ホーム > 特許ランキング > 日鉄ステンレス株式会社
(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】P2024138419
(43)【公開日】2024-10-08
(54)【発明の名称】冷間鍛造性及び、耐水素脆化特性に優れるステンレス鋼
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20241001BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20241001BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20241001BHJP
C21D 9/00 20060101ALN20241001BHJP
B21B 1/16 20060101ALN20241001BHJP
B21B 3/02 20060101ALN20241001BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/60
C21D8/06 B
C21D9/00 D
B21B1/16 B
B21B3/02
【審査請求】有
【請求項の数】25
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2024111005
(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、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することのできる、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％、Ｓ：０．０００１～０．５０％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％から選択される一種以上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、ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であるステンレス鋼。
【選択図】なし
【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％、Ｓ：０．０００１～０．５０％を含有し、さらに、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％から選択される一種以上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、ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であるステンレス鋼。
【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％、
Ｓ：０．０００１～０．５０％、
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％、
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％、
Ｐ：０～０．３０％、
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５％、
から選択される一種以上を含有し、
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、
ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であることを特徴とするステンレス鋼。
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。
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％、
Ｓ：０．０００１～０．５０％、
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％、
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％、
Ｐ：０～０．３０％、
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｃａ：０．０００１～０．０５％、
から選択される一種以上を含有し、
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、
ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であることを特徴とするステンレス鋼。
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、
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、
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％、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。
Ａ群として、
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、
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％、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】
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4】
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5】
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ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】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％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7】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％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】
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上である、請求項３に記載のステンレス鋼。
【請求項10】
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上である、請求項４に記載のステンレス鋼。
【請求項11】
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上である、請求項８に記載のステンレス鋼。
【請求項12】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項３に記載のステンレス鋼。
【請求項13】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項４に記載のステンレス鋼。
【請求項14】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項５に記載のステンレス鋼。
【請求項15】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項８に記載のステンレス鋼。
【請求項16】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項９に記載のステンレス鋼。
【請求項17】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項１０に記載のステンレス鋼。
【請求項18】
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、請求項１１に記載のステンレス鋼。
【請求項19】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項３に記載のステンレス鋼。
【請求項20】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項４に記載のステンレス鋼。
【請求項21】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項５に記載のステンレス鋼。
【請求項22】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項８に記載のステンレス鋼。
【請求項23】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項９に記載のステンレス鋼。
【請求項24】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項１０に記載のステンレス鋼。
【請求項25】
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、請求項１１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、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することのできるステンレス鋼に関するものである。
【背景技術】
【0002】
燃料電池自動車、あるいは水素燃料を取り扱う水素ステーションには、高圧ガス状態の水素に接触する金属部品が多数用いられている。高圧水素ガスに接する金属部品は、金属中に水素が侵入して水素脆化を起こしやすい。そのため、高圧水素環境において、機械的強度や耐食性を具備するとともに、耐水素脆化特性を備えることが求められている。
【0003】
従来、高圧水素ガスに接触する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。ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６ＬはＭｏを含有している。これに対して、特許文献１では、Ｍｏを含有しない成分系において、機械的強度及び耐食性に優れ、－４０℃の低温においても水素脆化感受性が低く、かつ安価な高圧水素用オーステナイト系ステンレス鋼が開示されている。実施例では、冷間加工率０～２５％で冷間引抜加工を行った試験片について、ＳＳＲＴ（Slow Strain Rate Test）による水素脆化感受性評価を行っている。
【0004】
特許文献２には、所定の成分を有するオーステナイト系ステンレス鋼で構成され、所定の冷間加工がなされ、その加工後の格子結晶構造が面心立方晶（ｆｃｃ）を有することを特徴とする耐水素性ばね用ステンレス鋼線が開示されている。実施例では、固溶加熱処理後に最終加工率が０～７５％の冷間伸線を行い、試験片に水素チャージをした上で曲げ応力と引張応力の評価を行っている。
【0005】
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。
【0006】
特許文献３には、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、３．５×１０－２μｍ２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。
【0007】
特許文献４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。
【0008】
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３、５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、３．５×１０－２μｍ２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。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0009】
【特許文献1】特開２０１４－１１４４７１号公報
【特許文献2】特開２００９－８４５９７号公報
【特許文献3】特開２０１９－４９０３６号公報
【特許文献4】特開平０５－３２９５１０号公報
【特許文献5】特開２０１６―１８３３７２号公報
【非特許文献】
【0010】
【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】
【0011】
ＳＵＳ３１６、ＳＵＳ３１６Ｌ、あるいは特許文献１～３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、耐水素脆化特性に優れるとともに、機械的強度及び耐食性に優れる鋼が実現している。これらの鋼は、熱間加工後、あるいは冷間加工を行いさらに固溶熱処理を行った鋼については、いずれも優れた耐水素脆化特性を有している。冷間加工後においても、特許文献１では冷間加工率２５％以下、特許文献２では最終加工率７５％以下の冷間加工を施した鋼について、優れた耐水素脆化特性を有することが示されている。
【0012】
前記従来から知られていた鋼においてはまた、冷間鍛造性と切削性、冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを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とともに、切削性が悪化することが判明した。また、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。
【0013】
本発明は、引張強さを下げ冷間鍛造性を高め、切削性を向上するとともに、更に冷間加工後の耐水素脆化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２の目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0014】
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２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。
即ち、本発明の要旨とするところは以下のとおりである。
【0015】
［７］＜第２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％、Ｓ：０．０００１～０．５０％、
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％、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％、Ｐ：０～０．３０％、
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％、から選択される一種以上を含有し、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、
ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であることを特徴とするステンレス鋼。
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。
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％、Ｓ：０．０００１～０．５０％、
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％、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％、Ｐ：０～０．３０％、
を含有し、さらに、
Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％、から選択される一種以上を含有し、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、
ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であることを特徴とするステンレス鋼。
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。
【0016】
［８］前記化学組成が、質量％でさらに、
Ａ群として、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、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％、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、［７］に記載のステンレス鋼。
Ａ群として、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、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％、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、［７］に記載のステンレス鋼。
【0017】
［９］引張強さが７００ＭＰａ以下である、［７］又は［８］に記載のステンレス鋼。
［１０］限界圧縮率が６０％以上である、［７］～［９］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１１］ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上である、［７］～［１０］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１２］冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、［７］～［１１］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１３］冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、［７］～［１２］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１０］限界圧縮率が６０％以上である、［７］～［９］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１１］ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上である、［７］～［１０］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１２］冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上である、［７］～［１１］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
［１３］冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上である、［７］～［１２］のいずれか１つに記載のステンレス鋼。
【発明の効果】
【0018】
第２発明のステンレス鋼は、所定の成分を含有し、さらにＡｌとＣａの一方または両方を含有し、ホウ化物としての析出Ｂ量が０．０００１％以上であり、硫化物のアスペクト比が５０以下であることにより、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべて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】
【0019】
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。
【0020】
第２発明は、前述のように、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべて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。
【0021】
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。
【0022】
冷間加工後の耐水素脆化特性については、まず、溶体化熱処理を行った上で、冷間加工率が８０％の冷間加工を行った試料を準備する。同じ加工条件で２つの試験片を準備し、一方を水素試験片、他方を大気試験片とする。水素試験片については、水素雰囲気、－４０℃、７０ＭＰａの環境で、ひずみ速度１×１０－５／ｓで引張試験を行う。大気試験片については、大気雰囲気で同じひずみ速度で引張試験を行う。それぞれ強度と絞りを評価し、水素試験片での評価結果を大気試験片での評価結果で除した値の％表示を、それぞれ「相対強度」「相対絞り」とする。相対強度が８０％以上、かつ、相対絞りが５０％以上の実現を、第１、第２発明の目標とする。
【0023】
切削性については、ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００（累積穴深さ１０００ｍｍ穿孔可能な最大外周速度（ｍ／ｍｉｎ））によって評価を行う。ＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上となることを第２発明の目標とする。
【0024】
以下、第２発明の詳細について説明する。
【0025】
＜第２発明＞
《第２発明の鋼材へのホウ化物としての析出Ｂ量》
本発明者らは、ステンレス鋼材において、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足する手段として、鋼材へのホウ化物としての析出Ｂ量を制御することを着想した。冷間鍛造性について、ホウ化物形成によって固溶元素（Ｎなど）が低減し、軟質化する結果、冷間鍛造時の限界圧縮率が向上し、冷間鍛造性が改善する。また、ホウ化物が微細に析出するため割れの起点となりがたく、この点でも冷間鍛造性を改善する。切削性について、ホウ化物の潤滑作用によって切削時の工具寿命が長くなる。耐水素脆化特性について、ホウ化物形成によって軟質化し転位易動度が増すことに加え、ホウ化物が水素のトラップサイトとして寄与することで耐水素脆化特性が良好になる。そして、ホウ化物としての析出Ｂ量を０．０００１質量％以上とすることにより、下記硫化物のアスペクト比の規定と相まって、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することができる。
《第２発明の鋼材へのホウ化物としての析出Ｂ量》
本発明者らは、ステンレス鋼材において、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足する手段として、鋼材へのホウ化物としての析出Ｂ量を制御することを着想した。冷間鍛造性について、ホウ化物形成によって固溶元素（Ｎなど）が低減し、軟質化する結果、冷間鍛造時の限界圧縮率が向上し、冷間鍛造性が改善する。また、ホウ化物が微細に析出するため割れの起点となりがたく、この点でも冷間鍛造性を改善する。切削性について、ホウ化物の潤滑作用によって切削時の工具寿命が長くなる。耐水素脆化特性について、ホウ化物形成によって軟質化し転位易動度が増すことに加え、ホウ化物が水素のトラップサイトとして寄与することで耐水素脆化特性が良好になる。そして、ホウ化物としての析出Ｂ量を０．０００１質量％以上とすることにより、下記硫化物のアスペクト比の規定と相まって、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することができる。
【0026】
鋼材中のホウ化物としての析出Ｂ量の評価については、鋼材に対し電解抽出残渣を行い、ホウ化物を抽出させ、ホウ化物のＢ量（Ｂｐｒｅ）を測定することとして行うことができる。
【0027】
《第２発明の鋼材中の硫化物のアスペクト比》
本発明者らは、ステンレス鋼において、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足する手段として、鋼材中の硫化物のアスペクト比を制御することを着想した。鋼材中の硫化物のアスペクト比が小さいと、破壊起点となりがたいため、冷間鍛造性と耐水素脆化特性が向上する。また、硫化物のアスペクト比が小さいと、潤滑作用が増し、工具寿命が長くなるため、切削性が向上する。そして、硫化物のアスペクト比が５０以下であると、上記ホウ化物としての析出Ｂ量の規定と相まって、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することができる。なお、アスペクト比とは、硫化物の圧延方向の長さ（Ｌ）と、硫化物の圧延方向と垂直方向の長さ（Ｗ）から、Ｌ／Ｗとして算出される値を意味する。
本発明者らは、ステンレス鋼において、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足する手段として、鋼材中の硫化物のアスペクト比を制御することを着想した。鋼材中の硫化物のアスペクト比が小さいと、破壊起点となりがたいため、冷間鍛造性と耐水素脆化特性が向上する。また、硫化物のアスペクト比が小さいと、潤滑作用が増し、工具寿命が長くなるため、切削性が向上する。そして、硫化物のアスペクト比が５０以下であると、上記ホウ化物としての析出Ｂ量の規定と相まって、冷間鍛造性、切削性と冷間加工後の耐水素脆化特性のすべてを満足することができる。なお、アスペクト比とは、硫化物の圧延方向の長さ（Ｌ）と、硫化物の圧延方向と垂直方向の長さ（Ｗ）から、Ｌ／Ｗとして算出される値を意味する。
【0028】
硫化物のアスペクト比の評価については、鋼材のＬ断面（鋼材の中心線を含む断面）において、表層部、中心部、および表層部と中心部との間に存在する１／４深さ位置部において、２００倍の視野で、１視野以上測定を行い、光学顕微鏡から同視野の硫化物の上記アスペクト比Ｌ／Ｗの平均値を算出することとして行うことができる。
【0029】
《第２発明のステンレス鋼の成分組成》
次に、第２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。
次に、第２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。
【0030】
（Ｂ：０．０００１～０．０５％）
Ｂは、上記ホウ化物としての析出Ｂ量を確保するために必要である。Ｂを０．０００１％以上含有することにより、後記製造方法の規定と相まって、ホウ化物としての析出Ｂ量を確保することができる。Ｂ含有量は、０．０００５％以上であるとより好ましい。０．００２０％以上であるとさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に粗大ホウ化物が形成され、粗大ホウ化物が破壊の起点となるため、冷間鍛造性や切削性、耐水素脆化特性を劣化させるので、０．０５％を上限とする。Ｂ含有量は、０．０２％以下であるとより好ましい。０．０１５％以下であるとさらに好ましい。
Ｂは、上記ホウ化物としての析出Ｂ量を確保するために必要である。Ｂを０．０００１％以上含有することにより、後記製造方法の規定と相まって、ホウ化物としての析出Ｂ量を確保することができる。Ｂ含有量は、０．０００５％以上であるとより好ましい。０．００２０％以上であるとさらに好ましい。一方、Ｂ含有量が０．０５％を超えると、鋼中に粗大ホウ化物が形成され、粗大ホウ化物が破壊の起点となるため、冷間鍛造性や切削性、耐水素脆化特性を劣化させるので、０．０５％を上限とする。Ｂ含有量は、０．０２％以下であるとより好ましい。０．０１５％以下であるとさらに好ましい。
【0031】
（Ｓ：０．０００１～０．５０％）
Ｓは鋼中に硫化物を形成し、切削性を高める元素であり、０．０００１％以上含有させる。一方、過剰にＳを添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化するため、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。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。
Ｓは鋼中に硫化物を形成し、切削性を高める元素であり、０．０００１％以上含有させる。一方、過剰にＳを添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化するため、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。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。
【0032】
（Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％から選択される一種以上）
第２発明のステンレス鋼は、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％から選択される一種以上を含有する。ＡｌとＣａの一種以上を上記下限値以上に含有することにより、ＡｌもしくはＣａ系の酸化物を形成し、上記Ｓの含有及び後記製造方法の規定と相まって、硫化物の核となり、微細な硫化物を形成させ、圧延後の硫化物のアスペクト比を５０以下とすることができる。
過剰にＡｌを添加すると、粗大ＡｌＮなどが形成し、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
過剰にＣａを添加すると粗大Ｃａ系介在物などが形成し、その周辺に形成される硫化物も大きくなり、圧延時に硫化物が展伸することで硫化物のアスペクト比が大きくなるとともに、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量の上限値を０．０５％とする。Ｃａは好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ、Ｃａをともに含有しない、あるいは下限値を外れると、硫化物のアスペクト比が本発明範囲から外れ、引張強さ、限界圧縮率、切削性、冷間加工後の相対引張強さと絞りが不良となる。
第２発明のステンレス鋼は、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｃａ：０．０００１～０．０５％から選択される一種以上を含有する。ＡｌとＣａの一種以上を上記下限値以上に含有することにより、ＡｌもしくはＣａ系の酸化物を形成し、上記Ｓの含有及び後記製造方法の規定と相まって、硫化物の核となり、微細な硫化物を形成させ、圧延後の硫化物のアスペクト比を５０以下とすることができる。
過剰にＡｌを添加すると、粗大ＡｌＮなどが形成し、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
過剰にＣａを添加すると粗大Ｃａ系介在物などが形成し、その周辺に形成される硫化物も大きくなり、圧延時に硫化物が展伸することで硫化物のアスペクト比が大きくなるとともに、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。そのため、Ｃａ含有量の上限値を０．０５％とする。Ｃａは好ましくは０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌ、Ｃａをともに含有しない、あるいは下限値を外れると、硫化物のアスペクト比が本発明範囲から外れ、引張強さ、限界圧縮率、切削性、冷間加工後の相対引張強さと絞りが不良となる。
【0033】
（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、耐水素脆化特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＣを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｃは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＣを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0034】
（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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0035】
（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、耐水素脆化特性を高めるため、０．０１％以上とする。過剰にＭｎを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｍｎは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高めるため、０．０１％以上とする。過剰にＭｎを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0036】
（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、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｎｉは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0037】
（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、耐水素脆化特性を高める。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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｃｒは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高める。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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0038】
（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、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｍｏは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0039】
（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、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化し、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。
Ｃｕは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高める。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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化し、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。
【0040】
（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、耐水素脆化特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＮを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｎは加工誘起マルテンサイトの形成を抑制し、耐水素脆化特性を高めるため、０．００１０％以上とする。過剰にＮを添加すると、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0041】
第２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。
【0042】
（Ｔｉ：０～２．００％）
Ｔｉはミクロひずみを高める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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｔｉはミクロひずみを高める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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0043】
（Ｎｂ：０～２．００％）
Ｎｂは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｎｂは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0044】
（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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
【0045】
（Ｖ：０～２．０％）
Ｖは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｖは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0046】
（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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
【0047】
（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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
【0048】
（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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
【0049】
（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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
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、逆に冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化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。
【0050】
（Ｔａ：０～２．５％）
Ｔａは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
Ｔａは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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0051】
（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、切削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。
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、切削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。
【0052】
（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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0053】
（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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0054】
（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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0055】
（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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0056】
（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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0057】
（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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0058】
（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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
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を添加すると冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。
【0059】
＜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。
《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。
【0060】
《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。
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。
【0061】
＜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。
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。
【0062】
＜第１～第２発明に共通＞
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上であるステンレス鋼とすることができる。
＜第１～第２発明に共通＞
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上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。また、高圧水素中の引張強さと絞りの評価は、水素雰囲気、－４０℃、７０ＭＰａの環境で、ひずみ速度１×１０－５／ｓで引張試験を行う。こうして得られた水素雰囲気での引張強さと絞り値を、大気雰囲気で同じひずみ速度で評価した引張強さと絞り値で除した値の％表示が、高圧水素中の相対引張強さ、高圧水素中の相対絞りである。
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さが８０％以上であるステンレス鋼とすることができる。
＜第１～第２発明に共通＞
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りが５０％以上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。また、高圧水素中の引張強さと絞りの評価は、水素雰囲気、－４０℃、７０ＭＰａの環境で、ひずみ速度１×１０－５／ｓで引張試験を行う。こうして得られた水素雰囲気での引張強さと絞り値を、大気雰囲気で同じひずみ速度で評価した引張強さと絞り値で除した値の％表示が、高圧水素中の相対引張強さ、高圧水素中の相対絞りである。
【0063】
＜第２発明＞
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上のステンレス鋼とすることができる。
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００が１ｍ／ｍｉｎ以上のステンレス鋼とすることができる。
【0064】
《第２発明の鋼材の製造方法》
以下、第２発明の鋼材の製造方法について説明する。
以下、第２発明の鋼材の製造方法について説明する。
【0065】
＜第２発明＞
第２発明のステンレス鋼、特に棒状鋼材を製造する上で、熱間加工方法として傾斜圧延を採用し、傾斜圧延前の素材の加熱に誘導加熱を用いる方法が好適である。
第２発明のステンレス鋼、特に棒状鋼材を製造する上で、熱間加工方法として傾斜圧延を採用し、傾斜圧延前の素材の加熱に誘導加熱を用いる方法が好適である。
【0066】
鋼材の圧延素材を加熱する誘導加熱装置において、設定温度が設けられている。この設定温度を１０００～１４００℃に特定した上で、圧延素材の誘導加熱装置通材速度を０．００３～４．０ｍ／ｓの範囲内とする。設定温度が１０００～１３００℃の範囲内、通材速度が０．００５～２．０ｍ／ｓの範囲内であるとより好ましい。設定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。通材速度について更に好ましくは０．０１～２．０ｍ／ｓであり、更に好ましくは０．１～１．０ｍ／ｓである。
誘導加熱装置の設定温度と通材速度を上記範囲内とすることにより、鋼中にＢを含有することと相まって、鋼中のホウ化物としての析出Ｂ量を０．０００１％以上とすることができる。
また、誘導加熱装置の設定温度と通材速度を上記範囲内とすることにより、鋼中にＳを含有するとともにＡｌとＣａの一種以上を含有することと相まって、硫化物のアスペクト比を５０以下とすることができる。
誘導加熱装置の設定温度と通材速度を上記範囲内とすることにより、鋼中にＢを含有することと相まって、鋼中のホウ化物としての析出Ｂ量を０．０００１％以上とすることができる。
また、誘導加熱装置の設定温度と通材速度を上記範囲内とすることにより、鋼中にＳを含有するとともにＡｌとＣａの一種以上を含有することと相まって、硫化物のアスペクト比を５０以下とすることができる。
【0067】
誘導加熱装置の設定温度が１０００℃未満であると、析出Ｂ量が低下し、硫化物のアスペクト比が大きくなるとともに、粗大未固溶析出物が残留するため、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。１４００℃を超えると、析出Ｂ量の低下と硫化物の伸長による高アスペクト比化によって、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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、圧延素材の誘導加熱装置通材速度が０．００３ｍ／ｓ未満であると、析出Ｂ量の低下と硫化物の伸長が生じ、これにより、硫化物が高アスペクト比化し、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性がそれぞれ劣化する。誘導加熱装置通材速度が４．０ｍ／ｓを超えると、析出Ｂ量が低下し、硫化物のアスペクト比が大きくなるとともに、粗大未固溶析出物が残留するため、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が劣化する。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。なお、誘導加熱装置の設定温度とは、具体的には鋼材が通材する誘導加熱装置内での出力温度を意味する。
【0068】
圧延素材をこのように加熱した上で、傾斜圧延を行う。傾斜圧延は、例えば特許文献４に開示されているとおり、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、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。傾斜圧延を行うに際しての圧延素材の温度分布について、鋼材表層～Ｄ／４位置の鋼材温度が均一に設定温度に一致するような温度分布とする。これにより、析出Ｂ量の低下と硫化物の伸長の抑制によって、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性が改善する。また、上記プロセスによって、粗大未固溶析出物が消失し、析出物が微細化することも、冷間鍛造性、切削性と耐水素脆化特性を高めることへ寄与する。
【0069】
傾斜圧延後はインライン熱処理・熱間圧延・熱処理・酸洗などを施すことが好ましい。その後、鋼材のピーリング、引抜加工などで鋼材の形状調整などを行ってもよい。
【0070】
第２発明の鋼材の製造方法において、上記のように傾斜圧延を用い、熱間加工されるのが好ましい。なお、熱間加工は傾斜圧延に限定されず、同様の熱加工履歴を辿る方法であればよく、例えば分塊圧延（ブレークダウン）であっても、同様の熱加工履歴を取れれば用いることができる。
【実施例0071】
＜第２発明＞
（実施例２－１）
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３に示す化学成分を有する棒状鋼材を製造した。表１～表６において、第２発明範囲から外れる項目、第２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。
（実施例２－１）
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３に示す化学成分を有する棒状鋼材を製造した。表１～表６において、第２発明範囲から外れる項目、第２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。
【0072】
【表1】
【0073】
【表2】
【0074】
【表3】
【0075】
鋳造した鋳片を加熱炉にて１１３０℃で加熱し、その後、傾斜圧延前の圧延素材の加熱には誘導加熱を用い、誘導加熱装置の設定温度を１２１０℃、誘導加熱装置通材速度を０．３ｍ／ｓとして加熱を行い、傾斜圧延を行い、インライン熱処理、棒線圧延を行った後、１１００℃×３０分（水冷）のオフライン熱処理を施し、酸洗し、直径２０．０ｍｍの棒状鋼材を作製した。
【0076】
棒状鋼材のホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比の測定方法、限界圧縮率測定方法、ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００の評価方法、冷間加工後の相対引張強さと相対絞りの評価方法については、前述のとおりの方法を用いた。
【0077】
ホウ化物としての析出Ｂ量については質量％で、０．００１０％以上をＡＡ、０．０００５％以上０．００１０％未満をＡ、０．０００１％以上０．０００５％未満をＢ、０．０００１％未満をＣとした。なお、Ｂ含有量過剰に起因して粗大ホウ化物が形成されている場合はＣＣとした。
硫化物のアスペクト比については、５以下をＡＡ、５超３０以下をＡ、３０超５０以下をＢ、５０超を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。
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００については、２０ｍ／ｍｉｎ以上をＡＡ、１０ｍ／ｍｉｎ以上２０ｍ／ｍｉｎ未満をＡ、１ｍ／ｍｉｎ以上１０ｍ／ｍｉｎ未満をＢ、１ｍ／ｍｉｎ未満をＣとした。
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さについては、９５％以上をＡＡ、９０％以上９５％未満をＡ、８０％以上９０％未満をＢ、８０％未満をＣとした。
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りについては、７０％以上をＡＡ、６０％以上７０％未満をＡ、５０％以上６０％未満をＢ、５０％未満をＣとした。
評価結果を表４、表５に示す。
硫化物のアスペクト比については、５以下をＡＡ、５超３０以下をＡ、３０超５０以下をＢ、５０超を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。
ドリル加工寿命指標のＶＬ－１０００については、２０ｍ／ｍｉｎ以上をＡＡ、１０ｍ／ｍｉｎ以上２０ｍ／ｍｉｎ未満をＡ、１ｍ／ｍｉｎ以上１０ｍ／ｍｉｎ未満をＢ、１ｍ／ｍｉｎ未満をＣとした。
冷間加工後の高圧水素中の相対引張強さについては、９５％以上をＡＡ、９０％以上９５％未満をＡ、８０％以上９０％未満をＢ、８０％未満をＣとした。
冷間加工後の高圧水素中の相対絞りについては、７０％以上をＡＡ、６０％以上７０％未満をＡ、５０％以上６０％未満をＢ、５０％未満をＣとした。
評価結果を表４、表５に示す。
【0078】
【表4】
【0079】
【表5】
【0080】
本発明例Ｎｏ．１～３９に記載の棒状鋼材については、第２発明で規定する成分組成とホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比を有しており、引張強さ、限界圧縮率、ＶＬ－１０００、冷間加工後の相対引張強さと絞り、のいずれも、ＡＡ、Ａ、Ｂのいずれかであり、良好であった。
【0081】
一方、比較例Ｎｏ．４０～５０、５２～５６については、いずれかの成分が第２発明範囲を外れており、ホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比が第２発明範囲から外れ、結果として、引張強さ、限界圧縮率、ＶＬ－１０００、冷間加工後の相対引張強さと絞り、のいずれもＣであった。なお、比較例Ｎｏ．５１は、Ｂ含有量過剰に起因して粗大ホウ化物が形成されており、粗大ホウ化物が破壊の起点となり、結果として、引張強さ、限界圧縮率、ＶＬ－１０００、冷間加工後の相対引張強さと絞り、のいずれもＣであった。
【0082】
（実施例２－２）
成分組成として表１の鋼種Ｐを用い、傾斜圧延前の誘導加熱条件を表６に示す条件とし、その他の製造条件は上記実施例２－１と同様として棒状鋼材を製造した。
成分組成として表１の鋼種Ｐを用い、傾斜圧延前の誘導加熱条件を表６に示す条件とし、その他の製造条件は上記実施例２－１と同様として棒状鋼材を製造した。
【0083】
【表6】
【0084】
表６に示すように、本発明例Ｎｏ．５５～６４は、製造方法が第２発明の好適条件にあり、第２発明で規定する成分組成とホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比を有しており、引張強さ、限界圧縮率、冷間加工後の相対引張強さと絞り、のいずれも、ＡＡ、Ａ、Ｂのいずれかであり、良好であった。
【0085】
一方、比較例Ｎｏ．６５～７０については、いずれかの製造条件が第２発明の好適範囲を外れており、ホウ化物としての析出Ｂ量、硫化物のアスペクト比が第２発明範囲から外れ、結果として、引張強さ、限界圧縮率、ＶＬ－１０００、冷間加工後の相対引張強さと絞り、のいずれもＣであった。