JP2017179423A - 疲労特性に優れた鋼線、およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】疲労特性に優れた鋼線、およびその製造方法を提供する。【解決手段】鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したときに、前記鋼線の表面には、下記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が、長軸方向に垂直な長さ２０μｍあたり４０本以上存在する鋼線。（１）前記粒界酸化物と前記鋼線の表面との交点における前記粒界酸化物の接線と、前記鋼線の表面とのなす角度が６０〜１２０°である。（２）前記交点からの深さ方向長さが０．０５〜１μｍである。【選択図】図２

Description

本発明は、疲労特性に優れた鋼線、およびその製造方法に関する。

自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばねなどに用いられるオイルテンパー線は、軽量化を目的として、高強度化が益々進んでいる。オイルテンパー線とは、伸線して得られた伸線材をＡ_c3変態点以上の温度から焼入れ、さらに３００〜５００℃程度の温度で焼戻した鋼線である。オイルテンパー線を高強度化すると、疲労強度が向上して線径を細くできる反面、靱性が低下するため、疵感受性が高くなり、小さな疵が疲労特性を低下させる原因となる。

そこで、特許文献１には、オイルテンパー線の材料に起因するノイズ信号を低減し、および／または、スケールの剥離に依存するノイズ信号を低減することで、既存の探傷器を用いて３０μｍ程度の微小な疵の検出を可能にしたオイルテンパー線が記載されている。このオイルテンパー線は、鋼線の金属組織が、焼戻しマルテンサイトと、該焼戻しマルテンサイト中に分布したＣｏを含有する球状化セメンタイトを含み、該鋼線の保磁力は３８．０Ｏｅ以上である。上記オイルテンパー線は、Ｃｏを０．０５〜３．００％の範囲で含有している。

また、特許文献２には、Ｃｒを１．０％以上の範囲で含有し、かつ粒界酸化層深さを１０μｍ以下とすることで、耐へたり性と、耐欠陥感受性との両方を向上したばね用鋼線が記載されている。この特許文献２には、粒界酸化層を薄くするために、焼入れ時及び／又は焼戻し時の炉雰囲気を制御して積極的に鋼線表面に酸化層を形成し、この酸化層によって鋼線内部（粒界）の酸化を抑制することが記載されている。炉の雰囲気としては、所定濃度以上の水蒸気を含むガスを使用できることが記載されている。また、実施例では、オイルテンパー処理における加熱温度を９６０℃としている。

特開２００７−３０８７８５号公報 特開２００４−３００４８１号公報

上記特許文献１に記載されているオイルテンパー線は、高価なＣｏを含有する必要があり、コスト高となる。また、上記特許文献２では、粒界酸化層を薄くするために、焼入れ時及び／又は焼戻し時の炉内雰囲気を所定濃度以上の水蒸気を含むガス雰囲気に制御してオイルテンパー処理を行っているが、疲労特性向上の観点から改善の余地があった。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、疲労特性に優れた鋼線、およびその製造方法を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労特性に優れた鋼線とは、質量％で、Ｃ：０．４〜０．８％、Ｓｉ：０．０１〜３％、Ｍｎ：０．３〜２％、Ｐ：０％超、０．０５％以下、Ｓ：０％超、０．０５％以下、Ｃｒ：０．０５〜２％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であって、前記鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したときに、前記鋼線の表面には、下記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が、長軸方向に垂直な長さ２０μｍあたり４０本以上存在する点に要旨を有する。
（１）前記粒界酸化物と前記鋼線の表面との交点における前記粒界酸化物の接線と、前記鋼線の表面とのなす角度が６０〜１２０°である。
（２）前記交点からの深さ方向長さが０．０５〜１μｍである。

上記鋼線は、更に他の元素として、質量％で、下記（ａ）および（ｂ）よりなる群から選ばれる任意の元素を少なくとも１種含有してもよい。
（ａ）Ｍｏ：０％超、１％以下、Ｃｕ：０％超、１％以下、およびＮｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．２％以下、Ｎｂ：０％超、０．５％以下、Ｖ：０％超、１％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種。

また、上記課題を解決することのできた本発明に係る上記鋼線の製造方法は、上記成分組成を満足する伸線材を、酸素：０体積％超、１０体積％以下、および水素：１０〜８０体積％を含有し、残部：窒素からなる雰囲気で、８５０〜９５０℃で、６０〜１８０秒間保持する工程と、焼入れ焼戻しする工程と、をこの順で含む点に要旨を有する。

本発明によれば、鋼線の表面に存在する粒界酸化物の形状（角度および深さ方向長さ）および分布状態（隣接する粒界酸化物の間隔）を適切に制御しているため、鋼線の疲労特性を改善できる。

図１は、鋼線の表面に存在する粒界酸化物の形態を示した模式図である。 図２は、鋼線の長軸方向に垂直な断面を撮影した図面代用写真である。 図３は、鋼線の長軸方向に垂直な断面を撮影した他の図面代用写真である。

本発明者らは、鋼線の疲労特性を向上させるために鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼線の表面に、所定の角度および深さ方向長さを有する微細な粒界酸化物を多数分布させれば、回転曲げ疲労時に鋼線にかかる応力を分散できる結果、破断しにくくなり、疲労特性を向上できることを見出し、本発明を完成した。即ち、本発明に係る鋼線は、該鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、前記鋼線の表面に、下記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が、長軸方向に垂直な長さ２０μｍあたり４０本以上存在する点に特徴がある。
（１）前記粒界酸化物と前記鋼線の表面との交点における前記粒界酸化物の接線と、前記鋼線の表面とのなす角度が６０〜１２０°である。
（２）前記交点からの深さ方向長さが０．０５〜１μｍである。

上記粒界酸化物とは粒界が酸化したものであり、酸化は、鋼線の表面から深さ方向に進行する。粒界酸化部分は電界放射型走査電子顕微鏡観察などで黒く見えるため、酸化されていない粒界と明確に区別できる。以下、本発明の鋼線を特徴づける粒界酸化物について、図１の模式図を用いて説明するが、粒界酸化物の形態は図１に限定されない。

図１は、鋼線の長軸方向に対して垂直な方向（横方向）に切断し、樹脂埋め込み、表面研磨、エッチングなどの処理を行なって得られた表面を電界放射型走査電子顕微鏡で観察した模式図である。図１に示すように鋼線の表面Ｓには、形状の異なる二つの粒界酸化物ａ、ｂが、間隔Ｌをあけて存在している。

詳細には粒界酸化物ａは、鋼線の表面Ｓとの交点ａ１から、粒界酸化物ａの末端ａ２まで、深さ方向に向かって弧状に生成している。ここで粒界酸化物ａの末端ａ２とは、表面Ｓから進行した粒界の酸化が停止した位置である。粒界酸化物ａの深さ方向長さは、ａ１とａ２を結ぶ直線距離である。また交点ａ１を基点として粒界酸化物ａの接線ａ３を引いたとき、粒界酸化物ａは、表面Ｓと接線ａ３とのなす角度θａで深さ方向に生成している。以下では、上記角度θａを「粒界酸化物の生成角度」、または単に「生成角度」ということがある。

一方、粒界酸化物ｂは、鋼線の表面Ｓとの交点ｂ１から、粒界酸化物の末端ｂ２まで、深さ方向に向かってＳ字状に生成している。粒界酸化物ｂの深さ方向長さは、ｂ１とｂ２を結ぶ直線距離である。また交点ｂ１を基点として粒界酸化物ｂの接線ｂ３を引いたとき、粒界酸化物ｂは、表面Ｓと接線ｂ３とのなす角度θｂ（粒界酸化物の生成角度、または生成角度）で深さ方向に生成している。

（１）粒界酸化物の生成角度：６０〜１２０°
上述したとおり粒界酸化物の生成角度は、図１中、θａ、θｂに相当する。なお、図１では鋭角側を粒界酸化物の生成角度θａ、θｂと表記したが、鈍角側を粒界酸化物の生成角度θａ、θｂとしてもよい。

本発明では、粒界酸化物の生成角度が６０〜１２０°を満足する必要がある。上記生成角度が６０°未満であるか、１２０°を超える粒界酸化物は、鋼線の表面Ｓに略沿って生成するため、このような粒界酸化物を含む鋼線に応力がかかると、当該粒界酸化物が起点となって鋭利な亀裂が生成し、剥離や亀裂進展が助長される。その結果、疲労特性を改善できない。従って本発明では、生成角度が６０〜１２０°の粒界酸化物を測定対象とする。

（２）深さ方向長さ：０．０５〜１μｍ
上述したとおり粒界酸化物の深さ方向長さは、図１中、粒界酸化物ａでは交点ａ１と粒界酸化物の末端ａ２とを結んだ距離を意味し、粒界酸化物ｂでは交点ｂ１と粒界酸化物の末端ｂ２とを結んだ距離を意味する。

本発明では、粒界酸化物の深さ方向長さが０．０５〜１μｍを満足する必要がある。上記深さ方向長さが０．０５μｍ未満の粒界酸化物は、応力の分散にほとんど寄与しないため、亀裂の進展を抑制できず、疲労特性を改善できない。従って本発明では、深さ方向長さが０．０５μｍ以上の粒界酸化物を測定対象とする。しかし、深さ方向長さが１μｍを超える粒界酸化物が生成すると、亀裂が進展しやすくなり、却って疲労特性が劣化する。従って本発明では、深さ方向長さが１μｍ以下の粒界酸化物を測定対象とする。

上記鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、上記生成角度が６０〜１２０°を満足する粒界酸化物の深さ方向長さの最大値は、１μｍ以下が好ましい。鋼線の表面に存在し、上記生成角度が６０〜１２０°を満足する全ての粒界酸化物の深さ方向長さが１μｍ以下であることにより、疲労特性が一層改善される。上記深さ方向長さの最大値は、より好ましくは０．９μｍ以下、更に好ましくは０．８μｍ以下である。

（３）上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が、鋼線の長軸方向に垂直な長さ２０μｍあたり４０本以上
鋼線の長軸方向に垂直な長さとは、鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したときの鋼線表面の長さを意味する。図１では、鋼線の表面Ｓの長さである。

本発明では、所定の観察領域の鋼線表面（研磨処理後のもの）に存在する粒界酸化物のうち上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物の本数（以下、該当本数ということがある。）を測定し、鋼線表面の長さ２０μｍあたりに換算したとき、４０本以上を満足する必要がある。上記本数が４０本を下回ると、上記要件を満足する粒界酸化物の存在量が少なくなるため、疲労特性を改善できない。上記本数は、好ましくは４１本以上、より好ましくは４３本以上である。上記本数の上限は特に限定されず、本数が多くなるほど、粒界酸化物が密に生成し、応力が分散され、疲労特性が向上する。しかし、粒界酸化物の本数を増やすには、雰囲気や温度など製造条件を一層厳密に制御する必要があり、コスト高となる。従って本発明では、上記本数は６２本以下が好ましく、より好ましくは５８本以下である。

上記（１）または（２）の少なくとも一方の要件を満足しない粒界酸化物の本数（以下、非該当本数ということがある。）は、鋼線表面の長さ２０μｍあたり、５本以下が好ましい。該当本数が上記要件を満足しても、非該当本数が多くなると、疲労特性が劣化することがある。上記本数は、好ましくは３本以下、より好ましくは０本である。

参考のため、図２に、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物を含む試験片を撮影した図面代用写真を示す。図２は、後記する実施例の表２に示したＮｏ．４のサンプルを撮影した写真である。更に比較のため、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物の生成量が少なく、上記（１）および（２）の要件を満足しない粒界酸化物の生成量が多い試験片を撮影した図面代用写真の一例を図３に示す。図３は、後記する実施例の表２に示したＮｏ．７のサンプルを撮影した写真である。

図２、図３は、鋼線を長軸方向に垂直に切断し、樹脂に埋め込み、切断面を研磨、腐食し、電界放射型走査電子顕微鏡で撮影した図面代用写真である。図２は、倍率１５０００倍、図３は、倍率５０００倍で撮影した写真である。図２、図３において、Ａは鋼線、Ｓは鋼線の表面を示しており、図２、図３では、粒界酸化物は、鋼線の表面近傍に黒い線状物として観察されている。

図２に示した試験片には、図中に矢印で示すように、微細な粒界酸化物が１１本、鋼線の表面Ｓから深さ方向に向かって生成している。１１本の粒界酸化物の生成角度は６０〜１１６°、深さ方向長さは０．３〜０．８μｍであり、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物の本数を、鋼線の表面長さ２０μｍに換算すると、４１本であった。なお、上記（１）または（２）の少なくとも一方を満足しない粒界酸化物の本数を、鋼線の表面長さ２０μｍに換算すると、０本であった。

一方、図３に示した試験片には、図中に矢印で示すように、鋼線の表面から深さ方向に向かって粒界酸化物が生成しているほか、鋼線の表面に沿うように、写真の略横方向にも生成している。図中に矢印で示すように、粒界酸化物は２３本であった。粒界酸化物の生成角度は１８〜１７７°、深さ方向長さは１〜５μｍであり、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物の本数を、鋼線の表面長さ２０μｍに換算すると、１本であった。なお、上記（１）または（２）の少なくとも一方を満足しない粒界酸化物の本数を、鋼線の表面長さ２０μｍに換算すると、４２本であった。

上記図２に示すように、鋼線の表面に、微細な粒界酸化物を密に分布させると、疲労特性を改善できるのに対し、上記図３に示すように、粒界酸化物の生成領域が、鋼線の表面から深い範囲までになると、疲労特性を改善できなくなる。

以上、本発明を特徴づける粒界酸化物の形態について説明した。

次に、上記鋼線の成分組成について説明する。以下、％は、質量％を意味する。

Ｃは、鋼線の強度を高めるために必要な元素であり、本発明では、Ｃ量は、０．４％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．６０％以上である。Ｃ量の増加に伴って鋼線の強度は向上する。しかし、Ｃ量が過剰になると粗大セメンタイトを多量に析出し、ばね形状への加工性、およびばねの特性に悪影響を及ぼす。従って本発明では、Ｃ量は０．８％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．７％以下である。

Ｓｉは、脱酸剤として作用すると共に、鋼線の強度向上に必要な元素である。こうした効果を発揮させるために、Ｓｉ量は０．０１％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．１５％以上である。しかしＳｉ量が過剰になると、鋼線を硬化させるだけでなく、延性および靱性が低下する。また、圧延時に線材表面の脱炭が進行し、疲労特性を低下させることがある。従って本発明では、Ｓｉ量は３％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．８％以下、より好ましくは２．６％以下である。

Ｍｎは、脱酸剤として作用すると共に、鋼中のＳをＭｎＳとして固定する元素である。また、Ｍｎは、焼入れ性を高めて鋼線の強度向上に寄与する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ｍｎ量は０．３％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ性が過度に向上するため、圧延時にマルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなり、冷却後の圧延材や伸線中に割れが発生する。従って本発明では、Ｍｎ量は２％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８％以下である。

Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析し、金属組織を脆化させ、疲労特性を低下する元素である。従って本発明では、Ｐ量は０．０５％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２５％以下である。Ｐ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

Ｓは、Ｐと同様、旧オーステナイト粒界に偏析し、金属組織を脆化させ、疲労特性を低下する元素である。従って本発明では、Ｓ量は０．０５％以下とする。Ｓ量は、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２５％以下である。Ｓ量は、できるだけ少ない方が好ましいが、通常、０．００１％程度含有する。

Ｃｒは、焼入れ性を向上させて鋼線の強度を向上させる元素である。またＣｒは、Ｃの活量を低下させて圧延時や熱処理時の脱炭を防止する作用を有する元素である。こうした効果を発揮させるために、Ｃｒ量は０．０５％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｒ量が過剰になると、Ｃｒ系合金炭化物が増加し、鋼線の疲労特性が低下する。従って本発明では、Ｃｒ量は２％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８％以下である。

本発明に係る鋼線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である。不可避不純物としては、本発明の効果を損なわない範囲で、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る。

上記鋼線は、更に他の元素として、
（ａ）Ｍｏ：０％超、１％以下、Ｃｕ：０％超、１％以下、Ｎｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
（ｂ）Ｔｉ：０％超、０．２％以下、Ｎｂ：０％超、０．５％以下、Ｖ：０％超、１％以下、Ｂ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種、
などを含有してもよい。

（ａ）Ｍｏ、Ｃｕ、およびＮｉは、いずれも鋼線の強度を高めるために有効に作用する元素であり、単独で、あるいは２種以上を用いることができる。

Ｍｏは、鋼線の強度を高めるほか、特に、軟化抵抗を高める作用を有する元素であり、ばね形状に成形した後の歪取焼鈍時に、２次析出硬化を起こしてばねの強度の向上に寄与する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｍｏ量は０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上である。しかし、過剰に含有すると焼入れ性が過度に向上するため、圧延時にマルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成し、冷却後の圧延材や伸線中に割れが発生する。従って本発明では、Ｍｏ量は１％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．９７％以下、更に好ましくは０．９５％以下である。

Ｃｕは、０．０５％以上とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、高温で液相となったＣｕが、熱間圧延時にオーステナイト結晶粒界に偏析し、表面割れを発生させる原因となる。従って本発明では、Ｃｕ量は１％以下とすることが好ましい。Ｃｕ量は、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。

Ｎｉは、鋼線の強度を高めるほか、鋼線の靱性を高めるのにも有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｉ量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．１０％以上である。しかしＮｉ量が過剰になると、焼入性が過度に向上し、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成し、冷却後の圧延材や伸線中に割れが発生する。また、Ｎｉ量が過剰になると、オイルテンパー線の製造工程である焼入れ焼戻し時に残留オーステナイトが過度に生成するため、ばねの耐へたり性を著しく低下させる。また、Ｎｉを過剰に含有するとコスト高となる。従って本発明では、Ｎｉ量は、１％以下とすることが好ましい。Ｎｉ量は、より好ましくは０．８％以下、更に好ましくは０．６％以下である。

（ｂ）Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、およびＢは、いずれも鋼線の延性および靭性を向上させる元素であり、単独で、あるいは２種以上を用いることができる。

Ｔｉは、熱間圧延時および焼入れ焼戻し処理時に、結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、Ｔｉを含有することにより延性および靱性が向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｔｉ量は０．０３％以上とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．０６％以上である。しかし、過剰に含有すると靱性が却って低下することがある。従って本発明では、Ｔｉ量は０．２％以下とすることが好ましい。Ｔｉ量は、より好ましくは０．１８％以下、更に好ましくは０．１６％以下である。

Ｎｂは、Ｔｉと同様、熱間圧延時および焼入れ焼戻し処理時に、結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、Ｎｂを含有することにより延性および靱性が向上する。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｎｂ量は０．０１％以上とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＮｂを過剰に含有すると降伏点を上昇させ、加工性を低下させることがある。また、Ｎｂを過剰に含有するとコスト高となる。従って本発明では、Ｎｂ量は０．５％以下とすることが好ましい。Ｎｂ量は、より好ましくは０．４５％以下、更に好ましくは０．４０％以下である。

Ｖは、Ｔｉと同様、熱間圧延時および焼入れ焼戻し処理時に、結晶粒を微細化する作用を有する元素であり、Ｖを含有することにより延性および靱性が向上する。またＶは、ばね形状に成形した後の歪取焼鈍時に２次析出硬化を起こしてばねの強度を高めるのに有効に寄与する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｖ量は０．０５％以上とすることが好ましい。Ｖ量は、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Ｖ量を過剰に含有すると、ＣｒとＶの複合合金炭化物が増加するため、ばねの疲労特性が低下することがある。従って本発明では、Ｖ量は１％以下とすることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．９５％以下、更に好ましくは０．９０％以下である。

Ｂは、焼入れ性を高めると共に、オーステナイト結晶粒界を清浄化させる元素であり、延性および靱性の向上に有効に作用する元素である。こうした効果を有効に発揮させるには、Ｂ量は０．００１％以上とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００２％以上、更に好ましくは０．００３％以上である。しかしＢを過剰に含有させるとＦｅとＢの複合化合物が析出し、熱間圧延時に割れを引き起こすことがある。また、Ｂを過剰に含有すると焼入れ性が過度に向上するため、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成し、冷却後の圧延後や伸線中に割れが発生する。従って本発明では、Ｂ量は０．０１％以下とすることが好ましい。Ｂ量は、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。

次に、本発明に係る鋼線の製造方法について説明する。

上記鋼線は、上記成分組成を満足する伸線材を、酸素：０体積％超、１０体積％以下、および水素：１０〜８０体積％を含有し、残部：窒素からなる雰囲気で、８５０〜９５０℃で、６０〜１８０秒間保持する工程と、焼入れ焼戻しする工程とをこの順で含むことにより製造できる。即ち、線材を伸線して得られた伸線材を焼入れ焼戻しする際に、所定の条件で熱処理してから焼入れ焼戻しすることが重要である。以下、順を追って説明する。

［保持工程］
保持工程では、上記成分組成を満足する伸線材を、所定の雰囲気で、加熱保持する。

上記伸線材は、常法に従って製造されたものであればよく、例えば、上記成分組成を満足する鋼を溶製し、得られた鋼片を熱間圧延し、得られた圧延材を軟化焼鈍し、皮削りした後、伸線することによって製造できる。

（１）加熱雰囲気
オーステナイト化温度に加熱すると、鋼線表面に鉄酸化物スケールが形成されるが、Ｓｉを多く含むばね鋼では、鉄酸化物スケールと母材との間に、Ｓｉ酸化物が生成し、緻密な鉄酸化物スケールが生成されない。その結果、鋼線表面に、上述した（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が生成しにくくなる。そこで、緻密な鉄酸化物スケールを生成させるために検討したところ、加熱雰囲気は、酸素を０体積％超、１０体積％以下、水素を１０〜８０体積％含有し、残部を窒素とすることが好ましいことが分かった。

酸素は、鉄と反応して鉄酸化物スケールを形成すると共に、鉄酸化物スケールの高次化に伴う成長を助ける働きを有する。また、酸素が作用することによって鋼線表面に粒界酸化物が生成する。こうした効果を有効に発揮させるには、酸素は０．１体積％以上が好ましく、より好ましくは０．３体積％以上、更に好ましくは０．５体積％以上である。しかし酸素が１０体積％を超えると粒界酸化物の生成が促進され過ぎるため、疲労特性が却って低下する。従って本発明では、酸素は１０体積％以下とすることが好ましい。酸素は、より好ましくは９体積％以下、更に好ましくは８体積％以下である。

水素が１０体積％未満ではスケールが厚く生成しやすく、Ｓｉ酸化物によって鉄がスケールに還元されないため、スケールが多孔質化し、粒界酸化物が成長しにくくなる。従って本発明では、水素は１０体積％以上が好ましく、より好ましくは２０体積％以上、更に好ましくは３０体積％以上である。しかし水素が８０体積％を超えると、鉄が還元され、粒界酸化物が過剰に成長し、長くなるため、疲労特性が低下することがある。従って本発明では、水素は８０体積％以下が好ましく、より好ましくは７０体積％以下、更に好ましくは６０体積％以下である。

加熱雰囲気の残部は、窒素とすればよい。水素と酸素を適正範囲とすれば、残部の雰囲気は、鉄酸化物スケールを適切な範囲で生成させることに影響を及ぼさない。

（２）加熱温度
伸線した後、オーステナイト化するために、８５０〜９５０℃に加熱することが好ましく、加熱温度は、鋼線の表面に生成する粒界酸化物の形態に影響を及ぼす。加熱温度が８５０℃未満では、粒界酸化物が生成せず、鋼線表面に脱炭が生じるようになる。脱炭が生じると、ばね製品の疲労寿命が著しく低下する。従って本発明では、鋼線の脱炭を抑制するために、加熱温度は８５０℃以上とすることが好ましい。加熱温度は、より好ましくは８６５℃以上、更に好ましくは８８０℃以上である。加熱温度が高いほど粒界酸化物は多く生成するが、加熱温度が９５０℃を超えると粒界酸化物が長くなりやすく、鋼線の疲労特性が低下することがある。従って本発明では、加熱温度は９５０℃以下が好ましい。加熱温度は、より好ましくは９４０℃以下、更に好ましくは９３０℃以下である。

なお、上記加熱温度は、鋼線の表面温度で管理すればよい。

（３）保持時間
上記加熱温度で保持することにより鋼線の表面に粒界酸化物が生成する。そして保持時間を６０〜１８０秒間とすることによって粒界酸化物の長さを０．０５〜１μｍに制御できる。保持時間が６０秒未満では、粒界酸化物が充分に成長せず、疲労特性を改善できない。従って本発明では、保持時間は６０秒以上とすることが好ましく、より好ましくは７０秒以上、更に好ましくは８０秒以上である。しかし保持時間が１８０秒を超えると、粒界酸化物が成長しすぎることがあり、疲労特性が却って低下することがある。従って本発明では、保持時間は１８０秒以下とすることが好ましい。保持時間は、より好ましくは１６０秒以下、更に好ましくは１４０秒以下である。

伸線後、上記加熱温度までの加熱方法は特に限定されず、例えば、ガスによる加熱、高周波による加熱等、一般的に用いられる加熱方法を採用できる。

［焼入れ焼戻し工程］
上記加熱温度で所定時間保持した後は、ばね用鋼線の熱処理に一般的に用いられる条件で、焼入れ焼戻しを行えばよい。焼入れは、例えば、水焼入または油焼入れを行えばよい。油焼入れするときの油温は、例えば、４０〜８０℃とすればよい。焼戻しは、ガスによる加熱、高周波による加熱、流動層による加熱等の方法で、焼戻し後におけるばね用鋼線の機械的特性を考慮して常法に従って行えばよい。焼戻し温度は、例えば、２５０〜５５０℃、焼戻し時間は、例えば、５〜３０分とすればよい。

得られたばね用鋼線は、ばね成形（コイリング）し、圧縮残留応力を付与してもよい。圧縮残留応力を付与するのは、ばねの疲労特性を向上させるためである。

圧縮残留応力付与手段としては、例えば、ショットピーニングが挙げられる。ショットピーニングは、一段よりも二段以上（特に、二段）とするのが望ましい。二段階に分けてショットピーニングすることにより、表面圧縮残留応力を高くできるとともに、圧縮残留応力の付与深さを深くできる。

上記ばねは、必要に応じて、窒化処理されていてもよい。窒化処理することにより、ばねの耐へたり性を高めることができる。窒化処理は、例えば、ＮＨ₃を７０〜９０体積％程度、Ｎ₂を１０〜３０体積％程度含有する雰囲気中で、温度４００〜４５０℃程度で２〜４時間程度加熱することによって行えばよい。

上記ばねは、疲労特性に優れているため、この特性が求められる用途、例えば、自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばね、ブレーキばねなどのような機械の復元機構に使用するばねなどに特に有用である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限を受けるものではなく、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で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に示す成分組成を満足し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼を溶製し、得られた鋼片を熱間圧延して直径φ８．０ｍｍの圧延材を製造した。得られた圧延材を軟化焼鈍し、皮削りした後、伸線し、直径φ４．０ｍｍの鋼線を製造した。得られた鋼線に、下記表２に示す条件で熱処理を施した後、焼入れ焼戻しした。熱処理は、下記表２に示す雰囲気条件で、下記表２に示したオーステナイト化温度（℃）に加熱し、この温度で、下記表２に示す時間保持して行った。焼入れは油温度を７０℃とし、焼戻し温度は４５０℃で１０分とした。

焼入れ焼戻しして得られた鋼線の長軸方向に対して垂直な方向（横方向）に切断し、樹脂に埋め込み、表面を研磨し、ナイタール腐食液でエッチングし、電界放射型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ；ＦＥ−ＳＥＭ）で、倍率１５０００倍で観察した。下記表２に示したＮｏ．４のサンプルを撮影した図面代用写真を図２、Ｎｏ．７のサンプルを撮影した図面代用写真を図３に示す。

上述した手順で粒界酸化物の生成角度、および深さ方向長さを測定した。

（１）粒界酸化物の生成角度が６０〜１２０°で、且つ（２）交点からの深さ方向長さが０．０５〜１μｍである粒界酸化物の本数を測定し、鋼線表面の長さ２０μｍあたりに換算した該当本数を下記表２に示す。また、上記（１）または（２）の少なくとも一方の要件を満足しない粒界酸化物の本数を測定し、鋼線表面の長さ２０μｍあたりに換算した非該当本数を下記表２に示す。

また、下記表２には、参考データとして、深さ方向長さの最大値（最長長さ）を併せて示す。

本発明では、上記該当本数が４０本以上の場合を合格（発明例）と評価し、上記該当本数が４０本未満の場合を不合格（比較例）と評価した。

次に、焼入れ焼戻しして得られた鋼線の疲労特性を評価した。疲労特性は、上記鋼線を用いて中村式回転曲げ疲労試験機で、下記に示す条件で疲労試験を行い、測定した破断するまでの回数に基づいて評価した。測定結果を下記表２に示す。疲労試験は、試験片が破断するか、２千万回まで行った。

（疲労試験条件）
試験片長さ ：６００ｍｍ
試験片本数 ：２０本
試験荷重 ：９５．８ｋｇｆ／ｍｍ²（９４０ＭＰａ）
回転速度 ：４５００ｒｐｍ
試験中止回数：２千万回

２０本全ての試験片について、試験中止回数である２千万回まで破断しなかった場合を合格とし、疲労特性に優れると評価した。一方、試験片のうち１本でも試験中止回数である２千万回までに破断した場合を不合格とした。

下記表２から次のように考察できる。

Ｎｏ．２〜６、９〜１１、１４、１７〜２０は、いずれも本発明で規定する要件を満足する例であり、成分組成および鋼線の表面に存在する粒界酸化物の形態を適切に制御しているため、疲労特性に優れている。

一方、Ｎｏ．１、７、８、１２、１３、１５、１６は、いずれも本発明で規定する要件を満足しない例であり、疲労特性を改善できなかった。

これらのうち、Ｎｏ．１は、熱処理時のオーステナイト化温度が低かったため、鋼線の表面に粒界酸化物が生成しなかった例である。その結果、２００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．７は、熱処理時のオーステナイト化温度が高かったため、粒界酸化物が過剰に成長し、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が殆ど生成しなかった例である。その結果、３００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．８は、熱処理時の保持時間が短かったため、鋼線の表面に粒界酸化物が生成しなかった例である。その結果、５００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１２は、熱処理時の保持時間が長かったため、粒界酸化物が過剰に成長し、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物は生成しなかった例である。その結果、２００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１３は、熱処理時のＨ₂濃度が低すぎたため、鋼線表面の鉄が還元されず、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物は生成しなかった例である。その結果、３００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１５は、熱処理時のＨ₂濃度が高すぎたため、鋼線表面の鉄が還元され過ぎ、粒界酸化物の成長が促進されたため、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物は殆ど生成しなかった例である。その結果、２００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

Ｎｏ．１６は、熱処理時のＯ₂濃度が高すぎたため、鋼線表面に粒界酸化物が過剰に生成し、上記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物は生成しなかった例である。その結果、２００万回で破断し、疲労特性を改善できなかった。

ａ、ｂ 粒界酸化物
ａ１、ｂ１ 鋼線の表面と粒界酸化物との交点
ａ２、ｂ２ 粒界酸化物の末端
ａ３、ｂ３ 交点における粒界酸化物の接線
θａ、θｂ 交点における粒界酸化物の接線と鋼線表面とのなす角度
Ｌ 交点間距離
Ｓ 鋼線の表面
Ａ 鋼線

Claims (4)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．４〜０．８％、
   Ｓｉ：０．０１〜３％、
   Ｍｎ：０．３〜２％、
   Ｐ ：０％超、０．０５％以下、
   Ｓ ：０％超、０．０５％以下、
   Ｃｒ：０．０５〜２％を含有し、
   残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であって、
   前記鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したときに、
   前記鋼線の表面には、下記（１）および（２）の要件を満足する粒界酸化物が、長軸方向に垂直な長さ２０μｍあたり４０本以上存在することを特徴とする疲労特性に優れた鋼線。
   （１）前記粒界酸化物と前記鋼線の表面との交点における前記粒界酸化物の接線と、前記鋼線の表面とのなす角度が６０〜１２０°である。
   （２）前記交点からの深さ方向長さが０．０５〜１μｍである。
2. 更に他の元素として、質量％で、
   Ｍｏ：０％超、１％以下、
   Ｃｕ：０％超、１％以下、および
   Ｎｉ：０％超、１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１に記載の鋼線。
3. 更に他の元素として、質量％で、
   Ｔｉ：０％超、０．２％以下、
   Ｎｂ：０％超、０．５％以下、
   Ｖ ：０％超、１％以下、および
   Ｂ ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選ばれる少なくとも１種を含有する請求項１または２に記載の鋼線。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満足する伸線材を、酸素：０体積％超、１０体積％以下、および水素：１０〜８０体積％を含有し、残部：窒素からなる雰囲気で、８５０〜９５０℃で、６０〜１８０秒間保持する工程と、
   焼入れ焼戻しする工程と
   をこの順で含むことを特徴とする疲労特性に優れた鋼線の製造方法。