JP7741395B2

JP7741395B2 - マルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材及びその製造方法、並びにマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材

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Publication number: JP7741395B2
Application number: JP2022051850A
Authority: JP
Inventors: 義洋岡; 光司高野; 文貴工藤; 明展吉澤
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2022-03-28
Filing date: 2022-03-28
Publication date: 2025-09-18
Anticipated expiration: 2042-03-28
Also published as: JP2023144727A

Description

本発明は、耐遅れ破壊性に優れるマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材及びマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材（以下、これらをあわせて「マルテンサイト系ステンレス鋼線材」ということもある。また、マルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材及びマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材を、それぞれ、単に「熱間圧延線材」、「焼鈍線材」ということもある。）に関する。

従来、マルテンサイト系ステンレス鋼線材は強度と耐食性が要求される部位、例えば軸受などに使用されている。より高い強度が求められる場合、Ｃ含有量の増加によってマルテンサイトの強度を向上することがよく行われている。一方、高強度になるほど耐遅れ破壊性が悪化する懸念がある。特に線材製造時において、熱間圧延後の冷却時にマルテンサイト変態すること、また残留応力が導入することにより、熱間圧延後から焼鈍で軟質化するまでの間に遅れ破壊が発生しやすい。

耐遅れ破壊性を向上するために、特許文献１には成分調整と窒化処理により表面のマルテンサイトとオーステナイトの量を調整することが開示されている。特許文献２には熱間加工後、緩冷却により残量オーステナイト量を増加することが開示されている。特許文献３には残留オーステナイト量を２０体積％以上とすることが開示されている。

特許第４２５２１４５号公報特許第３７６５２７７号公報特開２００３－１１３４４９号公報

耐遅れ破壊性の向上に残留オーステナイトを用いることは有効と考えられるが、上記のような従来技術はＣ含有量が低い鋼に関するものであり、Ｃ含有量が高い鋼に対しては効果が十分得られない。また、Ｃ含有量が低いため焼入れ硬さも足りず製品に要求される特性を満足できない。そこで本発明は、これらの課題を解決し、Ｃ含有量が高く、耐遅れ破壊性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼線材を提供することを目的とする。

本発明は、上記目的を達成するため、以下の構成を要旨とする。

（１）質量％で、Ｃ：０．３００～１．０００％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：１０．５～１８．０％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％及びＮ：０．００１～０．２００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼組成を備え、残留オーステナイト量が５％以上であり、硬さが７００Ｈｖ以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。

（２）質量％で、Ｃ：０．３００～１．０００％、Ｓｉ：２．００％以下、Ｍｎ：０．０１～２．００％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎｉ：０．０１～２．００％、Ｃｒ：１０．５～１８．０％、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｃｕ：０．０１～２．００％及びＮ：０．００１～０．２００％を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼組成を有するマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材の焼鈍材であって、断面組織において直径５０ｎｍ以上の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域を５％以上有し、引張強さが８００ＭＰａ以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。

（３）前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｎｂ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｂ：０～０．１００％、Ａｌ：０～１．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｇａ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．０２０％及びＲＥＭ：０～０．０５０％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するものであることを特徴とする前記（１）のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。

（４）前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、Ｎｂ：０～１．００％、Ｔｉ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｂ：０～０．１００％、Ａｌ：０～１．００％、Ｗ：０～２．００％、Ｇａ：０～０．０５０％、Ｃｏ：０～１．００％、Ｓｎ：０～１．００％、Ｔａ：０～０．５０％、Ｃａ：０～０．０５０％、Ｍｇ：０～０．０２０％、Ｚｒ：０～０．０２０％及びＲＥＭ：０～０．０５０％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するものであることを特徴とする前記（２）のマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。

（５）前記線材の断面の形状が円であり、前記円の直径が５．５～３０ｍｍである、前記（１）又は（３）のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。

（６）前記線材の断面の形状が円であり、前記円の直径が５．５～３０ｍｍである、前記（２）又は（４）のマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。

（７）前記（１）又は（３）のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材を製造する方法であって、粗圧延から仕上圧延までの全圧延工程での温度が９００～１２５０℃であり、圧延後４００℃までの冷却速度が５０～３００℃／ｍｉｎであることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材の製造方法。

本発明によれば、耐遅れ破壊性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼線材を得ることができる。

本発明者らは耐遅れ破壊性に優れる線材を得るために、種々の検討を行った。その結果、以下の（ａ）～（ｃ）の知見を得た。

（ａ）熱間圧延後の残留オーステナイト量が多くなるよう制御することで、硬さが低下し、耐遅れ破壊性が向上する。

（ｂ）熱間圧延後に焼鈍を施すと、熱間圧延線材に存在した残留オーステナイトは、炭化物が粗く析出したフェライト相に変態し、マルテンサイトは炭化物が密に析出したフェライト相に変態する。これは残留オーステナイトとマルテンサイトの組織の大きさの違いに依存する。したがって、焼鈍線材における炭化物数密度が小さい領域の割合は、熱間圧延線材における残留オーステナイトの割合に対応しており、炭化物数密度が小さい領域の割合が多いほど熱間圧延後の耐遅れ破壊性が高かったことになる。ここで、残留オーステナイトとマルテンサイトから変態した際の炭化物数密度の境界は１．４個／μｍ²であった。

（ｃ）上述の熱間圧延後の残留オーステナイト量を制御するためには、化学組成、製造時の条件、具体的には、鋳片加熱温度、粗圧延から仕上圧延までの全圧延工程での温度、圧延後４００℃までの冷却速度などを調整するのが望ましい。

本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。また、本発明の好ましい一実施形態を詳細に説明する。以降の説明では、本発明の好ましい一実施形態を本発明として記載する。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。

本発明に係る熱間圧延線材の製造方法では、粗圧延から仕上圧延までの全圧延工程での温度（以下、単に「全圧延工程での温度」という。）を制御する。具体的には、全圧延工程での温度を９００～１２５０℃とする。全圧延工程での温度が９００℃を下回ると、炭化物析出に伴い固溶Ｃが減少し残留オーステナイトが減少するためである。１２５０℃を超えると、脱炭に伴い固溶Ｃが減少し残留オーステナイトが減少するためである。全圧延工程での温度は９５０～１２００℃とするのがより好ましい。

本発明に係る熱間圧延線材の製造方法では、圧延後４００℃までの冷却速度を制御する。具体的には、圧延後４００℃までの冷却速度を５０～３００℃／ｍｉｎとする。５０℃／ｍｉｎ未満であると、炭化物が過剰に析出し残留オーステナイト量が低下、３００℃／ｍｉｎ超であると、マルテンサイト変態が促進し残留オーステナイト量が低下するためである。好ましくは１００～２５０℃／ｍｉｎである。

本発明に係る熱間圧延線材では、残留オーステナイト量と硬さを制御する。具体的には、残留オーステナイト量を５％以上、硬さを７００Ｈｖ以下とするのが好ましい。残留オーステナイト量が５％を下回ると、硬さが７００Ｈｖを超え、耐遅れ破壊性が低下するためである。残留オーステナイト量は１０％以上、硬さは６５０Ｈｖ以下とするのがより好ましく、残留オーステナイト量は１５％以上、硬さは６００Ｈｖ以下とするのがさらに好ましい。

本発明に係る焼鈍線材では、炭化物数密度を制御する。具体的には、断面組織において直径５０ｎｍ以上の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域を５％以上とするのが好ましい。炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域が５％を下回ると、熱間圧延線材時点の残留オーステナイト量も５％を下回っており、耐遅れ破壊性が低下していた可能性があるためである。炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域は１０％以上とするのがより好ましく、１５％以上とするのがさらに好ましい。

本発明に係る焼鈍線材では、引張強さを制御する。具体的には、引張強さを８００ＭＰａ以下とするのが好ましい。引張強さが８００ＭＰａを超えると、伸線等の次加工の製造性が低下するためである。引張強さは７５０ＭＰａ以下とするのがより好ましく、７００ＭＰａ以下とするのがさらに好ましい。

本発明に係る熱間圧延線材及び焼鈍線材では、圧延と垂直方向の断面形状は円となる。前記円の直径は、５．５～３０ｍｍの範囲とするのが好ましい。直径が５．５ｍｍ未満又は３０ｍｍ超であると、全圧延工程での温度を９００～１２５０℃とすることができず、残留オーステナイト量が減少するためである。直径は２５ｍｍ以下とするのがより好ましく、２０ｍｍ以下とするのがさらに好ましい。

各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。

Ｃはマルテンサイトの強度を得るため、また残留オーステナイト量を得るために０．３００％以上添加する。しかしながら、１．０００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、１．０００％以下とする。好ましくは０．４００～０．８００％である。

Ｓｉは鋼の脱酸に必要な元素である。最終製造物の熱間圧延線材及び焼鈍線材にＳｉが含有される必要はないが、通常は脱酸に用いたＳｉが残留するので、脱酸の効果を十分に得るために、最終製造物に含有されるＳｉを０．０１％以上としてもよい。Ｓｉが２．００％を超えて含有されると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、２．００％以下とする。好ましくは０．１０～１．５０％である。

Ｍｎはマルテンサイトの強度を得るため、また残留オーステナイト量を得るために０．０１％以上添加する。しかしながら、２．００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、２．００％以下とする。好ましくは０．１０～１．５０％である。

Ｐ、Ｓは原料から不純物として混入するが、過剰に含有すると耐食性が低下するとともに製造性が著しく低下するため、Ｐについては０．１０％以下、Ｓについては０．０２０％以下とする。好ましくはＰについては０．０８％以下、Ｓについては０．０１５％以下である。

Ｎｉは鋼の靭性を高め、耐遅れ破壊性を高めるために、０．０１％以上添加する。しかしながら、２．００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、２．００％以下とする。好ましくは０．１０～１．５０％である。

Ｃｒは耐食性を高めるために、１０．５％以上添加する。しかしながら、１８．０％を超えて添加すると残留オーステナイト量が低下し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、１８．０％以下とする。好ましくは１２．０～１６．０％である。

Ｍｏは耐食性を高めるために、０．０１％以上添加する。しかしながら、２．００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、２．００％以下とする。好ましくは０．０５～１．５０％である。

Ｃｕは耐食性を高めるために、０．０１％以上添加する。しかしながら、２．００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、２．００％以下とする。好ましくは０．０５～１．５０％である。

Ｎはマルテンサイトの強度を得るため、また残留オーステナイト量を得るために０．００１％以上添加する。しかしながら、０．２００％を超えて添加すると硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、０．２００％以下とする。好ましくは０．００５～０．１５０％である。

本発明のステンレス鋼は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成から構成される。さらに、前記成分組成に加え、Ｆｅの一部に替えて、選択的に以下に示す元素を含有してもよい。

Ｎｂは、添加しなくてもよい。Ｎｂは炭窒化物を形成するので、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、Ｎｂは粒界腐食を防止する効果を有する。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、粗大炭窒化物によって靭性を低下させたり、残留オーステナイト量を低下させたりすることで、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｎｂ含有量は１．００％以下とする。Ｎｂ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．２０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｔｉは、添加しなくてもよい。Ｔｉは炭窒化物を形成するので、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、Ｔｉは粒界腐食を防止する効果を有する。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大炭窒化物によって靭性を低下させたり、残留オーステナイト量を低下させたりすることで、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｔｉ含有量は１．００％以下とする。Ｔｉ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．２０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｖは、添加しなくてもよい。Ｖは炭窒化物を形成するので、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、Ｖは粒界腐食を防止する効果を有する。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、粗大炭窒化物によって靭性を低下させたり、残留オーステナイト量を低下させたりすることで、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｖ含有量は１．００％以下とする。Ｖ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．２０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｂは、添加しなくてもよい。添加すれば熱間加工性及び耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性がある。このため、Ｂ含有量は０．１００％以下とする。Ｂ含有量は０．０５０％以下とするのがより好ましく、０．０２０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。

Ａｌは、添加しなくてもよい。添加すれば脱酸を促進させ、介在物清浄度レベルを向上させる効果を有する。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する。また、粗大介在物によって耐遅れ破壊性が低下する可能性がある。このため、Ａｌ含有量は１．００％以下とする。Ａｌ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．１０％以下とするのがさらに好ましい。一方、前記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｗは、添加しなくてもよい。Ｗは炭窒化物を形成するので、Ｃｒ炭化物の生成を抑制し、Ｃｒ欠乏層の生成を抑制する。この結果、Ｗは粒界腐食を防止する効果を有する。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、粗大炭窒化物によって靭性を低下させたり、残留オーステナイト量を低下させたりすることで、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｗ含有量は２．００％以下とする。Ｗ含有量は１．００％以下とするのがより好ましく、０．５０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｇａは、添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性が低下する可能性があるため、Ｇａ含有量は０．０５０％以下とする。Ｇａ含有量は０．０１０％以下とするのがより好ましく、０．００５％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｇａ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。

Ｃｏは、添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｃｏ含有量は１．００％以下とする。Ｃｏ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．１０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｓｎは、添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する。また、Ｓｎの粒界偏析によって耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｓｎ含有量は１．００％以下とする。Ｓｎ含有量は０．５０％以下とするのがより好ましく、０．１０％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｔａは、添加しなくてもよい。添加すれば耐食性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｔａを過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性があるため、Ｔａ含有量は０．５０％以下とする。Ｔａ含有量は０．１０％以下とするのがより好ましく、０．０５％以下とするのがさらに好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｔａ含有量は０．００１％以上とするのが好ましい。

Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ及びＲＥＭは、添加しなくてもよい。添加すれば脱酸効果を有する。しかしながら、これら各元素を過剰に含有させると、硬さが上昇し、耐遅れ破壊性が低下する可能性がある。また、粗大介在物によって耐遅れ破壊性が低下する。このため、Ｃａ：０．０５０％以下、Ｍｇ：０．０２０％以下、Ｚｒ：０．０２０％以下、ＲＥＭ：０．０５０％以下とする。Ｃａ含有量は、０．０１０％以下とするのがより好ましく、０．００５％以下とするのがさらに好ましい。Ｍｇは、０．０１０％以下とするのがより好ましく、０．００５％以下とするのがさらに好ましい。Ｚｒは、０．０１０％以下とするのがより好ましく、０．００５％以下とするのがさらに好ましい。ＲＥＭは、０．０１０％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ：０．０００２％以上、Ｍｇ：０．０００２％以上、Ｚｒ：０．０００２％以上、ＲＥＭ：０．０００２％以上とするのが好ましい。なお、ＲＥＭとは、ランタノイドの１５元素にＹ及びＳｃを合わせた１７元素の総称である。これらの１７元素のうちの１種以上を鋼に含有させることができ、ＲＥＭ含有量は、これらの元素の合計含有量を意味する。

本発明の線材の化学組成において、残部はＦｅ及び不純物である。ここで「不純物」とは、線材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。

本発明に係る線材の好ましい製造方法を説明する。上記のように、残留オーステナイト量を確保するため、全圧延工程での温度を９００～１２５０℃に限定する。また、圧延後４００℃までの冷却速度を５０～３００℃／ｍｉｎに限定する。他の製造方法は、例えば、以下のような製造方法により本発明に係る線材を安定して得ることができる。

上記成分組成を有する鋼を溶製し、所定の径を有する鋳片に鋳造したのち、鋳片に対し熱間の線材圧延を行い、マルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材を得る。圧延前の鋳片加熱温度は、１０００～１２５０℃とするのが好ましい。１０００℃未満であるとＣが未固溶、１２５０℃超であると脱炭により残留オーステナイト量が低下するためである。好ましくは１０５０～１２００℃である。

得られたマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材を焼鈍し、マルテンサイト系ステンレス焼鈍線材を得る。圧延後の焼鈍温度は７５０～１０００℃とするのが好ましい。７５０℃未満であると、再結晶不足により引張強さが高くなり、１０００℃超であると、脱炭により焼入れ硬さが不足するためである。好ましくは８００～９５０℃である。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

［実施例１］
表１、表２に記載の化学組成を有する鋼を溶製した。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１４ｍｍの線材とした。以下の各表において、本発明範囲から外れる数値に下線を付している。

以下に条件を記載する。具体的には、鋳造した鋳片に、鋳片加熱温度１１５０℃で加熱を行い、全圧延工程での温度範囲を１０５０～１１５０℃で直径１４ｍｍまで線材圧延を施し、４００℃までの冷却速度２００℃／ｍｉｎで冷却し、温度９００℃で焼鈍を施した。

得られた線材について、下記の方法に従って、熱間圧延線材の残留オーステナイト量、硬さ、遅れ破壊有無、及び、焼鈍線材の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域、引張強さ、遅れ破壊有無を評価した。

熱間圧延線材の残留オーステナイト量は、熱間圧延線材の中心からφ５．０ｍｍで圧延方向に２０ｍｍの試験片を採取し、直流磁束計にて１．０×１０⁴Ｏｅの磁場を付与した時の飽和磁化値を測定し、以下の式（Ａ）にて求めた。飽和磁化値の測定には、直流磁化特性試験装置（メトロン技研（株）製）を用いた。

残留オーステナイト量（ｖｏｌ．％）＝｛１－（σ_s／σ_sα）｝×１００・・・（Ａ）

ここで、σ_sは熱間圧延線材の飽和磁化値（Ｔ）、σ_sαはγが１００％マルテンサイト変態した時の飽和磁化値（下記式（Ｂ）で表される計算値）を示す。下記式（Ｂ）中のＣｒｅｑは下記式（Ｃ）で表される。

σ_sα＝１．８３－０．０３×Ｃｒｅｑ・・・（Ｂ）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８×Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５×Ｎｉ＋０．９×Ｍｎ
＋３．６（Ｃ＋Ｎ）＋１．８５×Ａｌ・・・（Ｃ）

熱間圧延線材の硬さは、ビッカース硬度計にて荷重１ｋｇｆで測定した。

熱間圧延線材又は焼鈍線材の遅れ破壊による縦割れ有無は、線材直径方向断面を樹脂埋め及び鏡面研磨後、光学顕微鏡観察により、断面のいずれかの部位に、長さ５０μｍ以上の割れが見られた場合、遅れ破壊による縦割れ有りと判断した。

炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域の割合は、焼鈍線材の圧延方向断面を樹脂埋め及び鏡面研磨後、逆王水にて２分のエッチングを行い、ＳＥＭにてＤ／４位置を５００００倍にてランダムに１００枚を撮影し、１視野の面積４．３μｍ²に含まれる直径５０ｎｍ以上の炭化物数が６個以下の場合、すなわち、炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である場合を熱間圧延線材時点での残留オーステナイトに対応するとして、１００視野あたりの該当数にて算出した。

引張強さは、ＪＩＳＺ２２４１の引張試験での引張強さにて評価した。

以下、表３、表４にまとめて結果を示す。

Ｎｏ．１～３６は、本発明の規定を満足し、耐遅れ破壊性が良好であった。一方、本発明の規定を満足しないＮｏ．３７～５３は耐遅れ破壊性が不良又は耐食性不足であった。

［実施例２］
続いて、表１の鋼種Ｕの鋳片から種々の径を有する線材を作製した。得られた線材について、前記方法で、熱間圧延線材の残留オーステナイト量、硬さ、遅れ破壊有無、及び、焼鈍線材の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域、引張強さ、遅れ破壊有無を評価した。以下、表５にまとめて結果を示す。

Ｎｏ．５４～５９は、本発明の規定を満足し、耐遅れ破壊性が良好であった。

［実施例３］
続いて、表１の鋼種Ｕの鋳片から表６及び表７に記載の条件により、直径１４ｍｍの線材を作製した。得られた線材について、前記方法で、熱間圧延線材の残留オーステナイト量、硬さ、遅れ破壊有無、及び、焼鈍線材の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域、引張強さ、遅れ破壊有無を評価した。以下、表６、表７にまとめて結果を示す。

Ｎｏ．６０～６４については、本発明の規定を満足するため、良好な耐遅れ破壊性を示した。一方、Ｎｏ．６５～７２は、本発明の好ましい製造条件を満足せず、耐遅れ破壊性が不良であった。

本発明によれば、耐遅れ破壊性に優れるマルテンサイト系ステンレス鋼線材を得ることができ、産業上極めて有用である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３００～１．０００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：１０．５～１８．０％、
Ｍｏ：０．０１～２．００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％及び
Ｎ：０．００１～０．２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼組成を備え、残留オーステナイト量が５％以上であり、硬さが７００Ｈｖ以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。
質量％で、
Ｃ：０．３００～１．０００％、
Ｓｉ：２．００％以下、
Ｍｎ：０．０１～２．００％、
Ｐ：０．１０％以下、
Ｓ：０．０２０％以下、
Ｎｉ：０．０１～２．００％、
Ｃｒ：１０．５～１８．０％、
Ｍｏ：０．０１～２．００％、
Ｃｕ：０．０１～２．００％及び
Ｎ：０．００１～０．２００％
を含有し、残部がＦｅ及び不純物である鋼組成を有するマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材の焼鈍材であって、断面組織において直径５０ｎｍ以上の炭化物数密度が１．４個／μｍ²以下である領域を５％以上有し、引張強さが８００ＭＰａ以下であることを特徴とするマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。
前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．１００％、
Ａｌ：０～１．００％、
Ｗ：０～２．００％、
Ｇａ：０～０．０５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０２０％、
Ｚｒ：０～０．０２０％及び
ＲＥＭ：０～０．０５０％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項１に記載のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。
前記鋼組成が、前記Ｆｅの一部に替えて、質量％で、
Ｎｂ：０～１．００％、
Ｔｉ：０～１．００％、
Ｖ：０～１．００％、
Ｂ：０～０．１０％、
Ａｌ：０～１．００％、
Ｗ：０～２．００％、
Ｇａ：０～０．０５０％、
Ｃｏ：０～１．００％、
Ｓｎ：０～１．００％、
Ｔａ：０～０．５０％、
Ｃａ：０～０．０５０％、
Ｍｇ：０～０．０２０％、
Ｚｒ：０～０．０２０％及び
ＲＥＭ：０～０．０５０％からなる群から選ばれる１種又は２種以上を含有するものであることを特徴とする請求項２に記載のマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。
前記線材の断面の形状が円であり、前記円の直径が５．５～３０ｍｍである、請求項１又は３に記載のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材。
前記線材の断面の形状が円であり、前記円の直径が５．５～３０ｍｍである、請求項２又は４に記載のマルテンサイト系ステンレス焼鈍線材。
請求項１又は３に記載のマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材を製造する方法であって、
粗圧延から仕上圧延までの全圧延工程での温度が９００～１２５０℃であり、
圧延後４００℃までの冷却速度が５０～３００℃／ｍｉｎである
ことを特徴とするマルテンサイト系ステンレス熱間圧延線材の製造方法。