(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．００５〜０．０５％、
Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．５％、
Ｓ  ：０．０００２〜０．００５％、
Ｎｉ：７．０〜１３．０％、
Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｎｂ：０．０００２〜０．１０％、
Ｖ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｕ：０．５〜４．０％、
Ｎ  ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５％、
Ｏ  ：０．００１〜０．０１％
を含有し、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼であって、表面から１mmまでの表層における非金属介在物の短径の平均径ｒが２μm 超かつ６μm 以下で、さらに該非金属介在物の最大径が２５μm 以下であり、下記式１で表されるＲ値が５０以上であることを特徴とする冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材。
R=-5600[O]-160/r-120000[Al][N]-1000[N]+75Aleq+175・・・・式１
但し、  ｒ  ；非金属介在物の短径の平均直径（μm ）
［  ］；各元素の質量％
Ａｌｅｑ；[ Ａｌ] ＜０．０１ならＡｌｅｑ＝０
[ Ａｌ] ≧０．０１ならＡｌｅｑ＝１
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工後の熱処理工程で結晶粒の粗大化が必要な製品、例えば、冷間鍛造用ステンレス線材に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来、オーステナイト系ステンレス線材及び鋼線の冷間鍛造性を向上させるために、加工硬化を抑制する目的でＣ，Ｎを低減させ、Ｃｕを添加したり、加工誘起マルテンサイトを抑制する目的でＮｉ当量を上げたりしてきた（例えば特公平５−８７５８６号公報）。ここで、冷間鍛造性の向上とは、冷間鍛造時の材料の割れ感受性の低減、および工具寿命の高寿命化をさす。
【０００３】
また、冷間鍛造性向上には低耐力化が有効であるため、焼鈍回数を増やし、オーステナイト粒を大きくしてきた（例えば、塑性と加工，第２７巻（１９８６），Ｐ８３９）。また、オーステナイト粒粗大化のため、近年、冷間鍛造をする前のステンレス鋼線のストランド焼鈍の温度を高める傾向にある。
一方、オーステナイト粒の粗大化にはＮの低減も提案されている（例えば、塑性と加工，第２７巻（１９８６），Ｐ８３９）。
この時、安定した高冷間鍛造性を有するためには、オーステナイトの結晶粒径が５０μm以上であることが要求される。
【０００４】
更に、介在物が割れの起点となるため、加工性向上のために介在物を微細化する手法が取られてきた（例えば、特開平５−２４７５９６号公報，特開平８−１３４５９８号公報）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、従来のものでは、冷間鍛造性がばらつき、加工割れが生じる場合があった。この主な原因として、オーステナイト結晶粒径がばらつくことにあった。
そこで、本発明はこれらの課題を解決し、溶体化処理時に安定して粒粗大を起こす冷間鍛造性に優れたステンレス線材を提供することにある。
【０００６】
【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において、マトリックスの成分を限定し、かつ、非金属介在物の分布を限定することで、結晶粒粗大化が容易で冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス線材及び鋼線を安定して得ることを見い出した。本発明は、この知見に基づいてなされた。
【０００７】
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  ：０．００５〜０．０５％、    Ｓｉ：０．１〜１．０％、
Ｍｎ：０．１〜３．５％、          Ｓ  ：０．０００２〜０．００５％、
Ｎｉ：７．０〜１３．０％、 Ｃｒ：１６〜２０％、
Ｎｂ：０．０００２〜０．１０％、 Ｖ  ：０．０１〜０．１５％、
Ｃｕ：０．５〜４．０％、          Ｎ  ：０．００５〜０．０３％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５％、    Ｏ  ：０．００１〜０．０１％
を含有し、Ｃ＋Ｎ≦０．０５％を満たし、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなるオーステナイト系ステンレス鋼であって、表面から１mmまでの表層における非金属介在物の短径の平均径ｒが２μm 超かつ６μm 以下で、さらに該非金属介在物の最大径が２５μm 以下であり、下記式１で表されるＲ値が５０以上であることを特徴とする冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材。
R=-5600[O]-160/r-120000[Al][N]-1000[N]+75Aleq+175・・・・式１
但し、  ｒ  ；非金属介在物の短径の平均直径（μm ）
［  ］；各元素の質量％
Ａｌｅｑ；[ Ａｌ] ＜０．０１ならＡｌｅｑ＝０
[ Ａｌ] ≧０．０１ならＡｌｅｑ＝１
【０００８】
【発明の実施の形態】
先ず、本発明のマトリックスの鋼の成分範囲について述べる。
Ｃはマトリックスの加工硬化を助長し、冷間鍛造性を劣化させるため、０．０５％以下に限定した。しかしながら、０．００５％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．００５％に限定した。好ましくは、０．００５〜０．０３％である。
Ｓｉは脱酸をするために０．１％以上添加するが、オーステナイト系ステンレス鋼の加工硬化を助長するため、上限を１．０％に限定した。好ましくは、０．１〜０．５％である。
Ｓは冷間鍛造性を劣化させる元素であるため、０．００５％以下に限定した。しかしながら、０．０００２％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．０００２％に限定した。好ましくは、０．０００２〜０．００３％である。
【０００９】
Ｎはマトリックスの加工硬化を助長し、また、窒化物、特にＡｌが存在する時はＡｌＮのピン止め効果により、溶体化処理時の粒成長を阻害させるため、０．０３％以下に限定した。しかしながら、０．００５％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．００５％に限定した。好ましくは、０．００５〜０．０２％である。
Ａｌは脱酸元素であり、脱酸生成物である非金属介在物の融点を高め、微細な非金属介在物を抑制し、平均寸法を大きくするため、０．００２％以上添加する。好ましくは、０．０１％以上添加すると効果的である。しかしながら、０．０５％を超えて添加すると、非金属介在物が粗大化しやすくなり、冷間鍛造性が劣化する。そのため、上限を０．０５％に限定した。好ましくは、０．００２〜０．０３％である。
【００１０】
Ｏは冷間鍛造性を劣化させる元素であり、０．０１％以下に限定した。しかしながら、０．００１％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．００１％に限定した。好ましくは、０．００１〜０．００７％である。
Ｃ＋Ｎは前記したようにマトリックスの加工硬化を助長し、冷間鍛造性を劣化させるため、０．０５％以下に限定した。好ましくは、０．０３％以下である。
【００１１】
更に、Ｎｉはオーステナイト組織を安定化させ、加工誘起マルテンサイトによる加工硬化を抑制させるため、７％以上添加した。しかしながら、１３％を超えて添加しても、その効果は飽和するし、経済的でない。そのため、上限を１３％に限定した。
Ｍｎは脱酸元素であり、また、オーステナイト組織を安定化させ、加工誘起マルテンサイトによる硬化を抑制させるため、０．１％以上添加した。しかしながら、３．５％を超えて添加しても、その効果は飽和する。そのため、上限を３．５％に限定した。
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために１６％以上添加した。しかしながら、２０％を超えて添加すると冷間鍛造性を劣化するばかりか、経済的でない。そのため、上限を２０％に限定した。好ましくは、１６〜１９％である。
【００１２】
Ｎｂは炭窒化物のピン止め効果により、溶体化処理時の粒成長を阻害させるため、０．１０％以下に限定した。しかしながら、０．０００２％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．０００２％に限定した。好ましくは、０．０００２〜０．０２％である。
Ｖは炭窒化物のピン止め効果により、溶体化処理時の粒成長を阻害させるため、０．１５％以下に限定した。しかしながら、０．０１％未満に低減することは工業的に経済性に劣る。そのため、下限を０．０１％に限定した。
【００１３】
また、Ｃｕは、オーステナイト系ステンレス鋼の加工硬化を抑制し、冷間鍛造性を向上させるため、０．５％以上添加する。しかしながら、４％を超えて添加するとその効果は飽和するばかりか、Ｃｕ偏析により熱間での製造性を著しく劣化させる。そのため、上限を４％に限定した。好ましくは、１〜３．５％である。
【００１４】
次に本発明で特定した非金属介在物の粒径および（１）式について説明する。表面から１mmまでの表層における非金属介在物の短径の平均径は、ＪＩＳ  Ｇ０５５５に規定されている視野数（測定面積）を画像解析により測定することで計算される平均値である。なお、非金属介在物の短径とは１個の非金属介在物についてその長手方向と直交する方向の断面における短径の最大直径を云い、短径の平均径とは複数の非金属介在物について測定した短径の平均値を云う。図１に画像解析により求めた非金属介在物の短径の粒径の度数図と、平均径の例を示す。また、図２に非金属介在物の短径の平均径と１１００℃で溶体化処理した後の結晶粒径の関係を示す。非金属介在物が微細になると、溶体化処理後の結晶粒径が５０μm未満になり、冷間鍛造性を劣化させるため、下限を２μmに限定した。しかしながら、平均径が６μmを超えるか、または、最大径が２５μmを超えると、非金属介在物を起点とした割れが生じ、冷間鍛造性を劣化させるため、平均径の上限を６μm，最大径を２５μm以下に限定した。好ましくは、平均径を４μm以下、最大径を２０μm以下にすると効果的である。
【００１５】
Ｒは１１００℃で溶体化処理した時の結晶粒径に対する各因子の影響を調査した結果得られたもので、結晶粒径に対し効果のある因子とその影響度を示すものである。図３にその結果を示す。Ｎ，Ｏ，Ａｌの質量％と、非金属介在物の短径の平均径；ｒが影響を与える。Ｒの値が５０未満になると、線材および鋼線の溶体化処理後の結晶粒径が微細になり、冷間鍛造性が劣化するため、下限を５０に限定した。好ましくは、６０以上である。
【００１６】
【実施例】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に本発明鋼Ａ〜Ｗと、表２に比較鋼Ｘ〜ＡＬの成分を示す。
本発明鋼Ａ〜Ｆと比較鋼Ｘ〜Ｚ，ＡＡは０．４Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｃｒを基本成分として加工硬化を大きくし、冷間鍛造性を劣化させるＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００１７】
本発明鋼Ａ，Ｇ〜Ｉと比較鋼ＡＢは０．０２Ｃ−０．４Ｓｉ−０．６Ｍｎ−１８．６Ｃｒ−０．０２Ｎを基本成分としてオーステナイト組織を安定させ、冷間鍛造性を向上させるＮｉ量（％），Ｍｎ（％）を変化させたものである。
【００１８】
本発明鋼Ａ，Ｊと比較鋼ＡＣは０．０２Ｃ−０．６Ｍｎ−９．５Ｎｉ−１８．６Ｃｒ−０．０２Ｎを基本成分として加工硬化を大きくし、冷間鍛造性を劣化させるＳｉ量（％）を変化させたものである。
【００１９】
本発明鋼Ａ，Ｋ，Ｌと比較鋼ＡＤ，ＡＥは０．０２Ｃ−０．６Ｍｎ−９．５Ｎｉ−０．０２Ｎを基本成分として耐食性を向上させ、また、冷間鍛造性を劣化させるＣｒ量（％）を変化させたものである。
【００２０】
本発明鋼Ａ，Ｍ，Ｎと比較鋼ＡＦ，ＡＧは０．０２Ｃ−０．６Ｍｎ−９．５Ｎｉ−１８．５Ｃｒ−０．０２Ｎを基本成分として脱酸生成物である非金属介在物の寸法に影響を及ぼすＡｌ量（％），Ｏ量（％）を変化させたものである。
【００２１】
本発明鋼Ｏ〜Ｔと比較鋼ＡＨ，ＡＩは０．３Ｓｉ−０．４Ｍｎ−９．６Ｎｉ−１７．７Ｃｒ−３Ｃｕを基本成分として、加工硬化を抑制し、冷間鍛造性を向上させるＣｕ量（％）と、加工硬化を大きくし、冷間鍛造性を劣化させるＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２２】
本発明鋼Ａ，Ｕと比較鋼ＡＪは０．０２Ｃ−０．４Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．６Ｎｉ−１８．４Ｃｒ−０．０２Ｎを基本成分として、冷間鍛造性を劣化させるＳ量（％）を変化させたものである。
【００２３】
本発明鋼Ａ，Ｖ，Ｗと比較鋼ＡＫ，ＡＬは０．０２Ｃ−０．４Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．６Ｎｉ−１８．５Ｃｒ−０．０２Ｎを基本成分として、オーステナイト粒径を小さくし、冷間鍛造性を劣化させるＮｂ量（％）とＶ量（％）を変化させたものである。
【００２４】
これらの鋼は、線材および鋼線の介在物分布を変化させるため、製鋼段階で以下の処理を行った。  すなわち、精錬炉にて酸化精錬時に生成したクロム酸化物を含むスラグの還元剤としてＳｉ、またはＡｌ含有物質を用いて、還元精錬後のスラグ組成を調整し、鋳造を行った。
【００２５】
本発明鋼Ａ〜Ｃ，Ｇ〜Ｒ，Ｕ〜Ｗと比較鋼Ｘ，Ｙ，ＡＢ〜ＡＨ，ＡＪ〜ＡＬは非金属介在物の平均径を大きくするためにＡｌ還元を行い、鋳造を行ったものである。
【００２６】
本発明鋼Ｄ，Ｅ，Ｓは非金属介在物の平均径を大きくするためにＳｉ還元を行い、鋳造を行ったものである。
【００２７】
本発明鋼Ｆ，Ｔは非金属介在物の平均径を大きくするためにＳｉ還元を行い、１６００℃で取鍋に出鋼し、取鍋内でＡｌ含有物質を添加し、鋳造を行ったものである。
【００２８】
その他の鋼は、Ｓｉ還元を行い、１６００℃で取鍋に出鋼し、鋳造を行ったものである。
【００２９】
以上の鋳片は通常のステンレス線材の製造工程で、φ５．５mmまで線材圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。得られた熱延材を焼鈍、酸洗し、線材の表層から１mm部までの非金属介在物の長手垂直方向の平均直径を測定した。その後、３．９mmまで冷間伸線加工を施し、鋼線にした。そして、鋼線の表層から１mm部までの非金属介在物の長手垂直方向の平均直径を測定した。ここで、線材と鋼線の非金属介在物の長手垂直方向の平均径はほとんど変わらなかった。その後、１１００℃でストランド焼鈍を施し、３．８mmまで冷間でスキンパス伸線を施し、続いてオーステナイト粒径の測定および圧造試験を実施した。
【００３０】
線材および鋼線の表面から１mmまでの表層における非金属介在物の短径の平均直径は、線材縦断面中心を鏡面研磨し、表層から１mm部までを任意に２００倍で６３視野、合計３．７５mm2 の面積を観察し、その画像解析により平均径を求めた。本発明の平均径は２μm 以上とした。
【００３１】
オーステナイト粒径は線材縦断面中心を鏡面研磨後、硝酸電解エッチし、画像解析により平均結晶粒径を求めた。本発明の平均オーステナイト粒径は５０μm以上とした。
【００３２】
圧造試験では、ＳＵＳ３０４を基本成分とした発明鋼Ａ〜Ｎ，Ｕ〜Ｗと比較鋼Ｘ〜Ｚ，ＡＡ〜ＡＧ，ＡＪ〜ＡＬは六角ボルト形状に、また、ＳＵＳＸＭ７を基本成分とした発明鋼Ｏ〜Ｔと比較鋼ＡＨ，ＡＩはプラス十字頭形状に１００本づつ圧造加工し、割れの発生有無で冷間鍛造性を評価した。本発明の冷間鍛造性の評価は割れが無いこととした。
【００３３】
以上の試験結果を本発明例として表３，比較例として表４に示す。
表３で明らかなように、本発明例は全て上記特性ランクを満足しているのに対し、表４の比較例Ｎｏ．２４はＣ量（％）が高く、冷間鍛造性性に劣っていた。Ｎｏ．２５はＮ量（％）が高く、また、Ｒ値が５０未満であるため、オーステナイト粒が５０μm未満で、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．２６は非金属介在物の短径の平均径が２μm未満であり、Ｒ値が５０未満であるため、オーステナイト粒が５０μm未満で、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．２７は非金属介在物の短径の平均径が２μm未満であり、Ｒ値が５０未満であるため、オーステナイト粒が５０μm未満で、冷間鍛造性に劣っていた。
【００３４】
Ｎｏ．２８はＮｉ量（％）が低く、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．２９はＳｉ量（％）が高く、冷間鍛造性に劣っていた。
【００３５】
Ｎｏ．３０はＣｒ量（％）が高く、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．３１はＣｒ量（％）が低く、耐食性に劣っていた。
【００３６】
Ｎｏ．３２はＡｌ量（％）が高く、２５μm以上の粗大な非金属介在物が生成したため、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．３３は非金属介在物の短径の平均径が６μmを超えたため、冷間鍛造性に劣っていた。
【００３７】
Ｎｏ．３４はＮ量（％）が高く、Ｒ値が５０未満であるため、冷間鍛造性に劣っていた。Ｎｏ．３５は非金属介在物の短径の平均径が２μm未満であるため、冷間鍛造性に劣っていた。
【００３８】
Ｎｏ．３６はＳ量（％）が高く、冷間鍛造性に劣っていた。
【００３９】
Ｎｏ．３７，Ｎｏ．３８はＮｂ量（％）およびＶ量（％）が高く、オーステナイト粒が５０μm以下のため冷間鍛造性に劣っていた。
【００４０】
次に製造方法について述べる。
発明鋼Ａの３．９mmの鋼線を１０２５，１０５０，１０７５，１１００℃でストランド焼鈍を施し、３．８mmまで冷間でスキンパス伸線を施し、続いてオーステナイト粒径の測定および圧造試験を実施した。圧造試験は六角ボルト形状に圧造加工した。
以上の実施例から分かるように本発明鋼の優位性が明らかである。
【００４１】
【表１】
0003869960.tif 000002
【００４２】
【表２】
0003869960.tif 000003
【００４３】
【表３】
0003869960.tif 000004
【００４４】
【表４】
0003869960.tif 000005
【００４５】
【発明の効果】
以上の各実施例から明らかなように、本発明により加工後の熱処理工程で結晶粒の粗大化が必要な製品、例えば、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】表層から１mm部までの短径（長手垂直方向）の介在物径の度数図と平均径の例を示す。
【図２】非金属介在物の短径の平均径と１１００℃ストランド焼鈍後の結晶粒径の関係を示す。
【図３】伸線−１１００℃熱処理後の結晶粒径とＲ値の関係を示す。
【図１】
0003869960.tif 000006
【図２】
0003869960.tif 000007
【図３】
0003869960.tif 000008