WO2003095693A1

WO2003095693A1 - High strength stainless steel wire excellent in ductility-toughness and modulus of rigidity and method for production thereof

Info

Publication number: WO2003095693A1
Application number: PCT/JP2002/004493
Authority: WO
Inventors: Koji Takano; Kazuhisa Takeuchi; Yoshinori Tada; Yoshinori Tanimoto; Takayuki Akizuki
Original assignee: Nippon Seisen Co Ltd; Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Seisen Co Ltd; Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-05-08
Filing date: 2002-05-08
Publication date: 2003-11-20
Anticipated expiration: 2004-11-08
Also published as: KR20040013124A; HK1069190A1; CN1263880C; KR100566142B1; CN1526032A; JP4212553B2; JPWO2003095693A1

Description

明細書延靱性 . 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線およびその製造方法技術分野

本発明は高強度ステンレス鋼線に関わり、さらに詳しくは高強度オーステナイト系ステンレス鋼線の冷間伸線加工による延靱性（延性、靱性）と剛性率向上技術に関するものである。背景技術

従来、ばね用等の高強度ステンレス鋼線は、冷間伸線加工時の縦割れ（時効割れ）が問題であり、これを成分、水素量や伸線加工後の加工誘起マルテンサイト量を規制して防止する技術が提案されている（特開平 10— 121208号公報）。

また、鉄鋼材料の強靱化技術（延靱性改善技術）に関して、熱間または温間でオーステナイト組織を加工後に冷却させてマルテンサィト変態させるオースフォーム手法が、炭素鋼で古くから検討されてきた（例えば、日本金属学会会報第 27卷第 8号、 1988年、 P 623 〜639 )。しかし、この手法は、熱間や温間域でオーステナイト組織を加工した直後に焼入れしなければならないため、制約が大きく、工業的には殆ど普及していない。

従来技術では、ばね用等に使用されるステンレス鋼線の延靱性（延性と靱性）と剛性率の向上策について検討されていない。とりわけ、高強度ばね用鋼線の延靱性の指標として、捻回値が重要である高強度ステンレスばねの使用中の折損事故防止や、ばね定数を高めて安定して軽量化するという観点から高強度ステンレス鋼線の延靱性（捻回値）や剛性率の向上は最も重要な課題となる。

そこで、本発明の目的は、基本成分や清浄度（酸素、硫黄）の規制に加え、結晶粒微細化や冷間伸線加工によるオースフォームの強靱化効果を使うことで、延靱性と剛性率を著しく向上させた高強度ステンレス鋼線、およびその製造方法を提供することにある。発明の開示

本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、ォ —ステナイト系ステンレス鋼において、母材の基本成分、清浄度（酸素、硫黄）の規制に加え、組織、強度と冷間伸線加工条件を限定して、結晶粒微細化とオースフォームの強靱化の効果を使うことで、延靱性と剛性率を著しく向上させた高強度ステンレス鋼線を安定して得ることができることを見出した。本発明は、この知見に基づいてなされたものである。

すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。

本発明は、質量⁰ /。で、 C : 0.03〜0.14%、 Si : 0·：！〜 4.0%、 Mn ： 0.1〜 5.0%、 Ni ： 5.0〜 9.0%、 Cr： 14.0~19.0%, N ： 0.0 05〜0.20%、 O ： 0.001〜0.01%、 S : 0.0001〜 0.012%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、 2 C + Nが 0.17 ~0.32%、下記（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24、 H≤ 4 ppm である延靱性 · 弾性率に優れる高強度ステンレス鋼線である。

Ni当量（質量⁰ /o) = Ni + 0.65Cr + 0.98Mo + 1.06Mn+ 0.35Si + 12.6 ( C + N) ( 1 )

また、本発明の前記鋼線は、さらに、質量％で、以下の A， B， Cのいずれか 1種以上を含有しても良い。

A ： Al, Nb, Ti, Zr， Ta, Wの何れか 1種または 2種以上をそれぞれ： 0.01〜0.30% B : V ： 0.：!〜 0.5%

C ： Mo： 0.2〜 3.0%

また、本発明の前記鋼線は、下記（ 2 ) 式の GI (%) の値が 30以下であることが好ましい。

GI (%) = 16C -(- 2 Mn+ 9 Ni- 3 Cr+ 8 Mo+ 15N ( 2 ) また、本発明は、質量⁰ /₀で、 C : 0.03〜0.14%、 Si : 0.：！〜 4.0 %、 Mn： 0.1~ 5.0% , Ni ： 5.0〜 9· 0%、 Cr ： 14· 0〜 19· 0%、 N ： 0.005〜0.20%、 O ： 0.001〜0.01%、 S : 0.0001〜 0.012%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、 2 C +N が0.17〜0.32%、下記（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24である鋼を熱間圧延してロッドとし、溶体化処理した後、或いはこの口ッドを 1回以上溶体化処理および冷間伸線加工をして粗線とした後、仕上げの冷間加工を施して鋼線とする一連の工程において、少くとも最後の溶体化処理を水素ガスを含有しない雰囲気中で行い、鋼中の Hを 4ppm 以下とし、（ 3 ) 式で示される伸線加工量： ε が、（ 4 ) 式の範囲内となるように仕上げの冷間伸線加工を行なう延靱性 • 弾性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法である。

Ni当量 (%) = Ni + 0.65Cr + 0.98Mo+ 1.06Mn+ 0.35Si + 12.6 ( C + N) ( 1 )

ε =ln (A。 /A) ( 3 ) 但し、 A_Q ：冷間伸線加工前のロッドまたは粗線の断面積

A ：冷間伸線加工後の鋼線の断面積

0.15X (Ni当量） — 2· 28≤ ε ≤0.15X (Ni当量） —0.88 ( 4 ) また、本発明は、質量⁰ /。で、 C : 0.03〜0.14%、 Si : 0.：！〜 4.0 %、 Mn： 0.1〜 5.0%、 Ni ： 5.0〜 9.0%、 Cr： 14.0~19.0% , N ： 0.005〜0.20%、 O ： 0.001〜0- 01%、 S ： 0.0001〜 0.012%を含有し、かつ、 2 C + Nが 0.17〜0.32%、（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24であり、残部が Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延してロッドとし溶体化処理した後、或いはこのロッドを 1 回以上溶体化処理および冷間伸線加工して粗線とした後、仕上の冷間伸線加工を施して鋼線にする一連の工程中の一工程として、水素ガスを含有しない雰囲気中で脱水素処理を施して鋼中の Hを 4 ppm 以下とし、（ 3 ) 式で示される伸線加工量： ε が、（ 4 ) 式の範囲内となるように仕上の冷間伸線加工を行う延靱性 · 弾性率に優れる高強度ステンレス銅線の製造方法である。

Ni当量 = Ni + 0.65Cr + 0.98Mo+ 1.06Mn+0.35Si + 12.6 ( C + N) ( 1 )

A ：冷間伸線加工後の鋼線の断面積

0.15X (Ni当量）一 2· 28≤ ε ≤0· 15X (Ni当量） —0.88 ( 4 ) また、本発明の製造方法において、前記鋼、ロッドまたは粗線は、さらに、質量⁰ /。で、下記の A， B， Cのいずれかから選ばれた 1 種以上を含有してもよい。

A ： Al, Nb, Ti， Zr， Ta, Wのいずれか 1種または 2種以上をそれぞれ： 0.01〜 30%

B ： V ： 0.：！〜 0.5%

C ： Mo： 0.2〜 3.0%

また、本発明の製造方法において、前記ロッドまたは粗線の冷間伸線加工前のオーステナイト平均結晶粒径を 30 μ πι以下とすることが好ましい。発明を実施するための最良の形態

先ず、本発明のステンレス鋼線の成分範囲について述べる。なお、以下の説明において、％は特に断りのない限り、全て質量％を示す。

Cは、 Nと合わせて冷間伸線加工後に高強度を得るために、 0.03 %以上を添加する。しかし、 0.14%を超えて添加すると、粒界に Cr 炭化物が析出し、延靱性が低下することから、上限を 0.14%とした

Siは、脱酸のため、 0.1%以上添加する。しかし、 4.0%を超えて添加するとその効果は飽和するばかり力、、製造性が悪く、また、逆に延靱性が劣化するため、上限を 4.0%とした。

Mnは脱酸のため、また、 Ni当量を調整するため、 0.1%以上添加する。しかし、 5.0%を超えて添加すると、剛性率が低下するため、上限を 5.0%とした。

Niは、延靱性を確保し、 Ni当量を調整するため、 5.0%以上添加する。しかし、 9.0%を超えて添加すると、剛性率が低下するため、上限を 9.0° とした。

Crは、耐食性を確保し、 Ni当量を調整するために、 14.0%以上を添加する。しかし、 19.0%を超えて添加すると、延靱性が劣化するため、上限を 19.0%とした。

Nは、 Cと合わせて冷間伸線加工後に高強度を得るために、 0.0 05%以上添加する。しかし、 0· 20%を超えて添加すると、製造時にブローホールが生成し、製造性を著しく劣化させるため、上限を 0. 20%とした。

Oは、捻回値を確保するために、 0.01%以下に規制する。しかし、 0.001%以下にすると工業的にコスト高になり、コストパフォ一マンスが悪くなるため、下限を 0.001%とする。

Sは、捻回値を確保するために、 0.012%以下に限定する。しかし、 0.0001%以下にすると工業的にコスト高になり、コストパフォ一マンスが悪くなるため、下限を 0. 0001 %とする。

鋼中の水素は、延靭性を確保するために、 4 ppm 以下とする。とりわけ、 1. 5ppm以下にすることが望ましい。

Al , Nb， Ti， Zr， Ta， Wは、微細な炭窒化物を形成し、鋼線の溶体化処理後のオーステナイト結晶粒を安定的に微細化させて延靱性を向上させるため、必要に応じ、いずれか 1種または 2種以上をそれぞれ 0. 01 %以上添加する。しかし、 0. 30%以上添加してもその効果は飽和し、経済的でないばかり力、、逆に延靱性を低下させるため、上限を 0. 3%とする。

特に、 A1および Nbは、熱間加工性を向上させるとともに、析出強化効果による高強度化に寄与することから有効である。

Vは、 Al， Nb, Ti， Zr， Ta， Wと同様に、微細な炭窒化物を形成、銅線の溶体化処理後のオーステナィト結晶粒を安定的に微細化させて延靱性を向上させるため、必要に応じ、 0. 1 %以上添加する。しかし、 0. 5%以上添加してもその効果は飽和し、逆に延靱性を低下させるため、上限を 0. 5%とする。

Moは、耐食性に有効であるため、必要に応じ、 0. 2 %以上添加する。しかし、 3. 0%を超えて添加してもその効果は飽和し、逆に弾性率が低下するため、上限を 3. 0 %とする。とりわけ、 2. 0%以下とすることが好ましい。

Cuは、オーステナイト組織の加工硬化を抑制し、冷間伸線加工後の鋼線の強度を低減させるため、必要に応じて 0. 8%以下に低減することが望ましい。

Pは、延靱性を低下させる元素であるため、必要に応じ、 0. 02 % 以下に低減することが望ましい。

次に、冷間伸線加工後の鋼線の強度および加工誘起マルテンサイト量について説明する。冷間伸線加工後の鋼線の引張強さが 1700NZmm² 未満の場合、基本的に延靱性が高いため、本発明の効果が顕著に現れない。それに対し、冷間伸線加工後の鋼線の引張強さが 1700N/mm² 以上の高強度材になると、延靱性が低下するため、結晶粒微細化やオースフォ —ム等の本発明の効果が明確となる。そのため、冷間伸線加工後の鋼線の引張強さが 1700N/mm² 以上に限定することが望ましい。とりわけ、 1900N/mm² 以上にすることが好ましいが、上限値は 2800 N/mm² にとどめるのが良い。

また、冷間伸線加工後の鋼線の加工誘起マルテンサイト量が 20% 未満の場合、通常の冷間伸線加工後の鋼線の引張強さが 1700NZmm ² 未満となり、本発明の高延靱性の効果が顕著に現れないし、また、剛性率も低くなる。そのため、加工誘起マルテンサイト量が 20% 以上であることが望ましい。一方、冷間伸線加工後の加工誘起マルテンサイト量が 80%を超えるとオースフォームされた強靭なマルテンサイト量自体が減少して、延靱性を低下させる。そのため、上限を 80%にすることが望ましい。とりわけ、オースフォームによる強靱化と高剛性率を最大限に引き出すためには、冷間伸線加工後の鋼線の加工誘起マルテンサイト量を 40%〜 70%とすることが好ましいなお、この加工誘起マルテンサイト量（体積⁰/。）の測定は、例えば、直流磁化特性の測定装置などによる飽和磁束密度から求めることができる。また、簡易的なフェライトメータ等で測定する場合は、線径により補正が必要である。

次に、本発明で規定した 2 C + N量（％) および（ 1 )，（ 2 ) 式について説明する。

2 C + N (%) は冷間伸線加工後の鋼線の引張強さに及ぼす C， Nの影響を調査した結果得られたものである。冷間伸線加工後の鋼線の引張強さを 1700N/mm² 以上確保するため 2 C + Nを 0.17 (% ) 以上にする。しかし、 0.32 (%) を超えると延靱性を低下させるため、上限を 0.32 (%) とした。とりわけ、安定した高強度化（引張強さ≥ 1900NZmm² ) と高延靱性の観点から、 0.20 (%) 以上、 0.30 (%) 以下とすることが望ましい。

次に、（ 1 ) 式の Ni当量は、冷間伸線加工した後の鋼線の延靱性に及ぼす各元素の影響を調査した結果得られたもので、延靱性に対し、効果のある元素と影響度を示すものである。

Ni当量（％) = Ni + 0.65Cr + 0.98Mo + 1.06Mn + 0.35Si + 12.6 ( C + N) … ( 1 )

Ni当量の値が 24 (%) を超えると冷間伸線加工後の鋼線の加工誘起マルテンサイト量が減り、強度が低下し、本発明の効果が薄れることから 24 (%) 以下とした。一方、 Ni当量の値が 20 (%) 未満であると冷間伸線加工後の鋼線のオースフォームされたマルテンサイト自体が減少して延靱性を低下させるため、下限を 20 (%) とした。とりわけ、通常の冷間伸線加工によりオースフォームの強靱化を最大限に引き出すには、 Ni当量で 21 (%) 〜23 (%) とすることが好ましい。

また、（ 2 ) 式の GI (%) は、冷間伸線加工した後の剛性率に及ぼす各元素の影響を調査した結果得られたもので、剛性率に対し、効果のある元素と影響度を示すものである。

GI (%) = 16C + 2 Mn+ 9 Ni - 3 Cr+ 8 Mo+ 15N … （ 2 ) 必要に応じて、 GIの値を 30 (%) 以下とする。 GIの値が 30 (%) を超えると冷間伸線加工後の剛性率が低くなることから、上限を 30 (%) とするのが望ましい。とりわけ、 25 (%) 以下とすることが好ましい。

次に、本発明の鋼線の製造工程の概要について説明する。本発明の鋼線は、以下の①、 ②のいずれかの工程により製造される。

すなわち、所要の成分に調整した鋼を熱間圧延してステンレス口ッドとし、これを溶体化処理（圧延後の連続処理も含む）後、 ①仕上げ冷間伸線加工により鋼線（最終製品）とする力、、 ②最終の鋼線径とステンレスロッド径との差が大きい場合は、前記溶体化処理されたステンレスロッドを 1回以上の冷間伸線加工、焼鈍（溶体化処理）を繰返して粗線（ストランド）とし、この粗線にストランド焼鈍（溶体化処理）を施した後、仕上げ冷間伸線加工を施して鋼線（最終製品）とする。この一連の工程中において溶体化処理（ストランド焼鈍を含む）は、水素ガスを含有する雰囲気中、水素ガスを含有しない雰囲気中のいずれでもよいが、本発明においては後述するように、少くとも最後の溶体化処理は、水素ガスを含有しない雰囲気中で行ない、特定の条件下で仕上の冷間伸線加工を行なう。なお、ここで溶体化処理とは炭化物を固溶状態にすることをいう。

また、本発明においては、上述の一連の工程中の一工程として水素を含有しない雰囲気中で脱水素処理を行ない、特定の条件下で仕上げの冷間伸線加工を行う。

次に、冷間伸線加工条件について説明する。

( 3 ) 式は溶体化処理後のロッドまたは、粗線の冷間伸線加工量、（ 4 ) 式はその範囲を示したものである。

ε = In ( A₀ / A) … （ 3 )

A₀ ：冷間伸線加工前のロッドまたは粗線の断面積

A ：冷間伸線加工後の鋼線の断面積

0.15X (Ni当量） — 2.28≤ _ε ≤0.15X (Ni当量）一 0.88··· ( 4 ) 室温で一般の冷間伸線加工を施す場合、（ 3 ) 式で規定した冷間伸線加工量； ε の値が（ 4 ) 式で規定した範囲に入るようにする。 ( 4 ) 式の範囲よりも小さい場合、冷間伸線加工後の鋼線の引張強さが低下し、また、剛性率も低くなる。一方、（ 4 ) 式の範囲よりも大きくなると、冷間伸線加工後の鋼線のマルテンサイト量が増加し、延靱性が低下する。そのため、（ 3 ) , ( 4 ) 式で溶体化処理後の冷間伸線加工量を限定する。

次に、ロッド又は粗線の溶体化処理（ストランド焼紙を含む）および脱水素処理条件について説明する。

延靱性は、前述したように鋼線の水素含有量の依存性を示す。水素ガスを含有する還元ガス雰囲気中で溶体化処理すると水素の吸収により、鋼が 4 ppm を超える水素を含有して、延靱性が劣化する。そのため、前述の工程中の少くとも最後の溶体化処理時は、水素ガスを含有しない Arガス、窒素ガス、大気等の雰囲気で行ない、鋼中水素含有量を 4 ppm 以下とする。特に Arガスなどの雰囲気では、表面酸化が防止されるので好ましい。

また、鋼中の水素量を 4 ppm 以下とするために、前述の一連のェ程中の一工程として、例えば、ロッドを溶体化処理する前後、粗線にする冷間伸線加工のための溶体化処理の前後、あるいは仕上げ冷間伸線加工するための溶体化処理の前後などにおいて、脱水素処理を施す。すなわち、 200〜 600°Cの水素ガスを含有しない雰囲気中で脱水素処理を施すと、延靱性が向上する。この時、 200°C以下ではその効果が明確でなく、 600°Cを超えると酸化スケールが厚くなり、製造性が劣化する。そのため、 200〜 600°C、好ましくは、 2 00〜 400°C、の水素ガスを含まない Arガス、窒素ガス、大気等の雰囲気中で脱水素処理することが望ましい。

次に、口ッド又は粗線の冷間伸線加工前のオーステナイト組織の結晶粒径について説明する。

冷間伸線加工前の口ッドまたは粗線のオーステナイト組織の平均結晶粒径が 30 μ mを超える場合、冷間伸線加工後の鋼線の延靱性が低下する。そのため、必要に応じ、冷間伸線加工前のロッドまたは粗線の溶体化処理条件を、例えば 950°C〜1150°Cの温度域から平均 5 °C Z s以上の冷却速度で 500°C以下まで急冷するなどによって、調整してオーステナイト組織の平均結晶粒径を 30 μ m以下とする。実施例

以下に本発明の実施例に基いてさらに具体的に説明する。

本発明は、とりわけ、冷間伸線加工後の鋼線の目標特性として、引張強さが 1700 N Z mm² 以上、ばね用鋼線の延靱性の重要な因子である捻回値が 10回以上、ばね用鋼線の弾性率の重要な因子である剛性率が 63GPa 以上とした。弾性率の重要な因子としてヤング率もあるが、本発明では剛性率をその代表値として規定する。

実施例の供試材は、通常のステンレス線材の製造工程で溶製し、熱間で φ 5. 5mmまでロッド圧延を行い、 1000°Cで圧延を終了した。得られたロッドを約 1050°Cで 5 m in の熱処理（溶体化処理）を施し、水冷した。その後、一部は脱水素処理を施して、中間の冷間伸線加工を行い粗線とした。その後この粗線を、ストランド炉にて Arガス雰囲気で 1050°Cの溶体化処理を施した後、仕上げの冷間伸線加工を施し鋼線とした。

そして、この仕上げ冷間伸線加工前（溶体化処理後）の粗線のォーステナイトの平均結晶粒径と仕上冷間伸線加工後の鋼線の水素量、加工誘起マルテンサイト量、引張強さ、捻回値、剛性率を調査した。

冷間伸線加工前の粗線オーステナイト平均結晶粒径は、粗線の横断面を 10%硝酸溶液中で電解エッチングを行い、その後、画像解析により、各結晶毎の断面積を求め、この面積を換算した換算径（ d ) の 10点の平均値で示している。水素量は、冷間伸線加工後の鋼線から試料を取り出し、不活性ガス溶融一熱伝導側定法により測定した。

冷間伸線加工後の鋼線の加工誘起マルテンサイト量は、直流式の

BHトレーサーにて飽和磁化を測定して求めた。

冷間伸線加工後の銅線の引張強さは、 J I S Z2241の引張試験により測定した。

冷間伸線加工後の鋼線の捻回値は、ねじり試験を行い、破断するまでのねじれ回数にて評価した。

冷間伸線加工後の銅線の剛性率は、ねじり振り子法により測定した。

まず、本発明の基本成分の効果について述べる。供試材は、熱間でのロッド圧延と溶体化処理を施した後の口ッドを φ 3. 4mmまで中間の冷間伸線加工を施して粗線とし、続いて Ar雰囲気で溶体化処理を施して、その後、 φ 1. 6mmまで仕上げの冷間伸線加工を施して鋼線とた。表 1 に実施例の基本成分と鋼線の特性を示す。

本発明例 No. 1〜No. 19と比較例 No. 20〜No. 32は、鋼線の各特性に及ぼすマトリックスの成分； C， S i , Mn, P , S， Ni， Cr , Mo , Cu ， O， Nの影響を調査したものである。

本発明例は、全ての鋼線の引張強さが 1700 N Z mm² 以上であり、捻回値が 10回以上、剛性率が 63GPa 以上であり、高強度で捻回値、弾性率に優れていた。また、本発明例の No. 1 と No. 19との比較において、 Pを下げることで捻回値が向上していた。

しかし、比較例 No. 20では、 C量が低く、捻回値と弾性率は低くないが、強度が低いため、本発明の効果が明確でなかった。

比較例 No. 21では、 C量が高く、捻回値に劣っていた。

比較例 No. 22では、 N量が高く、ブローホール等の材料欠陥が発生したため、捻回値に劣っていた。比較例 No. 23では、 S i量が高く、捻回値に劣っていた。

比較例 No . 24では、 Mn量が高く、捻回値に劣っていた。

比較例 No . 25では、 Ni量が高く、加工誘起マルテンサイト量が低く、剛性率に劣る。

比較例 No. 26では、 Ni量が低く、加工誘起マルテンサイト量が高く、捻回値に劣っていた。

比較例 No. 27では、 Cr量が低く、加工誘起マルテンサイト量が高く、捻回値に劣っていた。

比較例 No. 28では、 Cr量が高く、捻回値に劣るばかり力、加工誘起マルテンサイト量が低く、剛性率にも劣っていた。

比較例 No . 29では、 Mo量が高く、剛性率に劣っていた。

比較例 No. 30では、 Cu量が高く、引張強さが低いため、本発明の高捻回値の効果が明確でないばかり力、加工誘起マルテンサイト量が低く、剛性率にも劣っていた。

比較例 No. 31， Νο· 32では、 Ο量および S量がそれぞれ高く、捻回値に劣つていた。

次に、本発明の結晶粒微細化と結晶粒微細化元素添加の効果について述べる。供試材は、熱間でのロッド圧延と溶体化処理を施した後のロッドを、 φ 3. 4mmまで中間の冷間伸線加工を施して粗線とし、続いて Ar雰囲気で溶体化処理を施した。そして、その後、この粗線に φ 1. 6mmまで仕上げの冷間伸線加工を施し鋼線とした。表 2に実施例の基本成分と鋼線の特性を示す。

本発明例 No. 33〜Νο· 44と比較例 No. 45， No. 46は、鋼線の捻回値に及ぼす結晶粒微細化と結晶粒微細化元素の添加の効果を調査したものである。

本発明例 No. 34〜No. 44において、結晶粒微細化のために Al , Nb， Ti， Zr， Ta， W， Vが添加されて、平均結晶粒径が約 10 μ mとなつており、本発明例 No.33に比べ捻回値が明らかにさらに向上した。結晶粒微細化の高捻回値の効果は明らかである。さらに、表 2の本発明例 Νο· 34〜44 (Ni当量はすべて 21· 7〜22.1%) のうち、引張強さが 2000N/mm² 以上である No.35， 36， 38, 44の捻回値（それぞれ 29回、 25回、 32回、 25回）と、表 1 の結晶粒微細化元素の添加のない本発明例 No.：!〜 No.19 のうちで、 Ni当量が 21.7〜22.1%かつ、引張強さが 2000NZmm² 以上である No.3， 11, 12， 18の捻回値（それぞれ 13回、 13回、 11回、 13回）とを比較しても、結晶粒微細化元素の添加の効果は明らかである。

し力、し、比較例 No.45， No.46においては、 A1や Nbが過剰に添加されているため逆に捻回値が低下した。

次に本発明の水素量を低減した効果、および、水素低減を図るための製造方法の効果について述べる。表 3に実施例の製造条件と特性を示す。供試材について、表 1の鋼種 Aを熱間でロッド圧延し溶体化処理後、このロッドの一部を表 3中の条件にて脱水素処理を施した。そして、 φ 3.4mmまで中間の冷間伸線加工を施して粗線とし、続いて表 3中の各雰囲気ガスの条件でストランド焼鈍（溶体化処理）を施して、その後、この粗線を φ 1.6mmまで仕上げの冷間伸線加工を施して鋼線とした。

本発明例 No.47〜No.55と比較例 No, 56， No.57は、鋼線の捻回値に及ぼす結晶粒微細化と結晶粒微細化元素の添加の効果を調査したものである。

本発明例 No.47〜No.55において、水素量が低いため捻回値が高い。特に、本発明例 No.50〜No.55は、脱水素処理を施し、水素量を更に低減しているため、捻回値が更に向上した。水素低減による高捻回値化の効果は明らかである。

しかし、比較例 No.56， No.57は水素ガスを含む雰囲気中で焼鈍しており、材料中の水素量が高いため、捻回値に劣っていた。

次に本発明の冷間伸線加工方法の効果について述べる。表 4に実施例の冷間伸線条件と特性を示す。供試材については、表 2の鋼種 AH、表 1の鋼種 Iおよび鋼種 Lを熱間で口ッド圧延し溶体化処理した後、このロッドに φ 3.4mmまで中間の冷間伸線加工を施して粗線とし、続いて Ar雰囲気ガス中でストランド焼鈍（溶体化処理）を施して、その後、この粗線に表 4中の冷間伸線加工量で仕上げの冷間伸線加工を施し、鋼線とした。また、表 4には、（ 3 )，（ 4 ) 式から計算される最適な冷間伸線加工量の範囲も示す。

本発明例 No.58〜No.66と比較例 No.67〜No.72は、鋼線の引張強さ、捻回値、剛性率に及ぼす冷間伸線加工量の効果を調査したものである。

本発明例 No.58〜No.66は、冷間伸線加工量が適正であるため、引張強さが高く、且つ、高い捻回値と剛性率を示す。

しかし、比較例 No.67， No.69， No.71は、冷間伸線加工量が低いため、引張強さが低く、本発明の高捻回値の効果が明確でないばかり力、、加工誘起マルテンサイト量が低く、剛性率にも劣っていた。比較例 No.68， No.70, No.72は、冷間伸線加工量が高過ぎ、加工誘起マルテンサイト量が多いため、捻回値に劣っていた。

以上の実施例からわかるように、本発明の高強度ステンレス鋼線は、捻回値（延靱性）と剛性率において極めて優れていることは明らかである。〔表 1〕

*；本発明範囲から外れているもの。

〔表 2〕

*；本発明範囲から外れているもの

〔表 3〕

00

* ：本発明範囲から外れているもの。

〔表 4〕 O

* ：本発明範囲から外れているもの

産業上の利用可能性

本発明の延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス銅線およびその製造方法によれば、オーステナイト系ステンレス鋼線の母材の基本成分、清浄度（酸素、硫黄）の規制に加え、組織、強度と伸線加ェ条件を限定して、結晶粒微細化とオースフォームの強靱化の効果を使うことで、延靱性と剛性率を著しく向上させた高強度ステンレス鋼線を安定して得ることができる。

Claims

求の囲

1 . 質量⁰ /oで、 C ： 0· 03〜0, 14%、 Si : 0.1〜 4.0%、 Mn： 0.1 〜 5.0%、 Ni ： 5.0〜 9.0%、 Cr： 14.0〜： 19.0%、 N ： 0.005~0. 20%、 O ： 0.001〜0.01%、 S : 0.0001〜 0.012%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、 2 C + Nが 0.17〜0.32 %、下記（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24、 H≤ 4 ppm であることを特徴とする延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線。

Ni当量 (%) =Ni + 0.65Cr + 0.98Mo+l.06Mn+0.35Si + 12.6 ( C + N) ( 1 )

2. 前記鋼線は、さらに、質量％で、下記の A， B , Cのいずれか 1種以上含有することを特徴とする請求の範囲第 1項に記載の延靭性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線。

A ： Al, Nb, Ti， Zr, Ta， Wの何れか 1種または 2種以上をそれぞれ： 0.01〜0.30%

B ： V ： 0.1〜 0.5%

C ： Mo： 0.2〜 3.0%

3. 前記鋼線の下記（ 2 ) 式の GI (%) の値が 30以下であることを特徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線。

GI (%) =16C + 2 Mn+ 9 Ni - 3 Cr + 8 Mo + 15N ( 2 )

4. 重量⁰ /oで、 C ： 0.03〜0.14%、 Si : 0.1〜 4.0%、 Mn： 0.1 〜

5.0%、 Ni ： 5.0~ 9.0%、 Cr : 14.0〜19· 0%、 N ： 0.005〜0. 20%、 O ： 0.001-0.01%, S : 0.0001〜 0.012%を含有し、残部が Feおよび不可避的不純物からなり、かつ、 2 C + Nが 0.17〜0.32 %、下記（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24である鋼を熱間圧延してロッドとし、溶体化処理した後、或いはこのロッドを 1回以上溶体化処理および冷間伸線加工をして粗線とした後、仕上げの冷間伸線加工を施して鋼線とする一連の工程において、少くとも最後の溶体化処理を水素ガスを含有しない雰囲気中で行ない、銅中の Hを 4 ppm 以下とし、（ 3 ) 式で示される冷間伸線加工量： ε 力（ 4 ) 式の範囲内となるように仕上げの冷間伸線加工を行なうことを特徴とする延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法

Ni当量 (%) =Ni + 0.65Cr + 0.98Mo+ 1.06Mn+ 0.35Si + 12.6 ( C + N) ( 1 )

ε = ln ( A₀ /A ) ( 3 ) 但し、 A。：冷間伸線加工前のロッドまたは粗線の断面積

A ：冷間伸線加工後の鋼線の断面積

0.15X (Ni当量）一 2· 28≤ ε ≤0.15X (Ni当量） — 0.88 ( 4 ) 5. 質量⁰ /₀で、 C ： 0.03〜0.14%、 Si : 0.1~ 4.0%、 Mn： 0.1 〜 5.0%、 Ni ： 5.0〜 9.0%、 Cr： 14.0〜19.0%、 N ： 0.005〜0. 20%、 O ： 0.001〜0.01%、 S : 0.0001〜 0.012%を含有し、かつ、 2 C + Nが 0.17〜0.32%、（ 1 ) 式の Ni当量（％) の値が 20〜24 であり、残部が Feおよび不可避的不純物からなる鋼を熱間圧延してロッドとし溶体化処理した後、或いはこのロッドを 1回以上溶体化処理および冷間伸線加工して粗線とした後、仕上の冷間伸線加工を施して鋼線にする一連の工程中の一工程として、水素ガスを含有しない雰囲気中で脱水素処理を施して鋼中の Hを 4 ppm 以下とし、（ 3 ) 式で示される伸線加工量： ε が、（ 4 ) 式の範囲内となるように仕上の冷間伸線加工を行うことを特徴とする延靱性 · 弾性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法。

Ni当量 = Ni + (K 65Cr + 0.98Mo + l.06Mn+ 0.35Si + 12- 6 ( C + N )

( 1 ) ε =ln (A₀ /A) ( 3 ) 但し、 A_Q ：冷間伸線加工前のロッドまたは粗線の断面積

A ：冷間伸線加工後の鋼線の断面積

0.15X (Ni当量） —2, 28≤ ε 15X (Ni当量）一0.88 ( 4 )

6 , 前記鋼、ロッドまたは粗線は、さらに、質量％で、下記の A ， B , Cのいずれか 1種以上を含有することを特徴とする請求の範囲第 4項または第 5項に記載の延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法。

A ： Al, Nb， Ti, Zr， Ta， Wのいずれか 1種または 2種以上をそれぞれ： 0.01〜0.30%

B ： V ： 0.：！〜 0.5%

C ： Mo： 0.2〜 3.0%

7. 前記ロッドまたは粗線の冷間伸線加工前のオーステナイト平均結晶粒径が 30 μ πι以下であることを特徴とする請求の範囲第 4項または第 5項に記載の延靱性 · 弾性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法。

8. 前記鋼、ロッドまたは粗線は、さらに、質量％で、下記の A ， B , Cのいずれか 1種以上を含有し、

かつ、前記ロッドまたは粗線の冷間伸線加工前のオーステナイト平均結晶粒径が 30 μ m以下であることを特徴とする請求の範囲第 4項または第 5項に記載の延靱性 · 剛性率に優れる高強度ステンレス鋼線の製造方法。

A ： Al, Nb, Ti, Zr， Ta， Wのいずれか 1種または 2種以上をそれぞれ： 0.01〜 30%

B ： V ： 0.1〜 0.5%

C ： Mo： 0.2〜 3.0%、