JP2018012868A - ばね用鋼線 - Google Patents

Abstract

【課題】コイリング性等の加工性に優れた鋼線をおよびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ：０．３〜０．７質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．２〜０．８質量％、Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．６〜２質量％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるコア部と、鉄酸化物スケールから成り、前記コア部の表面に形成されたスケール層と、を含み、前記スケール層において、ＦｅＯとＦｅ２Ｏ３とＦｅ３Ｏ４とＦｅ２ＳｉＯ４の合計量に対するＦｅＯの比率が１体積％以上、３０体積％以下であり、Ｆｅ２Ｏ３の比率が０体積％超、１５体積％以下であり、前記スケール層の平均厚さが０．３〜１．０μｍである鋼線である。【選択図】図１

Description

本発明は、加工性に優れた鋼線およびその製造方法に関する。本発明の鋼線は、とりわけ、弁ばねおよびクラッチばね等のように高度な加工精度が必要であることから優れたコイリング性が必要でかつ高強度が要求されるばね等の素材として使用されるばね用鋼線に好ましく用いられる。

自動車のエンジン、燃料噴射装置などの内燃機関に使用される弁ばねおよびクラッチばねを含む、ばね類は、ばね用鋼線をコイリングすることによって製造される。
ばね用鋼線は、一般に以下のようにして製造される。まず、ビレットなどの鋼片を加熱し、熱間にて粗圧延および仕上圧延を施して所定の線径まで減面加工した後、コイル状に巻き取り圧延鋼線材を得る。
次いで、得られた圧延鋼線材に皮削り加工を行い、皮削り加工により生じた表面の加工層除去のための焼鈍処理またはパテンティング処理を行なうか、または、当該圧延鋼線材に皮削り加工を行わずに、そのまま焼鈍処理またはパテンティング処理を行なう。次に、表面に潤滑処理を施して所定の線径まで冷間で伸線加工した後、必要に応じて表面に形成される潤滑皮膜を電解酸洗または熱処理などで除去する。
その後、上記鋼線材（伸線材）をオーステナイト域まで加熱（焼入れ加熱）して保持し、焼入れ焼戻し処理してばね用鋼線を得る。このようにして得られたばね用鋼線をコイリングマシンでばね形状にコイリング加工し、必要に応じて座研磨等の加工およびショットピーニング処理等の表面処理を行うことにより、ばねを得ることができる。また、コイリング加工時に、ばね用鋼線の表面に潤滑処理が施される場合もある。

上記のようにして得られるばね用鋼線では、焼入れ焼戻し時に形成される鉄酸化物スケールが加工性（コイリング性）を確保するのに重要な役割を果たす。すなわち、ばね用鋼線をコイリングする際、コイリング治具（コイリングピン）とばね用鋼線が直接接触すると、コイリングの進行に伴ってコイリングピンの温度が上昇し、摩擦のためにばね用鋼線の表面に焼付きが生じるようになる。焼付きの発生は、ばね用鋼線の表面にツールマークと呼ばれる疵の形成およびばね自由長ばらつきなどのコイリング不良を招き、製造されるばねの品質に悪影響を及ぼす。

上記焼付きの発生を抑制するためには、ばね用鋼線とコイリングピンとの間に潤滑剤を適用することが考えられる。しかしながら、弁ばねやクラッチばねなどのように高い加工精度と高強度が要求されるばね類の製造過程では安定した潤滑性能が求められるため、潤滑油等の有機物を用いた一般的な潤滑処理のみでは十分な潤滑性能を付与することができない。
そこで、鉄酸化物スケールを適切に残存させることによって、潤滑性を有する鉄酸化物スケールをコイリングピンとばね用鋼線の地鉄部分（コア部を形成している金属（鋼）部分）との間に介在させ、コイリングピンとばね用鋼線の地鉄部分との接触を抑制してコイリング性能を向上させる技術が用いられている。

このように鉄酸化物スケールを用いて、コイリング性を向上させるためには、コイリングに伴う、曲げ応力がばね用鋼線表面に付与されてもある程度の量の鉄酸化物スケールが残存するように、地鉄部分と酸化物スケールの密着性が高いことが重要であると考えられている。従来から鉄酸化物スケールの組成と密着性の関係が検討されており、鉄酸化物スケール中のＦｅ_３Ｏ_４（マグネタイト）が地鉄部分との密着性に優れることが報告されている。
例えば非特許文献１には、鉄酸化物スケール中のＦｅ_３Ｏ_４の比率が高ければ高い程、鉄酸化物スケールの密着性が良好になることが開示されている。
また、特許文献１には、Ｆｅ_３Ｏ_４を主成分として、脆くて剥離し易いＦｅＯ（ウスタイト）を１０％以下に抑制することでスケール剥離量を大幅に抑制できることが開示されている。
特許文献２には、Ｆｅ_３Ｏ_４の占める割合を８０体積％に制御して剥離しにくい酸化皮膜を有し、ばね成形性などを高める方法が開示されている。
特許文献３には、Ｆｅ_３Ｏ_４を５０体積％以上およびＦｅ_２Ｏ_３（ヘマタイト）を２０体積％以上含有する酸化皮膜を設けることにより、良好な伸線性を得る技術が開示されている。

特開２００７−３０８７８５号公報 特開２００４−１１５８５９号公報 特開２０１４−１６９４７０号公報

羽田ら、「塑性と加工」、第２６巻、２９１号（１９８５年）、ｐ．３４３−３４８

上述したように、これまで提案されている技術は、鉄酸化物スケール中のＦｅ_３Ｏ_４（マグネタイト）の比率を高くすることで、焼入れ焼戻し時に形成される鉄酸化物スケール密着性を高め、コイリング性などの加工性を向上させるという技術思想に基づいて開発されたものである。
しかしながら、本発明者らの実験結果によれば、Ｆｅ_３Ｏ_４の比率を高めるだけでは、コイリング性は必ずしも改善されないことが明らかになった。すなわち、鉄酸化物スケールの密着性を高めることによってコイリングピンと鋼線表面との接触は抑制される反面、鉄酸化物スケール自体がコイリングピンにダメージを与え、コイリングピンが変形することで鋼線表面に疵が生じる場合があることが判明した。

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、コイリング性等の加工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。

本発明の１つの実施形態に係る鋼線は、Ｃ：０．３〜０．７質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．２〜０．８質量％、Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．６〜２質量％、を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるコア部と、鉄酸化物スケールから成り、前記コア部の表面に形成されたスケール層と、を含み、前記スケール層において、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯの比率が１体積％以上、３０体積％以下であり、Ｆｅ_２Ｏ_３の比率が０体積％超、１５体積％以下であり、前記スケール層の平均厚さが０．３〜１．０μｍである。

前記鋼線材は、前記コア部が、Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種類以上を更に含有してよい。

前記鋼線材は、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、およびＶ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種類以上を更に含有してよい。

上記の本発明の鋼線を製造する方法は、前記コア部の組成を満足する鋼線材を酸素が０．１体積％以下、水蒸気が３０〜８０体積％、残部が窒素である雰囲気下で、８６０〜１０００℃の間の加熱温度まで１〜１０秒で加熱し、７００〜８００℃の間の焼入れ温度まで、８００℃から前記焼入れ温度に達するまでの時間が１０〜１２０秒となるように冷却した後、焼入れ焼戻しを行う工程を含む。

本発明によりコイリング性等の加工性に優れた鋼線をおよびその製造方法を提供することが可能となる。

図１（ａ）は、本発明の焼入れ条件を模式的に示すダイヤグラムであり、図１（ｂ）は従来の焼入れ条件を模式的に示すダイヤグラムである。

以下、本発明の実施形態について図面を参照して説明する。
１．鋼線
本発明の鋼線は高い強度、とりわけ高い疲労強度を得ること目的に、金属組織を焼戻しマルテンサイトにするために焼入れ焼戻し処理を行う。焼入れ焼戻し処理、とりわけ焼入れのための加熱時に鋼線表面に鉄酸化物スケールから成るスケール層が形成される。従って、本発明の鋼線は、金属（鋼）より成るコア部とコア部の表面に形成されたスケール層を含む。通常は、本発明の鋼線は、コア部とスケール層から成る。

詳細を後述する本願の鋼線のコア部の組成を有する鋼線（伸線材）を焼入れ焼戻し処理した後に表面に形成されているスケール層には、おおむね、表面から順に、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４（ファイアライト）、ＦｅＯ（ウスタイト）、Ｆｅ_３Ｏ_４（マグネタイト）およびＦｅ_２Ｏ_３（ヘマタイト）の酸化物が形成されている。Ｆｅ_２ＳｉＯ_４およびＦｅＯは、競合して鋼線表面に形成されることが多い。コア部の組成によっては、これら以外の酸化物（例えば、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｏなどの酸化物）が製造過程で不可避的に含まれることもあるが、これらは極めて少量であり、そのような酸化物は通常、例えば３体積％以下である。すなわち、通常、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４、ＦｅＯ、Ｆｅ_３Ｏ_４およびＦｅ_２Ｏ_３がスケール層の大半（例えば９７体積％以上）を占めていることから、これらの４つの鉄酸化物スケールに着目することによりスケール層の特性を把握できる。

本発明者らは、上記構造からなる鉄酸化物スケールがコイリング性に及ぼす影響を、実機コイリングマシンを用いて詳細に検討した。その結果、従来の引張試験結果に基づいて好ましいと報告されていたＦｅ_３Ｏ_４の比率と実際のコイリング試験によるコイリング性評価結果との間には、必ずしも明確な相関は認められないことが判明した。具体的には、スケール層中のＦｅ_３Ｏ_４の比率が高くても必ずしも良好なコイリング性は発揮されず、逆にコイリング性が低下する場合があることが明らかになった。

更に上記の実験結果より、以下の新たな知見を得た。まず、スケール層中のＦｅ_３Ｏ_４の比率が高くてもコイリング中に鉄酸化物スケールが剥離して焼付きが発生することが分かった。更に、たとえスケール層を構成する鉄酸化物スケールの組成が適切に制御されていても当該スケール層の厚さが所定範囲を超えて厚くなると、鉄酸化物スケールの剥離が顕著になってコイリング中に焼付きが発生することも分かった。一方、鉄酸化物スケールの厚さが一定値より低い場合、鉄酸化物スケールが剥離しなくても、コイリングピンに疵が発生してツールマークが発生することも分かった。

これらの知見に基づいて、本発明者らは更に検討を行なった。その結果、良好なコイリング性を確保するためには、従来のように単にＦｅ_３Ｏ_４の比率を高めるだけでは不十分で、ＦｅＯを一定量の範囲で生成させると共にＦｅ_２Ｏ_３を所定量以下に抑制することが有効であることを見いだした。更に、コイリング性向上のためには、スケール層の厚さを所定の範囲内に制御する必要があることも見出した。スケール層を上記の状態とすることによって、コイリング中に鋼線表面に一定量の鉄酸化物スケールが残存して、優れた潤滑性能が発揮されることが判明した。本発明は、これらの知見を総合的に勘案して完成された発明である。

このように本発明は、鋼線表面のスケール層の組成および厚さを以下のように制御した点に特徴がある。
・スケール層の組成：ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対する（すなわち、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計を１００体積％とした場合）ＦｅＯの比率が１体積％以上、３０体積％以下であり、Ｆｅ_２Ｏ_３の比率が０体積％超、１５体積％以下である。
・表面スケール層の平均厚さが０．３〜１．０μｍである。
以下、各要件について詳述する。

１−１．スケール層の組成
本発明に係る鋼線では、脆くて剥離し易いなどの理由により、従来はその量を抑制していたスケール層中のＦｅＯをＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対する比率を１体積％以上、３０体積％以下となるように含有させ積極的に活用すると共に、Ｆｅ_２Ｏ_３についてはＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対する比率を０体積％超、１５体積％以下に制御した点に特徴がある。

すなわち、良好なコイリング性を発揮させるためには、スケール層中のＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３の比率を適切に制御することが極めて重要である。このうちＦｅＯは主に鉄酸化物スケールの密着性向上に、Ｆｅ_２Ｏ_３は主に鉄酸化物スケールの剥離性に大きな影響を及ぼす。上記要件を満足する限り、Ｆｅ_３Ｏ_４の比率は特に限定されない。
本明細書において、各酸化物の体積比率は、上述のようにスケール層に含まれるＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｆｅ_３Ｏ_４、およびＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量を１００体積％としたときの値である。スケール層には、上記酸化物の他、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｏなどの酸化物が製造過程で不可避的に含まれることもあるが、これらの生成量は極めて僅かであるため、スケール組成を適正化する際に考慮する必要が無いことも上述した通りである。

ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯの比率を１体積％以上、３０体積％以下とする理由を説明する。ＦｅＯは鉄（コア部）と鉄酸化物スケール（スケール層）界面の密着性を改善することができる。すなわち、ＦｅＯはＦｅと諸特性が近く、また、Ｆｅ_３Ｏ_４との親和性も高いため、スケール生成およびコイリング時に変形に対しての緩衝機能を果たすことができる。この機能はＦｅＯがコア部（地鉄）およびＦｅ_３Ｏ_４に対して、一定量存在する場合に十分に発現させることができる。ＦｅＯが１体積％未満の場合、ＦｅとＦｅＯあるいはＦｅＯとＦｅ_３Ｏ_４の変形に対する緩衝機能を十分に発揮させることができず、鉄酸化物スケールの密着性が不足し、容易に剥離してしまい、コイリングピンと鋼線表面が接触し易くなり、焼付きが生じる。ＦｅＯの比率は、好ましくはＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対して２体積％以上、より好ましくは３体積％以上である。

一方、ＦｅＯが３０体積％を超えると、ＦｅＯ中にポーラスなどの欠陥が存在するようになり、それら欠陥を起点として鉄酸化物スケールが破壊、剥離し易くなり、その結果、コイリングピンが金属接触を起こすようになり、ツールマークが発生する。ＦｅＯの比率は、好ましくはＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対して２０体積％以下、より好ましくは１０体積％以下である。

鉄酸化物スケール中に占めるＦｅ_２Ｏ_３の比率は、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対して０体積％超、１５体積％以下である。Ｆｅ_２Ｏ_３が１５体積％を超えると、鉄酸化物スケールに割れが発生し易くなり、剥離する鉄酸化物スケールのサイズが大きくなるため、潤滑性能が有効に発揮されない。Ｆｅ_２Ｏ_３の比率は小さければ小さい程良く、好ましくはＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対して１３体積％以下、より好ましくは１０体積％以下である。なお、Ｆｅ_２Ｏ_３は鉄酸化物スケールの最外層に存在している。最外層では、Ｆｅ_３Ｏ_４は酸素と直接接触し、容易にＦｅ_２Ｏ_３に変化（高次化）するため、０体積％にすることは不可能である。

本発明のスケール層の組成は上記のとおり、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３の比率を規定している。
残りの成分であるＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４のうちＦｅ_２ＳｉＯ_４の生成は、焼入れ時の加熱温度やその保持時間によって大きく影響される。例えば加熱温度が約９００℃以上と高い場合、保持時間によってＦｅ_２ＳｉＯ_４は生成され易くなるが、後述する本発明に係る製造方法における加熱保持条件ではＦｅ_２ＳｉＯ_４の生成量は極めて少ない。そのため、主な残部成分はＦｅ_３Ｏ_４である。
また、Ｆｅ_３Ｏ_４は、鉄酸化物スケールの密着性に大きな影響を与えるＦｅＯと、鉄酸化物スケールの剥離性に大きな影響を与えるＦｅ_２Ｏ_３との中間に存在するため、上述のＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３の比率を満足する限り、Ｆｅ_３Ｏ_４の比率を更に制御する必要はない。

なお、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯおよびＦｅ_２Ｏ_３の比率は、詳細を後述する実施例に示すようにＸ線回折法により求めることができる。すなわち、ＦｅＯの（２００）ピークと、Ｆｅ_２Ｏ_３の（０１２）、（１０４）ピークと、Ｆｅ_３Ｏ_４の（２２０）、（４００）ピークと、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の（０３１）ピークのピーク強度の積分比から求めることができる。

１−２．スケール層の平均厚さ
本発明の鋼線におけるスケール層の平均厚さは０．３〜１．０μｍである。この範囲に制御することによって鉄酸化物スケールはコイリング時に潤滑剤として有効に機能して、良好なコイリング性が確保される。
スケール層の平均厚さが０．３μｍ未満になると、鉄酸化物スケールの剥離量が不十分となり、残存する鉄酸化物スケールよってコイリングピンに疵が付き、その疵が鋼線に転写されてツールマークが発生する。スケール層の平均厚さは、好ましくは０．４μｍ以上、より好ましくは０．５μｍ以上である。一方、スケール層の平均厚さが２．０μｍを超えると、鉄酸化物スケールの内部応力が増加して鉄酸化物スケールが割れ易くなり、剥離する鉄酸化物スケール片のサイズが大きくなるため、潤滑性能が有効に発揮されない。スケール層の平均厚さは、好ましくは０．９μｍ以下、より好ましくは０．８μｍ以下である。

スケール層の平均厚さは、樹脂に埋め込んだばね用鋼線の横断面を観察することで求めることができる。横断面において、代表的な厚さとなっていると思われ部分を測定できるように、ばね用鋼線の外周部から概ね等間隔（例えば、７２°毎）に選択した５箇所のスケール層の厚さを走査型電子顕微鏡で測定し、測定値の平均値を算出することで求めることができる。

１−３．コア部の組成
本発明に係る鋼線のコア部の成分は、ばね用鋼線に通常用いられるものであれば特に限定されず、これにより、ばね用鋼線に要求される基本的な特性（強度（疲労強度を含む）、靭性、耐へたり性など）を得ることができる。具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒを基本成分として含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、ＮｂおよびＶから選択される１つ以上を選択成分として含むことができる。また、残部はＦｅおよび不可避不純物である。以下、各成分の限定理由を説明する。

（１）Ｃ：０．３〜０．７質量％
Ｃは、鋼材の強度、並びにばねの疲労強度および耐へたり性を確保するために有用な元素である。Ｃの含有量が少ないと必要な引張強度が確保できず、更に疲労強度および耐へたり性が低下するため、Ｃの含有量を０．３質量％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．３５質量％以上であり、より好ましくは０．４質量％以上である。一方、Ｃが過剰になると粗大なセメンタイトが多量に析出し、延性や靱性などが低下してばね特性に悪影響を与えるため、Ｃの含有量を０．７質量％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．６８質量％以下であり、より好ましくは０．６５質量％以下である。

（２）Ｓｉ：１．５〜２．５質量％
Ｓｉは、ばね用鋼線の耐へたり性を確保するために必要な元素である。また製鋼時の脱酸剤としても有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉの含有量を１．５質量％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．６質量％以上、より好ましくは１．７質量％以上である。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、材料を硬化させて冷間加工性を低下させるため、Ｓｉの含有量を２．５質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．３質量％以下、より好ましくは２．１質量％以下である。

（３）Ｍｎ：０．２〜０．８質量％
Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高めてばねの強度や靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎの含有量を０．２質量％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．２５質量％以上であり、より好ましくは０．３質量％以上である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、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、ベイナイトなどの過冷組織が生成して靭性を低下させるため、Ｍｎの含有量を０．８質量％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．７５質量％以下であり、より好ましくは０．７質量％以下である。

（４）Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下
Ｐは不可避不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特にＰは、結晶粒界に偏析し易い元素であり、靱性を低下させ、加工性を低下させる場合があるため、Ｐの含有量を０．０５質量％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０４質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下である。Ｐの含有量は少ない程良いが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であるため、好ましくは概ね、０．００１質量％以上である。

（５）Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下
Ｓは不可避不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特にＳは硫化物系介在物ＭｎＳを形成し、熱間加工時に偏析することで鋼材を脆化させる場合があるため、Ｓの含有量を０．０５質量％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０４質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下である。Ｓの含有量は少ない程良いが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であるため、好ましくは概ね、０．００１質量％以上である。

（６）Ｃｒ：０．６〜２質量％
Ｃｒは、圧延後および焼入れ焼戻し処理を含む熱処理後の強度を向上させるために有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒの含有量を０．６質量％以上とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．７質量％以上であり、より好ましくは０．８質量％以上である。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、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、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、延性が著しく低下するため、Ｃｒの含有量を２質量％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは１．９質量％以下であり、より好ましくは１．８質量％以下である。

（７）残部
本発明のばね用鋼線は上記成分を含み、残部：鉄および不可避的不純物である。
なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
本発明では、更に以下の選択成分を含有してよい。

（８）Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種類以上
これらの選択成分は鋼線の強度を高めるのに有用な元素である。これらは単独で含有してもよいし、二種以上を併用してもよい。好ましい含有量は以下のとおりである。

Ｃｕ：０質量％超、０．５０質量％以下
Ｃｕは、鋼線の強度を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｃｕの好ましい含有量は０質量％超である。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１質量％以上、更により好ましくは０．２質量％以上である。一方、Ｃｕの含有量が過剰になると、高温（１３５６Ｋ）で液相となり、熱間圧延での変形中にオーステナイト結晶粒界に偏析して表面割れを発生させるため、Ｃｕの含有量は０．５質量％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．４質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。

Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下
Ｎｉは、鋼線の強度および靱性を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉの好ましい含有量は０質量％超である。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１質量％以上、更により好ましくは０．２質量％以上である。一方、Ｎｉの含有量が過剰になると、鋼線表面に不均一に濃化し、鋼線表面の凹凸が大きくなって表面性状を悪化させるため、Ｎｉの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．９質量％以下であり、更に好ましくは０．８質量％以下である。

Ｍｏ：０質量％超、１質量％以下
Ｍｏは、鋼線の強度および靱性を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｏの好ましい含有量は０質量％超である。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．０８質量％以上、更により好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、延性の低下により、ばね加工性やばね特性に悪影響を与えるため、Ｍｏの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．８質量％以下、更に好ましくは０．５質量％以下である。

（９）Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、およびＶ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種類以上
これらの選択成分は鋼線の靱性向上に有用な元素である。これらは単独で含有しても良いし、二種以上を併用しても良い。好ましい含有量は以下のとおりである。

Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉの含有量は０質量％超であることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｔｉの含有量が過剰になると鋼線の靭性を低下させるため、Ｔｉの含有量は０．１質量％以下であることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０８質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量％以下である。

Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂの含有量は０質量％超であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０４質量％以上、更により好ましくは０．０６質量％以上である。一方で、Ｎｂの含有量が過剰になると、コストが増加するだけでなく、降伏点（降伏比）を上昇させて加工性を劣化させるため、Ｎｂの含有量は０．５質量％以下であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．４質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。

Ｖ：０質量％超、１質量％以下
Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｖの含有量は、０質量％超であることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０４質量％以上、更により好ましくは０．０６質量％以上である。一方、Ｖの含有量が過剰になると、コストが増加するだけでなく、降伏点（降伏比）を上昇させて加工性を劣化させるため、Ｖの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．８質量％以下であり、更に好ましくは０．６質量％以下である。

コア部の成分は、鋼線の表面からスケール層を除去し、例えばＩＣＰ発光分光分析法のような組成分析に一般的に用いられる方法を用いて求めることができる。また、配合に用いた原料組成が明らかな場合は、原料組成および用いた量から計算した値を用いてよい。
鋼線材から鋼線を得るための工程は既知の一般的な製造方法を用いてよい。ばね用鋼では鋼線材（圧延線材）の表面近傍の脱炭層、疵等を取除く目的で皮削りを行い、その後、皮削りにより表面部に生じた加工層を軟化させるために軟化焼鈍処理またはパテンティング等の熱処理を行う。そして、さらに所望の線径に引抜き加工（伸線）し、その後焼入れ焼戻し処理を施して鋼線を得る。
なお、ばねの用途、使用条件に応じて、皮削り、および軟化焼鈍処理またはパテンティング等の熱処理は省略してよい。

２．鋼線の製造方法
次に、上述した本発明の鋼線を製造する方法について説明する。
本発明の製造方法は、上記にて説明したコア部の組成を満足する鋼線材を焼入れ焼戻し処理する際の焼入れ時の熱処理を下記に示す条件で行った後、焼入れおよび焼戻しを行う点に特徴がある。これにより、鋼線表面に形成されるスケール層の厚さおよびスケール層の鉄酸化物スケール組成を適正な範囲に調整することができる。なお、上記加熱温度は、鋼線の表面温度で管理したものである。例えば、放射温度計を用いることにより測定できる。
加熱温度：８６０〜１０００℃の間の加熱温度（最高加熱温度）まで１〜１０秒で加熱
焼入条件：７００〜８００℃の間の焼入れ温度まで、８００℃から焼入れ温度に達するまでの間が１０〜１２０秒となるように冷却した後、焼入れ
熱処理雰囲気：酸素が０．１体積％以下、水蒸気３０〜８０体積％、残部が窒素

以下、詳しく説明する。
まず、上記のコア部と実質的に同じ組成の鋼を用い、熱間圧延により鋼線材を得た後、得られた鋼線材を伸線加工して伸線後の鋼線（伸線材）を得る。
鋼線材の製造は、ばね用鋼線に用いる鋼線材の通常の製造方法により行ってよい。例えば、鋳造および分塊圧延により、上述の本発明の鋼線のコア部と同じ組成のビレットを得て、このビレットを加熱し、熱間にて粗圧延および仕上圧延を施して所定の線径まで減面加工した後、必要に応じて制御冷却を行い、コイル状に巻き取り鋼線材（圧延線材）を得る。
次いで、得られた圧延線材に皮削り加工を行い、皮削り加工により生じた表面の加工層除去のための焼鈍処理またはパテンティング処理を行なうか、または、当該圧延材のまま焼鈍処理またはパテンティング処理を行なう。その後、表面に潤滑処理を施して所定の線径まで冷間で伸線加工を行い、伸線材を得る。得られた、伸線材は、その表面に付着している潤滑皮膜または伸線潤滑剤を除去することが好ましい。これら潤滑皮膜または伸線潤滑剤の除去は、酸洗（浸漬による酸洗または電解酸洗）、ショットブラストまたは熱処理などにより行ってよい。

次いで、上記伸線材に焼入れ焼戻し処理を施す。
図１（ａ）は、本発明の焼入れ条件を模式的に示すダイヤグラムであり、図１（ｂ）は従来の焼入れ条件を模式的に示すダイヤグラムである。本発明の鋼線の製造方法では、８６０℃〜１０００℃の間の加熱温度（最高加熱温度）Ｔ１まで加熱した後、７００℃〜８００℃の間の焼入れ温度（焼入れ開始温度）Ｔ２まで冷却し、焼入れ温度Ｔ２から焼入れを行う。室温から加熱温度Ｔ１までの加熱時間ｔ１を１〜１０秒とする。そして、加熱温度Ｔ１から焼入れ温度Ｔ２まで冷却する際に８００℃から焼入れ温度Ｔ２までに達する時間ｔ２が１０〜１２０秒となるように冷却する。これら一連の熱処理は、酸素０．１体積％以下、水蒸気３０〜８０体積％、残部が窒素である雰囲気中で行う。そして焼入れ温度Ｔ２から例えば、焼入れ油または水のような冷媒を用いて焼入れを行う。
加熱開始温度（室温）から加熱温度Ｔ１までの加熱時間ｔ１は上述のように１〜１０秒と短く、急速加熱を行う必要がある。このため、高周波誘導加熱により加熱することが好ましい。
また、加熱温度Ｔ１から焼入れ温度Ｔ２までの冷却は、焼入れ温度Ｔ２よりも低い温度に設定した保持炉内で保持することにより行ってよい。

図１（ｂ）に示すように、従来から高周波誘導加熱等を用いて、８６０℃〜１０００℃の間の加熱温度Ｔ１に、１〜１０秒の加熱時間ｔ１で加熱することは知られていた。しかし、従来は加熱温度Ｔ１に達すると直ちに焼き入れるか、あるいは加熱温度Ｔ１（自然放冷等により１０〜３０℃程度低い温度まで低下する場合を含む）で例えば、３秒以上のような保持時間ｔ３の間保持した後、焼き入れを行うことが一般的であり、上述のような雰囲気中で上述のような温度パターンで熱処理することは行われていなかった。
以下に本発明の焼入れ熱処理の詳細を説明する。

（１）加熱温度Ｔ１
オーステナイト化のための加熱温度Ｔ１を８６０〜１０００℃とする。鉄酸化物スケールの組成および厚さは加熱温度（最高加熱温度）Ｔ１に最も影響を受ける。加熱温度Ｔ１を８６０〜１０００℃の範囲に制御することでスケール層の平均厚さを０．３〜１．０μｍの範囲内に制御することができる。加熱温度Ｔ１が１０００℃を超えると、鉄酸化物スケール形成のために必要な鉄と酸素の供給バランスが崩れるため、鉄酸化物スケールに気泡や割れなどの欠陥が生じやすくなり、鉄酸化物スケールが脆化することによって脱離し、鉄酸化物スケールの潤滑性能を得ることができなくなる。また、スケール層の厚さも過剰になる。加熱温度Ｔ１の好ましい上限は９６０℃であり、より好ましくは９５０℃である。

一方、鉄酸化物スケールの均一化のためには加熱温度Ｔ１は低ければ低い程良いが、加熱温度Ｔ１が８６０℃未満になると、ＦｅＯを形成させることができなくなり、ＦｅＯの緩衝機能を有効に発揮できなくなる。スケール層の平均厚さを適切に制御するためには、加熱温度Ｔ１を８６０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは８８０℃以上、より好ましくは９００℃以上である。
なお、図１（ａ）に示す実施形態では加熱温度Ｔ１に到達後、保持時間なしに焼入れ温度Ｔ２まで冷却しているが、加熱温度Ｔ１で例えば、５秒以下のような短い時間、保持してもよい。

（２）加熱時間ｔ１
加熱開始温度（室温）から加熱温度Ｔ１に到達するまでの時間ｔ１を１〜１０秒とする。最高加熱温度Ｔ１に到達するまでの時間は、スケール層の組成および鋼線の脱炭に影響を及ぼす。加熱温度Ｔ１に到達するまでの時間を１〜１０秒の範囲とすることで、スケール層の鉄酸化物スケールの組成をその後の熱処理で適切に制御することができる。加熱時間ｔ１が１秒未満になると、鉄酸化物スケールがほとんど生成せずに、次の保持工程で鋼線が酸化雰囲気に曝される。このため、スケールが急速に生成し、スケール層の平均厚さが過剰になる。また、脱炭が急激に進行し、ばね製品の疲労寿命が著しく低下する。加熱時間ｔ１は、好ましくは２秒以上、より好ましくは３秒以上である。

一方、加熱時間ｔ１が１０秒を超えると、加熱途中で脱炭が生じやすくなるだけでなく、ＦｅＯが過剰に生成することによってＦｅＯ中に欠陥が生じやすくなり、鉄酸化物スケールが脆化することによって脱離し、鉄酸化物スケールによる潤滑効果を得ることができなくなる。加熱時間ｔ１は、好ましくは９秒以下、より好ましくは８秒以下である。

（３）焼入れ温度Ｔ２までの冷却
加熱温度Ｔ１に達した後、７００℃〜８００℃の間に設定した焼入れ温度Ｔ２まで冷却する間に焼入れ温度Ｔ２から８００℃までの温度域で１０〜１２０秒の間保持する。これは、焼入れにより焼入れ温度Ｔ２から７００℃までは極めて短い時間時間で到達することから実質的には７００〜８００℃の温度域で１０〜１２０秒の間保持することと等価である。
加熱温度よりも少し低い７００〜８００℃で保持することによって、スケール層を適切な鉄酸化物スケール組成および厚さに制御することができる。焼入れ温度Ｔ２が８００℃を超えると、ＦｅＯが過剰に生成することによってＦｅＯ中に欠陥が生じやすくなり、鉄酸化物が脆化することによって脱離、鉄酸化物スケールの潤滑性能を果たすことができなくなる。焼入れ温度Ｔ２は、好ましくは７９０℃以下、より好ましくは７８０℃以下である。

一方、焼入れ温度Ｔ２が７００℃未満になると、スケールを十分に生成させることができなくなり、鉄酸化物スケールによる潤滑性能を得ることができなくなる。焼入れ温度Ｔ２は、好ましくは７１０℃以上、より好ましくは７２０℃以上である。

また、８００℃から焼入れ温度Ｔ２の間の温度領域での保持時間ｔ２を１０〜１２０秒とする。保持時間はスケール層の平均厚さに最も影響を及ぼす。保持時間ｔ２を１０〜１２０秒の範囲とすることで、鋼線表面のスケール層の平均厚さを０．３〜２．０μｍの範囲に制御することができる。保持時間ｔ２が１０秒未満になると、スケール層の平均厚さを０．３μｍまで成長させることが困難になり、鉄酸化物スケールによる潤滑性能を得ることができなくなる。保持時間ｔ２は、好ましくは１２秒以上、より好ましくは１５秒以上である。一方、保持時間ｔ２が１２０秒を超えると、鉄酸化物スケールが成長し過ぎるだけでなく、鉄酸化物スケールに発生する残留応力によって鉄酸化物スケールに割れが生じ易くなる。保持時間ｔ２は、好ましくは１１０秒以下、より好ましくは１００秒以下である。
なお、図１に示す実施形態では、８００℃から焼入れ温度Ｔ２の間の温度領域で保持している間、鋼線の温度は連続的に低下しているが、８００℃および焼入れ温度Ｔ２を含む、８００℃から焼入れ温度Ｔ２の間の任意の一定の温度で保持する工程を含んでよい。例えば、焼入れ温度Ｔ２が８００℃の場合、加熱温度Ｔ１から８００℃まで冷却し、そこで１０〜１２０秒保持し、焼き入れてよい。

（４）雰囲気
次に、加熱・保持中の雰囲気について説明する。加熱雰囲気を適切に制御することが極めて重要である。オーステナイト化加熱温度において鋼線表面に鉄酸化物スケールが形成されるが、酸素を多く含む雰囲気で加熱した場合、Ｆｅ_２Ｏ_３の生成が促進されるため、好ましくない。このような観点から、上記の焼入れ直前までの熱処理は、水蒸気の比率が３０〜８０体積％で、酸素の比率が０．１体積％以下となるような窒素雰囲気下で行なう必要がある。

詳細には、水蒸気の比率が３０体積％未満になるとＦｅＯが生成し難くなるため、ＦｅＯによる緩衝機能が低下する。加熱雰囲気中の水蒸気の比率は好ましくは３５体積％以上、より好ましくは４０体積％以上である。一方、水蒸気の比率が８０体積％を超えるとＦｅＯが過剰に生成することによってＦｅＯ中に欠陥が生じやすくなり、鉄酸化物スケールが脆化することによって脱離し、鉄酸化物スケールによる潤滑性能を得ることができなくなる。その結果、鋼線表面にツールマークが発生し易くなる。加熱雰囲気中の水蒸気の比率は、好ましくは７５体積％以下、更に好ましくは７０体積％以下である。

また、酸素は鉄と反応することで鉄酸化物スケールの形成、および鉄酸化物スケールの高次化に伴うＦｅ_２Ｏ_３の成長を促進する作用を有する。また、酸素の作用によって緩衝機能を果たすＦｅＯがＦｅ_３Ｏ_４へと高次化するため、ＦｅＯの緩衝機能を有効に発揮できなくなる。そのため、酸素の比率は０．１体積％以下と十分に低減させる必要がある。酸素の比率は、好ましくは０．０８体積％以下、より好ましくは０．０５体積％以下である。酸素の比率が０．１体積％を超えると上述した酸素の作用により、ＦｅＯが消失し、また、鉄酸化物スケールの最表層にＦｅ_２Ｏ_３が過剰に形成するようになり、鉄酸化物スケールの潤滑性能が低下する。酸素は低ければ低いほどよいが、水蒸気の分解などで酸素が発生することがあるので、０体積％とすることは実質的に非常に困難である。
雰囲気は、上述した酸素と水蒸気の他、残部は窒素である。窒素の他、炭酸ガスなどの不可避的に混入されるガスも微量に含まれ得るが、これらの成分は所望とする鉄酸化物スケールの生成に殆ど影響しない。

上記の熱処理を行った後、焼入れ焼戻しを行う。焼入れ焼戻しの条件は、ばね用鋼線で一般的に用いられ方法を採用することができる。焼入れは、例えば、水焼入れおよび油焼入れのいずれかを用いてよい。また、焼戻しはガス炉または電気炉による雰囲気加熱、高周波誘導加熱または流動層による加熱などの加熱方法を採用することができる。焼戻しの温度および時間は、例えば３００〜６００℃、１５〜１２０秒の範囲で行なうことが好ましい。
以上により本発明の鋼線を得ることができる。

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されず、前・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。

１．サンプル作製
表１に示す鋼種Ａ〜Ｇを溶製してビレットを作製した後、ビレットを加熱し、熱間圧延を施して、直径（線径）が８．０ｍｍの圧延線材を得た。
次いで、得られた圧延線材の表面を皮削り処理した後、冷間伸線加工を施して直径（線径）が３．５ｍｍの鋼線（伸線材）を得た。
なお、表１において、残部はＦｅと不可避不純物である。また、表１に示すビレットの成分は最終的に得られた鋼線のコア部の成分と一致する。

次に、伸線性を確保するために形成した表面の潤滑皮膜を電解酸洗により除去した後、表２に示す試験Ｎｏ．１〜３４の条件で焼入れ前の熱処理をした後、油焼入れおよび焼戻しを行った。
加熱温度Ｔ１までの加熱は高周波誘導加熱により行い、加熱温度Ｔ１から焼入れ温度Ｔ２までの冷却は、焼入れ温度Ｔ２よりも低い温度に設定した保持炉内に保持することで行った。加熱開始温度は２０℃であった。また、油焼入れに用いた焼入れ油の温度は６０℃とした。
焼戻し温度は引張強度を一定（２０００ＭＰａ±５０ＭＰａ）にするため、４００〜５００℃の範囲で変化させた。焼戻し時間は３０秒と一定にした。
なお、表２において、上述した本発明の鋼線の製造方法に示した条件から外れる場合が、その条件に下線を付した。

２．サンプル評価
このようにして得られた各鋼線について、下記の方法で鉄酸化物スケールの特性（スケール層の平均厚さおよび組成）、およびコイリング性を評価した。

（１）スケール層の平均厚さ
スケール層の厚さは、それぞれの試験サンプルを樹脂に埋込み、横断面をＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査型電子顕微鏡）により観察して測定した。測定は、鋼線の外周部において等間隔（７２°毎）となる５箇所で測定し、その平均値をスケール層の平均厚さとした。

（２）鉄酸化物スケールの組成
得られた鋼線サンプル（試験サンプル）のスケール層の鉄酸化物スケールの組成、すなわち、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯおよびＦｅ_２Ｏ_３の比率は、Ｘ線回折法により求めた。ＣｏのＫα線を用いて、ＦｅＯの（２００）ピークと、Ｆｅ_２Ｏ_３の（０１２）、（１０４）ピークと、Ｆｅ_３Ｏ_４の（２２０）、（４００）ピークと、Ｆｅ_２ＳｉＯ_４の（０３１）ピークのピーク強度の積分比から求めた。
１つの試験サンプルで表面３箇所において、測定を行い、それぞれについて、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯおよびＦｅ_２Ｏ_３の比率を算出した後、平均値を求めた。

（３）コイリング性の評価
コイリング性は、得られたサンプルを用いて、コイリングマシンにより、ばねを製造することによって評価した。詳細には、Ｄ／ｄ＝３のばねを３０００個連続で製造し、１００個ごとに得られたばねを抜き取り、ばねの表面のツールマーク発生の有無を目視で観察することによってコイリング性を評価した。
これら結果を、表３に示す。
表３において、「ツールマークの有無」欄の「無」は、１００個ごとの抜き取りで３０００個までツールマークが認められなかったことを意味し、１００個ごとの抜き取りでツールマークが認められた場合は、「ツールマークの有無」欄に「有」と記載する共に、最初にツールマークが認められたばねが何個目の抜き取りサンプルかを「ツールマークの発生個数」欄に記載した。
これらの結果より次のように考察できる。

表３の試験Ｎｏ．１〜２７は、表１の鋼種Ｅを用いて、熱処理パターンを表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．２〜４、７〜９、１２〜１５、１８〜１９はいずれも、本発明の鋼線の製造方法を満足する条件で製造した例であり、スケール層の組成および平均厚さがいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの発生は認められなかった。

これに対し、加熱温度Ｔ１が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の下限を下回る温度で製造した試験Ｎｏ．１では、鉄酸化物スケールの平均厚さは良好であったが、ＦｅＯが不足したため、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。一方、加熱温度Ｔ１が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の上限を超える温度で製造した試験Ｎｏ．５では、スケール層の平均厚さが上限を超えており、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。

加熱時間ｔ１が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の下限を下回る試験Ｎｏ．６では、スケール層の組成の内、ＦｅＯ体積率は良好であったが、スケール層の平均厚さおよびＦｅ_２Ｏ_３の体積率が本発明の上限を超えており、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。加熱時間ｔ１が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の上限を超える条件で製造した試験Ｎｏ．１０では、スケール層の平均厚さは良好であったが、鉄酸化物スケール組成の内、ＦｅＯ体積率が上限を超えており、１５００個目のばね表面にツールマークが発生した。

保持温度ｔ２が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の下限を下回る条件で製造した試験Ｎｏ．１１では、鉄酸化物スケールの組成は良好であったが、スケールの平均厚さが本発明の下限を下回っており、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。保持温度ｔ２が本発明の上限を上回る温度で製造した試験Ｎｏ．１６では、鉄酸化物スケールの平均厚さは良好であったが、鉄酸化物スケール組成のうち、Ｆｅ_２Ｏ_３体積率が本発明の上限を超えており、２０００個目のばね表面にツールマークが発生した。
保持時間ｔ２が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の下限を下回る条件で製造した試験Ｎｏ．１７では、鉄酸化物スケールの組成は良好であったが、スケール層の平均厚さが小さいため、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。一方、保持時間ｔ２が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の上限を超える条件で製造した試験Ｎｏ．２０では、鉄酸化物スケールの組成のうち、ＦｅＯ体積率は良好であったが、スケール層の平均厚さが大きく、また、Ｆｅ_２Ｏ_３の体積率が上限を超えており、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。

試験Ｎｏ．２１〜２２は、オーステナイト加熱保持中の雰囲気の酸素量を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．２１は、本発明の鋼線の製造方法が規定する条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成およびスケール層の平均厚さがいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの発生は認められなかった。
これに対し、雰囲気の酸素量が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の上限を超える条件で製造した試験Ｎｏ．２２では、鉄酸化物スケールの平均厚さは良好であったものの、鉄酸化物スケールがＦｅＯ、Ｆｅ_２Ｏ_３共に体積率が本発明の範囲から外れるため、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。

試験Ｎｏ．２３〜２７は、オーステナイト加熱保持中の雰囲気の水蒸気量を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．２４〜２６はいずれも、本発明の条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成および平均厚さがいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの発生は認められなかった。
これに対し、水蒸気量が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の下限を下回る条件で製造した試験Ｎｏ．２３では、ＦｅＯの比率が少なくなって、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。
一方、水蒸気量が本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の上限を超える条件で製造した試験Ｎｏ．２７では、ＦｅＯの比率が多くなって、１５００個目のばね表面にツールマークが発生した。

試験Ｎｏ．２８〜３４は、表１の鋼種Ａ〜Ｇを用いて、表２に示すような熱処理パターンにて熱処理を実施した後、スケール層およびコイリング評価を実施した例である。試験Ｎｏ．２８〜３４はいずれも本発明が規定するコア部の成分を満足し、且つ、いずれの製造条件も本発明の鋼線の製造方法が規定する条件の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの発生は認められなかった。

Claims (4)

1. Ｃ ：０．３〜０．７質量％、
   Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、
   Ｍｎ：０．２〜０．８質量％、
   Ｐ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
   Ｓ ：０質量％超、０．０５質量％以下、
   Ｃｒ：０．６〜２質量％、
   を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなるコア部と、
   鉄酸化物スケールから成り、前記コア部の表面に形成されたスケール層と、
   を含み、
   前記スケール層において、ＦｅＯとＦｅ_２Ｏ_３とＦｅ_３Ｏ_４とＦｅ_２ＳｉＯ_４の合計量に対するＦｅＯの比率が１体積％以上、３０体積％以下であり、Ｆｅ_２Ｏ_３の比率が０体積％超、１５体積％以下であり、
   前記スケール層の平均厚さが０．３〜１．０μｍである鋼線。
2. 前記コア部が、
   Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下、
   Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、および
   Ｍｏ：０質量％超、１質量％以下
   よりなる群から選ばれる１種類以上を更に含有する請求項１に記載の鋼線。
3. 前記コア部が、
   Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
   Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、および
   Ｖ ：０質量％超、１質量％以下
   よりなる群から選ばれる１種類以上を更に含有する請求項１または２に記載の鋼線。
4. 請求項１〜３のいずれか１項に記載の鋼線を製造する方法であって、
   前記コア部の組成を満足する鋼線材を酸素が０．１体積％以下、水蒸気が３０〜８０体積％、残部が窒素である雰囲気下で、８６０〜１０００℃の間の加熱温度まで１〜１０秒で加熱し、７００〜８００℃の間の焼入れ温度まで、８００℃から前記焼入れ温度に達するまでの時間が１０〜１２０秒となるように冷却した後、焼入れ焼戻しを行う工程を含む鋼線の製造方法。

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