JPS607002B2 - 強力なワイヤおよびストリツプを製造する為の方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、所定のＭｓ及びＭｄ温度を有するオーステナ
ィト鋼ワイヤ或いはストリップの強度を改善する為の方
法に関するものである。

本発明が意図するオーステナィト鋼の化学組成は既によ
く知られているものでありそしてアメリカ アイアン
アンドスチールインステイテュート（ＡＩＳＩ）により
出版された「スチールプロダクト マニユアル：ステン
レス アンド ヒート レジスティング スチールズ」
に総括されそして１００ｏｏを越えないＭｄ温度と−１
００００より高くないＭｓ温度を少く共最初に持つとい
う前提の下でのオーステナィト系ステンレス鋼として表
示されるものを含んでいる。

山ＳＩシリーズ表示２００（Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ系）及び
３００（Ｃｒ−Ｎｉ系）がここで関′０のあるものであ
ることが明らかである。次表は、ＡＩＳ１２００及び３
００シリーズステンレス鋼として表示されるものの組成
例である：ＡＩＳ１２００及び３００シリーズステンレ
ス鋼化学組成（重量努、別の表記ないものは最大値を示
す）ＡＩＳ１２００及び３００ンリ−ズステンレス鋼く
続き）佃織（閏俄雌泰己ないも狐勅豚武）ここでは、オ
ーステナィト組成を有し、上記Ｍｄ及びＭｓ温度を持つ
ものなら他のオーステナィト鋼も含まれる。

例えば、ＤＩＮ（ドィチェィンダストリー ノルメ）
仕様Ｘ４０ＭｎＣて１８及び×４０ＭｎＣｒ２２により
表示されそしてィーアンドェフェン スポン（Ｅ＆ＦＮ
Ｓｐｏｎ）社より１９７２年に出版された「金属材料仕
様ハンドブック」の６５５〜６５６頁に記載されるよう
なＮｉをＭｎに置換した高マンガン含量のＭｎ−Ｃｒ系
オーステナィト鋼（４０Ｍｎ−１８Ｃｒ−Ｆｅ等）があ
る。この系はＭｎが主要合金元素であるので耐酸化性は
劣るが、上記山ＳＩ２００及び３００シリーズステンレ
ス鋼と同様の挙動を示す。用語「オーステナィト乃至含
オーステナィト組織」は、本明細書においては、ミクロ
組織の少く共９接客積％が面心立方晶組織を持つ時の銅
のオーステナィト（系）と呼ばれる結晶ミクロ組織を言
う。

このような銅は実質上オーステナィト相であると呼ばれ
うる。ここで関心のあるオーステナィト鋼は実質上、既
に適用された加工乃至温度とは無関係に変形段階が実施
される温度でオーステナィト乃至含オーステナィト相に
あると理解される。例えば変形段階を受けたオーステナ
ィト鋼は既に焼鈍ずみであろうがしかしそれはその変形
段階で適用される時では実質上オーステナィト相である
。ここで関○が持たれる他のミクロ組織は体心立方晶で
ありそしてマルテンサィト系と呼ばれるものである。

少く共９接客積％の組織がマルテンサイトである時、こ
こではその鋼は実質上マルテンサィト相であると考える
。ミクロ組織はもちろんオーステナィト相及びマルテン
サィト相双方を含みうるものであり、そして先行技術及
び本発明両方に関してここで論議される処理は、オース
テナィトの少く共一部のマルテンサィトへの変態をもた
らす為の従って被処理オーステナィト鋼のミクロ組織を
変える為の処理である。

Ｍｄ温度は、その温度以上の温度では適用される機械的
変形量と無関係にマルテンサィト変態がもはや起らない
温度として定義されそして様々の温度で従来方式に従っ
て簡単な引張試験を行うことにより決定されうる。

Ｍｓ温度は、マルテンサィト変態が瞬時的に起り始める
即ち機械的変形の適用なく起り始める温度として定義さ
れる。

Ｍｓ温度もまた従来方式の試験により決定されうる。Ｍ
ｄ温度の幾つかの例は次の通りである。

ＡＩＳＩステンレス鋼 ３０１、３０２、３０４及び３０４は−１９６００以下
のＭｓ温度を持つ。

ここで言及される変形とは機械的変形のことでありそし
て弾性変形域に続いての塑性変形域において起るもので
ある。

これは、材料をその全部乃至一部の形状を変えるに充分
のその弾性限を越える応力下に置くことにより生起され
る。本発明の意図する材料の形態乃至形状は本明細書に
おいては但し書のない限り従来態様で作製されそして取
扱われるワイヤ乃至ストリップである本発明と関係する
物理的性質は引張り強さ、ねじり降伏強さ及び成形能を
含む。

引張り強さはＡＳＴＭ標準法Ｅ−８に記載されるような
簡単な一触方向引張り試験から容易に決定されうる。

この方法は、アメリカ材料試験協会により出版されたＡ
ＳＴＭ基準１９７３王度版の１０巻に書かれている。引
張り強さは材料が維持しうる最大引張り応力である。引
張り強さは、破壊に至らせた引張り試験中の最大負荷対
試片の股初の断面積の比率である。ワイヤのねじり降伏
強さは例えば、有限長のワイヤを角度を増大しながら換
ることにより決定されえそして第１永久角度歪みが起る
時観測される。

２％ねじり降伏強さは、２％の永久角度歪みを生じるに
充分の角度にわたって換られる時ワイヤの表面に発生す
る雛断応力として定義される。

同様の定義は５％ねじり降伏強さに対しても当てはまる
。ばね製造において使用されるワイヤに対する標準的な
成形熊試験は、ワイヤ直径に等しい直径を持つ心髄上に
ワイヤを巻きつけることである。

ワイヤはそれがこの試験中破壊に耐えるなら合格である
。このような巻きつけ試験において、ワイヤの外皮層は
最大量の塑性変形を受け、従って最大限の鰹性を必要と
する。ストリップに対する代表的成形能要件は、ストリ
ップがストリップ厚さの３倍に等しい半径のまわりでの
９００曲げ試験において破壊に耐えることである。実際
上、市販入手しうる高強度ワイヤのすべては現在ワイヤ
引抜き工程により製造されている。

代表的に、ワイヤ引抜きの為の出発材料は、一般にワイ
ヤロッドと呼称される細長いロッド乃至バーでありそし
て鋼ビレットから所望径の出発ロッドまで熱間圧延され
たものである。出発ロッドの断面積は、次第に小さな断
面の穴を具備するダイスを通してワイヤを引抜くことか
ら成る一連の引抜き段階を通して所望される最終ワイヤ
寸法にまで減縦される。ワイヤの断面積は各引抜き段階
において２０％前後減縮される。高強度のワイヤを製造
する為には相当量の加工硬化が必要とされるから、寸法
減少の目的の為よりもむしろ金属強化の為に多数の引抜
き段階が必要である。その結果、一般的なやり方は、引
抜き中金属の所望される加工硬化につきまとう断面減縮
分を見込んで仕上げワイヤの断面頭に対して相当に過剰
寸とされた出発焼鈍ワイヤを選定することである。ばね
製造業者により使用される型式の高強度ワイヤに対して
は、出発暁錨材料の断面における総減縦率は一般に７５
〜９０％である。生成ワイヤの機械的性質に及ぼす引抜
き加工の所望されざる影響が斯界で広く認識されている
。

引抜き加工に固有の主なる欠点は、ワイヤがダイスの狭
い穴を通して強制的に引抜かれる際ダイス壁と加工物金
属との間で大きな摩擦力が発生することである。これは
、仕上げ製品が一様に強化されない程度にまで内芯部に
対するワイヤ表皮部の優先的な加工硬化をもたらす。従
って、引抜きワイヤは、きわめて強化された表皮とはる
かに少し、程度にしか強化されていない芯部とを持って
いることになる。斯くして、引抜きによりワイヤが強化
される程度は、それを越えると表皮部分に割れをもたら
したり或いはそれを破断したりするような引張強さによ
り制限される。更に、ばね製造業者により使用される型
式の高強度ワイヤの使用可能な引張り強さは、適正な成
形能についての要件によって更に制限される。例えば、
６．３５肋径以下のワイヤならばワイヤ径に等しい直径
を持つ心髄に巻きつけても破断なく耐えうるものと予想
される。このような巻きつけ試験において、ワイヤの外
側フアィバは最大量の塑性変形を受け従って最大の延性
を必要とされる。引抜き加工中ワイヤの表皮層の優先的
加工硬化は、袷間引抜き‘こよる断面積の減少に伴い表
皮材料が一層脆くなりそして延性を失うのでワイヤの成
形能を著しく減少する。ワイヤの性質に及ぼす引抜き加
工の所望されざるこれらの影響が、ワイヤ直径に依存し
、従って細い都材は太い部材よりも表皮クラック発生が
起る前に大さな冷間引抜きを為しうろこともまた斯界で
広く認識されている。

これは、例えばばね用途向けにもっとも一般に使用され
ているステンレスワイヤである高強度３０２ステンレス
鋼ワイヤが、０．２５４側径のワイヤに対しては２２５
ｋｇ／桝の最大引張り強さ（ＵＴＳ）を具備して得られ
、他方６．３５柳直径においてはＵＴＳは１２２．５ｋ
ｇノめであるという事実において反映される。

斯くして、ワイヤが引抜きにより強化されうる程度は、
それを越えると表皮部分が割れたり或し、は破断してし
まうような引張り強さにより制限される。従って、従来
方式による引抜き作業は、比較的大径のワイヤを強化す
るにはきわめて非効率な方法であることが明らかである
。同様の問題は、高強度鋼ストリップの製造においても
生じる。

このようなストリップは一般に圧延により製造される。
圧延によりもたらされる材料強化作用が、冷間圧延によ
る強度増大分の大半がストリップの表皮部分に集中され
そしてストリップの内部領域を通しては段々と少し、程
度にしか強化されないような館様で材料とロールとの間
の境界表面から材料中に伝播されることが明らかである
。その結果、ワイヤの機械的性質に及ぼす引抜加工の所
望されざる影響と同様のことがストリップの圧延中にも
現われるようになる。特に、例えばばねの製造の為の充
分の成形性を具備したまま圧延によりストリップが強化
されうる程度は、ストリップの表皮部分にばねの成形中
クラックを生じめたり或し、は破断せしめたりする水準
である引張り強さにより制限される。従って、圧延中ス
トリップ表面の優先的加工硬化が圧延ストリップの使用
可能な引張り強さを制限しそして例えば曲げ試験におい
てある成形能に対しては、使用可能な引張り強さがスト
リップ厚の増大と共に減少しよう。低温において上述し
たオーステナィト鋼からワイヤを引抜きまたストリップ
を圧延し、それにより（含）オーステナイト材料をマル
テンサィト相に部分的に変換することが直径或いは厚さ
における大きな減少を必要とすることなくワイヤ乃至ス
トリップの引張り強さを向上することが見出されていた
。

概念としては魅力的であったけれども、該鋼の加工硬化
に関する限り、低温での引抜き加工は重大な実用上の制
限を呈し、その為この方法は工業界に受入れられなかっ
た。一つの制限は、低温でワイヤとダイス壁との間の摩
擦を有効に減じそれにより厳密性を要するばね用途向け
に必要とされる滑らかなそして欠陥のない表面仕上げを
生成しうる潤滑剤が存在しないことである。不適正な潤
滑から生じるノッチやクラツクのような表面不整部は例
えばばねの疲労寿命を減じる傾向がある。更に、ワイヤ
引抜き及びストｌｊップ圧延作業全般に固有の問題則ち
ワイヤ乃至ストリップの外側部分の芯部分に対する優先
的加工硬化は低温におし・ては更に一層顕著である。

その結果、工業的に製造された高強度ワイヤ及びストリ
ップの大多数は室温で引抜かれそして圧延されている。
更に、ばね用途に使用されるワイヤのねじり降伏強さは
ワイヤの引張り強さと関連してできるだけ高いことが所
望される。

しかし、従来方式で引抜かれたＡＩＳ１３０２ステンレ
ス鋼ワイヤに対しては２％ねじり降伏強さ対引張り強さ
の比は０．３〜０．４の範囲にあることが見出され、こ
れは工業上の観点から低いと考えられる。同様の問題は
ストリップを曲げるに当っても見出されそして曲げにお
ける高い比例限と呼ばれている。低温において達成され
うる引張り強さにおける大中な増加を利用する為には次
の３つの問題が解決されねばならないことが明らかであ
る：｛１｝低温における潤滑。

（２｝特に０．５１脚以上の直径を持つワィャと厚さを
持つストリップに対して比較的大径のワイヤ或いは厚い
ストリップがこれら低温で処理されうるようワイヤ径或
いはストリップ厚とは無関係に高い引張り強さが得られ
ること、（３’例えばらせん状の引張り或いは圧縮ばね
用途に使用されてねじり性質を持つ応力が生じそして最
大応力が加工物の表面における敷断応力であるようなワ
イヤにおいて現在得られるよりも大きなねじり降伏強さ
を得ること或いはストリップを曲げるにわたって高い比
例限における改善。従って、本発明の目的は、潤滑問題
が排除され、引張り強さがワイヤ径やストリップ厚への
依存性から脱却されそしてねじり降伏或いは曲げ限界が
従来得られてし、た値よりも改善されるような、ワイヤ
或いはストリップを作製する為の公知の低温変形方法に
おける改善を提供することである。

本発明に従えば、低温変形温度における引張り強さにお
いて達成しうる利点を維持したまま、潤滑剤の必要性を
排除し、引張り強さ性質のそのワイヤ径及びストリップ
厚への依存性を無くしそしてねじり降伏及び曲げ限界を
改善する方法が見出された。

本方法は、Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ系不銭性オーステナィト鋼
、Ｃｒ−Ｎｉ系不銭性オーステナィト鋼、及びＭｎ−Ｃ
ｒ系オーステナィト鋼から成る群から選択され且つ１０
０００を越えないＭｄ温度と−１００００を越えないＭ
ｓ温度を持つオーステナィト鋼から成るワイヤ或いはス
トリップの強度特性を改善する為の方法であって、ワイ
ヤ或いはストリップが６０〜９の容積％のマルテンサィ
ト相と１０〜４解き積％のオーステナイト相とを持つよ
うな態様で１０〜６０％の歪において且つ一７５ｑ０を
越えない温度においてワイヤ或いはストリップを単軸方
向に引張る段階を包含するワイヤ或いはストリップの強
度特性を改善する方法を提供する。強度性質の最適化は
３５０〜４５０ｑｏの範囲においての或る温度で従来方
式の時効処理を施すことにより達成される。

本発明について更に詳しく具体的に説明する。

本発明の応用しうるオーステナイト鋼は上述した通り従
来から知られているものである。唯一の前提条件は、変
形段階が適用される時それらがオーステナィト系組織の
定義に会いそしてそれらのＭｄ温度が１００℃より高く
なくそしてそれらのＭｓ温度が−１００ｑｏより高くな
いことである。引張り作用は機械的変形でありそして塑
性変形領域として知られている領域で起る。使用されう
る引張り技術は従来方式のものでありそしてこれら技術
を実施する為の装置も知られている。冶金技術者にはこ
こでの単軸引張りの為にどのような装置を使用しうるか
容易にわかるはずである。変形はもちろん指定の割合の
マルテンサィト及びオーステナィトを与えるに充分のも
のでなければならない。これは、従来から用いられてい
るＸ線回折或いは磁気測定のような解析技術によりそし
て指定温度範囲での変形に塞いてのオーステナィト鋼に
対する作業者の経験を±台として決定されうる。もっと
正確に変形を定義する為には、歪について呈示されねば
ならない。本発明の応用しうる材料に対してその強化効
果は例えばマックグロウーヒルブック社刊“機械冶金”
に呈示されるような「等価単藤方向」歪則ち「有効」歪
の原理を使用しての簡単な試験中観測される強化効果か
ら評価されうろことが見出されている。先に指摘したよ
うに、本方法において使用される最初の鋼は少く共９３
容積パーセントオーステナィトでありそして残部はマル
テンサィトである。

０〜２％のマルテンサイトと９８〜１００％のオーステ
ナィトが鋼中に存在することが好ましい。

ここで考慮下の鋼は通常の温度においては安定である則
ちオーステナィト組織的に安定であると考えられる。変
形における歪み範囲は１０〜６０％、好ましくは２０〜
４０％である。

１０％より小さいと顕著な強化効果が得られない。

６０％を越えると、ワイヤ或いはストリップの破損の恐
れが生じまたミクロ組織及び強度−鋤控性質における変
化がもはや最小限となってしまう。

引伸しが為される温度は一７５つ０以下であり、好まし
くは−１００ｑ○以下である。

これらの温度は、液体窒素（Ｂ．ｐ．−１９６℃）、液
体酸素（Ｂ．Ｐ．−１８３℃）、液体アルゴン（Ｂ．Ｐ
．−１８６００）「液体ネオン（Ｂ．Ｐ．−２４がＣ）
、液体水素（Ｂ．Ｐ．−２５才０）或いは液体ヘリウム
（ＢＰ．−２６９００）中で工程を実施することにより
達成されうる。液体窒素が好ましい。ドライアイスとメ
タノール、エタノール或いはアセトンの混合物は約一７
９０○の沸点を持ち従って使用可である。温度が低い程
、引張り強さにおける各改善度に必要とされる歪は小さ
くなる。変形は材料中にエネルギーを導入し従ってこれ
が原因で最終的に−７５００以上範囲に至らしめるよう
な温度上昇が起りうろことを銘記されたい。これは、変
形の状態が温度上昇に先立って行われるなら工程に影響
を与えない。更に、定義された低温度への冷却は変形に
先立って或いはそれと同時に行われえ、そして両者の時
間関係が近い程、工程は早く従って一層経済的に行われ
る。引伸し温度上限を−７５ｏｏとするのは「上記歪範
囲において所望のマルテンサイト相十オーステナィト相
組織を得るためである。

高すぎると、マルテンサィトの所望割合への形成が阻止
される。変形下で、オーステナィト鋼組織は、６０〜９
畔容積％マルテンサィトと１０〜４坪容積％オーステナ
ィトの混合組織に変換される。このマルテンサイトーオ
ーステナィト組合せ範囲が轍性と強度との最適の組合せ
を与える。引伸し段階後、鋼は好ましくは最適強度を得
る為に時効処理を施される。

時効は３５０〜４５０『０の範囲、好ましくは３７５〜
４２５００の範囲における温度において従来態様で実施
される時効時間は３び分〜１０時間の範囲であり、好ま
しくは３０分〜２虫時間の範囲である。従来方式に従う
試験が最大引張り強さ及び降伏強さを与える温度及び時
間を決定するのに使用される。３５０００より低いと時
効時間が長くなりすぎ最適強度も得られない。

４５０００を越えると、マルテンサィトの分解等の幣害
が生じる危険がある。

時効処理は引張り強さよりも降伏強さの方を改善する傾
向がありそして最大強度水準に達しうる合金に対しては
降伏強さが引張り強さに近づく点にまで行いうろことを
銘記されたい。

・本明細書において、最初のオーステナィト鋼及び低温
変形後の更には時効後の製品のミクロ組織は、上述した
％のオーステナィト及び（或いは）マルテンサィトから
実質上成ると考えられる。

存在する僅かの他の相は、あるとしてはせし、ぜし、１
容積％以下であり従って鋼の性質にほとんど乃至全然影
響を及ぼさないからここでは関心外である。引伸し（Ｓ
ｔｒｅｔｃｈｉｎｇ）は、ワイヤやストリップにおける
ように長手方向と呼ばれる一つの寸法が他の２つの寸法
よりはるかに大きい加工物の変形として定義される。

この変形は加工物の実質上全断面が変形中一様な単軸方
向（ｕｎｉａ幻ａｌ）引張り応力下にあるよう長手方向
に力を適用することから成る。引張り応力は加工物中に
永久塑性変形を誘起するに充分の大きさを有し、そして
応力の適用は％歪の項で記載されうる。ここで使用され
るものとしての用語「引伸し」は、多軸方向の応力状態
と関係する引抜きや圧延のような他の変形方法とは区別
されるから「「単藤方向に・・・・…・・引伸し」とい
う用語は差異を一層強調する為に使用されたのであり、
当業者はダイスを通してのワイヤの長手方向伸びが引抜
き方向の引張り応力に加えてそれを横断する方向の圧縮
応力の影響の下で起っているごとを認識しよう。２つの
形態の材料が本発明の引伸し工程においてはそれらの固
有の寸法関係、即ち長手方向が他の２つの寸法よりはる
かに大きいことにより特に関心下にある。

これらの形態はこの共通の寸法特性を具備するワイヤと
ストリップである。ここぜ規定された変形段階が、単軸
引伸しの重要性を強調する為非引抜き及び非圧延作業で
あり、そして加工物を一様に強化しない即ち表皮部分が
高程度に強化されるが芯部分がはるかに少し、程度にし
か強化されず従って引抜きワイヤ或いは圧延ストリップ
の引張り強さを表皮部分の割れや被断が起る限界値に制
限するような技術を排除するものであることが既に指摘
された。既に託したように、引抜きワイヤにおけるこの
欠点は、成形性に特に関心が持たれるコイルばねのよう
な特定の用途における別の問題につながる。この場合、
表皮部分は破断なく心軸周囲への巻きかけに耐えるに充
分延性でなければならないが、不幸にも引抜き中の表皮
の優先的加工硬化は表皮を一層腕化させそして延性に乏
しくさせるので成形性を減じる。ここで述べられる低温
引伸し工程は、引張り強さ及び成形能並びにねじれと疲
労特性を改良するものとして示されている本発明の全利
益を得る為には、引伸し段階は、規定された温度範囲、
すなわち一７５ｑＣ以下の温度で行われなければならず
、そして定義された歪が引伸し‘こより達成されなけれ
ばならない。

その他の点では、今までの技術と装置がこの工程を達成
するのに使用されうる。ワイヤが被処理物品であるよう
な第２段階引伸し作業を実施するのに有用である装置の
−形態並びにそれと関連して使用される過程について第
１及び２図を参照して以下に説明しよう。工程は、液体
窒素のような冷煤流体で水準日まで満された断熱タンク
１０中で実施され、その場合流体量は引伸し作業全期間
に完全に所要水準日を維持するようなものとされる。子
歪みを施されたワイヤ１２が供給スプール１３からタン
ク１０内に送給されそして一対のキャプスタン１４及び
１５の周囲に巻回される。キャプスタンはタンク内に流
体表面以下に回転自在に離間して浸潰されている。２つ
のキャプスタンは同等でありそして各々異つた直径の２
つの円筒状ロールから成る。

第１図の２−２線に沿うキャプスタン１４の断面が第２
図に示されている。キャプスタンはワイヤの迷走を防止
する為の案内溝を具備している。ロール１６の外側溝は
ロール１７から一番離れた溝である。ロール１６の内側
溝はロール１７に隣りあう溝である。ロール１７の内側
溝はロール１６に隣りあう溝である。ロール１７の外側
溝はロール１６から一番離れた溝である。細い方のロー
ルの直径がＤＯで表示されそして太い方のロールの直径
がＤＩで表示される。袷媒流体中に侵入後、ワイヤ１２
はキャプスタン１４のロール１６の外側溝に沿ってロー
ル１６周囲に矢印の方向に移行されそして後キャプスタ
ン１５のロール１８の外側溝へと通りそしてロール１６
と１８との間を前後にその為に設けられた溝を通して内
側溝に至るまで移行している間に、次第に冷煤温度にま
で冷やされる。ワイヤ１２における牽引力もまたワイヤ
がロール１８の内側溝における点Ｂ‘こ達するまで摩擦
を通して次第に蓄積される。ワイヤ点Ｂに達するとキャ
プスタン１４のロール１７の内側溝における点Ｃへと移
行する。両キャプスタンは同じ角速度で回転しているか
ら、一様な引伸し則ち緊張作用が生じる。引伸し量は三
高２ｏに等しい。点Ｃに到達後、ワイヤはロール１７と
ロール１９との間でそれらの内側溝から外側溝に向けロ
ール１８及び１８におけるのと同じ態様で進行し、その
間に牽引力が減少する。ロール１９の外側溝を通った後
、ワイヤ１２はタンク１０を離れそして巻取りリール２
１周囲に巻取られる。以下、本発明の具体例を示そう。
例１〜３ 焼鈍された山ＳＩタイプ３０２ステンレス鋼ワイヤが使
用された。

その化学的組成は次の通りである：元 素
重量％ Ｃ Ｏ．０７ Ｓ Ｏ．０２１ Ｐ Ｏ．０２ Ｎｈ ０．５２ Ｓｉ ０。

３７ Ｎｉ ８．５ Ｃｒ １８．９ Ｍｏ ０．２２ Ｃｕ ０．１９ Ｖ Ｏ．０５ Ｚｒ ＜０．０２ Ｔｉ ＜０．０１ Ｎ ＜０．０５ Ｆｅ 残 部 合 計 １００ 暁錨は、材料を９８０〜１１５０００に加熱し、続いて
急冷することによる従来技術でもつて達成された。

本発明を例示する例１において、暁鈍されたワイヤはＬ
本方法に従し、そして第１図及び第２図で述べられた装
置を使用して一１９６℃にある液体窒素のもとで２０％
歪において引伸ばされた。

それから、ワイヤはし４００ｑｏで１時間半従来通り時
効された。例１の最終加工ずみワイヤのマルテンサィト
含量は、少なくとも６咳容積％であった。−１９６つＣ
での加工は、液体窒素裕中に試料全体が浸るように液体
窒素で充満された断熱された金属製容器の中でなされた
。時効処理は、大気中でリンドバーグモデル５９７４処
戸で行われた。時効の間に起るワイヤの表面酸化は、生
じる機械的性質に影響を及ぼさないと思われる。ワイヤ
の長さに沿っての温度は、あらかじめ設定された温度か
ら、士１０ｑｏ以上変動しない。マルテンサィト容積百
分率は、×−線回折定量技術によって決められたものと
して呈示された。

残部（合計１００％になる分）はオ−ステナィトと考え
られる。他の相や不純物は１容積％を越えず従ってここ
では、考慮されていない。（注：すべての例における全
試料は、変形に先立って少く共９弦容積％のオーステナ
ィトを含んでいた。）例１のワイヤは、破壊を生じるこ
となく、最終ワイヤ直径に等しい軸のまわりに巻きえた
という点で充分な成形能を示す。これらすべての例の引
張試験はＡＳＴＭ方法Ｂ８とに従って達成されそしてね
じり試験は先に述べられたようにして行われた。

例２と３は焼鈍されたワイヤが先行技術によって加工さ
れた比較例である。

両方の例において、ワイヤは２０こ０で少なくとも７５
％の歪を表わす最大限の硬さにまで従来方式で引抜き処
理された。それから、ワイヤは、例１と同じく４００ｑ
ｏで１時間半従来通り時効処理を施された。時効中の表
面酸化は生成する機械的性質に影響を及ぼすとは思われ
ない。温度は、例１と同じく±ｌｏｏ０以上変動しない
。最終ワイヤ直径、時効後の引張り強さ、時効後のねじ
り降伏強さ及び引張り強さに対するねじり降伏強さの割
合を表に呈示する。

表

【図面の簡単な説明】

第１図は本発明を実施するのに使用される装置の概略図
でありそして第２図は第１図の２−２線に沿う断面図で
ある。 図面の主構成要素は次の通りである：１２：ワイヤ、１
３：供給スブール、１０：断熱タンク、１４，１５：キ
ヤプスタン、１６，１７，１８，１９：ロール、日；冷
媒水準。 Ｆ量Ｇ。 軍Ｆ量Ｇ・２

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ系不銹性オーステナイト鋼、Ｃｒ
   −Ｎｉ系不銹性オーステナイト鋼、及びＭｎ−Ｃｒ系オ
   ーステナイト鋼から成る群から選択され且つ１００℃を
   越えないＭｄ温度と−１００℃を越えないＭｓ温度を持
   つオーステナイト鋼から成るワイヤ或いはストリツプの
   強度特性を改善する為の方法であって、ワイヤ或いはス
   トリツプが６０〜９０容積％のマルテンサイト相と１０
   〜４０容積％のオーステナイト相とを持つような態様で
   １０〜６０％の歪において且つ−７５℃を越えない温度
   においてワイヤ或いはストリツプを単軸方向に引張る段
   階を包含するワイヤ或いはストリツプの強度特性を改善
   する方法。 ２ Ｃｒ−Ｎｉ−Ｍｎ系不銹性オーステナイト鋼、Ｃｒ
   −Ｎｉ系不銹性オーステナイト鋼、及びＭｎ−Ｃｒ系オ
   ーステナイト鋼から成る群から選択され且つ１００℃を
   越えないＭｄ温度と−１００℃を越えないＭｓ温度を持
   つオーステナイト鋼から成るワイヤ或いはストリツプの
   強度特性を改善する為の方法であって、ワイヤ或いはス
   トリツプが６０〜９０容積％のマルテンサイト相と１０
   〜４０容積％のオーステナイト相とを持つような態様で
   １０〜６０％の歪において且つ−７５℃を越えない温度
   においてワイヤ或いはストリツプを単軸方向に引張る段
   階と、生成された材料を３５０℃〜４５０℃の範囲にあ
   る温度で時効する段階とを包含するワイヤ或いはストリ
   ツプの強度特性を改善する方法。