KR20160005324A

KR20160005324A - High-strength dual phase structure stainless steel wire material, high-strength dual phase structure stainless steel wire, and method for production the same and spring part

Info

Publication number: KR20160005324A
Application number: KR1020157019800A
Authority: KR
Inventors: 쇼타 야마사키; 고오지 다카노
Original assignee: 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션
Priority date: 2014-06-11
Filing date: 2015-06-08
Publication date: 2016-01-14
Also published as: WO2015190422A1; JPWO2015190422A1; KR101600251B1; JP6286540B2

Abstract

이 고강도 복상 스테인리스 강선은, 질량%로, C: 0.01 내지 0.21%, Si: 0.05 내지 3.2%, Mn: 0.1 내지 15%, Ni: 0.5% 이상 5% 미만, Cr: 10.0 내지 25.0% 및 N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직이, α상, γ상 및 가공 유기α'상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, α상: 20 내지 70vol%, 가공 유기α'상: 5 내지 50vol%, α상+가공 유기α'상: 30vol% 이상이며, α상과 γ상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량이 5% 이상이며, γ상 중의 Md30이 -15 내지 45, F값이 -6.12 이하, γ상 중의 SFE가 -20 내지 35이다.The high strength rolled stainless steel wire comprises 0.01 to 0.2% of C, 0.05 to 3.2% of Si, 0.1 to 15% of Mn, 0.5 to 5% of Ni, 10.0 to 25.0% of Cr, 0.01 to 0.35%, the balance of Fe and inevitable impurities, and the metal structure has a multi-phase structure composed of an α-phase, a γ-phase and a processed α'-phase, wherein the α-phase comprises 20 to 70% Wherein the orientation amount of the {100} plane in the RD direction on the? -Phase and the? -Phase is 5% or more, and the Md30 in the? -Phase is in the range of 5 to 50% -15 to 45, an F value of -6.12 or less, and an SFE of -20 to 35 in the? -Phase.

Description

HIGH STRENGTH DUAL PHASE STRUCTURE STAINLESS STEEL WIRE MATERIAL, HIGH-STRENGTH DUAL PHASE STRUCTURE STAINLESS STEEL WIRE, AND METHOD FOR PRODUCTION THE SAME AND SPRING PART BACKGROUND OF THE INVENTION 1. Field of the Invention The present invention relates to a high-

본 발명은, 고강도 복상 스테인리스 강선재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품에 관한 것으로, 특히 스프링 부품용으로서 적합한, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강선 및 그것에 사용되는 선재에 관한 것이다.The present invention relates to a high-strength jack-in-phase stainless steel wire, a high-strength jack-in-phase stainless steel wire, a method of manufacturing the same, and a spring component. More particularly, the present invention relates to a high strength jack- .

본원은, 2014년 6월 11일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2014-120986호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.The present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2014-120986 filed on June 11, 2014, the contents of which are incorporated herein by reference.

종래, 코일 스프링으로 대표되는 바와 같은, 강성률이 우수한 고강도 스테인리스 제품은, SUS304, SUS316을 대표로 하는 오스테나이트계 스테인리스 강선재 및 강선을 소재로 하여 가공·성형되어 제조되어 왔다. 그러나, 상기와 같은 오스테나이트계 스테인리스 강선재를 가공해서 제조된 스테인리스 제품의 강성률은, 보통 강재로부터 제조된 제품에 비하여 떨어진다는 결점이 있었다.BACKGROUND ART [0002] Conventionally, high-strength stainless steel products excellent in rigidity as typified by coil springs have been produced by molding and processing austenitic stainless steel wire and steel wire typified by SUS304 and SUS316. However, there is a drawback that the stiffness of a stainless steel product produced by processing an austenitic stainless steel wire as described above is lower than that of a product made of a normal steel.

상기 과제에 대하여, 강도나 강성률을 향상시키기 위해서, 가공 유기 마르텐사이트(가공 유기 α')나 금속간 화합물에 의한 강화를 이용하는 기술이 검토되고 있다(예를 들어, 특허문헌 1, 2). 그러나, 이 기술에서는, 다량의 마르텐사이트(α')를 이용하기 때문에, 얻어지는 제품의 비틀림 가공성이 떨어진다.In order to improve the strength and the stiffness, the above-mentioned problems have been studied (for example, Patent Documents 1 and 2) by using reinforced by machined organic martensite (machined organic? ') Or an intermetallic compound. However, in this technique, since a large amount of martensite (? ') Is used, the torsional processability of the resulting product is inferior.

또한, 상기 기술에 의해 얻어지는 스테인리스강은 희소 금속인 고가의 Ni를 많이 함유하고 있어, 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다. 그로 인해, 최근에는, 이러한 스테인리스강에 대하여 저Ni화(Ni량의 저감)에 따른 저비용화의 요구가 강해지고 있다.Further, the stainless steel obtained by the above technique contains a large amount of expensive Ni as a rare metal, which is not preferable from the viewpoint of production cost. Therefore, in recent years, there has been a strong demand for lowering the Ni content (reduction in Ni amount) of such stainless steels.

저Ni화의 방책으로서, 고Mn계 스테인리스강이 제안되어 왔다. 그리고, 고Mn계 스테인리스의 강도를 향상시키는 수단으로서, 금속 조직의 복상 조직화(금속 조직을 복상 조직으로 하는 것)를 들 수 있다(예를 들어, 특허문헌 3).As a measure for lowering Ni, a high Mn-based stainless steel has been proposed. As a means for improving the strength of the high Mn-based stainless steel, there is a two-dimensional organization of the metal structure (the metal structure is made into a coronal structure) (for example, Patent Document 3).

특허문헌 3에 기재된 기술은, 복상 조직 중 오스테나이트(γ) 양을 제어하여, 고강도화를 도모하고 있다. 그러나, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 가일층의 고강도화를 요망하는 최근의 요구 강도를 만족하고 있지 않을뿐만 아니라, 강성률이 충분하지 않다.The technique described in Patent Document 3 controls the amount of austenite (?) In the pharangeal tissues to enhance the strength. However, the technique described in Patent Document 3 not only does not satisfy the recent required strength required to increase the strength of a separate layer, but also has insufficient rigidity.

또한, 특허문헌 3에 기재된 기술은, 높은 강도를 필요로 하는 구조용 부재에 사용되는 강판에 적합한 기술이며, 강 선재에 대하여 복상 조직화(강 선재를 복상 조직화하는 것)를 이용하는 기술은 아직 검토되고 있지 않다.Further, the technique described in Patent Document 3 is a technique suitable for a steel sheet used for a structural member requiring high strength, and a technique that uses reorganization (reorientation of steel wire rods) to steel wire rods is still under investigation not.

지금까지의 저렴한 소재인 저Ni계·고Mn계의 스테인리스 강선재 및 강선은, 스프링용으로서 폭넓게 사용되고 있지 않고, 또한 종래의 스프링용 소재에서는, 강성률과 비틀림 가공성의 향상이 불충분하였다.Low Ni-based and high-Mn-based stainless steel wires and steel wires, which have been inexpensive materials so far, have not been widely used for springs. In addition, in conventional spring materials, improvement in rigidity and torsional workability is insufficient.

일본 특허 공개 제2005-298932호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-298932 일본 특허 공개 제2012-97350호 공보Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-97350 일본 특허 공개 제2008-291282호 공보(일본 특허 제4949124호 공보)Japanese Patent Application Laid-Open No. 2008-291282 (Japanese Patent No. 4949124)

본 발명의 과제는, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품을 제공하는 데 있다.The object of the present invention is to provide a high strength jacketed stainless steel material, a high strength jacketed stainless steel wire, a manufacturing method thereof, and a spring component excellent in rigidity and torsional workability.

본 발명의 일형태에서는, 고Mn, 저Ni계의 염가 원료로, 오스테나이트상(γ) 중의 Md30값과, 적층 결함 에너지의 생성 지표인 SFE를 규정한 소재(강선재)에 대하여, 신선 프로세스 제어(신선의 감면율(50 내지 90%)과 BA 열처리(스트랜드 어닐링)의 온도(950 내지 1150℃))를 조합한 제조 방법을 적용하는 것이 중요하다.According to one aspect of the present invention, a raw material (steel wire rod) defining a value of Md30 in the austenite phase (?) And SFE which is a production index of stacked defect energy, It is important to apply a manufacturing method in which a control (a reduction rate of the draft (50 to 90%) and a temperature of the BA heat treatment (strand annealing) (950 to 1150 ° C)) is applied.

그 결과, 페라이트상(α)의 변형 집합 조직이 가공 유기 마르텐사이트상(가공 유기α')에 의해 RD//{100}(RD 방향에 대하여 평행한 {100}면)에 배향한다. 또한, γ의 변형 집합 조직도 저SFE(SFE값이 작은 것)에 의해 RD//{100}에 배향한다. 이에 의해, 얻어지는 강선의 강성률과 비틀림 가공성이 향상된다. 또한, 본 발명의 일형태에 관한 강선의 상비율은 고(α+가공 유기α')양이므로(페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 많으므로), FCC 구조를 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강선보다 높은 강성률을 나타내는 것이 가능하다.As a result, the strain texture of the ferrite phase (?) Is oriented to RD // {100} ({100} plane parallel to the RD direction) by the processed organic martensite phase (processed organic? '). In addition, the modified cluster structure of? Is oriented at RD // {100} by a low SFE (with a small SFE value). As a result, the rigidity of the obtained steel wire and the torsional processability are improved. Further, since the phase ratio of the steel wire according to one embodiment of the present invention is high (α + processed α ') (since the total amount of the ferrite phase and the processed organic martensite phase is large), the austenitic stainless steel wire having the FCC structure It is possible to exhibit a high rigidity.

본 발명의 일형태의 요지는 하기와 같다.The gist of one aspect of the present invention is as follows.

(1)질량%로,(1) in mass%

C: 0.01 내지 0.21%,C: 0.01 to 0.21%

Si: 0.05 내지 3.2%,Si: 0.05 to 3.2%

Mn: 0.1 내지 15%,Mn: 0.1 to 15%

Ni: 0.5% 이상 5% 미만,Ni: not less than 0.5% and not more than 5%

Cr: 10.0 내지 25.0% 및Cr: 10.0 to 25.0% and

N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,N: 0.01 to 0.35%

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,The balance being Fe and inevitable impurities,

금속 조직이 페라이트상 및 오스테나이트상을 포함하고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며,Wherein the metal structure comprises a ferrite phase and an austenite phase, the amount of the ferrite phase is 20 to 70 Vol.%,

하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며,An austenite phase represented by the following formula (a) is -15 to 45,

하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고,The F value represented by the following formula (b) is -6.12 or less,

하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선재.Wherein the SFE in the austenite phase represented by the following formula (c) is -20 to 35.

Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-29 (Ni + Cu) -13.7Cr-18.5Mo (a)

F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)F value = Ni + 30C + 0.12Mn + 18N- (0.78Cr + 1.17Si + 1.09Mo) (b)

SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)SFE = -53 + 6.2Ni + 0.7Cr + 3.2Mn + 9.3Mo (c)

단, 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미한다.Note that the symbol of the element in the formula means the content (mass%) of the element in the steel.

(2)또한, 질량%로,(2) Further, in terms of mass%

Mo: 3.0% 이하,Mo: 3.0% or less,

Cu: 3.0% 이하,Cu: 3.0% or less,

Co: 2.5% 이하,Co: 2.5% or less,

Al: 0.001 내지 2.0% 및Al: 0.001 to 2.0% and

B: 0.012% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.And B: 0.012% or less, based on the total weight of the strip-shaped stainless steel wire.

(3)또한, 질량%로,(3) Further, in terms of mass%

W: 2.5% 이하 및W: 2.5% or less and

Sn: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.And Sn: 2.5% or less, based on the total weight of the stainless steel wire rods.

(4)또한, 질량%로,(4) Further, in terms of mass%

Ti: 1.0% 이하,Ti: 1.0% or less,

V: 2.5% 이하,V: 2.5% or less,

Nb: 2.5% 이하 및Nb: 2.5% or less and

Ta: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.And Ta: 2.5% or less, based on the total weight of the high-strength rolled stainless steel wire rod.

(5)또한, 질량%로,(5) Further, in terms of mass%

Ca: 0.012% 이하,Ca: 0.012% or less,

Mg: 0.012% 이하,Mg: 0.012% or less,

Zr: 0.012% 이하 및Zr: 0.012% or less and

REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.And REM: 0.05% or less, based on the total weight of the high strength reinforced stainless steel wire rods.

(6)질량%로,(6)

C: 0.01 내지 0.21%,C: 0.01 to 0.21%

Si: 0.05 내지 3.2%,Si: 0.05 to 3.2%

Mn: 0.1 내지 15%,Mn: 0.1 to 15%

Ni: 0.5% 이상 5% 미만,Ni: not less than 0.5% and not more than 5%

Cr: 10.0 내지 25.0% 및Cr: 10.0 to 25.0% and

N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,N: 0.01 to 0.35%

금속 조직이, 페라이트상, 오스테나이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 양이 5 내지 50Vol.%이며, 상기 페라이트상과 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 30Vol.% 이상이며, 상기 페라이트상과 상기 오스테나이트상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량이 5% 이상이며,Wherein the metal structure has a multi-phase structure composed of a ferrite phase, an austenite phase and a processed organic martensite phase, wherein the amount of the ferrite phase is 20 to 70 Vol.%, The amount of the processed organic martensite phase is 5 to 50 Vol.% , The total amount of the ferrite phase and the modified organic martensite phase is 30 vol% or more, the orientation amount of the {100} plane in the RD direction on the ferrite phase and the austenite is 5%

하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선.Characterized in that the SFE in the austenite phase represented by the following formula (c) is -20 to 35.

(7)또한, 질량%로,(7) Further, in terms of mass%

Mo: 3.0% 이하,Mo: 3.0% or less,

Cu: 3.0% 이하,Cu: 3.0% or less,

Co: 2.5% 이하,Co: 2.5% or less,

Al: 0.001 내지 2.0% 및Al: 0.001 to 2.0% and

B: 0.012% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.And B: 0.012% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

(8)또한, 질량%로,(8) Further, in terms of mass%

W: 2.5% 이하 및W: 2.5% or less and

Sn: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 (7)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.And Sn: 2.5% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

(9)또한, 질량%로,(9) Further, in terms of% by mass,

Ti: 1.0% 이하,Ti: 1.0% or less,

V: 2.5% 이하,V: 2.5% or less,

Nb: 2.5% 이하 및Nb: 2.5% or less and

Ta: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.And Ta: 2.5% or less, based on the total weight of the high strength attained stainless steel wire of any one of (6) to (8).

(10)또한, 질량%로,(10) Further, in terms of mass%

Ca: 0.012% 이하,Ca: 0.012% or less,

Mg: 0.012% 이하,Mg: 0.012% or less,

Zr: 0.012% 이하 및Zr: 0.012% or less and

REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.And REM: 0.05% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

(11)상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재를 사용한 상기 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법이며,(11) A method of manufacturing a high strength jacketed stainless steel wire according to any one of (6) to (10) above, which uses the high strength jacketed stainless steel wire according to any one of (1)

상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 1차 신선의 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 950 내지 1150℃에서 5min 이하 유지하는 열처리를 실시하는 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 2차 신선의 공정을 갖고, 상기 2차 신선의 공정에 있어서, 신선 온도를 20 내지 100℃, 다이스 반각을 6 내지 11°로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법.A first drawing step of drawing the high strength double-phase stainless steel wire rod at a reduction ratio of 50 to 90%, and then a heat treatment for maintaining the high strength double-phase stainless steel wire rod at 950 to 1150 DEG C for 5 minutes or less And a second drawing step of performing drawing at a reduction ratio of 50 to 90% with respect to the high strength multi-phase stainless steel wire material. In the second drawing step, the drawing temperature is 20 to 100 ° C, And the half angle of the die is set to 6 to 11 DEG.

(12)상기 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링 부품.(12) A spring component comprising the high strength jacket stainless steel wire according to any one of (6) to (10).

본 발명의 일형태에 따르면, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품을 제공할 수 있다.According to one aspect of the present invention, it is possible to provide a high strength jacket stainless steel material, a high strength jacket stainless steel wire, a manufacturing method thereof, and a spring component excellent in rigidity and torsion processability.

또한, 본 발명의 일형태에 따른 고강도 복상 스테인리스 선재 및 스테인리스 강선은, 저렴하고, 또한 강도와 강성률이 우수하므로, 이 강선을 스프링 부품 등에 적용함으로써, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 스프링 등의 부품을 저렴하게 제공할 수 있다.In addition, the high strength multi-phase stainless steel wire and the stainless steel wire according to an embodiment of the present invention are inexpensive, and have excellent strength and rigidity, and therefore, by applying the steel wire to a spring component or the like, parts such as a spring having excellent rigidity and torsion- Can be provided.

도 1은, 신선 다이스의 단면도(관통 구멍의 중심축에 따른 단면도)를 도시한다.Fig. 1 shows a cross-sectional view (cross-sectional view along the central axis of the through hole) of the fresh die.

본 실시 형태에 따른 고강도 복상 스테인리스 강재(이하, 간단히 고강도 복상 스테인리스 강재, 스테인리스 강선재, 선재라고도 함)는, 질량%로, C: 0.01 내지 0.21% 이하, Si: 0.05 내지 3.2%, Mn: 0.1 내지 15%, Ni: 0.5% 이상, 5% 미만, Cr: 10 내지 25% 및 N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직이 페라이트상 및 오스테나이트상을 포함하고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며, 하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고, 하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 한다.The high strength jacket stainless steel material according to the present embodiment (hereinafter simply referred to as high strength jacket stainless steel material, stainless steel wire material, and wire material) To 15%, Ni: 0.5% to 5%, Cr: 10 to 25% and N: 0.01 to 0.35%, the balance being Fe and inevitable impurities, and the metal structure being ferrite phase and austenite And the amount of the ferrite phase is 20 to 70 vol.%, The Md30 in the austenite phase represented by the following formula (a) is -15 to 45, the F value represented by the following formula (b) is -6.12 or less , And the SFE in the austenite phase represented by the following formula (c) is -20 to 35.

이하에, 우선, 스테인리스 강선재의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에서의 (%)는, 특별히 설명이 없는 한, 질량%이다.Hereinafter, the reasons for limiting the composition of the stainless steel wire rod will be described. In the following description, "%" means mass% unless otherwise specified.

C는, 신선 가공 후에 고강도를 얻기 위해서, 0.01% 이상 첨가한다. 그러나, C를, 0.21％를 초과해서 첨가하면, 비틀림 가공성이 저하되는 경향이 될 우려가 있으므로, C량은 0.21% 이하로 하고, 바람직하게는 0.14% 이하로 한다. 또한, C량이 0.01% 미만이 되면, 강성률이 부족할 우려가 있다. 이상으로부터, C량은 0.01% 이상 0.21% 이하로 한다.C is added by 0.01% or more in order to obtain high strength after drawing. However, if C is added in excess of 0.21%, the torsional processability tends to be lowered. Therefore, the C content is set to 0.21% or less, preferably 0.14% or less. If the C content is less than 0.01%, the rigidity may be insufficient. From the above, the amount of C is 0.01% or more and 0.21% or less.

Si는, 탈산을 행하고, 탈산 생성물을 적게 하여 강도 특성을 확보하기 위해서 0.05% 이상 첨가한다. 바람직하게는, Si량을 0.2% 이상으로 한다. 그러나, Si를, 3.2％를 초과해서 첨가하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 신선 가공성과 비틀림 가공성이 나빠지고, 또한 강선의 강성률을 열화시키므로, Si량의 상한을 3.2%로 한다. Si량은, 바람직하게는 1.5% 이하이다.Si is added in an amount of 0.05% or more in order to perform deoxidation and reduce deoxidation products to secure strength characteristics. Preferably, the amount of Si is 0.2% or more. However, if Si is added in an amount exceeding 3.2%, not only the effect is saturated but also drawability and torsional processability deteriorate and the rigidity of the steel wire deteriorates, so the upper limit of the amount of Si is set to 3.2%. The amount of Si is preferably 1.5% or less.

Mn은, 고가인 Ni의 대체 원소로서 유효하고, 또한 후술하는 SFE를 높이는 원소이다. 이로 인해, 신선 후, 오스테나이트(γ)의 변형 집합 조직을 RD 방향에 대하여 평행한 {100}면(RD//{100})에 충분히 배향시킬 수 있고, Mn은 강성률과 비틀림 가공성을 높이는 효과를 갖는다. 이들의 효과를 누리기 위해서, Mn량을 0.1% 이상으로 한다. Mn량은 바람직하게는 1% 초과이다. 그러나, Mn을, 15％를 초과하여 첨가하면, 소재의 강성률과 비틀림 가공성을 열화시키므로, Mn량의 상한을 15%로 한정한다.Mn is effective as a substitute element of expensive Ni and is an element which raises SFE, which will be described later. As a result, after the drawing, the deformed texture of austenite (γ) can be sufficiently oriented to the {100} plane (RD // {100}) parallel to the RD direction, and Mn is effective to enhance the rigidity and torsional processability . In order to enjoy these effects, the amount of Mn is set to 0.1% or more. The amount of Mn is preferably more than 1%. However, when Mn is added in an amount exceeding 15%, the rigidity and torsional workability of the material deteriorate, so the upper limit of the amount of Mn is limited to 15%.

Ni는, 강성률과 비틀림 가공성을 확보하기 위해서, 0.5% 이상 첨가한다. 바람직하게는, Ni량을 1.0% 이상으로 한다. 그러나, 5.0% 이상의 Ni를 첨가하면, γ 중의 Md30값이 낮아져서 강성률이 떨어질뿐만 아니라, 본 실시 형태의 저Ni화(Ni량의 저감)의 특징이 손상된다. 그로 인해, Ni량의 상한을 5% 미만으로 한다. Ni량은, 바람직하게는 4.5% 이하이다.Ni is added by 0.5% or more in order to secure rigidity and torsional processability. Preferably, the amount of Ni is 1.0% or more. However, when 5.0% or more Ni is added, the value of Md30 in? Is lowered to lower the rigidity, and the characteristics of low Ni (reduced amount of Ni) of the present embodiment are impaired. Therefore, the upper limit of the amount of Ni is set to less than 5%. The amount of Ni is preferably 4.5% or less.

Cr은, 내식성을 확보하기 위해서, 10.0% 이상 첨가한다. 바람직하게는 Cr량을 13.0% 이상으로 한다. 그러나, Cr을, 25％를 초과해서 첨가하면, γ 중의 Md30값이 낮아져서 강성률이 떨어지므로, Cr량의 상한을 25.0%로 한다. Cr량은, 바람직하게는 24.0% 이하이다.Cr is added in an amount of 10.0% or more to ensure corrosion resistance. Preferably, the Cr content is 13.0% or more. However, when Cr is added in an amount exceeding 25%, the value of Md30 in? Is lowered and the rigidity is lowered, so that the upper limit of the amount of Cr is set to 25.0%. The amount of Cr is preferably 24.0% or less.

N은, 강성률을 확보하기 위해서, 0.01% 이상 첨가한다. 바람직하게는 N량을 0.04% 이하로 한다. 그러나, N을, 0.35％를 초과해서 첨가하면, 강성률과 비틀림 가공성을 열위로 할뿐만 아니라, 제강 프로세스에서 질소의 블로우홀이 생성되어 제조성을 대폭 열화시킨다. 그로 인해, N량의 상한을 0.35%로 한다. N량은, 바람직하게는 0.30% 이하이다.N is added by 0.01% or more in order to secure the rigidity. Preferably, the N content is 0.04% or less. However, if N is added in excess of 0.35%, not only the rigidity and the torsional processability are reduced, but also the blowholes of nitrogen are generated in the steelmaking process, thereby greatly deteriorating the composition. Therefore, the upper limit of the amount of N is set to 0.35%. The amount of N is preferably 0.30% or less.

본 실시 형태의 스테인리스 선재 및 강선은, 상술해 온 원소 이외는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.The stainless steel wire and the steel wire according to the present embodiment are made of Fe and inevitable impurities other than the above-described elements.

대표적인 불가피적 불순물로서는, O, S, P 등을 들 수 있고, 통상, 철강의 제조 프로세스에서 불가피적 불순물로서 0.0001 내지 0.1%의 범위의 양으로 혼입된다.Typical inevitable impurities include O, S and P, and are usually incorporated in an amount in the range of 0.0001 to 0.1% as an inevitable impurity in the steel making process.

또한, 상술해 온 원소 이외의 임의 첨가 원소에 대해서, 대표적인 것을 상기 [2] 내지 [5]에서 설명했지만, 상세를 이하에서 설명한다. 또한, 본 명세서 중에 기재되어 있지 않은 원소이어도, 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다.In addition, typical examples of optional elements other than the above-described elements have been described in [2] to [5], but the details will be described below. An element which is not described in this specification can be contained in an extent not to impair the effect of the present embodiment.

상기 [2]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.The reason for limiting the component composition described in [2] above will be described.

Mo는, 내식성을 향상시키는 효과를 가지므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mo를, 3.0％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률과 비틀림 가공성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 3.0% 이하의 범위의 양으로 Mo를 함유시키는 것이 바람직하다. Mo량은, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.Since Mo has an effect of improving corrosion resistance, it is preferable to contain Mo in an amount of 0.05% or more. However, when Mo is contained in an amount exceeding 3.0%, not only the effect is saturated, but also the rigidity and torsional processability may deteriorate. Therefore, Mo is preferably contained in an amount in the range of 3.0% or less as necessary. The amount of Mo is more preferably 2.5% or less.

Cu는, 미세 Cu 석출물로서 강도나 강성률에 기여시킬 수 있으므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu를, 3.0％를 초과해서 함유하면, 강성률이 저하될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 3.0% 이하의 범위의 양으로 Cu를 함유시키는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.Since Cu can contribute to strength and rigidity as fine Cu precipitates, it is preferable to contain Cu in an amount of 0.05% or more. However, if Cu is contained in an amount exceeding 3.0%, the rigidity may be lowered. Therefore, it is preferable to contain Cu in an amount in the range of 3.0% or less as necessary. The amount of Cu is more preferably 2.5% or less.

Co는, 선재, 강선의 강성률을 향상시키는 효과를 가지므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.1% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Co를, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강선의 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 Co를 함유시키는 것이 바람직하다. Co량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.8% 이하이다.Co has an effect of improving the rigidity of the wire rod and the steel wire, and therefore, it is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.1% or more. However, if Co is contained in an amount exceeding 2.5%, the effect is not only saturated but also the rigidity of the steel wire may deteriorate. Therefore, it is preferable to add Co in an amount within a range of 2.5% or less as necessary. The amount of Co is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.8% or less.

B는, 입계 강도를 향상시켜서, 선재, 강선의 강도를 향상시키기에 유효한 원소이다. 그로 인해, B를 0.0004% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.001% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 그러나, B를, 0.012％를 초과해서 함유하면, 조대한 보라이드 생성에 의해, 반대로 강도가 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 B를 0.012% 이하의 범위의 양으로 함유시키는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다.B is an element effective for improving the strength of the wire rods and wires by improving the grain boundary strength. Therefore, B is preferably contained in an amount of 0.0004% or more, more preferably 0.001% or more. However, if B is contained in an amount exceeding 0.012%, the strength may deteriorate conversely by the formation of a coarse boride. Therefore, it is preferable to contain B in an amount within a range of 0.012% or less, if necessary. The amount of B is more preferably 0.010% or less, and still more preferably 0.005% or less.

Al은, 탈산을 촉진시켜서 개재물의 청정도 레벨을 향상시켜, 선재, 강선의 강도를 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Al량은, 보다 바람직하게는 0.003% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나, Al을, 2.0％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 재료 자체의 강도가 열화된다. 그로 인해, 필요에 따라 2.0% 이하의 범위의 양으로 Al을 함유시키는 것이 바람직하다. Al량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하이다.Since Al is an element effective for promoting deoxidation to improve the level of cleanliness of inclusions and improving the strength of the wire and the steel wire, it is preferable that Al is contained in an amount of 0.001% or more. The amount of Al is more preferably 0.003% or more, and still more preferably 0.005% or more. However, if Al is contained in an amount exceeding 2.0%, the effect is saturated and the strength of the material itself deteriorates. Therefore, if necessary, Al is preferably contained in an amount in the range of 2.0% or less. The amount of Al is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.1% or less.

이어서, 상기 [3]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.Next, the reasons for limiting the component composition described in [3] above will be described.

W는, 내식성을 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. W량은, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다.Since W is an element effective for improving the corrosion resistance, it is preferable that W is contained in an amount of 0.05% or more. The amount of W is more preferably 0.1% or more.

그러나, W를, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 W를 함유시키는 것이 바람직하다. W량은, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.5% 이하이다.However, if W is contained in an amount exceeding 2.5%, the effect is not only saturated but also the rigidity may be deteriorated. Therefore, it is preferable that W is contained in an amount in the range of 2.5% or less as necessary. The amount of W is more preferably 2.0% or less, and still more preferably 1.5% or less.

Sn은, 내식성을 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Sn량은, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Sn을, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 Sn을 함유시키는 것이 바람직하다. Sn량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2% 이하이다.Since Sn is an element effective for improving the corrosion resistance, it is preferable that Sn is contained in an amount of 0.01% or more. The amount of Sn is more preferably 0.05% or more. However, if Sn is contained in an amount exceeding 2.5%, the effect is not only saturated but also the rigidity may be deteriorated. Therefore, Sn is preferably contained in an amount in the range of 2.5% or less as necessary. The amount of Sn is more preferably 1.0% or less, and still more preferably 0.2% or less.

이어서, 상기 [4]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.Next, reasons for limiting the component composition described in [4] above will be described.

Ti, V, Nb, Ta는, 탄질화물을 형성해서 결정립 직경을 미세하게 하여, 선재, 강선의 강성률을 개선하기 위해서, 필요에 따라, Ti:1.0% 이하, V:2.5% 이하, Nb:2.5% 이하 및 Ta:2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 각 원소를, 각각의 규정된 상한을 초과해서 함유시키면, 조대 개재물이 생성되어, 선재, 강선의 강성률이 저하될 우려가 있다. 이러한 점에서, 각 원소의 양의 바람직한 범위는 Ti: 0.03 내지 0.7%, V: 0.04 내지 1.5%, Nb: 0.04 내지 1.5%, Ta: 0.04 내지 1.5%이며, 더욱 바람직하게는 Ti: 0.05 내지 0.5%, V: 0.08 내지 0.9%, Nb: 0.08 내지 0.9%, Ta: 0.08 내지 0.9%이다.1.0% or less of Ti, 2.5% or less of V, 2.5% or less of Nb, 2.5% or less of Ti, V, Nb and Ta are added as necessary to improve the rigidity of the wire rod and the steel wire, % Or less and Ta: 2.5% or less. However, if these elements are contained in excess of the respective prescribed upper limits, coarse inclusions are generated, which may lower the rigidity of the wire rod and the steel wire. In this respect, the preferable range of the amount of each element is from 0.03 to 0.7% of Ti, 0.04 to 1.5% of V, 0.04 to 1.5% of Nb, 0.04 to 1.5% of Ta, %, V: 0.08 to 0.9%, Nb: 0.08 to 0.9%, and Ta: 0.08 to 0.9%.

이어서, 상기 [5]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.Next, the reason for limiting the component composition described in the above [5] will be described.

Ca, Mg, Zr, REM은, 탈산을 위해서, 필요에 따라, Ca: 0.012% 이하, Mg: 0.012% 이하, Zr: 0.012% 이하 및 REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 각 원소를, 각각의 규정된 상한을 초과해서 함유하면, 조대 개재물이 생성되어 강선의 강성률이 저하될 우려가 있다. 이러한 점에서, 각 원소의 양의 바람직한 범위는, Ca: 0.0004 내지 0.010%, Mg: 0.0004 내지 0.010%, Zr: 0.0004 내지 0.010%, REM: 0.0004 내지 0.05%이며, 더욱 바람직하게는 Ca: 0.001 내지 0.005%, Mg: 0.001 내지 0.005%, Zr: 0.001 내지 0.005%, REM: 0.001 내지 0.05%이다.Ca, Mg, Zr and REM may contain at least one selected from Ca in an amount of 0.012% or less, Mg in an amount of 0.012% or less, Zr in an amount of 0.012% or less and REM in an amount of 0.05% or less, . However, when each of these elements is contained in excess of each prescribed upper limit, there is a fear that a coarse inclusion is generated and the rigidity of the steel wire is lowered. In this regard, the preferable range of the amount of each element is 0.0004 to 0.010% of Ca, 0.0004 to 0.010% of Mg, 0.0004 to 0.010% of Zr, 0.0004 to 0.05% of REM, , 0.001 to 0.005% of Mg, 0.001 to 0.005% of Zr, 0.001 to 0.005% of Zr and 0.001 to 0.05% of REM.

이상 설명한 각 원소 이외에도, 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다. 그 밖의 성분에 대해서 본 실시 형태에서는 특별히 규정하는 것은 아니지만, 일반적인 불순물 원소인 P, S, Zn, Bi, Pb, Se, Sb, H, Ga 등은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 이들 원소는, 본 실시 형태의 과제를 해결하는 한도에 있어서, 그 함유량(비율)이 제어되고, 필요에 따라, P≤400ppm, S≤100ppm, Zn≤100ppm, Bi≤100ppm, Pb≤100ppm, Se≤100ppm, Sb≤500ppm, H≤100ppm, Ga≤500ppm의 1종 이상을 함유한다.In addition to the respective elements described above, they can be contained in a range that does not impair the effects of the present embodiment. P, S, Zn, Bi, Pb, Se, Sb, H, Ga and the like which are general impurity elements are preferably reduced as much as possible. In order to solve the problems of the present embodiment, these elements are controlled in content (ratio) and, if necessary, P, 400ppm, S? 100ppm, Zn? 100ppm, Bi? 100ppm, Pb? 100ppm, Se 100 ppm, Sb? 500 ppm, H? 100 ppm, Ga? 500 ppm.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재의 금속 조직에 대해서 설명한다.Next, the metal structure of the wire according to the present embodiment will be described.

선재의 금속 조직에 있어서, 페라이트상의 양(α양)을 체적%로, 20 내지 70%로 한정한다.In the metal structure of the wire, the amount (? Amount) of the ferrite phase is limited to 20 to 70% by volume.

선재의 α양이 20% 미만에서는, 강성률이 열화되므로, 하한을 20%로 한다. α양은, 바람직하게는 27% 이상이다. 한편, α양이 70％를 초과하면, 강도 특성이 떨어질뿐만 아니라, 열간 제조성을 얻을 수 없다. 그로 인해, α양의 상한을 70%로 한정한다. α양은, 바람직하게는 60% 이하이다.When the alpha content of the wire is less than 20%, the stiffness is deteriorated, so the lower limit is set to 20%. The amount of? is preferably at least 27%. On the other hand, when the? Amount exceeds 70%, not only the strength characteristics are lowered but also the hot-rolled steel composition can not be obtained. As a result, the upper limit of the amount is limited to 70%. The amount of? is preferably 60% or less.

또한, 선재에 있어서, 페라이트상 이외의 금속 조직의 잔량부는 오스테나이트상과 불가피적 석출상(불가피적으로 포함되는 석출상)이다.In the wire, the remaining portion of the metal structure other than the ferrite phase is an austenite phase and an inevitable precipitation phase (precipitation phase inevitably included).

또한, 본 실시 형태에 따른 선재를 사용해서 제조된 강선의 금속 조직에 대해서는 후술하기로 한다.The metal structure of the steel wire manufactured by using the wire material according to the present embodiment will be described later.

이어서, Md30값에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 따른 선재에 있어서, 오스테나이트상 중의 Md30값을 -15 내지 45로 한정한다.Next, the Md30 value will be described. In the wire according to the present embodiment, the value of Md30 in the austenite phase is limited to -15 to 45.

Md30값은, 신선 후의 가공 유기 마르텐사이트량과 성분의 관계를 각각 조사해서 얻어진 지표이며, 고강도와 강선의 피로 특성을 안정적으로 확보하기 위해서 제어할 필요가 있다.The Md30 value is an index obtained by examining the relationship between the amount of the treated organic martensite after the drawing and the component thereof, and it is necessary to control to secure high strength and fatigue characteristics of the steel wire stably.

Md30값은, 하기 식(a)로부터 구해지는 값이며, 오스테나이트상 중의 이 값이 -15 미만인 경우, 가공 유기α'상을 생성하기 어려워져, 강성률을 열위로 한다. 한편, Md30값이 45를 초과하면, 오스테나이트상이 불안정해지고, 신선 가공에서 가공 유기 마르텐사이트상이 50체적％를 초과하는 양으로 생성되어, 비틀림 가공성이 열화된다. 그로 인해, Md30값을 -15 내지 45로 한정한다. 바람직하게는, Md30값을 -10 이상으로 하고, 40 이하로 한다.The value of Md30 is a value obtained from the following formula (a), and when this value in the austenite phase is less than -15, it is difficult to generate the processed organic a 'phase, and the rigidity becomes low. On the other hand, if the Md30 value exceeds 45, the austenite phase becomes unstable and the processed organic martensite phase is produced in an amount exceeding 50% by volume in the drawing process, and the torsional processability is deteriorated. Therefore, the Md30 value is limited to -15 to 45. Preferably, the Md30 value is set to -10 or more and 40 or less.

이어서, SFE에 대해서 설명한다.Next, the SFE will be described.

SFE는, 적층 결함 에너지의 생성 지표를 나타내는 것이며, 하기 식(c)에 의해 구해지는 값이다. 오스테나이트상(γ) 중의 SFE값이 -20 미만인 경우, 전위 구조가 평면화되므로, 비틀림 가공성이 떨어진다. 한편, γ 중의 SFE값이 35를 초과하면, 신선 시에, 오스테나이트의 변형 집합 조직의 RD//γ{100}면에의 배향량이 감소되므로, 강성률이 열화된다. 그로 인해, SFE값의 상한을 35로 한정한다. 바람직하게는, SFE를 -15 이상으로 하고, 30 이하로 한다.SFE represents a generation index of stacked defect energy, and is a value obtained by the following equation (c). When the SFE value in the austenite phase (?) Is less than -20, the dislocation structure is planarized, and the torsional processability is poor. On the other hand, if the SFE value in? Exceeds 35, the orientation amount to the RD // γ {100} plane of the modified aggregate structure of the austenite decreases at the time of drawing, and the rigidity is deteriorated. Therefore, the upper limit of the SFE value is limited to 35. Preferably, the SFE is set to -15 or more and 30 or less.

F값은, 하기 식(b)에 의해 구해지는 값이며, 용체화 열처리 후의 페라이트량의 지표이다. 이 값이 -6.12보다 큰 경우, 가공 유기α'량이 증가하여, 비틀림 가공성이 떨어진 것 외에, α양이 적어지므로, 강성률은 열위가 된다. 그로 인해, F값의 상한을 -6.12로 한정한다. 이 값이 작은 경우, 가공 유기α'량이 감소되어, 비틀림 가공성이 열화된다. 바람직하게는, F값을 -15 이상 -6.1 이하로 한다.The F value is a value obtained by the following formula (b) and is an index of the amount of ferrite after the solution heat treatment. When this value is larger than -6.12, the amount of processed? 'Is increased and the torsional processability is lowered. In addition, the amount of? Therefore, the upper limit of the F value is limited to -6.12. When this value is small, the amount of the processed? 'Is reduced, and the torsional processability is deteriorated. Preferably, the F value is set to be -15 or more and -6.1 or less.

또한, 상기 식(a) 내지 식(c)에서의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미하고, 식 중의 원소의 함유량이 0%인 경우에는, 그 기호 개소에는 「0」을 대입해서 값을 산출하는 것으로 한다.The element symbol in the formulas (a) to (c) means the content (mass%) of the element in the steel. When the content of the element in the formula is 0% Quot; 0 " to calculate the value.

이어서, 본 실시 형태에 따른 강선에 대해서 설명한다.Next, the steel wire according to the present embodiment will be described.

강선의 화학 조성은, 상술한 강선재의 화학 조성과 동일하고, 또한 상기 Md30값, 상기 F값, 상기 SFE값을 충족한다.The chemical composition of the steel wire is the same as the chemical composition of the above steel wire rod, and also satisfies the Md30 value, the F value, and the SFE value.

또한, 강선의 금속 조직은, 페라이트상, 오스테나이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 가공 유기 마르텐사이트상의 양이 5 내지 50Vol.%이며, 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 30Vol.% 이상이다.Further, the metal structure of the steel wire has a multi-phase structure composed of a ferrite phase, an austenite phase and a processed organic martensite phase, wherein the amount of the ferrite phase is 20 to 70 Vol.% And the amount of the processed organic martensite phase is 5 to 50 Vol. %, And the total amount of the ferrite phase and the modified organic martensite phase is 30 vol% or more.

강선의 α양은, 선재와 마찬가지로, 체적%로 20 내지 70%이다.The? Amount of the steel wire is 20 to 70% by volume as in the case of the wire rod.

강선의 α양이 20% 미만에서는, 강성률이 열화되므로, α양의 하한을 20%로 한다. α양은, 바람직하게는 27% 이상이다. 한편, α양이 70％를 초과하면, 강도 특성이 떨어질 우려가 있으므로, 상한을 70%로 한정한다. α양은, 바람직하게는 60% 이하이다.When the? Amount of the steel wire is less than 20%, the rigidity is deteriorated, so the lower limit of the amount of? Is set to 20%. The amount of? is preferably at least 27%. On the other hand, when the? Amount exceeds 70%, the strength characteristics may be deteriorated, so the upper limit is limited to 70%. The amount of? is preferably 60% or less.

강선의 가공 유기α'량이 5Vol.% 미만에서는, 신선 시에 α의 변형 집합 조직이 RD//{100}에 충분히 배향되지 않으므로, 고강성률을 얻을 수 없다. 그로 인해, 강선의 가공 유기α'량의 하한을 5Vol.%로 한다. 한편, 가공 유기α'량이 50Vol.％를 초과하면, 비틀림 가공성이 열위가 되므로, 상한을 50vol.%로 한다. 가공 유기α'량은, 바람직하게는 40Vol.% 이하이고, 더욱 바람직하게는 15Vol.% 이하이다.When the amount of the processed α 'in the steel wire is less than 5 Vol.%, A high rigidity rate can not be obtained because the deformed texture of α is not sufficiently oriented at RD // {100} at the time of drawing. Therefore, the lower limit of the amount of processed? 'In the steel wire is 5 vol.%. On the other hand, if the amount of the processed organic? 'Content exceeds 50 vol.%, The torsional processability becomes inferior, so the upper limit is set to 50 vol.%. The amount of the processed? 'Is preferably 40 vol.% Or less, and more preferably 15 vol.% Or less.

강선의 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량(α+가공 유기α')(BCC량)이 30% 미만에서는, 고강성률을 얻을 수 없으므로, 하한을 30Vol.%로 한정한다. 합계량(α+가공 유기α')은, 바람직하게는 35Vol.% 이상이며, 더욱 바람직하게는 70Vol.% 이상이다. 또한, 합계량(α+가공 유기α')의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 페라이트상 및 오스테나이트상을 확보하는 관점에서, 98vol% 이하로 하는 것이 바람직하다.When the total amount (? + Processed? ') (BCC amount) on the ferrite phase of the steel wire and the processed organic martensite is less than 30%, a high rigidity can not be obtained, so the lower limit is limited to 30 Vol.%. The total amount (? + Processed? ') Is preferably not less than 35 vol.%, More preferably not less than 70 vol.%. The upper limit of the total amount (? + Processed? ') Is not particularly limited, but is preferably 98% by volume or less from the viewpoint of securing the ferrite phase and the austenite phase.

강선의 α와 γ에서의 RD 방향에 평행한 {100}면(RD//{100})의 배향량에 대해서 설명한다.The orientation amount of the {100} plane (RD // {100}) parallel to the RD direction in? And? Of the steel wire will be described.

강성률은, 집합 조직에 의존하는 성질을 가지며, RD//{100}이 강성률을 가장 높인다. 또한, RD//{100}의 경우, 미끄럼 방향과 신선 축방향이 일치하여, 비틀림 가공성을 열위로 한다. 따라서, α과 γ에서의 RD//{100}의 배향량이 5Vol.% 미만인 경우, 높은 강성률과 비틀림 가공성을 얻을 수 없으므로, 하한을 5Vol.%로 한정한다. 또한, α과 γ에서의 RD//{100}의 배향량의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 비틀림 가공성의 관점에서, 40Vol.% 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 5 내지 20vol.%로 한다. 또한, RD//{100}을 5 내지 20%로 하는 조건은, SFE<0 또한 BCC(α+가공 유기α')량>70%이다.The stiffness is dependent on the texture, and RD // {100} has the highest stiffness. Further, in the case of RD // {100}, the sliding direction and the drawing axis direction coincide with each other, and the twisting workability is made dull. Therefore, when the orientation amount of RD // {100} in? And? Is less than 5Vol.%, The high stiffness and torsional processability can not be obtained, so the lower limit is limited to 5Vol.%. The upper limit of the orientation amount of RD // {100} in? And? Is not particularly limited, but is preferably 40 vol.% Or less, more preferably 5 to 20 vol.%, . The conditions for setting RD // {100} to 5 to 20% are SFE <0 and BCC (α + processed organic α ') amount> 70%.

또한, 강선의 RD//{100}양은, 예를 들어 FE-SEM/EBSD 해석에 의해 측정할 수 있다.Further, the amount of RD // {100} of the steel wire can be measured by, for example, FE-SEM / EBSD analysis.

구체적으로는, 예를 들어, 해석 장소를 중심부(D/2; D는 강선의 직경)로 하고, 60×60㎛의 시야를 5시야 측정한다. 그리고 신선 축방향을 RD라 하고, RD 방향에서의 결정면의 해석을 행하여, 주요한 <001>이나 <101>, <111>의 방위 성분을 클리어런스 15° 이내의 부분만 표시시켜, RD//{100}양을 측정한다.Concretely, for example, the center of the analysis area (D / 2; D is the diameter of the steel wire) is measured, and a field of view of 60 占 60 占 is measured at 5 o'clock. The direction of the drawing axis is denoted as RD and the crystal plane in the RD direction is analyzed to display only the portion of the orientation components of <001>, <101>, and <111> } Amount is measured.

강성률은 RD//{100}과 BCC량에 크게 의존하며, 합금 원소와 제조 조건이 본 실시 형태의 요건을 충족시키고 있는 경우, RD//{100}>5%가 됨으로써 강성률은 65GPa 이상이 된다. 마찬가지로, RD//{100}이 15% 이상, 또한, BCC량이 70% 이상이 되는 경우, 강성률은 75GPa 이상이 된다. 한편, 비틀림 값은 RD//{100}과 가공 유기α'량에 크게 의존하며, 합금 원소와 제조 조건이 본 실시 형태의 요건을 충족시키고 있는 경우, 가공 유기α'량이 50% 이하가 됨으로써 비틀림 값은 10회 이상이 된다. 마찬가지로, RD//{100}이 20% 이하, 또는, 가공 유기α'량이 15% 이하가 될 경우, 비틀림 값은 30회 이상이 된다.The stiffness greatly depends on the RD // {100} and the amount of BCC. When the alloy element and the manufacturing conditions satisfy the requirements of the present embodiment, the stiffness becomes equal to or higher than 65 GPa by setting RD // {100}> 5% . Similarly, when the RD // {100} is 15% or more and the BCC amount is 70% or more, the stiffness is 75 GPa or more. On the other hand, the torsional value greatly depends on RD // {100} and the amount of the processed α ', and when the alloying element and the manufacturing conditions satisfy the requirements of the present embodiment, The value is at least 10 times. Similarly, when the RD // {100} is 20% or less, or the processed organic? 'Amount is 15% or less, the twist value becomes 30 or more times.

오스테나이트상의 일부는, 냉간 가공에 의해, 가공 유기 마르텐사이트상으로 변태되는 것이 바람직하다. 인성을 고수준으로 유지하면서 강도를 증가시키는 작용 및 충격 흡수능을 기대할 수 있기 때문이다. 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상 이외의 금속 조직의 잔량부는 오스테나이트상 및 불가피적 석출상(불가피적으로 포함되는 석출상)이다. 이 이유는, 스테인리스 강선 중에는, 첨가 원소의 조합에 따라서는 탄화물, 황화물 및 질화물 등의 석출물이 석출되거나, 탈산 시에 생성된 산화물이 불가피하게 잔존하거나 하는 경우가 있기 때문에다.A part of the austenite phase is preferably transformed into a processed organic martensite phase by cold working. It is expected that the action of increasing the strength while maintaining the toughness at a high level and the shock absorbing ability can be expected. The remaining portion of the metal structure other than the ferrite phase and the processed organic martensite phase is an austenite phase and an inevitable precipitation phase (precipitation phase inevitably included). This is because some precipitates such as carbides, sulfides and nitrides may be precipitated in the stainless steel wire depending on the combination of the added elements, or the oxides generated during deoxidization may inevitably remain.

또한, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상은 강자성이다. 한편, 오스테나이트상은 상자성이다. 이로 인해, 상율의 측정에는, 전자기적 측정 방법을 이용하여, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상을 체적%로 구할 수 있다. 불가피적 석출물상의 양은 무시할 수 있으므로, 오스테나이트상의 양은, 100체적%에서, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량(체적%)을 뺀 값이 된다.In addition, the ferrite phase and the processed organic martensite phase are ferromagnetic. On the other hand, the austenite phase is paramagnetic. For this reason, the ferrite phase and the machined organic martensite phase can be determined in terms of% by volume by using an electromagnetic measurement method. Since the amount of the inevitable precipitate phase can be neglected, the amount of the austenite phase is a value obtained by subtracting the total amount (volume%) on the ferrite phase and the processed organic martensite at 100 volume%.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재의 제조 방법에 대해서 설명하는데, 본 실시 형태의 강선 재의 제조 방법은, 이것에 한정되지 않는다.Next, a method of manufacturing the wire rod according to the present embodiment will be described, but the manufacturing method of the steel wire rod of the present embodiment is not limited to this.

가열 온도를 1000 내지 1300℃의 범위 내로 하여, 상기 화학 성분을 갖는 빌렛을 가열한다. 또한, 가열할 때의 빌렛의 노내 시간(노 내에서 빌렛을 유지하는 시간)은, 피로 특성의 열화를 방지하는 관점에서, 예를 들어 200분 이하로 할 수 있다.The billet having the above chemical component is heated with the heating temperature in the range of 1000 to 1300 캜. Further, the furnace time of the billet at the time of heating (the time for holding the billet in the furnace) can be set to, for example, 200 minutes or less from the viewpoint of preventing deterioration of the fatigue characteristics.

이어서, 가열 후의 빌렛에 대하여 열간 선재 압연을 실시하여, 99.0% 이상의 감면율로 열간 가공한다.Next, hot billet rolling is performed on the billet after heating, and hot working is performed at a reduction ratio of 99.0% or more.

열간 선재 압연 후에, 수냉하거나, 또는 용체화 처리로서, 단시간의 연속된 인라인 열처리를 행하고, 이어서 수냉하는 것이 바람직하다. 또한, 열 처리 온도가 950℃ 미만인 인라인 열처리에서는, 강선의 피로 특성이 쉽게 열화된다. 한편, 과도하게 고온으로 한 열처리나 장시간 가열하는 조건에서 인라인 열처리하면, 피로 특성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 용체화 처리로서 인라인 처리를 행할 경우, 열처리 조건을 950 내지 1150℃, 600s 이하로 하는 것이 바람직하다.After the hot wire rolling, it is preferable to perform water-cooling or a solution treatment for a short period of continuous inline heat treatment, followed by water cooling. Further, in the inline heat treatment in which the heat treatment temperature is lower than 950 占 폚, the fatigue characteristics of the steel wire are easily deteriorated. On the other hand, if an inline heat treatment is performed under conditions of heat treatment at an excessively high temperature or heating for a long time, fatigue characteristics may deteriorate. Therefore, when the inline treatment is performed as the solution treatment, the heat treatment conditions are preferably set to 950 to 1150 캜 for 600 s or less.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재를 사용한 강선의 제조 방법에 대해서 설명한다.Next, a method of manufacturing a steel wire using the wire material according to the present embodiment will be described.

상기 화학 조성을 갖는 고Mn계의 고강도 복상 스테인리스 강선을 저렴하게 얻기 위해서는, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 늘리기 위해서, 강선의 제조 조건을 제어하는 것이 중요하다.In order to obtain a high-Mn-strength, high-strength multi-phase stainless steel wire having the chemical composition at low cost, it is important to control the manufacturing conditions of the steel wire in order to increase the orientation amount of RD // {100} of?

본 실시 형태에 따른 강선은, 상술해 온 선재를 냉간에서 신선 가공함으로써 얻어지지만, 구체적으로는, 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시한다(1차 신선). 계속해서, 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 950 내지 1150℃에서 5min 이하 유지하는 열처리(스트랜드 어닐링, 이하, BA 열처리라고도 함)를 실시한다. 계속해서 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시한다(2차 신선).The steel wire according to the present embodiment is obtained by cold drawing the above-described wire material, but more specifically, the high-strength rolled stainless steel wire material is drawn at a reduction rate of 50 to 90% (primary drawing). Subsequently, a heat treatment (strand annealing, hereinafter also referred to as BA heat treatment) is carried out to maintain the high strength composite stainless steel wire rod at 950 to 1150 캜 for 5 minutes or less. Subsequently, the high-strength rolled stainless steel wire is subjected to drawing at a reduction ratio of 50 to 90% (secondary drawing).

강선의 1차 신선의 감면율이 50% 미만에서는, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없으므로(RD//{100}<5%), 감면율의 하한을 50%로 한다. 또한, 비틀림 가공성의 관점에서, 감면율의 상한을 90%로 한다. 감면율의 바람직한 범위를 85% 이하로 한다.When the reduction rate of the primary drawing of the steel wire is less than 50%, the orientation amount of RD // {100} of α and γ can not be secured (RD // {100} <5% do. Further, from the viewpoint of the twisting processability, the upper limit of the reduction ratio is set at 90%. The preferable range of the reduction ratio is 85% or less.

그 후의 BA 열처리의 온도(BA 온도)가 950℃ 미만에서는, 신선 시의 균열이나 비틀림 가공성의 열화가 발생하는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없을(RD//{100}<5%) 우려가 있다. 이로 인해, BA 온도를 950℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1000℃ 이상으로 한다. 한편, BA 온도가 1150℃를 초과하면, 결정립이 발달하여, 조대한 결정립이 잔존하고, 강선의 강도를 열화시키는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없다(RD//{100}<5%). 이로 인해, BA 온도를 1150℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1100℃ 이하로 한다.When the subsequent BA heat treatment temperature (BA temperature) is lower than 950 DEG C, cracks and torsional workability deteriorate at the time of drawing, and besides, the orientation amount of RD // {100} of? RD // {100} < 5%). For this reason, the BA temperature is set to 950 DEG C or higher, and preferably 1000 DEG C or higher. On the other hand, when the BA temperature exceeds 1150 DEG C, crystal grains are developed, coarse crystal grains remain, the strength of the steel wire is deteriorated, and the orientation amount of RD / {100} of? (RD // {100} < 5%). For this reason, the BA temperature is set to 1150 占 폚 or lower, and preferably 1100 占 폚 or lower.

또한, BA 열처리의 시간(BA 시간)이 5분보다 길어지면, 크리프 변형되는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없다(RD//{100}<5%). 이로 인해, BA 시간의 상한을 5분으로 한다. 또한, BA 시간의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.6분으로 하는 것이 바람직하다. 바람직한 BA 시간의 범위를 1분 이상, 3.5분 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 3분 이하로 한다.Further, if the BA annealing time (BA time) is longer than 5 minutes, the orientation amount of RD // {100} of? And? Can not be ensured besides being creep deformed (RD // {100} %). Therefore, the upper limit of BA time is set to 5 minutes. The lower limit of the BA time is not particularly limited, but is preferably 0.6 minutes. The preferable range of the BA time is one minute to 3.5 minutes. More preferably 3 minutes or less.

BA 열처리로 간접 냉각하고, 또한 2차 신선을 행함으로써, RD//{100}에 배향하지 않았던 α와 γ을 2차 신선의 감면율로 제어한다. 그러나, 강선의 2차 신선의 감면율이 50% 미만에서는, α와 γ의 RD 방향의 {100}양을 확보할 수 없어(RD//{100}<5%), 강성률과 비틀림 가공성을 열위로 한다. 이로 인해, 감면율의 하한을 50%로 한다. 2차 신선의 감면율의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 비틀림 가공성의 관점에서 90%로 하는 것이 바람직하다.Indirectly cooled by BA heat treatment, and further subjected to secondary drawing, alpha and gamma which were not oriented to RD // {100} are controlled by the reduction rate of secondary drawing. However, when the reduction ratio of the secondary drawing of the steel wire is less than 50%, the amount of {100} in the RD direction of? And? Can not be ensured (RD // {100} < 5%), do. For this reason, the lower limit of the reduction ratio is set at 50%. The upper limit of the reduction ratio of the secondary drawing is not particularly limited, but is preferably 90% from the viewpoint of the twisting processability.

여기서, 본 실시 형태에 있어서, 「간접 냉각」으로는, 예를 들어 수중에 설치되어 내부가 공동(공기)으로 된 파이프 내에서 냉각하는 방법 등을 들 수 있으며, 간접 냉각이란, 냉각 대상물(본 실시 형태에서는 강선)에 대하여 냉각재(냉각수 등)를 직접 접촉시켜서 냉각하는 것이 아니라, 간접적으로 냉각하는 방법이다.Here, in the present embodiment, the "indirect cooling" includes, for example, a method of cooling in a pipe which is provided in water and the inside of which is a cavity (air), and indirect cooling refers to cooling (Cooling water or the like) is directly brought into direct contact with the steel wire), but is indirectly cooled.

또한, 2차 신선에서는, 가공 유기α'량과 RD//{100}을 제어하기 위해서, 신선 온도와 다이스 반각을 규정한다.Further, in the secondary drawing, the drawing temperature and the half angle are defined in order to control the processing amount of organic α 'and RD // {100}.

도 1은, 신선 다이스의 단면도(관통 구멍의 중심축에 따른 단면도)를 도시한다. 신선 다이스(1)는, 관통 구멍을 갖는 케이스(2)와, 케이스(2)의 관통 구멍 내에 수용된 칩(3)을 갖는다. 칩(3)은, 입구측의 직경이 크며 출구측의 직경이 작은 테이퍼 형상의 관통 구멍(31)을 갖는다. 선재를 칩(3)의 관통 구멍(31)에 통과시킴으로써, 선재의 직경을 좁게 하고, 길이를 늘리는 신선 가공을 행한다. 관통 구멍(31)에 있어서, 선재를 삽입하는 측을 입구측이라고 하고, 관통 구멍(31)을 통과한 선재를 취출하는 측을 출구측이라고 한다.Fig. 1 shows a cross-sectional view (cross-sectional view along the central axis of the through hole) of the fresh die. The fresh die 1 has a case 2 having a through hole and a chip 3 accommodated in a through hole of the case 2. The chip 3 has a tapered through hole 31 having a larger diameter on the inlet side and a smaller diameter on the outlet side. The wire rod is passed through the through hole 31 of the chip 3 so that the diameter of the wire rod is narrowed and the length of the wire rod is increased. In the through hole 31, the side on which the wire rod is inserted is referred to as the inlet side, and the side on which the wire rod having passed through the through hole 31 is taken out is referred to as the outlet side.

칩(3)은, 입구측의 도입부(32)와, 신선부(33)를 갖는다. 신선부(33)는, 도입부(32)에 접하는 리덕션부(34)와, 리덕션부(34)에 접하여 리덕션부(34)보다도 출구측에 위치하는 베어링부(35)를 갖는다. 리덕션부(34)에서의 관통 구멍(31)의 직경은, 입구측에서 출구측을 향해서 일정한 비율로 감소한다. 베어링부(35)에서의 관통 구멍(31)의 직경은 일정하다. 도 1의 관통 구멍(31)의 중심축에 따른 단면도에 있어서, 베어링부(35)에서의 관통 구멍(31)의 내면에 따른 선분(l₁)과, 리덕션부(34)에서의 관통 구멍(31)의 내면에 따른 선분(l₂)의 사이의 각도를 다이스 반각(δ)이라고 한다.The chip 3 has an inlet side inlet portion 32 and a fresh portion 33. The drawing section 33 has a reduction section 34 in contact with the introduction section 32 and a bearing section 35 located on the exit side of the reduction section 34 in contact with the reduction section 34. The diameter of the through hole 31 in the reduction section 34 decreases at a constant rate from the inlet side toward the outlet side. The diameter of the through hole 31 in the bearing portion 35 is constant. Also through holes in a line segment (l ₁₎ and a reduction unit 34 according to the inner surface of the through hole 31 in the in the cross-sectional view taken along the central axis of the through hole 31 of the first bearing portion 35 ( the angle between the line segment (l ₂₎ of the inner surface 31), the die is referred to as half-width (δ).

신선 온도는, 가공 유기α'의 생성량에 영향을 주고, 그것에 부수되어, RD//{100}양도 변화한다. 그로 인해, 신선 온도를 20 내지 100℃로 하고, 바람직하게는 20 내지 70℃로 한다. 다이스 반각도, 가공 유기α'의 생성량과 RD//{100}양에 영향을 준다. 그로 인해, 다이스 반각을 6 내지 11°로 하고, 바람직하게는 6 내지 9°로 한다.The drawing temperature affects the amount of the produced organic α ', and accompanying thereto, the RD // {100} amount also changes. Therefore, the drawing temperature is set to 20 to 100 캜, preferably 20 to 70 캜. The half angle of the dice affects the amount of the produced α 'and the amount of RD // {100}. Therefore, the half angle of the die is set to 6 to 11 degrees, preferably to 6 to 9 degrees.

이상 설명한 제법에 의해, 본 실시 형태에 따른, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강선을 얻을 수 있다. 또한, 이 강선을 스프링 부품에 적용함으로써, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 스프링 부품을 저렴하게 제공할 수 있다.According to the above-described production method, it is possible to obtain a high-strength rolled stainless steel wire excellent in rigidity and torsion processability according to the present embodiment. Further, by applying this steel wire to a spring component, it is possible to provide a spring component having excellent rigidity and torsion processability at low cost.

(실시예)(Example)

이하에 본 발명의 실시예에 대해서 설명하는데, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 1조건의 예이며, 본 발명은, 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요건을 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.Hereinafter, the embodiments of the present invention will be described. The conditions in the embodiments are examples of one condition adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to the conditions used in the following embodiments It is not limited. The present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without deviating from the requirements of the present invention.

표 1 내지 표 4에 실시예의 강의 화학 조성(강종 A 내지 BV), 페라이트량(α양), 오스테나이트(γ) 중의 Md30값, F값, γ 중의 SFE를 나타낸다. 또한, 표 중의 밑줄이 그어진 수치 및 기재 사항은, 본 실시 형태의 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.Tables 1 to 4 show the chemical compositions (steel types A to BV), ferrite amount (? Amount), Md30 value, F value, and SFE in? Of the steels of the examples. In addition, numerical values and description items underlined in the table indicate that they are out of the scope of the present embodiment.

이들 화학 조성의 강은, 스테인리스강의 저렴한 용제 프로세스인 AOD 용제를 상정하여, 100kg의 진공 용해로에서 용해하고, φ180mm의 주조편으로 주조하였다. 그리고, 그 주조편을 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료로부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.These chemical compositions were obtained by melting an AOD solvent, which is an inexpensive solvent process for stainless steel, in a 100 kg vacuum melting furnace, and casting it into a 180 mm-diameter casting piece. Then, the cast piece was heated at 1100 占 폚 for 200 minutes, followed by hot rolling (reduction ratio: 99.9%) to? 5.5 mm, and the hot rolling was finished at 1050 占 폚. Immediately thereafter, water cooling was carried out, or inline heat treatment was carried out at 1050 占 폚 for 3 minutes as a solution treatment continuously from the completion of the hot rolling. Followed by acid pickling to obtain a wire rod.

그 후, 선재에 대하여 1차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 계속해서 강선(선재)에 대하여 BA 열처리(BA 온도=1050℃, BA 시간=2min)를 실시하였다. 계속해서, 강선(선재)에 대하여 2차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 또한, 2차 신선 시의 신선 온도와 다이스 각도는 각각 70℃와 8°로 하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.Thereafter, the wire was subjected to primary drawing (Red. (Draft reduction ratio) = 80%). Subsequently, a BA heat treatment (BA temperature = 1050 DEG C, BA time = 2 min) was performed on the steel wire (wire material). Subsequently, a secondary drawing (Red. (Draft reduction ratio) = 80%) was applied to the steel wire (wire material). In addition, the drawing temperature and the die angle at the time of secondary drawing were set to 70 ° C and 8 °, respectively. Thereafter, an aging treatment was performed in the air at 400 캜 for 30 minutes to obtain a product of a high strength stainless steel wire.

그리고, 강선 제품의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계(α+가공 유기α')량(BCC량), 페라이트상과 오스테나이트상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량(RD//{100}의 양), 강성률, 비틀림 값을 평가하였다.The ratio of the processed organic martensite (processed organic α 'content) to the ferrite phase and the processed organic martensite (α + processed organic α') (BCC amount), the ferrite phase and the austenite phase (Amount of RD // {100}) of the {100} plane in the RD direction, the stiffness, and the torsion value were evaluated.

그 평가 결과를 표 5, 표 6에 나타내었다. 또한, 표 중에 있어서, 가공 유기α'량을 간단히 α'량으로 생략해서 기재한다.The evaluation results are shown in Tables 5 and 6. In the table, the amount of the processed organic? 'Is simply abbreviated as?'.

이어서, 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α' 분율), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양, 강성률, 비틀림 값에 미치는 BA 열처리 조건과 1차 신선과 2차 신선에서의 신선 감면율의 영향을 조사하였다.Next, the BA heat treatment conditions and the primary freshness of the processed organic martensite ratio (processed organic α 'fraction), α + processed organic α' amount (BCC amount), RD // {100} amount, stiffness and torsion value The effect of freshness reduction rate on secondary freshness was investigated.

표 1에 나타내는 성분 조성의 강(A, D, F, K, P, Q, 또는 I)의 φ180mm의 주조편을, 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료로부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.A 180 mm-diameter cast piece of steel (A, D, F, K, P, Q or I) having the composition shown in Table 1 was heated at 1100 占 폚 for 200 minutes and then hot rolled Reduction rate: 99.9%) was performed, and the hot rolling was finished at 1050 占 폚. Immediately thereafter, water cooling was carried out, or inline heat treatment was carried out at 1050 占 폚 for 3 minutes as a solution treatment continuously from the completion of the hot rolling. Followed by acid pickling to obtain a wire rod.

선재에 대하여, 표 7에 나타내는 각각의 신선 감면율(1차 신선율)로 1차 신선을 실시하였다. 계속해서, 표 7에 나타내는 BA 온도와 유지 시간(BA 시간)으로 강선(선재)을 가열했다(BA 열처리). 계속해서, 강선(선재)에 대하여, 표 7에 나타내는 각각의 신선 감면율(2차 신선율)로 2차 신선을 실시하였다. 또한, 2차 신선 시의 신선 온도와 다이스 각도는 각각 70℃와 8°로 하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.The wire was subjected to primary drawing at the respective freshness reduction ratio (primary freshness ratio) shown in Table 7. Subsequently, the steel wire (wire material) was heated at BA temperature and holding time (BA time) shown in Table 7 (BA heat treatment). Subsequently, the steel wire (wire) was subjected to secondary drawing at the freshness reduction ratio shown in Table 7 (secondary elongation). In addition, the drawing temperature and the die angle at the time of secondary drawing were set to 70 ° C and 8 °, respectively. Thereafter, an aging treatment was performed in the air at 400 캜 for 30 minutes to obtain a product of a high strength stainless steel wire.

그리고, 얻어진 강선의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양을 측정하였다. 그 평가 결과를 표 7에 나타내었다.The amount of the processed organic martensite ratio (processed organic α 'amount (fraction)), α + processed organic α' amount (BCC amount) and RD // {100} was measured. The evaluation results are shown in Table 7.

표 1, 표 3에 나타내는 성분 조성의 강(A, D, F, K, P, Q, 또는 AN)의 φ180mm의 주조편을, 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.A 180 mm-thick cast piece of steel (A, D, F, K, P, Q, or AN) having the composition shown in Tables 1 and 3 was heated at 1100 占 폚 for 200 minutes, (Reduction ratio: 99.9%) was performed, and the hot rolling was finished at 1050 占 폚. Immediately thereafter, water-cooling was carried out by water-cooling or in-line heat treatment at 1050 캜 for 3 minutes as a solution treatment continuously from the end of hot rolling. Followed by acid pickling to obtain a wire rod.

선재에 대하여 1차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 계속해서 강선(선재)에 대하여 BA 열처리(BA 온도=1050℃, BA 시간=2min)를 실시하였다. 계속해서, 강선(선재)에 대하여 2차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 또한, 2차 신선에서는, 표 8에 나타내는 신선 온도와 다이스 각도로 신선을 행하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.The wire was subjected to primary drawing (Red. (Draft reduction ratio) = 80%). Subsequently, a BA heat treatment (BA temperature = 1050 DEG C, BA time = 2 min) was performed on the steel wire (wire material). Subsequently, a secondary drawing (Red. (Draft reduction ratio) = 80%) was applied to the steel wire (wire material). In the secondary drawing, drawing was performed at the drawing temperature and the die angle shown in Table 8. Thereafter, an aging treatment was performed in the air at 400 캜 for 30 minutes to obtain a product of a high strength stainless steel wire.

그리고, 얻어진 강선의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양을 측정하였다. 그 평가 결과를 표 8에 나타내었다.The amount of the processed organic martensite ratio (processed organic α 'amount (fraction)), α + processed organic α' amount (BCC amount) and RD // {100} was measured. The evaluation results are shown in Table 8.

강선의 강성률과 비틀림 값은, 비틀림 시험으로 평가하였다.The stiffness and torsional value of the steel wire were evaluated by a torsion test.

비틀림 시험의 조건에 대해서는, 척간의 거리(L)를 200mm로 하고, 회전 속도를 1rpm으로 하였다. 강성률(G)은, 이하와 같이 산출하였다. 전단 변형 γ=0 내지 0.3에서의 평균 구배(T)(토크)/θ(비틀림 각도)를 측정하여, 하기 (A)식으로부터 산출하였다. 비틀림 값(Tn)은, 이하와 같이 산출하였다. 총 회전 각도(θa)를 측정하여, 하기 (B)식으로부터 산출하였다.Regarding the conditions of the torsion test, the distance L between the chucks was set to 200 mm and the rotational speed was set to 1 rpm. The stiffness (G) was calculated as follows. The average gradient (T) (torque) /? (Twist angle) at the shear strain γ = 0 to 0.3 was measured and calculated from the following formula (A). The twist value Tn was calculated as follows. The total rotation angle? A was measured and calculated from the following formula (B).

G(GPa)=(T/θ)×(32L)/(1000πD⁴) ···(A)G (GPa) = (T / θ) × (32L) / (1000πD 4) ··· (A)

Tn(회)=θa/360 ···(B)Tn (times) =? A / 360 (B)

여기서, D: 선재의 직경(mm)=2mm, T: 토크(Nmm), θ: 비틀림 각도(rad), L: 척간 거리(mm), θa: 총 회전 각도(degree)라 하였다.Here, D: diameter of wire (mm) = 2 mm, T: torque (Nmm), θ: twist angle (rad), L: distance between chucks (mm)

강성률과 비틀림 값의 결과를 표 5 내지 표 8에 나타내었다.The results of the stiffness and torsion values are shown in Tables 5 to 8.

본 발명예의 강선에서는, 강성률이 75GPa 이상 또는 65 내지 75GPa이었다. 또한, 비틀림 값이 30회 이상 또는 10 내지 30회이었다. 이와 같이, 본 발명예의 강선이 높은 강성률과 우수한 비틀림 가공성을 갖는 것을 알 수 있었다.In the steel wire of the present invention, the stiffness was 75 GPa or more or 65 to 75 GPa. Further, the twist value was 30 or more or 10 to 30 times. As described above, it was found that the steel wire of the present invention example had a high rigidity and excellent torsional processability.

선재의 α양, 강선의 가공 유기α'량, α양 및 α+가공 유기α'량(BCC량)은, 이하의 방법으로 구하였다. 「제품(선재 또는 강선)」과 「제품을 1050℃×3분간으로 열처리한 재료」에 대해서, 직류 자속계로 10000Oe의 자장을 부여했을 때의 포화 자화값을 측정하였다. 그리고, 이하의 (C)식 내지 (G)식에서 각 값을 구하였다. 포화 자화값의 측정에는, 직류 자화 특성 시험 장치(메트론기술연구소(주)제)를 사용하였다.The amount of α in the wire, the amount of α 'in the processed wire, the amount of α in the steel wire, and the α + processed α' amount (BCC amount) were obtained by the following methods. The saturation magnetization value when a magnetic field of 10000 Oe was applied to a direct current magnetic flux meter was measured for "product (wire or wire)" and "material heat-treated at 1050 ° C. for 3 minutes". Then, the respective values were obtained from the following formulas (C) to (G). For measuring the saturation magnetization value, a DC magnetization characteristic testing apparatus (manufactured by Metron Technology Development Co., Ltd.) was used.

가공 유기α'량(Vol.%)={(σ_s-σ₁₀₅₀)/σ_s(bcc)}×100 ···(C)Processing organic α 'amount (Vol.%) = {( Σ s -σ 1050) / σ s (bcc)} × 100 ··· (C)

α양(Vol.%)={σ₁₀₅₀/σ_s(bcc)}×100 ···(D)? amount (Vol.%) = {? ₁₀₅₀ /? _s (bcc)} 占 100 (D)

BCC(Vol.%)= 가공 유기α'+α ···(E)BCC (Vol.%) = Machined organic? '+? (E)

여기서, σ_s: 제품의 포화 자화값(T), σ₁₀₅₀: 제품을 1050℃×3분간으로 열처리한 재료의 포화 자화값(T), σ_s(bcc):오스테나이트상(γ)의 전량이 가공 유기 마르텐사이트상(α')으로 변태되었을 때의 포화 자화값(계산값)Σ _s is the saturation magnetization value (T) of the product, σ ₁₀₅₀ is the saturation magnetization value (T) of the material heat-treated at 1050 ° C. for 3 minutes, σ _s (bcc) is the total amount of the austenite phase The saturation magnetization value (calculated value) when transformed into this processed organic martensite phase (? ')

σ_s(bcc)=2.14-0.030Creq ···(F)? _s (bcc) = 2.14 - 0.030 Creq (F)

Creq=Cr+1.8Si+Mo+0.5Ni+0.9Mn+3.6(C+N)+1.25P+2.91S ···(G)Creq = Cr + 1.8Si + Mo + 0.5Ni + 0.9Mn + 3.6 (C + N) + 1.25P + 2.91S (G)

표 1 내지 표 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 선재 제품에서는, α양은 20 내지 70체적%이며, 본 발명예의 강선 제품에서는, 가공 유기α'량은 5 내지 50체적%이며, α+가공 유기α'량은 30체적% 이상이었다.As shown in Tables 1 to 8, in the wire rod product of the present invention, the amount of? Is 20 to 70% by volume. In the steel wire product of the present invention, the amount of the processed? 'Is 5 to 50% The amount of? 'was at least 30% by volume.

강선의 RD//{100}양은, FE-SEM/EBSD(JSM-700F/니혼덴시(주)제) 해석 장치로 측정하였다. 해석 장소는 중심부(D/2)로 하고, 60×60㎛의 시야를 5시야 측정하였다. 신선의 축방향을 RD라 하고, RD 방향에서의 결정면의 해석을 행하여, 주요한 <001>이나 <101>, <111>의 방위 성분을 클리어런스 15° 이내의 부분만 표시시켜서 RD//{100}양을 측정하였다.The amount of RD // {100} of the steel wire was measured by a FE-SEM / EBSD analyzer (JSM-700F / Nihon Denshi Co., Ltd.). The interpretation site was a central portion (D / 2), and a field of view of 60 占 60 占 was measured at 5 viewing angles. The direction of the drawing is represented by RD and the crystal plane in the RD direction is analyzed so that only the portion of the orientation component of <001>, <101>, and <111> The amount was measured.

표 5 내지 표 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 강선 제품에서는, RD//{100}양은 5% 이상이었다.As shown in Tables 5 to 8, in the steel wire product of the present invention, the amount of RD // {100} was 5% or more.

이상의 각 실시예로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명에 의해, 강성률과 비틀림 가공성이 우수하고, 또한 저렴한 저Ni·고Mn계의 고강도 스테인리스 강선재, 강선을 저렴하게 제조할 수 있다. 본 발명의 고강도 스테인리스 강선은, 복잡 형상의 스프링에 균열 없이 고정밀도로 성형 가능하며, 강성률이 우수하고, 또한 고강도로 복잡 형상의 정밀 스프링 제품을 저렴하게 제공할 수 있다. 이로 인해, 본 발명은 산업상 매우 유용하다.INDUSTRIAL APPLICABILITY As apparent from the above-described embodiments, the present invention makes it possible to produce inexpensive low-Ni / high Mn high-strength stainless steel wires and steel wires that are excellent in rigidity and torsional workability and are inexpensive. The high strength stainless steel wire of the present invention is capable of forming a complicated spring with high precision without cracking, providing a high-rigidity, high-strength, and complicated precision spring product at low cost. As a result, the present invention is very useful in industry.

Claims

In terms of% by mass,
C: 0.01 to 0.21%
Si: 0.05 to 3.2%
Mn: 0.1 to 15%
Ni: not less than 0.5% and not more than 5%
Cr: 10.0 to 25.0% and
N: 0.01 to 0.35%
The balance being Fe and inevitable impurities,
Wherein the metal structure comprises a ferrite phase and an austenite phase, the amount of the ferrite phase is 20 to 70 Vol.%,
An austenite phase represented by the following formula (a) is -15 to 45,
The F value represented by the following formula (b) is -6.12 or less,
Wherein the SFE in the austenite phase represented by the following formula (c) is -20 to 35:
Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-29 (Ni + Cu) -13.7Cr-18.5Mo (a)
F value = Ni + 30C + 0.12Mn + 18N- (0.78Cr + 1.17Si + 1.09Mo) (b)
SFE = -53 + 6.2Ni + 0.7Cr + 3.2Mn + 9.3Mo (c)
Note that the symbol of the element in the formula means the content (mass%) of the element in the steel.

The method according to claim 1,
Also, in terms of mass%
Mo: 3.0% or less,
Cu: 3.0% or less,
Co: 2.5% or less,
Al: 0.001 to 2.0% and
And B: 0.012% or less, based on the total weight of the high-strength braided stainless steel wire.

3. The method according to claim 1 or 2,
Also, in terms of mass%
W: 2.5% or less and
And Sn: 2.5% or less, based on the total weight of the high strength superalloy stainless steel wire.

4. The method according to any one of claims 1 to 3,
Also, in terms of mass%
Ti: 1.0% or less,
V: 2.5% or less,
Nb: 2.5% or less and
And Ta: 2.5% or less, based on the total weight of the high strength superalloy stainless steel wire.

5. The method according to any one of claims 1 to 4,
Also, in terms of mass%
Ca: 0.012% or less,
Mg: 0.012% or less,
Zr: 0.012% or less and
And REM: 0.05% or less, based on the total weight of the high-strength braided stainless steel wire.

In terms of% by mass,
C: 0.01 to 0.21%
Si: 0.05 to 3.2%
Mn: 0.1 to 15%
Ni: not less than 0.5% and not more than 5%
Cr: 10.0 to 25.0% and
N: 0.01 to 0.35%
The balance being Fe and inevitable impurities,
Wherein the metal structure has a multi-phase structure composed of a ferrite phase, an austenite phase and a processed organic martensite phase, wherein the amount of the ferrite phase is 20 to 70 Vol.%, The amount of the processed organic martensite phase is 5 to 50 Vol.% , The total amount of the ferrite phase and the modified organic martensite phase is 30 vol% or more, the orientation amount of the {100} plane in the RD direction on the ferrite phase and the austenite is 5%
An austenite phase represented by the following formula (a) is -15 to 45,
The F value represented by the following formula (b) is -6.12 or less,
Wherein the SFE in the austenite phase represented by the following formula (c) is -20 to 35.
Md30 = 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-29 (Ni + Cu) -13.7Cr-18.5Mo (a)
F value = Ni + 30C + 0.12Mn + 18N- (0.78Cr + 1.17Si + 1.09Mo) (b)
SFE = -53 + 6.2Ni + 0.7Cr + 3.2Mn + 9.3Mo (c)
Note that the symbol of the element in the formula means the content (mass%) of the element in the steel.

The method according to claim 6,
Also, in terms of mass%
Mo: 3.0% or less,
Cu: 3.0% or less,
Co: 2.5% or less,
Al: 0.001 to 2.0% and
And B: 0.012% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

8. The method according to claim 6 or 7,
Also, in terms of mass%
W: 2.5% or less and
And Sn: 2.5% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

9. The method according to any one of claims 6 to 8,
Also, in terms of mass%
Ti: 1.0% or less,
V: 2.5% or less,
Nb: 2.5% or less and
And Ta: 2.5% or less, based on the total weight of the stainless steel wire.

10. The method according to any one of claims 6 to 9,
Also, in terms of mass%
Ca: 0.012% or less,
Mg: 0.012% or less,
Zr: 0.012% or less and
And REM: 0.05% or less based on the total weight of the stainless steel wire.

A method for producing a high strength jacketed stainless steel wire according to any one of claims 6 to 10, wherein the high strength jacketed stainless steel wire according to any one of claims 1 to 5 is used,
A first drawing step of drawing the high strength double-phase stainless steel wire rod at a reduction ratio of 50 to 90%, and then a heat treatment for maintaining the high strength double-phase stainless steel wire rod at 950 to 1150 ° C for 5 minutes or less , And then a second drawing step in which the drawing is performed at a reduction ratio of 50 to 90% with respect to the high-strength composite sheet stainless steel wire,
Wherein the drawing temperature is 20 to 100 DEG C and the die half angle is 6 to 11 DEG in the secondary drawing process.

A spring component comprising the high strength jacket stainless steel wire according to any one of claims 6 to 10.