オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼
【課題】熱間圧延時に割れが発生せず、耐食性及び被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、必要に応じ、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式で定義するδＦｅが０．５〜３．５である。δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、必要に応じ、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記式で定義するδＦｅが０．５〜３．５である。δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、快削元素としてＳを含有して被削性に優れ、さらに、熱間加工性にも優れ、例えば、耐食性及び被削性が要求されるネジ、ボルト等の部品や、時計、カメラ、ＯＡ機器等の精密部品の素材として利用されるオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼は、一般に粘性が大きく、熱伝導度が低いため、切削に際し、工具に切り屑が付着し易い。特に、オーステナイト系ステンレス鋼は、加工硬化性が大きいため、切削加工が困難である。そこで、被削性改善のためにＳを添加したオーステナイト系快削ステンレス鋼が多く使用されている。
【０００３】
オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼においては、通常、Ｍｎを添加してＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止している。しかし、Ｓを高濃度で含有するオーステナイト系快削ステンレス鋼は熱間加工性が悪く、熱間圧延時に割れが発生するので、割れを除去するために表面切削を行う必要がある。それ故、オーステナイト系快削ステンレス鋼の製造においては、生産性が低下し、価格が上昇するという課題がある。
【０００４】
特許文献１には、Ｃａの添加やＯの低減で硫化物の形態を制御すると、熱間加工性及び被削性の優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼が得られることが開示されている。しかし、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼の実機製造において、Ｏ≦０．００４５％を安定的に達成することは極めて困難である。
【０００５】
特許文献２には、Ｚｒの添加で硫化物の形態を制御すると、熱間加工性及び被削性の優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼が得られることが開示されている。しかし、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼の実機製造において、高価なＺｒの歩留りが低く、かつ、鋼中に残るＺｒ量のバラツキが大きいため、品質の安定性及び製造コストの面で課題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特公昭５７−３６９７６号公報
【特許文献２】特許第４１０８４９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼における前記課題に鑑み、硫化物の形態制御及び凝固組織の制御により熱間加工性を向上させ、熱間圧延時に割れが発生せず、また、耐食性及び被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意研究した。その結果、Ｃａ等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、酸化物の組成及び凝固組織を制御して、ＭｎＳを鋼組織中に均一に分散化させると、熱間加工性、耐食性、及び、被削性を改善できることが判明した。
【０００９】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
【００１０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とするオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【００１１】
（２）前記ＣａとＯの含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする前記（１）に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
ここで、Ｃａ及びＯは、鋼中の含有量（質量％）
【００１２】
（３）前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、５％以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【００１３】
（４）前記ステンレス鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、Ｃａ添加で介在物の形態を制御し、さらに、凝固組織を制御することにより、熱間加工性、耐食性、及び、被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼におけるＣａ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す図である。
【図２】周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する酸化物系介在物の形態を模式的に示す図である。
【図３】オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼のδＦｅ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、Ｃａ等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、鋼中の酸化物系介在物の組成を制御し、硫化物の生成サイトとなる酸化物系介在物を形成して、ＭｎＳの形態制御を促進することを基本思想とする。
【００１７】
そして、本発明のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼（以下「本発明ステンレス鋼」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とする。
【００１８】
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）である。
【００１９】
まず、本発明ステンレス鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
【００２０】
Ｃは、強力なオーステナイト化元素であり、かつ、固溶強化に有効な元素である。固溶強化効果を得るため、０．０１％以上を添加するが、０．１０％を超えると、炭化物が生成して耐食性が著しく劣化するので、０．０１〜０．１０％とした。好ましくは０．０３〜０．０８％である。
【００２１】
Ｓｉは、脱酸剤として機能する元素である。ステンレス鋼の溶製時に脱酸のため０．２％以上を添加するが、１．０％を超えると、耐食性と靭性が低下するので、０．２〜１．０％とした。好ましくは０．３〜０．６％である。
【００２２】
Ｍｎは、脱酸剤として機能するとともに、熱間加工性及び被削性を向上させる元素である。また、Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定して、ＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止する元素である。添加効果を得るため、０．５％以上を添加するが、４．０％を超えると、溶製中の耐火物の溶損が増大し、また、鋼の耐食性が劣化するので、０．５〜４．０％とした。好ましくは１．０〜２．５％である。
【００２３】
Ｓは、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果は０．０５％以上で発現するが、切屑処理性の向上や工具寿命の長期化で大きな効果を得るため、０．２５％以上を添加する。０．４０％を超えると、熱間加工性が低下し、熱間圧延時に割れが発生し易くなり、また、耐食性も劣化するので、０．２５〜０．４０％とした。好ましくは０．２８〜０．３７％である。
【００２４】
Ｐは、製鋼工程では不純物であるが、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果を得るため、０．０２％以上を添加するが、０．０５％を超えると、熱間加工性が低下するので、０．０２〜０．０５％とした。好ましくは０．０２〜０．０４％である。
【００２５】
Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼において、耐食性及び耐酸化性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、１７．０％以上を添加するが、２０．０％を超えると、加工性が低下するので、１７．０〜２０．０％とした。好ましくは１７．５〜１９．０％である。
【００２６】
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼において、安定なオーステナイト相を形成し、耐食性及び靭性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、７．０％以上を添加するが、１０．０％を超えると、熱伝導度の低下により被削性が低下し、また、高価な鋼となるので、７．０〜１０．０％とした。好ましくは８．０〜９．５％である。
【００２７】
Ｍｏは、耐食性向上と固溶強化に有効な元素である。添加効果を得るため、０．０５％以上を添加するが、３．０％を超えると、熱間加工性が急激に悪化するので、０．０５〜３．０％とした。好ましくは０．１０〜２．５％である。
【００２８】
Ｎは、オーステナイトの安定化と強度向上に有効な元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上を添加するが、０．０８％を超えると、強度が上昇しすぎ、熱間加工時に割れが発生するので、０．０１〜０．０８％とした。好ましくは０．０３〜０．０６％である。
【００２９】
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素であり、また、ＭｎＳ等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進して熱間加工性及び被削性を改善する作用をなすＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）を形成する元素である。図２に、周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する酸化物系介在物の形態を模式的に示す。
【００３０】
添加効果を得るため、０．００１０％以上を添加するが、０．００８０％を超えると、硬質のＣａＯが多量に生成して被削性が低下し、また、溶製中の耐火物の溶損が増大するので、Ｃａは０．００１０〜０．００８０％とした。好ましくは０．００２０〜０．００７０％である。
【００３１】
Ｃａが、ＭｎＳ等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進するＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）を形成し、熱間加工性及び被削性を改善することは、本発明者らが、図１に示す、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼におけるＣａ（％）と破断絞り値（％）の関係を調査した結果に基づいて得た知見である。
【００３２】
図１より、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％において、破断絞り値（％）が良好（６１％以上）であり、さらに、Ｃａ：０．００２０〜０．００７０％において、破断絞り値（％）がより良好（６５％以上）であることが解る。なお、上記調査において用いたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼は、Ｃａ以外の成分組成が本発明の範囲内で、δＦｅが０．５〜３．５の範囲内のものである。
【００３３】
Ａｌは、強力な脱酸剤として機能する元素である。酸化物系介在物をＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3を主体とする酸化物系介在物に組成制御して、ＭｎＳ等の硫化物の形態を制御するため所要量を添加するが、０．００５％を超えると、酸化物系介在物がＡｌ2Ｏ3系介在物になって、硫化物の形態制御ができなくなり、熱間加工性及び被削性の改善効果が得られないので、０．００５％以下とした。
【００３４】
下限は特に定めないが、Ａｌを０．００２％未満に低減することは製造コストの上昇を招き、また、添加効果を確実に得ることから、０．００２％以上が好ましい。
【００３５】
Ｏは、ほとんど酸化物として鋼中に分散している。本発明ステンレス鋼においては、Ｃａ等の脱酸元素の量の微妙な調整と、適量のＯの存在により、硫化物の生成を制御し、熱間加工性及び被削性を改善する（本発明の基礎をなす知見）。
【００３６】
Ｏは、Ｓの活量を大幅に低減して、硫化物を均一に分散させる元素である。０．００７％未満では、添加効果が小さく、０．０２０％を超えると、硬質のＣｒ2Ｏ3の量が増大して被削性が低下するので、０．００７〜０．０２０％とした。好ましくは０．０１０〜０．０１７％である。
【００３７】
本発明ステンレス鋼は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有してもよい。
【００３８】
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、また、耐食性及び被削性を改善する元素である。添加効果を得るため、０．２％以上を添加するが、３．５％を超えると、熱間加工性が低下するので、０．２〜３．５％が好ましい。より好ましくは０．５〜３．０％である。
【００３９】
Ｂは、熱間加工性を向上させる元素である。添加効果を得るため、０．００１％以上を添加するが、０．０１％を超えると、ホウ化物が生成して、逆に、熱間加工性及び耐食性が悪化するので、０．００１〜０．０１％が好ましい。より好ましくは０．００４〜０．００７％である。
【００４０】
なお、本発明ステンレス鋼は、本発明ステンレス鋼の特性を損なわない範囲で、原料から不可避的に混入する、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭの元素を含有していてもよい。
【００４１】
本発明ステンレス鋼においては、前記（１）式で定義するδＦｅ（％）を、所要の範囲内に制御することが重要である。δＦｅ（％）を諸要の範囲内に制御することにより、溶鋼の凝固過程で初晶凝固相をＳの溶解度の高いδ相にし、Ｓの偏析を防止する。
【００４２】
図３に、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼のδＦｅ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す。なお、上記ステンレス鋼において、Ｃａは、０．００２〜０．００５％であり、それ以外の成分組成は、本発明の範囲内である。
【００４３】
図３より、δＦｅ（％）が０．５〜３．５において、破断絞り値が良好な値（６０％以上）であることが解る。δＦｅが０．５以上であると、初晶凝固相がδ相であり、δ−フェライト中にＳが固溶するので、Ｓの粒界偏析が抑制される。δＦｅが０．５未満であると、初晶凝固相がγ相となるので、Ｓの粒界偏析が大きくなり、破断絞り値が非常に小さくなる。
【００４４】
δＦｅが３．５を超えると、δ−フェライト量が多くなり、δ相とγ相の変形抵抗の差（δ相が小さい）に起因して、破断絞り値（％）が低下する。δＦｅは、好ましくは１．０〜３．２、より好ましくは１．３〜３．０である。
【００４５】
本発明ステンレス鋼においては、ＣａとＯの含有量の比（Ｃａ／Ｏ）が、下記（２）式を満たすことが好ましい。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
【００４６】
本発明者らは、Ｃａ／Ｏを０．２〜０．５の範囲内にすることで、被削性がさらに向上することを見いだした。この被削性の向上は、Ｃａ添加によって、ＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）が生成して、硫化物の粒状化が促進される影響によるものと考えられる。本発明者らは、Ｃａ／Ｏを０．２〜０．５の範囲内とすることで、被削性向上効果が得られることを実験的に確認した。
【００４７】
本発明者らは、さらなる介在物制御のため、種々実験条件を変えて検討したところ、溶鋼鋳造時の電磁攪拌条件が、特定の範囲内の場合に限り、被削性の向上に寄与するという予想外の知見を見いだした。
【００４８】
従来、鋳造時の電磁攪拌は、マクロ的な偏析の除去や、鋼中に鋳造初期から存在する粗大な介在物を浮上分離するために行う。また、鋳造時の電磁攪拌により、表層及び内部組織を微細化して表面性状を良好にする技術は存在する（例えば、特開昭５９−２４５５８号公報、参照）。
【００４９】
しかし、本発明者らが見いだした上記知見は、従来知見とは異なり、「Ｓを高濃度で含有する快削鋼において、表層組織を均一に微細化すると、凝固中に生成する硫化物が均一に分散し、その結果、被削性が向上する」ということである。
【００５０】
本発明ステンレス鋼の連続鋳造においては、この被削性向上効果を得るために、鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、表面流速を１０〜３０ｃｍ／秒に制御することが望ましい。表面流速が１０ｃｍ／秒未満であると、ノズルからの吐出流速の影響が大きく、溶鋼の流動が不均一になる。
【００５１】
一方、表面流速が３０ｃｍ／秒を超えると、溶鋼の湯面変動が大きくなり、初期凝固が不安定になるだけでなく、パウダー巻き込みなどに起因する欠陥が多く発生する。したがって、介在物の形態制御を安定して行うためには、連続鋳造時の溶鋼の表面流速を１０〜３０ｃｍ／秒に制御する必要がある。
【００５２】
本発明者らは、さらに、介在物の形態制御における電磁攪拌の影響を調査するため、鋼中の介在物を詳細に観察した。その結果、鋳造時の表面流速が１０〜３０ｃｍ／秒の場合、酸化物系介在物の周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する介在物（図２、参照）の個数が、酸化物系介在物の個数の５％以上となっていて、この個数比率が、熱間加工性及び被削性の向上に寄与していることが判明した。
【００５３】
したがって、本発明ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合は５％以上であることが好ましい。
【００５４】
酸化物系介在物の周囲にＭｎＳを生成させるためには、酸化物介在物中にＳを吸収させておくことが重要である。ＣａＯは、Ｓ吸収能の高い塩基性の酸化物であるが、本発明者らの実験結果によれば、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物において所要のＳ吸収能を確保するには、ＣａＯが、酸化物系介在物中に、１０質量％以上存在する必要があることが判明した。
【００５５】
なお、酸化物系介在物中のＣａＯを１０質量％以上にすることは、鋼中のＣａを０．００１０％以上にするとともに、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％にすることで達成できる。
【実施例】
【００５６】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００５７】
（実施例１）
表１に示す成分組成の供試材を真空溶解し、５０ｋｇ鋼塊を製造した。この鋼塊に、熱間鍛造及び熱間圧延を施し、２１ｍｍφの棒線に加工した。その後、１１００℃で焼鈍を施し、センタレス加工により、２０ｍｍφの棒線に仕上げた。表１には、成分組成の他、Ｃａ／Ｏ、δＦｅ、及び、ＣａＯ（％）を示す。一部の供試材については、鋳造時に電磁攪拌を付与して、表面流速を制御した。表１に表面流速を併せて示す。
【００５８】
【表１】
【００５９】
介在物の個数は、２０ｍｍφ棒線に仕上げた後の試験片の横断面に埋め込み・鏡面研磨を行ったものについて、１画素０．１２５μｍで観察できるカメラを用いて、４００倍で２５０視野観察して測定し。この際、酸化物からなる介在物と、硫化物が酸化物と共存する介在物とを分別して個数を求め、硫化物が酸化物と共存する介在物の個数の全介在物個数に対する割合を算出した。結果を表１に併せて示す。
【００６０】
上記２１ｍｍφの棒線について、表２に示す条件で、工具寿命の試験と切屑処理性の試験を行い、工具寿命と切屑処理性で、被削性を評価した。工具寿命は、フランク摩耗量が３０μｍとなる時間で評価した。切屑処理性は、切屑形状が規則的にカール状に分断されている場合は◎、カール状と不規則な形状が入り混じっている場合は○、不規則な形状の連続切屑の場合は×とした。結果を表３に示す。
【００６１】
【表２】
【００６２】
【表３】
【００６３】
表３に示すように、発明鋼の工具寿命は全て３０分以上であり、切屑処理性は、全て○又は◎である。特に、Ｃａ／Ｏが望ましい範囲（０．２〜０．５）にあり、かつ、硫化物が酸化物と共存した介在物の比率が５％以上の発明鋼２、４、９、及び、１２（表１、参照）は、最も良好な被削性を示した。
【００６４】
上記鋳塊から、試験片（φ８ｍｍ×１１０ｍｍ）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は、１０００℃における破断絞り値で行った。破断絞り値６０％以上を、熱間加工性が良好と判断して○とし、破談絞り値６０％未満を、熱間加工性が不良と判断して×とした。結果を表３に併せて示す。発明鋼の熱間加工性は、全て○である。
【００６５】
また、上記棒線から試験片を切り出し、塩水噴霧試験（湿度９５％、８５℃、７日）を行い、耐食性を評価した。評価は、Ａ：腐食せず、Ｂ：点錆び発生、Ｃ：一部で流れ錆び発生、Ｄ：ほぼ全面腐食の４段階で評価した。結果を表３に併せて示す。発明鋼の耐食性は、全てＡ又はＢである。
【００６６】
表３に示すように、発明鋼は、工具寿命が３０分以上で、切屑形状が、規則的にカール状に分断された形状であり（切屑処理性が◎又は○）、破断絞り値が６０％以上（熱間加工性が○）で、塩水噴霧試験での耐食性が、腐食せず（Ａ）、又は、点錆び発生（Ｂ）である。
【００６７】
発明鋼に比べ、比較鋼１３は、Ｃが本発明の範囲を超えるため、固溶強化により工具寿命が短く、また、炭化物の生成により耐食性が劣っている。比較鋼１４は、Ｓｉが本発明の範囲に達していないため、脱酸不足で工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼１５は、Ｓｉが本発明の範囲を超えるため、耐食性及び熱間加工性が劣っている。
【００６８】
比較鋼１６は、Ｍｎが本発明の範囲を超えるため、耐食性が劣っている。比較鋼１７は、Ｓが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼１８は、Ｐが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼１９は、Ｃｒが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。
【００６９】
比較鋼２０は、Ｎｉが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼２１は、Ｍｏが本発明の範囲を超えるので、工具寿命が短く、かつ、熱間加工性が劣っている。比較鋼２２は、Ｃｕが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼２３は、Ａｌが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。
【００７０】
比較鋼２４は、Ｏが本発明の範囲に達していないため、工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼２５は、Ｏが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼２６は、Ｃａが本発明の範囲に達していないため、比較鋼２７は、Ｃａが本発明の範囲を超えるため、ともに、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。
【００７１】
比較鋼２８は、Ｎが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼２９は、Ｂが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼３０は、δＦｅが本発明の範囲に達していないため、比較鋼３１は、δＦｅが本発明の範囲を超えるため、ともに、熱間加工性が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００７２】
前述したように、本発明によれば、熱間加工性、耐食性、及び、被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することができる。よって、本発明は、ステンレス鋼製造産業及びステンレス鋼利用産業において利用可能性が高いものである。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、快削元素としてＳを含有して被削性に優れ、さらに、熱間加工性にも優れ、例えば、耐食性及び被削性が要求されるネジ、ボルト等の部品や、時計、カメラ、ＯＡ機器等の精密部品の素材として利用されるオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
ステンレス鋼は、一般に粘性が大きく、熱伝導度が低いため、切削に際し、工具に切り屑が付着し易い。特に、オーステナイト系ステンレス鋼は、加工硬化性が大きいため、切削加工が困難である。そこで、被削性改善のためにＳを添加したオーステナイト系快削ステンレス鋼が多く使用されている。
【０００３】
オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼においては、通常、Ｍｎを添加してＳをＭｎＳとして固定し、ＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止している。しかし、Ｓを高濃度で含有するオーステナイト系快削ステンレス鋼は熱間加工性が悪く、熱間圧延時に割れが発生するので、割れを除去するために表面切削を行う必要がある。それ故、オーステナイト系快削ステンレス鋼の製造においては、生産性が低下し、価格が上昇するという課題がある。
【０００４】
特許文献１には、Ｃａの添加やＯの低減で硫化物の形態を制御すると、熱間加工性及び被削性の優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼が得られることが開示されている。しかし、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼の実機製造において、Ｏ≦０．００４５％を安定的に達成することは極めて困難である。
【０００５】
特許文献２には、Ｚｒの添加で硫化物の形態を制御すると、熱間加工性及び被削性の優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼が得られることが開示されている。しかし、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼の実機製造において、高価なＺｒの歩留りが低く、かつ、鋼中に残るＺｒ量のバラツキが大きいため、品質の安定性及び製造コストの面で課題がある。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特公昭５７−３６９７６号公報
【特許文献２】特許第４１０８４９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明は、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼における前記課題に鑑み、硫化物の形態制御及び凝固組織の制御により熱間加工性を向上させ、熱間圧延時に割れが発生せず、また、耐食性及び被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意研究した。その結果、Ｃａ等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、酸化物の組成及び凝固組織を制御して、ＭｎＳを鋼組織中に均一に分散化させると、熱間加工性、耐食性、及び、被削性を改善できることが判明した。
【０００９】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、以下の通りである。
【００１０】
（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とするオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【００１１】
（２）前記ＣａとＯの含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする前記（１）に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
ここで、Ｃａ及びＯは、鋼中の含有量（質量％）
【００１２】
（３）前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、５％以上であることを特徴とする前記（１）又は（２）に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【００１３】
（４）前記ステンレス鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、Ｃａ添加で介在物の形態を制御し、さらに、凝固組織を制御することにより、熱間加工性、耐食性、及び、被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼におけるＣａ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す図である。
【図２】周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する酸化物系介在物の形態を模式的に示す図である。
【図３】オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼のδＦｅ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、Ｃａ等の脱酸元素の量を微妙に調整することにより、鋼中の酸化物系介在物の組成を制御し、硫化物の生成サイトとなる酸化物系介在物を形成して、ＭｎＳの形態制御を促進することを基本思想とする。
【００１７】
そして、本発明のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼（以下「本発明ステンレス鋼」ということがある。）は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とする。
【００１８】
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）である。
【００１９】
まず、本発明ステンレス鋼の成分組成の限定理由について説明する。以下、成分組成に係る％は、質量％を意味する。
【００２０】
Ｃは、強力なオーステナイト化元素であり、かつ、固溶強化に有効な元素である。固溶強化効果を得るため、０．０１％以上を添加するが、０．１０％を超えると、炭化物が生成して耐食性が著しく劣化するので、０．０１〜０．１０％とした。好ましくは０．０３〜０．０８％である。
【００２１】
Ｓｉは、脱酸剤として機能する元素である。ステンレス鋼の溶製時に脱酸のため０．２％以上を添加するが、１．０％を超えると、耐食性と靭性が低下するので、０．２〜１．０％とした。好ましくは０．３〜０．６％である。
【００２２】
Ｍｎは、脱酸剤として機能するとともに、熱間加工性及び被削性を向上させる元素である。また、Ｍｎは、ＳをＭｎＳとして固定して、ＦｅＳの生成による赤熱脆性の発生を防止する元素である。添加効果を得るため、０．５％以上を添加するが、４．０％を超えると、溶製中の耐火物の溶損が増大し、また、鋼の耐食性が劣化するので、０．５〜４．０％とした。好ましくは１．０〜２．５％である。
【００２３】
Ｓは、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果は０．０５％以上で発現するが、切屑処理性の向上や工具寿命の長期化で大きな効果を得るため、０．２５％以上を添加する。０．４０％を超えると、熱間加工性が低下し、熱間圧延時に割れが発生し易くなり、また、耐食性も劣化するので、０．２５〜０．４０％とした。好ましくは０．２８〜０．３７％である。
【００２４】
Ｐは、製鋼工程では不純物であるが、被削性を向上させる元素である。被削性向上効果を得るため、０．０２％以上を添加するが、０．０５％を超えると、熱間加工性が低下するので、０．０２〜０．０５％とした。好ましくは０．０２〜０．０４％である。
【００２５】
Ｃｒは、オーステナイト系ステンレス鋼において、耐食性及び耐酸化性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、１７．０％以上を添加するが、２０．０％を超えると、加工性が低下するので、１７．０〜２０．０％とした。好ましくは１７．５〜１９．０％である。
【００２６】
Ｎｉは、オーステナイト系ステンレス鋼において、安定なオーステナイト相を形成し、耐食性及び靭性を向上させる基本元素である。添加効果を得るため、７．０％以上を添加するが、１０．０％を超えると、熱伝導度の低下により被削性が低下し、また、高価な鋼となるので、７．０〜１０．０％とした。好ましくは８．０〜９．５％である。
【００２７】
Ｍｏは、耐食性向上と固溶強化に有効な元素である。添加効果を得るため、０．０５％以上を添加するが、３．０％を超えると、熱間加工性が急激に悪化するので、０．０５〜３．０％とした。好ましくは０．１０〜２．５％である。
【００２８】
Ｎは、オーステナイトの安定化と強度向上に有効な元素である。添加効果を得るため、０．０１％以上を添加するが、０．０８％を超えると、強度が上昇しすぎ、熱間加工時に割れが発生するので、０．０１〜０．０８％とした。好ましくは０．０３〜０．０６％である。
【００２９】
Ｃａは、熱間加工性を向上させる元素であり、また、ＭｎＳ等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進して熱間加工性及び被削性を改善する作用をなすＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）を形成する元素である。図２に、周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する酸化物系介在物の形態を模式的に示す。
【００３０】
添加効果を得るため、０．００１０％以上を添加するが、０．００８０％を超えると、硬質のＣａＯが多量に生成して被削性が低下し、また、溶製中の耐火物の溶損が増大するので、Ｃａは０．００１０〜０．００８０％とした。好ましくは０．００２０〜０．００７０％である。
【００３１】
Ｃａが、ＭｎＳ等の硫化物の生成サイトとなり、硫化物の粒状化を促進するＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）を形成し、熱間加工性及び被削性を改善することは、本発明者らが、図１に示す、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼におけるＣａ（％）と破断絞り値（％）の関係を調査した結果に基づいて得た知見である。
【００３２】
図１より、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％において、破断絞り値（％）が良好（６１％以上）であり、さらに、Ｃａ：０．００２０〜０．００７０％において、破断絞り値（％）がより良好（６５％以上）であることが解る。なお、上記調査において用いたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼は、Ｃａ以外の成分組成が本発明の範囲内で、δＦｅが０．５〜３．５の範囲内のものである。
【００３３】
Ａｌは、強力な脱酸剤として機能する元素である。酸化物系介在物をＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3を主体とする酸化物系介在物に組成制御して、ＭｎＳ等の硫化物の形態を制御するため所要量を添加するが、０．００５％を超えると、酸化物系介在物がＡｌ2Ｏ3系介在物になって、硫化物の形態制御ができなくなり、熱間加工性及び被削性の改善効果が得られないので、０．００５％以下とした。
【００３４】
下限は特に定めないが、Ａｌを０．００２％未満に低減することは製造コストの上昇を招き、また、添加効果を確実に得ることから、０．００２％以上が好ましい。
【００３５】
Ｏは、ほとんど酸化物として鋼中に分散している。本発明ステンレス鋼においては、Ｃａ等の脱酸元素の量の微妙な調整と、適量のＯの存在により、硫化物の生成を制御し、熱間加工性及び被削性を改善する（本発明の基礎をなす知見）。
【００３６】
Ｏは、Ｓの活量を大幅に低減して、硫化物を均一に分散させる元素である。０．００７％未満では、添加効果が小さく、０．０２０％を超えると、硬質のＣｒ2Ｏ3の量が増大して被削性が低下するので、０．００７〜０．０２０％とした。好ましくは０．０１０〜０．０１７％である。
【００３７】
本発明ステンレス鋼は、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有してもよい。
【００３８】
Ｃｕは、オーステナイト安定化元素であり、また、耐食性及び被削性を改善する元素である。添加効果を得るため、０．２％以上を添加するが、３．５％を超えると、熱間加工性が低下するので、０．２〜３．５％が好ましい。より好ましくは０．５〜３．０％である。
【００３９】
Ｂは、熱間加工性を向上させる元素である。添加効果を得るため、０．００１％以上を添加するが、０．０１％を超えると、ホウ化物が生成して、逆に、熱間加工性及び耐食性が悪化するので、０．００１〜０．０１％が好ましい。より好ましくは０．００４〜０．００７％である。
【００４０】
なお、本発明ステンレス鋼は、本発明ステンレス鋼の特性を損なわない範囲で、原料から不可避的に混入する、Ｚｒ、Ｖ、Ｍｇ、ＲＥＭの元素を含有していてもよい。
【００４１】
本発明ステンレス鋼においては、前記（１）式で定義するδＦｅ（％）を、所要の範囲内に制御することが重要である。δＦｅ（％）を諸要の範囲内に制御することにより、溶鋼の凝固過程で初晶凝固相をＳの溶解度の高いδ相にし、Ｓの偏析を防止する。
【００４２】
図３に、オーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼のδＦｅ（％）と破断絞り値（％）の関係を示す。なお、上記ステンレス鋼において、Ｃａは、０．００２〜０．００５％であり、それ以外の成分組成は、本発明の範囲内である。
【００４３】
図３より、δＦｅ（％）が０．５〜３．５において、破断絞り値が良好な値（６０％以上）であることが解る。δＦｅが０．５以上であると、初晶凝固相がδ相であり、δ−フェライト中にＳが固溶するので、Ｓの粒界偏析が抑制される。δＦｅが０．５未満であると、初晶凝固相がγ相となるので、Ｓの粒界偏析が大きくなり、破断絞り値が非常に小さくなる。
【００４４】
δＦｅが３．５を超えると、δ−フェライト量が多くなり、δ相とγ相の変形抵抗の差（δ相が小さい）に起因して、破断絞り値（％）が低下する。δＦｅは、好ましくは１．０〜３．２、より好ましくは１．３〜３．０である。
【００４５】
本発明ステンレス鋼においては、ＣａとＯの含有量の比（Ｃａ／Ｏ）が、下記（２）式を満たすことが好ましい。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
【００４６】
本発明者らは、Ｃａ／Ｏを０．２〜０．５の範囲内にすることで、被削性がさらに向上することを見いだした。この被削性の向上は、Ｃａ添加によって、ＣａＯ含有酸化物（ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物）が生成して、硫化物の粒状化が促進される影響によるものと考えられる。本発明者らは、Ｃａ／Ｏを０．２〜０．５の範囲内とすることで、被削性向上効果が得られることを実験的に確認した。
【００４７】
本発明者らは、さらなる介在物制御のため、種々実験条件を変えて検討したところ、溶鋼鋳造時の電磁攪拌条件が、特定の範囲内の場合に限り、被削性の向上に寄与するという予想外の知見を見いだした。
【００４８】
従来、鋳造時の電磁攪拌は、マクロ的な偏析の除去や、鋼中に鋳造初期から存在する粗大な介在物を浮上分離するために行う。また、鋳造時の電磁攪拌により、表層及び内部組織を微細化して表面性状を良好にする技術は存在する（例えば、特開昭５９−２４５５８号公報、参照）。
【００４９】
しかし、本発明者らが見いだした上記知見は、従来知見とは異なり、「Ｓを高濃度で含有する快削鋼において、表層組織を均一に微細化すると、凝固中に生成する硫化物が均一に分散し、その結果、被削性が向上する」ということである。
【００５０】
本発明ステンレス鋼の連続鋳造においては、この被削性向上効果を得るために、鋳型内の溶鋼を電磁撹拌して、表面流速を１０〜３０ｃｍ／秒に制御することが望ましい。表面流速が１０ｃｍ／秒未満であると、ノズルからの吐出流速の影響が大きく、溶鋼の流動が不均一になる。
【００５１】
一方、表面流速が３０ｃｍ／秒を超えると、溶鋼の湯面変動が大きくなり、初期凝固が不安定になるだけでなく、パウダー巻き込みなどに起因する欠陥が多く発生する。したがって、介在物の形態制御を安定して行うためには、連続鋳造時の溶鋼の表面流速を１０〜３０ｃｍ／秒に制御する必要がある。
【００５２】
本発明者らは、さらに、介在物の形態制御における電磁攪拌の影響を調査するため、鋼中の介在物を詳細に観察した。その結果、鋳造時の表面流速が１０〜３０ｃｍ／秒の場合、酸化物系介在物の周囲にＭｎＳ等の硫化物が存在する介在物（図２、参照）の個数が、酸化物系介在物の個数の５％以上となっていて、この個数比率が、熱間加工性及び被削性の向上に寄与していることが判明した。
【００５３】
したがって、本発明ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合は５％以上であることが好ましい。
【００５４】
酸化物系介在物の周囲にＭｎＳを生成させるためには、酸化物介在物中にＳを吸収させておくことが重要である。ＣａＯは、Ｓ吸収能の高い塩基性の酸化物であるが、本発明者らの実験結果によれば、ＣａＯ−ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＭｎＯ系酸化物において所要のＳ吸収能を確保するには、ＣａＯが、酸化物系介在物中に、１０質量％以上存在する必要があることが判明した。
【００５５】
なお、酸化物系介在物中のＣａＯを１０質量％以上にすることは、鋼中のＣａを０．００１０％以上にするとともに、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％にすることで達成できる。
【実施例】
【００５６】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【００５７】
（実施例１）
表１に示す成分組成の供試材を真空溶解し、５０ｋｇ鋼塊を製造した。この鋼塊に、熱間鍛造及び熱間圧延を施し、２１ｍｍφの棒線に加工した。その後、１１００℃で焼鈍を施し、センタレス加工により、２０ｍｍφの棒線に仕上げた。表１には、成分組成の他、Ｃａ／Ｏ、δＦｅ、及び、ＣａＯ（％）を示す。一部の供試材については、鋳造時に電磁攪拌を付与して、表面流速を制御した。表１に表面流速を併せて示す。
【００５８】
【表１】
【００５９】
介在物の個数は、２０ｍｍφ棒線に仕上げた後の試験片の横断面に埋め込み・鏡面研磨を行ったものについて、１画素０．１２５μｍで観察できるカメラを用いて、４００倍で２５０視野観察して測定し。この際、酸化物からなる介在物と、硫化物が酸化物と共存する介在物とを分別して個数を求め、硫化物が酸化物と共存する介在物の個数の全介在物個数に対する割合を算出した。結果を表１に併せて示す。
【００６０】
上記２１ｍｍφの棒線について、表２に示す条件で、工具寿命の試験と切屑処理性の試験を行い、工具寿命と切屑処理性で、被削性を評価した。工具寿命は、フランク摩耗量が３０μｍとなる時間で評価した。切屑処理性は、切屑形状が規則的にカール状に分断されている場合は◎、カール状と不規則な形状が入り混じっている場合は○、不規則な形状の連続切屑の場合は×とした。結果を表３に示す。
【００６１】
【表２】
【００６２】
【表３】
【００６３】
表３に示すように、発明鋼の工具寿命は全て３０分以上であり、切屑処理性は、全て○又は◎である。特に、Ｃａ／Ｏが望ましい範囲（０．２〜０．５）にあり、かつ、硫化物が酸化物と共存した介在物の比率が５％以上の発明鋼２、４、９、及び、１２（表１、参照）は、最も良好な被削性を示した。
【００６４】
上記鋳塊から、試験片（φ８ｍｍ×１１０ｍｍ）を切り出し、サーモレスター試験によって熱間加工性を評価した。評価は、１０００℃における破断絞り値で行った。破断絞り値６０％以上を、熱間加工性が良好と判断して○とし、破談絞り値６０％未満を、熱間加工性が不良と判断して×とした。結果を表３に併せて示す。発明鋼の熱間加工性は、全て○である。
【００６５】
また、上記棒線から試験片を切り出し、塩水噴霧試験（湿度９５％、８５℃、７日）を行い、耐食性を評価した。評価は、Ａ：腐食せず、Ｂ：点錆び発生、Ｃ：一部で流れ錆び発生、Ｄ：ほぼ全面腐食の４段階で評価した。結果を表３に併せて示す。発明鋼の耐食性は、全てＡ又はＢである。
【００６６】
表３に示すように、発明鋼は、工具寿命が３０分以上で、切屑形状が、規則的にカール状に分断された形状であり（切屑処理性が◎又は○）、破断絞り値が６０％以上（熱間加工性が○）で、塩水噴霧試験での耐食性が、腐食せず（Ａ）、又は、点錆び発生（Ｂ）である。
【００６７】
発明鋼に比べ、比較鋼１３は、Ｃが本発明の範囲を超えるため、固溶強化により工具寿命が短く、また、炭化物の生成により耐食性が劣っている。比較鋼１４は、Ｓｉが本発明の範囲に達していないため、脱酸不足で工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼１５は、Ｓｉが本発明の範囲を超えるため、耐食性及び熱間加工性が劣っている。
【００６８】
比較鋼１６は、Ｍｎが本発明の範囲を超えるため、耐食性が劣っている。比較鋼１７は、Ｓが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼１８は、Ｐが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼１９は、Ｃｒが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。
【００６９】
比較鋼２０は、Ｎｉが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短い。比較鋼２１は、Ｍｏが本発明の範囲を超えるので、工具寿命が短く、かつ、熱間加工性が劣っている。比較鋼２２は、Ｃｕが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼２３は、Ａｌが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。
【００７０】
比較鋼２４は、Ｏが本発明の範囲に達していないため、工具寿命が短く、切屑処理性が劣っている。比較鋼２５は、Ｏが本発明の範囲を超えるため、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。比較鋼２６は、Ｃａが本発明の範囲に達していないため、比較鋼２７は、Ｃａが本発明の範囲を超えるため、ともに、工具寿命が短く、切屑処理性及び熱間加工性が劣っている。
【００７１】
比較鋼２８は、Ｎが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性が劣っている。比較鋼２９は、Ｂが本発明の範囲を超えるため、熱間加工性及び耐食性が劣っている。比較鋼３０は、δＦｅが本発明の範囲に達していないため、比較鋼３１は、δＦｅが本発明の範囲を超えるため、ともに、熱間加工性が劣っている。
【産業上の利用可能性】
【００７２】
前述したように、本発明によれば、熱間加工性、耐食性、及び、被削性に優れたオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼を提供することができる。よって、本発明は、ステンレス鋼製造産業及びステンレス鋼利用産業において利用可能性が高いものである。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とするオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記ＣａとＯの含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
ここで、Ｃａ及びＯは、鋼中の含有量（質量％）
【請求項３】
前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ステンレス鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：０．２〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜４．０％、Ｓ：０．２５〜０．４０％、Ｐ：０．０２〜０．０５％、Ｃｒ：１７．０〜２０．０％、Ｎｉ：７．０〜１０．０％、Ｍｏ：０．０５〜３．０％、Ｎ：０．０１〜０．０８％、Ｃａ：０．００１０〜０．００８０％、Ａｌ：０．００５％以下、Ｏ：０．００７〜０．０２０％、及び、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
下記（１）式で定義するδＦｅが０．５〜３．５であることを特徴とするオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
δＦｅ＝２．９（Ｃｒ＋Ｍｏ＋０．３Ｓｉ）−２．６（Ｎｉ＋０．３Ｍｎ
＋０．２５Ｃｕ＋３５Ｃ＋２０Ｎ）−１８ ・・・（１）
ここで、元素記号は、鋼中元素の含有量（質量％）
【請求項２】
前記ＣａとＯの含有量が、下記（２）式を満たすことを特徴とする請求項１に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
０．２≦Ｃａ／Ｏ≦０．５ ・・・（２）
ここで、Ｃａ及びＯは、鋼中の含有量（質量％）
【請求項３】
前記ステンレス鋼において、鋼中の酸化物系介在物の個数に対する、周囲に硫化物が存在する酸化物系介在物の個数の割合が、５％以上であることを特徴とする請求項１又は２に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【請求項４】
前記ステンレス鋼が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．２〜３．５％、及び、Ｂ：０．００１〜０．０１％の１種又は２種を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のオーステナイト系Ｓ含有快削ステンレス鋼。
【図１】
【図２】
【図３】
【図２】
【図３】
【公開番号】特開２０１３−１４７９９（Ｐ２０１３−１４７９９Ａ）
【公開日】平成２５年１月２４日（２０１３．１．２４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１１−１４７５２６（Ｐ２０１１−１４７５２６）
【出願日】平成２３年７月１日（２０１１．７．１）
【出願人】（５０３３７８４２０）新日鐵住金ステンレス株式会社 (247)
【公開日】平成２５年１月２４日（２０１３．１．２４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２３年７月１日（２０１１．７．１）
【出願人】（５０３３７８４２０）新日鐵住金ステンレス株式会社 (247)
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