JP2014185367A - ねじり加工性に優れるステンレス鋼線とその製造方法、並びに、ステンレス鋼線材とその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】耐食性に優れる高強度精密ばね製品の素材として、ねじり加工性に優れる廉価低Ｎｉ・高Ｍｎ系ステンレス鋼線を提供し、精密ばね加工時の耐割れ性を大幅に改善する。
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：５％超〜１５％、Ｎｉ：１％以上５％未満、Ｃｒ：１０．５〜２０％、Ｎ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、（ａ）式のＭｄ３０値が−４０〜１０、（ｂ）式のＴＷ値が０〜６０、引張強さが１６００〜２１００ＭＰａ、加工誘起マルテンサイト量が３０ｖｏｌ．％未満、鋼線表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内、表層から０．０５ｍｍ深さのビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低いねじり加工性に優れる高Ｍｎ系高強度精密ばね用廉価ステンレス鋼線。
【選択図】なし
【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：５％超〜１５％、Ｎｉ：１％以上５％未満、Ｃｒ：１０．５〜２０％、Ｎ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、（ａ）式のＭｄ３０値が−４０〜１０、（ｂ）式のＴＷ値が０〜６０、引張強さが１６００〜２１００ＭＰａ、加工誘起マルテンサイト量が３０ｖｏｌ．％未満、鋼線表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内、表層から０．０５ｍｍ深さのビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低いねじり加工性に優れる高Ｍｎ系高強度精密ばね用廉価ステンレス鋼線。
【選択図】なし
Description
本発明は、高Ｍｎ、低Ｎｉ系の廉価な素材に係わり、成分バランス，表面Ｍｎ濃度と伸線条件を制御することで優れたねじり加工性を付与したステンレス鋼線，線材とそれらの製造方法に関するものである。
従来、耐食性に優れる高強度精密コイルばねは、ＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６を代表とするオーステナイト系ステンレス鋼線材，鋼線を素材として加工・成型されてきた。これら鋼線から、ねじり加工と曲げ加工を加えながら精密にばねに加工される。しかしながら、該ステンレス鋼は希少金属の高価なＮｉを多く含有しており、低Ｎｉ化による低コスト化の要求が強い。低Ｎｉ化の方策として、高Ｍｎ系ステンレス鋼が多く提案されてきた（例えば、特許文献１，２）。
しかしながら、Ｎｉを低減した高Ｍｎ系ステンレス鋼は、靱性が低いことに加え、熱間でスケールが生成し易く、表面に脱Ｍｎ層が形成されて表層のみオーステナイト安定度が低くなり、表層のみ加工誘起マルテンサイト変態が促進され、表層硬化して靱性が更に劣化する。このため、Ｎｉを低減した高Ｍｎ系ステンレス鋼は、鋼線からねじり加工により、割れ無く安定的に複雑なばねに成形が困難と言った課題があった。
一方、加工誘起マルテンサイトを利用したばね用の高強度の高Ｍｎ・低Ｎｉ系ステンレス鋼線が提案されている（特許文献３）が、前記の理由からねじり加工時の耐割れ性が不充分であり、精密ばね用としては、更なる改善が求められていた。
また、素材である線材の表面性状の均一化として、例えば、オーステナイト系ステンレス線材の直接熱処理法が提案されている（特許文献４）。しかし、特許文献４に記載の線材は、ＳＵＳ３０４系の線材であって、高Ｍｎ系ステンレス鋼線材のばね加工性の改善についての知見はない。
また、素材である線材の表面性状の均一化として、例えば、オーステナイト系ステンレス線材の直接熱処理法が提案されている（特許文献４）。しかし、特許文献４に記載の線材は、ＳＵＳ３０４系の線材であって、高Ｍｎ系ステンレス鋼線材のばね加工性の改善についての知見はない。
従って、これまでの低Ｎｉ系・高Ｍｎ系の安価素材のステンレス鋼線材，鋼線は精密ばね用として幅広く使用されておらず、従来の素材では、複雑な精密ばね加工（ねじり加工）時の耐割れ性が不充分であった。
本発明の目的は、ねじり加工性に優れる廉価低Ｎｉ・高Ｍｎ系ステンレス鋼線を提供し、従来の低Ｎｉ・高Ｍｎ系材料のねじり加工時の耐割れ性を大幅に改善することにある。
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、低Ｎｉ・高Ｍｎ系廉価ステンレス鋼において、オーステナイト相の安定度と積層欠陥エネルギーにより成分をバランスさせ、且つ、鋼線表面と中心部とのＭｎ濃度差と、伸線条件（連続伸線時のダイス温度，加工率）を規定して、表層の金属組織について、靱性を劣化させる加工誘起マルテンサイトを抑制し、靱性に優れる加工誘起変態双晶による高強度化を適度に利用することで、加工前の鋼線の断面中心部硬さに対する表層硬さを若干低くなるよう制御でき、ねじり加工時の耐割れ性が向上し精密ばねに安定的に加工できることを見出した。また、ステンレス鋼線材の段階から上記鋼線表層と鋼線断面中心部のＭｎ濃度差を制御しておくことにより、本発明のステンレス鋼線を効率良く製造出来ることを見出した。
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。
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：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１０〜１．５％、Ｍｎ：５％超〜１５％、Ｎｉ：１％以上、５％未満、Ｃｒ：１０．５〜２０％、Ｎ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、下記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、引張強さが１６００〜２１００ＭＰａ、加工誘起マルテンサイト量が３０ｖｏｌ．％未満、鋼線表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であり、表層から０．０５ｍｍ深さのビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低いことを特徴とするねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ
−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・（ｂ）
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ
−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・（ｂ）
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
（２）更に質量％で、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：２．５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｂ：０．０１２％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（３）更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｓｎ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（４）更に質量％で、Ｔｉ：１．０％以下、V：２．５％以下、Ｎｂ：２．５％以下、Ｔａ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（５）更に質量％で、Ｃａ：０．０１２％以下、Ｍｇ：０．０１２％以下、Ｚｒ：０．０１２％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（３）更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｓｎ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）または（２）のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（４）更に質量％で、Ｔｉ：１．０％以下、V：２．５％以下、Ｎｂ：２．５％以下、Ｔａ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（３）の何れか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（５）更に質量％で、Ｃａ：０．０１２％以下、Ｍｇ：０．０１２％以下、Ｚｒ：０．０１２％以下、ＲＥＭ：０．０５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（４）のいずれか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
（６）前記（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分組成を有し、下記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、下記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、且つ、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であることを特徴とするステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ
−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
（７）（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱し、加熱後の該ビレットを圧延終了温度９５０℃以上で線材圧延した後、水冷する、または、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下の単時間熱処理を施して水冷することを特徴とするステンレス鋼線材の製造方法。
（８）前記（６）に記載のステンレス鋼線材を、連続伸線機を用いて連続伸線する工程を有するステンレス鋼線の製造方法であって、前記連続伸線する工程は、当該連続伸線機に設置されている複数の伸線ダイスのうち、少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入り温度を１０〜７０℃に制御するとともに、総伸線率を５０〜９０％にすることを特徴とするねじり加工性に優れるステンレス鋼線の製造方法。
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ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
（７）（１）〜（５）の何れか１項に記載の成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱し、加熱後の該ビレットを圧延終了温度９５０℃以上で線材圧延した後、水冷する、または、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下の単時間熱処理を施して水冷することを特徴とするステンレス鋼線材の製造方法。
（８）前記（６）に記載のステンレス鋼線材を、連続伸線機を用いて連続伸線する工程を有するステンレス鋼線の製造方法であって、前記連続伸線する工程は、当該連続伸線機に設置されている複数の伸線ダイスのうち、少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入り温度を１０〜７０℃に制御するとともに、総伸線率を５０〜９０％にすることを特徴とするねじり加工性に優れるステンレス鋼線の製造方法。
本発明によるステンレス鋼線は、高強度で耐食性に優れ、しかも、ねじり加工性に優れるため、精密な複雑ばね形状への加工時の耐割れ性を安定的に付与できる。そのため、耐食性に優れる高強度ばね製品を安価・大量に提供する効果を発揮する。
また、本発明のステンレス鋼線材の製造方法によれば、脱Ｍｎ層の生成に起因して伸線加工後の鋼線で硬質化する表層部をシェービング加工によって除去することなく本発明のステンレス鋼材および鋼線を得ることが可能となる。そのため、生産性が向上し、本発明のステンレス鋼線の経済的効果を更に高めることが出来る。
また、本発明のステンレス鋼線材の製造方法によれば、脱Ｍｎ層の生成に起因して伸線加工後の鋼線で硬質化する表層部をシェービング加工によって除去することなく本発明のステンレス鋼材および鋼線を得ることが可能となる。そのため、生産性が向上し、本発明のステンレス鋼線の経済的効果を更に高めることが出来る。
以下に、先ず、本発明の請求項１記載の限定理由について説明する。
Ｃは、伸線加工後に高強度を得るために、０．０３％以上（以下は全て質量％）添加する。しかしながら、０．１５％を超えてＣを添加すると、粒界に粗大Ｃｒ炭化物が析出し、延靱性が低下して鋼線のねじり加工性を劣化させることから、上限を０．１５％とする。Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．０６〜０．１２％である。
Ｃは、伸線加工後に高強度を得るために、０．０３％以上（以下は全て質量％）添加する。しかしながら、０．１５％を超えてＣを添加すると、粒界に粗大Ｃｒ炭化物が析出し、延靱性が低下して鋼線のねじり加工性を劣化させることから、上限を０．１５％とする。Ｃ含有量の好ましい範囲は、０．０６〜０．１２％である。
Ｓｉは、脱酸を行い、脱酸生成物を少なくしてねじり加工性を確保するために０．１０％以上添加する。しかしながら、１．５％を超えてＳｉを添加すると、その効果は飽和するばかりか製造性が悪くなり、また、鋼線のねじり加工性を劣化させるため、上限を１．５％にする。Ｓｉ含有量の好ましい範囲は、０．３０〜１．０％である。
Ｍｎは、Ｎｉの代替元素として有効であり、鋼線のねじり加工性を劣化させる加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、高強度化に有効な加工誘起双晶を得るのに有効なため５％超にする。しかしながら、１５％を超えてＭｎを添加すると、素材の靱性が低下して鋼線のねじり加工性を劣化させるため、上限を１５％に限定する。Ｍｎ含有量の好ましい範囲は、８％超、１３％以下である。
Ｎｉは、延靱性を確保して鋼線のねじり加工性を確保するため、１％以上添加する。しかしながら、Ｎｉを５．０％以上添加すると、本発明の低Ｎｉ化の特徴が損なわれる。そのため、Ｎｉ含有量の上限を５％未満にする。Ｎｉ含有量の好ましい範囲は、１．５〜４．５％である。
Ｃｒは、耐食性を確保するため、１０．５％以上添加する。しかしながら、２０％を超えてＣｒを添加すると、延靱性が劣化して鋼線のねじり加工性が劣化するため、上限を２０％にする。Ｃｒ含有量の好ましい範囲は、１４．５〜１８．５％である。
Ｎは、伸線加工後に高強度を得るために、０．０５％以上添加する。しかしながら、０．３５％を超えてＮを添加すると、粒界に粗大Ｃｒ窒化物が析出し、鋼線のねじり加工性を劣化させるばかりか、製鋼プロセスで窒素のブローホールが生成して製造性を大幅に劣化させる。そのため、Ｎ含有量の上限を０．３５％とする。Ｎ含有量の好ましい範囲は、０．０６〜０．１９％である。
Ｍｄ３０，ＴＷ値は、伸線後の加工誘起マルテンサイト量，加工誘起変態双晶量と成分の関係をそれぞれ調査して得られた指標であり、高強度と鋼線のねじり加工性を安定的に確保するために制御する必要がある。
Ｍｄ３０値は、下記（a）式より求められる値であり、この値が−４０未満の場合、オーステナイト相の安定度が増し、伸線加工では高強度化し難くなる。一方、Ｍｄ３０値が１０を超えると、オーステナイト相が不安定となり、伸線加工で加工誘起マルテンサイト相が３０体積％以上に生成し、鋼線のねじり加工性が劣化する。Ｍｄ３０値を−４０〜１０に限定することで、高強度でねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。Ｍｄ３０の好ましい範囲は、−３０〜５である。
Ｍｄ３０値は、下記（a）式より求められる値であり、この値が−４０未満の場合、オーステナイト相の安定度が増し、伸線加工では高強度化し難くなる。一方、Ｍｄ３０値が１０を超えると、オーステナイト相が不安定となり、伸線加工で加工誘起マルテンサイト相が３０体積％以上に生成し、鋼線のねじり加工性が劣化する。Ｍｄ３０値を−４０〜１０に限定することで、高強度でねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。Ｍｄ３０の好ましい範囲は、−３０〜５である。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（a）式および（ｂ）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
上記（ｂ）式で求められるＴＷ値が０未満の場合、オーステナイト相の積層欠陥エネルギーが低くなり、広い伸線条件で加工誘起変態双晶が誘発し過ぎるため断面内硬さに対する表層の硬さが高くなり、鋼線のねじり加工性を安定的に確保できない。一方、ＴＷ値が６０を超えると、オーステナイト相の積層欠陥エネルギーが大きくなり、伸線後の鋼線表層で加工誘起変態双晶が得難く、鋼線の強度が確保できない。ＴＷ値を０〜６０に限定することで、高強度でねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。ＴＷ値の好ましい範囲は、１０〜５０である。
鋼線の引張強さについて、１６００ＭＰａ未満では、高強度ばね製品として価値がない。一方、引張強さが２１００ＭＰａを超えると、鋼線のねじり加工性が安定せずに劣る。引張強さを１６００〜２１００ＭＰａにすることで、高強度でねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。引張強さの好ましい範囲は、１７００以上、２０００ＭＰａ未満である。
鋼線の加工誘起マルテンサイトは、鋼線のねじり加工性を劣化させる。加工誘起マルテンサイト量を３０ｖｏｌ．％未満に限定することで、ねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。加工誘起マルテンサイト量の好ましい範囲は、２５ｖｏｌ．％以下である。
鋼線の加工誘起マルテンサイトは、鋼線のねじり加工性を劣化させる。加工誘起マルテンサイト量を３０ｖｏｌ．％未満に限定することで、ねじり加工性に優れたステンレス鋼線となる。加工誘起マルテンサイト量の好ましい範囲は、２５ｖｏｌ．％以下である。
鋼線表層のＭｎ濃度について、高Ｍｎ系ステンレス鋼は熱処理で脱Ｍｎ化が生じやすい。この脱Ｍｎ化は、表層から１０μｍまでの深さの部位で生じやすく、本明細書中ではこの脱Ｍｎ化された部位のことを脱Ｍｎ層と呼ぶ。表層に脱Ｍｎ層が生じると、表層部のみ加工誘起双晶変態が抑制されて、逆に加工誘起マルテンサイトが生成し易くなり、後述するように伸線加工条件を制御して若干低い表層硬さを得ることが困難となり、鋼線のねじり加工性が劣化する。
本発明のステンレス鋼線は、鋼線表層（表層から１０μｍ深さの部位）のＭｎ濃度と鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２％以内に限定されたものであり、鋼線製造時における加工誘起マルテンサイトの生成が抑制されたものであるので、優れたねじり加工性が得られる。なお、表層から１０μｍ部を選択したのは、上述の通り、脱Ｍｎ化が表層から１０μｍ以内の深さにおいて生じやすいためである。好ましくは、上記のＭｎ濃度差は０．１〜１．０％である。表層の脱Ｍｎ層の形成は、線材の製造条件を制御する方法により制御できる。
本発明のステンレス鋼線は、高強度線材におけるねじり加工性を確保するために、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制し、加工誘起変態双晶を導入して最表層硬さを断面内硬さよりも若干低くしたものである。本発明のステンレス鋼線は、鋼線表層（表層から０．０５ｍｍ深さの部位）のビッカース硬さが、鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ軟化（低下）されたものである。上記のビッカース硬さの差が２５Ｈｖ以上であるので、優れたねじり加工性が得られる。上記のビッカース硬さの差が１２５Ｈｖを超えると鋼線断面内硬度のばらつきが大きく、逆に、鋼線のねじり加工性が劣化する。好ましい該ビッカース硬度差の範囲は、３０〜１００Ｈｖである。なお、ビッカース硬度差は、先のＭｄ３０やＴＷ値に起因した加工誘起変態や表層の脱Ｍｎ層濃度，伸線条件により制御する。
本発明のステンレス鋼線は、上述してきた元素以外は、Ｆｅ及び不可避的不純物からなる。
代表的な不可避的不純物としては、Ｏ，Ｓ，Ｐなどが挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不可避的不純物として０．０００１〜０．１％の範囲で混入する。
本発明のステンレス鋼線の任意添加元素について、請求項２〜請求項５で規定しており、以下で説明する。
代表的な不可避的不純物としては、Ｏ，Ｓ，Ｐなどが挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不可避的不純物として０．０００１〜０．１％の範囲で混入する。
本発明のステンレス鋼線の任意添加元素について、請求項２〜請求項５で規定しており、以下で説明する。
本発明の請求項２記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線においては、更に質量％で、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：２．５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｂ：０．０１２％以下の内、１種類以上を含有することができる。
Ｃｕは、加工転位のすべり変形を促進して、鋼線のねじり加工性を顕著に向上させる。しかしながら、Ｃｕは、３．０％を超えて含有すると、製品の強度が低下する。そのため、Ｃｕは、必要に応じて３．０％以下の範囲で含有させる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、０．１〜２．５％であり、更に好ましくは０．２〜２．０％である。
本発明のステンレス鋼線においては、更に質量％で、Ｃｕ：３．０％以下、Ｃｏ：２．５％以下、Ａｌ：２．０％以下、Ｂ：０．０１２％以下の内、１種類以上を含有することができる。
Ｃｕは、加工転位のすべり変形を促進して、鋼線のねじり加工性を顕著に向上させる。しかしながら、Ｃｕは、３．０％を超えて含有すると、製品の強度が低下する。そのため、Ｃｕは、必要に応じて３．０％以下の範囲で含有させる。Ｃｕ含有量の好ましい範囲は、０．１〜２．５％であり、更に好ましくは０．２〜２．０％である。
Ｃｏは、鋼線のねじり加工性を向上させる。しかしながら、２．５％を超えてＣｏを含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、Ｃｏは、必要に応じて２．５％以下の範囲で含有させる。Ｃｏ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜１．０％であり、更に好ましくは０．１〜０．８％である。
Ｂは、粒界強度を向上して、鋼線のねじり加工性を向上させる。しかしながら、０．０１２％を超えてＢを含有すると、粗大なボライド生成により、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、Ｂは、必要に応じて０．０１２％以下の範囲で含有させる。Ｂ含有量の好ましい範囲は、０．０００４〜０．０１０％であり、更に好ましくは０．００１〜０．００５％である。
Ａｌは、脱酸を促進して介在物清浄度レベルを向上させ、鋼線のねじり加工性を向上させる。しかしながら、２．０％を超えてＡｌを含有すると、その効果は飽和するばかりか、材料自体の靱性が劣化してねじり加工性が劣化する。そのため、Ａｌは必要に応じて２．０％以下の範囲で含有させる。Ａｌ含有量の好ましい範囲は、０．００３〜１．０％であり、更に好ましくは０．００５〜０．１％である。
次に、本発明の請求項３記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線においては、更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｓｎ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することができる。
Ｍｏは、耐食性を向上させる。しかしながら、３．０％を超えてＭｏを含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、必要に応じて３．０％以下の範囲でＭｏを含有させる。Ｍｏ含有量の好ましい範囲は、０．１〜２．７％であり、更に好ましくは０．５超、２．５％以下である。
本発明のステンレス鋼線においては、更に質量％で、Ｍｏ：３．０％以下、Ｗ：２．５％以下、Ｓｎ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することができる。
Ｍｏは、耐食性を向上させる。しかしながら、３．０％を超えてＭｏを含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、必要に応じて３．０％以下の範囲でＭｏを含有させる。Ｍｏ含有量の好ましい範囲は、０．１〜２．７％であり、更に好ましくは０．５超、２．５％以下である。
Ｗは、耐食性を向上させる。しかしながら、２．５％を超えてＷを含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、必要に応じてＷを２．５％以下の範囲で含有させる。Ｗ含有量の好ましい範囲は、０．０５〜２．０％であり、更に好ましくは０．１〜１．５％以下である。
Ｓｎは、耐食性を向上させる。しかしながら、２．５％を超えてＳｎを含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、必要に応じてＳｎを２．５％以下の範囲で含有させる。Ｓｎ含有量の好ましい範囲は、０．０１〜１．０％であり、更に好ましくは０．０５〜０．２％以下である。
次に、本発明の請求項４記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線においては、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして鋼線のねじり加工性を改善するため、必要に応じて、Ｔｉ：１．０％以下，Ｖ：２．５％以下，Ｎｂ：２．５％以下，Ｔａ：２．５％以下の内、１種類以上を含有させる。しかしながら、これらの元素を、上限を超えて含有させると粗大介在物が生成し、鋼線のねじり加工性が低下する。好ましい各元素の範囲は、Ｔｉ：０．０３〜０．７％、Ｖ：０．０４〜１．５％、Ｎｂ：０．０４〜１．５％、Ｔａ：０．０４〜１．５％であり、更に好ましくは、Ｔｉ：０．０５〜０．５％，Ｖ：０．０８〜０．９％，Ｎｂ：０．０８〜０．９％，Ｔａ：０．０８〜０．９％である。
本発明のステンレス鋼線においては、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして鋼線のねじり加工性を改善するため、必要に応じて、Ｔｉ：１．０％以下，Ｖ：２．５％以下，Ｎｂ：２．５％以下，Ｔａ：２．５％以下の内、１種類以上を含有させる。しかしながら、これらの元素を、上限を超えて含有させると粗大介在物が生成し、鋼線のねじり加工性が低下する。好ましい各元素の範囲は、Ｔｉ：０．０３〜０．７％、Ｖ：０．０４〜１．５％、Ｎｂ：０．０４〜１．５％、Ｔａ：０．０４〜１．５％であり、更に好ましくは、Ｔｉ：０．０５〜０．５％，Ｖ：０．０８〜０．９％，Ｎｂ：０．０８〜０．９％，Ｔａ：０．０８〜０．９％である。
次に、本発明の請求項５記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線においては、脱酸のため、必要に応じて、Ｃａ：０．０１２％以下，Ｍｇ：０．０１２％以下，Ｚｒ：０．０１２％以下，ＲＥＭ：０．０５％以下の内、１種以上を含有させる。しかしながら、これらの元素を、各上限を超えて含有すると粗大介在物が生成して鋼線のねじり加工性が低下する。好ましい範囲は、Ｃａ：０．０００４〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００４〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．０００４〜０．０５％であり、更に好ましくはＣａ：０．００１〜０．００５％，Ｍｇ：０．００１〜０．００５％，Ｚｒ：０．００１〜０．００５％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％である。
本発明のステンレス鋼線においては、脱酸のため、必要に応じて、Ｃａ：０．０１２％以下，Ｍｇ：０．０１２％以下，Ｚｒ：０．０１２％以下，ＲＥＭ：０．０５％以下の内、１種以上を含有させる。しかしながら、これらの元素を、各上限を超えて含有すると粗大介在物が生成して鋼線のねじり加工性が低下する。好ましい範囲は、Ｃａ：０．０００４〜０．０１０％、Ｍｇ：０．０００４〜０．０１０％、Ｚｒ：０．０００４〜０．０１０％、ＲＥＭ：０．０００４〜０．０５％であり、更に好ましくはＣａ：０．００１〜０．００５％，Ｍｇ：０．００１〜０．００５％，Ｚｒ：０．００１〜０．００５％，ＲＥＭ：０．００１〜０．０５％である。
次に、本発明の請求項６記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線材は、上記の何れかの成分組成を有し、上記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、上記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、且つ、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であるものである。
本発明のステンレス鋼線材は、上記の何れかの成分組成を有し、上記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、上記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、且つ、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であるものである。
本発明のステンレス鋼線材は、上記の成分組成を有し、かつ上記のＭｎ濃度差を有するものであるので、鋼線表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内である本発明のステンレス鋼線の素材として好適に用いることができる。ステンレス鋼線材の上記のＭｎ濃度差は、好ましくは０．１〜１．０％である。
なお、線材の段階で表層の脱Ｍｎ化が大きい時は、シェービング加工（皮剥き）により脱Ｍｎ層を除去することも有効である。しかし、生産性およびコストの点からシェービング加工を行わないことが好ましい。
なお、線材の段階で表層の脱Ｍｎ化が大きい時は、シェービング加工（皮剥き）により脱Ｍｎ層を除去することも有効である。しかし、生産性およびコストの点からシェービング加工を行わないことが好ましい。
次に、本発明の請求項７記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線材の製造方法では、上記の何れかの成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱する。線材圧延用のビレット加熱条件について、１０００℃未満では線材圧延時に割れが生じ、１２８０℃を超えると線材表層の脱Ｍｎ層が発達し、これを素材として用いた鋼線においても表層脱Ｍｎ層が残存し、鋼線のねじり加工性を劣化させる。また、ビレットの加熱時間（加熱炉での在炉時間）が１５０分を超えても鋼線において表層脱Ｍｎ層が残存する。ビレットの加熱時間は３０〜１２０分が好ましい。
本発明のステンレス鋼線材の製造方法では、上記の何れかの成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱する。線材圧延用のビレット加熱条件について、１０００℃未満では線材圧延時に割れが生じ、１２８０℃を超えると線材表層の脱Ｍｎ層が発達し、これを素材として用いた鋼線においても表層脱Ｍｎ層が残存し、鋼線のねじり加工性を劣化させる。また、ビレットの加熱時間（加熱炉での在炉時間）が１５０分を超えても鋼線において表層脱Ｍｎ層が残存する。ビレットの加熱時間は３０〜１２０分が好ましい。
また、線材の表層の脱Ｍｎ層の生成を抑制するには、加熱後の該ビレットを圧延終了温度９５０℃以上で線材圧延した後、水冷する、もしくは９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下の短時間熱処理後に水冷する。
線材圧延直後、または、短時間熱処理直後に水冷しないと炭窒化物が生成し、鋼線のねじり加工性が劣化し易い。
線材圧延直後、または、短時間熱処理直後に水冷しないと炭窒化物が生成し、鋼線のねじり加工性が劣化し易い。
短時間熱処理の方法として、線材圧延後すぐに温度が下がらないままで熱処理を施して水冷するインライン熱処理がある。また、短時間熱処理は、溶体化処理として行うことができる。
短時間熱処理は、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下とする。好ましい短時間熱処理範囲は、１０００〜１１００℃，１０〜３００ｓである。９５０℃未満の短時間熱処理では、炭窒化物が生成し、鋼線のねじり加工性が劣化し易い。一方、１１５０℃超の温度や６００ｓを超える時間で短時間熱処理を行うと、表層の脱Ｍｎ層が発達し、鋼線の表層脱Ｍｎ層に影響を及ぼす。例えば、線材圧延後にオフライン熱処理を施す場合には、線材の急速加熱が困難であるため６００ｓ以下の熱処理時間とすることが難しく、表層の脱Ｍｎ層が発達し、鋼線の表層脱Ｍｎ層に影響を及ぼす恐れがある。
短時間熱処理は、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下とする。好ましい短時間熱処理範囲は、１０００〜１１００℃，１０〜３００ｓである。９５０℃未満の短時間熱処理では、炭窒化物が生成し、鋼線のねじり加工性が劣化し易い。一方、１１５０℃超の温度や６００ｓを超える時間で短時間熱処理を行うと、表層の脱Ｍｎ層が発達し、鋼線の表層脱Ｍｎ層に影響を及ぼす。例えば、線材圧延後にオフライン熱処理を施す場合には、線材の急速加熱が困難であるため６００ｓ以下の熱処理時間とすることが難しく、表層の脱Ｍｎ層が発達し、鋼線の表層脱Ｍｎ層に影響を及ぼす恐れがある。
本発明のステンレス鋼線材の製造方法は、上記の何れかの成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱し、加熱後の該ビレットを圧延終了温度９５０℃以上で線材圧延した後、水冷する、または、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下の短時間の熱処理を施して水冷する方法であるので、製造工程において脱Ｍｎ層が生じにくく、容易に上記のＭｎ濃度差を有する本発明のステンレス鋼線材が得られる。
本発明のステンレス鋼線材を製造する方法は、上述した製造方法に限定するものではなく、例えば、上記の何れかの成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱し、加熱後の該ビレットを線材圧延し、冷却した後、シェービング加工を行う方法であってもよい。
この場合、線材圧延し、冷却した後の線材は、表層に脱Ｍｎ層が発達しているため、鋼表層が硬質化したものとなっている。したがって、圧延し、冷却した後の線材は、鋼表層と鋼線材断面中心部とのＭｎ濃度の差が大きく、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内のものとならない。このため、上記の製造方法では、線材圧延し、冷却した後、シェービング加工を行うことで、硬質化した表層部を除去し、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差を２質量％以内としている。
この場合、線材圧延し、冷却した後の線材は、表層に脱Ｍｎ層が発達しているため、鋼表層が硬質化したものとなっている。したがって、圧延し、冷却した後の線材は、鋼表層と鋼線材断面中心部とのＭｎ濃度の差が大きく、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内のものとならない。このため、上記の製造方法では、線材圧延し、冷却した後、シェービング加工を行うことで、硬質化した表層部を除去し、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差を２質量％以内としている。
次に、本発明の請求項８記載の限定理由について説明する。
本発明のステンレス鋼線を安価に得るには、連続伸線機を用いて上記のステンレス鋼線材を連続伸線する工程を行う。連続伸線する工程では、当該連続伸線機に設置されている複数の伸線ダイスのうち、少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入り温度を１０〜７０℃に制御するとともに、総伸線率を５０〜９０％にする。このような連続伸線工程を行うことにより、加工誘起変態双晶が促進され、加工誘起マルテンサイト量が抑制された金属組織を有するねじり加工性に優れた本発明のステンレス鋼線が得られる。
本発明のステンレス鋼線を安価に得るには、連続伸線機を用いて上記のステンレス鋼線材を連続伸線する工程を行う。連続伸線する工程では、当該連続伸線機に設置されている複数の伸線ダイスのうち、少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入り温度を１０〜７０℃に制御するとともに、総伸線率を５０〜９０％にする。このような連続伸線工程を行うことにより、加工誘起変態双晶が促進され、加工誘起マルテンサイト量が抑制された金属組織を有するねじり加工性に優れた本発明のステンレス鋼線が得られる。
通常、連続伸線機においては、後段の伸線ダイスの入り温度ほど、加工発熱により温度が高くなり、１００℃を超えることもある。本発明においては、連続伸線する工程において、安定的にステンレス鋼線の組織を制御するために、連続伸線機の中間の伸線ダイスの入り側の温度を制御するとともに、総伸線率を規定する。すなわち、本発明成分の鋼線材を連続伸線する場合、最初の伸線ダイスの入り温度や最終の伸線ダイスの入り温度が、多少変化しても、中間の少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入りの平均温度を１０〜７０℃にするとともに、総伸線率を規定することで、ステンレス鋼線の金属組織を制御でき、安定的に高強度を得られ、また、鋼線表層を適度に軟質化出来る。
しかしながら、連続伸線工程における冷却を強化し過ぎて、第２番目〜第５番目の伸線ダイス入りの平均温度が１０℃未満になると、加工誘起マルテンサイト量が３０ｖｏｌ．％を超えて、鋼線のねじり加工性が劣化する。一方、連続伸線工程における冷却が足りず、第２番目〜第５番目の伸線ダイス入りの平均温度が７０℃を超える場合、表層の加工誘起変態双晶が抑制されて、鋼線断面内硬度差が大きくなり、ばね加工時の耐割れ性が劣化する。好ましい第２番目〜第５番目の伸線ダイス入りの平均温度範囲は、２０〜５０℃である。
また、本発明においては、連続伸線機と単釜伸線機とを組み合わせて上記のステンレス鋼線材を連続伸線することも可能である。この場合も連続伸線する工程において、第２番目〜第５番目の伸線ダイス入りの平均温度を１０〜７０℃に制御する。
本発明のステンレス鋼線の高い強度は、連続伸線時の加工硬化により付与される。連続伸線工程における総伸線率が５０％未満では、１６００ＭＰａ以上の高強度が得られない。一方、総伸線率が９０％を超えると、鋼線の断面内硬度差を制御しても、強加工によるマトリックス自体の靱性が低下するため、鋼線のねじり加工性が劣化する。そのため、総伸線率を５０〜９０％に限定し、好ましくは６０〜８０％とする。
以下に本発明の実施例について説明する。
表１および表２に実施例の鋼の化学組成を示す。
表１および表２に実施例の鋼の化学組成を示す。
これらの化学組成の鋼は、ステンレス鋼の安価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、φ１８０ｍｍの鋳片に鋳造し、その鋳片（ビレット）を、種々の条件にて加熱した。続いて、加熱後のビレットをφ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延を行い、１０５０℃で熱間圧延を終了し、水冷、または、連続して、溶体化処理として種々の条件でインライン熱処理（短時間熱処理）を実施して水冷し、酸洗を行い線材とした。一部の熱間圧延後の水冷材について、１１００℃，１００分のオフライン熱処理を施した。また、一部の線材については、ＳＦ（皮剥加工）で表層を切削加工により除去した。
その後、７つの伸線ダイスを備える連続伸線機にて、室内温度と伸線巻取りドラムの冷却条件を変化させることで、種々の温度にて、φ４．０〜１．５ｍｍまでの伸線加工を施し、高強度ステンレス鋼線とした。各ダイスの入り直前の温度についてレーザー温度計で測定した。表３および表４にビレット加熱条件とインライン熱処理条件と連続伸線条件を示す。
そして、線材製品の表層の脱Ｍｎ層（線材断面のＭｎ濃度差）および鋼線製品の引張強さ，加工誘起マルテンサイト量，断面内硬さ（鋼線断面内の硬度差），表層脱Ｍｎ層の濃度（鋼線断面のＭｎ濃度差），金属組織，ねじり加工性を評価した。その評価結果を表５および表６に示す。
鋼線の引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張試験での引張強さと破断絞りにて評価した。
本発明例の鋼線の製品では、全て１６００〜２１００ＭＰａあり、強度特性に優れていた。
本発明例の鋼線の製品では、全て１６００〜２１００ＭＰａあり、強度特性に優れていた。
鋼線の加工誘起マルテンサイト（α‘）量は、直流磁束計にて１００００（Ｏｅ）の磁場を付与した時の飽和磁化値を測定し、以下の(１)〜(３)式にて求めた。
α’量(ｖｏｌ．％)=σs／σs(ｂｃｃ)×１００ ・・・・(１）
σs；飽和磁化値（Ｔ），σs(ｂｃｃ)；１００％α‘変態した時の飽和磁化値（計算値）
σｓ(ｂｃｃ)=２．１４−０．０３０Ｃｒｅｑ ・・・・（２）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋３．６(Ｃ＋Ｎ)
＋１．２５Ｐ＋２．９１Ｓ＋１．８５Ａｌ＋１．０７Ｖ ・・・・(３)
但し、（３）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（３）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
本発明の鋼線の製品では、マルテンサイト量は３０体積％未満であった。
α’量(ｖｏｌ．％)=σs／σs(ｂｃｃ)×１００ ・・・・(１）
σs；飽和磁化値（Ｔ），σs(ｂｃｃ)；１００％α‘変態した時の飽和磁化値（計算値）
σｓ(ｂｃｃ)=２．１４−０．０３０Ｃｒｅｑ ・・・・（２）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋３．６(Ｃ＋Ｎ)
＋１．２５Ｐ＋２．９１Ｓ＋１．８５Ａｌ＋１．０７Ｖ ・・・・(３)
但し、（３）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。また、（３）式において当該元素を含有しない場合は０を代入する。
本発明の鋼線の製品では、マルテンサイト量は３０体積％未満であった。
鋼線の断面内硬さ測定について、鋼線製品を横断面に埋め込み研磨し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４のマイクロビッカース硬さ試験により１００ｇの荷重（ＨＶ０．０１）で表層０．０５ｍｍ部および鋼線直径の１／４部の硬さを測定した。各サンプルで４点測定し、平均値を記載した。
本発明の鋼線製品では、鋼線表層のビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低かった。
本発明の鋼線製品では、鋼線表層のビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低かった。
線材および鋼線の表層の脱Ｍｎ層の濃度測定について、鋼線製品を横断面に埋め込み研磨し、通常のＥＰＭＡ(Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ)のＷＤＳ(波長分散型)の分光器にて、表層１０μｍと鋼線中心部のＭｎ濃度を４点ずつ定量評価し、その濃度差の平均値を記載した。
本発明の線材および鋼線製品では、表層から１０μｍ部と鋼線断面中心部とのＭｎ濃度差は２％（質量％）以内であった。
本発明の線材および鋼線製品では、表層から１０μｍ部と鋼線断面中心部とのＭｎ濃度差は２％（質量％）以内であった。
鋼線の金属組織は、鋼線から薄膜サンプルを採取し、通常の透過型電子顕微鏡により１万倍の倍率にて１０視野ずつの組織観察とその回折像（ディフラクション パターン）の解析から加工誘起変態双晶を評価した。加工誘起変態双晶が観察される場合を○、観察されない場合を×とした。
本発明の鋼線製品において、全て加工誘起変態双晶が観察され、○であった。
本発明の鋼線製品において、全て加工誘起変態双晶が観察され、○であった。
鋼線のねじり加工性は、線の直径の１００倍の距離で鋼線の両端を掴んで固定し、５ｒｐｍの回転速度で加工し、ねじれ回数と長手方向の縦割れの発生なくねじり破断するか否かで評価した。縦割れが生成する場合、×として評価した。
本発明の鋼線製品においては、縦割れすることなく、５回以上のねじり回数を示し、優れたねじり加工性を示した。
本発明の鋼線製品においては、縦割れすることなく、５回以上のねじり回数を示し、優れたねじり加工性を示した。
一方、比較例Ｎｏ．５２〜１０２では、成分または製造条件が本発明範囲から外れており、ねじり特性，強度特性等の特性に劣っていた。
比較例Ｎｏ．５２、６１ではビレット加熱温度が低いため、圧延できなかった。
比較例Ｎｏ．５３、６２ではビレット加熱温度高いが低いため、また比較例Ｎｏ．５４、６３ではビレット加熱時間が長いため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．５２、６１ではビレット加熱温度が低いため、圧延できなかった。
比較例Ｎｏ．５３、６２ではビレット加熱温度高いが低いため、また比較例Ｎｏ．５４、６３ではビレット加熱時間が長いため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．５５、６４ではインライン熱処理温度が低いため、また、比較例Ｎｏ．５８、６７ではダイス入りの平均温度が低いため、加工誘起マルテンサイト量が多く、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．５６、６５ではインライン熱処理温度が高いため、また、比較例Ｎｏ．５７、６６ではインライン熱処理時間が長いため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．５６、６５ではインライン熱処理温度が高いため、また、比較例Ｎｏ．５７、６６ではインライン熱処理時間が長いため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．５９、６８ではダイス入りの平均温度が高いため、鋼線の引張強さが不十分であり、鋼線断面内の硬度差が大きく、加工誘起変態双晶が観察されず、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．６９では総減面率が低いため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．７０では総減面率が高いため、鋼線の引張強さが強すぎ、割れが発生した。
比較例Ｎｏ．６０、７１では水冷後にオフライン熱処理を行ったため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．６９では総減面率が低いため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．７０では総減面率が高いため、鋼線の引張強さが強すぎ、割れが発生した。
比較例Ｎｏ．６０、７１では水冷後にオフライン熱処理を行ったため、線材断面のＭｎ濃度差、鋼線断面内の硬度差，鋼線断面のＭｎ濃度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７２〜１０２では化学組成が本発明外である。
比較例Ｎｏ．７２ではＭｄ３０が小さいため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．７３ではＭｄ３０が大きいため、加工誘起マルテンサイト量が多く、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７４ではＴＷが小さいため、鋼線断面内の硬度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７５ではＴＷが大きいため、鋼線の引張強さが不十分であり、加工誘起変態双晶が観察されなかった。
比較例Ｎｏ．７２ではＭｄ３０が小さいため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．７３ではＭｄ３０が大きいため、加工誘起マルテンサイト量が多く、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７４ではＴＷが小さいため、鋼線断面内の硬度差が大きく、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７５ではＴＷが大きいため、鋼線の引張強さが不十分であり、加工誘起変態双晶が観察されなかった。
比較例Ｎｏ．７６ではＣ含有量が少ないため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．７７ではＣ含有量が多いため、鋼線の引張強さが強すぎ、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７８ではＳｉ含有量が少ないため、比較例Ｎｏ．７９ではＳｉ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８０ではＭｎ含有量が少ないため、加工誘起マルテンサイト量が多く、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８１ではＭｎ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７７ではＣ含有量が多いため、鋼線の引張強さが強すぎ、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．７８ではＳｉ含有量が少ないため、比較例Ｎｏ．７９ではＳｉ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８０ではＭｎ含有量が少ないため、加工誘起マルテンサイト量が多く、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８１ではＭｎ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８２ではＮｉ含有量が少ないため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８３ではＮｉ含有量が多いため、高コストである。
比較例Ｎｏ．８４ではＣｒ含有量が少ないため、耐食性不良となった。
比較例Ｎｏ．８５ではＣｒ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８３ではＮｉ含有量が多いため、高コストである。
比較例Ｎｏ．８４ではＣｒ含有量が少ないため、耐食性不良となった。
比較例Ｎｏ．８５ではＣｒ含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８６ではＮ含有量が少ないため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．８７ではＮ含有量が多いため、ブローボールが生成し、圧延できなかった。
比較例Ｎｏ．８８ではＣｕ含有量が多いため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．８９〜１０２では、それぞれＣｏ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの各含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
比較例Ｎｏ．８７ではＮ含有量が多いため、ブローボールが生成し、圧延できなかった。
比較例Ｎｏ．８８ではＣｕ含有量が多いため、鋼線の引張強さが不十分であった。
比較例Ｎｏ．８９〜１０２では、それぞれＣｏ、Ａｌ、Ｂ、Ｍｏ、Ｗ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの各含有量が多いため、ねじれ回数が５回未満となり割れが発生した。
以上の各実施例から明らかなように、本発明により、耐食性，ねじり加工性に優れる廉価な低Ｎｉ・高Ｍｎ系の高強度ステンレス鋼線材、鋼線を安価に製造でき、複雑形状のばねを割れ無く、精度よく成形可能であり、耐久性に優れる高強度複雑形状の精密ばね製品を安価に提供することができ、産業上極めて有用である。
Claims (8)
- 質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１０〜１．５％、
Ｍｎ：５％超〜１５％、
Ｎｉ：１％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．５〜２０％、
Ｎ：０．０５〜０．３５％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、
下記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、
引張強さが１６００〜２１００ＭＰａ、加工誘起マルテンサイト量が３０ｖｏｌ．％未満、鋼線表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であり、表層から０．０５ｍｍ深さのビッカース硬さが鋼線直径の１／４部のビッカース硬さよりも２５〜１２５Ｈｖ低いことを特徴とするねじり加工性に優れるステンレス鋼線。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ
−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。 - 更に質量％で、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：２．０％以下、
Ｂ：０．０１２％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｍｏ:３．０％以下、
Ｗ:２．５％以下、
Ｓｎ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
V：２．５％以下、
Ｎｂ:２．５％以下、
Ｔａ：２．５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、
ＲＥＭ：０．０５％以下の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載のねじり加工性に優れるステンレス鋼線。 - 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分組成を有し、
下記（ａ）式で表されるＭｄ３０値が−４０〜１０であり、
下記（ｂ）式で表されるＴＷ値が０〜６０であり、
且つ、鋼表層から１０μｍ深さのＭｎ濃度と、鋼線材断面中心部のＭｎ濃度との差が２質量％以内であることを特徴とするステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ
−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・・（a）
ＴＷ＝２６＋２Ｎｉ＋４１０Ｃ＋１９Ｃｕ＋９Ｍｏ−Ｃｒ−８０Ｎ−１３Ｓｉ−Ｍｎ
・・・・・・(ｂ)
但し、（a）式および（ｂ）式中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有質量％を意味する。 - 請求項１〜５の何れか１項に記載の成分組成を有するビレットを１０００〜１２８０℃で１５０分以内加熱し、
加熱後の該ビレットを圧延終了温度９５０℃以上で線材圧延した後、水冷する、または、９５０〜１１５０℃で６００ｓ以下の短時間熱処理を施して水冷することを特徴とするステンレス鋼線材の製造方法。 - 請求項６に記載のステンレス鋼線材を、連続伸線機を用いて連続伸線する工程を有するステンレス鋼線の製造方法であって、
前記連続伸線する工程は、当該連続伸線機に設置されている複数の伸線ダイスのうち、少なくとも第２番目〜第５番目の伸線ダイスの入り温度を１０〜７０℃に制御するとともに、総伸線率を５０〜９０％にすることを特徴とするねじり加工性に優れるステンレス鋼線の製造方法。
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