JP2010070812A

JP2010070812A - 冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材とその製造方法

Info

Publication number: JP2010070812A
Application number: JP2008240098A
Authority: JP
Inventors: Hironari Hikasa; 裕也日笠; Koji Takano; 光司高野; Shigeo Fukumoto; 成雄福元; Takeshi Nakano; 健中野
Original assignee: Nippon Steel and Sumikin Stainless Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Stainless Steel Corp
Priority date: 2008-09-19
Filing date: 2008-09-19
Publication date: 2010-04-02

Abstract

【課題】オーステナイト系ステンレス鋼に環境に悪影響を及ぼす重金属（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）を使用しないで被削性と冷間鍛造性を付与させる。このことにより、これまで、すべて切削加工のみで行われてきた複雑な部品の加工を冷間鍛造とあわせて行うことができ、歩留りを向上させる。
【解決手段】
質量%で、Ｃ≦０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ０．１〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ：０．０１〜０．０４％、Ｎｉ：８．０〜１２．０％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｃｕ：１．０〜４．０％、Ｎ≦０．０３０％、Ａｌ：０．００２〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００１〜０．０２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼で、かつ質量比で０．２５≦Ca/Al≦２．５０および０．１０≦Ca/O≦０．３０の条件を満たすことにより、低軟化点を有するCaO-SiO₂-Al₂O₃-MnO系の酸化物と（Mn,Cr）Sの硫化物との複合介在物を形成することを特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。さらに上記に加え、表層から深さ１ｍｍの間における長径２μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合が、８０％以上となることを特徴とする。また、上記に加えて全熱間圧延工程での鋼材表面の最低温度を１０0０℃〜１2００℃の高温、熱間圧延の減面率を９８．０％以上の高減面率で製造することで、表層からの深さ１ｍｍ部における長径２μｍ未満の硫化物の割合が８０%以上となるようにしたことを特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材およびその製造方法。
【選択図】なし

Description

本発明は、冷間鍛造性と被削性に優れかつ環境に悪影響を与える重金属を使用しない環境にやさしいオーステナイト系ステンレス鋼とその製造方法に関するものであり、例えば、複雑な形状を有しこれまで、切削加工のみで加工を行っている精密部品などを冷間鍛造加工と切削加工をあわせて行うことにより、材料歩留よく加工することが可能なオーステナイト系ステンレス鋼およびその製造方法に関するものである。

オーステナイト系ステンレス鋼は加工性、耐食性などに優れた性質を有することから、様々な分野において広く使用されている。ネジ、ボルトなどの各種機器部品は一般に冷間鍛造によって成形加工して製造されることが多い。この冷間鍛造による方法は加工能率、歩留が高い利点を有するが、精密な加工精度に劣る。一方、複雑な形状を有する部品では、すべて切削加工で製造されている。切削加工による方法では複雑な形状への加工が可能であり、非常に精密な寸法精度を満足することができる利点があるものの、太い線径の材料から加工されるため材料歩留が悪いという欠点がある。

従来、冷間鍛造性を求められる製造方法ではＳＵＳＸＭ７（１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−低Ｃ、Ｎ系）が、被削性を求められる製造方法ではＳＵＳ３０３（１８％Ｃｒ−９％Ｎｉ−０．３％Ｓ）などが用いられてきた。

冷間鍛造性に優れたＳＵＳＸＭ７は被削性が悪く、被削性の優れたＳＵＳ３０３は冷間鍛造性が悪いという相反する特徴を有している。従って、複雑な形状を有する部品では材料歩留が悪くても被削性の高い鋼を使用し、切削加工にて製造しているのが通常であった。

しかしながら、近年、複雑な形状を有する部品を歩留・生産性よく製造するために、耐食性、被削性を向上させたオーステナイト系ステンレス鋼が提案され、脱酸による介在物の形態を変えることで特性を改善することが提案されている（下記特許文献１〜４）。

特許文献１に記載された文献はステンレス鋼の被削性向上を耐食性の低下を伴うことなく実現させるため、Ｃa、Ａｌ、Ｏ量を規制することにより、酸化物系介在物をゲーレナイト（２ＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３・ＳｉＯ_２）系とし、被削性を向上させたことを特徴とするものである。

特許文献２に記載された発明は耐食性を劣化させることなく被削性を向上させるために、耐食性の低下が少ないとされているＣａを添加し、また硬質な介在物であるＡｌ₂Ｏ₃の生成を可能な限り抑制し、鋼中の介在物をＣａＯ・ＳｉＯ_２とＭｎＯ・ＳｉＯ_２の複合体とすることで被削性、冷間加工性を向上させることを特徴とするものである。

特許文献３に記載された発明はAl_２O_３の生成による工具寿命の低下の問題に対応するため、脱酸時にAlを使用せず、被削性を向上させることを特徴とするものである。

特許文献４に記載された発明は硫化物が発銹や孔食の起点となり耐食性を悪化させることから、これらの硫化物を用いないで、被削性改善に有効なアノーサイト（ＣａＯ・Ａｌ_２Ｏ_３・２ＳｉＯ_２）系の酸化物を生成させ被削性を改善し、また多量のＺｒなどを添加することにより炭化物を生成し、耐食性を改善したことを特徴とするものである。

しかしながら、これまで、冷間鍛造性を付与させた環境に悪影響を与える重金属を使用しない環境にやさしいオーステナイト系ステンレス快削鋼は提案されていない。

本発明の目的は、環境に悪影響を与える重金属（Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｅ、Ｔｅ）を使用しないで、冷間鍛造性の優れたオーステナイト系ステンレス快削鋼およびその製造方法を提供することで、これまで切削加工のみで行われてきた部品加工の歩留を向上させることにある。
特開平６−１４５９０８号公報特開２００４−２５６９００号公報特開２００６−２４９５１７号公報特開２００１−２３４２９８号公報

本発明は前記課題を解決するためになされたもので、軟質の硫黄快削鋼の酸化物系介在物の組成をコントロールすることにより、酸化物と硫化物の複合介在物を形成させ、且つ、熱間圧延で介在物を分断して、硫化物の微細分散化を促進させることによって、冷間鍛造性を向上させようとした結果、冷間鍛造用ＳＵＳＸＭ７（１７％Ｃｒ−９％Ｎｉ−３％Ｃｕ−低Ｃ、Ｎ系）の微量S系を基本成分として、極微量のＡｌ、Ｃａ、Ｏの量を制御し、粗圧延から仕上げ圧延までの全熱間圧延工程での鋼材の最低温度、熱間圧延工程の減面率を制御することで、硫化物を中心とした介在物を著しく微細分散化でき、かつ引張強さを５２０ＭＰａ以下に軟質化することで、冷間鍛造性を付与させることを見出した。

すなわち、本発明の要旨とするところは、特許請求の範囲に記載したとおりの下記内容である。

（１）質量%で、Ｃ≦０．０３０％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ０．１〜３．０％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ：０．０１〜０．０４％、Ｎｉ：８．０〜１２．０％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｃｕ：１．０〜４．０％、Ｎ≦０．０３０％、Ａｌ：０．００２〜０．０１０％、Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、Ｏ：０．００１〜０．０２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、かつ、質量比で０．２５≦Ca/Al≦２．５０および０．１０≦Ca/O≦０．３０の条件を満たすことにより、低軟化点を有するCaO-SiO₂-Al₂O₃系の酸化物と（Mn,Cr）Sの硫化物との複合介在物を形成することを特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
（２）前記鋼は、ＭｎＯの酸化物を含有すること特徴とする（１）に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
（３）表層から深さ１ｍｍの間における長径２μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合が８０%以上であることを特徴とする（１）または（２）に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
（４）前記鋼は、質量％で、Ｂ≦０．０１０％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
（５）前記鋼は、質量％で、Mo≦３．０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。

（６）前記鋼の引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以下であることを特徴とする（１）〜（５）のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
（７）（１）〜（６）のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス快削鋼線材の製造方法であって、粗圧延から仕上げ圧延までの線材圧延中の鋼材最低温度が、酸化物、硫化物の軟化点以上である１０００〜１２００℃の高温とし、且つ、熱間圧延工程の減面率を９８．０％以上の高減面率にすること特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材の製造方法。

本発明による冷間鍛造性と被削性を併せ持つオーステナイト系ステンレス快削鋼およびその製造方法によれば冷間鍛造性と切削加工で効率よく部品加工が可能となり、部品加工の低コスト化の効果を発揮するなど、産業上有用な著しい効果を奏する。

以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。下記の説明において、各成分の表示は質量％を示す。

Ｃ：≦０．０３０％
Ｃはオーステナイト安定化元素であるが多量に含有させると耐食性、冷間鍛造性、耐工具磨耗性が劣化するため上限を０．０３０％とした。また、Ｃは鋼の強度を確保するために０．００３％以上が好ましい。さらに好ましくは０．００５〜０．０１５％である。

Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは脱酸剤として作用し、耐酸化性を向上させるにも有効な元素であるので０．１％以上含有させるが、必要以上の含有は冷間鍛造性、耐工具磨耗性を劣化させるため２．０％を上限とした。好ましくは０．１〜０．４％である。

Ｍｎ：０．１〜３．０％
本発明ではＭｎはＭｎＳとして被削性を向上させる効果があるため。０．１％以上含有させるが、過剰な含有は耐食性や靭性を低下させるためその上限を３．０％とした。好ましくは１．０〜２．５％である。

Ｐ：０．０５％以下
Ｐは含有量が多いと熱間加工性を低下させるため０．０５％を上限とした。好ましくは０．０４％以下である。

S：０．０１〜０．０４％
Ｓは被削性を改善する元素であるため０．０１％以上含有させるが、大量に含有させると硫化物を中心とした介在物が粗大化し、冷間鍛造性が劣化する。そのため微量Ａｌ、Ｃａを添加（制御）して、被削性と冷間鍛造性を兼備させるために０．０１〜０．０４％の範囲とした。好ましくは０．０１５〜０．０３％である。

図１に１７．５Cr−９．５Ni−３．０Cu−０．３Si−２．０Mn−０．００２Al−０．００３Ca−０．０１０N―０．０１０Oの成分系でSを変化させ、鋼材温度を圧延工程で最低となった鋼材温度を１０９０℃、減面率を９９．４％以上で製造し、引張強度を約480〜510MPaとした材料の限界据込率に及ぼすS量の影響を示す。限界据込率の測定方法は実施例の項で述べる。一般に限界据込率が８０％以上あればヘッダー加工など冷間鍛造において良好な作業性・生産性を示すことが知られている。図１から被削性を向上させる元素であるS量の増加によって冷間鍛造性が低下していることが分かる。また、０．０３％のＳ量の鋼にＣａ添加すると約８０％の限界据込率を示した。しかし、０．１５％のＳを含有した鋼ではＣａ添加による限界据込率の上昇は確認できなかった。この試験結果より、冷間鍛造性を高く保つためにはS量を制限する必要がある。従ってSの上限を０．０４％とした。

Ｎｉ：８．０〜１２．０％
Ｎｉは耐食性を向上させるとともに、冷間加工性を改善させる元素である。そのため下限を８．０％とした。また、Ｎｉは高価な元素であるためにその上限を１２．０％とした。好ましくは９．０〜１１．０％である。

Ｃｒ：１７．０〜２０．０％
Ｃｒは耐食性向上に有効な元素である。１７．０％以下では耐食性が悪くなり、多いとオーステナイト相が不安定となるため上限を２０．０％とした。好ましくは１７．０〜１９．０％である。

Ｃｕ：１．０〜４．０％
Ｃｕはオーステナイト安定元素であり、冷間鍛造性を改善させる重要な元素である。そのためには少なくとも１．０％以上の添加が必要であるが、４．０％を超えて含有すると熱間加工性が悪化することから上限を４．０％とした。好ましくは２．０〜４．０％である。

Ｎ：０．０３０％以下
Ｎは固溶作用によって冷間鍛造性を低下させる元素であるため、できる限り低下させることが望ましく、上限を０．０３０％とした。しかしながら低Ｎ量化は製造コストを増加させるため０．０１％以上が好ましい。さらに好ましくは０．０１０〜０．０１５％である。

Ａｌ：０．００２〜０．０１％
Ａｌは脱酸剤として作用するとともに、後述の低軟化点を有するCaO-SiO₂-Al₂O₃-MnO系の介在物を生成し、硫化物との複合介在物とさせ、介在物の微細分散に重要な元素であるが、多量に含有すると硬質な粗大非金属介在物として存在するために冷間鍛造性を低下させる。そこで、その範囲を０．００２〜０．０１％とした。好ましくは０．００２〜０．００５％である。

Ｃａ：０．００１〜０．０１％
Ｃａは低軟化点のCaO-SiO₂-Al₂O₃系の酸化物を生成させるのに重要な元素である。Aｌ、Ｓｉなどの脱酸元素とOの微妙なコントロールにより後述する低融点のCaO-SiO₂-Al₂O₃系酸化物を生成し、硫化物との複合介在物として、硫化物を微細に分散させる。これらの効果を得るためには少なくとも０．００１％以上の添加が必要である。しかし、多量に含有させると、これらの効果が得られなくなることに加え、製造性も低下することから、その上限を０．０１％とした。好ましくは０．００１〜０．００５％である。

Ｏ：０．００１〜０．０２０％
ＯはAl、Caと同じく、CaO-SiO₂-Al₂O₃系酸化物となり、硫化物との複合介在物として、微細に分散させるため、Ｏの含有は必須である。０．００１％未満ではその効果は小さく、０．０２０％を超えると硬質のＣｒ_２Ｏ_３が増大して冷間鍛造性及び被削性を低下させるので、その範囲を０．００１〜０．０２０％とした。好ましくは０．００５〜０．０１５％である。

質量比で０．２５≦Ca/Al≦２．５０
CaO-SiO₂-Al₂O₃系の酸化物を生成させ、介在物をCa系の酸化物と（Mn,Cr）Sの硫化物の複合介在物とするためにはCa/Al量をコントロールすることが必要である。Ca/Al量が０．２５未満であると、CaO量が少なくなり、SiO₂-Al₂O₃系の酸化物が多く存在し、複合介在物になりにくくなる。また、Ca/Al量が２．５０以上であると、２CaO・SiO₂が多く生成され、複合介在物になりにくくなることに加え、鋳造時にノズルが溶損し、製造性に問題が発生するため、質量比で０．２５≦Ca/Al≦２．５とした。

質量比で０．１０≦Ca/O≦０．３０
Ca/OについてもCaO-SiO₂-Al₂O₃系を生成させ、介在物をCa系の酸化物と（Mn,Cr）Sの硫化物の複合介在物とするためにコントロールすることが重要である。Ca/O量が０．１０未満であると、SiO₂-MnO-Cr₂O₃系の介在物が多くなり、CaO-SiO₂-Al₂O₃系の介在物が少なくなり、複合介在物が生成しにくくなる。また０．３０以上であると、MnO量が減少し、複合介在物を生成しにくくなるとともに、鋳造時にノズルが溶損し、製造性に問題が発生するため、質量比で０．１０≦Ca/Al≦０．３０とした

CaO-SiO₂-Al₂O₃系酸化物
極微量のＡｌ、Ｏ、Ｃａをコントロールすることにより、CaO-SiO₂-Al₂O₃系の介在物が生成し（Mn,Cr）S系の硫化物の接種核として働き、複合介在物として、硫化物を微細に分散させる。また、これらの酸化物の軟化点１０５０〜１２００℃であることを見出した。これらの効果を得るためには、各元素の酸化物は少なくとも３ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。また、好ましくは、CaO-SiO₂-Al₂O₃-MnO系の酸化物にすることが好ましく、ＭｎＯが１ｍａｓｓ％以上含有することが必要である。さらに熱間圧延工程で圧延温度が最低となる鋼材温度を酸化物の軟化点以上である１０５０℃以上の高温で圧延し、熱間圧延の減面率を９８．０％以上の高減面率にすることで、これらの低軟化点の介在物が分断され微細分散する。硫化物の微細分散化により、冷間鍛造性向上につながる。

本発明の請求項３記載の限定理由について述べる。

表層から深さ１ｍｍの間における長径２μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合が８０%以上
図２にS量を０．０３％と同レヘ゛ル、引張強度を約480〜510MPaとした材料における2μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合と限界据込率の関係を示す。硫化物の大きさとその数についての測定方法は実施例の項で述べる。介在物は加工時に破壊の起点となりやすいため、その大きさは非常に重要である。また、表層から深さ１ｍｍの間は加工時に応力の集中が大きいため、今回は表層から深さ１ｍｍの間の硫化物、酸化物などの介在物の大きさとその数を測定した。２μｍ未満の介在物数の割合が少なくなるほど冷間鍛造性が低下していることがわかる。すなわち硫化物、酸化物などの介在物の微細分散により、冷間鍛造性の向上が見られる。一般に限界据込率が８０％以上あればヘッダー加工など冷間鍛造において良好な作業性・生産性を示すことが知られており、８０％以上の限界据込率を確保するためは長径が２μm未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合が８０％以上必要であるため、この値とした。

本発明の請求項４記載の限定理由について述べる。

Ｂ：≦０．０1０％
Bは熱間加工性や軟質化を改善するために添加される元素であり、０．００２％以上の添加により安定した効果が得られる。しかし過剰に添加するとBの化合物が析出し、熱間加工性を劣化させるので、その上限を０．０１０％とした。好ましくは０．００２〜０．００４％である。

本発明の請求項５記載の限定理由について述べる。

Ｍｏ：≦３．０％
ＭｏはＣｒと同様に耐食性を向上させるのに有効な元素であり０．１％以上の添加により安定した効果が得られる。しかし、多量に添加させると熱間加工性が低下するために上限を３．０％とした。好ましくは０．１〜２．５％である。

本発明の請求項６記載の限定理由について述べる。

引張強度≦５２０ＭＰａ
図３にS量を約０．０３％とし、Ｃ，Ｎ量を変化させた材料の限界据込率に及ぼす引張強度の影響を示す。図３から引張強度（ＴＳ）の上昇によって冷間鍛造性が低下していることが分かる。この試験結果より、冷間鍛造性を高く保つためには引張強度を制限する必要がある。従って引張強度の上限を５２０ＭＰａとした。

本発明の請求項７記載限定理由について述べる。

粗圧延から仕上げ圧延までの全熱間圧延工程でのる鋼材表面の最低温度を１０００℃〜１２００℃
圧延温度は硫化物の更なる微細分散化に重要な因子である。鋼材の温度は表面温度が最も低く、またその鋼材の表面温度は加熱後、粗圧延、中間圧延工程にかけて次第に低下し、中間圧延工程付近で全工程の最低温度（通常850〜950℃）となる。その後、線材径が小さくなるにつれ、圧延速度が上昇し、それに伴い加工発熱が発生しにて温度が上昇する温度経過を示す。本発明では、高温加熱、IH、中間保定炉、保熱カバー、高速圧延化を行うことにより、圧延工程における粗圧延から中間圧延までの温度低下を少なくし、中間圧延後での鋼材温度を１０００℃〜１２００℃高温での恒温圧延を実施している。圧延工程中の鋼材の表面温度が低いとＣａ系酸化物の軟化点温度以下となり分断しにくく、酸化物の分断による介在物の微細分散化が困難になるため１０００℃以上とした。また、１２００℃以上では粒界溶融による脆化や有害元素の完全固溶・再析出による脆化が生じやすくなるため上限を１２００℃とした。好ましくは１０５０℃〜１２００℃である。

熱間圧延の減面率を９８．０％以上
熱間圧延の減面率は硫化物の微細分散化に重要な因子である。減面率は{１−（熱間圧延後の断面積）/（鋳片の断面積）}×１００（％）で表せ、減面率が小さいと鋼中のCa系酸化物、硫化物の分断が起こりにくく、微細化が困難である。本開発において９８．０％以上の減面率があれば効率よく分断され、硫化物の微細分散化が可能であることを見出した。

以下に本発明の実施例について説明する。

表1、２に本発明の実施例の化学成分と冷間鍛造性、被削性（切屑処理性、耐工具磨耗性）および引張強度の評価結果を示す。

これら化学成分の鋼は１００ｋｇ真空溶解炉にてφ１８０ｍｍ角の鋳片に鋳込み、その後、最低鋼材表面温度を９９０〜１２1０℃、減面率を９７．５〜９９．７％で熱間圧延を行い、１０５０℃（オーステナイト系ステンレス鋼線で組織を安定化させる温度）で溶体化処理を施し、棒鋼サンプルを製造した。その後、冷間鍛造性、被削性（切屑処理性、耐工具磨耗性）および引張強度を調査した。

冷間鍛造性は圧縮試験によって得られる限界据込率によって評価した。圧縮試験は直径１１ｍｍの線材から高さ１２ｍｍ、直径８ｍｍの円柱状の試験片を作製して供試材とし、同心円状の溝をもつ拘束型ダイスでの圧縮試験により評価した。試験片の初期の高さをH_０、割れが発生した圧縮後の高さをHとし以下の式で求めた値を限界据込率とした。
（1−H／H_０）×１００（％）
圧縮試験機によって一定速度で試験片を圧縮し、試験片側面の割れの有無を目視で判定し、限界据込率によって大小で評価した。
本発明鋼Ｎｏ．1〜１８は限界据込率が８０％以上であった。

硫化物、酸化物などの介在物のサイズ及びその数の測定は、試験片のＬ断面について埋め込み・鏡面研磨を行ったものについて、表層から深さ１ｍｍの間を光学顕微鏡にて１画素０．１２５μｍ観察できるカメラを用いて４００倍で２５０視野観察し、確認された硫化物、酸化物などの介在物について圧延方向に平行の長さを測定し、その数の割合を求め評価した。
本発明鋼Ｎｏ．1〜１８は２μｍ以下の硫化物、酸化物の介在物数の割合が８０％以上であった。

切削試験は直径２２ｍｍに熱間鍛伸した棒鋼を供試材として、超硬工具（Ｐ２０種）を用いて、切削速度（５０〜２００ｍ／ｍｉｎ）、切込み（０．１〜１．０ｍｍ）、送り速度（０．０１〜０．１ｍｍ／ｒｅｖ）で外周切削をおこなった。被削性の評価は切屑処理性、耐工具磨耗性にて評価した。

切屑処理性の評価は短く破損しているものおよび規則的ならせん状のものを○、無規則で長く繋がったものを×とした。これは、短く破損した切屑を排出するものは切削中に表面に疵をつける可能性が低いが、無規則で長く繋がった切屑は表面に疵をつけたり、工具に絡まったりするためである。本発明鋼は短く破損したものと規則的ならせん状の切屑が観察された。

耐工具磨耗は約4000ｍ切削時の工具を観察して評価した。工具磨耗がないものは○、局所的に大きな工具磨耗が観察されるものを×とした。本発明鋼は一部微量の工具磨耗が観察されるものもあるが、大きな工具磨耗は観察されなかった。

引張強度はＪＩＳ９号Ａ（Ｇ．Ｌ１００ｍｍ）を用いて試験を行い、引張強度を測定した。本発明鋼の引張強度は５２０ＭＰａ以下であった。

一方、比較例Ｎｏ．１９〜４８は本発明に比べ、冷間鍛造性、被削性（切屑処理性、耐工具磨耗性）、引張強度、２μm以下の硫化物の割合、熱間加工性、コスト、表面疵、鋳片脆化ノズル溶損のいずれかが劣っていた。

以上実施例から分かるように本発明例に優位性は明らかである。

以上に実施例から明らかなように、本発明により冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼およびその製造方法を提供することが可能であり、これまで切削加工のみで複雑な形状を製造していた部品を冷間鍛造と切削加工によって、材料歩留まり、生産性よく製造する上で極めて有用である。

限界据込率に及ぼすS量の影響を示す図である。 2μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合と限界据込率の関係を示す図である。限界据込率に及ぼす引張強度の影響を示す図である。

Claims

質量%で、
Ｃ≦０．０３０％、
Ｓｉ：０．１〜２．０％、
Ｍｎ０．１〜３．０％、
Ｐ≦０．０５％、
Ｓ：０．０１〜０．０４％、
Ｎｉ：８．０〜１２．０％、
Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、
Ｃｕ：１．０〜４．０％、
Ｎ≦０．０３０％、
Ａｌ：０．００２〜０．０１０％、
Ｃａ：０．００１〜０．０１０％、
Ｏ：０．００１〜０．０２０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる鋼からなり、
かつ、質量比で０．２５≦Ca/Al≦２．５０および０．１０≦Ca/O≦０．３０の条件を満たすことにより、
低軟化点を有するCaO-SiO₂-Al₂O₃系の酸化物と（Mn,Cr）Sの硫化物との複合介在物を形成することを特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
前記鋼は、ＭｎＯの酸化物を含有すること特徴とする請求項１に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
表層から深さ１ｍｍの間における長径２μｍ未満の硫化物、酸化物などの介在物数の割合が８０%以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
前記鋼は、質量％で、Ｂ≦０．０１０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
前記鋼は、質量％で、Mo≦３．０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
前記鋼の引張強度（ＴＳ）が５２０ＭＰａ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材。
請求項１〜６のいずれか一項に記載のオーステナイト系ステンレス快削鋼線材の製造方法であって、粗圧延から仕上げ圧延までの線材圧延中の鋼材最低温度が、酸化物、硫化物の軟化点以上である１０００〜１２００℃の高温とし、且つ、熱間圧延工程の減面率を９８．０％以上の高減面率にすること特徴とする冷間鍛造性に優れるオーステナイト系ステンレス快削鋼線材の製造方法。