(57)【要約】【課題】高強度かつ低透磁率を示し、更に脱炭層が存在していても、曲げ加工性、特には低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼を実現する。【解決手段】成分組成が、質量％で、Ｃ：０．８〜１．２％、Ｓｉ：０．１〜０．６％、Ｍｎ：１３％超、２０％未満、Ａｌ：０．００１％以上、０．０２％未満、Ｐ：０％超、０．０４０％以下、Ｓ：０％超、０．０４５％以下、およびＮ：０．０２５〜０．０５％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、且つ鋼中の水素濃度が４．５質量ｐｐｍ以下に抑えられていることを特徴とする低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．８〜１．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：１３％超、２０％未満、
Ａｌ：０．００１％以上、０．０２％未満、
Ｐ：０％超、０．０４０％以下、
Ｓ：０％超、０．０４５％以下、および
Ｎ：０．０２５〜０．０５％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
且つ鋼中の水素濃度が４．５質量ｐｐｍ以下に抑えられていることを特徴とする低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼。
【請求項２】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｒ：０％超、１．５％以下を含む請求項１に記載の非磁性鋼。
【請求項３】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｃｕ：０％超、０．１％以下、および
Ｎｉ：０％超、０．１％以下よりなる群から選択される１以上の元素を含む請求項１または２に記載の非磁性鋼。
【請求項４】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｂ：０％超、０．００６％以下を含む請求項１〜３のいずれかに記載の非磁性鋼。
【請求項５】
前記成分組成は、更に、質量％で、
Ｖ：０％超、０．２％以下を含む請求項１〜４のいずれかに記載の非磁性鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の非磁性鋼を製造する方法であって、
転炉又は電気炉から出鋼した溶鋼に対して精錬を行った後、真空脱ガス処理を行い、再度、精錬を行うことを特徴とする低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
磁界環境にさらされる構造部材などにおいて、設備本体の性能への磁界の影響が許されない場合、上記構造部材には、通常、外部磁界によって磁化されない低透磁率の非磁性材料が用いられる。以下、この様に低透磁率を示すことを「非磁性特性」ということがある。代表的な非磁性材料として、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といった希少合金を多く含有するため部材の製造コストの増加を招くという問題がある。また、加工ひずみが付与されるとオーステナイト組織が加工誘起マルテンサイト組織に変態して強磁性を示すため、加工ひず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る。
【０００３】
上記オーステナイト系ステンレス以外の非磁性材料として、オーステナイト組織を安定化させるＣ、Ｍｎを増量した非磁性鋼が開発されている。例えば、本出願人は、特許文献１に、合金元素を適切に制御し、ミクロ組織がオーステナイト組織である非磁性鋼を開示している。合金元素のうち、Ｃは０．５〜０．８％、Ｍｎは８〜１４．６％、Ｎｉは０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｒは１．８〜３．０％に制御している。しかしこの非磁性鋼は、近年要求されている高強度化、特に高耐力には十分に対応できておらず、未だ改善の余地があった。また曲げ加工性についても考慮していなかった。
【０００４】
そこで本出願人は、高耐力と低透磁率を、合金元素を抑えて両立させ、曲げ加工性にも優れた非磁性鋼を特許文献２に提案している。この非磁性鋼は、各種成分組成を適切に制御した上で、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量から定まるＰ値を所定以上にし、かつＭｎ量を５．０〜１２％の範囲とし、ミクロ組織の９９％以上をオーステナイト組織とすることで曲げ加工性を改善したものである。この特許文献２では常温での塑性加工を想定しているが、冬期の寒冷地、例えば−２０℃程度の低温状態で曲げ加工を行うと、割れが発生し得ることが判明した。よって特許文献２は、低温での曲げ加工性の面で改善の余地があった。
【０００５】
ところで上記特許文献２にも示されているように、非磁性鋼の表層部には脱炭層が形成される。脱炭層が存在している非磁性鋼に曲げ加工を施すと、脱炭層を起点として割れが発生しやすくなる。この割れの発生は、常温で曲げ加工を施したときよりも、低温で曲げ加工を施したときの方が顕著になる。脱炭層を切削加工等により除去することが望ましいが脱炭層の除去にはコストがかかる。よって熱間圧延ままの、鋼部分の表層部に脱炭層が存在した状態で使用できることが望まれている。
【０００６】
本出願人は、高耐力、低透磁率、および低温での曲げ加工性、特には表層部に脱炭層が存在していても低温での曲げ加工性を確保できる非磁性鋼を、特許文献３〜５で提案している。まず特許文献３では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量を適切に制御し、熱間圧延時の温度と時間から定まるＺ値を所定の範囲に制御することで、結晶粒の粗大化と脱炭を抑制し低温での曲げ加工性を改善している。しかし、操業で圧延温度を管理することは難しく、結果として品質の安定した非磁性鋼を容易に製造することは難しい。一方、特許文献４では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量を適切に制御し、圧延時の雰囲気を制御することで酸化スケールの厚みを制御し、脱炭を抑制することで低温での曲げ加工性を改善している。しかし、この圧延時の雰囲気の制御や管理も、操業上容易とは言い難く、品質の安定した非磁性鋼を容易に製造することは難しい。
【０００７】
また特許文献５では、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＮの含有量を適切に制御し、圧延時の雰囲気を制御し、表層の窒素濃度を高めることで、脱炭が発生した場合でも優れた低温曲げ加工性を発揮する非磁性鋼を提供している。しかし、特許文献４と同様に操業上圧延時の雰囲気の制御や管理が容易とは言い難く、この場合も品質の安定した非磁性鋼を容易に製造することは難しい。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開２０１１−１１１６６６号公報
【特許文献２】特開２０１２−１０７３２５号公報
【特許文献３】特開２０１４−１７７６６２号公報
【特許文献４】特開２０１４−２０５９０８号公報
【特許文献５】特開２０１４−２０５９０７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高強度かつ低透磁率を示し、更に脱炭層が存在していても、曲げ加工性、特には低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼を、操業上の制御および管理の容易な方法で製造する技術を確立することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決できた本発明の低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼は、
成分組成が、質量％で、
Ｃ：０．８〜１．２％、
Ｓｉ：０．１〜０．６％、
Ｍｎ：１３％超、２０％未満、
Ａｌ：０．００１％以上、０．０２％未満、
Ｐ：０％超、０．０４０％以下、
Ｓ：０％超、０．０４５％以下、および
Ｎ：０．０２５〜０．０５％を含有し、
残部が鉄および不可避不純物からなり、
且つ鋼中の水素濃度が４．５質量ｐｐｍ以下に抑えられているところに特徴を有する。
【００１１】
前記成分組成は、更に、質量％で、下記（ａ）〜（ｄ）のうちの１以上を含んでいてもよい。
（ａ）Ｃｒ：０％超、１．５％以下
（ｂ）Ｃｕ：０％超、０．１％以下、およびＮｉ：０％超、０．１％以下よりなる群から選択される１以上の元素
（ｃ）Ｂ：０％超、０．００６％以下
（ｄ）Ｖ：０％超、０．２％以下
【００１２】
また上記課題を解決できた本発明の低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼の製造方法は、転炉又は電気炉から出鋼した溶鋼に対して精錬を行った後、真空脱ガス処理を行い、再度、精錬を行うところに特徴を有する。
【発明の効果】
【００１３】
本発明によれば、高強度かつ低透磁率を示し、更に脱炭層が存在していても、曲げ加工性、特には低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼を、操業上の制御および管理の容易な方法で製造できる。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
本発明者らは、高強度および低透磁率を示し、かつ脱炭層が存在していても、曲げ加工性、特には低温での曲げ加工性に優れた非磁性鋼を、操業上の制御および管理の容易な方法で得るべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼中の水素濃度に着目し、この水素濃度を一定以下に低減させればよいことを見出した。以下、この鋼中の水素濃度について説明する。
【００１５】
［鋼中の水素濃度：４．５質量ｐｐｍ以下］
水素は、オーステナイト組織の積層欠陥エネルギーを低下させ、その結果、曲げ加工中に加工誘起マルテンサイトが発生しやすくなり、曲げ加工性の低下を招く。特に鋼材表面に脱炭が生じ、表層のＣ量が減少してオーステナイト相が不安定になると、上記加工誘起マルテンサイトが発生しやすく、特に低温での曲げ加工性の低下を招きやすい。これらの観点から、本発明では鋼中の水素濃度に着目し、後記する実施例に記載の通り、−２０℃の低温状態での曲げ加工性とこの水素濃度との関係について検討を行った。その結果、該水素濃度を４．５質量ｐｐｍ以下とすれば、−２０℃の低温状態でも破断なく、かつしわ状の欠陥もなく良好に曲げ加工できることを見出した。該水素濃度は、好ましくは３．５質量ｐｐｍ以下であり、より好ましくは３．０質量ｐｐｍ以下である。該水素濃度は少ない方が好ましく、下限は特に設けないが、水素は、溶製から圧延までの高温にさらされる製造工程において、大気から不可避的に鋼中に侵入する元素であるため、上記水素濃度の下限は０．１質量ｐｐｍ程度である。
【００１６】
本発明によれば、上記鋼中の水素濃度は、後記の通り溶製工程で厳密な制御を伴わずに達成できるため、従来の非磁性鋼よりも容易に製造することができる。
【００１７】
本発明において脱炭層とは、「母材に含まれるＣ量に対する差で０．０５％以上Ｃ量が減少している領域」をいう。本発明の非磁性鋼の表面に存在する脱炭層は、厚みがおおよそ０．３０ｍｍ以下であり、且つ該脱炭層における平均Ｃ量はおおよそ０．３０〜０．９０％の範囲内である。本発明では、この程度の脱炭層が存在する場合であっても、上記鋼中の水素濃度を達成することで、低温での良好な曲げ加工性を達成できる。上記脱炭層における平均Ｃ量を測定する方法、および上記脱炭層の厚みを測定する方法は、後述する実施例の項で説明する。
【００１８】
次に、本発明の非磁性鋼の成分組成について以下に説明する。
【００１９】
［Ｃ：０．８〜１．２％］
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り、０．８％を下回ると、非磁性特性が損なわれる。また、常温または低温で曲げ加工を行ったときにオーステナイト相が不安定となり、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成して割れが生じる。したがってＣ量は０．８％以上と定めた。Ｃ量は、好ましくは０．８１％以上であり、より好ましくは０．８２％以上である。一方、Ｃ量が過剰になると、粗大な炭化物が生成するため、非磁性特性の低下や靱性の劣化を招く。また、粒界炭化物が多く生成して、常温または低温での曲げ加工性の低下を招く。したがって、Ｃ量は１．２％以下と定めた。Ｃ量は好ましくは１．１％以下であり、より好ましくは１．０％以下である。
【００２０】
［Ｓｉ：０．１〜０．６％］
Ｓｉは、溶製時に脱酸剤として作用し、またオーステナイトがマルテンサイト相に変態する温度（Ｍｓ点）を下げる効果を有する元素である。よって、オーステナイト相安定化元素であるＣｒの代替元素としても有用である。またオーステナイト相の固溶強化元素として作用し、０．２％耐力の向上にも寄与する元素である。そこで本発明では、Ｓｉ量を０．１％以上と定めた。Ｓｉ量は好ましくは０．１５％以上であり、より好ましくは０．２０％以上である。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼材の積層欠陥エネルギーが減少して延性が低下するため、常温での曲げ加工性と低温での曲げ加工性の悪化を招く。また必要以上に強度が高まり、所望とするレベルの０．２％耐力を確保することが困難となる。更には、熱間加工性が損なわれるため、鋼材の製造性も低下する。したがって、Ｓｉ量は０．６％以下と定めた。Ｓｉ量は、好ましくは０．５０％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
【００２１】
［Ｍｎ：１３％超、２０％未満］
Ｍｎは、オーステナイト相形成元素として有効な元素であり、非磁性特性の確保と、常温および低温での曲げ加工性の改善に必要な元素である。そこで本発明では、Ｍｎ量を、１３％超とし、好ましくは１３．５％以上、より好ましくは１４．０％以上とする。しかしＭｎが過剰に含まれると、εマルテンサイト変態が生じやすくなるため、曲げ加工時における亀裂発生源の増加、ひいては割れの発生を招く。また、Ｍｎ3Ｐ化合物や粗大なＭｎＳが粒界に析出して熱間延性が著しく低下し、鋼材の製造性の悪化も招く。従って、Ｍｎ量は２０％未満と定めた。Ｍｎ量は、好ましくは１９．０％以下、より好ましくは１８．５％以下、更に好ましくは１８．０％以下であり、より更に好ましくは１７．０％以下、特に好ましくは１６．０％以下である。
【００２２】
［Ａｌ：０．００１％以上、０．０２％未満］
Ａｌは、オーステナイト中のＣの拡散速度を低減し、脱炭による悪影響を低減する作用を有している。こうした作用を発揮させるため、本発明では、Ａｌ量を０．００１％以上とする。Ａｌ量は、好ましくは０．００２％以上、より好ましくは０．００３％以上である。しかしＡｌ量が過剰になると、オーステナイト相の安定化に有効な固溶ＮがＡｌＮとして析出するため、オーステナイト相が不安定になり、比透磁率が高くなる。またＡｌは、マルテンサイト変態が開始する温度（Ｍｓ点）を高める作用を有しているため、Ａｌが過剰に含まれると、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成しやすくなり、特に低温での曲げ加工性を改善できない。従って、Ａｌ量は０．０２％未満と定めた。Ａｌ量は、好ましくは０．０１８％以下、より好ましくは０．０１６％以下、更に好ましくは０．０１５％以下であり、特に好ましくは０．０１０％以下である。
【００２３】
［Ｐ：０％超、０．０４０％以下］
Ｐは不可避不純物であり、過剰に含まれると、Ｍｎ3Ｐ化合物がオーステナイト粒界に析出し、延性が低下して常温および低温での曲げ加工性確保が困難になる。また、熱間加工性が著しく低下するため鋼材の製造性が悪くなる。更には、鋼材の溶接性や曲げ加工性も損なわれる。したがってＰ量は極力低減することが好ましいが、経済性を考慮して０．０４０％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０３５％以下、より好ましくは０．０３０％以下である。Ｐ量は極力低減することが望ましく、下限は特に設けないが通常０．００３％程度である。
【００２４】
［Ｓ：０％超、０．０４５％以下］
Ｓは不可避不純物であり、過剰に含まれると、熱間圧延後にＭｎＳとして析出しやすく、オーステナイト相の安定化に有効な固溶Ｍｎが減少する。その結果、比透磁率が高くなる。更にＭｎＳが粒界に析出して粒界脆化が生じ、常温および低温での曲げ加工性も損なわれる。更には、熱間延性が著しく低下するため鋼材の製造性も悪くなる。したがって、Ｓ量は極力低減することが望ましいが、製造性を考慮して０．０４５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０３０％以下であり、より好ましくは０．０１５％以下、更に好ましくは０．０１０％以下である。Ｓ量は極力低減することが望ましく、下限は特に設けないが、通常０．００１％程度である。
【００２５】
［Ｎ：０．０２５〜０．０５％］
Ｎは、Ｃと同様にオーステナイト相の安定に有効な元素であり高強度化に作用する。Ｎ量が０．０２５％を下回ると、曲げ加工時に加工誘起マルテンサイトが生成しやすくなり、常温での曲げ加工と低温での曲げ加工のいずれの場合にも、曲げ部に割れが発生しやすくなる。そこでＮ量は０．０２５％以上と定めた。Ｎ量は、好ましくは０．０２８％以上、より好ましくは０．０２９％以上、更に好ましくは０．０３０％以上である。しかしＮ量が過剰になると、鋼材中にブローホールの欠陥が発生しやすくなり、常温および低温での曲げ加工性が損なわれる。また強度の低下を招く。更には鋼材の製造性も低下する。したがって、Ｎ量は０．０５％以下、好ましくは０．０４５％以下、より好ましくは０．０４４％以下、更に好ましくは０．０４０％以下とする。
【００２６】
本発明の非磁性鋼の成分は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避不純物である。また、上記元素に加えて、下記に示す通りＣｒ等の選択元素を適量含有させることにより、更に特性を高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。
【００２７】
［Ｃｒ：０％超、１．５％以下］
Ｃｒはオーステナイト相の安定化に有用な元素である。また、微細炭化物を析出させ、これらが分散することで０．２％耐力の向上にも寄与する。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｃｒ量を０．２％以上とすることが好ましい。Ｃｒ量は、より好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上である。しかしＣｒを過剰に含有させると、δフェライト相や粗大な炭化物が生成し易くなり、その結果、オーステナイト組織が十分に生成せず非磁性特性を確保できない。また、上記粗大な炭化物の生成により、０．２％耐力が却って低下し、かつ常温および低温における曲げ加工性も低下する。したがって、Ｃｒ量は１．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは１．３％以下、さらに好ましくは１．０％以下である。
【００２８】
［Ｃｕ：０％超、０．１％以下、およびＮｉ：０％超、０．１％以下よりなる群から選択される１以上の元素］
これらの元素は、オーステナイト相の安定化に寄与する元素であり、靱性の向上にも作用する。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種を併用してもよい。上記作用を有効に発揮させるには、Ｃｕの場合、０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＣｕを、０．１％を超えて過剰に含有させると、鋼材の延性が低下するため、常温および低温における曲げ加工性が低下する。また、熱間加工性も低下しやすくなるため、鋼材の製造性の低下も招く。したがって、Ｃｕ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００２９】
またＮｉの場合も、上記作用を有効に発揮させるには０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上である。しかしＮｉを、０．１％を超えて過剰に含有させると、オーステナイト相が必要以上に安定化して０．２％耐力が低下する。よって、Ｎｉ量は０．１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０９％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００３０】
［Ｂ：０％超、０．００６％以下］
Ｂは、オーステナイト組織の粒界強度を高め、鋼材の製造性を改善するのに有用な元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｂ量を０．００１０％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１１％以上、さらに好ましくは０．００１２％以上である。しかしＢを過剰に含有させると、Ｆｅ2Ｂがオーステナイト粒界に沿って析出し、粒界強度が低下したり、Ｎと結合してＢＮが形成されること等により、０．２％耐力が低下し、またオーステナイトの安定度も低下しやすくなる。更には、常温および低温における曲げ加工性も低下する。したがって、Ｂ量は０．００６％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以下、さらに好ましくは０．００４％以下である。
【００３１】
［Ｖ：０％超、０．２％以下］
Ｖは、炭化物生成元素であり、０．２％耐力の向上に有効に作用する元素である。また、Ｖ炭化物は、結晶粒内と結晶粒界の双方に析出するため、結晶粒界の炭化物残存に伴う粒界強度低下の影響を軽減できる。こうした作用を有効に発揮させるには、Ｖを０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０３％以上、さらに好ましくは０．０４％以上である。しかし、Ｖを過剰に含有させると、炭化物が粒界に多く析出して粒界脆化が生じ、常温および低温における曲げ加工性が低下する。また、熱間加工性が著しく低下するため鋼材の製造性も悪くなる。したがってＶ量は０．２％以下であることが好ましく、より好ましくは０．１％以下、さらに好ましくは０．０８％以下である。
【００３２】
本発明は、非磁性鋼の組織を特に限定しないが、オーステナイト組織をおおよそ９９面積％以上含むことが好ましい。より好ましくは９９．５面積％以上、更に好ましくは９９．９面積％以上、最も好ましくは１００．０面積％である。
【００３３】
次に本発明の非磁性鋼を製造するための方法について説明する。
【００３４】
本発明に係る非磁性鋼は、転炉又は電気炉から出鋼した溶鋼に対して精錬を行った後、真空脱ガス処理を行い、再度精錬を行うことで製造できる。従来では、精錬を１回行った後に鋳造していたところ、本発明では、精錬後に真空脱ガス処理を行い、再度精錬を行うところに特徴がある。以下、各工程について説明する。
【００３５】
１回目の精錬では、脱硫、脱酸を行った後に、水素以外の成分を調整するために行う。後に再度精錬を行うが、２回目の精錬を迅速にするため、本段階では水素以外の化学成分は規定の成分組成の通り調整しておくことが好ましい。但し、前述の通り窒素は下記の真空脱ガス処理で減少するため、２回目の精錬で添加して調整する。これら１回目の精錬や２回目の製錬の具体的手段は特に問わない。これらの精錬には、例えばＡＳＥＡ−ＳＫＦ法等の電磁誘導撹拌による精錬装置や、ＬＦ（Ｌａｄｌｅ  Ｆｕｒｎａｃｅ）等のガス撹拌による精錬装置を用いることができる。また、撹拌期の雰囲気は大気圧下または減圧下のいずれでもよい。上記製錬における撹拌時間は、例えば３０分以上、９０分以下とすることが挙げられる。
【００３６】
真空脱ガス処理は鋼中の水素を除去する目的で行う。通常の真空槽を用いる脱ガス装置で行えばよい。例えばＶＯＤ（Ｖａｃｕｕｍ  Ｏｘｙｇｅｎ  Ｄｅｃａｒｂｕｒｉｚａｔｉｏｎ）、ＶＡＤ（Ｖａｃｕｕｍ  Ａｒｃ  Ｄｅｇａｓｓｉｎｇ）等の真空脱ガスを行う装置を用いることができる。これらの装置は、前記ＡＳＥＡ−ＳＫＦ法等の電磁誘導撹拌による精錬装置に付帯するものであってもよい。また、ＲＨ（Ｒｕｈｒｓｔａｈｌ  Ｈａｕｓｅｎ）等の還流式真空脱ガス精錬装置を用いることもできる。真空脱ガス処理の処理時間は３分以上とすることが好ましく、より好ましくは５分以上であり、更に好ましくは１０分以上である。処理時間を長くすることによって鋼中の水素濃度をより低減できるが、生産性が低下するため上限は９０分程度である。
【００３７】
２回目の精錬は、鋼成分の最終調整を行うとともに、真空脱ガス処理によって水素とともに放出された窒素を再添加する目的で行う。この窒素の添加は、例えば窒化マンガンの添加や、窒素ガスの吹き込み等によって行うことができる。その他の条件は特に限定されず１回目の精錬と同様にして行うことができる。２回目の精錬以降の鋳造までの工程は、大気中の水素を鋼中に進入させないために、迅速に執り行う。
【００３８】
鋳造後は常法で熱間圧延を行い、線材、棒鋼等の所定の形状に加工すればよい。具体的には、圧延前加熱条件を１０００〜１２００℃×０．５〜３時間、仕上げ圧延終了温度を７５０〜９００℃として熱間圧延を実施し、圧延終了後は、平均冷却速度５０℃／分以上で冷却停止温度：３００〜５００℃の温度域まで冷却することが挙げられる。
【００３９】
本発明に係る非磁性鋼は、高磁界にさらされるリニアモーターカーや発電・送電設備などの構造部材、微弱磁界が問題となる医療設備などの構造部材、または電磁制御部品の非磁性部を構成する材料等に用いることができる。
【実施例】
【００４０】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で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。
【００４１】
下記表１に示す成分組成（残部は、鉄および不可避不純物、空欄は添加していないことを意味する）の鋼を転炉で溶製し、ＡＳＥＡ−ＳＫＦ法を用いて精錬を行った。即ち、電磁誘導撹拌装置と脱ガス装置の備わったＡＳＥＡ−ＳＫＦ装置を用い、１回目の取鍋精錬→真空脱ガス処理→２回目の取鍋精錬の工程を実施し、その後に鋳造して鋼片を得た。１回目の取鍋精錬では、前記ＡＳＥＡ−ＳＫＦ装置における電磁誘導撹拌装置を用い、撹拌処理を４０分間実施して、水素以外の成分を調整した。次いで、前記ＡＳＥＡ−ＳＫＦ装置における脱ガス装置を用いて、前記真空脱ガス処理を１０分間行った。更に２回目の取鍋精錬では、前記ＡＳＥＡ−ＳＫＦ装置における電磁誘導撹拌装置を再度用いて、撹拌処理を４０分間実施してから、窒化マンガンを添加し、表１の窒素含有量となるように溶鋼中の窒素濃度を高めた。
【００４２】
比較例として、後記の表２のＮｏ．１，３，５，７，９，１１，１３，１５，１７では、上記転炉で溶製後、１回目の取鍋精錬を行ってから直ちに鋳造して鋼片を得た。また後記の表３のＮｏ．３３では、２回目の精錬で窒化マンガンの添加量を少量とし、窒素量の低い鋼片を得た。更に後記の表３のＮｏ．３４では、２回目の精錬で窒化マンガンを過剰に含有させて、窒素量が過剰の鋼片を得た。
【００４３】
上記各鋼片に対し、熱間圧延を施して直径１６ｍｍの線材を製造した。熱間圧延の条件は、加熱温度１１００℃で１００分間保持してから、熱間圧延を行い、仕上圧延温度９００℃で圧延を終了してから、平均冷却速度８０℃／ｍｉｎで５００℃まで冷却し、その後室温まで放冷してコイル状の上記線材を得た。
【００４４】
得られた線材を用い、以下の方法で、脱炭層の厚みと平均Ｃ量の測定、および水素濃度の測定を行うと共に、引張試験、磁気特性の評価、および曲げ加工性の評価を行った。尚、組織について、Ｃｒ量が過剰の鋼種を用いた後記する表３のＮｏ．３０は、オーステナイト組織が９９面積％に満たなかったが、それ以外の例ではオーステナイト組織が９９面積％以上であったことを、特許文献５と同様の方法で別途確認している。
【００４５】
［脱炭層の厚み、脱炭層の平均Ｃ量］
上記線材の圧延方向に垂直な円状断面を露出させた状態で支持基材内に埋め込み、研磨後、鋼部分の最表面から深さ０．４ｍｍ位置までの領域におけるＣ量を、０．００２ｍｍ（２μｍ）間隔で鋼の内部方向に向かって測定した。Ｃ量の測定には、日本電子株式会社製のＪＸＡ−８１００ＥＰＭＡ装置を用い、加速電圧は１５ＫＶ、照射電流は３×１０-7Ａとして測定した。
【００４６】
上記Ｃ量プロファイルを測定した結果に基づいて、脱炭層の厚みを次の手順で測定した。Ｃ量を測定した各位置において、母材に含まれるＣ量、即ち、下記表１に示したＣ量との差を求めた。このときＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｐｒｏｂｅ  Ｍｉｃｒｏ  Ａｎａｌｙｓｅｒ：電子線マイクロアナライザ）での検出精度等によるばらつき影響を考慮して、母材Ｃ量との差が０．０５％以上となる測定位置が３箇所以上連続しなくなった位置を抽出し、鋼部分の最表面からこの抽出した位置までを脱炭層と定義し、鋼部分の最表面からこの抽出した位置までの距離（深さ）を脱炭層の厚みとして測定した。さらに、脱炭層において測定されたＣ量の結果に基づいて、脱炭層における平均Ｃ量を算出し、脱炭層の平均Ｃ量と定義した。脱炭層の厚みと脱炭層の平均Ｃ量を下記表２および表３に示す。
【００４７】
［鋼中の水素濃度］
上記線材から直径１６ｍｍ×１．０ｍｍの試験片を切り出し、Ｊサイエンス社製ガスクロマトグラフィ装置（ＪＴＦ−２０Ａ）を用い、該試験片を１００℃／時間の昇温速度で昇温させ、常温から５００℃までの放出水素量を測定し、鋼中の水素濃度とした。鋼中の水素濃度を下記表２および表３に示す。
【００４８】
［引張試験］
上記コイル状の線材をロール矯正機で直線矯正加工したもの（以下、直線矯正材という）から、軸心が試験片の長手方向となるようにＪＩＳ  １４Ａ号試験片を採取した。そしてこの試験片を用い、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張強さおよび０．２％耐力を常温で測定した。引張強さおよび０．２％耐力の測定結果を下記表２および表３に示す。本発明では、ＪＩＳＧ３１１２に規定されているＳＤ３４５に基づき、引張強さが４９０ＭＰａ以上で、かつ０．２％耐力が３４５〜４４０ＭＰａである場合を合格とし、引張強さまたは０．２％耐力の少なくとも一方が上記基準から外れる場合を不合格とした。
【００４９】
［磁気特性］
上記鋼材の磁気特性は、比透磁率に基づいて評価した。比透磁率は、上記直線矯正材から５ｍｍ角の立方体を採取し、振動試料型磁化自動測定装置（理研電子株式会社製ＢＨＶ−３．５）を用いて測定した。比透磁率の測定結果を下記表２および表３に示す。本発明では、比透磁率が１．１未満の場合を、非磁性特性を有する「非磁性鋼」と評価し、比透磁率が１．１以上の場合を「磁性鋼」と評価した。
【００５０】
［曲げ加工性］
上記鋼材の曲げ加工性は、直線矯正加工し棒状にした後加工して得られた２号試験片を用いて評価した。上記試験片の直径は上記線材と同じ直径１６ｍｍである。上記試験片を用い、押し曲げ（３点曲げ）試験を行って、曲げ角度を１８０°とした時の破断（割れ）の有無と表面性状を確認した。押し曲げ試験の内側半径は４８ｍｍで行った。押し曲げ試験は、２０℃および−２０℃の２基準で行った。破断がなく、表面性状に異常がなかった場合を合格とし、表２または表３に○印で示す。一方、破断したか、または表面にしわ状の欠陥が観察された場合を不合格とし、表２または表３に×印で示す。本発明では、−２０℃で試験したときに合格した場合を「低温での曲げ加工性に優れる」と評価した。
【００５１】
【表１】
2017179395.tif 000002
【００５２】
【表２】
2017179395.tif 000003
【００５３】
【表３】
2017179395.tif 000004
【００５４】
上記表１〜３から次のように推察できる。Ｎｏ．２，４，６，８，１０，１２，１４，１６，および１８は、いずれも本発明で規定している要件を満足する例であり、所望とするレベルの引張強さおよび０．２％耐力を有し、且つ比透磁率が所定値未満であり、かつ、鋼表層に脱炭層が存在している状態であっても、常温と低温での曲げ加工性に優れている。
【００５５】
一方、Ｎｏ．１，３，５，７，９，１１，１３，１５，１７，および１９〜３４は、いずれも本発明で規定している要件を満たさず、引張強さ、０．２％耐力、比透磁率、低温での曲げ加工性の少なくとも１つが劣る結果となった。
【００５６】
これらのうちＮｏ．１，３，５，７，９，１１，１３，１５，１７は、いずれも本発明で規定している製造条件を満足しない例である。具体的には、真空脱ガス処理と２回目の精錬を行っていないため、鋼中の水素濃度が４．５質量ｐｐｍを上回り、−２０℃で曲げ加工を行うと割れが発生し、低温での曲げ加工性に劣った。
【００５７】
Ｎｏ．１９は、Ｃ量が過剰であるため、粗大な炭化物の生成量が多くなり、比透磁率が高くなった。また、粒界炭化物が多く生成し、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。
【００５８】
Ｎｏ．２０は、Ｃ量が不足したため、比透磁率が高くなった。また、オーステナイト組織が不安定となり、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成し、割れが発生した。
【００５９】
Ｎｏ．２１は、Ｓｉ量が不足したため、オーステナイト組織の強度が不足し、０．２％耐力が小さくなった。Ｎｏ．２２は、Ｓｉ量が過剰であるため、延性が低下し２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。また、強度が過剰に高まり、０．２％耐力が、ＪＩＳＧ３１１２にて規定されるＳＤ３４５の０．２％耐力の上限：４４０ＭＰａを超過した。
【００６０】
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が過剰であるため、εマルテンサイトが生成しやすくなり２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。Ｎｏ．２４は、Ｍｎ量が不足したため、オーステナイト組織が不安定であり、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成し、割れが発生した。また、比透磁率が高くなり非磁性特性が得られなかった。
【００６１】
Ｎｏ．２５は、Ｐ量が過剰であるため、Ｍｎ3Ｐ化合物がオーステナイト粒界に析出して延性が低下し、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。Ｎｏ．２６は、Ｓ量が過剰であるため、ＭｎＳが粒界に析出して粒界脆化が生じ、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。また、ＭｎＳの発生によりオーステナイトの安定度が下がり、比透磁率が高くなった。
【００６２】
Ｎｏ．２７は、Ｃｕ量が推奨する範囲を超えたため、延性が低下し２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成し、割れが発生した。
【００６３】
Ｎｏ．２８は、Ｎｉ量が推奨する範囲を超えたため、オーステナイトが過度に安定化し、０．２％耐力が小さくなった。
【００６４】
Ｎｏ．２９は、Ｖ量が推奨する範囲を超えたため、炭化物が粒界に析出して粒界脆化が生じ、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。
【００６５】
Ｎｏ．３０は、Ｃｒ量が推奨する範囲を超えたため、粒界に粗大な炭化物が生成し、オーステナイト組織の生成量を確保できなかったため、比透磁率が高くなった。また、粗大な炭化物が粒界に生成したことによって、０．２％耐力が小さくなり、かつ２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。
【００６６】
Ｎｏ．３１は、Ａｌ量が過剰であるため、オーステナイト組織の安定化に寄与する固溶ＮがＡｌＮとして析出し、比透磁率が高くなった。またＡｌは、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）を高め、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトを生成させるため、特に−２０℃で曲げ加工を行った時に割れが発生し、低温での曲げ加工性を改善できなかった。
【００６７】
Ｎｏ．３２は、Ｂ量が推奨する範囲を超えたため、Ｆｅ2Ｂがオーステナイト粒界に沿って析出し、粒界強度が低下したため、０．２％耐力が小さくなった。また、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。
【００６８】
Ｎｏ．３３は、Ｎ量が不足しているため、オーステナイト組織が不安定となり、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で、曲げ加工部に加工誘起マルテンサイトが生成して割れが発生した。また０．２％耐力も小さくなった。Ｎｏ．３４は、Ｎ量が過剰であるため、鋼材中にブローホールの欠陥が生成して鋼材の延性が低下し、２０℃での曲げ加工と−２０℃での曲げ加工の両方で割れが発生した。また、引張試験では早期に破断したため引張強さが目標未達となった。