JP2022157621A - ボルト及びボルトの製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトを提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕを含有し、残部：Ｆｅおよび不純物からなり、Ｍｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、頭部と軸部とを有し、軸部におけるフェライト相が２０．０～６５．０％であり、下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトを採用する。（試験方法）ボルトの頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と頭部の先端との距離が、研削前の頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。【選択図】なし
Description
本発明は、ボルト及びボルトの製造方法に関し、特に、オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルト及びボルトの製造方法に関する。
高強度用のボルトの素材には、ＳＵＳ３０４に例示されるオーステナイト系ステンレス鋼またはＳＵＳ６３０に例示されるマルテンサイト型の析出硬化系ステンレス鋼等が用いられている。
例えば、その一例として、特許文献１には、ＣおよびＮの合計含有量が高いオーステナイト系ステンレス鋼製の高力ボルトが記載されている。また、特許文献２には、約１３％のＣｒを含有した製造性およびコスト性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼を用いた高力ボルトが記載されている。
また、海水または汽水等に曝されるような厳しい腐食環境では、耐食性が良好なフェライト－オーステナイト相からなる二相ステンレス鋼を用いた高力ボルトの使用が検討されている。
ところで、オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼（以下、単に「二相ステンレス鋼」と記載することがある。）は、強度が高いことが知られている。そこで、二相ステンレス鋼を、例えば、太径のボルトにボルト加工する際には、加工性の問題から割れが生じる場合が考えられる。加えて、加工時の加工硬化によりさらに強度が増す一方で、ボルト全体が脆くなるという問題が生じることも考えられる。そして、使用時に、最も応力集中しやすいボルトの首部（以下、「首部」と記載する。）で破断しやすくなるということも考えられる。ここで、ボルトの首部とは、頭部と軸部の境目をいう。
特許文献３には、上記の問題を解決し、耐食性および加工性に優れ、さらには首部での破断が生じにくいボルト用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材およびそれを用いたボルトが記載されている。特許文献３に記載されたボルトは、ボルト断面の中心軸におけるボルト頭部の先端より１．０ｍｍの位置から末端までの最大硬度と最小硬度との差が、ビッカース硬度で、１５０以上とされている。
しかし、ボルトの形状や鍛造方法によっては、同様の化学成分の鋼種でも上記の硬さ条件を満たすことが難しい場合があり、首部において破断が発生する場合がある。
本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルト及びボルトの製造方法を提供することを課題とする。
本発明は、上記課題を解決するためになされたものであり、下記のオーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルト及びボルトの製造方法を要旨とする。
［１］ オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトであって、
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％、
Ａｌ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．２５％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００４０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．０２％、
Ｔａ：０～０．０７％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
［２］ オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトであって、
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
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Ｚｒ：０．００３～０．０２％、
Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（２）
但し、上記（２）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
［３］ 前記ボルトの中心軸方向と平行かつ前記中心軸を含む断面において、前記中心軸における前記頭部の先端より１．０ｍｍの位置から前記軸部の末端までの間における最大硬度と最小硬度との差が、ビッカース硬度で１５０未満であることを特徴とする、［１］または［２］に記載のボルト。
［４］ 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％、
Ａｌ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．２５％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
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Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．０２％、
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Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。
［５］ 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
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Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。
［６］ 直径が６．５ｍｍ以上の鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を用いる、［４］または［５］に記載のボルトの製造方法。
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
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Ｚｒ：０～０．０２％、
Ｔａ：０～０．０７％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
［２］ オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトであって、
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００４０％、
Ｖ：０．０３～１．００％、
Ｚｒ：０．００３～０．０２％、
Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（２）
但し、上記（２）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
［３］ 前記ボルトの中心軸方向と平行かつ前記中心軸を含む断面において、前記中心軸における前記頭部の先端より１．０ｍｍの位置から前記軸部の末端までの間における最大硬度と最小硬度との差が、ビッカース硬度で１５０未満であることを特徴とする、［１］または［２］に記載のボルト。
［４］ 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％、
Ａｌ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．２５％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００４０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．０２％、
Ｔａ：０～０．０７％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。
［５］ 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００４０％、
Ｖ：０．０３～１．００％、
Ｚｒ：０．００３～０．０２％、
Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。
［６］ 直径が６．５ｍｍ以上の鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を用いる、［４］または［５］に記載のボルトの製造方法。
本発明によれば、首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたボルト及びその製造方法を提供できる。
本発明者らは、二相ステンレス鋼を用いて作製したボルトについて、首部での破断が生じやすい原因について検討を行ない、以下の知見を得た。以下、図１を参照しつつ説明する。なお、図１に示すボルトは、頭部１と、軸部１１とを備える。軸部１１の末端寄りの表面には、ねじ部４が設けられている。一方、軸部１１の頭部１側は、ねじ部がない円筒部３とされている。すなわち、図１に示す軸部１１は、その一部にねじ部４が形成されている。また、軸部１１の円筒部３と頭部１との境界部が首部２とされている。符号１ａは、頭部の座面を示している。
（ａ）図１に示すように、ボルト加工により製造された、加工度の高いボルトの頭部１およびねじ部４においては、強度が上昇するが、円筒部３においては、加工度が低いため強度の上昇は小さい。
（ｂ）頭部１と円筒部３との境界部である首部２に応力集中した場合であっても、頭部１と円筒部３との間に強度差がある場合は、首部２での破断は生じにくい。これは、円筒部３の素材自体が加工を受けていないために伸び量が大きくなっており、首部２において応力集中が生じたとしても円筒部３の素材が伸びることで破断が起きにくくなっているためと考えられる。
（ｃ）オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材（以下、二相ステンレス鋼線材という）を、伸線加工などを経てボルト加工する際には、他の鋼線材と同様に、加工硬化が生じて強度が高まる。しかしながら、上記二相ステンレス鋼線材は、元々強度が高いため、頭部１と円筒部３との間で強度差が生じにくく、全体として強度が高くなり、首部２での破断が生じやすい。
（ｄ）二相ステンレス鋼線材を素材としてボルトに加工する際には、頭部１と円筒部３との間で適切な強度差を生じるよう、化学組成、および金属組織等を適切に制御する必要がある。
（ｅ）二相ステンレス鋼線材をボルトに加工する際には、オーステナイト相の一部が変態し、加工誘起マルテンサイトが生成する。このため、上述のように頭部２と円筒部３との間において適切な強度差が生じるようにするためには、加工誘起マルテンサイト相に変態するオーステナイト相の絶対量を調整する必要がある。
（ｆ）さらに、加工誘起マルテンサイト相の生成量は、上述のオーステナイト相の絶対量だけでなく、オーステナイト相の安定性に影響される。オーステナイト相の安定性は含有されるＣ、Ｎ、Ｓｉ、およびＭｎ等の添加元素の含有量にも依存する。このため、化学組成を適切に制御し、オーステナイト相の安定性についても調整する必要がある。
（ｇ）一般に、ボルトの頭部を鍛造により形成した場合、鍛造後の頭部の金属組織中にはメタルフローの痕跡が確認されることがある。ボルトの引張試験によって首部が破断した場合、割れは、頭部のメタルフローに沿って伝播することが多い。
（ｈ）そこで、本発明者は、座面を削り、メタルフローの端部を露出させた状態で、ボルトの引張試験を行うことによって、首部破断のリスクの存在を明瞭にできることを見出した。また、この試験によって首部破断が起きない場合は、製品としてのボルトにおいても首部破断が生じないと判断できる。
（ｉ）鋼線を冷間鍛造により製造したボルトについて上記の試験を行った場合に首部が破断した場合でも、同じ鋼線を低温域で加熱したのち鍛造（温間鍛造）を行ってボルトを製造すると、そのボルトは上記の試験において首部が破断しないことを見出した。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本実施形態のボルト及びボルトの製造方法について製造方法を説明する。
本実施形態のボルトを説明する前に、本実施形態のボルトの素材である、鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材について説明する。
本実施形態の鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１～５．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０６～０．４０％、Ｎｉ：１．５～８．５％、Ｃｒ：１９．０～２９．０％、Ｍｏ：０．０５～３．００％、Ｃｕ：０．０５～２．００％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．２５％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｂ：０～０．００４０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．０２％、Ｔａ：０～０．０７％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０５０％、残部：Ｆｅおよび不純物からなり、下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
本実施形態の鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８０％以下、Ｓｉ：２．５０％以下、Ｍｎ：０．０１～５．５０％、Ｐ：０．０４０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｎ：０．０６～０．４０％、Ｎｉ：１．５～８．５％、Ｃｒ：１９．０～２９．０％、Ｍｏ：０．０５～３．００％、Ｃｕ：０．０５～２．００％、Ａｌ：０～０．３０％、Ｎｂ：０～０．５０％、Ｔｉ：０～０．２５％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｃａ：０～０．００５０％、Ｍｇ：０～０．００５０％、Ｂ：０～０．００４０％、Ｖ：０～１．００％、Ｚｒ：０～０．０２％、Ｔａ：０～０．０７％、Ｗ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、ＲＥＭ：０～０．０５０％、残部：Ｆｅおよび不純物からなり、下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０８０％以下
Ｃは、強度を高めるために必要な元素である。しかしながら、０．０８０％を超えてＣを含有させるとＣｒ炭化物が生成して、耐食性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とし、０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、Ｃ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．００８％以上であるのがより好ましい。
Ｃは、強度を高めるために必要な元素である。しかしながら、０．０８０％を超えてＣを含有させるとＣｒ炭化物が生成して、耐食性が劣化する。このため、Ｃ含有量は０．０８０％以下とし、０．０６０％以下であるのが好ましく、０．０３０％以下がさらに好ましい。一方、Ｃ含有量を極端に低減することは大幅なコストアップになるため、Ｃ含有量は０．００１％以上であるのが好ましく、０．００８％以上であるのがより好ましい。
Ｓｉ：２．５０％以下
Ｓｉは、脱酸のために必要な元素である。しかしながら、２．５０％を超えてＳｉを含有させると靱性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とし、２．００％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．８０％以下であるのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましく、０．１０％以上であるのがさらに好ましく、０．２０％以上であるのが一層好ましい。
Ｓｉは、脱酸のために必要な元素である。しかしながら、２．５０％を超えてＳｉを含有させると靱性が劣化する。このため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とし、２．００％以下であるのが好ましく、１．００％以下であるのがより好ましく、０．８０％以下であるのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｉ含有量は、０．０１％以上であるのが好ましく、０．０５％以上であるのがより好ましく、０．１０％以上であるのがさらに好ましく、０．２０％以上であるのが一層好ましい。
Ｍｎ：０．０１～５．５０％
Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、かつ加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、靱性を向上させる。また、窒素の固溶度を上げる作用も有する。このため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。一方、５．５０％を超えてＭｎを含有させると耐食性が低下し、金属組織中に所定割合のフェライト相を確保し難いこともある。このため、Ｍｎ含有量は５．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．００％を超えて３．００％未満であるのが好ましい。
Ｍｎは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、かつ加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、靱性を向上させる。また、窒素の固溶度を上げる作用も有する。このため、Ｍｎ含有量は０．０１％以上とする。一方、５．５０％を超えてＭｎを含有させると耐食性が低下し、金属組織中に所定割合のフェライト相を確保し難いこともある。このため、Ｍｎ含有量は５．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は２．００％を超えて３．００％未満であるのが好ましい。
Ｐ：０．０４０％以下
Ｐは、鋼中に含有される不純物元素であって、熱間加工性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とし、０．０３０％以下であるのが好ましい。一方、Ｐ含有量を極端に低減することは製造コストを大幅に増加させるため、Ｐ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
Ｐは、鋼中に含有される不純物元素であって、熱間加工性を劣化させる。このため、Ｐ含有量は０．０４０％以下とし、０．０３０％以下であるのが好ましい。一方、Ｐ含有量を極端に低減することは製造コストを大幅に増加させるため、Ｐ含有量は０．００１％以上であるのが好ましい。
Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に含有される不純物であり、熱間加工性、靱性および耐食性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とし、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００２％以下であるのがさらに好ましい。一方、Ｓ含有量を極端に減ずるには大幅なコストアップになるため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｓは、Ｐと同様に鋼中に含有される不純物であり、熱間加工性、靱性および耐食性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０３０％以下とし、０．００５％以下であるのがより好ましく、０．００２％以下であるのがさらに好ましい。一方、Ｓ含有量を極端に減ずるには大幅なコストアップになるため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であるのが好ましい。
Ｎ：０．０６～０．４０％
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高めると共に二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる。このため、Ｎ含有量は０．０６％以上とし、０．１％以上であるのが好ましい。一方、Ｎを、０．４０％を超えて含有させると、冷間鍛造性が低下し、また、金属組織中でのフェライト相の割合が少なくなることもある。このため、Ｎ含有量は０．４０％以下とし、０．２０％以下であるのが好ましい。
Ｎは、オーステナイト相に固溶して強度、耐食性を高めると共に二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる。このため、Ｎ含有量は０．０６％以上とし、０．１％以上であるのが好ましい。一方、Ｎを、０．４０％を超えて含有させると、冷間鍛造性が低下し、また、金属組織中でのフェライト相の割合が少なくなることもある。このため、Ｎ含有量は０．４０％以下とし、０．２０％以下であるのが好ましい。
Ｎｉ：１．５～８．５％
Ｎｉは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる元素であり、本発明の成分系においてオーステナイト相を確保するために必要である。また、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し靱性を向上させる。加えて、Ｎｉは各種酸に対する耐食性を確保するためにも有効である。このため、Ｎｉ含有量は１．５％以上とし、３．０％超であるのが好ましい。一方、Ｎｉは高価な金属であり、また、過度に含有させると、金属組織中でのフェライト相の割合が少なくなる。このため、Ｎｉ含有量は８．５％以下とし、５．５％未満であるのが好ましい。
Ｎｉは、二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させる元素であり、本発明の成分系においてオーステナイト相を確保するために必要である。また、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し靱性を向上させる。加えて、Ｎｉは各種酸に対する耐食性を確保するためにも有効である。このため、Ｎｉ含有量は１．５％以上とし、３．０％超であるのが好ましい。一方、Ｎｉは高価な金属であり、また、過度に含有させると、金属組織中でのフェライト相の割合が少なくなる。このため、Ｎｉ含有量は８．５％以下とし、５．５％未満であるのが好ましい。
Ｃｒ：１９．０～２９．０％
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要である。また、Ｃｒは加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することにも効果がある。このため、Ｃｒ含有量は１９．０％以上とし、２０．０％以上であるのが好ましく、２０．５％以上であるのがより好ましい。一方、Ｃｒはフェライト相を増加させる元素であり、２９．０％を超えて含有させると、フェライト相が過多となり耐食性と靱性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は２９．０％以下とし、２８．０％以下であるのが好ましく、２４．０％以下であるのがより好ましい。
Ｃｒは、耐食性を確保するために必要である。また、Ｃｒは加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することにも効果がある。このため、Ｃｒ含有量は１９．０％以上とし、２０．０％以上であるのが好ましく、２０．５％以上であるのがより好ましい。一方、Ｃｒはフェライト相を増加させる元素であり、２９．０％を超えて含有させると、フェライト相が過多となり耐食性と靱性を低下させる。このため、Ｃｒ含有量は２９．０％以下とし、２８．０％以下であるのが好ましく、２４．０％以下であるのがより好ましい。
Ｍｏ：０．０５～３．００％
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を高めるのに有効である。このため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、０．１２％以上であるのが好ましい。一方、Ｍｏの過度な含有は製造コストを増加させるため、３．００％以下とし、２．００％以下であるのが好ましく、２．００％未満であるのがより好ましい。
Ｍｏは、ステンレス鋼の耐食性を高めるのに有効である。このため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、０．１２％以上であるのが好ましい。一方、Ｍｏの過度な含有は製造コストを増加させるため、３．００％以下とし、２．００％以下であるのが好ましく、２．００％未満であるのがより好ましい。
Ｃｕ：０．０５～２．００％
Ｃｕは、Ｎｉと同様二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制する。また、Ｃｕは靱性を向上させ、さらに各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素である。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とし、０．２０％以上であるのが好ましい。一方、Ｃｕを、２．００％を超えて含有させると、熱間加工性を阻害する。このため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とし、さらに好ましくは１．００％未満である。
Ｃｕは、Ｎｉと同様二相ステンレス鋼中のオーステナイト相を増加させ、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制する。また、Ｃｕは靱性を向上させ、さらに各種酸に対する耐食性を改善するのに有効な元素である。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とし、０．２０％以上であるのが好ましい。一方、Ｃｕを、２．００％を超えて含有させると、熱間加工性を阻害する。このため、Ｃｕ含有量は２．００％以下とし、好ましくは１．５０％以下とし、さらに好ましくは１．００％未満である。
本実施形態の二相ステンレス鋼線材は、上記の各元素に加えて、Ａｌ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｔａ、Ｗ、Ｓｎ、およびＲＥＭから選択される１種または２種以上の元素を含有してもよい。これらの元素の含有量の下限は０％以上とする。以下、各元素の限定理由を説明する。
Ａｌ：０～０．３０％
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを、０．３０％を超えて含有させると、母材の靭性を阻害する。このため、Ａｌ含有量は０．３０％以下とし、０．１０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ａｌは、鋼の脱酸のために用いられる元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを、０．３０％を超えて含有させると、母材の靭性を阻害する。このため、Ａｌ含有量は０．３０％以下とし、０．１０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上であるのが好ましい。
Ｔｉ：０～０．２５％
Ｔｉを含有させることで、Ｃおよび／またはＳの耐食性への悪影響を抑制することができる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、靱性低下を生じるため、Ｔｉ含有量は０．２５％以下とし、０．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．０７％以上であるのがより好ましい。
Ｔｉを含有させることで、Ｃおよび／またはＳの耐食性への悪影響を抑制することができる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、靱性低下を生じるため、Ｔｉ含有量は０．２５％以下とし、０．２０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．０７％以上であるのがより好ましい。
Ｎｂ：０～０．５０％
ＮｂはＴｉと同様に含有させることで、Ｃおよび／またはＳの耐食性への悪影響を抑制することができる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、靱性低下を生じるため、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とし、０．４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
ＮｂはＴｉと同様に含有させることで、Ｃおよび／またはＳの耐食性への悪影響を抑制することができる。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、靱性低下を生じるため、Ｎｂ含有量は０．５０％以下とし、０．４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましく、０．２０％以上であるのがより好ましい。
Ｃｏ：０～１．００％
Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性とを高めるために有効な元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを、１．００％を超えて含有させても効果が飽和し、製造コストが増加する。このため、Ｃｏ含有量は１．０％以下とし、０．５０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｃｏは、鋼の靭性と耐食性とを高めるために有効な元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを、１．００％を超えて含有させても効果が飽和し、製造コストが増加する。このため、Ｃｏ含有量は１．０％以下とし、０．５０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０２％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｃａ：０～０．００５０％
Ｃａは、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、０．００４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
Ｃａは、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、０．００４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
Ｍｇ：０～０．００５０％
Ｍｇは、Ｃａ同様、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とし、０．００４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
Ｍｇは、Ｃａ同様、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とし、０．００４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は、０．０００５％以上であるのが好ましく、０．００１％以上であるのがより好ましい。
Ｂ：０～０．００４０％
Ｂは、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とし、０．００２５％以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
Ｂは、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、Ｂ含有量は０．００４０％以下とし、０．００２５％以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は、０．０００１％以上であるのが好ましく、０．０００５％以上であるのがより好ましい。
Ｖ：０～１．００％
Ｖは、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制して耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過度に含有させても、その効果は飽和し冷間鍛造割れが発生する場合がある。このため、Ｖ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｖは、Ｃｒ炭窒化物の生成を抑制して耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過度に含有させても、その効果は飽和し冷間鍛造割れが発生する場合がある。このため、Ｖ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｚｒ：０～０．０２％
ＺｒはＣまたはＳによる耐食性低下を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過度に含有させても、靭性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は０．０２％以下とし、０．０１５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００３％以上であるのが好ましく、０．００５％以上であるのがより好ましい。
ＺｒはＣまたはＳによる耐食性低下を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒを過度に含有させても、靭性が低下する。このため、Ｚｒ含有量は０．０２％以下とし、０．０１５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｚｒ含有量は０．００３％以上であるのが好ましく、０．００５％以上であるのがより好ましい。
Ｔａ：０～０．０７％
Ｔａは、Ｚｒと同様、Ｃおよび／またはＳによる耐食性低下を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを過度に含有させても、靭性が低下する。このため、Ｔａ含有量は０．０７％以下とし、０．０５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
Ｔａは、Ｚｒと同様、Ｃおよび／またはＳによる耐食性低下を抑制する効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔａを過度に含有させても、靭性が低下する。このため、Ｔａ含有量は０．０７％以下とし、０．０５％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．０１％以上であるのが好ましく、０．０２％以上であるのがより好ましい。
Ｗ：０～１．００％
Ｗは耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過度に含有させると、製造コストを増加させるため、Ｗ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｗは耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過度に含有させると、製造コストを増加させるため、Ｗ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０５％以上であるのが好ましく、０．１０％以上であるのがより好ましい。
Ｓｎ：０～１．００％
Ｓｎは耐酸性を向上させるのに有効である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過度に含有させると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
Ｓｎは耐酸性を向上させるのに有効である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過度に含有させると、熱間加工性を低下させる。このため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とし、０．８０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
ＲＥＭ：０～０．０５０％
ＲＥＭは、Ｃａ同様、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
ＲＥＭは、Ｃａ同様、鋼の熱間加工性を改善する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭを過度に含有させると、却って熱間加工性を低下させる。このため、ＲＥＭ含有量は０．０５０％以下とし、０．０４０％以下であるのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は、０．００５％以上であるのが好ましく、０．０１％以上であるのがより好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹおよびＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有することができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。
本実施形態の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
２．金属組織
２－１．二相ステンレス鋼線材の金属組織におけるフェライト相の体積率
次に、本実施形態の二相ステンレス鋼線材の金属組織を説明する。金属組織中のオーステナイト相は、その後の伸線加工およびボルト加工において、一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。加工誘起マルテンサイトは高い強度を有するが、その割合が過剰であると、ボルト首部での破断を生じる。このため、本実施形態の二相ステンレス鋼線材は、加工時に変態を生じないフェライト相の体積率を好ましい範囲にするとよい。具体的には、本発明に係る鋼線材ではオーステナイト－フェライト二相組織において、組織の全体積に対するフェライト相の体積率を２０．０％以上とする。オーステナイト相が温間鍛造によって加工中にマルテンサイト変態して硬化することが抑制できるのでオーステナイト相を比較的増やす、すなわちフェライト相を比較的少なくすることができる。全体積に対するフェライト相の体積率は３７．０％以上であるのが好ましく、４０．０％以上であるのがより好ましい。
２－１．二相ステンレス鋼線材の金属組織におけるフェライト相の体積率
次に、本実施形態の二相ステンレス鋼線材の金属組織を説明する。金属組織中のオーステナイト相は、その後の伸線加工およびボルト加工において、一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。加工誘起マルテンサイトは高い強度を有するが、その割合が過剰であると、ボルト首部での破断を生じる。このため、本実施形態の二相ステンレス鋼線材は、加工時に変態を生じないフェライト相の体積率を好ましい範囲にするとよい。具体的には、本発明に係る鋼線材ではオーステナイト－フェライト二相組織において、組織の全体積に対するフェライト相の体積率を２０．０％以上とする。オーステナイト相が温間鍛造によって加工中にマルテンサイト変態して硬化することが抑制できるのでオーステナイト相を比較的増やす、すなわちフェライト相を比較的少なくすることができる。全体積に対するフェライト相の体積率は３７．０％以上であるのが好ましく、４０．０％以上であるのがより好ましい。
一方、全体に対するフェライト相の体積率が過剰であると、所望する強度を有するボルトが得られないため、フェライト相の体積率は６５．０％以下とする。フェライト相の体積率は６３．０％以下であるのが好ましく、６０．０％以下であるのがより好ましい。
なお、フェライト相の体積率は、中心軸を含む、鋼線材の長手方向に垂直な断面を鏡面研磨しシュウ酸溶液中で電解エッチングを行って、フェライト相を着色し、画像解析により面積率を算出して体積率を求める。なお、定量金属組織学的に「体積率」と「面積率」とは等しいことが知られている。そこで本実施形態では、算出した面積率を体積率とする。画像解析の範囲は、２００×２５０μｍの範囲とする。
２－２．マルテンサイト組織の安定性
上述のように、オーステナイト相の一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態は含有する元素により変化し、下記（２）式の左辺値をその指標とする。
上述のように、オーステナイト相の一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。オーステナイトから加工誘起マルテンサイトへの変態は含有する元素により変化し、下記（２）式の左辺値をその指標とする。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（２）
但し、上記（２）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
但し、上記（２）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
上記（２）式左辺値が－１５０℃未満であるとオーステナイト相が安定化して、加工誘起マルテンサイト相が生成し難くなり、また、冷間加工した（ねじ転造した）ねじ部表面の強度が劣位になり、ねじ谷の応力集中部で割れが生じやすくなる。このため、（２）式左辺値は－１５０℃以上とし、－１４０℃以上であるのが好ましく、－１３０℃以上であるのがより好ましい。
一方、（２）式左辺値が２００℃超であると、オーステナイト相の相安定性が低下し、マルテンサイト相に容易に変態しやすくなる。この結果、歪が多くなる鍛造加工が難しくなり、鍛造の温度を上げると加工が容易になるが、温度を高く設定するのは高温での金属組織の変化やコストアップにつながるため、限界がある。また、加工後のマルテンサイト相の体積率が過剰になり、延性が低下しボルト首部において破断が生じやすくなる。このため、（２）式左辺値は２００℃以下とし、１７０℃以下であるのが好ましく、１５０℃以下であるのがより好ましい。
３．鋼線材の径
本実施形態においては、伸線加工を行なう前の二相ステンレス鋼線材の直径は６．５ｍｍ以上とすることが好ましい。二相ステンレス鋼線材の直径は７．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１２．０ｍｍ以上であるのがより好ましく、１４．０ｍｍ以上であるのがさらに好ましい。また、二相ステンレス鋼線材の直径は２０．０ｍｍ以下であるのが好ましく、１６．０ｍｍ以下であるのがより好ましい。なお、本実施形態においては、二相ステンレス鋼線材とは、棒状に熱間圧延された鋼材であり、コイル状に巻かれた鋼材を含み、所謂「バーインコイル」を含むものとする。また、二相ステンレス鋼線とは、上記二相ステンレス鋼線材に対して、主として、伸線加工などの冷間加工を施したものを指し、コイル状に巻かれたものを含む。
本実施形態においては、伸線加工を行なう前の二相ステンレス鋼線材の直径は６．５ｍｍ以上とすることが好ましい。二相ステンレス鋼線材の直径は７．０ｍｍ以上であるのが好ましく、１２．０ｍｍ以上であるのがより好ましく、１４．０ｍｍ以上であるのがさらに好ましい。また、二相ステンレス鋼線材の直径は２０．０ｍｍ以下であるのが好ましく、１６．０ｍｍ以下であるのがより好ましい。なお、本実施形態においては、二相ステンレス鋼線材とは、棒状に熱間圧延された鋼材であり、コイル状に巻かれた鋼材を含み、所謂「バーインコイル」を含むものとする。また、二相ステンレス鋼線とは、上記二相ステンレス鋼線材に対して、主として、伸線加工などの冷間加工を施したものを指し、コイル状に巻かれたものを含む。
次に、本実施形態のボルトについて説明する。
本実施形態のボルトは、上記の二相ステンレス鋼線材と同じ化学組成の鋼よりなり、上記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃を満たす。また、本実施形態のボルトは、頭部と軸部とを有する。軸部の中心における金属組織中のフェライト相は、体積％で、２０．０～６５．０％である。軸部の中心は、円筒部の中心軸部またはねじ部の中心軸部のいずれでもよい。
本実施形態のボルトは、上記の二相ステンレス鋼線材と同じ化学組成の鋼よりなり、上記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃を満たす。また、本実施形態のボルトは、頭部と軸部とを有する。軸部の中心における金属組織中のフェライト相は、体積％で、２０．０～６５．０％である。軸部の中心は、円筒部の中心軸部またはねじ部の中心軸部のいずれでもよい。
軸部の中心におけるフェライト相の体積率は、軸部の中心軸方向と平行かつ中心軸を含む縦断面を露出させ、縦断面を鏡面研磨し、シュウ酸溶液中で電解エッチングを行って、フェライト相を着色し、画像解析により面積率を算出して体積率を求める。本実施形態では、算出した面積率を体積率とする。また、画像解析の対象範囲は、中心軸を中心とする幅２００μｍ、中心軸の長手方向に沿って２５０μｍの長さの範囲とする。画像解析の対象範囲は、円筒部の領域であってもよく、ねじ部の領域であってもよい。
本実施形態のボルトは、後述するように、上記の二相ステンレス鋼線材を伸線加工及び温間鍛造することにより製造されたボルトであり、図１に示すように、頭部１と軸部１１とを有し、軸部１１の少なくとも一部または全部にねじ部４が設けられて構成される。
なお、本実施形態に係るボルトは，図１に示すものに限定されるものではなく、図１に示す軸部１１の全体に、ねじ部が設けられてなるボルトであってもよい。
そして、本実施形態のボルトは、下記の試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じるものである。なお、以下に説明するように、ボルトから試験片を調製する際の研削加工によって、軸部が見かけ上、延長されたようになるが、この延長部分は、上記の「試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位」には含まれない。延長部分で破断したボルトは本発明の範囲外となる。また、「破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる」とは、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３において、「破断は遊びねじ部または円筒部で生じなければならない」という基準と同じ意味である。破断形態は延性破壊であることが望ましい。
（試験方法）
ボルトの頭部の座面を、中心軸から軸部径、または、ねじ部外径を残したまま研削して、研削面と頭部の先端との距離が、研削前の頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
ボルトの頭部の座面を、中心軸から軸部径、または、ねじ部外径を残したまま研削して、研削面と頭部の先端との距離が、研削前の頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
図２には、試験片の調整方法を図示している。図２中、左側のボルトは製品としてのボルトであり、図中、右側のボルトは、製品としてのボルトが加工されてなる試験片である。試験片は、ボルトの頭部の座面が、中心軸から軸部径、または、ねじ部外径を残したまま研削されている。製品としてのボルトの頭部の高さをＡとし、試験片における研削面と頭部の先端との距離をＢとしたとき、距離Ｂは高さＡの５０％以上８０％以下の範囲になっている。
距離ｂが高さａの５０％未満であると、頭部の強度が小さくなり引張試験の際に頭部がせん断破壊により抜けてしまうので好ましくなく、距離ｂが高さａの８０％を超えると、頭部の脆弱部分が円筒部の延長部分として露出されないので、研削加工前のボルトの首部破断のリスクが検出されなくなるので好ましくない。
このような試験を行った結果、試験片の破断部位がねじ部で生じた場合、または、破断部位が試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じた場合は、製品ボルトにおいて首部に応力が印加されたとしても、破断しないものとなる。すなわち、図２の右側のボルト（試験片）において、符号Ｃの範囲内で破断すればよい。
４．硬さの差
一般的なボルトは、二相ステンレス鋼線材を伸線加工して得た鋼線を、冷間鍛造することによって頭部を形成するため、頭部の加工量が大きくなり、硬度が上昇する。また、ボルトのねじ部は、鍛造後に転造加工によって形成されるため、加工硬化が生じ、硬度が上昇する。一方、ボルトの円筒部は、加工の前後で硬度が大きく上昇しない。このため、一般的なボルトでは、頭部において硬度の値が最も大きくなり、最大硬度の値をとる。また、円筒部において硬度の値が最も小さくなり、最小硬度の値をとる。
一般的なボルトは、二相ステンレス鋼線材を伸線加工して得た鋼線を、冷間鍛造することによって頭部を形成するため、頭部の加工量が大きくなり、硬度が上昇する。また、ボルトのねじ部は、鍛造後に転造加工によって形成されるため、加工硬化が生じ、硬度が上昇する。一方、ボルトの円筒部は、加工の前後で硬度が大きく上昇しない。このため、一般的なボルトでは、頭部において硬度の値が最も大きくなり、最大硬度の値をとる。また、円筒部において硬度の値が最も小さくなり、最小硬度の値をとる。
しかしながら、本実施形態のボルトは、後述するように、温間鍛造によって頭部を形成するため、首部を含む頭部の脆化傾向を小さくすることができ、また、頭部における硬度の上昇は比較的小さい。更に、二相ステンレス鋼は、硬度が大きい素材なので、ねじ部形成のために転造加工を行ったとしても、硬度の上昇幅は小さい。従って、本実施形態に係るボルトは、最大硬度と最小硬度の差が小さくなる。このように、本実施形態に係るボルトは、首部の脆化傾向を小さくできるので、硬さの差が小さくても首部での破断を回避することができる。
具体的には、本実施形態のボルトは、ボルトの中心軸方向と平行かつ中心軸を含む断面において、中心軸における頭部の先端より１．０ｍｍの位置から軸部の末端までの間における最大硬度と最小硬度との差が、ビッカース硬度で１５０未満であることが好ましい。これにより、首部における破断を抑制できる。
図３には、ボルトの中心軸方向と平行かつ中心軸を含む断面を示しており、中心軸を一点鎖線で示している。硬度の測定は、図３に示す断面を露出させ、一点鎖線で示す中心軸線に沿って、ボルト頭部の先端１．０ｍｍから０．５ｍｍごとに、ボルトの末端までマイクロビッカース硬さ試験を行い、最大硬度と最小硬度とを決定する。
５．製造方法
５－１．二相ステンレス鋼線材の製造方法
本実施形態の二相ステンレス鋼線材を製造するには、まず、上記の化学組成を有する鋼塊を連続鋳造法により鋳造する。鋼塊は、造塊法によりビレットにしてもよい（ＪＩＳ Ｇ ０２０３：２００９参照。）。続いて、均熱、熱間圧延（熱間線材圧延）を施して、上記直径とする。その後、得られた鋼線材を９００～１１００℃の範囲で、３～２０分間保持する溶体化熱処理を施し、水冷を施す。続いて、酸洗処理を行なう。以上のようにして、本実施形態に係る二相ステンレス鋼線材を製造する。なお、溶体化処理の熱処理温度を調整することで、鋼線材のフェライト分率をある程度調整可能である。本実施形態のフェライト分率を満たすように、上記の範囲で調製すればよい。
５－１．二相ステンレス鋼線材の製造方法
本実施形態の二相ステンレス鋼線材を製造するには、まず、上記の化学組成を有する鋼塊を連続鋳造法により鋳造する。鋼塊は、造塊法によりビレットにしてもよい（ＪＩＳ Ｇ ０２０３：２００９参照。）。続いて、均熱、熱間圧延（熱間線材圧延）を施して、上記直径とする。その後、得られた鋼線材を９００～１１００℃の範囲で、３～２０分間保持する溶体化熱処理を施し、水冷を施す。続いて、酸洗処理を行なう。以上のようにして、本実施形態に係る二相ステンレス鋼線材を製造する。なお、溶体化処理の熱処理温度を調整することで、鋼線材のフェライト分率をある程度調整可能である。本実施形態のフェライト分率を満たすように、上記の範囲で調製すればよい。
５－２．ボルトの製造方法
本実施形態のボルトは、二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、伸線加工後の鋼線を５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造工程とを少なくとも備える。更に、温間鍛造後にねじ部を形成することでボルトとする。以下、各工程について説明する。
本実施形態のボルトは、二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、伸線加工後の鋼線を５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造工程とを少なくとも備える。更に、温間鍛造後にねじ部を形成することでボルトとする。以下、各工程について説明する。
伸線加工の工程では、酸洗処理後の二相ステンレス鋼線材に対して、蓚酸等により皮膜処理を施す。次いで、加工率（断面減少率）が５～２５％の範囲で伸線加工を行ない、ボルト用の鋼線とする。
温間鍛造工程では、伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する。温間鍛造前の鋼線の温度が５０℃未満だと、鋼線が殆ど軟化しないので冷間鍛造と変わりなく温間鍛造の効果が得られないので好ましくない。また、温間鍛造前の鋼線の温度が３００℃を超えると、鋼線が軟化しすぎて成形後のボルトの強度が小さくなるので好ましくない。
ボルトの強度の調整等のために熱処理を施す場合は、下記のねじ部成形後に、１５０～７００℃、５～１２０分の範囲で、無酸素雰囲気で熱処理を施すことが好ましい。
更に、温間鍛造後のボルト素材に対してねじ部の形成を行う。ねじ部の形成は、例えば、軸部に対して転造加工を行えばよい。このようにして、本実施形態に係るボルトを製造する。
更に、必要に応じて、ボルトに対して表面研磨等を行なってもよい。表面研磨を行なわない場合は、ショットブラストによる表面処理の後、塗装の焼付けを行なってもよい。
以上説明したように、本実施形態の二相ステンレス鋼線材は、首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたボルトの素材となる。また、本実施形態のボルトは、首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたボルトとなる。更に、本実施形態のボルトの製造方法によれば、首部での破断のおそれがなく、耐食性に優れたボルトを製造できる。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
表１Ａ、表１Ｂに示す化学組成を有する鋼を３００ｋｇの真空溶解炉において溶解し、直径１７８ｍｍのビレットに鋳造した。そのビレットから熱間圧延によって、直径６．５ｍｍ～２１．０ｍｍの熱間圧延鋼線材を作製した。この際の熱間圧延終了温度は１０５０℃であった。それに続いて、溶体化熱処理として、９００℃～１１００℃のいずれかの温度で２０～６０分間保持し、水冷した。同種の鋼でフェライト分率が異なるものについては、溶体化熱処理時の温度を制御することで、フェライト分率を任意に変更した。すなわち、フェライト分率を６５．０体積％超とした試験Ｎｏ．７４は、熱処理温度を１１００℃超としたものであり、フェライト分率を２０．０体積％未満とした試験Ｎｏ．６５、７５は、熱処理温度を９００℃未満としたものである。その後、酸洗することにより、表２Ａ及び表２Ｂに示す二相ステンレス鋼線材を得た。なお、酸洗は塩酸に浸漬した後、１％ＨＦと１０％ＨＮＯ３との混合酸に５分浸漬することで行った。
次いで、二相ステンレス鋼線材に対して蓚酸を用いた皮膜処理を施した後、冷間で伸線加工を施すことにより、表２Ａ及び表２Ｂに示すような、ボルト製品用の鋼線を製造した。表２Ａ及び表２Ｂには、伸線加工時の伸線加工率を示す。
得られた二相ステンレス鋼線材について、フェライト相の体積率を測定した。フェライト相の体積率は、二相ステンレス鋼線材の縦断面を鏡面研磨し、鋼線の長手方向に垂直な断面について、シュウ酸溶液中で電解エッチングを行って、フェライト相を着色し、画像解析により面積率を算出し、これを体積率とした。
また、二相ステンレス鋼線材について、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に基づき、引張試験を行ない、引張強さを測定した。引張試験の試験片は、１４Ａ号形状を用いた。
次に、伸線加工後のボルト製品用の鋼線を、誘導加熱により所定の温度まで加熱してから鍛造を施して、頭部及び軸部を有するボルト素材とした。更に、ボルト素材の軸部に対して転造加工を施すことにより、ねじ部を形成した。ねじ部は、軸部の末端寄りに形成し、ねじ部の未形成の部分を円筒部とした。このようにしてボルトを製造した。ボルト形状は、ＪＩＳ Ｂ １１８０の規格に従った。得られたボルトに熱処理を施す場合は、１５０～７００℃、５～１２０分の範囲で、無酸素雰囲気で熱処理を施した。
作製したＮｏ．１～７７のボルトについて、二相ステンレス鋼線材と同様に、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に基づき、引張試験を行ない、その破断箇所について調べた。引張試験の試験片は、ボルトそのものを用い、試験Ｎｏ．ごとに１０本づつ試験した。引張試験の評価は、１０本中、首部破断が０本だったものを「○」とし、首部破断が１～９本だったものを「△」とし、首部破断が１０本だったものを「×」とした。「○」を合格とした。
鍛造時の鍛造性は、３段ヘッダーにより六角等に１００本圧造加工を施し、圧造割れの有無により評価した。割れがなかった場合を合格とした。なお、不合格になったＮｏ．６３及びＮｏ．７４は、他の評価を行わなかった。
ボルトについて、その耐食性を、ＪＩＳ Ｚ ２３７１：２０１５に基づき、塩水噴霧試験を実施した。耐食性は１６８ｈの塩水噴霧試験後の発錆の状況で評価した。具体的には、無発錆またはわずかな点錆の発生の場合は、耐食性を「○」、流れ錆または全面発錆の場合は耐食性を「×」とした。「○」を合格とした。
更に、ボルトについて、ボルト断面の中心軸において、ＪＩＳＺ２２４４（２００９）に基づき、硬さ試験を実施した。硬さ試験は、マイクロビッカース試験機を用い、ボルトの先端１．０ｍｍから末端まで、０．５ｍｍ間隔で測定を行い、最大硬度と最小硬度とを算出した。なお、硬さの測定には株式会社ミツトヨ製の硬さ試験機ＨＭ－２００システムを用いた。
更に、ボルトの頭部の座面を、中心軸から円筒部外径を残したまま研削して、研削面と頭部の先端との距離が、研削前の頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造した。そして、試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行った。表２Ｅ及び表２Ｆには、製品としてのボルトの頭部の高さＡ、試験片における研削面と頭部の先端との距離Ｂ、Ｂ／Ａ×１００（％）をそれぞれ示す。
ボルトの軸部の中心におけるフェライト相の体積率は、軸部の中心軸方向と平行かつ中心軸を含む縦断面を露出させ、縦断面を鏡面研磨し、シュウ酸溶液中で電解エッチングを行って、フェライト相を着色し、画像解析により面積率を算出して体積率を求めた。画像解析の対象範囲は、中心軸を中心とする幅２００μｍ、中心軸の長手方向に沿って２５０μｍの長さの範囲とした。画像解析の対象範囲は、円筒部の領域とした。
以下、試験結果を表１Ａ～表２Ｆにまとめて示す。
表１Ａ～表２Ｆに示すように、本発明例のボルトでは、耐食性、加工性、および引張り特性が良好であり、引張試験において首部での破断が観察されなかった。一方、本発明の規定を満足しない比較例のボルトでは、耐食性、加工性または引張特性を満足せず、首部での破断が観察された。
１：頭部、２：首部、３：円筒部、４：ねじ部、１１：軸部。
Claims (6)
- オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトであって、
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％、
Ａｌ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．２５％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００４０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．０２％、
Ｔａ：０～０．０７％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（１）
但し、上記（１）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼よりなるボルトであって、
前記オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００４０％、
Ｖ：０．０３～１．００％、
Ｚｒ：０．００３～０．０２％、
Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
前記ボルトは、頭部と軸部とを有し、前記軸部の少なくとも一部または全部にねじ部が設けられており、
前記軸部の中心部における金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％であり、
下記試験方法を実施した場合に、破断部位が、ねじ部、または試験片加工前にねじ部が設けられていない軸部であった部位で生じる、ボルト。
（試験方法）
前記ボルトの前記頭部の座面を、中心軸から前記軸部径、または、前記ねじ部の外径を残したまま研削して、研削面と前記頭部の先端との距離が、研削前の前記頭部の高さの５０％以上８０％以下の範囲となる試験片を製造し、前記試験片に対して、ＪＩＳ Ｂ １０５４：２０１３に規定する引張試験を行う。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（２）
但し、上記（２）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。 - 前記ボルトの中心軸方向と平行かつ前記中心軸を含む断面において、前記中心軸における前記頭部の先端より１．０ｍｍの位置から前記軸部の末端までの間における最大硬度と最小硬度との差が、ビッカース硬度で１５０未満であることを特徴とする、請求項１または請求項２に記載のボルト。
- 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％、
Ａｌ：０～０．３０％、
Ｎｂ：０～０．５０％、
Ｔｉ：０～０．２５％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｃａ：０～０．００５０％、
Ｍｇ：０～０．００５０％、
Ｂ：０～０．００４０％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｚｒ：０～０．０２％、
Ｔａ：０～０．０７％、
Ｗ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
ＲＥＭ：０～０．０５０％、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（１）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。 - 化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０８０％以下、
Ｓｉ：２．５０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５０％、
Ｐ：０．０４０％以下、
Ｓ：０．０３０％以下、
Ｎ：０．０６～０．４０％、
Ｎｉ：１．５～８．５％、
Ｃｒ：１９．０～２９．０％、
Ｍｏ：０．０５～３．００％、
Ｃｕ：０．０５～２．００％を含有し、
更に、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、
Ｎｂ：０．０１～０．５０％、
Ｔｉ：０．０５～０．２５％、
Ｃｏ：０．０２～１．０％、
Ｃａ：０．０００５～０．００５０％、
Ｍｇ：０．０００５～０．００５０％、
Ｂ：０．０００１～０．００４０％、
Ｖ：０．０３～１．００％、
Ｚｒ：０．００３～０．０２％、
Ｔａ：０．０１～０．０７％、
Ｗ：０．０５～１．００％、
Ｓｎ：０．００５～１．００％、および
ＲＥＭ：０．００５～０．０５０％、
から選択される１種または２種以上を含有し、
残部：Ｆｅおよび不純物からなり、
下記（２）式で示されるＭｄ３０が－１５０℃～２００℃であり、
金属組織中のフェライト相が、体積％で、２０．０～６５．０％である鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を伸線加工する工程と、
前記伸線加工後の鋼線を、５０℃以上３００℃以下に加熱してから温間鍛造することにより、頭部と軸部とを有するボルト素材に成形する工程と、を備えたボルトの製造方法。 - 直径が６．５ｍｍ以上の鍛造用オーステナイト－フェライト二相ステンレス鋼線材を用いる、請求項４または請求項５に記載のボルトの製造方法。
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| CN116497278A (zh) * | 2023-04-28 | 2023-07-28 | 无锡市曙光高强度紧固件有限公司 | 一种高耐磨耐腐蚀的六角螺母及其制备工艺 |
-
2021
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|---|---|---|---|---|
| CN116497278A (zh) * | 2023-04-28 | 2023-07-28 | 无锡市曙光高强度紧固件有限公司 | 一种高耐磨耐腐蚀的六角螺母及其制备工艺 |
| CN116497278B (zh) * | 2023-04-28 | 2023-09-15 | 无锡市曙光高强度紧固件有限公司 | 一种高耐磨耐腐蚀的六角螺母及其制备工艺 |
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