(57)【要約】【課題】本発明は、冷間鍛造性と高温焼鈍時の異常粒成長抑制に優れる磁性部品用の安価なステンレス素材および磁性部品を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％以下，Ｃｒ：１１〜１６％，Ｎ：０．０２〜０．０５％を含有し、更に、Ａｌ、Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ，Ｗ，Ｈｆのうち１種以上を０．０１％以上０．２〜０．５％以下含有し、（１）式のＡ値が８２０（％）以上のフェライト系ステンレス鋼であり、更に、素材中心部の平均のフェライト粒が、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２の粒度番号３〜９である冷間鍛造用および磁性部品用フェライト系ステンレス素材である。Ａ＝４２Ｃｒ＋７２Ｍｏ＋８８Ｓｉ＋２０４Ｎｂ＋９００Ａｌ＋３４８Ｖ＋１６８０Ｂ―３００Ｃ―３４０Ｎ―１４０Ｎｉ―８０Ｍｎ―２２Ｃｕ＋３１０  （１）【選択図】  なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％以下，Ｓｉ：０．０５〜１％，Ｍｎ：０．０５〜１％，Ｐ：０．０４％以下，Ｃｒ：１１〜１６％，Ｎ：０．０２〜０．０５％を含有し、更にＡｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．０１〜０．５％，Ｔａ：０．０１〜０．５％，Ｗ：０．０１〜０．５％，Ｈｆ：０．０１〜０．５％のうち１種以上を含有し、（１）式のＡ値が８２０（％）以上であり、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
Ａ＝４２Ｃｒ＋７２Ｍｏ＋８８Ｓｉ＋２０４Ｎｂ＋９００Ａｌ＋３４８Ｖ＋１６８０Ｂ―３００Ｃ―３４０Ｎ―１４０Ｎｉ―８０Ｍｎ―２２Ｃｕ＋３１０  （１）
【請求項２】
質量％で、Ｓ：０．０１〜０．０５％，Ｂｉ：０．０１〜０．０６％，Ｐｂ：０．０１〜０．０６％，Ｔｅ：０．０１〜０．０６％，Ｓｎ：０．０１〜０．１％のうち一種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
【請求項３】
質量％で、Ｃｕ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｍｏ：１％以下のうち、１種以上を制限することを特徴とする請求項１又は２記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
【請求項４】
質量％で、Ｍｇ：０．００１〜０．０１５％，Ｃａ：０．００１〜０．０１５％，Ｚｒ：０．００１％〜０．０１５％のうち、１種以上をさらに含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
【請求項５】
質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１５％をさらに含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
【請求項６】
素材中心部の平均フェライト結晶粒度番号（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２）が３〜９であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材。
【請求項７】
冷間鍛造品において、ビッカース硬さ（Ｈｖ２００ｇ）が２５０Ｈｖ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を有する磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品。
【請求項８】
冷間鍛造品において、磁気焼鈍後の結晶粒の長径が５００μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の化学組成を有する磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品。
【請求項９】
請求項１〜６のいずれかに記載のステンレス素材に冷間鍛造を施し、続いて９００℃〜１１００℃の高温で磁気焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、フェライト系ステンレス鋼の磁気特性に係わり、例えば、安価な材料に対して冷間鍛造と熱処理で磁気特性を向上させる技術に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
これまで、軟磁性ステンレス鋼は、耐食性に優れることから、さまざまな磁性部品に適用されており、おもに低Ｃ，低Ｎの１２％Ｃｒ鋼が商業化されてきた。また、更に磁気特性や電気抵抗を改善するために、該成分系にＡｌ，Ｓｉ（例えば、特許文献１）、Ｔｉが添加されてきた（例えば、特許文献２）。そして、これらの磁性部品は、おもに棒鋼からの切削加工や、粉末からの焼結により製造されてきた。
【０００３】
すなわち、従来の主な磁性部品は、Ａｌ，Ｔｉ等が添加された特殊な材料で、且つ、切削加工，粉末冶金等で製造されており、高価な部品となっていた。
【０００４】
ところが、最近では、低コスト化のニーズが大きく、冷間鍛造と僅かな機械加工により大量生産する方式が要求されるようになった。すなわち、従来の高性能化から品質安定・低コスト化が重視されるようになってきた。
【０００５】
一方、フェライト系ステンレス鋼を、高温で磁気焼鈍すると磁気特性が向上することが知られている。しかしながら、従来の軟磁性ステンレス鋼として指向されてきた低Ｃ，低Ｎのフェライト系ステンレス鋼では、冷間鍛造後に高温で磁気焼鈍を施すと異常粒成長が発生し、結晶粒の異方性が発達し易くなる。異常粒成長は、磁気異方性を発達させ、磁性材料としての品質ばらつきを大きくする。そのため、冷間鍛造材については、磁気焼鈍温度を上げることができなかった。
【０００６】
【特許文献１】
特開昭６３−０４５３５０号公報
【特許文献２】
特開昭６１−２１７５５２号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、冷間鍛造性と高温磁気焼鈍時の異常粒成長抑制に優れる磁性部品用の安価なステンレス用素材を提供し、ステンレス製の磁性部品の品質を安定させ、且つ、一貫製造コストを下げることにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、汎用のフェライト系ステンレス鋼において、冷間鍛造後の高温の磁気焼鈍でフェライト／オーステナイトの相変態による磁気特性の劣化を抑制するために化学組成を調整し、且つ、異常粒成長を防止するためＡｌＮ等の粒成長のインヒビターを制御することで、製品の磁気特性を損なうことなく、大幅に製造コストを低減できるステンレス用素材および製品を得ることを見出し、本発明をなしたものである。
【０００９】
なお、本発明の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材とは、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス製品を製造するために用いる素材を意味する。この素材は棒線を含み、棒線とは、冷間鍛造用素材として熱間圧延された棒鋼，線材および伸線加工された棒線形状のことを総称して指す。また、磁気特性に優れたフェライト系ステンレス製品とは、本発明のフェライト系ステンレス冷間鍛造品を含む概念である。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
（１）  質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０３％以下，Ｓｉ：０．０５〜１％，Ｍｎ：０．０５〜１％，Ｐ：０．０４％以下，Ｃｒ：１１〜１６％，Ｎ：０．０２〜０．０５％を含有し、更にＡｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．０１〜０．５％，Ｔａ：０．０１〜０．５％，Ｗ：０．０１〜０．５％，Ｈｆ：０．０１〜０．５％のうち１種以上を含有し、（１）式のＡ値が８２０（％）以上であり、残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物であることを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
Ａ＝４２Ｃｒ＋７２Ｍｏ＋８８Ｓｉ＋２０４Ｎｂ＋９００Ａｌ＋３４８Ｖ＋１６８０Ｂ―３００Ｃ―３４０Ｎ―１４０Ｎｉ―８０Ｍｎ―２２Ｃｕ＋３１０      （１）
（２）  質量％で、Ｓ：０．０１〜０．０５％，Ｂｉ：０．０１〜０．０６％，Ｐｂ：０．０１〜０．０６％，Ｔｅ：０．０１〜０．０６％，Ｓｎ：０．０１〜０．１％のうち一種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１）記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
（３）  質量％で、Ｃｕ：０．５％以下，Ｎｉ：０．５％以下，Ｍｏ：１．０％以下のうち、１種以上を規制することを特徴とする前記（１）又は（２）記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
（４）  質量％で、Ｍｇ：０．００１〜０．０１５％，Ｃａ：０．００１〜０．０１５％，Ｚｒ：０．００１％〜０．０１５％のうち、１種以上をさらに含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
（５）  質量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１５％をさらに含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
（６）  素材中心部の平均フェライト結晶粒度番号（ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２）が３〜９であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の磁気特性に優れたフェライト系ステンレス用素材である。
【００１１】
（７）  冷間鍛造品においてビッカース硬さ（ＨＶ２００ｇ）が２５０Ｈｖ以下であることを特徴とする前記（１）〜（５）のいずれかに記載の素材と同じ化学組成を有する磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品である。
（８）  磁気焼鈍後の結晶粒の長径が５００μｍ以下であることを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の素材と同じ化学組成を有する磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品である。
【００１２】
（９）  前記（１）〜（６）のいずれかに記載のステンレス素材に冷間鍛造を施し、続いて９００℃〜１１００℃の高温で磁気焼鈍を施すことを特徴とする磁気特性に優れたフェライト系ステンレス冷間鍛造品の製造方法である。
【００１３】
上記本発明において、式（１）のＡ値を８２０（％）以上とすることにより、冷間鍛造後の高温の磁気焼鈍でフェライト／オーステナイトの相変態による磁気特性の劣化を抑制することができる。
【００１４】
従来の磁性部品用フェライト系ステンレス鋼としては低Ｎのものが用いられていた。本発明では逆にＮを０．０２％以上とし、同時にＡｌをはじめとする元素を添加することによってＡｌＮ等の粒成長のインヒビターを制御することで異常粒成長を防止し、製品の磁気特性を損なうことなく、大幅に製造コストを低減できるステンレス用素材および製品を得ることができる。
【００１５】
【発明の実施の形態】
以下に、本発明の請求項１記載の限定理由を述べる。
Ｃは、磁気特性および冷間鍛造性を劣化させるため、０．０３％以下とする。しなしながら、工業的に０．００１未満にすることは困難なため、下限を０．００１％とする。好ましくは、０．００１％以上、０．０２％以下である。
【００１６】
Ｓｉは、ステンレス鋼の脱酸および磁気特性を向上させるために、０．０５％以上を添加するが、１％を超えて添加すると、冷間鍛造性が劣化する。そのため、上限を１％とする。好ましい範囲は、０．１〜０．８％である。
【００１７】
Ｍｎは、ステンレス鋼の脱酸のため０．０５％以上添加するが、１％を超えて添加すると磁気特性および冷間鍛造性が劣化する。そのため、上限を１％とする。好ましい範囲は、０．１〜０．６％である。
【００１８】
Ｐは、磁気特性を劣化させるため、０．０４％以下に制限する。好ましくは、０．０２％以下である。
【００１９】
Ｃｒは、耐食性の向上と、磁気焼鈍時の相変態量を抑制する指標のＡ値（後述）を８３０（％）以上にするために、１１％以上添加するが、１６％を超えて添加すると飽和磁束密度が低下し逆に磁気特性が劣化する。そのため、上限を１６％とする。好ましい範囲は、１２〜１４％である。
【００２０】
Ｎは、ＡｌＮ等の窒化物を形成させて高温焼鈍時の異常粒成長を抑制して磁気特性を向上させるため、０．０２％以上添加する。しかしながら、０．０５％を超えて過剰に添加すると、その効果は逆に磁気特性を劣化するし、また、粗大な窒化物形成のために冷間鍛造性が劣化する。そのため、上限を０．０５％とする。好ましい範囲は、０．０２〜０．０４％である。
【００２１】
Ａｌ，Ｎｂ，Ｖ，Ｔａ，Ｗ，Ｈｆは、微量な窒化物を形成して、高温焼鈍時の異常粒成長を抑制して磁気特性を向上させるため、微量に添加する。しかしながら、過剰に添加すると、その効果は飽和して不経済であるばかりか、冷間鍛造性を劣化させる。そのため、Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％，Ｖ：０．０１〜０．５％，Ｔａ：０．０１〜０．５％，Ｗ：０．０１〜０．５％、Ｈｆ：０．０１〜０．５％のうち１種以上を添加することにした。
【００２２】
特に、通常のステンレス鋼のＡｌ還元プロセスで製造できるという経済的な観点から、好ましくは、Ａｌのみで、０．０１〜０．１％の範囲が最も経済性に優れる。本発明の場合、従来の約０．２％以上の多量なＡｌ添加による磁気特性改善に比べ、微量添加のみで効果を発揮できるというのが特徴である。
【００２３】
次に、（１）式のＡ式は、９００℃以上で磁気焼鈍を施した材料の磁気特性に及ぼす影響度を調査した結果得られたもので、磁気特性に対し、効果のある元素と影響度を示すものである。
Ａ  ＝４２Ｃｒ＋７２Ｍｏ＋８８Ｓｉ＋２０４Ｎｂ＋９００Ａｌ＋３４８Ｖ＋１６８０Ｂ―３００Ｃ―３４０Ｎ―１４０Ｎｉ―８０Ｍｎ―２２Ｃｕ＋３１０  （１）
Ａ値が８２０（％）未満であると、磁気焼鈍時の相変態量が多くなり、磁気特性が劣化する。このことからＡ値は、８２０（％）以上に限定する。好ましくは、８５０（％）以上である。
【００２４】
次に請求項２記載の限定理由について述べる。
Ｓ、Ｂｉ，Ｐｂ，Ｔｅは必要に応じて添加する。
Ｓは、磁気特性を劣化させることなく、製品の寸法精度を軽切削加工により高めるため、０．０１％以上添加する。しなしながら、０．０５％を超えて添加すると、磁気特性が劣化するばかりか、冷間鍛造性も劣化する。そのため、上限を０．０５％とする。好ましくは、０．０１５〜０．０３％である。
【００２５】
Ｂｉ，Ｐｂ，Ｔｅは、磁気特性を劣化させることなく、製品の寸法精度を軽切削加工により高めるため、０．０１％以上添加する。しなしながら、０．０６％を超えて添加すると、冷間鍛造性を劣化させる。そのため、上限を０．０６％とする。好ましくは、０．０１５〜０．０３％である。
【００２６】
Ｓｎは、磁気特性を劣化させることなく、製品の寸法精度を軽切削加工により高めるため、０．０１％以上添加する。しかしながら、０．１％を超えて添加すると、冷間鍛造性を劣化させる。そのため、上限を０．１％とする。好ましくは、０．０１５〜０．０５％である。
【００２７】
次に請求項３記載の限定理由について述べる。
Ｃｕ，Ｎｉは必要に応じて制限する。
Ｃｕ，Ｎｉは、マトリックスの強度を高め、冷間鍛造性を劣化させるため、０．５％以下とする。好ましくは、０．３％以下である。
【００２８】
Ｍｏは、マトリックスの耐食性を高めるのに有効な元素であるが、過度な添加は、製造コストを高めるばかりか、冷間鍛造性をも劣化させる。そのため、１％以下とする。好ましくは、０．５％以下である。
【００２９】
次に請求項４記載の限定理由について述べる。
Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒは必要に応じて添加する。
Ｍｇ，Ｃａ，Ｚｒは、介在物の形態制御を行い、冷間鍛造性，磁気特性を確保しつつ、製品の寸法精度を軽切削加工により高めるため、０．００１％以上添加する。しなしながら、０．０１５％を超えて添加すると、冷間鍛造性を劣化させる。そのため、上限を０．０１５％とする。好ましい範囲は、０．００２〜０．０１％である。
【００３０】
次に請求項５記載の限定理由について述べる。
Ｂは、粒界を強化して冷間鍛造性を向上させるため、必要に応じて、０．００１％以上添加する。しかしながら、０．０１５％を超えて添加すると、逆にボライドが生成して冷間鍛造性を劣化させる。そのため、上限を０．０１５％に限定する。好ましい範囲は、０．００２〜０．０１％である。
【００３１】
次に請求項６記載の限定理由について述べる。
軟化焼鈍後の素材中心部の平均フェライト結晶粒度番号は、冷間鍛造後の磁気焼鈍時の異常粒成長を防止するため、粒度番号を３以上に調整する。低Ｃ系のフェライト系ステンレス鋼では、粒粗大し易いため、素材、例えば棒線の段階で粒度を調整しておく必要がある。しかしながら、粒度番号が９を超えると、冷間鍛造性が劣化するばかりか、製品の磁気特性も劣化する。そのため、棒線の粒度番号の上限を８にした。好ましい粒度番号の範囲は、４〜８である。
【００３２】
ＡｌＮ等のインヒビターを本発明の如く適用含有させ、通常のフェライト系の焼鈍、例えば８５０℃付近で軟化焼鈍を施すことで、素材の結晶粒度を３〜９にすることができる。通常の低炭フェライト系ステンレス鋼では、インヒビターがない場合、結晶粒度が３未満の粗大粒になり、インヒビターが多すぎる場合、結晶粒度が９超の微細粒となる。
【００３３】
次に請求項７記載の限定理由について述べる。
冷間鍛造時に部品全体を強加工できるならば、異常粒成長の問題は少ない。ところが、冷間鍛造において部分的に低歪みの領域が存在すると異常粒成長の問題が顕著となる。そのため、本発明の効果が著しい冷間鍛造時の加工歪みが低い部分に顕著に発生する。とりわけ、冷間鍛造後の冷間鍛造品で、加工歪み量を相対的に示すビッカース硬さ（Ｈｖ，荷重２００ｇ）が２５０Ｈｖ以下であると異常粒成長の抑制効果が著しい。
【００３４】
次に請求項８記載の限定理由について述べる。
前述したように磁気焼鈍時に異常粒成長が生成すると磁気特性が劣化するが、とりわけ、結晶粒の長径が５００μｍを超える結晶粒が存在すると磁気特性の劣化が著しい。好ましくは、３００μｍ以下である。
【００３５】
一般に、低炭のフェライト系ステンレス鋼において、軽加工を施した後に９００℃以上で磁気焼鈍を施すと５００μｍを超える異常粒成長が生成する。しかしながら、ＡｌＮ等のインヒビターを本発明の如く適量添加することで、軽加工後の９００℃以上の磁気焼鈍で５００μｍを超える異常粒成長を抑制できる。
【００３６】
次に請求項９記載の限定理由について述べる。
冷間鍛造後に磁気特性付与のために可能な限り高温で磁気焼鈍を行うが、一般には、相変態や異常粒成長による磁気特性の劣化が問題となる。一方、請求項１〜６記載のステンレス鋼は、相変態の抑制や異常粒成長の抑制対策が施されているため、磁気焼鈍温度を、特性改善に有効な９００℃以上に限定する。しかしながら、１１００℃を超えると異常粒成長のインヒビターの効果がなくなる。そのため、上限を１１００℃とする。好ましい範囲は、９００〜１０００℃の範囲である。なお、ここでの磁気焼鈍温度とは、熱処理中での最大温度であり、例えば、９１０℃で１０分保定後に続いて８００℃で２０分保定する，９１０℃で１００分保定後、徐冷却する等の熱処理パターンも含まれる。
【００３７】
【実施例】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１、２に実施例の鋼の化学組成を示す。
【００３８】
【表１】
2004300516.tif 000002
【００３９】
【表２】
2004300516.tif 000003
【００４０】
鋼Ａ〜Ｃ，ＡＦ〜ＡＨは、０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２％Ａｌ鋼を基本成分として、磁気特性および冷間鍛造性に影響を及ぼすＣ量（％）とＮ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｄ〜Ｆ，ＡＩ，ＡＪは、０．０１５％Ｃ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ−０．０２％Ａｌ鋼を基本成分として、磁気特性および冷間鍛造性に影響を及ぼすＳｉ量（％）とＭｎ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｇ，ＡＫは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ−０．０２％Ａｌ鋼を基本成分として、磁気特性に悪影響を及ぼすＰ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｈ，Ｉ，ＡＬ，ＡＭは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−０．０２５％Ｎ−０．０２％Ａｌ鋼を基本成分として、耐食性および磁気特性に影響を及ぼすＣｒ量（％）の影響を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｊ〜Ｓ，ＡＮ〜ＡＵは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ鋼を基本成分として、冷間鍛造後の高温磁気焼鈍時の異常粒成長に影響を及ぼすＡｌ量（％），Ｎｂ量（％），Ｖ量（％），Ｔａ量（％），Ｗ量（％），Ｈｆ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｔ〜Ｘ，ＡＶ〜ＡＺは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ鋼を基本成分として、軽切削加工性，磁気特性，冷間鍛造性に影響を及ぼすＳ量（％），Ｂｉ量（％），Ｐｂ量（％），Ｔｅ量（％），Ｓｎ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，Ｙ，Ｚ，ＡＢ，ＢＡ〜ＢＣは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ鋼を基本成分として、磁気特性および冷間鍛造性に影響を及ぼすＣｕ量（％），Ｎｉ量（％），Ｍｏ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，ＡＢ〜ＡＤ，ＢＤ〜ＢＦは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ鋼を基本成分として、軽切削性に影響を及ぼすＭｇ量（％），Ｃａ量（％），Ｚｒ量（％）を変化させたものである。
鋼Ａ，ＡＥ，ＢＧは、０．０１５％Ｃ−０．４％Ｓｉ−０．２％Ｍｎ−０．０２％Ｐ−１３．３％Ｃｒ−０．０２５％Ｎ鋼を基本成分として、冷間鍛造性に影響を及ぼすＢ量（％）を変化させたものである。
【００４１】
これらの成分の鋼は、１００ｋｇの真空溶解炉にて溶解・鋳造（φ２００ｍｍ）し、その鋳片を熱間加工にてΦ２１ｍｍの線材に熱間圧延した。そして、フェライト粒度を変化させるために７５０〜１０００℃の範囲で軟化焼鈍を施し、酸洗・被膜後、Φ２０．０ｍｍにスキンパス伸線加工を施し冷間加工用の棒線とした。その後、冷間鍛造性を評価するために、後方押し出し加工の多段ヘッダーにより中空品に冷間鍛造し、引き続いて、軽切削性を施すために超鋼バイトにて軽切削加工を施した。一方、低歪み加工時での本発明の効果を確認するため、前述した圧造用棒線を冷間の前方押出し加工によりφ１７〜１０ｍｍの棒製品に冷間加工を施し、冷間鍛造材の硬さを変化させた。そして、異常粒成長の影響を調べるために、冷間加工の棒製品を８５０〜１２００℃で１００分間保定の磁気焼鈍を施し、磁気特性と異常粒成長を評価した。
なお、製造途中工程において、線材の軟化焼鈍後のフェライト粒度および冷間鍛造後の硬さも評価した。
【００４２】
線材の軟化焼鈍後のフェライト粒度は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に従い、調査した。本発明例のフェライト粒度は３〜９である。
【００４３】
冷間鍛造性は、中空形状に冷間鍛造した時に冷間加工割れが生じるかどうか評価した。割れが発生しない場合、冷間鍛造性の評価を○，割れが発生する場合、冷間鍛造性の評価を×とした。本発明例の冷間鍛造性の評価は○である。
【００４４】
棒製品への冷間加工後の硬さは、冷間鍛造時の加工歪み量の程度を表す指標として測定した。すわなち、冷間加工した棒製品を縦断面に埋め込み、断面を荷重２００ｇのビッカース硬さ計にて測定した。ビッカース硬さが２５０Ｈｖ以下なら低歪み加工と判断した。本発明例のビッカース硬さは、２５０Ｈｖ以下である。
【００４５】
軽切削加工性は、中空品の外周（φ３０ｍｍ）をＰ２０の超硬バイト（チップブレーカ有り）で、切削速度１００ｍ／分，切り込み；０．２ｍｍ，送り；０．０５ｍｍ／ｒｅｖ．湿式の条件にて、長手旋削加工を施して、切屑分断性にて評価した。切屑形状は規則的にカール状に分断されていれば○，不規則な形の連続切屑の場合は×と評価した。
【００４６】
棒製品の異常粒成長は、磁気焼鈍後の製品を縦断面に埋め込み、王水溶液にてエッチングを施し、光学顕微鏡観察にて評価した。長径が５００μｍを超える異常粒がない場合、異常粒成長の評価は○，５００μｍを超える異常粒が存在する場合、評価は×とした。本発明例の異常粒成長の評価は○である。
【００４７】
棒製品の磁気特性は、直流磁場中での棒鋼長手方向の磁束密度を測定した。なお、測定値は、Ｂ２，Ｂ５の値で評価した。Ｂ２とは２Ｏｅでの磁束密度（Ｔ），Ｂ５とは５Ｏｅでの磁束密度（Ｔ）の値である。本発明例の磁束密度は、Ｂ２≧０．２Ｔ，Ｂ５≧０．７Ｔである。
【００４８】
【表３】
2004300516.tif 000004
【００４９】
【表４】
2004300516.tif 000005
【００５０】
表３、４は、各特性に及ぼす化学組成の影響を示したものである。線材を８５０℃で軟化焼鈍し、その後、中空品に冷間鍛造、または、φ１６ｍｍの棒製品に冷間加工して９５０℃で磁気焼鈍を施したものである。
【００５１】
本発明例は、いずれも冷間鍛造性および棒製品のビッカース硬さは２５０Ｈｖ以下であり、異常粒成長を抑制できている。そのため、Ｂ２，Ｂ５で示されるように、磁気特性に優れている。本発明例Ｎｏ．２０〜２４，本発明例Ｎｏ．２８〜３０は、切削性改善元素が適量に添加されており、更に、軽切削性にも優れている。
【００５２】
しかしながら、比較例Ｎｏ．３２ではＣ量が高く、冷間鍛造性および磁気特性に劣っている。
比較例Ｎｏ．３３では、Ｎ量が低く、粒成長のインヒビターがないために異常粒成長が発生し、磁気特性に劣っている。
比較例Ｎｏ．３４では、Ｎ量が高いためフェライト粒が小さく、冷間鍛造性に劣っているばかりか、磁気特性にも劣っている。
比較例Ｎｏ．３５では、Ｓｉ量が高いため、冷間鍛造性に劣っている。
比較例Ｎｏ．３６では、Ｍｎ量が高いため、磁気特性および冷間鍛造性に劣っている。
比較例Ｎｏ．３７では、Ｐ量が高いため、磁気特性に劣っている。
比較例Ｎｏ．３８では、Ｃｒ量が低いため、Ａ値が低くなり、磁気特性に劣っている。逆に比較例Ｎｏ．３９では、Ｃｒ量が高いため、磁気特性に劣っている。
比較例Ｎｏ．４０では、Ａｌ等、粒成長のインヒビターの元素含有量が少なく、異常粒成長が発生して磁気特性に劣っている。
比較例Ｎｏ．４１〜４７では、それぞれ、インヒビターに寄与するＡｌ量，Ｎｂ量，Ｖ量，Ｔａ量，Ｗ量，Ｈｆ量が高過ぎるため、粗大な窒化物が析出して、冷間鍛造性に劣っている。
比較例Ｎｏ．４８では、軽切削性に寄与するＳ量が高過ぎるため、冷間鍛造性に劣っているばかりか、磁気特性にも劣っている。
比較例Ｎｏ．４９〜５２では、それぞれ、軽切削性に寄与するＢｉ量，Ｐｂ量，Ｔｅ量，Ｓｎ量が高すぎるため、冷間鍛造性に劣っている。
比較例Ｎｏ．５３〜５５では、それぞれ、冷間鍛造性を劣化させるＣｕ量，Ｎｉ量，Ｍｏ量が高いため、冷間鍛造性に劣っている。更に、比較例Ｎｏ．５４ではＡ値も低いため、磁気特性にも劣っている。
比較例Ｎｏ．５６〜５８では、それぞれ、軽切削性に寄与するＭｇ量，Ｃａ量，Ｚｒ量が高過ぎるため、冷間鍛造性に劣っている。
比較例Ｎｏ．５９では、冷間鍛造性に寄与するＢ量が高過ぎるため、逆に冷間鍛造性を劣化させている。
【００５３】
以上、本発明鋼において、窒化物のインヒビター効果の優位性は明らかである。
【００５４】
【表５】
2004300516.tif 000006
【００５５】
表５は、各特性に及ぼす棒線のフェライト粒度の影響を示したもので、線材の軟化焼鈍温度を７５０〜１０００℃と条件を振ってフェライト粒度を変化させ、その後、中空品へ冷間鍛造、または、φ１６ｍｍの棒製品へ冷間加工して９５０℃で磁気焼鈍を施したものである。
【００５６】
本発明例Ｎｏ．６０〜６２では、棒線素材のフェライト粒度が３〜９であり、磁気特性に優れている。
【００５７】
しかしながら、比較例Ｎｏ．６３では、フェライト粒度が１０と小さいため、冷間鍛造性に劣るばかりか、磁気特性にも劣っている。
一方、比較例Ｎｏ．６４では、フェライト粒度が大きいため、異常粒成長が発生し、磁気特性に劣っている。
【００５８】
以上、本発明の棒線において、軟化焼鈍時のフェライト粒径の調整は、重要であり、本発明の優位性は明らかである。
【００５９】
【表６】
2004300516.tif 000007
【００６０】
表６は、各特性に及ぼす磁気焼鈍温度の影響を示したもので、線材を８５０℃で軟化焼鈍し、その後、棒鋼へ冷間加工後の磁気焼鈍温度を８５０〜１２００℃に変化させたものである。
【００６１】
本発明例６５〜６７では、磁気焼鈍温度が９００〜１１００℃の範囲でインヒビターの効果が効いているため、異常粒成長が発生しておらず、磁気特性に優れている。
【００６２】
しかしながら、比較例Ｎｏ．６８では、磁気焼鈍温度が低いため、磁気特性に劣っている。
一方、比較例Ｎｏ．６９では、磁気焼鈍温度が高すぎるため、インヒビターの効果がなくなり、磁気特性に劣っている。
【００６３】
以上、本発明の高温磁気焼鈍の優位性は明らかである。
【００６４】
【表７】
2004300516.tif 000008
【００６５】
表７は、各特性に及ぼす冷間加工後の硬さ（冷間加工率）の影響を示したもので、線材を８５０℃で軟化焼鈍し、棒鋼加工時の加工率（断面減少率）を３０％〜８５％まで変化させ、その後、９５０℃で磁気焼鈍を施したものである。
【００６６】
本発明例Ｎｏ．７０〜７２では、冷間加工後の硬さが２５０Ｈｖ以下であるが、インヒビターの効果があるため、異常粒成長が抑制され、磁気焼鈍に優れている。
【００６７】
しかしながら、比較例Ｎｏ．７３〜７５では、インヒビターがないため、冷間加工後の硬さが２５０Ｈｖ以下では異常粒成長が生成する。そのため、磁気特性に劣っている。
一方、比較例Ｎｏ．７６，７７の冷間加工後の硬さが２５０Ｈｖ以上を超える強加工の領域では、インヒビターの存在に関係なく異常粒成長が抑制されるため、インヒビターの有無に係わらず、磁気特性に優れている。すなわち、冷間加工後の硬さが２５０Ｈｖを超える強加工域では本発明鋼の優位性が小さくなる。
【００６８】
以上、低歪み加工での冷間加工材における本発明の優位性は明らかである。
【００６９】
【発明の効果】
以上の実施例から明らかなように、本発明により冷間鍛造性と高温の磁気焼鈍時の異常粒成長抑制に優れる磁性部品用の安価なステンレス素材を提供して、ステンレス鋼製の磁性部品の品質を安定させ、且つ、一貫製造コストを下げることが可能であり、産業上、極めて有用である。