したがっ
て、Ｍｎ含有量は１４〜３０％の範囲とする。 Ｐ： ＰはＮｂ３Ｓｎ生成熱処理によりオーステナイト粒界に
移動、偏析し、粒界脆化を促進するため、極力低く抑え
る必要があるが、経済性を考慮して、Ｐ含有量は０．０
２５％以下とする。 Ｓ： Ｓは鋼の熱間加工性、延性、靭性を劣化される有害な元
素であり、Ｐと同様、極力低く抑える必要があるが、経
済性を考慮して、Ｓ含有量は０゜０１５％以下とする。 Ｎｉ： Ｎｉはオーステナイト安定化と延性及び靭性の向上に有
効な元素であって、特に、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理後又は
冷間加工＋Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理後における延性、靭性
の劣化に対して有効であり、オーステナイト組成を確保
するために３％以上は含有させることが必要である。し
かし、上記効果は１５％を超えて含有させると飽和し、
かつ、コスト上昇を招く。したがって、Ｎｉ含有量は３
〜１５％の範囲とする。 Ｃｒ： Ｃｒは耐食性の確保の面から１２％以上が必要であるが
、２０％を超えて多量に含有させるとオーステナイトを
不安定にし、かつ、Ｍｎとの共存で時効中に脆いσ相の
析出を起こして靭性を劣化させる。したがって、Ｃｒ含
有量は１２〜２０％の範囲とする。 ＭＯ： ＭＯは固溶強化元素であり、耐力向上に必要である６ま
た、Ｎｂが含有されている場合、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理
中における原子拡散を抑制し、耐時効性の向上に有効な
元素である。しかし、含有量が０．１％未満ではこのよ
うな効果は少なく、また３、０％、を超える多量の含有
は１時効中に脆いσ相の析出を促進させ、靭性を劣化さ
せるだけでなく、コストの上昇を招く。したがって、Ｍ
ｏ含有量は０．１〜３．０％の範囲とする。 Ｎｂ： ＮｂはＣｒよりもＣとの親和力が強く、延性、靭性を阻
害する有害なＣｒ炭化物の粒界析出を抑制する作用があ
る。また、安定化処理により球状のＮｂ炭化物が生成、
安定化し、同様の効果を有するため、耐時効性を高める
のに最も重要な添加元素である。特に、冷間加工時の粒
界割れを防止する特性を有し、かつ、Ｍｏとの共存含有
によりこのような効果が顕著となる。しかし、含有量が
０゜０１％未満では上記の効果は少なく、また０、２０
％を超えて多量に含有させると強化元素である窒素を消
費してＮｂＮを析出し１強度低下及び靭性劣化を生じさ
せる。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１〜０６２０
％の範囲とする。 Ｂ： Ｂは、本発明において、Ｎｂと並んで最も重要な元素で
ある。第１図は、安定化処理条件の設定理由の欄で詳細
に後述するが、Ｂ添加の有無によりＮｂ３Ｓｎ生成熱処
理後の破壊靭性値（Ｋ工Ｃ）に及ぼす安定化処理温度の
影響を示した一例である。 同図より、Ｂの添加によってＮｂ３Ｓｎ生成熱処理後の
破壊靭性（Ｋ工Ｃ）は向上することがわかる。この効果
を有するためには、Ｂはｏ、ｏ　ｏ　ｏ　ｓ％以上の添
加が必要である。しかし、０．００５０％を超える添加
はこの効果が飽和してしまうばかりでなく、かえって粒
界析出物を多くシ、破壊靭性値（ＫＩＣ）を劣化させる
０以上のことから、Ｂの含有量はｏ、ｏ　ｏ　ｏ　ｓ〜
０．００５０％の範囲とする。 Ｎ： Ｎはオーステナイトを安定化し、かつ、耐力向上に有効
な元素であるが、含有量が０．０５％未満ではこのよう
な効果は少なく、また０、２５％を超えて多量に含有さ
せると靭性の劣化と溶接欠陥の発生を招く、シたがって
、Ｎ含有量は０．０５〜０．２５％の範囲とする。 但し、上記元素は、次式 ％式％ を満たすことが必要である。この関係は、極低温で延性
、靭性の高い安定したオーステナイト組織を得るために
必要であり、これを満足しない成分系の材料においては
、冷間加工後或いはＮｂ３Ｓｎ生成熱処理後、オーステ
ナイト中にマルテンサイトが生成し、極低温での延性、
靭性を大きく損なうことになり、更には非磁性も損なう
ので好ましくない。 Ｃａ、　　Ｃａ、　Ｚｒ： Ｃａ、Ｃａ、Ｚｒは鋼を清浄化し、介在物を微細化、球
状化し、靭性を向上させる元素であり、必要に応じて、
これらの１種又は２種以上を適量で添加することができ
る。添加する場合、含有量が０．００１％未満ではこの
ような効果は少なく。 また０、１００％を超えて多量に含有させると、かえっ
て清浄化を悪くする。したがって、　Ｃａ、Ｃｅ及びＺ
ｒのうちの１種又は２種以上の合計の含有量は０．００
１〜０．１００％の範囲とする。 上記化学成分を有する鋼塊又は鋼片は、熱間圧延或いは
熱間圧延後冷間圧延を行い１次いで１０００〜１１５０
℃で溶体化処理を施した後、更に８３０〜９３０℃に加
熱して安定化処理を施すことにより、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱
処理後の極低温特性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼が得られる
。 次に、これらの条件の限定理由について説明する。 まず、熱間圧延又は熱間圧延後冷間圧延を行った後に、
１０００〜１１５０℃で溶体化処理を施すが、この温度
が１０００℃未満であると析出物の固溶が充分でなく、
オーステナイト結晶粒が細かくなるため、延性、靭性が
劣化し、また１１５０℃を超える温度で溶体化処理を行
うと、オーステナイト結晶粒の粗大化が著しく、耐力の
低下が大きくなるので好ましくない。 更に、このような溶体化処理後、８３０〜９３０℃に再
加熱し、安定化処理を施すが、この安定化処理は、その
後の加工において行われる溶接時、或いはＮｂ３Ｓｎ生
成熱処理時にＣｒ炭化物の結晶粒界析出を抑制し、延性
、靭性の劣化を小さくするのに有効である。 これらの効果と安定化処理温度の関係について調べた実
験結果の一例として第１図を示す。第１図は、基本成分
を、Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．５０％、Ｍｎ：２２．
０％、Ｎｉ：　５　、０％、Ｃｒ：１３．０％、Ｍｏ：
１．０％、Ｎｂ：０．０５％、Ｎ：０．２％とする高Ｍ
ｎ非磁性鋼（ベース鋼）と、この基本成分に更にＢ：Ｏ
，ＯＯ２０％を含有させた高Ｍｎ非磁性鋼について、そ
れぞれ３０■鵬に熱間圧延した後、１０５０℃で溶体化
処理を施した鋼板を供試材とし、　−２６９℃での破壊
靭性値（ＫＩＣ）に及ぼす安定化処理温度の影響を調べ
た結果を示している。 この供試鋼板は、いずれも所定の安定化処理後。 ７００℃Ｘ１００ｈｒ→炉冷のＮｂ３Ｓｎ生成熱処理が
施されている。 第１図から明らかなように、８３０〜９３０℃の温度範
囲で安定化処理を施した高Ｍｎ非磁性鋼は、Ｎｂ３Ｓｎ
生成熱処理後においても高い破壊靭性を示している。 これは、８３０〜９３０℃での加熱を施すことにより生
成、安定化する球状のＮｂ炭化物等の効果によるのみな
らず、Ｂ含有効果によるところが大きい、つまり、本発
明範囲内の微量のＢ添加により、安定化処理時にＢＮが
粒界に析出し、　Ｎｂの効果と同様、有害なＣｒ炭化物
の粒界析出を抑制する効果を有することによるものであ
る０本実験例の場合、第１図より０．００２０％のＢを
含有させることで、Ｎｂ３Ｓｎ生成熱処理後の破壊靭性
値（ＫＩＣ）は１０〜２０ＭＰａ７石程度の向上が認め
られる。 次に本発明の実施例を示す、なお、上記の実験例も本発
明の実施例足り得ることは云うまでもない。 （実施例） 第１表に示す化学成分を有する高Ｍｎ非磁性鋼を真空溶
解により溶製し、鍛造後、板厚３ｏ謙園の鋼板に熱間圧
延し、供試材を作成した。 この供試鋼板に第２表に示す条件の熱処理（溶体化処理
、安定化処理）を施し、更にＮｂ３Ｓｎ生成熱処理（７
００”ＣＸ１００ｈｒ→炉冷）を行った。なお、一部に
ついては安定化処理を実施しなかった。 得られた材料について、引張試験片、破壊靭性試験片（
ＩＣＴ）を採取し、液体ヘリウム温度（−２６９℃）で
の試験に供した。また、室温において振動試料型磁気測
定装置により透磁率を測定した。それらの結果を第２表
に併記する。 第２表より明らかなように、１ｌｋ１１、Ｎａ３、＆５
材は、それぞれ本発明法により試作したものであり、安
定化処理を施していない比較材（＆２、動４、Ｎα６）
と比らべ延性、靭性の向上、中でも特に靭性の大きな向
上が認められる。 比較材Ｎα７、走８はＢを含有していない例である。魔
７材は安定化処理を実施しているので、翫８材と比較し
て延性、靭性の向上がみられるものの、Ｂが含有されて
いないため、その向上の程度は本発明材（Ｎα１、＆３
、Ｎ１１５）よりも小さい。 比較材（＆９、魔１０）は個々の成分は本発明範囲を満
足しているが、Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＞（
４／３）ｘ（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−４）を満足しな
いため、オーステナイト中に強磁性体であるマルテンサ
イトが生成し、透磁率が高くなっている。このマルテン
サイト生成のため、延性。 靭性が極めて低い。

【以下余白】

（発明の効果） 以上説明したように１本発明に係る高Ｍｎ非磁性鋼の製
造方法は、上記の構成であるから、冷間加工及びＮｂ３
Ｓｎ生成熱処理を行っても極低温特性（強度、延性、靭
性）に優れるので、超電導マグネットの支持体に代表さ
れる極低温用構造材として好適な高Ｍｎ非磁性鋼を製造
することができるという顕著な効果を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は液体ヘリウ１１温度（−２６９℃）での破壊靭
性値（ＫＩＣ）に及ぼす安定化処理温度の影響を示す図
である。 特許出願人　　株式会社神戸製鋼所 代理人弁理士　中　　村　　　尚

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）重量％で（以下、同じ）、Ｃ：０．１０％以下、
   Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：１４〜３０％、Ｐ：０
   ．０２５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｎｉ：３〜１
   ５％、Ｃｒ：１２〜２０％、Ｍｏ：０．１〜３．０％、
   Ｎｂ：０．０１〜０．２０％、Ｂ：０．０００５〜０．
   ００５０％及びＮ：０．０５〜０．２５％を含有し、か
   つ、 Ｎｉ＋０．５Ｍｎ＋３０Ｃ＋３０Ｎ＞ （４／３）×（Ｃｒ＋Ｍｏ＋１．５Ｓｉ−４）を満足し
   、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼塊又は鋼片
   につき、熱間圧延或いは熱間圧延後冷間圧延を行い、次
   いで１０００〜１１５０℃で溶体化処理を施した後、更
   に８３０〜９３０℃に加熱して安定化処理を施すことを
   特徴とするＮｂ＿３Ｓｎ生成熱処理後の極低温特性に優
   れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法。
2. （２）前記鋼が更に、Ｃａ、Ｃｅ及びＺｒのうちの１種
   又は２種以上を合計で０．００１〜０．１００％含有す
   る請求項１に記載の方法。