JP2001262281A - 高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼 - Google Patents
高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 加工後の熱処理工程で結晶粒の微細化、且つ
高純度が求められる冷間加工用の高強度ステンレス鋼に
おいて、オーステナイト粒径の粗大化や、ばらつきに起
因した冷間加工性のばらつきを解決し、溶体化処理時に
安定して微細化を起こす冷間加工性に優れた高強度準安
定ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Si:0.3-3.0%,Al:0.01%以下，
O:0.001-0.005%を含有し、その他必要に応じC:0.03-0.1
5%，Mn:0.1-3.0%, P:0.05%以下,S:0.01%以下，Ni:6.0-1
0.0%，Cr:15.0-20.0%, N:0.15%以下、残部が実質的に鉄
及び不可避的不純物からなり、0.5- 2μｍの酸化物の平
均組成のCr濃度が20-50%であり、鋼表層部の平均結晶粒
径が50μｍ以下であることを特徴とする高強度準安定オ
ーステナイト系ステンレス鋼。
高純度が求められる冷間加工用の高強度ステンレス鋼に
おいて、オーステナイト粒径の粗大化や、ばらつきに起
因した冷間加工性のばらつきを解決し、溶体化処理時に
安定して微細化を起こす冷間加工性に優れた高強度準安
定ステンレス鋼を提供する。 【解決手段】 重量％で、Si:0.3-3.0%,Al:0.01%以下，
O:0.001-0.005%を含有し、その他必要に応じC:0.03-0.1
5%，Mn:0.1-3.0%, P:0.05%以下,S:0.01%以下，Ni:6.0-1
0.0%，Cr:15.0-20.0%, N:0.15%以下、残部が実質的に鉄
及び不可避的不純物からなり、0.5- 2μｍの酸化物の平
均組成のCr濃度が20-50%であり、鋼表層部の平均結晶粒
径が50μｍ以下であることを特徴とする高強度準安定オ
ーステナイト系ステンレス鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、清浄度が高く、結
晶粒の微細が必要な高強度ステンレス鋼に関わり、更に
詳しくは、例えば高強度ばね用ステンレス線材や鋼線
（以下、本明細書において単に鋼線という場合がある）
の伸線加工後の冷間加工割れ防止技術に関するものであ
る。
晶粒の微細が必要な高強度ステンレス鋼に関わり、更に
詳しくは、例えば高強度ばね用ステンレス線材や鋼線
（以下、本明細書において単に鋼線という場合がある）
の伸線加工後の冷間加工割れ防止技術に関するものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】従来、ばね用等のステンレス鋼線におい
ては軽量化のニーズが高まっており、高強度化が要望さ
れるようになってきた。この種の材料としてＳＵＳ３０
４，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０２等のオーステナイト系
ステンレス線材を強伸線加工した鋼線が使用されてき
た。
ては軽量化のニーズが高まっており、高強度化が要望さ
れるようになってきた。この種の材料としてＳＵＳ３０
４，ＳＵＳ３０１，ＳＵＳ３０２等のオーステナイト系
ステンレス線材を強伸線加工した鋼線が使用されてき
た。
【０００３】しかしながら、これらの鋼は強伸線加工を
施すと伸線加工時および伸線加工後に縦方向に冷間加工
割れ（時効割れ）が発生する場合があった。そのため、
一部の伸線縦割れ材の判別のために多大な労力を要し、
生産性を著しく低下させていた。
施すと伸線加工時および伸線加工後に縦方向に冷間加工
割れ（時効割れ）が発生する場合があった。そのため、
一部の伸線縦割れ材の判別のために多大な労力を要し、
生産性を著しく低下させていた。
【０００４】また近年、この冷間加工割れ（縦割れ）に
対して、成分，水素量や加工誘起マルテンサイト量を規
制して防止する技術が提案されている（特開平１０−１
２１２０８号公報）。
対して、成分，水素量や加工誘起マルテンサイト量を規
制して防止する技術が提案されている（特開平１０−１
２１２０８号公報）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら従来技術
には、高清浄化と結晶粒の微細化による防止は検討され
ていない。本発明の目的は、これらの鋼の冷間加工割れ
（時効割れ）を高清浄化と結晶粒微細化の観点から抑制
し、高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼を安定
して提供することにある。
には、高清浄化と結晶粒の微細化による防止は検討され
ていない。本発明の目的は、これらの鋼の冷間加工割れ
（時効割れ）を高清浄化と結晶粒微細化の観点から抑制
し、高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼を安定
して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、準安定オーステナ
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、清浄度が高く、結晶粒微細化が容易で加工性に優れ
る高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼を安定し
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。
を解決するために種々検討した結果、準安定オーステナ
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、清浄度が高く、結晶粒微細化が容易で加工性に優れ
る高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼を安定し
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、Ｓｉ：０．３〜３．０％、Ａｌ：
０．０１％以下、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなり、
０．５〜２μｍサイズの酸化物における平均組成のＣｒ
濃度が２０〜５０％であり、鋼表層部の平均結晶粒径が
５０μｍ以下であることを特徴とする高強度準安定オー
ステナイト系ステンレス鋼である。 （２） さらに、質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｉ：６．０〜１０．０％、 Ｃｒ：１５．０〜２０．０％、 Ｎ ：０．１５％以下 を含有することを特徴とする前項（１）記載の高強度準
安定オーステナイト系ステンレス鋼。 （３） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜４％、Ｍ
ｏ：０．１〜３％のうちの１種類以上を含有することを
特徴とする前記（１）または（２）記載の高強度準安定
オーステナイト系ステンレス鋼。 （４） 鋳造後、分解圧延をせずに、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項に記載の高強度準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼。
下の通りである。 （１） 質量％で、Ｓｉ：０．３〜３．０％、Ａｌ：
０．０１％以下、Ｏ：０．００１〜０．００５％を含有
し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からなり、
０．５〜２μｍサイズの酸化物における平均組成のＣｒ
濃度が２０〜５０％であり、鋼表層部の平均結晶粒径が
５０μｍ以下であることを特徴とする高強度準安定オー
ステナイト系ステンレス鋼である。 （２） さらに、質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｉ：６．０〜１０．０％、 Ｃｒ：１５．０〜２０．０％、 Ｎ ：０．１５％以下 を含有することを特徴とする前項（１）記載の高強度準
安定オーステナイト系ステンレス鋼。 （３） さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜４％、Ｍ
ｏ：０．１〜３％のうちの１種類以上を含有することを
特徴とする前記（１）または（２）記載の高強度準安定
オーステナイト系ステンレス鋼。 （４） 鋳造後、分解圧延をせずに、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項に記載の高強度準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼。
【０００８】
【発明の実施の形態】次に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Ｓ
ｉ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、溶体化処理
で結晶粒が粗大化し難くなる。この時、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａ
ｌ，Ｏの含有量を制限し、０．５〜２μｍの非金属酸化
物の平均組成のＣｒ濃度（微細粒酸化物中のＣｒ濃度）
を２０％〜５０％以上にすると、熱処理時の分解・再析
出により、特に微細化することを見いだした。
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Ｓ
ｉ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、溶体化処理
で結晶粒が粗大化し難くなる。この時、Ｓｉ，Ｍｎ，Ａ
ｌ，Ｏの含有量を制限し、０．５〜２μｍの非金属酸化
物の平均組成のＣｒ濃度（微細粒酸化物中のＣｒ濃度）
を２０％〜５０％以上にすると、熱処理時の分解・再析
出により、特に微細化することを見いだした。
【０００９】図１に、１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ−１．０％
Ｍｎ−０．５％Ｓｉ−０．００４％Ｏ系の１１００℃で
溶体化処理した鋼線において、０．５〜２μｍサイズの
微細酸化物の平均Ｃｒ濃度（％）と結晶粒径の関係を示
す。微細酸化物中のＣｒの平均組成が約２０％以上にな
ると特に粒微細化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Ｃｒ濃度を２０〜５０
％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。微細化に影響を及ぼすのは、主に
鋼の鋳造時に生じるサイズが約０．５〜２μｍの範囲に
ある２次脱酸生成物であるため、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。
Ｍｎ−０．５％Ｓｉ−０．００４％Ｏ系の１１００℃で
溶体化処理した鋼線において、０．５〜２μｍサイズの
微細酸化物の平均Ｃｒ濃度（％）と結晶粒径の関係を示
す。微細酸化物中のＣｒの平均組成が約２０％以上にな
ると特に粒微細化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Ｃｒ濃度を２０〜５０
％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。微細化に影響を及ぼすのは、主に
鋼の鋳造時に生じるサイズが約０．５〜２μｍの範囲に
ある２次脱酸生成物であるため、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】鋳造後の熱処理・熱間圧延等でマトリック
ス中に超微細酸化物を微細析出させるには、請求項１に
記載したようにマトリックス中のＳｉ量を０．３％以
上，Ｏ濃度を０．００５％以下，Ａｌ量を０．０１％以
下にして、鋳造時にＳｉリッチな２次脱酸生成物を微細
晶出させることが有効である。また、本発明では、鋼の
加工性を維持して高強度化するために製品のオーステナ
イト粒を５０μｍ以下に限定した。前述の介在物制御を
行うことでオーステナイト粒は５０μｍ以下になるが、
好ましくは特に３０μｍ以下である。
ス中に超微細酸化物を微細析出させるには、請求項１に
記載したようにマトリックス中のＳｉ量を０．３％以
上，Ｏ濃度を０．００５％以下，Ａｌ量を０．０１％以
下にして、鋳造時にＳｉリッチな２次脱酸生成物を微細
晶出させることが有効である。また、本発明では、鋼の
加工性を維持して高強度化するために製品のオーステナ
イト粒を５０μｍ以下に限定した。前述の介在物制御を
行うことでオーステナイト粒は５０μｍ以下になるが、
好ましくは特に３０μｍ以下である。
【００１１】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
れてきた分解圧延を施すと、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に規定した成分を含有する本発明
鋼を、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、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
品関連に限定した。
してなるものについての限定理由を説明する。従来行わ
れてきた分解圧延を施すと、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に規定した成分を含有する本発明
鋼を、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、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
品関連に限定した。
【００１２】次に、本発明請求項１〜３のマトリックス
の鋼の成分範囲について述べる。Ｓｉは脱酸のため、ま
た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ため０．３％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靱性が劣化し、加工性を劣化させ
る。そのため上限を３．０％に限定した。
の鋼の成分範囲について述べる。Ｓｉは脱酸のため、ま
た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ため０．３％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靱性が劣化し、加工性を劣化させ
る。そのため上限を３．０％に限定した。
【００１３】Ａｌは脱酸元素であるが、０．０１％を超
えて添加すると、オーステナイト粒を微細化させる微細
ＳｉＯ2 系の酸化物の生成を抑制するため、上限を０．
０１％に限定した。
えて添加すると、オーステナイト粒を微細化させる微細
ＳｉＯ2 系の酸化物の生成を抑制するため、上限を０．
０１％に限定した。
【００１４】Ｏは微細オーステナイト粒の原因となるＳ
ｉＯ2 系の微細酸化物（２次脱酸生成物）の生成を助長
させるため、０．００５％以下とした。一方、Ｏが０．
００５％を超えると脱酸生成物が粗大なＣｒ2 Ｏ3 系に
なり、オーステナイト粒のピンニング効果が小さくな
る。そのため上限を０．００５％とした。しかしなが
ら、Ｏが０．００１％未満になるとピンニングする微細
な酸化物量が少なくなり、微細粒にならないばかりか不
経済である。そのため下限を０．００１％にした。
ｉＯ2 系の微細酸化物（２次脱酸生成物）の生成を助長
させるため、０．００５％以下とした。一方、Ｏが０．
００５％を超えると脱酸生成物が粗大なＣｒ2 Ｏ3 系に
なり、オーステナイト粒のピンニング効果が小さくな
る。そのため上限を０．００５％とした。しかしなが
ら、Ｏが０．００１％未満になるとピンニングする微細
な酸化物量が少なくなり、微細粒にならないばかりか不
経済である。そのため下限を０．００１％にした。
【００１５】Ｃは冷間加工後の強度を得るために０．０
３％以上添加する。しかし、０．１５％を超えて添加す
ると粒界に炭化物が析出し、加工割れ性を高めることか
ら０．１５％以下とした。
３％以上添加する。しかし、０．１５％を超えて添加す
ると粒界に炭化物が析出し、加工割れ性を高めることか
ら０．１５％以下とした。
【００１６】Ｍｎは脱酸のため０．１％以上添加する。
しかし、３．０％を超えて添加するとその効果は飽和す
るし、経済的でない。そのため上限を３．０％に限定し
た。
しかし、３．０％を超えて添加するとその効果は飽和す
るし、経済的でない。そのため上限を３．０％に限定し
た。
【００１７】Ｓは加工性を劣化させ、また、耐時効割れ
性を劣化させる元素であるため、０．０１％以下に限定
した。Ｐは加工性を劣化させる元素であるため、０．０
５％以下に限定した。
性を劣化させる元素であるため、０．０１％以下に限定
した。Ｐは加工性を劣化させる元素であるため、０．０
５％以下に限定した。
【００１８】Ｎｉは冷間加工時の靱性を確保し、加工性
を向上させるため、６％以上添加する。しかし、１０．
０％超添加するとその効果は飽和するし、経済的でな
い。そのため上限を１０．０％に限定した。
を向上させるため、６％以上添加する。しかし、１０．
０％超添加するとその効果は飽和するし、経済的でな
い。そのため上限を１０．０％に限定した。
【００１９】Ｃｒは耐食性確保のために１５％以上添加
する。しかし、２０％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２０％に限定
した。
する。しかし、２０％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２０％に限定
した。
【００２０】Ｎは冷間加工後の強度を確保するために添
加するが、質量％で０．１５％を超えると、鋼中への固
溶量を超えて気泡を生成するばかりか粒界に窒化物が析
出し、時効割れ性を高めることから、上限を０．１５％
に限定した。
加するが、質量％で０．１５％を超えると、鋼中への固
溶量を超えて気泡を生成するばかりか粒界に窒化物が析
出し、時効割れ性を高めることから、上限を０．１５％
に限定した。
【００２１】またＣｕは、オーステナイト系ステンレス
鋼の冷間加工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、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。
鋼の冷間加工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、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。
【００２２】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
効果は飽和し不経済であるばかりか、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。
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
効果は飽和し不経済であるばかりか、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。
【００２３】なお、本発明鋼は結晶粒の微細化を目的と
しているが、炭窒化物のピン止め効果により、溶体化処
理時の結晶粒微細化を引き起こすため、Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ，Ｔａ等を必要に応じて添加することができる。
しているが、炭窒化物のピン止め効果により、溶体化処
理時の結晶粒微細化を引き起こすため、Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｗ，Ｔａ等を必要に応じて添加することができる。
【００２４】
【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〜Ｎと、表２に比較鋼Ｏ〜Ｚ，ＡＡ〜Ａ
Ｅの成分を示す。本発明鋼Ａ〜Ｃと比較鋼Ｏ〜Ｓは、
０．０８％Ｃ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒ−０．
０２％Ｎ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（％），Ｏ量（％）を変化
させたものである。
１に本発明鋼Ａ〜Ｎと、表２に比較鋼Ｏ〜Ｚ，ＡＡ〜Ａ
Ｅの成分を示す。本発明鋼Ａ〜Ｃと比較鋼Ｏ〜Ｓは、
０．０８％Ｃ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒ−０．
０２％Ｎ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（％），Ｏ量（％）を変化
させたものである。
【００２５】本発明鋼Ａ，Ｄ〜Ｆと比較鋼Ｔ〜Ｖは、
０．６％Ｓｉ−１．０％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒを
基本成分として加工硬化を大きくし、冷間加工性に寄与
するＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
０．６％Ｓｉ−１．０％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒを
基本成分として加工硬化を大きくし、冷間加工性に寄与
するＣ量（％），Ｎ量（％）を変化させたものである。
【００２６】本発明鋼Ａ，Ｇ，Ｈと比較鋼Ｗ〜Ｙは、
０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１８％Ｃｒ−０．０２％
Ｎ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。
０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１８％Ｃｒ−０．０２％
Ｎ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。
【００２７】本発明鋼Ａ，Ｉ，Ｊと比較鋼Ｚ，ＡＡは、
０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１
８％Ｃｒ−０．０２％Ｎ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。
０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１
８％Ｃｒ−０．０２％Ｎ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。
【００２８】本発明鋼Ａ，Ｋ，Ｌと比較鋼ＡＢ〜ＡＤ
は、０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ
−０．０２％Ｎ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。
は、０．０８％Ｃ−０．６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ
−０．０２％Ｎ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。
【００２９】本発明鋼Ａ，Ｍ，Ｎと比較鋼ＡＥは、０．
６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒ−０．０２
％Ｎを基本成分として、冷間加工性を向上させるＣｕを
変化させたものである。
６％Ｓｉ−１％Ｍｎ−８％Ｎｉ−１８％Ｃｒ−０．０２
％Ｎを基本成分として、冷間加工性を向上させるＣｕを
変化させたものである。
【００３０】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。比較鋼Ｒ，Ｓは、０．５〜２μｍの酸化物介在
物の平均組成のＣｒ濃度を低くするために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。
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。比較鋼Ｒ，Ｓは、０．５〜２μｍの酸化物介在
物の平均組成のＣｒ濃度を低くするために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。
【００３１】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、分解圧延無しに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
〜Ｃは、前述の直接熱間圧延に加え、分解圧延の効果を
確認するために鋳片を１２８０℃加熱で分解圧延し、そ
の後、前述と同様な条件でφ５．５ｍｍまで線材圧延を
行った。得られた熱延材を１０８０℃で焼鈍し、酸洗を
行って、φ４．０ｍｍまで冷間で１次伸線加工を施し、
１１００℃でストランド焼鈍を施した。ここで、微細な
酸化物の組成をＥＤＳ分析により測定、およびオーステ
ナイト粒径を実施した。続いて約７０〜９０％の減面率
で、引張強さで１８００〜２０００Ｎ／mm2 の引張強さ
を狙って冷間で２次伸線加工を施し、加工割れの有無を
評価した。
で、連続鋳造された鋳片を、分解圧延無しに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
〜Ｃは、前述の直接熱間圧延に加え、分解圧延の効果を
確認するために鋳片を１２８０℃加熱で分解圧延し、そ
の後、前述と同様な条件でφ５．５ｍｍまで線材圧延を
行った。得られた熱延材を１０８０℃で焼鈍し、酸洗を
行って、φ４．０ｍｍまで冷間で１次伸線加工を施し、
１１００℃でストランド焼鈍を施した。ここで、微細な
酸化物の組成をＥＤＳ分析により測定、およびオーステ
ナイト粒径を実施した。続いて約７０〜９０％の減面率
で、引張強さで１８００〜２０００Ｎ／mm2 の引張強さ
を狙って冷間で２次伸線加工を施し、加工割れの有無を
評価した。
【００３２】微細な酸化物は、鋼線を＃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０．５
ｇ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
除いて重量％で換算した。本発明の微細な酸化物中の組
成はＣｒ濃度が２０％〜５０％とした。
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０．５
ｇ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
除いて重量％で換算した。本発明の微細な酸化物中の組
成はＣｒ濃度が２０％〜５０％とした。
【００３３】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、倍率が１００倍で光学
顕微鏡観察を行い、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以下と
した。
鏡面研磨後、硝酸電解エッチし、倍率が１００倍で光学
顕微鏡観察を行い、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以下と
した。
【００３４】２次伸線後の加工割れは、伸線後の製品の
断面を２０カ所切断し、横断面に埋込み研磨し、その断
面内の割れの有無で評価した。本発明の冷間加工性の評
価は加工割れが無いこととした。
断面を２０カ所切断し、横断面に埋込み研磨し、その断
面内の割れの有無で評価した。本発明の冷間加工性の評
価は加工割れが無いこととした。
【００３５】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．１５は結晶粒は微細でないが、Ｏ量
（％）が低く、経済性に劣っていた。Ｎｏ．１６はＯ量
（％）が高く、粒粗大なため加工割れ性に劣っていた。
Ｎｏ．１７はＳｉ量（％）が低く、粒粗大を示すため加
工割れ性に劣っていた。Ｎｏ．１８，１９はＡｌ量
（％）が高く、粒粗大を示すため加工割れ性に劣ってい
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．１５は結晶粒は微細でないが、Ｏ量
（％）が低く、経済性に劣っていた。Ｎｏ．１６はＯ量
（％）が高く、粒粗大なため加工割れ性に劣っていた。
Ｎｏ．１７はＳｉ量（％）が低く、粒粗大を示すため加
工割れ性に劣っていた。Ｎｏ．１８，１９はＡｌ量
（％）が高く、粒粗大を示すため加工割れ性に劣ってい
た。
【００３６】Ｎｏ．２０はＣ量（％）が低いため、伸線
加工を施しても狙いの強度レベルにならず、本発明の目
的でない。Ｎｏ．２１はＣ量が高いため、加工割れ性に
劣っていた。Ｎｏ．２２はＮ量（％）が高く、気泡発生
のため製造性不可であった。
加工を施しても狙いの強度レベルにならず、本発明の目
的でない。Ｎｏ．２１はＣ量が高いため、加工割れ性に
劣っていた。Ｎｏ．２２はＮ量（％）が高く、気泡発生
のため製造性不可であった。
【００３７】Ｎｏ．２３はＭｎ量（％）が高いため不経
済である。Ｎｏ．２４はＮｉ量（％）が低いため加工割
れ性に劣っていた。Ｎｏ．２５はＮｉ量（％）が高いた
め、伸線加工を施しても狙いの強度レベルにならず、本
発明の目的を達成していない。
済である。Ｎｏ．２４はＮｉ量（％）が低いため加工割
れ性に劣っていた。Ｎｏ．２５はＮｉ量（％）が高いた
め、伸線加工を施しても狙いの強度レベルにならず、本
発明の目的を達成していない。
【００３８】Ｎｏ．２６はＰ量（％）が高いため加工割
れ性に劣っていた。Ｎｏ．２７はＳ量（％）が高いため
加工割れ性に劣っていた。
れ性に劣っていた。Ｎｏ．２７はＳ量（％）が高いため
加工割れ性に劣っていた。
【００３９】Ｎｏ．２８はＭｏ量（％）が高いため、不
経済であるばかりか断線が発生し、冷間加工性が劣化し
た。Ｎｏ．２９はＣｒ量（％）が低いため、加工性は良
好であるが耐食性が劣っていた。Ｎｏ．３０はＣｒ量
（％）が高いため不経済である。Ｎｏ．３１はＣｕ量
（％）が高いため熱間加工性が悪く、線材の製造性が不
可であった。
経済であるばかりか断線が発生し、冷間加工性が劣化し
た。Ｎｏ．２９はＣｒ量（％）が低いため、加工性は良
好であるが耐食性が劣っていた。Ｎｏ．３０はＣｒ量
（％）が高いため不経済である。Ｎｏ．３１はＣｕ量
（％）が高いため熱間加工性が悪く、線材の製造性が不
可であった。
【００４０】次に、鋳片を分解圧延した場合の試験結果
を表５に示す。本発明例Ｎｏ．３２〜３４は本発明例Ｎ
ｏ．１〜３と比較して、分解圧延を行うことで結晶粒径
が大きくなっており、分解圧延を行った製品に対して
は、本発明の結晶粒微細化の効果が小さくなっているの
がわかる。
を表５に示す。本発明例Ｎｏ．３２〜３４は本発明例Ｎ
ｏ．１〜３と比較して、分解圧延を行うことで結晶粒径
が大きくなっており、分解圧延を行った製品に対して
は、本発明の結晶粒微細化の効果が小さくなっているの
がわかる。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】
【表４】
【００４５】
【表５】
【００４６】
【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
により溶体化処理後に微細化が必要な高強度準安定オー
ステナイト系ステンレス製品、例えばばね用高強度ステ
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。
により溶体化処理後に微細化が必要な高強度準安定オー
ステナイト系ステンレス製品、例えばばね用高強度ステ
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１】１８％Ｃｒ−８％Ｎｉ−１％Ｍｎ鋼の微細酸化
物中のＣｒ濃度と１１００℃溶体化処理後の結晶粒径の
関係を示す図。
物中のＣｒ濃度と１１００℃溶体化処理後の結晶粒径の
関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 多田 好宣 光市大字島田3434番地 新日本製鐵株式会 社光製鐵所内 (72)発明者 五十嵐 昌夫 光市大字島田3434番地 新日本製鐵株式会 社光製鐵所内
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｓｉ：０．３〜３．０％、 Ａｌ：０．０１％以下、 Ｏ ：０．００１〜０．００５％ を含有し、残部が実質的に鉄及び不可避的不純物からな
り、０．５〜２μｍの酸化物の平均組成のＣｒ濃度が２
０％〜５０％であり、鋼表層部の平均結晶粒径が５０μ
ｍ以下であることを特徴とする高強度準安定オーステナ
イト系ステンレス鋼。 - 【請求項２】 さらに、質量％で、 Ｃ ：０．０３〜０．１５％、 Ｍｎ：０．１〜３．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｓ ：０．０１％以下、 Ｎｉ：６．０〜１０．０％、 Ｃｒ：１５．０〜２０．０％、 Ｎ ：０．１５％以下 を含有することを特徴とする請求項１記載の高強度準安
定オーステナイト系ステンレス鋼。 - 【請求項３】 さらに、質量％で Ｃｕ：０．１〜４％、 Ｍｏ：０．１〜３％ のうちの１種類以上を含有することを特徴とする請求項
１または２記載の高強度準安定オーステナイト系ステン
レス鋼。 - 【請求項４】 鋳造後、分解圧延をせずに、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項に記載の高強度準安定オーステナイト系ステ
ンレス鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000074404A JP4289756B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼線材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000074404A JP4289756B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼線材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001262281A true JP2001262281A (ja) | 2001-09-26 |
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ID=18592465
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000074404A Expired - Lifetime JP4289756B2 (ja) | 2000-03-16 | 2000-03-16 | 高強度準安定オーステナイト系ステンレス鋼線材 |
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| JP (1) | JP4289756B2 (ja) |
Cited By (8)
| 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 |
| JP2004360022A (ja) * | 2003-06-05 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 |
| JP2008063596A (ja) * | 2006-09-05 | 2008-03-21 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | トリミング性および冷間鍛造性に優れる安価な低磁性・中強度ステンレス鋼ボルト用線材、鋼線、およびボルト |
| JP2008248271A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線 |
| CN107083519A (zh) * | 2017-02-22 | 2017-08-22 | 广东鑫发精密金属科技有限公司 | 一种不锈钢冷轧精密弹簧钢带及其制备方法 |
| KR20200124751A (ko) | 2018-06-11 | 2020-11-03 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 스테인리스 강선용 선재, 스테인리스 강선 및 그 제조 방법, 및, 스프링 부품 |
| WO2021215203A1 (ja) * | 2020-04-20 | 2021-10-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びばね |
| CN114196880A (zh) * | 2021-12-06 | 2022-03-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种高强度低屈强比奥氏体不锈钢及其制备方法 |
-
2000
- 2000-03-16 JP JP2000074404A patent/JP4289756B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| JP2004360022A (ja) * | 2003-06-05 | 2004-12-24 | Nippon Steel Corp | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 |
| JP4653389B2 (ja) * | 2003-06-05 | 2011-03-16 | 新日本製鐵株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度Ａｌめっき線材及びボルト並びにその製造方法 |
| JP2008063596A (ja) * | 2006-09-05 | 2008-03-21 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | トリミング性および冷間鍛造性に優れる安価な低磁性・中強度ステンレス鋼ボルト用線材、鋼線、およびボルト |
| JP2008248271A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Daido Steel Co Ltd | 高強度ステンレス鋼及びこれを用いた高強度ステンレス鋼線 |
| CN107083519A (zh) * | 2017-02-22 | 2017-08-22 | 广东鑫发精密金属科技有限公司 | 一种不锈钢冷轧精密弹簧钢带及其制备方法 |
| KR20200124751A (ko) | 2018-06-11 | 2020-11-03 | 닛테츠 스테인레스 가부시키가이샤 | 스테인리스 강선용 선재, 스테인리스 강선 및 그 제조 방법, 및, 스프링 부품 |
| WO2021215203A1 (ja) * | 2020-04-20 | 2021-10-28 | 日鉄ステンレス株式会社 | オーステナイト系ステンレス鋼及びばね |
| CN114729433A (zh) * | 2020-04-20 | 2022-07-08 | 日铁不锈钢株式会社 | 奥氏体系不锈钢以及弹簧 |
| AU2021259899B2 (en) * | 2020-04-20 | 2023-06-29 | Nippon Steel Stainless Steel Corporation | Austenitic stainless steel and spring |
| CN114196880A (zh) * | 2021-12-06 | 2022-03-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种高强度低屈强比奥氏体不锈钢及其制备方法 |
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