(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１〜０．０１％未満，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．１〜６．０％，Ｎｉ：７．０〜１３．０％，Ｃｒ：１５．０〜２０．０％，Ｎ：０．００１〜０．０６％，Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、結晶粒度がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の粒度番号で３〜８であることを特徴とする冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項２】
Ｏ：０．００５〜０．０２％，Ｓｉ：０．０５〜０．３％，Ａｌ：０．００８％以下を特徴とする請求項１記載の冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項３】
Ｏ：０．００５％以下，Ａｌ：０．００８〜０．１％を特徴とする請求項１記載の冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項４】
Ｃｕ：０．５〜３．５％を含有することを特徴とする請求項１〜３記載のいずれかの冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
【請求項５】
Ｍｏ：０．２〜３．０％を含有することを特徴とする請求項１〜４記載のいずれかの冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、オーステナイト系ステンレス鋼の軟質化に係わり、例えば、ステンレスねじの冷間加工性や冷間加工時の工具寿命向上等に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
オーステナイト系ステンレス製のねじ等は、冷間加工により製造されるため、優れた冷間加工性と工具寿命が要求される。
従来、ねじ等に冷間加工されるオーステナイト系ステンレス材料として、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０５，ＳＵＳＸＭ７等が使用されているが、最近の強冷間加工性（長工具寿命化）ニーズを必ずしも満足していない。
そのため、Ｎｉ添加量を増やしたＳＵＳ３８４，ＳＵＳ３８５が使用されている。また、Ｍｎ，Ｎｉ，Ｃｕを添加し、Ｃ，Ｎを低減させた軟質化材料も提案されている（特開平６１−１９００４８公報）。
更に、近年、オーステナイト系ステンレス鋼において、Ｃｕ，Ｂを同時に添加して冷間鍛造性を向上させることが提案されている（特開平７−３１６７４３号公報）。
一方、介在物を制御して、結晶粒径を粗大化して冷間加工性を向上することも提案されている（特開２０００−１４４３４０）。
しかしながら、これらの材料は、必ずしも強冷間加工性（長工具寿命化）、且つ、低価格化のニーズを満足していない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、冷間加工性および工具寿命に優れる軟質オーステナイト系ステンレス鋼を安価に提供することにある。
【０００４】
【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、オーステナイト系ステンレス鋼のマトリックスと粒界強度を低減させるように、Ｃ，Ｎを低減し、且つ、Ｂを適量添加して、結晶粒を適正化させるという従来技術の組み合わせで、大幅に冷間加工性と工具寿命を向上できる軟質オーステナイト系ステンレス鋼を安価に得ることを見いだし、本発明をなしたのである。
【０００５】
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：０．００１〜０．０１％未満，Ｓｉ：０．０５〜１．０％，Ｍｎ：０．１〜６．０％，Ｎｉ：７．０〜１３．０％，Ｃｒ：１５．０〜２０．０％，Ｎ：０．００１〜０．０６％，Ｂ：０．００１〜０．０１％、Ｏ：０．０２％以下、Ａｌ：０．１％以下を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなり、結晶粒度がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の粒度番号で３〜８であることを特徴とする冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼である。
（２） Ｏ：０．００５〜０．０２％，Ｓｉ：０．０５〜０．３％，Ａｌ：０．００８％以下を特徴とする前記（１）記載の冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼である。
（３） Ｏ：０．００５％以下，Ａｌ：０．００８〜０．１％を特徴とする前記（１）記載の冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼である。
（４）Ｃｕ：０．５〜３．５％を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）記載のいずれかの冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼である。
（５） Ｍｏ：０．２〜３．０％を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）記載のいずれかの冷間加工性に優れた軟質オーステナイト系ステンレス鋼である。
【０００６】
【発明の実施の形態】
以下に、先ず、本発明請求項１記載の限定理由を述べる。
Ｃはオーステナイトのマトリックスを軟化し、且つ、Ｂ添加により効果的に粒界強度を低減させて冷間加工性を向上させるために０．０３５％以下にする。しかしながら、工業的に０．００１％以下にするのは困難なため、下限を０．００１％とする。好ましくは、０．００３％以上、０．０１％未満で本発明の効果が著しい。
【０００７】
Ｓｉは脱酸のために０．０５％以上添加するが、過剰の添加は強度を高め、冷間加工性を劣化させる。そのため、上限を１．０％に限定する。好ましい範囲は、後述するが、０．０５〜０．３％である。
【０００８】
Ｍｎはオーステナイトを安定化させ、加工硬化を抑制して冷間加工性を向上させるために添加する。しかしながら、０．１％以下にすることは経済性に劣る。そのため、下限を０．１％とする。一方、６．０％を超えると耐食性を劣化させるばかりか、逆に固溶強化によりＢの軟質化の効果が明確でなくなる。そのため、上限を６．０％に限定する。好ましい範囲は、０．５〜３．０％である。
【０００９】
Ｎｉはオーステナイトを安定化させ、加工硬化を抑制して、Ｂによる軟質化の効果を明確にするために７．０％以上添加する。しかしながら、１３．０％を超えると経済性に劣る。そのため、上限を１３．０％にする。好ましい範囲は、８．０〜１１．０％である。
【００１０】
Ｃｒは耐食性確保のために１５．０％以上添加する。しかしながら、２０．０％を超えて添加すると経済的でないばかりか、固溶強化のためＢによる軟質化の効果が低減する。そのため、上限を２０．０％にする。好ましい範囲は、１６．０〜１９．０％である。
【００１１】
Ｎはオーステナイトのマトリックスを軟化し、且つ、Ｂ添加により効果的に粒界強度を低減させて冷間加工性を向上させるために、０．０６％以下にする。しかしながら、工業的に０．００１％以下にするのは困難なため、下限を０．００１％とする。好ましい範囲は、０．００３〜０．０３％である。
【００１２】
Ｂは、結晶粒界へ偏析することによりＣの粒界偏析を軽減させるため、粒界強度（強度）が低減し、冷間加工性が向上する。そのため、０．００１％以上添加する。しかしながら、０．０１％を超えて添加するとボライドの生成が著しく、逆に硬質化し、冷間加工性を劣化させる。そのため、上限を０．０１％にする。好ましい範囲は０．００２〜０．００５％である。
【００１３】
結晶粒径は、Ｂの粒界強度低減効果を著しく引き出すために、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１の粒度番号で８以下にする。しかしながら、粒度番号で３未満になると冷間加工時の肌荒れが起こるので粒度番号の下限を３にする。好ましい範囲は、粒度番号で４〜６である。
【００１４】
次に請求項２記載の限定理由について述べる。
Ｃはオーステナイトのマトリックスを軟化し、且つ、Ｂ添加により効果的に粒界強度を低減させて冷間加工性を向上させるために低減させる。ここで、結晶粒度を適正化して、Ｃを０．０１％未満にすると粒界強度の低減、すなわち、軟質効果が特に著しくなる。図１は１７％Ｃｒ―１２．６％Ｎｉ―０．６％Ｍｎ―０．０１％Ｎ鋼のＣ，Ｂ量と焼鈍後の結晶粒度および引張強さの関係を示したものである。Ｂを添加した材料では、Ｃが低く、結晶粒が粗大程、軟質化している。特に、Ｃが０．０１％未満，結晶粒度が７以下の材料で、軟質の効果が著しい。図２に０．００７％Ｃ−０．８％Ｍｎ−１２．５％Ｎｉ−１７．５％Ｃｒ−０．０２％Ｎ鋼のＢ量と焼鈍後の結晶粒度および引張強さの関係を示す。結晶粒度が８以下、Ｂ量が０．００１％〜０．０１％の範囲で本発明の軟質効果が著しい。そのため、Ｂによる軟質化効果を最大限に引き出すため、Ｃを０．０１％未満に限定する。しかしながら、工業的に０．００１％以下にするのは困難なため、下限を０．００１％とする。好ましい範囲は、０．００３％以上、０．０１％未満である。
その他の元素は、上記請求項１についての記載と同じである。
【００１５】
次に請求項３記載の限定理由について述べる。
Ｏは、Ｓｉ，Ａｌとともに規定して、Ｃｒ−Ｓｉ―Ｍｎ系の２次脱酸生成物の微細分散を抑制することにより結晶粒度を効果的に７以下にし、Ｂの軟質化効果を明確にするため、０．００５％以上添加する。しかしながら、０．０２％を超えると脱酸生成物が粗大化し、逆に冷間加工性が劣化する。そのため、上限を０．０２％にする。好ましい範囲は、０．００６〜０．０１５％である。
【００１６】
Ｓｉは、Ｏ，Ａｌとともに規定し、２次脱酸生成物を制御してＢの軟質化効果を明確にするため、上限を０．３％以下にする。しかしながら、０．０５％未満になると脱酸不良となり粗大介在物が生成し、冷間加工性が劣化する。そのため、下限を０．０５％にする。好ましい範囲は、０．１〜０．２５％以下である。Ａｌは、Ｓｉ，Ｏとともに規定し、２次脱酸生成物を制御してＢによる軟質化の効果を引き出すため、０．００８％以下に限定する。好ましい範囲は、０．００５％以下である。
【００１７】
次に請求項４記載の限定理由について述べる。
Ｏは、Ａｌとともに規定して、Ａｌ系の２次脱酸生成物を生成させることにより２次脱酸生成物の微細分散を抑制し、且つ、介在物の清浄度を向上させ、結晶粒度を効果的に７以下にすることでＢの軟質化効果を明確にする。そのため、上限を０．００５％以下とする。好ましい範囲は、０．００４％以下である。
【００１８】
ＡｌはＯとともに規定し、Ａｌ系の２次脱酸生成物を制御してＢの軟質化効果を明確にするため、０．００８％以上添加する。しかしながら、０．１％を超えて添加すると非定常の粗大なＡｌ系脱酸生成物が生成し、冷間加工性を劣化させる。そのため、上限を０．１％に限定した。好ましい範囲は、０．０１〜０．０６％である。
【００１９】
次に請求項５記載の限定理由について述べる。
Ｃは上記請求項２に関する説明にて記載しているように、０．００１以上、０．０１％未満でその効果が特に著しくなる。
Ｃｕは、マトリックスの加工硬化を抑制し、Ｂ添加およびＣ低減による粒界強度の低減効果を最大限に引き出すため、０．５％添加する。しかしながら、３．５％を超えて添加すると、Ｃｕの偏析がひどくなり、熱間製造性が劣化する。そのため、上限を３．５％にする。
【００２０】
次に請求項６記載の限定理由について述べる。
Ｍｏは、製品の耐食性を向上させるため０．２％以上添加する。しかしながら、３．０％を超えて添加すると固溶強化のためＢおよび粒径による軟質効果が低減する。そのため、上限を３．０％にする。
【実施例】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に実施例の鋼のベース成分を示す。この鋼をベースにＢを添加し、結晶粒度とＢの効果を調査した。
【００２１】
【表１】
0004425504.tif 000002
【００２２】
鋼Ａ〜Ｆは、０．７Ｍｎ−１２．５Ｎｉ−１７．８Ｃｒ−０．２Ｃｕを基本成分として、強度に寄与するＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
鋼Ｇ〜Ｊは、０．００８Ｃ−０．２Ｓｉ−１８．３Ｃｒ―０．０１Ｎを基本成分として、オーステナイトの安定度に寄与するＭｎ量（％），Ｎｉ量（％）を変化させたものである。
鋼Ｋ〜Ｎは、０．００８Ｃ―０．２Ｓｉ―１２．５Ｎｉ―０．２Ｃｕを基本成分として、耐食性に寄与するＣｒ量（％），Ｍｏ量（％）を変化させたものである。
鋼Ｏ〜Ｒは、０．００７Ｃ―０．２Ｓｉ―１０Ｎｉ―１７．７Ｃｒ―０．２Ｍｏ―０．０１Ｎを基本成分として、軟質化（冷間加工性）に寄与するＣｕ量（％）を変化させたものである。
鋼Ｓ〜Ｕは、０．００７Ｃ―０．７Ｍｎ―１２．７Ｎｉ―１８．１Ｃｒ―０．１Ｍｏ―０．２Ｃｕ―０．０２Ｎを基本成分として、脱酸生成物に寄与するＳｉ，Ａｌ，Ｏを変化させたものである。
【００２３】
これらの成分の鋼は、100kgの真空溶解炉にて溶解して２分注を実施し、片方にＢを添加した。その後、鋳片を熱間加工にてΦ９ｍｍの熱間圧延し、その後、１１００℃で溶体化処理を行って酸洗を施し、Φ３．９ｍｍまで冷間伸線加工を施した。そして、引き続き、結晶粒径を変化させる目的で、１０５０〜１１５０℃でストランド焼鈍を施し、ステンレス鋼線とした。
【００２４】
ステンレス鋼線の圧造時の工具寿命は、焼鈍時の強度にほぼ比例するため、引張強さで評価した。引張強さは、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に従い、引張試験を行い、測定した。
また、オーステナイト粒度は、鋼線縦断面中心を鏡面研磨後、硝酸電解エッチし、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１により中心部付近の結晶粒度を測定した。
【００２５】
一部のステンレス鋼線は、実際に高冷間加工性（長工具寿命化）の効果を確認するため、蓚酸被膜を施し、Φ３．８５ｍｍまで軽伸線を実施し、圧造試験を行った。圧造試験は、プラス十字頭形状に２万本圧造加工し、プラス十字工具先端の工具摩耗量にて評価した。本発明鋼の工具寿命は、ベース鋼に対して優れていた。
【００２６】
ストランド焼鈍後の引張強さの評価結果について、本発明のＢの軟質化の効果と比較例を表２に示す。
【００２７】
【表２】
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【００２８】
本発明例では、Ｂの軟質化の効果が明確であり、Ｂ添加により２０Ｎ／ｍｍ2以上の軟質化が認められる。
これに対し、比較例Ｎｏ．１では、ストランド焼鈍温度が低く、結晶粒径が小さいため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．２では、Ｂ量の添加量が多すぎるため、ボライドが多く析出し、逆に硬質化している。
比較例Ｎｏ．４では、Ｎ量が高いため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．５では、Ｎｉ量が低いため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．６では、Ｍｎ量が高いため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．７，８では、Ｃｒ量およびＭｏ量がそれぞれ高いため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．９では、Ｃｕ量が高いため、Ｂの軟質化の効果が確認できるが、表面疵が多発し、工業的に有用でない。
比較例Ｎｏ．１０，１１では、Ｓｉ量が高く、且つ、ストランド焼鈍温度が低めであり、結晶粒径が小さいため、Ｂの軟質化の効果が明確でない。
比較例Ｎｏ．１２，１３では、ストランド焼鈍温度が高く、結晶粒径が大きすぎるため、Ｂの軟質化の効果が明確であるが、加工肌荒れの観点から工業的に好ましくない。
【００２９】
次に圧造試験時の工具寿命の評価結果について、本発明例と比較例を表３に示す。Ｂ添加量，ストランド焼鈍条件およびストランド焼鈍後の特性は表２の同一鋼種と同じである。
【００３０】
【表３】
0004425504.tif 000004
【００３１】
本発明例は本発明例では、Ｂの軟質化の効果により、大幅な工具寿命の向上が認められる。
一方、比較例Ｎｏ．１４では、ストランド焼鈍後の結晶粒径が小さく、Ｂの軟質化の効果が明確でないため、工具寿命の向上が認められない。
比較例Ｎｏ．１６では、Ｎ量が高いため、工具が損傷し、Ｂの効果は明確でない。
比較例Ｎｏ．１７では、Ｓｉ量が高く、結晶粒径が小さいため、Ｂの軟質化の効果が明確でなく、工具寿命の向上が認められない。
以上の結果、本発明のＢの軟質化の効果の優位性は明らかである。
【００３２】
【発明の効果】
以上の各実施例から明らかなように、本発明により軟質なオーステナイト系ステンレス鋼、例えば、冷間加工性および工具寿命に優れた冷間鍛造用ステンレス線材および鋼線を安価に、且つ、安定して提供することが可能であり、産業上、極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】１７％Ｃｒ―１２．６％Ｎｉ―０．６％Ｍｎ―０．０１％Ｎ鋼のＣ，Ｂ量と焼鈍後の結晶粒度および引張強さの関係
【図２】０．００７％Ｃ−０．８％Ｍｎ−１２．５％Ｎｉ−１７．５％Ｃｒ−０．０２％Ｎ鋼の結晶粒度、Ｂ量と引張強さの関係
【図１】
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【図２】
0004425504.tif 000006