(57)【要約】【課題】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。【解決手段】本発明は、Ｃ：０．４０〜０．８％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：０．１％未満（０％を含まない）、Ｍｎ：８．０〜２５％、Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であることを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．４０〜０．８％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：０．１％未満（０％を含まない）、
Ｍｎ：８．０〜２５％、
Ｐ  ：０．０３０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０３％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．００１〜０．１％、
Ｎ  ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物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】
固溶状態のＮ量が０．００１％以下（０％を含む）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、
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または２に記載の非磁性鋼線材又は棒鋼。
【請求項４】
更に、
Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、
Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、及び
Ｎｉ：１％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。
【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、同じ。）、Ｓｉ：０．１％未満（０％を含まない）、Ｍｎ：８．０〜２５％、Ｐ：０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００３％以下（０％を含まない）を含有し、残部が鉄及び不可避不純物であることを特徴とする非磁性鋼線材又は棒鋼である。
【００１３】
本発明の非磁性鋼線材又は棒鋼は、固溶状態のＮ量が０．００１％以下（０％を含む）であることが好ましい。
【００１４】
本発明では、必要に応じて（ａ）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、（ｂ）Ｃｒ：０．３％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１％以下（０％を含まない）、及びＮｉ：１％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種を含有することも好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、化学成分の中でも特にＳｉ量及びＮ量を低減するとともに、Ｃ量及びＭｎ量を適切に調整しているため、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。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】図１は、Ｃ量と、比透磁率及び冷間加工時の最大変形抵抗との関係を表すグラフである。
【図２】図２は、Ｍｎ量と、比透磁率及び冷間加工時の最大変形抵抗との関係を表すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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、Ｎ量を非常に少ない量に抑制すると共に、Ｓｉ量も低減している点に特徴を有している。Ｎ量を低減することによって、固溶Ｎ量も低減でき、鋼線材の動的歪み時効を抑制することで変形抵抗を低減できる。また、Ｓｉ量を低減することによって、固溶強化による強度上昇を抑制できるとともに、固溶Ｃの移動抑制によって加工誘起マルテンサイト変態を抑制できるため、強度上昇の抑制と比透磁率の維持が可能となる。以下に詳述する。
【００１８】
Ｎは、オーステナイト安定化元素であり、オーステナイト相に固溶しやすいので、従来はオーステナイト単相鋼を得るためには、固溶Ｎを増加させることが有効であると考えられていた。但し、固溶Ｎは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、変形抵抗が顕著に増加することによって、金型寿命が低下したり、また鋼の変形能の劣化による素材の割れが生じやすくなり、冷間加工が困難になるという問題があった。しかし、このような変形抵抗増加を避けるべく固溶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り、却って変形抵抗の増加を招く結果となる。つまり、変形抵抗を低減するためには、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り、そのためにはＳｉ量の低減が有効であることが明らかになった。
【００１９】
まず、本発明者らは、加工誘起マルテンサイト変態と固溶Ｃ量との関係に着目して検討した。その結果、鋼材強度が高く転位が増えやすいほど、固溶Ｃが動きやすく、かつ固溶Ｃが転位に固着されやすいほど加工誘起マルテンサイト変態しやすいことを明らかにした。固溶Ｃに起因する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、オーステナイト鋼に塑性変形を付与すると、塑性変形に伴って転位密度が増加し、特に可動転位密度が増加すると、転位に固溶Ｃが固着される。固溶Ｃは転位に固着される方がエネルギー的に安定であるためである。固溶Ｃが転位に固着され、基材中の固溶Ｃが減少することは、すなわちＭｓ点（マルテンサイト変態開始温度）を高めることを意味し、Ｍｓ点が上昇するとオーステナイト相が不安定となって加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなる。加工誘起マルテンサイト変態が生じると、変形抵抗が上昇するだけでなく、比透磁率の上昇も招く。
【００２０】
従来の高Ｍｎオーステナイト鋼は、固溶Ｎの量が多く、固溶Ｎは固溶Ｃと同様に転位に固着される性質があるため、塑性変形が付与されても固溶Ｃはそれほど減少せず、Ｍｓ点の上昇に起因するオーステナイトの不安定化も生じにくい。しかし、固溶Ｎ量を低減した鋼材では、固溶Ｎの転位固着作用が望めないため、固溶Ｃが多く転位に固着されることとなり、上記した通りＭｓ点が上昇することによって、加工誘起マルテンサイト変態が生じやすくなる。
【００２１】
本発明者らは固溶Ｎに替わって、固溶Ｃの転位固着を抑制させ得る元素について検討したところ、Ｓｉ量を低減することが効果的であることを見出した。Ｓｉは固溶Ｃの活量を高める働きがあり、Ｓｉ量が多いと固溶Ｃが鋼中で容易に移動できるため、固溶Ｃが転位に固着されやすくなる。そこで、逆にＳｉ量を十分に低減することによって、固溶Ｃの活量を下げることに着目した。すなわち、Ｓｉ量を低減するとともに固溶Ｎ量を低減すれば、オーステナイトの安定化と動的歪み時効の抑制を両立できる。
【００２２】
本発明ではトータルのＮ量を０．００３％以下とする。Ｎは、鋼中に固溶することによって、オーステナイトを室温で安定化させる作用を有し、安価であるため、一般的な高Ｍｎ非磁性鋼では積極的に活用されている。しかし、固溶Ｎは加工変形時の転位の移動を妨げる動的歪み時効を発生させ、変形抵抗を増加させ、割れを発生させやすくする作用を有する。本発明では、上記したＳｉ及び後記するＣ、Ｍｎの含有量を調整することで、Ｎ量が少なくても（つまり固溶Ｎ量が少なくても）オーステナイト相を室温で安定化できる。Ｎは少しでも固溶すると、特に変形抵抗を顕著に増加させ、且つ加工性の劣化を助長するため、Ｎ量は極力少なくすることが望ましく、本発明では０．００３％以下とする。Ｎ量は、好ましくは０．００２５％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下（特に０．００１０％以下）である。冷間加工性の観点からはＮ量は少なければ少ないほど好ましいく、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、製造上Ｎ量を０％とすることは困難である。
【００２３】
上述した通り、動的歪み時効の原因となるのは固溶状態のＮである。トータルのＮ量を上記したように０．００３％以下に抑制することで、固溶Ｎ量も０．００３％以下に低減でき、変形抵抗の低減と加工性の劣化抑制に有効であるが、Ｎと反応して窒化化合物を形成する元素（Ａｌ、Ｔｉなど）の量を制御することによって、固溶Ｎ量をより効果的に低減できる。固溶Ｎ量は、好ましくは０．００１％以下であり、０％とすることもできる。
【００２４】
Ｓｉ量は０．１％未満（０％を含まない）である。Ｓｉは、セメンタイトの生成を抑制する作用を有する元素であり、高Ｍｎ非磁性鋼においては通常多く添加される元素である。しかし、Ｓｉはオーステナイトを著しく固溶強化させて変形抵抗を増加させるだけでなく、上述したように固溶Ｃの活量を高め、固溶Ｃによる変形抵抗の増加作用を促進させる作用がある。このような変形抵抗の増加を避けるべく、本発明ではＳｉ量を極力低下させている。Ｓｉによる固溶強化は少量でも発生するが、固溶Ｃへの影響が顕著になり始めるＳｉ量は０．１％である。そこで本発明ではＳｉ量を０．１％未満と定めた。Ｓｉ量を０．１％未満とすることによって、加工誘起マルテンサイト変態を抑制できるため、変形抵抗を抑制でき、さらに比透磁率を低いまま維持できる。Ｓｉ量は、好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。Ｓｉ量は少なければ少ない程好ましいが、製造上Ｓｉ量を０％にすることは困難であり、またＳｉ量を０％にすると、溶製中の脱酸を困難にさせ、ガス発生によって変形能が劣化する場合があり、通常０．００５％程度含まれる。
【００２５】
本発明では、上記したＮ量（及び固溶Ｎ量）とＳｉ量を抑制することに加え、Ｃ量、Ｍｎ量を調整することも重要である。
【００２６】
Ｃはオーステナイトを室温で安定化させるために重要な元素である。特に、本発明ではオーステナイト安定化作用のあるＮ量を極めて低く抑えているため、Ｃを所定以上含有させることが重要である。一方、Ｃ量は多ければ多いほどオーステナイトの安定化には有効であるが、所定以上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になり、比透磁率及び冷間加工性が共に悪化する。ここで、Ｃ量が比透磁率及び変形抵抗に与える影響を、図１を参照しつつ説明する。図１は、後記する実施例のデータを用いて、Ｃ量と、比透磁率及び変形抵抗との関係を整理したグラフである。Ｃ量が０．４０％未満では、Ｍｎを十分に添加していてもオーステナイトが不安定になり、マルテンサイトの生成による変形抵抗及び比透磁率の増加が見られる。またＣ量が０．８％を超えると、炭化物の生成によって変形抵抗及び比透磁率が増加する。そこで、Ｃ量を０．４０〜０．８％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。
【００２７】
Ｍｎは、Ｃと共に重要なオーステナイト安定化元素である。特に、Ｍｎは固溶強化能が比較的小さいため、２５％までの添加量であれば変形抵抗をそれほど増加させることがない。Ｎ量を極力低減した本発明の場合、Ｍｎの添加量はＣ量も考慮して決定されるべきである。ここで、Ｍｎ量が比透磁率及び変形抵抗に与える影響を、図２を参照しつつ説明する。図２は、後記する実施例のデータを用いて、Ｍｎ量と、比透磁率及び変形抵抗との関係を整理したグラフである。Ｍｎ量が８．０％未満である場合、オーステナイトが不安定になりやすく、オーステナイトを安定化させるためのＣ量を増加させたとしてもセメンタイトが析出しやすくなり、変形抵抗及び比透磁率が増加する。一方、２５％を超えてＭｎを含有させる場合には、Ｃの添加量がある程度低くできるが、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。そこで、Ｍｎ量を８．０〜２５％と定めた。Ｍｎ量の下限は、好ましくは９．０％であり、より好ましくは１０．０％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】
本発明は、基本成分として上記したＮ、Ｓｉ、Ｃ、Ｍｎの他、Ｐ、Ｓ、Ａｌを含有している。
【００２９】
Ｐは、加熱時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。経済性とその効果を勘案すると、Ｐ量は０．０３０％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０．０２０％以下（特に０．０１５％以下）である。Ｐ量は少なければ少ないほど好ましく、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％とすることは困難である。
【００３０】
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。経済性とその効果を勘案すると、Ｓ量は０．０３％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０．０２０％以下（特に０．０１５％以下）である。Ｓ量は少なければ少ないほど好ましく、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％とすることは困難である。
【００３１】
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（又は熱間鍛造）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に有効である。また、ＡｌＮはオーステナイト結晶粒を整粒化する効果も有する。そのような効果を有効に発揮させるため、Ａｌ量は０．００１％以上とする。Ａｌ量が０．００１％未満であると、溶製中の脱酸が不十分でガス欠陥が生じやすくなるため、変形能が劣化しやすくなる。Ａｌ量は、好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％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０．１％以下とする。Ａｌ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。
【００３２】
本発明の鋼線材の基本成分は上記の通り、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。
【００３３】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢは、いずれも窒化化合物を形成可能であり、窒化化合物の形成により固溶Ｎの低減とオーステナイト粒の整粒化に寄与できる元素であり、これらの１種又は２種以上を組み合わせて用いることにより、このような作用を発揮できる。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の下限は、いずれも好ましくは０．００５％以上であり、より好ましくは０．０１０％以上である。Ｂの含有量の下限は、好ましくは０．０００５％以上であり、より好ましくは０．００１０％以上である。しかし、こうしたＴｉ、Ｎｂ、Ｖ及びＢの作用は、含有量が増加するに連れて増大するものの、過剰になると窒化化合物が多量に生成しすぎて、鋼線材の冷間加工性を低下させるという不具合を生じる。そこで、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖはいずれも０．２５％以下が好ましく、Ｂは０．０１％以下が好ましい。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖの含有量の上限は、いずれもより好ましくは０．２０％以下であり、さらに好ましくは０．１５％以下である。Ｂの含有量の上限は、より好ましくは０．００８０％以下であり、さらに好ましくは０．００６０％以下である。
【００３４】
本発明では、上述した通り、特にＣ、Ｓｉ、Ｍｎの含有量を調整することによってオーステナイトの安定化が可能であり、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ以外のオーステナイト安定化元素の添加は必須ではない。しかし、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉは、いずれも室温でオーステナイトを安定化させる作用以外に、オーステナイト相の積層欠陥エネルギーの増加よって変形能を向上させる作用も有し、これらの１種又は２種以上を組み合わせて用いることにより、このような作用を発揮できる。このような作用を有効に発揮させるため、Ｃｒの含有量の下限は、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。Ｍｏの含有量の下限は、好ましくは０．０５％以上であり、より好ましくは０．０８％以上である。Ｃｕ及びＮｉの含有量の下限は、いずれも好ましくは０．１０％以上であり、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ及びＮｉの含有量が過剰になると、オーステナイト安定化という観点から不要であるだけでなく、鋼線材の強度が増加しすぎることによって冷間加工が困難になる。そこで、Ｃｒ量は０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下であり、さらに好ましくは０．２０％以下である。Ｍｏ量は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。Ｃｕ及びＮｉ量は、いずれも１％以下が好ましく、より好ましくは０．９０％以下であり、さらに好ましくは０．８０％以下である。
【００３５】
本発明の鋼線材の組織は、オーステナイト単相であり、全組織に対するオーステナイト相の割合は、面積率で通常９５％以上であり、好ましくは９８％以上であり、特に１００％が好ましい。オーステナイト相以外の組織としては、例えばフェライト、マルテンサイト、ベイナイト、セメンタイトなどが挙げられる。
【００３６】
本発明の鋼線材の製造方法は、特に限定されず、一般的な熱間圧延（又は熱間鍛造）工程に準拠する方法で製造できる。例えば、９５０〜１２５０℃に加熱し、８００〜１２００℃で熱間加工（熱間圧延又は熱間鍛造）した後、室温まで０．５〜２０℃／秒の速度で冷却すれば良い。また、前記冷却後に、７５０〜１０００℃で１０分以上保持してから、室温まで０．５〜２０℃／秒の速度で冷却する焼ならしを行っても良い。
【００３７】
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圧縮率６０％で冷間加工により圧縮した際の変形抵抗は１４５０ＭＰａ以下（好ましくは１４３０ＭＰａ以下）とでき、且つ前記圧縮後に割れが生じない。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】
【００３８】
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。
【００３９】
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〜１Ｚは製造方法（１）、鋼種２Ａ〜２Ｚは製造方法（２）によって製造した。
【００４０】
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１０００℃に加熱し、φ４５ｍｍの丸棒に熱間圧延。その後、３℃／秒で室温まで冷却。
【００４１】
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１０００℃に加熱し、φ４５ｍｍの丸棒に熱間鍛造。その後、３℃／秒で室温まで冷却。
【００４２】
【表１】
2013023742.tif 000002
【００４３】
【表２】
2013023742.tif 000003
【００４４】
製造方法（１）又は（２）で得られた棒鋼を下記の方法で評価した。
【００４５】
冷間加工性（冷間鍛造性）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。
【００４６】
冷間加工性は、圧縮率６０％で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。
【００４７】
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。
【００４８】
固溶Ｎ量評価方法
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。
【００４９】
これらの結果を表３、４に示す。
【００５０】
【表３】
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【００５１】
【表４】
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【００５２】
１Ａ〜１Ｂ、１Ｄ〜１Ｅ、１Ｇ〜１Ｈ、１Ｊ〜１Ｍ、１Ｐ〜１Ｒ、１Ｔ〜１Ｖ、１Ｘ、１Ｚ、２Ａ、２Ｄ〜２Ｇ、２Ｉ〜２Ｏ、２Ｑ、２Ｓ、２Ｕ〜２Ｗ、２Ｙ〜２Ｚは、本発明の要件を満たしているため、冷間鍛造性に優れるとともに、比透磁率も良好である。なお、これらについて、棒鋼の軸方向に垂直な断面を、電解放射型走査電子顕微鏡を用いて（加速電圧２０ｋＶ、観察倍率４００倍）で観察したところ、いずれの組織もオーステナイト相が１００面積％であった。
【００５３】
一方、上記以外のものは、化学成分の少なくともいずれかが本発明の要件を満たしておらず、冷間鍛造性及び／又は比透磁率に問題が生じている。
【００５４】
１Ｃ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、破壊の起点が増えたため、冷間鍛造時に割れた。１Ｆは、Ｓｉ量が多かったため、固溶強化、及び固溶Ｃの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。
【００５５】
１Ｉは、Ｃｒ量が多かったため、Ｃｒの固溶強化によって変形抵抗が高くなった。１Ｎは、Ｍｎ量が少なかったため、セメンタイトが析出し、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。
【００５６】
１Ｏ、１Ｓは、Ｎ量が多かったため、固溶Ｎ量も多く、顕著な動的歪み時効が発生し、変形抵抗の増加と冷間鍛造時の割れ発生を招いた。動的歪み時効が生じると、転位が固溶Ｃや固溶Ｎに固着されて変形抵抗が増加し、変形を進めるには転位が増加しなければならない。また、新たに導入された転位も、固溶Ｃや固溶Ｎで固着されるため、変形抵抗の増加→転位の増加→固溶Ｃや固溶Ｎの固着といった連鎖が生じることとなる。すなわち、動的歪み時効が発生している局所では、固溶Ｃや固溶Ｎが周囲と比較して減少し、また局所的に歪みが高くなっていることも影響して、オーステナイトが不安定になる。このため、加工誘起マルテンサイト変態が助長される結果となり、比透磁率の増加を招いた。
【００５７】
１Ｗは、Ｃ量が多かったため、セメンタイトが析出し、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。１Ｙは、Ｍｎ量が多く、Ｍｎの固溶強化により変形抵抗が増加した。
【００５８】
２Ｂは、Ｃ量が少なかったため、オーステナイトが不安定となって加工誘起マルテンサイト変態が助長され、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れの発生、及び比透磁率の劣化を招いた。２Ｃは、Ｍｎ量が多く、Ｍｎの固溶強化によって変形抵抗の増加を招いた。
【００５９】
２Ｈは、Ｓｉ量が多く、固溶強化、及び固溶Ｃの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。２Ｐは、Ｎ量が多かったため、固溶Ｎ量も多く、変形抵抗の増加と冷間鍛造時に割れが発生した。また、動的歪み時効によって、変形部の固溶Ｃや固溶Ｎが減少することとなり、加工誘起マルテンサイト変態が助長され、比透磁率の増加を招いた。
【００６０】
２Ｒは、Ｐ量が多かったため、結晶粒界のＰ濃度が高くなって冷間鍛造性が劣化し、冷間鍛造時に割れが発生した。２Ｔは、Ａｌ量が多く、鋼中の固溶Ａｌ量が増加して脆化するため、冷間加工性が劣化して冷間鍛造時に割れが発生した。２Ｘは、Ｓｉ量が多く、固溶強化、及び固溶Ｃの減少によって加工誘起マルテンサイト変態が生じ、変形抵抗の増加、冷間鍛造時の割れ、及び比透磁率の劣化を招いた。
【図１】
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【図２】
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