JP2012214841A - 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線 - Google Patents

伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線 Download PDF

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Abstract

【課題】伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を提供する。
【解決手段】本発明のばね用鋼線材は、Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満、Ｓｉ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、Ｎ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２０％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であるところに特徴を有するものである。
【選択図】なし

Description

本発明は、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線に関するものである。特には、冷間引き抜き加工を施して使用されるばね（加工ばね）に関するものである。
自動車等の軽量化や高応力化に伴い、エンジン、クラッチおよびサスペンション等に使用される弁ばね、クラッチばねおよび懸架ばねにおいても高強度化が指向されている。それによりばねへの負荷応力は増大するため、疲労強度に優れたばねが要求されている。
近年、弁ばねや懸架ばね等の大部分は、一般的に、熱間圧延線材（鋼線材）を伸線して鋼線を作製し、この鋼線に焼入れ・焼戻しを施すことによって得られるオイルテンパー線（ＯＴ線）を、常温でばね巻き加工して製造される。上記ＯＴ線の組織は、焼戻しマルテンサイト組織主体であるので、高強度を確保しやすく、かつ疲労強度や耐へたり性に優れるという利点がある。しかし、焼入れ・焼戻し等の熱処理に大がかりな設備と処理コストを要するという欠点がある。
一方、伸線ままでその後に熱処理を施さない鋼線（硬引き線）を用い、冷間巻きを施してばね（以下、この様に伸線ままでその後に熱処理を施さない鋼線（硬引き線）を用いて得られるばねを「硬引きばね」ということがある）を製造する場合もある。例えば、ＪＩＳ規格には、鋼線に該当するピアノ線（ＪＩＳ Ｇ ３５２２）の中で、特に弁ばねまたはこれに準ずるばね用として、ピアノ線Ｖ種を定めている。
上記硬引きばねは、熱処理を必要としないので製造コストが低いという利点がある。しかし、硬引きばねや、このばねの製造に用いられる硬引き線は、上記ＯＴ線レベルの疲労特性の確保が難しいという問題がある。また、内部硬さに不均一が生じやすく、ばね加工時の自由長がばらつく（即ち、ばね加工性に劣っている）といった問題がある。
よって、ばね加工に用いる鋼線として、ＯＴ線を使用する場合のみならず、硬引き線を使用する場合であっても、優れたばね加工性を発揮するとともに、優れた疲労特性を示すことが望まれており、併せて、この様な鋼線の製造に用いられる鋼線材も望まれている。
硬引きばねの疲労特性向上を図ったものとして、例えば特許文献１がある。この特許文献１では、パーライト分率を炭素含有量との関係で規定し、さらにＶを必須元素とすることによってパーライトノジュールサイズの微細化を図り、線径３．５ｍｍにて引張強さ１８９０ＭＰａ以上の高強度と耐へたり性を両立させている。しかし、炭素含有量を単純に増加させて高強度化を図ると、伸線加工性の劣化が避けられないと思われる。また、伸線後の疲労特性をより高めようとした場合、更なる検討が必要であると思われる。更に、Ｖを必須元素として添加すると、焼入れ性が増大しやすくなるため、伸線前のパテンティング処理でパーライト組織を得るには線速を落とす必要があるなど、生産性が低下して製造コストの増加を招くと思われる。
また特許文献２には、ばね用線材の疲労特性を高めるべく、ＴｉＮ系介在物の最大厚みについて規定している。しかし伸線後の疲労特性をより高める場合、ＴｉＮ系介在物を起点とした疲労折損による疲労強度の低下が考えられるため、疲労特性をより高めるには、別の観点から検討する必要があると思われる。
特開２００２−１８０２００号公報 特開２００９−０２４２４５号公報
本発明は上記従来技術における課題を解決するためになされたものであって、その目的は、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明のばね用鋼線材は、
Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０〜２．５％、
Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、
Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
Ｏ：０．００２０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であるところに特徴を有する。
上記ばね用鋼線材として、更に、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）であり、かつ、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）を満たすものが好ましい。
上記ばね用鋼線材として、更に、Ｖ：０．０５〜０．４０％、およびＮｉ：０．０５〜０．８０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含むものや、固溶Ｎが０．００２０％以下（０％を含む）を満たすものが好ましい。
本発明には、上記ばね用鋼線材を用いて得られるばね用鋼線であって、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が、下記式（１）を満たすところに特徴を有するばね用鋼線も含まれる。
（Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）≦１００ …（１）
［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径をいう。以下同じ）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
尚、本発明において、「円相当直径」とは、ＢＮ系化合物の面積を、同一面積の円に換算したときの直径を意味する。また、本発明で対象とする「ＢＮ系化合物」とは、ＢＮ（窒化ホウ素）からなるものの他、ＢＮを主体とするものや、ＭｎＳを核にしたＢＮ化合物等の複合介在物を含むことを許容するものである。
本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、パーライト組織の面積割合を調整しているので、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を実現できる。更に、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって、上記疲労特性をより高めることができる。
本発明のばね用鋼線は、伸線後に焼入れ焼戻し処理を施す冷間巻き用のばね用鋼線、鋼線ままで使用する冷間巻き用ばね用鋼線、ばね加工後に焼入れ焼戻し処理を施すばね用鋼線等として用いることができる。この様なばね用鋼線は、エンジン、クラッチおよびサスペンション等に使用される弁ばね、クラッチばねおよび懸架ばねの素材として有用である。
図１は、実施例における組織観察写真である。 図２は、ΔＨＶとばね加工時の不良品率（１００本あたりの不良品本数）の関係を示した図である。 図３は、ＯＴ線の引張強度と疲労強度の関係を示した図である。 図４は、硬引き線の引張強度と硬引きばねの疲労寿命の関係を示した図である。
本発明者らは、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を得るべく、様々な角度から検討した。その結果、
（ａ）ばね用鋼線材の伸線加工性を高めるには、
（ａ−１）全組織に占めるパーライト組織の面積率を８５％以上にすると共に、
（ａ−２）後述する成分組成を満たすようにするのがよいこと；
（ａ−３）ばね用鋼線材の伸線加工性を更に高めるには、鋼中の固溶Ｎ量を０．００２０％以下に低減させるのが好ましいこと；
（ｂ）疲労特性（ばね用鋼線材の伸線後の疲労特性、即ち、ばね用鋼線の疲労特性や、ばねの疲労特性）を高めるには、特に、後述する成分組成を満たすようにするのがよいこと、また疲労特性を更に高めるには、上記ＢＮ系化合物の析出サイズおよび個数を所定の範囲内に制御するのがよいこと；
（ｃ）ばね用鋼線のばね加工性を高めるには、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差（以下、「ΔＨＶ」と示すことがある）が、下記式（１）を満たすよう小さくすればよいこと；がわかった。
（Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）≦１００ …（１）
以下、上記組織、成分組成を規定した理由について詳述する。
尚、本発明では疲労特性として、ばねの疲労特性を高めることを最終目的とするが、これを達成させるには、ばねの製造に用いる鋼線も疲労特性に優れていることが必要となる。この様な観点から、ばね用鋼線（硬引き線、またはこれに熱処理を加えて得られるＯＴ線）の疲労特性の向上を図っている。本発明では、以下、ばねの疲労特性や鋼線（硬引き線、ＯＴ線）の疲労特性を、単に「疲労特性」ということがある。
［パーライト組織の面積率：８５％以上］
本発明では、ばね用鋼線材の全組織に占めるパーライト組織の面積率を８５％以上とする。
一般に、ばね用鋼線材の組織として、パーライト組織以外に、初析フェライトやベイナイトが形成される。しかしパーライト組織以外の組織が増加すると、伸線中に断線が生じるおそれがある（即ち、伸線加工性に劣る）。また、断線にまで至らなくとも内部に欠陥が生じやすく、この内部欠陥を起因として疲労特性が低下する。本発明では、パーライト組織の面積率を高めて、相対的にフェライト等を抑制させ、組織の均一化を図ることによって、断線や内部欠陥を減少させ、伸線加工性や疲労特性を向上させる。前記パーライト組織の面積率は、好ましくは８７％以上、より好ましくは９０％以上、更に好ましくは９１％以上、特には９３％以上である。
パーライト組織以外の組織として、上述した初析フェライトやベイナイト等があげられるが、これらは少なければ少ないほどよく、好ましくは合計で１０％以下、より好ましくは合計で５％以下であり、特には０％である。
本発明では、疲労特性をより高める観点から、円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物を抑制することが好ましい。この円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物は存在しないことが好ましいが、下記の通り、本発明の規定範囲内に制限することで、その影響を最小限に抑えることができる。
尚、パーライト組織以外の組織には、上記サイズのＢＮ系化合物は、ほとんど存在しないことから、本発明では、パーライト組織中に存在する上記サイズのＢＮ系化合物を対象とする。
［観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）］
本発明では、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物の個数を１００個以下（好ましくは７０個以下、より好ましくは５０個以下）に制御することで、疲労特性を改善することができる。
［観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）］
円相当直径が１０００ｎｍ以上と比較的大きめのサイズのＢＮ系化合物の析出を抑制することも重要である。このような粗大なＢＮ系化合物の析出個数が多くなると、疲労特性の低下を招きやすいからである。本発明では、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する上記粗大なＢＮ系化合物の個数を、１０個以下（好ましくは８個以下、より好ましくは５個以下）に抑制する。
尚、パーライト組織中の円相当直径が１００ｎｍ未満のＢＮ系化合物は、疲労特性にほとんど悪影響を与えないので、本発明では制御の対象としていない。
次に成分組成を規定した理由について説明する。
〔Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満〕
Ｃは、伸線材の引張強度を高め、疲労特性や耐へたり性を確保するために有用な元素である。また高応力ばねとして必要な引張強さの確保にも有用である。更に所望の組織の確保に必要であり、初析フェライト量の増大を抑えて疲労寿命のばらつきを抑制するのにも必要である。よって、Ｃ量は、０．５０％以上とする。好ましくは０．５２％以上、より好ましくは０．５５％以上、更に好ましくは０．６０％以上である。しかし本発明においてＣ量が０．７０％以上になると、欠陥感受性が増大し、表面疵や介在物からのき裂の進展が容易になり、疲労寿命が劣化する。よって本発明では、Ｃ量を０．７０％未満とする。好ましくは０．６８％以下、より好ましくは０．６５％以下である。
〔Ｓｉ：１．０〜２．５％〕
Ｓｉは、固溶強化元素として強度向上に寄与し、疲労特性と耐へたり性の改善に貢献する元素である。また、ばね加工工程におけるコイリング後の歪み取り焼鈍として熱処理が施されるが、その際に優れた軟化抵抗性を発揮させるのに有効な元素でもある。これらの効果を十分発揮させるべくＳｉ量の下限を１．０％とする。好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかし、Ｓｉ量が２．５％を超えると、表面の脱炭が増大して疲労特性が劣化する恐れがある。また所望の組織が得られない。よってＳｉ量の上限を２．５％とした。好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
〔Ｍｎ：０．５０〜１．５０％〕
Ｍｎは、パーライト組織を緻密かつ整然化させて、疲労特性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｍｎを０．５０％以上含有させる。好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、含有量が過剰になると偏析し、その偏析部にミクロマルテンサイトが生成して伸線加工性が低下しやすくなる。また疲労特性も低下しやすい。よってＭｎ量の上限を１．５０％とする。好ましくは１．３０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。
〔Ｃｒ：０．５％以下（０％含む）〕
Ｃｒは、パーライトラメラ間隔を狭くし、熱間圧延後や伸線前熱処理であるパテンティング後の強度を上昇させ、耐へたり性や疲労強度を向上する為に有効な元素である。このような観点からは、Ｃｒを０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１０％以上、更に好ましくは０．１５％以上、特に好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、セメンタイトが強化されすぎて靱性や延性が劣化する。また伸線加工性や疲労特性も劣化する。更にＣｒ量が過剰になると、時効脆化が生じやすくなり、鋼線の表層と内部の硬さの差が大きくなるため、ばね加工性に劣る。よってＣｒ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。
〔Ｂ：０．００１０〜０．００５０％〕
Ｂは、固溶ＮをＢＮ系化合物として微細析出させることで、線材の伸線加工性および疲労特性を向上させるのに有効な元素である。またばね加工性の向上にも有効である。更に、Ｂの一部が固溶Ｂとして鋼中に存在することで、初析フェライトの生成抑制にも有効である。これらの効果を十分発揮させるには、Ｂ量を０．００１０％以上とする必要がある。好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０以上である。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると粗大なＦｅ２３（ＣＢ）６等のボロン化合物が生成し疲労強度を劣化させるおそれがある。よって本発明では、Ｂ量の上限を０．００５０％とした。より好ましくは０．００４０％以下である。
尚、固溶Ｎを固定させる元素として、Ｂ以外にＴｉ等があるが、Ｔｉの場合、Ｎを固定して得られるＴｉＮがＢＮと比較して角張った形状であるため、疲労特性の起点になりやすいと思われる。
〔Ｎ：０．００５０％以下（０％含まない）〕
Ｎが過剰であると、固溶Ｎが多くなり伸線加工性、疲労特性、ばね加工性が劣化する。この固溶Ｎを低減させるには、全Ｎ量を低減させることが有効である。しかし過分に少なくすることは製鋼コスト高を招くので、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。Ｎ量は、好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
〔固溶Ｎ：０．００２０％以下（０％を含む）〕
固溶Ｎは、伸線加工中の時効脆化を引き起こし、伸線中の断線、縦割れの発生を招きやすい。即ち、圧延後の伸線加工性やパテンティング後の伸線加工性の低下を招きやすい。また、時効脆化が進むとばね用鋼線の表層と内部の硬度差が大きくなり、ばね用鋼線のばね加工性が低下しやすくなる。従って、鋼中のＢとＮの含有量が下記式（２）を満たすようにして、固溶ＮをＢＮとして析出させることにより、固溶Ｎ量を０．００２０％以下に抑制することが好ましい。固溶Ｎ量は、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％以下、より更に好ましくは０．０００５％以下である。
Ｂ−（Ｎ−０．００２０）×０．７７≧０．００００ ・・・（２）
〔Ｐ：０．０２０％以下（０％含まない）〕
不可避不純物であるＰは、伸線加工時の断線を誘発させる元素である。また旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素でもあるため、極力少ないほうがよい。従って本発明では０．０２０％以下とした。好ましくは０．０１６％以下、より好ましくは０．０１３％以下である。
〔Ｓ：０．０２０％以下（０％含まない）〕
不可避不純物であるＳは、上記Ｐと同様に伸線加工時の断線を誘発する元素である。また、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素でもあるため、極力少ないほうがよい。従って本発明では０．０２０％以下とした。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
〔Ａｌ：０．０３％以下（０％含まない）〕
Ａｌは製鋼時の脱酸剤として含有されるが、過剰に含まれると粗大な非金属介在物を生成し、疲労強度を劣化させるので、その含有量を０．０３％以下に抑制する。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
〔Ｏ：０．００２０％以下（０％含まない）〕
Ｏは、過剰に含まれると粗大な非金属介在物を形成して疲労強度を劣化させる元素である。よって本発明では、Ｏ含有量を０．００２０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
本発明鋼材の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物（上記Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ以外の不純物）であるが、該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容され得る。また、本発明の鋼線材または鋼線には、必要によって、更に下記に示す通りＶやＮｉを適量含有させることにより特性を更に高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。
〔Ｖ：０．０５〜０．４０％、およびＮｉ：０．０５〜０．８０％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｖ、Ｎｉは、特に伸線加工性を高めるのに有効な元素である。詳細には、Ｖはパーライトノジュールサイズを微細にして上記伸線加工性を高めるとともに、ばねの靱性および耐へたり性を向上させるのにも有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかしながらＶが０．４０％を超えて過剰に含まれると、焼入れ性が増大して熱間圧延後にマルテンサイトやベイナイトを生じ、伸線加工性がかえって悪くなる。また疲労特性も低下する。更に、ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、強度がかえって低下する他、初析フェライトを過剰に生成させたり、フェライト脱炭を誘発させる傾向がある。またＶ量が過剰になると、時効脆化が生じやすくなり、鋼線の表層と内部の硬さの差が大きくなるため、ばね加工性に劣る。よって本発明では、Ｖ量を０．４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。
Ｎｉは、セメンタイトの延性を向上させて伸線加工性を向上させるのに有効な元素である。また鋼線の延性自体も向上させる元素である。更には、熱間圧延時における表層部の脱炭を抑制する効果も有する。これらの効果を発揮させるには、Ｎｉを０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２０％以上である。しかしＮｉ量が過剰になると、焼入れ性が増大し、熱間圧延後にマルテンサイトやベイナイトといった組織が多く析出して伸線加工性の悪化を招く。また疲労特性も低下する。よってＮｉ量の上限は０．８０％とすることが好ましい。より好ましくは０．６０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
［（Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）≦１００］
上記（ｃ）の通り、ばね用鋼線のばね加工性を高めるには、ばね用鋼線の表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差（ΔＨＶ）が、下記式（１）を満たすよう小さくすればよい。ばね加工後のばねにはスプリングバックが生じるため、自由長の変化が生じるが、線材表層と線材内部の硬さの差が大きいと、このスプリングバックが大きくなり自由長が大きく変化するためである。
（Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）≦１００ …（１）
［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
この式（１）を満たすためには、伸線中の加工発熱を抑制する必要があり、本発明では後述するとおり伸線時の伸線速度を３００ｍ／ｍｉｎ以下とすることで達成することができる。また、Ｂ量、Ｎ量を規定の範囲内とし、固溶Ｎ量を低減させることや、Ｃｒ量、Ｖ量を規定の範囲内とすることも有効である。
本発明のばね用鋼線材やばね用鋼線を得るための製造条件は、規定の組織や、ＢＮ系化合物の形態が制御できる条件であれば特に問わないが、上記化学成分組成を有する鋳片を用い、上記組織の確保を効率よく行うには、製造工程において、熱間圧延後の巻取り温度および熱間圧延後冷却条件を下記の通り制御するのがよく、また、推奨されるＢＮ系化合物の形態制御を効率よく行うには、製造工程において分塊圧延前の加熱条件を下記の通り制御することが好ましい。
［分塊圧延前の加熱：１２８０℃以上で３０分以上９０分以下］
［分塊圧延開始前の１２８０〜１１００℃の温度範囲の冷却速度：０．５℃／秒以上］
分塊圧延前の加熱温度を１２８０℃以上とすることにより、ＢＮ系化合物を十分に鋼中に固溶させ、その後、分塊圧延開始前の１２８０〜１１００℃の温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒以上に制御することで、ＢＮ系化合物の形態を規定範囲内として疲労特性をさらに高めることができる。分塊圧延前の加熱温度は、好ましくは１２９０℃以上である。
また、上記１２８０℃以上での加熱時間が短すぎても、ＢＮ系化合物を十分に鋼中に固溶できないことから、１２８０℃以上での加熱は３０分以上とする。尚、操業コストの観点から１２８０℃以上での加熱は９０分以下とする。
また分塊圧延開始前の１２８０〜１１００℃の温度範囲の冷却速度は、１．０℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは１．３℃／秒以上、更に好ましくは１．５℃／秒以上である。
［熱間圧延後の巻取り温度：８５０℃以上９５０℃以下］
熱間圧延後の巻取り温度は、圧延機の負荷が過大とならないように、８５０℃以上とするのがよい。好ましくは８８０℃以上である。一方、初析フェライトを抑制してパーライト組織を面積率で８５％以上確保するには、熱間圧延後の巻取り温度を９５０℃以下にするのがよい。表層脱炭、再結晶、粒成長を抑制し、微細粒組織にする観点からも、熱間圧延後の巻取り温度を９５０℃以下にするのがよい。熱間圧延後の巻取り温度は、好ましくは９４０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。
［熱間圧延後の巻取り後から６００℃までの冷却速度：１０℃／秒以上３５℃／秒以下］
パーライト組織を面積率で８５％以上確保するには、熱間圧延後の巻取り後から６００℃までの冷却速度を、１０℃／秒以上（好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上）として初析フェライトの形成を抑制し、かつ３５℃／秒以下（好ましくは３０℃／秒以下）として、マルテンサイトやベイナイト組織の生成を抑制するのがよい。
本発明のばね用鋼線材を得るにあたり、上記以外の条件については特に限定されず一般的な製造条件を採用すればよい。
また、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が１００以下であるばね用鋼線を得るには、本発明で規定のばね用鋼線材を用い、伸線加工時において加工発熱を抑制する必要があることから、伸線速度を３００ｍ／ｍｉｎ以下（好ましくは２５０ｍ／ｍｉｎ以下）とすることが推奨される。上記伸線速度の下限値は、生産性等の観点から１００ｍ／ｍｉｎ程度とするのがよい。
本発明のばね用鋼線を得るにあたり、上記以外の条件については特に限定されず一般的な製造条件を採用すればよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
下記表１に示す化学成分組成の鋼を転炉出鋼後、二次精錬処理を行って溶製し、連続鋳造法により鋳造した鋳片を製造した。そして得られた鋳片の分塊前の加熱（加熱時間はすべての鋼種で一定としており、設定温度に昇温後３０分保持とした）を表２に示す条件で行った後、分塊圧延を行って１５５ｍｍ角とし、次いで表２に示す条件［熱間圧延後の巻取り温度（圧延巻取り温度）、および巻取り後６００℃までの冷却速度（巻取り後冷却速度）］で熱間圧延を行って、直径８．０ｍｍの熱間圧延線材（鋼線材）を作製した。尚、下記表１に示した固溶Ｎ量は下記の方法によって測定したものである。
また、得られた鋼線材について、パーライト組織の面積率、ＢＮ系化合物の個数割合を下記の方法で測定した。その結果を下記表２に示す。
［固溶Ｎ量の測定方法］
本発明における「固溶Ｎ量」の値は、ＪＩＳ Ｇ １２２８に準拠し、下記（ａ）〜（ｃ）に示す通り、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引いて鋼中の固溶Ｎ量を求めた。
（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法−熱伝導度法を用いて測定した。詳細には、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化から求めた。
（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いて測定した。詳細には、供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行った。この定電流電解で約０．５ｇのサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。そして不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウムおよび純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせた。次いで、この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。そしてフェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定し、全Ｎ化合物量を求めた。
（ｃ）上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引いて、鋼中の固溶Ｎ量を求めた。
［パーライト面積率の測定方法］
パーライト面積率は、熱間圧延線材の横断面（圧延方向に垂直な断面。以下同じ）の表層、Ｄ／４、Ｄ／２（Ｄ：線材の直径）の各位置において、埋め込み研磨し、ピクリン酸を用いた化学腐食を実施した後、光学顕微鏡により、互いに９０度をなす４箇所（Ｄ／２部については、各々が重ならない様に断面の中心点に近接し互いに９０度をなす４箇所。以下同じ）にて夫々１視野撮影した（倍率：４００倍で２００μｍ×２００μｍの領域）。光学顕微鏡写真の画像をプリントアウトして、透明フィルムを重ねた上から白い部分（フェライトおよびベイナイト）を黒マジックで塗りつぶした後、透明フィルムをスキャナーでパソコンに取り込み、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製 「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（商品名））を用いて、画像を２値化した後、上記塗りつぶしていない部分をパーライト面積率として求め、合計１２視野の平均値を算出した。尚、表層に脱炭層が存在する場合には、ＪＩＳ Ｇ ００５８の４で規定される全脱炭部は測定部位から除外した。
［ＢＮ系化合物の形態の測定］
熱間圧延線材の横断面のＤ／４（Ｄ：線材直径）の位置において、埋め込み研磨し、ナイタルを用いた化学腐食を実施した後、互いに９０度をなす４箇所にて夫々１視野、倍率：２０００倍でＦＥ−ＳＥＭ観察を行った。尚、１視野を２０００μｍ２とした。観察した画像のフェライトおよびベイナイト部分を黒く塗りつぶした後、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製 「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」（商品名））を用いて画像を２値化することにより、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物、および円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物を判定し、それぞれの析出物の組成をＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray Spectrometer）およびＷＤＳ（Wavelength Dispersive X-ray Spectrometer）で確認した。そして、各視野において上記サイズのＢＮ系化合物の個数をそれぞれ測定した後、４視野の平均個数を算出した。
尚、図１は、上記フェライト等を黒く塗りつぶす前の観察写真の一例である。
次いで、得られた熱間圧延線材を用いて伸線加工性を下記の通り評価した。
［伸線加工性の評価］
本実施例では、伸線加工性について厳しく評価するため、伸線条件を、一般的に行われている伸線条件（例えば、後述する疲労試験用サンプル作製工程における伸線条件：ε＝１．８１）よりも厳しい条件（ε＝２．１７）で行った。詳細は以下の通りである。
即ち、得られた熱間圧延線材に対し、酸洗い、ボンデ処理を施した後、乾式伸線（ダイススケジュールは下記表３の通りである）を行って、直径８．０ｍｍから直径２．７０ｍｍ（ε＝２．１７）にまで伸線を行って（φ２．７０ｍｍでの伸線速度を２００ｍ／ｍｉｎとした）、鋼線を得た。そして得られた鋼線を用いて捻回試験を行った。捻回試験は、長さ３５０ｍｍの鋼線（試験片）を用い、前川試験機製作所製のねじり試験機を使用し、標点間距離：２００ｍｍ、捻り速度：５０ｒｐｍの条件で破断するまで捻回させた。そして破断後の破面に縦割れが生じていないものを伸線加工性が良い（○）と評価し、破断後の破面に縦割れの生じている場合を伸線加工性が悪い（×）と評価した。また、伸線中に断線が生じた場合も伸線加工性が悪い（×）と評価した。その結果を表５に示す。
尚、後述する表５の実施例Ｎｏ．１１については、更に、一般的に行われている伸線条件（ε＝１．８１，後述する疲労試験用サンプル作製工程における伸線条件，下記表４）で伸線を行って得られた鋼線についても、前記と同様に捻回試験を行って評価した。
また、伸線速度を変化させて、ΔＨＶの異なる鋼線を作成し、各鋼線について、下記の通りばね加工性を評価した。尚、ＯＴ線よりも硬引き線の方が、一般にΔＨＶが大きく、ばね加工性に劣ることから、ΔＨＶの測定やばね加工性の評価は、硬引き線を用いて評価した。その結果を表５に示す。
［ΔＨＶの測定］
熱間圧延線材を、ＳＶ（皮削り、これにより直径８．０ｍｍ→直径７．４ｍｍ）、乾式伸線（ダイススケジュールは下記表４の通りである）して直径３．０ｍｍの鋼線（サンプル）を得た（直径３．０ｍｍでの伸線速度は表５に示すとおりである）。このサンプルを用い、試験荷重を３００ｇｆとし、鋼線横断面の直径線上を表層から０．１ｍｍ深さの位置から０．１ｍｍ間隔で反対側の表層から０．１ｍｍ深さの位置までＨｖを測定した。そして、Ｄ／１６部からＤ／４部までの最高ＨｖをＨｖｓとし、Ｄ／４部からＤ／２部までの最低ＨｖをＨｖｈとして、ΔＨＶ（＝Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）を求めた。
［ばね加工性の評価］
上記ΔＨＶの測定で得た鋼線を用い、コイル平均径２５ｍｍ、総巻数６、有効巻数４、自由長８０ｍｍの条件でコイリングマシンにより冷間コイリングした。各鋼線につき１００本ずつコイリングし、投影機にて自由長を測定した。そして、８０ｍｍ±０．５ｍｍを良品とし、それ以外を不良品とした。不良品が５本以下の鋼線をばね加工性が良い（○）と評価し、不良品が５本を超える鋼線をばね加工性が悪い（×）と評価した。
疲労特性として、（ｉ）ＯＴ線の疲労特性、および（ｉｉ）硬引き線を用いて得られた硬引きばねの疲労特性を下記の通り評価した。その結果を表５に示す。
［（ｉ）ＯＴ線の疲労特性（中村式回転曲げ疲労試験）］
熱間圧延線材を用いて、ＳＶ（皮削り）、乾式伸線（ダイススケジュールは上記表４の通りである）して直径３．０ｍｍの鋼線を得た（直径３．０ｍｍでの伸線速度は２００ｍ／ｍｉｎ）のち、この鋼線に対して、オイルテンパー処理（加熱９２０℃、焼き戻し温度は表５に示すとおりである）、焼鈍、ショットピーニング、低温歪取焼鈍を順次行って、試験サンプルを作製した。
そして上記サンプルを用いて、中村式回転曲げ疲労試験を実施した。試験応力を８５０〜１１５０ＭＰａまで２５ＭＰａ刻みの１６条件とし、各応力で５本ずつ供試し、５本すべてが２×１０７回に達した最高の試験応力を、そのサンプルの疲労強度（σｗ）とした。また、上記鋼線の引張強度（σＢ）をオートグラフ（島津製作所製）を用いて（歪み速度１０ｍｍ／ｍｉｎ）求めた。そしてσｗ／σＢを求め、このσｗ／σＢが０．４９以上の場合をＯＴ線の疲労特性に優れ、これを用いて得られるばねも疲労特性に優れると評価した。
［（ｉｉ）硬引きばねの疲労特性］
ばね加工性の評価に用いたばね（即ち、熱処理を施していない硬引き線を用いて形成された硬引きばねであって、各鋼種の良品）に歪取り焼鈍（４００℃×２０分）、座面研磨、２段ショットピーニング、低温焼鈍（２２０℃×２０分）、および冷間セッチングを行った。得られたばねを用いて、６５０±５００ＭＰａの負荷応力下で疲労試験を行い、疲労寿命（破断寿命）を測定した（油圧サーボ式ばね疲労試験機を使用）。この測定を、各鋼種につきばね５個について行った。表５には、ばね５個のうち最も短い疲労寿命の値を示す。そして、最も短い疲労寿命が１０×１０６回以上のものを、ばねの疲労特性（およびこのばねに用いた硬引き線の疲労特性）に優れると評価した。また、直径３．０ｍｍの鋼線を４００℃×２０分でベーキングした後の引張強さも測定した。
表１，２，５から、次のように考察できる。即ち、実施例Ｎｏ．（以下、単に「Ｎｏ．」と示す）１〜９、１２，１３、１６〜１９は、本発明で規定の要件を満たしているので、鋼線材（熱間圧延線材）の伸線加工性に優れており、かつ鋼線の疲労特性（鋼線材（熱間圧延線材）の伸線後の疲労特性）およびばね加工性に優れている。尚、Ｎｏ．１６〜１９の結果から、伸線後の疲労特性をより高めるには、製造工程における分塊圧延前の加熱を推奨される条件で行ってＢＮ系化合物の形態を、本発明で規定の好ましい範囲内とするのがよいことがわかる。
尚、Ｎｏ．１１は、疲労試験用サンプルの作製工程における伸線条件（ε＝１．８１）で伸線を行ったところ、伸線加工性は○であったが、これよりもひずみ量の大きい伸線条件（ε＝２．１７）で伸線を行ったところ、伸線加工性は×であった。この結果から、伸線加工性をより高めるには、固溶Ｎ量を０．００２０％以下とするのがよいことがわかる。
これに対し、Ｎｏ．１０、１４、１５、２０〜３３は、本発明で規定する少なくともいずれかの要件を満たさないため、不具合が生じている。詳細は以下の通りである。
Ｎｏ．１０は、ばね用鋼線材は本発明の規定を満たしており、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れているが、この線材を用いて伸線加工時の伸線速度が速すぎるため、得られた鋼線のΔＨＶが大きくなり、ばね加工性に劣るものとなった。
Ｎｏ．１４、１５は、本発明で規定の成分組成を満たす鋼種を用いているが、Ｎｏ．１４は製造工程での圧延巻取り温度が高すぎるため、またＮｏ．１５は製造工程での巻き取り後の冷却速度が遅いため、いずれもパーライト組織を十分確保できず、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
Ｎｏ．２０は、Ｃ量が過剰であるため、疲労特性に劣る結果となった。
Ｎｏ．２１はＣ量が不足し、またＮｏ．２２はＳｉ量が過剰であるため、いずれもパーライト組織を十分確保できず、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
Ｎｏ．２４はＰ量が過剰であり、Ｎｏ．２５はＳ量が過剰であるため、いずれも伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
Ｎｏ．２６は、Ｃｒ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。またΔＨＶが大きくなりばね加工性にも劣っている。
Ｎｏ．２７は、Ｎｉ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性の劣るものとなった。
Ｎｏ．２８は、Ｖ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。またΔＨＶが大きくなりばね加工性にも劣っている。
Ｎｏ．２９はＡｌ量が過剰であるため、Ｎｏ．３３はＯ量が過剰であるため、疲労特性に劣っている。
Ｎｏ．３１は、Ｂ量が不足し固溶Ｎ量が比較的多く、パーライト組織を十分確保できておらず、伸線加工性、疲労特性、ばね加工性のいずれも劣っている。
Ｎｏ．３２は、Ｎ量が過剰であるため、伸線加工性、疲労特性、ばね加工性のいずれも劣っている。
図２は、上記実施例の結果を用いて、ΔＨＶとばね加工時の不良品率（１００本あたりの不良品本数）の関係を整理した図である。この図２から、ΔＨＶを１００以下とすることによって、不良品率が十分に抑制されていることがわかる。
図３は、上記実施例の結果を用いて、ＯＴ線について引張強度と疲労強度の関係を整理した図である。この図３から、本発明の要件を満たす鋼線（図３中の▲および◆）は、比較例（■）と比べて疲労限度比が高いことがわかる。特に、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって（図３中の◆）、上記疲労限度比がより高まることがわかる。
図４は、上記実施例の結果を用いて、硬引き線の引張強度と硬引きばねの疲労寿命との関係を整理した図である。この図４から、本発明の要件を満たす鋼線（図４中の▲および◆）は、比較例（■）と比べて疲労限度比が高いことがわかる。この図４においても、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって（図４中の◆）、上記疲労限度比がより高まることがわかる。
以上の結果から、本発明のばね用鋼線材を用い、ばね用鋼線としてＯＴ線を得た場合のみならず、ばね用鋼線として硬引き線を得た場合であっても、ばね用鋼線を用いて得られるばねは優れた疲労特性を示すことがわかる。

Claims (5)

  1. Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
    Ｓｉ：１．０〜２．５％、
    Ｍｎ：０．５０〜１．５０％、
    Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、
    Ｂ：０．００１０〜０．００５０％、
    Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
    Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
    Ｏ：０．００２０％以下（０％を含まない）
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であることを特徴とする伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材。
  2. 更に、
    観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、
    円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）であり、かつ、
    円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）である
    請求項１に記載のばね用鋼線材。
  3. 更に、
    Ｖ：０．０５〜０．４０％、および
    Ｎｉ：０．０５〜０．８０％
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載のばね用鋼線材。
  4. 更に、固溶Ｎが０．００２０％以下（０％を含む）である請求項１〜３のいずれかに記載のばね用鋼線材。
  5. 請求項１〜４のいずれかに記載のばね用鋼線材を用いて得られるばね用鋼線であって、
    表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が、下記式（１）を満たすことを特徴とする疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線。
    （Ｈｖｓ−Ｈｖｈ）≦１００ …（１）
    ［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径をいう。以下同じ）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
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