JPH0536481B2

JPH0536481B2 -

Info

Publication number: JPH0536481B2
Application number: JP58121435A
Authority: JP
Inventors: Yutaka Kasamatsu; Haruo Kaji; Mutsuo Hiromatsu; Shoji Tone; Masao Shimada
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1983-07-04
Filing date: 1983-07-04
Publication date: 1993-05-31
Also published as: JPS6013022A

Description

【発明の詳細な説明】

本発明は非磁性鋼板の製造方法に関し、さらに
詳しくは、極低温において高強度および高靭性を
有する非磁性鋼板の製造方法に関する。核融合炉、超電導マグネツト蓄電設備、超電導
発電機等に必要とされる超電導マグネツトは、液
体ヘリウム温度（−269℃）に冷却され、しかも、
強磁場中で繰り返し高応力が働くという苛酷な条
件下で稼働する。従つて、超電導マグネツトの支
持構造材料は−269℃において高耐力、高靭性を
有し、しかも非磁性であることが必要である。さ
らに、発錆するとマグネツトの断熱効率を低下さ
せるため優れた耐銹性をも要求される。しかし
て、従来の代表的な非磁性鋼であるSUS304、
316等のオーステナイト系ステンレス鋼は優れた
耐銹性、高靭性を有するものの耐力が低く、しか
も、オーステナイトの安定性が悪く、塑性変形に
より容易に透磁率が上昇するという欠点を持つて
いる。一方、極低温用として開発されている高
Mn系オーステナイト鋼、例えば、25Mn−1Ni−
5Cr鋼、32Mn−7Cr鋼等は耐力或いは耐銹性の面
で充分であるとはいえない。従つて、従来におけ
るこれらの鋼は、超電導マグネツト支持構造材料
として未だ不充分である。本発明は上記に説明した超電導マグネツト支持
構造材料としての非磁性鋼の欠点および問題点に
鑑みなされたものであつて、−269℃においても高
耐力、高靭性、低透磁率を有すると共に、優れた
耐銹性を兼備し、しかも、板厚方向の機械的性質
のバラツキの小さい超電導マグネツト支持構造材
料として有用な、高Mnオーステナイトステンレ
ス系非磁性鋼板の製造方法を提供することにあ
る。 (1) C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる
鋼塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延
を終了し、その後、800℃以上の温度で１〜60
分間の等温保持或いは空冷の過程を経た後、
500℃以下の温度まで急冷することを特徴とす
る非磁性鋼板の製造方法を第１の発明とし、 (2) C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、さらに、 Cu、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、A1の内から選
択した１種または２種以上を Cu、Mo、Ｗは総量で0.01〜3.00wt％、 Nb、Ｖ、Ti、A1は総量で0.01〜1.00wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる
鋼塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延
を終了し、その後、800℃以上の温度で１〜60
分間の等温保持或いは空冷の過程を経た後、
500℃以下の温度まで急冷することを特徴とす
る非磁性鋼板の製造方法を第２の発明とし、 (3) C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、また、 Ca、Ce、Zrの１種または２種以上を総量で
0.001〜0.100wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる
鋼塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延
を終了し、その後、800℃以上の温度で１〜60
分間の等温保持或いは空冷の過程を経た後、
500℃以下の温度まで急冷することを特徴とす
る非磁性鋼板の製造方法を第３の発明とし、 (4) C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、さらに、 Cu、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、A1の内から選
択した１種または２種以上を Cu、Mo、Ｗは総量で0.01〜3.00wt％、 Nb、Ｖ、Ti、A1は総量で0.01〜1.00wt％を含有し、また、 Ca、Ce、Zrの１種または２種以上を総量で
0.001〜0.100wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる
鋼塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延
を終了し、その後、800℃以上の温度で１〜60
分間の等温保持或いは空冷の過程を経た後、
500℃以下の温度まで急冷することを特徴とす
る非磁性鋼板の製造方法を第４の発明とする４
つの発明よりなるものである。本発明に係る非磁性鋼板の製造方法について以
下詳細に説明する。先づ、本発明に係る非磁性鋼板の製造方法にお
いて使用する鋼の含有成分および成分割合につい
て説明する。Ｃはオーステナイトの安定化と耐力の向上に有
効な元素であり、含有量が0.01wt％未満ではこの
効果が小さく、また、0.20wt％を越える過剰な含
有量では靭性が低化し、かつ、耐銹性を損なうよ
うになる。よつて、Ｃ含有量は0.01〜0.20wt％と
する。 Siは鋼溶製時の脱酸に必要であり、造塊時に溶
鋼の流動性を高めて、鋼塊の内部欠陥を減少させ
ると同時に耐力向上にも有効な元素であり、含有
量が0.01wt％未満ではこのような効果がなく、ま
た、2.00wt％を越えて含有されると高温延性の阻
害および靭性の低下をもたらす。よつて、Si含有
量は0.01〜2.00wt％とする。 Mnはオーステナイトの安定化と靭性の向上に
有効であり、含有量が12wt％未満ではこの効果
が少なく、また、30wt％を越えるような過剰の
含有では熱間加工性および靭性が低下する。よつ
て、Mn含有量は12〜30wt％とする。 Niはオーステナイトの安定化と靭性の向上お
よび耐銹性向上に有効な元素であり、含有量が
0.01wt％未満ではこのような優れた効果はなく、
また、8.00wt％を越える含有量では靭性は飽和し
てしまいこれ以上の含有は無駄である。よつて、
Ni含有量は0.01〜8.00wt％とする。 Crは耐銹性を付与するために必要であり、か
つ、耐力を向上させる元素であり、含有量が
12wt％未満ではこの効果はなく、20wt％を越え
るような過剰な含有は熱間加工性、靭性を低下さ
せる。よつて、Cr含有量は12〜20wt％とする。Ｎはオーステナイトの安定化と耐力の向上に有
効な元素であり、含有量が0.001wt％未満ではこ
の効果はなく、また、0.300wt％を越えて含有さ
れると靭性の低下が大きい。よつて、Ｎ含有量は
0.001〜0.300wt％とする。Ｃ＋Ｎは共に強力なオーステナイト安定化元素
であり、かつ、耐力、靭性に大きな影響をおよぼ
すものであり、Ｃ＋Ｎ含有量が0.20wt％未満では
オーステナイト安定化および高耐力化の効果は小
さく、また、0.40wt％を越える過剰な含有は靭性
を著しく低下させる。よつて、0.20≦Ｃ＋Ｎ≦
0.40wt％とする。以上の成分の外に、Cu、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、
Ti、A1，Ca、Ce、Zrを１種または２種以上を含
有する。そして、Cu、Mo、Ｗはオーステナイト
地を強化し、高耐力化に有効であるが、含有量が
0.01wt％未満ではその効果はなく、3.00wt％を越
える含有量では熱間加工性、靭性を劣化させる。
よつて、Cu、Mo、Ｗは総量で0.01〜3.00wt％と
する。また、Nb、Ｖ、Ti、A1は炭窒化物を作
り、析出強化による耐力向上に有効であり、含有
量が0.01wt％未満ではその効果はなく、1.00wt％
を越えて含有されると靭性を劣化させる。よつ
て、Nb、Ｖ、Ti、A1含有量は総量で0.01〜
1.00wt％とする。さらに、Ca、Ce、Zrは含有量
が0.001wt％以上で鋼の清浄化或いは介存物の微
細化、球状化作用を有し、靭性を向上させ、ま
た、0.100wt％を越えて含有されると逆に清浄度
を悪くする。よつて、Ca、Ce、Zr、含有量は総
量で0.001〜1.00wt％とする。次に、本発明に係る非磁性鋼板の製造方法にお
ける製造条件について説明する。本発明者は、0.05C−22Mn−5Ni−13Cr−
0.22N系鋼を用いて、上記した液体ヘリウム温度
（−269℃）における各種機械的性質におよぼす製
造条件の影響について調査したのでそれについて
説明する。第１図および第２図に−269℃におけり耐力と
シヤルピー吸収エネルギー値におよぼす製造条件
の影響を示す。第１図、第２図において、１は水
冷材、２は空冷材および３は空冷後溶体化処理材
を示す。この第１図、第２図において、圧延後空
冷材は圧延仕上温度が高くなるにつれて、靭性の
向上が顕著であるが、耐力の大幅な低下が認めら
れた。また、この材料を溶体化処理すると仕上温
度依存性がなくなることおよび靭性の向上が認め
られるが耐力の低下が大きいことがわかつた。一
方、圧延後直ちに水冷した材料は、空冷材と比較
して耐力、靭性共に向上するという新しい事実を
知見した。即ち、高温仕上→水冷により、−269℃
で高耐力、高靭性が得られることがわかつた。しかしながら、この処理を施した材料は、第３
図（図中４は1000℃仕上→水冷、５は950℃仕上
→水冷を示す。）に示すように、板厚方向試験片
採取位置による靭性の変化が大きく、表層部近傍
で大幅な靭性の低下が認められ、このような不均
質材料は実用上問題が残る可能性が強い。次に、本発明者は高温仕上→水冷材の表層部の
靭性低下の原因について調査したのでこのことに
ついて説明する。第４図に板厚方向の硬度分布を示すが（図中１
は圧延後水冷材、２は空冷材およぴ３は空冷後溶
体化処理材を示す。）、空冷材、空冷後溶体化処理
材においては、硬度変化が小さいのに対して、水
冷材は1/4ｔ部から表層部にかけて硬度上昇が著
しいことが明らかとなつた。また、第６図は板厚
方向各部のミクロ組織の顕微鏡写真であるが（第
６図ａは鋼板表層部近傍、第６図ｂは1/4ｔ部、
第６図ｃは1/2ｔ部）、この写真から明らかなよう
に、表層部近傍では再結晶が充分でなく、未再結
晶粒が残留していると同時に再結晶粒は微細化し
ていることがわかる。このことは、表層部は水冷
時の冷却速度が大きく充分な再結晶がなされない
ことおよび第５図に示すように（Ａは22Mn−
5Ni−13Cr−0.22N系鋼、Ｂは0.6C−14Mn−2Ni
−2Cr系鋼、ＣはSS41を示す。）、オーステナイト
鋼はSS41のようなフエライト鋼よりも熱間変形
抵抗がかなり高く、熱間圧延時、１パス当りの圧
下量が充分にとれないことにより、加工が表層部
に集中するためこのような組織となつたものと考
察される。以上説明したような、本発明者の種々の新知見
により、上記に説明した含有成分および成分割合
の鋼塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延
を終了し、その後直ちに急冷するのではなく、表
層部の再結晶が完了するまで、即ち、800℃以上
の温度で１〜60分間等温保持或いは空冷等の徐冷
をした後、靭性、耐銹性を損なう炭化物の析出を
防ぐと同時にγ粒の過度の粗大化（耐力低下）を
防止するため500℃以下の温度まで急冷処理を実
施することにより優れた機械的性質が得られた。この場合、熱間圧延を950℃以上の温度で終了
させるのは、この温度未満では結晶粒の微細化に
伴なう靭性の劣化が著しいためである。また、急冷開始温度を800℃以上とするのは、
この温度未満では粒界へのCr炭化物の析出が顕
著となり、靭性の劣化および耐銹性の低下を招来
するからである。さらに、500℃以下の温度まで急冷するのは、
500℃以上の温度において冷却を停止するとCr炭
化物の多量の析出が起ることの懸念があるためで
ある。以上の結果、第７図に示すように（６は1000℃
仕上→空冷→900℃→水冷、７は1000℃仕上→水
冷を示す。）、水冷前に徐冷工程を入れることによ
り表層部近傍の靭性が大幅に向上し、板厚方向の
靭性のばらつきが殆んどなくなると同時に1/4ｔ、
1/2ｔ部分でも靭性の向上が認められるという従
来見られない新事実を知見した。そして、第９図
の板厚方向各部のミクロ組織の顕微鏡写真に示す
ように、表層部のγ粒はやや微細化しているもの
の再結晶は完了しており、また、第８図に示すよ
うに（８は1000℃仕上→空冷→900℃→水冷、９
は1000℃仕上→水冷を示す。）、板厚方向の硬度バ
ラツキも大幅に改善されている。本発明に係る非磁性鋼板の製造方法の実施例を
比較例と共に説明する。第１表に示す含有成分および成分割合の鋼を溶
製して鋼塊或いは鋼片とし、第２表の処理を行な
つた。その結果を第３表に示す。本発明に係る非磁性鋼板の製造方法の実施例の
No.１〜No.８は、特許請求の範囲に記載されている
構成要件を満足しているため、120Kgｆ／mm²以上
の高耐力と10Kgf.ｍ以上の高靭性を兼ね備えてお
り、さらに、1.05以下の透磁率と優れた耐錆性を
有している。しかし、比較例No.７は圧延後空冷のみを行うも
のであるから、耐力および靭性が共に本発明に係
る非磁性鋼板の製造方法の実施例より低く、比較
例No.８は圧延後直に水冷を行つているため、板厚
方向の硬度のバラツキが本発明に係る非磁性鋼板
の製造方法の実施例より大きく、比較例No.９およ
びNo.10は圧延終了温度が950℃以下であるため、
靭性が本発明に係る非磁性鋼板の製造方法の実施
例より低く、比較例No.11は溶体化処理を行つてい
るため、耐力が本発明に係る非磁性鋼板の製造方
法の実施例より低く、また、比較例No.12は従来の
SUS304LNであり、本発明に係る非磁性鋼板の
製造方法の実施例より耐力が低く、かつ、透磁率
が高く、比較例No.13は鋼の含有成分、成分割合が
本発明に係る非磁性鋼板の製造方法において使用
する鋼から逸脱しており、さらに、圧延後空冷の
みを行うものであることから、本発明に係る非磁
性鋼板の製造方法の実施例より耐力および靭性が
共に低く、かつ、耐錆性が悪い。

【表】

【表】以上説明したように、本発明に係る非磁性鋼板
の製造方法は上記の構成を有しているから、−269
℃の極低温において高耐力、高靭性および低透磁
率を有し、しかも、耐銹性に優れた超電導マグネ
ツト支持構造材料として好適な非磁性鋼板を製造
することができるものである。

【図面の簡単な説明】

第１図、第２図は圧延仕上温度と耐力およびシ
ヤルピー吸収エネルギー値との関係を示す図、第
３図は板厚方向の試験片採取位置と靭性の関係を
示す図、第４図は板厚方向の硬度分布を示す図、
第５図は圧延温度と変形抵抗の関係を示す図、第
６図は板厚方向各部の金属組織を示す顕微鏡写
真、第７図は試験片採取位置と靭性との関係を示
す図、第８図は板厚方向の硬度分布を示す図、第
９図は板厚方向各部の金属組織を示す顕微鏡写真
である。

Claims

【特許請求の範囲】１ C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼
塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延を終
了し、その後、800℃以上の温度で１〜60分間の
等温保持或いは空冷の過程を経た後、500℃以下
の温度まで急冷することを特徴とする非磁性鋼板
の製造方法。２ C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、さらに、 Cu、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、A1の内から選択
した１種または２種以上を Cu、Mo、Ｗは総量で0.01〜3.00wt％、 Nb、Ｖ、Ti、A1は総量で0.01〜1.00wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼
塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延を終
了し、その後、800℃以上の温度で１〜60分間の
等温保持或いは空冷の過程を経た後、500℃以下
の温度まで急冷することを特徴とする非磁性鋼板
の製造方法。３ C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、また、 Ca、Ce、Zrの１種または２種以上を総量で 0.001〜0.100wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼
塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延を終
了し、その後、800℃以上の温度で１〜60分間の
等温保持或いは空冷の過程を経た後、500℃以下
の温度まで急冷することを特徴とする非磁性鋼板
の製造方法。４ C0.01〜0.20wt％、Si0.01〜2.00wt％、 Mn12〜30wt％、Ni0.01〜10.00wt％、 Cr12〜20wt％、N0.001〜0.300wt％を含有し、かつ、 0.20wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.40wt％を満足し、さらに、 Cu、Mo、Ｗ、Nb、Ｖ、Ti、A1の内から選択
した１種または２種以上を Cu、Mo、Ｗは総量で0.01〜3.00wt％、 Nb、Ｖ、Ti、A1は総量で0.01〜1.00wt％を含有し、また、 Ca、Ce、Zrの１種または２種以上を総量で 0.001〜0.100wt％を含有し、残部鉄および不可避不純物からなる鋼
塊或いは鋼片を950℃以上の温度で熱間圧延を終
了し、その後、800℃以上の温度で１〜60分間の
等温保持或いは空冷の過程を経た後、500℃以下
の温度まで急冷することを特徴とする非磁性鋼板
の製造方法。