JP2006291261A

JP2006291261A - 高強度細線及びその製造方法

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Publication number: JP2006291261A
Application number: JP2005111267A
Authority: JP
Inventors: Noritaka Takahata; 紀孝高畑; Shigenori Ueda; 茂紀植田; Tetsuya Shimizu; 哲也清水; Hideyuki Oma; 英之大間; Yoshinori Tanimoto; 好則谷本; Naoyuki Kawabata; 直行川畑; Tamotsu Karaki; 保辛木
Original assignee: Nippon Seisen Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Current assignee: Nippon Seisen Co Ltd; Daido Steel Co Ltd
Priority date: 2005-04-07
Filing date: 2005-04-07
Publication date: 2006-10-26
Anticipated expiration: 2025-04-07
Also published as: JP5099978B2

Abstract

【課題】高い引張強度を有する高耐食性高強度細線を提供する。
【解決手段】第３伸線工程２６での冷間伸線と、その後の時効工程２８での時効とにより、基材よりも高い十分な引張強度の高耐食性細線１０が得られる。また、基材である合金組成はＮｉを主成分とするものであることから、好適な磁気特性すなわち１．００３程度の低透磁率が得られる。しかも、その透磁率はＳＵＳ３０４で代表されるオーステナイト系ステンレス鋼のように冷間若しくは温間の塑性加工で増加することがない。また、基材であるＮｉ基合金組成は３０〜４５（重量）％のＣｒを含むことから、高い耐食性が得られる。また、基材であるＮｉ基合金組成は高価な金属を含まないので、安価な耐食性高強度細線が得られる。
【選択図】図１

Description

本発明は、高い引張強度を有するＮｉ基合金製の高耐食性かつ高強度の合金細線、及びその製造方法に関するものである。

たとえばジルコニアフェルール等の穴付セラミックスを粉体成形するための粉体成形用のピン、ＩＣ検査用のプローブピン、基板打ち抜きパンチ、ドットピン、マイクロシャフト等において用いる線材としては、線径を５μｍから１．０ｍｍ程度までに細くすることが必要であり、且つ耐食性にすぐれるとともにたとえば６５０ＨＶ以上の高硬度を有する高耐食性の高強度細線が求められている。

このような用途に対し、粉末ハイス線、タングステン線を用いることが考えられる。前者の粉末ハイス線は、ハイス粉末から焼結、鍛造、焼鈍、伸線等を施すことによって線材とすることから、製造工程が煩雑である。又、焼結であり、微細空孔が形成され耐食性にも劣り、透磁率も高いという問題があった。後者のタングステン線は、比較的優れた耐食性を有するものの、非常に高価であるという欠点があった。また、ＳＵＳ４２０Ｊ２やＳＵＳ４４０Ｃに代表されるマルテンサイト系ステンレス鋼線は高硬度で、また比較的安価であることから広く使用されているが、耐食性に劣り、また強磁性でもあることから使用用途が制約されるものであった。しかもそのようなステンレス鋼は難加工材であり、細線化を図ることは困難であった。

これに対し、特許文献１に記載されているように、０．１（質量）％以下の炭素Ｃ、２．０（質量）％以下の珪素Ｓｉ、２．０（質量）％以下のマンガンＭｎ、３０〜４５（質量）％のクロムＣｒ、および１．５〜５（質量）％のアルミニウムＡｌを含有し、残部が不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有し、γ’相およびαＣｒ相の複合析出により強化されたＮｉ基高強度合金が提案されている。
特開２００２−６９５５７号公報

ところで、上記従来のＮｉ基合金は、Ｎｉをベース（基）としているため磁性が低いという特徴がある。また、Ｃｒが添加されることによって耐食性が高くされるとともに、Ａｌも添加されていることから、αＣｒとγ’が複合析出して比較的高い引張強度が得られるものの、その用途は、軸受などの比較的大型形状のもの（例えば、直径１８〜３０ｍｍの棒材）を対象とするものであり、また、その製造方法も固溶化処理とその後の時効処理によるものであることから、特性も引張強さ２３００ＭＰａ、硬さ６７０ＨＶ程度が限界であった。

したがって、前記Ｎｉ基合金を熱間圧延により細線にしたとしてもドットピンやプローブピンなどには強度不足で適しない。また、これら用途には直径１ｍｍ以下の細線が用いられることから、軸受などの大型品の適合に比して、低荷重で切損や変形の起こる可能性があるため、高硬度化だけでなく、高靭性が必要となる。

そこで、本発明者等は、前記用途に適合する高強度Ｎｉ基合金の細線とするためには、合金組成の調整だけでは難しく、さらに検討を重ねた。その結果、前記Ｎｉ基合金において加工率３０％以上の伸線を施した後に、歪み取り焼鈍を経ないで、その歪みが解放されない６５０℃以下の温度で所定時間保持する時効処理によって、金属組織内にαＣｒとγ’などを微細に複合析出させることで格段に高い強度と靭性を有する細線が得られるという現象を見出した。本発明はそのような知見に基づいて為されたものである。

すなわち、請求項１に係る発明の要旨とするところは、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、およびＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部が実質的に不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有し、伸線加工とその後、時効によって硬さ７００ＨＶ以上であることを特徴とする高耐食かつ高強度細線である。

また、請求項２に係る発明の要旨とするところは、前記請求項１に係る発明において、前記高強度細線は、その金属組織内に第２相を析出させるものであることを特徴とする。

また、請求項３に係る発明の要旨とするところは、前記請求項１または２に係る発明において、細線は、１．０ｍｍ以下の直径を有するものであることを特徴とする。

また、請求項４に係る発明の要旨とするところは、前記請求項１乃至３のいずれかに係る発明において、前記高強度細線は、７５０〜８５０ＨＶの高硬度特性を有するものであることを特徴とする。

また、請求項５に係る発明の要旨とするところは、前記請求項１乃至４のいずれかに係る発明において、前記高強度細線は、(a) ３．０（質量）％以下のＴｉ、Ｚｒ、および／またはＨｆ、(b) ３．０（質量）％以下のＮｂ、Ｔａ、および／またはＶ、(c) ３．０（質量）％以下のＣｏ、１０（質量）％以下のＭｏ、および／または３．０（質量）％以下のＷを、Ｍｏ＋０．５Ｗで１０（質量）％以下、(d) ５（質量）％以下のＣｕ、０．０１５（質量）％以下のＢ、０．０１（質量）％以下のＭｇ、および／または０．１（質量）％以下のＲＥＭのうちの少くとも１つを添加物として含むことを特徴とする。

また、請求項６に係る発明の要旨とするところは、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、およびＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部が実質的に不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有する高耐食性高強度細線の製造方法であって、(a) 前記Ｎｉ基合金組成を有する線材を加工率３０％以上で伸線する伸線工程と、(b) その伸線工程によって細径化された線材を温度６５０℃以下で所定の時間保持する時効処理工程とを、含むことを特徴とする。

請求項１に係る発明によれば、特にＣｒを３０〜４５（質量）％と多量に添加することで金属組織内にα相が析出、またＡｌを１．５〜５．０（質量）％添加することでγ’相が析出している前記組成のＮｉ基合金を用い、また、α相やγ’相などの第２相は、伸線加工とその後の時効処理によって、析出する。したがって、線径が小さい細線でありながらも、特にドットピンや打ち抜きパンチなどに好適する耐衝撃用の細線として、高強度と高靭性を備えており、用途の拡大に寄与するものである。

しかも本発明では、前記Ｃｒを含有するＮｉ合金でもあることから高い耐食性を有する。又、Ｎｉをベースとしているため、磁性が低く塑性加工を施しても磁性は上昇しない。従って、電子部品用例えばマイクロシャフトなどへの応用も可能である。また、基材のＮｉ合金は高価な元素は含まないことから、安価に細線を製造できる。

また、請求項２の発明によれば、前記第２相は、αＣｒ、γ’によるものとしており、強度、硬さを向上させる。

したがって、請求項３による直径１ｍｍ以上の細線において用途拡大を図るとともに、請求項４の発明では、前記高強度細線が、７５０〜８５０ＨＶの高硬度特性を有するものであることから、耐久性の高い、粉体成形用のピン、ＩＣ検査用のピン、基板打ち抜きパンチ、ドットピン、マイクロシャフト等としての展開拡大を図ることができる。

また、請求項５に係る発明によれば、(a) ３．０（質量）％以下のＴｉ、Ｚｒ、および／またはＨｆ、(b) ３．０（質量）％以下のＮｂ、Ｔａ、および／またはＶ、(c) ３．０（質量）％以下のＣｏ、１０（質量）％以下のＭｏ、および／または３．０（質量）％以下のＷを、Ｍｏ＋０．５Ｗで１０（質量）％以下、(d)５（質量）％以下のＣｕ、０．０１５（質量）％以下のＢ、０．０１（質量）％以下のＭｇ、および／または０．１（質量）％以下のＲＥＭのうちの少くとも１つ添加物として含まれているので、各添加物に対応した特性の改善が得られる。

また、請求項６に係る発明によれば、質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、およびＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部が実質的に不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有する線材を３０％以上の加工率で伸線する伸線工程と、その伸線工程によって細径化された線材を６５０℃以下の温度で所定の時間保持する時効処理工程とにより、基材よりも十分に高い強度を有する高強度細線が得られる。また、基材である合金組成はＮｉを主成分とするものであることから、好適な磁気特性すなわち低透磁率を有する非磁性高強度細線が得られる。しかも、従来のＳＵＳ４４０Ｃなどのマルテンサイト系ステンレス鋼に比して、伸線加工性にすぐれることから容易に細線化でき、歩留向上を図ることができる。また、基材であるＮｉ基合金組成は３０〜４５（質量）％のＣｒを含むことから、高い耐食性を有する高強度細線が得られる。また、基材であるＮｉ基合金組成は高価な金属を含まないので、安価な高強度細線が得られる。

以下に、本発明の高耐食性高強度細線の基本的な態様を構成する各合金成分の作用と、組成範囲の限定理由を説明する。

Ｃ：０．１（質量）％以下、好ましくは０．０８（質量）％以下
Ｃは溶製時に脱酸剤として作用するほか、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆのグループに属する元素、またはＮｂ、ＴａおよびＶのグループに属する元素が存在する場合は、それらと炭化物を形成して、固溶化熱処理時の結晶粒粗大化を防止するとともに、粒界の強化に寄与する。０．１（質量）％を超える添加は、過剰な炭化物を形成し、強度および靭性を低下させるだけでなく伸線時に断線の起点となる。好ましい含有量の上限界は０．０８（質量）％である。

Ｓｉ：２．０（質量）％以下
Ｓｉは脱酸剤として必要であるが、多量の添加は、強度および靭性の低下を招く。その限界は、２．０（質量）％である。１．０（質量）％以下が好ましい。

Ｍｎ：２．０（質量）％以下
ＭｎもＳｉと同様、脱酸剤として有用であるが、過大な添加はやはり強度および靭性の低下を招く。上限として、２．０（質量）％を設定した。これも、１．０（質量）％以下が好ましい。

Ｃｒ：３０〜４５（質量）％
Ｃｒはα相を形成する主要な元素であり、α相がγ’相と複合析出することで高強度と高硬度が得られるという点で、重要な元素である。もちろん、耐食性にも寄与する。これらの効果は、３０（質量）％に満たない量では十分に得られず、一方で４５（質量）％を超える添加は、加工性の低下を招く。より好適な範囲は、３２〜４２（質量）％である。

Ａｌ：１．５〜５．０（質量）％
Ａｌはγ’相を形成する重要な元素であり、さらに耐高温腐食性の向上にも役立つ。この効果は１．５（質量）％に達しない添加では得られず、また添加量が５．０（質量）％を超えると、加工性が悪くなる。好ましい範囲は、２．０〜４．５（質量）％である。

本発明に高耐食性高強度細線の変更態様において任意に添加する各グループの合金成分の作用と、組成範囲の限定理由はつぎのとおりである。

Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆの１種または２種以上（２種以上の場合は合計で）：３．０（質量）％以下
これらの元素は、γ’相を形成するＡｌと置換することによりγ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度をさらに高める働きがあるから、Ａｌと複合して添加するとよい。ただし、添加量が３．０（質量）％を超えると、加工性が悪くする。３種の元素のうちで、強度の向上に最も効果的なものはＴｉであり、その添加量の最適な範囲は２．０（質量）％以下である。ＺｒおよびＨｆには、結晶粒界に偏析して粒界を強化する効果もある。Ｚｒ及びＨｆの添加量は、０．１（質量）％以下のところに最適範囲がある。

Ｎｂ、ＴａおよびＶの１種または２種以上を（２種以上の場合は合計で）：３．０（質量）％以下
Ｎｂ、ＴａおよびＶも、Ｔｉ、ＺｒおよびＨｆと同様な機構で、すなわちγ’相を形成するＡｌと置換することによりγ’相の固溶強化に寄与し、合金の強度をさらに高める作用がある。しかし、３．０（質量）％を超える添加は、加工性を悪くする。これら３種の元素のうちで、添加効果が最も高いものはＮｂおよびＴａであり、その添加量の最適な範囲は２．０（質量）％以下である。Ｖの最適な添加量は、０．５（質量）％以下である。

Ｃｏ：３．０（質量）％以下、Ｍｏ：１０（質量）％以下および（または）Ｗ：１０（質量）％以下を、Ｍｏ＋０．５Ｗ：１０（質量）％以下
Ｃｏは、固溶強化により合金の強度を高める。γ’相の析出量を増大させる存在でもある。しかしＣｏは高価な材料であるから、多量の添加は得策といえず、現実的な上限は、３．０（質量）％である。ＭｏおよびＷもまた、固溶強化により合金の強度を高める。Ｍｏには、耐食性を向上させる働きもある。Ｍｏ＋０．５Ｗが１０（質量）％を超えると、加工性や耐高温腐食性を損なう。ＭｏもＷも高価な材料であるから、多量の添加は合金のコストを高めて不利である。

Ｃｕ：５（質量）％以下、Ｂ：０．０１５（質量）％以下、Ｍｇ：０．０１（質量）％以下、Ｃａ：０．０１（質量）％およびＲＥＭ：０．１（質量）％以下の１種または２種以上
Ｃｕは冷間加工性を改善する。さらに、耐硫酸腐食性を顕著に向上させる効果もある。多量の添加は熱間加工性にとって好ましくないから、５（質量）％以内の添加に止めるべきである。Ｂ、ＭｇおよびＣａは、いずれも熱間加工性を改善する。Ｂは、これに加えて結晶粒界に偏析して粒界を強化し、クリープ強度を高めるのにも役立つ。ＭｇおよびＣａは、溶解時に脱酸および脱硫を意図して添加することもある。いずれも過大な添加は、かえって熱間加工性を低下させる。そこで添加量の上限として、Ｂについては０．０１５（質量）％、ＭｇおよびＣａについては０．０１（質量）％を設けた。ＲＥＭは、高温で使用する部品の耐酸化性を高める。この効果は、主として、密着したスケールの剥離を抑制するという機構を通じて得られる。しかし、熱間加工性にとっては好ましくない存在であるから、０．１（質量）％以下の添加に止める。

不純物として混入してくる合金元素のうち、もっとも可能性が高いのは、Ｆｅである。Ｆｅは合金の強度、高温および常温の耐食性を低くする傾向があるので、原料を吟味するなどして、なるべく混入量を低く抑える。許容できる限界は５（質量）％であるが、できれば３（質量）％以下に止めたい。

本発明では、このように合金組成と、また伸線加工及びそれに続く時効処理によって、細線金属組織内に微細な第２相を析出させることで、細線自体の硬さを７００ＨＶ以上の高強度特性とする。この第２相としては、例えばαＣｒ（アルファクロム）及びγ’（ガンマプライム：Ｎｉ_３Ａｌ）が好適であるが、これに代えて、あるいはこれと複合して例えば炭窒化物や非金属介在物であってもよい。また、その形態については、例えば実施例による図６（５０００倍）に見られるように複数の微細粒子が面積比３０％以上で分布している。

本発明では伸線加工率３０％以上とし、より好ましくは５０〜９５％として加工硬化を図り、強度アップすることが好ましい。また伸線加工は、通常は冷間連続伸線が採用できるが、伸線による歪が無くならない例えば２００〜６００℃程度の温度下で行う温間伸線によるものであってもよい。

次に、時効処理については、本発明では６５０℃以下の温度、より好ましくは４５０〜５５０℃とし、この温度下で所定時間（例えば０．５〜１０Ｈｒ）保持し加熱することで、金属組織内に微細な第２相を析出させることができる。なお、加熱温度が４００℃を下回る場合は十分な析出は得られにくく、６５０℃を超えると伸線によって導入された歪が解放され、また第２相も粗大化して十分な強度が得られ難いこととなるが、このような温度であっても、例えば加熱時間を変化することである程度の調整は可能となる。

なお、本発明では「高強度細線」を対象としながらもその特性としては「ビッカース硬さ（ＨＶ）」を用いるものとしている。その理由は、金属材料において、引張強さと硬さとは相互に関連する材料特性として知られ（例えば「鉄鋼便覧」日本鉄鋼協会、昭和４８年発行、Ｐ．１６４２など）、また７００ＨＶ以上の高硬度材の引張り強さは、引張試験方法ではチャック破断等のため測定が困難なことから、本発明では強度の評価項目としてビッカース硬さを用いることとしており、その測定は、例えばＪＩＳ―Ｚ２２４４「ビッカース硬さ試験」により任意断面での数点の測定値の平均値から求める。

このように本発明の高強度細線は機械的特性・耐食性を備え、また非磁性でもあることから、腐食環境中でも使用され、ドットピンやマイクロ機器用のシャフト、プローブ用ピン、その他種々の用途に用いられるとともに、特に耐摩耗用としても、使用可能である。
ここで、前述の非磁性とは、本明細書では透磁率が１．０５以下であるものを意味する。

以下、本発明の一実施例を図面を参照して詳細に説明する。なお、以下の実施例において、図は簡略化されており、それら各部の寸法等は必ずしも正確に描かれていない。

図１は、本発明の高耐食性非磁性高強度細線の一実施例である細線１０の製造工程を説明するための工程図である。図１の原材料線材１２は、表１に示すＮｉ基合金組成の化学成分（質量％）を有し、たとえば真空溶解し、インゴットとした後に、均熱処理（１１５０℃×１６ｈｒ）し、さらに鍛造が施されることによって７０mmφの棒材とされた後、熱間線材圧延によって９．５mmφの線材とされ、次いで金属組織内の析出物を固溶させる固溶化熱処理（１１５０℃×３０ｍｉｎ／水冷）が施され、且つ皮剥されたものである。この原材料線材１２には、酸化物、炭化物、窒化物などの非金属介在物が含まれるが、溶解や精錬時における真空溶解やＡＯＤ処理により、更には、Ａｌ、Ｍｎの添加による脱酸、脱窒、脱硫によって酸化物、炭化物、窒化物などは少なくされている。又、表１には後述する比較材（ＳＵＳ４２０Ｊ２、ＳＵＳ３０４、ＳＫＨ５１）の化学式成分も併せて示す。

（表１）

図１において、酸洗工程１４では、たとえばソルト＋塩酸、硫酸、弗硝酸を用いて金属表面を清浄化する酸洗が、上記原材料線材１２に対して行われる。次いで、被膜工程１６では、たとえば炭素、二硫化モリブデン等の潤滑剤が上記原材料線材１２の表面に被膜される。次に、第１伸線工程１８では、伸線ダイスを強制的に通過させることにより原材料線材１２が冷間で伸線されて、８０．５％の加工率で５．０mmφから２．２１mmφへ伸線される。次いで、第１焼鈍工程２０において、冷間伸線により導入された歪みを除去するために１１５０℃の歪み取り焼鈍が施される。次に、第２伸線工程２２では、第１伸線工程１８と同様に伸線ダイスを強制的に通過させることにより前工程の線材が冷間で伸線されて、８３．４％の加工率で２．２１mmφから０．９mmφへ伸線される。次いで、第２焼鈍工程２４において、第１焼鈍工程２０と同様の歪み取り焼鈍が施される。このように、伸線と歪取り焼鈍は必要に応じて、随時くり返し行うことができる。

続いて、最終の伸線工程である第３伸線工程２６では、伸線ダイス３０を強制的に通過させることにより前工程の線材が冷間で伸線されて、８８．９％の加工率で０．９mmφから０．３mmφへ伸線される。図２は、上記第３伸線工程２６での伸線を説明する図である。伸線ダイス３０は、下流側では０．３mmφの穴径であるが上流側では０．９mmφよりもやや大きい穴径を有するテーパ状の伸線穴を有するダイヤモンド３２を中心部に備えている。上流側から０．９mmφの前工程の線材が下流側から引かれて強制的に通過させられることにより、０．３mmφの細線１０が形成される。ここで、上記加工率( ％) は、伸線前の断面積をＳ_ｆ、伸線後の断面積をＳ_ａとすると、( １−Ｓ_ａ/Ｓ_ｆ) ×１００で表される。

そして、続く時効工程２８においては、第３伸線工程２６を経た状態のままであって歪み取り焼鈍をしていない０．３mmφの細線１０に対して、たとえば熱処理炉を用いて５００℃×１ｈｒ（時間）の時効が行われる。この時効では、第３伸線工程２６での伸線の歪みが導入されている細線１０の金属組織内に１０μｍ以下の微細な析出物を均一に分布させるように、その歪みが解放されない温度すなわち５５０℃の温度で所定時間保持した。上記温度および保持時間は、材料や加工率毎に実験的に求められる。なお、上記析出物は、前述の酸化物、炭化物、窒化物等の非金属介在物とは異なり、αＣｒ（アルファクローム）、γ’（ガンマプライム：Ｎｉ_３Ａｌ）などの強度を高めるために有益な相であり、時効により粒子状として金属組織中に析出させる。その分布状態は図６に示す。その図６は実施例の試験細線No.1の縦断面における顕微鏡写真（１０００倍および５０００倍）である。

このようにして得られた細線１０によれば、第３伸線工程２６での冷間伸線とその後の時効工程２８での時効とにより、基材よりも高い十分な特性を有する細線が得られる。表２に示すようにＳＵＳ４２０Ｊ２材は、１ダイスの加工率を小さくすることで細径化はできたが、断線が多く歩留５０％の結果であった。また、本発明による試験細線の硬さは、表３に示すように従来の粉末ハイスであるＳＫＨ５１から得られる細線に近い硬さが得られた。また、基材である合金組成はＮｉを主成分とし、さらに３０〜５０（質量）％のＣｒを含むものであることから、表４に示すように、ＳＵＳ３０４材よりも良好な耐食性が得られ、更に、表５に示すように、好適な磁気特性すなわち１．００３程度の低い透磁率μが得られた。しかも、その表５に示すように、その透磁率はＳＵＳ３０４材のように冷間または温間の塑性加工で増加することがない。また、基材であるＮｉ基合金組成は高価な金属を含まないので、安価な高耐食性高強度細線が得られる。

（表２）
表２の試験細線は、上記実施例の細線１０と同じ工程を経て作製した０．９ｍｍφの線材より採取されたものであって、第２伸線工程２２によるものである。また、表３のＳＵＳ４２０Ｊ２は、表１に示した化学成分から構成された０．９ｍｍφの線材から採取して焼入１０５０℃後、焼戻１５０℃で処理した試験片である。

（表３）
鋼種／合金硬さ曲げ強度縦弾性係数引張強さ
単位 HV MPa MPa MPa
試験細線(0.3φ) 820 4800 252000 4800
SKH51(粉末ハイス) 820 4300 230000 3200
SUS420J2(0.3φ) 620 3200 180000 2200
次に、表３の試験細線は、上記実施例の細線１０と同じ工程を経て作製したNo.1の試験片であって、時効処理工程２８後の０．３ｍｍφであり、粉末ハイスは、表１に示す成分の粉末に粉体成形、焼結、鍛造、焼鈍、伸線等を施すことによって得られた０．３ｍｍφの線材より採取された試験片である。
このように、本発明による試験細線は、ＳＵＳ４２０Ｊ２よりすぐれ、ＳＫＨ５１に及ぶものであって、引張強さも約４８００ＭＰａである。

（表４）
鋼種／合金腐食減量(g/ｍ^２・h)
--------------------------------------
試験細線 0.3
SUS304 403
但し、表４の試験細線は表２のNo.1と同様であり、ＳＵＳ３０４は表１に示した化学成分から構成された０．９ｍｍφの線材から採取された冷間伸線のままの試験片を沸騰させた５％濃度のＨ_２ＳＯ_４を用いてＪＩＳＧ０５９１に定められた方法で腐食試験が行われた。
この結果から明らかなように本発明の試験細線は他の細線に比して腐食減量が極めて少なく０．３g/ｍ^２・hであった。さらにＪＩＳＧ０５７７によって孔食電位を計測したが、その結果もＪＩＳＧ０５７７に示しているように２００〜５００ｍＶvsＳ.Ｃ.Ｅとすぐれていることが確認された。

（表５）
鋼種透磁率μ
----------------------------
試験細線 1.003（伸線加工のまま）
1.003（時効後）
SUS304 6 〜7
但し、表５の試験細線およびＳＵＳ３０４は表４と同様であり、冷間伸線後に測定された透磁率が示されている。

以下において、本発明者等が行った加工率と引張強度或いは硬さとの関係、時効条件と硬さとの関係を求めるために行った実験例をそれぞれ説明する。

加工硬化特性を求めるために、線材の伸線の加工率（％）と引張強度（ＭＰａ）或いは伸び（％）・絞り（％）との関係が、以下に示す実験条件１を用いて求められた。

（実験条件１）
(a) 試験片
前記と同様のＮｉ基合金の５．０ｍｍφの線材を、加工率が零である５．０ｍｍφから最大２．２１ｍｍφ（加工率８０．５％）まで複数段階の伸線を行って加工率が０％、１０．０％、２０．０％、４０．０％、４５．０％、５０．０％、６０．０％、７０．０％、８０．５％である９種類の試験線材（時効前）を用意した。
(b) 引張試験方法
ＩＳＯ６８９２に準拠した試験方法に従って引張強度、伸び、絞りを各試験片についてそれぞれ測定した。

図３は、上記実験条件１を用いて求められた線材の加工率（％）と引張強度（ＭＰａ）或いは伸び（％）・絞り（％）との関係を示している。図３において、◇印は引張強度を、△印は絞りを、□印は伸びをそれぞれ示している。図３に示す関係から、伸線の加工率が増加するに伴い引張強度は高くなり、加工率が８０％に到達すると１８００ＭＰａが得られる。一方、伸びは伸線の加工率が２０％までは減少傾向を示すが、それ以上の加工率では一定値となる。絞りは伸線の加工率が増加しても４０乃至５０％の範囲内にあって高い水準が維持される。本実験例のＮｉ基合金の線材では、その伸線の加工率の増加に伴い引張強度は増加するものの絞りは高位に安定しているため、加工率が大きくなっても伸線性に優れている（ねばりがある）という特性を示している。また、磁性特性については、伸線加工による変化はほとんど認められなかった。

次に、時効硬化特性を求めるために、線材の伸線の加工率（％）と硬さ（ＨＶ）との関係が、時効前の試験線材と時効後の試験線材とについて、実験条件２を用いて求められた。

（実験条件２）
(a) 時効
熱処理炉を用いて大気中で４７５℃で１６ｈｒ保持し、その後に空冷した。
(b) テストピース
前記と同様のＮｉ基合金の０．９ｍｍφの線材を、加工率零である０．９ｍｍφから最大０．３ｍｍφ（加工率８８．９％）まで複数段階の伸線を行って伸線の加工率が０％、１５．０％、３０．０％、４０．０％、５０．０％、６０．０％、７０．０％、７５．０％、８０．０％、８５．０％、８８．９％である１１種類の試験線材（時効前）を用意するとともに、同様の１１種類の試験線材に対して、前記の条件で時効を施した別の試験線材を用意した。
(c) 硬さ試験方法
ビッカース硬さ試験機を用いて、ＪＩＳＺ２２４４に準拠した試験法に従って荷重９．８Ｎ測定した。

図４は、上記実験条件２を用いて求められた線材の加工率（％）と硬さ（ＨＶ）との関係を示している。図４において、◇印は時効前の試験線材についての硬さを、□印は時効後の試験線材についての硬さをそれぞれ示している。図４に示す関係から、時効前の試験線材は、伸線の加工率が増加するにともなって硬さも増加し、９０％加工で５００ＨＶの硬さが得られている。これに対し、時効後の試験線材は、加工率が３０％付近まで上記時効前の試験線材の硬さを少し上まわるだけでそれと略同様に変化するが、加工率が３０％を超えると硬さが急激に増加しているのが認められた。

さらに、時効特性を求めるために、時効温度および時効時間と硬さとの関係が、同じ材質の試験線材について、実験条件３を用いて求められた。

（実験条件３）
(a) 試験片
前記と同様のＮｉ基合金から採取されており、加工率が８０．５％の２．２１ｍｍφの線材と加工率が８８．９％の０．３ｍｍφの線材とを、試験片として用意した。
(b) 時効条件
上記の試験片は時効前のものと時効後のものとの両方から採取した。時効は、熱処理炉を用いて、大気中で行い、保持温度４００、４５０、５００、５５０℃で、それぞれ１、４、８、１６時間保持した。その結果の１例を図５に示している。
(c）靭性試験
次に、本発明による高強度細線の曲げ試験によって、靭性を評価することとした。
試験は、前記条件（５００℃で４Ｈｒ保持）で時効処理した直径０．３ｍｍの本発明による高強度細線と、比較細線として、表３によるＳＨＫ５１（粉末ハイス）及びＳＵＳ４２０Ｊ２の同線径の細線を各々用い、試験は、長さ８０ｍｍの各細線をＵ字状に曲げて破線に至る直前の曲率半径で評価した。
その結果、比較細線のＳＫＨ５１（粉末ハイス）では曲率半径１５ｍｍで、またＳＵＳ４２０Ｊ２材では９ｍｍで各々で破断したのに対し、本発明の細線は１０ｍｍまで曲げることができた。このことから本発明の細線は、硬さが８２０ＨＶと非常に高いにもかかわらず、大きな曲げに耐えることが確認された。

その他、一々例示はしないが、本発明は、その趣旨を逸脱しない範囲内において、種々の変更が加えられて実施されるものである。

本発明の一実施例である細線の製造工程を説明する工程図である。図１の工程図における第３伸線工程を説明する図である。実験条件１を用いて求められた線材の加工率（％）と引張強度（ＭＰａ）或いは伸び（％）・絞り（％）との関係を示す図である。実験条件２を用いて求められた線材の特性変化の１例を示す図である。実験条件３を用いて求められた線材の特性変化の１例を示す図である。本発明の高強度細線の顕微鏡写真の一例である。

符号の説明

１０：細線（耐食性高強度細線）
２６：第３伸線工程（伸線工程）
２８：時効工程

Claims

質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、およびＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部が実質的に不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有し、伸線加工とその後の時効処理によって硬さが７００ＨＶ以上であることを特徴とする高耐食性高強度細線。
前記高強度細線は、その金属組織内に第２相を析出させてなる請求項１の高耐食性高強度細線。
前記高強度細線は、１．０ｍｍ以下の直径を有するものである請求項１または２の高耐食性高強度細線。
前記高強度細線は、７５０〜８５０ＨＶの高硬度特性を有するものである請求項１乃至３のいずれかの高耐食性高強度細線。
前記高強度細線は、
(a) ３．０（質量）％以下のＴｉ、Ｚｒ、および／またはＨｆ、
(b) ３．０（質量）％以下のＮｂ、Ｔａ、および／またはＶ、
(c) ３．０（質量）％以下のＣｏ、１０（質量）％以下のＭｏ、および／または３．０（質量）％以下のＷを、Ｍｏ＋０．５Ｗで１０（質量）％以下、
(d) ５（質量）％以下のＣｕ、０．０１５（質量）％以下のＢ、０．０１（質量）％以下のＭｇ、および／または０．１（質量）％以下のＲＥＭ
のうちの少くとも１つを添加物として含むものである請求項１乃至４のいずれかの高耐食性高強度細線。
質量％で、Ｃ：０．１％以下、Ｓｉ：２．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：３０〜４５％、およびＡｌ：１．５〜５％を含有し、残部が実質的に不可避的不純物およびＮｉからなる合金組成を有する高耐食性高強度細線の製造方法であって、
前記Ｎｉ基合金組成を有する線材を３０％以上の加工率で伸線する伸線工程と、
該伸線工程によって細径化された線材を所定の６５０℃以下の温度で所定の時間保持する時効処理工程と
を、含むことを特徴とする高耐食高強度細線の製造方法。