TWI491745B - 具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線、高強度彈簧及其製造方法 - Google Patents

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Description

具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線、高強度彈簧及其製造方法 發明領域
本發明係關於一種作為被要求有汽車引擎排氣系構件或電安裝構件等耐熱性及高強度特性之構件、主要係作為耐熱彈簧用、耐熱繩用等耐熱鋼線材料使用之高強度不鏽鋼線。本發明係有關於一種具沃斯田鐵(γ)相+加工誘發麻田散鐵(α’)相的金屬組織之析出硬化型準穩定沃斯田鐵系高強度不鏽鋼線，且藉由添加Mo、Al等並進行冷加工與時效熱處理來控制微細析出物。特別係本發明係有關於高強度耐熱不鏽鋼線、與使用其之高強度彈簧，特別係高強度耐熱彈簧以及其製造方法。
本發明係基於2012年3月29日於日本提申之日本特願2012-076870號及於2013年3月25日提申之日本特願2013-62817號主張優先權，並於此援用其內容。
 發明背景
習知，係使用鋼琴線、及SUS304，SUS301等高強度不鏽鋼線作為高強度彈簧用材料。但，習知之彈簧製品於常溫狀態下卻具有很充分的強度。而例如鋼琴線係於環境溫度為100℃~300℃左右的溫暖間區域，耐熱塌性會於後述之殘留剪切應變急速降為0.01%以上，而用途上受限者。該傾向於不鏽鋼線之情況亦同，因此而提案了一種例如經添加Mo、Al、Ti等之沃斯田鐵系不鏽鋼線(專利文獻1、2)。藉由進行該成分調整，耐熱塌性會改善。但，因加工誘發麻田散鐵量少，則拉伸強度會低於1800MPa而強度不足，故難謂其可充分作為高強度彈簧用製品者。
又，亦提案有一種經利用Mo、Al等析出硬化的麻田散鐵系不鏽鋼(專利文獻3)。但，該不鏽鋼C高，而於熱處理後已為麻田散鐵素材故加工性差，且無法期待有大的加工硬化，則以高強度彈簧製品來說強度並不充分。
並且，亦提案有經利用Mo、Al、Cu等析出硬化的高強度析出硬化型沃斯田鐵鋼(專利文獻4)。但，該不鏽鋼因含有多量的Ni、Cu故材料成本高。且，該不鏽鋼因有抑制加工誘發麻田散鐵，故亦難滿足耐熱塌性。
因此，習知之高強度彈簧用不鏽鋼線無法兼備強度與耐熱塌性。
先行技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利第4163055號公報
專利文獻2：日本特開平10-68050號公報
專利文獻3：日本專利第3482053號公報
專利文獻4：日本專利第4327601號公報
 發明概要
本發明為解決課題，係提供一種以特別常用於前述溫暖間區域之耐熱材料、特別係以耐熱彈簧用為前提，而即使於其溫度環境下亦兼具充分高強度特性及耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，與由前述鋼線構成之高強度彈簧、以及其製造方法。
為解決上述課題進行了各種檢討的結果，而完成於析出硬化型之準穩定沃斯田鐵系不鏽鋼線，藉由以下事項，可更有效地大幅提升強度與耐熱塌性之結論，故而製得本發明。
1)控制沃斯田鐵穩定度且於加工成彈簧形狀前，藉由冷拉等強加工自沃斯田鐵主體組織來大量形成加工誘發麻田散鐵(變形麻田散鐵(ausformed marteNsite))組織。藉此可保持延性同時使強度提升。
2)藉由控制在0.05≦(C+N)≦0.13之範圍，可保持強度同時確保延性。
3)藉由添加Al、Mo，且配合強加工與時效熱處理條件，則可使Ni、Al、Mo系之微細化合物均一分散於特別係鋼線表層附近之經強加工的加工誘發麻田散鐵組織中。
亦即，本發明一態様具有下述要件。
(1)一種具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其特徵在於其以質量%計，含有C：0.02~0.12%，及N：0.005~0.03%，且0.05%≦(C+N)≦0.13%，並含有Si：0.1~2.0%、Mn：0.1~2.0%、Ni：6.8~9.0%、Cr：12.0~14.4%、Mo：1.0~3.0%、及Al：0.5~2.0%，且剩餘部分係Fe及不可避免的雜質；式(1)中所表示之加工誘發麻田散鐵生成指數MdS值為15~60，且基質中加工誘發麻田散鐵量為80~99vol%，拉伸強度為1800~2200MPa；MdS=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo…(1)，其中，式中的元素符號係該元素含量(質量%)之意。
(2)如前述(1)之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其以質量%計，更有V：0.01~1.0%、Nb：0.01~1.0%、Ti：0.01~1.0%、W：0.05~2.0%、及Ta：0.05~2.0%之中1種以上元素。
(3)如前述(1)或(2)之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其以質量%計，更含有Cu：0.8%以下、Co：0.1~2.0%、及B：0.0005~0.015%之中1種以上元素。
(4)如前述(1)至(3)項中任一項之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其以質量%計，更含有Ca：0.0005~0.01%、Mg：0.0005~0.01%、及REM：0.0005~0.1%之中1種以上元素。
(5)如前述(1)至(4)項中任一項之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其將前述不鏽鋼線以該等效線徑的100倍長度之標點距離間進行保持，並進行將其一端側扭轉旋轉之扭力試驗後，係具有無縱向裂痕且至斷裂的撚轉值為5次以上之高撚轉特性。
(6)一種具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，係經實施時效熱處理的不鏽鋼線，前述不鏽鋼線滿足如前述(1)至(4)項中任一項之成分組成、加工誘發麻田散鐵量、及MdS值，且拉伸強度為2100~2600MPa。
(7)如前述(1)至(6)項中任一項之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其係拉伸強度(σB )與其0.2%耐力(σ0.2 )之耐力比{(σ0.2 /σB )×100}為80~95%，且用於耐熱彈簧用途者。
(8)一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如前述(1)至(7)項中任一項之不鏽鋼線構成，且於環境溫度為200℃時之以式(2)所表示之殘留剪切應變ε滿足ε≦0.008%，殘留剪切應變ε={8△PD/πd3 G}×100...(2)
其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
(9)如前述(8)項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
(10)一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，具備下述步驟： 於固熔化熱處理後，藉由進行於預定等效線徑上以總加工率計為60~90%的冷加工，來製造如前述(1)至(7)項中任一項之不鏽鋼線之步驟；及將前述不鏽鋼線進行成形處理成預定的彈簧形狀，接著於溫度300~600℃下施行時效熱處理之步驟。
(11)如前述(10)項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，其係於下式(3)之時效熱處理因子為100~10000之條件下進行前述時效熱處理，藉此使鋼線基質中析出粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子，。
時效熱處理因子={溫度(℃)×處理時間(min)}/2√-{彈簧等效線徑(mm)×展開長度(mm)}‧‧‧(3)。
本發明一態様之具優異耐熱塌性之析出硬化型的高強度不鏽鋼線，係在其拉線加工階段中具高加工誘發麻田散鐵(α’)量與預定的拉伸強度。且，本發明一態様之高強度不鏽鋼線係於進行成形處理成彈簧形狀後，藉由施行時效熱處理來形成微細化合物，特別係促進會均一分散於鋼線表層之微細化合物的析出。因此，可更賦予高強度且特別係可賦予於溫暖間區域下之耐熱塌性。所以，可提供一種具習知難以兩立之高強度且優異耐熱塌性之高強度彈簧製品。因此，本發明一態様之高強度不鏽鋼線適宜用於特別嚴格要求品質特性之高強度彈簧。
並且，依據本發明一態様之彈簧的製造方法，可於通常低溫熱處理範圍內實施，且因連續化故可不伴隨特 別的成本增加而穩定地實施。
d‧‧‧鋼線等效線徑
D‧‧‧彈簧中心徑
P‧‧‧荷重
S、S0、S1‧‧‧彈簧高度
圖1係因扭力試驗而斷裂面擴大之照片的一例，(a)表示良好的扭力斷裂面，(b)表示有扭力裂痕之斷裂面。
圖2係說明彈簧特性之測定方法的說明圖，(a)係施加壓縮荷重前的彈簧，(b)係施加了壓縮荷重狀態的彈簧，(c)係解除壓縮荷重狀態的彈簧。
圖3係顯示因時效熱處理而形成之析出化合物的生成狀態之一例的顯微鏡照片及NiAl的分子樣品。(a)係明視野像，(b)係繞射像，(c)係暗視野像，(d)係B2構造之NiAl的分子樣品。
圖4係顯示評估結果之一例的圖，(a)係顯示時效熱處理溫度與拉伸強度之關係的圖，(b)係顯示時效熱處理溫度與殘留剪切應變特性之關係的一例之圖。
 用以實施發明之形態
本實施形態之具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，以質量%計，含有C：0.02~0.12%，及N：0.005~0.03%，且0.05%≦(C+N)≦0.13%，並含有Si：0.1~2.0%、Mn：0.1~2.0%、Ni：6.8~9.0%、Cr：12.0~14.4%、Mo：1.0~3.0%、及Al：0.5~2.0%，且剩餘部分係Fe及不可避免的雜質。於以下式(1)中所表示之加工誘發麻田散鐵(α’)生成指數(以下僅稱為「生成指數」)MdS值為15~60。
其基質中加工誘發麻田散鐵量為80~99vol%，且拉伸 強度為1800~2200MPa。本實施形態之高強度不鏽鋼線係高強度耐熱不鏽鋼線，且適宜做為彈簧用的線材，特別適用為於環境溫度為100~300℃之溫暖間區域下使用之線材。
MdS=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo…(1)
其中，式中的元素符號係該元素含量(質量%)之意。又，針對於計算時不含必要元素的情況，或存在有其含量不明之元素的情況下，係以0代入作為其元素含量。
不鏽鋼線的形態並無特別限制，本實施形態之不鏽鋼線大多用於作為通常的線材，例如線徑為6mm以下，更具體來說為0.05~3mm左右之2次加工用的細線之用途上。又，其形狀亦無特別限制，本實施形態之不鏽鋼線除圓線以外，還可作為例如平線或角線等非圓形形狀之線材使用。但，並不限於該等，還可應用於各種形態。因此，本實施形態之不鏽鋼線的形態，其截面形狀亦包含非圓形形狀的線材，故線徑係依例如從其任意横截面面積算出之等效線徑(d)做記。
又，本實施形態雖係以以前述圓線為對象而藉由拉線加工來製造之情況為中心進行說明，但亦可採用組合軋延加工與前述拉線加工之複合加工來取代。
而且，不鏽鋼線具備有析出硬化機能，故藉由於最終階段所進行的時效熱處理，微細化合物粒子會析出分布於其基質中。本實施形態中，為發揮析出硬化機能，係 於其組成中添加Al及Mo等析出元素，並添加有適量的N及C。並且使NiAl、Mo系化合物粒子均一分散於藉冷拉或冷軋等拉抽加工條件而經強加工之鋼線表層附近的加工誘發麻田散鐵相中並使其析出。因此，可提供一種具高強度且具優異耐熱塌性之高強度耐熱彈簧製品。
一般來說周所皆知沃斯田鐵系不鏽鋼係因其冷加工而加工硬化，而其要因之一中則存有伴隨加工而激發之加工誘發麻田散鐵相的影響。但，其激發發生量(加工誘發麻田散鐵的生成量)卻會因構成其之各元素的成分組成的平衡與其加工條件而有很大的不同。例如，以穩定型SUS316系不鏽鋼來說，即使進行通常的加工處理，加工誘發麻田散鐵的生成量仍僅數%左右。相對於此，於本實施形態中，組成則係被調整成可積極促進伴隨冷加工之加工誘發麻田散鐵的生成，而其生成量則會被提高至80~99vol%。因此，本實施形態的特徵之一為將鋼線本身的拉伸強度於拉線等冷加工狀態下高強度化至1800~2200MPa。
而，要更加改善其高強度特性以及於彈簧製品上的耐熱塌性之手段，則可將組成調整成加工誘發麻田散鐵生成指數MdS值可成為15~60，並且於特定加工條件下將不鏽鋼進行拉線加工。藉此，可促進會成為微細析出物之析出核心的加工誘發麻田散鐵的生成。此外，生成指數MdS值係各成分組成平衡的指標。
MdS值係指施予不鏽鋼30%的拉伸變形時，組織的50% 可變態成麻田散鐵相的溫度，係可於與成分元素的關係下來確定伴隨加工而生成之加工誘發麻田散鐵量的等級者。
因此，可提升拉線加工時的加工誘發麻田散鐵量，而有助於高強度化。
本實施形態中將前述MdS值設為前述範圍的理由為，MdS值若低於15，沃斯田鐵相的穩定化會增加，而拉線加工後的加工誘發麻田散鐵量會低至小於80vol%，而難高強度化。並且於300~600℃下之伴隨時效熱處理的析出強化量亦會降低，而耐熱塌性亦會劣化。另一方面，MdS值若大於60，會於預定拉線加工中生成超過99vol%之多餘的加工誘發麻田散鐵，則拉線後的延靭性會降低，造成製造性變差。故宜設MdS值的範圍為20~50。
經上述的成分調整，本實施形態的不鏽鋼線可使加工誘發麻田散鐵量為80~99vol%，來圖謀各特性的提升。即，基質中的加工誘發α’(麻田散鐵)的分量若低於80vol%，則以彈簧製品來說即使進行時效熱處理亦難獲得必要之高強度特性。反之，加工誘發α’(麻田散鐵)的分量若大於99vol%，則會欠缺組織的穩定性而難滿足耐食性及靭性。並且可推想耐彈簧疲労性亦差。加工誘發麻田散鐵量宜為83vol%以上，又以85vol%以上為佳。又，加工誘發麻田散鐵量宜為95vol%以下，又以90vol%以下為佳。
[麻田散鐵量的測量]
而麻田散鐵量的測量方法可採用例如利用肥粒鐵分析儀之方法、磁測法或利用X射線之方法等各種方法，對從不 鏽鋼線任意採取出的試驗片進行測量。而磁測法等，於例如日本鋼鐵協會「鐵與鋼」(81-S1163)等中則有眾多說明。
本實施形態中，加工誘發麻田散鐵(α’)量係以直流磁束計測定線材在1.0×104 Oe下的飽和磁化值，並用下述(4)~(6)式而算出。
加工誘發α’量(vol%)=σs /σs (bcc)×100…(4)
σs ：飽和磁化值(T)，σs (bcc)：組織的100%為已α’變態時的飽和磁化值(計算值)。
σs (bcc)=1.83-0.030Creq …(5)
Creq =Cr+1.8Si+Mo+0.5Ni+0.9Mn+3.6(C+N)+1.25P+2.91S+1.85Al…(6)
惟，式中的元素符號為該元素含量(質量%)之意。
經上述的不鏽鋼線則具有於經其冷拉線加工狀態下之拉伸強度(σB )為1800~2200MPa的高強度特性。拉伸強度例如係可依JIS-Z2241來計測。拉伸強度若少於1800MPa，則即使經其之後的時效熱處理，強度特性亦無法大幅提升。又拉伸強度若大於2200MPa，則於彈簧成形加工階段會有彈簧形狀的不均增加，而易引發脆性破壞等品質上的問題。更加適宜的拉伸強度係1900~2100MPa。
另一方面，若對本實施形態之經冷拉線加工的不鏽鋼線施行時效熱處理，強度特性會更飛躍性地提升。依時效熱處理的條件可得拉伸強度為2100~2600MPa之適宜的值。因此，例如彈簧狀物品在如微軸用構件等，於直線狀態下使用之用途上，於前述拉線加工後接續進行矯正處 理，並將其直接進行連續時效熱處理則可做為長條彈簧材料。藉此可更提升於線狀態下的機械性特性。此外，該等處理可連續進行。
本實施形態亦包含於冷拉線加工後經時效熱處理之不鏽鋼線作為其他形態。經時效熱處理時的拉伸強度係2100~2600MPa，拉伸強度更適宜的下限係2200MPa，而更適宜的上限係2500MPa。此外，對鋼線進行時效熱處理的條件係可將時效熱處理後的拉伸強度適宜設定成為上記範圍。舉一例來說，則為後述彈簧成形後之時效熱處理的條件。
又，求取拉伸強度(σB )的同時，亦求拉伸強度(σB )與0.2%耐力(σ0.2 )之耐力比{(σ0.2 /σB )×100}。該耐力比宜為80~95%。而所述之不鏽鋼線可有效作為具高強度且改善疲勞破裂之耐熱彈簧用材料。此外，該耐力比若低於80%，則無法獲得預定的彈性特性。耐力比若高於95%，則恐對在嚴苛的彈簧加工時的成品率會有不良影響。耐力比較適宜的下限係83%，而較適宜的上限係91%。
[扭力試驗1]
又，作為評估彈簧加工性的其他特性亦可舉藉其次的扭力試驗所測定之扭轉特性。扭轉係由下述而測定。將自不鏽鋼線採取出的試驗片於保持在其等效線徑的100倍長度的標點距離間隔之狀態下，將其一端側扭轉旋轉。然後測定至不鏽鋼線破裂為止的扭力次數。該扭力次數(扭轉值)則為扭轉特性。舉例來說，經冷加工的不鏽鋼線為不會產生縱裂痕而具5次以上、例如5~10次左右以上之高扭轉特 性時，則可作為各種彈簧製品廣泛使用。
以經施行時效熱處理的不鏽鋼線、及耐力比大於95%的不鏽鋼線來說，扭轉特性不是在2、3次左右，就是易產生縱裂痕。因此，例如於對相對平均線圈徑(D)之線徑(d)的D/d為4倍以下的線圈彈簧進行加工時般，在嚴苛的條件下進行彈簧加工時，恐有對成品率會有不良影響。亦即，雖無關扭轉值，而可進行彈簧成形，但對彈簧成形來說，以可不產生縱裂痕而展現5次以上之扭轉值的不鏽鋼線為佳，而扭轉值又以6次以上為佳。
[扭力試驗2]
於該扭力試驗2中，例如亦於JIS-G4314中所說明般，將不鏽鋼線扭轉旋轉至破裂為止。然後藉由觀察破裂來評估不鏽鋼線的靭性狀況。
圖1係顯示破裂面之一例。圖1(a)係幾乎均一的破裂面，為良好。另一方面，圖1(b)則發現横截面一部分有扭力裂痕，為有脆性破裂。可得如同前者之良好的破裂面之不鏽鋼線則可滿足前述扭力次數。
接著，將就本實施形態之標的的不鏽鋼線的各構成元素的限制理由進行說明。惟，本實施形態中若無特別註記，則元素含量的單位即為質量%。
以C來說，為了於拉線加工後獲得高強度，而添加0.02%以上(以下全為質量%)。但，若添加C超過0.12%，則會銳敏化，而使耐食性劣化，還會使製造性劣化。因此，設C量上限為0.12%。而C量宜為低於0.10%，更適宜的範圍 0.04~0.09%。
N係有助於強度的元素，同時還具有可形成碳氮化物，而使固熔化熱處理時之冷加工前的素材結晶粒微細化之效果。因此，添加0.005%以上的N。但，若添加N超過0.03%，則會造成AlN等粗大氮化物的形成及延靭性的劣化，而使製造性顯著劣化。因此，設N量上限為0.03%。N含量適宜的下限為0.01%，更佳的上限為0.025%。
C及N同為侵入型元素，會產生應變，而有助於可發揮強化之固熔強化。又，C及N會形成柯瑞爾氣氛(Cottrell atmosphere)及微細碳氮化物，而具有固定金屬組織中的差排之效果。為獲得該等效果，而添加合計(C+N)為0.05%以上之C、N。但，若添加合計(C+N)大於0.13%的C、N，則延靭性會劣化。因此，設C+N的上限為0.13%。C+N適宜的範圍為0.08~0.11%。
為進行脫氧會添加0.1%以上的Si。但，若添加Si超過2.0%，則其效果度不僅會飽和，製造性還會劣化，故設Si量上限為2.0%。Si量適宜的範圍為0.3~1.0%。
Mn係為了脫氧而添加0.1%以上。但，若添加Mn超過2.0%，則耐食性會劣化。且因加工誘發麻田散鐵(α’)量會減少．則不僅強度會降低，耐熱塌性亦會劣化。因此設Mn量的上限為2.0%。Mn量適宜的範圍係0.5~1.5%。
Ni為確保素材的延靭性，且於拉線加工獲得適量的加工誘發麻田散鐵量，而添加6.8%以上。但，若添加Ni超過9.0%，則因MdS值降低而加工誘發麻田散鐵量會減 少，故強度會降低。並且耐熱塌性亦會劣化。因此，設Ni量的上限為9.0%。Ni量的適宜範圍為大於7.0%且8.5%以下，更適宜為7.5~8.2%。
Cr為確保耐食性，且獲得適度的加工誘發麻田散鐵量，而添加12.0%以上。但，若添加Cr超過14.4%，則因MdS值會降低而加工誘發麻田散鐵量會減少，故強度會降低。並且耐熱塌性亦會劣化。因此，設Cr量的上限為14.4%。Cr量的適宜範圍為13.0~14.0%。
Mo可固熔於沃斯田鐵母相而提高母相的硬度，並可緩和因使用時的昇溫造成的熱塌。並且藉由於製造彈簧時之300~600℃下的時效熱處理，Mo可使Mo系的微細金屬簇微細析出於加工誘發麻田散鐵中。藉此，強度會增加，且耐熱塌性會提升。因此，Mo係可高強度化而對使耐熱塌性提升向上有效的元素，故而添加1.0%以上。但，若添加Mo超過3.0%，則其效果會飽和，而MdS值亦會降低。因此，加工誘發麻田散鐵量會減少，且不僅強度會降低，耐熱塌性亦會劣化。因此，設Mo量的上限為3.0%。Mo量的適宜範圍為1.5~2.6%，更適宜為1.7%~2.3%。
Al會因製造彈簧時，例如300~600℃下之時效熱處理，而使微細的NiAl系金屬間化合物微細析出於加工誘發麻田散鐵中。藉此，強度會增加，且耐熱塌性會提升。因此，Al係可高強度化而對使耐熱塌性提升有效的元素，故添加0.5%以上。但，若添加Al超過2.0%，則其效果會飽和，而製造性會劣化。因此，設Al量上限為2.0%。Al量適 宜的範圍為0.7~1.5%，且以0.9%~1.2%更佳。
前述不鏽鋼線含有該等構成元素，並將成分調節成前述MdS值可成為15~60，且剩餘部分為Fe及不可避免的雜質。不可避的雜質例如可舉於一般製造不鏽鋼混入之O：0.001~0.01%、Zr：0.0001~0.01%、Sn：0.001~0.1%、Pb：0.00005~0.01%、Bi：0.00005~0.01%、Zn：0.0005~0.01%，及原料或耐火物所含之物質等，且可容許合計為2.0%以下的量。
並且，本實施形態除了前述構成元素，更可含有以下任一種以上之元素。
其第一群組中有V、Nb、Ti、W、Ta，且該等元素可形成各種微細的碳氮化物。藉此，該等元素不僅有助於將結晶粒微細化而高強度化，還可使耐熱塌性提升。其效果可添加下述其中1種以上而得：V：0.01~1.0%(宜為0.05~0.6%)、Nb：0.01~1.0%(宜為0.05~0.4%)、Ti：0.01~1.0%(宜為0.02~0.2%)、W：0.05~2.0%(宜為0.05~0.5%)、Ta：0.05~2.0%(宜為0.1~0.5%)。但，若添加超過各上限的量，則碳氮化物會粗大化而使製造性降低。因此，更佳的是於前述併記之適宜的範圍下實施。
第二群組中有以下元素，且該等元素可提升不鏽鋼線的耐食性及靭性、加工性等附加效果。因此，因應需求可容許添加以下任一種以上的元素。
Cu係有效使耐食性提升之元素，而可因應需求添加。但，若添加Cu超過0.8%，則不僅加工硬化會變小， 造成軟質化，耐熱塌性亦會降低，因此設Cu量的上限為0.8%以下。Cu量適宜的範圍為0.1~0.6%。
Co因可確保延靭性而使耐熱塌性提升，故可因應需求添加0.1%以上。但，若添加Co超過2.0%，則因強度會降低而使耐熱塌性劣化，故設Co量的上限為2.0%。Co量適宜的範圍為0.5%~1.5%。
又，B因可使該不鏽鋼的熱製造性及靭性提升，故可因應需求添加0.0005%以上。但，若添加B超過0.015%，因會生成硼化合物，則反而延靭性會降低，而使製造性劣化。因此，設B量的上限為0.015%。B量適宜的範圍為0.001~0.01%。
進而第三群組係選定Ca、Mg、REM。該等元素因可脫氧而含有，且因應需要添加Ca：0.0005~0.01%、Mg：0.0005~0.01%、REM：0.0005~0.1%之1種以上元素。但，若添加超過各上限，則會生成粗大夾雜物而使製造性降低。
並且，本實施形態以熱加工性及延靭性之觀點來看，作為其他元素宜將P及S調整到特定範圍。其容許範圍係P為0.015~0.045%、S為0.0001~0.01%。而不必要的降低反而會造成成本上升。而若多量含有時，亦會成為非金屬夾雜物等品質降低的要因。該等各群組中，可從單獨群組中選元素來添加，但亦可從任2種以上的群組中選元素來添加。
依上述構成的本實施形態的不鏽鋼線，例如係以 以下方法而製造。對具有前述預定成分組成的鑄片施行鑄造、熱軋而製成一批線材。接著，對一批線材一邊重複施行冷加工使其細徑化。此外，亦可於冷加工步驟間進行固熔化熱處理。藉由該細徑化可製成具目標線徑的不鏽鋼線。冷加工包含前述拉線加工及軋延加工，舉例而言係採用使用抽線模具或滾壓模具之連續拉線、或以軋延輥所行之軋延加工。特別係最終固熔化熱處理後的冷加工，係將其總加工率設為60~90%即可。藉此，可達成本實施形態所規定之基質中加工誘發麻田散鐵(α’)量及拉伸強度，且同樣可達成本實施形態所規定之不鏽鋼線的扭轉值及耐力比。最終冷處理總加工率宜為65~85%左右，更宜為70~83%，且以於經較控制總加工率的範圍內進行最終冷處理為佳。
又，該等冷加工較佳的形態係以，例如將加工溫度調整成其最終完成模具或最終輥進入側之鋼線的表面溫度為70℃以下(宜為10~50℃)為佳。又，宜將最終完成模具或最終軋延中的加工率設為20%以下，且宜為10%以下，來施行表層均一強加工。藉此，可更使耐熱塌性提升。
藉由控制最終完成模具進入側之鋼線的表面溫度、與最終完成模具或最終軋延中的加工率，耐熱塌性會更加提升。但其機制至今仍不明。不過，本發明者等將已控制該等條件的情況、與未控制的情況之鋼線分別進行時效熱處理，並観察、比較了其時效熱處理後之鋼線的表層附近。結果可知控制了上述條件之情況者係微細化合物呈 均一分布。由此可推測，微細化合物於鋼線表層附近更均一地析出對耐熱塌性更加地提升係有影響的。
並且，若有需要，於不鏽鋼線表面賦予鍍Ni等提升潤滑性亦有效，而藉此可使成品率提升。
此外，前述加工率係以伴隨其加工之不鏽鋼線横截面的面積的變化率表示，係以下式算出。
加工率(%)={(加工前的截面積-加工後的截面積)/加工前的截面積}×100
[彈簧製品的製造方法]
接著，說明本實施形態的彈簧製品，彈簧製品係由本實施形態的不鏽鋼線構成，且係形成例如線圈彈簧、扭力彈簧、直線彈簧等各種形狀而成者。並且藉由施行後述的時效熱處理，可使其彈簧特性提升。以本實施形態來說，因係以用於前述溫暖間區域為前提，故特別係以環境溫度200℃為基準來設定彈簧特性，而其溫度中的殘留剪切應變為0.008%以下。
彈簧特性的耐熱塌性亦有以荷重損失作表示的情況。例如如圖2所示，使其變形至相當於任意應力(例如400MPa)之高度，並保持該狀態以預定環境試驗條件進行加熱。接著，將其試驗前後相當於彈簧高度之負荷荷重的荷重差除以試驗前的負荷荷重，藉此算出荷重損失。
但，以該方法測定之荷重損失會因彈簧形狀而不同，並無一定標準。因此，本實施形態中，係以前述殘留剪切應變率取代荷重損失。又，其環境溫度亦與一樣設為 200℃。
殘留剪切應變ε係如以下所定義。對預定彈簧施加某一定荷重或扭矩使其變形。接著，去除荷重或扭矩。而去除了荷重或扭矩時的殘留的剪切應變率即為殘留剪切應變ε，且係以例如下式(7)算出。即，例如以壓縮線圈彈簧的情況來說，如圖2所示，對線圈彈簧施加預定壓縮荷重，使彈簧高度從S變位到S1。並保持該狀態加熱至200℃。接著冷卻至室溫解放壓縮荷重。然後將解放壓縮荷重時的彈簧高度設為S0，並以彈簧高度從S1回復到S0時的荷重算出荷重損失(△P)。具體來說，係設圖2(b)所示之經壓縮荷重負荷時的彈簧高度S1為預定設定高度。圖2(c)則係於經預定壓縮荷重負荷狀態下加熱，接著被冷卻，而壓縮荷重經解放後的彈簧，彈簧高度為S0。圖2(a)係經預定壓縮荷重負荷試驗前的彈簧，彈簧高度為S。以彈簧荷重試驗機分別對圖2(a)與圖2(c)的彈簧測定變為至S1的高度所需的荷重。並算出該等所需荷重的差，將其值作為荷重損失(△P)。然後用其荷重損失從下式(7)算出殘留剪切應變ε。而可自該殘留剪切應變ε評估耐熱塌性。
殘留剪切應變ε={8△PD/πd3 G}×100‧‧‧‧(7)
△P：荷重損失(N)
D：彈簧的中心徑(mm)，如圖2(a)，相對向之鋼線的中心點間的間隔尺寸。
d：鋼線的等效線徑(mm)
G：鋼線的横彈性係數(N/mm2 )，(MPa)
自以往，彈簧製品為了減輕其使用時機能下降，會進行例如熱固處理。而殘留剪切應變為0.008%以下且具優異耐熱塌性的彈簧製品則有可省卻熱固處理之優點。更佳的殘留剪切應變為0.005%以下。
為更加提升所述之彈簧特性，則推薦例如進行時效熱處理。詳而言之，係預先以預定溫度加熱處理彈簧製品，使微細化合物粒子均一析出於不鏽鋼線的組織內，特別係於表層附近。其時效熱處理係例如於300~600℃的溫度範圍下，宜設定為3分~10小時左右的加熱時間。因此，可形成例如如圖3所示之微細且硬質的化合物並使其分布。結果，可達成本實施形態所規定之高強度彈簧的殘留剪切應變。特別係可預先將成分調整成不鏽鋼線經強加工後，前述化合物會析出而製成析出硬化型不鏽鋼。
以下將顯示時效熱處理更適宜的條件。經時效熱處理析出之化合物粒子的形態或分布狀態會受到彈簧製品的容積或形態影響。故宜考慮彈簧製品的容積或形態，來調整設定溫度及加熱時間。例如宜將設定溫度或加熱時間調整成例如下式(3)的時效熱處理因子可為100~10000，又宜為150~3000。
時效熱處理因子={溫度(℃)×處理時間(min)}/2√{彈簧的等效線徑(mm)×展開長度(mm)}‧‧‧(3)
其中，展開長度係構成彈簧製品之不鏽鋼線的全長。
經上述時效熱處理，基質內會析出所欲之前述化合 物，而材料特性會提升。
時效熱處理的加熱溫度若低於300℃，則即使長時間加熱亦無法充分形成化合物。又若時效熱處理的熱溫度超過600℃，則不鏽鋼線會軟化而易使強度降低。時效熱處理推薦係以400~580℃左右進行更佳。並且，化合物的形成及析出狀態會被加熱時間影響，而使粒徑或密度發生變化。因此，宜至少加熱3分鐘以上。包括其狀況在內，係依前述式(3)來設定加熱溫度及時間的適當範圍。加熱溫度更佳之適當範圍為400~550℃。
此外，因前述化合物非常微細，故大部分於前述時效熱處理的條件範圍中，係難以詳細規定其存在，但可以三維原子探針或穿透型電子顯微鏡來進行確認。特別隨著時效熱處理的溫度變高、加熱時間變長，化合物會慢慢成長，因此可於上限附近的處理條件下使用穿透型電子顯微鏡來確認化合物的存在。
例如，圖3(a)係以高倍率放大經於600℃下進行30分間的時效熱處理而得之不鏽鋼線的横截面的照片。於麻田散鐵的基質中係以高密度析出有平均粒徑為50nm以下的NiAl所形成之微細化合物。又，圖3(b)係其電子線繞射像，並亦確認了前述化合物備有B2構造。此外，化合物的平均粒徑係以例如於繞射像之任意觀察視野內確認到之各化合物粒子粒徑的平均值表示，且更適宜的粒徑係20nm以下。
圖3(a)係自不鏽鋼線採取出之薄膜試料的穿透 型電子顯微鏡的明視野像，係顯示加工誘發麻田散鐵組織之像。圖3(b)係其區域之繞射像(已將試料構造進行傅立葉變換者)，不僅確認了加工誘發麻田散鐵的BCC構造，亦確認了如圖3(d)所示之B2構造之NiAl的存在。圖3(c)係顯示僅映照出B2構造之NiAl的析出物之暗視野像。此外，可看出前述化合物粒子藉由控制上述最終完成模具進入側之鋼線的表面溫度與最終完成模具或最終軋延中的加工率，有更均一地分布傾向。
如此一來，前述化合物的形態及分布狀態即係大大地仰賴於其加熱溫度或加熱條件、鋼線的加工條件或構成元素。舉例而言，在高溫加熱及長時間加熱下會促進反應，而可增大化合物的粒徑、使密度増加。因此，若要獲得所欲化合物的形成狀態，宜一邊進行預備試驗一邊進行處理。
自以往使用之其它的不鏽鋼線或鋼琴線等，係於彈簧使用前實施預熱調整(熱固處理)步驟。對此，以本實施形態所得之彈簧製品係具高強度且具優異耐熱塌性。因此，可期待因省卻預熱調整(熱固處理)步驟所致之成本降低。如前述，由鋼琴線構成之彈簧製品於稍微加熱狀態之溫暖間區域中特性會降低。對此，本實施形態的不鏽鋼線係適宜於稍微加熱狀態之溫暖間區域中的耐熱彈簧製品。並且本實施形態的不鏽鋼線亦可期待應用於400℃以上之一般高溫環境用途等之耐熱用途上，而擴大了其活用範圍。
以下，將以本實施形態的實施例更進一步說明。
[實施例1]
《不鏽鋼線的製造》
於表1、表2顯示作為實施例之不鏽鋼的化學成分，並一併記載比較鋼。表1、表2中皆將超出本實施形態規定之範圍的數值加予底線。
該等化學成分的鋼係於真空熔解爐中熔解，鑄造成φ 178mm的鑄片，並將其鑄片經熱處理鍛造而製成φ 62mm的棒鋼。接著，使用熱處理押出模具擬器加熱至1250℃並押出，而製成φ 10.7mm的線材。之後，進行固熔化處理、酸洗，拉線至φ 5.5mm為止，而製成線材。
然後，將其作為原材料一邊反覆進行冷拉加工及固熔化熱處理一邊製成素線徑為2.2mm的軟質線。接著，於最終冷拉加工中製成線徑為φ 1.0mm的硬質細線(拉線材)。此外，設最終總拉線加工率為80%來實施最終冷拉加工。並且，將其最終完成的拉線模具的縮面率(加工率)調節成8~25%，並將模具進入側鋼線表面溫度調節為0~80℃。然後，於加工後的鋼線(拉線材)的表面形成厚度為1.2μm之Ni鍍敷層。
本實施形態之本發明例皆無問題而可進行細徑加工，且可製得拉伸強度為1800~2200MPa(N/mm2 )、耐力比為80~95%、扭轉值為5次以上的高強度細線。並且加工誘發麻田散鐵(α’)量亦為80~95vol%。
拉伸強度及0.2%耐力係依JIS-Z2241測定。並且加工誘發麻田散鐵量係以前述(麻田散鐵量的計測)中所記載之磁測法測定。扭轉值則係以前述[扭力試驗1]、[扭力試驗2]中所記載之方法測定。並將其結果示於表3及表4。
[實施例2]
《時效特性的檢證》
接著，為評估前述實施例1之各不鏽鋼線(拉線材)因時效熱處理而產生的特性變化，將實施例1最終拉線加工後的各不鏽鋼線(拉線材)切成150mm長度而獲得試料。然後，對試料於500℃下施行30分鐘的時效熱處理。而以前述(3)式所表之時效熱處理因子係612。
然後，評估時效熱處理後的不鏽鋼線(拉線、時效熱處理材)的拉伸強度、耐力、耐力比、扭轉值、剛性率。將其結果表示於表5及表6。此外，剛性率係依扭錘法進行評估。
本實施形態之本發明例經時效熱處理的鋼線係拉伸強度為2100~2600MPa、耐力比為80~95%、且剛性率為77000MPa以上之具優異高強度特性者。並且，以顯微鏡觀察其任意横截面後，確認了與圖3同様地，由平均粒徑為3~10nm左右的NiAl粒子構成之析出化合物。
此外，就扭轉值方面，經時效熱處理的不鏽鋼線皆於扭轉5次後，產生了縱裂痕。
[實施例3]
《彈簧製品的檢證》
接著，為更加檢證實施例2的效果，則對時效熱處理前各不鏽鋼線(拉線材)施行捲線加工，而製成平均線圈徑：7mm、有效捲數：4.5捲、彈簧自由長度：25mm、展開長度：100mm之壓縮線圈彈簧。然後於500℃下施行30分鐘的時效熱處理。並評估實際彈簧製品的耐熱塌性。耐熱塌性(殘留剪切應變ε)係依前述[彈簧製品之製造方法]中記載的方法而測定。詳而言之，係一邊維持在施加了600MPa的壓縮應力的狀態，一邊於200℃下保持96小時。然後依式(7)算出殘留剪切應變ε。
將所得結果表示於表5及表6。任一本發明例皆係殘留剪切應變為0.008%以下，而確認為具高強度且具優異耐熱塌性。另一方面，比較例中，除No.51之外，皆為殘留剪切應變大於0.008%之較大值。因此，可認可本實施形態之效果。而No.51雖殘留剪切應變小，強度卻不充分。
就製造性方面，於線材軋延、拉線加工、彈簧 加工發生裂痕、斷線、折損時，係評估為無法製造。而本發明例則係無產生問題可製造至彈簧製品。
[實施例4]
《時效條件的影響》
接著，為評估前述不鏽鋼線及彈簧材(壓縮線圈彈簧)之時效熱處理的條件的影響，而準備了表1之本發明鋼的A、D鋼及表2之比較鋼的AP鋼。然後，以實施例1《不鏽鋼線的製造》中記載的方法，製造了φ 1.0mm之冷拉狀態的不鏽鋼線。並以實施例3的《彈簧製品的檢證》中記載的方法，從冷拉狀態的不鏽鋼線製造了時效熱處理前的壓縮線圈彈簧。接著，分別對冷拉狀態的不鏽鋼線及壓縮線圈彈簧，於溫度250~650℃下以2分~10小時施行了時效熱處理。並評估時效熱處理後的不鏽鋼線的拉伸強度、壓縮線圈彈簧的耐熱塌性。將其一部分的結果表示於表7、圖4(a)、圖4(b)。
以拉伸強度來說，特別係在溫度為450~550℃附近會出現尖峰，而於600℃則係稍微軟化。同樣地，就殘留剪切應變來說，係發現了皆可獲得幾乎為0.008%以下的特性，但就升高至600℃附近為止之溫度範圍來說，其特性係稍稍降低的。並且，前述時效熱處理因子為150~825左右者係殘留應變特性為0.005%以下，為非常佳者。
[實施例5]
接著，以實施例1中記載的方法將表1中記載的A、D鋼拉線，而採取了線徑為φ 1.8mm的軟質線。對該軟質線表面賦予金屬肥皂的潤滑剤，接著以冷拉裝置進行細徑加工，而製成線徑為1.0mm的硬質細線。然後，以多段軋延裝置進行冷軋加工，最後推壓成厚度為0.2mm而製造出硬質平線。該軋延加工中，係採用最適當的冷卻方法，使最終完成之軋延輥進入側的鋼線的表面溫度可為45℃。
固熔化熱處理後的總加工率係83%，且無發生伴隨前述多段的冷軋加工產生的材料裂痕或斷線等不良，而確認了不鏽鋼線具有良好的加工性。
然後，為評估將平線加工成彈簧製品時的特性，首先以熔劑去除表面的附著潤滑劑。接著，與實施例2同様地，於500℃下進行30分鐘的時效熱處理，並評估其熱處理前後平線的特性。
將結果示於表8。
在此，拉伸強度係與實施例1同様地，依拉伸試驗方法進行了評估。並且殘留剪切應變與實施例3同様地，於溫度200℃下之特性係如同下述進行了評估。並於預定長度之平線的兩端施加了扭力應力。且於保持該狀態下加熱至200℃。接著，冷卻至室溫消除扭力應力，以此時回復角度的變化來評估殘留剪切應變。
詳而言之，與彈簧的情況一樣，用荷重損失、彈性係數、及截面積算出平線的殘留切斷應變。此外，平線與彈簧的情況不同，係如同下述測定荷重損失。以平坦的平線之寬度測量法例如5~50倍左右之範圍內的任意距離作為標点距離而設定。於具有標點距離之長度的平線的両端施加預定的應力並扭轉。且於保持該狀態下加熱至200℃。接著，冷卻至室溫消除應力。並就進行了該一連串作業後的平線、與作業前(試驗一開始)的平線分別測定同樣扭力角度所需的荷重。算出該荷重的差，並將其值作為荷重損失(△P)。
如同該結果，不鏽鋼平線具有例如可作為波形彈簧用 的彈簧用材料使用之優異機械的特性。並且其表面性狀亦會隨著微細結晶粒而獲得優異平滑性之光輝表面，為適宜者。
產業上之可利用性
如同以上說明，本實施形態之不鏽鋼線於經拉線加工的狀態下具有1800~2200MPa的拉伸強度。並且加工誘發麻田散鐵量為80~99vol%。因此，藉由其後的時效熱處理，彈簧特性會大幅提升。而可得特別高的強度與優異的耐熱塌性。因此，本實施形態之不鏽鋼線應用於例如壓縮線圈彈簧、拉伸線圈彈簧、扭力彈簧、及其他各種彈簧製品，而可獲得具高強度且優異耐熱塌性的彈簧製品。
以具體用途來說，適宜應用於例如汽車引擎周邊及電裝系等之用於加溫狀態之溫暖間區域的彈簧製品、及家電製品用途的耐熱彈簧。除該等之外，亦可於例如用於高溫區域之耐熱高強度繩、耐熱軸、耐熱銷等各種具高強度且耐熱性的線狀製品利用本實施形態，故於產業上係有用的。
d‧‧‧鋼線等效線徑
D‧‧‧彈簧中心徑
P‧‧‧荷重
S、S0、S1‧‧‧彈簧高度

Claims (23)

  1. 一種具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，其特徵在於其以質量%計，含有C：0.02~0.12%，及N：0.005~0.03%，且0.05%≦(C+N)≦0.13%，並含有Si：0.1~2.0%、Mn：0.1~2.0%、Ni：6.8~9.0%、Cr：12.0~14.4%、Mo：1.0~3.0%、及Al：0.5~2.0%，且剩餘部分係Fe及不可避免的雜質；式(1)中所表示之加工誘發麻田散鐵生成指數MdS值為15~60，且基質中加工誘發麻田散鐵量為83~99vol%，拉伸強度為1800~2200MPa；MdS=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo…(1)，其中，式中的元素符號係該元素含量(質量%)之意。
  2. 如申請專利範圍第1項之用於耐熱彈簧的具優異耐熱塌性之高強度不鏽鋼線，其以質量%計，更含有選自於下列A~C群組之中1種以上：A群組：V：0.01~1.0%、Nb：0.01~1.0%、Ti：0.01~1.0%、W：0.05~2.0%及Ta：0.05~2.0%之中1種以上元素；B群組：Cu：0.8%以下、Co：0.1~2.0%及B：0.0005~0.015%之中1種以上元素；C群組：Ca：0.0005~0.01%、Mg：0.0005~0.01%及REM：0.0005~0.1%之中1種以上元素。
  3. 如申請專利範圍第1或2項之具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，其將前述不鏽鋼線以該等效線徑的100倍長度之標點距離間進行保持，而將其一端側扭轉旋轉進行扭力試驗後，具有無縱向裂痕而斷裂的撚轉值為5次以上之高撚轉特性。
  4. 一種具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，係具經實施時效熱處理的不鏽鋼線，該不鏽鋼線滿足如申專利範圍第1或2項之成分組成、加工誘發麻田散鐵量、及MdS值，且拉伸強度為2100~2600MPa。
  5. 如申請專利範圍第1或2項之具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，其係拉伸強度(σB )與其0.2%耐力(σ0.2 )之耐力比{(σ0.2 /σB )×100}為80~95%，且用於耐熱彈簧用途上者。
  6. 如申請專利範圍第3項之具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，其係拉伸強度(σB )與其0.2%耐力(σ0.2 )之耐力比{(σ0.2 /σB )×100}為80~95%，且用於耐熱彈簧用途上者。
  7. 如申請專利範圍第4項之具優異耐熱塌性之用於耐熱彈簧的高強度不鏽鋼線，其係拉伸強度(σB )與其0.2%耐力(σ0.2 )之耐力比{(σ0.2 /σB )×100}為80~95%，且用於耐熱彈簧用途上者。
  8. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第1或2項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘 留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  9. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第3項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  10. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第4項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  11. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第5項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)， d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  12. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第6項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  13. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其特徵在於其係由如申請專利範圍第7項之不鏽鋼線構成，係施行時效熱處理，且以於環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε 為ε ≦0.008%，殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3 G}×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  14. 如申請專利範圍第8項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  15. 如申請專利範圍第9項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  16. 如申請專利範圍第10項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  17. 如申請專利範圍第11項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  18. 如申請專利範圍第12項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  19. 如申請專利範圍第13項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧，其係於鋼線基質中具備粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子。
  20. 一種具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，具備下述步驟：對鑄片施行鑄造、熱軋而作成一批線材之步驟，該鑄片具有請求項1或2之成分組成且係滿足下式(1)中所表示之加工誘發麻田散鐵生成指數MdS值為15~60者；對前述一批線材重複施行冷加工及固熔化熱處理，於最終的固熔化熱處理後的冷加工中，藉由令總加工率為60~90%，而製造細徑化成具目標線徑之不鏽鋼線之步驟；及將前述不鏽鋼線進行成形處理成預定的彈簧形狀，接著於溫度300~600℃下施行時效熱處理之步驟；藉由該等步驟，製造滿足在環境溫度為200℃時之式(2)所表示之殘留剪切應變ε為ε≦0.008%的高強度彈簧，MdS=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+ Cu)-13.7Cr-18.5Mo…(1)其中，式中的元素符號係該元素含量(質量%)之意；殘留剪切應變ε ={8△PD/πd3G }×100...(2)其中，△P：荷重損失(N)，D：彈簧中心徑(mm)，d：鋼線等效線徑(mm)，G：鋼線横彈性係數(N/mm2 )。
  21. 如申請專利範圍第20項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，其中，在前述製造不鏽鋼線之步驟中。 於最終的固熔化熱處理及最終的冷加工之後，施行時效熱處理。
  22. 如申請專利範圍第20項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，其係於下式(3)之時效熱處理因子為100~10000之條件下進行前述時效熱處理，藉此使鋼線基質中析出粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子，時效熱處理因子={溫度(℃)×處理時間(min)}/2√{彈簧等效線徑(mm)×展開長度(mm)}‧‧‧(3)。
  23. 如申請專利範圍第21項之具優異耐熱塌性之高強度彈簧之製造方法，其係於下式(3)之時效熱處理因子為100~10000之條件下進行前述時效熱處理，藉此使鋼線基質中析出粒徑為50nm以下之NiAl系的微細化合物粒子，時效熱處理因子={溫度(℃)×處理時間(min)}/2√{彈簧等效線徑(mm)×展開長度(mm)}‧‧‧(3)。
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