(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１５％、
Ｓｉ：０．１〜４．０％、
Ｍｎ：０．１〜１０．０％、
Ｎｉ：３．０〜９．０％、
Ｃｒ：１３．０〜１９．０％、
Ｍｏ：０．８超〜4．０％、
Ａｌ：０．３５〜３．０％、
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、
Ｎ：０．０５％以下、
Ｏ：０．００４％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（a）式で表されるＭｄ30値が−１０〜７０であり、下記(b)式で規定されるＮg値がＮ含有量以上、０．１０以下であり、引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
Ｍｄ30＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ
―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ・・・・・（a）
Ｎg＝0.002／（Ａｌ×Ｔｉ）                        ・・・・・（b）
【請求項２】
マルテンサイト量が２５体積％以上、８５体積％未満であることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項３】
更に質量％で、
Ｖ：０．０５〜２．０％、
Ｎｂ：０．０５〜２．０％、
Ｗ：０．０５〜２．０％、
Ｔａ：０．０５〜２．０％の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項４】
更に質量％で、Ｃｏ：０．１〜４．０％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項５】
更に質量％で、Ｃｕ：０．１以上、２．０％未満を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項６】
更に質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項７】
更に質量％で、
Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％の内、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１〜６のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【請求項８】
請求項１〜７のいずれか一項に記載のステンレス鋼線の製造方法であって、冷間加工後に３００〜６００℃で時効処理を施すことを特徴とする耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線の製造方法。
【請求項９】
前記時効処理が窒素雰囲気で施されることを特徴とする請求項８に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線の製造方法。
【請求項１０】
請求項１〜７のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線からなることを特徴とする、ばね。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ばね等の耐疲労性に優れた２０００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有する高強度且つ耐疲労性に優れる製品に係わり、Ａｌ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｏ，Ｎ等を制御して粗大介在物を抑制し、微細析出物を制御して表層圧縮残留応力を付与した析出硬化型準安定オーステナイト系ステンレス鋼線およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
従来、高強度ステンレス鋼線から成型されたばね疲労性に優れた高強度ステンレス製品はＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３１６のステンレス鋼線材を素材として加工・成型されてきた。これら製品の疲労は鋼線の繰り返し曲げ方向、または、ねじり変形方向の疲労特性が求められる。しかしながら、これらの鋼線材から加工された製品は疲労強度が普通鋼線に比べ劣るという欠点があった。そのため、水素，結晶粒径を規定した２０００Ｎ／ｍｍ2以上の引張強さを有する高強度ばね用の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線が提案されている（下記特許文献１）。しかしながら、本発明者らの検討によれば、疲労特性の向上は見られるものの目標の疲労強度（例えば回転曲げ応力≧５００Ｎ／ｍｍ2）を満足していない。
【０００３】
一方、疲労強度の向上には、時効処理，析出硬化処理が有効であり、ＳＵＳ３０４系にＭｏ，Ｃｏ，Ｎを添加した高強度ばねを５００〜５５０℃で低温焼鈍すること（下記特許文献２）、また、Ａｌ，Ｃｕ，Ｍｏ等を添加したオーステナイト系の析出硬化型ステンレス鋼が提案されている（下記特許文献３）。
【０００４】
また、酸素を抑制してＮ，Ｍｏ，Ｔｉ，Ｎｂ等を添加し、加工誘起マルテンサイト量を制御した耐疲労性に優れた準安定オーステナイト系ステンレス鋼が提案されている（下記特許文献４）。また、準安定オーステナイト系ステンレス鋼にＭｏ，Ｔｉを添加した高強度鋼板が提案されている（下記特許文献５）。更に、準安定オーステナイト系ステンレス鋼にＭｏ，Ａｌを添加した高強度の耐熱鋼板が提案されている（特許文献６）。しかしながら、いずれも要求される強度・耐疲労特性（鋼線の曲げ、または、ねじり方向の疲労特性）を兼ね備えていない。
【０００５】
そのため、従来の高強度ステンレス鋼では、十分な強度と疲労特性（鋼線の曲げ、または、ねじり方向の疲労特性）を兼ね備えることができなかった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特許第４２１２５５３号公報
【特許文献２】特許第４０８０３２１号公報
【特許文献３】特許第４３２７６０１号公報
【特許文献４】特開平５−２７９８０２号公報
【特許文献５】特開２００１−１３１７１３号公報
【特許文献６】特開平９−１４３６３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００７】
本発明の目的は、高強度・高耐疲労製品用の素材である析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線を提供し、従来の高強度・高耐疲労製品の強度と耐疲労性の両特性を大幅に改善することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明者らは、上記課題を解決するために種々検討した結果、析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼において、1)Ａｌ，Ｍｏを複合添加し、加工誘起マルテンサイト量を制御して析出硬化にて強度を飛躍的に高め、且つ、2)Ａｌ，Ｔｉ，Ｎ量の関係を制御して粗大窒化物を抑制し、また、3)製品を窒素雰囲気中で時効して表層圧縮残留応力を付与することで、複合の相乗効果により強度特性を維持しつつ耐疲労特性を飛躍的に高めることを見出した。本発明は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨とするところは以下の通りである。
【０００９】
（１）質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜４．０％、Ｍｎ：０．１〜１０．０％、Ｎｉ：３．０〜９．０％、Ｃｒ：１３．０〜１９．０％、Ｍｏ：０．８超〜4．０％、Ａｌ：０．３５〜３．０％、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｎ：０．０５％以下、Ｏ：０．００４％以下を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、
下記（a）式で表されるＭｄ30値が−１０〜７０であり、下記(b)式で規定されるＮg値がＮ含有量以上０．１０以下であり、引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ２以上であることを特徴とする耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
Ｍｄ30＝５５１−４６２（Ｃ＋Ｎ）−９．２Ｓｉ―８．１Ｍｎ
―２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）−１３．７Ｃｒ―１８．５Ｍｏ・・・・・（a）
Ｎg＝0.002／（Ａｌ×Ｔｉ）                        ・・・・・（b）
（２）マルテンサイト量が２５体積％以上、８５体積％未満であることを特徴とする（１）に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【００１０】
（３）更に質量％で、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｎｂ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜２．０％、Ｔａ：０．０５〜２．０％の内、１種類以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
（４）更に質量％で、Ｃｏ：０．１〜４．０％を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
（５）更に質量％で、Ｃｕ：０．１以上、２．０％未満を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
【００１１】
（６）更に質量％で、Ｂ：０．０００５〜０．０１５％を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
（７）更に質量％で、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％の内、１種類以上を含有することを特徴とする（１）〜（６）のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線。
（８）（１）〜（７）のいずれか一項に記載のステンレス鋼線の製造方法であって、冷間加工後に３００〜６００℃で時効処理を施すことを特徴とする耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線の製造方法。
（９）前記時効処理が窒素雰囲気で施されることを特徴とする（８）に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線の製造方法。
（１０）（１）〜（７）のいずれか一項に記載の耐疲労性に優れた析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線からなることを特徴とする、ばね。
【発明の効果】
【００１２】
本発明による耐疲労性に優れた準安定オーステナイト系ステンレス鋼線は、２０００Ｎ／ｍｍ2以上の強度に加え、優れた耐疲労特性を合わせ持つため、飛躍的に強度と耐疲労特性の両特性に優れたばね等の部品を安価に提供する効果を発揮する。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】疲労強度に及ぼすMo,Al量の影響を示す図である。
【図２】疲労強度に及ぼすNg値,Ｎ量の影響を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下に、先ず、本発明の（１）、（２）に記載の限定理由について説明する。
【００１５】
Ｃは、伸線加工後に高強度を得るために、０．０２％以上（以下は全て質量％）添加する。しかしながら、０．１５％を超えて添加すると、粒界に粗大Ｃｒ炭化物が析出し、延靱性が低下して耐疲労特性が劣化することから、上限を０．１５％とする。好ましい範囲は、０．０４〜０．１２％である。
【００１６】
Ｓｉは、脱酸のために０．１％以上添加する。しかしながら、４．０％を超えて添加するとその効果は飽和するばかりか製造性が悪くなり、また、延靱性が劣化して耐疲労特性が劣化するため、上限を４．０％にする。好ましい範囲は、０．５〜２．０％である。
【００１７】
Ｍｎは、脱酸のために０．１％以上添加する。しかしながら、１０．０％を超えて添加すると、強度が低下して耐疲労特性が劣化するため、上限を１０．０％にする。好ましい範囲は、０．５〜５．０％である。
【００１８】
Ｎｉは、延靱性を確保して耐疲労特性を向上させるため、３．０％以上添加する。しかしながら、９．０％を超えて添加すると、Ｍｄ３０値が低下して強度が低下し、耐疲労特性が劣化するため、上限を９．０％にする。好ましい範囲は、４．０〜８．０％である。
【００１９】
Ｃｒは、耐食性を確保するため、１３．０％以上添加する。しかしながら、１９．０％を超えて添加すると、延靱性が劣化して疲労強度が低下するため、上限を１９．０％にする。好ましい範囲は、１４．０〜１８．０％である。
【００２０】
Ｍｏは、伸線後の３００〜６００℃での時効処理によりＭｏ系の微細な金属間クラスターを微細析出させて、延靱性を損なうことなく高強度化して耐疲労特性を向上させる有効な元素であり、０．８超％添加する。しかしながら、４．０％を超えて添加すると、その効果は飽和するばかりか、逆に延靱性が低下して耐疲労特性を劣化させるため、上限を４．０％にする。
【００２１】
Ａｌは、伸線後の３００〜６００℃での時効処理により微細なＡｌ系の金属間化合物を微細析出させて、延靱性を損なうことなく、高強度化して耐疲労性を向上させる有効な元素であり、０．３５％以上添加する。しかしながら、３．０％を超えて添加してもその効果は飽和するし、逆に延靱性を低下させて耐疲労特性を劣化させる。そのため、上限を３．０％とする。好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。更に好ましい範囲は、０．７〜１．３％である。
【００２２】
Ｔｉは、Ｎ，Ｏの抑制と共に耐疲労特性を向上させる元素であり、粗大なＡｌＮの析出を防止し、耐疲労特性を向上させるため、０．０１％以上添加する。しかしながら、０．２０％を超えて添加すると粗大なＴｉ系析出物（ＴｉＮ，Ｔｉ酸化物等）が生成し、逆に耐疲労特性が劣化するため、上限を０．２０％にする。好ましい範囲は、０．０３以上０．１０％未満である。
【００２３】
Ｎは、強度に寄与する元素であるが、ＡｌＮ，ＴｉＮ等の粗大窒化物を生成し、耐疲労特性を劣化させる。そのため、粗大窒化物を抑制するために０．０５％以下に限定する。好ましい範囲は、０．００５〜０．０３％である。
【００２４】
Ｏは、粗大酸化物の生成を抑制して耐疲労特性を向上させるため、Ｔｉ，Ｎ量の制御と共に、０．００４％以下に限定する。好ましい範囲は、０．０００３〜０．００３％である。
【００２５】
本発明の鋼線の金属相は、オーステナイト相、後述する冷間加工で発生するマルテンサイト相からなる。このうちマルテンサイト相の割合は、鋼線および鋼帯の強度および耐疲労特性を向上させるために、２５体積％以上に限定する。しかしながら、８５体積％以上になると延靱性が劣化し、逆に耐疲労特性が劣化する。そのため、上限を８５体積％未満に限定することが好ましく、更に好ましい範囲は、３５〜６５体積％である。
【００２６】
Ｍｄ30値は、伸線後の加工誘起マルテンサイト量と成分の関係を調査して得られた指標であり、高強度と延性を確保するためにＭｄ30値を制御する必要がある。Ｍｄ３０値が−1０未満の場合、オーステナイト相の安定度が増し、伸線加工では高強度化しなくなるばかりか、３００〜６００℃で実施する析出強化量も低減し、耐疲労特性が劣化する。一方、Ｍｄ３０値が７０を超えると、伸線加工で過剰な加工誘起マルテンサイト相が生成し、伸線加工後の延靱性が低下し、耐疲労特性が劣化する。そのため、Ｍｄ３０値を−1０〜７０に限定する。好ましい範囲は、1０〜６０である。更に好ましい範囲は、２０〜５０である。
【００２７】
Ｎg値は、本発明者らがＡｌ，ＴｉおよびＮ量と粗大窒化物の生成による耐疲労特性の劣化の関係を調査した結果得られた指標である。後述する実施例で示すように、Ｎｇ値がＮ量より小さくなると粗大窒化物（ＡｌＮ，ＴｉＮ等）が生成し、耐疲労特性が劣化する。そのため、Ｎｇ値がＮ量以上になるよう制御する。一方、Ｎｇ値が０．１０より大きくなると析出硬化代が小さく強度に劣るため上限値を０．１０とし、好ましくは、０．０８以下である。鋼線の引張強さは、耐疲労特性に大きく影響を及ぼし、介在物等を制御していれば、鋼線の引張強さが２０００Ｎ／ｍｍ2以上であれば良好な耐疲労特性が得られる。そのため、鋼線の引張強さを２０００Ｎ／ｍｍ2以上に限定する。好ましい範囲は、２２００〜３５００Ｎ／ｍｍ2である。
【００２８】
次に、本発明の（３）に記載の限定理由について説明する。
【００２９】
Ｖ，Ｎｂ，Ｗ，Ｔａは、炭窒化物を形成して結晶粒径を微細にして耐疲労特性を改善するため、必要に応じて、Ｖ：０．０５〜２．０％、Ｎｂ：０．０５〜２．０％、Ｗ：０．０５〜２．０％、Ｔａ：０．０５〜２．０％の内、１種類以上を添加する。しかしながら、上限を超えて添加すると粗大介在物が生成し、延靱性が低下し、耐疲労特性が劣化する。好ましい各元素の範囲は、０．１〜１．０％である。
【００３０】
次に、本発明の（４）に記載の限定理由について説明する。
【００３１】
Ｃｏは、延靱性を確保して耐疲労特性を向上させるため、必要に応じて、０．１％以上添加する。しかしながら、４．０％を超えて添加すると、強度が低下して耐疲労特性が劣化するため、上限を４．０％にする。好ましい範囲は、０．５〜３．０％である。
【００３２】
次に、本発明の（５）に記載の限定理由について説明する。
【００３３】
Ｃｕは、伸線後の３００〜６００℃での時効処理により微細なＣｕ系の金属間化合物を微細析出させて、延靱性を損なうことなく、高強度化して耐疲労性を向上させる有効な元素であり、必要に応じて、０．１％以上添加する。しかしながら、２．０％以上添加すると、逆に軟質化して耐疲労特性を低下させる。そのため、上限を２．０％未満とする。好ましい範囲は、０．５〜１．５％である。
【００３４】
次に、本発明の（６）に記載の限定理由について説明する。
【００３５】
Ｂは、熱間製造性および靱性を向上させるため、必要に応じて、０．０００５％以上を添加する。しかしながら、０．０１５％を超えて添加するとボライドが生成するため、逆に延靱性が低下して、耐疲労特性が低下する。そのため、上限を０．０１５％にする。好ましい範囲は、０．００１〜０．０１％である。
【００３６】
次に、本発明の（７）に記載の限定理由について説明する。
【００３７】
Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭは、脱酸のため、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５〜０．０１％、Ｍｇ：０．０００５〜０．０１％、ＲＥＭ：０．０００５〜０．０５％の１種以上を添加する。しかしながら、各上限を超えて添加すると粗大介在物が生成して耐疲労特性が低下する。
【００３８】
次に、本発明の（８）に記載の限定理由について説明する。
【００３９】
本発明の耐疲労性に優れた鋼線または鋼帯の製造においては、熱間圧延で製造される線材または熱延鋼帯から通常実施される冷間伸線（加工率３０〜９０％），冷間圧延（３０〜９０％），熱処理の組み合わせで製造されることが経済的に効果的である。
【００４０】
ここで、本発明で用いることが出来る線材は、上述した本発明の鋼線が有する組成、Ｍｄ３０値範囲、及びＮｇ値範囲を満たすものであれば良い。
【００４１】
また、前述したようにＡｌ，Ｍｏ，Ｃｕ系の微細析出物やクラスターを微細析出させて、延靱性を損なうことなく高強度化して耐疲労特性を向上させるために、前記の冷間加工後に時効処理を行う。この時、３００℃未満では析出強化が不十分であり、６００℃を超えると過時効となる。そのため、３００℃〜６００℃の温度範囲に限定する。好ましくは、４００〜５５０℃である。また、時効処理の時間は、３分未満では析出強化が不十分であり、１００時間を超えると過時効となる。そのため、時効時間は、３分〜１００時間の範囲である。
【００４２】
次に、本発明の（９）に記載の限定理由について説明する。
【００４３】
耐疲労特性を向上させるには表層圧縮残留応力を付与することが有効であり、窒素雰囲気中で時効処理することで表層に窒素を固溶、または微細な窒化物を生成させることが有効である。そのため、必要に応じて、窒素雰囲気中で時効処理を実施する。好ましくは、無酸化の雰囲気にて、０．５〜１．０気圧の窒素分圧下で実施する。
【００４４】
次に、本発明の（１０）に記載の限定理由について説明する。
【００４５】
本発明の耐疲労性に優れるステンレス鋼線は、特にばね製品として好適に用いることができる。これらの製品は、特に耐疲労性が求められるため、本発明の意義が大きい。ばね製品として用いる場合は、前述の鋼線材や熱延鋼帯（鋼板）を冷間伸線（加工率３０〜９０％）、冷間圧延（加工率３０〜９０％）、熱処理の組み合わせ、及びコイリング，曲成形するなどして所望の形状に冷間加工し、その後時効処理を行う。
【実施例】
【００４６】
以下に本発明の実施例について説明する。表１−１、表１−２に実施例の鋼の化学組成を示す。
【００４７】
【表１−１】
0005744678.tif 000002
【００４８】
【表１−２】
0005744678.tif 000003
【００４９】
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、その鋳片をφ５．５ｍｍまで熱間の線材圧延を行い、１０００℃で熱間圧延を終了した。その後、溶体化処理として１０５０℃で３０分保持した後に水冷し、酸洗を行い線材とした。その後、φ３．０ｍｍまで冷間で伸線加工を施し、１０５０℃で中間ストランド焼鈍を施し、引き続き１．５ｍｍまで冷間で伸線加工を施した。その後、大気にて45０℃で３０分の時効処理を行い、高強度ステンレス鋼線の製品とした。
【００５０】
そして、鋼線製品の機械的性質，マルテンサイト量，疲労強度を評価した。その評価結果を表２−１、表２−２に示す。
【００５１】
【表２−１】
0005744678.tif 000004
【００５２】
【表２−２】
0005744678.tif 000005
【００５３】
鋼線の機械的性質は、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１の引張試験での引張強さと破断絞りにて評価した。本発明例の鋼線の製品では、全て２０００Ｎ／ｍｍ2以上，破断絞りが３０％以上であり、強度と延性に優れていた。
【００５４】
鋼線のマルテンサイト（α’）量は、直流磁束計にて１００００  Ｏｅの磁場を付与した時の飽和磁化値を測定し、以下の(A)〜(C)式にて求めた。
α’量(vol.%)=σs／σs(bcc)×100     ----------------(Ａ)
σs；飽和磁化値（Ｔ），σs(bcc)；100%α‘変態した時の飽和磁化値（計算値）
σs(bcc)=2.14-0.030Creq                   -----------------(Ｂ) 
Creq=Cr+1.8Si+Mo+0.5Ni+0.9Mn+3.6(C+N)+1.25P+2.91S+1.85Al+1.07V   -------(C)
本発明の鋼線の製品では、マルテンサイト量は２５体積％以上、８５体積％未満が好ましい範囲である。
【００５５】
鋼線の疲労特性は、中村式の回転曲げ疲労試験にて、回転曲げ応力５００および６００Ｎ／ｍｍ2を負荷して１０5回の回転を負荷させて鋼線が破断するか否かで評価した。両応力とも破断しない場合を非常に良い（●），５００Ｎ／ｍｍ2のみ破断しない場合を良い（○），いずれも破断した場合を悪い（×）として評価した。本発明の範囲内であるＮｏ．１〜４２の鋼線の疲労特性は●または○であり、疲労特性に優れていた。特に、回転曲げ応力６００Ｎ／ｍｍ2で破断しないことは、ピアノ線相当以上の耐疲労特性を有することを示すものであり、従来ステンレス鋼線では難しいとされていたピアノ線代替として使用できる可能性のあるものである。そのため、産業上非常に有効である。
【００５６】
本発明例Ｎｏ．６，７，１０〜１５，２７，２８，比較例４８〜５３，６０，６１は、疲労強度に及ぼすＭｏ，Ａｌ量の影響を調査したもので、評価結果を図１に示す。本発明例は疲労強度に優れており、Ａｌ：０．５〜１．５％，Ｍｏ：０．５〜２．５％の範囲内では、疲労強度が特に優れている。
【００５７】
また、本発明例Ｎｏ．１６〜２１，比較例Ｎｏ．７３〜７７は、疲労強度に及ぼすＮｇ値，Ｎ量の影響を調査したもので、評価結果を図２に示す。本発明例は疲労強度に優れており、Ｎｇ≧Ｎ，且つＮ：０．０３％以下の範囲内では、疲労強度が特に優れている。これらの結果から、ＡｌとＭｏが好適範囲内にあり、更にＮｇ値とＮ量の関係も好適な範囲内に制御した場合には、回転曲げ応力が６００Ｎ／ｍｍ2以上となり、産業上特に優れた効果を発揮することが分かる。
【００５８】
一方、比較例Ｎｏ．４４〜８１は、成分が本発明から外れており、脱酸不良，耐食性不良や疲労特性に劣っていた。
【００５９】
耐食性は、鋼線の表層を#500で研磨後、ＪＩＳ  Ｚ  ２３７１の塩水噴霧試験に従い、１００時間噴霧試験を実施し、発銹するか否かで評価した。比較例Ｎｏ．４６は発銹しており耐食性が不良であった。その他の実施例については無発銹であり、問題なかった。
【００６０】
比較例Ｎｏ．８０，８１は、汎用の高純度フェライト系ステンレス鋼やオーステナイト系ステンレス鋼（ＳＵＳ３２１）について調査したもので、Ｎｇ値，Ｎの関係は満たすものの、その他の成分が満たしておらず、強度，マルテンサイト量が本発明範囲外であり、疲労強度に劣る。なお、これらの鋼では、Ａｌは脱酸のため添加され、ＴｉはＣ，Ｎを固定してＣｒ炭化物を防止し、Ｎは鋭敏化防止のために低減されるため、本発明の析出硬化および粗大窒化物防止して疲労強度を向上させる基本思想とは異なる。
【００６１】
次に、本発明の（８）に記載の時効温度の影響について示す。
【００６２】
表１−１のＡ，Ｅ鋼を、前記００４９段落に記載の方法でφ１．５ｍｍまで冷間で伸線加工を施し、最後に２５０〜７００℃，３０分の時効処理を行い、時効温度の影響を評価した。その評価結果を表３に示す。
【００６３】
【表３】
0005744678.tif 000006
【００６４】
参考例Ｎｏ．１，５，８２〜８５では、３００〜６００℃で時効処理が施されており、２０００Ｎ／ｍｍ２を超える引張強さを示し，疲労特性に優れていた。一方、比較例Ｎｏ．８６〜９１では、時効処理温度が本発明範囲外であり、引張強さや疲労特性に劣っていた。
【００６５】
次に、本発明の（９）に記載の時効処理の雰囲気の影響について示す。
【００６６】
表１−１のＢ，Ｄ鋼を、前記００４９段落に記載の方法でφ１．５ｍｍまで冷間で伸線加工を施し、最後に大気又は無酸化の窒素雰囲気中で４５０℃，３０分の時効処理を行い、雰囲気の影響を評価した。その評価結果を表４に示す。
【００６７】
【表４】
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【００６８】
参考例Ｎｏ．９２〜９５では、窒素雰囲気で時効処理を施すことで、表面圧縮残留応力になるため疲労特性が向上しており、窒素雰囲気中の時効処理は疲労特性に有効である。
【産業上の利用可能性】
【００６９】
以上の各実施例から明らかなように、本発明により、耐疲労特性に優れた高強度・高耐食性製品用の析出硬化型の準安定オーステナイト系ステンレス鋼線材，鋼線等を安価に製造でき、製品加工後に析出硬化処理を施すことで２０００Ｎ／ｍｍ2以上の強度に加え、優れた耐疲労特性を付与すること可能であり、軽量化・耐久性に優れる製品を安価に提供することができ、産業上極めて有用である。
【図１】
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【図２】
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