JPH08246106A - 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法 - Google Patents
耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法Info
- Publication number
- JPH08246106A JPH08246106A JP5131395A JP5131395A JPH08246106A JP H08246106 A JPH08246106 A JP H08246106A JP 5131395 A JP5131395 A JP 5131395A JP 5131395 A JP5131395 A JP 5131395A JP H08246106 A JPH08246106 A JP H08246106A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- corrosion cracking
- stress corrosion
- formula
- strength
- stainless steel
- 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.)
- Withdrawn
Links
Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力のオ
ーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法の提
供。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎを含有
し、（１）式で表されるＭ１の値が０（％）以上、
（２）式で表されるＺ１の値が０（％）以上で残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる合金組成で、
かつ金属組織が結晶粒径２μｍ以下のオーステナイト結
晶粒加工組織を有し、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、ＪＩＳ Ｇ０
５７６に基づく応力腐食割れ試験での引張応力８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１００ｈ以上の耐応力腐食割
れ性を有する耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オ
ーステナイト系ステンレス鋼線。 Ｍ１＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−２Ｍｎ−３Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ …（１）式 Ｚ１＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ …（２）式
ーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法の提
供。 【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｎを含有
し、（１）式で表されるＭ１の値が０（％）以上、
（２）式で表されるＺ１の値が０（％）以上で残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる合金組成で、
かつ金属組織が結晶粒径２μｍ以下のオーステナイト結
晶粒加工組織を有し、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、ＪＩＳ Ｇ０
５７６に基づく応力腐食割れ試験での引張応力８０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１００ｈ以上の耐応力腐食割
れ性を有する耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オ
ーステナイト系ステンレス鋼線。 Ｍ１＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−２Ｍｎ−３Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ …（１）式 Ｚ１＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ …（２）式
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐応力腐食割れ特性を
必要とする用途に使用される高強度・高耐力オーステナ
イト系ステンレス鋼線に関わり、さらに詳しくは、例え
ばプレストレスコンクリート鋼線（以下ＰＣ鋼線とい
う）に関するものである。
必要とする用途に使用される高強度・高耐力オーステナ
イト系ステンレス鋼線に関わり、さらに詳しくは、例え
ばプレストレスコンクリート鋼線（以下ＰＣ鋼線とい
う）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、極低温から高温での様々な環境下
でプレストレスコンクリートが使用されるようになって
きた。これに伴い、ＰＣ鋼線に低温靱性や耐火性が要求
されるようになってきた。このため、−１００℃の極低
温で５ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上の衝撃値、２００℃の高
温で常温並のリラクゼーション特性が要求される。
でプレストレスコンクリートが使用されるようになって
きた。これに伴い、ＰＣ鋼線に低温靱性や耐火性が要求
されるようになってきた。このため、−１００℃の極低
温で５ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2 以上の衝撃値、２００℃の高
温で常温並のリラクゼーション特性が要求される。
【０００３】また、この種のＰＣ鋼線は高強度化・軽量
化のニーズから引張強さで１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、
耐力で１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上が要求される。さら
に、長期使用時に破壊しないこと、錆びによりコンクリ
ートが劣化しないことが要求される。従来、引張強さで
１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上のＰＣ鋼線には、炭素鋼の共析パーライト鋼が使
用されてきた。しかし、極低温ではフェライト鋼特有の
低温脆性のため靱性が劣るばかりか、耐火性が弱く、ま
た長期使用時に錆びによるコンクリートの劣化が起こっ
ていた。
化のニーズから引張強さで１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、
耐力で１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上が要求される。さら
に、長期使用時に破壊しないこと、錆びによりコンクリ
ートが劣化しないことが要求される。従来、引張強さで
１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上のＰＣ鋼線には、炭素鋼の共析パーライト鋼が使
用されてきた。しかし、極低温ではフェライト鋼特有の
低温脆性のため靱性が劣るばかりか、耐火性が弱く、ま
た長期使用時に錆びによるコンクリートの劣化が起こっ
ていた。
【０００４】そのため、近年、低温靱性、耐火性、錆び
の観点からＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６等のオーステナ
イト系ステンレス鋼線の使用が検討されている。高強度
化するために、伸線後に時効処理を施して高強度・高耐
力を付与している。しかし、長期使用時に、環境によっ
てはオーステナイト系ステンレス鋼特有の応力腐食割れ
が発生し、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試
験においては荷重８０ｋｇｆ／ｍｍ2 の破断時間が１〜
２時間程度である。そのため、炭素鋼並の１００ｈ以上
の破断時間を有するような耐応力腐食割れ性を有するス
テンレス鋼線が要求されている。
の観点からＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６等のオーステナ
イト系ステンレス鋼線の使用が検討されている。高強度
化するために、伸線後に時効処理を施して高強度・高耐
力を付与している。しかし、長期使用時に、環境によっ
てはオーステナイト系ステンレス鋼特有の応力腐食割れ
が発生し、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試
験においては荷重８０ｋｇｆ／ｍｍ2 の破断時間が１〜
２時間程度である。そのため、炭素鋼並の１００ｈ以上
の破断時間を有するような耐応力腐食割れ性を有するス
テンレス鋼線が要求されている。
【０００５】また、従来、オーステナイト系ステンレス
鋼の応力腐食割れを防止する技術として、Ｐ等の不純物
の粒界偏析元素を低減することが提案されている。Ｐで
５０ｐｐｍ以下が要求されているが、工業的にはそれ以
下にすることは現状できていない。また、最近、延性、
靱性を損なわずに高強度化する方法として、加工誘起マ
ルテンサイトのオーステナイトへの逆変態を利用して、
結晶粒を１μｍ以下にする技術が提案されている（高木
節雄：鉄と鋼、Ｖｏｌ．８０（１９９４）、Ｎｏ．１
０、Ｎ５２９）。
鋼の応力腐食割れを防止する技術として、Ｐ等の不純物
の粒界偏析元素を低減することが提案されている。Ｐで
５０ｐｐｍ以下が要求されているが、工業的にはそれ以
下にすることは現状できていない。また、最近、延性、
靱性を損なわずに高強度化する方法として、加工誘起マ
ルテンサイトのオーステナイトへの逆変態を利用して、
結晶粒を１μｍ以下にする技術が提案されている（高木
節雄：鉄と鋼、Ｖｏｌ．８０（１９９４）、Ｎｏ．１
０、Ｎ５２９）。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、耐応力腐食
割れに優れた高強度・高耐力のオーステナイト系ステン
レス鋼線およびその製造方法を提供することを目的とす
るものである。
割れに優れた高強度・高耐力のオーステナイト系ステン
レス鋼線およびその製造方法を提供することを目的とす
るものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、オーステナイ
ト系ステンレス鋼の成分および鋼線の製造方法を種々検
討した結果、以下の知見を得てなされたものである。す
なわち、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｎｉ：５．０〜１１．０％、Ｃｒ：１
２．０〜１７．０％、Ｎ：０．０５〜０．２０％を含有
し、（１）式で表されるＭ１の値が０（％）以上、
（２）式で表されるＺ１の値が０（％）以上で残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる合金組成のス
テンレス鋼鋳片を熱間圧延してステンレス鋼線材とし、
続いて前記線材を５０〜９０％の減面率で１回目の伸線
加工を施し、続いて５５０〜８００℃で微細粒化熱処理
を施し、続いて４０〜９０％の減面率で２回目の伸線加
工を施し、続いて２００〜５５０℃の温度範囲で時効処
理を施すことにより、金属組織が結晶粒径２μｍ以下の
オーステナイト結晶粒加工組織を有し、引張強さが１５
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試験での
引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１００ｈ以
上の耐応力腐食割れ性を有する高強度・高耐力オーステ
ナイト系ステンレス鋼線が得られる。
ト系ステンレス鋼の成分および鋼線の製造方法を種々検
討した結果、以下の知見を得てなされたものである。す
なわち、重量％で、Ｃ：０．００５〜０．０３％、Ｓ
ｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜４．０％、Ｐ：
０．０５％以下、Ｎｉ：５．０〜１１．０％、Ｃｒ：１
２．０〜１７．０％、Ｎ：０．０５〜０．２０％を含有
し、（１）式で表されるＭ１の値が０（％）以上、
（２）式で表されるＺ１の値が０（％）以上で残部が実
質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる合金組成のス
テンレス鋼鋳片を熱間圧延してステンレス鋼線材とし、
続いて前記線材を５０〜９０％の減面率で１回目の伸線
加工を施し、続いて５５０〜８００℃で微細粒化熱処理
を施し、続いて４０〜９０％の減面率で２回目の伸線加
工を施し、続いて２００〜５５０℃の温度範囲で時効処
理を施すことにより、金属組織が結晶粒径２μｍ以下の
オーステナイト結晶粒加工組織を有し、引張強さが１５
０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以
上、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試験での
引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１００ｈ以
上の耐応力腐食割れ性を有する高強度・高耐力オーステ
ナイト系ステンレス鋼線が得られる。
【０００８】 Ｍ１＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−３Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｒ−Ｓｉ …（１）式 Ｚ１＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ …（２）式 さらに重量％で、Ｍｏ：１．０〜３．０％を含有し、
（３）式で表されるＭ２の値が０（％）以上、（４）式
で表されるＺ２の値が０（％）以上で残部を実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物にすることにより、さらに高強
度・高耐力になることを見出した。
（３）式で表されるＭ２の値が０（％）以上、（４）式
で表されるＺ２の値が０（％）以上で残部を実質的にＦ
ｅおよび不可避的不純物にすることにより、さらに高強
度・高耐力になることを見出した。
【０００９】 Ｍ２＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−３Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｍｏ …（３）式 Ｚ２＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ−１．２Ｍｏ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ …（４）式 さらに重量％で、Ｂ：０．００１〜０．０１％を含有す
ることにより、さらに耐応力腐食割れに優れることを見
出した。
ることにより、さらに耐応力腐食割れに優れることを見
出した。
【００１０】さらに重量％で、Ｃｕ：１．５〜３．０
％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．
５％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｈｆ：０．０１〜
０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％からなる群から選
ばれた１種以上の元素を含有し、（５）式で表されるＭ
３の値が０（％）以上、（６）式で表されるＺ３の値が
０（％）以上で残部を実質的にＦｅおよび不可避的不純
物にすることにより、さらに耐応力腐食割れに優れ高強
度・高耐力になることを見出した。
％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．５
％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．
５％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｈｆ：０．０１〜
０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％からなる群から選
ばれた１種以上の元素を含有し、（５）式で表されるＭ
３の値が０（％）以上、（６）式で表されるＺ３の値が
０（％）以上で残部を実質的にＦｅおよび不可避的不純
物にすることにより、さらに耐応力腐食割れに優れ高強
度・高耐力になることを見出した。
【００１１】 Ｍ３＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−３Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｍｏ −３Ａｌ−３Ｖ−３Ｔｉ …（５）式 Ｚ３＝４−１．２Ｍｏ−Ｃｒ−０．５Ｓｉ−１．２Ｍｏｌ−２．５Ａｌ −２．３Ｖ−２．２Ｔｉ−０．２Ｎｂ−０．１Ｔａ＋１．２Ｎｉ ＋３０Ｃ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ＋０．５Ｃｕ …（６）式
【００１２】
【作用】図１に本発明の製造工程およびそのときの金属
組織の変化の模式的を示す。本発明は、耐応力腐食割れ
のため、１回目の伸線加工、微細粒化熱処理で結晶粒径
を通常の２０μｍ以上から２μｍ以下のレベルに小さく
し、粒界面積を約１００倍以上にする粒界クリーン化効
果により粒界偏析を低減する。さらに、高強度化のた
め、２回目の伸線加工により加工硬化させ、さらに高耐
力化のため時効処理を施している。そのため以下の条件
に限定した。
組織の変化の模式的を示す。本発明は、耐応力腐食割れ
のため、１回目の伸線加工、微細粒化熱処理で結晶粒径
を通常の２０μｍ以上から２μｍ以下のレベルに小さく
し、粒界面積を約１００倍以上にする粒界クリーン化効
果により粒界偏析を低減する。さらに、高強度化のた
め、２回目の伸線加工により加工硬化させ、さらに高耐
力化のため時効処理を施している。そのため以下の条件
に限定した。
【００１３】最初に、本発明の製造方法の限定理由を述
べる。請求項１〜４記載の成分の線材を伸線加工し、オ
ーステナイト組織を加工誘起マルテンサイト組織に変態
させるが、伸線時の減面率が５０％未満であると、加工
誘起マルテンサイト量が９０％未満になり、その後の熱
処理で粒径２μｍ以下の結晶粒が均一に得られない。そ
のため、最初の伸線加工時の減面率を５０％以上に限定
した。
べる。請求項１〜４記載の成分の線材を伸線加工し、オ
ーステナイト組織を加工誘起マルテンサイト組織に変態
させるが、伸線時の減面率が５０％未満であると、加工
誘起マルテンサイト量が９０％未満になり、その後の熱
処理で粒径２μｍ以下の結晶粒が均一に得られない。そ
のため、最初の伸線加工時の減面率を５０％以上に限定
した。
【００１４】前記材料は１回目の伸線加工を施し、微細
粒化熱処理を施して加工誘起マルテンサイトからオース
テナイトへの変態で粒径２μｍ以下の結晶粒を得るが、
微細粒化熱処理の温度が５５０℃未満であると変態が起
こらない。そのため微細粒化熱処理の温度を５５０℃以
上に限定する。しかし、８００℃を超えると変態により
得られた微細オーステナイト粒が粗大化するため、この
温度の上限を８００℃に限定した。
粒化熱処理を施して加工誘起マルテンサイトからオース
テナイトへの変態で粒径２μｍ以下の結晶粒を得るが、
微細粒化熱処理の温度が５５０℃未満であると変態が起
こらない。そのため微細粒化熱処理の温度を５５０℃以
上に限定する。しかし、８００℃を超えると変態により
得られた微細オーステナイト粒が粗大化するため、この
温度の上限を８００℃に限定した。
【００１５】前記材料は１回目の伸線加工、微細粒化熱
処理で結晶粒を微細化した後、引張強さで１５０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上を得るために、さらに２回目伸線加工によ
り加工硬化させる。しかし、減面率で４０％未満の伸線
加工であると、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満に
なるため、２回目伸線加工の減面率を４０％以上に限定
した。
処理で結晶粒を微細化した後、引張強さで１５０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上を得るために、さらに２回目伸線加工によ
り加工硬化させる。しかし、減面率で４０％未満の伸線
加工であると、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満に
なるため、２回目伸線加工の減面率を４０％以上に限定
した。
【００１６】前記材料は１回目の伸線加工、微細粒化熱
処理、２回目の伸線加工で、微細粒かつ１５０ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の引張強さを得た後に、１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の耐力を得るため、歪み時効処理を行う必要があ
る。しかし、時効温度が２００℃未満では耐力が１３０
ｋｇｆ／ｍｍ2 未満になる。また、逆に５５０℃超であ
ると軟化し、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満になるば
かりか、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満に低下す
る。そのため時効温度を２００〜５５０℃に限定した。
処理、２回目の伸線加工で、微細粒かつ１５０ｋｇｆ／
ｍｍ2 以上の引張強さを得た後に、１３０ｋｇｆ／ｍｍ
2 以上の耐力を得るため、歪み時効処理を行う必要があ
る。しかし、時効温度が２００℃未満では耐力が１３０
ｋｇｆ／ｍｍ2 未満になる。また、逆に５５０℃超であ
ると軟化し、耐力が１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満になるば
かりか、引張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 未満に低下す
る。そのため時効温度を２００〜５５０℃に限定した。
【００１７】また、時効処理時に引張応力を付与する
と、さらに耐力が向上するため、必要耐力によっては、
引張強さの９０％以下の引張応力を付与した状態で時効
処理を行う。しかし、引張強さの９０％超の引張応力を
付与すると時効処理時に塑性変形する。そのため、引張
応力の上限を引張強さの９０％に限定した。次に、本発
明の成分の限定理由を述べる。
と、さらに耐力が向上するため、必要耐力によっては、
引張強さの９０％以下の引張応力を付与した状態で時効
処理を行う。しかし、引張強さの９０％超の引張応力を
付与すると時効処理時に塑性変形する。そのため、引張
応力の上限を引張強さの９０％に限定した。次に、本発
明の成分の限定理由を述べる。
【００１８】耐応力腐食割れ指標のＭ１、Ｍ２、Ｍ３
は、減面率で５０％以上の１回目の伸線加工後にオース
テナイト組織から加工誘起マルテンサイトに変態する量
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもので
ある。Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、
Ａｌ、Ｖ、Ｔｉが影響を与える。前記Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３
の値が０（％）未満であると、図２に示すように、加工
誘起マルテンサイト量が９０％未満になり、その後の微
細粒化熱処理時のオーステナイトへの逆変態で、図３に
示すように、粒径が２μｍ以下の微細なオーステナイト
粒が均一に得られず、応力腐食の原因となる粒界偏析を
十分に低減させることはできない。その結果、図４に示
すように、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試
験での引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１０
０ｈ未満になる。そのため、Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３の値を０
％以上に限定した。
は、減面率で５０％以上の１回目の伸線加工後にオース
テナイト組織から加工誘起マルテンサイトに変態する量
に対する各種元素の影響を調査した結果得られたもので
ある。Ｃ、Ｎ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｓｉ、Ｍｏ、
Ａｌ、Ｖ、Ｔｉが影響を与える。前記Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３
の値が０（％）未満であると、図２に示すように、加工
誘起マルテンサイト量が９０％未満になり、その後の微
細粒化熱処理時のオーステナイトへの逆変態で、図３に
示すように、粒径が２μｍ以下の微細なオーステナイト
粒が均一に得られず、応力腐食の原因となる粒界偏析を
十分に低減させることはできない。その結果、図４に示
すように、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試
験での引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ2 時の破断時間が１０
０ｈ未満になる。そのため、Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３の値を０
％以上に限定した。
【００１９】ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ
試験での引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 時の破断時間の指
標のＺ１、Ｚ２、Ｚ３は１回目の伸線加工後の微細粒化
熱処理でオーステナイトに逆変態しなかった残留加工誘
起マルテンサイト量に対する各種元素の影響を調査した
結果得られたものである。図５に示すように、Ｚ１、Ｚ
２、Ｚ３の値が０（％）未満であると加工誘起マルテン
サイトが残留し、微細結晶粒が得られない場所が生じ、
図６に示すように、耐応力腐食割れ性が劣化し、ＪＩＳ
Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試験での引張応力８
０ｋｇｆ／ｍｍ 2 時の破断時間が１００ｈ未満になる。
そのため、Ｚ１、Ｚ２、Ｚ３の値を０（％）以上に限定
した。
試験での引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 時の破断時間の指
標のＺ１、Ｚ２、Ｚ３は１回目の伸線加工後の微細粒化
熱処理でオーステナイトに逆変態しなかった残留加工誘
起マルテンサイト量に対する各種元素の影響を調査した
結果得られたものである。図５に示すように、Ｚ１、Ｚ
２、Ｚ３の値が０（％）未満であると加工誘起マルテン
サイトが残留し、微細結晶粒が得られない場所が生じ、
図６に示すように、耐応力腐食割れ性が劣化し、ＪＩＳ
Ｇ０５７６に基づく応力腐食割れ試験での引張応力８
０ｋｇｆ／ｍｍ 2 時の破断時間が１００ｈ未満になる。
そのため、Ｚ１、Ｚ２、Ｚ３の値を０（％）以上に限定
した。
【００２０】Ｃは最終の引張強さ１５０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上、耐力１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上を確保するために
０．００５％以上を添加する。しかし、０．０３％を超
えて添加すると粒界炭化物を生成し、応力腐食割れが生
じることから、上限を０．０３％に限定した。Ｓｉは脱
酸のために必要な元素であるばかりか、靱性を下げるこ
となく引張強さおよび耐力を向上させる有効な元素であ
るため、０．１％以上添加する。しかし、２．０％を超
えて添加してもその効果は飽和するばかりか反対に靱性
を低下させるため、上限を２．０％に限定した。
以上、耐力１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上を確保するために
０．００５％以上を添加する。しかし、０．０３％を超
えて添加すると粒界炭化物を生成し、応力腐食割れが生
じることから、上限を０．０３％に限定した。Ｓｉは脱
酸のために必要な元素であるばかりか、靱性を下げるこ
となく引張強さおよび耐力を向上させる有効な元素であ
るため、０．１％以上添加する。しかし、２．０％を超
えて添加してもその効果は飽和するばかりか反対に靱性
を低下させるため、上限を２．０％に限定した。
【００２１】Ｍｎは脱酸、鋼中Ｓの固定およびオーステ
ナイトを安定にする有効な元素であるため、０．１％以
上添加する。しかし、４．０％を超えて添加すると耐銹
性を低下させるばかりか、Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３の値が小さ
くなり、１回目の伸線加工で加工誘起マルテンサイト変
態が起こらなくなることから、上限を４．０％に限定し
た。
ナイトを安定にする有効な元素であるため、０．１％以
上添加する。しかし、４．０％を超えて添加すると耐銹
性を低下させるばかりか、Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３の値が小さ
くなり、１回目の伸線加工で加工誘起マルテンサイト変
態が起こらなくなることから、上限を４．０％に限定し
た。
【００２２】Ｐは応力腐食割れ感受性を高める元素であ
り、０．０５％を超えると、結晶粒微細化による粒界偏
析低減が不十分になり、応力腐食割れが生じる。そのた
め、上限を０．０５％に限定した。Ｎｉはオーステナイ
ト組織および靱性を向上させる有効な元素であるため、
５．０％以上添加する。しかし、１１．０％を超えて添
加しても、その効果は飽和して経済的でなく、またＭ
１、Ｍ２、Ｍ３の値が小さくなり、１回目の伸線加工で
加工誘起マルテンサイト量が９０％未満になる。そのた
め、Ｎｉの上限を１１．０％に限定した。
り、０．０５％を超えると、結晶粒微細化による粒界偏
析低減が不十分になり、応力腐食割れが生じる。そのた
め、上限を０．０５％に限定した。Ｎｉはオーステナイ
ト組織および靱性を向上させる有効な元素であるため、
５．０％以上添加する。しかし、１１．０％を超えて添
加しても、その効果は飽和して経済的でなく、またＭ
１、Ｍ２、Ｍ３の値が小さくなり、１回目の伸線加工で
加工誘起マルテンサイト量が９０％未満になる。そのた
め、Ｎｉの上限を１１．０％に限定した。
【００２３】Ｃｒは耐銹性を向上し、またオーステナイ
ト組織を得るのに有効な元素であるため、１２．０％以
上添加する。しかし、１７．０％を超えて添加するとＺ
１、Ｚ２、Ｚ３の値が大きくなり、１回目の伸線加工、
熱処理後にオーステナイトへ逆変態しない加工誘起マル
テンサイトが残留する。そのため、Ｃｒの上限を１７．
０％にした。
ト組織を得るのに有効な元素であるため、１２．０％以
上添加する。しかし、１７．０％を超えて添加するとＺ
１、Ｚ２、Ｚ３の値が大きくなり、１回目の伸線加工、
熱処理後にオーステナイトへ逆変態しない加工誘起マル
テンサイトが残留する。そのため、Ｃｒの上限を１７．
０％にした。
【００２４】Ｎは最終の引張強さ１５０ｋｇ／ｍｍ2 以
上、耐力１３０ｋｇ／ｍｍ2 以上を確保するために、
０．０５％以上を添加する。しかし、０．２０％を超え
て添加すると鋳造時にブローホールが発生するばかり
か、粒界に窒化物が発生し、応力腐食割れが生じること
から、Ｎの上限を０．２０％に限定した。Ｍｏは耐食性
を高め、また強度を高めるのに有効な元素であるため、
必要に応じて１．０％以上添加する。しかし、３．０％
を超えて添加しても、その効果は飽和するし、Ｚ１、Ｚ
２、Ｚ３の値が小さくなり、１回目の伸線加工、熱処理
後にオーステナイトへ逆変態しない加工誘起マルテンサ
イトが残留する。そのため、Ｍｏの上限を３．０％に限
定した。
上、耐力１３０ｋｇ／ｍｍ2 以上を確保するために、
０．０５％以上を添加する。しかし、０．２０％を超え
て添加すると鋳造時にブローホールが発生するばかり
か、粒界に窒化物が発生し、応力腐食割れが生じること
から、Ｎの上限を０．２０％に限定した。Ｍｏは耐食性
を高め、また強度を高めるのに有効な元素であるため、
必要に応じて１．０％以上添加する。しかし、３．０％
を超えて添加しても、その効果は飽和するし、Ｚ１、Ｚ
２、Ｚ３の値が小さくなり、１回目の伸線加工、熱処理
後にオーステナイトへ逆変態しない加工誘起マルテンサ
イトが残留する。そのため、Ｍｏの上限を３．０％に限
定した。
【００２５】ＢはＰ等の不純物偏析元素の粒界偏析を抑
制するのに有効な元素であるため、必要に応じて０．０
０１％以上添加する。しかし、０．０１％を超えて添加
しても、その効果は飽和するし、粒界にボライド等の炭
窒化物を析出させ、反対に応力腐食割れ感受性を高め
る。そのため、Ｂの上限を０．０１％に限定した。Ｃ
ｕ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａは析出効
果により強度を高め、また応力腐食割れを抑制するのに
有効な元素であるため、必要に応じて添加する。しか
し、添加し過ぎるとその効果は飽和するし、靱性を損な
う。そのため、それぞれの元素を、Ｃｕ：１．５〜３．
０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．
５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．５％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｈｆ：０．０１
〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％に限定した。
制するのに有効な元素であるため、必要に応じて０．０
０１％以上添加する。しかし、０．０１％を超えて添加
しても、その効果は飽和するし、粒界にボライド等の炭
窒化物を析出させ、反対に応力腐食割れ感受性を高め
る。そのため、Ｂの上限を０．０１％に限定した。Ｃ
ｕ、Ａｌ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａは析出効
果により強度を高め、また応力腐食割れを抑制するのに
有効な元素であるため、必要に応じて添加する。しか
し、添加し過ぎるとその効果は飽和するし、靱性を損な
う。そのため、それぞれの元素を、Ｃｕ：１．５〜３．
０％、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｖ：０．０１〜０．
５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜
０．５％、Ｚｒ：０．０１〜０．５％、Ｈｆ：０．０１
〜０．５％、Ｔａ：０．０１〜０．５％に限定した。
【００２６】
【実施例】以下に本発明の実施例について説明する。表
１、表２（表１のつづき−１）、表３（表１のつづき−
２）、表４（表１のつづき−３）に試験した材料の成分
を示す。また、表５、表６（表５のつづき−１）、表７
（表５のつづき−２）、表８、表９（表８のつづき）に
実施例の製造条件および評価結果を示す。
１、表２（表１のつづき−１）、表３（表１のつづき−
２）、表４（表１のつづき−３）に試験した材料の成分
を示す。また、表５、表６（表５のつづき−１）、表７
（表５のつづき−２）、表８、表９（表８のつづき）に
実施例の製造条件および評価結果を示す。
【００２７】これらの実施例は、通常のステンレス鋼線
材の製造工程で、溶製、熱間線材圧延した。その後、表
５、表６、表７の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４９は、供試
鋼Ａ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＷの各線材を６０％の減面率で１回
目の伸線加工を施し、続いてストランド焼鈍炉にて６０
０℃の温度で１０分間の連続微細粒化焼鈍を施した。こ
こで、平均の結晶粒径を測定した。その後、５０％の減
面率で２回目の伸線加工を施し、続いて２５０℃の温度
で１０分間の時効処理を施した。その後、製品特性とし
て、引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐食割れ性を評価
し、成分の影響を調査した。
材の製造工程で、溶製、熱間線材圧延した。その後、表
５、表６、表７の実施例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４９は、供試
鋼Ａ〜Ｚ、ＡＡ〜ＡＷの各線材を６０％の減面率で１回
目の伸線加工を施し、続いてストランド焼鈍炉にて６０
０℃の温度で１０分間の連続微細粒化焼鈍を施した。こ
こで、平均の結晶粒径を測定した。その後、５０％の減
面率で２回目の伸線加工を施し、続いて２５０℃の温度
で１０分間の時効処理を施した。その後、製品特性とし
て、引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐食割れ性を評価
し、成分の影響を調査した。
【００２８】また、表８、表９の実施例Ｎｏ．５０〜６
０は、供試鋼Ｖの線材圧延材を４０〜９０％の減面率で
１回目の伸線加工を施し、続いてストランド焼鈍炉にて
４００〜９００℃の温度範囲で１０分間の連続微細粒化
焼鈍を施した。ここで、平均の結晶粒径を測定した。そ
の後、３０〜７０％の減面率で２回目の伸線加工を施
し、引張強さを測定した。続いて、１００〜６００℃の
温度範囲で１０分間の時効処理を施した。その後、製品
特性として、引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐食割れ性
を評価し、各工程の製造条件の影響を調査した。
０は、供試鋼Ｖの線材圧延材を４０〜９０％の減面率で
１回目の伸線加工を施し、続いてストランド焼鈍炉にて
４００〜９００℃の温度範囲で１０分間の連続微細粒化
焼鈍を施した。ここで、平均の結晶粒径を測定した。そ
の後、３０〜７０％の減面率で２回目の伸線加工を施
し、引張強さを測定した。続いて、１００〜６００℃の
温度範囲で１０分間の時効処理を施した。その後、製品
特性として、引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐食割れ性
を評価し、各工程の製造条件の影響を調査した。
【００２９】結晶粒径の測定は、ＪＩＳ Ｇ０５７１に
よりエッチを行い、その後、倍率５００倍で５０視野の
平均粒径を画像解析により求めた。本発明の鋼線の微細
粒化熱処理後の平均結晶粒径は２μｍ以下であった。引
張試験はＪＩＳ Ｚ２２４１による２回目の伸線加工後
および時効処理後の鋼線の引張強さ、耐力を測定した。
本発明例の時効処理後の製品の引張強さは１５０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上、耐力は１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であっ
た。
よりエッチを行い、その後、倍率５００倍で５０視野の
平均粒径を画像解析により求めた。本発明の鋼線の微細
粒化熱処理後の平均結晶粒径は２μｍ以下であった。引
張試験はＪＩＳ Ｚ２２４１による２回目の伸線加工後
および時効処理後の鋼線の引張強さ、耐力を測定した。
本発明例の時効処理後の製品の引張強さは１５０ｋｇｆ
／ｍｍ2 以上、耐力は１３０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上であっ
た。
【００３０】靱性はＪＩＳ Ｚ２２０２により製品の鋼
線で、サイズφ６ｍｍ×５５ｍｍ、深さ１ｍｍのＶノッ
チで室温で試験を行い、その時のシャルピー値にて評価
した。本発明例のシャルピー値は５ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2
以上であった。応力腐食割れ試験はＪＩＳ Ｇ０５７６
により８０ｋｇｆ／ｍｍ2 の荷重を付与して試験を行っ
た。本発明例の鋼線の応力腐食割れ試験での破断時間は
炭素鋼の共析パーライト鋼のＰＣ鋼線並以上の１００ｈ
時間以上であった。
線で、サイズφ６ｍｍ×５５ｍｍ、深さ１ｍｍのＶノッ
チで室温で試験を行い、その時のシャルピー値にて評価
した。本発明例のシャルピー値は５ｋｇｆ−ｍ／ｃｍ2
以上であった。応力腐食割れ試験はＪＩＳ Ｇ０５７６
により８０ｋｇｆ／ｍｍ2 の荷重を付与して試験を行っ
た。本発明例の鋼線の応力腐食割れ試験での破断時間は
炭素鋼の共析パーライト鋼のＰＣ鋼線並以上の１００ｈ
時間以上であった。
【００３１】
【表１】
【００３２】
【表２】
【００３３】
【表３】
【００３４】
【表４】
【００３５】
【表５】
【００３６】
【表６】
【００３７】
【表７】
【００３８】
【表８】
【００３９】
【表９】
【００４０】最初に、引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐
食割れ性に及ぼす成分の影響を述べる。Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１４は供試鋼Ａ〜Ｎの０．５Ｓｉ−０．０２Ｐ−１
５．５Ｃｒを基本成分としてオーステナイト生成元素で
あるＣ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｎ量
（％）を変化させて、各元素の結晶粒径、引張強さ、耐
力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼
Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｌ、Ｍにおいて本発明の効果が確認で
きる。
食割れ性に及ぼす成分の影響を述べる。Ｎｏ．１〜Ｎ
ｏ．１４は供試鋼Ａ〜Ｎの０．５Ｓｉ−０．０２Ｐ−１
５．５Ｃｒを基本成分としてオーステナイト生成元素で
あるＣ量（％）、Ｍｎ量（％）、Ｎｉ量（％）、Ｎ量
（％）を変化させて、各元素の結晶粒径、引張強さ、耐
力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。供試鋼
Ａ、Ｂ、Ｅ、Ｆ、Ｌ、Ｍにおいて本発明の効果が確認で
きる。
【００４１】比較例Ｎｏ．３はＣ量が高いため、耐応力
腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．４はＮｉ量が低いた
め、Ｚｌの値が低く、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例
Ｎｏ．７はＮｉ量が高いため、Ｍｌの値が低く、耐応力
腐食割れ性に劣る。
腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．４はＮｉ量が低いた
め、Ｚｌの値が低く、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例
Ｎｏ．７はＮｉ量が高いため、Ｍｌの値が低く、耐応力
腐食割れ性に劣る。
【００４２】比較例Ｎｏ．８はＮ量が低いため、製品の
引張強さ、耐力が低い。比較例Ｎｏ．９はＮ量が高いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．１０は各成
分は各限定範囲内に入っているが、Ｚｌの値が低いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．１１は各成
分は各限定範囲内に入っているが、Ｍｌの値が低いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。
引張強さ、耐力が低い。比較例Ｎｏ．９はＮ量が高いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．１０は各成
分は各限定範囲内に入っているが、Ｚｌの値が低いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。比較例Ｎｏ．１１は各成
分は各限定範囲内に入っているが、Ｍｌの値が低いた
め、耐応力腐食割れ性に劣る。
【００４３】比較例Ｎｏ．１４はＭｎ量が高いため、靱
性に劣るばかりか、Ｍｌの値が低く、耐応力腐食割れ性
に劣る。Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７は供試鋼Ｏ〜Ｑの０．
０１Ｃ−０．６Ｍｎ−０．０２Ｐ−７．５Ｎｉ−１４Ｃ
ｒ−０．１Ｎを基本成分としてＳｉ量（％）を変化させ
て、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割
れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を
確認したものである。供試鋼Ｏ、Ｐにおいて本発明の効
果が確認できる。
性に劣るばかりか、Ｍｌの値が低く、耐応力腐食割れ性
に劣る。Ｎｏ．１５〜Ｎｏ．１７は供試鋼Ｏ〜Ｑの０．
０１Ｃ−０．６Ｍｎ−０．０２Ｐ−７．５Ｎｉ−１４Ｃ
ｒ−０．１Ｎを基本成分としてＳｉ量（％）を変化させ
て、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割
れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を
確認したものである。供試鋼Ｏ、Ｐにおいて本発明の効
果が確認できる。
【００４４】比較例Ｎｏ．１７はＳｉ量が高く、靱性に
劣るＮｏ．１、１８、１９は供試鋼Ａ、Ｒ、Ｓの０．０
１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−８．５Ｎｉ−１５．５
Ｃｒ−０．０６Ｎを基本成分としてＰ量（％）を変化さ
せて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食
割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果
を確認したものである。供試鋼Ａ、Ｒにおいて本発明の
効果が確認できる。
劣るＮｏ．１、１８、１９は供試鋼Ａ、Ｒ、Ｓの０．０
１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−８．５Ｎｉ−１５．５
Ｃｒ−０．０６Ｎを基本成分としてＰ量（％）を変化さ
せて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食
割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果
を確認したものである。供試鋼Ａ、Ｒにおいて本発明の
効果が確認できる。
【００４５】比較例Ｎｏ．１９はＰ量が高いため、耐応
力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２０〜２３は供試鋼Ｔ〜Ｗ
の０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−
８．０Ｎｉ−０．１２Ｎを基本成分としてＣｒ量（％）
を変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および
応力腐食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発
明の効果を確認したものである。供試鋼Ｕ、Ｖにおいて
本発明の効果が確認できる。
力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２０〜２３は供試鋼Ｔ〜Ｗ
の０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−
８．０Ｎｉ−０．１２Ｎを基本成分としてＣｒ量（％）
を変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および
応力腐食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発
明の効果を確認したものである。供試鋼Ｕ、Ｖにおいて
本発明の効果が確認できる。
【００４６】比較例Ｎｏ．２０はＣｒ量が低いため、オ
ーステナイト組織が得られず、靱性に劣る。比較例Ｎ
ｏ．２３はＣｒ量が高いため、Ｍ１およびＺ１の値が低
くなり、耐応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２１、２４〜
２６は供試鋼Ｕ、Ｘ〜Ｚの０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−
０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１３Ｃｒ−０．
１２Ｎを基本成分としてＭｏ量（％）を変化させて、結
晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験
時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を確認し
たものである。供試鋼Ｕ、Ｘ、Ｙにおいて本発明の効果
が確認できる。特に、供試鋼Ｘ、ＹのＭｏ添加鋼におい
ては無添加の供試鋼Ｕより強度が高く、その効果が著し
い。
ーステナイト組織が得られず、靱性に劣る。比較例Ｎ
ｏ．２３はＣｒ量が高いため、Ｍ１およびＺ１の値が低
くなり、耐応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２１、２４〜
２６は供試鋼Ｕ、Ｘ〜Ｚの０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−
０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１３Ｃｒ−０．
１２Ｎを基本成分としてＭｏ量（％）を変化させて、結
晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験
時の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を確認し
たものである。供試鋼Ｕ、Ｘ、Ｙにおいて本発明の効果
が確認できる。特に、供試鋼Ｘ、ＹのＭｏ添加鋼におい
ては無添加の供試鋼Ｕより強度が高く、その効果が著し
い。
【００４７】比較例Ｎｏ．２６はＭｏ量が高く、Ｚ１の
値が低くなり、耐応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２２、
２７、２８は供試鋼Ｖ、ＡＡ、ＡＢの０．０１Ｃ−０．
５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１６．
５Ｃｒ−０．１２Ｎを基本成分としてＢ量（％）を変化
させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐
食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効
果を確認したものである。供試鋼Ｖ、ＡＡにおいて本発
明の効果が確認できる。特に、供試鋼ＡＡのＢ添加鋼に
おいては無添加の供試鋼Ｖより応力腐食割れ試験での破
断時間が長く、その効果が著しい。
値が低くなり、耐応力腐食割れ性に劣る。Ｎｏ．２２、
２７、２８は供試鋼Ｖ、ＡＡ、ＡＢの０．０１Ｃ−０．
５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１６．
５Ｃｒ−０．１２Ｎを基本成分としてＢ量（％）を変化
させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐
食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明の効
果を確認したものである。供試鋼Ｖ、ＡＡにおいて本発
明の効果が確認できる。特に、供試鋼ＡＡのＢ添加鋼に
おいては無添加の供試鋼Ｖより応力腐食割れ試験での破
断時間が長く、その効果が著しい。
【００４８】比較例Ｎｏ．２８はＢ量が高く、耐応力腐
食割れ性に劣る。Ｎｏ．２１、２９〜４９は供試鋼Ｕ、
ＡＣ〜ＡＷの０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−
０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１２．８Ｃｒ−０．１２Ｎを
基本成分としてＣｕ量、Ａｌ量、Ｖ量、Ｔｉ量、Ｎｂ
量、Ｚｒ量、Ｈｆ量、Ｔａ量（％）を変化させて、結晶
粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時
の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を確認した
ものである。供試鋼Ｕ、ＡＣ、ＡＤ、ＡＦ、ＡＧ、Ａ
Ｉ、ＡＫ、ＡＭ、ＡＯ、ＡＱ、ＡＳ、ＡＵ、ＡＶ、ＡＷ
において本発明の効果が確認できる。
食割れ性に劣る。Ｎｏ．２１、２９〜４９は供試鋼Ｕ、
ＡＣ〜ＡＷの０．０１Ｃ−０．５Ｓｉ−０．５Ｍｎ−
０．０２Ｐ−８．０Ｎｉ−１２．８Ｃｒ−０．１２Ｎを
基本成分としてＣｕ量、Ａｌ量、Ｖ量、Ｔｉ量、Ｎｂ
量、Ｚｒ量、Ｈｆ量、Ｔａ量（％）を変化させて、結晶
粒径、引張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時
の破断時間への影響を調査し、本発明の効果を確認した
ものである。供試鋼Ｕ、ＡＣ、ＡＤ、ＡＦ、ＡＧ、Ａ
Ｉ、ＡＫ、ＡＭ、ＡＯ、ＡＱ、ＡＳ、ＡＵ、ＡＶ、ＡＷ
において本発明の効果が確認できる。
【００４９】特にＣｕ量（％）を１．５〜３．０％の範
囲で添加した供試鋼ＡＣ、ＡＤ、Ａｌ量（％）を０．０
１〜１．０％の範囲で添加した供試鋼ＡＦ、ＡＧ、Ｖ量
（％）、Ｔｉ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｚｒ量（％）、
Ｈｆ量（％）、Ｔａ量（％）を０．０１〜０．５％の範
囲で添加した供試鋼ＡＩ、ＡＫ、ＡＭ、ＡＯ、ＡＱ、Ａ
Ｓ、ＡＵ、ＡＶ、ＡＷにおいては無添加の供試鋼Ｕより
高強度・高耐力で、かつ応力腐食割れ試験時の破断時間
が長くなり、本発明の効果が著しい。
囲で添加した供試鋼ＡＣ、ＡＤ、Ａｌ量（％）を０．０
１〜１．０％の範囲で添加した供試鋼ＡＦ、ＡＧ、Ｖ量
（％）、Ｔｉ量（％）、Ｎｂ量（％）、Ｚｒ量（％）、
Ｈｆ量（％）、Ｔａ量（％）を０．０１〜０．５％の範
囲で添加した供試鋼ＡＩ、ＡＫ、ＡＭ、ＡＯ、ＡＱ、Ａ
Ｓ、ＡＵ、ＡＶ、ＡＷにおいては無添加の供試鋼Ｕより
高強度・高耐力で、かつ応力腐食割れ試験時の破断時間
が長くなり、本発明の効果が著しい。
【００５０】比較例Ｎｏ．３１はＣｕ量、比較例Ｎｏ．
３４はＡｌ量、比較例Ｎｏ．３６はＶ量、比較例Ｎｏ．
３８はＴｉ量、比較例Ｎｏ．４０はＮｂ量、比較例Ｎ
ｏ．４２はＺｒ量、比較例Ｎｏ．４４はＨｆ量、比較例
Ｎｏ．４６はＴａ量がそれぞれ高く、靱性に劣る。次
に、供試鋼Ｖの製品の引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐
食割れ性に及ぼす各工程の製造条件の影響を述べる。
３４はＡｌ量、比較例Ｎｏ．３６はＶ量、比較例Ｎｏ．
３８はＴｉ量、比較例Ｎｏ．４０はＮｂ量、比較例Ｎ
ｏ．４２はＺｒ量、比較例Ｎｏ．４４はＨｆ量、比較例
Ｎｏ．４６はＴａ量がそれぞれ高く、靱性に劣る。次
に、供試鋼Ｖの製品の引張強さ、耐力、靱性、耐応力腐
食割れ性に及ぼす各工程の製造条件の影響を述べる。
【００５１】Ｎｏ．５０〜５２は１回目の伸線加工率を
４０〜９０％まで変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐
力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。本発明
例Ｎｏ．５０、５２において本発明の効果が確認でき
る。比較例Ｎｏ．５１は１回目の伸線加工率が低いた
め、その後の熱処理で結晶粒径が十分に微細にならず、
耐応力腐食割れ性に劣る。
４０〜９０％まで変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐
力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間への影響
を調査し、本発明の効果を確認したものである。本発明
例Ｎｏ．５０、５２において本発明の効果が確認でき
る。比較例Ｎｏ．５１は１回目の伸線加工率が低いた
め、その後の熱処理で結晶粒径が十分に微細にならず、
耐応力腐食割れ性に劣る。
【００５２】Ｎｏ．５０、５３〜５５は微細粒化熱処理
温度を４００〜９００℃まで変化させて、結晶粒径、引
張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時
間への影響を調査し、本発明の効果を確認したものであ
る。本発明例Ｎｏ．５０、５４において本発明の効果が
確認できる。比較例Ｎｏ．５３は微細粒化熱処理温度が
低いため、組織が加工誘起マルテンサイト組織ままであ
り、オーステナイトの微細粒が得られず、耐応力腐食割
れ性に劣る。
温度を４００〜９００℃まで変化させて、結晶粒径、引
張強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時
間への影響を調査し、本発明の効果を確認したものであ
る。本発明例Ｎｏ．５０、５４において本発明の効果が
確認できる。比較例Ｎｏ．５３は微細粒化熱処理温度が
低いため、組織が加工誘起マルテンサイト組織ままであ
り、オーステナイトの微細粒が得られず、耐応力腐食割
れ性に劣る。
【００５３】比較例Ｎｏ．５５は微細粒化熱処理温度が
高いため、オーステナイト粒径が粗大化し、耐応力腐食
割れ性に劣る。Ｎｏ．５０、５６、５７は２回目の伸線
加工率を３０〜７０％まで変化させて、結晶粒径、引張
強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間
への影響を調査し、本発明の効果を確認したものであ
る。本発明例Ｎｏ．５０、５７において本発明の効果が
確認できる。
高いため、オーステナイト粒径が粗大化し、耐応力腐食
割れ性に劣る。Ｎｏ．５０、５６、５７は２回目の伸線
加工率を３０〜７０％まで変化させて、結晶粒径、引張
強さ、耐力、靱性および応力腐食割れ試験時の破断時間
への影響を調査し、本発明の効果を確認したものであ
る。本発明例Ｎｏ．５０、５７において本発明の効果が
確認できる。
【００５４】比較例Ｎｏ．５６は２回目の伸線加工率が
低いため、製品の引張強さおよび耐力が低い。Ｎｏ．５
０、５８〜６０は時効処理温度を１００〜６００℃まで
変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応
力腐食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明
の効果を確認したものである。本発明例Ｎｏ．５０、５
９において本発明の効果が確認できる。
低いため、製品の引張強さおよび耐力が低い。Ｎｏ．５
０、５８〜６０は時効処理温度を１００〜６００℃まで
変化させて、結晶粒径、引張強さ、耐力、靱性および応
力腐食割れ試験時の破断時間への影響を調査し、本発明
の効果を確認したものである。本発明例Ｎｏ．５０、５
９において本発明の効果が確認できる。
【００５５】比較例Ｎｏ．５８は時効処理温度が低いた
め、製品の耐力が低い。比較例Ｎｏ．６０は時効処理温
度が高いため、製品の引張強さおよび耐力が低い。以上
の実施例から分かるように、本発明鋼の優位性が明らか
である。
め、製品の耐力が低い。比較例Ｎｏ．６０は時効処理温
度が高いため、製品の引張強さおよび耐力が低い。以上
の実施例から分かるように、本発明鋼の優位性が明らか
である。
【００５６】
【発明の効果】本発明により、耐応力腐食割れに優れた
高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線を提供
することが可能となり、産業上有用な効果がもたらされ
る。
高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線を提供
することが可能となり、産業上有用な効果がもたらされ
る。
【図１】本発明の製造工程およびその工程毎の金属組織
の変化を模式的に示す図である。
の変化を模式的に示す図である。
【図２】減面率５０％の伸線加工後の加工誘起マルテン
サイト量（％）に及ぼすＭ１、Ｍ２、Ｍ３値の影響を示
す図である。
サイト量（％）に及ぼすＭ１、Ｍ２、Ｍ３値の影響を示
す図である。
【図３】減面率５０％の伸線加工後６００℃×１０ｍｉ
ｎの熱処理材の平均粒径に及ぼすＭ１、Ｍ２、Ｍ３値の
影響を示す図である。
ｎの熱処理材の平均粒径に及ぼすＭ１、Ｍ２、Ｍ３値の
影響を示す図である。
【図４】減面率５０％の伸線加工後６００℃×１０ｍｉ
ｎの熱処理材の応力腐食割れ試験時の破断時間に及ぼす
Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３値の影響を示す図である。
ｎの熱処理材の応力腐食割れ試験時の破断時間に及ぼす
Ｍ１、Ｍ２、Ｍ３値の影響を示す図である。
【図５】減面率５０％の伸線加工後６００℃×１０ｍｉ
ｎの熱処理材の残留加工誘起マルテンサイト量（％）に
及ぼすＺ１、Ｚ２、Ｚ３値の影響を示す図である。
ｎの熱処理材の残留加工誘起マルテンサイト量（％）に
及ぼすＺ１、Ｚ２、Ｚ３値の影響を示す図である。
【図６】減面率５０％の伸線加工後６００℃×１０ｍｉ
ｎの熱処理材の応力腐食割れ試験時の破断時間に及ぼす
Ｚ１、Ｚ２、Ｚ３値の影響を示す図である。
ｎの熱処理材の応力腐食割れ試験時の破断時間に及ぼす
Ｚ１、Ｚ２、Ｚ３値の影響を示す図である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 Ｃ２２Ｃ 38/58 Ｃ２２Ｃ 38/58
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．００５〜０．０３％、 Ｓｉ：０．１〜２．０％、 Ｍｎ：０．１〜４．０％、 Ｐ ：０．０５％以下、 Ｎｉ：５．０〜１１．０％、 Ｃｒ：１２．０〜１７．０％、 Ｎ ：０．０５〜０．２０％を含有し、（１）式で表さ
れるＭ１の値が０（％）以上、（２）式で表されるＺ１
の値が０（％）以上で残部が実質的にＦｅおよび不可避
的不純物からなる合金組成で、かつ金属組織が結晶粒径
２μｍ以下のオーステナイト結晶粒加工組織を有し、引
張強さが１５０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上、耐力が１３０ｋｇ
ｆ／ｍｍ2 以上、ＪＩＳ Ｇ０５７６に基づく応力腐食
割れ試験での引張応力８０ｋｇｆ／ｍｍ 2 時の破断時間
が１００ｈ以上の耐応力腐食割れ性を有することを特徴
とする耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステ
ナイト系ステンレス鋼線。 Ｍ１＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−２Ｍｎ−３Ｎｉ−Ｃｒ−Ｓｉ …（１）式 Ｚ１＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ …（２）式 - 【請求項２】 さらに重量％で、 Ｍｏ：１．０〜３．０％を含有し、（３）式で表される
Ｍ２の値が０（％）以上、（４）式で表されるＺ２の値
が０（％）以上で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不
純物からなることを特徴とする請求項１記載の耐応力腐
食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステン
レス鋼線。 Ｍ２＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−３Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｍｏ …（３）式 Ｚ２＝４−Ｃｒ−０．５Ｓｉ−１．２Ｍｏ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ＋２０Ｎ ＋０．７Ｍｎ …（４）式 - 【請求項３】 さらに重量％で、 Ｂ ：０．００１〜０．０１％を含有することを特徴と
する請求項１または２記載の耐応力腐食割れに優れたオ
ーステナイト系ステンレス鋼線。 - 【請求項４】 さらに重量％で、 Ｃｕ：１．５〜３．０％、 Ａｌ：０．０１〜１．０％、 Ｖ ：０．０１〜０．５％、 Ｔｉ：０．０１〜０．５％、 Ｎｂ：０．０１〜０．５％、 Ｚｒ：０．０１〜０．５％、 Ｈｆ：０．０１〜０．５％、 Ｔａ：０．０１〜０．５％からなる群から選ばれた１種
以上の元素を含有し、（５）式で表されるＭ３の値が０
（％）以上、（６）式で表されるＺ３の値が０（％）以
上で残部が実質的にＦｅおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐
応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系
ステンレス鋼線。 Ｍ３＝５０−７８Ｃ−５６Ｎ−３Ｎｉ−２Ｍｎ−Ｃｕ−Ｃｒ−Ｓｉ−Ｍｏ −３Ａｌ−３Ｖ−３Ｔｉ …（５）式 Ｚ３＝４−１．２Ｍｏ−Ｃｒ−０．５Ｓｉ−２．５Ａｌ−２．３Ｖ −２．２Ｔｉ−０．２Ｎｂ−０．１Ｔａ＋１．２Ｎｉ＋３０Ｃ ＋２０Ｎ＋０．７Ｍｎ＋０．５Ｃｕ …（６）式 - 【請求項５】 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分
のステンレス鋼鋳片を熱間圧延してステンレス鋼線材と
し、続いて前記熱延線材を５０〜９０％の減面率で１回
目の伸線加工を施し、続いて５５０〜８００℃で微細粒
化熱処理を施し、続いて４０〜９０％の減面率で２回目
の伸線加工を施し、続いて２００〜５５０℃の温度範囲
で時効処理を施すことを特徴とする耐応力腐食割れに優
れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線の
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5131395A JPH08246106A (ja) | 1995-03-10 | 1995-03-10 | 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5131395A JPH08246106A (ja) | 1995-03-10 | 1995-03-10 | 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08246106A true JPH08246106A (ja) | 1996-09-24 |
Family
ID=12883439
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5131395A Withdrawn JPH08246106A (ja) | 1995-03-10 | 1995-03-10 | 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08246106A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2371560A (en) * | 2000-12-15 | 2002-07-31 | Hitachi Metals Ltd | Wire for reinforcing glass |
| WO2003095693A1 (fr) * | 2002-05-08 | 2003-11-20 | Nippon Steel Corporation | Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production |
| JP2007314816A (ja) * | 2006-05-23 | 2007-12-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 延性に優れる太径の高強度ステンレス鋼線および線材並びに鋼線の製造方法 |
| JP2011110381A (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-09 | Patentstra Co Ltd | 医療用処置具、その製造方法、並びに医療用内視鏡と医療内視鏡用処置具との組立体 |
| JP2011177231A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Patentstra Co Ltd | 医療用コイル構造体と、その製造方法、並びに医療用コイル構造体を形成して成る医療用内視鏡と、医療用処置具と、超音波診断医療用カテーテルと、光干渉診断医療用カテーテル |
| CN113430455A (zh) * | 2021-05-31 | 2021-09-24 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐液态铅（铅铋）腐蚀的高强度奥氏体不锈钢及其制备方法 |
-
1995
- 1995-03-10 JP JP5131395A patent/JPH08246106A/ja not_active Withdrawn
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB2371560A (en) * | 2000-12-15 | 2002-07-31 | Hitachi Metals Ltd | Wire for reinforcing glass |
| GB2371560B (en) * | 2000-12-15 | 2005-07-13 | Hitachi Metals Ltd | Wire for reinforcing glass, glass sealing the same and glass plate having stainless steel wire sealed |
| WO2003095693A1 (fr) * | 2002-05-08 | 2003-11-20 | Nippon Steel Corporation | Fil d'acier inoxydable tres solide aux bonnes qualites de tenacite a la ductilite et module de rigidite, et procede de production |
| JP2007314816A (ja) * | 2006-05-23 | 2007-12-06 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 延性に優れる太径の高強度ステンレス鋼線および線材並びに鋼線の製造方法 |
| JP2011110381A (ja) * | 2009-11-30 | 2011-06-09 | Patentstra Co Ltd | 医療用処置具、その製造方法、並びに医療用内視鏡と医療内視鏡用処置具との組立体 |
| JP2011177231A (ja) * | 2010-02-26 | 2011-09-15 | Patentstra Co Ltd | 医療用コイル構造体と、その製造方法、並びに医療用コイル構造体を形成して成る医療用内視鏡と、医療用処置具と、超音波診断医療用カテーテルと、光干渉診断医療用カテーテル |
| CN113430455A (zh) * | 2021-05-31 | 2021-09-24 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐液态铅（铅铋）腐蚀的高强度奥氏体不锈钢及其制备方法 |
| CN113430455B (zh) * | 2021-05-31 | 2022-05-17 | 中国科学院金属研究所 | 一种耐液态铅铋腐蚀的高强度奥氏体不锈钢及其制备方法 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR100957664B1 (ko) | 오스테나이트·페라이트계 스테인레스 강판 | |
| JP6302722B2 (ja) | ばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線材、及びその製造方法、ならびにばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線 | |
| JP3288497B2 (ja) | オーステナイトステンレス鋼 | |
| JP2012516390A (ja) | ステンレスオーステナイト低Ｎｉスチール合金 | |
| JPH0967624A (ja) | 耐ｓｓｃｃ性に優れた高強度油井用鋼管の製造方法 | |
| JP6776136B2 (ja) | 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 | |
| JP3691341B2 (ja) | 精密打抜き性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼板 | |
| JP4489928B2 (ja) | 高強度オーステナイト系ステンレス鋼線 | |
| JPH06116635A (ja) | 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた高強度低合金油井用鋼の製造方法 | |
| US4798634A (en) | Corrosion resistant wrought stainless steel alloys having intermediate strength and good machinability | |
| JP6679935B2 (ja) | 冷間加工部品用鋼 | |
| JP3839108B2 (ja) | 打抜き後の加工性に優れたオーステナイト系ステンレス鋼 | |
| JP6986455B2 (ja) | 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 | |
| WO2020128568A1 (en) | Hot rolled and steel and a method of manufacturing thereof | |
| JP2861024B2 (ja) | 油井用マルテンサイト系ステンレス鋼材とその製造方法 | |
| JPH08246106A (ja) | 耐応力腐食割れに優れた高強度・高耐力オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法 | |
| JP2888135B2 (ja) | 高耐久比高強度非調質鋼とその製造方法 | |
| JP3999457B2 (ja) | 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法 | |
| JPH09287056A (ja) | 冷間鍛造性に優れた線材および棒鋼並びにそれらの製造方法 | |
| JP3721723B2 (ja) | 被削性、冷間鍛造性および焼入れ性に優れた機械構造用鋼材 | |
| JP3328791B2 (ja) | 冷間加工性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼線材とその製造方法 | |
| JPH0526850B2 (ja) | ||
| RU76647U1 (ru) | Вал (варианты) | |
| EP0256121A1 (en) | Corrosion resistant stainless steel alloys having intermediate strength and good machinability | |
| JP2001234284A (ja) | 結晶粒度特性に優れた鋼およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020604 |