(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．４０〜０．８％（質量％の意味。以下、化学組成について同じ。）、
Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、
Ｍｎ：８〜２５％、
Ｐ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、
Ｎ  ：０．００１０〜０．０２０％を含み、残部が鉄及び不可避不純物であり、
固溶状態のＮ量が０．００１％以下（０％を含む）であると共に、
組織がオーステナイト単相組織であり、結晶粒径が３０〜８０μｍであるオーステナイト結晶粒の個数が、全オーステナイト結晶粒に対して８０％以上であることを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項２】
窒化化合物量が０．００２５％以上である請求項１に記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項３】
更に、Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）及び／又はＭｏ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１又は２に記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項４】
更に、
Ｔｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．２５％以下（０％を含まない）、及び
Ｂ  ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項５】
更に、Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を有する鋼を、
１０５０〜１２５０℃で加熱した後、８００〜１０００℃で１０〜１８０分保持し、続いて０．５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、加工性に優れた、すなわち加工時の変形抵抗の小さい高Ｍｎ非磁性鋼線材及び棒鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系ステンレス鋼は、非磁性構造部材として種々の用途に使用されているが、加工による変形抵抗の急激な増加が問題となる場合が多い。すなわち、オーステナイト系ステンレス鋼は、部品加工時に導入される加工歪み量の増加に伴い、加工誘起マルテンサイト変態することが問題となる。オーステナイト系ステンレス鋼のオーステナイト相が加工誘起マルテンサイト変態すると、強磁性のα’マルテンサイト相が生成するため、比透磁率が著しく上昇する。従って、オーステナイト系ステンレス鋼を加工する際は、加工誘起α’マルテンサイト変態を抑制すべく、温間又は熱間加工されるか、或いは冷間加工後に溶体化再熱処理を施して、組織を再びオーステナイト単相にして比透磁率を復元（低下）する方法がとられてきた。しかし、これらの方法では生産性を劣化させるという問題があった。
【０００３】
これに対して、高Ｍｎ非磁性鋼は、加工歪みを付与してもオーステナイト相が非磁性のεマルテンサイト相に変態するため、比透磁率は極めて低いままで保持できる。また、高Ｍｎ非磁性鋼はオーステナイト系ステンレス鋼に比べて安価であるため、近年、非磁性構造材料としての用途が拡大しつつある。しかし、高Ｍｎ非磁性鋼は、高強度で、且つ加工硬化率が非常に高いため、加工中に変形抵抗が急激に増大し、鍛造金型の割れ、或いは鋼材の加工割れが発生しやすいという問題があった。そのため、オーステナイト系ステンレス鋼の用途に高Ｍｎ非磁性鋼を用いる場合には、加工性に優れること、すなわち加工時の変形抵抗が低いことが望まれていた。
【０００４】
例えば特許文献１〜４には、高Ｍｎのオーステナイト鋼に関する技術が開示されている。
【０００５】
特許文献１には、防弾性に優れた高Ｍｎオーステナイト鋼鈑に関する技術が開示されている。特許文献１では、オーステナイトと１０〜６０体積％の加工誘起マルテンサイトからなる複相組織を有することによって、鋼鈑の強度を増大させて変形を抑えることに加えて、変形が進行した際には、その変形によって運動エネルギーを吸収させ、防弾性を確保している。すなわち、当該技術では初めから強度の高いマルテンサイト相を存在させると共に、変形時にも加工誘起マルテンサイトを生じやすい鋼材としているため、衝撃吸収の用途には有効であるものの、複雑な構造部品への加工は困難である。
【０００６】
特許文献２には、熱間加工性と耐食性に優れた非磁性鋼材に関する技術が開示されている。本技術では、耐食性及び熱間加工性に難点がある高Ｍｎ非磁性鋼の表面に、オーステナイト系ステンレス鋼を鋳ぐるむことによって、熱間加工性と耐食性を改善している。また、当該技術では高強度を達成することを目的としている。内層の高Ｍｎ非磁性鋼の成分は、オーステナイト安定化だけでなく、強度を上昇させるために調整されている。
【０００７】
特許文献３には、局部延性に優れた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法が開示されている。当該技術では、介在物の形態と鋼の清浄度を制御することによって切欠感受性を減少させ、局部延性を改善している。但し、特許文献３の鋼成分は、オーステナイト安定化だけでなく、強度を上げるために調整されている。
【０００８】
特許文献４には、高強度、高降伏比の高マンガン非磁性鋼の製造方法が開示されている。当該技術では、高マンガン非磁性鋼の強度を確保するための成分、圧延・冷却方法が規定されており、特に強度の増加に有効なＮを確保するため、高Ｍｎ化と冷却速度の調整が行われている。特許文献４も、前記特許文献２及び３と同様に、鋼の強度を上昇させるように調整された技術である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特開２００４−１３７５７９号公報
【特許文献２】特開平０６−０５７３７９号公報
【特許文献３】特開平０６−０８８１２４号公報
【特許文献４】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】
【００１０】
近年、地球環境負荷低減の目的で、加工方法に対するニーズが熱間加工から冷間加工へ変化しつつある。冷間加工は、製造工程でのＣＯ2削減、及び歩留まり向上のメリットがある反面、変形抵抗が高くなるため、コスト高になるという問題がある。従来の高Ｍｎ非磁性鋼はいずれも高強度を志向しており（上記特許文献２〜４など）、冷間で構造部品に加工することは困難であった。特に、高Ｍｎ非磁性鋼において低い比透磁率を維持したままで変形抵抗（特に冷間加工時の変形抵抗）を下げるという技術は、従来提案されていなかった。
【００１１】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、低い比透磁率と冷間加工性（低変形抵抗）を両立できる高Ｍｎ非磁性鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
上記課題を達成した本発明は、Ｃ：０．４０〜０．８％（質量％の意味。以下、化学組成について同じ。）、Ｓｉ：０．５０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：８〜２５％、Ｐ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１０〜０．１０％、Ｎ：０．００１０〜０．０２０％を含み、残部が鉄及び不可避不純物であり、固溶状態のＮ量が０．００１％以下（０％を含む）であると共に、組織がオーステナイト単相組織であり、結晶粒径が３０〜８０μｍであるオーステナイト結晶粒の個数が、全オーステナイト結晶粒に対して８０％以上である非磁性鋼線材又は棒鋼である。本発明の非磁性鋼線材又は棒鋼は、窒化化合物量が０．００２５％以上であることが好ましい。
【００１３】
本発明の非磁性鋼線材又は棒鋼は、必要に応じて更に（ａ）Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）及び／又はＭｏ：１％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．２５％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．２５％以下（０％を含まない）、及びＢ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる少なくとも１種、（ｃ）Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）及び／又はＮｉ：１％以下（０％を含まない）を含有することも好ましい。
【００１４】
本発明は、上記いずれかの化学組成を有する鋼を、１０５０〜１２５０℃で加熱した後、８００〜１０００℃で１０〜１８０分保持し、続いて０．５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却する非磁性鋼線材又は棒鋼の製造方法も包含する。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、特にＭｎ量を確保した上で固溶Ｎ量を抑制するとともに、オーステナイト結晶粒を整粒化しているため、鋼線材又は棒鋼そのものの比透磁率が低いことに加えて、冷間加工後でも低い比透磁率を実現できるとともに、冷間加工時の変形抵抗を抑制できる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明の非磁性鋼線材及び棒鋼（以下では、鋼線材および棒鋼をまとめて、単に「鋼線材」と呼ぶ）は、Ｍｎ量を確保した上で固溶Ｎ量を抑制するとともに、オーステナイト結晶粒を整粒化している点に特徴を有している。Ｍｎ量を確保した上で固溶Ｎ量を抑制することで、オーステナイトを安定化したまま冷間加工時の動的歪み時効を抑制できる。またオーステナイト結晶粒を整粒化することによって、加工誘起マルテンサイト変態の抑制と、不均一変形による加工硬化を抑制でき、冷間加工時の変形抵抗を低減できる。以下に詳述する。
【００１７】
通常、オーステナイト安定化元素であるＭｎを増加させると、Ｎの固溶度が増加するため、容易に固溶Ｎが増加する。但し、Ｎもオーステナイト安定化元素であるため、オーステナイト単相鋼を得るためには、固溶Ｎを増加させることは有効であった。しかし、固溶Ｎは、冷間加工時の動的歪み時効を発生させ、変形抵抗を増加させる作用がある。冷間加工時に動的歪み時効が発生すると、変形抵抗の顕著な増加と、変形能の劣化が生じやすくなるため、冷間加工が困難になる。だからといって、変形抵抗を低減するために固溶Ｎを低減するだけではオーステナイトの安定度が低下することによって加工誘起マルテンサイト変態しやすくなるため、却って変形抵抗が増加してしまう。つまり、変形抵抗低減のためには、オーステナイトを安定化させたままで（すなわち、室温でオーステナイト単相を維持すると共に、加工中に加工誘起マルテンサイト変態させることなく）固溶Ｎを低減する必要がある。本発明者らが検討した結果、Ｍｎ量を増加させてオーステナイトを安定化するとともに、ＡｌＮなどの窒化化合物を形成させることによって固溶Ｎ量を低減することが有効であり、さらに前記窒化化合物によってオーステナイト結晶粒径を均一化（整粒化）でき、この整粒化によって加工中の変形抵抗を低減できることを見出した。
【００１８】
加工誘起マルテンサイト変態の発生メカニズムは、以下のように推察できる。すなわち、加工誘起マルテンサイト変態は、変形の不均一さによって局部的に変形応力が高くなることによって発生する。より大きな結晶粒は粒内のＣ、Ｍｎ濃度にばらつきがあり、またより小さな結晶粒は微細化強化機構によって硬いため、より大きな結晶粒はより小さな結晶粒からの変形を局所的に受けやすい。したがって、より大きな結晶粒では、加工誘起マルテンサイト変態が発生しやすく、加工中の変形抵抗が増加する。また、結晶粒度の分布が広いと加工硬化率が上がるため、変形抵抗が増加しやすい。
【００１９】
そこで、本発明では、Ａｌなどの窒化化合物形成元素によって固溶Ｎを減少させると共に、ＡｌＮなどの窒化化合物によって結晶粒を整粒化することを試みた。その結果、鋼を適切な温度に加熱及び保持すると、ＡｌＮが均一に分散し、固溶Ｎの低減効果に加えてオーステナイト粒の異常成長を抑制できることが分かった。結晶粒を整粒化したオーステナイト単相鋼は、変形が均一に進行するため、加工誘起マルテンサイト変態に必要な歪み量を増大でき、また冷間加工に伴う加工硬化を低減できる。すなわち、本発明ではＭｎ量を確保することによってオーステナイトを安定化し、ＡｌＮ等によって固溶Ｎを低減して動的歪み時効を抑制し、さらにＡｌＮ等によるオーステナイト結晶粒の整粒化によって変形抵抗を十分に低減した高Ｍｎ非磁性鋼を実現することができた。
【００２０】
固溶Ｎ量を抑制するためには、特にＮ量とＡｌ量を適切に調整することが重要である。
【００２１】
Ｎが鋼中に固溶すると、変形時の転位の移動を妨げる動的歪み時効を発生させ、変形抵抗が増加し、割れが発生する。またＮ量が過剰になると窒化化合物量が増加しすぎて却って変形能が低下する。従ってＮ量を、０．０２０％以下と定めた。Ｎ量の上限は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下（特に０．０１０％以下）である。加工性の観点からはＮ量は少なければ少ない程好ましいが、製造上Ｎ量を０％にすることは難しい。また、本発明ではＡｌＮ等の窒化化合物によってオーステナイト粒を整粒化し、加工時の変形抵抗低減効果を得るために、Ｎ量はある程度必要である。そこでＮ量を０．００１０％以上と定めた。Ｎ量の下限は、好ましくは０．００２０％以上であり、より好ましくは０．００３％超（更に好ましくは０．００３５％以上、特に０．００４０％以上）である。
【００２２】
Ａｌは、溶製中の脱酸元素として有効なだけでなく、熱間圧延（又は鍛造）後の冷却時にＡｌＮとして析出させることができ、固溶Ｎの低減による動的歪み時効の抑制と、オーステナイト結晶粒の整粒化による冷間加工時の変形抵抗の抑制に有効な元素である。そのような効果を有効に発揮させるとともに、溶製中の脱酸不足によるガス欠陥の発生を防ぐため、Ａｌ量を０．０１０％以上と定めた。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０１５％以上であり、より好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ量が過剰になると、鋼材が脆化しやすくなり、冷間加工性が劣化する。そこでＡｌ量は０．１０％以下と定めた。Ａｌ量の上限は、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】
本発明では、固溶Ｎ量は０．００１％以下とする。固溶Ｎは、オーステナイト安定化の作用も有するが、動的歪み時効による変形抵抗の増加と、割れの原因になる元素である。本発明ではＣ、Ｍｎによってオーステナイトを安定化できるため、固溶Ｎ量は極力低減し、冷間加工性を向上させている。固溶Ｎ量は、好ましくは０．０００５％以下であり、より好ましくは０．０００３％以下である。固溶Ｎ量は、Ｎ量と、Ａｌ等の窒化化合物形成元素の量と、後述する製造条件を適切に調整することによって、０％とすることもできる。
【００２４】
本発明の鋼線材の組織は、冷間加工性と低い比透磁率を両立させるため、オーステナイト単相とする。オーステナイト相以外の相としてフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトが挙げられる。しかし、オーステナイト相以外の相が多くなると、比透磁率を上昇させてしまうだけでなく、組織中で硬さと変形能が不均一になるため、変形抵抗の増加、割れの発生が促進されるなどの弊害がある。このような弊害を避けるため、全組織に占めるオーステナイト組織の割合は、通常９５面積％以上である。オーステナイト相は、好ましくは９７面積％以上、より好ましくは９９面積％以上（特に１００面積％）である。
【００２５】
本発明の鋼線材の組織は、オーステナイト単相組織であることに加え、結晶粒径が組織全体に亘って整っていることも重要である。結晶粒径にばらつきがあると、比較的大きな粒の界面に歪みが集中しやすく、変形初期から加工誘起マルテンサイト変態が起こりやすくなる。組織全体の結晶粒径をほぼ同じ程度に統一することによって、組織全体が均一に変形し、加工誘起マルテンサイト変態を抑制できる。組織中のオーステナイト結晶粒はほぼ同じ大きさであることが理想であるが、結晶粒径が３０〜８０μｍであるオーステナイト結晶粒の個数が、全オーステナイト結晶粒の個数に対して８０％以上であれば、加工初期の加工誘起マルテンサイト変態を抑制できる。結晶粒径が３０μｍ未満の範囲で結晶粒の大きさが揃っていたとしても、粒径が微細すぎて変形抵抗が上昇する。また、結晶粒径が８０μｍを超える範囲で結晶粒の大きさが揃っていたとしても、変形の局在化によって加工誘起マルテンサイト変態が発生する。そこで、本発明では結晶粒径が３０〜８０μｍの範囲で、オーステナイト粒の大きさをそろえることとした。結晶粒径が３０〜８０μｍであるオーステナイト結晶粒の個数は、好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。なお、結晶粒径は、円相当直径を意味する。
【００２６】
上記したオーステナイト粒の整粒化は、特にＡｌＮ等の窒化化合物量を確保することによって実現可能である。オーステナイト整粒化効果を有効に発揮するため、窒化化合物量は０．００２５％以上であることが好ましく、より好ましくは０．００３０％以上であり、さらに好ましくは０．００３５％以上である。一方、窒化化合物量が過剰になると、結晶粒の整粒化効果は大きくなり、均一なオーステナイト単一組織が得られるという点では有利であるものの、過剰な窒化化合物は冷間加工時の破壊の起点として作用するようになり、変形能が劣化する。そこで、窒化化合物量は０．０２％以下であることが好ましく、より好ましくは０．０１８％以下であり、さらに好ましくは０．０１６％以下である。なお、窒化化合物にはＡｌＮが含まれることはもちろんのこと、後記するＴｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｂを用いる場合には、これらの窒化物も含まれる。
【００２７】
また、上述した通り、本発明ではＭｎ量を適切に調整している。Ｍｎは重要なオーステナイト形成元素である。特にＭｎは、固溶強化能が比較的小さいため、２５％まで添加しても変形抵抗をそれほど増加させない。Ｎ量を極力少なくする本発明においては、Ｍｎの添加量は後述するＣとのバランスによって決定され、その量は８〜２５％とする。Ｍｎ量が８％未満であると、オーステナイトが不安定になりやすく、だからといってオーステナイト安定化のためにＣ量を増量するとセメンタイトが析出しやすくなり、比透磁率の上昇、冷間加工性の劣化を招く。一方、Ｍｎ量が２５％を超えると、Ｃ量は低くできるものの、Ｍｎによる固溶強化の影響が顕著になり始め、変形抵抗が増加しやすく、変形能の劣化を引き起こす。Ｍｎ量の下限は、好ましくは９．０％以上であり、より好ましくは１０．０％以上である。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２２．５％以下であり、より好ましくは２０．０％以下である。
【００２８】
本発明の鋼線材は、上記したＮ、Ａｌ、Ｍｎの他、基本成分としてＣ、Ｓｉ、Ｐ、Ｓを含む。
【００２９】
Ｃは、オーステナイトを室温で安定化させるための重要な元素である。特に本発明では、オーステナイト安定化作用を有するＮを極めて低位に抑えており、ＣとＭｎによってオーステナイトを安定化させるため、Ｃ量は０．４０％以上と定めた。Ｃ量が０．４０％未満であると、Ｍｎを多量に添加してもオーステナイトが不安定になり、加工誘起マルテンサイトが生成することによって強度が上昇しやすくなる。オーステナイト安定化のためには、Ｃは多ければ多いほど良いが、０．８％を超えて含有させると炭化物が生成しやすくなり、オーステナイト単相組織を得ることが困難となり、比透磁率の上昇、冷間加工性の劣化を招く。そこでＣ量は０．８％以下と定めた、Ｃ量の下限は、好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。Ｃ量の上限は、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。
【００３０】
Ｓｉは、製造時にセメンタイトが生成することを抑制する作用を有する元素であり、必須添加元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量は０．０５％以上が好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｓｉはオーステナイトを固溶強化させて変形抵抗を増加させると共に変形能を劣化させるだけでなく、固溶Ｃの活量を高め、固溶Ｃによる変形抵抗の増加を促進させる作用があり、Ｓｉ量の過剰添加は加工性の観点からは有害となる場合がある。但し、本発明ではオーステナイト結晶粒径のばらつきを抑制することによって変形が局所に集中することを防止し、鋼材自体の加工硬化を抑制できるため、Ｓｉによる変形抵抗の増加は緩和でき、Ｓｉ量は０．５０％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．４５％以下であり、より好ましくは０．４０％以下である。
【００３１】
Ｐは、加熱又は熱間加工時にオーステナイト粒界に移動、偏析しやすく、加工時の割れを促進させるため低く抑える必要がある元素である。経済性と効果を勘案して、Ｐ量は０．０３％以下とする。Ｐ量は好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下（特に０．０１５％以下）である。Ｐ量は、少なければ少ない程好ましく、製造条件を工夫することにより極力少なくすることができるが、その量を０％にすることは困難である。
【００３２】
Ｓは、Ｐと同様にオーステナイト粒界に偏析しやすく、加工時の割れを促進させるため低く抑える必要がある元素である。経済性と効果を勘案して、Ｓ量は０．０３０％以下とする。Ｓ量は好ましくは０．０２５％以下であり、より好ましくは０．０２％以下（特に０．０１５％以下）である。Ｓ量は、少なければ少ない程好ましく、製造条件を工夫することにより極力少なくすることができるが、その量を０％にすることは困難である。
【００３３】
本発明の鋼線材の基本成分は、上述の通り（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ）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鋼中に含まれることは当然に許容される。さらに、本発明の鋼線材は、必要に応じて下記の元素を含むことも好ましい。
【００３４】
Ｃｒ及びＭｏはいずれも、オーステナイト安定化作用を有する元素である。特にＣｒは、オーステナイト安定化作用に加えて、オーステナイトの変形能を向上させるのに有効であり、Ｍｏはオーステナイト粒の微細化によって靭性を向上させるのに有効である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒ量は０．０１％以上が好ましく、Ｍｏ量は０．０５％以上が好ましい。Ｃｒ及びＭｏは、単独で用いても良いし、併用しても良い。Ｃｒ量の下限は、より好ましくは０．０３％以上であり、さらに好ましくは０．０８％以上である。Ｍｏ量の下限は、より好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｃｒ量及びＭｏ量が過剰となると、オーステナイト安定化作用が飽和するだけでなく、鋼材強度が上昇するため、冷間加工が困難になる。Ｃｒ量の上限は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下である。Ｍｏ量の上限は、好ましくは１％以下であり、より好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
【００３５】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢはいずれも窒化化合物形成元素であり、固溶Ｎの低減とオーステナイト粒の整粒化に作用する元素であり、１種または任意に選択される２種以上を含有することによってこのような作用が発揮される。このような作用を有効に発揮するため、Ｔｉ量、Ｎｂ量、Ｖ量はいずれも０．００５％以上が好ましく、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｂ量は、０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。一方、これら元素の含有量が増加するにつれて前記作用は増大するが、過剰になると硬質の炭化物が多量に生成して冷間加工性を劣化させる。そこでＴｉ、Ｎｂ、Ｖ量は、いずれも０．２５％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｂ量は、好ましくは０．０１％以下であり、より好ましくは０．００８０％以下、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
【００３６】
ＣｕおよびＮｉは、いずれもオーステナイトを室温で安定させる作用、及びオーステナイト相の積層欠陥エネルギーの増加によって靭性を向上させる作用を有する元素である。このような作用を発揮するため、Ｃｕ及びＮｉをそれぞれ単独で用いても良いし、併用しても良く、Ｃｕ量及びＮｉ量はいずれも０．０８％以上が好ましく、より好ましくは０．１０％以上である。一方、これらの元素が過剰になると、鋼材強度が上昇して冷間加工が困難になる。そこで、Ｃｕ量及びＮｉ量は、いずれも１％以下が好ましく、より好ましくは０．８０％以下であり、さらに好ましくは０．６０％以下である。
【００３７】
本発明の鋼線材を実現するためには、鋼線材の製造工程において加熱温度、保持温度及び保持時間、冷却停止温度及び冷却停止温度までの冷却速度を適切に調整することが有効である。前記加熱温度は、１０５０〜１２５０℃であり、これはオーステナイト化温度であり、且つＡｌＮなどの窒化化合物が分解する温度である。前記保持温度は８００〜１０００℃、前記保持時間は１０〜１８０分であり、これらはＡｌＮなどの窒化化合物が均一分散しながら析出できる温度及び時間である。また前記冷却停止温度は４００℃以下であり、前記冷却停止温度までの冷却速度は０．５℃／秒以上であり、これらはセメンタイトが析出しない条件である。上記した熱処理は、上記１０５０〜１２５０℃で加熱中に鋼材を熱間加工し、その後上記条件で保持及び冷却することによって達成しても良いし、熱間・冷間加工した鋼材に上記の加熱、保持、冷却を施すことによって達成しても良い。なお、前記熱間加工とは、再結晶温度以上での加熱を伴う加工処理であり、熱間圧延や熱間鍛造などの塑性加工が例示できる。また、熱間圧延などの塑性加工時に鋼線材の温度が前記した保持温度範囲に入ったとしても、当該加工中の時間は保持時間には算入されない。当該加工が終了した後に前記した条件で保持および冷却することで本発明の鋼線材を実現できる。上記した条件について、それぞれ以下に詳細に説明する。
【００３８】
加熱温度を１０５０〜１２５０℃とすることによって、炭化化合物、窒化化合物を分解できる。１０５０℃未満の場合、前記分解が十分に起こらず、冷却後に均一なオーステナイト単一組織が得られないなどの弊害を招く。また、加熱中に熱間加工する場合、加熱温度が１０５０℃未満であると、鋼の変形抵抗が十分に低下していないため、所望の加工が困難となる。炭化化合物、窒化化合物の分解の観点、及び鋼の変形抵抗の低減の観点からは、加熱温度は高いほど良く、上限は特に限定されないが、加熱温度が高くなりすぎると鋼端部にだれが生じることによる鋼の取り扱い性の劣化、又は変形抵抗が低くなりすぎることによる過剰加工等の問題が生じる。そこで、加熱温度の上限は１２５０℃とする。加熱温度の上限は、好ましくは１２２５℃以下であり、より好ましくは１２００℃以下である。加熱温度の下限は、好ましくは１０７５℃以上であり、より好ましくは１１００℃以上である。
【００３９】
上記した加熱の後、８００〜１０００℃で１０〜１８０分保持することによって、ＡｌＮなどの窒化化合物を均一に分散して析出させることができ、固溶Ｎを低減できると共に、オーステナイト結晶粒を整粒化できる。保持温度が１０００℃を超える場合、窒化化合物が十分に析出できないため、固溶Ｎの低減とオーステナイト整粒化の効果が得られず、変形抵抗の増加を招きやすい。一方、保持温度が８００℃未満では、窒化化合物の析出に時間がかかりすぎ、上記した１０〜１８０分の時間では固溶Ｎを十分に低減できない。また、窒化化合物が析出する前にオーステナイトが成長してしまい、オーステナイト結晶粒の整粒化が困難となる場合がある。保持温度の下限は、好ましくは８２５℃以上であり、より好ましくは８５０℃以上であり、上限は好ましくは９７５℃以下であり、より好ましくは９５０℃以下である。
【００４０】
窒化化合物の析出による固溶Ｎの低減とオーステナイト整粒化の効果を得るためには、保持時間は１０分以上とする。保持時間が長いほど、固溶Ｎの低減に有効である。保持時間は、好ましくは２０分以上であり、より好ましくは３０分以上である。一方、保持時間が長くなりすぎると、固溶Ｎの低減には有効であるが、窒化化合物の凝集により結晶粒の整粒効果が十分に得られなくなる。そこで、保持時間は１８０分以下とする。保持時間は、好ましくは１５０分以下であり、より好ましくは１２０分以下である。
【００４１】
ここで、「保持」には鋼材の温度を一定温度に保持する場合の他、鋼材の温度が低下しても８００〜１０００℃の範囲を１０〜１８０分かけて通過する場合も含む。具体的には、カバー、ヒーターなどを用いれば、空冷によって自然に鋼材の温度が低下するのを回避でき、上記温度及び時間で保持することができる。
【００４２】
上記した加熱及び保持の後は、０．５℃／秒以上の冷却速度で４００℃以下まで冷却することによって、室温でオーステナイト単相組織を得ることができる。冷却速度が０．５℃／秒未満の場合、又は冷却停止温度が４００℃を超える場合、オーステナイト結晶粒界上に炭化物が形成されるため、冷間加工性と磁気特性が劣化する。０．５℃／秒以上の冷却速度であれば、炭化物の析出は抑制され、オーステナイト組織は冷却速度によって特に変化しないので、冷却速度は速いほど良い。冷却速度は、好ましくは０．８℃／秒以上であり、より好ましくは１．０℃／秒以上である。生産性などを勘案すると冷却速度の上限は１００℃／秒程度である。また冷却停止温度は、好ましくは３７５℃以下であり、より好ましくは３５０℃以下である。冷却停止温度の下限は特に限定されず、例えば室温（２０℃程度）である。なお、前記した冷却停止温度が室温よりも高い場合、冷却停止温度から室温までの冷却は特に限定されず、例えば空冷すれば良い。
【００４３】
本発明の鋼線材は、安定したオーステナイト組織を有し、冷間加工性に優れる。また比透磁率が低く、冷間加工後の比透磁率も低いまま維持できる。例えば、本発明の鋼線材を軸方向に冷間加工で６０％圧縮（圧縮率が６０％）した際の変形抵抗は１５００ＭＰａ以下（好ましくは１４５０ＭＰａ以下）とでき、且つ前記圧縮後に割れが生じていない。また、本発明の鋼線材の比透磁率は、例えば１．３以下（好ましくは１．２以下）であり、且つ冷間加工後の比透磁率も１．３以下（好ましくは１．２以下）とできる。したがって、本発明の鋼線材は、これまでオーステナイト系ステンレス鋼で製造されてきたリフティングマグネット、各種電動機・発電機、変圧器、ガス遮断機、リニアモーターカー軌道設備、核融合炉用部材、ソレノイドバルブなどの非磁性構造部品に好適に利用でき、従来よりも安価に製造でき、生産性を向上できる。また、これまで変形抵抗が高く熱間加工によって加工されていた高Ｍｎ非磁性鋼部品を冷間加工によって製造でき、部品製造工程におけるＣＯ2の排出量削減と生産性向上に貢献できる。さらに、従来のオーステナイト系ステンレス鋼は不動態皮膜の形成により、摩擦圧接に代表される固相接合ができなかったが、本発明の鋼線材は固相接合が可能であるため、例えば磁性のある鋼と摩擦圧接することによって、磁性材と非磁性材のハイブリッド部品を製造でき、幅広い用途に利用できる。
【実施例】
【００４４】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。本発明は以下の実施例によって制限を受けるものではなく、前記、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。
【００４５】
表１、２に示す化学組成の供試鋼１５０ｋｇを真空誘導炉で溶解し、上面φ２４５ｍｍ、下面φ２１０ｍｍ、高さ４８０ｍｍの形状のインゴットに鋳造した。続いて、下記製造方法（１）又は（２）の方法で棒鋼を得た。表中、鋼種１Ａ〜２Ｌは製造方法（１）、鋼種２Ｍ〜２Ｖは製造方法（２）によって製造した。
【００４６】
製造方法（１）
１．１２００℃に加熱し、上記インゴットから１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造して冷却。
２．ビレットの端部を切断し、ダミービレット（１５５ｍｍ角×長さ（９〜１０）ｍ）に溶接。
３．溶接後のビレットを９５０〜１２００℃に加熱し、７５０〜１０５０℃でφ４５ｍｍの丸棒に熱間圧延。熱間圧延後、７５０〜１０５０℃で１〜５００分保持。その後、２０〜５００℃までを０．３〜１２．０℃／秒で冷却。
【００４７】
製造方法（２）
１．１２００℃に加熱し、上記インゴットから１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造して冷却。
２．ビレットを１１５０℃に加熱し、９００℃でφ４５ｍｍの丸棒に熱間鍛造。熱間鍛造後、９００℃で６０分保持。２０℃まで３．０℃／秒で冷却。
【００４８】
【表１】
0005618932.tif 000002
【００４９】
【表２】
0005618932.tif 000003
【００５０】
【表３】
0005618932.tif 000004
【００５１】
【表４】
0005618932.tif 000005
【００５２】
なお、表３、４における実験Ｎｏ．は、用いた鋼種と同じ記号を用いており、例えば１Ｂ−１〜１Ｂ−１７は、いずれも鋼種１Ｂを用いており、これらはそれぞれ製造条件を変化させた例である。
【００５３】
冷間加工性の評価
前記棒鋼を切削加工し、直径２５ｍｍ、長さ３７．５ｍｍの圧縮試験片を作製した。１６００ｔｏｎプレス機を用い、該試験片の端面を拘束した状態で、室温、歪み速度１０／秒の冷間鍛造によって試験片軸方向に圧縮率６０％で圧縮し、機械構造用部品の冷間鍛造材を作製した。なお、加工歪み速度は、加工中（塑性変形中）の歪み速度の平均値である。また、圧縮率は、前記試験片の圧縮方向長さをＨ0、圧縮後の冷間鍛造材の圧縮方向長さをＨとした時、１００×（Ｈ0−Ｈ）／Ｈ0で算出される値である。
【００５４】
冷間加工性は、６０％圧縮した際の最大変形抵抗、及び圧縮試験後に実体顕微鏡（倍率２０倍）で表面状態を観察したときの割れの有無によって判断した。
【００５５】
磁性評価方法
前記製造方法で得られた棒鋼のＤ／４位置（Ｄは棒鋼の直径）から、５ｍｍ角の比透磁率測定用試験片を切り出した。また、前記冷間加工性評価試験後の試験片のＤ／４位置から同様に５ｍｍ角の比透磁率測定用試験片を切り出した。振動試料型磁力計を用いて、冷間加工前後の比透磁率をそれぞれ調べた。
【００５６】
固溶Ｎ量及び窒化化合物量の評価方法
固溶Ｎ量の値は、ＪＩＳ  Ｇ１２２８に準拠して測定し、鋼中の全Ｎ量から全窒化化合物量を差し引いて算出した。
１．鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れて、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定した。
２．鋼中の全窒化化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行なう。約０．５ｇサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄（III）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定した。上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引くことで鋼中の固溶Ｎ量を算出した。
【００５７】
オーステナイトの面積率及び粒度測定
オーステナイトの面積率、及び結晶粒度分布を以下のようにして測定した。
１．前記棒鋼を、長手方向に垂直な断面で切断した。
２．前記切断後の棒鋼を樹脂に埋め込み、エメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨で順に研磨し、試料表面を鏡面仕上げした。
３．電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）を用い、加速電圧２０ｋＶ、観察倍率４００倍で観察し、画像を撮影した。
４．結晶方位解析装置（ＥＢＳＰ）を用いて画像解析し、オーステナイト面積率と結晶粒度分布を求めた。前記結晶粒度分布は、横軸をオーステナイト結晶粒径、縦軸を結晶粒の個数基準の頻度とするものであり、該結晶粒度分布により結晶粒径が３０〜８０μｍであるオーステナイト結晶粒の、全オーステナイト結晶粒に対する割合（個数基準）を求めた。
【００５８】
結果を表５、６に示す。
【００５９】
【表５】
0005618932.tif 000006
【００６０】
【表６】
0005618932.tif 000007
【００６１】
実験Ｎｏ．１Ａ、１Ｂ−２、１Ｂ−３、１Ｂ−５、１Ｂ−８、１Ｂ−９、１Ｂ−１２〜１Ｂ−１６、１Ｃ〜１Ｚ、２Ｍ〜２Ｖは、化学組成及び製造条件が本発明の要件を満たしており、冷間加工性及び比透磁率（冷間加工前後）が共に良好である。一方、上記以外の実験Ｎｏ．では、化学組成及び製造条件の少なくともいずれかが本発明の要件を満たさないため、冷間加工性及び比透磁率の少なくともいずれかが劣化している。
【００６２】
１Ｂ−１は、加熱温度が低かった例であり、窒化化合物が十分に分解できず、整粒効果が不十分のため、冷間加工中の加工硬化が顕著となり、変形抵抗が高く、且つ割れが発生した。１Ｂ−４は、保持温度が低く、窒化化合物の析出の駆動力が低いため、６０分では十分に窒化化合物が析出せず、固溶Ｎが多くなり、冷間加工中の変形抵抗が高く、且つ割れが発生した。
【００６３】
１Ｂ−６は、保持温度が高かったため、１Ｂ−７は、保持時間が短かったため、いずれも窒化化合物が十分に形成されず、固溶Ｎが高く、整粒効果が不十分のため、冷間加工中の加工硬化及び加工誘起マルテンサイト変態が顕著となり、変形抵抗が高く、且つ割れが発生した。
【００６４】
１Ｂ−１０は、保持時間が長かったため、窒化化合物が凝集し整粒効果が不十分のため、冷間加工中の加工硬化及び加工誘起マルテンサイト変態が顕著となり、変形抵抗が高く、且つ割れが発生した。１Ｂ−１１は、保持後の冷却速度が遅かったため、冷却中に炭化物が析出し、オーステナイト単相組織とならなかった。また、冷間加工中のマルテンサイト変態が顕著になって、変形抵抗が高くなり、割れが発生するとともに、冷間加工後の比透磁率が上昇した。１Ｂ−１７は、冷却停止温度が高かった例であり、冷却後に炭化物が析出し、オーステナイト単相組織とならなかった。また、冷間加工中のマルテンサイト変態が顕著になって、変形抵抗が高くなり、割れが発生するとともに、冷間加工後の比透磁率が上昇した。
【００６５】
２ＡはＣ量が少なかったため、２ＤはＭｎ量が少なかったため、いずれも室温でオーステナイトが不安定となり、組織の一部がマルテンサイトや炭化物になってオーステナイト分率が不十分となり、比透磁率が高くなった。また冷間加工中のマルテンサイト変態が顕著となり変形抵抗が高くなり、冷間加工後の比透磁率も高くなった。２Ｂは、Ｃ量が多かったため、組織の一部が炭化物になってオーステナイト分率が不十分となり、比透磁率が高くなった。また冷間加工中のマルテンサイト変態が顕著となり変形抵抗が高くなり、冷間加工後の比透磁率も高くなった。
【００６６】
２ＣはＳｉ量が多かったため、２ＥはＭｎ量が多かったため、いずれも固溶強化により変形抵抗が高くなり、冷間加工時に割れが発生した。
【００６７】
２Ｆは、Ｐ量が多かったため、結晶粒界のＰ濃度が高くなることによって加工性が劣化し、冷間加工時に割れが発生した。
【００６８】
２Ｇは、Ｓ量が多かったため、母相との強度差が大きいＭｎＳの量が増加し、破壊の起点が増えることによって、冷間加工時の割れが発生した。
【００６９】
２ＨはＡｌ量が少なかったため、２ＪはＮ量が少なかったため、いずれも窒化化合物が十分に形成されず、オーステナイト整粒効果が不十分で、冷間加工時の加工硬化が顕著となり、冷間加工時の変形抵抗が大きくなるとともに、割れが発生した。２Ｉは、Ａｌ量が多かったため、鋼中の固溶Ａｌ量が増加し、固溶強化（脆化）するため、冷間加工時の変形抵抗が高く、且つ加工性が劣化して割れが発生した。
【００７０】
２Ｋは、Ｎ量が多かったため、固溶Ｎ量が高く、動的歪み時効による加工硬化が顕著となり、冷間加工時の変形抵抗が高く、且つ割れが発生した。２Ｌは、Ｎ量が多く、固溶Ｎ量は低いが、窒化化合物が過剰に生成して粗大化するため、破壊の起点となり、冷間加工時に割れが発生した。