JP3869960B2 - 冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材 - Google Patents
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Description
【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3.75mm 2 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】
【0042】
【表2】
【0043】
【表3】
【0044】
【表4】
【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。
Claims (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
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JP32394298A JP3869960B2 (ja) | 1998-11-13 | 1998-11-13 | 冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材 |
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JP5880310B2 (ja) * | 2012-06-25 | 2016-03-09 | 新日鐵住金株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼 |
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1998
- 1998-11-13 JP JP32394298A patent/JP3869960B2/ja not_active Expired - Lifetime
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