7274062 高強度ステンレス鋼線およびばね

(19)【発行国】日本国特許庁(JP)

(12)【公報種別】特許公報(B1)

(11)【特許番号】

(24)【登録日】2023-05-02

(45)【発行日】2023-05-15

(54)【発明の名称】高強度ステンレス鋼線およびばね

(51)【国際特許分類】

   C22C 38/00 20060101AFI20230508BHJP

   C22C 38/58 20060101ALI20230508BHJP

   C21D 8/06 20060101ALN20230508BHJP

   C21D 9/02 20060101ALN20230508BHJP

【ＦＩ】

C22C38/00 302Z

C22C38/58

C21D8/06 B

C21D9/02 A

【請求項の数】 6

(21)【出願番号】P 2022574135

(86)(22)【出願日】2022-07-19

(86)【国際出願番号】 JP2022028039

【審査請求日】2022-12-01

【早期審査対象出願】

(73)【特許権者】

【識別番号】503378420

【氏名又は名称】日鉄ステンレス株式会社

(73)【特許権者】

【識別番号】000231556

【氏名又は名称】日本精線株式会社

(74)【代理人】

【識別番号】100149548

【弁理士】

【氏名又は名称】松沼 泰史

(74)【代理人】

【識別番号】100140774

【弁理士】

【氏名又は名称】大浪 一徳

(74)【代理人】

【識別番号】100134359

【弁理士】

【氏名又は名称】勝俣 智夫

(74)【代理人】

【識別番号】100188592

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 洋

(74)【代理人】

【識別番号】100217249

【弁理士】

【氏名又は名称】堀田 耕一郎

(74)【代理人】

【識別番号】100221279

【弁理士】

【氏名又は名称】山口 健吾

(74)【代理人】

【識別番号】100207686

【弁理士】

【氏名又は名称】飯田 恭宏

(74)【代理人】

【識別番号】100224812

【弁理士】

【氏名又は名称】井口 翔太

(72)【発明者】

【氏名】高野 光司

(72)【発明者】

【氏名】坂井 浩樹

(72)【発明者】

【氏名】飽浦 常夫

(72)【発明者】

【氏名】秋月 孝之

【審査官】相澤 啓祐

(56)【参考文献】

【文献】国際公開第２０１９／２４０１２７（ＷＯ，Ａ１）

【文献】特開２０２１－１９５５８９（ＪＰ，Ａ）

【文献】国際公開第２０２１／１２４５１１（ＷＯ，Ａ１）

(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)

Ｃ２２Ｃ ３８／００－３８／６０

Ｃ２１Ｄ ８／０６

Ｃ２１Ｄ ９／０２

(57)【特許請求の範囲】

【請求項1】

Ｃ ：０．０８～０．１３％、
Ｓｉ：０．２～２．０％、
Ｍｎ：０．３～３．０％、
Ｐ ：０．０３５％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ｎｉ：５．０％以上、８．０％未満、
Ｃｒ：１４．０～１９．０％、
Ｎ ：０．０４～０．２０％、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｏ ：０．０１２％以下、
Ｃａ：０．００４０％以下、を含有し、
更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷのうちの１種または２種以上を含有するとともに、これらの合計が０．０５％以上０．５０％以下であり、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
下記（１）で表されるＭｄ３０の値が０（℃）～３０（℃）であり、
鋼線の強度が１８００ＭＰａ以上であり、
加工誘起マルテンサイト量が２０～８０ｖｏｌ．％であり、
鋼線表層の長手方向の引張残留応力が５００ＭＰａ以下である、高強度ステンレス鋼線。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ ・・・（１）
ただし、式（１）における元素記号は、鋼の化学組成における各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。

【請求項2】

前記化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、
Ａｌ：０．０１～０．０８％、
Ｏ ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、であり、
鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０～３５％、Ｃａ：５～３０％、Ｃｒ：１０％以下、Ｍｎ：５％以下である、請求項１に記載の高強度ステンレス鋼線。

【請求項3】

前記化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、
Ａｌ：０．０１％未満、
Ｏ ：０．００３～０．００８％、
Ｃａ：０．００１０％以下、であり、
鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０％未満、Ｃａ：１０％未満、Ｃｒ：１０～４５％、Ｍｎ：１０～３０％である、請求項１に記載の高強度ステンレス鋼線。

【請求項4】

Ｆｅの一部に代えて、更に質量％で、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．８％以下、Ｖ：０．５％以下、のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の高強度ステンレス鋼線。

【請求項5】

請求項１乃至請求項３の何れか一項に記載の高強度ステンレス鋼線からなる、ばね。

【請求項6】

請求項４に記載の高強度ステンレス鋼線からなる、ばね。

【発明の詳細な説明】

【技術分野】

【0001】

本発明は、ばね用の高強度ステンレス鋼線およびばねに関わり、オーステナイト系ステンレス鋼線の温間領域での耐疲労特性と耐熱へたり性を両立させる技術に関する。

【背景技術】

【0002】

ステンレスばねは、耐食性に優れることから、産業用機器や自動車部品等に多用されてきた。また、近年、軽量化のニーズが高まり、高強度化の検討がされている。ステンレスばねの素材であるステンレス鋼線を高強度化すると、伸線時の縦割れが問題となることから、化学成分、加工誘起マルテンサイト量、結晶粒径または水素量を制御することで、縦割れを防止する技術が提案されている（特許文献１、２）。

【0003】

一方、近年の高強度ステンレスばねは、様々な用途に適用が拡大されている。適用の拡大に伴い、温間領域での耐疲労性や、温間領域での耐熱へたり性の向上のニーズも高まってきた。例えば、ステンレスばねが、自動車のエンジンルーム等の約２００℃付近まで温度が上昇する環境において、長時間使用される場合が増えてきた。従って、省スペース化に対応可能であり、ばねの高強度化・軽量化に加えて、温間領域（例えば約２００℃前後）での耐疲労強度や耐熱へたり性が求められる。

【0004】

特許文献３には、疲労強度の向上のために、オーステナイト系ステンレス鋼からなるばね素材を、フッ素ガス雰囲気中で表層浸炭処理する表面方法が提案されている。しかしながら、フッ素ガス雰囲気中での表面処理は、処理時間が長く、特殊処理であることによるコストが高いため、伸線素材で作り込む量産化技術が求められるばかりか、温間域での耐疲労強度や、耐熱へたり性の向上技術についての知見がない。

【0005】

特許文献４には、耐熱へたり性向上のために、Ｍｏ、Ａｌ含有の準安定γ系ステンレス鋼線にて、加工誘起マルテンサイトを生成させて、ＮｉＡｌを微細析出させることが提案されている。しかしながら、ＡｌやＴｉ、Ｎｂ系の介在物により、耐疲労特性を確保することが難しい。

【0006】

このように従来のばね用の高強度オーステナイト系ステンレス鋼線では、約２００℃前後までの常温～温間領域での耐疲労特性と耐熱へたり性を両立できる技術が提案されていない。

【先行技術文献】

【特許文献】

【0007】

【文献】日本国特許第３５４２２３９号公報

【文献】日本国特許第４４８９９２８号公報

【文献】日本国特開２００５－２００６７４号公報

【文献】日本国特許第６２５９５７９号公報

【発明の概要】

【発明が解決しようとする課題】

【0008】

本発明は、上記事情に鑑みてなされたものであり、高強度であって、温間域で耐疲労性と耐熱へたり性に優れるばね用の高強度ステンレス鋼線およびばねを提供することを課題とする。

【課題を解決するための手段】

【0009】

本発明者らは、上記課題を解決するために検討した結果、強伸線された準安定オーステナイト系ステンレス鋼線において、仕上げ伸線の制御により鋼線表層の残留応力を低減すると共に素線の結晶粒微細化と時効時の窒素クラスターに有効なＮ含有を図り、更に、Ａｌ量、Ｏ量および鋳造時の凝固速度を制御して表層近傍の微細な脱酸生成物の組成を制御することにより、高強度ばね材において温間領域での耐疲労強度とへたり性を両立できることを見出した。本発明は、この知見に基づいてなされた。

【0010】

すなわち、本発明の要旨とするところは以下の通りである。
［１］ 鋼の化学組成が、質量％で、
Ｃ ：０．０８～０．１３％、
Ｓｉ：０．２～２．０％、
Ｍｎ：０．３～３．０％、
Ｐ ：０．０３５％以下、
Ｓ ：０．００８％以下、
Ｎｉ：５．０％以上、８．０％未満、
Ｃｒ：１４．０～１９．０％、
Ｎ ：０．０４～０．２０％、
Ａｌ：０．０８％以下、
Ｏ ：０．０１２％以下、
Ｃａ：０．００４０％以下、を含有し、
更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷのうちの１種または２種以上を含有するとともに、これらの合計が０．０５％以上０．５０％以下であり、
残部：Ｆｅ及び不純物、からなり、
下記（１）で表されるＭｄ３０の値が０（℃）～３０（℃）であり、
鋼線の強度が１８００ＭＰａ以上であり、
加工誘起マルテンサイト量が２０～８０ｖｏｌ．％であり、
鋼線表層の長手方向の引張残留応力が５００ＭＰａ以下である、高強度ステンレス鋼線。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ …（１）
ただし、式（１）における元素記号は、鋼の化学組成における各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。
［２］ 前記化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、
Ａｌ：０．０１～０．０８％、
Ｏ ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．０００５～０．００４０％、であり、
鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０～３５％、Ｃａ：５～３０％、Ｃｒ：１０％以下、Ｍｎ：５％以下である、［１］に記載の高強度ステンレス鋼線。
［３］ 前記化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、
Ａｌ：０．０１％未満、
Ｏ ：０．００３～０．００８％、
Ｃａ：０．００１０％以下、であり、
鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０％未満、Ｃａ：１０％未満、Ｃｒ：１０～４５％、Ｍｎ：１０～３０％である、［１］に記載の高強度ステンレス鋼線。
［４］ Ｆｅの一部に代えて、更に質量％で、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．８％以下、Ｖ：０．５％以下、のうちの１種または２種以上を含有する、［１］乃至［３］の何れか一項に記載の高強度ステンレス鋼線。
［５］ ［１］乃至［３］の何れか一項に記載の高強度ステンレス鋼線からなる、ばね。
［６］ ［４］に記載の高強度ステンレス鋼線からなる、ばね。

【発明の効果】

【0011】

本発明の高強度ステンレス鋼線は、高強度であって、温間域で耐疲労性と耐熱へたり性に優れるので、ばねとした場合であっても、温間領域での耐疲労強度および耐熱へたり性を両立でき、ばねの軽量化および温間域での高耐久化を実現できる。
また、本発明のばねは、温間領域での耐疲労強度および耐熱へたり性を両立でき、ばねの軽量化、温間域での高耐久化を実現できる。また、本発明に係るばねは、精密部品用のコイルばねとして用いることができる。

【発明を実施するための形態】

【0012】

本発明の実施形態である高強度ステンレス鋼線は、鋼の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．０８～０．１３％、Ｓｉ：０．２～２．０％、Ｍｎ：０．３～３．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．００８％以下、Ｎｉ：５．０％以上、８．０％未満、Ｃｒ：１４．０～１９．０％、Ｎ：０．０４～０．２０％、Ａｌ：０．０８％以下、Ｏ：０．０１２％以下、Ｃａ：０．００４０％以下、を含有し、更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷのうちの１種または２種以上を含有するとともに、これらの合計が０．５０％以下であり、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、下記（１）で表されるＭｄ３０の値が０（℃）～３０（℃）であり、鋼線の強度が１８００ＭＰａ以上であり、加工誘起マルテンサイト量が２０～８０ｖｏｌ．％であり、鋼線表層の長手方向の引張残留応力が５００ＭＰａ以下である。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９Ｎｉ－１３．７Ｃｒ …（１）
ただし、式（１）における元素記号は、鋼の化学組成における各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。

【0013】

また、本発明の実施形態であるばねは、上記の高強度ステンレス鋼線よりなる。本実施形態のばねは、コイルばねであることが好ましく、圧縮コイルばねでもよく、引張コイルばねでもよく、ねじりコイルばねでもよい。

【0014】

以下、高強度ステンレス鋼線の化学成分について説明する。鋼の化学組成についての「％」は質量％を意味する。また、「～」を用いて表される数値範囲は、「～」の前後に記載される数値を下限値及び上限値として含む範囲を意味する。なお、「～」の前後に記載される数値に「超」または「未満」が付されている場合の数値範囲は、これら数値を下限値または上限値として含まない範囲を意味する。

【0015】

Ｃは、伸線加工と時効後に高強度（とりわけ１８００ＭＰａ以上）で耐疲労強度と耐熱へたり性を得るために、質量％で０．０８％以上（以下％は全て質量％）を含有させる。しかしながら、０．１３％を超えてＣを含有すると、粒界にＣｒ炭化物が析出し、耐疲労特性が劣化することからＣ含有量は０．１３％以下に限定する。好ましくは、０．０９～０．１２％である。

【0016】

Ｓｉは、脱酸して粗大介在物を低減するために０．２％以上含有させる。しかしながら、２．０％を超えてＳｉを含有すると、脱酸生成物が粗大化して耐疲労特性が劣化することから、Ｓｉ含有量は２．０％以下に限定する。好ましくは、０．３～１．５％である。

【0017】

Ｍｎは、脱酸のため、また、伸線後の加工誘起マルテンサイト量を本発明の範囲に制御して伸線材の表層残留応力を低減させ、縦割れを防止して所定の強度、耐疲労特性を得るために、０．３％以上を含有させる。しかしながら３．０％を超えてＭｎを含有すると、伸線後の加工誘起マルテンサイト量が低下して強度が低下し、また、耐疲労特性、耐熱へたり性が低下することから、Ｍｎ含有量は３．０％以下に限定する。好ましくは、０．５～２．０％である。

【0018】

Ｐは、粒界偏析して素材を脆化させ、マイクロボイド生成や伸線縦割れを促進させて耐疲労強度を低下するため、０．０４％以下に限定する。好ましくは、０．０３％以下である。Ｐ含有量は低い方が望ましいが、精錬コストが増加するので、０．００５％以上の含有を許容する。

【0019】

Ｓは、硫化物を形成し、伸線時のマイクロボイドを生成させて耐疲労強度を低下するため、０．００８％以下に限定する。好ましくは、０．００５％以下である。Ｓ含有量は低い方が望ましいが、精錬コストが増加するので、０．０００１％以上の含有を許容する。

【0020】

Ｎｉは、伸線後の靭性の確保、伸線縦割れ防止及び加工誘起マルテンサイトを本発明の範囲に制御して所定の強度、耐疲労強度を得るために、５．０％以上含有させる。しかしながら、８．０％以上のＮｉを含有すると、伸線後の目標の加工誘起マルテンサイト量が少なくなり、強度、耐疲労強度が低下することから、Ｎｉ含有量を８．０％未満に限定する。好ましくは、６．０～７．５％である。

【0021】

Ｃｒは、加工誘起マルテンサイト量を適正にして精密ばね製品等の耐食性を確保するため、１４．０％以上含有させる。しかしながら、１９．０％を超えて含有すると、伸線後の目標の加工誘起マルテンサイト量が少なくなり強度、耐疲労強度、耐熱へたり性が劣化することから、Ｃｒ含有量を１９．０％以下に限定する。好ましくは、１５．０～１８．０％である。

【0022】

Ｎは、伸線加工と時効後に高強度（とりわけ１８００ＭＰａ以上）で耐疲労強度と耐熱へたり性を得るために、質量％で０．０４％以上含有させる。Ｎは、とりわけ伸線・ばね加工後の２５０～５５０℃の時効熱処理でＮ系クラスターを形成し、強度、耐疲労強度、耐熱へたり性の全てを並立させるのに非常に有効である。しかしながら、０．２０％を超えてＮを含有すると、粒界にＣｒ炭窒化物が析出し、逆に耐疲労特性が劣化することから、Ｎ含有量は０．２０％以下に限定する。好ましくは、０．０５～０．１５％である。

【0023】

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗは、強力な炭窒化物形成元素であり、結晶粒界のピン止め粒子として結晶粒微細化に有効である。そのため、これらの元素は合計で０．０５％以上を含有させてもよい。その一方で、これらの元素は粗大な炭窒化物が生成してマイクロボイドの生成を促進して耐疲労強度を低下させる。そのため、必要に応じて、Ｔｉ、Ｎｂ、ＴａおよびＷの合計の含有量を０．５０％以下、好ましくは０．２０％以下に限定する。好ましい合計含有量は０．１５％以下である。なお、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｗは、これらのうち少なくとも１種を含有してもよく、２種以上を含有してもよく、全部を含有してもよい。

【0024】

また、本実施形態の高強度ステンレス鋼線は、Ａｌ：０．０８％以下、Ｏ：０．０１２％以下、Ｃａ：０．００４０％以下を含有する。ＡｌおよびＣａは、脱酸を促進して各種の介在物量を低減させて鋼の強度を向上させるために有効な元素である。また、Ｏ（酸素）は鋼中の不純物として含まれるほか、後述する脱酸生成物中にも含まれる。なお、Ａｌの下限は０．００１％以上でもよく、Ｏの下限は０．０００１％以上でもよく、Ｃａの下限は０．０００１％以上でもよい。Ａｌ、ＣａおよびＯの含有量については、脱酸生成物の説明において詳細に述べる。

【0025】

上記（１）式で現されるＭｄ３０（℃）は、約７０％の強伸線加工した後の母材中の加工誘起マルテンサイト量に及ぼす各元素の影響を調査した結果、加工誘起マルテンサイト量に対して効果のある元素と影響度を示すものである。Ｍｄ３０の値が０（℃）未満になると、強伸線加工後の加工誘起マルテンサイト量が少なく、鋼線の引張強さが１８００ＭＰａ未満となり、本発明の効果が小さくなることから、Ｍｄ３０の値を０℃以上とする。また、Ｍｄ３０の値が３０℃を超えると、強伸線加工後の加工誘起マルテンサイト量が８０ｖｏｌ．％を超える可能性が高くなり、伸線縦割れ性が発生し易くなるため、Ｍｄ３０の値を３０℃以下にする。

【0026】

更に、本実施形態の高強度ステンレス鋼線は、Ｍｏ：０．１～２．０％、Ｃｕ：０．８％以下、Ｖ：０．５％以下、のうちの１種または２種以上を含有してもよい。Ｍｏ、Ｃｕ、Ｖの下限は０％以上でもよい。

【0027】

Ｍｏは、耐食性に有効であるため、必要に応じて０．１％以上含有してもよい。しかしながら、２．０％を超えるＭｏを含有してもその効果は飽和するばかりか、加工誘起マルテンサイト量が減少して強度や疲労強度を低下させる。そのため、上限を２．０％に限定する。

【0028】

Ｃｕは、オーステナイトの加工硬化を抑制し、伸線後の鋼線の強度を低下させるため、０．８％以下に限定する。

【0029】

Ｖは、微細な炭窒化物を生成させてオーステナイトの結晶粒径を微細化し、これにより耐熱へたり性を向上させるため、必要に応じて０．５％以下を含有してもよい。しかしながら、０．５％を超えるＶを含有すると、炭窒化物が粗大化し、マイクロボイドの生成を促進して耐疲労特性が劣化するため、０．５％以下に限定する。Ｖ含有量の下限は、０．０３％以上でもよい。

【0030】

上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。不純物として、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｃｏ等は各々最大で０．１％程度、Ｂ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは各々最大で０．０１％程度を含有することがある。
なお、本実施形態では、伸線後のマイクロクラックの生成を抑制して耐疲労強度を向上させるために、水素を必要に応じて４ｐｐｍ以下に限定することが好ましい。

【0031】

本実施形態の高強度ステンレス鋼線の引張強度は１８００ＭＰａ以上、好ましくは２０００ＭＰａ以上である。引張強度が１８００ＭＰａ未満の場合、耐疲労強度が不十分となる。従って、鋼の化学組成と伸線加工率との調整により、強度は１８００ＭＰａ以上にする。好ましくは２０００ＭＰａ以上である。

【0032】

高強度ステンレス鋼線における加工誘起マルテンサイト量は、２０～８０ｖｏｌ．％の範囲とする。１８００ＭＰａ以上の強度と、時効後の耐疲労強度と、耐熱へたり性とを確保するために、化学組成および伸線加工条件によって調整することにより、加工誘起マルテンサイト量を２０Ｖｏｌ．％以上とする。しかしながら、加工誘起マルテンサイト量が８０ｖｏｌ．％を超えると、脱酸生成物や炭窒化物の周辺において、ミクロクラックによるマイクロボイドが生成し、耐疲労強度が劣化することから、８０ｖｏｌ．％以下に限定する。好ましくは、３０～７０ｖｏｌ．％である。

【0033】

鋼線表層の長手方向の残留応力は、５００ＭＰａ以下とする。５００ＭＰａ超の引張残留応力が存在すると、時効後のばねの耐疲労強度と耐熱へたり性が劣化することから、上限を５００ＭＰａ以下に限定する。なお、残留応力は、最終仕上げ伸線率の減面率、伸線加工に使用するダイスのダイス角度、伸線速度の調整にて制御する。好ましくは、４００ＭＰａ以下である。

【0034】

次に、本実施形態のステンレス鋼線に含まれる脱酸生成物と、Ａｌ、ＣａおよびＯのより好ましい含有範囲について説明する。以下の説明では、Ａｌ量が０．０１～０．０８％の場合と、０．０１％未満の場合とで場合分けして説明する。

【0035】

（Ａｌ量が０．０１～０．０８％の場合）
本実施形態のステンレス鋼線は、化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、Ａｌ：０．０１～０．０８％、Ｏ：０．００５％以下、Ｃａ：０．０００５～０．００４０％であり、鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０～３５％、Ｃａ：５～３０％、Ｃｒ：１０％以下、Ｍｎ：５％以下であることが好ましい。Ｃｒについては１％以上が好ましく、２％以上としても良い。更には酸化物の微細化のためにＡｌ：１０～３５％、Ｃａ：５～３０％、Ｃｒ：２～９％、Ｍｎ：３％以下であることが好ましい。

【0036】

Ａｌは、脱酸により脱酸生成物を低減させ、Ｃａの含有と共に鋳造時の表層の凝固速度を早く制御（１０～５００℃／ｓ）することで、粗大な脱酸生成物を抑制する。これにより、高強度ステンレス鋼線およびばねの耐疲労強度を向上させる。また、微細なＡｌＮを生成させて高強度ステンレス鋼線の結晶粒を３０μｍ以下の範囲に微細化させて、耐熱へたり性を向上させる。そのためＡｌを０．０１％以上含有させる。しかしながら、０．０８％を超えてＡｌを含有させると、強脱酸となり、粗大な脱酸生成物や粗大なＡｌＮが生成して耐疲労強度が低下する。従って、Ａｌ含有量を０．０１～０．０８％に限定する。好ましくは、０．０１５～０．０５％である。

【0037】

Ｃａは、Ａｌと共に含有することで、粗大な脱酸生成物を抑制して耐疲労強度を向上させる。従って、Ａｌを０．０１％以上含有させる場合は、Ｃａを０．０００５％以上含有させる。しかしながら、０．００４０％を超えるＣａを含有させると、強脱酸となり、粗大な脱酸生成物を生成して耐疲労強度が低下する。そのため、Ｃａ含有量を０．００４０％以下に限定する。好ましくは、０．００１０～０．００３０％である。

【0038】

Ｏは、Ａｌ、Ｃａと共に脱酸生成物の量、組成、サイズに影響を及ぼし、脱酸生成物を得るために、０．００５％以下の範囲に限定する。より好ましくは０．００４％以下である。Ｏの下限は、０．０００１％以上としてもよい。

【0039】

本実施形態の高強度ステンレス鋼線には、直径１～２μｍの脱酸生成物が含まれる。このような微細な脱酸生成物の組成は、疲労に大きな影響を及ぼす脱酸生成物全体のサイズ分布のばらつきを表す指標として有効である。直径１～２μｍの微細な脱酸生成物の平均組成は、平均組成で、Ａｌ：１０～３５％、Ｃａ：５～３０％、Ｃｒ：１０％以下、Ｍｎ：５％以下とする。更に、脱酸生成物は、残部として、Ｏ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｆｅ等を含有してもよい。

【0040】

なお、脱酸生成物の平均組成は、電解抽出法により高強度ステンレス鋼線から脱酸生成物を抽出する。なお、抽出された析出物・介在物のうち、酸素を含む円相当粒径１～２μの析出物・介在物を脱酸生成物とする。抽出された脱酸生成物に対してＳＥＭ・ＥＤＳによる元素分析を行い、検出された全元素量を１００％とした場合の各元素の含有率である。詳細な測定方法は実施例にて説明する。測定に際し、酸素を含む抽出物を脱酸生成物とする。また、脱酸生成物の直径は、（長径＋短径）／２で計算する。

【0041】

本実施形態の高強度ステンレス鋼線では、主な脱酸生成物の形成温度を材料の凝固点付近に調整することで、粗大な脱酸生成物およびその周辺に生成するマイクロボイドの生成を抑制して、高強度ステンレス鋼線およびばねの耐疲労強度を向上できることがわかった。なお、脱酸生成物の組成範囲を上記の範囲にするためには、脱酸に寄与するＡｌ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒの含有量と、鋳造の際の凝固時の冷却速度とを制御することが重要であり、脱酸生成物が粗大化しないように成分調整して急冷凝固させることが有効である。そのため、本発明では、必要に応じて、凝固時に生成する直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成を前述のように限定する。

【0042】

（Ａｌ量が０．０１％未満の場合）
本実施形態のステンレス鋼線は、化学組成におけるＡｌ、ＯおよびＣａが、質量％で、Ａｌ：０．０１％未満、Ｏ：０．００３～０．００８％、Ｃａ：０．００１０％以下であり、鋼中の直径１～２μｍの脱酸生成物の平均組成が、Ａｌ：１０％未満、Ｃａ：１０％未満、Ｃｒ：１０～４５％、Ｍｎ：１０～３０％であってもよい。更には、Ａｌ：５％以上１０％未満、Ｃａ：５％未満、Ｃｒ：１０～４５％、Ｍｎ：１０～３０％が好ましい。

【0043】

Ａｌを０．０１％未満とし、また、鋳造時の表層の凝固速度を１０～５００℃／ｓに制御することで、脱酸生成物の組成の主体がＣｒおよびＭｎになるとともに、脱酸生成物が微細化する。これにより、鋼中の結晶粒径を微細化させて耐熱へたり性を向上させるとともに、製品の耐疲労強度をも向上させる。そのため、Ａｌ含有量は０．０１％未満に限定する。

【0044】

Ｃａは、低Ａｌ量の場合に、Ｓｉと共に粗大な脱酸生成物が生成させて耐疲労強度を低下させる。従って、Ａｌ量を０．０１％未満の場合は、Ｃａ含有量を０．００１０％以下に限定する。Ｃａは０．０００１％以上であってもよい。

【0045】

Ｏは、Ａｌ、Ｃａと共に脱酸生成物の量、組成、サイズに影響を及ぼす上記の所定の脱酸施生物を得るために、０．００３～０．００８％の範囲に限定する。

【0046】

Ａｌを０．０１％未満にする場合であっても、微細な脱酸生成物の組成は、脱酸生成物全体のサイズ分布のばらつきを表す指標として有効である。すなわち、直径１～２μｍの微細な脱酸生成物の平均組成を、Ａｌ：１０％未満、Ｃａ：１０％未満、Ｃｒ：１０～４５％、Ｍｎ：１０～３０％を含有する組成とすることで、粗大な脱酸生成物の生成が抑制されて、高強度ステンレス鋼線およびばねの耐疲労強度が向上する。また、微細な脱酸生成物は、結晶粒界をピン止めして鋼中の結晶粒を微細化させて、耐熱へたり性を向上させる。脱酸生成物の組成を上記の範囲にするには、脱酸に寄与するＡｌ、Ｃａ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ量を調整して、鋳造時に鋼を急冷凝固させることが有効である。そのため、必要に応じて、直径１～２μｍの脱酸生成物の組成を前述のように限定する。なお、脱酸生成物の組成の残部はＯ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｆｅ等を含んでいればよい。脱酸生成物の平均組成の測定方法の概要は上述の通りである。

【0047】

本実施形態の高強度ステンレス鋼線は、ばねの素材としてのステンレス鋼線として有用である。高強度ステンレス鋼線の線径は、０．１～３．０ｍｍの範囲が好ましい。これにより、例えば精密ばねに加工し易くなる。

【0048】

以下、本実施形態の高強度ステンレス鋼線の製造方法を述べる。
本実施形態の高強度ステンレス鋼線は、所定の成分に調製した溶鋼を鋳造して鋳片とし、得られた鋳片を熱間圧延によって直径５．５～１５．０ｍｍの線材とする。次いで、得られた線材に対して、伸線加工、焼鈍処理、冷却を繰り返し行うことにより、直径０．１～３．０ｍｍの高強度ステンレス鋼線とする。

【0049】

溶鋼を鋳造して鋳片にする際は、脱酸酸化物の組成を制御するために、鋳造時における冷却速度を５～５００℃／ｓに制御することが好ましい。この冷却速度は、鋳造直前の温度（例えばタンディッシュ内の溶鋼の温度）から鋳片表面温度が１３００℃に冷却されるまで間の平均冷却速度とする。冷却速度が５℃／ｓ未満または５００℃／ｓを超えると、所望の脱酸酸化物が得られないので好ましくない。冷却速度は、１０～５００℃／ｓでもよく、２０～４００℃／ｓでもよく、４０～３００℃／ｓでもよい。

【0050】

鋳片に対する熱間圧延の条件は、特に制限する必要はない。熱間圧延に加えて、必要に応じて熱間鍛造を行ってもよい。

【0051】

ステンレス鋼よりなる線材から高強度ステンレス鋼線を製造する条件としては、中間段階の冷間伸線加工、焼鈍処理および冷却を経ることにより得られた中間焼鈍材に対して、最終の冷間伸線加工を行う。最終の冷間伸線加工は、減面率を５５～８５％とし、最終ダイスの減面率を３～２５％、好ましくは５～２０％、より好ましくは８～１５％とし、最終ダイスのアプローチ角度を半角として３～１５°、好ましくは４～１０°、より好ましくは５～８°の範囲とする。このような条件の伸線加工を経ることにより、強度１８００ＭＰａ以上、鋼中の加工誘起マルテンサイト量が２０～８０ｖｏｌ．％、鋼線表層の長手方向の引張残留応力が５００ＭＰａ以下の高強度ステンレス鋼線が得られる。

【0052】

また、高強度ステンレス鋼線から、コイルばねを製造するには、高強度ステンレス鋼線を螺旋状に巻回するコイリング工程を行い、次いで、時効処理を行う。時効処理は、２５０℃～５５０℃の範囲で、１０～３００分間加熱することが好ましい。時効処理の処理温度は、３００～４５０℃の範囲でもよく、３５０～４００℃の範囲でもよい。処理時間は、２０～２００分の範囲でもよく、３０～６０分の範囲でもよい。

【0053】

本実施形態高強度ステンレス鋼線は、高強度であって、温間域で耐疲労性と耐熱へたり性に優れたものとなる。これにより、ばねとした場合であっても、温間領域での耐疲労強度および耐熱へたり性を両立でき、ばねの軽量化および温間域での高耐久化を実現できる。
また、本実施形態のばねは、温間領域での耐疲労強度および耐熱へたり性を両立でき、ばねの軽量化、温間域での高耐久化を実現できる。

【実施例】

【0054】

（実験例１）
１５０ｋｇの真空溶解炉にて表１Ａおよび表１Ｂに示す化学組成の鋼を約１６００℃で溶解した後、直径１７０ｍｍの鋳型に鋳造した。なお、Ａｌ、Ｓｉ、Ｍｎ等の脱酸元素の含有量と脱酸元素の溶鋼への投入から鋳型への出鋼時間でＯ量を変化させた。鋳造直前の温度（タンディッシュ内の溶鋼の温度）から鋳片表面温度が１３００℃に冷却されるまでの間の平均冷却速度を４０℃／秒とした。その後、各々の鋳片を熱間圧延により直径６ｍｍの線材に熱間加工した。

【0055】

その後、更に、伸線加工、１１００℃での焼鈍、急冷を繰り返して直径３．０～４．５ｍｍのステンレス鋼線の焼鈍材を作製した。引き続き、焼鈍材に対して、最終の伸線加工を行った。具体的には、減面率５５～８０％の冷間伸線加工を施し、最終ダイスの減面率７％、アプローチ角度を半角として７°にて直径２．０ｍｍの鋼線に仕上げた。このようにして、高強度ステンレス鋼線を製造した。

【0056】

その後、高強度ステンレス鋼線に対して、コイルばねを想定して４００℃・３０分間の時効処理により、Ｎクラスター化の処理を図った。

【0057】

【表1A】

【0058】

【表1B】

【0059】

次に最終伸線前のφ３．０～４．５ｍｍの焼鈍材のオーステナイトの結晶粒径、最終伸線後の高強度ステンレス鋼線の加工誘起マルテンサイト量、引張強さ、表層の長手方向の残留応力、表層の微細な脱酸生成物の平均組成、耐熱へたり性、疲労強度を測定した。結果を表２Ａおよび表２Ｂに示す。

【0060】

【表2A】

【0061】

【表2B】

【0062】

伸線前の焼鈍材のオーステナイトの結晶粒径は、焼鈍材の横断面に対して１０％硝酸液中で電解エッチングを行い、光学顕微鏡で金属組織を観察してＪＩＳ Ｇ ０５５１：２０１３で規定される切断法により粒度番号を求め、これを結晶粒径とした。

【0063】

最終伸線後の高強度ステンレス鋼線の引張強さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準じて測定した。

【0064】

最終伸線後の高強度ステンレス鋼線の加工誘起マルテンサイト量は、直流式のＢＨトレーサーにて測定される飽和磁化値から算出した。

【0065】

最終伸線後の高強度ステンレス鋼線の表層の長手方向の残留応力は、Ｘ線応力測定装置を使用して測定した。

【0066】

鋼線表層の微細な脱酸生成物の測定方法は次の通りとした。最終伸線後の高強度ステンレス鋼線の表層を＃５００研磨したのち、非水溶液中で電解してマトリックスを溶解した。電解後の非水溶液をフィルターでろ過して、酸化物を抽出した。非水溶液は、３％のマレイン酸と１％のテトラメチルアンモニウムクロイドとを含むメタノール溶液とした。電解条件は、１００ｍＶの定電圧とした。その後、フィルター上に残った直径１～２μｍの酸化物について、ＳＥＭ・ＥＤＳにて、任意に２０個の組成分析を行って平均組成を算出した。平均組成は、ＳＥＭ・ＥＤＳによって検出された全元素量を１００％とした場合の各元素の含有率とした。なお、酸化物とは、ＥＤＳ分析にてＯを含み、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｔｉ等を含む非金属介在物とした。酸化物の直径は、（長径＋短径）／２で計算した。こうして得られた平均組成を、脱酸生成物の平均組成とした。

【0067】

時効処理後の高強度ステンレス鋼線の耐熱へたり性は、コイルばねの捻り応力による応力緩和を想定し、鋼線捻り試験にて評価した。評価条件は、チャック間距離を１５０ｍｍとし、２００℃に加熱して所定の初期の捻り応力τ0で所定の捻り位置で固定し、２４時間保持後の応力緩和により低下した捻り応力τを測定し、応力緩和率Ｓ＝（１－τ／τ0）×１００（％）で決定した。

【0068】

応力緩和率が１０％以上のものは耐熱へたり性を「×」、５％以上、１０％未満のものは「△」、３％以上、５％未満のものは「〇」、３％未満のものは「◎」とした。△、〇および◎を合格とした。

【0069】

時効処理後の高強度ステンレス鋼線の耐疲労特性は、コイルばねの繰り返し捻り応力による疲労を想定し、鋼線捻り試験にて評価した。評価条件は、チャック間距離を１５０ｍｍとし、２００℃に加熱して設定応力τを２００～７００ＭＰａと変化させて、振幅応力τaがτa／τ=０．３、速度２５Ｈｚで繰り返し捻り応力を１０^６回まで付与して破壊しない応力を疲労限として評価した。

【0070】

疲労限界が２００ＭＰａ以下のものは耐熱疲労特性を「×」、２００ＭＰａ超、２５０ＭＰａ以下のものを「△」、２５０ＭＰ超、３５０ＭＰａ以下のものを「○」、３５０ＭＰａ超のものを「◎」として評価した。△、〇および◎を合格とした。

【0071】

表１Ａ～表２Ｂに示すように、本発明例であるＮｏ．１ａ～１９ａは、化学組成が発明範囲内であり、強度、加工誘起マルテンサイト量および表層の残留応力が発明範囲内であり、製造条件も好ましい範囲であっため、耐熱へたり性及び耐熱疲労強度が合格レベルにあった。また、焼鈍材の平均結晶粒径も大半のものが３０μｍ以下と良好であった。

【0072】

また、Ｎｏ．７ａ、８ａ、１３ａ～１５ａおよび１９ａは、Ａｌ量を０．０１～０．０８％、Ｃａ量を０．００５以下にして、主にＡｌ脱酸によってＯ量を０．００５～０．００４０％に制御したものであり、脱酸生成物中の各元素の組成が望ましい範囲となり、耐熱へたり性及び疲労強度が「○」または「◎」となり、耐熱へたり性及び耐熱疲労強度がより高いレベルになった。

【0073】

更に、Ｎｏ．９ａ～１２ａ、１６ａ～１８ａは、Ａｌ量を０．０１％未満、Ｃａ量を０．００１０％以下にして、主にＳｉ脱酸によってＯ量を０．００３～０．００８％に制御したものであり、脱酸生成物中の各元素の組成が望ましい範囲となり、耐熱へたり性及び疲労強度が「◎」となり、耐熱へたり性及び耐熱疲労強度がより高いレベルになった。

【0074】

一方、比較例であるＮｏ．１ｂ～２０ｂでは、鋼成分やＭｄ３０が適正範囲から外れており、また、強度、加工誘起マルテンサイト量、表層の残留応力が適正範囲から外れたものがあり、耐熱疲労強度が劣った。また、Ｎｏ．３ｂ、７ｂ、８ｂ、１１ｂ～１５ｂ、１８ｂ、１９ｂは、耐熱へたり性も劣った。

【0075】

（実験例２）
次に鋼線の表層の残留応力の影響を調査するために、製造された鋼Ａおよび鋼Ｈよりなる直径４ｍｍの焼鈍材について、表３に示す条件にて最終の伸線加工を行った。すなわち、直径４．０ｍｍの焼鈍材を減面率７５％の冷間伸線加工を施し、最終ダイスの減面率を１～２６％とし、アプローチ半角を２～１６°に変化させた。このようにして、直径２．０ｍｍの高強度ステンレス鋼線に仕上げた。そして、コイルばね製品を想定して４００℃で３０分間の時効処理を施した。このようにして、Ｎｏ．２０ａ～２４ａ、２１ｂ～２７ｂの高強度ステンレス鋼線を製造した。そして、表２の場合と同様にして、加工誘起マルテンサイト量、強度、表層の残留応力を測定し、耐熱へたり性、耐熱疲労強度を評価した。結果を表３に示す。

【0076】

【表3】

【0077】

表３に示すように、最終の伸線加工の条件によって、表層の残留応力が変化した。比較例であるＮｏ．２１ｂ～２７ｂは、好ましい条件から外れる条件で最終の伸線加工を行ったため、残留応力が本発明の範囲から外れてしまい、耐熱へたり性及び耐熱疲労強度が劣位になることが分かった。

【0078】

一方、発明例であるＮｏ．２０ａ～２４ａでは、表層の残留応力を５００ＭＰａ以下にすることで優れた耐熱へたり性と耐熱疲労特性が得られ、表層の残留応力を４００ＭＰａ以下にすることで特にその効果は顕著となることが分かった。

【0079】

（実験例３）
次に、鋳片の表層の冷却速度の影響を調査するために、１５０ｋｇの真空溶解炉にて鋼Ｇおよび鋼Ｊの鋼を約１６００℃で溶解した後、直径１００～２５０ｍｍの鋳型に鋳造した。鋳型の材質は、鉄系、マグネシア系、シリカ系とした。そして、カーウール有無により、鋼Ｇ、鋼Ｊについて、凝固時の平均冷却速度を変化させた。

【0080】

得られた鋳片に対して、表層を研削することにより、鋳片の内部組織を表層組織とする圧延用素材（ビレット）を調製した。圧延用素材の表層における鋳造時の冷却速度は、研削前の鋳片の表層における冷却速度よりも遅くなる。なお、凝固時の平均冷却速度は、鋳片の断面の表層近傍の２次デンドライトアーム間隔（λ）を測定し、λの平均値から、平均冷却速度（℃／ｓ）＝（１１０／λ）^２．２の式により、凝固時の平均冷却速度を見積もった。

【0081】

その後、実験例１と同様にして直径４．０ｍｍのステンレス鋼線の焼鈍材を作製し、更に、実験例１と同様にして最終の伸線加工を行うことにより、直径２．０ｍｍの高強度ステンレス鋼線を製造し、更に実験例１と同様に時効処理を行った。そして、表２の場合と同様にして、加工誘起マルテンサイト量、強度、表層の残留応力、脱酸生成物の平均組成を測定し、耐熱へたり性、耐熱疲労強度を評価した。結果を表４に示す。

【0082】

【表4】

【0083】

表４に示すように、発明例であるＮｏ．２５ａ～２８ａにおいて、Ａｌ、Ｃａ、Ｏ等の成分と、凝固速度を急冷側に制御して微細な脱酸生成物の組成を適正化することで、耐熱へたり性と耐熱疲労強度が向上することがわかった。

【産業上の利用可能性】

【0084】

以上の各実施例から明らかなように、本発明によれば、耐熱へたり性及び耐熱疲労特性に優れるばね用の高強度ステンレス鋼線を安定的に提供することができ、温間域で使用される精密ばねを軽量化すると共に耐久性を向上することができ、産業上極めて有用である。

【要約】

Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｎ、Ａｌ、Ｏ、Ｃａを含有し、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ及びＷの合計：０．５０％以下であり、残部：Ｆｅ及び不純物からなり、（１）で表されるＭｄ３０の値が０～３０（℃）、鋼線の強度が１８００ＭＰａ以上、加工誘起マルテンサイト量が２０～８０ｖｏｌ．％、鋼線表層の長手方向の引張残留応力が５００ＭＰａ以下である、高強度ステンレス鋼線を採用する。
Ｍｄ３０（℃）＝５５１－４６２（Ｃ＋Ｎ）－９．２Ｓｉ－８．１Ｍｎ－２９（Ｎｉ＋Ｃｕ）－１３．７Ｃｒ－１８．５Ｍｏ …（１）
ただし、式（１）における元素記号は、鋼の化学組成における各元素の含有量（質量％）であり、含有しない場合は０を代入する。