WO2013146876A1 - 耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線、高強度ばね及びその製造方法 - Google Patents

耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線、高強度ばね及びその製造方法 Download PDF

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spring
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雅之 東城
光司 高野
治彦 梶村
常夫 飽浦
豪 豊田
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新日鐵住金ステンレス株式会社
日本精線株式会社
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    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength stainless steel wire that is used as a heat-resistant steel wire material such as a heat-resistant spring or rope for heat-resistant springs and heat-resistant ropes, such as automobile engine exhaust system parts and electrical parts.
  • the present invention relates to a precipitation hardening metastable austenitic high strength stainless steel wire having a metal structure of austenite ( ⁇ ) phase + work-induced martensite ( ⁇ ′) phase, and cold work by adding Mo, Al, etc. And fine precipitates are controlled by aging heat treatment.
  • the present invention relates to a high-strength heat-resistant stainless steel wire, a high-strength spring using the same, particularly a high-strength heat-resistant spring, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 3 martensitic stainless steel using precipitation hardening of Mo, Al, etc. has been proposed.
  • this stainless steel has a high C and is already martensitic after heat treatment, so that it is inferior in workability and cannot be expected to have a large work hardening, and the strength is not sufficient as a high strength spring product.
  • Patent Document 4 a high strength precipitation hardening austenitic steel using precipitation hardening of Mo, Al, Cu or the like has been proposed.
  • this stainless steel contains a large amount of Ni and Cu, the material cost is high. Further, this stainless steel suppresses work-induced martensite, and it is difficult to satisfy heat sagability.
  • Japanese Patent No. 4163055 Japanese Patent Laid-Open No. 10-68050 Japanese Patent No. 3482053 Japanese Patent No. 4327601
  • the problem to be solved by the present invention is a high-strength stainless steel that has sufficient high-strength characteristics and heat-resisting properties even under the temperature environment, especially on the premise of heat-resistant materials that are frequently used in the warm region, especially for heat-resistant springs. It is providing the high intensity
  • the present invention was obtained. 1) Control the austenite stability and form a large amount of work-induced martensite (ausformed martensite) structure from austenite-based structure by strong working such as cold drawing before forming into a spring shape. . Thereby, strength is improved, maintaining ductility. 2) By controlling in the range of 0.05 ⁇ (C + N) ⁇ 0.13, ductility is ensured while maintaining strength. 3) Add Al, Mo, and uniformly disperse Ni, Al, Mo-based fine compounds in the work-induced martensite structure, especially in the vicinity of the steel wire surface layer, by combining strong working and aging heat treatment conditions. .
  • one aspect of the present invention has the following requirements.
  • (1) By mass%, C: 0.02 to 0.12%, and N: 0.005 to 0.03%, and 0.05% ⁇ (C + N) ⁇ 0.13%, Si : 0.1 to 2.0%, Mn: 0.1 to 2.0%, Ni: 6.8 to 9.0%, Cr: 12.0 to 14.4%, Mo: 1.0 to 3 0.0%, and Al: 0.5-2.0%, the balance being Fe and inevitable impurities
  • the processing induced martensite formation index MdS value represented by the formula (1) is 15 to 60, the processing induced martensite amount in the matrix is 80 to 99 vol%, and the tensile strength is 1800 to 2200 MPa.
  • the element symbol in a formula means content (mass%) of the said element.
  • V 0.01 to 1.0%
  • Nb 0.01 to 1.0%
  • Ti 0.01 to 1.0%
  • W 0.05 to 2.0 %
  • Ta 0.05 to 2.0%
  • the high-strength stainless steel wire excellent in heat sag resistance according to any one of the above (1) to (4), which has a high twisting characteristic of 5 times or more.
  • (6) A stainless steel wire that has been subjected to an aging heat treatment, and the stainless steel wire satisfies the component composition, the amount of work-induced martensite, and the MdS value described in any of (1) to (4) above.
  • the yield strength ratio ⁇ ( ⁇ 0.2 / ⁇ B ) ⁇ 100 ⁇ between the tensile strength ( ⁇ B ) and its 0.2% yield strength ( ⁇ 0.2 ) is 80 to 95%, and is used for heat resistant springs
  • a method for producing a high-strength spring excellent in heat resistance characterized by comprising forming the stainless steel wire into a predetermined spring shape and then subjecting the stainless steel wire to an aging heat treatment at a temperature of 300 to 600 ° C. (11)
  • the aging heat treatment is performed under the condition that the aging heat treatment factor of the following formula (3) is 100 to 10,000, thereby precipitating NiAl-based fine compound particles having a particle size of 50 nm or less in a steel wire matrix.
  • Aging heat treatment factor ⁇ temperature (° C.) ⁇ treatment time (min) ⁇ / 2 ⁇ ⁇ equivalent wire diameter of spring (mm) ⁇ deployed length (mm) ⁇ (3)
  • the precipitation hardening type high-strength stainless steel wire excellent in heat sag has a high work-induced martensite ( ⁇ ') amount and a predetermined tensile strength at the wire drawing stage.
  • the high-strength stainless steel wire according to one aspect of the present invention is formed into a spring shape and then subjected to an aging heat treatment to promote the formation of fine compounds, particularly the precipitation of fine compounds that are uniformly dispersed in the steel wire surface layer. To do. As a result, it is possible to impart higher strength and heat resistance sagability particularly in the warm region.
  • the high-strength stainless steel wire according to one embodiment of the present invention is suitable for a high-strength spring that requires particularly strict quality characteristics.
  • a spring according to one aspect of the present invention, it can be carried out within the range of normal low-temperature heat treatment, and can be carried out stably without any special cost increase due to continuation.
  • (A) is a bright-field image
  • (b) is a diffraction image
  • (c) is a dark-field image
  • (d) is a molecular model of NiAl having a B2 structure. It is a figure which shows an example of an evaluation result
  • (a) is a figure which shows the relationship between aging heat processing temperature and tensile strength
  • (b) shows an example of the relationship between aging heat processing temperature and a residual shear strain characteristic.
  • the high-strength stainless steel wire having excellent heat sag resistance includes C: 0.02 to 0.12%, and N: 0.005 to 0.03% by mass%, and 0.005%. 05% ⁇ (C + N) ⁇ 0.13%, Si: 0.1-2.0%, Mn: 0.1-2.0%, Ni: 6.8-9.0%, Cr: 12 0.0-14.4%, Mo: 1.0-3.0%, and Al: 0.5-2.0%, the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the processing induced martensite ( ⁇ ′) generation index (hereinafter simply referred to as “generation index”) MdS value represented by the following formula (1) is 15-60.
  • the amount of processing-induced martensite ( ⁇ ′) in the matrix is 80 to 99 vol%, and the tensile strength is 1800 to 2200 MPa.
  • the high-strength stainless steel wire of the present embodiment is a high-strength heat-resistant stainless steel wire, and is suitable, for example, as a wire for a spring, particularly as a wire used in a warm region where the environmental temperature is 100 to 300 ° C.
  • MdS 551-462 (C + N) -9.2Si-8.1Mn-29 (Ni + Cu) -13.7Cr-18.5Mo (1)
  • the element symbol in a formula means content (mass%) of the said element.
  • 0 is substituted as the content of the element.
  • the form of the stainless steel wire is not particularly limited, and the stainless steel wire of the present embodiment is, for example, a secondary wire for secondary processing having a wire diameter of 6 mm or less, more specifically about 0.05 to 3 mm. Often used for thin wire applications. Moreover, the shape in particular is not restrict
  • the stainless steel wire has a precipitation hardening function, and fine compound particles are precipitated and distributed in the matrix by the aging heat treatment performed in the final stage.
  • precipitation elements such as Al and Mo are added to the composition so that the precipitation hardening function is exhibited, and appropriate amounts of N and C are added.
  • NiAl and Mo-based compound particles are uniformly dispersed and precipitated in the work-induced martensite phase in the vicinity of the steel wire surface layer that has been strongly processed under the drawing process conditions such as cold drawing and cold rolling. As a result, it is possible to provide a high-strength heat-resistant spring product having high strength and excellent heat resistance.
  • austenitic stainless steel is work-hardened by cold working, and one of the factors is the influence of work-induced martensite phase induced by working.
  • the amount of induced generation (the amount of processing-induced martensite generated) varies greatly depending on the balance of the component composition of each element constituting this and the processing conditions.
  • the amount of processing-induced martensite produced is only a few percent even when normal processing is performed.
  • the composition is adjusted so as to actively promote the production of work-induced martensite accompanying cold work and increase the production amount to 80 to 99 vol%.
  • the tensile strength of the steel wire itself is increased to 1800 to 2200 MPa in the cold working state such as wire drawing, which is one of the features of this embodiment.
  • the composition is adjusted so that the processing-induced martensite formation index MdS value is 15 to 60, and stainless steel is specified. Wire drawing is performed under the processing conditions. Thereby, the production
  • the generation index MdS value is an index of the balance of each component composition.
  • the MdS value means a temperature at which 50% of the structure is transformed into a martensite phase when 30% tensile deformation is applied to stainless steel, and the level of work-induced martensite generated during processing is defined as a component element. It is to grasp in relation to.
  • the reason why the MdS value is set in the range in the present embodiment is that when the MdS value is less than 15, the stabilization of the austenite phase is increased, and the amount of work-induced martensite after wire drawing is reduced to less than 80 vol%, It becomes difficult to increase the strength. In addition, the amount of precipitation strengthening associated with aging heat treatment at 300 to 600 ° C. is reduced, and heat sag resistance is also deteriorated. On the other hand, when the MdS value exceeds 60, excess work-induced martensite exceeding 99 vol% is generated by the predetermined wire drawing, the ductility after wire drawing is lowered, and the productivity is inferior. More preferably, the range of the MdS value is 20-50.
  • the stainless steel wire of the present embodiment can achieve a work-induced martensite amount of 80 to 99 vol%, thereby improving each characteristic. That is, when the amount of processing-induced ⁇ ′ (martensite) in the matrix is less than 80 vol%, the necessary high strength characteristics cannot be obtained even when aging heat treatment is performed on the spring product. Conversely, if the amount of processing-induced ⁇ ′ (martensite) exceeds 99 vol%, it is difficult to satisfy corrosion resistance and toughness due to lack of structural stability. It is also expected to be inferior in spring fatigue resistance.
  • the amount of processing-induced martensite is preferably 83 vol% or more, and more preferably 85 vol% or more. Further, the amount of processing-induced martensite is preferably 95 vol% or less, and more preferably 90 vol% or less.
  • the amount of work-induced martensite ( ⁇ ′) is determined by measuring the saturation magnetization value at 1.0 ⁇ 10 4 Oe of the wire with a DC magnetometer, and using the following equations (4) to (6): Used to calculate.
  • Processing-induced ⁇ ′ amount (vol%) ⁇ s / ⁇ s (bcc) ⁇ 100 (4)
  • ⁇ s saturation magnetization value (T),
  • ⁇ s (bcc) saturation magnetization value (calculated value) when 100% of the structure undergoes ⁇ ′ transformation.
  • the stainless steel wire has a high strength characteristic in which the tensile strength ( ⁇ B ) in the cold-drawn state is 1800 to 2200 MPa.
  • the tensile strength can be measured, for example, according to JIS-Z2241.
  • the tensile strength is less than 1800 MPa, significant improvement in strength characteristics cannot be expected even by subsequent aging heat treatment.
  • the tensile strength exceeds 2200 MPa, there is a problem in terms of quality, such as an increase in spring shape variation and a tendency to induce brittle fracture at the spring forming stage.
  • a more preferable tensile strength is 1900 to 2100 MPa.
  • the strength characteristics are further improved dramatically.
  • a preferable value of 2100 to 2600 MPa in tensile strength can be obtained. Therefore, for example, when the spring-shaped product is used in a straight state, such as a microshaft component, the straightening process is carried out following the wire drawing process, and this is subjected to a continuous aging heat treatment as it is.
  • the spring material can also be used. This can further enhance the mechanical properties in the wire state. In addition, these processes can be performed continuously.
  • This embodiment also includes a stainless steel wire that has been subjected to aging heat treatment after cold drawing as another form.
  • the tensile strength when subjected to aging heat treatment is 2100 to 2600 MPa, the more preferable lower limit of tensile strength is 2200 MPa, and the more preferable upper limit is 2500 MPa.
  • the conditions for the aging heat treatment for the steel wire can be appropriately set so that the tensile strength after the aging heat treatment is in the above range.
  • aging heat treatment conditions after spring forming can be mentioned as described later.
  • the yield ratio ⁇ ( ⁇ 0.2 / ⁇ B ) ⁇ 100 ⁇ between the tensile strength ( ⁇ B ) and the 0.2% yield strength ( ⁇ 0.2 ) is determined. .
  • This yield strength ratio is preferably 80 to 95%.
  • Such a stainless steel wire is effective as a heat-resistant spring material that has high strength and improves fatigue fracture.
  • this yield strength ratio is less than 80%, a predetermined elastic characteristic cannot be obtained.
  • the yield strength ratio exceeds 95%, there is a risk of adversely affecting the yield during severe spring processing.
  • a more preferable lower limit of the yield strength ratio is 83%, and a more preferable upper limit is 91%.
  • twist test 1 Another characteristic for evaluating spring workability is a twisting characteristic measured by the following twisting test.
  • the twisting property is measured as follows. The test piece collected from the stainless steel wire is twisted and rotated on one end side in a state where the test piece is held for a distance of 100 times the equivalent wire diameter. Then, the number of twists until the stainless steel wire breaks is measured. The number of twists (twist value) is the twist characteristic. For example, when a cold-worked stainless steel wire has a high twisting characteristic of 5 times or more, for example, about 5 to 10 times or more without vertical cracks, it can be widely used as various spring products.
  • a stainless steel wire that has been subjected to an aging heat treatment and a stainless steel wire having a proof stress ratio of more than 95% tend to have twisting characteristics of only a few times or cause vertical cracks. For this reason, for example, when a spring is processed under severe conditions, such as when a coil spring having a ratio D / d of the wire diameter (d) to the average coil diameter (D) of 4 times or less is processed, the yield is adversely affected. There is a risk. That is, regardless of the twist value, spring forming is possible, but a stainless steel wire showing a twist value of 5 times or more without vertical cracking is preferable for spring forming, and the twist value is 6 times or more. More preferred.
  • twist test 2 In this twist test 2, for example, as described in JIS-G4314, a stainless steel wire is twisted and rotated until it breaks. And the toughness condition of a stainless steel wire is evaluated by observing a fracture surface.
  • FIG. 1 shows an example of a fracture surface.
  • FIG. 1A is good with a substantially uniform fracture surface.
  • the twist crack was recognized by a part of cross section, and it has shown that it fractured brittlely. In the stainless steel wire in which a favorable fracture surface like the former is obtained, the number of twists can be satisfied.
  • the unit of element content is mass%.
  • C is added in an amount of 0.02% or more (the following are all mass%) in order to obtain high strength after the wire drawing.
  • the upper limit of the C amount is set to 0.12%.
  • the amount of C is preferably less than 0.10%, and a more preferable range is 0.04 to 0.09%.
  • N is an element that contributes to strength and also has the effect of forming carbonitrides and refining the crystal grains of the material before cold working during solution heat treatment. For this reason, N is added 0.005% or more. However, if N is added in excess of 0.03%, formation of coarse nitrides such as AlN and deterioration of ductility occur, and the productivity is remarkably deteriorated. Therefore, the upper limit of the N amount is 0.03%. The minimum with preferable N content is 0.01%, and a preferable upper limit is 0.025%.
  • C and N are both interstitial elements, generate strain and contribute to solid solution strengthening that acts on strengthening.
  • C and N have an effect of forming a Cottrell atmosphere or fine carbonitride and fixing dislocations in the metal structure.
  • 0.05% or more of C and N is added in total (C + N).
  • C + N is set to 0.13%.
  • a preferable range of C + N is 0.08 to 0.11%.
  • Si is deoxidized, so add 0.1% or more. However, if Si is added in excess of 2.0%, the effect is not only saturated, but manufacturability deteriorates, so the upper limit of Si content is set to 2.0%. A preferable range of the amount of Si is 0.3 to 1.0%.
  • Mn is added at 0.1% or more for deoxidation. However, if Mn is added in excess of 2.0%, the corrosion resistance deteriorates. In addition, the amount of processing-induced martensite ( ⁇ ′) decreases, not only the strength decreases but also the heat sagability deteriorates. For this reason, the upper limit of the amount of Mn is made 2.0%. A preferable range of the amount of Mn is 0.5 to 1.5%.
  • Ni is added in an amount of 6.8% or more in order to ensure the ductility of the material and to obtain an appropriate amount of work-induced martensite by wire drawing.
  • the upper limit of Ni content is set to 9.0%.
  • a preferable range of the Ni amount is more than 7.0% and 8.5% or less, and more preferably 7.5 to 8.2%.
  • Cr is added in an amount of 12.0% or more to ensure corrosion resistance and to obtain an appropriate amount of work-induced martensite.
  • the upper limit of the Cr amount is set to 14.4%.
  • a preferable range of the Cr content is 13.0 to 14.0%.
  • Mo dissolves in the austenite matrix and increases the hardness of the matrix, and further mitigates heat sag due to temperature rise during use. Further, Mo is finely precipitated in work-induced martensite by aging heat treatment at 300 to 600 ° C. when manufacturing the spring. Thereby, intensity
  • Al makes fine NiAl-based intermetallic compounds finely precipitate in work-induced martensite, for example, by aging heat treatment at 300 to 600 ° C. when manufacturing a spring. Thereby, intensity
  • a preferable range of the Al content is 0.7 to 1.5%, and more preferably 0.9% to 1.2%.
  • the stainless steel wire contains these constituent elements, and the components are adjusted so that the MdS value is 15 to 60, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • Inevitable impurities include, for example, O: 0.001 to 0.01%, Zr: 0.0001 to 0.01%, Sn: 0.001 to 0.1%, Pb: Examples include 0.00005 to 0.01%, Bi: 0.00005 to 0.01%, Zn: 0.0005 to 0.01%, and substances contained in raw materials and refractories. An amount of 0% or less is acceptable.
  • the present embodiment can further contain any one or more of the following elements.
  • the first group includes V, Nb, Ti, W, and Ta, and these elements each form fine carbonitride.
  • these elements contribute to improving the heat sagability as well as increasing the strength by refining crystal grains.
  • the effect is as follows: V: 0.01 to 1.0% (preferably 0.05 to 0.6%), Nb: 0.01 to 1.0% (preferably 0.05 to 0.4%), Ti: 0.01 to 1.0% (preferably 0.02 to 0.2%), W: 0.05 to 2.0% (preferably 0.05 to 0.5%), Ta: 0.0. It can be obtained by adding one or more of 05 to 2.0% (preferably 0.1 to 0.5%). However, if an amount exceeding each upper limit is added, the carbonitride becomes coarse and the productivity is lowered. Therefore, it is more preferable to carry out the operation within the preferable range described above.
  • the second group includes the following elements, which enhance incidental effects such as corrosion resistance, toughness and workability of stainless steel wires. For this reason, the addition of any one or more of the following elements is allowed as necessary.
  • Cu is an element effective for improving the corrosion resistance, and is added as necessary. However, if Cu is added in excess of 0.8%, the work hardening becomes small and softens, and the heat sag is reduced, so the upper limit of Cu content is made 0.8% or less. A preferable range of the amount of Cu is 0.1 to 0.6%.
  • Co is added in an amount of 0.1% or more as necessary to ensure ductility and improve heat resistance. However, if Co is added in excess of 2.0%, the strength is lowered and heat resistance is deteriorated, so the upper limit of Co content is set to 2.0%. A preferred range for the amount of Co is 0.5% to 1.5%.
  • B is added in an amount of 0.0005% or more as necessary in order to improve the hot manufacturability and toughness of the stainless steel.
  • the upper limit of the B amount is set to 0.015%.
  • a preferable range of the B amount is 0.001 to 0.01%.
  • Ca, Mg, and REM are selected as the third group. These elements can be contained for deoxidation, and if necessary, Ca: 0.0005 to 0.01%, Mg: 0.0005 to 0.01%, REM: 0.0005 to 0.1% Add one or more. However, when it exceeds each upper limit, a coarse inclusion will produce
  • P and S are also preferable to adjust P and S as specific elements within a specific range from the viewpoint of hot workability and ductility.
  • P is set to 0.015 to 0.045%
  • S is set to 0.0001 to 0.01%.
  • An unnecessary reduction causes a cost increase.
  • non-metallic inclusions and the like also cause quality deterioration.
  • an element can be selected and added from a single group, but an element can be selected and added from any two or more groups.
  • the stainless steel wire of the present embodiment configured as described above is manufactured by, for example, the following method.
  • the slab having the predetermined composition is cast and hot-rolled to obtain a lot wire.
  • the diameter of the lot wire is reduced while being repeatedly cold worked.
  • a solution heat treatment may be performed between the cold working steps.
  • By reducing the diameter a stainless steel wire having a target wire diameter can be obtained.
  • the cold working includes the wire drawing and rolling, and for example, continuous wire drawing using a drawing die or a roller die, or rolling using a rolling roller is employed.
  • the total working rate is preferably 60 to 90%.
  • the final cold total processing rate is preferably about 65 to 85%, more preferably 70 to 83%, and the final cold may be performed within a range in which the total processing rate is relatively suppressed.
  • the processing temperature is adjusted so that the surface temperature of the final finishing die or the steel wire on the final roll entrance side is 70 ° C. or lower (preferably 10 to 50 ° C.). Is preferred. Further, it is preferable that the surface finish uniform strong processing is performed by setting the processing rate in the final finishing die or the final rolling to 20% or less, preferably 10% or less. Thereby, heat-resistant settling property can further be improved.
  • processing rate (%) ⁇ (cross-sectional area before processing ⁇ cross-sectional area after processing) / cross-sectional area before processing ⁇ ⁇ 100
  • the spring product of the present embodiment is made of the stainless steel wire of the present embodiment, and is formed into various shapes such as a coil spring, a torsion spring, and a linear spring. Furthermore, the spring characteristic can be improved by performing the aging heat processing mentioned later. In this embodiment, since it is assumed that it is used in the warm region, the spring characteristics are set with reference to an environmental temperature of 200 ° C., and the residual shear strain at that temperature is 0.008% or less.
  • ⁇ Heat resistance of spring characteristics may be indicated by load loss. For example, as shown in FIG. 2, it is deformed to a height corresponding to an arbitrary stress (for example, 400 MPa) and heated under predetermined environmental test conditions while maintaining this state. Next, the load loss is calculated by dividing the load difference of the load load corresponding to the spring height before and after the test by the load load before the test.
  • load loss is calculated by dividing the load difference of the load load corresponding to the spring height before and after the test by the load load before the test.
  • the load loss measured by this method depends on the spring shape and is not necessarily standard. For this reason, in this embodiment, it replaces with a load loss and uses the said residual shear strain rate.
  • the environmental temperature is also set to 200 ° C. as described above.
  • the residual shear strain ⁇ is defined as follows. A predetermined load or torque is applied to a predetermined spring to be deformed. Next, the load or torque is removed. The shear strain rate remaining when the load or torque is removed is the residual shear strain ⁇ , and is calculated by the following equation (7), for example. That is, for example, in the case of a compression coil spring, a predetermined compression load is applied to the coil spring as shown in FIG. 2, and the spring height is displaced from S to S1. While maintaining this state, it is heated to 200 ° C. It is then cooled to room temperature to release the compressive load. Then, the spring height when the compression load is released is S0, and the load loss ( ⁇ P) is calculated using the load when the spring height returns from S1 to S0.
  • the spring height S1 when the compression load shown in FIG. 2B is applied is set to a predetermined set height.
  • FIG. 2C shows a spring after being heated and then cooled in a state where a predetermined compression load is applied, and the compression load is released, and the spring height is S0.
  • FIG. 2A shows a spring before a test in which a predetermined compressive load is applied, and the spring height is S.
  • FIG. About each spring of Fig.2 (a) and FIG.2 (c) the load required in order to displace to the height of S1 is measured with a spring load tester. The difference between the necessary loads is calculated, and the value is defined as load loss ( ⁇ P).
  • the residual shear strain epsilon
  • ⁇ heat sagability can be evaluated.
  • a spring product for example, a heat setting process has been performed in order to reduce functional deterioration during use.
  • a spring product having a residual shear strain of 0.008% or less and excellent heat-resistant sagability has an advantage that the heat setting treatment can be omitted.
  • a more preferable residual shear strain is 0.005% or less.
  • the spring product is preliminarily heat-treated at a predetermined temperature, and fine compound particles are uniformly deposited in the structure of the stainless steel wire, particularly in the vicinity of the surface layer.
  • a heating time of about 3 minutes to 10 hours is set in the temperature range of 300 to 600 ° C.
  • a fine and hard compound as shown in FIG. 3 can be formed and distributed.
  • the residual shear strain of the high-strength spring defined in this embodiment can be realized.
  • the components are adjusted in advance so that the stainless steel wire is strongly processed and the above-described compounds are precipitated to form precipitation hardening stainless steel.
  • the form and distribution state of the compound particles precipitated by aging heat treatment are affected by the volume and form of the spring product. It is desirable to adjust the set temperature and heating time in consideration of the volume and form of the spring product. For example, it is desirable to adjust the set temperature and heating time so that the aging heat treatment factor of the following formula (3) is 100 to 10,000, preferably 150 to 3000.
  • Aging heat treatment factor ⁇ temperature (° C.) ⁇ treatment time (min) ⁇ / 2 ⁇ ⁇ equivalent wire diameter of spring (mm) ⁇ deployed length (mm) ⁇ (3)
  • the developed length is the total length of the stainless steel wire constituting the spring product.
  • the heating temperature of the aging heat treatment is less than 300 ° C., the compound is not sufficiently formed even when heated for a long time.
  • the heating temperature of the aging heat treatment exceeds 600 ° C., the stainless steel wire is softened and the strength tends to decrease.
  • the aging heat treatment is more preferably performed at about 400 to 580 ° C.
  • the formation and precipitation state of the compound also depends on the heating time, and the particle size and density change. For this reason, it is preferable to perform heating for at least 3 minutes.
  • the appropriate range of the heating temperature and time is set by the above equation (3) including the situation. A more preferable appropriate range of the heating temperature is 400 to 550 ° C.
  • the compound is very fine, it is difficult to define its existence in detail in most of the condition range of the aging heat treatment described above, but it is confirmed with a three-dimensional atom probe or a transmission electron microscope. can do.
  • the temperature of the aging heat treatment is higher and the heating time is longer, the compound gradually grows. Therefore, the presence of the compound can be confirmed with a transmission electron microscope under the treatment conditions near the upper limit.
  • FIG. 3 (a) is a photograph in which the cross section of a stainless steel wire obtained by aging heat treatment at 600 ° C. for 30 minutes is enlarged at a high magnification.
  • a fine compound of NiAl having an average particle size of 50 nm or less is precipitated in a martensite matrix at a high density.
  • FIG.3 (b) is the electron beam diffraction image, and it was also confirmed that the said compound is equipped with B2 structure.
  • the average particle diameter of a compound is shown, for example by the average value of the particle diameter of each compound particle confirmed in the arbitrary observation visual field of a diffraction image, and a more optimal particle diameter is 20 nm or less.
  • FIG. 3 (a) is a bright-field image of a transmission electron microscope of a thin film sample collected from a stainless steel wire, and shows an image of a processing-induced martensite structure.
  • FIG. 3B is a diffraction image of the region (Fourier transform of the sample structure).
  • FIG. 3C shows a dark field image in which only a precipitate of Ni2 having a B2 structure is projected. The compound particles tend to be more uniformly distributed by controlling the surface temperature of the steel wire on the side of the final finishing die and the processing rate in the final finishing die or final rolling.
  • the form and distribution of the compound greatly depend on the heating temperature and heating conditions, the processing conditions and constituent elements of the steel wire.
  • the reaction is accelerated by high-temperature heating or long-time heating, and the particle size of the compound can be increased or the density can be increased. Therefore, it is desirable to perform the treatment while conducting a preliminary test so that a desired compound formation state can be obtained.
  • the spring product obtained by this embodiment has high strength and excellent heat resistance. For this reason, cost reduction by omission of a preheating adjustment (heat setting) process can be expected.
  • the stainless steel wire of this embodiment is suitable for the heat-resistant spring product in the warm region in a slightly heated state.
  • the application range of the stainless steel wire of the present embodiment is expanded, such as application to heat-resistant applications such as general high-temperature environment applications of 400 ° C. or higher.
  • Tables 1 and 2 show the chemical components of the stainless steel used as examples, and the comparative steel is also shown. In both Tables 1 and 2, numerical values that fall outside the range defined in the present embodiment are underlined.
  • the examples of the present invention according to the present embodiment can perform small diameter processing without any problem, and have a tensile strength of 1800 to 2200 MPa (N / mm 2 ), a proof stress ratio of 80 to 95%, and a twist value of 5 times or more.
  • a high-strength thin wire was obtained.
  • the amount of processing-induced martensite ( ⁇ ′) was 80 to 95 vol%.
  • each stainless steel wire (drawn wire) after the final wire drawing of Example 1 is subjected to A sample was obtained by cutting to a length of 150 mm. Then, the sample was subjected to an aging heat treatment at 500 ° C. for 30 minutes.
  • the aging heat treatment factor represented by the formula (3) was 612.
  • the steel wire subjected to the aging heat treatment according to the embodiment of the present invention according to the present embodiment had excellent high strength characteristics with a tensile strength of 2100 to 2600 MPa, a yield strength ratio of 80 to 95%, and a rigidity of 77000 MPa or more.
  • a precipitated compound composed of NiAl particles having an average particle diameter of about 3 to 10 nm was confirmed as in FIG.
  • Table 5 and Table 6 show the obtained results.
  • the residual shear strain was 0.008% or less, and the strength was high and heat resistance was excellent.
  • the comparative example no. In all cases except 51, the residual shear strain was a large value exceeding 0.008%. Therefore, the effect of this embodiment was recognized.
  • No. No. 51 had a small residual shear strain but an insufficient strength.
  • the spring product could be manufactured without any problem.
  • the tensile strength showed a peak especially at a temperature of 450 to 550 ° C., and was slightly softened at 600 ° C.
  • a characteristic of approximately 0.008% or less was obtained in all cases, but it was recognized that the characteristic slightly decreased in the temperature range increased to around 600 ° C.
  • the residual strain characteristic was 0.005% or less, which was very preferable.
  • a and D steels listed in Table 1 were drawn by the method described in Example 1 to collect soft wires having a wire diameter of ⁇ 1.8 mm.
  • a metal soap lubricant was applied to the surface of the soft wire, and then the fine wire was processed by a cold wire drawing device to obtain a hard thin wire having a wire diameter of 1.0 mm.
  • cold rolling was performed with a multi-stage rolling apparatus, and finally pressed to a thickness of 0.2 mm to produce a hard flat wire.
  • an optimum cooling method was adopted so that the surface temperature of the steel wire on the entrance side of the final finishing roll was 45 ° C.
  • the total processing rate after the solution heat treatment was 83%, and it was confirmed that there was no trouble such as material cracking or disconnection associated with the multi-stage cold rolling processing, and the stainless steel wire had good workability.
  • the adhesion lubricant on the surface was first removed with a solvent.
  • an aging heat treatment was performed at 500 ° C. for 30 minutes in the same manner as in Example 2, and the characteristics of the flat wire before and after the heat treatment were evaluated. The results are shown in Table 8.
  • the tensile strength was evaluated by the tensile test method in the same manner as in Example 1.
  • the residual shear strain was evaluated as follows as a characteristic at a temperature of 200 ° C. as in Example 3. Torsional stress was applied to both ends of a predetermined length of flat wire. While maintaining this state, it was heated to 200 ° C. Subsequently, the torsional stress was released by cooling to room temperature, and the residual shear strain was evaluated by the change in the return angle at that time.
  • the residual shear strain of the flat wire was calculated using the load loss, elastic modulus, and cross-sectional area in the same manner as in the case of the spring. In the flat wire, unlike the case of the spring, the load loss was measured as follows.
  • the gauge distance An arbitrary distance within a range of, for example, about 5 to 50 times the width of the flat flat line is set as the gauge distance.
  • a predetermined stress was applied to both ends of the flat wire having the length of the gauge distance and twisted. While maintaining this state, it was heated to 200 ° C. It was then cooled to room temperature to release the stress.
  • the load required to make the same twist angle was measured for each of the flat wire after the series of operations and the flat wire before the operation (initial test). This load difference was calculated, and the value was used as the load loss ( ⁇ P).
  • the flat wire of stainless steel has excellent mechanical properties that can be used as a spring material for, for example, a wave spring. Also, the surface properties were preferable because a bright surface with excellent smoothness was obtained with fine crystal grains.
  • the stainless steel wire according to the present embodiment has a tensile strength of 1800 to 2200 MPa in a drawn state.
  • the amount of processing-induced martensite is 80 to 99 vol%.
  • the spring characteristics are greatly improved by the subsequent aging heat treatment.
  • high strength and excellent heat resistance are obtained.
  • the stainless steel wire of this embodiment is applied to, for example, a compression coil spring, a tension coil spring, a torsion spring, and other various spring products, and a spring product having high strength and excellent heat resistance is obtained.
  • the present embodiment can be used for various high-strength and heat-resistant linear products such as heat-resistant and high-strength ropes, heat-resistant shafts, and heat-resistant pins used in high-temperature regions, and is industrially useful. It is.

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Abstract

　この高強度ステンレス鋼線は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％、Ｎ：０．００５～０．０３％、０．０５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１３％、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％，及びＡｌ：０．５～２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、加工誘起マルテンサイト生成指数ＭｄＳ値が１５～６０であり、加工誘起マルテンサイト量が８０～９９ｖｏｌ％で、引張強さが１８００～２２００ＭＰａである。　ＭｄＳ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ

Description

耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線、高強度ばね及びその製造方法
　本発明は、自動車エンジン排気系部品や電装部品等の耐熱性とともに高強度特性が要求される部品、主に耐熱ばね用，耐熱ロープ用など耐熱鋼線材料として使用される高強度ステンレス鋼線に関する。本発明は、オーステナイト（γ）相＋加工誘起マルテンサイト（α’）相の金属組織を有する析出硬化型準安定オーステナイト系の高強度ステンレス鋼線に関し、Ｍｏ，Ａｌ等を添加して冷間加工と時効熱処理により微細析出物が制御されている。特に本発明は、高強度耐熱ステンレス鋼線と、これを用いた高強度ばね、特に高強度耐熱ばね並びにその製造方法に関する。
　本願は、２０１２年３月２９日に、日本に出願された特願２０１２－０７６８７０号及び２０１３年３月２５日に、日本に出願された特願２０１３－６２８１７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　従来、高強度ばね用材料として、ピアノ線、及びＳＵＳ３０４，ＳＵＳ３０１などの高強度ステンレス鋼線が使用されてきた。しかし、従来のばね製品は、常温状態では十分な強度を有する。しかし、例えばピアノ線では、環境温度が１００℃～３００℃程度の温間域において耐熱へたり性が、後述する残留剪断歪みで０．０１％以上と急激に低下し、用途的な制限を受けるものであった。その傾向はステンレス鋼線の場合も同様であり、そのために、例えばＭｏ，Ａｌ，Ｔｉ等を添加したオーステナイト系ステンレス鋼線が提案されている（特許文献１、２）。そうした成分調整によって、耐熱へたり性は改善する。しかし、加工誘起マルテンサイト量が少なく、引張強さが１８００ＭＰａ未満と強度不足となり、高強度ばね用製品として十分なものとは言い難い。
　また、Ｍｏ，Ａｌ等の析出硬化を利用したマルテンサイト系ステンレス鋼も提案されている（特許文献３）。しかしながら、このステンレス鋼は、Ｃが高く、熱処理後に既にマルテンサイト生地であるため加工性に劣り、また、大きな加工硬化が期待できず、高強度ばね製品としては強度が十分でない。
　更に、Ｍｏ，Ａｌ，Ｃｕ等の析出硬化を利用した高強度の析出硬化型オーステナイト鋼が提案されている（特許文献４）。しかしながら、このステンレス鋼では、多量のＮｉ，Ｃｕを含有するので材料コストが高価である。また、このステンレス鋼は、加工誘起マルテンサイトを抑制しており、耐熱へたり性についても満足し難い。
　このように、従来の高強度ばね用ステンレス鋼線では、強度と耐熱へたり性を兼ね備えることができない。
特許第４１６３０５５号公報 特開平１０－６８０５０号公報 特許第３４８２０５３号公報 特許第４３２７６０１号公報
　本発明の解決すべき課題は、特に前記温間域で多用される耐熱材料、特に耐熱ばね用を前提として、その温度環境下でも十分な高強度特性及び耐熱へたり性を併せ持つ高強度ステンレス鋼線と、前記鋼線からなる高強度ばね、並びにその製造方法を提供することである。
　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線において、以下の事項により、更に強度と耐熱へたり性を大幅に高めることが有効であるという結論に達し、本発明を得た。
　１）オーステナイト安定度を制御し、ばね形状などに成形加工する前に、冷間伸線などの強加工によりオーステナイト主体の組織から加工誘起マルテンサイト（オースフォームドマルテンサイト）組織を多量に形成する。これにより、延性を保ちつつ強度を向上させる。
　２）０．０５≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１３の範囲に制御することにより、強度を保ちつつ延性を確保する。
　３）Ａｌ，Ｍｏを添加し、強加工と時効熱処理条件の組み合わせにより、特に鋼線表層近傍の強加工された加工誘起マルテンサイト組織中に、Ｎｉ，Ａｌ，Ｍｏ系の微細化合物を均一分散させる。
　すなわち、本発明一態様は下記の要件を有する。
（１）質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％，およびＮ：０．００５～０．０３％を含み、かつ０．０５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１３％であり、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％，及びＡｌ：０．５～２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
　（１）式で表される加工誘起マルテンサイト生成指数ＭｄＳ値が１５～６０であり、且つ、マトリックス中の加工誘起マルテンサイト量が８０～９９ｖｏｌ％で、引張強さが１８００～２２００ＭＰａであることを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
　ＭｄＳ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ…（１）
　但し、式中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。
（２）質量％で、更にＶ：０．０１～１．０％，Ｎｂ：０．０１～１．０％，Ｔｉ：０．０１～１．０％，Ｗ：０．０５～２．０％，Ｔａ：０．０５～２．０％のうち、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（３）質量％で、更にＣｕ：０．８％以下、Ｃｏ：０．１～２．０％、Ｂ：０．０００５～０．０１５％のうち、１種以上を含有することを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（４）質量％で、更にＣａ：０．０００５～０．０１％，Ｍｇ：０．０００５～０．０１％，ＲＥＭ：０．０００５～０．１％のうち、１種類以上を含有することを特徴とする前記（１）～（３）のいずれかに記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（５）前記ステンレス鋼線を、その等価線径の１００倍長さの標点距離間で保持し、その一端側を捻り回転する捻り試験をした際、縦割れなく破断に至る捻回値が５回以上である高い捻回特性を有することを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかに記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（６）時効熱処理を施したステンレス鋼線であって、前記ステンレス鋼線は、前記（１）～（４）のいずれかに記載の成分組成、加工誘起マルテンサイト量、及びＭｄＳ値を満足し、引張強さが２１００～２６００ＭＰａであることを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（７）引張強さ（σＢ）とその０．２％耐力（σ０．２）との耐力比｛（σ０．２／σＢ）×１００｝が８０～９５％で、耐熱ばね用途に用いられるものであることを特徴とする前記（１）～（６）のいずれかに記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
（８）前記（１）～（７）のいずれかに記載のステンレス鋼線からなり、環境温度２００℃における（２）式で表される残留剪断ひずみεがε≦０．００８％を満たすことを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ばね。
　残留剪断ひずみε＝｛８ΔＰＤ／πｄ３Ｇ｝×１００…（２）
　但し、ΔＰ：荷重損失（Ｎ）、Ｄ：ばねの中心径（ｍｍ）、ｄ：鋼線の等価線径（ｍｍ）、Ｇ：鋼線の横弾性係数（Ｎ／ｍｍ２）
（９）鋼線のマトリックスに、粒径５０ｎｍ以下のＮｉＡｌ系の微細化合物粒子を備えることを特徴とする前記（８）に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ばね。
（１０）固溶化熱処理後に、所定の等価線径に総加工率で６０～９０％の冷間加工を行うことにより請求項１～７のいずれか一項に記載のステンレス鋼線を製造する工程と、前記ステンレス鋼線を所定のばね形状に成形処理し、次いで温度３００～６００℃で時効熱処理を施す工程を有することを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ばねの製造方法。
（１１）次式（３）の時効熱処理因子が１００～１００００となる条件で前記時効熱処理を行い、これにより、鋼線のマトリックス中に、粒径５０ｎｍ以下のＮｉＡｌ系の微細化合物粒子を析出させることを特徴とする前記（１０）に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ばねの製造方法。
　時効熱処理因子＝｛温度（℃）×処理時間（ｍｉｎ）｝／２√｛ばねの等価線径（ｍｍ）×展開長さ（ｍｍ）｝・・・（３）
　本発明の一態様に係る耐熱へたり性に優れた析出硬化型の高強度ステンレス鋼線は、その伸線加工段階で高い加工誘起マルテンサイト（α’）量と所定の引張強さを有する。また、本発明の一態様に係る高強度ステンレス鋼線は、ばね形状に成形処理した後、時効熱処理を施すことで、微細化合物の形成、特に鋼線表層に均一分散する微細化合物の析出を促進する。これにより、更に高強度かつ特に温間域での耐熱へたり性を付与することができる。このため、従来、両立が困難であった高強度かつ優れた耐熱へたり性を有する高強度ばね製品を提供することができる。したがって、本発明の一態様に係る高強度ステンレス鋼線は、特に厳しい品質特性が求められる高強度ばね用に好適である。
　また、本発明の一態様に係るばねの製造方法によれば、通常の低温熱処理の範囲内で実施でき、連続化によって特別なコストアップを伴うことなく安定的に実施できる。
捻り試験による破面の拡大写真の一例であり、（ａ）は、良好な捻り破面であり、（ｂ）は、捻り割れした破面を示す。 ばね特性の測定方法を説明する説明図であり、（ａ）は、圧縮荷重が加えられる前のばねであり、（ｂ）は、圧縮荷重が加えられた状態のばねであり、（ｃ）は、圧縮荷重が解放された状態のばねである。 時効熱処理による析出化合物の生成状態の一例を示す顕微鏡写真及びＮｉＡｌの分子モデルである。（ａ）は明視野像であり、（ｂ）は回折像であり、（ｃ）は暗視野像であり、（ｄ）はＢ２構造のＮｉＡｌの分子モデルである。 評価結果の一例を示す図であり、（ａ）は、時効熱処理温度と引張強さとの関係を示す図であり、（ｂ）は、時効熱処理温度と残留剪断ひずみ特性との関係の一例を示す図である。
　本実施形態の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線は、質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％，およびＮ：０．００５～０．０３％を含み、かつ０．０５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１３％であり、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％，及びＡｌ：０．５～２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物である。以下の（１）式で表される加工誘起マルテンサイト（α’）生成指数（以下、単に「生成指数」という）ＭｄＳ値が１５～６０である。
　そのマトリックス中の加工誘起マルテンサイト（α’）の量が８０～９９ｖｏｌ％であり、かつ引張強さが１８００～２２００ＭＰａである。本実施形態の高強度ステンレス鋼線は、高強度耐熱ステンレス鋼線であり、例えば、ばね用の線材として、特に環境温度が１００～３００℃の温間域で使用される線材として好適である。
　ＭｄＳ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ…（１）
　但し、式中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。また、計算に必要な元素が含まれていない場合、又はその含有量が不明である元素が存在する場合については、その元素の含有量として０を代入するものとする。
　ステンレス鋼線の形態は、特に制限されず、本実施形態のステンレス鋼線は、通常の線材として、例えば線径が６ｍｍ以下、より具体的には０．０５～３ｍｍ程度の２次加工用の細線としての用途に多用される。また、その形状も特に制限されず、本実施形態のステンレス鋼線は、丸線以外に、例えば平線や角線等の非円形形状の線材として用いられる。しかし、これらに限られず、種々の形態に応用可能である。このように、本実施形態のステンレス鋼線の形態は、その断面形状が非円形の形状の線材をも含むことから、線径は、例えばその任意の横断面面積から算出される等価線径（ｄ）により表記する。
　なお、本実施形態では、前記丸線を対象として伸線加工により製造される場合を中心に説明するが、これに代えて、例えば圧延加工と前記伸線加工とが組み合わせられた複合加工を採用することもできる。
　また、ステンレス鋼線は析出硬化機能を備えており、最終段階で行われる時効熱処理によって、そのマトリックス中に微細な化合物粒子が析出分布する。本実施形態では、析出硬化機能を発揮するように、その組成にＡｌ及びＭｏ等の析出元素を加え、適量のＮ及びＣを添加している。そして、冷間伸線や冷間圧延等の引抜加工条件によって強加工された鋼線表層近傍の加工誘起マルテンサイト相に、ＮｉＡｌ，Ｍｏ系の化合物粒子を均一に分散して析出させる。これにより、高強度で且つ耐熱へたり性に優れた高強度の耐熱ばね製品の提供を可能にしている。
　一般的にオーステナイト系ステンレス鋼は、その冷間加工によって加工硬化することは周知であり、その要因の一つに、加工に伴って誘起する加工誘起マルテンサイト相の影響がある。しかし、その誘起発生量（加工誘起マルテンサイトの生成量）は、これを構成する各元素の成分組成のバランスとその加工条件によって大きく異なる。例えば、安定型のＳＵＳ３１６系ステンレス鋼では、通常の加工処理を行っても、加工誘起マルテンサイトの生成量はわずか数％程度に留まる。これに対して、本実施形態では、冷間加工に伴う加工誘起マルテンサイトの生成を積極的に促進して、その生成量が８０～９９ｖｏｌ％に高められるように組成が調整されている。これにより、鋼線自体の引張強さを伸線等の冷間加工状態で１８００～２２００ＭＰａに高強度化しており、これが本実施形態の特徴の一つである。
　そして、その高強度特性と共にばね製品での耐熱へたり性を改善する更なる手段として、加工誘起マルテンサイト生成指数ＭｄＳ値が１５～６０になるように組成を調整し、かつステンレス鋼を特定の加工条件で伸線加工する。これにより、微細析出物の析出核となる加工誘起マルテンサイトの生成を促進する。なお、生成指数ＭｄＳ値は、各成分組成のバランスの指標である。
　ＭｄＳ値は、ステンレス鋼に３０％の引張変形を与えたときに組織の５０％がマルテンサイト相に変態する温度を意味し、加工に伴って生成される加工誘起マルテンサイト量のレベルを成分元素との関係で把握するものである。
　これによって、伸線加工時の加工誘起マルテンサイト量を高めることができ、高強度化に寄与する。
　本実施形態で前記ＭｄＳ値を前記範囲に設定する理由は、ＭｄＳ値が１５未満の場合、オーステナイト相の安定化が増し、伸線加工後の加工誘起マルテンサイト量が８０ｖｏｌ％未満と低くなり、高強度化しにくくなる。また３００～６００℃での時効熱処理に伴う析出強化量も低減して、耐熱へたり性も劣化する。一方、ＭｄＳ値が６０を超える場合、所定の伸線加工で９９ｖｏｌ％を超える余剰の加工誘起マルテンサイトが生成され、伸線後の延靭性が低下して、製造性が劣る。より好ましくはＭｄＳ値の範囲を２０～５０とする。
　こうした成分調整によって、本実施形態のステンレス鋼線は、加工誘起マルテンサイト量８０～９９ｖｏｌ％を可能とし、各特性向上が図られる。すなわち、マトリックス中の加工誘起α’（マルテンサイト）の分量が８０ｖｏｌ％未満の場合、ばね製品において時効熱処理を行っても必要な高強度特性が得られない。逆に加工誘起α’（マルテンサイト）の分量が９９ｖｏｌ％を超える場合、組織的安定性を欠いて耐食性や靭性が満足し難い。また耐ばね疲労性に劣ることも予想される。加工誘起マルテンサイト量は、好ましくは８３ｖｏｌ％以上であり、８５ｖｏｌ％以上であることがより好ましい。また、加工誘起マルテンサイト量は９５ｖｏｌ％以下であることが好ましく、９０ｖｏｌ％以下であることがより好ましい。
　［マルテンサイト量の計測］
　またマルテンサイト量の計測方法としては、例えばフェライトスコープによる方法、磁気法やＸ線による方法など種々の方法が採用可能であり、ステンレス鋼線から任意に採取した試験片に対して計測が行われる。磁気法などについては、例えば日本鉄鋼協会「鉄と鋼」（８１－Ｓ１１６３）などにも多々説明されている。
　本実施形態では、加工誘起マルテンサイト（α’）量は、直流磁束計にて線材の１．０×１０４Ｏｅでの飽和磁化値を測定し、下記の（４）～（６）式を用いて算出した。
　加工誘起α’量（ｖｏｌ％）＝σｓ／σｓ(ｂｃｃ)×１００…（４）
　σｓ：飽和磁化値（Ｔ）、σｓ(ｂｃｃ)：組織の１００％がα’変態した時の飽和磁化値（計算値）。
　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）
　但し、式中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。
　こうしてステンレス鋼線は、その冷間伸線加工された状態での引張強さ（σＢ）が１８００～２２００ＭＰａの高強度特性を有するものとしている。引張強さは、例えばＪＩＳ－Ｚ２２４１により計測可能である。引張強度が１８００ＭＰａ未満の場合、その後の時効熱処理によっても強度特性の大幅な向上が見込めない。また引張強度が２２００ＭＰａを超える場合、ばね成形加工段階で、ばね形状のバラツキが増大したり、脆性破壊を誘発しやすいなど品質面で問題がある。より好ましい引張強さは、１９００～２１００ＭＰａである。
　一方、本実施形態の冷間伸線加工されたステンレス鋼線に、時効熱処理を施すと、強度特性が更に飛躍的に向上する。時効熱処理の条件によっては、引張強さ２１００～２６００ＭＰａという好ましい値が得られる。したがって、例えば、ばね形状品が、マイクロシャフト用部品などのように、直線状態で使用する用途にあっては、前記伸線加工に続いて矯正処理し、これをそのまま連続時効熱処理して長尺のばね材料とすることもできる。このことで、ワイヤー状態での機械的特性を更に高めることができる。なお、これら処理は連続的に行うことができる。
　本実施形態は、冷間伸線加工後に時効熱処理されたステンレス鋼線についても、他の形態として含む。時効熱処理された場合の引張強さは２１００～２６００ＭＰａであり、より好ましい引張強さの下限は２２００ＭＰａであり、より好ましい上限は２５００ＭＰａである。なお、鋼線に対する時効熱処理の条件は、時効熱処理後の引張強さが上記範囲になるように適宜設定することができる。一例として、後述するようにばね成形後の時効熱処理の条件を挙げることができる。
　また、引張強さ（σＢ）とともに、引張強さ（σＢ）と０．２％耐力（σ０．２）との耐力比｛（σ０．２／σＢ）×１００｝が求められる。この耐力比は８０～９５％であることが好ましい。このようなステンレス鋼線は、高強度かつ疲労破断を改善する耐熱ばね用材料として有効である。なお、この耐力比が８０％未満の場合、所定の弾性特性が得られない。耐力比が９５％を超える場合、過酷なばね加工の際の歩留りに悪影響を及ぼす恐れがある。耐力比のより好ましい下限は８３％であり、より好ましい上限は９１％である。
　［捻り試験１］
　また、ばね加工性を評価する他の特性として、次の捻り試験により測定される捻回特性も挙げられる。捻回特性は、以下のように測定される。ステンレス鋼線から採取された試験片を、その等価線径の１００倍長さの標点距離間で保持した状態で、その一端側を捻り回転する。そしてステンレス鋼線が破断するまでの捻り回数を測定する。この捻り回数（捻回値）が捻回特性である。例えば、冷間加工されたステンレス鋼線が、縦割れ無く５回以上、例えば５～１０回程度以上の高い捻回特性を有する場合、種々のばね製品として広く用いることができる。
　時効熱処理が施されたステンレス鋼線、及び耐力比が９５％を超えるステンレス鋼線では、捻回特性が２，３回程度に留まるか、又は縦割れを生じ易い。このため、例えば、平均コイル径（Ｄ）に対する線径（ｄ）の比Ｄ／ｄが４倍以下のコイルばねに加工する場合のように、過酷な条件でばね加工する場合、歩留りに悪影響を及ぼすおそれがある。すなわち、捻回値に関わらず、ばね成形は可能であるが、縦割れなく５回以上の捻回値を示すステンレス鋼線が、ばね成形にとって好ましく、捻回値は６回以上であることがより好ましい。
　［捻り試験２］
　この捻り試験２では、例えばＪＩＳ－Ｇ４３１４にも説明されているように、破断するまでステンレス鋼線を捻り回転する。そして、破断面を観察することで、ステンレス鋼線の靭性状況を評価する。
　図１は、破断面の一例を示す。図１（ａ）は、ほぼ均一な破断面で良好である。一方、図１（ｂ）では、横断面の一部に捻り割れが認められ、脆性破断したことを示している。前者のような良好な破断面が得られるステンレス鋼線では、前記捻り回数を満足することができる。
　次に、本実施形態が対象とするステンレス鋼線の各構成元素の限定理由について説明する。なお、本実施形態では、特に注記が無い場合は、元素の含有量の単位は質量％である。
　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、Ｃを、０．１２％を超えて添加すると、鋭敏化して、耐食性が劣化するばかりか、製造性が劣化する。このため、Ｃ量の上限を０．１２％とする。Ｃ量は、好ましくは、０．１０％未満であり、更に好ましい範囲は、０．０４～０．０９％である。
　Ｎは、強度に寄与する元素であると共に、炭窒化物を形成し、固溶化熱処理時の冷間加工前の素材の結晶粒を微細化させる効果がある。このため、Ｎを０．００５％以上添加する。しかしながらＮを、０．０３％を超えて添加すると、ＡｌＮ等の粗大窒化物の形成および延靭性の劣化が起こり、製造性が著しく劣化する。そのため、Ｎ量の上限を０．０３％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、好ましい上限は０．０２５％である。
　ＣおよびＮは、共に侵入型元素であり、ひずみを生成し、強化に作用する固溶強化に寄与する。またＣおよびＮは、コットレル雰囲気や微細炭窒化物を形成し、金属組織中の転位を固着する効果がある。これらの効果を得るためにＣ，Ｎを合計（Ｃ＋Ｎ）で０．０５％以上添加する。しかしＣ，Ｎを、合計（Ｃ＋Ｎ）で０．１３％を超えて添加すると、延靭性が劣化する。このため、Ｃ＋Ｎの上限を０．１３％とする。Ｃ＋Ｎの好ましい範囲は、０．０８～０．１１％である。
　Ｓｉは脱酸を行うため、０．１％以上添加する。しかし、Ｓｉを、２．０％を超えて添加するとその効果は飽和するだけでなく、製造性が劣化することからＳｉ量の上限を２．０％とする。Ｓｉ量の好ましい範囲は０．３～１．０％である。
　Ｍｎは、脱酸のため、０．１％以上添加する。しかし、Ｍｎを、２．０％を超えて添加すると、耐食性が劣化する。また加工誘起マルテンサイト（α’）量が低くなり、強度が低下するだけでなく、耐熱へたり性も劣化する。このため、Ｍｎ量の上限を２．０％にする。Ｍｎ量の好ましい範囲は０．５～１．５％である。
　Ｎｉは、素材の延靭性を確保し、伸線加工にて適量の加工誘起マルテンサイト量を得るために、６．８％以上添加する。しかし、Ｎｉを、９．０％を超えて添加すると、ＭｄＳ値が低下して加工誘起マルテンサイト量が低くなり、強度が低下する。さらに、耐熱へたり性も劣化する。そのため、Ｎｉ量の上限を９．０％にする。Ｎｉ量の好ましい範囲は７．０％超、８．５％以下であり、より好ましくは７．５～８．２％である。
　Ｃｒは、耐食性を確保し、適度な加工誘起マルテンサイト量を得るために、１２．０％以上添加する。しかし、Ｃｒを、１４．４％を超えて添加すると、ＭｄＳ値が低下して加工誘起マルテンサイト量が低くなり、強度が低下する。さらに、耐熱へたり性も劣化する。そのため、Ｃｒ量の上限を１４．４％にする。Ｃｒ量の好ましい範囲は、１３．０～１４．０％である。
　Ｍｏは、オーステナイト母相に固溶し母相の硬さを高め、さらに使用時の昇温による熱へたりを緩和する。さらにばねを製造する際の３００～６００℃での時効熱処理により、Ｍｏは、Ｍｏ系の微細な金属クラスターを加工誘起マルテンサイト中に微細析出させる。これにより、強度が増し、かつ耐熱へたり性が向上する。このため、Ｍｏは、高強度化して耐熱へたり性を向上させるのに有効な元素であり、１．０％以上添加する。しかしながら、Ｍｏを、３．０％を超えて添加すると、その効果は飽和し、ＭｄＳ値も低下する。このため、加工誘起マルテンサイト量が低くなり、強度が低下するばかりか、耐熱へたり性も劣化する。そのため、Ｍｏ量の上限を３．０％にする。Ｍｏ量の好ましい範囲は１．５～２．６％であり、より好ましくは１．７％～２．３％である。
　Ａｌは、ばねを製造する際の例えば３００～６００℃での時効熱処理により、微細なＮｉＡｌ系金属間化合物を加工誘起マルテンサイト中に微細析出させる。これにより、強度が増し、かつ耐熱へたり性が向上する。このため、Ａｌは、高強度化して耐熱へたり性を向上させるのに有効な元素であり、０．５％以上添加する。しかしながら、Ａｌを、２．０％を超えて添加しても、その効果は飽和し、製造性が劣化する。そのため、Ａｌ量の上限を２．０％とする。Ａｌ量の好ましい範囲は、０．７～１．５％であり、より好ましくは０．９％～１．２％である。
　前記ステンレス鋼線は、これら構成元素を含有するとともに、前記ＭｄＳ値が１５～６０になるように成分調節がなされ、残部がＦｅ及び不可避不純物である。不可避不純物としては、例えば通常のステンレス鋼の製造で混入する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％や、原料や耐火物に含有される物質などが挙げられ、合計で２．０％以下の量が許容される。
　また、本実施形態は前記構成元素に加えて、更に次のいずれか１種以上の元素を含有することができる。
　その第一のグループにはＶ，Ｎｂ，Ｔｉ，Ｗ，Ｔａがあり、これら元素は各々微細な炭窒化物を形成する。これにより、これら元素は、結晶粒を微細化して高強度化するとともに、耐熱へたり性を向上させることに寄与する。その効果は、Ｖ：０．０１～１．０％（好ましくは０．０５～０．６％），Ｎｂ：０．０１～１．０％（好ましくは０．０５～０．４％），Ｔｉ：０．０１～１．０％（好ましくは０．０２～０．２％），Ｗ：０．０５～２．０％（好ましくは０．０５～０．５％），Ｔａ：０．０５～２．０％（好ましくは０．１～０．５％）のうち、いずれか１種類以上の添加で得られる。しかし、各上限を超えた量を添加すると、炭窒化物が粗大化して製造性を低下させる。したがって、より好ましくは前記併記した好ましい範囲での実施が推奨される。
　第二グループには、以下の元素があり、これら元素はステンレス鋼線の耐食性や靭性、加工性など付帯効果を高める。このため、必要に応じて次のいずれか１種以上の元素の添加が許容される。
　Ｃｕは、耐食性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて添加される。しかしながら、Ｃｕを、０．８％を超えて添加すると、加工硬化が小さくなって、軟質化するばかりか、耐熱へたり性も低下するため、Ｃｕ量の上限を０．８％以下とする。Ｃｕ量の好ましい範囲は０．１～０．６％である。
　Ｃｏは延靭性を確保して耐熱へたり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、Ｃｏを、２．０％を超えて添加すると、強度が低下して耐熱へたり性が劣化するため、Ｃｏ量の上限を２．０％にする。Ｃｏ量の好ましい範囲は０．５％～１．５％である。
　またＢは、該ステンレス鋼の熱間製造性および靭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、Ｂを、０．０１５％を超えて添加すると、ボライドが生成するため、逆に延靭性が低下して、製造性が劣化する。そのため、Ｂ量の上限を０．０１５％にする。Ｂ量の好ましい範囲は、０．００１～０．０１％である。
　更に第三グループとして、Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭが選定される。これら元素は、脱酸のために含有でき、必要に応じて、Ｃａ：０．０００５～０．０１％，Ｍｇ：０．０００５～０．０１％，ＲＥＭ：０．０００５～０．１％の１種類以上を添加する。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製造性が低下する。
　また、本実施形態では、熱間加工性や延靭性の観点で、その他の元素としてＰ及びＳを特定範囲に調整することも好ましい。その許容範囲として、Ｐは０．０１５～０．０４５％、Ｓは０．０００１～０．０１％とされる。必要以上の低減は、却ってコストアップの要因となる。逆に多量に含有すると、非金属介在物などが品質低下の要因ともなる。これら各グループのうち、単独のグループから元素を選択して添加できるが、いずれか２種以上のグループから元素を選択して添加することもできる。
　このように構成された本実施形態のステンレス鋼線は、例えば以下の方法により製造される。前記所定の成分組成を有する鋳片に対して鋳造、熱間圧延を施しロット線材とする。次いで、ロット線材に対して冷間加工を繰り返し施しながら細径化する。なお、冷間加工の工程間に固溶化熱処理を行ってもよい。この細径化により、目標線径のステンレス鋼線とすることができる。冷間加工は、前記伸線加工や圧延加工を含み、例えば、引き抜きダイスやローラーダイスを用いた連続伸線や、圧延ローラーによる圧延加工が採用される。特に最終の固溶化熱処理後の冷間加工では、その総加工率を６０～９０％とするとよい。これにより、本実施形態で規定するマトリックス中の加工誘起マルテンサイト（α’）量及び引張強さを実現することができ、同じく本実施形態で規定するステンレス鋼線の捻回値や耐力比を実現することができる。最終冷間総加工率は、好ましくは６５～８５％程度であり、更に好ましくは７０～８３％であり、比較的総加工率を抑制した範囲内で最終冷間を行うのがよい。
　また、これら冷間加工のより好ましい形態として、例えばその最終仕上げダイスや最終ロール入側の鋼線の表面温度が７０℃以下（好ましくは１０～５０℃）になるように加工温度を調整することが好ましい。また、最終仕上げダイスまたは最終圧延での加工率を２０％以下、好ましくは１０％以下にして、表層均一強加工を施すことが好ましい。これにより、耐熱へたり性を更に向上させることが出来る。
　最終仕上げダイスの入り側の鋼線の表面温度と、最終仕上げダイスまたは最終圧延での加工率を制御することで、耐熱へたり性が更に向上する。このメカニズムは、現時点では不明である。但し、本発明者らは、これら条件を制御した場合と、制御しなかった場合の鋼線をそれぞれ時効熱処理し、その時効熱処理後の鋼線の表層近傍を観察・比較した。その結果、上記条件を制御した場合の方が、微細化合物が均一分布していることが分かった。このことから、微細化合物が鋼線の表層近傍に、より均一に析出することが、耐熱へたり性の更なる向上に影響していると推測できる。
　また、必要ならば、ステンレス鋼線の表面にＮｉメッキ等を付与して潤滑性を高めることも有効であり、これにより歩留りを向上させることができる。
　なお、前記加工率とは、その加工に伴うステンレス鋼線の横断面の面積の変化率で示され、次式で算出される。
　加工率（％）＝｛（加工前の断面積－加工後の断面積）／加工前の断面積｝×１００
　［ばね製品の製造方法］
　次に、本実施形態のばね製品に関して説明すると、ばね製品は、本実施形態のステンレス鋼線からなり、例えばコイルばね、トーションばね、直線ばねなどの種々の形状に成形されてなるものである。更に後記する時効熱処理を施すことで、そのばね特性を向上させることができる。本実施形態では前記温間領域で用いられることを前提とすることから、特に環境温度２００℃を基準としてばね特性は設定され、その温度における残留剪断ひずみが０．００８％以下である。
　ばね特性の耐熱へたり性は、荷重損失で示される場合がある。例えば図２に示すように、任意応力（例えば４００ＭＰａ）に相当する高さまで変形させて、この状態を保持したまま所定の環境試験条件で加熱する。次いで、その試験前後におけるばね高さに相当する負荷荷重の荷重差を試験前の負荷荷重で除することによって、荷重損失は算出される。
　しかし、この方法で測定される荷重損失は、ばね形状によって異なり、必ずしも標準的ではない。このため、本実施形態では、荷重損失に代えて、前記残留剪断ひずみ率を用いる。またその環境温度も前記したように２００℃に設定している。
　残留剪断ひずみεは、以下のように定義される。所定のばねに対してある一定の荷重又はトルクを加えて変形させる。次に、荷重又はトルクを除く。荷重又はトルクを除いたときに残るせん断ひずみ率が、残留剪断ひずみεであり、例えば次式（７）で算出される。すなわち、例えば圧縮コイルばねの場合を説明すれば、図２のようにコイルばねに対して所定の圧縮荷重を加えて、ばね高さをＳからＳ１へ変位させる。この状態を保持したまま２００℃に加熱する。次いで室温に冷却して圧縮荷重を解放する。そして圧縮荷重を解放した時のばね高さをＳ０とし、ばね高さがＳ１からＳ０に復帰したときの荷重を用いて、荷重損失（ΔＰ）を算出する。具体的には、図２（ｂ）に示す圧縮荷重が負荷されているときのばね高さＳ１を所定の設定高さとする。図２（ｃ）は、所定の圧縮荷重が負荷された状態で加熱され、次いで冷却され、圧縮荷重が解放された後のばねであり、ばね高さがＳ０である。図２（ａ）は、所定の圧縮荷重が負荷される試験前のばねであり、ばね高さがＳである。図２（ａ）と図２（ｃ）のそれぞれのばねについて、Ｓ１の高さまで変位させるのに必要な荷重をばね荷重試験機で測定する。それらの必要な荷重の差を算出し、その値を荷重損失（△Ｐ）とする。そして、その荷重損失を用いて次式（７）から残留剪断ひずみεが算出される。この残留剪断ひずみεから耐熱へたり性を評価することができる。
　残留剪断ひずみε＝｛８△ＰＤ／πｄ３Ｇ｝×１００　・・・・（７）
　△Ｐ：荷重損失（Ｎ）
　Ｄ：ばねの中心径（ｍｍ）であり、図２（ａ）のように、対向する鋼線の中心点同士の離間寸法。
　ｄ：鋼線の等価線径（ｍｍ）
　Ｇ：鋼線の横弾性係数（Ｎ／ｍｍ２），（ＭＰａ）
　従来より、ばね製品では、その使用時の機能低下を軽減するために、例えばヒートセッチング処理が行われている。残留剪断ひずみが０．００８％以下であり耐熱へたり性に優れたばね製品では、ヒートセッチング処理が省略できる利点がある。より好ましい残留剪断ひずみは０．００５％以下である。
　このようなばね特性をより高めるには、例えば時効熱処理を行うことが推奨される。詳細には、ばね製品を予め所定温度で加熱処理して、ステンレス鋼線の組織内に、特に表層近傍に微細化合物粒子を均一に析出させる。その時効熱処理は、例えば３００～６００℃の温度範囲で、好ましくは３分～１０時間程度の加熱時間が設定される。それによって、例えば図３に示すような微細かつ硬質な化合物を形成し分布させることができる。結果として、本実施形態で規定する高強度ばねの残留剪断ひずみを実現することができる。特にステンレス鋼線が強加工されて、前記した化合物が析出して析出硬化型ステンレス鋼になるように、予め成分調整されておくことが望まれる。
　時効熱処理のより好ましい条件を以下に示す。時効熱処理によって析出する化合物粒子の形態や分布状態は、ばね製品の容積や形態の影響を受ける。ばね製品の容積や形態を考慮して、設定温度や加熱時間を調整することが望ましい。例えば次式（３）の時効熱処理因子が１００～１００００、好ましくは１５０～３０００になるように、設定温度や加熱時間を調整することが望ましい。
　時効熱処理因子＝｛温度（℃）×処理時間（ｍｉｎ）｝／２√｛ばねの等価線径（ｍｍ）×展開長さ（ｍｍ）｝・・・（３）
　なお、展開長さとは、ばね製品を構成するステンレス鋼線の全長である。
　こうした時効熱処理によって、マトリックス内に所望の前記化合物が析出し、材料特性が向上する。
　時効熱処理の加熱温度が３００℃未満では、長時間加熱しても十分に化合物が形成されない。また時効熱処理の加熱温度が６００℃を超えると、ステンレス鋼線が軟化して強度が低下しやすくなる。時効熱処理は、より好ましくは４００～５８０℃程度で行われることが推奨される。また、化合物の形成及び析出状態は、加熱時間によっても左右され、粒径や密度が変化する。このため、少なくとも３分以上の加熱を行うことが好ましい。その状況を含め、前記式（３）によって加熱温度及び時間の適正範囲が設定される。加熱温度のより好ましい適正範囲は、４００～５５０℃である。
　なお、前記化合物は非常に微細であることから、前記した時効熱処理の条件範囲の殆どにおいて、その存在を詳細に規定することは困難であるが、３次元アトムプローブ又は透過型電子顕微鏡にて確認することができる。特に、時効熱処理の温度が高く、加熱時間が長くなるにつれて、化合物は徐々に成長するため、上限付近の処理条件においては化合物の存在を透過型電子顕微鏡にて確認することが可能となる。
　例えば、図３（ａ）は、６００℃で３０分間の時効熱処理によって得られたステンレス鋼線の横断面を高倍率に拡大した写真である。マルテンサイトのマトリックス中に平均粒径５０ｎｍ以下のＮｉＡｌによる微細化合物が高い密度で析出している。また、図３（ｂ）は、その電子線回折像であり、前記化合物はＢ２構造を備えることも確認された。なお、化合物の平均粒径は、例えば回折像の任意観察視野内に確認される各化合物粒子の粒径の平均値で示され、より最適な粒径は２０ｎｍ以下である。
　図３（ａ）は、ステンレス鋼線から採取された薄膜試料の透過型電子顕微鏡の明視野像であり、加工誘起マルテンサイト組織の像が示されている。図３（ｂ）は、その領域の回折像（試料の構造をフーリエ変換したもの）であり、加工誘起マルテンサイトのＢＣＣ構造に加え、図３（ｄ）に示すようなＢ２構造のＮｉＡｌの存在も確認できる。図３（ｃ）は、Ｂ２構造のＮｉＡｌの析出物のみが映し出された暗視野像を示す。なお、前記化合物粒子は、上述した最終仕上げダイス入り側の鋼線の表面温度と、最終仕上げダイスまたは最終圧延での加工率を制御することにより、より均一に分布する傾向が見られる。
　このように、前記化合物の形態や分布状態は、その加熱温度や加熱条件、鋼線の加工条件や構成元素によって大きく依存する。例えば、高温加熱や長時間加熱では反応が促進し、化合物の粒径を大きくしたり、密度を増加させることができる。したがって、所望の化合物の形成状態が得られるように、予備試験を行いながら処理することが望ましい。
　従来使用されてきた他のステンレス鋼線やピアノ線などでは、ばね使用前に予熱調整（ヒートセッチング）工程が実施されている。これに対して、本実施形態により得られるばね製品は、高強度で耐熱へたり性に優れる。このため、予熱調整（ヒートセッチング）工程の省略によるコストダウンが期待できる。前記するように、ピアノ線からなるばね製品では、やや加熱状態の温間域において特性低下が生じる。これに対して、本実施形態のステンレス鋼線は、やや加熱状態の温間域での耐熱ばね製品に好適である。また本実施形態のステンレス鋼線は、４００℃以上の一般的な高温環境用途などの耐熱用途への応用も見込まれるなど、その活用範囲は拡大する。
　以下、本実施形態の実施例により、更に説明する。
　《ステンレス鋼線の製造》
　表１，表２に実施例として用いられたステンレス鋼の化学成分を示し、あわせて比較鋼についても併記している。表１、表２とも、本実施形態で規定された範囲から外れる数値にアンダーラインを付している。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの化学成分の鋼は真空溶解炉にて溶解し、φ１７８ｍｍの鋳片に鋳造して、その鋳片を熱間鍛造にてφ６２ｍｍの棒鋼にした。次いで、熱間押出しシミュレーターを用いて１２５０℃に加熱して押出し、φ１０．７ｍｍの線材とした。その後、溶体化処理、酸洗を行い、φ５．５ｍｍまで伸線し、線材とした。
　そして、これを原材料として冷間伸線加工及び固溶化熱処理を繰り返し行いながら素線径２．２ｍｍの軟質線に加工した。次いで、最終の冷間伸線加工で線径φ１．０ｍｍの硬質細線（伸線材）にした。なお、最終の総伸線加工率は８０％として最終の冷間伸線加工を実施した。また、その最終仕上げの伸線ダイスの減面率（加工率）を８～２５％に調節し、ダイス入り側鋼線表面温度を０～８０℃に調節した。そして、加工後の鋼線（伸線材）の表面に厚さ１．２μｍのＮｉめっき層を形成した。
　本実施形態に係る本発明例は、いずれも問題なく細径加工を行うことができ、引張強さ１８００～２２００ＭＰａ（Ｎ／ｍｍ２）、耐力比８０～９５％、捻回値５回以上の高強度細線が得られた。また加工誘起マルテンサイト（α’）量も８０～９５ｖｏｌ％であった。
　引張強さ及び０．２％耐力は、ＪＩＳ－Ｚ２２４１により測定した。また加工誘起マルテンサイト量は、前記［マルテンサイト量の計測］に記載の磁気法によって測定した。捻回値は、前記［捻り試験１］、［捻り試験２］に記載の方法で測定した。その結果を表３及び表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　《時効特性の検証》
　次に、前記した実施例１の各ステンレス鋼線（伸線材）の時効熱処理による特性の変化を評価するために、実施例１の最終の伸線加工後の各ステンレス鋼線（伸線材）を１５０ｍｍ長さに切断して試料を得た。そして、試料に対して５００℃で３０分間の時効熱処理を施した。前記（３）式で表される時効熱処理因子は６１２であった。
　そして、時効熱処理後のステンレス鋼線（伸線、時効熱処理材）の引張強さ、耐力、耐力比、捻回値、剛性率を評価した。その結果を表５および表６に示す。なお、剛性率は、ねじり振り子法により評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　本実施形態に係る本発明例の時効熱処理された鋼線は、引張強さ２１００～２６００ＭＰａ、耐力比８０～９５％、剛性率７７０００ＭＰａ以上の優れた高強度特性を有するものであった。なお、その任意横断面を顕微鏡で観察した結果、図３と同様に、平均粒径が３～１０ｎｍ程度のＮｉＡｌ粒子からなる析出化合物が確認できた。
　なお、捻回値については、時効熱処理が施されたステンレス鋼線では、いずれも５回捻った時点で縦割れが発生した。
　《ばね製品の検証》
　次に、実施例２の効果を更に検証するため、時効熱処理前の各ステンレス鋼線（伸線材）に対してコイリング加工を施し、平均コイル径：７ｍｍ、有効捲数：４．５捲、ばね自由長：２５ｍｍ，展開長さ：１００ｍｍの圧縮コイルばねとした。次いで５００℃で３０分の時効熱処理を施した。そして、実際のばね製品における耐熱へたり性を評価した。耐熱へたり性（残留剪断ひずみε）は、前記［ばね製品の製造方法］に記載の方法により測定した。詳細には、６００ＭＰａの圧縮応力を加えた状態を維持しながら、２００℃で９６時間保持した。そして式（７）により残留剪断ひずみεを算出した。
　得られた結果を表５および表６に示す。いずれの本発明例も残留剪断ひずみが０．００８％以下で、高強度で耐熱へたり性に優れることが確認された。一方、比較例では、Ｎｏ．５１以外は、いずれも残留剪断ひずみは０．００８％超の大きな値であった。従って、本実施形態の効果が認められた。なお、Ｎｏ．５１は、残留剪断ひずみが小さいが、強度が不十分であった。
　製造性については、線材圧延、伸線加工、ばね加工にて、割れ、断線、折損が生じた場合は、製造不可として評価した。本発明例では、問題なくばね製品まで製造が可能であった。
　《時効条件の影響》
　次に、前記したステンレス鋼線及びばね材（圧縮コイルばね）の時効熱処理の条件の影響を評価するために、表１の本発明鋼のＡ，Ｄ鋼および表２の比較鋼のＡＰ鋼を用意した。そして、実施例１の《ステンレス鋼線の製造》に記載された方法でφ１．０ｍｍの冷間伸線ままのステンレス鋼線を製造した。また実施例３の《ばね製品の検証》に記載された方法で、冷間伸線ままのステンレス鋼線から時効熱処理前の圧縮コイルばねを製造した。次いで、冷間伸線ままのステンレス鋼線及び圧縮コイルばねの各々に対して、温度２５０～６５０℃で２分～１０時間で時効熱処理を施した。そして、時効熱処理後のステンレス鋼線の引張強さ、圧縮コイルばねの耐熱へたり性を評価した。その一部の結果を表７，図４（ａ），図４（ｂ）に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　引張強さは、特に温度４５０～５５０℃あたりでピークが見られ、６００℃ではやや軟化した。同様に残留剪断ひずみについても、いずれもほぼ０．００８％以下の特性が得られているが、６００℃辺りまで高めた温度範囲では、その特性がやや低下していることが認められた。また、前記時効熱処理因子が１５０～８２５程度のものでは残留ひずみ特性が０．００５％以下で、非常に好ましいものであった。
　次に、表１に記載のＡ，Ｄ鋼を実施例１に記載の方法で伸線して、線径φ１．８ｍｍの軟質線を採取した。この軟質線の表面に金属石鹸の潤滑剤を付与し、次いで冷間伸線装置によって細径加工を行い、線径１．０ｍｍの硬質細線にした。引き続いて、多段圧延装置によって冷間圧延加工を行い、最終的に厚さ０．２ｍｍに押圧して硬質平線を製造した。この圧延加工では、最終仕上げの圧延ロール入側の鋼線の表面温度が４５℃になるように最適な冷却方法を採用した。
　固溶化熱処理後の総加工率は８３％であり、前記多段の冷間圧延加工に伴う材料割れや断線などのトラブルはなく、ステンレス鋼線が良好な加工性を有することが確認された。
　そして、平線をばね製品に加工した際の特性を評価するために、まず表面の付着潤滑剤を溶剤で除去した。次いで、実施例２と同様に５００℃で３０分間の時効熱処理を行い、その熱処理前後における平線の特性を評価した。
　結果を表８に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　ここで、引張強さは、実施例１と同様に引張試験方法により評価した。また残留剪断ひずみは、実施例３と同様に温度２００℃での特性として、以下のように評価した。所定長さの平線の両端に捻り応力を加えた。この状態を保持したまま２００℃に加熱した。次いで室温に冷却して捻り応力を解除し、そのときの戻り角度の変化で残留剪断ひずみを評価した。
　詳細には、ばねの場合と同様にして、荷重損失、弾性係数、及び断面積を用いて、平線の残留せん断ひずみを算出した。なお、平線においては、ばねの場合と異なり、以下のように荷重損失を測定した。フラットな平線の幅寸法の例えば５～５０倍程度の範囲内の任意の距離を標点距離として設定した。標点距離の長さを有する平線の両端に所定の応力を加えて捻った。この状態を保持したまま２００℃に加熱した。次いで室温に冷却して応力を解放した。この一連の作業を行った後の平線と、作業前（試験当初）の平線とのそれぞれについて、同じ捻り角度にするのに要する荷重を測定した。この荷重の差を算出し、その値を荷重損失（△Ｐ）として用いた。
　この結果に見られるように、ステンレス鋼の平線は、例えばウエーブスプリング用のばね用材料として使用可能な優れた機械的特性を有している。またその表面性状も、微細結晶粒に伴って平滑性に優れた光輝表面が得られ、好ましいものであった。
　以上説明のように、本実施形態に係るステンレス鋼線は、伸線加工された状態で１８００～２２００ＭＰａの引張強さを有する。また加工誘起マルテンサイト量が８０～９９ｖｏｌ％である。このため、その後の時効熱処理により、ばね特性が大きく向上する。特に高い強度と優れた耐熱へたり性が得られる。このため、本実施形態のステンレス鋼線は、例えば圧縮コイルばね、引張コイルばね、トーションばね、その他の種々のばね製品に応用され、高強度かつ耐熱へたり性に優れたばね製品が得られる。
　具体的な用途として、例えば自動車のエンジン周りや電装系等の加温状態の温間領域で用いられるばね製品、及び家電製品用途の耐熱ばねへの応用が好適である。これら以外においても、例えば、高温領域で用いられる耐熱高強度ロープ、耐熱シャフト、耐熱ピンなど種々の高強度で耐熱性を有する線状製品にも、本実施形態は利用可能であり、産業上有用である。
 

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．０２～０．１２％，およびＮ：０．００５～０．０３％を含み、かつ０．０５％≦（Ｃ＋Ｎ）≦０．１３％であり、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％，及びＡｌ：０．５～２．０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物であり、
    　（１）式で表される加工誘起マルテンサイト生成指数ＭｄＳ値が１５～６０であり、且つ、マトリックス中の加工誘起マルテンサイト量が８０～９９ｖｏｌ％で、引張強さが１８００～２２００ＭＰａであることを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
    　ＭｄＳ＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ…（１）
    　但し、式中の元素記号は、当該元素の含有量（質量％）を意味する。
  2. 　質量％で、更にＶ：０．０１～１．０％，Ｎｂ：０．０１～１．０％，Ｔｉ：０．０１～１．０％，Ｗ：０．０５～２．０％，Ｔａ：０．０５～２．０％のうち、１種類以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  3. 　質量％で、更にＣｕ：０．８％以下、Ｃｏ：０．１～２．０％、Ｂ：０．０００５～０．０１５％のうち、１種以上を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  4. 　質量％で、更にＣａ：０．０００５～０．０１％，Ｍｇ：０．０００５～０．０１％，ＲＥＭ：０．０００５～０．１％のうち、１種類以上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熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  5. 　前記ステンレス鋼線を、その等価線径の１００倍長さの標点距離間で保持し、その一端側を捻り回転する捻り試験をした際、縦割れなく破断に至る捻回値が５回以上である高い捻回特性を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熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  6. 　時効熱処理を施したステンレス鋼線であって、前記ステンレス鋼線は、請求項１～４の何れか一項に記載の成分組成、加工誘起マルテンサイト量、及びＭｄＳ値を満足し、引張強さが２１００～２６００ＭＰａであることを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  7. 　引張強さ（σＢ）とその０．２％耐力（σ０．２）との耐力比｛（σ０．２／σＢ）×１００｝が８０～９５％で、耐熱ばね用途に用いられるものであ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熱へたり性に優れた高強度ステンレス鋼線。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載のステンレス鋼線からなり、環境温度２００℃における（２）式で表される残留剪断ひずみεがε≦０．００８％を満たすことを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ばね。
    　残留剪断ひずみε＝｛８ΔＰＤ／πｄ３Ｇ｝×１００…（２）
    　但し、ΔＰ：荷重損失（Ｎ）、Ｄ：ばねの中心径（ｍｍ）、ｄ：鋼線の等価線径（ｍｍ）、Ｇ：鋼線の横弾性係数（Ｎ／ｍｍ２）
  9. 　鋼線のマトリックスに、粒径５０ｎｍ以下のＮｉＡｌ系の微細化合物粒子を備えることを特徴とする請求項８に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ばね。
  10. 　固溶化熱処理後に、所定の等価線径に総加工率で６０～９０％の冷間加工を行うことにより請求項１～７のいずれか一項に記載のステンレス鋼線を製造する工程と、
    　前記ステンレス鋼線を所定のばね形状に成形処理し、次いで温度３００～６００℃で時効熱処理を施す工程を有することを特徴とする耐熱へたり性に優れた高強度ばねの製造方法。
  11. 　次式（３）の時効熱処理因子が１００～１００００となる条件で前記時効熱処理を行い、これにより、鋼線のマトリックス中に、粒径５０ｎｍ以下のＮｉＡｌ系の微細化合物粒子を析出させることを特徴とする請求項１０に記載の耐熱へたり性に優れた高強度ばねの製造方法。
    　時効熱処理因子＝｛温度（℃）×処理時間（ｍｉｎ）｝／２√｛ばねの等価線径（ｍｍ）×展開長さ（ｍｍ）｝・・・（３）
     
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