(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、
Ｎｉ：７．０〜１３．０％、
Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、
Ｏ  ：０．００５〜０．０２％、
Ａｌ：０．０１％未満、
Ｎ  ：０．１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、０．５〜２μｍの酸化物の平均Ｓｉ濃度が１０質量％以下であることを特徴とする熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
【請求項２】
オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、
Ｓｉ：０．３〜０．４％、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、
Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、
Ｎｉ：７．０〜１３．０％、
Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、
Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００７％、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ  ：０．０３％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、０．５〜２μｍの酸化物の平均Ａｌ濃度が１０〜４０質量％であることを特徴とする熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
【請求項３】
オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、更に
Ｃｕ：０．２〜４．０％、
Ｍｏ：０．１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
【請求項４】
鋳造後、分塊圧延せずに、直接、熱間圧延をしてなることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載の熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
【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、例えば冷間加工用ステンレス鋼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および鋼線の冷間加工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、冷間加工性の向上とは、例えば冷間鍛造時の材料の割れ感受性の低減、および工具の高寿命化をさす。
【０００３】
また、冷間加工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、近年は冷間加工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、安定した高冷間加工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採られてきた（例えば特開平５−２４７５９６号公報、特開平８−１３４５９８号公報）。
また、マルテンサイト系ステンレス鋼において、ｂｃｃ構造の鉄鋼材料の固溶強化に寄与するＳｉ量を低減して軟質化し、冷間加工性を向上させる試みがある（特開平１−１７６０５３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加工性がばらつき、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加工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、かつ微細な非金属介在物の組成を限定することで、結晶粒粗大化が容易で冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材およ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）オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、 Ｓｉ：０．０５〜０．２５％、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、 Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、 Ｎｉ：７．０〜１３．０％、
Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、 Ｏ  ：０．００５〜０．０２％、
Ａｌ：０．０１％未満、 Ｎ  ：０．１％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、０．５〜２μｍの酸化物の平均Ｓｉ濃度が１０質量％以下であることを特徴とする熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
（２）オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、
Ｃ  ：０．０５％以下、 Ｓｉ：０．３〜０．４％、
Ｍｎ：０．１〜４．０％、 Ｐ  ：０．０５％以下、
Ｓ  ：０．０３％以下、 Ｎｉ：７．０〜１３．０％、
Ｃｒ：１６．０〜２０．０％、  Ａｌ：０．０１〜１．０％、
Ｏ  ：０．０００５〜０．００７％、  Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｎ  ：０．０３％以下
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、０．５〜２μｍの酸化物の平均Ａｌ濃度が１０〜４０質量％であることを特徴とする熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
（３）オーステナイト系ステンレス鋼の成分が質量％で、更に
Ｃｕ：０．２〜４．０％、  Ｍｏ：０．１〜３．０％
の１種または２種を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
（４）鋳造後、分塊圧延せずに、直接、熱間圧延をしてなることを特徴とする前記（１）ないし（３）のいずれか１項に記載の熱処理時の粗粒化特性および冷間加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼線材。
【０００８】
【発明の実施の形態】
まず本発明で特定した非金属介在物のサイズとその組成について説明する。
鋼中の２次脱酸生成物である微細な酸化物中のＳｉ酸化物は、熱処理により分解し、Ｃｒ酸化物へと置換する。この微細なＳｉ酸化物の分解、Ｃｒ酸化物への超微細再析出によりオーステナイト粒界のピンニング力が増大し、通常、溶体化処理がなされる約１１００℃前後の熱処理で結晶粒が粗大化し難くなる。しかしながら、０．５〜２μｍの酸化物の平均Ｓｉ濃度（微細粒酸化物中のＳｉ濃度）が１０％以下なら、熱処理時の分解・再析出が抑制され、粒粗大化することを見いだした。
【０００９】
図１に、質量％で１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ鋼の０．５〜２μｍサイズの微細酸化物の平均Ｓｉ濃度（％）と、冷間加工−１１００℃熱処理時の結晶粒径の関係を示す。微細酸化物中の平均組成が約１０％以下になると粒粗大しているのがわかる。そのため、０．５〜２μｍの酸化物の平均組成のＳｉ濃度が１０％以下に限定した。ここで酸化物の平均組成は、非金属介在物中のＳとＣｕ元素（硫化物）を除いて質量％で換算して求めた値である。粗粒化に効果があるのは鋼の製造時に生じる２次脱酸生成物のサイズが約０．５〜２μｍの範囲にあるため、本発明では規定する微細酸化物のサイズを０．５〜２μｍに限定した。
【００１０】
微細酸化物中のＳｉ濃度を下げるには、請求項１に記載したようにマトリックス中のＳｉ濃度を０．２５％以下に低減し、Ｏ濃度を０．００５％以上添加して、鋳造時から安定なＣｒ系酸化物系を積極的に生成させることが有効である。
【００１１】
また、酸化物中のＳｉ濃度を下げるには、請求項２に記載したようにマトリックス中にＡｌを０．０１％以上添加し、脱酸生成物である酸化物中のＡｌ酸化物の平均組成を２０％以上、すなわち０．５〜２μｍの酸化物の平均組成のＡｌ濃度を１０％以上にすることが有効である。但し、Ａｌ濃度が４０％超になると粗大なクラスター状のＡｌ２ Ｏ３ を生成させ、冷間加工性を劣化させる。そのため、請求項２では０．５〜２μｍの酸化物の平均組成のＡｌ濃度を１０〜４０％に限定した。
【００１２】
次に、請求項４の鋳造後、直接、熱間圧延してなるものについての限定理由を説明する。
従来行われてきた分塊圧延を施すと、その熱履歴によりＳｉＯ２ 系の介在物が比較的粗大なＣｒ２ Ｏ３ に変化するため、粒界のピンニング力が低下し、本発明の効果が薄れる。従って請求項１〜３の本発明を、安価に製造できる直接、熱間圧延により製造される鋼に適用することが、経済的にその効果が特に優れる。そのため請求項４では鋳造後、直接、熱間圧延してなる鋼製品に限定した。
【００１３】
次に、本発明の請求項１〜３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、冷間加工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。
一方Ｂが存在する時は、炭化物が析出し特性を劣化させるため、上限を０．０１５％にする。
【００１４】
ＳｉはＡｌが存在しない場合は、脱酸をするために０．０５％以上添加するが、０．２５％超添加すると、微細なオーステナイト粒の原因となるＳｉＯ2 系の微細酸化物の生成を助長させる。図２に１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．００４％Ｏ−０．００２％Ａｌ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＳｉ量（％）と結晶粒径の関係を示す。Ｓｉ量（％）が０．２５％を超えるとＳｉ系主体の酸化物が多くなるため、結晶粒が微細化している。そのため上限を０．２５％に限定した。好ましくは０．２０％以下である。
【００１５】
Ｓは冷間加工性を劣化させる元素であるため、０．０３％以下に限定した。
好ましくは、０．０１％以下である。
【００１６】
Ｎはマトリックスの加工硬化を助長し、冷間加工性を劣化させるため、上限を０．１％に限定した。一方、Ａｌが０．０１％以上の場合、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％以下にするのがよい。
【００１７】
Ａｌは脱酸元素であり、微細オーステナイト粒の原因となる微細ＳｉＯ２ 系の酸化物の生成を抑制するため、０．０１％以上添加する。図３に１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．３％Ｓｉ−０．００３％Ｏ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＡｌ量（％）と結晶粒径の関係を示す。図からＡｌ量が０．０１％未満になると、Ｓｉ系の微細な酸化物が多くなるため、結晶粒が微細化していることが分かる。そのため、下限を０．０１％に限定した。しかしながら、１．０％を超えて添加すると経済的でない。そのため、上限を１．０％に限定した。好ましくは０．０１〜０．１％である。
一方、Ｏが０．００５％以上の場合、Ａｌが０．０１％以上含有すると粗大なＡｌ系酸化物を生成させ、冷間加工性を劣化させる。そのため、Ｏが０．００５％以上の場合はＡｌの上限を０．０１％未満に限定した。
【００１８】
Ｏは冷間加工性を劣化させる元素であり、０．０２％以下に限定した。しかしながら、Ａｌを添加していない時はＯを０．００５％未満に低減すると微細オーステナイト粒の原因となるＳｉＯ２ 系の微細酸化物の生成を助長させる。図４に１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．２％Ｓｉ−０．００３％Ａｌ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＯ量（％）と結晶粒径の関係を示す。Ｏ量が０．００５％未満になるとＳｉ系主体の微細な酸化物が多くなるため、結晶粒が微細化している。そのため、Ａｌが存在しない時はＯの下限を０．００５％にした。
一方、Ａｌが存在する時は微細なＳｉＯ２ 系の酸化物の生成が抑制されるが、Ｏが０．００７％超になると粗大なＡｌ系酸化物を生成し、冷間加工性を劣化させる。このことから、Ａｌが存在する時はＯの上限を０．００７％に限定した。しかしながら、０．０００５％未満に低減することは工業的に経済的でない。そのため、Ｏの下限を０．０００５％に限定した。
【００１９】
ＣａはＡｌを添加した時にＡｌ系酸化物の粗大凝集による冷間加工性を抑制させるために、０．０００５％以上添加する。しなしながら、０．０１％を超えて添加するとその効果は飽和し、経済的でないばかりか耐食性を劣化させる。そのため上限を０．０１％に限定した。
【００２０】
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効果を抑制させるため、７％以上添加する。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。
【００２１】
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％以上添加する。しかしながら４％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４％にした。
【００２２】
Ｃｒはステンレス鋼の耐食性を確保するために１６％以上添加する。しかしながら２０％を超えて添加すると経済的でない。そのため上限を２０％に限定した。好ましくは１６〜１９％である。
【００２３】
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、冷間加工性を向上させるため、必要に応じて０．２％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。
【００２４】
Ｍｏはオーステナイト系ステンレス鋼の耐食性を向上させるため、必要に応じて０．１％以上添加する。しかしながら３．０％を超えて添加すると、その効果は飽和するばかりか冷間加工性を劣化させる。そのため上限を３．０％に限定した。
【００２５】
【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〜Ｅ，Ｇ〜Ｊ，Ｌ〜Ｒと、表２に比較鋼Ｓ〜Ｚ，ＡＡ〜ＡＩの成分を示す。
本発明鋼Ａ〜Ｄと比較鋼Ｓ〜Ｘは、０．６Ｍｎ−９．５Ｎｉ−１７．５Ｃｒ−３Ｃｕ−０．０２Ｎ系を基本成分として、酸化物の状態を大きく変化させるＳｉ量（％），Ａｌ量（％），Ｃａ量（％），Ｏ量（％）を変化させたものである。
【００２６】
本発明鋼Ｅ，Ｇと比較鋼Ｙ，Ｚ，ＡＡは、０．２Ｓｉ−０．７Ｍｎ−９．７Ｎｉ−１８．１Ｃｒ系を基本成分として加工硬化を大きくし、冷間加工性を劣化させるＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２７】
本発明鋼Ｈ〜Ｊと比較鋼ＡＢ，ＡＣは、０．０２Ｃ−０．２Ｓｉ−１８．１Ｃｒ−０．５Ｃｕ−０．０３Ｎ系を基本成分として、オーステナイト組織を安定させるＮｉ量（％），Ｍｎ量（％）を変化させたものである。
【００２８】
本発明鋼Ｅ，Ｌと比較鋼ＡＤ，ＡＥは、０．２Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．７Ｎｉ−１８．１Ｃｒ−０．０１Ｎ系を基本成分として、冷間加工性を劣化させる偏析元素であるＰ，Ｓを変化させたものである。
【００２９】
本発明鋼Ｅ，Ｍ〜Ｏと比較鋼ＡＦ〜ＡＨは、０．２Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．７Ｎｉ−１８Ｃｒ−０．０１Ｎ系を基本成分として、耐食性を向上させ、また冷間加工性を劣化させるＣｒ量（％），Ｍｏ量（％）を変化させたものである。
【００３０】
本発明鋼Ｅ，Ｐ〜Ｒと比較鋼ＡＩは、０．０１Ｃ−０．２Ｓｉ−０．６Ｍｎ−９．７Ｎｉ−１８Ｃｒ−０．０１Ｎ系を基本成分として、軟質化および冷間加工性を向上させるＣｕを変化させたものである。
【００３１】
これらの鋼は、線材の微細な酸化物の組成を変化させるために製鋼段階で以下の処理を行った。すなわち、精錬炉にて酸化物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。
本発明鋼Ｃ，Ｄと比較鋼Ｖ，Ｗ，Ｘ，Ｚは、０．５〜２μｍの酸化物介在物の平均組成のＡｌ濃度を高くするためＡｌ還元を行い、鋳造を行ったものである。
その他の鋼はＳｉ脱酸を行い、鋳造を行ったものである。
【００３２】
以上の鋳片はステンレス線材の製造工程で、連続鋳造された鋳片を、分塊圧延無しに１２００℃まで加熱して、φ５．５ｍｍまで熱間で線材圧延を行い、１０００℃で熱延を終了した。ここで本発明鋼Ａ，Ｂおよび比較鋼Ｓ，Ｔは、分塊圧延の効果を確認するために、鋳片を１２８０℃加熱で分塊圧延し、その後、前述と同様な条件でφ５．５ｍｍまで線材圧延を行った。得られた熱延材から微細な酸化物の組成をＥＤＳ分析により測定した。その後、焼鈍、酸洗を行い、φ３．９ｍｍまで冷間伸線加工を施し、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および圧造試験を実施した。
【００３３】
微細な酸化物は、線材を＃５００研磨仕上げし、その試料を陽極として、１０％無水マレイン酸＋２％塩化テトラメチルアンモニウム＋メタノール溶液中で約１２００クーロン／ｃｍ2 の電流を流して、約０．５ｇ溶解し、メッシュサイズが０．２μｍのポリカーボネイトのろ紙でろ過して、微細な非金属介在物を抽出した。その後、ビームサイズが約１μｍのＳＥＭ・ＥＤＳ分析により、０．５〜２μm サイズの非金属介在物の組成を任意に１０個測定し、その平均値で微細な酸化物組成とした。
ここで、酸化物は硫化物と複合体となっているため、酸化物の組成を算出する時は、ＳとＣｕ元素を除いて質量％で換算した。本発明の微細な酸化物中のＳｉ濃度は１０％以下とした。また本発明のＡｌ添加材については更に、微細な酸化物中のＡｌ濃度が１０％〜５０％とした。
【００３４】
オーステナイト粒径は、鋼線縦断面中心を鏡面研磨後、硝酸電解エッチし、切断法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。
【００３５】
圧造試験はＳＵＳ３０４を基本成分とした発明鋼Ｅ，Ｇ〜Ｊ，Ｌ〜Ｏと比較鋼Ｙ，Ｚ，ＡＡからＡＨは六角頭形状に、またＳＵＳＸＭ７を基本成分とした発明鋼Ａ〜Ｄ，Ｐ〜Ｒと比較鋼Ｓ〜Ｘ，ＡＩは、プラス十字頭形状に１００本ずつ圧造加工し、割れの発生有無で冷間加工性を評価した。本発明の冷間加工性の評価は割れが無いこととした。
【００３６】
分塊圧延無しに鋳片を、直接、熱間圧延した材料の試験結果を本発明例として表３に、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．１９はＳｉ量（％）が高く結晶粒が微細なため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２０はＳｉ量が低いが、Ｏ量（％）が低く結晶粒が微細なため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２１は、Ｏ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２２はＡｌ量（％）が高くＯ量（％）が高いため、巨大介在物が生成し、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２３はＡｌ量（％）が高くＣａ量（％）が低いため、巨大介在物が生成し、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２４はＡｌ量（％）が高過ぎるため、冷間加工性は良好であるが不経済である。
【００３７】
Ｎｏ．２５はＣ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２６はＡｌ量（％）が高くＮ量（％）が高く、結晶粒が微細なため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．２７はＮ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。
【００３８】
Ｎｏ．２８，Ｎｏ．２９はそれぞれ、Ｍｎ量（％）とＮｉ量（％）が高く、冷間加工性は良好であるが不経済である。
Ｎｏ．３０はＰ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。Ｎｏ．３１はＳ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。
【００３９】
Ｎｏ．３２はＣｒ量（％）が低いため、冷間加工性は良好であったが耐食性に劣っていた。Ｎｏ．３３はＣｒ量（％）が高く、冷間加工性は良好であるが不経済である。
Ｎｏ．３４はＭｏ量（％）が高いため、冷間加工性に劣っていた。
Ｎｏ．３５はＣｕ量（％）が高いため熱間加工性が悪く、線材に製造不可であった。
【００４０】
次に、鋳片を分塊圧延した場合の試験結果を本発明例，比較例として表５に示す。本発明例Ｎｏ．３６，３７は、本発明例Ｎｏ．１，２、比較例Ｎｏ．１９，２０と比較して、分塊圧延を行うことで更に結晶粒径が大きくなっている。ここで鋼Ｓ（Ｎｏ．３８）は、分塊圧延を行うことで圧造割れも回避できているが、鋼Ｔ（Ｎｏ．３９）は、分塊圧延を行っても圧造割れが発生している。
以上の結果、鋳造後、分塊圧延を行った製品に対しては、本発明の効果が小さくなっているのがわかる。
【００４１】
【表１】
0004301686.tif 000002
【００４２】
【表２】
0004301686.tif 000003
【００４３】
【表３】
0004301686.tif 000004
【００４４】
【表４】
0004301686.tif 000005
【００４５】
【表５】
0004301686.tif 000006
【００４６】
【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】１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時の微細酸化物中の平均Ｓｉ量（％）と結晶粒径の関係を示す図。
【図２】１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．００４％Ｏ−０．００２％Ａｌ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＳｉ量（％）と結晶粒径の関係を示す図。
【図３】１７を示す図。％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．３％Ｓｉ−０．００３％Ｏ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＡｌ量（％）と結晶粒径の関係を示す図。
【図４】１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−０．６％Ｍｎ−０．２％Ｓｉ−０．００３％Ａｌ鋼の冷間加工−１１００℃熱処理時のＯ量（％）と結晶粒径の関係を示す図。
【図１】
0004301686.tif 000007
【図２】
0004301686.tif 000008
【図３】
0004301686.tif 000009
【図４】
0004301686.tif 000010