JPS59205451A - 高強度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】 本発明は、熱間加工により高力化を図った高強度非磁性
鋼に関するものである。

オーステナイトステンレス鋼や高Ｍｎ鋼は非磁性である
ので、非磁性鋼として一般に用いられているが、これら
は溶体化処理状態での耐力が低く、高強度を必要とされ
る場合は、一般に溶体化処理後の冷間加工もしく（Ｃ５
時効処理が施された上で用いられている。

特開昭３．３−１１７６１７号および特開昭３３’　−
／／７１，１１号公報によれば、６０々／ｍ♂級の０．
コチ耐力を有する高力オーステナイトステンレス鋼がそ
れぞれ開示されており、これらの鋼は溶体化処理が施さ
れることにより、前記特性が得られた鋼である、。

本発明は、従来の溶体化処理を施した鋼が有する耐力が
低いという欠点、あるいは前記欠点を除去するために溶
体化処理後冷間加工もしくは時効処理が施されてなる鋼
はコスト的に高くなるという欠点を除去した高強度非磁
性鋼を提供することを目的とするものであり、特許請求
の範囲記載の鋼を提供することにより前記目的を達成す
ることができる。

次に本発明の詳細な説明する。

本発明者らは前記従来の鋼について従来必ず施される前
記溶体化処理を施さない状態、すなわち熱間加工のみが
施された状態の鋼について性質を調べた結果、優れた機
械的性質を具備していることを新規に知見して本発明を
完成した。

本発明において鋼塊に施される熱間処理Ａ、Ｂ。

０項についてそれぞれ説明する。

Ａ項は、通常の鍛造作業に関する項であシ、鍛練と成形
を目的としている。すなわち、鋼塊における粗大な樹枝
状結晶を再結晶温度以上で破壊。

微細化するとともに、気泡、亀裂などの圧着をはかり所
定の形状、ここでは次の制御鍛造で加工率、２０４以上
とすることができるようにすることが必要である。

鋼塊を７３００℃よシ高温に加熱すると粒界延性が低下
し鍛造により割れが発生し、一方／１００°Ｃより低い
と鍛造の作業性が劣化するのでｌ１０００Ｃ〜／、７０
０℃の温度範囲内に加熱する必要がある。

３００℃より低い温度では、材料の変形抵抗が高く、上
記鍛練と成形を目的とする場合には非能率的であるので
加工温度はｇｏｏ℃以上とした。

Ｂ項は１本発明において施される最も重要な処理部分で
ある。１１３０℃より高温に加熱すると結晶粒の著しい
粗大化を招き、一方１ｏｓｏ℃より低温での加熱では、
炭窒化物の固溶が充分でなく加工後の機械的性質に悪影
響を及ぼすので７０５０℃〜／２り０℃の温度範囲に加
熱する必要がある。

７０００℃以上での加工は結晶粒の微細化を図ったもの
である。この温度範囲内での加工率が７０チ未満である
と、結晶粒微細化の効果がほとんどないので、加工率を
１０％以上とする必要がある。この加工を行なわずに次
に述べる１、００℃〜１０００℃の温度範囲内での加工
を施すと粗大粒が残存し機械的性質に悪影響を及ぼす。

６００℃〜１０００℃の温度範囲内での加工は結晶粒微
細化と炭窒化物の微細析出を図ったもので鋼を非常に強
靭化する。１０００℃よシ高い温度で加工すると加工途
上に炭窒化物の析出が起らず強化作用が小さく　１００
℃より低温での加工は、鋼の強化には有効であるが靭性
、延性が劣化するばかりでなく、変形抵抗が大きく加工
に多大なる力を要するので得策ではない。したがって６
θＯ０Ｃ〜１０００℃の温度範囲内で最終加工を与える
ことにした。

最終加工率がｔｏ％未満では、鋼の強化への寄与が小さ
いので、１０％以上の加工を施すこととした。

上記加工後徐冷すると粒界に炭窒化物が析出し著しい靭
性および延性の劣化を招くので加工後は空冷による冷却
の速度以上の冷却速度で常温まで冷却することとした。

０項は、Ｂ項によって形成された組織を破壊しないよう
に必要に応じ７Ｑθ℃未満の温度範囲内で熱処理を施す
。７０００Ｃ〜ｌ０００℃に加熱すると粒界に炭窒化物
が析出して靭性および延性の劣化を招き、７０００℃よ
シ高い温度での溶体化処理を施すと強度が著しく低下す
る。

以上によυ本発明鋼はＡ項およびＢ項に記載の加工もし
くはＡ項およびＢ項に記載の加工後さらに７０θ℃未満
での歪取焼鈍を施してなる鋼である。

次に本発明鋼について成分組成を限定する理由を説明す
る。

炭素は、強力なオーステナイト生成元素であると同時に
、オーステナイトマトリックスの強化に非常に有効であ
るが、ｏ、／５ＺＬｐ多いと熱間加工中粒界に炭化物が
多量に析出し靭性を著しく損なうので炭素はＯ０／ｓ　
％以下にする必要がある。

珪素は、有効な脱酸剤で製鋼作業に不可欠の成分であシ
、／チ程度は通常必要とされる。また珪素は、フェライ
ト生成元素であリオーステナイトマ）　ＩＪラックス強
化に有効である。珪素が、２２０％よシ多いと製造時に
キズ、割れを生じやすく、またδフエライトヲ生成して
透磁率が上昇し非磁性を劣化させる。また、珪素をｏ、
ｔｑＡ未満にすることは製造上困難である。したがって
珪素は０．　／〜コ、Ｏ％の範囲内にする必要がある。

かつ窒素の溶解度を著しく増加させる。Ｎｉ含有量との
バランスでオーステナイト単相にするためには７．０チ
以上必要である卒めマンガンの下限を７．０係とし、一
方、２ｓ、ｏ％超えて含有すると熱間および冷間加工性
が著しく悪くなるので、マンガン含有量を７゜θ〜ｕｊ
−、θ係の範囲内にする必要がある。

ニッケルは、Ｃ！、Ｎ、Ｍｎとともにオーステナイトを
安定化する元素であり、安定なオーステナイト相を得る
には最低θ。Ｓチは必要である。ニッケルが／θ。ＯＳ
を超えると価格が高くなって経済的に不利であり、その
上強度が低下して好ましくない。したがってニッケル含
有量は０．５〜１０゜θチの範囲内にする必要がある。

クロムは耐食性を維持するための基本成分であると同時
に７工ライト元素として作用する元素である。また、マ
ンガンと同様に窒素溶解度を著しく増加させる。クロム
が／！；、０４未満であると耐食性が著しく劣化する。

窒素溶解度を増すためにクロム量は多いほどよいが、ム
、０チを超えて含有するとオーステナイト単相組織とな
らずフェライトとの混合組織となり、透磁率の上昇およ
び熱間加工性の劣化を招く。したがってクロムは１５゜
０〜ム、０チの範囲内にする必要がある。

モリブデンは、フェライト生成元素として作用し、オー
ステナイト単相を得るには有害な元素である。モリブデ
ンがマトリックスに固溶する範囲内であればマトリック
スの強化、靭性の改善および特に耐食性に有効である。

ｑ、ｏ％を超えて含有するとフェライトを生成させオー
ステナイト単相が得にくくなり、また価格が高くなって
経済的に不利である。したがってモリブデン含有量は、
ｙ、。

係上下にする必要がある。

窒素は、炭素と同様に強力なオーステナイト生成元素で
あシ、かつ著しい強化作用をもっているが、炭素と異な
り熱間加工中粒界に窒化物として析出する量は少なく、
靭性を損なわずに高強度化を可能にする元素である。θ
。２チ未満では材料強度の向上が期待できないので下限
をθ、２係とし、またｏ、ｇ％を超えて含有すると、し
ばしばブロホールを生じ健全な鋼塊が得られないので、
窒素含有量はＯｏ、２〜０．ｇ％の範囲内にする必要が
ある。

銅は、オーステナイト生成元素として作用しオーステナ
イト単相を得るのに有効な元素であり、かつオーステナ
イトマトリックスを強化する元素である。またオーステ
ナイト中への窒素溶解度の増加および耐食性の向上に寄
与する作用がある。

０．７チ未満ではその効果が少ないので０．１１６以上
にし、一方λ、０チを超えて含有すると高温での粒界脆
化が促進され熱間加工性を著しく劣化させる。

したがって銅含有量はθ、ｌ−２゜０％の範囲内にする
必要がある。

ニオブ、ジルコニウム、バナジウム、チタン。

タシ′タル、アルミニウムは、結晶粒を微細化し、材料
強度の向上例大きく寄与する元素である。

０、ｇ％を超えて含有すると材料強度への寄与が小さく
なシ高価になるので、ニオブ、ジルコニウム。

バナジウム、チタン、タンタル、アルミニウムの内から
選ばれるいずれか１種または２種以上。、りチ以下にす
る必要がある。

次に本発明を実験データについて説明する。

第１表に試料／ｆ６７〜１０供試材の化学成分を示す。

第ａ表に示す製造条件のもとで製造した前記供試材の常
温における機械的性質および透磁率を第３表に示す。

第２表中Ａ項でｌｓ　ｋｇ鋼塊を１２００℃に加熱して
鍛造を施し、１０００℃で前記加工を終了してｌｌＱｔ
Ｍｋ〆ｌＩｏ關Ｘ／（１）大きさのビレットを得たが、
前記形状のビレットを得るに至るまでに上記鍛造を７回
行った。かかる処理をｌヒーという表現で第２表に記載
した。またＢ項においてはＡ項で処理したｌθ隨×４０
ｍｍＸノの大きさのビレットを７７５０℃に加熱した後
鍛造を開始し、１０００℃になったときの半製品結果２
！１ｍφＹＸ　Ｊの最終製品を得るに至ったときの仕上
温度はデθＯ℃であった。

第３表によれば、０゜コチ耐力は３５．５〜ｑ４’、θ
ゆ／　ｌｓ２　　の範囲内にあり、また衝撃値は、２／
、ｇ−３，／に９ｍ／−の範囲内にあることから、本発
明惰は優れた高強度、高靭性を有し、かつ１０００ｅ　
　で測定した透磁率は何れも／、０７未満と低いことが
判る。

次に上記試料中／１６Ｓの試料について、さらに第グ表
に示す各製造条件のもとで行った場合の常温における機
械的性質および透磁率を第５表に示す。

特開昭５９−２０５４５１（８） 第１表中例えば製造条件ｄにおいてＡ項でＳＯＯゆ鋼塊
を１２３０℃に加熱して鍛造を施し、９００”Ｃで前記
加工を終了して／’ＩＯｍＮＸ／ダＱｆ１ｍＬ×！朧の
・大きさのビレットを得たが、前記形状のビレットを得
るに至るまでに上記鍛造を３回繰返した。かかる処理の
繰返しを３ヒートという表現で第を表に記載した。

また例えば製造条件ａ　ｃＱ　Ｂ項においてはＡ項で処
理した４１歯ｔ’ｘ＜’Ｏ＝ｘノーの大きさのビレット
を／　／！；０℃に加熱した後鍛造を開始し、　　１０
００℃になったときの半製品の形状は、ｕｄ×、２＆熱
Ｘ！園となシ、さらに鍛造を続けた結果、２Ｓ−φ×ｔ
ｔｉａの最終製品を得るに至ったときの仕上温度は９０
０℃であった。

第５表によれば、本発明例にちってはｏ、、２ｑｂ耐力
はｇり、Ａｒ−／ツｏ、　ｓ　ｋｇ　／−の範囲内にあ
シ、また衝撃値は／、１．０−２６．　ｇｋｇ　ｍ　／
　ｃＪ’の範囲内にある。一方比較例ｆ、ｉにあっては
衝撃値は３へｑ＃ｍ／ｃ♂。

３Ｓ。／　ｋｇｍ　／　ｃｍ２と高いが、０．２％耐カ
バｔ、ｏ、　ｓ　１４／扉♂、７０．！に９／−と著し
く低い。また比較例ｇ。

ｈはθ、ｚｑ６耐力は１０θ、ｏｋｇ／ｙＪ、／θコ、
　／　ｋｇ／　ｙｔａｔ？’と高いが、衝撃値は何れも
コ−Ｏｋｇ　ｍ　／　ｃｒｒｂ２と著しく低い。

以上から明らかなように、本発明例は強度と靭性を兼ね
備えているが、比較例は、強度と靭性のいずれか一方が
著しく劣っていることがわかる。

なお、第１表に示した試料／ｉ６５について第４表に示
す製造条件ｄでｇＳ鵠φ×ｔｗＩＬの大きさの丸棒を作
り、これから７Ｓ關φ／ＳＳ闘φ×ｔｇＱ門の大きさの
スリーブを作製し、核融合炉実験装置で用いられる同軸
ケーブルの継手部材として使用したところ、高強度、高
靭性であることから、継手を作る際の圧縮加工にも充分
耐えることができた。また、本発明鋼の特徴である低透
磁率であることから使用中発熱を起さなかった。

以上より本発明鋼はとくに核融合炉実験装置用部材に適
するが、リニアモーターカーの軌道用構造材２発電機の
保持リング、および超電導マグネット蓄電設備、　ＭＨ
Ｄ発電設備および超電導発電機等の構造材としても有利
に用いることができる。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 ＬＣ：０．／！；チ以下、Ｓｉ：Ｏ，／〜コ、θ俤、　
   。 Ｍｎ　：　７．０−ｊ！；、０　％、　Ｎｉ　：　０．
   ！；　〜１０．０　％。 Ｃｒ　：　／！；、０−２６．０　’％　、　ＭＯ：　
   １１．０　（ｂ以下。 Ｎ：０．２〜ｏ、　ｇ冬を含み、残部実質的にＦｅより
   なる鋼塊を、 Ａ、／１００”（：、〜／３θＯ℃の温度範囲内に加熱
   した後、次の加工での加工率を１％以上とすることがで
   きるようにｇθθ℃以上で加工を終了し、 Ｂ、１０！；００Ｃ〜／２！０℃の温度範囲内に加熱し
   た後に、７０００３以上の温度で、まずＩＯ係係上上加
   工を施し、引き続きｂｏｏ°Ｃ〜１０００℃の温度範囲
   内で１０ｑ６以上の最終加工を施し、次に空冷による冷
   却速度以上の冷却速度で常温まで冷却し、 Ｃ１さらに必要に応じ７００℃未満の温度範囲内で熱処
   理してなる高強度非磁性鋼。 ２．０：０．／ｒ’４以下、　Ｓｉ　：　０．／　〜２
   ．θ係。 Ｍｎニア、０−コｓ、０　％　、　Ｎｉ　：　（７，！
   ；　〜／＜７．０　％　＋Ｏｒ　：　１５．θ〜、２１
   ．．０％、　ＭＯ：　１１．０％以下。 Ｎ：０．２〜ｏ、　ｇ％を含み、かつ下記（イ）、（ロ
   ）の中から選ばれるいずれか１種または４種を含み、残
   部実質的にＦｅよシ鋼塊を、 Ａ、／／θＯ℃〜／３θθ℃の温度範囲内に加熱した後
   、次の加工での加工率をａ％以上とすることができるよ
   うにｇｏｏ℃以上で加工を終了し。 Ｂ、１０！θ℃〜／２ｊｒθ℃の温度範囲内に加熱した
   後に、　　１０００℃以上の温度で、まず１０１）以上
   の加工を施し、引き続き４００３〜１０００℃の温度範
   囲内で１ｏｔ４以上の最終加工を施し、次に空冷による
   冷却速度以上の冷却速度で常温°まで冷却し、 Ｃ９さらに必要に応じ７００℃未満の温度範囲内で熱処
   理してなる一強度非磁性鋼。 （イ）　Ｏｕ　：　０．　／〜ツユ。チ。 （ｏ）　　Ｎｂ、　Ｚｒ、　Ｖ、　Ｔａ、　Ｔｉ、　Ａ
   Ｊ　　の内から選ばれるいずれか７種又はコ種以上、０
   ．５饅以下。