(57)【要約】【課題】高い耐熱性を有しており、高温域での耐へたり性に優れる耐熱ステンレス鋼線、耐熱ばね及びその製造方法を提供する。【解決手段】耐熱ステンレス鋼線及び耐熱ばねは、質量％で、C:0.04〜0.08％、Si:0.60〜1.40％、Mn:0.5〜3.0％、Cr:16〜20％、Ni：7.0〜10.5、及びN:0.16〜0.25％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、横断面の平均結晶粒径が8μm以上20μm以下である。また、耐熱ばねの製造方法は、上記耐熱ステンレス鋼線をばね加工した後、500℃以上650℃以下の条件で1分以上1時間未満の低温焼鈍する。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、C:0.04〜0.08％、Si:0.60〜1.40％、Mn:0.5〜3.0％、Cr:16〜20％、Ni：7.0〜10.5、及びN:0.16〜0.25％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、
横断面の平均結晶粒径が8μm以上20μm以下であることを特徴とする耐熱ステンレス鋼線。
【請求項２】
更に、質量％で、Mo:0.4〜2.0％を含有することを特徴とする請求項１に記載の耐熱ステンレス鋼線。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の耐熱ステンレス鋼線を用いて作製したことを特徴とする耐熱ばね。
【請求項４】
請求項１又は２に記載の耐熱ステンレス鋼線をばね加工した後、500℃以上650℃以下の条件で1分以上1時間未満の低温焼鈍することを特徴とする耐熱ばねの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、例えば自動車エンジンの排気系部品など耐熱性が要求される部品、主にばねの素材に使用される耐熱ステンレス鋼線に関する。特に、400℃以上550℃以下の高温域での耐へたり性に優れる耐熱ばね用の耐熱ステンレス鋼線に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のエンジンには、排気ガスを浄化する排気系装置が取り付けられており、例えば、この排気系装置のジョイント部の部品にばねが使用されている。従来、この排気系部品に使用されるばねの素材には、SUS304、SUS316などのオーステナイト系のステンレス鋼線が広く利用されている。また、通常、ステンレス鋼線は、ステンレス鋼を溶解・鋳造し、鍛造・熱間圧延を施して線材とした後、固溶化熱処理と線引き加工とを繰り返すことで製造されている。
【０００３】
近年、環境問題対策として自動車の排ガス規制が強化されつつあり、エンジンや、排ガス浄化用触媒の高効率化を図るため、排気系の使用温度を高くすることが要望されている。しかし、SUS304、SUS316などのステンレス鋼線のばねは、350℃以上の高温環境下において、耐熱性及び耐へたり性の面で不十分であり、使用に適さない。したがって、このような要望に応えるためには、排気系部品に使用されるばねの素材となるステンレス鋼線の耐熱性及び高温域での耐へたり性を改善する必要がある。
【０００４】
ステンレス鋼線の耐熱性及び高温域での耐へたり性を改善する技術が、例えば特許文献１〜４に開示されている。
【０００５】
特許文献１には、SUS316をベースに、C、Nを増量して固溶強化させたばね用強化ステンレス鋼線が開示されている。また、特許文献１には、ばね用ステンレス鋼線をコイリング後、約500℃×30分間以上の条件で低温焼鈍することが記載さている。
【０００６】
特許文献２には、質量％で、C:0.08〜0.15％、及びN:0.25〜0.40％を含有する耐熱ばね用ステンレス鋼線が開示されており、浸入型固溶元素であるC、Nを積極的に添加することで、耐へたり性を改善することが記載されている。
【０００７】
特許文献３には、Nを含有し、鋼線の横断面における平均結晶粒径が5μm未満である耐熱ばね用ステンレス鋼線が開示されており、結晶粒径をできるだけ小さくすることで、引張り強さを増加させ、もって耐へたり性を改善することが記載されている。更に、特許文献４では、鋼線の横断面における最大結晶粒径を12μm未満とすることで、応力が集中し易い粗大な結晶をなくし、耐へたり性を改善することが記載されている。また、特許文献３及び４には、W、Mo、Nb、Siなどのフェライト生成元素の添加による固溶強化を行なうことが記載されている。
【０００８】
【特許文献１】特開２０００‐２９７３２７号公報（段落０００６、図３）
【特許文献２】特開２００５‐３２５３８１号公報（段落００２６、図３）
【特許文献３】特開２０００‐２３９８０４号公報（段落００１８）
【特許文献４】特開２００４‐１９７２０５号公報（段落００１９）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
最近では、更なる高効率化を図るため、排気系の使用温度をより高くすることが検討されており、最高使用温度を550℃程度にまで引き上げることが試みられている。しかし、従来の耐熱ステンレス鋼線では、このような高温域で優れた耐へたり性を発揮せず、使用に適さない。
【００１０】
特許文献１〜４に記載の耐熱ステンレス鋼線は、各文献の実施の形態の記載から明らかなように、使用想定温度が300℃〜400℃であり、400℃〜550℃の高温域、特に450℃以上の高温域での耐へたり性について何ら検討されていない。
【００１１】
また、特許文献１の耐熱ステンレス鋼線は、Niを10質量％以上、Moを2質量％以上含有するため、原料コストの上昇を招く。
【００１２】
特許文献２の耐熱ステンレス鋼線は、Nを0.25％以上含有しているが、これはステンレス鋼の大気溶解での鋳造では取り込むことができない含有量である。そのため、特許文献２の耐熱ステンレス鋼線を製造するには、ステンレス鋼に過剰にNを添加するための特別な設備が必要であり、製造コストの上昇を招く。
【００１３】
特許文献３及び４の耐熱ステンレス鋼線は、結晶粒径をできるだけ小さくしようとするものであるが、過度な結晶粒の微細化は、必ずしも高温域での機械的性質の向上に有効であるとは限らない。
【００１４】
本発明は、上記事情に鑑みてなされたもので、その目的の一つは、高温域での耐へたり性に優れる耐熱ばね用の耐熱ステンレス鋼線を提供することにある。
【００１５】
また、本発明の別の目的は、高温域での耐へたり性に優れる耐熱ばね及びその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
通常ばね特性の向上のためにステンレス鋼線といった鋼線において、特許文献３及び４に示されるように、素材となる鋼線の結晶粒径をいかに小さくするかが技術的な課題となっており、耐熱ステンレス鋼線の分野では、このコンセプトに基づき耐へたり性を改善する技術開発が進められている。
【００１７】
ここで、”へたり”とは、ある温度以上で応力が負荷された際、鋼線の組織中に存在する転位が鋼線表面或いは結晶粒界に移動・消滅し、塑性変形が生じることによって現れる現象である。通常、鋼線の組織中の転位は、線引き加工により導入され、転位の周りに歪が生じることで、鋼線の強度や硬度を向上させるものである。また、線引き加工の減面率が高くなるほど、結晶粒径が小さくなると共に、転位が多く導入され、歪が増大する傾向がある。そのため、結晶粒径を小さくし、歪を増大させることで、鋼線の弾性限が高くなり、高負荷をかけても塑性変形が生じ難くなるため、ばねにおけるへたりも減少すると考えられていた。
【００１８】
ところが、本発明者らが鋭意研究を行なった結果、最高使用温度が550℃に達するような従来想定されていなかった高温環境下では、応力が負荷されることによる転位の移動が起こり易く、転位（歪）の導入量と耐へたり性との間に正の相関が認められず、むしろ組織中に転位（歪）が多く導入されると、耐へたり性が低下することが分かった。そして、本発明者らは、耐熱ステンレス鋼線の平均結晶粒径を一定以上に大きくすることが有用であるとの知見を得た。
【００１９】
本発明は以上の知見に基づいてなされたものである。以下、本発明について詳しく説明する。
【００２０】
［耐熱ステンレス鋼線］
本発明の耐熱ステンレス鋼線は、質量％で、C:0.04〜0.08％、Si:0.60〜1.40％、Mn:0.5〜3.0％、Cr:16〜20％、Ni：7.0〜10.5、及びN:0.16〜0.25％を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、横断面の平均結晶粒径が8μm以上20μm以下であることを特徴とする。
【００２１】
本発明の耐熱ステンレス鋼線は、オーステナイト系のステンレス鋼線である。C、Nなどの浸入型固溶元素が基地であるオーステナイト相（γ相）に固溶することで、結晶格子に歪を生成して強化する固溶強化の他に、組織中の転位を固着させ、強度を向上させる効果（コットレル効果）が期待できる。また、Siなどのフェライト生成元素が固溶することで、耐熱性を向上させる効果が期待できる。
【００２２】
また、鋼線の横断面における平均結晶粒径を8μm以上20μm以下とすることで、高温域での耐へたり性に優れる耐熱ステンレス鋼線を得ることができる。平均結晶粒径を8μm以上とすることで、転位の移動距離が長くなる分、転位が結晶粒界に移動・消滅することを抑制できるので、高温域での耐へたり性が向上する。また、結晶粒径が大きくなるほど、転位の移動・消滅を抑制することができるので、高温域において耐へたり性の向上が期待できる。ところが、例えば自動車のエンジンに取り付けられる排気系装置の場合、エンジンの始動段階においてはその使用温度が低く、このような装置に使用されるばねには、常温環境でも応力が負荷されるため、常温から高温域での耐へたり性が要求される。通常、結晶粒径を大きくすると、十分な歪が導入されず、常温付近での引張り強さなどの機械的性質は低下するため、常温において十分な耐へたり性を発揮できない。そこで、平均結晶粒径の上限を20μmとした。より好ましい平均結晶粒径の上限は16μmである。
【００２３】
なお、本発明において、横断面とは、鋼線の長手方向に直交する方向に切断した断面のことである。また、平均結晶粒径とは、光学顕微鏡により断面組織を観察し、任意の視野において直線上の結晶粒界との交点間の長さを求め、これを平均した値のことである。
【００２４】
＜化学成分＞
本発明の耐熱ステンレス鋼線は、化学成分として、C、Si、Mn、Cr、Ni及びNを含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなる。以下、各化学成分の限定理由について述べる。
【００２５】
Cは、結晶格子中に侵入型固溶し、歪を生成して強度を高める効果がある。また、Cは、コットレル雰囲気を形成し、組織中の転位を固着させる効果がある。更に、鋼線に含有するCrなどと結合し、炭化物を形成することで、高温強度を高める効果もある。しかし、Crの炭化物が結晶粒界に過剰に存在すると、γ相中のCrの拡散速度が遅いため、粒界近傍にCrの欠乏層が形成され、靭性及び耐食性の低下が生じる。そこで、有効な含有量として、0.04〜0.08質量％と規定した。ばね荷重特性が向上する引張り強さを得るために、0.06〜0.07質量％以上とすることが好ましい。
【００２６】
Siは、固溶することで、耐熱性を高める効果がある。また、Siは、鋼の溶解・精錬時に脱酸剤として機能すると共に、固溶強化による耐熱性の向上効果を得るために、0.60質量％以上必要である。但し、靭性劣化の要因となるため、1.40質量％以下とした。
【００２７】
Mnは、鋼の溶解・精錬時の脱酸剤として機能する。また、Mnは、γ相の相安定化にも有効であり、高価なNiの代替元素ともなり得る。更に、γ相中へのNの固溶限を上げる効果もある。但し、高温での耐酸化性の劣化を招くため、0.5〜3.0質量％とした。特に、耐食性を重視する場合、Mnの含有量を0.5〜2.0質量％とすることが好ましい。一方、Nの固溶限を上げる場合、即ち、Nのミクロブローホールを極力少なくするためには、Mnの含有量を2.0〜3.0質量％とすると、目的の効果を得られ易い。但し、この場合は、耐食性に若干の影響を及ぼすため、目的や用途に応じてMnの含有量を調節するとよい。
【００２８】
Crは、ステンレス鋼の主要な添加元素であり、耐食性、耐熱性、耐酸化性を向上させるのに有効である。そこで、鋼線の他の化学成分からNi当量とCr当量とを算出し、γ相の安定性を考慮した上で必要な耐熱性を得るために16質量％以上とした。但し、靭性劣化の要因となるため、20質量％以下とした。
【００２９】
Niは、γ相の相安定化に有効なオーステナイト系ステンレス鋼の主要な添加元素である。しかし、Nの含有量を0.2質量％以上とする場合、多量のNiの含有はブローホールの発生原因となる。この場合、Nと親和力の高いMnの添加が有効であり、ブローホールの発生を極力抑制するためには、Mnの含有量を考慮してNiの含有量を調節する必要がある。そこで、γ相の相安定化のために7.0質量％以上、ブローホール発生の抑制及びコスト上昇の抑制のために10.5質量％以下とした。Niの含有量は、7.0〜10.5質量％とすることが好ましいが、10.0質量％未満の場合は、溶解・鋳造工程においてNを容易に固溶させることが可能になるので、製造コスト的にも有利である。
【００３０】
Nは、C同様、侵入型固溶元素、コットレル雰囲気形成元素であり、固溶強化及びコットレル効果による強化に寄与する。また、Nは、鋼線に含有するCrなどと結合し、窒化物を形成することで、高温強度を高める効果もある。但し、γ相中への固溶には限界（固溶限）があり、また多量（0.2質量％以上）のN添加は、溶解・鋳造時のブローホール発生の原因となる。ブローホールは、CrやMnといったNと親和力の高い元素を添加して固溶限を上げることで、ある程度の抑制が可能であるが、より多量（0.25質量％超）のN添加は、鋼を溶解する際の温度や雰囲気を厳密に制御する必要があるため、製造コストの上昇を招く。そこで、有効な含有量として、0.16〜0.25質量％と規定した。
【００３１】
更に、本発明の耐熱ステンレス鋼線は、Moを0.4〜2.0質量％含有することが好ましい。
【００３２】
Moは、Siと同様に固溶することで、耐熱性を向上させる効果が期待できる。また、Moは、γ相中に置換型固溶し、高温引張り強さ及び耐へたり性の向上に大きく寄与する。そこで、耐へたり性の向上効果を得るために0.4質量％以上とした。但し、多量の添加はばね加工性の劣化、及び原料コストの上昇を招くため、2.0質量％以下とした。
【００３３】
＜製造条件＞
本発明に規定する平均結晶粒径が8μm以上20μm以下の耐熱ステンレス鋼線を得るには、例えば、(1)線引き加工条件、(2)固溶化熱処理条件を制御することにより実現できる。具体的には、結晶粒の平均の結晶粒径を一定以上に大きくするために、線引き加工における減面率を低くする、また、固溶化熱処理における加熱温度を高くする、或いは保持時間を長くすることが挙げられる。
【００３４】
(1)線引き加工条件
線引き加工における最終的な減面率（線材に線引き加工を１回以上行ない鋼線としたときの総減面率）は、20〜60％が好ましく、より好ましくは30〜50％である。減面率を上記範囲内とした場合、本発明に規定する平均結晶粒径に制御し易い。但し、減面率を上記範囲外とした場合であっても、後述する固溶化熱処理条件によっては、本発明に規定する平均結晶粒径に制御することができる。
【００３５】
また、線引き加工前の線材はサイズが工業的に規格化されているため、線引き加工の減面率を低減すると、結果的に鋼線における結晶粒径は大きくなる傾向にある。
【００３６】
(2)固溶化熱処理条件
固溶化熱処理における加熱温度は、950〜1200℃、特に1000〜1150℃が好ましい。加熱手段としては、例えば雰囲気加熱や高周波加熱を利用することができる。また、保持時間は、鋼線の線径に応じて適宜設定することが好ましく、高周波加熱の場合、0.5〜10分が好ましい。通常、加熱温度を高くする或いは保持時間を長くするほど、結晶粒の成長が起こり、結晶粒の粗大化が進行する。そこで、加熱温度が1000℃未満の場合、保持時間を1分以上とし、加熱温度が1150℃超の場合、保持時間を5分以下とすることが好ましい。勿論、上述する線引き加工条件によっては、加熱温度を上記範囲内で低くすることができる。
【００３７】
ところで、線引き加工条件或いは固溶化熱処理条件により結晶粒径を制御した場合、引張り強さなどの機械的性質に影響を及ぼすと考えられる。そこで、本発明の鋼線は、ばねの加工性を考慮して、引張り強さが1000N/mm2以上1600N/mm2以下を満たすことが好ましい。なお、ここでの引張り強さは、固溶化熱処理及び線引き加工後であって、ばね加工や焼鈍処理前の鋼線における室温での引張り強さのことである。
【００３８】
［耐熱ばね］
本発明の耐熱ばねは、上記した本発明の耐熱ステンレス鋼線を用いて作製したことを特徴とし、高温域での耐へたり性に優れる。また、ばね加工後に、必要に応じて歪取り焼鈍や窒化処理といった熱処理を行なってもよい。
【００３９】
［耐熱ばねの製造方法］
本発明の耐熱ばねの製造方法は、上記した本発明の耐熱ステンレス鋼線をばね加工した後、500℃以上650℃以下の条件で1分以上1時間未満の低温焼鈍することを特徴とする。
【００４０】
ばね加工後に、上記条件の低温焼鈍を実施することで、高温域での耐へたり性をより向上できる。焼鈍温度は、使用温度域（最高使用温度）以上の温度とすることが好ましい。これは、高温環境下では応力が負荷されると転位の移動が起こり易くなるため、予め使用温度域以上の焼鈍を実施し、転位の移動・消滅を促進させておくことで、ばね使用時にへたりが生じ難くするためである。一方、焼鈍温度が650℃超では、導入した歪の解放が進み過ぎ、常温から高温域に亘って耐へたり性が低下する。そこで、焼鈍温度を500℃以上650℃以下とした。また、焼鈍による耐へたり性の向上効果とばねの生産性を考慮して、焼鈍時間を1分以上1時間未満とした。
【発明の効果】
【００４１】
本発明の耐熱ステンレス鋼線及び耐熱ばねは、横断面の平均結晶粒径が8μm以上20μm以下であり、高温域での耐へたり性に優れる。特に450℃以上の高温域でも優れた耐へたり性を発揮できる。本発明の耐熱ばねの製造方法は、優れた耐へたり性を有する耐熱ばねを製造できる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００４２】
（実施例１）
表１に示す化学成分の各種ステンレス鋼を溶解・鋳造し、鍛造・熱間圧延を施して、線材に加工した。その後、線材に固溶化熱処理と線引き加工を繰り返し行ない、線径3.0mmの耐熱ステンレス鋼線に加工し、各種ステンレス鋼の試験片を作製した。ここでは、線引き加工条件［減面率：40％］、固溶化熱処理条件［加熱温度：1100℃、保持時間：1分］とした。
【００４３】
【表１】
2009293077.tif 000002
【００４４】
作製した各試験片について、平均結晶粒径及び引張り強さを測定した。その結果を表２に示す。なお、平均結晶粒径及び引張り強さの測定方法は、次のとおりである。
【００４５】
平均結晶粒径は、長手方向に直交する方向に切断した試験片の横断面を電解エッチングした後、倍率1000倍の光学顕微鏡写真を撮影し、写真から測定する。具体的には、写真上の60mm×80mmの視野において、その中心を通るように、縦、横、及び２本の対角線の直線を引く。そして、各直線において直線と結晶粒界との交点間の長さを求め、その平均を算出し、全ての直線での総平均を算出する。これを、この断面における平均結晶粒径とする。ここでは、３断面について測定を行ない、３断面全ての平均を各試験片の平均結晶粒径とする。
【００４６】
引張り強さは、試験片を室温（25℃）で15分以上放置した後、室温にて測定する。また、引張り強さは、試験片を低温焼鈍［焼鈍温度：500℃、焼鈍時間：20分］する前と後で測定する。
【００４７】
【表２】
2009293077.tif 000003
【００４８】
次に、各試験片（焼鈍せず）をばね加工し、表３に示す諸元の圧縮コイルばねとした後、このばねを低温焼鈍して試料を得た。ここでは、低温焼鈍条件［焼鈍温度：500℃、焼鈍時間：20分］とした。
【００４９】
【表３】
2009293077.tif 000004
【００５０】
低温焼鈍を施した各試料について、耐へたり性を評価した。なお、耐へたり性の評価方法は、高温域（400〜550℃）での残留せん断歪を求めることにより評価する。ここで、残留せん断歪は、図１に示すように、試料S（図１(A)参照）に対して、室温にて圧縮荷重を負荷し（負荷せん断応力：500MPa）、歪を一定に保った状態で、400℃，450℃，500℃，550℃の各試験温度で24時間保持する試験を行なう（同(B)参照）。その後、室温で荷重（歪）を解放して（同(C)参照）、ばねのへたり量から求める。その結果を表４に示す。
【００５１】
具体的には、残留せん断歪（％）は、次式により求められる。
（式）…残留せん断歪（％）＝8/π×(P1−P2)×D/(G×d3)×100
但し、
d（mm）：線径
D（mm）：平均コイル径
P1（N）：応力500MPaに相当する荷重
P2（N）：試験後に変位a（mm）まで圧縮するときの荷重（図１(D)参照）
a（mm）：試験前にP1を負荷したときの変位量（図１(B)参照）
G：横弾性係数（ここでは、一般的なばね用ステンレス鋼線の値6.9×104を使用）
P1及びP2は、いずれも室温にて測定する。
【００５２】
また、各試料について平均結晶粒径を測定したところ、ばね加工前の各試験片の平均結晶粒径とほぼ同等であることが確認された。
【００５３】
【表４】
2009293077.tif 000005
【００５４】
表４の結果から、試料1-1，1-2は、400〜550℃の各試験温度において、残留せん断歪（％）が小さく、耐へたり性に優れることが分かる。特に450℃以上の高温域においても優れた耐へたり性を示し、550℃に達するような高温環境化でも十分に使用することが可能であると考えられる。また、Moを添加することにより、耐へたり性を改善できることが分かる。
【００５５】
また、各試料について、常温での耐へたり性を評価したところ、いずれも十分な耐へたり性を有していることが確認された。
【００５６】
（実施例２）
主に実施例１の固溶化熱処理条件を変更して、平均結晶粒径が異なる各種試験片を作製した。ここでは、実施例１と同様にして、表１の鋼Ａ，Ｂを線材に加工した後、表５に示す線引き加工条件及び固溶化熱処理条件で、固溶化熱処理と線引き加工を繰り返し行ない、各種試験片を作製した。
【００５７】
【表５】
2009293077.tif 000006
【００５８】
作製した各試験片について、実施例１と同様にして、平均結晶粒径及び引張り強さを測定した。その結果を表６に示す。
【００５９】
また、実施例１と同様にして、各試験片の圧縮コイルばねを作製し、低温焼鈍した後、各試料の耐へたり性を評価した。その結果を表７に示す。
【００６０】
【表６】
2009293077.tif 000007
【００６１】
【表７】
2009293077.tif 000008
【００６２】
表６の結果から、平均結晶粒径が小さくなるほど、引張り強さが高くなる傾向が認められる。しかし、表７の結果から、平均結晶粒径が8〜20μmを満たす試料は、450〜550℃の高温域での耐へたり性が高く、耐へたり性に優れることが分かる。これに対し、平均結晶粒径が8μm未満の試料は、高い引張り強さを有しているが、450℃以上の高温域ではへたり度合いが大きい。一方、平均結晶粒径が20μm超の試料は、各試験温度において耐へたり性が低く、高温域での十分な耐へたり性を有していない。例えば、表７の鋼Ａについてみると、平均結晶粒径が8〜20μmの試料2-3A，2-4Aは、400〜550℃の各試験温度において、残留せん断歪（％）が0.6以下であり、他の試料と比較して、特に450℃以上の高温域において、へたり難いことが分かる。また、鋼Ｂについてみると、平均結晶粒径が8〜20μmの試料2-2B，2-3B，2-4Bは、400〜550℃の各試験温度において、残留せん断歪（％）が0.55以下であり、他の試料と比較して、特に450℃以上の高温域において、へたり難いことが分かる。
【００６３】
また、各試料について、常温での耐へたり性を評価したところ、平均結晶粒径が20μm超の試料2-5A，2-6A，2-5B，2-6Bは、十分な耐へたり性を有していないことが確認された。
【００６４】
（実施例３）
主に実施例１の線引き加工条件を変更して、平均結晶粒径が異なる各種試験片を作製した。ここでは、実施例１と同様にして、表１の鋼Ｂを線材に加工した後、表８に示す線引き加工条件及び固溶化熱処理条件で、固溶化熱処理と線引き加工を繰り返し行ない、各種試験片を作製した。
【００６５】
【表８】
2009293077.tif 000009
【００６６】
作製した各試験片について、実施例１と同様にして、平均結晶粒径を測定した。その結果を表９に示す。また、実施例１と同様にして、各試験片の圧縮コイルばねを作製し、低温焼鈍した後、各試料の耐へたり性を評価した。その結果も表９に併せて示す。
【００６７】
【表９】
2009293077.tif 000010
【００６８】
表９の結果から、線引き加工条件（減面率）を変更しても、鋼線の平均結晶粒径を制御できることが分かる。また、この場合であっても、平均結晶粒径が8μm未満の試料と比較して、平均結晶粒径が8〜20μmの試料は、高温域（500℃）での耐へたり性が高く、耐へたり性に優れることが分かる。
【００６９】
（実施例４）
低温焼鈍条件の影響を調べるため、実施例１と同様にして、表１の鋼Ｂを材料に用いた平均結晶粒径が12μmの試験片の圧縮コイルばねを作製し、その後、表１０に示す各焼鈍温度で低温焼鈍して、各種試料を作製した。作製した各試料について、実施例１と同様にして、耐へたり性を評価した。その結果も表１０に併せて示す。なお、焼鈍時間はいずれも20分とした。
【００７０】
【表１０】
2009293077.tif 000011
【００７１】
表１０の結果から、試験温度が500℃の場合、焼鈍温度を500℃以上650℃以下としたとき、大きな耐へたり性の向上効果が得られることが分かる。特に焼鈍温度を600℃としたときに耐へたり性の向上効果が大きい。また、試験温度が400〜550℃の場合であっても、試験温度が500℃の場合と同様の傾向が認められた。一方、焼鈍温度を650℃超とした場合は、常温から高温域に亘って耐へたり性が低下し、耐へたり性の向上効果が十分に得られないことが確認された。
【００７２】
以上の結果から、本発明の耐熱ステンレス鋼線及び耐熱ばねは、高い耐熱性を有しており、常温から高温域での耐へたり性に優れることが分かる。特に450℃以上の高温域においても優れた耐へたり性を示し、550℃に達するような高温環境化でも十分に使用することが可能である。また、本発明の耐熱ばねの製造方法によれば、大きな耐へたり性の向上効果が得られることが分かる。
【００７３】
なお、本発明は、上述した実施の形態に限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜変更することが可能である。例えば、鋼線の化学成分を適宜変更したり、線引き加工条件や固溶化熱処理条件を適宜変更してもよい。
【産業上の利用可能性】
【００７４】
本発明の耐熱ステンレス鋼線、耐熱ばね及びその製造方法は、耐熱性が要求されるばね部品、例えば自動車エンジンの排気系部品の他、電気機器部品（ブレーカのスプリングなど）に好適に利用できる。
【図面の簡単な説明】
【００７５】
【図１】耐へたり性の評価方法を説明するための図である。
【符号の説明】
【００７６】
S  試料（圧縮コイルばね）
【図１】
2009293077.tif 000012