JPH0344415A - ドリル加工性に優れた高強度高靭性高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、核融合炉、リニアモータカー軌道設備、各種
発電機等に使用される非磁性鋼の製造に関し、さらに詳
しくは、特に多くの機械加工を要する部材に好適なドリ
ル加工性に優れた高強度高靭性高Ｍｎ非磁性鋼の製造方
法に関するものである（従来の技術） 近年、先に述べたような超電導応用設備あるいは一般重
電機器等、科学技術の発達に伴い高強度非磁性鋼の要求
が高まっている。しかしながら、従来の代表的な非磁性
鋼であるオーステナイト系ステンレス鋼は、Ｎｉ等を多
量に含有しており高価である上に、耐力が低く、高強度
が要求される非磁性構造物への適用は設計上困難とされ
てきた。

そこで、一般にオーステナイト系ステンレス鋼に較べ高
強度を有する高Ｍｎ非磁性鋼が注目を集めるようになっ
た。

（発明が解決しようとする課題） しかし、従来の高Ｍｎ非磁性鋼の耐力は３０〜４０ｋｇ
ｆ／ａｍ”程度で、引張強さの割りには耐力が低く、ま
た、大きな加工硬化性を有するため、被削性、特にドリ
ル加工性が悪く、高強度を要求される部材、ドリル加工
を受ける部材には使用できないといった問題点があった
。

一方、高Ｍｎ非磁性鋼の強化方法は合金元素の添加と時
効処理により析出強化を施す方法がとられている。詳し
くは、熱間圧延後空冷→時効処理または熱間圧延後空冷
→溶体化処理→時効処理等の方法が採用されている。

熱間圧延後空冷→時効処理の方法では、時効処理による
靭性の劣化が大きいという問題点が、熱間圧延後空冷→
溶体化処理→時効処理の方法では、溶体化処理による強
度低下、工期の延長、製造原価の上昇等を招くといった
問題点があった。

（ｔｌｕを解決するための手段） 本発明は、上記に説明した高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法の
問題点に鑑み、本発明者らが化学成分、特にＭｏとＢ量
を適切に調整し、さらに、圧延工程において圧延後の冷
却条件を適切に制御することによってドリル加工性に優
れた高強度高靭性高旧非磁性鋼の製造が可能であるとい
う知見を得て完成されたもので、その第１発明は、Ｃ：
０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜１．５０％、
Ｍｎ＝１６〜３０％、Ｖ：０．１〜２゜０％を含み、さ
らに、阿ｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０００５〜ｏ
、ｏｏｓｏ％の内から選んだ１種または２種を含み、か
つ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、残部Ｆｅおよび
不可避不純物からなる鋼片を、１０５０〜１２５０℃の
温度範囲に加熱し、８００℃以上の温度で圧延を完了し
た後、７５０〜５００℃の温度範囲を１”Ｃ／ｓｅｃ以
上の冷却速度で加速冷却を行い、さらに、５５０〜８５
０℃の温度範囲で１時間以上時効処理を行うドリル加工
性に優れた高強度高靭性高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法であ
る。また、第２発明は、Ｎｉ：０．１〜３゜０％、Ｃｒ
：０．１〜８．０％、Ｎｂ：０．０１−０．１％の内か
ら選んだ１種または２種以上を含む請求項（１１の製造
方法である。

（作用） 以下、本発明の作用について発明者らの実験結果等に基
づいて詳述して行くことにする。

先ずは、時効処理後の低温靭性に及ぼすＭｏとＢの影響
について説明する０発明者らは時効処理後の低温靭性に
及ぼすＭｏとＢの影響を明らかにするために、以下のよ
うな試験を行った。

供試鋼板には、０．２４％Ｃ−０，３０％５ｉ−２４，
９％Ｍｎ−０，６１％Ｖを基本成分とし、Ｍｏを添加し
た０、２４％Ｃ−０，３２％５ｉ−２５，１％Ｍｎ−０
．６０％Ｖ−０，５２％ＭｏとＢを添加した０、２６％
Ｃ−０，２９％５ｉ−２４，８％Ｍｎ−０，６１％Ｖ−
０．００２１％Ｂの３種の鋼片を用い、これらを１２０
０℃に加熱した後、９００　’Ｃの温度で圧延を完了し
、７５０〜５００℃の温度範囲を１０℃／ｓｅｃの冷却
速度で冷却し、その後、７００℃で時効処理を行ったも
のを用いた。なお、Ｈ奢反の厚みは２０請−である。

これらの鋼板から試験片を採取し、シャルビ衝撃試験を
行った。その結果を第１図に示す。

第ｔ＋ｑは、これらの鋼板から得られた０℃におけるシ
ャルビ吸収エネルギと時効処理時間との関係を示したも
のである０図中・印はＭｏ添加を、Ｏ印はＢ添加を、目
印は基本成分をそれぞれ示す。

第１図から明らかなように、Ｍｏ、　Ｂを添加した鋼板
は時効処理においても靭性の低下は小さく、一方、基本
成分銅板は時効処理による靭性の低下は大きい、したが
って、Ｎｏ、　Ｂの添加は時効処理による靭性の低下を
改善することができる。

つぎに、本発明に規定される鋼中成分について説明する
。

Ｃは、オーステナイトの安定化と強度の向上に有効な元
素である。しかし、０．１０％未満ではオーステナイト
の安定化、強度確保のために、Ｍｎ、　Ｎｉ、Ｃｒｓ　
ＭＯなどの元素を多量に添加する必要があり、経済性を
大きく損なうことになる。また、０．４０％を超えて含
有すると、機械加工性が劣化する。

したがって、Ｃ含有量は０．ｌＯ〜０．４０％の範囲と
する。

Ｓｉは鋼溶解時の脱酸作用を有し、かつ、強度の向上に
有効であるため、０．１０％以上を添加する。

しかし、１．５０％を超えて添加すると熱間加工性を損
なうことになる。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０〜
１．５０％の範囲とする。

Ｍｎは本発明法においてＣと共に重要なオーステナイト
形成元素であり、非磁性を安定化させるために１６％以
上の添加が必要である。しかし、３０％を超えて含有す
ると熱間加工性が著しく劣化する、したがって、Ｍｎ含
有量は１６〜３０％の範囲とするただし、本発明法では
基本的にはＣとＭｎでオーステナイトを安定化し非磁性
を確保できるが、Ｃ１Ｍｎともに上記規定範囲の下限近
傍になると、オーステナイトが不安定になる。これを防
ぐためにはＣ、Ｍｎ含有量は２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を
満足する量とする必要がある。

■は鋼の強度上昇に有効な元素であり、特に時効処理に
よって降伏強度を著しく増大させる。このような強化作
用は０．１％以上添加しないと効果は小さく、また、２
．０％を超える過度の添加は、この作用が飽和してしま
うばかりでなく、著しい脆化をもたらすので好ましくな
い、したがって、Ｖの含有量は０．１〜２．０％の範囲
とする。

Ｍｏは、本発明においてＢと並んで非常に重要な元素で
ある。　Ｍｏはオーステナイト組織の安定化と高強度化
に有効であるばかりでなく、第１図に示すように時効処
理による靭性劣化の改善に大きな効果を有する。　Ｍｏ
含有量が０．１％未満ではこのような効果は小さく、ま
た、３．０％超える添加はこのような効果が飽和してし
まうと同時に経済性を損なう、したがって、Ｍｏ含有量
は０．１〜３．０％の範囲とする。

Ｂは本発明においてＭｏと同じく重要な元素である。第
１図にＭｏ添加鋼と同様、シャルビ吸収エネルギに及ぼ
すＢ添加と時効処理の影響を示しているが、Ｂ添加鋼は
Ｍｏはとではないが、Ｂを添加してない基本成分鋼より
も、時効処理後の靭性劣化の程度が小さいことがわかる
。このような効果を得るためには、Ｂは０．０００５％
以上の添加が必要であり、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し靭性を劣化させる。そのため
、Ｂ含有量は０．０００５〜０．００５０％の範囲とす
る。

上記の元素の他に、オーステナイトの安定化、強度上昇
、靭性向上の点から下記の元素を１種または２種以上添
加しても本発明の効果は損なわれるものではない。

Ｎｉは、オーステナイトの安定化および靭性の向上に有
効であり必要に応じて添加される。しかし、０．１％未
満の添加ではこの効果は少なく、また、３．０％を超え
ると経済性を損なうため、Ｎｉ含有量は０．１〜３．０
％の範囲とする。

Ｃｒは、オーステナイトを安定化させると共に高強度化
に有効であり、必要に応じて添加される。

しかし、０．１％未満の添加ではかかる効果は少なく、
また、８．０％を超えるとδフェライトを生威し易くな
り、靭性と磁気特性を低下させる。したがって、Ｃｒ含
有量は０．１〜８．０％の範囲とする。

Ｎｂは、高強度化、靭性の改善に有効であり、必要に応
じて添加される。しかし、０．０１％未満の添加ではこ
のような効果は少なく、また、０．１％を超えて添加す
ると炭窒化物の析出が著しくなり、かえって強度、靭性
の低下を招くことになる。したがって、Ｎｂ含有量は０
．０１〜０．１％の範囲とするなお、上記以外に、本発
明法にはＰ、Ｓ等の不可避不純物が随伴され得るが、そ
れらは本発明の効果を損なわない限度で許容される。

つぎに、製造条件の規定理由について説明する先ずは、
ドリル加工性に及ぼす圧延後の加速冷却の効果について
説明する０発明者らはドリル加工性に及ぼす圧延後の加
速冷却の効果を把握するため、以下のような試験を行っ
た。

供試鋼板は、０．２６％Ｇ−０．２７％Ｓ＋−２４．８
％Ｍｎ−０，５９％Ｖ−０，４８％Ｍｏの鋼片を用い、
これを１２００℃に加熱した後、９００℃の温度で圧延
を完了し、その後、空冷→時効処理、空冷→溶体化処理
→時効処理、加速冷却→時効処理の３種の方法で製作し
た、時効処理は７００’ＣＸ５時間保持その後空冷であ
る。溶体化処理は１１００″Ｃの処理である。加速冷却
は７５０〜５００℃の温度範囲をｌＯｏＣ／ｓｅｅの冷
却速度で冷却した。なお、供試鋼板の厚みは２０ＩＩＩ
１１であるこれらの鋼板から試験片を採取しドリル穴あ
け試験を行った。ドリル穴あけ試験は工具に標準ストレ
ートドリル（材質５Ｋ１１５６）直径１２旧を用い、水
溶性切削水（クールＥ）を使用し、切削長さ２０−貫通
、切削速度７．２ｍ／＋ｓｉｎ、送り０．１３５ｍｍ／
ｒｅｖの条件で実施した。ドリル加工性は貫通した穴の
個数で評価した。その結果を第２図に示す。

第２図から明らかなように、ドリル穴あき個数は、空冷
→時効処理の１７５〜２０２個に対して、空冷→溶体化
処理０特効処理は３００〜３１８個である一方、溶体化
処理をしない加速冷却→時効処理の穴あき個数は２８５
〜３０８個で、空冷→溶体化処理０特効処理の穴あき個
数に遜色ないものである。このように加速冷却は溶体化
処理に替わってドリル加工性の改善に大きな効果をもた
らすものである。

以下に、製造条件の限定理由について説明する鋼片は熱
間圧延に先立って、１０５０〜１２５０℃の温度範囲に
加熱される。加熱温度が１０５０℃未満では鋼片内部に
析出している炭窒化物の固溶が十分でなく、製品での靭
性劣化を招くことになる上、さらに、後述する所定の圧
延完了温度の確保が難しくなる。他方、加熱温度が１２
５０℃を超えると高温延性が劣化し、熱間割れが発生し
やすくなるため実用上好ましくない、したがって、加熱
温度は１０５０〜１２５０℃の範囲とする。

圧延完了温度については、少なくとも８００℃以上、好
ましくは８５０℃以上の温度に管理する必要がある。こ
れは、８００℃未満の圧延完了温度では変形抵抗の著し
い増大を招く上に、機械加工性のみならず靭性もまた著
しく低下することになる。

したがって、圧延完了温度は８００℃以上とする。

加速冷却は７５０〜５００℃の温度範囲を１℃／ｓｅｅ
以上の冷却速度で冷却する。これは、延性、靭性の劣化
をもたらす有害な炭窒化物の析出を即刻する上で効果が
あり、そのためには少なくとも７５０〜５００℃までを
冷却速度１　’Ｃ／ｓｅｃ以上で冷却する必要がある。

また、この加速冷却は第２図に示すように溶体化処理に
替わってドリル加圧性の改善に効果を有する。

さらに、時効処理については、５５０℃未満の温度では
時効強化の効果が小さく、かつ、時効処理に長時間を要
するので好ましくない、一方、８５０゛Ｃを超えると、
かえって強度が低下し、また延性および靭性の劣化が顕
著となるので好ましくない。

したがって、時効処理温度は５５０〜８５０℃の範囲と
する。また、このような温度範囲で時効処理を行い十分
な強度上昇を得るには、１時間以上加熱保持する必要が
ある。

なお、時効処理後の冷却方法については炉冷、空冷、水
冷等の適用が可能であり特に制限されない。

（実施例） 本発明の構成は上記の通りであるが、以下に実施例につ
いて説明する。

供試鋼板は第１表に示す化学成分を有する鋼を４０キロ
高周波炉で溶製し、得られた鋼片を同表に示す加熱温度
、圧延条件および溶体化処理条件にしたがい厚さ２０ｍ
ｍに仕上げたものである。これらの鋼板から引張試験片
と衝撃試験片を採取し、さらに、第２表に示す条件で時
効処理を行い、再度引張試験片と衝撃試験片を採取し試
験を行った。

なお、時効処理後の鋼板についてはドリル穴あけ試験も
行った。これらの試験結果を第２表に示す。なお、ドリ
ル穴あけ試験は工具に標準ストレートドリル（材質５Ｋ
Ｈ５６）　＊径１２開を用い、水溶性切削水（クールＥ
）を使用し、切削長さ２０ｍ５＋貫通、切削速度７．２
＋ｓ／ｌｌ１ｎ、送り０．１３５　ａｍ／ｒｅｖの条件
で実施した。

第１表には本発明法および比較法の化学成分、加熱温度
、圧延条件および溶体化条件を、第２表には時効処理条
件、引張試験結果、衝撃試験結果およびドリル穴あけ試
験結果をそれぞれ示す。

（以下余白） 第２表のｔｌＩＩにおいて、比較法Ｂは第１表に示すよ
うに圧延後空冷のため冷却速度が小さく、本発明法の条
件から外れているため、本発明法Ａに比較して時効処理
後の靭性が極めて低く、また、ドリル加工性も劣る。比
較法Ｃは圧延後空冷した後、溶体化処理を施しているた
め、時効処理後の靭性およびドリル加工性は良好である
ものの強度は低い。

同様のことが、鋼■、鋼■、鋼■についても言える。

一方、鋼■の比較法Ｍは第１表に示すように圧延完了温
度が７４０　”Ｃと低いため、高強度となり靭性および
ドリル加工性が低下している。

また、鋼■の比較法Ｎは第１表に示すように必須元素で
あるＭｏ、　Ｈの何れも含んでいないため、時効処理に
よる靭性の劣化が大きい。

以上の実施例からも明らかなように、本発明法は加速冷
却によってドリル加工性を改善させ、Ｍ。

および／またはＢの添加によって時効処理による靭性の
劣化を防止し、かつ、時効処理によって強度を上昇させ
ることができる。

なお、上記実施例は厚鋼板の製造方法についてのもので
あるが、本発明は他の鋼製品、例えば条鋼、形鋼の製造
にも適応し得ることは言うまでもない。

（発明の効果） 以上説明したように、本発明に係わるドリル加圧性に優
れた高強度高靭性高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法は、上記の
構成であるから、溶体化処理を施すことなくドリル加工
性を改善することができ、さらに、時効処理による靭性
の劣化を防止し、かつ、強度を上昇させることができる
という優れた効果を有するものである。

【図面の簡単な説明】

第１図は時効処理後の低温靭性に及ぼすＭｏとＢの影響
を示すグラフである。 第２図はドリル加工性に及ぼす溶体化処理と加速冷却の
影響を示すグラフである。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜１
   ．５０％、Ｍｎ：１６〜３０％、Ｖ：０．１〜２．０％
   を含み、さらに、Ｍｏ：０．１〜３．０％、Ｂ：０．０
   ００５〜０．００５０％の内から選んだ１種または２種
   を含み、かつ、２０×Ｃ＋Ｍｎ≧２４％を満足し、残部
   Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼片を、１０５０〜１
   ２５０℃の温度範囲に加熱し、８００℃以上の温度で圧
   延を完了した後、７５０〜５００℃の温度範囲を１℃／
   ｓｅｃ以上の冷却速度で加速冷却を行い、さらに、５５
   ０〜８５０℃の温度範囲で１時間以上時効処理を行うこ
   とを特徴とするドリル加工性に優れた高強度高靭性高Ｍ
   ｎ非磁性鋼の製造方法。
2. （２）Ｎｉ：０．１〜３．０％、Ｃｒ：０．１〜８．０
   ％、Ｎｂ：０．０１〜０．１％の内から選んだ１種また
   は２種以上を含む請求項（１）の製造方法。