JPH0941087A - 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法 - Google Patents
極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法Info
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- JPH0941087A JPH0941087A JP26298295A JP26298295A JPH0941087A JP H0941087 A JPH0941087 A JP H0941087A JP 26298295 A JP26298295 A JP 26298295A JP 26298295 A JP26298295 A JP 26298295A JP H0941087 A JPH0941087 A JP H0941087A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ４Ｋの極低温での 0.2％YSが 1200MPa以上の
高強度と、ＫIC値で評価される破壊靱性値が 200MPam
1/2 以上の高靱性を有する高Mn非磁性鋼を提供する。 【構成】 重量％にてＣ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.
50％、Mn：10〜30％、Ｐ：0.009 ％以下、Ｓ：0.003 ％
以下、Ni：２〜15％、Cr：10〜25％、Mo：0.5 〜7.0
％、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.15〜0.24％、Ca：0.0005
〜0.0050％を含有し、かつＸ＝Ni-30C+0.5Moで表される
パラメータＸが5.50以上であり、残部Feおよび不可避的
不純物からなる化学成分でオーステナイト結晶粒度番号
が2.0 〜 5.0の範囲である。
高強度と、ＫIC値で評価される破壊靱性値が 200MPam
1/2 以上の高靱性を有する高Mn非磁性鋼を提供する。 【構成】 重量％にてＣ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.
50％、Mn：10〜30％、Ｐ：0.009 ％以下、Ｓ：0.003 ％
以下、Ni：２〜15％、Cr：10〜25％、Mo：0.5 〜7.0
％、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.15〜0.24％、Ca：0.0005
〜0.0050％を含有し、かつＸ＝Ni-30C+0.5Moで表される
パラメータＸが5.50以上であり、残部Feおよび不可避的
不純物からなる化学成分でオーステナイト結晶粒度番号
が2.0 〜 5.0の範囲である。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は４Ｋ（-269℃）の極低温
で高強度、高靱性を有する高Mn非磁性鋼とそれに加えて
残留応力を低いレベルに抑えた、高Mn非磁性鋼の製造方
法に関するものである。
で高強度、高靱性を有する高Mn非磁性鋼とそれに加えて
残留応力を低いレベルに抑えた、高Mn非磁性鋼の製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来技術と発明が解決しようとする課題】近年、大型
超電導マグネットを利用したＭＨＤ発電や核融合炉など
に関する技術が急速に進展している。これらの装置で用
いられる超電導マグネットは、液体ヘリウムにより絶対
温度４Ｋまで冷却された状態で運転されるため、これら
の支持体や構造物は同様の温度まで冷却される。さら
に、これらは強磁場の中で繰り返し高応力が働く。した
がって、このような用途に使用される鋼としては、極低
温で高い耐力と優れた破壊靱性を有する非磁性鋼が必要
とされる。
超電導マグネットを利用したＭＨＤ発電や核融合炉など
に関する技術が急速に進展している。これらの装置で用
いられる超電導マグネットは、液体ヘリウムにより絶対
温度４Ｋまで冷却された状態で運転されるため、これら
の支持体や構造物は同様の温度まで冷却される。さら
に、これらは強磁場の中で繰り返し高応力が働く。した
がって、このような用途に使用される鋼としては、極低
温で高い耐力と優れた破壊靱性を有する非磁性鋼が必要
とされる。
【０００３】このようなことから大型超電導マグネット
の構造材料に対しては、４Ｋでの 0.2％YS≧ 1200MPa、
破壊靱性値ＫIC≧ 200MPam 1/2が要求されている。しか
しこのような要求を安定して満足することは容易でなか
った。
の構造材料に対しては、４Ｋでの 0.2％YS≧ 1200MPa、
破壊靱性値ＫIC≧ 200MPam 1/2が要求されている。しか
しこのような要求を安定して満足することは容易でなか
った。
【０００４】これまでに、特公平1- 38850号、 特公平2-
45695号などでは、このような要求に応えるための高Mn
非磁性鋼が提唱されているが、その破壊靱性はシャルピ
衝撃試験によって評価されており、ＪIC試験によって求
められるＫIC値が上述の要求を満足するという保証はな
かったのである。実際に本発明者らの検討によれば、こ
れらの特許で規定された範囲内での鋼であっても、ＫIC
値が前述の要求を満足しない場合が多く存在したのであ
る。
45695号などでは、このような要求に応えるための高Mn
非磁性鋼が提唱されているが、その破壊靱性はシャルピ
衝撃試験によって評価されており、ＪIC試験によって求
められるＫIC値が上述の要求を満足するという保証はな
かったのである。実際に本発明者らの検討によれば、こ
れらの特許で規定された範囲内での鋼であっても、ＫIC
値が前述の要求を満足しない場合が多く存在したのであ
る。
【０００５】たとえば、特公平1- 38850号では、Ｃ：0.
03％以下、Ｎ： 0.025％以上という低Ｃ−高Ｎ型の成分
系の鋼を1000℃以上の高温で仕上げ圧延し、溶体化処理
を施さない技術であるが、この場合にはＫIC値はシャル
ピ吸収エネルギで予測されるほどには良好とならない。
03％以下、Ｎ： 0.025％以上という低Ｃ−高Ｎ型の成分
系の鋼を1000℃以上の高温で仕上げ圧延し、溶体化処理
を施さない技術であるが、この場合にはＫIC値はシャル
ピ吸収エネルギで予測されるほどには良好とならない。
【０００６】いっぽう、特公平2- 45695号では、靱性向
上のための技術的ポイントとしてＳを 0.003％以下とす
ることが強調されているが、このような手段をとっても
ＫIC値はシャルピ吸収エネルギで予測されるほどには良
好とならないのである。
上のための技術的ポイントとしてＳを 0.003％以下とす
ることが強調されているが、このような手段をとっても
ＫIC値はシャルピ吸収エネルギで予測されるほどには良
好とならないのである。
【０００７】このような機械的性質に関する問題点に加
えて、従来鋼には次のような加工上の問題点も存在して
いたのである。すなわち、通常このような用途に使用さ
れる非磁性鋼は、圧延終了後1000℃以上に加熱した後水
冷を行う溶体化処理が施される。
えて、従来鋼には次のような加工上の問題点も存在して
いたのである。すなわち、通常このような用途に使用さ
れる非磁性鋼は、圧延終了後1000℃以上に加熱した後水
冷を行う溶体化処理が施される。
【０００８】その目的は加工硬化の影響を取り去り、ま
たＣを固溶させて安定した組織を得るためであるが、そ
の場合に水冷を行うのはCr炭化物の粒界析出によって生
じる靱性の劣化を防止するためである。
たＣを固溶させて安定した組織を得るためであるが、そ
の場合に水冷を行うのはCr炭化物の粒界析出によって生
じる靱性の劣化を防止するためである。
【０００９】しかしながら、このような処理を施した非
磁性鋼は水冷のままであるため、残留応力が高く、超電
導マグネットの構造体として組み立てる切断・溶接など
の際に変形を生じ、機器としての寸法精度への厳しい要
求を満足する上で大きな問題となっていた。
磁性鋼は水冷のままであるため、残留応力が高く、超電
導マグネットの構造体として組み立てる切断・溶接など
の際に変形を生じ、機器としての寸法精度への厳しい要
求を満足する上で大きな問題となっていた。
【００１０】本発明は、４Ｋの極低温での 0.2％YSが 1
200MPa以上の高強度と、ＫIC値で評価される破壊靱性値
が 200MPam1/2 以上の高靱性を有すると同時に、残留応
力を低いレベルに抑えた高Mn非磁性鋼及びその製造方法
を提供することを目的とするものである。
200MPa以上の高強度と、ＫIC値で評価される破壊靱性値
が 200MPam1/2 以上の高靱性を有すると同時に、残留応
力を低いレベルに抑えた高Mn非磁性鋼及びその製造方法
を提供することを目的とするものである。
【００１１】
【問題を解決するための手段】本発明者らは、４Ｋでの
高強度、高靱性を安定的に確保する手段について、鋭意
検討を行った。その結果、Ｃ、Ｎなどのオーステナイト
安定化元素やCr炭化物の粒界析出量に影響するNi、Moな
どの合金元素量を適正に制御すると同時に、オーステナ
イト結晶粒径（粒度番号）を適正な範囲に制御すること
により、高強度と高靱性が得られることを見いだし、本
発明に至ったものである。
高強度、高靱性を安定的に確保する手段について、鋭意
検討を行った。その結果、Ｃ、Ｎなどのオーステナイト
安定化元素やCr炭化物の粒界析出量に影響するNi、Moな
どの合金元素量を適正に制御すると同時に、オーステナ
イト結晶粒径（粒度番号）を適正な範囲に制御すること
により、高強度と高靱性が得られることを見いだし、本
発明に至ったものである。
【００１２】その第１発明は請求項１に示すように、重
量％にてＣ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.50％、Mn：10
〜30％、Ｐ： 0.009％以下、Ｓ： 0.003％以下、Ni：２
〜15％、Cu：10〜25％、Mo： 0.5〜 7.0％、Al：0.01〜
0.10％、Ｎ：0.15〜0.24％、Ca：0.0005〜0.0050％を含
有し、かつＸ＝Ni-30C+0.5Moで表されるパラメータＸが
5.50以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る化学成分でオーステナイト結晶粒度番号が 2.0〜 5.0
の範囲であることを特徴とする極低温用高Mn非磁性鋼で
ある。
量％にてＣ：0.03〜0.10％、Si：0.05〜0.50％、Mn：10
〜30％、Ｐ： 0.009％以下、Ｓ： 0.003％以下、Ni：２
〜15％、Cu：10〜25％、Mo： 0.5〜 7.0％、Al：0.01〜
0.10％、Ｎ：0.15〜0.24％、Ca：0.0005〜0.0050％を含
有し、かつＸ＝Ni-30C+0.5Moで表されるパラメータＸが
5.50以上であり、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からな
る化学成分でオーステナイト結晶粒度番号が 2.0〜 5.0
の範囲であることを特徴とする極低温用高Mn非磁性鋼で
ある。
【００１３】第２発明は請求項２に示すように、前記請
求項１の化学成分の鋼に選択添加元素として更に、Cu：
0.01〜 2.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb、Ｖ、Ti：総
量で0.01〜 2.0％、を１種又は２種以上含有した極低温
用高Mn非磁性鋼である。
求項１の化学成分の鋼に選択添加元素として更に、Cu：
0.01〜 2.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb、Ｖ、Ti：総
量で0.01〜 2.0％、を１種又は２種以上含有した極低温
用高Mn非磁性鋼である。
【００１４】さらに、残留応力発生の原因である溶体化
処理の水冷を行わずに４Ｋでの高強度、高靱性を確保す
る手段について種々検討を行った。その結果、Ｃ、Ｎな
どのオーステナイト安定化元素やCr炭化物の粒界析出量
に影響するNi、Moなどの合金化元素量を適正に制御する
と同時に、溶体化処理時の加熱温度を適正な範囲に制御
することにより、溶体化処理時に水冷を行わずとも、高
強度と高靱性が得られることを見いだした。
処理の水冷を行わずに４Ｋでの高強度、高靱性を確保す
る手段について種々検討を行った。その結果、Ｃ、Ｎな
どのオーステナイト安定化元素やCr炭化物の粒界析出量
に影響するNi、Moなどの合金化元素量を適正に制御する
と同時に、溶体化処理時の加熱温度を適正な範囲に制御
することにより、溶体化処理時に水冷を行わずとも、高
強度と高靱性が得られることを見いだした。
【００１５】その第３発明は請求項４に示すように、前
記請求項１又は２の化学成分の鋼片を1000〜1250℃に加
熱後、 900℃以上の仕上温度で熱間圧延又は鍛造を終了
し空冷あるいは強制冷却を行った後、 950〜1150℃の範
囲で加熱後空冷する溶体化処理を施すことを特徴とする
極低温用高Mn非磁性鋼の製造方法である。
記請求項１又は２の化学成分の鋼片を1000〜1250℃に加
熱後、 900℃以上の仕上温度で熱間圧延又は鍛造を終了
し空冷あるいは強制冷却を行った後、 950〜1150℃の範
囲で加熱後空冷する溶体化処理を施すことを特徴とする
極低温用高Mn非磁性鋼の製造方法である。
【００１６】
【作用】以下に、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は、オーステナイトの安定化を通じ
て非磁性の確保および４Ｋでの強度上昇に有効な元素で
ある。添加量が0.03％未満ではこのような効果が乏し
く、一方、0.10％を超えて添加すると、Cr炭化物のオー
ステナイト粒界への析出により靱性や耐食性が劣化す
る。したがって、Ｃ含有量は0.03〜0.10％の範囲とす
る。
ついて説明する。Ｃは、オーステナイトの安定化を通じ
て非磁性の確保および４Ｋでの強度上昇に有効な元素で
ある。添加量が0.03％未満ではこのような効果が乏し
く、一方、0.10％を超えて添加すると、Cr炭化物のオー
ステナイト粒界への析出により靱性や耐食性が劣化す
る。したがって、Ｃ含有量は0.03〜0.10％の範囲とす
る。
【００１７】Siは脱酸のために必須の元素であり、また
強度上昇に有効であるが、0.05％未満では効果が不十分
であり、 0.5％を超えると高温延性および靱性の劣化を
もたらす。したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範囲
とする。
強度上昇に有効であるが、0.05％未満では効果が不十分
であり、 0.5％を超えると高温延性および靱性の劣化を
もたらす。したがって、Si含有量は0.05〜0.50％の範囲
とする。
【００１８】Mnは、オーステナイトの安定化と靱性の向
上に有効であるが、10％未満ではα’マルテンサイトな
どの析出により非磁性が失われ、強磁性となる。また、
30％を超えて過多に添加すると、熱間加工性と靱性が劣
化する。したがって、Mn含有量は10〜30％の範囲とす
る。
上に有効であるが、10％未満ではα’マルテンサイトな
どの析出により非磁性が失われ、強磁性となる。また、
30％を超えて過多に添加すると、熱間加工性と靱性が劣
化する。したがって、Mn含有量は10〜30％の範囲とす
る。
【００１９】Ｐ、Ｓは熱間加工性を損なう不純物元素で
あり、またオーステナイト鋼においては両元素を同時に
低減することにより、それらを単独に低減する場合より
も大きなＫIC値の向上効果が得られる。そこで、Ｐは
0.009％以下、かつＳは 0.003％以下とする。
あり、またオーステナイト鋼においては両元素を同時に
低減することにより、それらを単独に低減する場合より
も大きなＫIC値の向上効果が得られる。そこで、Ｐは
0.009％以下、かつＳは 0.003％以下とする。
【００２０】Niはオーステナイトの安定化と靱性の向
上、さらにδフェライトの生成抑制に有効な元素である
が、２％未満ではこのような優れた効果が小さい。いっ
ぽう、15％よりも過剰に添加してもその効果は飽和して
いる。よって、Ni含有量は２〜15％の範囲とする。
上、さらにδフェライトの生成抑制に有効な元素である
が、２％未満ではこのような優れた効果が小さい。いっ
ぽう、15％よりも過剰に添加してもその効果は飽和して
いる。よって、Ni含有量は２〜15％の範囲とする。
【００２１】Crはオーステナイトを安定化し、耐銹性を
付与するために必要であり、耐力を向上させる元素であ
るが、含有量が10％未満ではこの効果がなく、25％を超
えると熱間加工性、靱性を低下させる。したがって、Cr
含有量は10〜25％の範囲とする。
付与するために必要であり、耐力を向上させる元素であ
るが、含有量が10％未満ではこの効果がなく、25％を超
えると熱間加工性、靱性を低下させる。したがって、Cr
含有量は10〜25％の範囲とする。
【００２２】Moは強度の上昇に効果があるだけでなく、
Cr炭化物の粒界析出に起因した靱性の劣化を防止するの
に有効である。このような効果は 0.5％未満では得られ
ず、また７％を超えるとその効果は飽和する。よって、
Mo添加量は 0.5〜 7.0％の範囲とする。
Cr炭化物の粒界析出に起因した靱性の劣化を防止するの
に有効である。このような効果は 0.5％未満では得られ
ず、また７％を超えるとその効果は飽和する。よって、
Mo添加量は 0.5〜 7.0％の範囲とする。
【００２３】Alは結晶粒の微細化による強度上昇を目的
として用いるが、0.01％未満では十分な効果が得られ
ず、いっぽう、0.10％を超えると靱性が劣化する。した
がって、Al含有量は0.01〜0.10％の範囲とする。
として用いるが、0.01％未満では十分な効果が得られ
ず、いっぽう、0.10％を超えると靱性が劣化する。した
がって、Al含有量は0.01〜0.10％の範囲とする。
【００２４】ＮはＣと同様にオーステナイトの安定化と
４Ｋでの耐力向上に有効である。ＣはCr炭化物の粒界析
出による靱性劣化をもたらすが、Ｎはかかる悪影響をお
よぼさない。上記効果を発現させるためには、0.15％以
上が必要であるが、0.24％を超えると靱性の劣化が著し
い。よって、Ｎ添加量は0.15〜0.24％の範囲とする。
４Ｋでの耐力向上に有効である。ＣはCr炭化物の粒界析
出による靱性劣化をもたらすが、Ｎはかかる悪影響をお
よぼさない。上記効果を発現させるためには、0.15％以
上が必要であるが、0.24％を超えると靱性の劣化が著し
い。よって、Ｎ添加量は0.15〜0.24％の範囲とする。
【００２５】Caは0.0005％以上の添加で介在物の球状化
作用をもたらし、靱性を向上させるが、0.0050％を超え
て添加すると清浄度を悪化させ靱性が失われる、Caの添
加量は0.0005〜0.0050％の範囲とする。
作用をもたらし、靱性を向上させるが、0.0050％を超え
て添加すると清浄度を悪化させ靱性が失われる、Caの添
加量は0.0005〜0.0050％の範囲とする。
【００２６】この他に耐力向上のためCu、Ｂ、Nb、Ｖ、
Tiの１種又は２種以上を含有することができる。
Tiの１種又は２種以上を含有することができる。
【００２７】Cuはオーステナイト地を強化し耐力の上昇
に有効であるが、添加量が0.01％未満ではそのような効
果は得られず、 2.0％を超えると熱間加工性を劣化させ
る。よって、Cu添加量は0.01〜 2.0％の範囲とする。
に有効であるが、添加量が0.01％未満ではそのような効
果は得られず、 2.0％を超えると熱間加工性を劣化させ
る。よって、Cu添加量は0.01〜 2.0％の範囲とする。
【００２８】Ｂはオーステナイト粒界に偏析することに
より粒界破壊を防止し耐力を向上させる効果を有する
が、添加量が0.0005％未満ではその効果は得られず、0.
0030％を超えると靱性が劣化する。よって、Ｂ添加量は
0.0005〜0.0030％の範囲とする。
より粒界破壊を防止し耐力を向上させる効果を有する
が、添加量が0.0005％未満ではその効果は得られず、0.
0030％を超えると靱性が劣化する。よって、Ｂ添加量は
0.0005〜0.0030％の範囲とする。
【００２９】Nb、Ｖ、Ti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0.01％未満ではそ
の効果はなく、 2.0％を超えて添加すると靱性が劣化す
る。したがって、Nb、Ｖ、Ti含有量は総量で0.01〜 2.0
％の範囲とする。
よる耐力向上に有効であり、含有量が0.01％未満ではそ
の効果はなく、 2.0％を超えて添加すると靱性が劣化す
る。したがって、Nb、Ｖ、Ti含有量は総量で0.01〜 2.0
％の範囲とする。
【００３０】次に、本発明においての請求項１、請求項
２においてオーステナイト結晶粒度番号とＣ、Ni、Mo量
の関係を限定した理由を説明する。
２においてオーステナイト結晶粒度番号とＣ、Ni、Mo量
の関係を限定した理由を説明する。
【００３１】一般に、非磁性鋼の靱性はCr炭化物の粒界
析出によって大きく影響を受け、析出量が多いほど靱性
は劣化する。そこで、本発明者らは、析出サイトとして
の粒界面積を決定するオーストナイト結晶粒径と、Cr炭
化物の析出速度に影響を及ぼす上記の各元素に着目し
て、種々の検討を行った。
析出によって大きく影響を受け、析出量が多いほど靱性
は劣化する。そこで、本発明者らは、析出サイトとして
の粒界面積を決定するオーストナイト結晶粒径と、Cr炭
化物の析出速度に影響を及ぼす上記の各元素に着目し
て、種々の検討を行った。
【００３２】用いた鋼は板厚30mmの高Mn非磁性鋼であ
り、その化学成分を表１に示す。
り、その化学成分を表１に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】この鋼に種々の温度での溶体化処理を施す
ことにより、オーストナイト結晶粒径を広い範囲で変化
させた。４Ｋでの破壊靱性（ＫIC値）に及ぼすオースト
ナイト結晶粒度番号の影響を第１図に示す。なお、ＫIC
値はASTM Ｅ813-89に規定されたＪIC試験により求め
た。
ことにより、オーストナイト結晶粒径を広い範囲で変化
させた。４Ｋでの破壊靱性（ＫIC値）に及ぼすオースト
ナイト結晶粒度番号の影響を第１図に示す。なお、ＫIC
値はASTM Ｅ813-89に規定されたＪIC試験により求め
た。
【００３５】この図からは、オーストナイト結晶粒度番
号が低下（結晶粒が粗大化）するほど破壊靱性は向上
し、200MPam1/2以上を確保するためには、オーステナイ
ト結晶粒度番号を 5.0以下とする必要があることがわか
る。これは、結晶粒が粗大化し粒界面積が減少するほ
ど、靱性を劣化させるCr炭化物の粒界析出量が減少する
ためと考える。
号が低下（結晶粒が粗大化）するほど破壊靱性は向上
し、200MPam1/2以上を確保するためには、オーステナイ
ト結晶粒度番号を 5.0以下とする必要があることがわか
る。これは、結晶粒が粗大化し粒界面積が減少するほ
ど、靱性を劣化させるCr炭化物の粒界析出量が減少する
ためと考える。
【００３６】いっぽう、図２からわかるように、４Ｋで
の 0.2％YS≧ 1200MPa、という要求を満足させる観点か
らは、オーステナイト結晶粒度番号が低下（結晶粒が粗
大化）しすぎると強度を確保することができず、 2.0以
上とする必要がある。
の 0.2％YS≧ 1200MPa、という要求を満足させる観点か
らは、オーステナイト結晶粒度番号が低下（結晶粒が粗
大化）しすぎると強度を確保することができず、 2.0以
上とする必要がある。
【００３７】次に、Cr炭化物の粒界析出速度に大きな影
響を及ぼすＣ、Ni、Mo量に関する検討結果について述べ
る。
響を及ぼすＣ、Ni、Mo量に関する検討結果について述べ
る。
【００３８】Ｃ、Ni、Mo量を種々変化させ、オーステナ
イト結晶粒度番号を約 3.5に固定した場合の４Ｋでの破
壊靱性（ＫIC値）を測定した結果、図３に示すように、
ＫIC値はパラメータＸ＝Ni-30C+0.5Mo（％）と相関があ
り、このパラメータＸが5.50以上の範囲でＫICは200MPa
m1/2以上の良好な値となるのである。
イト結晶粒度番号を約 3.5に固定した場合の４Ｋでの破
壊靱性（ＫIC値）を測定した結果、図３に示すように、
ＫIC値はパラメータＸ＝Ni-30C+0.5Mo（％）と相関があ
り、このパラメータＸが5.50以上の範囲でＫICは200MPa
m1/2以上の良好な値となるのである。
【００３９】以上が、本発明においてオーステナイト結
晶粒度番号とＣ、Ni、Mo量の関係を限定した理由であっ
て、この両者を同時に満たすことにより、結晶粒が粗大
化し粒界面積が減少するとともに、Cr炭化物の粒界析出
が抑えられるため、４Ｋでの0.2％耐力が 1200MPa以
上、破壊靱性値ＫICが 200MPam 1/2以上の良好な値が得
られるものと考えられる。
晶粒度番号とＣ、Ni、Mo量の関係を限定した理由であっ
て、この両者を同時に満たすことにより、結晶粒が粗大
化し粒界面積が減少するとともに、Cr炭化物の粒界析出
が抑えられるため、４Ｋでの0.2％耐力が 1200MPa以
上、破壊靱性値ＫICが 200MPam 1/2以上の良好な値が得
られるものと考えられる。
【００４０】次に、残留応力が小さく、破壊靱性の良好
な極低温用高Mn非磁性鋼の製造方法の請求項４の製造条
件の限定理由を説明する。
な極低温用高Mn非磁性鋼の製造方法の請求項４の製造条
件の限定理由を説明する。
【００４１】一般に高Mn系非磁性鋼は炭素鋼や低合金鋼
に比べて熱間加工性が劣り、適正な条件で鍛造あるいは
圧延を行わないと、鋼片、鋼板の表面に割れが生じ、歩
留の低下を招く。このような観点からは鋼塊の加熱条
件、圧延条件の厳密な管理が重要であり、加熱温度を10
00〜1250℃とし、仕上温度を 900℃以上とする必要があ
る。その後の冷却は空冷あるいは強制冷却のいずれでも
よい。
に比べて熱間加工性が劣り、適正な条件で鍛造あるいは
圧延を行わないと、鋼片、鋼板の表面に割れが生じ、歩
留の低下を招く。このような観点からは鋼塊の加熱条
件、圧延条件の厳密な管理が重要であり、加熱温度を10
00〜1250℃とし、仕上温度を 900℃以上とする必要があ
る。その後の冷却は空冷あるいは強制冷却のいずれでも
よい。
【００４２】溶体化処理の条件として、冷却を空冷とす
ることが本発明の大きな特徴である。従来は溶体化処理
時に水冷を行い所定の靱性を確保していたが、水冷によ
って生じる残留応力の問題を解決するためには空冷を行
う必要がある。しかしながら、単に空冷を実施するだけ
ではCr炭化物が粒界析出し靱性は劣化する。したがっ
て、この問題を解決することが本発明の最大のポイント
であり、以下に検討結果を説明する。
ることが本発明の大きな特徴である。従来は溶体化処理
時に水冷を行い所定の靱性を確保していたが、水冷によ
って生じる残留応力の問題を解決するためには空冷を行
う必要がある。しかしながら、単に空冷を実施するだけ
ではCr炭化物が粒界析出し靱性は劣化する。したがっ
て、この問題を解決することが本発明の最大のポイント
であり、以下に検討結果を説明する。
【００４３】本発明者らは、溶体化処理時に空冷を行っ
ても靱性の劣化が生じない製造条件を鋭意検討した。こ
こでは、溶体化処理時の加熱温度に注目し、加熱温度を
種々変化させ、冷却時に水冷および空冷を行った場合の
靱性の変化挙動を調査した。用いた鋼は板厚30mmの高Mn
非磁性鋼であり、その化学成分を表２に示す。
ても靱性の劣化が生じない製造条件を鋭意検討した。こ
こでは、溶体化処理時の加熱温度に注目し、加熱温度を
種々変化させ、冷却時に水冷および空冷を行った場合の
靱性の変化挙動を調査した。用いた鋼は板厚30mmの高Mn
非磁性鋼であり、その化学成分を表２に示す。
【００４４】
【表２】
【００４５】４Ｋでの破壊靱性（ＫIC値）に及ぼす溶体
化処理時の加熱温度の影響を図４に示す。ＫIC値はASTM
E813-89に規定されたＪIC試験により求めた。この図か
らは、溶体化処理時の加熱温度が上昇するほど破壊靱性
は向上すること、特に 950℃以上では空冷材の方が水冷
材よりも良好となることがわかる。従来は溶体化処理時
の冷却は水冷とすることが常識であり、このような現象
は全く新規な知見である。このような現象が表れる原因
は次のように考えられる。すなわち、溶体化処理時の加
熱温度が高い場合には、結晶粒が粗大化し粒界面積が
減少するため、靱性を劣化させるCr炭化物の粒界析出量
が減少すること、Cr炭化物の粒界析出量が最も多い温
度域は 600℃から 800℃の範囲であるが、加熱温度を 9
50℃以上にし、かつ、空冷を行うとCr炭化物は 800℃以
上の温度で粒内析出するため、結果として粒界析出量が
減少すること、などによるものと考えられる。
化処理時の加熱温度の影響を図４に示す。ＫIC値はASTM
E813-89に規定されたＪIC試験により求めた。この図か
らは、溶体化処理時の加熱温度が上昇するほど破壊靱性
は向上すること、特に 950℃以上では空冷材の方が水冷
材よりも良好となることがわかる。従来は溶体化処理時
の冷却は水冷とすることが常識であり、このような現象
は全く新規な知見である。このような現象が表れる原因
は次のように考えられる。すなわち、溶体化処理時の加
熱温度が高い場合には、結晶粒が粗大化し粒界面積が
減少するため、靱性を劣化させるCr炭化物の粒界析出量
が減少すること、Cr炭化物の粒界析出量が最も多い温
度域は 600℃から 800℃の範囲であるが、加熱温度を 9
50℃以上にし、かつ、空冷を行うとCr炭化物は 800℃以
上の温度で粒内析出するため、結果として粒界析出量が
減少すること、などによるものと考えられる。
【００４６】いっぽう、４Ｋでの 0.2％YSに及ぼす加熱
温度の影響を図５に示す。この図から、溶体化処理時の
加熱温度が上昇するほど結晶粒が粗大化するため 0.2％
YSは低下し、 0.2％YS≧ 1200MPaを満足するためには加
熱温度は1150℃以下とする必要があることがわかる。
温度の影響を図５に示す。この図から、溶体化処理時の
加熱温度が上昇するほど結晶粒が粗大化するため 0.2％
YSは低下し、 0.2％YS≧ 1200MPaを満足するためには加
熱温度は1150℃以下とする必要があることがわかる。
【００４７】次に、４Ｋにおける強度、靱性に及ぼすMo
の影響を図６に示す。用いた鋼は、板厚30mmで化学成分
を表３に示す。適用した溶体化処理は加熱温度1050℃の
水冷および空冷処理である。
の影響を図６に示す。用いた鋼は、板厚30mmで化学成分
を表３に示す。適用した溶体化処理は加熱温度1050℃の
水冷および空冷処理である。
【００４８】
【表３】 この図より、以下の３つのことが分かる。 (1) Mo量が多いほど強度は上昇し、空冷材において 0.2
％YS≧ 1200MPaを満足するためには、Moは 0.5％以上必
要である。 (2) Mo量が多いほど靱性は劣化し、空冷材においてＫIC
≧ 200MPam 1/2を満足するためには、Moは 7.0％以下と
する必要がある。 (3) Mo量が１％以下の場合は、水冷、空冷材ともに強度
はほぼ同等であるが、１％を超える場合は空冷材の方が
水冷材よりも強度が高くなり、その差はMo量が多いほど
大きくなる。 (3) のような現象は全く新規な知見である。一般に低合
金鋼の場合は、水冷するとマルテンサイトやベイナイト
に変態するため水冷材の方が、空冷材よりも強度は高く
なる。しかしながら、一般的な高Mn鋼の場合では、変態
せず室温でもオーステナイトのままであるため、強度は
結晶粒の大きさにより決まり、水冷材、空冷材とも強度
はほぼ等しい。
％YS≧ 1200MPaを満足するためには、Moは 0.5％以上必
要である。 (2) Mo量が多いほど靱性は劣化し、空冷材においてＫIC
≧ 200MPam 1/2を満足するためには、Moは 7.0％以下と
する必要がある。 (3) Mo量が１％以下の場合は、水冷、空冷材ともに強度
はほぼ同等であるが、１％を超える場合は空冷材の方が
水冷材よりも強度が高くなり、その差はMo量が多いほど
大きくなる。 (3) のような現象は全く新規な知見である。一般に低合
金鋼の場合は、水冷するとマルテンサイトやベイナイト
に変態するため水冷材の方が、空冷材よりも強度は高く
なる。しかしながら、一般的な高Mn鋼の場合では、変態
せず室温でもオーステナイトのままであるため、強度は
結晶粒の大きさにより決まり、水冷材、空冷材とも強度
はほぼ等しい。
【００４９】本鋼板では、Mo量が１％を超える場合は空
冷材の方が水冷材よりも強度が高くなり、その差はMo量
が多い程大きくなる。この理由は、空冷中に析出するMo
炭化物の析出強化によるものと考えられる。本鋼板は空
冷を実施しているため析出物の粒子径はある程度大きく
なっている。そのため、強化への寄与は小さく、ある程
度析出物が存在してはじめて効果が現れると考えられ
る。従って、Mo量が１％を超えてはじめて析出物の粒子
数も多くなり、水冷材に比べて強度が高くなる。また、
Mo量が増加するほど析出物の粒子数も増加するため水冷
材に対する強度差も大きくなる。
冷材の方が水冷材よりも強度が高くなり、その差はMo量
が多い程大きくなる。この理由は、空冷中に析出するMo
炭化物の析出強化によるものと考えられる。本鋼板は空
冷を実施しているため析出物の粒子径はある程度大きく
なっている。そのため、強化への寄与は小さく、ある程
度析出物が存在してはじめて効果が現れると考えられ
る。従って、Mo量が１％を超えてはじめて析出物の粒子
数も多くなり、水冷材に比べて強度が高くなる。また、
Mo量が増加するほど析出物の粒子数も増加するため水冷
材に対する強度差も大きくなる。
【００５０】なお、このような空冷による靱性改善効果
を発揮させるためには、Cr炭化物の粒界析出挙動に大き
な影響を及ぼすＣ、Ni、Mo量を規制する必要がある。す
なわち、図７に示すように、 950℃に加熱し空冷を行っ
た場合の４Ｋでの破壊靱性（ＫIC値）はＸ＝Ni-30C+0.5
Mo（％）と相関があり、このパラメータＸが5.50以上の
範囲でＫICは200MPam1/2以上の良好な値となるのであ
る。
を発揮させるためには、Cr炭化物の粒界析出挙動に大き
な影響を及ぼすＣ、Ni、Mo量を規制する必要がある。す
なわち、図７に示すように、 950℃に加熱し空冷を行っ
た場合の４Ｋでの破壊靱性（ＫIC値）はＸ＝Ni-30C+0.5
Mo（％）と相関があり、このパラメータＸが5.50以上の
範囲でＫICは200MPam1/2以上の良好な値となるのであ
る。
【００５１】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものでは
ない。
本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものでは
ない。
【００５２】表４に示す種々の化学成分、オーステナイ
ト結晶粒度番号を有する鋼板を製造した。
ト結晶粒度番号を有する鋼板を製造した。
【００５３】
【表４】
【００５４】表４及び図８に示すように本発明の請求範
囲に属する略号Ａ〜Ｊの鋼板は、適切な化学成分とオー
ステナイト結晶粒度番号、パラメータＸを有するため、
４Ｋにおいて200MPam1/2以上のＫICと 1200MPa以上の
0.2％YSを有している。これに対して、略号Ｋ、Ｌでは
オーステナイト結晶粒度番号が大きいためＫICが低く、
略号Ｍではオーステナイト結晶粒度番号が小さいため強
度が低く、略号ＮおよびＯではNi、Ｃ、Moで計算される
パラメータＸが小さいため、ＫICが低い値にとどまって
いる。
囲に属する略号Ａ〜Ｊの鋼板は、適切な化学成分とオー
ステナイト結晶粒度番号、パラメータＸを有するため、
４Ｋにおいて200MPam1/2以上のＫICと 1200MPa以上の
0.2％YSを有している。これに対して、略号Ｋ、Ｌでは
オーステナイト結晶粒度番号が大きいためＫICが低く、
略号Ｍではオーステナイト結晶粒度番号が小さいため強
度が低く、略号ＮおよびＯではNi、Ｃ、Moで計算される
パラメータＸが小さいため、ＫICが低い値にとどまって
いる。
【００５５】次に、表５及び表６に示す種々の化学成
分、製造条件にて鋼板を製造した。
分、製造条件にて鋼板を製造した。
【００５６】
【表５】
【００５７】
【表６】
【００５８】表５、表６及び図９に示すように、本発明
の請求範囲に属する略号Ａ〜Ｊの鋼板は、適切な化学成
分と高温に加熱後空冷を行う溶体化処理を行っているた
め、４Ｋにおいて200MPam1/2以上のＫICと 1200MPa以上
の 0.2％YSを有しており、また残留応力もほとんどな
い。これに対して、略号Ｋでは加熱温度が低いため、略
号ＬおよびＭではNi、Ｃ、Moで計算されるパラメータＸ
が小さいため、いずれもＫICが低い値にとどまってい
る。いっぽう略号Ｎでは溶体化処理時に水冷を行ってい
るため、残留応力が極めて高い。なお、残留応力の測定
は穿孔法によった。
の請求範囲に属する略号Ａ〜Ｊの鋼板は、適切な化学成
分と高温に加熱後空冷を行う溶体化処理を行っているた
め、４Ｋにおいて200MPam1/2以上のＫICと 1200MPa以上
の 0.2％YSを有しており、また残留応力もほとんどな
い。これに対して、略号Ｋでは加熱温度が低いため、略
号ＬおよびＭではNi、Ｃ、Moで計算されるパラメータＸ
が小さいため、いずれもＫICが低い値にとどまってい
る。いっぽう略号Ｎでは溶体化処理時に水冷を行ってい
るため、残留応力が極めて高い。なお、残留応力の測定
は穿孔法によった。
【００５９】
【発明の効果】本発明によれば、極低温で高強度、高靱
性を有し、しかも残留応力の小さい極低温用高Mn非磁性
鋼が容易に製造でき、これをＭＨＤ発電や核融合炉など
に用いられる大型超電導マグネットの構造材料に適用で
き、この分野の技術の発展に多大に貢献できるものであ
る。
性を有し、しかも残留応力の小さい極低温用高Mn非磁性
鋼が容易に製造でき、これをＭＨＤ発電や核融合炉など
に用いられる大型超電導マグネットの構造材料に適用で
き、この分野の技術の発展に多大に貢献できるものであ
る。
【図面の簡単な説明】
【図１】表１に示す材料のオーステナイト結晶粒度によ
る４ＫでのＫICへの影響を示した図である。
る４ＫでのＫICへの影響を示した図である。
【図２】表１に示す材料のオーステナイト結晶粒度によ
る４Ｋでの 0.2％YSへの影響を示した図である。
る４Ｋでの 0.2％YSへの影響を示した図である。
【図３】オーステナイト結晶粒度番号を約 3.5に固定し
た場合の４ＫでのＫIC値に及ぼすＸパラメータの影響を
示した図である。
た場合の４ＫでのＫIC値に及ぼすＸパラメータの影響を
示した図である。
【図４】４ＫでのＫIC値に及ぼす溶体化処理の加熱温度
の影響を示した図である。
の影響を示した図である。
【図５】４Ｋでの 0.2％ＹＳ値に及ぼす溶体化処理の加
熱温度の影響を示した図である。
熱温度の影響を示した図である。
【図６】４Ｋでの強度、靱性に及ぼすMoの影響を示した
図である。
図である。
【図７】950℃に加熱し空冷を行った場合の４ＫでのＫ
IC値に及ぼすＸパラメータの影響を示した図である。
IC値に及ぼすＸパラメータの影響を示した図である。
【図８】表４に示す鋼の強度、靱性の測定結果を示す図
である。
である。
【図９】表５に示す鋼の強度、靱性、残留応力の測定結
果を示す図である。
果を示す図である。
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％にて、Ｃ：0.03〜0.10％、Si：0.
05〜0.50％、Mn：10〜30％、Ｐ：0.009 ％以下、Ｓ：0.
003 ％以下、Ni：２〜15％、Cr：10〜25％、Mo：0.5 〜
7.0％、Al：0.01〜0.10％、Ｎ：0.15〜0.24％、Ca：0.
0005〜0.0050％を含有し、かつＸ＝Ni-30C+0.5Moで表さ
れるパラメータＸが5.50以上であり、残部Feおよび不可
避的不純物からなる化学成分でオーステナイト結晶粒度
番号が2.0 〜 5.0の範囲であることを特徴とする極低温
用Mn非磁性鋼。 - 【請求項２】 選択添加元素として更に、Cu：0.01〜
2.0％、Ｂ：0.0005〜0.0030％、Nb、Ｖ、Ti：総量で0.0
1〜 2.0％、を１種又は２種以上含有した請求項１記載
の極低温用高Mn非磁性鋼。 - 【請求項３】 ４Ｋでの 0.2％耐力が 1200MPa以上で且
つ破壊靱性値ＫICが200MPam 1/2以上である請求項１又
は２記載の極低温用高Mn非磁性鋼。 - 【請求項４】 請求項１又は２の化学成分の鋼片を1000
〜1250℃に加熱後、900℃以上の仕上温度で熱間圧延又
は鍛造を終了し空冷あるいは強制冷却を行った後、 950
〜1150℃の範囲で加熱後空冷する溶体化処理を施すこと
を特徴とする極低温用高Mn非磁性鋼の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7262982A JP2978427B2 (ja) | 1995-05-22 | 1995-10-11 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12265295 | 1995-05-22 | ||
| JP7-122652 | 1995-05-22 | ||
| JP7262982A JP2978427B2 (ja) | 1995-05-22 | 1995-10-11 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0941087A true JPH0941087A (ja) | 1997-02-10 |
| JP2978427B2 JP2978427B2 (ja) | 1999-11-15 |
Family
ID=26459746
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7262982A Expired - Lifetime JP2978427B2 (ja) | 1995-05-22 | 1995-10-11 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼及び製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2978427B2 (ja) |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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| WO2010013083A1 (en) * | 2008-07-30 | 2010-02-04 | Lepl-Ferdinand Tavadze Institute Of Metallurgy Andmaterials Science | Austenitic alloy for cryogenic applications |
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-
1995
- 1995-10-11 JP JP7262982A patent/JP2978427B2/ja not_active Expired - Lifetime
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|---|---|
| JP2978427B2 (ja) | 1999-11-15 |
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