特開 2024-129165 冷間鍛造性及び、耐食性と非磁性に優れるステンレス鋼

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】公開特許公報(A)

(11)【公開番号】P2024129165

(43)【公開日】2024-09-26

(54)【発明の名称】冷間鍛造性及び、耐食性と非磁性に優れるステンレス鋼

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20240918BHJP

   C22C 38/60 20060101ALI20240918BHJP

   C21D 8/06 20060101ALN20240918BHJP

   C21D 9/00 20060101ALN20240918BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302Z

C22C38/60

C21D8/06 B

C21D9/00 D

【審査請求】有

【請求項の数】17

【出願形態】ＯＬ

(21)【出願番号】P 2024111006

(22)【出願日】2024-07-10

(62)【分割の表示】P 2023566088の分割

【原出願日】2022-08-03

(31)【優先権主張番号】P 2021199300

(32)【優先日】2021-12-08

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(31)【優先権主張番号】P 2022018970

(32)【優先日】2022-02-09

(33)【優先権主張国・地域又は機関】JP

(71)【出願人】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】110000637

【氏名又は名称】弁理士法人樹之下知的財産事務所

(72)【発明者】

【氏名】山先 祥太

(72)【発明者】

【氏名】高野 光司

(72)【発明者】

【氏名】東城 雅之

(72)【発明者】

【氏名】田中 規介

(57)【要約】

【課題】冷間鍛造性及び、耐食性と非磁性に優れるステンレス鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．００１０～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～１０．００％、Ｎｉ：８．００～３０．００％、Ｃｒ：９．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～５．００％、Ｎ：０．００１０～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．０５％を含有するステンレス鋼であって、（ａ）式で示されるＡ値が－１００以下であり、Ｂ粒界占有率が１％以上であるステンレス鋼。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ （ａ）
【選択図】なし

【特許請求の範囲】

【請求項1】

化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１０～０．１５％、
Ｓｉ：０．０１～２．００％、
Ｍｎ：０．０１～１０．００％、
Ｎｉ：８．００～３０．００％、
Ｃｒ：９．０～２１．０％、
Ｍｏ：０．０１～３．００％、
Ｃｕ：０．０１～５．００％、
Ｎ：０．００１０～０．１０％、
Ｂ：０．０００１～０．０５％、
Ａｌ：０～２．０％、
Ｔｉ：０～２．００％、
Ｎｂ：０～２．００％、
Ｓｎ：０～２．５％、
Ｖ：０～２．０％、
Ｗ：０～３．０％、
Ｇａ：０～０．０５％、
Ｃｏ：０～２．５％、
Ｓｂ：０～２．５％、
Ｔａ：０～２．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．０１２％、
Ｚｒ：０～０．０１２％、
ＲＥＭ：０～０．０５％、
Ｐｂ：０～０．３０％、
Ｓｅ：０～０．８０％、
Ｔｅ：０～０．３０％、
Ｂｉ：０～０．５０％、
Ｓ：０～０．５０％、
Ｐ：０～０．３０％、
を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ａ）で示されるＡ値が－１００以下であり、
Ｂ粒界占有率が１％以上であるステンレス鋼。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。

【請求項2】

前記化学組成が、質量％でさらに、
Ａ群として、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｔｉ：０．０１～２．００％、
Ｎｂ：０．０１～２．００％、
Ｓｎ：０．０００１～２．５％、
Ｖ：０．００１～２．０％、
Ｗ：０．０５～３．０％、
Ｇａ：０．０００４～０．０５％、
Ｃｏ：０．０５～２．５％、
Ｓｂ：０．０１～２．５％、および
Ｔａ：０．０１～２．５％、
から選択される一種以上、
Ｂ群として、
Ｃａ：０．０００２～０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１２％、
Ｚｒ：０．０００２～０．０１２％、および
ＲＥＭ：０．０００２～０．０５％、
から選択される一種以上、
Ｃ群として、
Ｐｂ：０．０００１～０．３０％、
Ｓｅ：０．０００１～０．８０％、
Ｔｅ：０．０００１～０．３０％、
Ｂｉ：０．０００１～０．５０％、
Ｓ：０．０００１～０．５０％、および
Ｐ：０．０００１～０．３０％、
から選択される一種以上、
のＡ群～Ｃ群の一群以上を含有する、
請求項１に記載のステンレス鋼。

【請求項3】

孔食電位が０．０５Ｖ以上である、請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼。

【請求項4】

引張強さが７００ＭＰａ以下である、請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼。

【請求項5】

限界圧縮率が６０％以上である、請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼。

【請求項6】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼。

【請求項7】

引張強さが７００ＭＰａ以下である、請求項３に記載のステンレス鋼。

【請求項8】

限界圧縮率が６０％以上である、請求項３に記載のステンレス鋼。

【請求項9】

限界圧縮率が６０％以上である、請求項４に記載のステンレス鋼。

【請求項10】

限界圧縮率が６０％以上である、請求項７に記載のステンレス鋼。

【請求項11】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項３に記載のステンレス鋼。

【請求項12】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項４に記載のステンレス鋼。

【請求項13】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項５に記載のステンレス鋼。

【請求項14】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項７に記載のステンレス鋼。

【請求項15】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項８に記載のステンレス鋼。

【請求項16】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項９に記載のステンレス鋼。

【請求項17】

冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、請求項１０に記載のステンレス鋼。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ステンレス鋼であって、特に、耐食性と冷間鍛造性に優れる非磁性ステンレス鋼に関するものである。

【背景技術】

【0002】

非特許文献１には、オーステナイトステンレス鋼のオーステナイト安定度の評価指標として、Ｍｄ３０が提示されている。Ｍｄ３０とは、オーステナイト単相の試料に０．３０の引張真ひずみを与えたときに組織が５０％マルテンサイト相に変態する温度（℃）である。この値が高温であるほど材料が不安定であることを示す。非特許文献１では、成分組成の関数としてＭｄ３０の式を提示している。

【0003】

従来、非磁性部位に用いられるステンレス鋼としては、ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ等のオーステナイト系ステンレス鋼が一般的である。これに対して、特許文献１、２では、Ｃ：０．１５～０．８０％、Ｎｉ：８．０～２０．０％、Ｃｒ：８．０～１８．０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、Ｖ：０．５０～３．００％、Ａｌ：０．００１～１．０００％を含む所定の成分を有する鋼であって、非特許文献１に記載の上記Ｍｄ３０式を変形した（３）式の値を－１００以下とし、５０ｎｍ以下のＶ（Ｃ、Ｎ）析出物が、３．５×１０^－２μｍ^２中に５０個以上、分散して存在することを特徴とする安価で優れた耐水素脆性、機械的性質および耐食性を兼備した高硬度非磁性鋼が開示されている。

【0004】

特許文献３には、傾斜圧延が開示されている。傾斜圧延は、３個のワークロールを被圧延材を中心にして同方向に捩って傾斜したロール軸に配置している。各ワークロールが被圧延材の周囲を自転しながら公転する。これにより、被圧延材は前進しながらスパイラル状に圧延される。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0005】

【特許文献1】特開２０１９－４９０３６号公報

【特許文献2】特開２０１６―１８３３７２号公報

【特許文献3】特開平０５－３２９５１０号公報

【非特許文献】

【0006】

【非特許文献1】野原ら著「準安定オーステナイトステンレス鋼における加工誘起マルテンサイト変態の組成および結晶粒度依存性」鉄と鋼 第６３年（１９７７）第５号７７２～７８２頁

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0007】

ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ、あるいは特許文献１、２に記載のオーステナイト系ステンレス鋼を用いることにより、機械的強度に優れる非磁性鋼が実現している。ところが、これら従来から知られていた鋼においては、耐食性と冷間鍛造性と冷間加工後の非磁性を同時に満足することが難しいことがわかった。特に、従来技術では、高Ｃに起因し鋭敏化などを生じ耐食性が劣化する。また、冷間鍛造前の材料強度が高いため、工具寿命が短く、太径棒鋼での鍛造荷重が増える。そのため、これら要因に起因し冷間鍛造性が悪化することが判明した。更に、冷間鍛造のような高ひずみでの加工では、従来の鋼において材料の加工限界（割れ）が生じてしまうことも判明した。

【0008】

本発明は、耐食性を高め、引張強さを下げ冷間鍛造性を高め、更に冷間加工後の非磁性特性を高めることのできる、ステンレス鋼を提供することを第３の目的とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

原出願に係る発明において、第１の目的に対応する第１発明、第２の目的に対応する第２発明、第３の目的に対応する第３発明の３つの発明に至った。原出願の分割出願たる本願に係る発明において、以下の第３発明を規定する。
即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。

【0010】

［１４］＜第３発明＞
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．００１０～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～２．００％、Ｍｎ：０．０１～１０．００％、Ｎｉ：８．００～３０．００％、Ｃｒ：９．０～２１．０％、Ｍｏ：０．０１～３．００％、Ｃｕ：０．０１～５．００％、Ｎ：０．００１０～０．１０％、Ｂ：０．０００１～０．０５％、
Ａｌ：０～２．０％、Ｔｉ：０～２．００％、Ｎｂ：０～２．００％、Ｓｎ：０～２．５％、Ｖ：０～２．０％、Ｗ：０～３．０％、Ｇａ：０～０．０５％、Ｃｏ：０～２．５％、Ｓｂ：０～２．５％、Ｔａ：０～２．５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｍｇ：０～０．０１２％、Ｚｒ：０～０．０１２％、ＲＥＭ：０～０．０５％、Ｐｂ：０～０．３０％、Ｓｅ：０～０．８０％、Ｔｅ：０～０．３０％、Ｂｉ：０～０．５０％、Ｓ：０～０．５０％、Ｐ：０～０．３０％を含有し、残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記式（ａ）で示されるＡ値が－１００以下であり、
Ｂ粒界占有率が１％以上であるステンレス鋼。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。

【0011】

［１５］前記化学組成が、質量％でさらに、
Ａ群として、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｔｉ：０．０１～２．００％、Ｎｂ：０．０１～２．００％、Ｓｎ：０．０００１～２．５％、Ｖ：０．００１～２．０％、Ｗ：０．０５～３．０％、Ｇａ：０．０００４～０．０５％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｓｂ：０．０１～２．５％、およびＴａ：０．０１～２．５％、から選択される一種以上、
Ｂ群として、Ｃａ：０．０００２～０．０５％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１２％、Ｚｒ：０．０００２～０．０１２％、およびＲＥＭ：０．０００２～０．０５％、から選択される一種以上、
Ｃ群として、Ｐｂ：０．０００１～０．３０％、Ｓｅ：０．０００１～０．８０％、Ｔｅ：０．０００１～０．３０％、Ｂｉ：０．０００１～０．５０％、Ｓ：０．０００１～０．５０％、Ｐ：０．０００１～０．３０％、から選択される一種以上、
のＡ群～Ｃ群の１群以上を含有する、［１４］に記載のステンレス鋼。

【0012】

［１６］ 孔食電位が０．０５Ｖ以上である、［１４］又は［１５］に記載のステンレス鋼。
［１７］引張強さが７００ＭＰａ以下である、［１４］～［１６］のいずれか１項に記載のステンレス鋼。
［１８］限界圧縮率が６０％以上である、［１４］～［１７］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１９］冷間加工後の比透磁率が１．１０以下である、［１４］～［１８］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。

【発明の効果】

【0013】

第３発明のステンレス鋼は、所定の成分を含有し、Ｂ粒界占有率が１％以上であることにより、耐食性と冷間鍛造性と冷間加工後の非磁性特性を満足することが可能になる。

【発明を実施するための形態】

【0014】

本発明のステンレス鋼は、棒形状、板形状のいずれであっても適用することができる。中でも、棒状鋼材として使用するときに特に好適に用いることができる。棒状鋼材とは、「棒鋼」、「線材」、「鋼線」、「異形線」、「異形棒鋼」などを含む。本発明のステンレス鋼は、オーステナイト系ステンレス鋼である。

【0015】

第３発明は、前述のように、耐食性と冷間鍛造性と冷間加工後の非磁性特性を満足することのできる、ステンレス鋼、特に棒状鋼材の提供を目的とする。

【0016】

冷間鍛造性については、φ８×１２ｍｍの試験片を用い、端面拘束圧縮試験（加工温度：ＲＴ（室温）、ひずみ速度：１０／ｓ）を行ったときに、圧縮加工後の試験片側面に割れの生じない最大圧縮率を限界圧縮率と定義し、限界圧縮率が６０％以上となることを目標とする。

【0017】

耐食性については、φ２０×３０ｍｍの試験片のＬ断面中心部（２０幅×３０長×１ｍｍ厚）を評価面として用い、評価面を含め、不働態化処理は１５％硝酸の３０分浸漬の条件にて実施した。その後、評価面についてＪＩＳＧ ０５７７（３．５％ＮａＣｌ，３０℃，Ｎ＝３の平均、Ｖ ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ，飽和ＫＣｌ）に従った孔食電位試験を行い、孔食電位を測定した。孔食電位が０．０５Ｖ以上となることを第３発明の目標とする。なお、実施例において、比較材の不働態化処理なしでは、研磨まま直後に孔食電位の測定を行った。

【0018】

冷間加工後の非磁性特性については、まず、溶体化熱処理として１１００℃×３０分（水冷）の熱処理を行った上で、冷間加工率（断面減少率）が８０％の冷間加工を行った試料を準備し、１０００［Ｏｅ］における比透磁率を測定する。比透磁率が１．１０以下の実現を、第３発明の目標とする。

【0019】

以下、第３発明の詳細について説明する。

【0020】

＜第３発明＞
《第３発明のステンレス鋼のＢ粒界占有率》
本発明者らは、ステンレス鋼、特に棒状鋼材において、耐食性と冷間鍛造性、冷間加工後の非磁性特性を満足する手段として、鋼材のＢ粒界占有率を制御することを着想した。Ｂ粒界占有率（％）とは、全結晶粒界（Ａ）に対し有限Ｂ量の存在する結晶粒界（Ｂ）が占める割合（Ｂ／Ａ×１００）である。Ｂ粒界占有率が大きいと、粒界Ｃｒ系析出物によるＣｒ欠乏領域に対し不働態化を促進し耐食性が向上し、粒界での塑性変形が容易となり冷間鍛造性が向上し、粒界での局所変形が抑制され磁性相の加工誘起α’マルテンサイトの生成を抑制し非磁性を保つことを着想した。

【0021】

Ｂ粒界占有率の評価はＥＰＭＡ解析で測定した。鋼材のＬ断面（棒状鋼材であればその中心線を含む断面）において、任意視野領域における結晶粒界の総長さ（Ａ）を測定し、次いで同視野においてＢ濃度の面分析を行い、粒内母相に比べ高Ｂ濃度となる粒界をＢ粒界占有と定義し、Ｂ粒界占有の長さ（Ｂ）を算出し、上記式よりＢ粒界占有率を算出した。

【0022】

そして、鋼材のＢ粒界占有率が１％以上であれば、上記目標とする、耐食性と冷間鍛造性と冷間加工後の非磁性特性を満足できることが判明した。Ｂ粒界占有率が平均で５％以上であればより好ましく、１５％以上は更に好ましく、２０％以上が更に好ましい。

【0023】

《第３発明のステンレス鋼の成分組成》
次に、第３発明のステンレス鋼の成分組成について説明する。成分組成において、％は質量％を意味する。

【0024】

（Ｃ：０．００１０～０．１５％）
Ｃは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＣを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｃ含有量の上限値を０．１５％とし、好ましくは０．１２％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下とし、更に好ましくは０．０２％以下とする。Ｃ上限を０．１５％未満とすると好ましい。

【0025】

（Ｓｉ：０．０１～２．００％）
Ｓｉは脱酸元素として添加し、０．０１％以上とする。過剰にＳｉを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｓｉ含有量の上限値を２．０％とし、好ましくは１．２％以下であり、更に好ましくは０．６％以下とし、更に好ましくは０．５％以下とする。

【0026】

（Ｍｎ：０．０１～１０．００％）
Ｍｎは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高めるため、０．０１％以上とする。過剰にＭｎを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｍｎ含有量の上限値を１０．０％とし、好ましくは２．５％以下であり、更に好ましくは１．５％以下とし、更に好ましくは１．０％以下とする。

【0027】

（Ｎｉ：８．００～３０．００％）
Ｎｉは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高める。また、冷間鍛造性を高めるため、Ｎｉ含有量を８．００％以上とする。好ましくは１０．００％以上であり、更に好ましくは１３．００％以上であり、更に好ましくは１５．００％以上である。過剰にＮｉを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｎｉ含有量の上限値を３０．００％とし、好ましくは２５．００％以下とする。

【0028】

（Ｃｒ：９．０～２１．０％）
Ｃｒは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高める。また、耐食性を高めるため、Ｃｒ含有量を９．０％以上とする。好ましくは１０．５％以上である。過剰にＣｒを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｃｒ含有量の上限値を２１．０％とし、好ましくは１９．５％以下であり、更に好ましくは１５．０％以下である。

【0029】

（Ｍｏ：０．０１～３．００％）
Ｍｏは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高める。また、耐食性を高めることに加え、冷間鍛造性を高めるため、Ｍｏ含有量を０．０１％以上とする。過剰にＭｏを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｍｏ含有量の上限値を３．０％とし、好ましくは２．８％以下であり、更に好ましくは２．５％以下であり、更に好ましくは１．０％以下である。

【0030】

（Ｃｕ：０．０１～５．００％）
Ｃｕは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高める。また、冷間鍛造性を高めるため、Ｃｕ含有量を０．０１％以上とする。好ましくは１．００％以上であり、更に好ましくは２．００％以上である。過剰にＣｕを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化し、また、熱間脆性を引き起こす。そのため、Ｃｕ含有量の上限値を５．００％とし、好ましくは３．５０％以下とする。

【0031】

（Ｎ：０．００１０～０．１０％）
Ｎは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、非磁性特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＮを添加すると、Ｂ粒界占有率を下げ、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｎ含有量の上限値を０．１０％とし、好ましくは０．０８％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下とし、更に好ましくは０．０３％以下とする。

【0032】

（Ｂ：０．０００１～０．０５％）
ＢはＢ粒界占有率を高める主元素であり、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性を高めるため、０．０００１％以上とする。好ましくは０．０００５％以上である。過剰にＢを添加すると、粗大Ｂ系析出物などが形成し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｂ含有量の上限値を０．０５％とし、好ましくは０．０２％以下であり、更に好ましくは０．０１５％以下とする。

【0033】

第３発明のステンレス鋼は、上記成分を含有し、残部はＦｅ及び不純物である。さらに、下記成分から選択される一種以上を含有することとしても良い。

【0034】

（Ａｌ：０～２．０％）
ＡｌはＢ粒界占有率を下げるＮの固定のために添加してもよい。一方、過剰にＡｌを添加すると粗大Ａｌ系析出物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性と非磁性特性が劣化する。そのため、Ａｌ含有量の上限値を２．０％とし、好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．０５％以下とする。Ａｌの好ましい下限は０．００１％以上である。

【0035】

（Ｔｉ：０～２．００％）
ＴｉはＢ粒界占有率を下げるＣ，Ｎの固定のために添加してもよい。一方、過剰にＴｉを添加すると粗大Ｔｉ系析出物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｔｉ含有量の上限値を２．００％とし、好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．７％以下とし、更に好ましくは０．５％以下である。Ｔｉの好ましい下限は０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上である。

【0036】

（Ｎｂ：０～２．００％）
ＮｂはＢ粒界占有率を下げるＣ，Ｎの固定のために添加してもよい。一方、過剰にＮｂを添加すると粗大Ｎｂ系析出物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｎｂ含有量の上限値を２．００％とし、好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．７％以下とし、更に好ましくは０．５以下である。Ｎｂの好ましい下限は０．０１％以上であり、更に好ましくは０．０５％以上である。

【0037】

（Ｓｎ：０～２．５％）
Ｓｎは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｓｎを含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．２％以下である。前記効果を発現させるには、Ｓｎ量を０．０００１％以上が好ましく、０．０１％以上とすることが更に好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。

【0038】

（Ｖ：０～２．０％）
ＶはＢ粒界占有率を下げるＣ，Ｎの固定のために添加してもよい。一方、過剰にＶを添加すると粗大Ｖ系析出物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｖ含有量の上限値を２．０％とし、好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．７％以下とし、更に好ましくは０．５以下である。Ｖの好ましい下限は０．００１％である。

【0039】

（Ｗ：０～３．０％）
Ｗは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｗを含有させる場合の上限を３．０％とする。より好ましくは、２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。前記効果を発現させるには、Ｗ量を０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上である。

【0040】

（Ｇａ：０～０．０５％）
Ｇａは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｇａを含有させる場合の上限を、０．０５％とする。前記効果を発現させるには、Ｇａ量を０．０００４％以上とすることが好ましい。

【0041】

（Ｃｏ：０～２．５％）
Ｃｏは、耐食性を向上させる効果を有するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｃｏを含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。前記効果を発現させるには、Ｃｏ量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。

【0042】

（Ｓｂ：０～２．５％）
Ｓｂは、耐食性を向上させる効果を有するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化するおそれがある。そのため、Ｓｂを含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。前記効果を発現させるには、Ｓｂ量を０．０１％以上とすることが好ましく、０．０５％以上含有させることがより好ましい。

【0043】

（Ｔａ：０～２．５％）
ＴａはＢ粒界占有率を下げるＣ，Ｎの固定のために添加してもよい。一方、過剰にＴａを添加すると粗大Ｔａ系析出物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｔａ含有量の上限値を２．５％とし、好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．７％以下とし、更に好ましくは０．５％以下である。Ｔａの好ましい下限は０．０１％である。

【0044】

（Ｃａ：０～０．０５％）
Ｃａは脱酸のため必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＣａを添加すると粗大Ｃａ系介在物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量の上限値を０．０５％とし、好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｃａの好ましい下限は０．０００２％である。

【0045】

（Ｍｇ：０～０．０１２％）
Ｍｇは脱酸のため必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＭｇを添加すると粗大Ｍｇ系介在物などが形成し、冷間鍛造性と耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｍｇ含有量の上限値を０．０１２％とし、好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｍｇの好ましい下限は０．０００２％である。

【0046】

（Ｚｒ：０～０．０１２％）
Ｚｒは脱酸のため必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＺｒを添加すると粗大Ｚｒ系介在物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｚｒ含有量の上限値を０．０１２％とし、好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｚｒの好ましい下限は０．０００２％である。

【0047】

（ＲＥＭ：０～０．０５％）
ＲＥＭは脱酸のため必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＲＥＭを添加すると粗大ＲＥＭ系介在物などが形成し、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、ＲＥＭ含有量の上限値を０．０５％とし、好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。ＲＥＭの好ましい下限は０．０００２％である。

【0048】

（Ｐｂ：０～０．３０％）
Ｐｂは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＰｂを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｐｂ含有量の上限値を０．３０％とし、好ましくは０．１０％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｐｂの好ましい下限は０．０００１％である。

【0049】

（Ｓｅ：０～０．８０％）
Ｓｅは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＳｅを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｓｅ含有量の上限値を０．８０％とし、好ましくは０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｓｅの好ましい下限は０．０００１％である。

【0050】

（Ｔｅ：０～０．３０％）
Ｔｅは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＴｅを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｔｅ含有量の上限値を０．３０％とし、好ましくは０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｔｅの好ましい下限は０．０００１％である。

【0051】

（Ｂｉ：０～０．５０％）
Ｂｉは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＢｉを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｂｉ含有量の上限値を０．５０％とし、好ましくは０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｂｉの好ましい下限は０．０００１％である。

【0052】

（Ｓ：０～０．５０％）
Ｓは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＳを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｓ含有量の上限値を０．５０％とし、好ましくは０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｓの好ましい下限は０．０００１％である。なお、Ｓは製鋼原料から混入する不純物として、通常は鋼中に含有している。

【0053】

（Ｐ：０～０．３０％）
Ｐは切削性を高める元素であり必要に応じて含有させてよい。一方、過剰にＰを添加すると耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。そのため、Ｐ含有量の上限値を０．３０％とし、好ましくは０．１％以下であり、更に好ましくは０．０５％以下である。Ｐの好ましい下限は０．０００１％である。

【0054】

＜第１～第３発明に共通＞
《式（ａ）のＡ値》
非特許文献１に記載のＭｄ３０の式をベースとし、下記式（ａ）を導入した。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ （ａ）
式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。上記式（ａ）は、非特許文献１に記載のＭｄ３０の式から、Ｎｂの項を削除したものに相当する。Ｎｂの項を削除した理由は、Ｎｂの添加割合が小さく、Ｍｄ３０へのその寄与度が小さいためである。
第１～第３発明においては、上記式（ａ）で示されるＡ値が－１００以下である。Ａ値を－１００以下とすることにより、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、加工硬化を低減させることで、軟質化し、また割れ発生を抑制するので冷間鍛造性が向上する。さらに第１発明はミクロひずみの低減と耐水素脆化特性が向上するとの効果を得ることができる。第２発明は軟質化することで切削抵抗が低減し、切削性が向上する。耐水素脆化特性については、破壊起点の加工誘起マルテンサイトが低減するため、耐水素脆化特性が改善する。第３発明は非磁性特性が向上するとの効果を得ることができる。

【0055】

《第１～第３発明の鋼材の品質》
本発明のステンレス鋼、特に棒状鋼材は、上記成分組成と、さらに第１発明は鋼材表層～Ｄ／４のミクロひずみを具備する結果として、第２発明はホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比を具備する結果として、第３発明は鋼材のＢ粒界占有率を具備する結果として、以下の品質を実現することができる。

【0056】

＜第１～第３発明に共通＞
引張強さが７００ＭＰａ以下のステンレス鋼とすることができる。
＜第１～第３発明に共通＞
限界圧縮率が６０％以上のステンレス鋼とすることができる。ここで、限界圧縮率の評価については、テストピースの形状、圧縮試験の内容、限界圧縮率の定義のいずれも、前述のとおりの方法を用いるものとする。

【0057】

＜第３発明＞
孔食電位が０．０５Ｖ以上のステンレス鋼とすることができる。

【0058】

＜第３発明＞
冷間加工後の比透磁率が１．１０以下であるステンレス鋼とすることができる。
ここで、上記冷間加工は、冷間加工率（減面率）が８０％である。

【0059】

《第３発明の鋼材の製造方法》
以下、第３発明の鋼材の製造方法について説明する。

【0060】

＜第３発明＞
第３発明のステンレス鋼、特に棒状鋼材を製造する上で、素材の加熱や熱間圧延（傾斜圧延やＢＤ、棒状圧延など）、熱処理、酸洗などを施すことが好ましいが、特に、粗圧延入側温度と粗圧延スタンド間平均時間を制御し、不働態化処理を施すことが好適である。

【0061】

鋼材の粗圧延入側温度を１０００～１４００℃に特定した上で、圧延素材の粗圧延スタンド間平均時間を０．０１～３０秒の範囲内とする。粗圧延入側温度が１０００～１３００℃の範囲内、粗圧延スタンド間平均時間が０．０３～１０秒の範囲内であるとより好ましい。粗圧延入側温度について更に好ましくは１０５０～１３００℃であり、更に好ましくは１１００～１３００℃である。粗圧延スタンド間平均時間について更に好ましくは０．０５～５秒であり、更に好ましくは０．１～２秒である。粗圧延入側温度が１０００℃未満であると、熱間圧延中に鋼材へのひずみが累積し、粒内にＢ系析出物が生成し、Ｂ粒界占有率が小さくなるため、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。粗圧延入側温度が１４００℃を超えると粒界に存在しているＢが粒内へ拡散し、圧延中に粒内Ｂ析出物として生成し、Ｂ粒界占有率が小さくなる。また、高温加熱によって鋼材の酸化による歩留まり低下が生じ、あるいは、通材中に鋼材がクリープ変形し圧延不良となる。また、粗圧延スタンド間平均時間が０．０１秒未満であると、熱間圧延中に鋼材へのひずみが累積し、粒内にＢ系析出物が生成し、Ｂ粒界占有率が小さくなるため、耐食性と冷間鍛造性、非磁性特性が劣化する。粗圧延スタンド間平均時間が３０秒を超えると、粒界に存在しているＢが粒内へ拡散し、圧延中に粒内Ｂ析出物として生成し、Ｂ粒界占有率が小さくなる。また、高温加熱によって鋼材の酸化による歩留まり低下が生じ、あるいは、通材中に鋼材がクリープ変形し圧延不良となる。

【0062】

上記条件で制御された圧延材を熱処理し、表面スケールを除去した後に不働態化処理を施すと、粒界Ｃｒ系析出物によるＣｒ欠乏領域に対し不働態化を促進し耐食性が向上する。また、上記条件の圧延-熱処理材では、粒界での塑性変形が容易となり冷間鍛造性が向上し、粒界での局所変形が抑制され磁性相の加工誘起α’マルテンサイトの生成を抑制し非磁性を保つ。ここで不働態化処理は素材を硝酸などの溶液へ浸漬する処理であり、単独処理および酸性工程の内の１処理であってもよい。これはステンレス鋼（特に棒状鋼材）への処理にて効果を示し、また、当該棒状鋼材に二次加工（引抜、鍛造、切削など）された製品への処理においても同様の効果を示す。

【実施例0063】

＜第３発明＞
（実施例３－１）
鋼の溶製の際には、ステンレス鋼の安価な溶製プロセスであるＡＯＤ溶製を想定し、１００ｋｇの真空溶解炉にて溶解し、直径１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。その後、下記の製造条件により直径２０．０ｍｍのステンレス棒状鋼材とし表１～表２に示す化学成分を有する棒状鋼材を製造した。表１～表５において、第３発明範囲から外れる項目、第３発明の好適な製造条件から外れる項目について、下線を付している。

【0064】

【表1】

【0065】

【表2】

【0066】

鋳造した鋳片を加熱・傾斜圧延・インライン熱処理を行い、粗圧延入側温度を１１３０℃に調整し、粗圧延を行い、また、粗圧延のスタンド間平均時間は１．８ｓとし、その後、引き続き棒線圧延を行った後、溶体化処理として１１００℃×３０分（水冷）の熱処理を施し、酸洗し、直径２０．０ｍｍの棒状鋼材を作製した。この棒状鋼材（φ２０ｍｍ）から、耐食性評価用にφ２０×３０ｍｍをＬ断面採取し、端面拘束圧縮試験用にφ８×１２ｍｍの試験片を鋼材Ｃ断面のＤ（直径）／４部位置からＬ方向を１２ｍｍ長とし採取した。

【0067】

棒状鋼材のＢ粒界占有率測定方法については、溶体化処理された棒状鋼材（φ２０ｍｍ）のＬ断面を用い、前述のとおりの方法を用いた。耐食性については、直径φ２０×３０ｍｍの試験片を用い、前述のとおりの方法を用いた。引張強さについては、溶体化処理された棒状鋼材（φ２０ｍｍ）を用い、通常の方法で評価を行った。冷間鍛造性に関し、限界圧縮率測定方法については、φ８×１２ｍｍの試験片を用い、前述のとおりの方法を用いた。冷間加工後の比透磁率の評価方法については、上記の溶体化熱処理された棒状鋼材を断面減少率８０％で冷間伸線されたφ９ｍｍの棒状鋼材を用い、前述のとおりの方法を用いた。

【0068】

Ｂ粒界占有率は、１５％以上をＡＡ、５％以上１５％未満をＡ、１％以上５％未満をＢ、１％未満をＣとした。
耐食性については、０．２０Ｖ以上をＡＡ、０．１０Ｖ以上０．２０Ｖ未満をＡ、０．０５Ｖ以上０．１０Ｖ未満をＢ、０．０５Ｖ未満をＣとした。
引張強さについては、５００ＭＰａ以下をＡＡ、５００ＭＰａ超６２０ＭＰａ以下をＡ、６２０ＭＰａ超７００ＭＰａ以下をＢ、７００ＭＰａ超をＣとした。
限界圧縮率については、８０％以上をＡＡ、７０％以上８０％未満をＡ、６０％以上７０％未満をＢ、６０％未満をＣとした。
冷間加工後の比透磁率については、１．０３以下をＡＡ、１．０３超１．０５以下をＡ、１．０５超１．１０以下をＢ、１．１０超をＣとした。
評価結果を表３、表４に示す。

【0069】

【表3】

【0070】

【表4】

【0071】

本発明例Ｎｏ．１～３９に記載の棒状鋼材については、第３発明で規定する成分組成とＢ粒界占有率を有しており、耐食性、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の比透磁率、のいずれも、ＡＡ、Ａ、Ｂのいずれかであり、良好であった。

【0072】

一方、比較例Ｎｏ．４０～５４については、いずれかの成分が第３発明範囲を外れており、Ｂ粒界占有率が第３発明範囲から外れ、結果として、耐食性、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の比透磁率、のいずれもＣであった。

【0073】

（実施例３－２）
成分組成として表１の鋼種Ｐを用い、粗圧延入側温度と粗圧延スタンド間平均時間、耐食性評価時の試験片の不働態化処理ありなし（なしの場合、研磨まま）を変化させた表４に示す条件とし、その他の製造条件は上記実施例３－１と同様として棒状鋼材を製造し、試験片を準備した。

【0074】

【表5】

【0075】

表５に示すように、本発明例Ｎｏ．５５～６４は、製造方法が第３発明の好適条件にあり、第３発明で規定する成分組成とＢ粒界占有率を有しており、耐食性、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の比透磁率、のいずれも、ＡＡ、Ａ、Ｂのいずれかであり、良好であった。

【0076】

一方、比較例Ｎｏ．６５～６８、７０については、いずれかの製造条件が第３発明の好適範囲を外れており、Ｂ粒界占有率が第３発明範囲から外れ、結果として、耐食性、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の比透磁率、のいずれもＣであった。比較例Ｎｏ．６９については、不働態化処理を実施しておらず、Ｃｒ欠乏領域での不働態化が促進されず、Ｂ粒界占有率が第３発明範囲から外れ、結果として、耐食性、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の比透磁率、のいずれもＣであった。