JP2000144340A - 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
冷間鍛造性に優れたオーステナイト系ステンレス線材Info
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Abstract
な冷間鍛造用ステンレス線材において、オーステナイト
粒径のばらつきに起因した冷間鍛造性のばらつきを解決
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。 【解決手段】 重量%で、C:0.005%〜0.05
%、S:0.0002〜0.005%、N:0.005
%〜0.03%、Al:0.002%〜0.05%、
O:0.001%〜0.01%を含有し、C+N≦0.
05%を満たしたオーステナイト系ステンレス鋼からな
り、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。
Description
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。
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。
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(198
6),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。
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)。
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。
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。
下の通りである。 (1) 重量%で、 C :0.005%〜0.05%、 S :0.0002〜0.005%、 N :0.005%〜0.03%、 Al:0.002%〜0.05%、 O :0.001%〜0.01% を含有し、C+N≦0.05%を満たしたオーステナイ
ト系ステンレス鋼からなり、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6
μm以下で、さらに該非金属介在物の最大径が25μm以
下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。 (2) 鋼成分として、さらに重量%で、 Si:0.1%〜1.0%、 Mn:0.1%〜3.0%、 Ni:7.0%〜13.0%、 Cr:16%〜20%、 Nb:0.0002%〜0.10%、V :0.01%〜0.15% を含有し、残部がFeおよび実質的に不可避的不純物か
らなることを特徴とする前記(1)記載の冷間鍛造性に
優れたオーステナイト系ステンレス線材。 (3) 鋼成分として、さらに重量%で、 Cu:0.5%〜4.0% を含有することを特徴とする前記(2)記載の冷間鍛造
性に優れたオーステナイト系ステンレス線材。 (4) さらに、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前記(1)、(2)又は(3)記
載の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(μ
m) [ ];各元素の重量% Aleq;[Al]<0.01ならAleq=0 [Al]≧0.01ならAleq=1
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%以下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。
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、0.0
02%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。
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。
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%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%
にした。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。
体化処理時の粒成長を阻害させるため、0.05%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、0.1%
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0.0
1%に限定した。
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。
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2
5μm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。
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の重
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。
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0.4S
i−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。
2C−0.4Si−0.6Mn−18.6Cr−0.0
2N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。
−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。
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。
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。
3Si−0.4Mn−9.6Ni−17.7Cr−3C
u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。
−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。
0.02C−0.4Si−0.6Mn−9.6Ni−1
8.5Cr−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。
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。
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。
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。
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。
℃で取鍋に出鋼し、鋳造を行ったものである。
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。
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2μ
m以上とした。
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50
μm以上とした。
した発明鋼A〜N,U〜Wと比較鋼X〜Z,AA〜A
G,AJ〜ALは六角ボルト形状に、また、SUSXM
7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。
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50μ
m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5
0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。
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。
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。
m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。
0未満であるため、冷間鍛造性に劣っていた。No.3
5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。
性に劣っていた。
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。
3.9mmの鋼線を1025,1050,1075,11
00℃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。
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。
介在物径の度数図と平均径の例を示す。
ランド焼鈍後の結晶粒径の関係を示す。
関係を示す。
Claims (4)
- 【請求項1】 重量%で、 C :0.005%〜0.05%、 S :0.0002〜0.005%、 N :0.005%〜0.03%、 Al:0.002%〜0.05%、 O :0.001%〜0.01% を含有し、C+N≦0.05%を満たしたオーステナイ
ト系ステンレス鋼からなり、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6
μm以下で、さらに該非金属介在物の最大径が25μm以
下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。 - 【請求項2】 鋼成分として、さらに重量%で、 Si:0.1%〜1.0%、 Mn:0.1%〜3.0%、 Ni:7.0%〜13.0%、 Cr:16%〜20%、 Nb:0.0002%〜0.10%、 V :0.01%〜0.15% を含有し、残部がFeおよび実質的に不可避的不純物か
らなることを特徴とする請求項1記載の冷間鍛造性に優
れたオーステナイト系ステンレス線材。 - 【請求項3】 鋼成分として、さらに重量%で、 Cu:0.5%〜4.0% を含有することを特徴とする請求項2記載の冷間鍛造性
に優れたオーステナイト系ステンレス線材。 - 【請求項4】 さらに、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請求項1、2又は3記載の
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(μ
m) [ ];各元素の重量% Aleq;[Al]<0.01ならAleq=0 [Al]≧0.01ならAleq=1
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
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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Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
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 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2000144340A true JP2000144340A (ja) | 2000-05-26 |
JP3869960B2 JP3869960B2 (ja) | 2007-01-17 |
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ID=18160360
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP32394298A Expired - Lifetime 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 |
Country Status (1)
Country | Link |
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JP (1) | JP3869960B2 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2002146483A (ja) * | 2000-11-09 | 2002-05-22 | Nippon Steel Corp | 高強度オーステナイト系ステンレス鋼線 |
JP2014005506A (ja) * | 2012-06-25 | 2014-01-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | オーステナイト系ステンレス鋼 |
-
1998
- 1998-11-13 JP JP32394298A patent/JP3869960B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
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JP2002146483A (ja) * | 2000-11-09 | 2002-05-22 | Nippon Steel Corp | 高強度オーステナイト系ステンレス鋼線 |
JP2014005506A (ja) * | 2012-06-25 | 2014-01-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | オーステナイト系ステンレス鋼 |
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JP3869960B2 (ja) | 2007-01-17 |
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