(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．５〜０．８％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．５５〜０．９％、
Ｍｎ：８〜１４．６％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ：１．８〜３．０％、
Ａｌ：０．００５〜０．１％、
Ｎ  ：０．００４〜０．１％を含有し、下記式（１）〜（３）を満たすとともに、残部が鉄および不可避不純物であり、
ミクロ組織がオーステナイト組織であり、
透磁率が１．０３０以下であることを特徴とする非磁性鋼。
［Ｍｎ］＋３４×［Ｃ］≦４０                ・・・（１）
ＦＢ≧−０．７８×ＦＡ＋２７                ・・・（２）
ＦＢ≧１．２×ＦＡ−９．６                  ・・・（３）
（但し、ＦＡ＝［Ｃｒ］＋１．５×［Ｓｉ］、ＦＢ＝［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］であり、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項２】
減面率３０％で伸線加工した後の透磁率が１．０３０以下である請求項１に記載の非磁性鋼。
【請求項３】
オーステナイト結晶粒度が６．０以上であり、且つ、引張強度が８５０ＭＰａ以上である請求項１または２に記載の非磁性鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強磁界に晒されるリニアモーターカーや発電・送電設備の構造部材、微弱磁界が問題となる医療設備の構造部材、または電磁制御部品の非磁性部を構成する材料等に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
磁界環境に晒される構造部材などにおいて、設備本体の性能への悪影響が許されないものには、通常、外部磁界によって磁化を有さない非磁性材料が用いられる。
【０００３】
代表的な非磁性材料としては、従来からＳＵＳ３０４やＳＵＳ３１６等のオーステナイト系ステンレスが知られている。しかし、オーステナイト系ステンレスはＮｉやＣｒといった希少金属を多く含有するため部材の製造コスト増加を招くという問題がある。さらに、加工歪みが付与されるとオーステナイト組織が誘起マルテンサイト組織に変態して磁性を示すため、加工歪みの増加に伴って透磁率が増加し、非磁性材料としての特性が低下するという問題もあった。
【０００４】
一方、オーステナイト系ステンレス以外の非磁性材料として、従来からオーステナイト組織を安定化させるＣ、Ｍｎを増量した高Ｍｎ非磁性鋼が開発されてきたが、近年要求されている高強度化には十分に対応できておらず、未だ改善の余地があった。そこで、高Ｍｎ非磁性鋼の高強度化技術として、例えば特許文献１には、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖなどの合金元素を添加したものが開示されている。しかし、いずれも非磁性材料としての特性が不十分であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特開昭６２−２０２０２３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は圧延材および加工歪み付与後における非磁性特性に優れた非磁性鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
上記課題を解決した本発明の非磁性鋼は、Ｃ：０．５〜０．８％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｍｎ：８〜１４．６％、Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：１．８〜３．０％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００４〜０．１％を含有し、下記式（１）〜（３）を満たすとともに、残部が鉄および不可避不純物であり、ミクロ組織がオーステナイト組織であり、透磁率が１．０３０以下であることを特徴とする。
［Ｍｎ］＋３４×［Ｃ］≦４０                ・・・（１）
ＦＢ≧−０．７８×ＦＡ＋２７                ・・・（２）
ＦＢ≧１．２×ＦＡ−９．６                  ・・・（３）
（但し、ＦＡ＝［Ｃｒ］＋１．５×［Ｓｉ］、ＦＢ＝［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］であり、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【０００８】
本発明の非磁性鋼は、減面率３０％で伸線加工した後の透磁率が１．０３０以下であることが好ましい。また、オーステナイト結晶粒度が６．０以上であり、且つ、引張強度が８５０ＭＰａ以上であることも好ましい。
【発明の効果】
【０００９】
本発明によれば、合金元素が適切に制御されているため、ミクロ組織を安定したオーステナイトとすることができるとともに、ＣとＭｎの含有量が適切に制御されているため生成する炭化物等を粒界に偏析させることなく微細に分散させることができ、優れた非磁性特性（透磁率が１．０３０以下）を実現することができる。また、オーステナイト系ステンレスに比べてＮｉ、Ｃｒが減量されているため、加工歪み付与後の非磁性特性にも優れている。更に、微細分散した上記炭化物等により高強度化できるため、部材強度と非磁性特性の両立が必要な構造部材（鉄筋材料など）や磁気回路の非磁性部品において、非磁性特性の向上と製造コストの低減が可能となる他、軽量化効果等に伴うＣＯ2削減にも大きく寄与することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１０】
【図１】図１は、実施例における鋼種Ｄ−１を用い、熱間圧延後の冷却速度を０．５℃／秒として製造した鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。
【発明を実施するための形態】
【００１１】
ミクロ組織を安定したオーステナイト組織とするためには、Ｃ、Ｍｎ等の合金元素を増量させればよいことが一般に知られており、より詳細にはシェフラーの組織図においてＣｒ当量（＝［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｎｂ］）とＮｉ当量（＝［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］）を最適に制御することによって安定したオーステナイト組織が得られることが知られている。一方、上記のような合金元素の添加量が多くなると、生成した炭化物等が磁束線および磁壁をトラップして残留磁化が増加して非磁性特性が低下するという問題がある。そこで、本発明者らが検討した結果、合金元素の中でもＮｉ、Ｃｒは減量して（i）特にＣ、Ｍｎを多く含有させるとともに、（ii）Ｃｒ当量およびＮｉ当量を、シェフラーの組織図においてオーステナイトが安定する領域に制御することによって、オーステナイト組織を安定化させた上で、（iii）Ｃ量とＭｎ量を相互に制御して炭化物等が粒界に偏析することなく微細分散するようにすれば、優れた非磁性特性を実現できることを見出し、本発明を完成した。上記（ｉ）〜（iii）について、以下に説明する。なお、以下では［  ］は各元素の含有量（質量％）を表すものとする。
【００１２】
（i）ＣとＭｎを多く含有させる点について
Ｃ：０．５〜０．８％
Ｃは、非磁性相であるオーステナイト相の安定化に有効な元素である。また、強度向上に寄与するＣｒの微細炭窒化物を得るために必要な元素である。そこでＣ量を０．５％以上と定めた。Ｃ量は好ましくは０．５５％以上であり、より好ましくは０．６０％以上である。一方、Ｃ量が過剰になるとオーステナイト地の加工硬化性を増大させ、鍛造性や被削性が大幅に低下するとともに、粗大な炭窒化物が生成することによって非磁性特性と靭性の劣化を招く。そこでＣ量は０．８％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは０．７５％以下であり、より好ましくは０．７０％以下である。
【００１３】
Ｍｎ：８〜１４．６％
Ｍｎは、Ｃと同様にオーステナイト相の安定化に有効な元素である。上記したＣ量の範囲でオーステナイト相を安定化させるため、Ｍｎ量は８％以上とする。Ｍｎ量は好ましくは９％以上であり、より好ましくは１０％以上である。一方、Ｍｎ量が過剰になると熱間加工性が著しく低下し、鋼材の製造性の悪化を招く。そこでＭｎ量は１４．６％以下と定めた。Ｍｎ量は好ましくは１４．５５％以下、より好ましくは１４．５％以下である。
【００１４】
（ii）シェフラーの組織図におけるオーステナイト安定化領域について
シェフラーの組織図において、オーステナイト安定領域は、
（Ｎｉ当量）≧−０．７８×（Ｃｒ当量）＋２７  ・・・（２ａ）
（Ｎｉ当量）≧１．２×（Ｃｒ当量）−９．６    ・・・（３ａ）
と表される。ここで、Ｎｉ当量＝［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］であり、Ｃｒ当量＝［Ｃｒ］＋［Ｍｏ］＋１．５×［Ｓｉ］＋０．５×［Ｎｂ］であるから、本発明の成分系において上記（２ａ）式、および（３ａ）式は、下記（２ｂ）式、および（３ｂ）式と表すことができる。
ＦＢ≧−０．７８×ＦＡ＋２７                ・・・（２ｂ）
ＦＢ≧１．２×ＦＡ−９．６                  ・・・（３ｂ）
（但し、ＦＡ＝［Ｃｒ］＋１．５×［Ｓｉ］、ＦＢ＝［Ｎｉ］＋３０×［Ｃ］＋０．５×［Ｍｎ］を表す。）
【００１５】
（iii）Ｃ量とＭｎ量を相互に制御する点について
本発明では、ＣおよびＭｎを多く含有しているが、Ｃ量とＭｎ量を下記（１）式を満たすように制御しているため、炭化物等を粒界に偏析することなく微細に分散させることができる。
［Ｍｎ］＋３４×［Ｃ］≦４０                ・・・（１）
【００１６】
上記（１）式の右辺の値は、好ましくは３９であり、より好ましくは３８である。
【００１７】
なお、上述した特許文献１では上記（２ａ）式を満たさないためオーステナイト安定化領域を外れる例か、または上記（１）式を満たさないため炭化物等が粒界に偏析する例が開示されるのみであり、いずれも非磁性特性が不十分である。
【００１８】
本発明に係る非磁性鋼は、上記したＣ、Ｍｎ以外にＳｉ、Ｐ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｎを含有する。以下、各成分について説明する。
【００１９】
Ｓｉ：０．５〜１．０％
Ｓｉは、鋼の溶製時に脱酸剤として作用する他、オーステナイト相を安定化させるのに有効な元素である。また強度の向上にも有効である。そこでＳｉ量を０．５％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．５５％以上であり、より好ましくは０．６％以上である。一方、Ｓｉ量が過剰になると熱間加工性を損ない、鋼材の製造性が大幅に低下する。そこでＳｉ量は１．０％以下と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．９％以下であり、より好ましくは０．８％以下である。
【００２０】
Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｐは、熱間加工性および溶接性を損なう元素であり、また冷間鍛造性を低下させるため、極力低減することが好ましい。しかし、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、経済性を考慮して０．０３０％以下と定めた。Ｐ量は好ましくは０．０２０％以下である。
【００２１】
Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）
Ｓは、被削性の改善には有効な元素であるが、熱間加工性および溶接性を損なう元素であるため、極力低減することが好ましい。しかしＰと同様、鋼材の製造コストの増加を招くため０％とすることは難しく、経済性を考慮して０．０３０％以下と定めた。Ｓ量は好ましくは０．０２５％以下である。
【００２２】
Ｃｕ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｃｕは、オーステナイトの安定化と靭性向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｃｕ量が過剰になるとオーステナイト地の加工硬化を大きくし、冷間鍛造性や被削性を損なうとともに、経済性も損なう。そこでＣｕ量は０．１％以下とする。Ｃｕ量は好ましくは、０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
【００２３】
Ｎｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、Ｃｕと同様に、オーステナイトの安定化と靭性の向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上である。一方、Ｎｉ量が過剰になるとオーステナイト地の加工硬化を大きくし、冷間鍛造性や被削性を損なうとともに、経済性も損なう。そこでＮｉ量は０．１％以下とする。Ｎｉ量は好ましくは、０．０８％以下であり、より好ましくは０．０６％以下である。
【００２４】
Ｃｒ：１．８〜３．０％
Ｃｒは、オーステナイト相の安定化に有効な元素であり、また特にＣｒの微細な炭窒化物を形成することにより高強度化に寄与する元素である。そこでＣｒ量は１．８％以上と定めた。Ｃｒ量は好ましくは２．０％以上であり、より好ましくは２．２％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になるとδフェライト相が生成しやすくなるとともに、Ｃｒ炭化物が結晶粒界上に析出しやすくなり、非磁性特性と靭性を損なう。そこでＣｒ量は３．０％以下と定めた。Ｃｒ量は好ましくは２．８％以下であり、より好ましくは２．６％以下である。
【００２５】
Ａｌ：０．００５〜０．１％
Ａｌは強度の向上に寄与する元素である。そこでＡｌ量は０．００５％以上とする。Ａｌ量は好ましくは０．０１％以上であり、より好ましくは０．０３％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると鋼材の靭性が低下する。そこでＡｌ量は０．１％以下と定めた。Ａｌ量は好ましくは０．０９％以下であり、より好ましくは０．０８５％以下である。
【００２６】
Ｎ：０．００４〜０．１％
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相の安定化に有効な元素であり、また特にＣｒの微細な炭窒化物を形成することによって高強度化に寄与する元素である。そこで、Ｎ量は０．００４％以上と定めた。Ｎ量は好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．００６％以上である。一方、Ｎ量が過剰になると、オーステナイト相の加工硬化を増大させ、冷間鍛造性や被削性が大幅に低下する。また、Ｃｒ炭窒化物の量が過剰になると、非磁性特性や靭性の劣化を招く。そこでＮ量は０．１％以下と定めた。Ｎ量は好ましくは０．０８％以下であり、より好ましくは０．０５％以下である。
【００２７】
本発明に係る非磁性鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が、各成分元素の作用効果や部品の特性を阻害しない範囲で鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００２８】
本発明に係る非磁性鋼のミクロ組織は、上記のように成分組成を最適に調整することにより、室温においても安定したオーステナイト組織とすることができる。またオーステナイト結晶粒度は６．０以上とすることが好ましく、その結果引張強度を８５０ＭＰａ以上とすることができる。オーステナイト結晶粒度は、好ましくは７．０以上である。
【００２９】
本発明に係る非磁性鋼において、炭化物等を微細に分散析出させて非磁性特性を良好にし、また好ましくはオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するためには、化学成分組成を上記のように適切に制御した鋼を、溶製し、鋳造した後、熱間圧延するという一連の製造工程において、特に熱間圧延条件（加熱温度、圧延終了温度、圧延後の冷却速度）を適切に制御することが好ましい。具体的には、熱間圧延前の加熱温度を一定以上として合金成分を母相に完全に固溶させ、かつ、熱間圧延前の加熱温度および圧延終了温度を高くしすぎないことによって結晶粒の粗大化を抑制することができる。
【００３０】
合金成分を母相に完全に固溶させて、熱間圧延後の冷却過程において炭化物等を微細に析出させるため、熱間圧延前の加熱はできるだけ高温であることが好ましい。熱間圧延前の加熱温度は１０００℃以上が好ましく、より好ましくは１０５０℃以上である。一方、加熱温度が１２００℃を超えると加熱コストが増加し経済性が低下する上、オーステナイト結晶粒が粗大化し、熱間脆性の兆候が現れることに加えて、高温加熱によって鋼材の表層部が脱炭すると透磁率の増加を招くため、加熱温度は１２００℃以下とすることが好ましい。
【００３１】
熱間圧延終了温度は高くなりすぎると、オーステナイト結晶粒が粗大化し、部材強度と表面状態の両面で品質低下を招く。そこで、圧延終了温度は１０５０℃以下とすることが好ましく、より好ましくは１０００℃以下である。一方、圧延終了温度が低すぎると、圧延時のロール負荷の増大を招き、製造コストが増加する。よって、圧延終了温度は８００℃以上とすることが好ましい。
【００３２】
熱間圧延後の冷却速度は、通常行われる範囲から適宜設定することが可能であるが、８００〜６００℃における冷却速度を０．５℃／秒超２℃／秒以下の範囲とすることが好ましい。図１は後述する実施例における鋼種Ｄ−１を用い、熱間圧延前加熱温度：１０５０℃、熱間圧延終了温度：８００℃、熱間圧延後の８００〜６００℃における冷却速度：０．５℃／秒の条件で製造した鋼のミクロ組織を示す光学顕微鏡写真である。図１では、結晶粒界が黒く観察されている。すなわち、８００〜６００℃の温度範囲は、炭化物等の析出に影響を与える温度であり、該温度範囲での冷却速度が遅すぎると、結晶粒界に析出する炭化物等が増加する傾向があるものと考えられる。一方、冷却速度が速すぎると、鋼材表面と中心部とで組織の均一性が損なわれる可能性が大きくなる。そこで、上記のような不具合を避けるため、８００〜６００℃における冷却速度は０．５℃／秒超２℃／秒以下の範囲とすることが好ましい。
【００３３】
本発明の非磁性鋼は、上記のように化学成分組成・製造条件を適切に制御することによって、室温でも安定したオーステナイト組織が得られるとともに、炭化物等を粒界に偏析させることなく微細に分散して析出させることができ、その結果、鋼材の透磁率を１．０３０以下とすることができる。鋼材の透磁率は好ましくは１．０２以下であり、より好ましくは１．０１以下である。
【００３４】
さらに、本発明の非磁性鋼は、加工歪み付与後の非磁性特性にも優れ、減面率３０％で伸線加工する場合に相当する歪みを与えた後の透磁率が１．０３０以下であることが好ましい。上記歪み付与後の透磁率は好ましくは１．０２５以下であり、より好ましくは１．０２以下である。
【実施例】
【００３５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００３６】
表１に示す化学成分組成の鋼を２０ｔｏｎ電気炉または１５０ｋｇ真空炉で溶製し、鋳造して鋼塊を得、鋼塊を１５５ｍｍ×１５５ｍｍ角に鍛造加工した後、表２に示す圧延条件で熱間圧延することにより、φ３０ｍｍの圧延材を得た。熱間圧延後の８００〜６００℃における冷却速度は、いずれも１〜２℃／秒とした。なお、１５０ｋｇ真空炉溶製材については、上記鍛造加工後、１１００℃で１時間均熱処理を施し、ダミービレットに溶接したものを熱間圧延した。
【００３７】
【表１】
0005406686.tif 000002
【００３８】
（１）ミクロ組織の同定、結晶粒度および混粒の有無の測定
上記圧延材を、軸心に垂直な断面で切断して支持基材内に埋め込み、表面を研磨した後、光学顕微鏡によって圧延材の表層部、Ｄ／４位置（Ｄは直径）、Ｄ／２位置のミクロ組織を観察した（倍率１００倍、および４００倍）。なお、上記研磨は、５％のピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒浸漬することによって行った。
【００３９】
またオーステナイト粒度は、Ｄ／４位置の任意の０．０３９ｍｍ2（０．１７５ｍｍ×０．２２５ｍｍ）の領域を光学顕微鏡で観察し（倍率：４００倍）、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に従って結晶粒度番号、混粒の有無を測定した。測定は４視野について行った。オーステナイト結晶粒度は、これら４視野の平均値をオーステナイト結晶粒度とし、混粒の有無については４視野のいずれにも混粒が発生していない場合を混粒「無」とし、１視野でも混粒の発生が確認された場合を混粒「有」とした。
【００４０】
（２）引張強度の測定
上記圧延材から、圧延方向が試験片の長手方向となるように、ＪＩＳ４号試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、引張強度（ＴＳ）を測定した。
【００４１】
（３）磁気特性の測定
上記圧延材、および圧延材を減面率３０％で伸線加工した伸線加工材から、外径２４ｍｍ×内径１６ｍｍ×高さ４ｍｍのリング状試料を作製し、ＪＩＳ  Ｃ２５０４に従って透磁率を測定した。
【００４２】
結果を表２に示す。
【００４３】
【表２】
0005406686.tif 000003
【００４４】
実験Ｎｏ．３、４は、成分組成および製造条件が適切に制御されているため、ミクロ組織をオーステナイト組織とすることができ、圧延材および伸線材の透磁率を共に１．０３０以下とすることができ、さらに引張強度が８５０ＭＰａ以上の高強度となった。
【００４５】
一方、実験Ｎｏ．１〜２、５〜２３は、製造条件が好ましい範囲を外れたか、または化学成分組成が適切でなかったため、引張強度または透磁率のいずれかが劣化した。
【００４６】
実験Ｎｏ．１、２は圧延前加熱温度または圧延終了温度が高かったため、オーステナイト結晶粒が粗大化し、引張強度が不十分となった。
【００４７】
実験Ｎｏ．５〜８は、Ｃ量、Ｍｎ量の少なくともいずれかが多かった例であり、多量に生成した炭化物等が粒界に偏析したため、圧延材に内部割れが発生し、引張強度が不十分となるとともに、伸線材の透磁率が大きくなった。なお、炭化物が多量に偏析した部位では母相のＣ量が低下することによってオーステナイト相が不安定となる結果、冷間加工した場合にオーステナイト相の一部が加工誘起マルテンサイト変態することとなり、このことが伸線材の透磁率が大きくなった原因であると考えられる。
【００４８】
実験Ｎｏ．９、１０は、Ｃ量を減量し、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒといったオーステナイト安定化元素を増量した例であるが、ミクロ組織はオーステナイト組織とすることができたものの、Ｃ量を減量した影響で引張強度が不十分なものとなった。
【００４９】
実験Ｎｏ．１１〜１３は、Ｓｉ量を減量し、Ｎｉ量を増量した例である。これらは引張強度が８５０ＭＰａ以上となり、圧延材の透磁率も１．０３０以下とすることができたが、Ｎｉ量の増量の影響で、加工誘起マルテンサイトが生成し、伸線材における透磁率が大きくなった。
【００５０】
実験Ｎｏ．１４は、Ｓｉ量が少なかった例であり、引張強度が不十分となった。
【００５１】
実験Ｎｏ．１５、１６からＭｎ量の影響をみることができる。Ｍｎ量が少ない場合は、ミクロ組織の一部に強磁性であるフェライト相が析出し、圧延材および伸線材ともに透磁率が増大する。一方、Ｍｎ量が多い場合は多量に生成した炭化物等が結晶粒界に偏析したことによって鋼材の熱間延性が低下し、圧延材に微小クラックが発生する結果、引張強度が不十分となり、圧延材および伸線材ともに透磁率が増大した。
【００５２】
実験Ｎｏ．１７はＣｕ量が多かった例であり、鋼材の熱間延性が低下し、圧延材に微小クラックが発生する結果、引張強度の低下と透磁率の増加を招く結果となった。
【００５３】
実験Ｎｏ．１８はＮｉ量が多かった例であり、伸線加工による歪みでオーステナイトの一部が加工誘起マルテンサイトに変態したため、伸線材の透磁率の増加を招く結果となった。
【００５４】
実験Ｎｏ．１９はＣｒが過剰であった例であり、Ｃｒ炭化物が析出した結果、母相のＣ量が減少してミクロ組織の一部に強磁性のフェライトが混在するため、圧延材および伸線材ともに透磁率が増大した。
【００５５】
実験Ｎｏ．２０はＡｌが過剰であった例である。Ａｌは強度の上昇に有効な元素であるが、０．１％を超える多量添加では靭性が低下するため、伸線加工材においては微小のクラックが局所的に発生し、伸線材の透磁率が増加する結果となった。
【００５６】
実験Ｎｏ．２１はＮが過剰であった例であり、靭性が低下するため伸線加工材では微小クラックが発生したと考えられ、伸線材の透磁率が増加する結果となった。
【００５７】
実験Ｎｏ．２２は、Ｃ量とＭｎ量が少ない例であり、ミクロ組織がフェライト＋パーライト組織となるため、引張強度が不十分であるとともに、圧延材および伸線材ともに透磁率が増大した。
【００５８】
実験Ｎｏ．２３は、［Ｍｎ］＋３４×［Ｃ］の値が４０を超えていたため、結晶粒界に炭化物の生成が見られ、圧延材および伸線材ともに透磁率が増加した。
【図１】
0005406686.tif 000004