JP7349849B2 - チェーン - Google Patents
チェーン Download PDFInfo
- Publication number
- JP7349849B2 JP7349849B2 JP2019156811A JP2019156811A JP7349849B2 JP 7349849 B2 JP7349849 B2 JP 7349849B2 JP 2019156811 A JP2019156811 A JP 2019156811A JP 2019156811 A JP2019156811 A JP 2019156811A JP 7349849 B2 JP7349849 B2 JP 7349849B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel wire
- stainless steel
- less
- duplex stainless
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Description
本発明は、二相ステンレス鋼線材および二相系ステンレス鋼線ならびにチェーンに関する。
二相ステンレス鋼（本発明における二相ステンレス鋼とは、「オーステナイト相およびフェライト相」の二相を有するステンレス鋼をいう。）は、優れた耐食性と強度とを有する。その一例として、特許文献１～５には、材形が鋼線である二相ステンレス鋼が開示されている。
チェーンは、以下のような工程で製造される。具体的には、上述の鋼線に曲げ加工を行い、その後、鋼線の端面同士を熱接合することで、図１に示すような環状のリンクが製造される。このリンクは、曲げ加工の際、相互に連結され、複数のリンクが結合したチェーンが製造される。
二相ステンレス鋼は、耐食性および強度が良好であるため、これら特性が要求されるチェーン用素材として有用である。しかしながら、チェーン素材とした場合、二相ステンレス鋼線は、熱接合による入熱に起因して、金属組織が大きく変化することが考えられる。この結果、熱接合により接合された箇所（以下、「熱接合部」と記載する。）が、入熱の影響を受けない母材部分と比較し、強度および耐食性が低下するという課題があった。
本発明は、上記課題を解決し、良好な強度および耐食性を有する二相ステンレス鋼線材、および二相系ステンレス鋼線ならびにチェーンを提供することを目的とする。
本発明は、上記の課題を解決するためになされたものであり、下記の二相ステンレス鋼線材、および二相系ステンレス鋼線ならびにチェーンを要旨とする。
（１）オーステナイト相およびフェライト相を有する二相ステンレス鋼線材であって、
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．５～８．０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｍｏ：０．０５～４．５％、
Ｎ：０．０６～０．３５％、
Ｃｕ：０．０５～１．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～１．０％、
Ａｌ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～０．５％、
Ｗ：０～０．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．１％、
Ｚｒ：０～０．５％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃であり、
金属組織中におけるフェライト相の体積率が３５．０～６５．０％である、二相ステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
化学組成が、質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．５～８．０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｍｏ：０．０５～４．５％、
Ｎ：０．０６～０．３５％、
Ｃｕ：０．０５～１．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～１．０％、
Ａｌ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～０．５％、
Ｗ：０～０．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．１％、
Ｚｒ：０～０．５％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃であり、
金属組織中におけるフェライト相の体積率が３５．０～６５．０％である、二相ステンレス鋼線材。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
（２）前記化学組成が、質量％で、
Ｔｉ：０．０１～１．０％、および
Ｎｂ：０．０１～１．０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載の二相ステンレス鋼線材。
Ｔｉ：０．０１～１．０％、および
Ｎｂ：０．０１～１．０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）に記載の二相ステンレス鋼線材。
（３）前記化学組成が、質量％で、
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｂ：０．０００１～０．００３％、
Ｖ：０．０３～１．０％、および
Ｓｎ：０．００１～１．０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の二相ステンレス鋼線材。
Ａｌ：０．０１～０．１０％、
Ｂ：０．０００１～０．００３％、
Ｖ：０．０３～１．０％、および
Ｓｎ：０．００１～１．０％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）または（２）に記載の二相ステンレス鋼線材。
（４）前記化学組成が、質量％で、
Ｃｏ：０．０１～０．５％、
Ｗ：０．０１～０．５％、
Ｃａ：０．００１～０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２～０．１％、
Ｚｒ：０．０３～０．５％、および
ＲＥＭ：０．０３～０．１％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼線材。
Ｃｏ：０．０１～０．５％、
Ｗ：０．０１～０．５％、
Ｃａ：０．００１～０．０５％、
Ｍｇ：０．０００２～０．１％、
Ｚｒ：０．０３～０．５％、および
ＲＥＭ：０．０３～０．１％、
から選択される一種以上を含有する、上記（１）～（３）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼線材。
（５）チェーンに用いられる、上記（１）～（４）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼線材。
（６）上記（１）～（４）のいずれかに記載の二相ステンレス鋼線材を用いた二相系ステンレス鋼線。
（７）チェーンに用いられる上記（６）に記載の二相系ステンレス鋼線。
（８）相互に連結された複数のリンクからなるチェーンであって、
前記リンクは、二相系ステンレス鋼線からなり、母材および熱接合部を有し、
前記二相系ステンレス鋼線の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．５～８．０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｍｏ：０．０５～４．５％、
Ｎ：０．０６～０．３５％、
Ｃｕ：０．０５～１．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～１．０％、
Ａｌ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～０．５％、
Ｗ：０～０．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．１％、
Ｚｒ：０～０．５％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃であり、
前記リンクの線径ｄは、３．０～１９．０ｍｍであり、
前記母材におけるフェライト相の体積率が、３５．０～６５．０％であり、
前記熱接合部におけるフェライト相の体積率が、３５．０～８０．０％であり、
前記熱接合部の幅Ｌが下記(ii)式を満足し、
前記母材の硬さと前記熱接合部の最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下である、チェーン。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
１．０≦Ｌ（ｍｍ）≦ｄ－２．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は、以下により定義される。
Ｌ（ｍｍ）：熱接合部の幅
ｄ（ｍｍ）：リンク線径
前記リンクは、二相系ステンレス鋼線からなり、母材および熱接合部を有し、
前記二相系ステンレス鋼線の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．５～８．０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｍｏ：０．０５～４．５％、
Ｎ：０．０６～０．３５％、
Ｃｕ：０．０５～１．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～１．０％、
Ａｌ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～０．５％、
Ｗ：０～０．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．１％、
Ｚｒ：０～０．５％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃であり、
前記リンクの線径ｄは、３．０～１９．０ｍｍであり、
前記母材におけるフェライト相の体積率が、３５．０～６５．０％であり、
前記熱接合部におけるフェライト相の体積率が、３５．０～８０．０％であり、
前記熱接合部の幅Ｌが下記(ii)式を満足し、
前記母材の硬さと前記熱接合部の最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下である、チェーン。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
１．０≦Ｌ（ｍｍ）≦ｄ－２．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は、以下により定義される。
Ｌ（ｍｍ）：熱接合部の幅
ｄ（ｍｍ）：リンク線径
本発明によれば、良好な強度および耐食性を有する二相ステンレス鋼線材、および二相系ステンレス鋼線ならびにチェーンを得ることができる。
本発明者らは、熱接合を行った場合であっても、チェーン用鋼として好適な強度および耐食性を有する二相ステンレス鋼線材および二相系ステンレス鋼線について検討を行った。その結果、以下の知見を得た。
（ａ）二相ステンレス鋼線材は、伸線加工され、二相系ステンレス鋼線となる。この二相系ステンレス鋼線に、曲げ加工、溶接等の熱接合を行うことで、チェーンが製造される。溶接等の熱接合では、素材に入熱がされるため、金属組織が変化する。
（ｂ）上述の金属組織の変化により、オーステナイト相の量が減少し、フェライト相の量が増加する結果、強度および耐食性が低下する場合がある。
（ｃ）このため、良好な強度と耐食性とを有するチェーン素材とするためには、二相ステンレス鋼線材において、化学組成、製造条件等により、フェライト相の量を適切に制御することが望ましい。
また、伸線加工された二相系ステンレス鋼線では、オーステナイト相の一部が相変態して、加工誘起マルテンサイト相が形成する。形成する加工誘起マルテンサイト相の量は、その後のチェーンの強度、耐食性に影響を及ぼす。このため、二相ステンレス鋼線材において、化学組成を適切に調整し、鋼線加工後に形成する加工誘起マルテンサイト相の量についても制御する必要がある。
本発明は上記の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。
１．二相ステンレス鋼線材
本発明に係る二相ステンレス鋼線材は、オーステナイト相およびフェライト相を有する。
１－１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
本発明に係る二相ステンレス鋼線材は、オーステナイト相およびフェライト相を有する。
１－１．化学組成
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「％」は、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．０６％以下
Ｃは、強度を高める効果を有する。しかしながら、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、伸び、伸線加工性、曲げ加工性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０６％以下とし、０．０２％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃは、強度を高める効果を有する。しかしながら、Ｃ含有量が０．０６％を超えると、伸び、伸線加工性、曲げ加工性が低下する。このため、Ｃ含有量は０．０６％以下とし、０．０２％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｃ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｓｉ：１．０％以下
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が、１．０％を超えると、その効果は飽和するばかりか、伸線加工性、捻り加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得て、脱酸生成物を低減し、強度特性を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．２０％以上とするのがより好ましい。
Ｓｉは、脱酸効果を有する元素である。しかしながら、Ｓｉ含有量が、１．０％を超えると、その効果は飽和するばかりか、伸線加工性、捻り加工性が低下する。このため、Ｓｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得て、脱酸生成物を低減し、強度特性を確保するためには、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。Ｓｉ含有量は０．２０％以上とするのがより好ましい。
Ｍｎ：０．０１～５．５％
Ｍｎは、高価なＮｉの代替元素として有効である。また、Ｍｎは、オーステナイト相生成元素であり、オーステナイト量を確保するために重要な元素である。ここで、オーステナイト相の生成が不十分であると、加工時のマルテンサイト相の生成が不十分となる場合がある。また、Ｍｎは、加工性を高める効果を有する。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、１．０％以上とするのがより好ましい。
Ｍｎは、高価なＮｉの代替元素として有効である。また、Ｍｎは、オーステナイト相生成元素であり、オーステナイト量を確保するために重要な元素である。ここで、オーステナイト相の生成が不十分であると、加工時のマルテンサイト相の生成が不十分となる場合がある。また、Ｍｎは、加工性を高める効果を有する。このため、Ｍｎ含有量は、０．０１％以上とする。Ｍｎ含有量は０．１０％以上とするのが好ましく、１．０％以上とするのがより好ましい。
しかしながら、Ｍｎ含有量が５．５％を超えると、却って、加工性および耐食性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量は５．５％以下とする。さらに、鋼中に残存する介在物を低減し、より耐食性を高める場合には、Ｍｎ含有量は２．０％以下とするのが好ましい。
Ｐ：０．０３％以下
Ｐは不純物として、鋼に含有され、機械的特性および耐食性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐは、極力低減するのが好ましい。
Ｐは不純物として、鋼に含有され、機械的特性および耐食性を低下させる。このため、Ｐ含有量は０．０３％以下とする。Ｐは、極力低減するのが好ましい。
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは不純物として、鋼に含有され、機械的特性および耐食性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓは、極力低減するのが好ましい。
Ｓは不純物として、鋼に含有され、機械的特性および耐食性を低下させる。このため、Ｓ含有量は０．０１％以下とする。Ｓは、極力低減するのが好ましい。
Ｎｉ：１．５～８．０％
Ｎｉは、耐応力腐食割れ性と加工性とを確保する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は１．５％以上とする。Ｎｉ含有量は２．０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が８．０％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下する。このため、Ｎｉ含有量は８．０％以下とし、７．５％以下とするのが好ましい。
Ｎｉは、耐応力腐食割れ性と加工性とを確保する効果を有する。このため、Ｎｉ含有量は１．５％以上とする。Ｎｉ含有量は２．０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎｉ含有量が８．０％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下する。このため、Ｎｉ含有量は８．０％以下とし、７．５％以下とするのが好ましい。
Ｃｒ：２０．０～２８．０％
Ｃｒは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は２０．０％以上とし、２０．４％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２８．０％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下する。このため、Ｃｒ含有量は２８．０％以下とし、２５．０％以下とするのが好ましい。
Ｃｒは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｃｒ含有量は２０．０％以上とし、２０．４％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｒ含有量が２８．０％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下する。このため、Ｃｒ含有量は２８．０％以下とし、２５．０％以下とするのが好ましい。
Ｍｏ：０．０５～４．５％
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、０．０８％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｏが４．５％を超えると、その効果は飽和するばかりか、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量は４．５％以下とし、４．０％以下とするのがより好ましい。
Ｍｏは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、Ｍｏ含有量は０．０５％以上とし、０．０８％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｍｏが４．５％を超えると、その効果は飽和するばかりか、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下するおそれがある。このため、Ｍｏ含有量は４．５％以下とし、４．０％以下とするのがより好ましい。
Ｎ：０．０６～０．３５％
Ｎは、強度を向上させる効果を有する。このため、Ｎ含有量は０．０６％以上とし、０．１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．３５％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下するおそれがある。加えて、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。このため、Ｎ含有量は０．３５％以下とし、０．３０％以下とするのが好ましい。
Ｎは、強度を向上させる効果を有する。このため、Ｎ含有量は０．０６％以上とし、０．１０％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｎ含有量が０．３５％を超えると、Ｍｄ３０の値が低くなり、強度が低下するおそれがある。加えて、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。このため、Ｎ含有量は０．３５％以下とし、０．３０％以下とするのが好ましい。
Ｃｕ：０．０５～１．５％
Ｃｕは、微細Ｃｕ析出物として、強度および伸びを向上させる効果を有する。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とし、０．０６％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕを、１．５％を超えて含有すると、Ｍｄ３０値が低くなり、強度が低下するおそれがある。このため、Ｃｕ含有量は１．５％以下とし、１．０％以下とするのが好ましい。
Ｃｕは、微細Ｃｕ析出物として、強度および伸びを向上させる効果を有する。このため、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とし、０．０６％以上とするのが好ましい。しかしながら、Ｃｕを、１．５％を超えて含有すると、Ｍｄ３０値が低くなり、強度が低下するおそれがある。このため、Ｃｕ含有量は１．５％以下とし、１．０％以下とするのが好ましい。
上記元素に加え、必要に応じて、ＴｉおよびＮｂから選択される一種以上を含有してもよい。
Ｔｉ：０～１．０％
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼の強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、強度が低下するおそれがある。このため、Ｔｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼の強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、強度が低下するおそれがある。このため、Ｔｉ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂ：０～１．０％
Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼の強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、強度が低下するおそれがある。このため、Ｎｂ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂは、Ｔｉと同様、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼の強度を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、強度が低下するおそれがある。このため、Ｎｂ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｎｂ含有量は０．０１％以上とするのが好ましく、０．１０％以上とするのがより好ましい。
上記元素に加え、必要に応じて、Ａｌ、Ｂ、ＶおよびＳｎから選択される一種以上を含有してもよい。
Ａｌ：０～０．１０％
Ａｌは、脱酸効果を有する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、０．０５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ａｌは、脱酸効果を有する元素である。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ａｌ含有量が０．１０％を超えると靭性が劣化する。このため、Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、０．０５％以下とするのが好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ａｌ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｂ：０～０．００３％
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００３％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．００３％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｂは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｂ含有量が０．００３％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｂ含有量は０．００３％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｂ含有量は０．０００１％以上とするのが好ましい。
Ｖ：０～１．０％
Ｖは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が１．０％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｖ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。
Ｖは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｖ含有量が１．０％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｖ含有量は１．０％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｖ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。
Ｓｎ：０～１．０％
Ｓｎは、強度と耐食性とを向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、加工性および製造性の低下につながる。加えて、耐食性向上効果も飽和する。このため、Ｓｎ含有量は１．０％以下とする。加工性と製造性とを考慮する場合、Ｓｎ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
Ｓｎは、強度と耐食性とを向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、加工性および製造性の低下につながる。加えて、耐食性向上効果も飽和する。このため、Ｓｎ含有量は１．０％以下とする。加工性と製造性とを考慮する場合、Ｓｎ含有量は０．８％以下とするのが好ましい。
加工性および製造性に加え、強度および耐食性を考慮する場合は、Ｓｎ含有量は０．５％以下とするのがより好ましい。一方、上記効果を得るためには、Ｓｎ含有量は０．００１％以上とするのが好ましく、０．０１％以上とするのがより好ましい。上記効果に加え、加工性および製造性の観点から、Ｓｎ含有量は０．０５％以上とするのがさらに好ましい。
上記元素に加え、必要に応じて、Ｃｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、およびＲＥＭから選択される一種以上を含有してもよい。
Ｃｏ：０～０．５％
Ｃｏは、耐摩耗性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．５％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｃｏ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃｏは、耐摩耗性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．５％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｃｏ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃｏ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｗ：０～０．５％
Ｗは、耐摩耗性および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗ含有量が０．５％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｗは、耐摩耗性および耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｗ含有量が０．５％を超えると靭性が劣化する。このため、Ｗ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｗ含有量は０．０１％以上とするのが好ましい。
Ｃａ：０～０．０５％
Ｃａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、０．０５％を超えて含有させると、靭性が劣化する。このため、Ｃａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｃａは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｃａを、０．０５％を超えて含有させると、靭性が劣化する。このため、Ｃａ含有量は０．０５％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｃａ含有量は、０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｍｇ：０～０．１％
Ｍｇは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．１％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｍｇ含有量は０．１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ｍｇは、耐食性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、Ｍｇ含有量が０．１％を超えると、靭性が劣化する。このため、Ｍｇ含有量は０．１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、Ｍｇ含有量は０．０００２％以上とするのが好ましい。
Ｚｒ：０～０．５％
Ｚｒは、耐食性および熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．５％を超えると、上記効果が飽和する。このため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果、特に耐食性の向上効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。
Ｚｒは、耐食性および熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒ含有量が０．５％を超えると、上記効果が飽和する。このため、Ｚｒ含有量は０．５％以下とする。一方、上記効果、特に耐食性の向上効果を得るためには、Ｚｒ含有量は、０．０３％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭ：０～０．１％
ＲＥＭは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．１％を超えると靭性が劣化する。このため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。
ＲＥＭは、熱間加工性を向上させる効果を有する。このため、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、ＲＥＭ含有量が、０．１％を超えると靭性が劣化する。このため、ＲＥＭ含有量は０．１％以下とする。一方、上記効果を得るためには、ＲＥＭ含有量は０．０３％以上とするのが好ましい。
ここで、ＲＥＭとは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し上述のＲＥＭ含有量はこれらの元素の合計含有量を意味する。ＲＥＭは、工業的には、ミッシュメタルの形で添加される。
本発明の化学組成において、残部はＦｅおよび不純物である。ここで「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、製造工程の種々の要因によって混入する成分であって、本発明に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
鋼は、不純物として、上述のＰおよびＳ以外にもＺｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ、Ｇａ等の元素が含有される場合がある。これらの元素の含有量も、ＰおよびＳと同様、可能な限り低減されるのが好ましい。
不純物として許容される含有量は、例えば、Ｚｎ≦０．０１％、Ｂｉ≦０．０１％、Ｐｂ≦０．０１％、Ｓｅ≦０．０１％、Ｓｂ≦０．０５％、Ｈ≦０．０１％、Ｇａ≦０．０５％である。
Ｍｄ３０
二相ステンレス鋼線材は、伸線加工され、二相系ステンレス鋼線となる。この伸線加工により、金属組織中のオーステナイト相の一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。上記加工誘起マルテンサイト相の生成量は、鋼線の強度および伸びの特性に影響を与えるとともに、チェーンの強度および伸びにも影響を与える。このため、本発明に係る二相ステンレス鋼線材においては、その後に生成する加工誘起マルテンサイト相の生成量を制御するため、下記のＭｄ３０の値を規定する。具体的には、Ｍｄ３０の値は－２３０～９０℃とする。
二相ステンレス鋼線材は、伸線加工され、二相系ステンレス鋼線となる。この伸線加工により、金属組織中のオーステナイト相の一部が加工誘起マルテンサイト相に変態する。上記加工誘起マルテンサイト相の生成量は、鋼線の強度および伸びの特性に影響を与えるとともに、チェーンの強度および伸びにも影響を与える。このため、本発明に係る二相ステンレス鋼線材においては、その後に生成する加工誘起マルテンサイト相の生成量を制御するため、下記のＭｄ３０の値を規定する。具体的には、Ｍｄ３０の値は－２３０～９０℃とする。
Ｍｄ３０とは、オーステナイト相の安定度を示す指標である。そして、Ｍｄ３０の値が高い程、オーステナイト相の安定度が低く、加工誘起マルテンサイト相が生成しやすくなる。一方、Ｍｄ３０の値が低い程、オーステナイト相が安定となり、加工誘起マルテンサイト相が生成しにくくなる。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
Ｍｄ３０の値が－２３０℃未満であると、オーステナイト相が安定し、加工誘起マルテンサイト相が生成し難くなる。この結果、強度が低下する。このため、Ｍｄ３０の値は、－２３０℃以上とする。Ｍｄ３０の値は、－１６０℃以上とするのが好ましく、－７０℃以上とするのがより好ましい。
しかしながら、Ｍｄ３０の値が９０℃を超えると、オーステナイト相が不安定となる。この結果、伸線加工で加工誘起マルテンサイト相の生成量が増大し、伸びが劣化する。また、加工誘起マルテンサイトが過剰に生成することで、鋼線からチェーンを製造する際、チェーンの形状に曲げ加工することが困難になる。このため、Ｍｄ３０の値は、９０℃以下とし、６０℃以下とするのが好ましく、５５℃以下とするのがより好ましい。
１－２．金属組織
本発明における二相ステンレス鋼線材の金属組織は、フェライト相およびオーステナイト相を有する組織である。そして、溶接等の入熱により熱接合部の金属組織が変化しても、強度および耐食性を有する組織とするため、組織全体に対するフェライト相の体積率を規定する。具体的には、金属組織中におけるフェライト相の体積率を３５．０～６５．０％とする。
本発明における二相ステンレス鋼線材の金属組織は、フェライト相およびオーステナイト相を有する組織である。そして、溶接等の入熱により熱接合部の金属組織が変化しても、強度および耐食性を有する組織とするため、組織全体に対するフェライト相の体積率を規定する。具体的には、金属組織中におけるフェライト相の体積率を３５．０～６５．０％とする。
フェライト相の体積率が３５．０％未満であると、伸びが低下する。また、熱接合時のオーステナイト相を十分に確保できない。このため、フェライト相の体積率は３５．０％以上とし、４０．０％以上とするのが好ましい。
しかしながら、フェライト相の体積率が６５．０％を超えると、強度特性に劣り、さらに、熱間製造性を得ることができない。このため、フェライト相の体積率は６５．０％以下とし、６０．０％以下とするのが好ましい。
なお、本発明に係る二相ステンレス鋼線材においては、基本的には、フェライト相およびオーステナイト相からなる組織であるが、これらの相以外にも、不可避的に生成する不可避的析出相が含まれる場合がある。不可避的析出相は、含有元素の組み合わせによって形成される炭化物、硫化物および窒化物などの析出物相、および脱酸時に生成した酸化物が不可避的に残存した相などが考えられる。金属組織中における不可避的析出相の体積率は、およそ０．５％以下であると考えられる。
また、フェライト相の体積率は、磁気誘導法によって測定することができる。具体的には、フェライトスコープを用いることで測定できる。
１－３．用途
本発明に係る二相ステンレス鋼線材は、チェーンに用いることが好ましい。二相ステンレス鋼線材は、その後、伸線加工され、二相系ステンレス鋼線となる。この二相系ステンレス鋼線に、曲げ加工、熱接合等を施すことで、チェーンが製造される。
本発明に係る二相ステンレス鋼線材は、チェーンに用いることが好ましい。二相ステンレス鋼線材は、その後、伸線加工され、二相系ステンレス鋼線となる。この二相系ステンレス鋼線に、曲げ加工、熱接合等を施すことで、チェーンが製造される。
２．二相系ステンレス鋼線
本発明に係る二相ステンレス鋼線材に、必要に応じて固溶化熱処理を行った後、伸線加工したものが、本発明に係る二相系ステンレス鋼線となる。本発明に係る二相系ステンレス鋼線は、チェーンに好適に用いることができる。二相ステンレス鋼線材を伸線加工することで、金属組織中のオーステナイト相が加工誘起マルテンサイト相に変態する。このため、二相系ステンレス鋼線は、フェライト相、オーステナイト相、および加工誘起マルテンサイト相を有する。また、これら相に加え、上述した不可避的析出相が含まれる場合がある。
本発明に係る二相ステンレス鋼線材に、必要に応じて固溶化熱処理を行った後、伸線加工したものが、本発明に係る二相系ステンレス鋼線となる。本発明に係る二相系ステンレス鋼線は、チェーンに好適に用いることができる。二相ステンレス鋼線材を伸線加工することで、金属組織中のオーステナイト相が加工誘起マルテンサイト相に変態する。このため、二相系ステンレス鋼線は、フェライト相、オーステナイト相、および加工誘起マルテンサイト相を有する。また、これら相に加え、上述した不可避的析出相が含まれる場合がある。
本発明に係る二相系ステンレス鋼線では、金属組織中におけるフェライト相の体積率は、３５．０～６５．０％であるのが好ましい。フェライト相の体積率が３５．０％未満であると、熱接合時のオーステナイト相を十分に確保できない。このため、フェライト相の体積率は３５．０％以上とするのが好ましく、４０．０％以上とするのがより好ましい。
一方、二相系ステンレス鋼線の金属組織中におけるフェライト相の体積率が６５．０％を超えると、強度特性に劣り、さらに、熱間製造性を得ることができない。このため、フェライト相の体積率は６５．０％以下とするのが好ましく、６０．０％以下とするのがより好ましい。なお、フェライト相の体積率は、鋼線材と同様、磁気誘導法によって測定することができ、具体的には、フェライトスコープを用いることができる。また、二相系ステンレス鋼線の化学組成は、素材である二相ステンレス鋼線材と同様である。
３．チェーン
本発明に係る二相系ステンレス鋼線は、切断、曲げ加工、溶接等による熱接合、およびバリ除去を施され、チェーンリンクの形状とされるとともに、当該リンクは、曲げ加工時に相互に複数連結され、一連のチェーンの形状とされる（図１参照。）。その後、研磨等、表面処理が施され、チェーンとなる。
本発明に係る二相系ステンレス鋼線は、切断、曲げ加工、溶接等による熱接合、およびバリ除去を施され、チェーンリンクの形状とされるとともに、当該リンクは、曲げ加工時に相互に複数連結され、一連のチェーンの形状とされる（図１参照。）。その後、研磨等、表面処理が施され、チェーンとなる。
本発明に係るチェーンのリンクは、上記二相系ステンレス鋼線からなり、母材および熱接合部を有する。また、二相ステンレス鋼線の化学組成は、Ｃ：０．０６％以下、Ｓｉ：１．０％以下、Ｍｎ：０．０１～５．５％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎｉ：１．５～８．０％、Ｃｒ：２０．０～２８．０％、Ｍｏ：０．０５～４．５％、Ｎ：０．０６～０．３５％、Ｃｕ：０．０５～１．５％、Ｔｉ：０～１．０％、Ｎｂ：０～１．０％、Ａｌ：０～０．１０％、Ｂ：０～０．００３％、Ｖ：０～１．０％、Ｓｎ：０～１．０％、Ｃｏ：０～０．５％、Ｗ：０～０．５％、Ｃａ：０～０．０５％、Ｍｇ：０～０．１％、Ｚｒ：０～０．５％、ＲＥＭ：０～０．１％、残部：Ｆｅおよび不純物であり、下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃である。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
但し、上記（ｉ）式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとする。
３－１．リンクの線径
本発明に係るリンクの線径ｄ（以下、「リンク線径ｄ」ともいう。）は、３．０～１９．０ｍｍとする。リンクは、熱接合の際、長手方向に垂直な端面同士を接合するが、リンク線径ｄが３．０ｍｍ未満であると、熱接合部の強度が低下して接合が困難になる。このため、リンク線径ｄは３．０ｍｍ以上とする。
本発明に係るリンクの線径ｄ（以下、「リンク線径ｄ」ともいう。）は、３．０～１９．０ｍｍとする。リンクは、熱接合の際、長手方向に垂直な端面同士を接合するが、リンク線径ｄが３．０ｍｍ未満であると、熱接合部の強度が低下して接合が困難になる。このため、リンク線径ｄは３．０ｍｍ以上とする。
しかしながら、リンク線径ｄが１９．０ｍｍを超えると、例えば、溶接を行う場合には、溶接材料を用いる必要が生じる。この結果、溶接の際の入熱量を大きくする必要が生じ、溶接熱影響部の軟化が生じる。また、析出物の形成に起因して耐食性が低下する。このため、リンク線径ｄは１９．０ｍｍ以下とする。なお、上記リンク線径ｄとは、図１に示されるように、熱接合による入熱の影響を受けない箇所の直径を指す。すなわち、上記リンク線径ｄは、二相ステンレス鋼線の直径と同じ値になる。
３－２．母材
母材は、通常、熱接合の影響を受ける熱影響部を含む。しかしながら、本発明で規定する母材は、母材のうち、熱接合の影響を受けない部分（「母材原質部」ともいう。）のことをいい、熱影響部を含まない。
母材は、通常、熱接合の影響を受ける熱影響部を含む。しかしながら、本発明で規定する母材は、母材のうち、熱接合の影響を受けない部分（「母材原質部」ともいう。）のことをいい、熱影響部を含まない。
３－２－１．母材におけるフェライト相の体積率
母材におけるフェライト相の体積率は３５．０～６５．０％とする。母材におけるフェライト相体積率が３５．０％未満であると、チェーン形状に成形後、フェライト相を十分に確保できない。このため、母材におけるフェライト相体積率は、３５．０％以上とし、４０．０％以上とするのが好ましい。
母材におけるフェライト相の体積率は３５．０～６５．０％とする。母材におけるフェライト相体積率が３５．０％未満であると、チェーン形状に成形後、フェライト相を十分に確保できない。このため、母材におけるフェライト相体積率は、３５．０％以上とし、４０．０％以上とするのが好ましい。
しかしながら、母材におけるフェライト相体積率が６５．０％を超えると、オーステナイト相が十分でなくチェーンの強度を確保することが難しくなる。このため、母材におけるフェライト相体積率は、６５．０％以下とし、６０．０％以下とするのが好ましい。
母材のフェライト相の体積率は、リンクにおいて、熱接合部ではない部分を上述したフェライトスコープで測定すればよい。
３－３．熱接合部
本発明に係るチェーンは、図１に示されるような、熱接合により影響を受ける熱接合部の金属組織、および幅等を規定する。なお、熱接合部２は、熱接合により高温で金属組織が変化し、蓚酸電解等の金属組織エッチングにより母材と異なる金属組織が観察される部分のことをいう。
本発明に係るチェーンは、図１に示されるような、熱接合により影響を受ける熱接合部の金属組織、および幅等を規定する。なお、熱接合部２は、熱接合により高温で金属組織が変化し、蓚酸電解等の金属組織エッチングにより母材と異なる金属組織が観察される部分のことをいう。
３－３－１．熱接合部におけるフェライト相の体積率
本発明に係るチェーンは、熱接合部におけるフェライト相の体積率を３５．０～８０．０％とする。上記熱接合部におけるフェライト相の体積率が３５．０未満であると、熱接合部における伸びが劣化する。このため、熱接合部におけるフェライト相の体積率は、３５．０％以上とし、４０．０％以上とするのが好ましい。
本発明に係るチェーンは、熱接合部におけるフェライト相の体積率を３５．０～８０．０％とする。上記熱接合部におけるフェライト相の体積率が３５．０未満であると、熱接合部における伸びが劣化する。このため、熱接合部におけるフェライト相の体積率は、３５．０％以上とし、４０．０％以上とするのが好ましい。
一方、熱接合部におけるフェライト相の体積率が８０．０％を超えると、母材と比較し、熱接合部の強度が著しく低下する。また、クロム窒化物等の析出物がフェライト相中に多く析出し、耐食性が著しく低下する。このため、熱接合部におけるフェライト相の体積率は８０．０％以下とする。なお、熱接合部のフェライト相体積率は、図２（ｂ）に示すようにリンクの線径の中心線３を通り、リンクにより形成される環状の面に平行な面を観察面とし（Ａ－Ａ断面）、光学顕微鏡（１００倍～５００倍）の組織観察によって体積率を測定する。なお、ここで、図２（ａ）は、Ａ－Ａ面を観察面となるよう、リンクを切断した際の切断面を示しており、図２（ｂ）は、観察面であるＡ－Ａ面に垂直な方向からリンクを観察した場合の図を示している。
３－３－２．熱接合部の幅
本発明に係るチェーンでは、図２に示すような熱接合部の接合面に垂直な方向、すなわちチェーン素材である二相系ステンレス鋼線の長手方向の熱接合部の幅（以下、「熱接合部幅」と記載する。）を規定する。具体的には、熱接合部の幅Ｌは、下記（ii）式を満足するのが好ましい。
本発明に係るチェーンでは、図２に示すような熱接合部の接合面に垂直な方向、すなわちチェーン素材である二相系ステンレス鋼線の長手方向の熱接合部の幅（以下、「熱接合部幅」と記載する。）を規定する。具体的には、熱接合部の幅Ｌは、下記（ii）式を満足するのが好ましい。
１．０≦Ｌ（ｍｍ）≦ｄ－２．０ ・・・（ii）
但し、上記式（ii）中の記号は、以下により定義される。
Ｌ（ｍｍ）：熱接合部の幅
ｄ（ｍｍ）：リンク線径
但し、上記式（ii）中の記号は、以下により定義される。
Ｌ（ｍｍ）：熱接合部の幅
ｄ（ｍｍ）：リンク線径
熱接合部の幅Ｌが１．０ｍｍ未満であると、熱接合部の金属組織が不均一で強度および耐食性が劣化する部分が生じ、チェーンとしての機能を果たさなくなる。このため、熱接合部の幅Ｌは１．０ｍｍ以上とする。一方、熱接合部の幅Ｌが(ii)式右辺値を超えると、入熱量が過剰になり、熱接合部が軟化する。さらに、熱接合部が変形し、引張時に熱接合部が不均一変形し破断しやすくなり、チェーンとしての機能を果たさなくなる。よって、熱接合部の幅Ｌは上記範囲とする。
なお、熱接合部の幅Ｌは、図２（ｂ）のようにリンクの線径の中心線３を通り、リンクにより形成される環状の面に平行な面を観察面（Ａ－Ａ断面）として、測定を行う。当該観察面を蓚酸電解等によりエッチングすることで特定される熱接合部において線径の中心線３が通過する長さとする。
３－３－３．硬さの差
本発明に係るチェーンでは、良好な強度を得るため、母材の硬さと熱接合部の最小硬さ（以下、単に「熱接合部最小硬さ」と記載する。）との差を規定する。具体的には、母材の硬さと熱接合部最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下とする。
本発明に係るチェーンでは、良好な強度を得るため、母材の硬さと熱接合部の最小硬さ（以下、単に「熱接合部最小硬さ」と記載する。）との差を規定する。具体的には、母材の硬さと熱接合部最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下とする。
母材の硬さと熱接合部最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０を超えると、母材の強度と比較し、熱接合部の強度が著しく低くなる。この結果、チェーンを引っ張った場合、接合面で破断する。母材の硬さと熱接合部最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下であると、母材の硬さと熱接合部との強度差が小さくなる。この結果、チェーンを引っ張った場合、母材曲げ加工部が優先的に変形して破断し、接合部破断を回避することができる。このため、母材の硬さと熱接合部最小硬さの差をＨＶ０．３で１３０以下とする。母材の硬さと熱接合部最小硬さの差は、ＨＶ０．３で１００以下とするのが好ましい。
上記母材と熱接合部最小硬さは、以下の手順で測定する。具体的には、図２（ｂ）に示すように、リンクの線径の中心線３を通り、リンクにより形成される環状の面に平行な面を観察面（Ａ－Ａ断面）とする。観察面を続いて、観察面を鏡面研磨し、組織観察することで、上述したエッチング等で熱接合部を特定する。
特定された熱接合部において、熱接合部の中央近傍５からリンクの線径の中心線３、および中心線から径外周方向にそれぞれ１／４ｄに当たる位置を始点６および６´として、左右に０．５ｍｍ間隔で硬さ試験を開始する。硬さ試験を終了する点（以下、単に「終点」と記載する）は、０．５ｍｍ間隔で、測定を順に行い、母材領域に入った後、３点以上となった点とする。上記測定（５、６、６´の測定ライン）において、最も小さい硬さの値を熱接合部最小硬さとする。また、母材の硬さとは、母材の領域において、リンクの中心線において３点以上測定した硬さの平均値をいう。
なお、硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に基づき、試験力２．９４Ｎとして実施する。硬さ試験は、ビッカース試験機を用いる。
４．製造方法
以下に、本発明に係る二相ステンレス鋼線材、二相系ステンレス鋼線、およびチェーンの好ましい製造方法について説明する。本発明に係る二相ステンレス鋼線材、二相系ステンレス鋼線、およびチェーンは、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して得ることができる。
以下に、本発明に係る二相ステンレス鋼線材、二相系ステンレス鋼線、およびチェーンの好ましい製造方法について説明する。本発明に係る二相ステンレス鋼線材、二相系ステンレス鋼線、およびチェーンは、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果を得られるが、例えば、以下のような製造方法により、安定して得ることができる。
４－１．鋳造および熱間圧延
上記化学組成を有する鋼を鋳造して、ビレットを作製するのが好ましい。続いて、ビレットを１０００～１３００℃の温度範囲に加熱するのが好ましい。ここで、加熱する際、ビレットを加熱炉に入れ、加熱するが、炉内でビレットを保持する時間（「在炉時間」ともいう。）は、２００分以下であるのがよい。
上記化学組成を有する鋼を鋳造して、ビレットを作製するのが好ましい。続いて、ビレットを１０００～１３００℃の温度範囲に加熱するのが好ましい。ここで、加熱する際、ビレットを加熱炉に入れ、加熱するが、炉内でビレットを保持する時間（「在炉時間」ともいう。）は、２００分以下であるのがよい。
加熱されたビレットに熱間線材圧延を行い、二相ステンレス鋼線材とするのが好ましい。この際の減面率は９９．０％以上とするのが好ましい。必要に応じて、上記二相ステンレス鋼線材に９５０～１１５０℃の熱処理温度で、３０～１２０分保持し水冷等を行う固溶化熱処理を行ってもよい。また、必要に応じて、酸洗処理を行ってもよい。なお、減面率は、（鋼線材の断面積－鋼線の断面積）／（鋼線材の断面積）×１００（％）で算出される。
４－２．伸線加工
固溶化熱処理を行った場合は、その後、二相ステンレス鋼線材に冷間で伸線加工し、二相系ステンレス鋼線とするのが好ましい。上記伸線加工の減面率は１０～７０％とするのが好ましい。
また、固溶化熱処理を行った場合であっても、二相ステンレス鋼線材を所定の線径まで伸線加工し、その後、再度、固溶化熱処理を行ってもよい。続いて、再度、１０～７０％の減面率で伸線加工し、二相系ステンレス鋼線としてもよい。
固溶化熱処理を行わずに、所定の線径まで伸線加工してもよい。この場合では、続く工程で、固溶化熱処理を行い、さらに１０～７０％の減面率で伸線加工し、二相系ステンレス鋼線としてもよい。
伸線加工における減面率が１０％未満であると、７００ＭＰａ以上の安定した引張強度を得ることができない。このため、固溶化熱処理後の伸線加工における減面率は１０％以上とするのが好ましい。一方、固溶化熱処理後の伸線加工における減面率が７０％を超えると、硬さが上昇しすぎて、チェーン加工が困難になる。このため、固溶化熱処理後の伸線加工における減面率は、７０％以下とするのが好ましい。
４－３．チェーン加工
得られた二相系ステンレス鋼線について、切断するのが好ましい。切断された鋼線は、長手方向に垂直な断面である両端の端面を曲げ加工によりつき合せ、両端面を溶接等により、熱接合するのが好ましい。熱接合の手段は、特に限定されず、溶接、固相接合等、特に限定されないが、溶融温度以下で行う熱接合が好ましい。
得られた二相系ステンレス鋼線について、切断するのが好ましい。切断された鋼線は、長手方向に垂直な断面である両端の端面を曲げ加工によりつき合せ、両端面を溶接等により、熱接合するのが好ましい。熱接合の手段は、特に限定されず、溶接、固相接合等、特に限定されないが、溶融温度以下で行う熱接合が好ましい。
鋼線は、熱接合後の冷却時において、空冷状態でも比較的冷却されやすい。このため、入熱量を極力少なくし、オーステナイト相を析出させることで、強度および耐食性の低下を抑制できる。オーステナイト相が析出せず、フェライト相の量が過剰になると、強度および耐食性が低下するからである。
なお、本発明における熱接合とは、接合される部位間に熱または熱と応力とによって、連続性があるようにする操作のことをいい、溶接、固相接合等を含む。
熱接合後、バリを除去し、チェーンリンクを製造するのが好ましい。なお、チェーンリンク同士は、上記の曲げ加工時に相互に連結され、所定の長さのチェーンとなる。このチェーンに研磨等の表面処理を行ってもよい。
以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
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の真空溶解炉を用い、表１に示す化学組成を有する鋳片に鋳造した。鋳片の直径は１８０ｍｍとした。
得られた鋳片を１１００℃で２００分間加熱し、圧延終了温度を１０５０℃とした熱間線材圧延を行い、その後、９５０～１１００℃の（３０分から1時間保定の）固溶化熱処理後水冷し、二相ステンレス鋼線材とした。上記熱間線材圧延により、鋼線材の直径を５．５ｍｍから２５．０ｍｍまでの範囲に調整した。酸洗した。酸洗後の二相ステンレス鋼線材のフェライト相体積率は、表２に示すとおりである。
酸洗した二相ステンレス鋼線材について、減面率１０～７０％の伸線加工を行い、その後、再度、二相系ステンレス鋼線とした。二相系ステンレス鋼線の線径およびフェライト相体積率は、表２に示すとおりである。なお、鋼線材および鋼線のフェライト相体積率は、ヘルムートフィッシャー社製のフェライトスコープにより測定をした。
得られた二相系ステンレス鋼線について、切断加工を行い、鋼線長手方向に垂直な両端面を曲げ加工によりつき合わせて、端面同士を電流密度、加圧を変化させた条件で、アプセットバット溶接で接合し、バリを除去し、チェーンリンクを製造した。チェーンリンク同士を曲げ加工の際、相互に連結し、１０個のリンクを有するチェーンを得た。チェーンについては硝酸溶液中でバレル研磨を行い、熱接合によって生じた酸化スケールを除去した。なお、得られたチェーンのリンクの化学組成は、二相ステンレス鋼線材および二相系ステンレス鋼線と同様であった。
（熱接合部のフェライト相体積率および熱接合部の幅）
図２に示すような熱接合部２を組織観察する。熱接合部２の組織観察は、蓚酸電解等の金属組織エッチングにより行い、組織観察から、フェライト相の割合を測定した。また、上述した方法により、熱接合部の幅も測定した。なお、母材のフェライト相は、上述のようにフェライトスコープで測定した。
図２に示すような熱接合部２を組織観察する。熱接合部２の組織観察は、蓚酸電解等の金属組織エッチングにより行い、組織観察から、フェライト相の割合を測定した。また、上述した方法により、熱接合部の幅も測定した。なお、母材のフェライト相は、上述のようにフェライトスコープで測定した。
（強度評価）
得られたチェーンについて、引張試験を行い、強度を調査した。引張試験は、ＪＩＳ Ｆ ２１０６ に準拠し、１０リンクのチェーンで実施した。強度については、リンクの母材部で破断したものについては、チェーンとして良好な強度を有していると評価した。一方、溶接金属で破断したものについては、チェーンとして、良好な強度を有していないと評価した。表２中においては、リンクの母材で破断した例を○と記載し、溶接金属で破断した例を×と記載した。
得られたチェーンについて、引張試験を行い、強度を調査した。引張試験は、ＪＩＳ Ｆ ２１０６ に準拠し、１０リンクのチェーンで実施した。強度については、リンクの母材部で破断したものについては、チェーンとして良好な強度を有していると評価した。一方、溶接金属で破断したものについては、チェーンとして、良好な強度を有していないと評価した。表２中においては、リンクの母材で破断した例を○と記載し、溶接金属で破断した例を×と記載した。
（耐食性評価）
得られたチェーンの耐食性を評価するために、塩水噴霧試験を実施した。塩水噴霧試験は、ＪＩＳＺ ２３７１：２０１３に準拠し実施した。具体的には、得られたチェーンを脱脂洗浄した後塩水噴霧試験を１６８時間実施し、錆の発生の有無を調査した。表２中においては、発錆が無かったものを◎と記載し、点状の錆が有ったものを△と記載し、流れ錆が有ったものを×と記載した。
得られたチェーンの耐食性を評価するために、塩水噴霧試験を実施した。塩水噴霧試験は、ＪＩＳＺ ２３７１：２０１３に準拠し実施した。具体的には、得られたチェーンを脱脂洗浄した後塩水噴霧試験を１６８時間実施し、錆の発生の有無を調査した。表２中においては、発錆が無かったものを◎と記載し、点状の錆が有ったものを△と記載し、流れ錆が有ったものを×と記載した。
（硬さ試験）
母材と熱接合部最小硬さは、以下の手順で測定した。具体的には、図２（ｂ）に示すように、リンクの線径の中心線３を通り、リンクにより形成される環状の面に平行な面を観察面（Ａ－Ａ断面）とした。続いて、観察面を鏡面研磨し、組織観察することで、上述したエッチング等で熱接合部を特定した。
母材と熱接合部最小硬さは、以下の手順で測定した。具体的には、図２（ｂ）に示すように、リンクの線径の中心線３を通り、リンクにより形成される環状の面に平行な面を観察面（Ａ－Ａ断面）とした。続いて、観察面を鏡面研磨し、組織観察することで、上述したエッチング等で熱接合部を特定した。
特定された熱接合部において、熱接合部の中央近傍５からリンクの線径の中心線３、および中心線から径外周方向に１／４ｄに当たる位置を始点６および６´として、左右に０．５ｍｍ間隔で硬さ試験を開始した。硬さ試験を終了する点（以下、単に「終点」と記載する。）は、０．５ｍｍ間隔で、測定を順に行い、母材領域に入った後、３点以上となった点とした。上記測定（５、６、６´の測定ライン）において、最も小さい硬さの値を熱接合部最小硬さとする。また、母材の硬さとは、母材の領域において、リンクの中心線において３点以上測定した硬さの平均値をした。
なお、硬さ試験はＪＩＳ Ｚ ２２４４：２００９に基づき、試験力２．９４Ｎとして実施した。硬さ試験は、ビッカース試験機を用いた。
Ｎｏ．１～２９は、本発明の規定を満足する鋼線材であり、チェーンに製造後、良好な強度と耐食性とを示した。一方、本発明の規定を満足しないＮｏ．３０～５０は、強度、耐食性の少なくとも一方が、劣る結果となった。Ｎｏ．５１および５２は、本発明のチェーンに係る規定を満足しないため、強度、耐食性の少なくとも一方が、劣る結果となった。
表３に示した鋼種１、１０、１２および１３について、加工条件を変化させた二相系ステンレス鋼線を製造し、実施例１と同様の方法で、チェーンを製造した。得られたチェーンについて、実施例１と同様の方法で、強度および耐食性とを評価した。なお、得られたチェーンのリンクの化学組成は、二相ステンレス鋼線材および二相系ステンレス鋼線と同様であった。
本発明に係るのチェーンの規定を満足するＮｏ．２－１～２－２０は、チェーンに製造しても、良好な強度および耐食性を有していた。一方、本発明に係るのチェーンの規定を満足しないＮｏ．２－２１～２－４０は、強度、耐食性の少なくとも一方が劣る結果となった。
１ リンク
２ 熱接合部
３ リンクの線径の中心線
４ 観察面
５ 熱接合部の中央近傍
６ 始点
６´ 始点
２ 熱接合部
３ リンクの線径の中心線
４ 観察面
５ 熱接合部の中央近傍
６ 始点
６´ 始点
Claims (1)
- 相互に連結された複数のリンクからなるチェーンであって、
前記リンクは、二相系ステンレス鋼線からなり、母材および熱接合部を有し、
前記二相系ステンレス鋼線の化学組成は、質量％で、
Ｃ：０．０６％以下、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１～５．５％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎｉ：１．５～８．０％、
Ｃｒ：２０．０～２８．０％、
Ｍｏ：０．０５～４．５％、
Ｎ：０．０６～０．３５％、
Ｃｕ：０．０５～１．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～１．０％、
Ａｌ：０～０．１０％、
Ｂ：０～０．００３％、
Ｖ：０～１．０％、
Ｓｎ：０～１．０％、
Ｃｏ：０～０．５％、
Ｗ：０～０．５％、
Ｃａ：０～０．０５％、
Ｍｇ：０～０．１％、
Ｚｒ：０～０．５％、
ＲＥＭ：０～０．１％、
残部：Ｆｅおよび不純物であり、
下記（ｉ）式で表されるＭｄ３０の値が－２３０～９０℃であり、
前記リンクの線径ｄは、３．０～１９．０ｍｍであり、
前記母材におけるフェライト相の体積率が、３５．０～６５．０％であり、
前記熱接合部におけるフェライト相の体積率が、３５．０～８０．０％であり、
前記熱接合部の幅Ｌが下記(ii)式を満足し、
前記母材の硬さと前記熱接合部の最小硬さの差が、ＨＶ０．３で１３０以下である、チェーン。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－１３．７Ｃｒ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１８．５Ｍｏ－６８Ｎｂ ・・・（ｉ）
１．０≦Ｌ（ｍｍ）≦ｄ－２．０ ・・・（ii）
但し、上記式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量（質量％）を表し、含有されない場合はゼロとし、上記式中の各記号は、以下により定義される。
Ｌ（ｍｍ）：熱接合部の幅
ｄ（ｍｍ）：リンク線径
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019156811A JP7349849B2 (ja) | 2019-08-29 | 2019-08-29 | チェーン |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2019156811A JP7349849B2 (ja) | 2019-08-29 | 2019-08-29 | チェーン |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2021031757A JP2021031757A (ja) | 2021-03-01 |
| JP7349849B2 true JP7349849B2 (ja) | 2023-09-25 |
Family
ID=74675569
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2019156811A Active JP7349849B2 (ja) | 2019-08-29 | 2019-08-29 | チェーン |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP7349849B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2022239883A1 (ko) * | 2021-05-11 | 2022-11-17 | 한국재료연구원 | 고강도 및 저합금형 듀플렉스 스테인리스강 및 그 제조 방법 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007262460A (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 熱間圧延線材 |
| JP2012512960A (ja) | 2008-12-19 | 2012-06-07 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン | フェライト−オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2015218378A (ja) | 2014-05-20 | 2015-12-07 | 日本精線株式会社 | 磁気特性に優れた二相系のステンレス鋼線及びこれを用いた磁性金網製品 |
| WO2015190422A1 (ja) | 2014-06-11 | 2015-12-17 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 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 |
| JP2017101326A (ja) | 2015-11-20 | 2017-06-08 | 日本精線株式会社 | 磁気特性に優れた二相系のステンレス鋼線、及び篩用、ネットコンベア用又はフィルタ用の磁性金網製品 |
| JP2017179427A (ja) | 2016-03-29 | 2017-10-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法 |
| JP2018119174A (ja) | 2017-01-24 | 2018-08-02 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐熱ボルト用二相ステンレス鋼線、および、該二相ステンレス鋼線を用いた耐熱ボルト部品 |
| JP3218197U (ja) | 2018-07-17 | 2018-09-27 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | チェーンリンク |
| JP2019123905A (ja) | 2018-01-16 | 2019-07-25 | 鈴木住電ステンレス株式会社 | プレストレストコンクリート用緊張材用の二相ステンレス鋼線材、二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材 |
-
2019
- 2019-08-29 JP JP2019156811A patent/JP7349849B2/ja active Active
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007262460A (ja) | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 熱間圧延線材 |
| JP2012512960A (ja) | 2008-12-19 | 2012-06-07 | オウトクンプ オサケイティオ ユルキネン | フェライト−オーステナイト系ステンレス鋼 |
| JP2015218378A (ja) | 2014-05-20 | 2015-12-07 | 日本精線株式会社 | 磁気特性に優れた二相系のステンレス鋼線及びこれを用いた磁性金網製品 |
| WO2015190422A1 (ja) | 2014-06-11 | 2015-12-17 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 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 |
| JP2017101326A (ja) | 2015-11-20 | 2017-06-08 | 日本精線株式会社 | 磁気特性に優れた二相系のステンレス鋼線、及び篩用、ネットコンベア用又はフィルタ用の磁性金網製品 |
| JP2017179427A (ja) | 2016-03-29 | 2017-10-05 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 二相ステンレス鋼の溶接継手、二相ステンレス鋼の溶接方法および二相ステンレス鋼の溶接継手の製造方法 |
| JP2018119174A (ja) | 2017-01-24 | 2018-08-02 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | 耐熱ボルト用二相ステンレス鋼線、および、該二相ステンレス鋼線を用いた耐熱ボルト部品 |
| JP2019123905A (ja) | 2018-01-16 | 2019-07-25 | 鈴木住電ステンレス株式会社 | プレストレストコンクリート用緊張材用の二相ステンレス鋼線材、二相ステンレス鋼線及びプレストレストコンクリート用緊張材 |
| JP3218197U (ja) | 2018-07-17 | 2018-09-27 | 新日鐵住金ステンレス株式会社 | チェーンリンク |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2021031757A (ja) | 2021-03-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100484983B1 (ko) | 용접부의 내이차가공 취성 및 고온피로특성이 우수한페라이트계 스테인레스강 | |
| JP6777824B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼及びその製造方法 | |
| JP2013147705A (ja) | フェライト系ステンレス鋼線材、及び鋼線、並びに、それらの製造方法 | |
| KR101841379B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 열연 어닐링 강판, 그 제조 방법 및 페라이트계 스테인리스 냉연 어닐링 강판 | |
| JP2016180172A (ja) | 二相系ステンレス鋼線およびねじ製品ならびに二相系ステンレス鋼線の製造方法 | |
| JP5088455B2 (ja) | 二相ステンレス鋼 | |
| JP2019178405A (ja) | 鋼線材の製造方法 | |
| JP6725007B2 (ja) | 線材 | |
| JP2023139306A (ja) | マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管 | |
| JP7349849B2 (ja) | チェーン | |
| JP6520465B2 (ja) | マルテンサイト系ステンレス鋼管の製造方法 | |
| JP7393625B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 | |
| JP7393627B2 (ja) | オーステナイト系ステンレス鋼溶接継手 | |
| JP2018178144A (ja) | 優れた熱間加工性を有する析出硬化型ステンレス鋼 | |
| WO2006062053A1 (ja) | 低炭素快削鋼 | |
| JP2022157621A (ja) | ボルト及びボルトの製造方法 | |
| JP6958391B2 (ja) | 鋼管 | |
| JP6987651B2 (ja) | 熱間加工性に優れ、サブゼロ処理を要しない高硬度析出硬化型ステンレス鋼 | |
| JP2017128775A (ja) | ステンレス鋼およびステンレス鋼管 | |
| KR20210098525A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JPH0698499B2 (ja) | ステンレス鋼の溶接方法およびステンレス鋼溶接体 | |
| JP6630870B1 (ja) | 鋼管および鋼管の製造方法 | |
| JP2020015969A (ja) | スポット溶接部の強度と耐食性に優れたフェライト・オーステナイト二相ステンレス鋼板及びその製造方法 | |
| JPH11229034A (ja) | フェライト系ステンレス鋼管の加工方法 | |
| JP7009666B1 (ja) | 加工性、耐食性に優れる溶接管用Ｎｉ－Ｃｒ－Ｍｏ系合金 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220617 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20230613 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230627 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230808 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20230822 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20230912 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 7349849 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |