JP6286540B2 - 高強度複相ステンレス鋼線材、高強度複相ステンレス鋼線とその製造方法、ならびにばね部品 - Google Patents
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- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
-
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- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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-
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- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
- F16F1/00—Springs
- F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
- F16F1/04—Wound springs
- F16F1/06—Wound springs with turns lying in cylindrical surfaces
Description
本発明は、高強度複相ステンレス鋼線材、高強度複相ステンレス鋼線とその製造方法、ならびにばね部品に関し、特に、ばね部品用として好適な、剛性率と捻り加工性に優れる高強度複相ステンレス鋼線およびそれに用いられる線材に関する。
本願は、２０１４年６月１１日に、日本に出願された特願２０１４−１２０９８６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０１４年６月１１日に、日本に出願された特願２０１４−１２０９８６号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
従来、コイルばねに代表されるような、剛性率に優れる高強度ステンレス製品は、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６を代表とするオーステナイト系ステンレス鋼線材及び鋼線を素材として加工・成型され製造されてきた。しかしながら、上記のようなオーステナイト系ステンレス鋼線材を加工して製造されたステンレス製品の剛性率は、普通鋼材から製造された製品に比べて劣るという欠点があった。
上記課題に対して、強度や剛性率を向上させるために、加工誘起マルテンサイト（加工誘起α’）や金属間化合物による強化を利用する技術が検討されている（例えば、特許文献１，２）。しかしながらこの技術では、多量のマルテンサイト（α’）を利用するため、得られる製品の捻り加工性に劣る。
また、上記技術によって得られる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、製造コストの観点から望ましくない。そのため、近年では、このようなステンレス鋼に対して低Ｎｉ化（Ｎｉ量の低減）による低コスト化の要求が強くなってきている。
低Ｎｉ化の方策として、高Ｍｎ系ステンレス鋼が提案されてきた。そして、高Ｍｎ系ステンレスの強度を向上させる手段として、金属組織の複相組織化（金属組織を複相組織とすること）が挙げられる（例えば、特許文献３）。
特許文献３に記載の技術は、複相組織のうちオーステナイト（γ）量を制御し、高強度化を図っている。しかしながら、特許文献３に記載の技術では、さらなる高強度化を望む近年の要求強度を満たしてないばかりか、剛性率が十分でない。
特許文献３に記載の技術は、複相組織のうちオーステナイト（γ）量を制御し、高強度化を図っている。しかしながら、特許文献３に記載の技術では、さらなる高強度化を望む近年の要求強度を満たしてないばかりか、剛性率が十分でない。
また、特許文献３に記載の技術は、高い強度を必要とする構造用部材に用いられる鋼板に好適な技術であって、鋼線材に対し複相組織化（鋼線材を複相組織化すること）を利用する技術は未だ検討されていない。
これまでの安価な素材である低Ｎｉ系・高Ｍｎ系のステンレス鋼線材及び鋼線は、ばね用として幅広く使用されておらず、さらに従来のばね用素材では、剛性率と捻り加工性の向上が不充分であった。
本発明の課題は、剛性率と捻り加工性に優れる高強度複相ステンレス鋼材、高強度複相ステンレス鋼線とその製造方法、ならびにばね部品を提供することにある。
本発明の一態様では、高Ｍｎ、低Ｎｉ系の廉価原料で、オーステナイト相（γ）中のＭｄ３０値と、積層欠陥エネルギーの生成指標であるＳＦＥとを規定した素材（鋼線材）に対し、伸線プロセス制御（伸線の減面率（５０〜９０％）とＢＡ熱処理（ストランド焼鈍）の温度（９５０〜１１５０℃）)を組み合わせた製造方法を適用することが重要である。
その結果、フェライト相（α）の変形集合組織が加工誘起マルテンサイト相（加工誘起α’）によってＲＤ／／｛１００｝（ＲＤ方向に対して平行な｛１００｝面）へ配向する。またγの変形集合組織も低ＳＦＥ（ＳＦＥ値が小さいこと）によってＲＤ／／｛１００｝へ配向する。これにより、得られる鋼線の剛性率と捻り加工性が向上する。また、本発明の一態様に係る鋼線の相比率は高（α＋加工誘起α’）量である（フェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計量が多い）ため、ＦＣＣ構造を有するオーステナイト系ステンレス鋼線より高い剛性率を示すことが可能である。
本発明の一態様の要旨は下記のとおりである。
その結果、フェライト相（α）の変形集合組織が加工誘起マルテンサイト相（加工誘起α’）によってＲＤ／／｛１００｝（ＲＤ方向に対して平行な｛１００｝面）へ配向する。またγの変形集合組織も低ＳＦＥ（ＳＦＥ値が小さいこと）によってＲＤ／／｛１００｝へ配向する。これにより、得られる鋼線の剛性率と捻り加工性が向上する。また、本発明の一態様に係る鋼線の相比率は高（α＋加工誘起α’）量である（フェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計量が多い）ため、ＦＣＣ構造を有するオーステナイト系ステンレス鋼線より高い剛性率を示すことが可能である。
本発明の一態様の要旨は下記のとおりである。
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織がフェライト相及びオーステナイト相を含み、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
（２）更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（３） 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（４） 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（５） 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
Ｃ ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織がフェライト相及びオーステナイト相を含み、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
（２）更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（３） 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（４） 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（５） 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（４）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。
（６） 質量％で、
Ｃ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織が、フェライト相、オーステナイト相及び加工誘起マルテンサイト相から構成される複相組織を有し、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、前記加工誘起マルテンサイト相の量が５〜５０ｖｏｌ．％であり、前記フェライト相と前記加工誘起マルテンサイト相との合計量が３０ｖｏｌ．％以上であり、前記フェライト相と前記オーステナイト相におけるＲＤ方向の｛１００｝面の配向量が５％以上であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
（７） 更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（８） 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）または（７）に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（９） 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）〜（８）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（１０） 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）〜（９）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
Ｃ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織が、フェライト相、オーステナイト相及び加工誘起マルテンサイト相から構成される複相組織を有し、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、前記加工誘起マルテンサイト相の量が５〜５０ｖｏｌ．％であり、前記フェライト相と前記加工誘起マルテンサイト相との合計量が３０ｖｏｌ．％以上であり、前記フェライト相と前記オーステナイト相におけるＲＤ方向の｛１００｝面の配向量が５％以上であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
（７） 更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（８） 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）または（７）に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（９） 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）〜（８）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（１０） 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする上記（６）〜（９）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。
（１１） 上記（１）〜（５）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材を用いた上記（６）〜（１０）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線の製造方法であって、
前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す一次伸線の工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して９５０〜１１５０℃で５ｍｉｎ以下保持する熱処理を施す工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す二次伸線の工程を有し、前記二次伸線の工程において、伸線温度を２０〜１００℃、ダイス半角を６〜１１°とすることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線の製造方法。
前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す一次伸線の工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して９５０〜１１５０℃で５ｍｉｎ以下保持する熱処理を施す工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す二次伸線の工程を有し、前記二次伸線の工程において、伸線温度を２０〜１００℃、ダイス半角を６〜１１°とすることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線の製造方法。
（１２） 上記（６）〜（１０）の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線からなることを特徴とするばね部品。
本発明の一態様によれば、剛性率と捻り加工性に優れる高強度複相ステンレス鋼材、高強度複相ステンレス鋼線とその製造方法、ならびにばね部品を提供できる。
また、本発明の一態様による高強度複相ステンレス線材及びステンレス鋼線は、廉価であり、かつ強度と剛性率に優れるため、この鋼線をばね部品等に適用することで、剛性率と捻り加工性に優れたばね等の部品を安価に提供することができる。
また、本発明の一態様による高強度複相ステンレス線材及びステンレス鋼線は、廉価であり、かつ強度と剛性率に優れるため、この鋼線をばね部品等に適用することで、剛性率と捻り加工性に優れたばね等の部品を安価に提供することができる。
本実施形態に係る高強度複相ステンレス鋼材（以下、単に高強度複相ステンレス鋼材、ステンレス鋼線材、線材ともいう。）は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２１％以下、Ｓｉ：０．０５〜３．２％、Ｍｎ：０．１〜１５％、Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、Ｃｒ：１０〜２５％、及びＮ：０．０１〜０．３５％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、金属組織がフェライト相及びオーステナイト相を含み、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５〜４５であり、下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０〜３５であることを特徴とする。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
以下に、先ず、ステンレス鋼線材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明における（％）は、特に説明がない限り、質量％である。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
以下に、先ず、ステンレス鋼線材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の説明における（％）は、特に説明がない限り、質量％である。
Ｃは、伸線加工後に高強度を得るために、０．０１％以上添加する。しかしながら、Ｃを、０．２１％を超えて添加すると、捻り加工性が低下する傾向となるおそれがあるため、Ｃ量は０．２１％以下とし、好ましくは０．１４％以下とする。また、Ｃ量が０．０１％未満となると、剛性率が不足するおそれがある。以上から、Ｃ量は０．０１％以上０．２１％以下とする。
Ｓｉは、脱酸を行い、脱酸生成物を少なくして強度特性を確保するために０．０５％以上添加する。好ましくは、Ｓｉ量を０．２％以上とする。しかしながら、Ｓｉを、３．２％を超えて添加すると、その効果は飽和するばかりか、伸線加工性と捻り加工性が悪くなり、また、鋼線の剛性率を劣化させるため、Ｓｉ量の上限を３．２％にする。Ｓｉ量は、好ましくは１．５％以下である。
Ｍｎは、高価なＮｉの代替元素として有効であり、かつ後述するＳＦＥを高める元素である。このため、伸線後、オーステナイト（γ）の変形集合組織をＲＤ方向に対して平行な｛１００｝面（ＲＤ／／｛１００｝）へ十分に配向させることができ、Ｍｎは剛性率と捻り加工性を高める効果を有する。これらの効果を享受するため、Ｍｎ量を０．１％以上とする。Ｍｎ量は好ましくは１％超である。しかしながら、Ｍｎを、１５％を超えて添加すると、素材の剛性率と捻り加工性を劣化させるため、Ｍｎ量の上限を１５％に限定する。
Ｎｉは、剛性率と捻り加工性を確保するため、０．５％以上添加する。好ましくは、Ｎｉ量を１．０％以上とする。しかしながら、５．０％以上のＮｉを添加すると、γ中のＭｄ３０値が低くなり、剛性率が劣るばかりか、本実施形態の低Ｎｉ化（Ｎｉ量の低減）の特徴が損なわれる。そのため、Ｎｉ量の上限を５％未満にする。Ｎｉ量は、好ましくは、４．５％以下である。
Ｃｒは、耐食性を確保するため、１０．０％以上添加する。好ましくはＣｒ量を１３．０％以上とする。しかしながら、Ｃｒを、２５％を超えて添加すると、γ中のＭｄ３０値が低くなり、剛性率が劣るため、Ｃｒ量の上限を２５．０％にする。Ｃｒ量は、好ましくは、２４．０％以下である。
Ｎは、剛性率を確保するために、０．０１％以上添加する。好ましくはＮ量を０．０４％以下とする。しかしながら、Ｎを、０．３５％を超えて添加すると、剛性率と捻り加工性を劣位にするばかりか、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量の上限を０．３５％とする。Ｎ量は、好ましくは、０．３０％以下である。
本実施形態のステンレス線材および鋼線は、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％の範囲の量で混入する。
また、上述してきた元素以外の任意添加元素について、代表的なものを上記［２］〜［５］にて説明したが、詳細を以下で説明する。なお、本明細書中に記載されていない元素であっても、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。
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％の範囲の量で混入する。
また、上述してきた元素以外の任意添加元素について、代表的なものを上記［２］〜［５］にて説明したが、詳細を以下で説明する。なお、本明細書中に記載されていない元素であっても、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。
上記［２］にて記載した成分組成の限定理由について説明する。
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有するため、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｍｏを、３．０％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に剛性率と捻り加工性が劣化するおそれがある。そのため、必要に応じて３．０％以下の範囲の量でＭｏを含有させることが好ましい。Ｍｏ量は、より好ましくは、２．５％以下である。
Ｃｕは、微細Ｃｕ析出物として強度や剛性率に寄与させることができるため、０．０５％以上含有させることが好ましい。しかしながら、Ｃｕを、３．０％を超えて含有すると、剛性率が低下するおそれがある。そのため、必要に応じて３．０％以下の範囲の量でＣｕを含有させることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは、２．５％以下である。
Ｃｏは、線材、鋼線の剛性率を向上させる効果を有するため、０．０５％以上含有させることが好ましく、０．１％以上含有させることがより好ましい。しかしながら、Ｃｏを、２．５％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に鋼線の剛性率が劣化するおそれがある。そのため、必要に応じて２．５％以下の範囲の量でＣｏを含有させることが好ましい。Ｃｏ量は、より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。
Ｂは、粒界強度を向上させて、線材、鋼線の強度を向上させるのに有効な元素である。そのため、Ｂを０．０００４％以上含有させることが好ましく、０．００１％以上含有させることがより好ましい。しかしながら、Ｂを、０．０１２％を超えて含有すると、粗大なボライド生成により、逆に強度が劣化するおそれがある。そのため、必要に応じてＢを０．０１２％以下の範囲の量で含有させることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは、０．０１０％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
Ａｌは、脱酸を促進して介在物の清浄度レベルを向上させ、線材、鋼線の強度を向上させるのに有効な元素であるため、０．００１％以上含有させることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは０．００３％以上であり、さらに好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、Ａｌを、２．０％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、材料自体の強度が劣化する。そのため、必要に応じて２．０％以下の範囲の量でＡｌを含有させることが好ましい。Ａｌ量は、より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．１％以下である。
次に、上記［３］にて記載した成分組成の限定理由について説明する。
Ｗは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、０．０５％以上含有させることが好ましい。Ｗ量は、より好ましくは、０．１％以上である。しかしながら、Ｗを、２．５％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に剛性率が劣化するおそれがある。そのため、必要に応じて２．５％以下の範囲の量でＷを含有させることが好ましい。Ｗ量は、より好ましくは、２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。
Ｓｎは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、０．０１％以上含有させることが好ましい。Ｓｎ量は、より好ましくは、０．０５％以上である。しかしながら、Ｓｎを、２．５％を超えて含有すると、その効果は飽和するばかりか、逆に剛性率が劣化するおそれがある。そのため、必要に応じて２．５％以下の範囲の量でＳｎを含有させることが好ましい。Ｓｎ量は、より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．２％以下である。
次に、上記［４］にて記載した成分組成の限定理由について説明する。
Ｔｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｔａは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、線材、鋼線の剛性率を改善するため、必要に応じて、Ｔｉ：１．０％以下，Ｖ：２．５％以下，Ｎｂ：２．５％以下，及びＴａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有させてもよい。しかしながら、これら各元素を、それぞれの規定された上限を超えて含有させると、粗大介在物が生成し、線材、鋼線の剛性率が低下するおそれがある。これらのことから、各元素の量の好ましい範囲は、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、上記［５］にて記載した成分組成の限定理由について説明する。
Ｃａ，Ｍｇ，Ｚｒ，ＲＥＭ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，及びＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種以上を含有させてもよい。しかしながら、これら各元素を、それぞれの規定された上限を超えて含有すると、粗大介在物が生成して鋼線の剛性率が低下するおそれがある。これらのことから、各元素の量の好ましい範囲は、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。
以上説明した各元素の他にも、本実施形態の効果を損なわない範囲で含有させることが出来る。その他の成分について本実施形態では特に規定するものではないが、一般的な不純物元素であるＰ、Ｓ、Ｚｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ、Ｇａ等は可能な限り低減することが好ましい。これらの元素は、本実施形態の課題を解決する限度において、その含有量（割合）が制御され、必要に応じて、Ｐ≦４００ｐｐｍ、Ｓ≦１００ｐｐｍ、Ｚｎ≦１００ｐｐｍ、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｓｂ≦５００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍ、Ｇａ≦５００ｐｐｍの１種以上を含有する。
次に、本実施形態に係る線材の金属組織について説明する。
線材の金属組織において、フェライト相の量（α量）を体積％で、２０〜７０％に限定する。
線材のα量が２０％未満では、剛性率が劣化するため、下限を２０％とする。α量は、好ましくは、２７％以上である。一方、α量が７０％を超えると、強度特性に劣るばかりか、熱間製造性を得られない。そのため、α量の上限を７０％に限定する。α量は、好ましくは６０％以下である。
線材の金属組織において、フェライト相の量（α量）を体積％で、２０〜７０％に限定する。
線材のα量が２０％未満では、剛性率が劣化するため、下限を２０％とする。α量は、好ましくは、２７％以上である。一方、α量が７０％を超えると、強度特性に劣るばかりか、熱間製造性を得られない。そのため、α量の上限を７０％に限定する。α量は、好ましくは６０％以下である。
また、線材において、フェライト相以外の金属組織の残部はオーステナイト相と不可避的析出相（不可避的に含まれる析出相）である。
なお、本実施形態に係る線材を用いて製造された鋼線の金属組織については後述することとする。
なお、本実施形態に係る線材を用いて製造された鋼線の金属組織については後述することとする。
次に、Ｍｄ３０値について説明する。本実施形態に係る線材において、オーステナイト相中のＭｄ３０値を−１５〜４５に限定する。
Ｍｄ３０値は、伸線後の加工誘起マルテンサイト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、高強度と鋼線の疲労特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、伸線後の加工誘起マルテンサイト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、高強度と鋼線の疲労特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、下記式（ａ）より求められる値であり、オーステナイト相中のこの値が−１５未満の場合、加工誘起α’相を生成し難くなり、剛性率を劣位にする。一方、Ｍｄ３０値が４５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５０体積％を超える量に生成し、捻り加工性が劣化する。そのため、Ｍｄ３０値を−１５〜４５に限定する。好ましくは、Ｍｄ３０値を−１０以上とし、４０以下とする。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
次に、ＳＦＥについて説明する。
ＳＦＥは、積層欠陥エネルギーの生成指標を示すものであり、下記式（ｃ）により求められる値である。オーステナイト相（γ）中のＳＦＥ値が−２０未満の場合、転位構造がプラナー化するため、捻り加工性に劣る。一方、γ中のＳＦＥ値が３５を超えると、伸線時に、オーステナイトの変形集合組織のＲＤ／／γ｛１００｝面への配向量が減少するため、剛性率が劣化する。そのため、ＳＦＥ値の上限を３５に限定する。好ましくは、ＳＦＥを−１５以上とし、３０以下とする。
ＳＦＥは、積層欠陥エネルギーの生成指標を示すものであり、下記式（ｃ）により求められる値である。オーステナイト相（γ）中のＳＦＥ値が−２０未満の場合、転位構造がプラナー化するため、捻り加工性に劣る。一方、γ中のＳＦＥ値が３５を超えると、伸線時に、オーステナイトの変形集合組織のＲＤ／／γ｛１００｝面への配向量が減少するため、剛性率が劣化する。そのため、ＳＦＥ値の上限を３５に限定する。好ましくは、ＳＦＥを−１５以上とし、３０以下とする。
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
Ｆ値は、下記式（ｂ）により求められる値であり、溶体化熱処理後のフェライト量の指標である。この値が−６．１２より大きい場合、加工誘起α’量が増加し、捻り加工性が劣ることに加え、α量が少なくなるため、剛性率は劣位となる。そのため、Ｆ値の上限を−６．１２に限定する。この値が小さい場合、加工誘起α’量が減少し、ねじり加工性が劣化する。好ましくは、Ｆ値を−１５以上−６．１以下とする。
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
なお、上記式（ａ）〜式（ｃ）における元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味し、式中の元素の含有量が０％である場合は、その記号箇所には「０」を代入して値を算出することとする。
次に、本実施形態に係る鋼線について説明する。
鋼線の化学組成は、上述した鋼線材の化学組成と同一であり、かつ上記Ｍｄ３０値、上記Ｆ値、上記ＳＦＥ値を満足する。
また鋼線の金属組織は、フェライト相、オーステナイト相及び加工誘起マルテンサイト相から構成される複相組織を有し、フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、加工誘起マルテンサイト相の量が５〜５０ｖｏｌ．％であり、フェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計量が３０ｖｏｌ．％以上である。
鋼線の化学組成は、上述した鋼線材の化学組成と同一であり、かつ上記Ｍｄ３０値、上記Ｆ値、上記ＳＦＥ値を満足する。
また鋼線の金属組織は、フェライト相、オーステナイト相及び加工誘起マルテンサイト相から構成される複相組織を有し、フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、加工誘起マルテンサイト相の量が５〜５０ｖｏｌ．％であり、フェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計量が３０ｖｏｌ．％以上である。
鋼線のα量は、線材と同様に、体積％で２０〜７０％である。
鋼線のα量が２０％未満では、剛性率が劣化するため、α量の下限を２０％とする。α量は、好ましくは、２７％以上である。一方、α量が７０％を超えると、強度特性が劣るおそれがあるため、上限を７０％に限定する。α量は、好ましくは６０％以下である。
鋼線のα量が２０％未満では、剛性率が劣化するため、α量の下限を２０％とする。α量は、好ましくは、２７％以上である。一方、α量が７０％を超えると、強度特性が劣るおそれがあるため、上限を７０％に限定する。α量は、好ましくは６０％以下である。
鋼線の加工誘起α’量が５ｖｏｌ．％未満では、伸線時にαの変形集合組織がＲＤ／／｛１００｝に十分に配向しないため、高剛性率を得られない。そのため、鋼線の加工誘起α’量の下限を５ｖｏｌ．％にする。一方、加工誘起α’量が５０ｖｏｌ．％を超えると、捻り加工性が劣位になるので、上限を５０ｖｏｌ．％とする。加工誘起α’量は、好ましくは４０ｖｏｌ．％以下であり、更に好ましくは１５ｖｏｌ．％以下である。
鋼線のフェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計量（α＋加工誘起α’）（ＢＣＣ量）が３０％未満では、高剛性率を得られないため、下限を３０ｖｏｌ．％に限定する。合計量（α＋加工誘起α’）は、好ましくは３５ｖｏｌ．％以上であり、更に好ましくは７０ｖｏｌ．％以上である。なお、合計量（α＋加工誘起α’）の上限は特に限定されないが、フェライト相ならびにオーステナイト相を確保する観点から、９８ｖｏｌ％以下とすることが好ましい。
鋼線のαとγにおけるＲＤ方向に平行な｛１００｝面（ＲＤ／／｛１００｝）の配向量について説明する。
剛性率は、集合組織に依存する性質を有し、ＲＤ／／｛１００｝が剛性率を最も高める。また、ＲＤ／／｛１００｝の場合、すべり方向と伸線軸方向が一致し、捻り加工性を劣位にする。よって、αとγにおけるＲＤ／／｛１００｝の配向量が５ｖｏｌ．％未満の場合、高い剛性率と捻り加工性を得られないため、下限を５ｖｏｌ．％に限定する。なお、αとγにおけるＲＤ／／｛１００｝の配向量の上限については特に限定しないが、捻り加工性の観点から、４０ｖｏｌ．％以下とすることが好ましく、更に好ましくは５〜２０ｖｏｌ．％とする。また、ＲＤ／／｛１００｝を５〜２０％とする条件は、ＳＦＥ＜０且つＢＣＣ（α＋加工誘起α’）量＞７０％である。
剛性率は、集合組織に依存する性質を有し、ＲＤ／／｛１００｝が剛性率を最も高める。また、ＲＤ／／｛１００｝の場合、すべり方向と伸線軸方向が一致し、捻り加工性を劣位にする。よって、αとγにおけるＲＤ／／｛１００｝の配向量が５ｖｏｌ．％未満の場合、高い剛性率と捻り加工性を得られないため、下限を５ｖｏｌ．％に限定する。なお、αとγにおけるＲＤ／／｛１００｝の配向量の上限については特に限定しないが、捻り加工性の観点から、４０ｖｏｌ．％以下とすることが好ましく、更に好ましくは５〜２０ｖｏｌ．％とする。また、ＲＤ／／｛１００｝を５〜２０％とする条件は、ＳＦＥ＜０且つＢＣＣ（α＋加工誘起α’）量＞７０％である。
なお、鋼線のＲＤ／／｛１００｝量は、例えばＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ解析によって測定することができる。
具体的には、例えば、解析場所を中心部（Ｄ／２；Ｄは鋼線の直径）とし、６０×６０μｍの視野を５視野測定する。そして伸線軸方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、主要な＜００１＞や＜１０１＞、＜１１１＞の方位成分をクリアランス１５°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／｛１００｝量を測定する。
剛性率はＲＤ／／｛１００｝とＢＣＣ量に大きく依存し、合金元素と製造条件が本実施形態の要件を満たしている場合、ＲＤ／／｛１００｝＞５％となることで剛性率は６５ＧＰａ以上となる。同様に、ＲＤ／／｛１００｝が１５％以上かつ、ＢＣＣ量が７０％以上となる場合、剛性率は７５ＧＰａ以上となる。一方、捻回値はＲＤ／／｛１００｝と加工誘起α’量に大きく依存し、合金元素と製造条件が本実施形態の要件を満たしている場合、加工誘起α’量が５０％以下となることで捻回値は１０回以上となる。同様に、ＲＤ／／｛１００｝が２０％以下もしくは、加工誘起α’量が１５％以下となる場合、捻回値は３０回以上となる。
具体的には、例えば、解析場所を中心部（Ｄ／２；Ｄは鋼線の直径）とし、６０×６０μｍの視野を５視野測定する。そして伸線軸方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、主要な＜００１＞や＜１０１＞、＜１１１＞の方位成分をクリアランス１５°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／｛１００｝量を測定する。
剛性率はＲＤ／／｛１００｝とＢＣＣ量に大きく依存し、合金元素と製造条件が本実施形態の要件を満たしている場合、ＲＤ／／｛１００｝＞５％となることで剛性率は６５ＧＰａ以上となる。同様に、ＲＤ／／｛１００｝が１５％以上かつ、ＢＣＣ量が７０％以上となる場合、剛性率は７５ＧＰａ以上となる。一方、捻回値はＲＤ／／｛１００｝と加工誘起α’量に大きく依存し、合金元素と製造条件が本実施形態の要件を満たしている場合、加工誘起α’量が５０％以下となることで捻回値は１０回以上となる。同様に、ＲＤ／／｛１００｝が２０％以下もしくは、加工誘起α’量が１５％以下となる場合、捻回値は３０回以上となる。
オーステナイト相の一部は、冷間加工によって、加工誘起マルテンサイト相へ変態することが望ましい。靭性を高水準に保ちながら強度を増加させる働きおよび、衝撃吸収能が期待できるからである。フェライト相及び加工誘起マルテンサイト相以外の金属組織の残部はオーステナイト相及び不可避的析出相（不可避的に含まれる析出相）である。この理由は、ステンレス鋼線中には、添加元素の組み合わせによっては炭化物、硫化物及び窒化物などの析出物が析出したり、脱酸時に生成した酸化物が不可避的に残存したりする場合があるためである。
なお、フェライト相および加工誘起マルテンサイト相は強磁性である。一方、オーステナイト相は常磁性である。このため、相率の測定には、電磁気的測定方法を用い、フェライト相および加工誘起マルテンサイト相を体積％で求めることができる。不可避的析出物相の量は無視できるので、オーステナイト相の量は、１００体積％から、フェライト相及び加工誘起マルテンサイト相の合計量（体積％）を引いた値となる。
次に、本実施形態に係る線材の製造方法について説明するが、本実施形態の鋼線材の製造方法は、これに限るものではない。
加熱温度を１０００〜１３００℃の範囲内として、上記化学成分を有するビレットを加熱する。なお、加熱する際のビレットの在炉時間（炉内でビレットを保持する時間）は、疲労特性の劣化を防止する観点から、例えば２００分以下とすることができる。
次に、加熱後のビレットに対して熱間線材圧延を施し、９９．０％以上の減面率で熱間加工する。
熱間線材圧延後に、水冷するか、もしくは溶体化処理として、短時間の連続したインライン熱処理を行い、次いで水冷することが好ましい。なお、熱処理温度が９５０℃未満のインライン熱処理では、鋼線の疲労特性が劣化し易い。一方、過度に高温とした熱処理や長時間加熱する条件でインライン熱処理すると、疲労特性が劣化するおそれがある。そのため、溶体化処理としてインライン処理を行う場合、熱処理条件を９５０〜１１５０℃、６００ｓ以下とすることが好ましい。
熱間線材圧延後に、水冷するか、もしくは溶体化処理として、短時間の連続したインライン熱処理を行い、次いで水冷することが好ましい。なお、熱処理温度が９５０℃未満のインライン熱処理では、鋼線の疲労特性が劣化し易い。一方、過度に高温とした熱処理や長時間加熱する条件でインライン熱処理すると、疲労特性が劣化するおそれがある。そのため、溶体化処理としてインライン処理を行う場合、熱処理条件を９５０〜１１５０℃、６００ｓ以下とすることが好ましい。
次に、本実施形態に係る線材を用いた鋼線の製造方法について説明する。
上記化学組成を有する高Ｍｎ系の高強度複相ステンレス鋼線を廉価に得るには、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量を上げるために、鋼線の製造条件を制御することが重要である。
上記化学組成を有する高Ｍｎ系の高強度複相ステンレス鋼線を廉価に得るには、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量を上げるために、鋼線の製造条件を制御することが重要である。
本実施形態に係る鋼線は、上述してきた線材を冷間で伸線加工することによって得られるが、具体的には、上記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す（一次伸線）。次いで、高強度複相ステンレス鋼線材に対して９５０〜１１５０℃で５ｍｉｎ以下保持する熱処理（ストランド焼鈍、以下、ＢＡ熱処理ともいう）を施す。次いで高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す（二次伸線）。
鋼線の一次伸線の減面率が５０％未満では、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量が確保できない（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）ため、減面率の下限を５０％とする。また、捻り加工性の観点から、減面率の上限を９０％とする。減面率の好ましい範囲を８５％以下とする。
その後のＢＡ熱処理の温度（ＢＡ温度）が９５０℃未満では、伸線時の割れや捻り加工性の劣化が生じることに加え、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量が確保できない（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）おそれがある。このため、ＢＡ温度を９５０℃以上とし、好ましくは１０００℃以上とする。一方、ＢＡ温度が１１５０℃を超えると、結晶粒が発達し、粗大な結晶粒が残存し、鋼線の強度を劣化させることに加え、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量が確保できない（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）。このため、ＢＡ温度を１１５０℃以下とし、好ましくは１１００℃以下とする。
また、ＢＡ熱処理の時間（ＢＡ時間）が５分より長くなると、クリープ変形することに加え、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量が確保できない（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）。このため、ＢＡ時間の上限を５分とする。なおＢＡ時間の下限は特に限定しないが、０．６分とすることが好ましい。好ましいＢＡ時間の範囲を１分以上、３．５分以下とする。更に好ましくは３分以下とする。
また、ＢＡ熱処理の時間（ＢＡ時間）が５分より長くなると、クリープ変形することに加え、αとγのＲＤ／／｛１００｝の配向量が確保できない（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）。このため、ＢＡ時間の上限を５分とする。なおＢＡ時間の下限は特に限定しないが、０．６分とすることが好ましい。好ましいＢＡ時間の範囲を１分以上、３．５分以下とする。更に好ましくは３分以下とする。
ＢＡ熱処理で間接冷却し、さらに、二次伸線を行うことで、ＲＤ／／｛１００｝に配向しなかったαとγを二次伸線の減面率で制御する。しかし、鋼線の二次伸線の減面率が、５０％未満では、αとγのＲＤ方向の｛１００｝量が確保できず（ＲＤ／／｛１００｝＜５％）、剛性率と捻り加工性を劣位にする。このため、減面率の下限を５０％とする。二次伸線の減面率の上限については特に限定しないが、捻り加工性の観点から９０％とすることが好ましい。
ここで、本実施形態において、「間接冷却」としては、例えば、水中に設置され内部が空洞（空気）とされたパイプ内で冷却する方法等が挙げられ、間接冷却とは、冷却対象物（本実施形態では鋼線）に対して冷却材（冷却水等）を直接接触させて冷却するのではなく、間接的に冷却する方法のことである。
ここで、本実施形態において、「間接冷却」としては、例えば、水中に設置され内部が空洞（空気）とされたパイプ内で冷却する方法等が挙げられ、間接冷却とは、冷却対象物（本実施形態では鋼線）に対して冷却材（冷却水等）を直接接触させて冷却するのではなく、間接的に冷却する方法のことである。
さらに、二次伸線では、加工誘起α’量とＲＤ／／｛１００｝を制御するため、伸線温度とダイス半角を規定する。
図１は、伸線ダイスの断面図（貫通孔の中心軸に沿った断面図）を示す。伸線ダイス１は、貫通孔を有するケース２と、ケース２の貫通孔内に収容されたチップ３を有する。チップ３は、入り口側の直径が大きく出口側の直径が小さいテーパー状の貫通孔３１を有する。線材をチップ３の貫通孔３１に通すことによって、線材の直径を細くし、長さを伸ばす伸線加工を行う。貫通孔３１において、線材を挿入する側を入り口側といい、貫通孔３１を通過した線材を取り出す側を出口側という。
チップ３は、入り口側の導入部３２と、伸線部３３を有する。伸線部３３は、導入部３２に接するリダクション部３４と、リダクション部３４に接しリダクション部３４よりも出口側に位置するベアリング部３５を有する。リダクション部３４における貫通孔３１の直径は、入り口側から出口側に向かって一定の割合で減少する。ベアリング部３５における貫通孔３１の直径は、一定である。図１の貫通孔３１の中心軸に沿った断面図において、ベアリング部３５における貫通孔３１の内面に沿った線分ｌ１と、リダクション部３４における貫通孔３１の内面に沿った線分ｌ２との間の角度をダイス半角δという。
伸線温度は、加工誘起α’の生成量に影響を与え、それに付随し、ＲＤ／／｛１００｝量も変化する。そのため、伸線温度を２０〜１００℃とし、好ましくは２０〜７０℃とする。ダイス半角も、加工誘起α’の生成量とＲＤ／／｛１００｝量に影響を与える。そのため、ダイス半角を６〜１１°とし、好ましくは６〜９°とする。
図１は、伸線ダイスの断面図（貫通孔の中心軸に沿った断面図）を示す。伸線ダイス１は、貫通孔を有するケース２と、ケース２の貫通孔内に収容されたチップ３を有する。チップ３は、入り口側の直径が大きく出口側の直径が小さいテーパー状の貫通孔３１を有する。線材をチップ３の貫通孔３１に通すことによって、線材の直径を細くし、長さを伸ばす伸線加工を行う。貫通孔３１において、線材を挿入する側を入り口側といい、貫通孔３１を通過した線材を取り出す側を出口側という。
チップ３は、入り口側の導入部３２と、伸線部３３を有する。伸線部３３は、導入部３２に接するリダクション部３４と、リダクション部３４に接しリダクション部３４よりも出口側に位置するベアリング部３５を有する。リダクション部３４における貫通孔３１の直径は、入り口側から出口側に向かって一定の割合で減少する。ベアリング部３５における貫通孔３１の直径は、一定である。図１の貫通孔３１の中心軸に沿った断面図において、ベアリング部３５における貫通孔３１の内面に沿った線分ｌ１と、リダクション部３４における貫通孔３１の内面に沿った線分ｌ２との間の角度をダイス半角δという。
伸線温度は、加工誘起α’の生成量に影響を与え、それに付随し、ＲＤ／／｛１００｝量も変化する。そのため、伸線温度を２０〜１００℃とし、好ましくは２０〜７０℃とする。ダイス半角も、加工誘起α’の生成量とＲＤ／／｛１００｝量に影響を与える。そのため、ダイス半角を６〜１１°とし、好ましくは６〜９°とする。
以上説明した製法により、本実施形態による、剛性率と捻り加工性に優れた高強度複相ステンレス鋼線を得ることができる。なお、この鋼線をばね部品に適用することで、剛性率と捻り加工性に優れたばね部品を安価に提供することができる。
以下に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要件を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
表１〜表４に実施例の鋼の化学組成（鋼種Ａ〜ＢＶ）、フェライト量（α量）、オーステナイト（γ）中のＭｄ３０値、Ｆ値、γ中のＳＦＥを示す。なお、表中の下線が付された数値及び記載事項は、本実施形態の範囲から外れているものを示す。
これらの化学組成の鋼は、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、φ１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。そしてその鋳片を１１００℃で２００分間加熱し、次いでφ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延（減面率：９９．９％）を行い、１０５０℃で熱間圧延を終了した。その直後に水冷するか、または熱間圧延終了から連続して、溶体化処理として１０５０℃で３分間のインライン熱処理を実施して水冷した。次いで酸洗を行い線材とした。
その後、線材に対して一次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。次いで鋼線（線材）に対してＢＡ熱処理（ＢＡ温度＝１０５０℃、ＢＡ時間＝２ｍｉｎ）を施した。次いで、鋼線（線材）に対して二次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。なお、二次伸線の際の伸線温度とダイス角度はそれぞれ７０℃と８°とした。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
その後、線材に対して一次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。次いで鋼線（線材）に対してＢＡ熱処理（ＢＡ温度＝１０５０℃、ＢＡ時間＝２ｍｉｎ）を施した。次いで、鋼線（線材）に対して二次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。なお、二次伸線の際の伸線温度とダイス角度はそれぞれ７０℃と８°とした。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
そして、鋼線製品の加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’量（分率））、フェライト相と加工誘起マルテンサイト相との合計（α＋加工誘起α’）量（ＢＣＣ量）、フェライト相とオーステナイト相におけるＲＤ方向の｛１００｝面の配向量（ＲＤ／／｛１００｝の量）、剛性率、捻回値を評価した。
その評価結果を表５、表６に示す。なお、表中において、加工誘起α’量を単にα’量と省略して記載する。
その評価結果を表５、表６に示す。なお、表中において、加工誘起α’量を単にα’量と省略して記載する。
次に、加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’分率）、α＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）、ＲＤ／／｛１００｝の量、剛性率、捻回値に及ぼすＢＡ熱処理条件と一次伸線と二次伸線での伸線減面率の影響を調査した。
表１に示す成分組成の鋼Ａ，Ｄ，Ｆ，Ｋ，Ｐ，Ｑ，又はＩのφ１８０ｍｍの鋳片を、１１００℃で２００分間加熱し、次いでφ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延（減面率：９９．９％）を行い、１０５０℃で熱間圧延を終了した。その直後に水冷するか、または熱間圧延終了から連続して、溶体化処理として１０５０℃で３分間のインライン熱処理を実施して水冷した。次いで酸洗を行い線材とした。
線材に対して、表７に示すそれぞれの伸線減面率（一次伸線率）で一次伸線を施した。次いで、表７に示すＢＡ温度と保持時間（ＢＡ時間）で鋼線（線材）を加熱した（ＢＡ熱処理）。次いで、鋼線（線材）に対して、表７に示すそれぞれの伸線減面率（二次伸線率）で二次伸線を施した。なお、二次伸線の際の伸線温度とダイス角度はそれぞれ７０℃と８°とした。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
そして、得られた鋼線の加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’量（分率））、α＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）、ＲＤ／／｛１００｝の量を測定した。その評価結果を表７に示す。
線材に対して、表７に示すそれぞれの伸線減面率（一次伸線率）で一次伸線を施した。次いで、表７に示すＢＡ温度と保持時間（ＢＡ時間）で鋼線（線材）を加熱した（ＢＡ熱処理）。次いで、鋼線（線材）に対して、表７に示すそれぞれの伸線減面率（二次伸線率）で二次伸線を施した。なお、二次伸線の際の伸線温度とダイス角度はそれぞれ７０℃と８°とした。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
そして、得られた鋼線の加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’量（分率））、α＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）、ＲＤ／／｛１００｝の量を測定した。その評価結果を表７に示す。
表１，表３に示す成分組成の鋼Ａ，Ｄ，Ｆ，Ｋ，Ｐ，Ｑ，又はＡＮのφ１８０ｍｍの鋳片を、１１００℃で２００分間加熱し、次いでφ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延（減面率：９９．９％）を行い、１０５０℃で熱間圧延を終了した。その直後に水冷するか、または熱間圧延終了から連続して、溶体化処理として１０５０℃で３分間のインライン熱処理を実施して水冷した。次いで酸洗を行い線材とした。
線材に対して一次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。次いで鋼線（線材）に対してＢＡ熱処理（ＢＡ温度＝１０５０℃、ＢＡ時間＝２ｍｉｎ）を施した。次いで、鋼線（線材）に対して二次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。なお、二次伸線では、表８に示す伸線温度とダイス角度で伸線を行った。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
そして、得られた鋼線の加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’量（分率））、α＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）、ＲＤ／／｛１００｝の量を測定した。その評価結果を表８に示す。
線材に対して一次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。次いで鋼線（線材）に対してＢＡ熱処理（ＢＡ温度＝１０５０℃、ＢＡ時間＝２ｍｉｎ）を施した。次いで、鋼線（線材）に対して二次伸線（Ｒｅｄ．（伸線減面率）＝８０％）を施した。なお、二次伸線では、表８に示す伸線温度とダイス角度で伸線を行った。その後、大気にて４００℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
そして、得られた鋼線の加工誘起マルテンサイト率（加工誘起α’量（分率））、α＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）、ＲＤ／／｛１００｝の量を測定した。その評価結果を表８に示す。
鋼線の剛性率と捻回値は、捻回試験にて評価した。
捻回試験の条件については、チャック間の距離Ｌを２００ｍｍとし、回転速度を１ｒｐｍとした。剛性率Ｇは、以下のように算出した。せん断歪γ＝０〜０．３における平均勾配Ｔ（トルク）／θ（捻り角度）を測定し、下記（Ａ）式から算出した。捻回値Ｔｎは、以下のように算出した。総回転角度θaを測定し、下記（Ｂ）式から算出した。
捻回試験の条件については、チャック間の距離Ｌを２００ｍｍとし、回転速度を１ｒｐｍとした。剛性率Ｇは、以下のように算出した。せん断歪γ＝０〜０．３における平均勾配Ｔ（トルク）／θ（捻り角度）を測定し、下記（Ａ）式から算出した。捻回値Ｔｎは、以下のように算出した。総回転角度θaを測定し、下記（Ｂ）式から算出した。
Ｇ（ＧＰａ）＝（Ｔ／θ）×（３２Ｌ）／（１０００πＤ４）・・・ （Ａ）
Ｔｎ（回）＝θａ／３６０ ・・・ （Ｂ）
ここで、Ｄ：線材の直径（ｍｍ）＝２ｍｍ、Ｔ：トルク（Ｎｍｍ）、θ：捻り角度（ｒａｄ）、Ｌ：チャック間距離（ｍｍ）、θａ：総回転角度（ｄｅｇｒｅｅ）とした。
Ｔｎ（回）＝θａ／３６０ ・・・ （Ｂ）
ここで、Ｄ：線材の直径（ｍｍ）＝２ｍｍ、Ｔ：トルク（Ｎｍｍ）、θ：捻り角度（ｒａｄ）、Ｌ：チャック間距離（ｍｍ）、θａ：総回転角度（ｄｅｇｒｅｅ）とした。
剛性率と捻回値の結果を表５〜表８に示す。
本発明例の鋼線では、剛性率が７５ＧＰａ以上又は６５〜７５ＧＰａであった。また、捻回値が３０回以上又は１０〜３０回であった。このように、本発明例の鋼線が高い剛性率と優れた捻り加工性を有することが分かった。
本発明例の鋼線では、剛性率が７５ＧＰａ以上又は６５〜７５ＧＰａであった。また、捻回値が３０回以上又は１０〜３０回であった。このように、本発明例の鋼線が高い剛性率と優れた捻り加工性を有することが分かった。
線材のα量、鋼線の加工誘起α’量、α量、及びα＋加工誘起α’量（ＢＣＣ量）は、以下の方法で求めた。「製品（線材又は鋼線）」と「製品を１０５０℃×３分間で熱処理した材料」について、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た。そして以下の（Ｃ）〜（Ｇ）式にて各値を求めた。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。
加工誘起α’量（ｖｏｌ．％）＝｛（σｓ−σ１０５０）／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｃ）
α量（ｖｏｌ．％）＝｛σ１０５０／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｄ）
ＢＣＣ（ｖｏｌ．％）＝加工誘起α’＋α ・・・ （Ｅ）
ここで、σｓ：製品の飽和磁化値（Ｔ），σ１０５０：製品を１０５０℃×３分間で熱処理した材料の飽和磁化値（Ｔ），σｓ（ｂｃｃ）：オーステナイト相（γ）の全量が加工誘起マルテンサイト相（α’）へ変態した時の飽和磁化値（計算値）
σｓ（ｂｃｃ）＝２．１４−０．０３０Ｃｒｅｑ ・・・ （Ｆ）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋３．６（Ｃ＋Ｎ）＋１．２５Ｐ＋２．９１Ｓ・・（Ｇ）
表１〜８に示すとおり、本発明例の線材の製品では、α量は２０〜７０体積％であり、本発明例の鋼線の製品では、加工誘起α’量は５〜５０体積％であり、α＋加工誘起α’量は３０体積％以上であった。
加工誘起α’量（ｖｏｌ．％）＝｛（σｓ−σ１０５０）／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｃ）
α量（ｖｏｌ．％）＝｛σ１０５０／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｄ）
ＢＣＣ（ｖｏｌ．％）＝加工誘起α’＋α ・・・ （Ｅ）
ここで、σｓ：製品の飽和磁化値（Ｔ），σ１０５０：製品を１０５０℃×３分間で熱処理した材料の飽和磁化値（Ｔ），σｓ（ｂｃｃ）：オーステナイト相（γ）の全量が加工誘起マルテンサイト相（α’）へ変態した時の飽和磁化値（計算値）
σｓ（ｂｃｃ）＝２．１４−０．０３０Ｃｒｅｑ ・・・ （Ｆ）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５Ｎｉ＋０．９Ｍｎ＋３．６（Ｃ＋Ｎ）＋１．２５Ｐ＋２．９１Ｓ・・（Ｇ）
表１〜８に示すとおり、本発明例の線材の製品では、α量は２０〜７０体積％であり、本発明例の鋼線の製品では、加工誘起α’量は５〜５０体積％であり、α＋加工誘起α’量は３０体積％以上であった。
鋼線のＲＤ／／｛１００｝量は、ＦＥ−ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ−７００Ｆ／日本電子株式会社製）解析装置によって測定した。解析場所は中心部（Ｄ／２）とし、６０×６０μｍの視野を５視野測定した。伸線の軸方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、主要な＜００１＞や＜１０１＞、＜１１１＞の方位成分をクリアランス１５°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／｛１００｝量を測定した。
表５〜８に示すとおり、本発明例の鋼線の製品では、ＲＤ／／｛１００｝量は５％以上であった。
表５〜８に示すとおり、本発明例の鋼線の製品では、ＲＤ／／｛１００｝量は５％以上であった。
以上の各実施例から明らかなように、本発明により、剛性率と捻り加工性に優れ、かつ廉価な低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る。本発明の高強度ステンレス鋼線は、複雑形状のばねに割れ無く、精度よく成形可能であり、剛性率に優れ、かつ高強度で複雑形状の精密ばね製品を安価に提供することができる。このため、本発明は産業上極めて有用である。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織がフェライト相及びオーステナイト相を含み、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。 - 更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。 - 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される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に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。 - 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。 - 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材。 - 質量％で、
Ｃ ：０．０１０〜０．２１％、
Ｓｉ：０．０５〜３．２％、
Ｍｎ：０．１０〜１５％、
Ｎｉ：０．５％以上、５％未満、
Ｃｒ：１０．０〜２５．０％、及び
Ｎ ：０．０１０〜０．３５％を含有し、
残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
金属組織が、フェライト相、オーステナイト相及び加工誘起マルテンサイト相から構成される複相組織を有し、前記フェライト相の量が２０〜７０ｖｏｌ．％であり、前記加工誘起マルテンサイト相の量が５〜５０ｖｏｌ．％であり、前記フェライト相と前記加工誘起マルテンサイト相との合計量が３０ｖｏｌ．％以上であり、前記フェライト相と前記オーステナイト相におけるＲＤ方向の｛１００｝面の配向量が５％以上であり、
下記（ａ）式で示されるオーステナイト相中のＭｄ３０が−１５．０〜４５．０であり、
下記（ｂ）式で示されるＦ値が−６．１２以下であり、
下記（ｃ）式で示されるオーステナイト相中のＳＦＥが−２０．０〜３５．０であることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線。
Ｍｄ３０＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ−８．１Ｍｎ−２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ−１８．５Ｍｏ ・・・ （ａ）
Ｆ値＝Ｎｉ＋３０Ｃ＋０．１２Ｍｎ＋１８Ｎ−（０．７８Ｃｒ＋１．１７Ｓｉ＋１．０９Ｍｏ） ・・・ （ｂ）
ＳＦＥ＝−５３＋６．２Ｎｉ＋０．７Ｃｒ＋３．２Ｍｎ＋９．３Ｍｏ ・・・ （ｃ）
但し、式中の元素記号は、その元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。 - 更に質量％で、
Ｍｏ：３．０％以下、
Ｃｕ：３．０％以下、
Ｃｏ：２．５％以下、
Ａｌ：０．００１〜２．０％、及び
Ｂ ：０．０１２％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高強度複相ステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｗ ：２．５％以下、及び
Ｓｎ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の高強度複相ステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｔｉ：１．０％以下、
Ｖ ：２．５％以下、
Ｎｂ：２．５％以下、及び
Ｔａ：２．５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項６〜８の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。 - 更に質量％で、
Ｃａ：０．０１２％以下、
Ｍｇ：０．０１２％以下、
Ｚｒ：０．０１２％以下、及び
ＲＥＭ：０．０５％以下から選択される１種類以上を含有することを特徴とする請求項６〜９の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線。 - 請求項１〜５の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線材を用いた請求項６〜１０の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線の製造方法であって、
前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す一次伸線の工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して９５０〜１１５０℃で５ｍｉｎ以下保持する熱処理を施す工程と、次いで前記高強度複相ステンレス鋼線材に対して５０〜９０％の減面率で伸線を施す二次伸線の工程を有し、
前記二次伸線の工程において、伸線温度を２０〜１００℃、ダイス半角を６〜１１°とすることを特徴とする高強度複相ステンレス鋼線の製造方法。 - 請求項６〜１０の何れか一項に記載の高強度複相ステンレス鋼線からなることを特徴とするばね部品。
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