ホーム > 特許ランキング > 日鉄ステンレス株式会社
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2024-06-14
(45)【発行日】2024-06-24
(54)【発明の名称】ステンレス鋼線とその製造方法、及び、ばね部品
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20240617BHJP
C22C 38/58 20060101ALI20240617BHJP
C22C 38/60 20060101ALI20240617BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20240617BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 302Z
C22C38/58
C22C38/60
C21D8/06 B
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2020102468
(22)【出願日】2020-06-12
(65)【公開番号】P2021195589
(43)【公開日】2021-12-27
【審査請求日】2023-02-13
(73)【特許権者】
【識別番号】503378420
【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】110000637
【氏名又は名称】弁理士法人樹之下知的財産事務所
(72)【発明者】
【氏名】山先 祥太
(72)【発明者】
【氏名】高野 光司
(72)【発明者】
【氏名】石川 利浩
(72)【発明者】
【氏名】天藤 雅之
【審査官】鈴木 毅
(56)【参考文献】
【文献】特開２００５－１３３１３７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００３－２２６９４０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００４－１９７２０５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開昭５４－０８９９１６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－２９３０７７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－２２４３６６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００５－０２９８２３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０００－２３９８０４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平１１－０１２６９５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００８－１８４６４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－０２３３７３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－２０８２６９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－０２６６５０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００９－０５２１２０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００７－００２３１９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００２－０６９５８６（ＪＰ，Ａ）
【文献】中国特許出願公開第１１０４９９４５５（ＣＮ，Ａ）
【文献】特開平０８－３３７８４５（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００１－３５３５１６（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－１８９８３３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ３８／００ － ３８／６０
Ｃ２１Ｄ ８／０６
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｃ ：０．０１～０．２０％、
Ｓｉ：０．１～４．０％、
Ｍｎ：０．１～４．０％、
Ｎｉ：８．０～１５．０％、
Ｃｒ：１２．０～２５．０％、
Ｍｏ：０．１～４．０％、
Ｎ ：０．１０～０．３０％、
Ｃｕ：０～４．０％、
Ｖ ：０～２．５％、
Ｂ ：０～０．０１２％、
Ａｌ：０～２．０％、
Ｗ ：０～２．５％、
Ｇａ：０～０．０５００％、
Ｃｏ：０～２．５％、
Ｓｎ：０～２．５％、
Ｔｉ：０～１．０％、
Ｎｂ：０～２．５％、
Ｔａ：０～２．５％、
Ｃａ：０～０．０１２％、
Ｍｇ：０～０．０１２％、
Ｚｒ：０～０．０１２％、
ＲＥＭ：０～０．０５％、
残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（ａ）で示されるＡ値が－２００～－１００であり、
加工誘起マルテンサイト相が１０．０ｖｏｌ．％未満である金属組織とオーステナイト相を含有する金属組織を有し、
鋼線のオーステナイト相の転位密度が０．５×１０１５／ｍ２以上であり、
鋼線の表層から２００μｍの位置におけるオーステナイト相の圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．９０以下である、
ステンレス鋼線。
ただし、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率とは、＜１１１＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ … （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。
【請求項2】
更に質量％で、Ｃｕ：０．０１～４．０％、
Ｖ ：０．００１～２．５％、
Ｂ ：０．００１～０．０１２％、
Ａｌ：０．００１～２．０％、
Ｗ ：０．０５～２．５％、
Ｇａ：０．０００４～０．０５００％、
Ｃｏ：０．０５～２．５％、
Ｓｎ：０．０１～２．５％、
Ｔｉ：０．０１～１．０％、
Ｎｂ：０．０１～２．５％、
Ｔａ：０．０１～２．５％、
Ｃａ：０．０００２～０．０１２％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１２％、
Ｚｒ：０．０００２～０．０１２％および
ＲＥＭ：０．０００２～０．０５％から選択される一種以上を含有する、
請求項１に記載のステンレス鋼線。
【請求項3】
引張強さが１３００ＭＰａ以上である、請求項１または請求項２に記載のステンレス鋼線。
【請求項4】
請求項１または請求項２に記載の成分組成及びＡ値を有する線材を伸線加工して請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載のステンレス鋼線を製造する方法であって、前記伸線加工を、総伸線減面率：５０～９５％、伸線温度：３０～３００℃、最終パスの伸線減面率：０．５～２５％、最終の一つ前のパスの伸線減面率：０．５～２５％、最終パスのダイス半角：６～１４ｄｅｇ、最終の一つ前のパスのダイス半角：６～１４ｄｅｇの条件で行う、ステンレス鋼線の製造方法。
【請求項5】
請求項１から請求項３までのいずれか一項に記載のステンレス鋼線を用いたばね部品。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、ステンレス鋼線とその製造方法、及び、ばね部品、ならびにステンレス鋼線用の線材に関する。
【背景技術】
【0002】
従来、コイルばねに代表されるような、高強度ステンレス製品は、ＳＵＳ３０４、ＳＵＳ３１６を代表とするオーステナイト系ステンレス鋼線材、鋼線を素材として加工・成型され製造されてきた。しかしながら、上記のようなオーステナイト系ステンレス鋼線材から加工、製造されたステンレス製品の耐熱性や耐応力腐食割れ性は精密部品に十分対応できず、用途の制限を受ける欠点があった。
【0003】
上記課題に対して、Ｎ添加による強化を利用する技術が検討されている（例えば、特許文献１～４）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２００５－２９８２３号公報
【文献】特許第４０８０３２１号公報
【文献】特許３９７５０１９号公報
【文献】特開２００３－２２６９４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
特許文献１の発明は、耐食性に優れた高強度ステンレス鋼の提供を、特許文献２、３の発明は、耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線の提供を、特許文献４の発明は疲労特性に優れた高強度ステンレス鋼線の提供を目的としている。
【0006】
しかし、上記の特許文献１～４の発明では、耐熱性や耐応力腐食割れ性を両立するステンレス鋼線の提供は検討されていない。
【0007】
本発明の課題は、耐熱性と耐応力腐食割れ性に優れる高強度のステンレス鋼線とその製造方法、及び、ばね部品、ならびにステンレス鋼線用の線材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【0008】
本発明者らは、上記の課題を解決するために、ステンレス鋼線のＮ添加量と加工誘起α‘マルテンサイト量、オーステナイト相の転位密度、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相の圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率に着目して検討を重ねた。
【0009】
そして、本発明者らは、ＮおよびＭｏを複合添加したオーステナイト系ステンレス鋼線について、加工誘起マルテンサイト相が１０．０ｖｏｌ．％未満である金属組織を有し、鋼線のオーステナイト相の転位密度が０．５×１０１５／ｍ２以上であり、鋼線の表層から２００μｍの位置におけるオーステナイト相の圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．９０以下である場合に、優れた耐熱性と耐応力腐食割れ性が得られることを見出した。本発明者らは、これらの金属組織の鋼線を得るための伸線加工条件についての検討をした結果、総減面率、伸線温度、最終パスの伸線減面率、最終の一つ前のパスの伸線減面率、最終パスのダイス半角、最終の一つ前のパスのダイス半角を適切に管理することが特に重要であることを見出した。
【0010】
本発明の要旨は下記のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：０．１～４．０％、Ｍｎ：０．１～４．０％、Ｎｉ：８．０～１５．０％、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．３０％、Ｃｕ：０～４．０％、Ｖ：０～２．５％、Ｂ：０～０．０１２％、Ａｌ：０～２．０％、Ｗ：０～２．５％、Ｇａ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～２．５％、Ｓｎ：０～２．５％、Ｔｉ：０～１．０％、Ｎｂ：０～２．５％、Ｔａ：０～２．５％、Ｃａ：０～０．０１２％、Ｍｇ：０～０．０１２％、Ｚｒ：０～０．０１２％、ＲＥＭ：０～０．０５％、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（ａ）で示されるＡ値が－２００～－１００であり、
加工誘起マルテンサイト相が１０．０ｖｏｌ．％未満である金属組織とオーステナイト相を含有する金属組織を有し、
鋼線のオーステナイト相の転位密度が０．５×１０１５／ｍ２以上であり、
鋼線の表層から２００μｍの位置におけるオーステナイト相の圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．９０以下である、ステンレス鋼線。
ただし、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率とは、＜１１１＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ … （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。
［２］更に質量％で、Ｃｕ：０．０１～４．０％、Ｖ：０．００１～２．５％、Ｂ：０．００１～０．０１２％、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｗ：０．０５～２．５％、Ｇａ：０．０００４～０．０５００％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｓｎ：０．０１～２．５％、Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０１～２．５％、Ｔａ：０．０１～２．５％、Ｃａ：０．０００２～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１２％、Ｚｒ：０．０００２～０．０１２％およびＲＥＭ：０．０００２～０．０５％から選択される一種以上を含有する、［１］に記載のステンレス鋼線。
［３］引張強さが１３００ＭＰａ以上である、［１］または［２］に記載のステンレス鋼線。
［１］質量％で、Ｃ：０．０１～０．２０％、Ｓｉ：０．１～４．０％、Ｍｎ：０．１～４．０％、Ｎｉ：８．０～１５．０％、Ｃｒ：１２．０～２５．０％、Ｍｏ：０．１～４．０％、Ｎ：０．１０～０．３０％、Ｃｕ：０～４．０％、Ｖ：０～２．５％、Ｂ：０～０．０１２％、Ａｌ：０～２．０％、Ｗ：０～２．５％、Ｇａ：０～０．０５００％、Ｃｏ：０～２．５％、Ｓｎ：０～２．５％、Ｔｉ：０～１．０％、Ｎｂ：０～２．５％、Ｔａ：０～２．５％、Ｃａ：０～０．０１２％、Ｍｇ：０～０．０１２％、Ｚｒ：０～０．０１２％、ＲＥＭ：０～０．０５％、残部がＦｅおよび不純物からなり、
下記式（ａ）で示されるＡ値が－２００～－１００であり、
加工誘起マルテンサイト相が１０．０ｖｏｌ．％未満である金属組織とオーステナイト相を含有する金属組織を有し、
鋼線のオーステナイト相の転位密度が０．５×１０１５／ｍ２以上であり、
鋼線の表層から２００μｍの位置におけるオーステナイト相の圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．９０以下である、ステンレス鋼線。
ただし、圧延方向の結晶方位ＲＤ／／＜１１１＞分率とは、＜１１１＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ … （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。
［２］更に質量％で、Ｃｕ：０．０１～４．０％、Ｖ：０．００１～２．５％、Ｂ：０．００１～０．０１２％、Ａｌ：０．００１～２．０％、Ｗ：０．０５～２．５％、Ｇａ：０．０００４～０．０５００％、Ｃｏ：０．０５～２．５％、Ｓｎ：０．０１～２．５％、Ｔｉ：０．０１～１．０％、Ｎｂ：０．０１～２．５％、Ｔａ：０．０１～２．５％、Ｃａ：０．０００２～０．０１２％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１２％、Ｚｒ：０．０００２～０．０１２％およびＲＥＭ：０．０００２～０．０５％から選択される一種以上を含有する、［１］に記載のステンレス鋼線。
［３］引張強さが１３００ＭＰａ以上である、［１］または［２］に記載のステンレス鋼線。
【0011】
［４］［１］または［２］に記載の成分組成及びＡ値を有する線材を伸線加工して［１］から［３］までの何れかの一つに記載のステンレス鋼線を製造する方法であって、
前記伸線加工を、総伸線減面率：５０～９５％、伸線温度：３０～３００℃、最終パスの伸線減面率：０．５～２５％、最終の一つ前のパスの伸線減面率：０．５～２５％、最終パスのダイス半角：６～１４ｄｅｇ、最終の一つ前のパスのダイス半角：６～１４ｄｅｇの条件で行う、ステンレス鋼線の製造方法。
前記伸線加工を、総伸線減面率：５０～９５％、伸線温度：３０～３００℃、最終パスの伸線減面率：０．５～２５％、最終の一つ前のパスの伸線減面率：０．５～２５％、最終パスのダイス半角：６～１４ｄｅｇ、最終の一つ前のパスのダイス半角：６～１４ｄｅｇの条件で行う、ステンレス鋼線の製造方法。
【0012】
［５］［１］から［３］までの何れかの一つに記載のステンレス鋼線を用いたばね部品。
【発明の効果】
【0014】
本発明によれば、ばね用などの耐熱性と耐応力腐食割れ性に優れる高強度ステンレス鋼線を提供できる。
【発明を実施するための形態】
【0015】
本発明において、鋼片を熱間圧延によって線状の材料としたものを線材という。さらに、前記線材を冷間で伸線加工して形成した線状の材料を鋼線という。
【0016】
１．ステンレス鋼線及びステンレス鋼線用線材の化学組成
先ず、ステンレス鋼線及びステンレス鋼線用の線材の化学組成について説明する。なお、以下の説明における（％）は特に断りがない限り、質量（％）である。
先ず、ステンレス鋼線及びステンレス鋼線用の線材の化学組成について説明する。なお、以下の説明における（％）は特に断りがない限り、質量（％）である。
【0017】
Ｃ ：０．０１～０．２０％
Ｃは、高強度と優れた耐熱性を得るために、０．０１％以上含有させる。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、粒界炭化物が過剰に生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましい下限は０．０３％であり、更に好ましい下限は０．０５％である。好ましい上限は０．１５％であり、更に好ましい上限は０．０８％である。
Ｃは、高強度と優れた耐熱性を得るために、０．０１％以上含有させる。しかしながら、Ｃを過剰に含有させると、粒界炭化物が過剰に生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、Ｃ含有量は０．２０％以下とする。好ましい下限は０．０３％であり、更に好ましい下限は０．０５％である。好ましい上限は０．１５％であり、更に好ましい上限は０．０８％である。
【0018】
Ｓｉ：０．１～４．０％
Ｓｉは、伸線加工後に高強度を得るために、０．１％以上含有させる。また、Ｓｉは耐ＳＣＣ特性および耐熱性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、その含有量を４．０％以下にする。好ましくは０．３～２．０％であり、更に好ましくは０．７～１．５％である。
Ｓｉは、伸線加工後に高強度を得るために、０．１％以上含有させる。また、Ｓｉは耐ＳＣＣ特性および耐熱性を高める元素である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、その含有量を４．０％以下にする。好ましくは０．３～２．０％であり、更に好ましくは０．７～１．５％である。
【0019】
Ｍｎ：０．１～４．０％
Ｍｎは、高価なＮｉの代替元素として有効であり、伸線加工後の高強度、耐熱性の向上に有効な元素である。このため、Ｍｎは０．１％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、孔食が発生しやすくなり、耐ＳＣＣ特性が劣化するため、その含有量を４．０％以下に限定する。好ましくは０．５～２．５％であり、更に好ましくは１．０～２．０％である。
Ｍｎは、高価なＮｉの代替元素として有効であり、伸線加工後の高強度、耐熱性の向上に有効な元素である。このため、Ｍｎは０．１％以上含有させる。しかしながら、Ｍｎを過剰に含有させると、孔食が発生しやすくなり、耐ＳＣＣ特性が劣化するため、その含有量を４．０％以下に限定する。好ましくは０．５～２．５％であり、更に好ましくは１．０～２．０％である。
【0020】
Ｎｉ：８．０～１５．０％
Ｎｉは、耐ＳＣＣ特性と耐熱性を高める元素であり、８．０％以上含有させる。しかしながら、過剰に含有させると、伸線加工による加工硬化が抑制され、強度を下げ、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が低くなるため、その含有量を１５．０％以下にする。好ましくは、８．０～１２．０％であり、更に好ましくは９．０～１０．５％である。
Ｎｉは、耐ＳＣＣ特性と耐熱性を高める元素であり、８．０％以上含有させる。しかしながら、過剰に含有させると、伸線加工による加工硬化が抑制され、強度を下げ、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が低くなるため、その含有量を１５．０％以下にする。好ましくは、８．０～１２．０％であり、更に好ましくは９．０～１０．５％である。
【0021】
Ｃｒ：１２．０～２５．０％
Ｃｒは、耐食性を高め、耐ＳＣＣ特性を高め、耐熱性も向上させる元素であるため、１２．０％以上含有させる。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、その含有量を２５．０％以下にする。好ましくは１７．０～２０．０％であり、更に好ましくは１８．０～１９．５％である。
Ｃｒは、耐食性を高め、耐ＳＣＣ特性を高め、耐熱性も向上させる元素であるため、１２．０％以上含有させる。しかしながら、Ｃｒを過剰に含有させると、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、その含有量を２５．０％以下にする。好ましくは１７．０～２０．０％であり、更に好ましくは１８．０～１９．５％である。
【0022】
Ｍｏ：０．１～４．０％
Ｍｏは、耐食性を高め、耐ＳＣＣ特性を高め、耐熱性も向上させる元素であるため、０．１％以上含有させる。しかしながら、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、上限を４．０％以下にする。好ましくは０．５～２．５％であり、更に好ましくは０．５～１．０％である。
Ｍｏは、耐食性を高め、耐ＳＣＣ特性を高め、耐熱性も向上させる元素であるため、０．１％以上含有させる。しかしながら、σ相などの金属間化合物が生成し、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、上限を４．０％以下にする。好ましくは０．５～２．５％であり、更に好ましくは０．５～１．０％である。
【0023】
Ｎ ：０．１０～０．３０％
Ｎは、伸線加工後に強度を高め、時効熱処理を施すことで、ＮクラスタやＩ－Ｓ対、固溶Ｎなどが可動転位を固着させる、優れた耐熱性および耐ＳＣＣ特性を示すため、０．１０％以上含有させる。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、転位組織がプラナー化し、応力集中起点となり、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、Ｎ量を０．３０％以下とする。好ましくは０．１５～０．３０％であり、更に好ましくは０．１５～０．２５％である。
Ｎは、伸線加工後に強度を高め、時効熱処理を施すことで、ＮクラスタやＩ－Ｓ対、固溶Ｎなどが可動転位を固着させる、優れた耐熱性および耐ＳＣＣ特性を示すため、０．１０％以上含有させる。しかしながら、Ｎを過剰に含有させると、転位組織がプラナー化し、応力集中起点となり、耐ＳＣＣ特性を低下させるため、Ｎ量を０．３０％以下とする。好ましくは０．１５～０．３０％であり、更に好ましくは０．１５～０．２５％である。
【0024】
本発明のステンレス鋼線及びステンレス鋼線用線材の化学組成は更に、下記に示す選択元素を含有することとしても良い。
【0025】
Ｃｕ：０～４．００％
Ｃｕは、耐食性を高める元素のため含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工性が劣化することに加え、強度と耐熱性が低下するため、その含有量を４．００％以下とする。Ｃｕの好ましい下限値は０．０１％である。好ましくは、０．０５～２．０％であり、更に好ましくは０．１０～１．０％以下である。
Ｃｕは、耐食性を高める元素のため含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕを過剰に含有させると、熱間加工性が劣化することに加え、強度と耐熱性が低下するため、その含有量を４．００％以下とする。Ｃｕの好ましい下限値は０．０１％である。好ましくは、０．０５～２．０％であり、更に好ましくは０．１０～１．０％以下である。
【0026】
Ｖ ：０～２．５％
Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、線材、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を改善するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、耐ＳＣＣ特性が低下するため、含有させる場合の上限を２．５％とする。好ましい範囲は１．０％以下であり、更に好ましい範囲は０．５％以下である。前記効果を発現させるためには、Ｖ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、線材、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を改善するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｖを過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、耐ＳＣＣ特性が低下するため、含有させる場合の上限を２．５％とする。好ましい範囲は１．０％以下であり、更に好ましい範囲は０．５％以下である。前記効果を発現させるためには、Ｖ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【0027】
Ｂ ：０～０．０１２％
Ｂは、粒界強度を向上させて、線材、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させるのに有効であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、粗大なボライド生成により、耐ＳＣＣ特性および耐熱性が低下するため、含有させる場合の上限を０．０１２％とする。好ましくは０．００５％以下である。前記効果を発現させるためには、Ｂ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Ｂは、粒界強度を向上させて、線材、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させるのに有効であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｂを過剰に含有させると、粗大なボライド生成により、耐ＳＣＣ特性および耐熱性が低下するため、含有させる場合の上限を０．０１２％とする。好ましくは０．００５％以下である。前記効果を発現させるためには、Ｂ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【0028】
Ａｌ：０～２．０％
Ａｌは、脱酸を促進して介在物清浄度レベルを向上させるため、含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、その効果は飽和し、材料自体の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性が劣化するため、含有させる場合の上限を２．０％とする。好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。前記効果を発現させるには、Ａｌ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
Ａｌは、脱酸を促進して介在物清浄度レベルを向上させるため、含有させてもよい。しかしながら、Ａｌを過剰に含有させると、その効果は飽和し、材料自体の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性が劣化するため、含有させる場合の上限を２．０％とする。好ましくは１．０％以下であり、更に好ましくは０．３％以下である。前記効果を発現させるには、Ａｌ量を０．００１％以上とするのが好ましい。
【0029】
Ｗ ：０～２．５％
Ｗは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。前記効果を発現させるには、Ｗ量を０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上である。
Ｗは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｗを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、２．０％以下であり、更に好ましくは１．５％以下である。前記効果を発現させるには、Ｗ量を０．０５％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．１０％以上である。
【0030】
Ｇａ：０～０．０５００％
Ｇａは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性を低下させる。そのため、含有させる場合の上限を、０．０５００％とする。前記効果を発現させるには、Ｇａ量を０．０００４％以上とすることが好ましい。
Ｇａは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｇａを過剰に含有させると、熱間加工性を低下させる。そのため、含有させる場合の上限を、０．０５００％とする。前記効果を発現させるには、Ｇａ量を０．０００４％以上とすることが好ましい。
【0031】
Ｃｏ：０～２．５％
Ｃｏは、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させる効果を有するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。前記効果を発現させるには、Ｃｏ量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
Ｃｏは、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させる効果を有するため、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｏを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．８％以下である。前記効果を発現させるには、Ｃｏ量を０．０５％以上とすることが好ましく、０．１０％以上含有させることがより好ましい。
【0032】
Ｓｎ：０～２．５％
Ｓｎは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．２％以下である。前記効果を発現させるには、Ｓｎ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。
Ｓｎは、耐食性を向上させるのに有効な元素であるため、含有させてもよい。しかしながら、Ｓｎを過剰に含有させると、その効果は飽和し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を２．５％とする。より好ましくは、１．０％以下であり、更に好ましくは０．２％以下である。前記効果を発現させるには、Ｓｎ量を０．０１％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．０５％以上である。
【0033】
Ｔｉ：０～１．０％
Ｎｂ：０～２．５％
Ｔａ：０～２．５％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を改善するため、含有させてもよい。しかしながら、これら各元素を過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、耐ＳＣＣ特性が低下するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を、Ｔｉは１．０％、Ｎｂは２．５％、Ｔａは２．５％とする。Ｔｉは、０．７％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましい。Ｎｂは、１．５％以下とするのが好ましく、０．９％以下とするのがより好ましい。Ｔａは、１．５％以下とするのが好ましく、０．９％以下とするのがより好ましい。前記効果を発現させるには、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．０１％以上、Ｔａは０．０１％以上含有させるのが好ましい。Ｔｉは、０．０３％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。Ｎｂは、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。Ｔａは、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。
Ｎｂ：０～２．５％
Ｔａ：０～２．５％
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして、鋼線の強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を改善するため、含有させてもよい。しかしながら、これら各元素を過剰に含有させると、粗大介在物が生成し、耐ＳＣＣ特性が低下するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限を、Ｔｉは１．０％、Ｎｂは２．５％、Ｔａは２．５％とする。Ｔｉは、０．７％以下とするのが好ましく、０．５％以下とするのがより好ましい。Ｎｂは、１．５％以下とするのが好ましく、０．９％以下とするのがより好ましい。Ｔａは、１．５％以下とするのが好ましく、０．９％以下とするのがより好ましい。前記効果を発現させるには、Ｔｉは０．０１％以上、Ｎｂは０．０１％以上、Ｔａは０．０１％以上含有させるのが好ましい。Ｔｉは、０．０３％以上とするのが好ましく、０．０５％以上とするのがより好ましい。Ｎｂは、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。Ｔａは、０．０４％以上とするのが好ましく、０．０８％以上とするのがより好ましい。
【0034】
Ｃａ：０～０．０１２％
Ｍｇ：０～０．０１２％
Ｚｒ：０～０．０１２％
ＲＥＭ：０～０．０５％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、脱酸のため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、粗大介在物が生成して鋼線の耐ＳＣＣ特性が低下するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限は、Ｃａは０．０１２％、Ｍｇは０．０１２％、Ｚｒは０．０１２％、ＲＥＭは０．０５％とする。Ｃａは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｍｇは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｚｒは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。ＲＥＭは、０．００５％以下とするのが好ましい。前記効果を発現させるには、Ｃａは０．０００２％以上、Ｍｇは０．０００２％以上、Ｚｒは０．０００２％以上、ＲＥＭは０．０００２％以上含有させるのが好ましい。Ｃａは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。Ｍｇは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。Ｚｒは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。ＲＥＭは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。
Ｍｇ：０～０．０１２％
Ｚｒ：０～０．０１２％
ＲＥＭ：０～０．０５％
Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、脱酸のため、必要に応じて、含有させてもよい。しかしながら、粗大介在物が生成して鋼線の耐ＳＣＣ特性が低下するおそれがある。そのため、含有させる場合の上限は、Ｃａは０．０１２％、Ｍｇは０．０１２％、Ｚｒは０．０１２％、ＲＥＭは０．０５％とする。Ｃａは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｍｇは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。Ｚｒは、０．０１０％以下とするのが好ましく、０．００５％以下とするのがより好ましい。ＲＥＭは、０．００５％以下とするのが好ましい。前記効果を発現させるには、Ｃａは０．０００２％以上、Ｍｇは０．０００２％以上、Ｚｒは０．０００２％以上、ＲＥＭは０．０００２％以上含有させるのが好ましい。Ｃａは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。Ｍｇは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。Ｚｒは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。ＲＥＭは、０．０００４％以上とするのが好ましく、０．００１％以上とするのがより好ましい。
【0035】
ステンレス鋼線及びステンレス鋼線用の線材の化学組成は、上記の各元素を含有し、残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。不純物のうち、代表的な不可避的不純物としては、Ｏ、Ｓ、Ｐなどが挙げられ、通常、鉄鋼の製造プロセスで不可避的不純物として０．０００１～０．１％の範囲で混入する。
【0036】
以上説明した各元素の他にも、本発明の効果を損なわない範囲で含有していても良い。その他の成分について本発明では特に規定するものではないが、一般的な不純物元素でありＺｎ、Ｂｉ、Ｐｂ、Ｓｅ、Ｓｂ、Ｈ等は可能な限り低減することが好ましい。これらの元素は、本発明の課題を解決する限度において、その含有割合が制御され、Ｚｎ≦１００ｐｐｍ、Ｂｉ≦１００ｐｐｍ、Ｐｂ≦１００ｐｐｍ、Ｓｅ≦１００ｐｐｍ、Ｓｂ≦５００ｐｐｍ、Ｈ≦１００ｐｐｍの１種以上を含有していても良い。
【0037】
Ａ値：－２００～－１００
Ａ値は、伸線加工後の加工誘起マルテンサイトの体積分率と成分の関係をそれぞれ調査して得られた指標であり、強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を安定的に確保するために制御する必要がある。
Ａ値は、下記式（ａ）より求められる値であり、オーステナイト相中のこの値が－１００を上回ると、加工誘起マルテンサイト相が生成し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を劣位にする。一方、Ａ値が－２００を下回る場合、過剰に合金元素を添加することになるため、合金コストが高くなり、工業製品として好ましくない。そのため、Ａ値を－２００以上、－１００以下に限定する。好ましくは－２００～－１３０であり、更に好ましくは－２００～－１５０である。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ … （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。
Ａ値は、伸線加工後の加工誘起マルテンサイトの体積分率と成分の関係をそれぞれ調査して得られた指標であり、強度と耐熱性、耐ＳＣＣ特性を安定的に確保するために制御する必要がある。
Ａ値は、下記式（ａ）より求められる値であり、オーステナイト相中のこの値が－１００を上回ると、加工誘起マルテンサイト相が生成し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を劣位にする。一方、Ａ値が－２００を下回る場合、過剰に合金元素を添加することになるため、合金コストが高くなり、工業製品として好ましくない。そのため、Ａ値を－２００以上、－１００以下に限定する。好ましくは－２００～－１３０であり、更に好ましくは－２００～－１５０である。
Ａ値＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ … （ａ）
但し、式（ａ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。また、式（ａ）中の元素の含有量が０％である場合は、該当記号箇所には「０」を代入して算出する。
【0038】
２．ステンレス鋼線の品質
加工誘起マルテンサイト相：１０．０ｖｏｌ．％未満
鋼線の加工誘起マルテンサイト相（以下「加工誘起α’」ともいう。）の体積分率について、１０．０ｖｏｌ．％以上では、残留応力を高めるため、耐ＳＣＣ特性を劣化させ、また、高温でオーステナイト中の元素に比べ拡散を容易にさせるため、耐熱性を低下させる。そのため、本発明の鋼線の加工誘起α’分率は１０ｖｏｌ．％未満にする。好ましくは、５．０ｖｏｌ．％未満であり、更に好ましくは３．０ｖｏｌ．％未満である。
加工誘起マルテンサイト相：１０．０ｖｏｌ．％未満
鋼線の加工誘起マルテンサイト相（以下「加工誘起α’」ともいう。）の体積分率について、１０．０ｖｏｌ．％以上では、残留応力を高めるため、耐ＳＣＣ特性を劣化させ、また、高温でオーステナイト中の元素に比べ拡散を容易にさせるため、耐熱性を低下させる。そのため、本発明の鋼線の加工誘起α’分率は１０ｖｏｌ．％未満にする。好ましくは、５．０ｖｏｌ．％未満であり、更に好ましくは３．０ｖｏｌ．％未満である。
【0039】
オーステナイト相の転位密度：０．５×１０１５／ｍ２以上
オーステナイト相の転位密度を高めると、転位同士が相互作用することで、強度および耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させるため、その下限を０．５×１０１５／ｍ２以上とする。好ましくは１．０×１０１５／ｍ２以上、更に好ましくは３．０×１０１５／ｍ２以上である。転位密度の上限は定める必要がないが、高すぎると加工性が劣化するおそれがあるので、転位密度は５０×１０１５／ｍ２以下とするのが好ましい。
オーステナイト相の転位密度を高めると、転位同士が相互作用することで、強度および耐熱性、耐ＳＣＣ特性を向上させるため、その下限を０．５×１０１５／ｍ２以上とする。好ましくは１．０×１０１５／ｍ２以上、更に好ましくは３．０×１０１５／ｍ２以上である。転位密度の上限は定める必要がないが、高すぎると加工性が劣化するおそれがあるので、転位密度は５０×１０１５／ｍ２以下とするのが好ましい。
【0040】
鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率：０．９０以下
本発明で、圧延方向の結晶方位であるＲＤ／／＜１１１＞分率とは、＜１１１＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相の圧延方向の方位ＲＤ／／＜１１１＞分率を小さくすると、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が向上する。これは、圧縮コイルばねのような鋼線へ捻り応力が付与される場合、鋼線表層へ最大せん断応力が加わるため、鋼線表層の組織制御が重要になる。ＲＤ／／＜１１１＞へ配向すると、捻り応力によるせん断面およびオーステナイト（ＦＣＣ）のすべり面が一致し、転位が容易に移動するため、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化する。本発明では、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率：０．９０以下で前記効果を発現する。そのため、上限値を０．９０とする。好ましくは０．８０以下であり、更に好ましくは０．７０以下である。なお、ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．３０を下回ると、鋼線の縦弾性係数が小さくなり、鋼線軸方向の引張に対する設計応力が小さくなるため、下限値を０．３０とする。
本発明で、圧延方向の結晶方位であるＲＤ／／＜１１１＞分率とは、＜１１１＞方位と圧延方向との角度差が２０°以下である結晶の面積比率を意味する。
鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相の圧延方向の方位ＲＤ／／＜１１１＞分率を小さくすると、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が向上する。これは、圧縮コイルばねのような鋼線へ捻り応力が付与される場合、鋼線表層へ最大せん断応力が加わるため、鋼線表層の組織制御が重要になる。ＲＤ／／＜１１１＞へ配向すると、捻り応力によるせん断面およびオーステナイト（ＦＣＣ）のすべり面が一致し、転位が容易に移動するため、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化する。本発明では、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率：０．９０以下で前記効果を発現する。そのため、上限値を０．９０とする。好ましくは０．８０以下であり、更に好ましくは０．７０以下である。なお、ＲＤ／／＜１１１＞分率が０．３０を下回ると、鋼線の縦弾性係数が小さくなり、鋼線軸方向の引張に対する設計応力が小さくなるため、下限値を０．３０とする。
【0041】
引張強さ：１３００ＭＰａ以上
鋼線の引張強さが１３００ＭＰａ未満の場合、強度が低下するため、本発明の効果が十分には発現しない。そのため、好ましくは引張強さの下限を１３００ＭＰａ以上とする。より好ましくは１６００ＭＰａ以上であり、更に好ましくは１９００ＭＰａ以上である。
鋼線の引張強さが１３００ＭＰａ未満の場合、強度が低下するため、本発明の効果が十分には発現しない。そのため、好ましくは引張強さの下限を１３００ＭＰａ以上とする。より好ましくは１６００ＭＰａ以上であり、更に好ましくは１９００ＭＰａ以上である。
【0042】
本実施形態に係る鋼線は、上述の化学組成を有し、Ａ値が－２００～－１００を満足することに加え、さらに、加工誘起α’の体積分率が１０ｖｏｌ．％未満となり、オーステナイト相の転位密度が０．５×１０１５／ｍ２以上となり、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率が０．９０以下である。その結果として、耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れた高強度ステンレス鋼線となる。そのうえ、引張強さが１３００ＭＰａ以上となる。本発明の鋼線は、せん断塑性ひずみが０．５０％以下であって耐熱性が良好であり、ＳＣＣ破断時間が１．０ｈｒ以上であって耐応力腐食割れ性が良好となる。
【0043】
せん断塑性ひずみ：０．５０％以下
上述のように、せん断塑性ひずみが０．５０％以下であれば耐熱性が改善されるため、本発明の効果が発現する。そのため、上限を０．５０％とする。好ましくは０．４０％以下であり、更に好ましくは０．３５％以下である。
上述のように、せん断塑性ひずみが０．５０％以下であれば耐熱性が改善されるため、本発明の効果が発現する。そのため、上限を０．５０％とする。好ましくは０．４０％以下であり、更に好ましくは０．３５％以下である。
【0044】
ＳＣＣ破断時間：１．０ｈｒ以上
上述のように、ＳＣＣ破断時間が１．０ｈｒ以上の場合、耐ＳＣＣ特性が良好となるため、本発明の効果が発現する。そのため、下限を１．０ｈｒとする。好ましくは１０．０ｈｒ以上であり、更に好ましくは２４．０ｈｒ以上である。
上述のように、ＳＣＣ破断時間が１．０ｈｒ以上の場合、耐ＳＣＣ特性が良好となるため、本発明の効果が発現する。そのため、下限を１．０ｈｒとする。好ましくは１０．０ｈｒ以上であり、更に好ましくは２４．０ｈｒ以上である。
【0045】
３．ステンレス鋼線の製造方法
次に、本実施形態に係る高強度ステンレス鋼線および線材の製造方法について説明する。なお、本発明の高強度ステンレス鋼線および線材の製造方法は、以下に記載した条件に限るものではないことはもちろんである。
次に、本実施形態に係る高強度ステンレス鋼線および線材の製造方法について説明する。なお、本発明の高強度ステンレス鋼線および線材の製造方法は、以下に記載した条件に限るものではないことはもちろんである。
【0046】
上記成分組成を有する鋼を溶製し、所定の径を有する鋳片に鋳造したのち、鋳片に対し熱間の線材圧延を行う。その後は、必要に応じて適宜、溶体化処理、酸洗を行い線材とする。
【0047】
本実施形態に係るステンレス鋼線は、上述の線材を冷間で伸線加工することにより得られる。具体的には、伸線加工前の所定の材料を下記の条件で伸線加工してステンレス鋼線を製造する。伸線加工前の所定の材料とは、熱間圧延後の上述の線材または、当該線材について予備伸線加工を行った鋼線に中間ストランド焼鈍を行った材料をいう。
【0048】
総減面率：５０～９５％
伸線加工における総減面率は、オーステナイトの加工硬化を促進させ、オーステナイト相の転位密度を増大して高強度化するために、５０％以上とする。一方、総減面率が大きくなりすぎると、加工誘起α’量とＲＤ／／＜１１１＞分率が増加しすぎて、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するので、総減面率の上限は９５％とする。好ましくは６０～９５％であり、更に好ましくは６５～９０％である。ここで総減面率とは、前記予備伸線加工と中間ストランド焼鈍を行う場合には、中間ストランド焼鈍後の伸線加工における総減面率を意味する。
伸線加工における総減面率は、オーステナイトの加工硬化を促進させ、オーステナイト相の転位密度を増大して高強度化するために、５０％以上とする。一方、総減面率が大きくなりすぎると、加工誘起α’量とＲＤ／／＜１１１＞分率が増加しすぎて、耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するので、総減面率の上限は９５％とする。好ましくは６０～９５％であり、更に好ましくは６５～９０％である。ここで総減面率とは、前記予備伸線加工と中間ストランド焼鈍を行う場合には、中間ストランド焼鈍後の伸線加工における総減面率を意味する。
【0049】
伸線温度：３０～３００℃
伸線加工における伸線温度は、オーステナイトの加工硬化や集合組織形成へ寄与する。高温伸線加工ではオーステナイト相の積層欠陥エネルギーが大きくなるため、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が発達してＲＤ／／＜１１１＞分率が低下し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させる。そのため伸線温度は３０℃以上とする。一方、伸線温度が高くなりすぎると、加工硬化が抑制されてＲＤ／／＜１１１＞分率が増大し、強度が低下し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するので、伸線温度の上限は３００℃とする。好ましくは３０～２００℃であり、更に好ましくは５０～１５０℃である。
伸線加工における伸線温度は、オーステナイトの加工硬化や集合組織形成へ寄与する。高温伸線加工ではオーステナイト相の積層欠陥エネルギーが大きくなるため、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が発達してＲＤ／／＜１１１＞分率が低下し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させる。そのため伸線温度は３０℃以上とする。一方、伸線温度が高くなりすぎると、加工硬化が抑制されてＲＤ／／＜１１１＞分率が増大し、強度が低下し、逆に耐熱性と耐ＳＣＣ特性が劣化するので、伸線温度の上限は３００℃とする。好ましくは３０～２００℃であり、更に好ましくは５０～１５０℃である。
【0050】
最終パスの伸線減面率：０．５～２５％
伸線加工における最終パスの伸線減面率は、鋼線表層の集合組織形成へ寄与する。最終パスの伸線減面率を低くすることにより、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の配向が進展する結果ＲＤ／／＜１１１＞の分率が減少するので、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させることができる。この効果は最終パスの伸線減面率２５％以下で発現する。そのため、最終パスの伸線減面率の上限値を２５％とする。一方、最終パスの伸線減面率を小さくするほど耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の分率を高くすることができるが、小さくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終パスの伸線減面率の下限値は０．５％とする。好ましくは０．５～１５％であり、更に好ましくは０．５～５％である。
伸線加工における最終パスの伸線減面率は、鋼線表層の集合組織形成へ寄与する。最終パスの伸線減面率を低くすることにより、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の配向が進展する結果ＲＤ／／＜１１１＞の分率が減少するので、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させることができる。この効果は最終パスの伸線減面率２５％以下で発現する。そのため、最終パスの伸線減面率の上限値を２５％とする。一方、最終パスの伸線減面率を小さくするほど耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の分率を高くすることができるが、小さくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終パスの伸線減面率の下限値は０．５％とする。好ましくは０．５～１５％であり、更に好ましくは０．５～５％である。
【0051】
最終の１つ前のパスの伸線減面率：０．５～２５％
前述の最終パスの伸線減面率に加え、伸線加工における最終の１つ前のパスの伸線減面率を制御すると、鋼線表層の集合組織形成を更に先鋭化させる。最終の１つ前のパスの伸線減面率を低くすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の配向が進展する結果ＲＤ／／＜１１１＞の分率が減少するので、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させることができる。この効果は当該伸線減面率２５％以下で発現する。そのため、最終の１つ前のパスの伸線減面率の上限値は２５％とする。一方、最終の１つ前のパスの伸線減面率を小さくするほど耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の分率を高くすることができるが、小さくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終の１つ前のパスの伸線減面率の下限値は０．５％とする。好ましくは０．５～１５％であり、更に好ましくは０．５～５％である。
前述の最終パスの伸線減面率に加え、伸線加工における最終の１つ前のパスの伸線減面率を制御すると、鋼線表層の集合組織形成を更に先鋭化させる。最終の１つ前のパスの伸線減面率を低くすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の配向が進展する結果ＲＤ／／＜１１１＞の分率が減少するので、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させることができる。この効果は当該伸線減面率２５％以下で発現する。そのため、最終の１つ前のパスの伸線減面率の上限値は２５％とする。一方、最終の１つ前のパスの伸線減面率を小さくするほど耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるＲＤ／／＜１１１＞以外の方位の分率を高くすることができるが、小さくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終の１つ前のパスの伸線減面率の下限値は０．５％とする。好ましくは０．５～１５％であり、更に好ましくは０．５～５％である。
【0052】
最終パスのダイス半角：６～１４ｄｅｇ
伸線加工における最終パスのダイス半角は、鋼線表層の集合組織形成へ寄与し、最終パスのダイス半角を大きくすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が配向し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるため、最終パスのダイス半角は６ｄｅｇ以上とする。一方、最終パスのダイス半角が大きくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終パスのダイス半角の上限は１４ｄｅｇとする。好ましくは６～１２ｄｅｇであり、更に好ましくは７～１０ｄｅｇである。
伸線加工における最終パスのダイス半角は、鋼線表層の集合組織形成へ寄与し、最終パスのダイス半角を大きくすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が配向し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるため、最終パスのダイス半角は６ｄｅｇ以上とする。一方、最終パスのダイス半角が大きくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終パスのダイス半角の上限は１４ｄｅｇとする。好ましくは６～１２ｄｅｇであり、更に好ましくは７～１０ｄｅｇである。
【0053】
最終の１つ前のパスのダイス半角：６～１４ｄｅｇ
前述の最終パスのダイス半角に加え、伸線加工における最終の１つ前のパスのダイス半角を制御すると、鋼線表層の集合組織形成を更に先鋭化させる。最終の１つ前のパスのダイス半角を大きくすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が配向し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるため、最終の１つ前のパスのダイス半角は６ｄｅｇ以上とする。一方、最終の１つ前のパスのダイス半角が大きくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終の１つ前のパスのダイス半角の上限は１４ｄｅｇとする。好ましくは６～１２ｄｅｇであり、更に好ましくは７～１０ｄｅｇである。
前述の最終パスのダイス半角に加え、伸線加工における最終の１つ前のパスのダイス半角を制御すると、鋼線表層の集合組織形成を更に先鋭化させる。最終の１つ前のパスのダイス半角を大きくすると、表層のみにせん断変形が加わり、ＲＤ／／＜１１１＞以外の方位が配向し、耐熱性と耐ＳＣＣ特性を向上させるため、最終の１つ前のパスのダイス半角は６ｄｅｇ以上とする。一方、最終の１つ前のパスのダイス半角が大きくなりすぎると、表層と中心の残留応力差に起因し、伸線時の断線が懸念されるため、最終の１つ前のパスのダイス半角の上限は１４ｄｅｇとする。好ましくは６～１２ｄｅｇであり、更に好ましくは７～１０ｄｅｇである。
【0054】
以上の製造方法により、本実施形態に係る耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れる高強度ステンレス鋼線を得ることができる。
【0055】
４．バネ部品
本発明のステンレス鋼線を用いたばね部品は、優れた耐熱性と耐ＳＣＣ特性を有するので、精密部品に十分対応できる。ばね部品として、自動車用ばねや産業機械用ばね、家電用ばね等に適用することができる。
本発明のステンレス鋼線を用いたばね部品は、優れた耐熱性と耐ＳＣＣ特性を有するので、精密部品に十分対応できる。ばね部品として、自動車用ばねや産業機械用ばね、家電用ばね等に適用することができる。
【0056】
５．ステンレス鋼線用の線材
本発明のステンレス鋼線用の線材は、前述の化学組成を有し、Ａ値が－２００～－１００を満足するものとなる。そのため、当該線材を用いてステンレス鋼線を製造した場合に、当該ステンレス鋼線は、加工誘起マルテンサイト相の体積分率が１０．０ｖｏｌ．％未満となり、耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れた高強度ステンレス鋼線を得やすくなる。
本発明のステンレス鋼線用の線材は、前述の化学組成を有し、Ａ値が－２００～－１００を満足するものとなる。そのため、当該線材を用いてステンレス鋼線を製造した場合に、当該ステンレス鋼線は、加工誘起マルテンサイト相の体積分率が１０．０ｖｏｌ．％未満となり、耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れた高強度ステンレス鋼線を得やすくなる。
【実施例】
【0057】
以下に本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【0058】
表１に実施例の鋼の化学組成（鋼種Ａ～ＡＴ）、式（ａ）のＡ値を示す。なお、表１中の下線は本発明範囲から外れているものを示す。
【0059】
【表1】
【0060】
これらの化学組成の鋼は、ステンレス鋼の安価溶製プロセスであるＡＯＤ溶製を想定し、１００ｋｇの真空溶解炉にて溶解し、φ１８０ｍｍの鋳片に鋳造した。得られた鋳片を１１００℃で２００分の加熱後、φ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延（減面率：９９．９％）を行い、１０５０℃で熱間圧延を終了した。その直後に連続して、溶体化処理として１０５０℃で３分のインライン熱処理を実施して水冷し、酸洗を行い線材とした。その後、φ４．０ｍｍまで冷間で伸線加工を施した。得られたφ４．０ｍｍのステンレス鋼線に、１０５０℃で３分の中間ストランド焼鈍を施し、引き続きφ２．０ｍｍまで冷間で伸線加工を施し、高強度ステンレス鋼線とした。また、その際の総減面率は７５％、伸線温度は５０℃、最終パスの伸線減面率は３．３％、最終の１つ前のパスの伸線減面率は１．０％、最終パスのダイス半角は７．５ｄｅｇ、最終の１つ前のパスのダイス半角は７．２ｄｅｇとした。
【0061】
そして、上記方法により製造した鋼線について、下記の方法に従って、加工誘起マルテンサイト分率（加工誘起α’分率）、オーステナイトの転位密度、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率、引張強さ、せん断塑性ひずみ、ＳＣＣ破断時間を評価し、それぞれ表２において「α’量（ｖｏｌ．％）」、「γの転位密度（×１０１５／ｍ２）」、「表層２００μｍのγのＲＤ／／＜１１１＞分率」、「引張強さ（ＭＰａ）」、「せん断塑性ひずみ（％）」、「ＳＣＣ破断時間（ｈｒ）」の欄に記載した。
【0062】
［加工誘起マルテンサイト分率（加工誘起α’分率）］
鋼線の加工誘起α’分率は、「鋼線」と「鋼線を１０５０℃×３分の熱処理した材料」を直流磁束計にて１．０×１０４Ｏｅの磁場を付与した時の飽和磁化値を測定し、以下の式（Ｂ）にて求めた。飽和磁化値の測定には、直流磁化特性試験装置（メトロン技研（株）製）を用いた。
加工誘起α’分率（ｖｏｌ．％）＝｛（σｓ－σ１０５０）／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｂ）
ここで、σｓは製品の飽和磁化値（Ｔ）、σ１０５０は製品を１０５０℃×３分の熱処理した材料の飽和磁化値（Ｔ）、σｓ（ｂｃｃ）はγが１００％マルテンサイト（α’）変態した時の飽和磁化値（下記式（Ｃ）で表される計算値）を示す。下記式（Ｃ）中のＣｒｅｑは下記式（Ｄ）で表される。式（Ｄ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
σｓ（ｂｃｃ）＝２．１４－０．０３０×Ｃｒｅｑ ・・・ （Ｃ）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８×Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５×Ｎｉ＋０．９×Ｍｎ＋３．６（Ｃ＋Ｎ）＋１．２５×Ｐ＋２．９１×Ｓ ・・・ （Ｄ）
鋼線の加工誘起α’分率は、「鋼線」と「鋼線を１０５０℃×３分の熱処理した材料」を直流磁束計にて１．０×１０４Ｏｅの磁場を付与した時の飽和磁化値を測定し、以下の式（Ｂ）にて求めた。飽和磁化値の測定には、直流磁化特性試験装置（メトロン技研（株）製）を用いた。
加工誘起α’分率（ｖｏｌ．％）＝｛（σｓ－σ１０５０）／σｓ（ｂｃｃ）｝×１００ ・・・ （Ｂ）
ここで、σｓは製品の飽和磁化値（Ｔ）、σ１０５０は製品を１０５０℃×３分の熱処理した材料の飽和磁化値（Ｔ）、σｓ（ｂｃｃ）はγが１００％マルテンサイト（α’）変態した時の飽和磁化値（下記式（Ｃ）で表される計算値）を示す。下記式（Ｃ）中のＣｒｅｑは下記式（Ｄ）で表される。式（Ｄ）中の元素記号は、当該元素の鋼中における含有量（質量％）を意味する。
σｓ（ｂｃｃ）＝２．１４－０．０３０×Ｃｒｅｑ ・・・ （Ｃ）
Ｃｒｅｑ＝Ｃｒ＋１．８×Ｓｉ＋Ｍｏ＋０．５×Ｎｉ＋０．９×Ｍｎ＋３．６（Ｃ＋Ｎ）＋１．２５×Ｐ＋２．９１×Ｓ ・・・ （Ｄ）
【0063】
［オーステナイト相の転位密度］
鋼線のオーステナイト相の転位密度は、Ｘ線ラインプロファイル解析で測定した。鋼線のＬ断面（鋼線圧延方向の断面（縦断面））において、Ｘ線回折にてＣｕＫα線を用いて測定を行い、（１１１）、（２００）、（２２０）（３１１）の半価幅を測定し、得られた半価幅を以下の式（Ｅ）（modified Williamson-Hall式）へ代入する。
ΔＫ＝０．９／Ｄ＋((πＭ２ｂ２ρ)／２)1/2・Ｋ・Ｃ1/2＋Ｏ(Ｋ２Ｃ) ・・・（Ｅ）
なお、式（Ｅ）において、Ｄは結晶子サイズ（ｎｍ）、ρは転位密度（ｍ－２），ｂはバーガースベクトルの大きさ（ｎｍ）、Ｍは転位密度ρと転位の相互作用距離Ｒｅ（ｎｍ）に関する定数であり，Ｃは転位の平均コントラスト因子である。また、ＫおよびΔＫは、下記の通りである。
Ｋ＝２ｓｉｎθ／λ、
ΔＫ＝２βｃｏｓθ／λ
上記式において、β、θおよびλは、それぞれ各回折線の半値幅（ｒａｄ）、ブラッグ反射角（ｒａｄ）およびＸ線波長（ＣｕＫα＝０．１５４０５ｎｍ）である。
鋼線のオーステナイト相の転位密度は、Ｘ線ラインプロファイル解析で測定した。鋼線のＬ断面（鋼線圧延方向の断面（縦断面））において、Ｘ線回折にてＣｕＫα線を用いて測定を行い、（１１１）、（２００）、（２２０）（３１１）の半価幅を測定し、得られた半価幅を以下の式（Ｅ）（modified Williamson-Hall式）へ代入する。
ΔＫ＝０．９／Ｄ＋((πＭ２ｂ２ρ)／２)1/2・Ｋ・Ｃ1/2＋Ｏ(Ｋ２Ｃ) ・・・（Ｅ）
なお、式（Ｅ）において、Ｄは結晶子サイズ（ｎｍ）、ρは転位密度（ｍ－２），ｂはバーガースベクトルの大きさ（ｎｍ）、Ｍは転位密度ρと転位の相互作用距離Ｒｅ（ｎｍ）に関する定数であり，Ｃは転位の平均コントラスト因子である。また、ＫおよびΔＫは、下記の通りである。
Ｋ＝２ｓｉｎθ／λ、
ΔＫ＝２βｃｏｓθ／λ
上記式において、β、θおよびλは、それぞれ各回折線の半値幅（ｒａｄ）、ブラッグ反射角（ｒａｄ）およびＸ線波長（ＣｕＫα＝０．１５４０５ｎｍ）である。
【0064】
ここで、式（Ｅ）の両辺を２乗し，高次項であるＯ（Ｋ２Ｃ）を無視し，α＝（０．９／Ｄ）２、γ＝πＭ２ｂ２ρ／２とすると、式（Ｆ）が得られる。
［（ΔＫ）２－α］／Ｋ２＝γＣ ・・・（Ｆ）
［（ΔＫ）２－α］／Ｋ２＝γＣ ・・・（Ｆ）
【0065】
上記式において、
Ｃ＝Ｃｈ００（１－ｑＨ２）・・・（Ｇ）
である。そして、ｑは転位の種類とその割合を含むパラメータであり、
Ｈ（＝（ｈ２ｋ２＋ｈ２ｌ２＋ｋ２ｌ２）／（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）２）・・・（Ｈ）
は回折線（ｈｋｌ）の指数ｈ，ｋ，ｌの関数である。
Ｃｈ００＝Ｃｅ ｈ００＋Ｓ（Ｃｓ ｈ００－Ｃｅ ｈ００）・・・（Ｉ）
であり、Ｃｅ ｈ００，Ｃｓ ｈ００は１００％刃状転位，らせん転位の場合のコントラストファクターであり、弾性定数から求められる定数である。上記のｑ値を下記のように決定し、以下の関係式（Ｊ）から、オーステナイトのらせん転位分率Ｓを算出することができる。
Ｓ＝（ｑ－ｑｅ）／（ｑｓ－ｑｅ）・・・式（Ｊ）
上記式において、ｑｅとｑｓはそれぞれ１００％刃状転位、らせん転位の場合のｑ値であり、弾性定数から決まる定数である。
Ｃ＝Ｃｈ００（１－ｑＨ２）・・・（Ｇ）
である。そして、ｑは転位の種類とその割合を含むパラメータであり、
Ｈ（＝（ｈ２ｋ２＋ｈ２ｌ２＋ｋ２ｌ２）／（ｈ２＋ｋ２＋ｌ２）２）・・・（Ｈ）
は回折線（ｈｋｌ）の指数ｈ，ｋ，ｌの関数である。
Ｃｈ００＝Ｃｅ ｈ００＋Ｓ（Ｃｓ ｈ００－Ｃｅ ｈ００）・・・（Ｉ）
であり、Ｃｅ ｈ００，Ｃｓ ｈ００は１００％刃状転位，らせん転位の場合のコントラストファクターであり、弾性定数から求められる定数である。上記のｑ値を下記のように決定し、以下の関係式（Ｊ）から、オーステナイトのらせん転位分率Ｓを算出することができる。
Ｓ＝（ｑ－ｑｅ）／（ｑｓ－ｑｅ）・・・式（Ｊ）
上記式において、ｑｅとｑｓはそれぞれ１００％刃状転位、らせん転位の場合のｑ値であり、弾性定数から決まる定数である。
【0066】
ｑ値の決定には式（Ｆ）と式（Ｇ）を用いる。Ｘ軸とＹ軸の変数をそれぞれＨ２と（ΔＫ２－α２）／Ｋ２とし、Ｈ２に対して直線性が最適となるαを決定し、前記の一次関数での傾きと切片からｑ＝－傾き／切片としてｑ値を求める。式（Ｊ）からＳ値を求め、式（Ｇ）からＣ値を求める。
次に各回折面のプロファイルをフーリエ変換し、式（Ｋ）のmodifieid Warren-Averbachの式の関係を得る。Ｌはフーリエ長である。
各フーリエ長さのｌｎＡ（Ｌ）とＫ２Ｃの関係を二次関数近似し、式（Ｋ）の一次項の傾きＹ（Ｌ）と置くと、式（Ｌ）の関係が得られる。
Ｙ（Ｌ）／Ｌ２とｌｎＬの関係の傾き（＝πｂ２ρ／２）から転位密度を算出する。
次に各回折面のプロファイルをフーリエ変換し、式（Ｋ）のmodifieid Warren-Averbachの式の関係を得る。Ｌはフーリエ長である。
【数1】
【数2】
【0067】
［鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率］
ＲＤ／／＜１１１＞分率は、鋼材のＬ断面において、鋼線の表層から２００μｍ位置において、２００×２００μｍの視野を５視野測定した。そして、観察視野における各結晶粒の結晶方位を、ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ－７００Ｆ／日本電子（株）製）を用いて解析する。圧延方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、＜１１１＞の方位成分をクリアランス２０°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／＜１１１＞分率を測定した。
ＲＤ／／＜１１１＞分率は、鋼材のＬ断面において、鋼線の表層から２００μｍ位置において、２００×２００μｍの視野を５視野測定した。そして、観察視野における各結晶粒の結晶方位を、ＦＥ－ＳＥＭ／ＥＢＳＤ（ＪＳＭ－７００Ｆ／日本電子（株）製）を用いて解析する。圧延方向をＲＤとし、ＲＤ方向における結晶面の解析を行い、＜１１１＞の方位成分をクリアランス２０°以内の部分のみ表示させ、ＲＤ／／＜１１１＞分率を測定した。
【0068】
［引張強さ］
鋼線の引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張試験での引張強さにて評価した。
鋼線の引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１の引張試験での引張強さにて評価した。
【0069】
［せん断塑性ひずみ］
鋼線のせん断塑性ひずみは、鋼線の捻り応力緩和試験にて評価した。前記鋼線に５００℃×１ｈｒの時効熱処理を施した供試材を用いて評価した。捻り応力緩和試験は、鋼線の線径ｄを２．０ｍｍ、チャック間距離Ｌを１００ｍｍとし、初期せん断応力が５００ＭＰａとなるように、捻り角度を保持し、５００℃×２４ｈｒの熱処理前後の捻り角度変化Δθを測定し、せん断塑性ひずみγ＝ＤΔθ／（２Ｌ）を求めた。せん断塑性ひずみ：０．５０％以下を合格とした。
鋼線のせん断塑性ひずみは、鋼線の捻り応力緩和試験にて評価した。前記鋼線に５００℃×１ｈｒの時効熱処理を施した供試材を用いて評価した。捻り応力緩和試験は、鋼線の線径ｄを２．０ｍｍ、チャック間距離Ｌを１００ｍｍとし、初期せん断応力が５００ＭＰａとなるように、捻り角度を保持し、５００℃×２４ｈｒの熱処理前後の捻り角度変化Δθを測定し、せん断塑性ひずみγ＝ＤΔθ／（２Ｌ）を求めた。せん断塑性ひずみ：０．５０％以下を合格とした。
【0070】
［ＳＣＣ破断時間］
鋼線のＳＣＣ破断時間は、圧縮コイルばねによるＳＣＣ試験にて評価した。前記鋼線をコイル平均径２０．０ｍｍ、有効巻数：７巻、総巻数：９巻、自由高さ、４５．０ｍｍのコイルばねへ加工し、５００℃×１ｈｒの時効熱処理を施した供試材を用いて評価した。ＳＣＣ試験では、コイルばねを２００ＭＰａの応力で締付け、ＪＩＳ Ｇ ０５７６の試験溶液を用いて破断時間を評価した。破断時間：１．０ｈｒ以上を合格とした。
鋼線のＳＣＣ破断時間は、圧縮コイルばねによるＳＣＣ試験にて評価した。前記鋼線をコイル平均径２０．０ｍｍ、有効巻数：７巻、総巻数：９巻、自由高さ、４５．０ｍｍのコイルばねへ加工し、５００℃×１ｈｒの時効熱処理を施した供試材を用いて評価した。ＳＣＣ試験では、コイルばねを２００ＭＰａの応力で締付け、ＪＩＳ Ｇ ０５７６の試験溶液を用いて破断時間を評価した。破断時間：１．０ｈｒ以上を合格とした。
【0071】
その評価結果を表２に示す。
【0072】
【表2】
【0073】
表２に示すとおり、本発明例１～３３の鋼線において、加工誘起α’分率は１０ｖｏｌ．％未満であり、引張強さは１３００ＭＰａ以上であり、転位密度は０．５×１０１５／ｍ２以上であり、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率は０．９０以下であった。また、本発明例１～３３のせん断塑性ひずみは０．５０％以下であり、ＳＣＣ破断時間は１．０ｈｒ以上であった。一方、比較例３４～４６の鋼線は、引張強さ、および、耐熱性、耐ＳＣＣ特性のいずれかの性能が目標未達であった。
【0074】
次に、製造条件の影響について調査した。
【0075】
表１に示す鋼種Ｍを用いて、中間ストランド焼鈍までの工程については上記と同様の方法で作製した、種々の径を有するステンレス鋼線を製造し、中間ストランド焼鈍を行って伸線前の鋼線とした。当該準備した鋼線を用い、表３に示す伸線加工条件で伸線することにより、φ２．０ｍｍの鋼線を作製した。いずれの例においても鋼線の最終線径がφ２．０ｍｍとなるように、伸線加工に供する中間ストランド焼鈍後の鋼線径および最終パス前の鋼線径を調整した。そして、得られた鋼線について、前記と同様の方法で、加工誘起マルテンサイト（α’）の体積率、転位密度、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率、引張強さおよびせん断塑性ひずみ、ＳＣＣ破断時間を測定し、評価した。評価結果を表３に示す。
【0076】
【表3】
【0077】
試験Ｎｏ．４７～６４に示す本発明例の鋼線は、いずれも加工誘起α’分率は１０ｖｏｌ．％未満であり、引張強さは１３００ＭＰａ以上であり、転位密度は０．５×１０１５／ｍ２以上であり、鋼線の表層から２００μｍ位置におけるオーステナイト相のＲＤ／／＜１１１＞分率は０．９０以下であった。また、本発明例４７～６４のせん断塑性ひずみは０．５０％以下であり、ＳＣＣ破断時間は１．０ｈｒ以上であった。一方、比較例６５～７６の鋼線のうち、比較例６９、７１、７４、７６については、伸線中に断線が生じたため、鋼線の品質評価は行わなかった。比較例６５～７６の鋼線のうち、その他の条件については、引張強さ、および、耐熱性、耐ＳＣＣ特性のいずれかの性能が劣化していた。
【産業上の利用可能性】
【0078】
本発明によれば、耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れる高強度ステンレス鋼線を提供することができるので、産業上極めて有用である。このステンレス鋼線をばね部品などに適用することで、耐熱性と耐ＳＣＣ特性に優れるばね部品などを提供することができる。なお、ばね部品とは、自動車用ばねや産業機械用ばね、家電用ばね等を意味する。