JP2004143482A

JP2004143482A - 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法

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Publication number: JP2004143482A
Application number: JP2002307160A
Authority: JP
Inventors: Manabu Kubota; 久保田　学; Masayuki Hashimura; 橋村　雅之; Takanari Miyaki; 宮木　隆成; Takeshi Kakimi; 垣見　健; Hiroshi Hagiwara; 萩原　博
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2002-10-22
Filing date: 2002-10-22
Publication date: 2004-05-20
Anticipated expiration: 2022-10-22
Also published as: JP3764715B2

Abstract

【課題】自動車の弁ばね、懸架ばねに使用される高強度で、優れた遅れ破壊特性を有する高強度冷間成形ばね用鋼とその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．３０〜０．６０％、Ｓｉ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：０．１０〜２．０％、を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下、Ｏ：０．００１５％以下を含み、かつ旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２以上、１００μｍ^２　の面積中に存在する直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物が５０個以下である高強度冷間成形ばね用鋼。このばね用鋼を、線材形状に熱延後、オーステナイト域の温度から冷却し、パーライト組織分率を３０％以下、マルテンサイトまたはベイナイトの組織分率を７０％以上とし、引き続き減面率１０％以上の冷間引抜き後、再び焼入れ・焼戻し処理を行う上記ばね用鋼の製造方法。
【選択図】　　　なし

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の懸架ばねに使用される高強度冷間成形ばね用鋼線に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車や産業機械の高性能化、軽量化に伴い、自動車用懸架ばねに対する性能向上が常に求められている。このため、懸架ばねには疲労特性、へたり特性の向上が強く要求されている。
【０００３】
自動車用懸架ばねには主に冷間成形ばねが用いられている。現在、冷間懸架ばね用鋼として広く使用されている鋼種はＪＩＳ　ＳＵＰ７、ＳＵＰ１２やＳＡＥ９２５４等の鋼種、及びこれらの類似鋼種である。冷間成形ばねは上記鋼種の圧延材を所定の線径まで引抜き加工を行い、その後オイルテンパー処理を行って鋼線とし（いわゆるオイルテンパー線）、その後冷間においてばね加工を行うことによって製造されている。
【０００４】
これらの従来鋼種を用いて製造される懸架ばねの疲労特性、へたり特性を向上するためには、オイルテンパー線の引張強さを高くすることが必要である。オイルテンパー線の引張強さはオイルテンパー処理時の焼戻し温度を低く設定することによって高くすることができる。しかしながら、このような手段でオイルテンパー線の引張強さを高くすると、逆に延性、靭性、遅れ破壊特性、腐食疲労特性といった特性が顕著に低下し、自動車用懸架ばねとしての使用に耐えないものになる。特に懸架ばねの高強度化を阻害している要因は遅れ破壊特性の低下である。
【０００５】
遅れ破壊は主に腐食環境から侵入する水素が鋼を脆化させることによって生じ、引張強さの上昇に伴って顕著に低下する傾向がある。焼入れ・焼戻しによって造られるばねやボルトの遅れ破壊特性には材料強度が非常に大きく影響し、合金元素の影響は小さいため、遅れ破壊特性を向上することは難しい。しかし、最近では、例えば高強度ボルト用鋼のように、特定の合金元素の添加によって焼戻し温度を６００℃程度に大幅に高め、高温焼戻しによる組織の改善、合金炭化物の水素トラップ効果によって遅れ破壊特性を向上する、引張強さ１２００〜１５００ＭＰａ　を有する高強度ボルト用鋼が開発されている。しかし、高強度ボルトよりもさらに高い引張強さが必要な高強度懸架ばねの場合、ボルトのような大幅な高温焼戻しを指向することはほぼ不可能である。従って、高強度懸架ばねの遅れ破壊特性を向上するには、ボルトの場合とは別の、新たな方策をとる必要がある。
【０００６】
すなわち、疲労特性、へたり特性を向上するためにオイルテンパー線を高強度化しても、その他の必要特性（特に遅れ破壊特性）が逆に劣化するため、高強度懸架ばねを提供することができず、これらの特性を両立させる実現性のある技術は現状では見当たらない。
【０００７】
高強度化と延性、靭性の向上を両立する代表的な手段は結晶粒の微細化である。また、遅れ破壊は一般に旧オーステナイト粒界割れを呈するため、旧オーステナイト結晶粒径、及び焼戻し時に結晶粒界に析出する炭化物の形態との関連が深く、遅れ破壊特性についても旧オーステナイト結晶粒の微細化による特性改善が期待できる。加えて、結晶粒微細化による降伏比（０．２％耐力／引張強さ）の向上効果により、へたり特性、疲労特性の向上にも有効である。
【０００８】
以上の観点から、旧オーステナイト結晶粒径やマルテンサイトの構成組織を微細化し、各種特性の向上を図ることを意図したばね用鋼線が提案されている。例えば特許文献１では、マルテンサイト結晶内の炭化物形状（アスペクト比、長径）を規定し、また焼入れ後の旧オーステナイト結晶粒径を１．０〜１８．０μｍ（結晶粒度番号に換算すると１７．３〜９．０番）に規定することによって耐疲労性、耐腐食疲労性を得られることを開示している。この特許文献１は、焼入れ及び焼戻し時の昇温速度を従来よりも非常に大きくし、保持時間を短時間化することによって上記の効果が得られるとしているが、そこに開示された手段によって細粒化する場合は、細粒化するに従って焼入れ加熱時にマトリックス中に溶解できなかった炭化物、いわゆる未溶解炭化物が増加するというデメリットを生ずる。そのため、未溶解炭化物に関する規制がないため、仮に細粒化は達成できたとしても、未溶解炭化物の悪影響により延性、靭性、遅れ破壊特性が劣化し、実際には高強度懸架ばねとして使用することができない。
【０００９】
また、例えば、特許文献２では、未溶解炭化物の残存量を規制し、かつ結晶子サイズを規定することによって高強度、高靭性が得られることを開示している。しかしながら、この特許文献２に記載の手段によっても十分な遅れ破壊特性の向上効果は得られない。その理由は、遅れ破壊は旧オーステナイト粒界割れを呈するため、結晶子とは直接の関係はないからである。また、遅れ破壊特性には未固溶炭化物のみならず焼戻し時に析出する炭化物の形態も影響するが、この炭化物の形態制御に関しても結晶子の効果は小さい。この理由は、焼戻し時に析出する炭化物の析出サイトとして最も大きな働きをするのは旧オーステナイト粒界、及び旧オーステナイト粒内を分割しているマルテンサイトブロック境界であり、結晶子サイズの影響はほとんどないからである。なお、旧オーステナイト粒径とマルテンサイトブロックの間には対応関係があるが、旧オーステナイト結晶粒径と結晶子の間に対応関係はない。従って、未溶解炭化物や結晶子サイズを規定したとしても遅れ破壊特性の向上はできないため、高強度懸架ばねに供するためには不充分であり、更なる改善が必要である。
【００１０】
以上述べたように延性、靭性、遅れ破壊特性、腐食疲労特性を損なうことなく高強度化を達成し、疲労特性、へたり特性を向上した高強度冷間成形懸架ばね用鋼線は現状では見当たらない。
【００１１】
【特許文献１】
特開２００２−１９４４９６号公報
【特許文献２】
特開２００２−１８０１９５号公報
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は以上のような課題を解決し、懸架ばねに供する高強度冷間成形ばね用鋼線を提供することを目的とする。特に、引張強さ１８００〜２２００ＭＰａ　の高強度においても、延性靭性、遅れ破壊特性を損なうことなく高強度化を達成し得る高強度冷間成形ばね用鋼線を提供することを目的とする。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記課題を解決するためなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１４】
（１）質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％、
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２番以上であり、１００μｍ^２　の面積中に存在する円相当直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物が５０個以下であることを特徴とする高強度冷間成形ばね用鋼線。
【００１５】
（２）質量％で、更に、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｗ：０．１０〜１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
【００１６】
（３）質量％で、更に、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
【００１７】
（４）質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの項に記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
【００１８】
（５）質量％で、更に、Ｔｉ：３．５×〔Ｎ％〕〜０．１００％、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．００７０％以下（０％を含む）に制限したことを特徴とする（１）〜（５）のいずれかの項に記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
【００１９】
（６）（１）〜（５）のいずれかの項に記載の成分組成を有する鋼を、線材形状に熱間圧延した後オーステナイト温度域から冷却し、パーライトの組織分率を３０％以下、かつマルテンサイト及びベイナイトからなる組織分率を７０％以上とし、その後、減面率１０％以上の冷間引抜きを行い、続いて焼入れ・焼戻しを行い、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２番以上であり、１００μｍ^２　の面積中に存在する直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物が５０個以下となるようにすることを特徴とする高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
【００２０】
（７）前記減面率１０％以上の冷間引抜きは、Ａｃ_１　以下の温度で焼鈍を行った後に行うことを特徴とする（６）記載の高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
【００２１】
（８）前記冷間引抜き後の焼入れ・焼戻しは、加熱を昇温速度５０℃／ｓ以上で行い、焼入れ加熱時間を９０秒以下、焼戻し加熱時間を６０秒以下に制限することを特徴とする（６）または（７）記載の高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、冷間成形懸架ばねの高強度化と延性、靭性、遅れ破壊特性の両立する方策について鋭意検討し、以下の知見を見出した。すなわち、
１）旧オーステナイト結晶粒を従来よりも大幅に微細化することによって高強度化による延性、靭性、遅れ破壊特性の低下を防止することができる。
【００２３】
２）マルテンサイト及びベイナイトを主体とした組織からなる鋼材に特定の条件で冷間加工を施し、その後焼入れ加熱を行うことによって旧オーステナイト結晶粒を大幅に微細化することができる。これはマルテンサイトやベイナイト組織を加熱したときのオーステナイト粒の核生成サイトは主に結晶粒界であるが、これらの組織に冷間加工を施すことによって微細な下部組織が核生成サイトとして働くようになり、核生成サイトが大幅に増加するためである。
【００２４】
３）２）の手段によって微細化した結晶粒を焼入れ加熱中に成長させず、焼入れ冷却時まで微細に保つためには、焼入れ加熱温度の低温化、昇温の高速化、加熱時間の短時間化が必要である。しかしながら焼入れ加熱温度の低温化、昇温の高速化、加熱時間の短時間化を行うと、不可避的に未溶解炭化物の増加を生じる。未溶解炭化物が増加すると延性、靭性、遅れ破壊特性等の特性が顕著に低下するため、その量を制限する必要がある。
【００２５】
４）焼入れ前の組織を制御することによって未溶解炭化物量を減少させることができる。すなわち、焼入れ前の組織をマルテンサイト及びベイナイトを主体とする組織にすることによって焼入れ加熱前の状態で炭化物が微細化し、焼入れ加熱時に炭化物の溶体化が容易になり、未溶解炭化物量を減少させることができる。パーライト内に層状に存在する炭化物（セメンタイト）のサイズはマルテンサイト又はベイナイト組織内に存在している炭化物よりも大きく、また密集して存在しているため焼入れ加熱時に溶体化し難い。従ってパーライトの組織分率をある量以下に規制することが必要である。これにより、未溶解炭化物を増加することなく焼入れ加熱温度の低温化、昇温の高速化、加熱時間の短時間化を行うことができ、大幅な細粒化と未溶解炭化物による悪影響回避を両立することができる。
【００２６】
５）結晶粒の微細化に伴ってマルテンサイトブロックのサイズも微細化する。これにより焼戻し時に析出する炭化物の析出サイト（結晶粒界、ブロック境界）が増加し、炭化物の均一・微細分散化を図ることができる。
【００２７】
６）炭化物を均一・微細分散化することによって鋼組織の均質性が改善され、遅れ破壊特性が大幅に向上する。
【００２８】
７）焼戻し時の昇温の高速化、加熱時間の短時間化によって焼戻し時に析出する炭化物を更に微細化することができ、遅れ破壊特性が更に向上する。
【００２９】
以上のような新規な知見から、高強度化と延性、靭性、遅れ破壊特性の向上という相反する特性を両立し得る技術を見出した。
【００３０】
以下、本発明について詳細に説明する。
【００３１】
Ｃ：Ｃは強度を得るために必要な元素であるため０．３０％以上添加するが、０．６０％を超えて添加すると靭性が低下し、また未溶解炭化物も増加する傾向にあるので、０．３０〜０．６０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．４０〜０．５５％である。
【００３２】
Ｓｉ：Ｓｉは鋼の強度やへたり特性を高めるために有効な元素であるので０．５％以上添加するが、３．０％を超えて添加すると圧延や熱処理時の脱炭を助長するので０．５０〜３．０％の範囲にする必要がある。好適範囲は１．０〜２．０％である。
【００３３】
Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性を向上するのに有効な元素であるとともに鋼中のＳをＭｎＳとして固定することによって熱間脆性を防止する効果があるため０．１０％を超えて添加するが、２．００％を超えて添加すると線材の中心偏析を助長し、靭性が低下するので０．１０〜２．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．１０〜２．００％である。
【００３４】
Ｃｒ：Ｃｒは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ鋼に焼戻し軟化抵抗を付与する効果があるため０．１０％以上添加するが、１．５０％を超えて添加すると未溶解炭化物が増加する傾向にあるので０．１０〜１．５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．１５〜０．５０％である。なお、特に未溶解炭化物を減らしたい場合は０．４％未満（０％を含む）とすることが好ましい。
【００３５】
Ｍｏ：Ｍｏは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ焼戻し時に微細な炭化物として析出することによって鋼に強度を付与する効果があるため０．１０％以上添加するが、１．００％を超えて添加してもその効果は飽和するため０．１０〜１．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．１５〜０．５０％である。
【００３６】
Ｗ：ＷはＭｏと同様の効果があるため０．１０％以上添加するが、１．００％を超えて添加してもその効果は飽和するため０．１０〜１．００％の範囲にする必要がある。好適範囲０．１５〜０．５０％である。
【００３７】
Ｎｉ：Ｎｉは焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつばねの靭性や耐食性を向上する効果があるため０．０５％以上添加するが、１．００％を超えて添加すると残留オーステナイト量が増加し、鋼の強度が低下するため０．０５〜１．００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．１０〜０．３０％である。
【００３８】
Ｃｕ：Ｃｕはばねの耐食性を向上する効果があるため０．０５％以上添加するが、０．５０％を超えて添加すると熱間延性が低下し、熱間圧延時の割れ、キズ等の発生を助長し、鋼の製造性を損なうので０．０５〜０．５０％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．１０〜０．３０％である。
【００３９】
Ｎｂ：Ｎｂは結晶粒の微細化に有効な元素であるため０．０１０％以上添加するが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため０．０１０〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１５〜０．０４０％である。
【００４０】
Ｐ：Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効果があるので少なくとも０．０１５％以下に制限する必要があり、極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下である。
【００４１】
Ｓ：Ｓは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を顕著に低下させる効果があるので少なくとも０．０１５％以下に制限する必要があり、極力低減すべきである。好適範囲は０．０１０％以下である。
【００４２】
Ｔｉ：Ｔｉの添加量はＢ無添加鋼とＢ添加鋼の場合で異なる。Ｂ無添加鋼の場合は結晶粒の微細化に有効な元素であるため０．０１０％以上添加するが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、ＴｉＮ及びＴｉ（ＣＮ）の粗大化によって靭性が低下するため０．０１０〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．０１５〜０．０４０％である。Ｂ添加鋼の場合は上記の結晶粒微細化効果が得られるだけでなく、鋼中のＮをＴｉＮの形で固定し、ＢＮの生成を防止することによってＢの焼入れ性向上効果を得るのに必須な元素である。鋼中のＮはＴｉの添加量が３．５×〔Ｎ％〕％以上であれば全て固定できるので少なくとも３．５×〔Ｎ％〕％以上添加するが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和するのみならず、ＴｉＮ及びＴｉ（ＣＮ）の粗大化によって靭性が低下するため３．５×〔Ｎ％〕〜０．１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は５．０×〔Ｎ％〕〜０．０４０％である。
【００４３】
Ｂ：Ｂは微量の添加で鋼の焼入れ性を向上するのに有効な元素であり、かつ旧オーステナイト粒界に偏析して結晶粒界を強化することによって遅れ破壊特性を向上する効果があるため０．００１０％以上添加するが、０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和するため０．００１０〜０．０１００％の範囲にする必要がある。好適範囲は０．００１５〜０．００３０％である。なお、上記のＢの効果を得るためには鋼中のＮを化合物の形で固定し、ＢＮの生成を防止する必要があるため、Ｂを添加する場合にはＮの量を制限するとともにＴｉを添加してＮをＴｉＮとして固定する必要がある。
【００４４】
Ｎ：ＮはＢ添加鋼の場合はＢＮを形成してＢによる焼入れ性向上効果、粒界強化効果を阻害する元素であり、またＴｉ添加によってＮを固定する場合にもＴｉＮの粗大化によって靭性が低下するため、Ｔｉ、Ｂ添加鋼の場合は０．００７０％以下に制限する必要がある。好適範囲は０．００５０％以下である。
【００４５】
本発明ではＡｌの量を規定していないが、Ａｌは鋼の脱酸に必要な元素であるとともに、窒化物を形成して旧オーステナイト粒を微細化する効果があるので通常量（０．０１０〜０．１００％）含有し得る。特にアルミナ系の介在物を減らしたい場合はＡｌレスとしても良い。
【００４６】
次に本発明によるばね用鋼線の組織について説明する。
【００４７】
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号：旧オーステナイト粒の微細化によって延性、靭性、遅れ破壊特性が向上する。また結晶粒の微細化に伴ってマルテンサイトブロックのサイズも微細化する。これにより焼戻し時に析出する炭化物の析出サイト（結晶粒界、ブロック境界）が増加し、炭化物の均一・微細分散化を図ることができ、これによって鋼組織の均質性が改善され、遅れ破壊特性が大幅に向上する。これらの効果は結晶粒度番号を１２番以上にすることによって特に大きくなるので１２番以上にする必要がある。好適範囲は１３番以上である。図１に遅れ破壊特性（遅れ破壊強度比：大きいほど遅れ破壊特性良好）と旧オーステナイト結晶粒度の関係を示す。旧オーステナイト結晶粒度番号が大きいほど遅れ破壊特性が向上することが分かる。
【００４８】
未溶解炭化物量：未溶解炭化物が増加すると延性、靭性、遅れ破壊特性等の特性が顕著に低下するため、その量を制限する必要がある。未溶解炭化物量は少ないほど好ましいが、１００μｍ^２　の面積中に存在する円相当直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物を５０個以下に制限すれば実質的に悪影響を及ぼさないため、上記の量以下に制限する必要がある。好適範囲は２０個以下である。ここで未溶解炭化物とは、焼入れ加熱時にオーステナイト域加熱したとき、オーステナイト中に固溶できずに組織中に溶け残ったＦｅ炭化物（セメンタイト）、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｗ等の合金炭化物、あるいはこれらの複合した析出物であり、焼入れまま材を観察することによって測定することができる。図２に遅れ破壊特性と未溶解炭化物の関係を示す。未溶解炭化物数が少ないほど遅れ破壊特性が向上することが分かる。また図１から、旧オーステナイト結晶粒を微細化したとしても、未溶解炭化物が多く残存している場合は遅れ破壊特性が低下することが分かる。
【００４９】
焼入れ・焼戻し前の鋼組織と加工条件：マルテンサイト及びベイナイトを主体とした組織からなる鋼材に減面率１０％以上の冷間加工を施し、その後焼入れ加熱を行うことによって旧オーステナイト結晶粒を大幅に微細化することができるため、鋼材を線材形状に圧延した後にオーステナイト域から冷却してマルテンサイト及びベイナイトからなる組織の分率を７０％以上とし、その後減面率１０％以上の冷間引き抜きを行う必要がある。減面率の好適範囲は１５％以上である。
【００５０】
図３、図４に冷間引き抜き減面率と旧オーステナイト結晶粒度の関係を示す。引き抜き減面率が１０％以上で結晶粒が顕著に微細化すること、顕著な微細化効果を得るためにはマルテンサイト＋ベイナイト組織分率を７０％にする必要があることが分かる。
【００５１】
また、マルテンサイト及びベイナイト主体の組織中におけるパーライトの組織分率が大きいと未溶解炭化物が増加するため、パーライトの組織分率を３０％以下に制限する必要がある。好適範囲は２０％以下である。なお、線材の組織が上記範囲内であれば、マルテンサイト、ベイナイト、パーライト以外にフェライトが含まれていても良い。マルテンサイト及びベイナイト主体の組織を得る手段として圧延後に直接オンラインで冷却する方法や、圧延後にオフラインでオーステナイト域に再加熱を行ってから冷却する方法があるが、いずれの方法でも良い。また、冷間引き抜き前の線材強度が高く、冷間引き抜きを行うのに不適である場合は、必要に応じてＡｃ_１　以下の温度で焼鈍を行ってから冷間引き抜きを行っても良い。焼鈍温度が低いほど炭化物の成長が抑制され、焼入れ加熱時の未溶解炭化物量の増加を防止することができるため、焼鈍温度は低いほど望ましい。好適温度は２００〜５００℃である。図５にマルテンサイト＋ベイナイト組織分率と未溶解炭化物数の関係を示す。マルテンサイト＋ベイナイト組織分率が低下し、パーライト分率が増加するに従って未溶解炭化物の数が増加することが分かる。
【００５２】
冷間引抜き後の焼入れ・焼戻し条件：焼入れ加熱初期に微細なオーステナイト粒が得られたとしてもその後の加熱中にオーステナイト粒が成長するため、微細粒を焼入れ冷却時まで保つためには加熱時の昇温速度を５０℃／ｓ以上、加熱時間を９０秒以下に制限する必要がある。この加熱時間は、高周波誘導加熱を施すことにより達成することができる。好適範囲はそれぞれ７０℃／ｓ以上、３０秒以下である。また、焼戻し加熱時の昇温が遅く、加熱時間が長いと焼戻し時に析出する炭化物を均一・微細分散させることができず、旧オーステナイト粒界に存在する炭化物が優先的に成長することによって鋼組織の均質性を損ない、遅れ破壊特性が低下する、このため焼戻し加熱時の昇温速度を５０℃／ｓ以上、加熱時間を６０秒以下に制限する必要がある。この加熱時間は、高周波誘導加熱を施すことにより達成することができる。好適範囲はそれぞれ７０℃／ｓ以上、２５秒以下である。なお、焼入れ加熱温度の好適範囲は８８０〜９８０℃、焼戻し加熱温度の好適範囲は４００〜５５０℃である。
【００５３】
【実施例】
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
【００５４】
表１に示す組成の転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。続いて熱間圧延によって直径１２ｍｍの線材形状とし、続いて圧延設備の後方に設けた冷却槽に投入することによってマルテンサイト及びベイナイト主体の組織を有する線材とした。一部の水準については冷却槽への投入を行わず、冷却速度を調整することによって組織を造り分けた。次に必要に応じて焼鈍を行った後、冷間引き抜きを行った。一部の水準については冷間引き抜きを行わなかった。次に種々の条件で焼入れ・焼戻しを行い、冷間成形懸架ばね用線材とした。焼入れ・焼戻し時の冷却は水冷とした。上記の鋼線の製造条件を表２にまとめて示す。
【００５５】
焼入れ加熱時の未溶解炭化物を観察するため、焼戻しを行わないもの（焼入れまま材）を採取した。焼入れまま材の切断面を研磨し、鏡面仕上げを行った後、定電位電解エッチングを行った。定電位電解エッチングはＳＰＥＥＤ法（日本金属学会誌第４３巻第１１号１０６８−１０７７頁参照）を用いた。エッチング後のサンプルについてＳＥＭ観察を行い、未溶解炭化物の数を測定した。任意の２０視野について１００００倍の写真を撮影し、視野内に存在する直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物の数を数え、１００μｍ^２　の面積あたりの数に換算した。
【００５６】
焼入れ・焼戻しによって製作した鋼線からＪＩＳ２号引張試験片を採取し、機械的特性を調査した。また、旧オーステナイト結晶粒の観察を行った。遅れ破壊特性を調査するため、鋼線から環状切り欠きノッチ付きの遅れ破壊試験片（平行部の直径８ｍｍ、ノッチ部の直径６ｍｍ）を機械加工によって製作し、遅れ破壊試験に供した。遅れ破壊試験はｐＨ３．０の希硫酸（液温３０℃）中で試験片に電流密度１．０ｍＡ／ｃｍ^２　の水素チャージを行い、定荷重を負荷して破断までの時間を測定した。試験時間は最大２００時間とし、２００時間破断しない最大の負荷応力を測定した。２００時間破断しない最大の負荷応力を大気中での破断応力で割った値を「遅れ破壊強度比」と定義し、遅れ破壊特性の指標とした。
【００５７】
上記で測定した鋼線の特性を表３にまとめて示す。記号Ａ−４、Ｂ−３はマルテンサイト及びベイナイトの組織分率が本発明の範囲を満たしていないので旧オーステナイト粒の微細化、及び未溶解炭化物の減少を図ることができず、遅れ破壊特性が悪い。記号Ｂ−４、Ｇ−３は引き抜き減面率が本発明の範囲を満たしていないので旧オーステナイト粒の微細化を図ることができず、遅れ破壊特性が悪い。記号Ｃ−６、Ｄ−３は焼入れ加熱時の昇温速度、加熱条件が本発明の範囲を満たしていないので旧オーステナイト粒の微細化を図ることができず、遅れ破壊特性が悪い。記号Ｅ−３、Ｆ−３は焼戻し加熱時の昇温速度、加熱条件が本発明の範囲を満たしていないので焼戻し時に析出する炭化物を均一・微細分散させることができず、遅れ破壊特性が悪い。これに対して、本発明の範囲を全て満たす記号Ａ−１、Ａ−２、Ａ−３、Ｂ−１、Ｂ−２、Ｃ−１、Ｃ−２、Ｃ−３、Ｃ−４、Ｃ−５、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｅ−１、Ｅ−２、Ｆ−１、Ｆ−２、Ｇ−１は前記の比較例と比べて優れた遅れ破壊特性を示す。
【００５８】
【表１】

【００５９】
【表２】

【００６０】
【表３】

【００６１】
【発明の効果】
本発明による高強度冷間成形ばね用鋼線を用いることにより、延性、靭性、遅れ破壊特性、腐食疲労特性を損なうことなく高強度化を達成し、疲労特性、へたり特性を向上した高強度ばねを提供することが可能となり、その効果は極めて大きい。
【図面の簡単な説明】
【図１】遅れ破壊特性と旧オーステナイト結晶粒度の関係を示す図である。
【図２】遅れ破壊特性と未溶解炭化物の関係を示す図である。
【図３】引き抜き減面率と旧オーステナイト結晶粒度の関係を示す図である。
【図４】マルテンサイト及びベイナイトの組織分率と旧オーステナイト結晶粒度の関係を示す図である。
【図５】マルテンサイト及びベイナイトの組織分率と未溶解炭化物数の関係を示す図である。

Claims

質量％で、
Ｃ：０．３０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：０．１０〜２．０％、
を含有し、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含む）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含む）に各々制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２番以上であり、１００μｍ^２　の面積中に存在する円相当直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物が５０個以下であることを特徴とする高強度冷間成形ばね用鋼線。
質量％で、更に、Ｃｒ：０．１０〜１．５０％、Ｍｏ：０．１０〜１．００％、Ｗ：０．１０〜１．００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
質量％で、更に、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
質量％で、更に、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｔｉ：０．０１０〜０．１００％の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかの項に記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
質量％で、更に、Ｔｉ：３．５×〔Ｎ％〕〜０．１００％、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．００７０％以下（０％を含む）に制限したことを特徴とする請求項１〜５のいずれかの項に記載の高強度冷間成形ばね用鋼線。
請求項１〜５のいずれかの項に記載の成分組成を有する鋼を、線材形状に熱間圧延した後オーステナイト温度域から冷却し、パーライトの組織分率を３０％以下、かつマルテンサイト及びベイナイトからなる組織分率を７０％以上とし、その後、減面率１０％以上の冷間引抜きを行い、続いて焼入れ・焼戻しを行い、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２番以上であり、１００μｍ^２　の面積中に存在する直径０．１μｍ以上の未溶解炭化物が５０個以下となるようにすることを特徴とする高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
前記減面率１０％以上の冷間引抜きは、Ａｃ_１　以下の温度で焼鈍を行った後に行うことを特徴とする請求項６記載の高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
前記冷間引抜き後の焼入れ・焼戻しは、加熱を昇温速度５０℃／ｓ以上で行い、焼入れ加熱時間を９０秒以下、焼戻し加熱時間を６０秒以下に制限することを特徴とする請求項６または７記載の高強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法。