WO2025191888A1 - 高硬度高耐食性ステンレス鋼部品用のステンレス鋼線材又は鋼線及びそれらの製造方法並びにドリリングタッピンねじ - Google Patents

高硬度高耐食性ステンレス鋼部品用のステンレス鋼線材又は鋼線及びそれらの製造方法並びにドリリングタッピンねじ

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祥太 山先
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    • F16B33/00—Features common to bolt and nut
    • F16B33/008—Corrosion preventing means

Definitions

  • the present invention relates to stainless steel wire rods or steel wires, which are used as materials for high-hardness, highly corrosion-resistant stainless steel parts that require corrosion resistance, such as screws, as well as manufacturing methods for these and drilling tapping screws.
  • martensitic stainless steels are the subject of this study.
  • Patent Document 1 the use of high-hardness, high-corrosion-resistant martensitic stainless steel with a composition adjusted to control the amount of delta ferrite by adding elements such as Mo has been proposed.
  • Patent Document 2 a high-hardness, high-corrosion-resistant martensitic stainless steel has been proposed in which the amount of delta ferrite in the center is suppressed to less than 10% and retained austenite phase remains in the surface layer, resulting in high hardness and toughness.
  • Patent Document 3 applying a rolling reduction during the continuous casting of 13% Cr stainless steel billets has been proposed as a method of improving positive segregation in the center of the material.
  • Patent Document 3 not only does this require large-scale modifications to the continuous casting equipment, but it is unclear whether this method is effective in improving the positive segregation of Mo, which is prone to segregation.
  • the problem to be solved by this invention is to inexpensively improve the corrosion resistance of the portion of stainless steel wire rod or steel wire used for high-hardness, high-corrosion-resistant stainless steel parts that corresponds to the portion near the center of the material. Therefore, the object is to provide stainless steel wire rod or steel wire that has improved Mo segregation and metal structure, which are the starting points for rust in the center of the material, as well as a manufacturing method for the same, and a drilling tapping screw. In particular, martensitic stainless steel is the target.
  • the composition of a material capable of exhibiting high hardness and corrosion resistance was adjusted to suppress the formation of delta ferrite.
  • appropriate amounts of Nb, V, Ti, and Ta, which have the effect of suppressing sensitization were added.
  • small-section casting with rapid solidification was employed, and hot working with a high area reduction was incorporated to produce wire rod or steel wire. This made it possible to control the mass ratio (maximum segregation amount/average composition) based on the maximum positive Mo segregation amount in the center of the wire rod or steel wire to 2.0 or less.
  • the inventor discovered that the formation of Mo-based intermetallic compounds and other compounds equivalent to the center of the final product during subsequent quenching or quenching and tempering can be suppressed, significantly improving corrosion resistance.
  • the present invention was made based on the above-mentioned findings, and its gist is as follows.
  • Wire rod refers to a linear material obtained by hot rolling steel.
  • Steel wire refers to a linear material obtained by further cold working wire rod.
  • Wire rod and steel wire are collectively referred to herein as "linear steel material.”
  • the slab After casting in the mold, the slab is heated to 1150°C, then hot-worked using hot wire rolling with a cross-sectional area reduction rate of 99.8% (more than the above Y%), air-cooled to room temperature, and made into a wire with a diameter of 6.0 mm. It is then fully annealed at 880°C, pickled, cold-drawn, bright annealed at 800°C, coated with oxalic acid, and skin-pass drawn to produce a ⁇ 5.2 mm steel wire for heading.
  • the steel wire was then formed into a self-drilling tapping screw 2 with a hexagonal head as shown in Figure 1 using the usual methods of cold double-heading (oil lubrication), coating removal, cutting edge processing, and rolling. It was then vacuum hardened at 1100°C and tempered at 250°C, followed by barrel polishing and immersion in 15% nitric acid for 30 minutes to produce a prototype self-drilling tapping screw.
  • Evaluations included the Mo segregation ratio at the center of the cross section of the wire rod and steel wire, cold workability, corrosion resistance of the head of the drilling tapping screw, hardness, head toughness, and metal structure. The results are shown in Tables 4 to 6.
  • the cross section of each wire rod and steel wire was embedded and polished as the test surface, and the Mo distribution was measured in the diameter direction using EPMA line analysis.
  • the Mo content of the part with the largest Mo content near the center of the cross section was taken as the maximum segregation amount, and the mass ratio (maximum segregation amount/average composition) to the average Mo composition determined from chemical analysis of the wire rod and steel wire was calculated.
  • Cold workability was evaluated by the presence or absence of head cracks when 100 drilling tapping screws were cold forged using a cold double header. If there were 10 or more cracks, the cold workability was rated as X (fail), and if there were less than 10 cracks, it was rated as A (pass).
  • the toughness of the screw head was evaluated by inserting a tapping screw into a jig with a bearing surface inclined at 10 degrees to the screw, and then striking the head with a hammer until the head bearing surface touched the jig.
  • the toughness was evaluated by determining whether head skipping or cracking occurred in the rounded portion under the neck. If head skipping or cracking was observed, the screw was rated as X (fail), and if not, as A (pass).
  • the metal structure of the screw product was determined by embedding and polishing the longitudinal cross section of a prototype screw as the inspection surface, and after etching with aqua regia, if delta ferrite was present throughout, including near the surface (1 vol.% or more), it was evaluated as X (fail), and if it was not present, it was evaluated as A (pass).
  • Example 2 Next, to investigate the effects of the cross-sectional area of the slab during casting, indirect water cooling, and the reduction in area during hot rolling, steels having the chemical compositions of Steel A and Steel J shown in Table 1 were melted at approximately 1600°C in a 150 kg vacuum melting furnace and then cast into magnesia-based molds of various sizes with and without indirect water cooling. The case where a water-cooled pipe was placed around the mold periphery indicates indirect cooling, while the case where no water-cooled pipe was placed indicates no indirect cooling. As shown in Table 7, the average cross-sectional area (cross-sectional area X) of the cylindrical mold was varied from 50 to 400 cm2 to change the solidification cooling rate at the center of the slab during solidification.
  • the slabs were heated to 1150°C and then hot-rolled to produce wire rods with diameters of 6.0 mm to 13.0 mm. These wire rods were then fully annealed at 880°C, pickled, and cold-drawn to produce steel wire rods with a diameter of 6.0 mm. Steel wire and drilling tapping screws were then produced in the same manner as in Example 1. When the wire rod diameter was 6.0 mm, skin-pass cold-drawing was used (area reduction rate: 1%).
  • Example 3 for Steel A shown in Table 1, continuous casting was performed using a mold size of ⁇ 195 mm and cross-sectional area of 300 cm2 after refining in a typical stainless steel manufacturing process, and the effects of indirect water cooling in the mold during casting and immediate subsequent direct water cooling of the slab surface after withdrawal from the mold were investigated.
  • Example 32 of the present invention in Table 8
  • both indirect water cooling in the mold and immediate subsequent water cooling of the slab surface were performed.
  • Example 33 of the present invention indirect water cooling in the mold was performed, but immediate subsequent direct water cooling of the slab surface was not performed.
  • Comparative Example 47 neither indirect water cooling in the mold nor immediate subsequent direct water cooling of the slab surface was performed.
  • steel wires were produced under the conditions shown in Table 8 and the same conditions as in Example 2, and drilling tapping screws were produced.

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Abstract

Ｃ：０．１０％～０．３０％、Ｓｉ：０．１０～２．０％、Ｍｎ：０．１０～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１２．０～１６．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｎ：０．０１０～０．１５％を含有し、Ｎｂ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｔａ：０．３０％以下の一種または二種以上を含有し、（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量が０．０３～０．３０％であり、ＤＩ値の指標が０％以下、ＰＲＥＮの指標が１８．０％以上になるように成分調整され、線材若しくは鋼線の横断面内の中心部のＭｏの（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０以下であるステンレス鋼線材又は鋼線である。

Description

高硬度高耐食性ステンレス鋼部品用のステンレス鋼線材又は鋼線及びそれらの製造方法並びにドリリングタッピンねじ
　本発明は、耐食性を必要とする高硬度高耐食性ステンレス鋼部品の素材、例えばねじ等部品の素材である、ステンレス鋼線材又は鋼線、及びそれらの製造方法、並びにドリリングタッピンねじに関わるものである。特に、マルテンサイト系ステンレス鋼が対象となる。
　これまで、ドリリングタッピンねじ等の高硬度鍛造部品については、建築部材や自動車部品の分野で高耐食性化ニーズが高い。例えば、Ｍｏ等が添加されてδフェライト量を規制するように成分調整された高硬度・高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼の適用が提案されてきた（特許文献１）。
　さらに中心部のδフェライト量が１０％未満に抑制され、表層に残留オーステナイト相を残留させた高硬度・高靭性化させた高硬度・高耐食性マルテンサイト系ステンレス鋼も提案されている（特許文献２）。
　しかしながら、これらの鋼を素材としてドリリングタッピンねじ等へ加工し、焼入れ、若しくは焼入れ・焼戻しにて製品化した際に、製品のねじ頭部中心部表面に発銹が生じる場合がある。この部分の発銹は、素材中心部のＭｏ正偏析部の金属間化合物等に起因して発生するものである。すなわち、素材の中心部の過剰なＭｏ正偏析部が、ドリリングタッピンねじ頭部中心部等、最終製品の表面に現れる場合に、その箇所の耐食性が顕著に劣化する問題がある。
　一方、素材中心部の正偏析を改善する方法として、１３％Ｃｒ系ステンレス鋼のビレットの連続鋳造時に圧下を加えることが提案されている（特許文献３）。しかしながら、連続鋳造装置の大規模な設備改造が必要であるばかりか、偏析し易いＭｏの正偏析改善効果については不明である。
特許第３３４０２２５号公報 特許第４２５２１４５号公報 特開平４―３０５３５０号公報
　本発明の解決すべき課題は、高硬度高耐食性ステンレス鋼部品用の素材であるステンレス鋼線材又は鋼線において、当該素材の中心部分付近に相当する部分の耐食性を安価に改善することにある。そのため、素材中心部の発銹の起点となるＭｏ偏析や金属組織を改善した、ステンレス鋼線材又は鋼線、及びそれらの製造方法、並びにドリリングタッピンねじを提供することを課題とする。特に、マルテンサイト系ステンレス鋼が対象となる。
　本発明者は、上記課題を解決するために種々検討した結果、以下の発明に至った。まず、高硬度・高耐食性を発揮できる素材において、δフェライトの生成を抑制するように成分調整を図る。その上で、鋭敏化を抑制する効果を有するＮｂ，Ｖ，Ｔｉ、Ｔａを適量添加し、且つ、鋳造時に大規模な圧下設備を用いることなく対応できるように、急冷凝固の小断面鋳造を採用するとともに、高断面減少率の熱間加工を取り入れて、線材又は鋼線を製造する。これにより、線材および鋼線の中心部のＭｏ最大正偏析量に基づく（最大偏析量／平均組成）の質量比を２．０以下に制御することができる。その結果、その後の焼入れ若しくは焼入れ・焼戻し時に最終製品の中心部相当のＭｏ系金属間化合物等の生成を抑制して耐食性を大幅に改善できる知見を得た。本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％～０．３０％、Ｓｉ：０．１０～２．０％、Ｍｎ：０．１０～３．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０１０％以下、Ｃｒ：１２．０～１６．０％、Ｍｏ：１．０～３．０％、Ｎ：０．０１０～０．１５％を含有し、
Ｎｂ：０．３０％以下、Ｖ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｔａ：０．３０％以下の一種または二種以上を（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量が０．０３～０．３０％となる範囲内で含有し、
残部Ｆｅおよび不純物からなり、
　かつ、（１）式で表されるＤＩ値が０％以下、（２）式で表されるＰＲＥＮが１８．０％以上になるように成分調整され、
　線材若しくは鋼線の横断面内の中心部のＭｏの（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０以下であることを特徴とするステンレス鋼線材又は鋼線。
　ＤＩ＝Ｃｒ＋１．２１Ｍｏ＋０．４８Ｓｉ＋２．４８Ａｌ－（２４．５Ｃ＋１８．４Ｎ＋Ｎｉ＋０．１１Ｍｎ）－１０・・・（１）式
　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ　　　　・・・・・・（２）式
　（１）式、（２）式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
［２］前記Ｆｅの一部に替えて、下記（Ａ）群、（Ｂ）群の一方または両方を含有することを特徴とする［１］に記載のステンレス鋼線材又は鋼線。
　（Ａ）群
　Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｃｏ：２．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ａｌ：１．００％以下の内、１種類以上、
　（Ｂ）群
　Ｃａ：０．００６％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０６％以下の内、１種類以上
［３］［１］又は［２］に記載の成分を有する鋳片を、横断面積Ｘ（ｃｍ２）が８０～３５０ｃｍ２の小断面で、鋳型内での間接冷却によって鋳造し、又は鋳型内での間接冷却と直接水冷の鋳片表層急冷にて鋳造し、
　その後、（３）式のＹ（％）以上の断面減少率で熱間圧延をすることを特徴とする［１］又は［２］に記載のステンレス鋼線材又は鋼線の製造方法。
　Ｙ＝０．００２５Ｘ＋９８．７５　　　　・・・（３）式
［４］［１］又は［２］に記載のステンレス鋼線材又は鋼線を素材とすることを特徴とする頭部中心部の耐食性に優れるドリリングタッピンねじ。
［５］［１］又は［２］に記載のステンレス鋼線材又は鋼線を素材として製造することを特徴とする頭部中心部の耐食性に優れるドリリングタッピンねじの製造方法。
　本発明のステンレス鋼線材又は鋼線は、成分調整され、中心部のＭｏ偏析が低減されている。これにより、本発明のステンレス鋼線材又は鋼線を素材として製造したドリリングタッピンねじ等の製品は、加工と熱処理で素材中心部が表面に露出される高硬度製品において、耐食性を改善・向上させる効果を有する。
線材又は鋼線の中心部のＭｏ正偏析部と、加工・熱処理後のドリリングタッピンねじ頭部中心部の発銹位置の関係を示す図である。
　本発明は、ステンレス鋼線材又は鋼線を対象とする。線材とは、鋼を熱間圧延して得られる線状の材料を意味する。鋼線とは、線材をさらに冷間加工して得られる線状の材料を意味する。線材又は鋼線を総称して、ここでは「線状鋼材」と呼ぶこととする。
　図１は、線材又は鋼線１の中心部のＭｏ正偏析部１１と、加工・熱処理１３を行った後のドリリングタッピンねじ２のねじ頭部中心部の発銹位置１２の関係を示す図である。
　以下、ステンレス鋼線材又は鋼線の化学成分について説明する。鋼の化学組成についての「％」は質量％を意味する。また、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。なお、「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。
　以下に、先ず、本発明のステンレス鋼線材又は鋼線で必須とする化学成分等の限定理由について説明する。
　Ｃは、Ｎ添加と共に０．１０％以上添加する。最終製品であるドリリングタッピンねじのねじ込み性等、すなわち、高硬度製品の機能を発揮する上で必要とするＨｖ≧５００の硬さを得るためである。しかしながら、Ｃ含有量が０．３０％を超えると、冷間加工性の劣化に加えて、最終製品のねじの頭飛び等の靭性の劣化や、耐食性の劣化が生じるため、Ｃ含有量上限を０．３０％にする。好ましくは、０．１５～０．２５％である。
　Ｓｉは、脱酸材として粗大介在物を低減して、冷間加工性や最終製品のねじの耐頭飛び性等の靭性を確保するために、０．１０％以上添加する。しかしながら、２．０％を超えてＳｉを過剰に添加すると逆に冷間加工性や靭性が劣化するため、Ｓｉ含有量の上限を２．０％に限定する。好ましくは、１．０％以下である。
　Ｍｎは、脱酸材として粗大介在物を低減して、最終製品のねじの耐頭飛び性等の靭性を確保するとともにＭｎＳを形成してＳを固定して熱間製造性を確保するために、０．１０％以上添加する。しかしながら、３．０％を超えてＭｎを過剰に添加するとねじ等への冷間加工性が劣化するため、Ｍｎ含有量の上限を３．０％に限定する。好ましくは、２．０％以下である。
　Ｐは最終製品のねじの耐頭飛び性等の靭性を確保するために０．０５％以下に限定する。好ましくは、０．０３５％以下である。
　Ｓは冷間加工性および最終製品のねじの耐食性、耐頭飛び性を確保するために０．０１０％以下に限定する。好ましくは、０．００５％以下である。
　Ｃｒは最終製品のねじの耐食性を確保するために１２．０％以上添加する。しかしながら、１６．０％を超えてＣｒを添加すると、最終製品でδフェライトが生成して耐食性を劣化させるばかりか、最終製品の硬さＨｖ≧５００を確保できずにねじ込み性が劣化する。そのためＣｒ含有量の上限を１６．０％に限定する。好ましくは、１２．５％以上、１５．０％以下である。
　Ｍｏは最終製品のねじの耐食性を確保するために１．０％以上添加する。しかしながら、３．０％を超えてＭｏを添加すると、小断面鋳造と高減面率熱間圧延をしても、線材および鋼線の中心部にＭｏが過剰に正偏析して金属間化合物等の生成により中心部の耐食性やねじ製品の靭性が劣化する。そのため、Ｍｏの上限を３．０％にする。好ましくは、１．３％以上、２．５％以下である。
　Ｎは、Ｃ添加と共に０．０１０％以上添加する。最終製品であるねじ等の耐食性を確保し、また、ドリリングタッピンねじのねじ込み性等、すなわち、高硬度製品の機能を発揮する上で必要とするＨｖ≧５００の硬さを得るためである。しかしながら、Ｎ含有量が０．１５％を超えると最終製品のねじの頭飛び等の靭性が劣化するばかりか、ブローホールによる欠陥が発生して、冷間加工性や耐食性が劣化するため、Ｎ含有量上限を０．１５％にする。好ましくは、０．０５％以上、０．１３％以下である。
　Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｔａは、熱処理時のＣｒ系炭窒化物析出を抑制することによって鋭敏化を防止し、最終製品のねじの耐食性を確保するために必要である。そこで、Ｎｂ，Ｖ，Ｔｉ，Ｔａの一種または二種以上を、（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量が０．０３％以上になるように添加する。しかしながら、Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉ、Ｔａそれぞれ、又は（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量のいずれかが０．３０％を超えると、ねじ等への冷間加工性が劣化するばかりか、ねじの耐頭飛び性等の靭性も劣化する。そのためそれぞれ上限を０．３０％にする。好ましくは、（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量が０．０５％以上、０．２５％以下である。
　本発明のステンレス鋼線材又は鋼線は、上記必須成分を含有し、残部Ｆｅおよび不純物からなる。上記Ｆｅの一部に替えて、以下に記載する成分を含有することとしても良い。
　Ｎｉ、Ｃｏは最終製品のねじの耐頭飛び性等の靭性を改善するために必要に応じて添加する。しかしながら、２．０％を超えて過剰に添加するとねじ等への冷間加工性が劣化するため上限を２．０％に限定する。好ましくは、１．５％以下である。
　Ｃｕ、Ｗ、Ｓｎ、Ｓｂ、Ａｌは最終製品のねじの耐食性等を改善するために必要に応じて添加する。しかしながら、それぞれＣｕ：２．０％、Ｗ：３．０％、Ｓｎ：０．３０％、Ｓｂ：０．３０％、Ａｌ：１．００％を超えて過剰に添加するとねじ等への冷間加工性や最終製品のねじの靭性が劣化するため、上限をそれぞれＣｕ：２．０％、Ｗ：３．０％、Ｓｎ：０．３０％、Ｓｂ：０．３０％、Ａｌ：１．００％に限定する。好ましくは、それぞれ、Ｃｕ：１．０％以下、Ｗ：２．０％以下、Ｓｎ：０．１０％以下、Ｓｂ：０．２０％以下、Ａｌ：０．１０％以下である。
　Ｂは最終製品のねじの耐頭飛び性等の靭性を改善するために必要に応じて添加する。しかしながら、Ｂを０．０１０％超添加するとボライドの生成により逆に靭性が劣化する。そのため、Ｂ含有量上限を０．０１０％に限定する。好ましくは、０．００６％以下である。
　Ｃａ，Ｍｇ、Ｈｆ、ＲＥＭは熱間製造性を改善するために必要に応じて添加する。しなしながら、それぞれ、Ｃａ：０．００６％、Ｍｇ：０．００６％、Ｈｆ：０．０１０％、ＲＥＭ：０．０６％を超えて添加すると粗大介在物のためにねじ等への冷間加工性や最終製品のねじの靭性が劣化するため、上限をそれぞれ、Ｃａ：０．０１％、Ｍｇ：０．０１％、Ｈｆ：０．０１０％、ＲＥＭ：０．０６％に限定する。好ましくは、それぞれ、Ｃａ：０．００４％以下、Ｍｇ：０．００４％以下、Ｈｆ：０．００４％以下、ＲＥＭ：０．０３％以下である。
　本発明のステンレス鋼が含有する不純物について、代表的な不純物としては、Ｚｎ，Ｂｉ，Ｐｂ，Ｇｅ，Ｓｅ，Ａｇ，Ｓｅ，Ｔｅ等が挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不純物として、０．１％程度の範囲で混入する。また、本発明のステンレス鋼の酸素量は通常の０．００１～０．０２％の範囲にある。
　ＤＩの式（（１）式）は母材中のδフェライト量に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもので、δフェライト量の抑制に対し効果のある元素とその影響度を示すものである。Ｃｒ，Ｍｏ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｃ，Ｎ，Ｎｉ，Ｍｎが影響を与える。ＤＩの値が０（％）を超えるとδフェライトが明らかに存在し、焼入れ時にδフェライト界面に炭窒化物を析出させ、製品全体の耐食性が著しく劣化するため０（％）以下に限定する。好ましくは、－０．５（％）以下である。
　ＰＲＥＮの式（（２）式）は母材の耐食性に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもので、耐食性向上に対し効果のある元素とその影響度を示すものである。Ｃｒ，Ｍｏ，Ｎが影響を与える。ＰＲＥＮの値が１８（％）未満になるとねじ製品が発銹する。そのため１８．０（％）以上に限定する。好ましくは、１８．５（％）以上である。
　１．０～３．０％Ｍｏ含有の線材若しくは鋼線の横断面内の中心部のＭｏの最大正偏析量について、Ｍｏの（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０を超えると、金属間化合物の生成等の影響で最終製品であるねじ頭部中心部表面で発銹する。そのため、ねじ素材である線材若しくは鋼線の横断面内の中心部のＭｏの最大偏析量をＭｏの（最大偏析量／平均組成）の比が２．０以下に限定する。好ましくは１．５以下である。なお、通常、ねじ製品への加工手段としては冷間鍛造を採用することが多く、その場合には加工のメタルフローが任意に変動するため製品のＭｏ正偏析発生位置を正確に特定することができない。そのため、素材であって、断面形状がほぼ円対称である、線材若しくは鋼線の横断面内の中心部の偏析値を管理することが重要である。
　次に、本発明のステンレス鋼線材又は鋼線の製造方法について説明する。
　線材若しくは鋼線中心部のＭｏ正偏析を抑制するには、線材圧延前の鋳片やビレット等の素材段階で偏析を軽減すること、更にはその後に高加工率の熱間圧延を施すことの組み合わせが重要であり、特に鋳片サイズと熱間圧延の断面減少率の関係を制御することが有効である。
　鋳造時の鋳片サイズおよび鋳造時の鋳片表層の間接水冷・直接水冷は、鋳片凝固時の中心部のＭｏのマクロ偏析の程度、すなわち偏析比に影響を及ぼす。鋳片表層を間接水冷する場合、鋳片の横断面積が３５０ｃｍ２を超えると、中心部の凝固冷速が０．２℃／ｓ未満の緩冷却となる。その結果、Ｍｏのマクロ偏析量が大きくなり、その後の熱間圧延で高加工率の熱間圧延プロセスを採用しても、線材中心部のＭｏの最大偏析部の（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０を超える。一方、鋳片の横断面が８０ｃｍ２未満になると、熱間での線材圧延の加工率が小さくなって、逆にＭｏの拡散・均一化が進まずに線材若しくは鋼線の中心部のＭｏの最大正偏析部の（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０を超える。そのため、鋳片表層の間接水冷と組み合わせて、鋳片の横断面積は８０～３５０ｃｍ２の小断面が好ましい。更には、１００～３００ｃｍ２の小断面である。
　鋳造時の間接水冷・直接水冷は、冷却速度が特に小さくなる鋳片中心部の冷却速度を速めると共に表層凝固シェルの圧縮応力で中心部の溶質元素の濃化を軽減し、断面積８０～３５０ｃｍ２の範囲においてＭｏの中心偏析を抑制するのに寄与する。そのため、本発明において鋳造時に間接水冷、又は間接水冷とその後の水冷（直接水冷）をすることが有効である。
　実機鋳造プロセスにおいて、連続鋳造時に鋳型を水冷することによる溶鋼の間接水冷や、表層凝固直後に鋳型から引き抜かれた鋳片の表層へ直接水冷すること等が発明の範囲にあたる。
　一方、熱間圧延の断面減少率について、鋳片サイズ（横断面積Ｘ（ｃｍ２））によって（３）式で表されているＹ（％）以上の断面減少率で熱間圧延することが必要である。これにより、凝固時に鋳片中心部に発生するＭｏ偏析を熱間圧延で軽減することができる。断面減少率がＹ（％）よりも小さくなるとＭｏ偏析が大きく残存して線材中心部のＭｏの最大偏析部の（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０を超える。好ましくは、更にＹ＋０．２５（％）以上の大断面減少率である。
　Ｙ＝０．００２５Ｘ＋９８．７５　　　・・・・（３）式
　なお、熱間での断面減少率は、熱間鍛造、分塊圧延、線材圧延等、２回以上に分けて実施してもよい。また、素材の熱間加工時の加熱は１０５０～１３００℃加熱が好ましい。
　次に、本発明のドリリングタッピンねじの限定理由について説明する。上記本発明の、素材中心部のＭｏ正偏析が抑制された線材又は鋼線を素材として製造されたドリリングタッピンねじは、線材若しくは鋼線の中心部のＭｏの過剰正偏析等に起因したねじ頭部中心部の発銹がなく、ドリリングタッピンねじ全体として耐食性に優れることになる。そのため、本発明のステンレス鋼線材又は鋼線を素材として使用したドリリングタッピンねじに限定する。本発明のステンレス鋼線材又は鋼線を素材とするドリリングタッピンねじの製造方法を適用することにより、頭部中心部の耐食性に優れるドリリングタッピンねじを製造することができる。
　以上説明した本発明によれば、高硬度高耐食性ステンレス鋼部品において、当該部品の素材の中心部分付近に相当する部分の耐食性を改善することができる。特に、マルテンサイト系ステンレス鋼が対象となる。
　（実施例１）
　１５０ｋｇの真空溶解炉にて表１～表３に示す化学組成の鋼を約１６００℃で溶解した後、鋳型外周に水冷管を配置した間接水冷型の鋳型であって、横断面積Ｘが２００ｃｍ２のマグネシア系の鋳型に鋳造した。この時の（３）式のＹは９９．３（％）である。
　鋳型での鋳造完了後、鋳片を１１５０℃に加熱した後に、熱間の線材圧延にて断面減少率９９．８（％）（上記Ｙ（％）以上）で熱間加工し、常温まで空冷し直径６．０ｍｍの線材にした。その後、８８０℃での完全焼鈍、酸洗を施し、冷間伸線加工と８００℃のＢＡ（光輝焼鈍）、蓚酸皮膜、スキンパス伸線にてφ５．２ｍｍの圧造用の鋼線とした。
　その後、鋼線を通常の方法であるコールドダブルヘッダー（油潤滑）、皮膜除去、刃先加工、転造加工にて図１に示すような六角頭形状のドリリングタッピンねじ２に成型した。そして、１１００℃の真空焼入れ、２５０℃焼戻しを行い、バレル研磨と１５％硝酸、３０分の浸漬を行ってドリリングタッピンねじを試作した。
　評価は、線材および鋼線の横断面内の中心部のＭｏ偏析比、冷間加工性、ドリリングタッピンねじの頭部の耐食性、硬さ、頭部の靭性、金属組織を評価した。結果を表４～表６に示す。
　線材および鋼線の横断面内の中心部のＭｏ偏析比については、線材、鋼線それぞれの横断面を検査面として埋め込み研磨し、直径方向にＥＰＭＡの線分析によりＭｏの分布を測定して、横断面内の中心部付近のＭｏ最大部のＭｏ含有量を最大偏析量とし、線材および鋼線の化学分析から求められるＭｏの平均組成との質量比（最大偏析量／平均組成）で求めた。
　冷間加工性は、コールドダブルヘッダーにてドリリングタッピンねじの頭部形状を１００本冷間鍛造する際の頭部割れの有無で評価した。割れが１０本以上である場合には冷間加工性をＸ（不合格）、１０本未満である場合にはＡ（合格）として評価した。
　ドリリングタッピンねじの頭部の耐食性については、ドリリングタッピンねじ１０本を供して２４０ｈのＪＩＳ塩水噴霧試験を実施し、ねじ頭部からの発銹が２本以上であればＸ（不合格）、２本未満であればＡ（合格）として評価した。
　ねじ製品の硬さについては、ドリリングタッピンねじの刃先を埋め込み研磨し、その中心部を荷重１ｋｇｆのビッカース硬さで測定した。Ｈｖ≧５００ならＡ（合格）、Ｈｖ＜５００ならＸ（不合格）として評価した。
　ねじ頭部の靭性は，タッピンねじを座面がねじに対して１０°傾斜したジグに差し込み，頭部座面がジグに接するまで頭部をハンマで打撃したとき，頭飛びが発生したり、首下丸み部に割れが生じたかどうかで評価した。頭飛び、割れが認められる場合にはＸ（不合格）、認められない場合にはＡ（合格）として評価した。
　ねじ製品の金属組織は、試作したねじの縦断面を検査面として埋め込み・研磨を行い、王水でエッチング後に表層付近を含めて全体にδフェライトが存在（１ｖｏｌ．％以上）する場合にはＸ（不合格）、存在しない場合にはＡ（合格）として評価した。
　表１～表３および表４～表６に示すように、本発明成分の優位性が明らかである。
　（実施例２）
　次に鋳造時の鋳片の断面積、間接水冷および熱間圧延の断面減少率の影響を調査するため、１５０ｋｇの真空溶解炉にて表１に示す鋼Ａ，鋼Ｊの化学組成を有する鋼を約１６００℃で溶解した後、間接水冷有無で種々サイズのマグネシア系の鋳型に鋳造した。鋳型外周に水冷管を配置した場合が間接冷却有り、水冷管を配置していない場合が間接冷却なしである。表７に示すように円筒形鋳型の平均断面積サイズ（横断面積Ｘ）を５０～４００ｃｍ２と変化させることで凝固時の鋳片中心部の凝固冷却速度を変化させた。なお、凝固時の鋳片中心部の冷却速度は、同じ条件で溶解・凝固させたＳＵＳ３０４のサンプルの鋳片の断面の中心部の２次デンドライトアーム間隔：λ（μｍ）を測定し、λ＝８２×Ｒ－０．３の式で冷却速度：Ｒ（℃／ｓ）により見積もった。
　鋳造後、表７に示すように、鋳片を１１５０℃加熱後に熱間圧延で直径６．０ｍｍから１３．０ｍｍの線材を試作し、さらに当該線材について８８０℃での完全焼鈍、酸洗、冷間伸線加工の組み合わせで直径６．０ｍｍの鋼線を試作し、その後は実施例１と同様な方法で鋼線、ドリリングタッピンねじを試作した。線材直径が６．０ｍｍの場合、冷間伸線加工はスキンパス（断面減少率：１％）とした。
　試作後に、実施例１で実施した方法で、線材および鋼線の中心部のＭｏ偏析比、冷間加工性、ドリリングタッピンねじの頭部の耐食性、硬さ、頭部の靭性、金属組織を評価した。結果を表７に示す。
　表７に示すように、本発明の鋳片の鋳造条件と熱間圧延条件を適用して線材又は鋼線を製造し、当該製造された線材又は鋼線を用いて製造されたドリリングタッピンねじは、品質の優位性が明らかである。
　（実施例３）
　次に、表１に示す鋼Ａについて、通常のステンレス鋼の製造プロセスにおいて、精錬後にφ１９５ｍｍ、断面積３００ｃｍ２の鋳型サイズで連続鋳造を行い、鋳造時の鋳型内の間接水冷と、その直後の鋳型から引き抜かれた鋳片表層の直接水冷の有無について、その影響度を調査した。表８の本発明例３２は、鋳型内の間接水冷とその直後の鋳片表層の水冷の両方を行っている。本発明例３３は、鋳型内の間接水冷は行い、その直後の鋳片表層の直接水冷は実施していない。比較例４７は、鋳型内の間接水冷とその直後の鋳片表層の直接水冷をいずれも行っていない。鋳造後は、表８に示す条件および実施例２と同様の条件で鋼線を試作し、ドリリングタッピンねじを試作した。
　試作後に、実施例１で実施した方法で、線材および鋼線の横断面内の中心部のＭｏ偏析比、冷間加工性、ドリリングタッピンねじの頭部の耐食性、硬さ、頭部の靭性、金属組織を評価した。結果を表８に示す。
　表８に示すように、本発明の鋳片の凝固時の間接水冷と直接水冷条件を適用し、Ｍｏの中心偏析を抑制された線材又は鋼線を製造し、当該線材又は鋼線を用いて製造されたドリリングタッピンねじは、品質の優位性が明らかである。
　以上の各実施例から明らかなように、本発明によれば、製品中心部の耐食性を改善した高硬度ステンレス鋼部品用の線材又は鋼線を安定的に提供することができ、高耐食性・高硬度部品の中心部を含めて安定した耐食性を得ることができ、産業上きわめて有用である。特に、マルテンサイト系ステンレス鋼が対象となる。
　１　線材又は鋼線
　２　ドリリングタッピンネジ
１１　中心部のＭｏ正偏析部
１２　ねじ頭部中心部の発銹位置
１３　加工・熱処理

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．１０％～０．３０％、
    Ｓｉ：０．１０～２．０％、
    Ｍｎ：０．１０～３．０％、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．０１０％以下、
    Ｃｒ：１２．０～１６．０％、
    Ｍｏ：１．０～３．０％、
    Ｎ：０．０１０～０．１５％を含有し、
    Ｎｂ：０．３０％以下、
    Ｖ：０．３０％以下、
    Ｔｉ：０．３０％以下、
    Ｔａ：０．３０％以下の一種または二種以上を（Ｎｂ＋Ｖ＋Ｔｉ＋Ｔａ）量が０．０３～０．３０％の範囲内で含有し、
    残部Ｆｅおよび不純物からなり、
    　かつ、（１）式で表されるＤＩ値が０％以下、（２）式で表されるＰＲＥＮが１８．０％以上になるように成分調整され、
    　線材若しくは鋼線の横断面内の中心部のＭｏの（最大偏析量／平均組成）の質量比が２．０以下であることを特徴とするステンレス鋼線材又は鋼線。
    　ＤＩ＝Ｃｒ＋１．２１Ｍｏ＋０．４８Ｓｉ＋２．４８Ａｌ－（２４．５Ｃ＋１８．４Ｎ＋Ｎｉ＋０．１１Ｍｎ）－１０・・・（１）式
    　ＰＲＥＮ＝Ｃｒ＋３．３Ｍｏ＋１６Ｎ　　・・・（２）式
    　（１）式、（２）式において、元素記号は当該元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　前記Ｆｅの一部に替えて、下記（Ａ）群、（Ｂ）群の一方または両方を含有することを特徴とする請求項１に記載のステンレス鋼線材又は鋼線。
    　（Ａ）群
    　Ｎｉ：２．０％以下、Ｃｕ：２．０％以下、Ｗ：３．０％以下、Ｃｏ：２．０％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｓｎ：０．３０％以下、Ｓｂ：０．３０％以下、Ａｌ：１．００％以下の内、１種類以上、
    　（Ｂ）群
    　Ｃａ：０．００６％以下、Ｍｇ：０．００６％以下、Ｈｆ：０．０１０％以下、ＲＥＭ：０．０６％以下の内、１種類以上
  3. 　請求項１又は請求項２に記載の成分を有する鋳片を、横断面積Ｘ（ｃｍ２）が８０～３５０ｃｍ２の小断面で、鋳型内での間接冷却によって鋳造し、又は鋳型内での間接冷却と直接水冷の鋳片表層急冷にて鋳造し、
    　その後、（３）式のＹ（％）以上の断面減少率で熱間圧延をすることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼線材又は鋼線の製造方法。
    　Ｙ＝０．００２５Ｘ＋９８．７５　　・・・・（３）式
  4. 　請求項１又は請求項２に記載のステンレス鋼線材又は鋼線を素材とすることを特徴とする頭部中心部の耐食性に優れるドリリングタッピンねじ。
PCT/JP2024/032281 2024-03-13 2024-09-09 高硬度高耐食性ステンレス鋼部品用のステンレス鋼線材又は鋼線及びそれらの製造方法並びにドリリングタッピンねじ Pending WO2025191888A1 (ja)

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