JPH05502912A - 可撓導管製造用鋼線の製造方法、この方法によって製造される鋼線、およびこの鋼線によって補強された可撓導管 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるため要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 可撓導管製造用鋼線の製造方法、この方法によって製造される鋼線、およびこの 鋼線によって補強された可撓導管［技術分野］ 本発明は、硫化水素（Ｈ，Ｓ）の存在下で耐食性のある可撓導管を製造するため の鋼線、並びにこの鋼線を用いて製造される可撓導管に関する。

本発明のもう一つの対象は、可撓導管にＨ，Ｓ雰囲気内での耐食性を付与するた めの鋼線の製造方法である。

［発明の背景］ 金属補強材を備えた可撓導管か種々の形態て流体の移送に使用されていること、 および、特定の場合、とりわけ石油の分野において、かかる可撓導管か硫黄含有 生成物の攻撃に晒されること、か知られている。

熱可塑性樹脂やエラストマー等の高分子素材でできた１個ないし複数個のチュー ブもしくは被覆材によって気密性か確保されている可撓導管においては、内部圧 力や移動、操作時の応力に対する機械抵抗は、らせん巻鋼線より成る金属補強材 によって確保されている。これらの鋼線は、一般に熱間引き抜きまたは冷間引き 抜きによって成形されており、金属補強材の層毎に異なる断面形状をもつことか ある。

これらの鋼線は、概ね断面寸法２×５画から４×１０−程度の平線か、巻装時に 一方の線を隣接する線に引っ掛は得るように、例えば断面形状をＺ、ＴまたはＵ 形とした線か、もしくは撚り線状（ケーブル状）に結束できるように断面を円形 とした線のいずれかであることか多い。

Ｈ２Ｓの存在下での使用を意図した可撓導管の製造をする場合、補強線の製造に 供する鋼材の品質やこの補強線に施される機械的、熱的処理方法（特に成形時の ひずみ硬化とその後に行われることかある焼きなまし）を選択することにより、 これらの補強線か使用時に所要の機械的強度を具備するようにするとともに、Ｈ ２Ｓの存在下、腐食に抗し得るようにしなければならない。

Ｈ，Ｓ雰囲気下における鋼構造物の抵抗性に関して種々の問題か提起されたここ 数年間に、Ｈ２Ｓ雰囲気て使用し得るには、鋼は如何なる特性を備えるへきかを 知るため、実験室や実用テストの形で多くの研究と実験か行われてきた。

かかる研究の結果、Ｈ２Ｓの存在下における金属の耐腐食性と硬度の間には一定 の相関関係かあると明言できるようになった。具体的にいうと、硬度２２ＨＲＣ 以下の炭素鋼や低合金鋼は、圧力下Ｈ２Ｓに対し十分な耐食性を備えているので 、Ｈ，Ｓの存在下でも使用できることか判明した。

この研究の結果、金属をそのＨＲｃ硬度で特徴づける方法か特定され、簡単な非 破壊測定か可能となった。一方、よく知られているように、硬度（ＨＲｃ）と破 断強度（Ｒｍ）間には表に示される等優性かある。

すなわち、硬度２２ＨＲｃは、破断強度Ｒｍては略７００−８００ＮｉＰａに相 当する。

そのため、製造業者は、このｒＨ２ｓ耐用性／硬度」の相関関係を考唐に入れ、 一般に軟炭素鋼または半硬炭素鋼（炭素含量０．１５％ないし０．３０％）もし くは低合金鋼を選択してきたのであり、成形（引き抜きまたは転造による）の際 に生しるひずみ硬化後、その硬度を必要に応して許容値にする焼なましについて もこれに従った。

さらに、ある公認規則（フランス腐食技術者協会基準ＮＡＣＥ−０１７５、Ｎａ ｔｉｏｎａｌ　Ａｓ５ｏｃｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　Ｃｏｒｒｏｓｉｏｎ　Ｅｎｇｉ ｎｅｅｒｓ　）は、上述した研究結果を採用し、石油の分野で使用される炭素鋼 は、硬度か２２ＨＲｃより低ければ、さらにテストをしなくともＨ，Ｓの存在下 で使用できると規定し、かつ炭素含量は０゜３８％以下とすると規定した。

すなわち、この規則は、可撓導管の補強材を構成する鋼線について、上述したよ うにせいぜいＲｍ＝７７５〜８００ＭＰａという比較的劣った機械的特性を許容 している。また、弾性限界（Ｒｅ）も比較的低く定めている。

その結果、可撓導管の製造業者は、機械的特性に関するこれらの基準を満たすた め、一般に、炭素含量の低い（Ｏ１５ないし０．３０％）鋼の品質を選択するに いたり、かつ、使用条件かあまり酷しくない場合でも、抵抗性の高い鋼を使用し ても差し支えはないとはいえ、必要以上に重量、寸法および価格の増大を招く断 面形状のものを用いざるを得ない状況下に置かれている。

このような不都合を解消するため、炭素含量のより高い鋼線を使用してひずみ硬 化・焼なまし後における硬度をＮＡＣＥ　０１７５の許容硬度である２２ＨＲＣ より高＜シ（例えば、２５〜３０ＨＲｃ程度）、破断強度を８００ＭＰａ以上と したよりすぐれた機械的特性を得ることは誰にても提案できる。たたしこの場合 、鋼線の硬度か２２ＨＲｃを超えているので、Ｈ２Ｓに対して耐食性のある金属 を表面にメッキするなとして、Ｈ２Ｓ環境下の腐食に抗し得るよう手当しなけれ ばならない。この種の方法であってアルミメッキに基づくものか、１９８４年１ ２月１７日付英国特許出願第８４３１７８１号（公告第２１６３５１３号）に説 明されている。しかしなから、かかる解決方法では、鋼線の横断面を特殊形状に なし得ることによって得られる利点は失われ、さらに、そのこと以上に、保護用 金属メッキをすることから生じる付加的な出費を伴う。

機械的特性か過度に低劣な低炭素鋼を用いる場合の欠点は、硬度が２２ＨＲＣ以 上て破断限界のより高いオーステナイト系ステンレス鋼もしくはその合金等の高 級鋼を用いることによっても克服できる。しかしながら、この場合、鋼線の横断 面を特殊形状にてきるという利点は、これらの金属のコストか高いため消失する ことになる。

ＮＡＣＥ基準は、硬度を２２ＨＲＣ未満とするという基本要件を満たしていない 鋼について更に規定を設けている。それによれば、かかる鋼か、Ｈ，Ｓの存在下 、応力腐食作用に抗しなければならない金属構造物の製造の使用に適するか否か を検討するため、Ｈ２Ｓ雰囲気内で加圧下、代表サンプルについてテストを受け なければならないとしている（圧力下における亀裂の発生に関するＮＡＣＥテス ト方法ＴＭＯＩ−７７、一般に「硫黄応力腐食割れ、または５ＳＣＣＪと称され ている）。

他の基準、即ちＮＡＣＥ　ＴＭＯ２８４８７は、水素によって引き起こされる亀 裂の発生に関するもので、一般に「水素誘因割れまたはＨＴＣＪ　と称されてい る。この基準で推奨しているテスト手順は、特に鋼管に言及するとともに、その サンプルとして一般に断面か比較的厚肉のものを用いることを規定しており、そ の要旨は、大気温度および大気圧下、ｐＨ４，８〜５．４となるようにＨ２Ｓて 飽和した海水にテンションをかけずに浸漬することにある。

［発明の開示コ 本発明の目的は、並みの品質の炭素鋼を用いて、即ち、高価な合金に頼ったり表 面に金属メッキしたすせずに、Ｈ２Ｓ存在下で使用でき、今日までに使用されて きたものよりすぐれた機械的特性を有する可撓導管強化用の炭素・マンガン亜共 析鋼の線材を製造することである。

長期間にわたる鋭意研究の結果、出願人は、驚くへきことに、炭素含量か中、高 位の鋼であっても、所要の特性を付与する一定の処理を施せば、機械的強度にす ぐれ、Ｈ，Ｓの存在下で耐食性を有し、ＮＡＣＥの定める基準を満たす鋼線の製 造に使用できることを見出した。

この研究の過程において、出願人は、Ｈ２Ｓ耐用性と回復熱処理との間には一定 の相関関係かあり、この回復熱処理は、後述するように、使用した鋼のひずみ硬 化後におけるひずみ硬化率と炭素含量の関数として特定され得るとの結論に達し た。

本発明に従って熱処理された鋼は、いずれの場合においても必ず破断強度（Ｒｍ ）８００ＭＰａ以上の機械抵抗を存し、少量の遊離フェライトを含む構造のもの となる。

以下の詳細な説明において、用語は次のように理解されるべきである。

・遊離フェライト　結晶粒界に存在する一方、結晶粒のパーライトゾーン間にも 存在するフェライト ・パーライト　セメンタイトの膜とフェライトの膜か交互に重なった膜状構造よ りなる共析組織で、ここにいうフェライトは、本発明においては遊離フェライト とは区別される。

・セメンタイト　炭化鉄（Ｆｅ、Ｃ） 出願人は、硬度か２２ＨＲｃを超える炭素鋼の場合は、遊離フェライトの含量か 、かかる炭素鋼できた鋼線のＨ，Ｓ耐用性に実質的な影響力を有することを見出 した。

そこで、この指針に従って研究した結果、遊離フェライトの含量は１５％未満、 好ましくは１２％未満とすべきであることが判明した。

炭素含量か０．５５％未満である場合は、ひずみ硬化段階に先立って、それ自体 公知の熱処理法であるバテンチング処理をする。バテンチングは、線材を例えば 炉内を連続的に通過させてオーステナイト域内温度に上げ、次いて温度４００な いし５５０°Ｃの等温浴、例えば溶融鉛浴に通した後室温に冷却する。このパテ ンチング処理により鋼線を均質化し、鋼に対しフェライトマトリックス中のパー ライトの分布と形態か均質化した構造を与えることかでき、冷間変形加工かし易 くなる。平均ひずみ硬化率はＩＯないし９０％である。

驚くべきことに、出願人は、炭素含量０．５５％未満の鋼については、パテンチ ングを９５０ないし１１５０°Ｃ１好ましくはｌ０００°Ｃよりやや高い温度で 行わなければならないことを見出した。この種の鋼にかかるパテンチングを施す と、粗結晶粒調であることに加えて、遊離フェライト含量か１５％未満の鋼構造 をもたらすのである。このようなパテンチング処理をした鋼線の結晶粒度は、Ａ ＦＮＯＲ基準ＮＦ−０４１０２の指数７以下、好ましくは６以下とすべきである 。

炭素含量か０．５５％を超える鋼の場合は、本発明においてはパテンチング処理 はしてもしなくてもよい。ただし、冷間変形加工のし易い均質化した鋼線を得る へくパテンチング処理をすることを選択した場合は、使用する鋼のオーステナイ ト化温度Ａｃｓ以上の温度で熱処理し、平均ひずみ硬化率を５ないし８０％とす るのか好ましい。

本発明におけるパテンチング温度は炉中て鋼線か到達する温度である。

使用する鋼の炭素含量に応じて予めパテンチング処理をしようとしまいと、得ら れた鋼線について冷間ひずみ硬化か生した場合は、回復処理として知られている 熱処理を行う必要かあり、その温度および時間は、回復熱処理後における鋼線の 弾性限界がひずみ硬化時のそれより小さくなるように設定すればよい。かくして 得られた鋼は、良好なＨ，Ｓ耐用性を備えていることか発見された。

所与の温度、例えば４５０ないし７００°Ｃて成形する場合において、ＡＣ，温 度未満の場合は常にこの成形によってひずみ硬化か引き起こされる可能性かある か、使用する鋼のひずみ硬化率、温度、および炭素含量を適正に調節することに より、最終的には、弾性限界か、ひずみ硬化率か同して同様に冷間加工された鋼 線のそれより小さい鋼線を得ることができる。出願人は、フェライト含量か１５ ％未満であるとき、上記のようにして得られた鋼線か８２Ｓ耐用性をもつことを 見出したのである。

本発明に係る新規な方法で製造された鋼線は、上述したＮＡＣＥテスト基準０１ ７７に合格するものである。このようにして製造された鋼線は、破断強度８５０ ないし１２００ＭＰａを有し、この値は、従前使用されていた炭素鋼線のそれの ５０％以上増である。

更に、本発明に基づく鋼線は、ＮＡＣＥ基準ＴＭ　０２８４８７　（ＨＩＣ）を 満たすものである。

したかって、鋼線の断面積を略同−比率で減したり、可撓導管（補強Ｍ線の断面 積か同しであるとして）の操作圧を略同−比率で大きくしたりすることかできる 。

本発明により、今や炭素含量か０，３８％を超え、または／および、硬度か２２ ＨＲｃを趙える鋼を使用することができるようになったのである。

上記回復熱処理とは、特定の品質の鋼に関して既に他の特許出願において開示さ れている方法をいい、ロットまたはコイルの形態で回分方式（いわゆる）＼ンチ 処理）で処理してもよいし、誘導電気炉を通過させる連続方式で処理してもよい 。

しかし、バッチ処理の方か、温度を４００ないし６００°Ｃに上げた後における 時間か変動、特に約４ないし６時間の間で変動しても、好結果か得られた。本発 明において明らかなことは、処理時間を、むしろ所定の機械的特性を得るための 温度の関数として変化させ得ることであり、かかる処理時間は数時間から数ダー スの時間となろう。かかる時間は、基本的には高倍率の顕微鏡による検査で認め られる鋼構造の変化に依存する。いずれにせよ、鋼のパーライト・フェライト構 造は処理か終わるまて維持され、球状化現象の発生率は極めて低水準にととまる ので、極めて良好な機械的特性が得られる。

加熱炉を通す熱処理をする場合は、加熱の程度、炉内通過速度および炉内寸法を 選定し、破断抵抗性を少なくとも５％、好ましくは１０％以上減少させる一方、 炉内の鋼線の温度をオーステナイト化開始温度（ＡＣ，点）より低くする。

ある公知文献（米国特許第３９５０１９０号、発明者Ｌａｋｅ）は、冷間加工さ れた炭素鋼の熱処理について、「回復焼なまし」との用語を用いて説明しており 、その要旨は、処理温度および処理時間を特定することによって、破断強度か３ ７９ないし５５１ＭＰａでかつ延性か増大した製品を得ることにある。この米国 特許の方法においては、熱処理後における鋼の破断強度か冷間加工直後のそれの ８０ないし９０％となり、かつ再結晶発生率か略ゼロとなるように処理温度と処 理時間か設定されている。従って、そこでは金属の回復処理についてもごく僅か なから言及されている。しかしながら、この特許は、本発明のそれとは全くかけ 離れた分野におけるかけ離れた性質の鋼に関するものである。事実、上記「回復 焼なまし」処理か適用される鋼は、熱処理後の強度（３７９〜５５１ＭＰａ）を もつ超軟鋼もしくは軟鋼（炭素含量０．０２〜０．１５％）であって、Ｈ，Ｓ存 在下で使用可能な鋼線について公知方法で既に得られている強度（７７０〜８０ ０ＭＰａ、これは２２ＨＲｃに相当）や本発明で得られる強度（８５０〜１２０ ０ＭＰａ）よりはるかに低いものである。

最後に、前記先行特許で追求された目的は、特に自動車産業で使用される薄板鋼 の延性を改善することであって、いかなる意味においても耐食性の向上を意図し たものではないことを指摘する。

他のい（つかの先行特許（米国特許第３２６４１４４号、同第３５９１４２７号 、同第４０６７７５４号）もまた、再結晶化を実質的に回避したり抑制するため 、ひずみ硬化後、十分低い温度および／または十分短い時間で特定の回復熱処理 を行うことを開示している。しかしながら、これらの特許に開示された熱処理は 、前述の米国特許第３９５０１９０号と同じく、炭素含量が０．１５％に満たな い薄板鋼にのみ適用され、その延性を向上させるためのものにすぎない。

米国特許第４５８５０６２号は、炭素含量が小さく、マンガン・シリコン含量か 大きい、比較的短い棒鋼の回復熱処理について記述しているにすぎない。

ヨーロッパ特許出願第０３７５７８４−Ａ、号および日本国特開平１−２７９７ １０号には、冷間加工後熱処理し、破断強度（Ｒｍ）が８０ｋｇ／ｍｍまたは８ ００ＭＰａを超えず、その組織か球状を呈し、パーライトが消失してセメンタイ トのみか球状化状態で残留している熱処理された転造鋼線を得るため、パーライ ト・フェライト構造含量０．４ないし０８の炭素鋼を使用することか提案されて いる。

上述の諸特許に開示された方法によって得られる鋼線は、その球状組織の故に機 械的強度か著しく制限される。更に、これらの特許によれば、鋼線の硬度を２２ ＨＲｃ以上としてはならない。てないと、応力腐食（ＳＳＣＣ）によって亀裂か 生じるのて、Ｈ，Ｓ存在下ては使用てきないからである。

本１発明は、以下の詳細な説明と添付図面から一層よく理解され得る筈である。

［図面の簡単な説明］ 第１図は、本発明に係る可撓導管を一部切り欠いて示した斜視図である。

第２図は、可撓導管の補強材として使用される鋼線の断面形状を３種示している 。

第３図は、鋼のロックウェル硬度（ＨＲｃ）と破断強度（Ｒｍ）の概略的関係を 示すグラフである。

第４ａ図ないし第４Ｃ図は、本発明によりパテンチング処理された横断面円形の 転造鋼線の写真である。

第５ａ図ないし第５Ｃ図は、不十分なパテンチング処理をした横断面円形の転造 鋼線の第４ａ図ないし第４Ｃ図に対応する写真である。

第６ａ図ないし第６Ｃ図は、適正にバテンチング処理をした横断面円形の転造鋼 線の成形後の状態を示す第４ａ図ないし第４Ｃ図に対応する写真である。

第７８図ないし第７Ｃ図は、不十分なパテンチング処理をした他の横断面円形の 転造鋼線の成形後の状態を示す写真である。

第８図は、転造鋼線の種々のサンプルにおける遊離フェライト含量を示す。

第９図は、劣悪なパテンチング処理をした転造鋼線の種々のサンプルにおける遊 離フェライト含量を示す。

第１０図および第１１図は、種々の鋼線の成形後における遊離フェライト含量を 示す。

第１２図は、回復熱処理の機械的特性に及はす影響を表す曲線を示す。

［発明を実施するための最良の形態］ 図１は、三つのチューブあるいは被覆材（内部被覆４、中間被覆６、外部被覆８ ）を含む可撓導管２の一例を示しており、上記各チューブあるいは被覆材は、特 に、　ｒＲＩＬＳＡＮＪの名称のもとて販売されているポリアミド１１等の熱可 塑製材料でてきている。そして内部被覆材４は、気密機能を確保している。機械 強度は、図２に示されるように種々の異なる断面形状をもつことかできる螺旋状 に巻かれたｗ線からなる補強部材によって確保されている。

上記各補強部材１０．１２および１５は、図２ａ（巻付は線１５）あるいは図２ ｂ（補強線１０．１２）に示されるように、角部に丸みをつけられた矩形の断面 形状をもつ平線によって作製することかできる。これらのｗ４線は、ｌＯＸ１０ Ｘ４巻付は線）あるいは５Ｘ２ｍｍ（補強線）程度の円形断面あるいは他の適当 な横断面として差し支えなく、その断面寸法は、ｌないし４０ｍｍの範囲で変更 することかできる。

他の金属補強部材１４は、チューブあるいは被覆材４の周囲に巻付けられた状態 で引っ掛かることかできる断面形状をもつように形成された線から構成すること かできる。Ｚ型に形成された公知の断面形状か９２Ｃに示されている。

この巻付けおよび補強線は、その単純な断面形状（図２ａ、２ｂ）のために、成 形操作におけるひずみ硬化によって均等な変形を受ける。しかしなから、Ｚ型線 （図２ｃ）ついては、成形操作において、断面における異なる領域について、そ のひずみ硬化率は、断面全体の平均ひずみ硬化率に比較して異なっているという ことに留意するべきである。すなわち、断面中央領域１６は、わずかな変形（３ ５ないし４５％程度のひずみ硬化率）を受ける一方で、側部領域１８では、より 大きな変形（たとえば、６０ないし８０％程度のひずみ硬化率）を受ける可能性 かある。

本発明によれば、初期炭素鋼線は０，２５ないし０．８％の炭素含量をもってお り、平均ひずみ硬化率は、５ないし８０％である。この初期！ｉｉ線としては、 好ましくは円形横断面をもついわゆる機械鋼線のような熱間圧延鋼線、あるいは 種々の横断面形状をもつ市場棒材型の鋼線かあることか理解されよう。

炭素含量かほぼ０．５５％以下の鋼の場合には、パテンチング処理か行わｎる。

このバテンチング処理は、鋼線温度か１０００℃以上、好ましくはｌ０５０’Ｃ から１１００°Ｃの範囲となるように調整された炉内に機械鋼線を通すことによ って行われる。

上記炉から導出されたのち、上記鋼線は、４５０°Ｃないし５５０°Ｃの温度と された溶融鉛等の等温浴を通過する。次いて、鋼線は、室温に冷却させられる。

本発明による上記パテンチング処理を施された機械鋼線は、層状粒構造（ｃｏｕ ｒｓｅ−ｇｒａｉｎ　５ｔｒｕｃｔｕｒｅ　）をもっており、かつ少量の遊離フ ェライトを含んでいる。

炭素含量か０．３５ないし０．４５％の機械鋼線および成形鋼線の場合における 、遊離フェライトの含量に対する上記パテンチング処理による影響か図４ないし ７に示されている。この遊離フェライト含量は、光学的顕微鏡のもとての観測に 基づいて写真的処理をすることによって測定された。

サンプル鋼線は被覆されかつ磨かれたのち、通常の鋼質テストおいて行われるの と同様にして構造を露出させるために破壊される。次いてｒＭＩｃＲＯＴＥＫＭ ＦＳＪ型の光学顕微鏡による手段を用いて、２００ないし１０００倍の倍率によ って陰画画像か採取される。こうして得られた光学的画像は次に、二値化形態と される。

このようにして、表面の割合として表れる、すなわち、鋼における体積比として 表れる遊離フェライトの含量を測定することかできる。種々の製品に対し、各検 討された製品についての遊離フェライトの平均含量を測定するへく、上記の方法 によって多数の光学的サンプル解析を行った。

フェライト量に関して誤りか生しる危険を回避するために、陰画画像に表れる灰 色部分の量を含ませる場合と含ませない場合との二つの二値化画像に基づいてフ ェライト表面の測定を行った。

図４ａは、円形断面ＦＭ３５Ｗの機ｔＪ１．鋼線の写真陰画像を示している。こ の解析されたサンプル（炭素含量０．３５％）の場合、当該機械鋼線は、１００ ０°Ｃを超える温度に上昇させた温度においてパテンチング処理か行われた。陰 画像において、遊離フェライトは参照符号Ｆて示される明色部分として現れてお り、一方、この鋼の構造の残りの部分は、参照符号Ｇで示される暗色部分として 表れている。なお倍率は２００倍である。

図４ｂおよび図４Ｃは、図４ａの写真陰画像をやや拡大した二値化画像であり、 かかる写真の処理は、ｒＶＩＳ　ＩＬＯＧ」の商品名で入手可能な適当なソフト ウェアによる手段で行われたものである。

図４ｂおよび図４ｃにおいて明色で表れている遊離フェライト（Ｆ）は、図」ａ の灰色部分を欠陥とした図４ｂの場合には６７％、図４ａの灰色部分を超過とし た図４ｃの場合には８．５である。

同一のサンプル鋼線かパテンチング処理されない場合あるいは不十分なパテンチ ング処理かなされている場合には、図５ａないし図５Ｃに示されるようになる。

図５ａは、写真陰画像（倍率５００倍）である一方、図５ｂおよび図５Ｃは、図 ５ａの陰画像から得られた二値化画像である。遊離フェライト（Ｆ）の量は、灰 色部分欠陥の場合３３．５％、そして灰色部分超過の場合４７％である。このＦ Ｍ３５サンプルの場合、上記機械鋼線は、９５０°Ｃより低い温度においてバテ ンチング処理されたものである。

このように、パテンチング操作は、これか正しく行われた場合、鋼の遊離フェラ イト含量に多大の影響を及はし、その結果として、かかる鋼は、ひずみ硬化およ び熱回復処理後Ｈ，Ｓ雰囲気下において使用可能となることか示される。ことこ とは以下においてさらに明らかにする。

上記サンプル鋼線に対して、次に、冷間加工ひずみ硬化操作か行われ、これに続 いて熱処理か行われる。検討を行った種々の場合において、最終段階において形 成される鋼線を特徴づける遊離フェライト含量は大きな影響を受けることかない と結論づけることかできた。このことは、図６に示されている。

図６は、図４の鋼線を本発明にしたかってパテンチング処理されたサンプル鋼線 に関するものである。図６ａの写真陰画像（倍率５００倍）の二値化画像（図６ ｂおよび図６ｃ）は、ひずみ硬化率が６０％、回復温度か４５０°Ｃのもとて、 遊離フェライト含量か６％（図６ｂ）から９３％（［１ｉｌＨ６ｃ）であること を示している。

図７は、不十分にパテンチング処理され（９５０°Ｃを下回る温度）かつ６０％ の比でひずみ硬化されたＦＭ４５鋼線（炭素含量０４５％）に関係している。

図７ａの写真陰画像（倍率１０００倍）から得られた二値化画像である図７ｂお よび図７０は、遊離フェライト含量か１６．３ないし２３４％であることを示し ている。バテンチング処理か正しく行われた同−炭素含有量の鋼線と比較すれば 、かかる鋼線の遊離フェライト含量は図４および図６に示されたＦＭ３５に関す るサンプルの場合のように、１５％より小さくなるであろう。

炭素含量か０２５％から０５５％である鋼については、推奨される特定のパテン チング処理が、低含量の遊離フェライトをもつ鋼を得ることを可能とし、かつ、 この低含量は、ひずみ硬化および成形後鋼線の熱処理後においても認められると いうことを本発明は示している。そして、上記鋼線は、以下にさらに説明するよ うに、Ｈ，Ｓ存在下での良好な耐用性を備えるのである。

好ましくは１０００°Ｃを超える高温においてパテンチング処理されたこれらの 鋼線（０，２５％＜Ｃ＜０．５５％）の場合、冷間ての全断面の平均ひずみ硬化 率は、２０ないし８０％とされねばならない。

遊離フェライト含量に対するバテンチング処理の影響は、以下の例によって示さ れる。本発明にしたかって処理される本例の機械鋼線は、以下の成分をもってい る。

Ｃ＝０．３６％ Ｍｎ＝０．６８％ ５ｉ＝０．２１％ ＡＩ＝０．０３０％ Ｎ１＝０．０３８％ Ｃｒ＝０．０３４％ Ｃｕ＝０．０４７％ Ｎｂ＝０．００４％ Ｓ　＝０．０１３％ Ｐ　＝０．０１３％ 図４ないし７に関して示した上述の測定方法によって、バテンチング処理前、お よび１０００°Ｃを超える温度てのパテンチング処理後の６つの機械鋼線サンプ ル〔ステルモア鋼線（Ｓｔｅｌｍｏｒ　ｗｉｒｅ）　）について、対応する遊離 フェライト含量か測定された。

パテンチング処理をしない場合においては、遊離フェライト含量は最低３５９％ から最高４６．８％の間であるのに対し、バテンチング処理後の場合においては 、遊離フェライト含量は、最低ｌ、８９％から最高４．６１％の間となった。

０．５％を超える高炭素含量の鋼の場合、パテンチング処理を行わないかまたは 、当該鋼についてのオーステナイト化温度（ＡＣ３点）より大きい温度でのパテ ンチング処理をすることか可能である。

かかる鋼線（炭素含量０５％超）に対しては、ひずみ硬化率は５％よりも大とな る。

図８ないし図」ｌは、炭素含量か０．３５％から０８０％まで変化する鋼によっ て作られた機械鋼線サンプルおよび製造バッチから採取された成形鋼線に対して 上述した条件のもとて測定された遊離フェライト含量のさまざまな値を示してい る。

これにより、遊離フェライト含量の値とその鋼線についてのＨａｓ耐用性テスト に関する後記する結果との間の相関性を検討することかできた。

図８は、０．３５％から０６８０％まで変化する炭素含量をもつ円形断面機械鋼 線の種々のサンプルについて測定された遊離フェライト含量の値を示している。

適正にパテンチング処理されたＦＭ３５のサンプル鋼線の遊離フェライト平均含 量は９％であり、全ての値は１２％より小さくなっている。このことから、炭素 含量か０５％より大きい場合、たとえパテンチング操作かなくとも、遊離フェラ イト含量は低くなるということかわかる。

図８の左側（炭素含量０．３５％）のサンプルは、高温（１０００°Ｃ超）にお いてパテンチング処理されたものであるのに対し、同図の右側（炭素含量０６０ ないし０．８０％）のサンプルは、パテンチング処理を行わないものであった（ ステルモア鋼線）。

図９は、炭素含量か０３５ないし０，４５％であって、それほど高くない温度（ ９５０°Ｃ未満）におけるバテンチング処理を受けた、円形断面機械鋼線の種々 のサンプルに関するものである。

炭素含量か０５％未満については、平均遊離フェライト含量は、約３１％であり 、１５％の限界よりも小さい含量をもつものは存在しない。

炭素含量か０３３％ないし０４５％に関する図１０および１１から、次のことか わかる。すなわち、図１０の場合、遊離フェライトの平均台ｉか７．２％であり 、全ての場合に１４％未満であるのに対し、図１１の場合、遊離フェライトの平 均含量か１８５％であってずへての場合に１５％を超えていることから、成形お よび回復熱処理の後においてさえ、適正にパテンチング処理されたサンプル鋼線 （図１０）と不適性にパテンチング処理されたもの（図’ＩＩ）との間の遊離フ ェライト含量の差は、比較的大きいということかわかる。これらの鋼線について の横断面の平均ひずみ硬化率および回復温度は、それぞれ、６０％および４５０ °Ｃである。

本願発明を実行するためには、好まＩバは０６ないし１．　４％のＭｎ含量をも ち、たとえば、０２％ないし０．４％の範囲の８１含量をもつ、鋼線引き抜きに おいて現行使用されている鋼か有利に使用される。これの鋼は、合金要素かなく 、かつ、一つの有利な具体例においては、分散質型の添加物（Ｔｉ、Ｖ、　Ｂ、 Ｎｂ等）を含まない。

図２に示されているような断面形状を得るための引き抜き、転造、鍛造あるいは その他の冷間変形方法によるひずみ硬化ののちの機械強度特性は、弾性限界　Ｒ ｅ＝７５０ないし１１５０ＭＰａ破断限界　Ｒｒｎ＝　８５０ないし１２００Ｍ ＰａＨＲｃ硬さ＝２４ないし３８ である。

硬さくＨＲｃ）と破断強度との間の大略の対応を示す曲線か図３に示されている 。

冷間変形段階から出発する場合、機械特性を熱処理によって改善するということ か知られている。

そして、約５７０°Ｃから６００°Ｃにおいて４時間の伝統的な熱処理を行うと 、６０％程度までひずみ硬化させられた０　３６％の炭素を含む鋼の機械的特性 は、Ｒｅ　６６０ないし６９０ＭＰａ Ｒｍ　７７０ないし８００ＭＰａ ＨＲｃ＜２２ になる。

こうして、上記鋼は、Ｈ２Ｓの存在下での使用に関するＮＡＣＥ規則０１７５に 規定された条件、すなわち、ＨＲｃ＜２２との条件を満足する。

以上から、次のことかわかる。

すなわち、上記のような熱処理ののち、硬度と破断強度の双方かひずみ硬化後で の値の６６ないし７０％となり、このことは、比較的多くの量の再結晶化をとも なう回復か進められたことに相当する。

本発明にしたかって、わずかな再結晶化あるいは再結晶化なくして金属を部分的 にのみ回復させるために、低温において実行された回復処理のＨ２Ｓ環境下での 含量への影響の測定か行われた。バッチ処理の場合、熱処理の温度は、４００° Ｃないし６００°Ｃであるへきことか発見された。

例として示す下記の表１は、炭素含量０．３６％、Ｍｎ含量０．６％、Ｓｉ含量 ０２％の鋼についての十分な高温（１０００°Ｃ超）での機械鋼線のパテンチン グおよび６０％のひずみ硬化後における機械特性の変化を、４００°Ｃから５７ ０°Ｃまての最終熱処理温度の関数として示している。この場合の遊離フェライ ト含量は１２％未満である。なお、この表において、テスト番号６は、比較のた めのメモとして含ませられており、かっ、このテスト番号６は、ＮＡＣＥ規則に よって要求されるＨＲｃ硬さ２２まで硬さを減じる上述した従前の熱処理に相当 するということに留意するへきある。

この表から、次のことかわかる。すなわち、テスト番号ｌから５の場合において 、回復処理後の硬さがひずみ硬化後の硬さのほぼ８０％から９５％にまで減じら れており、すなわち、再結晶化はわずかかまたはほとんどなかったということを 示している。

表１ 条件　弾性限界（Ｒｅ）　破断強度（Ｒｍ）　Ｄ１クウｘｂ（、硬さくＨＰｃ） ［ＭＰａｌ　［ＭＰａｌ テスト　ひずみ硬化時　＋０１９　１０９４　３２Ｘいし３４１　４００°Ｃに おいて　４時間　９４５　１０５０　３１ないし３２２　４３０°Ｃにｊｉｌｒ 　４時Ｍ　９４０　１０５０　３１１ｒｌＬ３２３　４５０°Ｃにおいて　４時 間　９３２　１０１３　３０な（・Ｌ３＋４　５００°Ｃに加で　４時間　８４ ５　９２８　２７な（・し２９５　５５０“Ｃに枳１て　４時間　７００　８７ ０　２５ムいし２７図１０および図１１に示された熱回復処理の対象とされた成 形鋼線のサンプルか、長さ１５５ｍｍ、幅９ｍｍ、厚さ４ｍの寸法のテスト試料 とされた上で、ＮＡＳＥ　０＋７７基準の５ｓｃｃテストに供された。このテス トにより、遊離フェライト含量か１５％未満である［１０の全ての鋼線（炭素含 量０．３３ないし０３５％、１０００°Ｃ超の温度でのパチンチング処理済み） か、応力っ・５００ＭＰａに到達しつつ上記テストに合格する一方、遊離フェラ イト含量か１５％を趨える図１１の全てのＦＭ４５のサンプルは、４００ＭＰａ おいて破断することか判明した。

ひずみ硬化の後に本発明の回復熱処理の対象とされた鋼線における遊離フェライ ト含量とＨ２Ｓ耐用性との間に発見された相関性をさらに明らかにするために、 下記の表２において、ひずみ硬化および回復処理に先立ってその前段階での機械 鋼線のパチンチング処理を、遊離フェライト含量が８ないし２２％の範囲で異な る値を得るようにさまざまな温度において実行した一連の鋼線サンプルについて 、上記ＮＡＣＥ　０１７７基準の５ｓｃｃテストの結果を要約して示す。

表■ ＦＭ３５鋼　パチンチング処理−ひずみ硬化−回復処理済のもの機械特性−Ｒｍ ＝１０００．Ｒｅ＝８５０パテンチング　フェライト含量　応力ＮＡＣＥ　破断 時間またはテスト　３０日後の破断の存否 １０００°Ｃ超での　４００　ＭＰａ　なしパテンチング処理　８％　５００　 ＭＰａ　なし６００　ＭＰａ　なし １０００°Ｃ超での　４００　ＭＰａ　なしパチンチング処理　１２％　５００ 　ＭＰａ　なし６００　ＭＰａ　なし ９５０℃での　４００１ＪＰａ　なし パテンチング処理　１７％　５００　ＭＰａ　２３日６００　ＭＰａ　６日 ９００℃ての　４００　ＭＰａ　１９日パテンチング処理　２２％　５００　Ｍ Ｐａ　７日ＦＭ３５サンプルの場合、弾性限界の４５ないし７０％の間で変化す る応力を受けつつＨ２Ｓの雰囲気下でのＮＡＣＥ　０１７７基準を満足すること かわかる。

わずかな遊離フェライトを含み、ステルモア壓の製造方法によって製造された機 械鋼線から得られ、かつ、ひずみ硬化の前にパテンチング処理か施されていない 、炭素含ｆｉ０．５５ないし０．８％の鋼線は、ＮＡＣＥＯＩ７７基準の５ＳＣ Ｃテストに十分合格する。

さらに、ＮＡＣＥ基準ＴＭＯ２８４８７にしたかった他のテストを行うことによ り、本発明によって得られる鋼線は、水素誘因割れ（ＨＩＣ）に対して良好な抵 抗性を有することか見出せた。上記テストの手法は、大気温度および圧力で、か つＰＨ４，８ないし５４においてＨ２Ｓを海水に飽和させた溶液中で力を加える ことなく晒し、このテストを９８時間行った後に、サンプルを四つに分割し、切 断面に亀裂か存在するか否かを調へるという評価をすることにより行われた。

以下の結果は、ＦＭ３５鋼線に関するものであり、長さ１００−１幅１５３＝、 厚さ４−のテスト片を用いたものである。

結果を示す表には、Ｃ３Ｒ値、すなわち、基準において定義される「亀裂感度比 」か記載されている。

ＦＭ３５ｔｊ４　パチンチングーひずみ硬化−回復処理済のもの機械的特性　Ｒ ｍ＝１０００ＭＰ　ＲＥ＝８５０ＭＰａＮＡＣＥ規格ＴＭＯ２８４によるテスト パテンチング　フェライト含量　Ｃ３Ｒ１０００”Ｃ超てのパチンチング　８０ １０００°Ｃ超てのパチンチング　１２　０９５０°Ｃてのパチンチング　１７ 　２９５０°Ｃてのパチンチング　２２　５本発明に係る鋼においては、テスト （ＣＳＲ＝３）の後、亀裂か生した形跡はない。切断されていない一定のテスト 片については、テストの後の機械的特性はＴＭ基準０２８４にしたかって測定さ れた。

８ないし１２％の低いフェライト含量のテスト片においては、破壊強度（Ｒｍ） 、弾性限界（Ｒｅ）、あるいは伸び（Ａ％）のばらつき（変化）はなく、このこ とは、上記鋼か水素に対して感受性かないことを示している。

これらの結果を総合すると、本発明に係る回復処理を施すことによって、分散添 加剤（Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｎｂ、等）を添加していない、炭素含量０．２５ないし０ ８０％の炭素鋼の場合、冷間加工後にこの好適な処理を施された鋼は、次の特徴 を存することかわかる。すなわち、８０ＱＭＰａを超えるＲｍ値を有する高い機 械的特性を備える一方、弾性限界のほぼ４５％ないし場合によっては７０％にい たる応力の下での、Ｈ，Ｓの存在下における耐用性を判断するためのＮＡＣＥテ スト０１７７テストに十分合格することかでき、また、遊離フェライト含量か１ ５％未満、好ましくは１２％未満の十分低い値であることによって、ＮＡＣＥテ ストＴＭＯ２８４８７基準にも同様に合格することかできる。

図１２は、ＦＭ３５とＦＭ５６の鋼線の二つのサンプルについて、破壊限界（Ｒ ｍ）と弾性限界（Ｒｅ）とを縦座標にとり、熱処理温度を横座標にとった場合の 典型的な曲線を示している。

ＦＭ３５鋼線の場合、１０００°Ｃを超える温度でのパテンチング処理および６ ０％のひずみ効果処理の後、熱処理前のＲｅおよびＲｍの値は、それぞれ９７５ ＭＰａ、１１０５ＭＰａである。

ＦＭ５６鋼線の場合、９５０°Ｃを超える温度でのパテンチング処理および６０ ％のひずみ硬化処理の後、熱処理前のＲｅおよびＲｍの値は、それぞれ１１８０ ＭＰａ、１３７０ＭＰａである。

念のため、ＮＡＣＥＯ１７５基準は、Ｈ２Ｓ耐用性として、炭素孔のＨＰｃ硬さ か２２以下であることを定めており、この値は、Ｒｍの最大値か７８０ないし８ ００ＭＰａであることに相当することを指摘しておく。

図１２から次のことか判る。すなわち、本明細書に関する特定の鋼の場合におけ る３００ないし４００°Ｃの比較的低い熱処理温度に対しては、周囲温度での熱 処理前のひずみ硬化処理鋼を特徴づける値に比較して、弾性限界および破壊限界 がわずかに増加している。また、ある温度（４００°Ｃ）を超えると、弾性限界 および破壊限度は、熱処理温度の関数として次第に低下する。この曲線の低下領 域は、回復処理に特有のものであり、かつ、傾斜がゆるめられた領域によって高 温（約６００°Ｃを超える温度）まで至る。この部分は、実質的なあるいは完全 な再結晶を起こさせる焼きなまし処理に相当する。

本発明によると、Ｈａｓ耐用性を付与するためにひずみ硬化鋼線に施されるべき 熱回復処理の最低温度は、処理された鋼線の弾性限界か冷間硬化処理された鋼線 の弾性限界を超えることがない値まで低下させられる温度に対応してることが見 出された。図１２に示す鋼線の場合、回復処理は４３０°Ｃを超える温度で行わ なければならない。すなわち、この温度（４３０°Ｃ）は、ＦＭ３５については ９７５ＭＰａ、ＦＭ５６については１１８０ＭＰａの値にそれぞれ相当する熱処 理鋼線の弾性限界に対する温度であり、かつ、これらの弾性限界は、ひずみ硬化 状態におけるこれら鋼を特徴づけるものである。

要約すると、本願発明によって、以下の範囲にある機械的特性を有する鋼線を得 ることかできる。

Ｒｅ　７５０　ないし　１１５０ＭＰａＲｍ８５０　ないし　１２００ＭＰａ ＨＲＣ２２，５ないし　３７ このようにして製造された鋼線は、弾性限界の７０％に到達しうる応力下て、Ｎ ＡＣＥＯ１７７基準にしたかって行われたテストによっても立証済のように、Ｈ ，Ｓの存在下での応力腐食についての良好な性質によって特徴づけられる。

本発明の方法を用いて、約０．２５−０．８０％の炭素鋼を補強のために可撓性 導管に巻付けられる強化鋼線の製造に使用することは、回復処理を行ったひずみ 硬化処理鋼の場合、従来使用されてきた鋼に比較すると、重量あるいは操作圧力 において、２５％の利得を許容する。

実際のところ、たとえば、表１のテスト片３を同テスト片６　（２２ＨＲｃ未膚 の硬度をもつ現行使用されているタイプの鋼）と比較し、両方の場合に、使用応 力と破断限界との間に同一の安全率２２５（従来値）を取る場合において、許容 使用応力比は、破壊限界比と同しになる。すなわち、破断限界はそれぞれ約１０ ００１００Ｏ鋼線３）と、８００ＭＰａであるから、比は、１０００／８００＝ １．２５となる。

使用条件下での対応最大応力値、すなわち、＋０００／２．２５＝４４４　およ び　８００／２．２５＝３５５は、次に述べるもう二つの特性基準に関して、実 際上に受け入れ可能である。

すなわち、 −可撓導管に対する静水圧テスト（使用圧の１．　５倍）において、応力か弾性 限界より小さいこと。

すなわち、１．５Ｘ４４４＝６６６＜Ｒｅ＝９３２ＭＰａ　（鋼線３）また、１ ．５ｘ３５５＝５３３＜Ｒｅ＝６９０ＭＰａ　（鋼線６）−使用圧力が、ＮＡＣ Ｃテストて破断を起こさない応力より小さいこと。

ひずみ硬化を伴う鋼線の形成は、引き抜き加工、転造加工、延伸加工あるいは鍛 造加工の良く知られた方法によって行うことかできる。

ひずみ硬化操作は、種々の過程において行うことかできる。すなわち、ひずみ硬 化を伴わない熱間成形過程の後に生じさせてもよく、このことは、たとえば、円 形の機械鋼線から中間的な前加工か施された鋼線を製造することも可能にする。

同様に、鋼線の最終断面の関数として選択された非円形の断面を有する機械鋼線 を使用することかできる。すべての場合において、本発明から推量できるように 、ひずみ硬化率は、それぞれの断面形状、すなわち、一方で、熱間変形の後、あ るいは、ひずみ硬化処理を含む変形前の鋼線の断面形状、他方で、最終的な変形 をした鋼線の断面形状に基づいて決定される。

ある特定の実施例においては、回復熱処理は、予熱された鋼線に上述した引き抜 き、転造あるいは延伸の最終的な工程か施される成形過程と組み合わせて行うこ ともてきる。

ひずみ硬化を促進し、最終製品の品質を改善するために、珪素、アルミニウムや 、珪化カルシウム、あるいはこれらの要素を複合させたものによってキルドされ た鋼を用いることによって興味ある結果を得ることかできる。

分散型添加物（バナジウム、ニオビウム、チタニウム、ポロン、その他）を含む 鋼を用いて、本発明の方法によって処理する場合には、たとえばＲｍか８５０な いし１４００ＭＰａとなり、ＲｅおよびＲｍの高い値か得られる。

本発明によって得られる鋼線を少なくとも一部に用いて製造される可撓性導管は 、たとえば、２５士ないし５００ｍの間で変化する内径とすることかでき、最大 使用圧力は１０００ｂａｒにまで達しつる。本願発明に係る鋼線を用いて製造さ れる可撓性導管の要素は、特に、外装被覆材、アーチ皇天井、骨組み、あるいは 金属補強部材として用いることかできる。

破断強度 ｆｆｌ＠ｌｌ’ｚ”ｒム七−（よ） ベ　う ０Ｍ　Ｏ（ＯＣ’Ｊ　Ｑ）寸Ｏω〜の マ　マ　寸　Ω　０　〜　（ＩＪ　〜　−−き＠ＩひｒＪ−仁調（ン） イ　÷ 寸　（Ｎ　Ｏｃｏ　ｃｏ　Ｗ　へ　０ ７　’ｌ　ｌＩ”Ｌ　ｒ二仁−（ま） ｏ　（Ｄ　（Ｏ寸　へ　０　串　旨　；　♀（ｎ（−ｙ　〜　Ｏｊ　ＣＪ　（Ｎ ）−１１ｒ＝仁−（ア） 要　約　書 可撓性導管の製造用に意図された鋼線の製造方法、上記方法によって得られた鋼 線およびかかる鋼線によって補強された可撓線導管に関するものである。

本願発明は、初期鋼線の所与のひずみ硬化比に対し、上記鋼線が、８５０ＭＰａ を超える破断強度（Ｒｍ）と、わずかな遊離フェライトを含む構造をもつことに なるように設定した時間および温度条件のもと、熱処理を行うことに特徴つけら れる。

かかる方法は、特に、Ｈ，Ｓ耐用性鋼線の製造に適用される。

国際調査報告 １Ｍｍ’ｍｅｍＡ−１う傷−暢ａ＋ｗ＋＋Ｉｌａ、ＰＣＴ／ＦＲ９１１００３２ Ｂ国際調査報告 国際調査報告

Claims (23)

【特許請求の範囲】
1. １．炭素含量が０．２５ないし０．８％の炭素鋼の初期鋼線を用い、Ｈ２Ｓ存在 下での耐腐食性鋼線を製造する方法であって、連続し、長尺状であって、かつ一 定横断面をもつ上記初期鋼線を、少なくともひとつの成形操作の対象として、少 なくとも５％より大の平均硬化率のひずみ硬化を起こさせるとともに、上記初期 鋼線のひずみ硬化率に関して、以下に特徴づけられる熱処理を上記成形後鋼線に 施すことを特徴とする方法。 上記熱処理は、その処理後に得られる鋼線が８５０ＭＰａを超える機械破断強度 （Ｒｍ）とわずかな遊離フェライトとを含むように、時間および熱条件を設定し て行われること。
2. ２．上記鋼線は、冷間加工段階における弾性限界よりも低い弾性限界をもつこと を特徴とする、請求項１の方法。
3. ３．上記遊離フェライト含量は、１５％未満であり、好ましくは１２％未満であ ることを特徴とする、請求項１の方法。
4. ４．ひずみ硬化に先立ってパテンチング処理が行われることを特徴とする、請求 項１の方法。
5. ５．上記連続鋼線は、０．５５％未満の炭素含量をもっており、かつ、上記パテ ンチング処理は、好ましくは９５０ないし１１５０℃の高温において行われるこ とを特徴とする、請求項４の方法。
6. ６．上記熱処理は、冷間加工鋼線の耐破断性を少なくとも５％低減するものであ ることを特徴とする、請求項１ないし５のいずれかの方法。
7. ７．上記鋼線は、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、あるいはＮｂのような少なくとも一つの分散型 添加材を含んだものであることを特徴とする、請求項１ないし６のいずれかの方 法。
8. ８．上記冷間加工の後に行う熟処理は、浴処理であって、その時間は、数時間、 好ましくは３ないし４時間であるとともに、その温度は４００ないし６００℃で あることを特徴とする、請求項１ないし７のいずれかの方法。
9. ９．冷間加工の後に行う上記熱処理は、炉内通過による熱処理であって、その加 熱強度、通過速度、および炉の長さの各値は、一方において破断強度が少なくと も５％低下させられ、他方において、炉内鋼線温度がオーステナイト化温度の開 始温度と対応する温度未満であるように、それぞれ選択されることを特徴とする 、請求項１ないし８のいずれかの方法。
10. １０．上記成形操作は、プレフォームを得る形態で行われることを特徴とする、 請求項１の方法。
11. １１．上記成形操作は、熱間において行われることを特徴とする、請求項１０の 方法。
12. １２．上記熱間成形操作は、パテンチング処理が行われることを特徴とする、請 求項１１の方法。
13. １３．上記成形操作は、ひずみ硬化を起こすものであることを特徴とする、請求 項１０または１１の方法。
14. １４．上記成形操作は、前もって加熱された鋼線に対して上記成形操作と組合わ さって回復硬化を発生する最終段階を含むものであることを特徴とする、請求項 １の方法。
15. １５．０．６０未満の炭素含量をもつ長尺状一定断面の連続鋼線を使用する形式 の方法であって、１５％未満好ましくは１２％未満の遊離フェライトを得るよう に高温でのパテンチング処理が行われ、次いで上記パテンチング処理された鋼線 が少なくとも５％を超える平均硬化率のひずみ硬化の対象とされ、次いで第一の 弾性限界をもつ上記ひずみ硬化後鋼線を、一方において、上記第一弾性限界より も低い第二弾性限界をもち、他方において、少なくとも５％減少させられた破断 強度を上記鋼線がもつように回復熱処理の対象とされることを特徴とする、請求 項１の方法。
16. １６．０．５０％を超える炭素含量をもつとともに長尺状かつ一定断面の連続鋼 線が用いられる形式の方法であって、５ないし８０％の平均硬化率のひずみ硬化 が行われるとともに、次いで、第一弾性限界をもつ上記ひずみ硬化後の鋼線を、 回復熱処理の対象とし、この回復熱処理の温度および時間条件は、この回復熱処 理後の鋼線が、一方において、上記第一弾性限界より小さい第二弾性限界をもち 、他方において、破断強度が少なくとも５％減じられるように設定されることを 特徴とする、請求項１の方法。
17. １７．上記ひずみ硬化に先立ち、冷間変形が容易な均質鋼線を得るように、オー ステナイト化温度を超える温度においてパテンチング処理がなされることを特徴 とする、請求項１６の方法。
18. １８．上記連続鋼線は、シリコンキルド鋼線であることを特徴とする、請求項１ ないし１７のいずれかの方法。
19. １９．上記シリコンキルド鋼線はまた、アルミニウムキルド鋼線でもあることを 特徴とする、請求項１８の方法。
20. ２０．上記連続鋼線は、シリコン・カルシウムキルド鋼線であることを特徴とす る、請求項１ないし１７のいずれかの方法。
21. ２１．Ｈ２Ｓの存在下において耐腐食性をもつ炭素鋼線であって、その炭素含量 は、０．２５ないし０．８０％であるとともに、分散質をふくまず、かつ、１５ ％未満の遊離フェライト含量をもつとともに、機械破断強度が８５０ないし１２ ００ＭＰａであることを特徴する、炭素鋼線。
22. ２２．Ｈ２Ｓの存在下において耐腐食性をもつ鋼線であって、少なくともひとつ の分散質とともに０．２５ないし０．８０％の炭素含量をもち、かつ、１５％未 満の遊艇フェライト含量をもつとともに、８５０ないし１４００ＭＰａの破断限 界（Ｒｍ）をもつことを特徴とする、鋼線。
23. ２３．請求項２１および２２のいずれかにしたがって形成された鋼線の少なくと も一層からなる補強部材を少なくともひとつ含んでいる可撓性導管。