JPH0536482B2 - - Google Patents

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、4Kで高強度、高靭性を有する核融合
炉超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法
に関する。 核融合炉に不可欠な超電導トロイダルマグネツ
トは、液体ヘリウム温度に冷却され、かつ、強磁
場中で繰返しの高応力が働く苛酷な条件下で稼働
する。従つて、このマグネツトの支持構造用とし
ては液体ヘリウム温度において、高耐力および優
れた破壊靭性を有する非磁性材料が不可欠であ
る。さらに、発錆するとマグネツトの断熱効率を
低下させるので優れた耐銹性をも要求される。 従来、比較的小型の超電導マグネツトの構造材
料としては、SUS304L、SUS304LN等に代表さ
れるオーステナイト系ステンレス鋼が使用されて
いる。しかしながら、これらの材料は優れた耐銹
性、破壊靭性を有するものの耐力が低く、かつ、
オーステナイトの安定性が悪いため、塑性変形に
より容易に透磁率が劣化するという欠点を持つて
いる。 また、高Mn系のオーステナイト鋼、例えば、
18Mn−5Cr鋼、14Mn−2Ni−2Cr鋼等は高耐力
を有し、かつ、高価なNiの含有量が少ないため
経済性に優れているが、破壊靭性が低く、耐銹性
が劣る等の短所を有している。 一方、Ti合金、Ni合金、AI合金等も候補材料
としてあがつているが多量に使用される構造材料
としてはあまりに高価であり、破壊靭性が低いと
いう欠点がある。 従つて、従来におけるこれらの材料は核融合炉
用超電導マグネツトの支持構造材料としては充分
ではない。 本発明は以上説明した超電導マグネツト支持構
造用としての各種材料の欠点および問題点に鑑み
なされたものであつて、液体ヘリウム温度におい
て、耐力1200MPa以上、シヤルピ吸収エネルギ
ー100J以上および破壊靭性値（K₁c）150MPa√
ｍ以上を有すると共に優れた耐銹性を兼備し、か
つ、板厚方向の機械的性質のバラツキの小さい大
型超電導マグネツトの支持構造材料として有用な
極低温用の高Mn非磁性鋼板の製造方法を提供す
ることにある。 本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構造用
非磁性鋼板の製造方法（以下の説明で単に本発明
に係る非磁性鋼板の製造方法ということがある。）
は、C0.01〜0.10wt％、Si0.01〜1.00wt％、Mn16
〜30wt％、P0.03wt％以下、S0.01wt％以下、
Ni3〜10wt％、Cr12〜20wt％、N0.100〜0.300wt
％を含有し、かつ、wt％Mn×wt％Cr／wt％Ni
≦65、0.200wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.300wt％を満足し、
残部Feおよび不可避不純物からなる鋼塊を1150
〜1250℃に加熱後、鍛造或いは分塊圧延を950℃
以上の温度で終了し、放冷後さらに、その鋼片を
1150〜1250℃に加熱後950〜1010℃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後、500℃以下の温度
まで水冷することを特徴とする液体ヘリウム温度
で耐力1200MPa以上、シヤルピ吸収エネルギ
100J以上および破壊靭性値（K₁c）150MPa√
以上を有し、かつ、板厚方向の機械的性質のバラ
ツキの小さい核融合炉超電導マグネツトの構造材
料として用いられる極低温用高Mnステンレス系
非磁性鋼板の製造方法である。 本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構造用
非磁性鋼板の製造方法について以下詳細に説明す
る。 先ず、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、0.10wt％を越える過剰な含
有量では靭性が低下し、かつ、耐銹性を損なうよ
うになる。よつて、Ｃ含有量は0.01〜0.10wt％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、1.00wt％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0.01〜1.00wt％とする。 Mnはオーステナイトの安定化と靭性の向上お
よびＮの固溶限の増大に有効であり、含有量が
16wt％未満ではこの効果が少なく、また、30wt
％を越える過剰な含有はδフエライトが生成し易
く、熱間加工性および靭性が低下する。よつて、
Mn含有量は16〜30wt％とする。 Ｐ、Ｓは共に熱間加工性および靭性を損なう不
純物元素であり、極力低いことが望ましいが、経
済性を考慮してP0.03wt％以下、Ｓは0.01wt％以
下とする。 Niはオーステナイトの安定化と靭性の向上お
よびδフエライトの生成抑制に有効な元素であ
り、含有量が3wt％未満ではこのような優れた効
果は小さく、また、10wt％を越える含有量では
靭性は飽和し、かつ、経済性を損なう。よつて、
Ni含有量は３〜10wt％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％未満では耐銹性が充分でなく、また、
20wt％を越える過剰な含有ではδフエライトの
生成を促し、熱間加工性、靭性を低下させる。よ
つて、Ni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0.100未満ではこの効
果は小さく、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
0.100〜0.300wt％とする。 Ｃ＋Ｎは共に強力にオーステナイトを安定化
し、かつ、耐力、靭性に極めて大きな影響をおよ
ぼす元素であり、Ｃ＋Ｎ含有量が0.200wt％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、0.300wt％を越えて含有される
と靭性を著しく低下させる。よつて、Ｃ＋Ｎ含有
量は0.200≦Ｃ＋Ｎ≦0.300wt％とする。 MnおよびCr含有量が増加するとその相剰作用
によりδフエライトの生成が著しくなり、熱間加
工性および靭性を大きく損なう結果となり、ま
た、Niはδフエライトの生成を抑制する効果を
有しており、従つて、δフエライト生成による熱
間加工性および靭性の劣化を防止するためには、
Mn、CrおよびNiの含有量は、wt％Mn×wt％
Cr／wt％Ni≦65にする必要がある。 次に本発明に係る非磁性鋼板の製造方法の製造
条件について説明する。 本発明において核融合炉超電導マグネツト構造
用非磁性鋼板の製造に際しては、熱間加工は２段
階に分けて行う。 即ち、第１段階の熱間加工は鋼塊の鍛造、或い
は、分塊圧延工程であり、第２段階の熱間加工は
第１段階の加工により製造された鋼片の厚板圧延
工程である。また、これらの熱間加工は何れも特
定条件下（加熱温度並びに加工温度範囲の指定）
において実施するものである。 そして、この第１段階における熱間加工の目的
は、鋼塊の粗大な樹枝状組織を破壊し、微細化す
ると共にザク等の欠陥を圧着することにより、鋼
材の内部品質の均質化を図ることにあり、また、
第２段階の熱間加工の目的は、特定の製品形状を
付与すること、および、結晶粒径の調整により目
標とする機械的性質を得ることにある。 なお、このような目的を達成するため、鋼塊か
ら１回の熱間加工工程により厚板圧延を行うこと
も考えられるが、圧延に長時間を必要とし、鋼塊
の温度が著しく低下することになり、後記するよ
うに表面割れ発生の問題を生じるので好ましくな
い。 従つて、本発明に係る核融合炉超電導マグネツ
ト構造用非磁性鋼板の製造方法においては、表面
割れの発生を防止するためにも２段階の熱間加工
を必須の工程として行うものである。 一般に高Mn系のオーステナイト鋼は、炭素
鋼、低合金鋼等に比べ熱間加工性が劣り、適正な
条件で鍛造或いは圧延されないと鋼片、鋼板の表
面に割れが発生して歩留の低下を招く。従つて、
本発明者は、先ず、熱間加工による割れ発生を防
止するため適正な製造条件について研究を行なつ
た。 第１図に、0.07wt％Ｃ−0.27wt％Si−21.38wt
％Mn−0.015wt％Ｐ−0.005wt％Ｓ−5.01wt％Ni
−13.17wt％Cr−0.215wt％Ｎを含有する鋼塊お
よび鋼片の高温高速引張試験結果を示してある。
第１図の１は鍛造および分塊圧延（第１段階の熱
間加工）を想定して鋼塊表層部、第１図の２は厚
板圧延（第２段階の熱間加工）を想定して鋼片表
層部より夫々引張試験片を採取した。 高温高速引張試験における破断絞りが50％以下
の温度で加工すると、表面割れが発生し易くな
り、従つて、第１図から適正な加工温度は、１の
鍛造、分塊圧延において920〜1280℃、２の厚板
圧延においては820〜1300℃であることがわかる。
従つて、さらに操業上のバラツキを考慮に入れ、
熱間加工による表面割れを防止する加工温度とな
すためには、第１段階における鋼塊の加熱温度を
1150〜1250℃、加工仕上温度は950℃とし、第２
段階における鋼片の加熱温度は1050〜1270℃、仕
上温度は850℃以上とすることが必要となる。な
お、鋼塊および鋼片の加熱温度と夫々1150℃以上
および1050℃以上とするのは仕上温度を安定して
確保するためである。また、鋼塊および鋼片の加
熱時間については長くなるにつれて粒界酸化、低
融点化合物の溶融による粒界脆化をもたらし易く
なるので、操業上許容できる範囲で短時間加熱が
良好である。さらに、分塊圧延については加工温
度が1000℃以下になると急激に延性が低下するた
め、この温度以上で全圧下量の80％以上を加工す
るのがよい。さらに、本発明者は、0.05wt％Ｃ−
0.36wt％Si−21.79wt％Mn−0.013wt％Ｐ−
0.005wt％Ｓ−4.94wt％Ni−12.82wt％Cr−
0.21wt％Ｎを含有する鋼片を用いて液体ヘリウム
温度における各種機械的性質におよぼす厚板圧延
仕上温度および圧延後の冷却条件の影響について
調査したのでその結果を説明する。 第２図に4Kでの耐力とシヤルピ吸収エネルギ
ーにおよぼす処理条件の影響を示してある。第２
図において、１は圧延後空冷、２は圧延直後水
冷、３は圧延後５分間空冷した後水冷した鋼板を
示している。何れの処理材においても圧延仕上温
度が高くなるにつれて、耐力は低下し、靭性は向
上する傾向を示している。ここで、4Kにおいて
耐力が1200MPa以上、シヤルピ吸収エネルギー
が100J以上を示す製造条件は、圧延直後に水冷し
た鋼板では、仕上温度980〜1020℃、圧延後所定
時間空冷し、その後水冷した鋼板では950〜1010
℃であることがわかる。 しかしながら、第３図に示すように、圧延直後
水冷した鋼板１は鋼板表層部での靭性の低下が著
しく、このような不均質の材料は実用上問題が残
る可能性が強く、一方、圧延後所定時間空冷し、
その後水冷した鋼板２は表層部の靭性が大幅に向
上すると同時に1/4ｔ部の靭性の向上が認められ
る。また、板厚方向の硬度差（鋼板表層部と内部
との差）は、圧延直後の水冷材はHv（10Kg）で60
と非常に大きく、圧延後所定時間空冷後水冷した
鋼板では22と大幅に改善されている。 従つて、上記厚板圧延における鋼板表面割れ防
止と目標の機械的性質を得るための製造条件とし
ては、鋼片の加熱温度1050〜1270℃、圧延仕上温
度950〜1010℃とし、その後、所定時間の等温保
持或いは空冷を行なつた後、水冷することが好適
であることがわかるが、加熱温度が1250℃を越え
るとγ粒の粗大化が著しく、耐力の低下を来すよ
うになり、また、1150℃未満では950℃以上の仕
上温度が安定して確保することができなくなるの
で、加熱温度は最終的に1150〜1250℃と規定す
る。 さらに、圧延後に等温保持するのは、上記した
通り、板厚方向の不均質性改善に対し空冷と同等
或いはそれ以上の効果が得られるからであるが、
その後の水冷開始温度を800℃以上、停止温度を
500℃以下とすることが必要である。そして、800
〜500℃の温度範囲を空冷或いは徐冷すると粒界
へのCr炭化物の析出が顕著となり、靭性および
耐銹性の低下を招来する。 以上説明した通り、本発明の製造条件は核融合
炉超電導マグネツトという厳しい要求特性を満足
させるために規定されている。 次に、本発明に係る核融合炉超電導マグネツト
構造用非磁性鋼板の製造方法の実施例を説明し併
せて比較例を説明する。 実施例 第１表１は本発明に係る核融合炉超電導マグネ
ツト構造用非磁性鋼板の製造方法において使用す
る鋼塊の含有成分、成分割合を示し、第１表２は
本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構造用非
磁性鋼板の製造方法の分塊圧延条件下に鋼塊の分
塊圧延（第１段階の熱間加工）を行つて鋼片を製
造した場合の、鋼片の表面割れ発生状況を示して
ある。比較例は鋼塊の含有成分、成分割合、並び
に、分塊圧延条件の何れも本発明に係る核融合炉
超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法の
範囲外のものの結果を示してある。 この第１表２より本発明に係る核融合炉超電導
マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法における
分塊圧延条件下では、鋼片の表面割れは発生して
いないが、比較例においては全部に割れが発生し
ていることがわかる。 第２表１は本発明に係る核融合炉超電導マグネ
ツト構造用非磁性鋼板の製造方法において使用す
る鋼塊の含有成分、成分割合を示してあり、第２
表２は本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構
造用非磁性鋼板の製造方法おける条件下に鋼塊を
分塊圧延（第１段階の熱間加工）を行つた鋼片
を、さらに、本発明に係る核融合炉超電導マグネ
ツト構造用非磁性鋼板の製造方法における条件下
において厚板圧延（第２段階の熱間加工）を行つ
て製造した鋼板の表面割れ発生状況を示してあ
る。比較例は厚板圧延の条件が本発明に係る核融
合炉超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方
法における条件の範囲外の結果である。 なお、この実施例における鋼片の分塊圧延条件
は、本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構造
用非磁性鋼板の製造方法および比較例共に、鋼塊
加熱温度1200℃、圧延仕上温度960℃の同一条件
において行つた。 この第２表２より本発明に係る核融合炉超電導
マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法により製
造された鋼板には割れの発生はないが、比較例は
全て割れの発生が認められた。 第３表１は本発明に係る核融合炉超電導マグネ
ツト構造用非磁性鋼板の製造方法において使用す
る鋼塊の含有成分、成分割合を示してある。 第３表２は本発明に係る核融合炉超電導マグネ
ツト構造用非磁性鋼板の製造方法における一定の
分塊圧延条件（鋼塊加熱温度：1200℃、圧延仕上
温度：960℃）のもとに、鋼塊の分塊圧延を行い、
製造された鋼片を、これも本発明に係る核融合炉
超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法に
おける条件下で厚板圧延を行い、さらに、引き続
いて本発明に係る核融合炉超電導マグネツト構造
用非磁性鋼板の製造方法の条件を満足する熱処理
を行つて非磁性鋼板を製造した際の厚板圧延並び
にその後の熱処理における製造条件を示したもの
である。 また、第３表３は、このようにして得られた非
磁性鋼板の機械的性質を調査した結果を示してあ
る。 比較例は分塊圧延条件は本発明に係る核融合炉
超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法の
条件と同一であるが、厚板圧延条件、厚板圧延後
の熱処理条件および含有成分、成分割合の何れか
において、本発明に係る核融合炉超電導マグネツ
ト構造用非磁性鋼板の製造方法の条件を逸脱した
例である。 この第３表３の結果から、本発明に係る核融合
炉超電導マグネツト構造用非磁性鋼板の構造方法
によれば、何れも耐力1200MPa以上、シヤルピ
ー吸収エネルギー（VE）100J以上、および、破
壊靱性値（K₁c）150MPam以上の優れた機械的
性質を具備した非磁性鋼板が製造されることがわ
かつた。

【表】

【表】

【表】

【表】

【表】

【表】

【表】 以上説明したように、本発明に係る核融合炉超
電導マグネツト構造用非磁性鋼板の製造方法は上
記の構成を有しているものであるから、超電導マ
グネツト支持構造用材料として、液体ヘリウム温
度における耐力、シヤルピ吸収エネルギーおよび
破壊靭性に優れ、さらに、耐銹性にも優れている
鋼板が得られるという効果を有する。

【図面の簡単な説明】

第１図は試験温度と破断絞りとの関係を示す
図、第２図は圧延仕上温度とvE₄(J)および4Kでの
0.2％Y.S.（MPa）との関係を示す図、第３図は試
験片採取位置とvE₇₇(J)との関係を示す図である。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ C0.01〜0.10wt％、Si0.01〜1.00wt％、 Mn16〜30wt％、P0.03wt％以下、 S0.01wt％以下、Ni3〜10wt％、 Cr12〜20wt％、N0.100〜0.300wt％ を含有し、かつ、 wt％Mn×wt％Cr／wt％Ni≦65、 0.200wt％≦Ｃ＋Ｎ≦0.300wt％ を満足し、残部Feおよび不可避不純物からなる
   鋼塊を1150〜1250℃に加熱後、鍛造或いは分塊圧
   延を950℃以上の温度で終了し、放冷後さらに、
   その鋼片を1150〜1250℃に加熱後950〜1010℃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後、500℃
   以下の温度まで水冷することを特徴とする液体ヘ
   リウム温度で耐力1200MPa以上、シヤルピ吸収
   エネルギ100J以上および破壊靭性値（K₁c）
   150MPa√以上を有し、かつ、板厚方向の機械
   的性質のバラツキの小さい核融合炉超電導マグネ
   ツトの構造材料として用いられる極低温用高Mn
   ステンレス系非磁性鋼板の製造方法。