WO2014157231A1 - 冷間鍛造性及び切削性に優れたフェライト系ステンレス鋼線 - Google Patents

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裕 田所
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Definitions

  • the present invention relates to a ferritic stainless steel wire having cold forgeability, machinability and corrosion resistance at the same time.
  • ⁇ Electronic equipment parts are required to have high workability due to severe requirements for flatness and dimensional accuracy in addition to strength characteristics and corrosion resistance. Therefore, if only machining is performed, productivity is low and cost is high compared to cold forging. On the other hand, although cold forging has high productivity, the surface roughness standard required for products is strict, and surface finishing is difficult only by cold forging. Therefore, the method of manufacturing as close to the finished shape as possible by cold forging and finally finishing the surface by cutting processing satisfies the quality, increases the productivity, and processes the product from the steel wire, thereby reducing the cost.
  • Patent Document 1 Cr: 10.0 to 30.0%, S: 0.10% or less for improving machinability, Se: 0.03 to 0.30%, Te: 0.01 to 0 .10%, Pb: 0.03 to 0.30%, Bi: 0.03 to 0.30%, and the area ratio occupied by crystal grains having an equivalent circle diameter of 200 ⁇ m or less is 60% or more.
  • Ferritic free-cutting stainless steel having excellent toughness with a Charpy transition temperature of 50 ° C. or less, cold workability, and surface skin characteristics after processing is disclosed.
  • Patent Document 1 does not disclose the composition and distribution of inclusions.
  • ferritic stainless steel is expressed in terms of mass%: C: ⁇ 0.15%, Si: ⁇ 1.00%, Mn: ⁇ 1.50%, Cr: 12-30%, S: ⁇ 0 .010%, further containing Al: 2.0 to 6.0% if necessary, and by reducing the width of the sulfide to 3 ⁇ m or less, the ferrite system has improved machinability without impairing toughness and ductility Stainless steel is disclosed.
  • mass% C: ⁇ 0.15%
  • Si ⁇ 1.00%
  • Mn ⁇ 1.50%
  • Cr 12-30%
  • S ⁇ 0 .010%
  • Al 2.0 to 6.0%
  • a ferritic stainless steel containing Cr: 10 to 20% by mass has an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more, TiO2: 5 to 30%, CaO: 5 to 30% by mass%.
  • Ferritic stainless steel excellent in machinability characterized by containing is disclosed. Although the composition and ratio of inclusions are disclosed, the distribution of inclusions is not disclosed.
  • Patent Document 4 discloses a rotor hub that improves machinability after plastic working to increase productivity, and prevents contamination due to falling off of inclusions.
  • the components of the ferritic free-cutting stainless steel used in this rotor hub are P: 0.05% to 0.15%, S: 0.10% to 0.30%, Mn: 0.15% to 0.30% Cu: 0.40% to 1.00%, the direction and size of the A-based inclusions (inclusions having a shape stretched by rolling) appearing on the cut surface along the central axis of the part,
  • a rotor hub is disclosed that defines a distribution density (a distribution density of less than 3 pieces / mm 2 in a thickness direction exceeding 50 ⁇ m).
  • A-type inclusions having a length of 100 ⁇ m or more are distributed at least 1 piece / mm 2 on the cut surface, The inclusion distribution in the bar is not disclosed.
  • An object of the present invention is to simultaneously have cold forgeability, machinability, and corrosion resistance in a ferritic stainless steel wire.
  • the present inventors have found that the size of inclusions and the distribution state in the steel wire are in addition to the properties of ferritic stainless steel. It was found that a ferritic stainless steel wire suitable as an electronic device material such as a hard disk or a hub can be obtained by defining these. As for corrosion resistance, it has corrosion resistance as a Cr-based ferritic stainless steel, but Cr carbonitride is formed along the grain boundary in the welded portion, and a Cr-depleted layer is partially formed, so that the corrosion resistance is deteriorated.
  • the inventors have ensured the machinability by precipitating a relatively large amount of inclusions on the surface layer portion of the steel wire, and in the central portion of the steel wire, ensure the toughness by relatively reducing the inclusions, It has been found that cold forgeability is ensured.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • a ferritic stainless steel wire that is small [2] The ferritic stainless steel wire according to [1], wherein a density of inclusions having an area of 0.5 ⁇ m 2 or more in the central portion of the steel wire is 3000 pieces / mm 2 or less. [3] The difference in density of inclusions having an area of 0.5 ⁇ m 2 or more in the steel wire center portion and the steel wire surface layer portion is 1000 pieces / mm 2 or more, according to [1] or [2] Ferritic stainless steel wire.
  • a ferritic stainless steel wire having cold forgeability, machinability, and corrosion resistance can be obtained.
  • C 0.001% or more and 0.02% or less C increases the strength of the ferrite structure of the matrix, and further is an austenite phase and carbide forming element.
  • the austenite phase produces a martensite structure after welding to improve the strength, and fine carbides also contribute to the improvement of strength, so 0.001% or more is contained.
  • the content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.004% or more.
  • it exceeds 0.02% depending on the cooling rate after hot rolling, a Cr-depleted layer is generated around the grain boundary due to the precipitation of Cr carbide. In a corrosive environment, so-called intergranular corrosion occurs because the Cr-depleted layer along the grain boundary dissolves. Therefore, the C content is limited to 0.02% or less.
  • Si 0.1% or more and 1.0% or less Si is a deoxidizer and forms an oxide film of SiO2 to suppress the progress of oxidation against the temperature rise of the surface at the time of cutting, so high temperature oxidation resistance It is an element useful for sex. However, if the content exceeds 1.0%, it becomes hard and the mechanical properties deteriorate. Therefore, the Si amount is set to 1.0% or less. In order to ensure this effect, it is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less. Further, if it is less than 0.1%, the deoxidation effect cannot be obtained, so 0.1% or more is contained. In order to ensure this effect, the content is preferably 0.2% or more, and more preferably 0.25% or more.
  • Mn 1.0% or less Mn, like C, increases the strength of the ferrite structure of the matrix, and is an austenite-forming element, but inclusions remaining in the steel when the austenite Mn content exceeds 1.0% Will increase the corrosion resistance. Therefore, the amount of Mn was made into the range of 1.0% or less. In order to ensure this effect, it is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less. Further, Mn is not necessarily contained, but if it is less than 0.1%, the strength of the steel wire is lowered. More preferably. It should be 0.15% or more.
  • P 0.04% or less
  • P is an element that is inevitably mixed from the raw material, and not only deteriorates mechanical properties such as toughness but also is harmful to corrosion resistance. Therefore, it is preferable to reduce P as much as possible. In particular, when the P content exceeds 0.04%, the adverse effect becomes significant, so the P content is limited to 0.04% or less.
  • S 0.03% or less
  • S is an element that is inevitably mixed from the raw material in the same manner as P, and combines with Mn to form MnS, which becomes the starting point of initial firing.
  • S is also a harmful element that segregates at the grain boundaries and promotes embrittlement of the grain boundaries. Therefore, it is preferable to reduce S as much as possible. In particular, when the S content exceeds 0.03%, the adverse effect becomes remarkable, so the S content is limited to 0.03% or less.
  • Cr 10.5% or more and 30.0% or less Cr is an important element as a corrosion resistance developing component in the present invention.
  • the steel wire which is the subject of the present invention requires at least 10.5% as the Cr amount necessary for corrosion resistance. This is because when the content is less than 10.5%, it is difficult to form a strong passive film or a high-temperature oxide film.
  • the content is preferably 12.0% or more, and more preferably 15.0% or more.
  • the Cr concentration is set to 30.0% or less.
  • the content is preferably 21.0% or less, and more preferably 20.0% or less.
  • N 0.001% or more and 0.025% or less N is contained in an amount of 0.001% or more in order to increase the strength of the ferrite structure of the matrix and further to increase the strength because it is an austenite phase and nitride forming element.
  • the content is preferably 0.005% or more, and more preferably 0.008% or more.
  • the upper limit was made 0.025%.
  • it is 0.020% or less, More preferably, it is 0.018% or less.
  • Nb 0.20% or more and 0.80% or less
  • Ti 0.10% or more and 0.50% or less
  • Nb and Ti are elements that form carbides and nitrides, and Cr carbides Is suppressed, and as a result, generation of Cr-deficient layers is suppressed, so that intergranular corrosion can be prevented. For this reason, at least one of Nb and Ti is included.
  • the content is preferably 0.25% or more, and more preferably 0.30% or more.
  • the content is preferably 0.75% or less, and more preferably 0.70% or less.
  • the content is preferably 0.15% or more, more preferably 0.20% or more.
  • the content exceeds 0.50%, cold forgeability and high-temperature oxidation resistance deteriorate.
  • the oxide film becomes less dense and high-temperature oxidation tends to proceed. Therefore, it was made 0.50% or less.
  • the content is preferably 0.45% or less, and more preferably 0.40% or less.
  • Nb + Ti / (C + N) ⁇ 10
  • the Nb and Ti described above must be contained so as to satisfy (Nb + Ti) / (C + N) ⁇ 10.
  • Nb, Ti, C, and N mean the respective element contents (% by mass).
  • test conditions were continuous immersion for 16 hours (h) in a boiled solution (sulfuric acid concentration: 0.5%, copper sulfate: 5%) while contacting the test piece with the copper piece. After the test, a cross section of the test piece was cut out and the intergranular corrosion state of the weld metal part was observed with an optical microscope.
  • Nb + Ti sulfuric acid / copper sulfate corrosion test
  • Cu, Ni, and Mo contain at least one kind because the corrosion resistance and strength are improved by the inclusion.
  • Cu 0.05% or more and 1.0% or less
  • Cu is a useful element that improves corrosion resistance and strength.
  • it is preferable to make it contain 0.05% or more.
  • it is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • the content is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Ni 0.05% or more and 1.0% or less Ni, like Cu, is an effective element that improves corrosion resistance and strength. In order to acquire this effect, it is preferable to make it contain 0.05% or more. In order to ensure this effect, it is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more. On the other hand, when the content exceeds 1.0%, the cold forgeability deteriorates. Therefore, it was set to 1.0% or less. In order to ensure this effect, it is preferably 0.9% or less, and more preferably 0.8% or less.
  • Mo 0.02% or more and 2.5% or less Mo increases the corrosion resistance and the high-temperature strength, and is a ferrite-forming element. This effect can be obtained by containing 0.02% or more. In order to ensure this effect, it is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.3% or more. On the other hand, if it exceeds 2.5%, the ⁇ phase tends to precipitate and becomes brittle, and the cold forgeability deteriorates, so 0.02 to 2.5%. In order to ensure this effect, the content is preferably 2.3% or less, and more preferably 2.0% or less.
  • Al 0.05% or less Al is an element useful as a deoxidizer, and can be added by 0.001% or more as necessary. However, when the content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.05% or less.
  • Ca 0.05% or less Ca is a useful element that improves hot workability, and can be added by 0.001% or more as necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.05%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.05% or less.
  • V 0.1% or less V is a useful element that improves corrosion resistance, and can be added by 0.03% or more as necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.1% or less.
  • B 0.01% or less B is a useful element that improves hot workability, and can be added in an amount of 0.0003% or more as necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.01%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.01% or less.
  • Bi 0.5% or less Bi is a useful element that improves corrosion resistance and cutting workability, and can be added by 0.005% or more as necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.5%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.5% or less.
  • Mg 0.1% or less Mg is a useful element that improves corrosion resistance, and can be added in an amount of 0.0002% or more as necessary. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.1% or less.
  • Zr 0.5% or less Zr is a useful element that improves corrosion resistance and hot workability, and can be added by 0.03% or more as necessary. On the other hand, when the content exceeds 0.5%, the effect is saturated. Therefore, it was made 0.5% or less.
  • REM (Sc, Y and elements Nos. 57 to 71): 0.1% or less REM is a useful element that improves hot workability, and can be added by 0.03% or more as necessary. . On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the toughness deteriorates. Therefore, it was made 0.1% or less.
  • a surface to be inspected (surface to be inspected) 2 passes through the center of the steel wire and is a cut surface parallel to the steel wire axial direction and includes from the center to the end of the test piece 1 (surface layer of the steel wire). It was supposed to be. Further, in the test surface 2, the length corresponding to 1/6 of the outer diameter of the steel wire from the surface of the steel wire toward the center of the steel wire (the length corresponding to 1/6 of the diameter of the steel wire, where t is the outer diameter of the steel wire) The region up to 1/6 t.
  • the steel wire surface layer portion 3 the region from the steel wire surface to the steel wire center direction that exceeds the length of 1/6 of the steel wire outer diameter and 1 ⁇ 2 the steel wire outer diameter (that is, the steel wire center) is the center of the steel wire. This is called part 4.
  • region in the to-be-tested surface 2 was 300 mm ⁇ 2 > in the steel wire surface layer part, and was 600 mm ⁇ 2 > in the steel wire center part. Then, 200 visual fields and 400 visual fields were extracted from each observation region, and the area and density of inclusions were measured.
  • the magnification of the microscope was 400 times, and the thing which cannot observe the whole inclusion from the reason that a part of inclusions protruded out of the visual field in the edge part of each measurement visual field was excluded from the measurement object.
  • inclusions with an inclusion area of less than 0.5 ⁇ m 2 in each measurement visual field were excluded from the measurement because they had a very small influence on cold forgeability and free-cutting properties.
  • the measuring method of an inclusion is not specifically limited to an above-described method. What is necessary is just to select the observation area
  • the inclusion area refers to the area of the inclusion measured in the measurement visual field. Therefore, the maximum value of the inclusion area is set to 100 ⁇ m 2 or less. Further, the average value of inclusions area is deteriorated machinability is less than 1 [mu] m 2, the mean value of inclusions area was 1 [mu] m 2 or more. If the average value of the inclusion area is more than 5 ⁇ m 2 , cracking occurs during cold forging, so the average value of the inclusion area is set to 5 ⁇ m 2 or less.
  • the density of inclusions with an inclusion area of 0.5 ⁇ m 2 or more in the surface layer portion of the steel wire is less than 3000 pieces / mm 2 , the machinability becomes poor, and when it exceeds 7000 pieces / mm 2 , the cold forgeability is bad. Become. For this reason, the density of inclusions is preferably 3000 / mm 2 or more and 7000 / mm 2 or less.
  • the reason why the inclusions on the surface of the steel wire are targeted is as follows. That is, the smaller the cutting allowance that requires cutting after cold forging, the lower the cost, but if the steel wire surface layer has good machinability, the processing cost can be kept low, and the flatness of the product This is because the surface roughness can be secured.
  • the outer diameter of the steel wire is not particularly limited, but is preferably 1 mm to 20 mm.
  • regulated that the density of an inclusion is smaller than the density of a steel wire surface layer part in the steel wire center part is demonstrated.
  • the density of inclusions is smaller in the central portion of the steel wire than in the surface portion of the steel wire. It is preferable that the density difference between the inclusions in the steel wire surface layer portion and the steel wire central portion is 1000 pieces / mm 2 or more.
  • the density of inclusions having an inclusion area of 0.5 ⁇ m 2 or more is desirably 1000 pieces / mm 2 or more and 3000 pieces / mm 2 or less.
  • the refining process and the casting process require labor and time, the productivity is lowered, and the production cost is significantly increased.
  • a steel wire is manufactured by sequentially processing from a billet as a material thereof, and further, a part is manufactured from the steel wire.
  • a typical manufacturing process is as follows. [1] Billet-[2] Wire rolling-[3] Annealing-[4] Wire drawing-[5] Annealing-[6] Skin pass wire drawing-[7] Cold forging-[8] Cutting-[9] Used as a part.
  • Billets are produced by the process of melting alloy a, raw material b, refining c, and continuous casting.
  • the size and density of the inclusions described above can be controlled by the process conditions of b refining-c continuous casting.
  • the relationship between smelting and casting conditions and inclusion properties is illustrated.
  • large inclusions having a cross-sectional area of 100 ⁇ m 2 can be levitated in a refining process or a casting process and separated from molten steel as slag. For this reason, when the ascent time is lengthened, large inclusions are likely to rise.
  • the size (cross-sectional area) of the maximum inclusion can be reduced as the billet drawing speed during continuous casting is decreased.
  • the average inclusion area of inclusions having an inclusion area of 0.5 ⁇ m 2 or more can be reduced.
  • the billet drawing speed may be set to 0.1 to 1.0 m / min.
  • the ascent time becomes excessively long, so that only fine inclusions remain in the steel, and the necessary inclusion area cannot be obtained. Furthermore, since it is excessively cleaned, the inclusion density in the surface layer necessary for free-cutting properties cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1.0 m / min, the inclusion flotation time is too short, so not only large inclusions remain, but also cleaning does not proceed and the inclusion density becomes too high, resulting in poor cold forgeability. .
  • Electromagnetic stirring also affects the inclusion density distribution in the surface layer and the center. That is, such large inclusions are likely to float, and a speed difference within the same inclusions appears remarkably. That is, when electromagnetic stirring is performed, the molten steel flow velocity is fast on the outer peripheral side of the billet, and the molten steel flow velocity is slow in the center.
  • the outer peripheral side of the inclusions has a higher speed and the center side has a lower speed, so the large inclusions move toward the center. And since a large inclusion floats simultaneously with heading to a center part, the inclusion of a central part vicinity floats together, being taken in by a large inclusion. As a result, the density of inclusions is smaller in the center than in the surface layer.
  • the inclusion density of inclusions of 0.5 ⁇ m 2 or more in the steel wire surface layer is 3000 to 7000 pieces / mm 2
  • inclusion area In the density of inclusions of 0.5 ⁇ m 2 or more, the central portion of the steel wire can be made smaller than the surface portion of the steel wire.
  • the condition of electromagnetic stirring is set so that the flow rate at the position of 5/6 of the mold radius from the center of the mold is 10 to 20 cm / second. When the flow rate by electromagnetic stirring is less than 10 cm / second, the formation of large inclusions is small and the inclusion density becomes too high.
  • the continuous casting was performed with a round billet continuous casting apparatus having a diameter of 178 mm.
  • Electromagnetic stirring was applied in a continuous casting mold. The electromagnetic stirring was performed so as to form a swirl flow in the molten steel in the mold.
  • the molten steel flow velocity in the mold was measured.
  • the molten steel flow velocity at a position 5/6 of the mold radius from the center of the mold was measured by a molten steel flow velocity measuring sensor as described in Non-Patent Document 1.
  • the end surface of the steel wire of (phi) 16mm was cut with the cermet tool, and the surface state after 100-m cutting was evaluated by Ra.
  • the peripheral speed was 150 m / min, the cut was 0.04 mm, the feed was 0.03 mm / rev, and a water-soluble cutting fluid was used as the coolant.
  • Ra 0.5 ⁇ m or less and small size ⁇ (good)
  • Ra 0.5 ⁇ m or larger size x (impossible), It was evaluated with.
  • the surface layer was cut to prepare a sample having a shape simulating a hub having a diameter of 20 mm and a thickness of 1.0 mm shown in FIG.
  • Tables 1 and 2 show the chemical composition of the stainless steel wire for hub material of the present invention, evaluation results of cold forging, cutting, salt spray test and comparative examples.
  • the “intergranular corrosion resistance index” in the table means (Ti + Nb) / (C + N).
  • No. 1-No. 20 shows an embodiment of the present invention. In any case, no deterioration of cold forgeability, machinability and corrosion resistance was detected.
  • No. No. 21 had a C content exceeding 0.02%, and the corrosion resistance deteriorated.
  • No. No. 22 had an Si content exceeding 1.0%, and the cold forgeability deteriorated.
  • No. 23 the amount of Mn exceeded 1.0%, and the corrosion resistance deteriorated.
  • the inclusion density in the central portion of the steel wire cannot be reduced in the radial direction of the steel wire, and the distribution of inclusions is not appropriate.
  • it exceeds 20 cm / sec a large amount of large inclusions are generated, and the floating of the inclusions becomes excessive. As a result, only fine inclusions remain in the steel, and it becomes impossible to obtain the required inclusion average area.
  • the inclusion density of the surface layer necessary for free-cutting is also increased. It cannot be obtained.
  • the magnetic stirring speed exceeded 20 cm / second, the inclusion average area was below 1 ⁇ m 2 , the inclusion density in the steel wire surface layer portion was below 3000 pieces / mm 2 , and the machinability deteriorated.
  • the magnetic stirring speed was lower than 10 cm / second, and the inclusion density in the steel wire surface layer portion was higher than 7000 pieces / mm 2 , and cold forgeability and corrosion resistance were deteriorated.
  • ferritic stainless steel according to the present invention is excellent in cold forgeability, machinability and corrosion resistance, it can be used for electronic equipment parts (hard disks, hubs, etc.).

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Abstract

　本発明は、冷間鍛造性、切削性、耐食性を同時に有するフェライト系ステンレス鋼線を得ることを課題とする。　耐食性については、Ｃｒベースのフェライト系ステンレス鋼としての耐食性を有するが、溶接部においては、Ｃｒ炭窒化物が粒界に沿って形成されるため、部分的にＣｒ欠乏層が生じるため耐食性が劣化する。そのためＴｉ、Ｎｂを添加し、Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物を優先的に析出させることでＣｒ炭窒化物の析出を制限し、Ｃｒ欠乏層の形成を抑制する。　切削性には介在物が多くある方がよいものの、逆に冷間鍛造性には介在物が少ない方がよい。そこで、本発明者等は、鋼線の表層部に介在物を比較的多く析出させることにより切削性を担保させ、鋼線中央部では、介在物を比較的少なくすることで靭性を確保し、冷間鍛造性を担保させ、冷間鍛造性、切削性、耐食性を同時に有するフェライト系ステンレス鋼線を得ることができた。

Description

冷間鍛造性及び切削性に優れたフェライト系ステンレス鋼線
　本発明は、冷間鍛造性、切削性および耐食性を同時に備えたフェライト系ステンレス鋼線に関するものである。
　電子機器部品は強度特性や耐食性に加え、平坦度や寸法精度の要求が厳しく、高い加工性が求められる。そのため、切削のみで加工すると、冷間鍛造に比べると生産性が低く、コストが高い。一方、冷間鍛造は生産性が高いが、製品に要求される表面粗さ規格が厳しく、冷間鍛造のみでは表面仕上げが難しい。したがって冷間鍛造により可能な限り仕上げ形状に近づけて製造し、最後に切削加工で表面を仕上げる方法が、品質を満足し、生産性を高め、鋼線から製品加工してコストが最も低くなる。
　しかしながら、従来のステンレス鋼線は切削が難しい。そのため、切削性を向上させるために、熱伝導率の比較的高いフェライト系ステンレス鋼に、切削性向上に有効なＰｂやＢｉ等の合金元素を添加し、低融点の介在物や析出物を分散させている。しかし、これらの手段は加工変形量を低下させ割れやすくなる。更に、表面の介在物が大きくなることや数が多くなると、これらを起点として発銹しやすくなり、耐食性の確保が難しくなる。すなわち、冷間鍛造性と切削性、及び耐食性を全て向上させることは非常に難しい。
　特許文献１には、Ｃｒ：１０．０～３０．０％に、切削性向上のためＳ：０．１０％以下とし、Ｓｅ：０．０３～０．３０％、Ｔｅ：０．０１～０．１０％、Ｐｂ：０．０３～０．３０％、Ｂｉ：０．０３～０．３０％の少なくとも１種以上を含み、円相当直径２００μｍ以下の結晶粒の占める面積率が６０％以上で、シャルピー遷移温度５０℃以下の靱性、冷間加工性、加工後の表面肌特性に優れたフェライト系快削ステンレス鋼が開示されている。しかしながら、特許文献１には介在物の組成や分布に関しては開示されていない。
　特許文献２には、フェライト系ステンレス鋼を、質量％でＣ：≦０．１５％，Ｓｉ：≦１．００％，Ｍｎ：≦１．５０％，Ｃｒ：１２～３０％，Ｓ：≧０．０１０％，必要に応じて更にＡｌ：２．０～６．０％を含有し、且つ硫化物の幅を３μｍ以下にすることにより靭性、延性を損なわず被削性の改善されたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。しかしながら介在物の大きさの制限は開示されているものの、介在物の組成や分布に関しては開示されていない。
　特許文献３には、質量％で、Ｃｒ：１０～２０％を含有するフェライト系ステンレス鋼において、円相当径が１μｍ以上であり、質量％でＴｉＯ2：５～３０％、ＣａＯ：５～３０％、Ａｌ2Ｏ3：２４．１～４９．７％、ＳｉＯ2：６．２～２６．８％を含む、Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2－ＣａＯ－ＴｉＯ2系の酸化物系介在物を任意の断面１ｍｍ×１ｍｍあたり３０個以上含有することを特徴とする被削性に優れたフェライト系ステンレス鋼が開示されている。介在物の組成と割合は開示されているものの介在物の分布に関しては開示されていない。
　特許文献４には、塑性加工後の切削性を向上して生産性を高め、かつ、介在物の脱落による汚染を防止したロータハブが開示されている。このロータハブに用いるフェライト系快削性ステンレス鋼の成分は、Ｐ：０．０５％～０．１５％、Ｓ：０．１０％～０．３０％、Ｍｎ：０．１５％～０．３０％、Ｃｕ：０．４０％～１．００％であって、部品の中心軸に沿った切断面上に現れるＡ系介在物（圧延により引き伸ばされた形状を有する介在物）の方向、大きさ、分布密度（厚み方向の大きさが５０μｍを超えるものの分布密度が３個／ｍｍ２未満）を規定したロータハブが開示されている。しかしながら、塑性加工前の棒材の介在物の状態については、長さ１００μｍ以上のＡ系介在物が該切断面で１個／ｍｍ２以上分布していることが開示されているのみであり、棒材における介在物分布については開示されていない。
特開２００１－２００３４５号公報 特開２００６－１３１９７２号公報 特許４３５０３２３号公報 特開２００９－１０６０８５号公報
新日鉄技報　第３７６号　第５７～６２頁
　本発明は、フェライト系ステンレス鋼線において、冷間鍛造性と切削性、及び耐食性を同時に有することを課題とする。
　本発明者等は、フェライト系ステンレス鋼の特性に対し、冷間鍛造性と切削性、及び耐食性を発揮させるために必要となる合金成分に加え、介在物の大きさや鋼線中における分布状態にについて検討し、これらを規定することにより、ハードディスク、ハブ等電子機器材として好適なフェライト系ステンレス鋼線を得ることができることを見出した。
　耐食性については、Ｃｒベースのフェライト系ステンレス鋼としての耐食性を有するが、溶接部ではＣｒ炭窒化物が粒界に沿って形成され、部分的にＣｒ欠乏層が生じるため耐食性が劣化する。そのためＴｉ、Ｎｂを添加し、Ｔｉ、Ｎｂの炭窒化物を優先的に析出させることでＣｒ炭窒化物の析出を制限し、Ｃｒ欠乏層の形成を抑制できることを見出した。
　切削性と冷間鍛造性は、介在物（非金属介在物ともいう。）の観点から、相反するものである。つまり、切削性には介在物が多くある方がよいものの、逆に冷間鍛造性には介在物が少ない方がよい。そこで、本発明者等は、鋼線の表層部に介在物を比較的多く析出させることにより切削性を担保させ、鋼線中央部では、介在物を比較的少なくすることで靭性を確保し、冷間鍛造性を担保させることを見出した。
　本発明は上記知見に基づきなされたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］　質量％で、
Ｃ　：０．００１％以上０．０２％以下、
Ｓｉ：０．１％以上１．０％以下、
Ｍｎ：１．０％以下、
Ｃｒ：１０．５％以上３０．０％以下、
Ｎ：０．００１％以上０．０２５％以下
を含有し、更に、
Ｎｂ：０．２０％以上０．８０％以下
Ｔｉ：０．１０%以上０．５０％以下
のうち１種または２種を含有し、更に
Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下
Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下
Ｍｏ：０．０２％以上２．５％以下
のうち１種または２種以上を含有し、
（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１０
を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼線であって、
不可避的不純物として
Ｐ：０．０４％以下、
Ｓ：０．０３％以下に制限され、
更に
鋼線の中心を通り、鋼線の軸方向に平行な断面において、
面積１００μｍ２超の介在物が存在せず、
面積０．５μｍ２以上の介在物の面積の平均値が１μｍ２以上５μｍ２以下であり、
且つ、鋼線表面より鋼線中心方向に鋼線外径の１／６の長さまでの部分を鋼線表層部、鋼線表面から鋼線外形の１／６超え鋼線の中心までの部分を鋼線中央部としたとき、
鋼線表層部において面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が３０００～７０００個／ｍｍ２であり、かつ
面積０．５μｍ２以上の介在物の密度について鋼線中央部が鋼線表層部より小さいことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼線。
［２］前記鋼線中央部における面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が３０００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする［１］に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
［３］鋼線中央部と鋼線表層部における面積０．５μｍ２以上の介在物の密度の差が１０００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする［１］または［２］に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
［４］さらに質量％で、
Ａｌ：０．０５％以下，
Ｃａ：０．０５％以下
Ｖ：０．１％以下、
Ｂ：０．０１％以下、
Ｂｉ：０．５％以下
Ｍｇ：０．１％以下
Ｚｒ：０．５％以下
ＲＥＭ：０．１％以下
の一種または二種以上を含有することを特徴とする［１］～［３］のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
　本発明によれば、冷間鍛造性と切削性、及び耐食性を有するフェライト系ステンレス鋼線を得ることができる。
介在物を調査する鋼線の断面を示す図である。 ハブ形状を模擬したサンプルを示す図である。
　以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明において、ステンレス鋼線の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。本明細書において、特に限定しない限り成分組成に関する％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．００１％以上０．０２％以下
　Ｃは、マトリックスのフェライト組織の強度を高め、更に、オーステナイト相および炭化物の生成元素である。オーステナイト相は、溶接後においてマルテンサイト組織を生じて強度を向上させ、また微細炭化物も強度の向上に寄与するため、０．００１％以上含有させる。この効果を確実にするため、好ましくは０．００３％以上とし、さらに好ましくは０．００４％以上にするとよい。しかしながら、０．０２％超では熱間圧延後の冷却速度によってはＣｒ炭化物の粒界への析出によりその回りにＣｒ欠乏層が生成するようになる。腐食環境では、粒界に沿ったＣｒ欠乏層が溶解するので、いわゆる粒界腐食が発生する。従って、Ｃ量を０．０２％以下の範囲に限定した。さらに粒界腐食を防止するには、Ｃ量は０．０１５％以下の範囲にすることが望ましい。さらに好ましくは、０．０１０％以下にするとよい。
　Ｓｉ：０．１％以上１．０％以下
　Ｓｉは、脱酸剤として、またＳｉＯ2の酸化皮膜を形成して切削加工時の表面の温度上昇に対して酸化の進行を抑制するので耐高温酸化性に有用な元素である。しかし、含有量が１．０％超になると硬くなり機械的性質が劣化する。従って、Ｓｉ量は１．０％以下とした。この効果を確実にするため、好ましくは０．９％以下とし、さらに好ましくは０．８％以下にするとよい。
　また、０．１％未満では脱酸効果が得られないため０．１％以上含有させる。この効果を確実にするため、好ましくは０．２％以上とし、さらに好ましくは０．２５％以上にするとよい。
　Ｍｎ：１．０％以下
　ＭｎもＣと同様マトリックスのフェライト組織の強度を高め、更に、オーステナイト相生成元素であるが、オーステナイトＭｎ含有量が１．０％を超えると鋼中に残存する介在物が多くなり耐食性が劣化する。従って、Ｍｎ量は１．０％以下の範囲とした。この効果を確実にするため、好ましくは０．９％以下とし、さらに好ましくは０．８％以下にするとよい。また、Ｍｎは必ずしも含有しなくてもよいが、０．１％より少ないと鋼線の強度が低くなるので、０．１％以上含有することが好ましい。さらに好ましくは。０．１５％以上とするとよい。
　Ｐ：０．０４％以下
　Ｐは、原料から不可避で混入する元素であり、靱性等の機械的性質を劣化させるのみならず、耐食性に対しても有害な元素である。したがって、Ｐは極力低減することが好ましい。特にＰ含有量が０．０４％超になるとその悪影響が顕著になるので、Ｐ量は０．０４％以下に制限するものとした。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、Ｐと同様に原料から不可避で混入する元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、初期発銹の起点となる。またＳは、結晶粒界に偏析して粒界脆化を促進する有害元素でもある。したがって、Ｓは極力低減することが好ましい。特にＳ含有量が０．０３％を超えるとその悪影響が顕著になるので、Ｓ量は０．０３％以下に制限するものとした。
　Ｃｒ：１０．５％以上３０．０％以下
　Ｃｒは、本発明における耐食性発現成分として重要な元素である。本発明で対象にする鋼線は、耐食性に必要なＣｒ量として、少なくとも１０．５％が必要である。これは、１０．５％未満になると強固な不動態皮膜や高温酸化皮膜が生成され難くなるためである。この効果を確実にするため、好ましくは１２．０％以上とし、さらに好ましくは１５．０％以上にするとよい。
一方、Ｃｒ濃度が３０．０％超になると、耐食性は良くなるものの、靱性が低くなることやコストアップに繋がる。従って、Ｃｒ濃度は３０．０％以下とした。この効果を確実にするため、好ましくは２１．０％以下とし、さらに好ましくは２０．０％以下にするとよい。
　Ｎ：０．００１％以上０．０２５％以下
　Ｎは、マトリックスのフェライト組織の強度を高め、更に、オーステナイト相および窒化物の生成元素であり強度を高めるため、０．００１％以上含有させる。この効果を確実にするため、好ましくは０．００５％以上とし、さらに好ましくは０．００８％以上にするとよい。一方、過剰に含有させると耐食性、冷間鍛造性を劣化させるため上限を０．０２５％とした。好ましくは、０．０２０％以下であり、更に好ましくは、０．０１８％以下である。
　Ｎｂ：０．２０％以上０．８０％以下、またはＴｉ：０．１０％以上０．５０％以下の少なくとも１種以上
　ＮｂとＴｉは、ともに炭化物や窒化物を形成する元素であり、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、その結果Ｃｒ欠乏層の生成を抑制するので粒界腐食を防止することができる。そのため、ＮｂとＴｉの少なくとも１種以上を含有させることとする。
　Ｎｂで耐食性向上効果を得るためには、０．２０％以上含有させることが必要である。この効果を確実にするため、好ましくは０．２５％以上とし、さらに好ましくは０．３０％以上にするとよい。
しかしながら含有量が０．８０％超になると冷間鍛造性や耐高温酸化性が劣化する。この効果を確実にするため、好ましくは０．７５％以下とし、さらに好ましくは０．７０％以下にするとよい。
　Ｔｉで上記効果を発現させるためには、０．１０％以上添加することが望ましい。この効果を確実にするため、好ましくは０．１５％以上とし、さらに好ましくは０．２０％以上にするとよい。一方、含有量が０．５０％超になると冷間鍛造性や耐高温酸化性が劣化する。とくにＴｉは多く含むと酸化皮膜が緻密でなくなるため高温酸化が進行しやすくなる。従って、０．５０％以下とした。この効果を確実にするため、好ましくは０．４５％以下であり、更に好ましくは０．４０％以下とするとよい。
　また、ＴｉとＮｂを共に含有させることにより、酸化皮膜の緻密さを増す効果が発現し、耐食性が向上する。
（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１０
　上述したＮｂとＴｉは、（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１０となるように含有させることが必要である。式中、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃ、Ｎはそれぞれの元素含有量（質量％）を意味する。
　フェライト系ステンレス鋼は溶接時にＣｒ炭窒化物が粒界に沿って形成され、その回りには耐食性が劣化したＣｒ欠乏層が存在する。急冷してもＣｒ欠乏層の形成を抑制することは難しい。そのためＴｉ、Ｎｂを添加し、Ｔｉ、Ｎｂ炭窒化物を優先的に析出させることでＣｒ炭窒化物析出を抑制しＣｒ欠乏層の形成を抑制する。溶接部の粒界腐食感受性を検出する試験方法として、ＪＩＳ　Ｇ　０５７５の硫酸濃度を変えた硫酸・硫酸銅腐食試験を実施した。試験条件は、沸騰させた溶液中（硫酸濃度：０．５％、硫酸銅：５％）に試験片を銅片に接触させながら１６時間（ｈ）連続浸漬した。試験後、試験片の断面を切出し、光学顕微鏡で溶着金属部の粒界腐食状況を観察した。硫酸・硫酸銅腐食試験における粒界腐食発生有無と溶着金属成分の関係を調査した結果、
　（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１０
であれば粒界腐食の発生が抑制されることを見出した。この効果を確実にするため、好ましくは、（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１５とするとよく、更に好ましくは、（Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧２０とするとよい。
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、含有させることによって耐食性や強度が向上するため、１種以上を含有させる。
　Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下
　Ｃｕは、耐食性および強度を向上させる有用な元素である。この効果を得るためには、０．０５％以上含有させることが好ましい。この効果を確実にするため、好ましくは０．１％以上にするとよく、更に好ましくは０．２％以上にするとよい。一方、含有量が１．０％超になると靭性が劣化するのみならず冷間鍛造性が劣化する。従って、１．０％以下とした。この効果を確実にするため、好ましくは０．９％以下にするとよく、更に好ましくは０．８％以下にするとよい。
　Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に耐食性および強度を向上させる有効な元素である。この効果を得るためには０．０５％以上含有させることが好ましい。この効果を確実にするため、好ましくは０．１％以上にするとよく、更に好ましくは０．２％以上にするとよい。一方、含有量が１．０％超になると冷間鍛造性が劣化する。従って、１．０％以下とした。この効果を確実にするため、好ましくは、０．９％以下にするとよく、更に好ましくは、０．８％以下にするとよい。
　Ｍｏ：０．０２％以上２．５％以下
　Ｍｏは、耐食性および高温強度を高め、フェライト生成元素であり、０．０２％以上含有させることでこの効果が得られる。この効果を確実にするため、好ましくは０．１％以上にするとよく、更に好ましくは０．３％以上にするとよい。一方２．５％を超えるとσ相が析出しやすく脆化し、冷間鍛造性が劣化するので０．０２～２．５％とする。この効果を確実にするため、好ましくは、２．３％以下にするとよく、更に好ましくは、２．０％以下にするとよい。
　本発明では、更に種々の目的に応じてＡｌ，Ｃａ，Ｖ，Ｂ，Ｂｉ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ及び原子番号５７番～７１番までの元素）から選ばれた１種又は２種以上を任意で添加することができる。
　Ａｌ：０．０５％以下
　Ａｌは，脱酸剤として有用な元素であり、必要に応じて０．００１％以上添加できる。しかし，含有量が０．０５％超になると靭性が劣化する。従って，０．０５％以下とした。
　Ｃａ：０．０５％以下
　Ｃａは，熱間加工性を向上させる有用な元素であり，必要に応じて０．００１％以上添加できる。一方、含有量が０．０５％超になると靭性が劣化する。従って，０．０５％以下とした。
　Ｖ：０．１％以下
　Ｖは，耐食性を向上させる有用な元素であり，必要に応じて０．０３％以上添加できる。一方、含有量が０．１％超になると靭性が劣化する。従って，０．１％以下とした。
　Ｂ：０．０１％以下
　Ｂは，熱間加工性を向上させる有用な元素であり、必要に応じて０．０００３％以上添加できる。一方、含有量が０．０１％超になると靭性が劣化する。従って，０．０１％以下とした。
　Ｂｉ：０．５％以下
　Ｂｉは，耐食性及び切削加工性を向上させる有用な元素であり、必要に応じて０．００５％以上添加できる。一方、含有量が０．５％超になると靭性が劣化する。従って、０．５％以下とした。
　Ｍｇ：０．１％以下
　Ｍｇは，耐食性を向上させる有用な元素であり，必要に応じて０．０００２％以上添加できる。一方、含有量が０．１％超になると靭性が劣化する。従って、０．１％以下とした。
　Ｚｒ：０．５％以下
　Ｚｒは，耐食性，熱間加工性を向上させる有用な元素であり，必要に応じて０．０３％以上添加できる。一方、含有量が０．５％超になると効果が飽和する。従って，０．５％以下とした。
　ＲＥＭ（Ｓｃ，Ｙ及び原子番号５７番～７１番までの元素）：０．１％以下
　ＲＥＭは，熱間加工性を向上させる有用な元素であり，必要に応じて０．０３％以上添加できる。一方、含有量が０．１％超になると靭性が劣化する。従って、０．１％以下とした。
　また、本発明において、鋼線中の介在物について規定した理由を説明する。
　上述したように、本発明者らは、冷間鍛造性と快削性とを両立する条件を見出すため、介在物の大きさや密度について、詳細に検討を行った。
　介在物の測定は、以下のようにして行った。つまり、ＪＩＳ　Ｇ　０５５５（２００３）の附属書１の方法に従い顕微鏡観察及び画像処理によって測定した。図１に示すように、検査される面（被検面）２は鋼線の中心を通り、鋼線軸方向に平行な切断面で、中心から試験片１の端（鋼線の表層）まで含むものとした。また、被検面２中で、鋼線表面から鋼線中心方向に鋼線外径の１／６の長さ（鋼線の外径をｔとし、鋼線径の１／６に相当する長さを１／６ｔと表す。以下同様。）までの領域を鋼線表層部３とよぶ。また、鋼線表面から鋼線中心方向に、鋼線外径の１／６の長さを超え、鋼線外径の１／２の長さ（つまり鋼線中心）までの領域を鋼線中央部４とよぶ。なお、被検面２中の観察領域は、鋼線表層部で３００ｍｍ２とし、鋼線中央部で６００ｍｍ２とした。そして、縦１２５μｍ×横１５０μｍの測定視野を、それぞれの観察領域から２００視野、４００視野ずつ抽出し、介在物の面積や密度を測定した。なお、顕微鏡の倍率は４００倍とし、各測定視野の端部において、介在物の一部が視野外にはみ出しているなどの理由で介在物全体が観察できないものについては測定対象外とした。また、各測定視野において介在物面積が０．５μｍ２未満のものは、冷間鍛造性や快削性への影響が極めて小さいため、測定対象外とした。この測定方法にて、種々の鋼線について、介在物の大きさや密度と、冷間鍛造性、快削性との関係を調査した。
　なお、介在物の測定方法は、前記した方法には特に限定されない。観察領域や、測定視野の大きさは、適宜選択すればよい。
　その結果、非検面において、過剰に大きい介在物（例えば介在物面積で１００μｍ２超の介在物）が存在すると、冷間鍛造で割れが生じることが分かった。ここで、介在物面積とは、測定視野で測定される介在物の面積を指す。そのため、介在物面積の最大値を１００μｍ２以下とした。また、介在物面積の平均値が１μｍ２未満であると切削加工性が悪化するので、介在物面積の平均値は１μｍ２以上とした。介在物面積の平均値が５μｍ２超であると冷間鍛造で割れが生じるようになるので、介在物面積の平均値は５μｍ２以下とした。
　また、鋼線表層部における介在物が大きく、密度が大きいほど切り屑が小さく分離しやすいため切削加工性が向上することを知見した。一方、冷間鍛造においては介在物が小さく、密度が小さいほど、介在物を起点とした加工割れが発生し難く有利であることも分かった。また、介在物が小さく、さらに密度も小さいほど発銹の起点が少なくなり耐食性が高くなることも分かった。これらの理由から、介在物の介在物面積の最大値や平均値を制御するだけでなく、鋼線表層部と鋼線中央部のそれぞれにおいて介在物の密度を制御することが重要であることを見出した。
　まず、切削加工性向上に寄与する鋼線表層部における介在物の制御について説明する。
　鋼線表層部における介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が３０００個／ｍｍ２未満の場合、切削加工性が悪くなり、７０００個／ｍｍ２超の場合は冷間鍛造性が悪くなる。このため、介在物の密度は３０００個／ｍｍ２以上７０００個／ｍｍ２以下とするとよい。
　鋼線表層部の介在物を対象としたのは、次の理由による。すなわち、冷間鍛造後の切削加工を必要とする切り代は小さいほどコストが低くなるが、鋼線表層部の切削性が良好であれば、加工コストが低く抑えられ、さらに製品の平坦度や表面粗さが確保できるからである。鋼線の外径は特に限定されないが、φ１ｍｍ～φ２０ｍｍが望ましい。
　耐食性の観点からも、上記の成分範囲であれば、母地の合金元素の規定により発銹が抑制されることも分かった。
　また、鋼線中央部において、介在物の密度が、鋼線表層部の密度より小さいことを規定した理由を説明する。鋼線中央部においては、切削加工性より冷間鍛造性及び耐食性の確保が重要であり、そのため介在物の密度を小さくすることが有効である。したがって、鋼線中央部は鋼線表層部より介在物の密度を小さくするとよい。鋼線表層部と鋼線中央部の介在物の密度差が１０００個／ｍｍ２以上であると好ましい。
　鋼線中央部において、介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が、１０００個／ｍｍ２以上３０００個／ｍｍ２以下であることが望ましい。３０００個／ｍｍ２以下とすることにより、冷間鍛造性及び耐食性を十分に確保することができる。１０００個／mｍ２未満にすると精錬工程及び鋳造工程に手間や時間を要し生産性が低下し、製造コストが大幅に上昇するからである。
　本発明のステンレス鋼線の製造方法について説明する。
　鋼線は、その材料としてのビレットから逐次加工されて製造され、さらに鋼線から部品が製造されるが、その代表的な製造プロセスは以下の通りである。
[1]ビレット－[2]線材圧延－[3]焼鈍－[4]伸線－[5]焼鈍－[6]スキンパス伸線－[7]冷間鍛造－[8]切削加工－[9]部品として使用。
　また、ビレットはａ合金原料溶解－ｂ精錬－ｃ連続鋳造のプロセスで製造される。
　上述した介在物の大きさ及び密度は、ｂ精錬－ｃ連続鋳造のプロセス条件によって、制御することが可能である。製錬や鋳造の諸条件と介在物性状との関連を例示する。例えば、断面積１００μｍ２を超える大型の介在物は、精錬工程や鋳造工程で浮上させてスラグとして溶鋼から分離することができる。このため、浮上時間を長くすると、大型の介在物が浮上しやすくなる。鋳造工程での浮上時間を大きくするため、連続鋳造時のビレットの引き抜き速度を遅くするほど、最大介在物のサイズ（断面積）を小さくすることができる。また、介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の平均介在物面積を小さくすることができる。従って、ビレットの引き抜き速度を適正化することにより、介在物面積１００μｍ２超の介在物が存在せず、介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の平均介在物面積を５μｍ２以下にすることができる。ただし、引き抜き速度を遅くしすぎると、介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の平均介在物面積が１μｍ２未満となるので、引き抜き速度を下げすぎないようにする。後述の実施例で用いた連続鋳造装置の場合について具体的に示すと、ビレットの引抜き速度を０．１～１．０ｍ／ｍｉｎに設定すると良い。ビレットの引抜速度が０．１ｍ／ｍｉｎ未満だと、浮上時間が過剰に長くなるため、鋼内部には微細な介在物しか残存せず、必要な介在物面積を得ることができなくなる。さらに、過剰に清浄化されるため、快削性に必要な表層部の介在物密度も得られなくなる。一方、１．０ｍ／ｍｉｎ超では介在物浮上時間が短すぎるため、大きな介在物が残存するだけでなく、清浄化が進まないので介在物密度が大きくなりすぎるため、冷間鍛造性が悪くなる。
　また、鋳型内電磁攪拌によっても鋼内介在物を制御することが可能である。鋳型内電磁攪拌を行うと、溶鋼内に流動が発生し、介在物同士が衝突を繰り返す。それにより、一部の介在物は凝集し、浮上しやすい大型の介在物となる。この作用により、鋳型内電磁攪拌の条件を適正に設定することで鋼を清浄化することが可能になる。また、電磁攪拌は表層部と中心部の介在物密度分布にも影響を及ぼす。つまり、このような大型の介在物は、浮上しやすくなると共に、同じ介在物内での速度差が顕著に現れ出す。つまり、電磁攪拌を行う場合はビレットの外周側では溶鋼流速が速く、中心部では溶鋼流速は遅くなる。介在物が大きくなってくると、介在物の外周側は速度が速く中心部側では速度が遅いため、大型介在物は中心部へ向かって移動していく。そして、大型介在物は中心部へ向かうと同時に浮上していくため、中心部付近の介在物は大型介在物に取り込まれながら一緒に浮上していく。その結果、表層部よりも中心部のほうが介在物の密度が小さくなるのである。従って、電磁攪拌による溶鋼流速を調整することにより、（１）鋼線表層部における介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の存在密度が３０００～７０００個／ｍｍ２、（２）介在物面積０．５μｍ２以上の介在物の密度において、鋼線中央部が鋼線表層部より小さくできる。下記実施例で用いた丸ビレット連続鋳造装置の場合、電磁撹拌の条件は、モールドの中心からモールド半径の５／６の位置に於ける流速が１０～２０ｃｍ／秒となるように設定する。電磁攪拌による流速が１０ｃｍ／秒未満では、大型介在物の生成は少なく、介在物密度が大きくなりすぎてしまう。一方、２０ｃｍ／秒超では、大型介在物が多量に発生し、介在物の浮上が過剰となる。その結果、鋼内部には微細な介在物しか残存せず、必要な介在物平均面積を得ることができなくなる。さらに、過剰に清浄化されるため、快削性に必要な表層部介在物密度も得られなくなる。
　なお、これらの設定条件は、使用している設備や諸々の操業条件によって異なる場合があり、実操業の諸条件と介在物の大きさ、密度との関係を調べて、介在物分布が本発明範囲となるように適宜設定すれば良い。
　ａ合金原料溶解－ｂ精錬－ｃ連続鋳造の工程でビレットを作製し、[1]ビレット－[2]線材圧延－[3]焼鈍－[4]伸線－[5]焼鈍－[6]酸洗－[7]スキンパス伸線の工程で線材コイルを製造した。
　連続鋳造は、直径１７８ｍｍの丸ビレット連続鋳造装置によって行った。連続鋳造の鋳型内において電磁攪拌を適用した。電磁攪拌は、鋳型内の溶鋼に旋回流れを形成するように行った。鋳型内の溶鋼流速の測定を行った。鋳型内の溶鋼表面において、モールドの中心からモールド半径の５／６の位置の溶鋼流速を、非特許文献１に記載されたような溶鋼流速計測センサーによって計測した。
　[4]伸線後に[5]焼鈍（９００～９５０℃×１～３ｈ、水冷等）を実施した。[7]スキンパス伸線後に介在物サイズ及び介在物分布を測定した（表１に記載）。また，スキンパス伸線後サンプルを切出し、冷間鍛造し割れの有無を調査した。冷間鍛造の条件はφ１６ｍｍ鋼線を長手方向に垂直に切断してサンプルを切出し、そのサンプルを据え込み鍛造した。据え込み率（％）は、下記で７０％とした。
　　据え込み率（％）＝（（Ｈ－ｈ）／Ｈ）×１００
ただし、鍛造前のサンプルの長さをＨ、鍛造後のサンプルの長さをｈとする。
　鍛造後表面の割れの有無を観察し、据え込み率７０％で割れ無しを◎（優)，据え込み率５０％で割れ無しを○(良)，据え込み率５０％で割れ有りを×（不可）で評価した。
　また、鋼線の切削性の評価については、φ１６ｍｍの鋼線の端面をサーメット工具で切削し、１００ｍ切削後の表面状態をＲａにて評価した。周速１５０ｍ／ｍｉｎ，切り込み０．０４ｍｍ、送り０．０３ｍｍ／ｒｅｖ、クーラントには水溶性切削油剤を用いた。
　　Ｒａ：０．５μｍ以下でむしれ小のものを○（良）
　　Ｒａ：０．５μｍ超えるかあるいはむしれ大のものを×（不可）、
で評価した。
　また、冷間鍛造後に表層に切削加工を施して、図２に示すφ２０ｍｍ、厚み１．０ｍｍのハブを模擬した形状のサンプルを作製した。
　その後、ハブを模擬したサンプルについてＪＩＳ　Ｚ　２３７１に準拠した、３５℃５％塩水噴霧試験（１６８ｈ）を実施し、発銹の状況を観察した。発銹状況は、発銹無し◎（優），僅かに発銹有り（レイティングナンバー６以上）○（良），発銹有り（レイティングナンバー６未満）を×（不可）として評価した。
　表１，表２に本発明のハブ材用ステンレス鋼線の化学成分と冷間鍛造，切削加工，塩水噴霧試験の評価結果および比較例を示す。表中の「耐粒界腐食性指標」は（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）を意味する。
　表１に記載したＮｏ．１～Ｎｏ．２９における電磁撹拌条件は、１０～２０ｃｍ／秒、ビレット引抜き速度は０．１～１．０ｍ／分である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　Ｎｏ．１～Ｎｏ．２０は、本発明の実施例を示す。いずれも冷間鍛造性、切削性及び耐食性の劣化は検出されなかった。
　一方、Ｎｏ．２１はＣ量が０．０２％を上回っており、耐食性が劣化した。Ｎｏ．２２はＳｉ量が１．０％を超えており、冷間鍛造性が劣化した。Ｎｏ．２３はＭｎ量が１．０％を超えており、耐食性が劣化した。
　Ｎｏ．２４はＣｒ量が１０．５％を下回っており、耐食性が劣化した。Ｎｏ．２５はＣｒ量が３０．０％を上回っており、冷間鍛造性が劣化した。Ｎｏ．２６はＮｂ量が０．２０％を下回っており、耐食性が劣化した。
　Ｎｏ．２７はＮｂ量が０．８０％を上回っており、冷間鍛造性が劣化した。Ｎｏ．２８はＮ量が０．０２５％を上回っており、冷間鍛造性が劣化した。
　Ｎｏ．２９は粒界腐食性指標（Ｔｉ＋Ｎｂ）／（Ｃ＋Ｎ）が１０を下回っており、耐食性が劣化した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２に記載した実施例においては、電磁攪拌による溶鋼流速（ｃｍ／秒）とビレットの引き抜き速度（ｍ／分）を変化させた。本実施例を適用した連続鋳造装置においては、ビレットの引抜速度が０．１ｍ／分未満だと、浮上時間が過剰に長くなる結果、鋼内部には微細な介在物しか残存せず、必要な介在物平均面積を得ることができなくなる。一方、１．０ｍ／分超では介在物浮上時間が短すぎるため、最大介在物サイズが本発明範囲を超え、あるいは平均介在物面積が本発明の上限を超え、冷間鍛造性が悪くなる。電磁攪拌による流速が１０ｃｍ／秒未満では、鋼線の半径方向において鋼線中央部の介在物密度を減少させることができず、介在物の分布が適正にならない。一方、２０ｃｍ／秒超では、大型介在物が多量に発生し、介在物の浮上が過剰となる。その結果、鋼内部には微細な介在物しか残存せず、必要な介在物平均面積を得ることができなくなる他、過剰に清浄化されるため、快削性に必要な表層部介在物密度も得られなくなる。
　表２のＮｏ．３０～Ｎｏ．３４は本発明の実施例を示す。成分が本発明範囲内であり、電磁攪拌による溶鋼流速とビレットの引き抜き速度を好適条件とした結果として、鋼線中の介在物の大きさ、密度、分布が本発明範囲内にあり、いずれも冷間鍛造性、切削性及び耐食性の劣化は検出されなかった。
　比較例のＮｏ．３５はビレット引抜き速度が１．０ｍ／分を上回り、介在物平均面積が５μｍ２を上回っており、鋼線表層部の介在物密度が上限を上回り、冷間鍛造性および耐食性が劣化した。Ｎｏ．３６はビレット引抜き速度が１．０ｍ／分を上回り、介在物サイズが１００μｍ２を上回っており、介在物平均面積が５μｍ２を上回っており、冷間鍛造性および耐食性が劣化した。Ｎｏ．３７はビレット引抜き速度が０．１ｍ／分を下回り、介在物平均面積が１μｍ２を下回っており、鋼線表層部の介在物密度が下限を下回り、切削加工性が劣化した。
　Ｎｏ．３８は　電磁撹拌速度が２０ｃｍ／秒を上回り、介在物平均面積が１μｍ２を下回っており、鋼線表層部の介在物密度が３０００個／ｍｍ２を下回り、切削加工性が劣化した。Ｎｏ．３９は電磁撹拌速度が１０ｃｍ／秒を下回り、鋼線表層部の介在物密度が７０００個／ｍｍ２を上回っており、冷間鍛造性および耐食性が劣化した。
　本発明に係るフェライト系ステンレス鋼は、冷間鍛造性，切削性および耐食性に優れたているので、電子機器部品（ハードディスク、ハブ等）等に利用することができる。
　１　　試験片
　２　　被検面
　３　　鋼線表層部
　４　　鋼線中央部

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ　：０．００１％以上０．０２％以下、
    Ｓｉ：０．１％以上１．０％以下、
    Ｍｎ：１．０％以下、
    Ｃｒ：１０．５％以上３０．０％以下、
    Ｎ：０．００１％以上０．０２５％以下
    を含有し、更に、
    Ｎｂ：０．２０％以上０．８０％以下
    Ｔｉ：０．１０%以上０．５０％以下
    のうち１種または２種を含有し、更に
    Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下
    Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下
    Ｍｏ：０．０２％以上２．５％以下
    のうち１種または２種以上を含有し、
    （Ｎｂ＋Ｔｉ）／（Ｃ＋Ｎ）≧１０
    を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である鋼線であって、
    不可避的不純物として
    Ｐ：０．０４％以下、
    Ｓ：０．０３％以下に制限され、
    更に
    鋼線の中心を通り、鋼線の軸方向に平行な断面において、
    面積１００μｍ２超の介在物が存在せず、
    面積０．５μｍ２以上の介在物の面積の平均値が１μｍ２以上５μｍ２以下であり、
    且つ、鋼線表面より鋼線中心方向に鋼線外径の１／６の長さまでの部分を鋼線表層部、鋼線表面から鋼線外形の１／６超え鋼線の中心までの部分を鋼線中央部としたとき、
    　　鋼線表層部において面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が３０００～７０００個／ｍｍ２であり、かつ
    　　面積０．５μｍ２以上の介在物の密度について鋼線中央部の密度が鋼線表層部の密度より小さいことを特徴とするフェライト系ステンレス鋼線。
  2. 　前記鋼線中央部における面積０．５μｍ２以上の介在物の密度が３０００個／ｍｍ２以下であることを特徴とする請求項１に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
  3. 　鋼線中央部と鋼線表層部における面積０．５μｍ２以上の介在物の密度の差が１０００個／ｍｍ２以上であることを特徴とする請求項１または２に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
  4. 　さらに質量％で、
    Ａｌ：０．０５％以下，
    Ｃａ：０．０５％以下
    Ｖ：０．１％以下、
    Ｂ：０．０１％以下、
    Ｂｉ：０．５％以下
    Ｍｇ：０．１％以下
    Ｚｒ：０．５％以下
    ＲＥＭ：０．１％以下
    の一種または二種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載のフェライト系ステンレス鋼線。
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