(57)【要約】【課題】被削性と耐食性との相反する両特性を共に良好となし得るオーステナイト系ステンレス鋼を提供する。【解決手段】オーステナイト系快削ステンレス鋼を、質量％でC ：≦0.400％，Si：0.01〜4.00％，Mn：0.01〜10.00％，S ：0.05〜0.50％，Ni：2.0〜30.0％，Cr：12.0〜30.0％，Mo：≦5.0％，N ：≦0.050％，O ：≦0.0300％，Ti：≦0.05％，Zr：0.01〜1.00％であって、下記式（１），式（２）を満たし、    2.4≦[Mn]/[Zr]≦10.0・・・式（１）    ([Si]+[Ti])/[S]<1.76・・・式（２）    （但し式中[ ]は対応する元素の含有質量％を表す）  残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、快削性付与物質として、硫化物形成するMnの一部をZrで置換した形態のZr系硫化物を鋼中に生成させたものとする。【選択図】        図１
2009046732.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で
C ：≦0.400％
Si：0.01〜4.00％
Mn：0.01〜10.00％
S ：0.05〜0.50％
Ni：2.0〜30.0％
Cr：12.0〜30.0％
Mo：≦5.0％
N ：≦0.050％
O ：≦0.0300％
Ti：≦0.05％
Zr：0.01〜1.00％
であって、下記式（１），式（２）を満たし、
2.4≦[Mn]/[Zr]≦10.0・・・式（１）
([Si]+[Ti])/[S]<1.76・・・式（２）
（但し式中[ ]は対応する元素の含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、快削性付与物質として、硫化物形成するMnの一部をZrで置換した形態のZr系硫化物を鋼中に生成させていることを特徴とするオーステナイト系快削ステンレス鋼。
【請求項２】
請求項１において、質量％で
Pb：0.01〜0.40％
Bi：0.01〜0.40％
Te：0.01〜0.40％
Se：0.01〜0.50％
Sn：0.01〜0.40％
P :0.01〜0.40％
B ：0.001〜0.40％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とするオーステナイト系快削ステンレス鋼。
【請求項３】
請求項１，２の何れかにおいて、質量％で
W ：0.01〜4.00％
Cu：0.01〜5.00％
の何れか１種又は２種を更に含有していることを特徴とするオーステナイト系快削ステンレス鋼。
【請求項４】
請求項１〜３の何れかにおいて、質量％で
Al：0.01〜2.00％
V ：0.01〜2.00％
Nb：0.01〜2.00％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とするオーステナイト系快削ステンレス鋼。
【請求項５】
請求項１〜４の何れかにおいて、質量％で
Mg：0.0001〜0.0100％
Ca：0.0001〜0.0100％
REM：0.0001〜0.0100％
の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とするオーステナイト系快削ステンレス鋼。
（但しREMは元素周期律表にて３Ａ族として分類される金属元素の１種又は２種以上）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明はオーステナイト系快削ステンレス鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
オーステナイト系ステンレス鋼は、優れた耐食性を有する一方で、高合金鋼であるために削り難いといった難点がある。
近年、オーステナイト系ステンレス鋼が弱電製品の部品素材として広く用いられるようになって来ているが、この場合、寸法精度確保のために精密な仕上加工が要求される部品や、複雑形状の部品では機械加工性が大きな問題となり、オーステナイトステンレス鋼に優れた被削性が求められる。
【０００３】
オーステナイトステンレス鋼に快削性を付与する手段として、従来からPbを鋼に添加することが行われてきた。
鋼にPbを添加するとPbが工具と切屑間の潤滑材として働き、被削性を高める。
しかしながらPbは環境上好ましくなく、そこで近年では硫化物によって快削性を付与した鋼が一般的に使用されてきた。
【０００４】
この硫化物を利用した快削鋼では、鋼にSを添加することで鋼中でMnSを介在物として生成させ、切削時に介在物への応力集中効果によって被削性を高める。
しかしながらMnS介在物を生成した鋼はステンレス鋼の特徴である優れた耐食性を低下させる問題を有している。
【０００５】
ところでステンレス鋼の場合、鋼中に含まれるCrの一部がMnの一部を置換する形で硫化物中に入り込んで来る。
CrはMnに比べて硫化物形成傾向が小さいが、ステンレス鋼の場合にはCrが鋼中に多く含まれているため、その一部がMnに置換した形で硫化物に入り込んでくるのである（但しその置換量は鋼中のMn量，Cr量の大小によって異なってくる）。
【０００６】
そこで耐食性をより重視する場合にはMn添加量を制限し、硫化物中のMn濃度を低くしてCr濃度を高くし（Crリッチにする）、（Mn，Cr）S形態の硫化物を積極的に生成させることも従来行われている。
このように硫化物中のMn濃度を低くし、Cr濃度を高くした場合、(Mn,Cr)Sが化学的により安定であることから耐食性は向上する。しかしながら一方で被削性は大きく低下してしまう。
【０００７】
鋼の被削性は硫化物の形態が丸く且つ大きい方が良いとされており、この点MnSは図１の模式図（イ）に示しているように、その形態が比較的丸い紡錘形で且つ大きい形態をなしており、被削性が良好である。
ところが(Mn,Cr)Sは、図１の模式図の（ロ）に示しているように細く且つ長い紐状形態をなしており、被削性を高める働きが弱いものとなる（(Mn,Cr)Sは熱間圧延時に圧延方向に非常に延び易い性質を持っている）。
【０００８】
こうしたことから、硫化物の形態を制御することが重要であるとの観点の下に、Mnよりも硫化物形成傾向の強いTiを鋼に添加し、快削性を付与する試みがなされている（例えば下記特許文献１）。
しかしながら鋼にTiを添加した場合、鋼の組成によっては鋼中にTiSとMnS（厳密には(Mn,Cr)S）の２種の介在物を生成させてしまう。
これは次の理由に基づく。
【０００９】
MnSは、鋼中で図２（Ａ）に示すNaCl型の結晶構造（立方晶）をとり、一方TiSは鋼中で図２（Ｂ）に示すNiAs型の結晶構造（六方晶）をとる。
従ってMnSとTiSは同一種の硫化物を鋼中で生成できず、鋼中にTiSとMnSの２種類の硫化物が生成してしまう。
つまり鋼にTiを添加して硫化物を形成しても、鋼中に依然としてMnSが生成し残ってしまう（Mn無添加の鋼の場合は、TiSのみの生成も可能だが、工業的コストの面から、Mnを無添加にすることはあり得ない）。
【００１０】
この場合、TiSは化学的に安定な物質であって鋼の耐食性を特に悪化させるものではなく、またその形態も、図１の模式図（ハ）に示しているように比較的丸い形態のものであるが、その大きさは小さく、そのためTiSによっては鋼の被削性を十分に高くすることができない。
一方鋼中に残るMnSは、上記したように耐食性を悪化させてしまう。
【００１１】
尚、本発明に対する先行技術文献として他に下記特許文献２があり、そこに耐食性，冷鍛性及び熱間加工性に優れた快削ステンレス鋼が開示されている。
しかしながらこの特許文献２に開示のものは、特許請求の範囲における成分組成は本発明と似通っているが、そこには本発明の技術的思想は開示されておらず（特許文献２の実施例中、本発明の条件を満たすものは存在せず、実質的にこの特許文献２には本発明の技術的思想は開示されていない）、この特許文献２に開示のものは本発明とは別異のものである。
【００１２】
【特許文献１】特開２００３−２４７０４９号公報
【特許文献２】特開２００６−９７０３９号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１３】
本発明は以上のような事情を背景とし、被削性と耐食性との相反する両特性を共に良好となし得るオーステナイト系快削ステンレス鋼を提供することを目的としてなされたものである。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
而して請求項１のものは、質量％でC ：≦0.400％，Si：0.01〜4.00％，Mn：0.01〜10.00％，S ：0.05〜0.50％，Ni：2.0〜30.0％，Cr：12.0〜30.0％，Mo：≦5.0％，N ：≦0.050％，O ：≦0.0300％，Ti：≦0.05％，Zr：0.01〜1.00％であって、下記式（１），式（２）を満たし、
2.4≦[Mn]/[Zr]≦10.0・・・式（１）
([Si]+[Ti])/[S]<1.76・・・式（２）
（但し式中[ ]は対応する元素の含有質量％を表す）
残部Fe及び不可避的不純物の組成を有し、快削性付与物質として、硫化物形成するMnの一部をZrで置換した形態のZr系硫化物を鋼中に生成させていることを特徴とする。
【００１５】
尚、本発明において望ましい組成は
C ：≦0.200％
Si：0.01〜3.00％
Mn：0.01〜5.00％
S ：0.10〜0.45％
Ni：3.0〜28.0％
Cr：12.0〜28.0％
Mo：≦3.0％
N ：≦0.040％
O ：≦0.0200％
Ti：≦0.03％
Zr：0.01〜0.80％
であり、より望ましい組成は
C ：＜0.100％
Si：0.01〜1.50％
Mn：0.01〜3.00％
S ：0.20〜0.43％
Ni：5.0〜18.0％
Cr：13.0〜25.0％
Mo：≦2.0％
N ：≦0.030％
O ：≦0.0100％
Ti：≦0.01％
Zr：0.01〜0.60％
である。
【００１６】
請求項２のものは、請求項１において、質量％でPb：0.01〜0.40％，Bi：0.01〜0.40％，Te：0.01〜0.40％，Se：0.01〜0.50％，Sn：0.01〜0.40％，P :0.01〜0.40％，B ：0.001〜0.40％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１７】
請求項３のものは、請求項１，２の何れかにおいて、質量％でW ：0.01〜4.00％，Cu：0.01〜5.00％の何れか１種又は２種を更に含有していることを特徴とする。
【００１８】
請求項４のものは、請求項１〜３の何れかにおいて、質量％でAl：0.01〜2.00％，V ：0.01〜2.00％，Nb：0.01〜2.00％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする。
【００１９】
請求項５のものは、請求項１〜４の何れかにおいて、質量％でMg：0.0001〜0.0100％，Ca：0.0001〜0.0100％，REM：0.0001〜0.0100％の何れか１種又は２種以上を更に含有していることを特徴とする（但しREMは元素周期律表にて３Ａ族として分類される金属元素の１種又は２種以上）。
【発明の作用・効果】
【００２０】
本発明は、所定組成のオーステナイト系ステンレス鋼において、Zr添加により且つ式（１），式（２）を満足するようにMn，Zr，Si，Ti，Sの含有量を制御することで、快削性付与物質として、硫化物形成するMnの一部をZrで置換した形態のZr系硫化物を鋼中に生成させ、そのZr系硫化物の働きによって鋼に良好な被削性を与えることを技術的思想とするものである。
【００２１】
ZrはMnに比べて硫化物形成傾向の強い元素であり、鋼にZrを添加することでZrがSと結合して硫化物を形成する。
ここでZrはMnSと同じNaCl型の立方晶の結晶構造ZrSを形成するものであり、更に２つの介在物は格子定数も極めて近いため（ZrS：５．２５ｎｍ，MnS：５．２２ｎｍ）ZrはMnS中の（厳密には(Mn,Cr)S中の）Mnの一部を置換する形でMnS中に固溶し、(Mn,Zr)S介在物（厳密には(Mn,Cr,Zr)S）を形成する。
【００２２】
Zrが固溶した(Mn,Zr)Sは、熱間圧延後においても鋼中で比較的丸い紡錘形状で存在し、また図１の模式図（ニ）に示しているようにその大きさも大きなものであることが本発明者らの研究により判明した。
しかもこの(Mn,Zr)S介在物は化学的に安定で、鋼の耐食性を良好に保持し得ることが併せて判明した。
従って本発明のオーステナイト系ステンレス鋼は、従来相反する性質とされていた優れた被削性と耐食性とを共に具有するものである。
【００２３】
本発明では、添加したZrがMnの一部に置換してMnS（厳密には(Mn,Cr)S）に固溶する形で、それらMn，Crとともに同一種類の硫化物を形成する。
従って鋼にTi添加した場合のように、Tiが単独でTiS硫化物形成して、鋼中にこれとは別にMnSを残してしまうといったことがなく、MnSによる耐食性低下の問題も解消することができる。
【００２４】
次に本発明における各成分の限定理由を以下に詳述する。
C ：≦0.400％
Cは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与する。また侵入型元素であるために強度の向上に寄与する。一方C含有量が過剰になると炭化物を多く生成してしまう。中でもCr２３C６の生成は耐食性の向上に寄与する鋼中Crをマトリックス中から多く奪い、耐食性を劣化させてしまう。また鋼中に生成する炭化物（Cr２３C６，ZrC，TiC等）は非常に硬質であり、これら炭化物を含有した鋼は被削性が劣化する。
【００２５】
Si：0.01〜4.00％
Siは、ファヤライト（Fe２SiO４）（比重４．４ｇ/ｃｍ３）を生成して脱酸元素として添加される重要な元素である。
一方、Siの過剰な添加はσ相の析出を促進させ、熱間加工性、被削性を著しく劣化させる。
本発明鋼では、生成することが重要なNaCl型硫化物（MnS）中へのZrの固溶を実現することが重要である。ところがZrは酸化物形成傾向も大変強いため、製造工程時の脱酸処理の仕方によってはZrが鋼中酸素と結合してMnS硫化物中へのZr固溶量が不足することがある。
本発明鋼の場合、脱酸を目的に添加される元素（Si，Ti）と、硫化物量を決定する元素（S）とが式（２）を満たす時、鋼中へ添加したZrが十分量MnS硫化物中へ固溶させることを見出した。従って本発明では、この式（２）を満たすようにSiの添加量を決定する必要がある。
【００２６】
Mn：0.01〜10.00％
Mnは、硫化物形成傾向の強い元素であり、一般的なS快削鋼の場合、MnS介在物として存在する。
今回の発明鋼のようなステンレス鋼中では（鋼中含有Cr量が高いため）、NaCl型結晶構造を有するMnS中でMn元素の代わりにCr元素が位置を占める(Mn,Cr)Sを形成する。そこでMn含有量が過剰であると(Mn,Cr)S中のMn濃度が高濃度（Mn量が過剰）になり、耐食性、アウトガス性の特性が著しく悪くなる。
【００２７】
S ：0.05〜0.50％
Sは硫化物形成元素として添加される重要な元素であり、本発明では0.05％以上の添加が必要である。一方、Sの過剰添加は熱間加工性を著しく害すため、0.50％を上限とする。
【００２８】
Ni：2.0〜30.0％
Niは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与する。また、ステンレス鋼の酸性雰囲気下での耐食性向上にも有効であるので2.0％以上添加する。一方、30.0％を超える過剰添加はコストの上昇を招く。
【００２９】
Cr：12.0〜30.0％
Crは、耐食性、強度の向上に大きく寄与する重要な元素で、本発明では12.0％以上添加する。
一方、30.0％を超えるCrの過剰添加はCr炭窒化物の量を増大させ、ステンレス鋼そのものの耐食性を著しく低下させることに加え、Cr炭窒化物は非常に硬質であるため、これら炭窒化物を含有した鋼は被削性が劣る。また、今回の発明鋼のように、ステンレス鋼中では（鋼中含有Cr量が高いため）、NaCl型結晶構造を有するMnS中でMn元素の代わりにCr元素が位置を占める(Mn,Cr)Sを形成している。そこで鋼中Cr含有量が過剰であると、(Mn,Cr)S中のCr量が過剰になり、耐食性、アウトガス性の特性は向上するものの、被削性の特性が著しく悪くなる。
【００３０】
Mo：≦5.0％
Moは、耐食性の向上に大きく寄与する元素である。
一方、Moはσ相の析出を促進させ、熱間加工性、被削性を著しく劣化させるので5.0％以下とする。
【００３１】
N ：≦0.050％
Nは、オーステナイト生成元素であり、オーステナイト相の安定化に寄与する。また、侵入型元素であるために、強度の向上に寄与する。一方、N含有量が過剰になると、窒化物を生成してしまう。中でもCr２Nは耐食性の向上に寄与する鋼中Crを使用する窒化物であるため、生成してしまうと耐食性を劣化させてしまう。また鋼中に生成する窒化物（Cr２N，ZrN，TiN等）は非常に硬質であるため、これら窒化物を含有した鋼は被削性が劣る。本発明では上限を0.050％とする。
【００３２】
O ：≦0.0300％
酸素は鋼中で酸化物等として存在し、耐食性などを劣化させるため、必ず製造工程で脱酸処理を行い低減させておくことが望ましい。一方、酸素の過剰な低減処理はコストの上昇を招くので上記の上限以下とする。
【００３３】
Ti：≦0.05％
Tiは、イルメナイト（FeTiO３）（比重４．７ｇ／ｃｍ３）を生成して脱酸元素として添加される重要な元素である。
一方、窒化物形成傾向も強いTiの過剰な添加は硬質で粗大なTiNを形成し易く、被削性に有害である。
さらに、Tiは硫化物形成傾向も強いのでTiの過剰な添加はTi硫化物も生成してしまう。Ti硫化物はMnS等とは異なるNiAs型硫化物であるため、Ti添加はMnS硫化物の組成形態制御に寄与することはない。よってTi硫化物を生成してしまうと、本発明鋼で目的とする(Mn,Cr,Zr)S量を相対的に減らしてしまう。
また、本発明では鋼中に生成することが重要なNaCl型硫化物（MnS）中へのZrの固溶を実現することが重要であるが、Zrは酸化物形成傾向も大変強いため、製造工程時の脱酸処理の仕方によってはZrが鋼中酸素と結合し、MnS硫化物中へのZr固溶量が不足することがある。本発明鋼の場合、脱酸を目的に添加される元素（Si，Ti）と、硫化物量を決定する元素（S）とが式（２）を満たす時、鋼中へ添加したZrが十分量MnS硫化物中へ固溶させることを見出した。従って本発明では、この式（２）を満たすようにTiの添加量を規制することが必要である。
【００３４】
Zr：0.01〜1.00％
Zrは本発明において重要な元素である。硫化物形成傾向が強いZrはMnS（結晶構造：NaCl型）中のMnを置換して(Mn,Zr)Sを形成する（今回の発明はステンレス鋼であるため厳密には(Mn,Cr,Zr)Sである）。硫化物の耐食性を向上させるためにはMnS中のCr濃度を上昇させることが有効であることが知られているが、Cr濃度の高い(Mn,Cr)Sは形態が紐状になる傾向が強く、被削性の観点ではMnSに劣ってしまう。一方、NaCl型硫化物中にZrが固溶した(Mn,Cr,Zr)Sとなると、耐食性の向上を維持しながら硫化物形態を紡錘状に維持することができる。しかし、Zrの過剰な添加は(Mn,Cr,Zr)S中のZr濃度が過剰に高くなり、硫化物硬度が高くなるため被削性向上効果が弱くなる。
【００３５】
2.4≦[Mn]/[Zr]≦10.0・・・式（１）
硫化物形成傾向が強いZrはMnS（結晶構造：NaCl型）中のMnを置換して(Mn,Zr)Sを形成する（今回の発明はステンレス鋼であるため厳密には(Mn,Cr,Zr)Sである）。硫化物の耐食性を向上させるためにはMnS中のCr濃度を上昇させることが有効であることが知られているが、Cr濃度の高い(Mn,Cr)Sは形態が紐状になる傾向が強く、被削性の観点ではMnSに劣ってしまう。一方、NaCl型硫化物中にZrが固溶した(Mn,Cr,Zr)Sとなると、耐食性向上効果を維持しながら硫化物形態を紡錘状に維持し、高い被削性効果を有する硫化物となる。しかし、鋼材へZrを過剰に添加すると(Mn,Cr,Zr)S中のZr濃度が過剰に高くなり、硫化物硬度が高くなるため被削性向上効果が弱くなる。この硫化物組成制御のために、鋼中のMn、Zr濃度の関係を式（１）のバランスを保つように制御すると、耐食性と被削性の相反する両特性を両立させ得ることが判明した。
ここで[Mn]/[Zr]≦2.4では、(Mn,Cr,Zr)S中のZr濃度が過剰に高くなり、硫化物硬度が高くなるため被削性向上効果が弱くなる。
一方10.0≦[Mn]/[Zr]では、(Mn,Cr,Zr)S中のMn濃度が過剰に高くなって耐食性、アウトガス性が著しく劣化する。
【００３６】
([Si]+[Ti])/[S]<1.76・・・式（２）
Zrはスラグ形成傾向も大変強いため、製造工程時の脱酸処理の仕方によっては、鋼中酸素（特にスラグ：イルメナイト（FeTiO３）、ファヤライト（Fe２SiO４））と結合し、MnS硫化物中へのZr固溶量が不足することがある。すなわち本発明鋼の場合、脱酸を目的に添加される元素（Si，Ti）と、硫化物量を決定する元素（S）との間に式（２）を満たす時、鋼中へ添加したZrが十分量MnS硫化物中へ固溶することを見出した。
図３に示しているように、SiやTiのような脱酸元素量が多いとスラグ（酸化物）（FeTiO３，Fe２SiO４)が生成されている。そこへZrを添加してしまうと、添加したZrが酸化物に吸収され、目的とする硫化物に固溶する分のZrが不足してしまう。そこで硫化物量を決定するSとの間に式（２）の関係を設けた。
1.76＜（[Si]+[Ti]）/[S]では、脱酸処理時に生成される酸化物（スラグ等）に対し硫化物量が不足で、鋼中へ添加したZrが十分量MnS硫化物中へ固溶せず、(Mn,Cr,Zr)S中のMn濃度が過剰に高くなって耐食性、アウトガス性が著しく劣化する。
【００３７】
Pb：0.01〜0.40％，Bi：0.01〜0.40％，Te：0.01〜0.40％，Se：0.01〜0.50％，Sn：0.01〜0.40％，P :0.01〜0.40％，B ：0.001〜0.40％
これら元素は硫化物とは異なる形態で被削性を向上させることができる快削元素である。一方で過剰の添加は熱間加工性を劣化させる。
【００３８】
W ：0.01〜4.00％，Cu：0.01〜5.00％
耐食性向上のためこれら元素を添加することができる。一方で過剰の添加は熱間加工性を劣化させる。
【００３９】
Al：0.01〜2.00％，V ：0.01〜2.00％，Nb：0.01〜2.00％
炭窒化物を固定することのできるこれら元素は、耐食性向上のため添加することができる。一方で過剰の添加は熱間加工性を劣化させる。
【００４０】
Mg：0.0001〜0.0100％，Ca：0.0001〜0.0100％，REM：0.0001〜0.0100％
炭窒化物を固定することのできるこれら元素は、耐食性向上のため添加することができる。一方で過剰の添加は熱間加工性を劣化させる。
なお、REMとしては放射活性の低い元素を主体的に用いることが取り扱い上容易であり、この観点においてSc，Y，La，Ce，Pr，Nd，Sm，Eu，Gd，Tb，Dy，Ho，Er，Tm，Yb及びLuから選ばれる１種または２種以上を使用することが有効である。特に上記効果のより顕著な発現と価格上の観点から、軽希土類、特にLa或いはCeを使用することが望ましい。但し希土類分離過程等にて不可避的に残留する微量の放射性希土類元素（例えばThやUなど）が含有されていても差し支えない。また原料コスト低減などの観点からミッシュメタルやジジムなど非分離希土類を使用することもできる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４１】
次に本発明の実施形態を以下に詳述する。
表１，表２に示す成分組成（質量％）に配合した各々１５０ｋｇ鋼塊を高周波誘導炉にて溶製し、これを１１００〜１２００℃に加熱し、熱間鍛造により外径２０ｍｍの丸棒状および断面が３０ｍｍ×６０ｍｍの角棒状の素材に加工した。
そして各素材を更に１０５０℃で１時間加熱した後水冷し、以下の各試験に供した。
【００４２】
【表１】
2009046732.tif 000003
【００４３】
【表２】
2009046732.tif 000004
【００４４】
Ｉ．熱間加工性
熱間鍛造時の疵(などの欠陥)発生程度を目視にてクラスＡ(疵発生なし)からクラスＥ(大割れ発生：鍛造不能)までの５段階(Ａ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅ)に分け、熱間加工性を評価した。
【００４５】
II．旋削試験
丸棒状試験片を次の試験条件によって旋削加工し、６０分切削後の工具のフランク摩耗量を測定した。
＜試験条件＞
工具：サーメット
切削速度：１２０ｍ／ｍｉｎ
送り：０．０５ｍｍ／ｒｅｖ
切込み：０．１ｍｍ
切削油：水溶性
【００４６】
III．アウトガス性
鋼中に含まれているSは、条件によっては水分等との反応によって硫化水素ガスを発生する。発生した硫化水素ガスは、オーステナイト系ステンレス鋼を素材とする部品が密閉空間中にあると、密閉空間内の他の部品を腐食させる。こうした現象は好ましくなく、そこで硫化水素ガスの発生のし易さをアウトガス性として以下に調べた。
密閉容器中に丸棒状試験片(φ１０ｍｍ×５０ｍｍＬ)と、Ag箔(１０×５×０．１ｍｍ)及び０．５ｍｌの純水を入れ、８５℃で２０ｈ保持した後のAg箔の色の変色(すなわちAg２Sの生成度合い)を調べた。Ag箔の変色のないものをクラスＡとし、変色が著しいもの(アウトガス発生量が多いもの)をクラスＥとする(すなわちＡ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅ)評価にてアウトガス性を調べた。銀箔はSを含有したガスが発生したときのゲッターとして働き、吸着したS成分が多くなると硫化銀(Ag２S)の生成により銀箔表面が黒変する。
【００４７】
IV．耐食性
JIS  Z2371に規定された塩水噴霧試験に準じて、試験片(φ１０ｍｍ×５０ｍｍＬ)を塩水噴霧雰囲気(３５℃５％塩化ナトリウム水溶液)中で９６ｈ後、発錆なしをクラスＡ、全面発錆をクラスＥとし(すなわちＡ＞Ｂ＞Ｃ＞Ｄ＞Ｅ)、評価した。
これら各試験の結果が表３に示してある。
【００４８】
【表３】
2009046732.tif 000005
【００４９】
Ｖ．硫化物形態
本発明の実施例及び比較例において、鋼中に生成している硫化物形態を調べた。
尚測定は本発明の実施例を代表して実施例１について行い、また比較例については比較例１２，比較例１５，比較例１６についてそれぞれの硫化物形態を調べた。
測定は次のようにして行った。
丸棒状試験片１／２Ｒ部縦断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡にて４００倍の視野を観察し、画像解析により硫化物の形態を解析した。
図４に実施例１，比較例１２，比較例１５，比較例１６についての顕微鏡写真を示している。図４中の硫化物最大絶対長とは、視野中で一番絶対長の大きい硫化物１個の長さであり、硫化物平均アスペクト比とは、視野中に存在する全ての硫化物(NaCl型、NiAs型等を含む)の針状比平均値である。
【００５０】
尚、各介在物の同定方法は、以下のようにして行っている。
すなわち各丸棒から適量の試験片を取り出して、これをテトラメチルアンモニウムクロライドと１０％のアセチルアセトンを含むメタノール溶液を電解質として用いることにより、金属マトリックス部分を電解する。そして、溶解後の電解液をろ過することにより、鋼中に含有されていた不溶の化合物を抽出して乾燥後、これをＸ線回折ディフラクトメータ法にて分析し、その回折プロファイルの出現ピークから化合物の特定を行う。なお、鋼組織中の化合物粒子の組成は別途ＥＰＭＡにより分析を行っており、その２次元マッピングから、Ｘ線回折にて観察された化合物に対応する組成の化合物が形成されていることを確認している。
【００５１】
以上の結果から、Cが本発明の上限値を超えて高い比較例１は耐食性が悪く、Si及び式（２）の値が、本発明の上限値を外れて大きい比較例２はアウトガス性，耐食性が悪く、Mn量及び式（１）の値が本発明の上限値を外れて大きい比較例３は、同じくアウトガス性，耐食性が悪い。
【００５２】
S量が本発明の下限値を外れて小さい比較例４では、工具摩耗量が大で被削性が悪く、また逆にS量が本発明の上限値を外れて大きい比較例５では熱間加工性，アウトガス性，耐食性が悪く、Ni量が本発明の下限値を外れて小さい比較例６では、熱間加工性，耐食性が悪いものとなっている。
【００５３】
Cr量が本発明の下限値を外れて低い比較例７では、アウトガス性，耐食性が悪く、逆にCr量が本発明の上限値を外れて高い比較例８では熱間加工性，被削性，耐食性が悪いものとなっている。
【００５４】
次にMo量が本発明の上限値を外れて高い比較例９では熱間加工性，被削性が悪く、N量が本発明の上限値を外れて高い比較例１０では被削性，耐食性が悪い。
O量が本発明の上限値を外れて高い比較例１１では被削性，耐食性が悪く、Ti量が本発明の上限値を外れて高い比較例１２では被削性が悪い。
【００５５】
更にZr量が本発明の上限値を外れて高い比較例１３では被削性が悪いものとなっている。
比較例１４は式（１）の値が本発明の下限値を外れて低いもので、被削性の悪いものとなっている。
比較例１５は式（１）の値が逆に本発明の上限値を外れて大きく、アウトガス性，耐食性の悪いものとなっている。
比較例１６はZr無添加のもので、従ってこの比較例１６のものは被削性が悪いものとなっている。
【００５６】
これに対して本発明の各実施例のものは、何れも各特性が良好であることが、表３の結果から見て取れる。
【図面の簡単な説明】
【００５７】
【図１】硫化物系介在物の形態を模式的に表した図である。
【図２】硫化物系介在物の結晶構造の図である。
【図３】本発明の作用を説明するための説明図である。
【図４】実施例１，比較例１２，比較例１５，比較例１６についての顕微鏡写真である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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