JP4476863B2 - 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用懸架ばね等に使用される冷間成形ばねの素材として有用なばね用鋼線に関し、特に重要なばね特性とされる大気耐久性と耐食性を兼ね備えたばね用鋼線、およびこうしたばね用鋼線を製造するための有用な方法に関するものである。

自動車用懸架ばねには、主に冷間成形ばねが使用されており、こうしたばねの素材となるばね用鋼の化学成分はＪＩＳ Ｇ３５６５〜Ｇ３５６７、Ｇ４８０１等に規定されている。こうしたばね用鋼から冷間成形ばねを製造するに当っては、上記ばね用鋼から得られた熱間圧延線材を所定の線径まで引き抜き加工して鋼線とした後、オイルテンパー処理（焼入れ・焼き戻し処理）を行い、その後冷間にてばね加工を行うことにより製造されている。

上記のようにして製造される冷間成形ばねでは、燃費低減のための小型軽量化が求められており、その一環としてばねの高応力化が指向され、焼入れ・焼戻し後の引張強さで２０００ＭＰａ以上を示す様な高強度のばね用鋼線が要望されている。ところが、一般的にばねの強度が高くなるにつれて欠陥感受性が高くなる傾向があり、特に腐食環境下で使用される懸架ばねにおいては腐食疲労寿命が悪くなるので、早期折損を起こすことが懸念される。腐食疲労寿命の低下原因は、表面の腐食ピットが応力集中源となって疲労亀裂の発生・進展が促進されるためと考えられており、懸架ばねにおいて優れた耐食性は重要な要求特性である。

上記の様な高応力化に対応するべく、様々な技術が検討されている。こうした手段として、オイルテンパー処理時の焼戻し温度を低くして（例えば、４００℃程度）引張強さを上げる方法が採用されることがある。しかしながら、こうした方法では、鋼線の靱性および延性（以下、「靭・延性」と記す）が低下し、冷間成形時にばね素線の折損や亀裂が生じ、ばね成形性を阻害することになる。また、ばね用鋼中のＣ含有量を増加して引張強さを高めても、やはり靱・延性が低下し、ばね成形性を阻害するばかりか、耐食性も悪化し、自動車用懸架ばねとしての品質を確保できない。

これとは逆に、Ｎｉ，Ｃｕ，Ｃｒ、Ｓｉ等の合金元素を多量に添加し、耐食性を改善することも考えられる。しかしながら、こうした手段を採用した場合には、鋼材が高コストになることは勿論のこと、鋼の焼入れ性が増大することによる熱間圧延後の組織に占めるマルテンサイトやベイナイト組織の比率が上昇し、靱・延性を低下させ、その後の冷間引き抜き加工における断線等の弊害を招くことになる。

こうしたことから、鋼線における高い引張強さと良好な耐食性の両特性を実現することは困難な状況にあるが、こうした問題を改善するための技術も様々提案されている。例えば特許文献１には、下記（５）式で規定されるＦＰ値を２．５〜４．５の範囲となるように成分組成の組合せを制御することによって、熱間圧延後のマルテンサイトおよびベイナイト組織を抑え、これによって合金元素添加による成形性の劣化を抑制することが提案されている。しかしながらこの技術では、耐食性を向上させる合金元素を添加することを基本とし、更に焼入れ焼戻し組織を改質することによって耐食性を改善するものである。しかしながら、こうした技術では耐食性の改善にも限界がある。
ＦＰ＝(0.23[C]+0.1)×(0.7[Si]+1)×(3.5[Mn]+1)×(2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1)×(3[Mo]+1) …（５）
但し、[C],[Si],[Mn],[Cr],[Ni],[Mo]は、夫々Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＮｉおよびＭｏの含有量（質量％）を示す。

また特許文献２では、Ｃｒ含有量を０．２５％以下とし、更に下記（６）式で規定される関係を満たすようにＣｒ，ＣｕおよびＮｉの含有量を規制すれば、高引張強さと良好な耐食性の両立を達成し得ることについて開示されている。しかしながら、こうした技術においても、化学成分組成の規制範囲内で鋼材成分設計を実施しなければならず、耐食性向上には限界がある。
[Cr]≦([Cu]+[Ni])/2 …（６）
但し、[Cr],[Cu]および[Ni]は、夫々Ｃｒ，ＣｕおよびＮｉの含有量（質量％）を示す。

更に、特許文献３には、残留オーステナイト（残留γ）量を６体積％以下に規制し、冷間ばね成形中の残留γの誘起変態を減少させて成形性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、この技術では、基本的に成形性向上を狙ったものであり、耐食性を向上させることについては何ら考慮されていない。

ところで、ばね用鋼における高強度化に伴う靱・延性および耐水素脆性の低下を抑えるための手段として、結晶粒を微細化する方法も有用であることも知られている。こうした技術として、例えば特許文献４には、耐水素脆性を改善するために炭化物や窒化物のサイズや組織の微細化を図る方法が開示されている。しかしながら、こうした技術に従ったとしても、旧オーステナイト粒の大きさは結晶粒度番号で１１番までが限界であり、それに伴って耐食性の改善にも限界がある。
特許第２９３２９４３号公報 特許請求の範囲等 特許第３４２９２５８号公報 特許請求の範囲等 特開２０００−１６９９３７号公報 特許請求の範囲等 特許３４７４３７３号公報 特許請求の範囲等

本発明は、上記の様な従来における技術的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、高強度化と高応力化を図りつつ、熱間圧延成形性やその後の引き抜き加工性を確保し、しかも優れた耐食性を発揮できると共に、基本的な要求特性である疲労強度にも優れたばね（主に自動車用懸架ばね）を得ることできる冷間成形ばね用鋼線、およびこうした鋼線を製造するための有用な方法を提供することにある。

上記目的を達成することのできた本発明の冷間成形ばね用鋼線ばね用鋼線とは、Ｃ：０．４５〜０．６５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．３０〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を夫々含有すると共に、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる冷間成形用ばね鋼線であって、下記（１）式で示されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₁が２８０〜３８０℃であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号Ｎ（以下、「旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎ」と呼ぶ）が１２番以上であると共に、該旧オーステナイト粒界に沿って析出した炭化物の粒界占有率が５０％以下であり、焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイト量が２０体積％以下であり、且つ引張強さが２０００ＭＰａ以上である点に要旨を有するものである。
Ｍｓ₁＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]…（１）
但し、[C],[Mn]および[Cr]は、夫々Ｃ，ＭｎおよびＣｒの含有量（質量％）を示す。

本発明の冷間成形ばね用鋼線には、必要によって更に（ａ）Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０７〜０．４０％およびＭｏ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上、（ｂ）Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％およびＷ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上、（ｃ）Ｔｉ：０．０１〜０．１％、等を含有させることも有効であり、含有される元素の種類に応じてばね用鋼線の特性が改善される。

特に、上記（ａ）および／または（ｂ）の元素を含有させるときには、元素によってはマルテンサイトの変態開始温度Ｍｓに影響を与えるので、これらの含有量も考慮して下記（２）〜（４）式のいずれかによって求められるＭｓ₂〜Ｍｓ₄が２８０〜３８０℃の範囲内になるように制御する必要がある。
Ｍｓ₂＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]…（２）
Ｍｓ₃＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…（３）
Ｍｓ₄＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…（４）
上記（２）〜（４）式において、[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo],[Ni],[Cu]および[W]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＷの含有量（質量％）を示す。

一方、本発明の冷間ばね用鋼線を製造するに当っては、前記化学成分組成を有する鋼を、線材状に熱間圧延した後オーステナイト温度域から冷却し、フェライトおよびパーライトの組織分率を４０面積％以上、且つマルテンサイトおよびベイナイトからなる組織分率を６０面積％以下とし、その後減面率２０％以上で冷間引き抜きを行ない、引き続き焼入れ・焼戻しを行なうに際して、焼入れの加熱昇温速度を５０℃／秒以上で所定温度まで加熱した後その温度での保持時間を９０秒以下として焼入れを行うと共に、焼戻し温度：４１０〜４８０℃とし、その温度での加熱保持時間を６０秒以下として焼戻しを行う様にすればよい。この製造方法において、前記焼入れは、油および水、若しくは水のみを冷却媒体とするものであることが好ましい。

本発明の冷間成形ばね用鋼線では、化学成分組成を適切に制御すると共に、所定の関係式で規定されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₁〜Ｍｓ₄を２８０〜３８０℃とし、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが１２番以上、該旧オーステナイト粒界に沿って析出した炭化物の粒界占有率を５０％以下、焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイト量を２０体積％以下とすることによって、引張強さが２０００ＭＰａ以上であっても、熱間圧延成形性やその後の引き抜き加工性を確保し、しかも優れた耐食性を発揮できると共に、基本的な要求特性である疲労強度にも優れたばねを得ることができる冷間成形ばね用鋼線が実現でき、こうしてばね用鋼線を用いて製造されたばねでは主に自動車用懸架ばねとして極めて有用である。

本発明者は、上記目的を達成するために様々な角度から検討した。その結果、下記（ａ）〜（ｆ）に示すような知見が得られた。

（ａ）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、高強度化による靭・延性の低下を抑制でき、さらに耐食性も向上し得ること。

（ｂ）引き抜き加工にて２０％以上の減面率を与えて、歪み転位を導入することによって、昇温速度５０℃/秒以上の速い冷却速度でも炭化物の溶け込みを助長しつつ、微細なオーステナイト粒を得ることができることこと。

（ｃ）上記（ｂ）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、焼入れ加熱冷却までに微細に保つためには、焼入れ加熱温度の低温下、昇温の高速化、加熱時間の短時間化が有効であること。

（ｄ）焼入れ前の組織中のマルテンサイトおよびベイナイトをある程度抑制し、フェライトおよびパーライト分率の下限を制限することで、引き抜き減面率を２０％以上付与することができ、上記（ｂ）の手段を採用できること。

（ｅ）合金元素を規制することにより、マルテンサイト変態開始温度を高めに設定し、残留オーステナイト量を抑制でき、焼戻し時の残留オーステナイトの分解によるフィルム状および粒状の炭化物の析出量を抑え、耐食性を向上させることができる。

（ｆ）冷却媒体として水を採用することによって焼入れ温度を低くし、鋼材の変態終了温度（最低温度）の低下により残留γ量を減少させ、これによって焼戻し時の残留γの分解によるフィルム状のセメンタイトおよび粒状の炭化物の析出を抑え、耐食性を向上させることができること。

そして、上記知見に基づいて本発明者が更に検討したところ、鋼材の化学成分組成を適切に規定すると共に、鋼材のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₁〜Ｍｓ₄、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎ、旧オーステナイト粒界に沿って析出する炭化物の粒界占有率、および焼入れ・焼戻し後の残留γ量、等を適切な範囲に規定することによって、結晶粒微細化とフィルム状および粒状の炭化物の析出抑制の相乗効果により、靱・延性を低下させることなく優れた耐食性を発揮することのできるばねを実現できる冷間成形ばね用鋼線が得られることを見出し、本発明を完成した。

本発明の冷間成形ばね用鋼線では、その化学成分組成を適切に規定する必要があるが、これらの成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ，ＰおよびＳの基本成分）の範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｃ：０．４５〜０．６５％］
Ｃは、焼入れ・焼戻し後の強度（硬さ）の向上に寄与する元素である。そしてＣ含有量が０．４５％未満では、焼入れ焼戻し後の硬さが不十分となり、一方０．６５％を超えると、焼入れ焼戻し後の靱延性が劣化するばかりでなく、耐食性にも悪影響が現れてくる。また残留γ量の低減も達成し難くなる。こうしたことから、Ｃ含有量は０．４５〜０．６５％とする必要があるが、ばね鋼としての強度と靱性を考慮して好ましいＣ含有量は０．４７％以上、０．５４％以下である。

［Ｓｉ：１．３〜２．５％］
Ｓｉは、固溶強化元素として強度向上に寄与する元素である。Ｓｉ含有量が１．３％未満では、マトリックスの強度が不足する傾向がある。しかしながら、２．５％を超えて過多に含有させても、焼入れ加熱時に炭化物の溶け込みが不十分となり、均一にオーステナイト化させるのは、より高温の加熱が必要となって表面の脱炭が進み、ばねの大気耐久性が悪くなる。こうしたことから、Ｓｉ含有量は１．３〜２．５％とする必要があるが、ばね素材としての強度と硬さおよび脱炭抑制という観点から、好ましいＳｉ含有量は１．８％以上、２．１％以下である。

［Ｍｎ：０．０５〜０．９％］
Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高めるのに有効な元素であり、その効果を発揮させるためには０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過冷組織が生成し易くなり、また残留γ量低減効果も達成し難くなるので、０．９％を上限とする。但し、Ｍｎは、破壊の起点となるＭｎＳを形成する可能性があるので、Ｓ含有量の低や他の硫化物形成元素（Ｃｕ等）との組合せにより、ＭｎＳを極力生成させない様に制御することが望ましい。

［Ｃｒ：０．０５〜２．０％］
Ｃｒは、腐食条件下で表層部に生成する錆を非晶質で緻密なものとし、耐食性の向上に寄与する他、Ｍｎと同様に焼入れ性向上にも有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．０５％以上含有させる必要があるが、Ｃｒ含有量が過剰になって２．０％を超えると、焼入れ時に炭化物の溶け込みが起こり難くなって所定の引張強さを達成できなくなる。また本発明の残留γ量低減効果も得難くなる。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．１％であり、好ましい上限は１．１％である。

［Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）］
Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を低下させるので、できるだけ抑制する必要があるが、工業生産上０．０２０％を上限とする。

［Ｓ：０．０２０％以下（０％を含む）］
ＳはＰと同様に旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性を低下させるので、できるだけ抑制する必要があるが、工業生産上０．０２０％を上限とする。

本発明の鋼線における基本成分は上記の通りであり、残部はＦｅおよび不可避不純物からなるものであるが、必要によって更に（ａ）Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０７〜０．４０％およびＭｏ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上、（ｂ）Ｗ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＣｕ：０．０５〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上、（ｃ）Ｔｉ：０．０１〜０．ｌ０％、等を含有させることも有効であり、含有される元素の種類に応じてばね用鋼線の特性が改善される。これらの成分を含有させるときの範囲限定理由は下記の通りである。

［Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０７〜０．４０％およびＭｏ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上］
これらの元素は、鋼線の耐水素脆性を高めるのに有効な元素である。このうちＮｂは、炭化物、窒化物、硫化物、およびこれらの複合化合物よりなる微細析出物を形成して耐水素脆性を高めると共に、結晶粒微細化効果を発揮して耐力や靱性を高める効果も発揮する。またＶは、炭化物、窒化物よりなる微細炭化物を形成して耐水素脆性を高めるだけでなく、疲労特性を一段と高める作用を発揮し、更に結晶粒微細化効果を発揮して靱性や耐力を高めると共に、耐食性や耐へたり性の向上にも寄与する。Ｍｏは炭化物、窒化物、硫化物若しくはそれらの複合化合物を生成して耐水素脆性を高める他、疲労特性を高め、また粒界強度を高めることによっても耐水素脆性や疲労特性の向上に寄与する。更に、Ｍｏの存在によって腐食溶解時に生成するモリブデートイオン（Ｍｏ₄ ^2-）の吸着作用により耐食性を高めるという作用も発揮する。

これらの効果を発揮させるためには、Ｎｂでは０．０１％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０２％以上含有させるのが良い。しかしながら、Ｎｂの含有量が多すぎると焼入れ加熱時にオーステナイト中に固溶されない炭化物量が増大して、所定の引張強さが得られがたいため、０．１％以下、より好ましくは０．０５％以下にするのが良い。

またＶによる効果は、その含有量が０．０７％以上で有効に発揮されるが、過剰になると焼入れ加熱時にオーステナイト中に固溶されない炭化物量が増大して満足な強度と硬さが得られにくくなり、また残留γ量低減効果も得がたくなるので、０．４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下にするのが良い。

Ｍｏによる効果は、０．１０％以上で有効に発揮されるが、過剰に含有させてもその効果が飽和するばかりでなく、炭化物、窒化物、硫化物若しくはそれらの複合化合物の粗大化や個数の増大を招くので、１．０％以下とすることが好ましい、より好ましくは０．５０％以下とするのが良い。

［Ｗ：０．１０〜１．０％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％およびＣｕ：０．０５〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上］
Ｗ，ＮｉおよびＣｕは、鋼線の耐食性を向上させるのに有効に作用する元素である。このうち、Ｗは腐食溶解時にタングステン酸イオンを形成して耐食性の向上に寄与する。またＮｉは、生成する錆を非晶質で緻密なものとして耐食性を高める作用があるばかりか、焼入れ焼戻し後の素材の靱性を高める効果も発揮する。更に、Ｃｕは電気化学的に鉄より貴な元素でありことによって、耐食性を高める作用がある。

これらの効果は、Ｗでは０．１０％以上で有効に発揮されるが、１．０％を超えると素材靱性に悪影響を及ぼすことになる。またＮｉによる効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．１％以上含有させるのが良い。しかし、Ｎｉが１．０％を超えて含有させると焼入れ性が増大し、圧延後に過冷組織が出易くなるばかりか、残留γ量も増大して本発明の効果が発揮されなくなる。尚、Ｎｉ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は０．７％である。

Ｃｕによる耐食性向上効果は、その含有量が０．００５％以上で有効に発揮されるが、１．０％を超えると、それ以上の耐食性向上効果は期待できず、むしろ熱間圧延による素材の脆化を引き起こす恐れが生じてくる。尚、Ｃｕ含有量のより好ましい下限は０．１％であり、より好ましい上限は０．５％である。

［Ｔｉ：０．０１〜０．１％］
Ｔｉは、耐環境性（耐水系脆性）を改善するのに有効な元素であり、こうした効果を発揮させる為には、０．０１％以上含有させることが好ましく、好ましくは０．０４％以上含有させるのが良い。しかしながら、過剰に含有させても、粗大な窒化物が析出し易くなるだけであり、その上限を０．１％とした。

本発明の鋼線では、鋼材のマルテンサイト変態開始温度、旧オーステナイト結晶粒度番号、旧オーステナイト粒界に沿って析出する炭化物の粒界占有率、および焼入れ・焼戻し後の残留γ量、等も適切に制御する必要があり、これらの要件を満足することによって引張強さ度が２０００ＭＰａ以上であっても優れた耐食性を示すものとなるが、これらの要件を規定することによる作用効果は次ぎの通りである。

［鋼材のマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₁〜Ｍｓ₄：２８０〜３８０℃］
鋼材のマルテンサイト変態開始温度を高めに設定することによって、マルテンサイト変態終了温度を高くすることができ、短時間焼入れ焼き戻し時の焼入れ不足により生じ易い残留オーステナイトの量を焼入れ時に多くなることを防ぐことができる。焼入れ時の残留オーステナイト量を減少させることができれば、焼戻し時に残留オーステナイトが分解することで析出するセメンタイトや炭化物を減らすことができ、前記したような耐食性の向上につながる。焼入れ焼戻し後の残留γ量を所定の値以下に抑えるためには、マルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ₁〜Ｍｓ₄）を２８０℃以上とする必要がある。ただし、３８０℃を超えると焼入れ冷却媒体に入る前に変態が開始し、不均一組織や焼割れ等が生じ、生産性を阻害しかねない。マルテンサイト変態開始温度の好ましい下限は３００℃であり、好ましい上限は３５０℃である。

尚、マルテンサイト変態開始温度は、基本的に前記（１）式によって求められるＭｓ₁の値を採用すればよいが、鋼線中に上記（ａ）および／または（ｂ）の元素を含有させるときには、元素によってはマルテンサイトの変態開始温度に影響を与えるので、これらの含有量も考慮して上記（２）〜（４）式のいずれかによって求められるＭｓ₂〜Ｍｓ₄が２８０〜３８０℃の範囲内になるように制御する必要がある。

［旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎ：１２番以上］
旧オーステナイト結晶粒の微細化によって靱・延性、耐水素脆性が向上する。さらに本発明では結晶粒微細化による耐食性向上を特徴の一つとする。即ち、旧オーステナイト結晶粒が微細化できれば、焼戻し時に旧オーステナイト粒界（旧オーステナイト結晶粒界）に析出するセメンタイトおよび炭化物を微細分散させることができる。セメンタイトや炭化物と母地マトリックスには腐食電位差が生じやすく、そのセメンタイトや炭化物が大きければ大きいほど、腐食電位差も大であり、腐食が進むことが考えられる。そのため、本発明では旧オーステナイト結晶粒を微細化し、セメンタイトや炭化物を微細分散させることで、その腐食電位差を極小化し、耐食性を向上できるのである。尚、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎは、ＪＩＳ Ｇ０５５１に準拠して求められる値である。

［旧オーステナイト粒界に沿って析出する炭化物の粒界占有率：５０％以下］
上記「粒界占有率」とは、旧オーステナイト粒界に沿って炭化物が析出している結晶粒界部分の長さにＬ₁おける全粒界長さＬ₀に対する割合［（Ｌ₁／Ｌ₀）×１００（％）］の意味である。また、旧オーステナイト粒界に沿って炭化物が析出しているか否かの判断は、鋼線の横断面を樹脂に埋め込み、研磨後エッチングして５０００〜１０万倍でＳＥＭ観察し、結晶粒の延長上にフィルム状、粒状の炭化物が存在しているかどうかによって行った。

旧オーステナイト粒界に炭化物（フィルム状のセメンタイトおよび粒状の炭化物）が析出すると、局部電池作用によって粒界腐食が進行し、耐食性（ひいては腐食疲労特性を阻害する。炭化物が旧オーステナイト粒界に析出した占有率は小さければ小さいほど良好な耐食性を示すが、５０％以下に制限すれば実質的に悪影響を及ぼさないため、粒界の占有率は５０％以下と規定した。この占有率の好ましい上限は２０％である。

［焼入れ・焼戻し後の残留γ量：２０体積％以下］
焼入れ・焼き戻し後の残留γ量が多くなると、焼き戻し時に残留γが分解することによって炭化物（フィルム状のセメンタイトや粒状の炭化物）が粒界の周囲に多量に析出し、前記占有率が大きくなって耐食性を劣化させることになる。こうしたことから、焼入れ・焼戻し後の残留γ量は２０体積％以下に制御する必要がある。この残留γの好ましい上限は１５体積％である。

上記のような鋼線を製造するに当っては、焼入れ・焼戻し前の鋼組織と加工（冷間引き抜き条件）、および冷間引抜き後の焼入れ・焼き戻し条件等を適切に制御する必要があるが、各工程における設定理由は下記の通りである。

［焼入れ・焼戻し前の鋼組織と加工条件］
上記したような化学成分を有する鋼材を、線材状に熱間圧延した後オーステナイト温度領域（Ａｒ₃変態点以上の温度）から冷却して、フェライトおよびパーライトの組織分率を４０面積％以上、マルテンサイトおよびベイナイトの組織分率を６０面積％以下とすれば、減面率２０％以上の冷間引き抜き加工に耐え得る鋼材とすることができる。このとき、冷間引き抜き加工前の強度が高く、引き抜き加工が難しい場合には、Ａｃ₁変態点以下の温度で焼鈍を行ってから冷間引き抜きを実施することもできる。また上記のように鋼組織を制御するには、熱間圧延後のＡ₃変態点〜６００℃の間の冷却速度を１．５℃／秒以下とし、なおかつ焼入れ性の低い鋼材成分系とすれば良い。

上記のように鋼組織を制御した線材に対して、減面率２０％以上の冷間引き抜き加工を施すことによって、鋼中の歪み転位密度が増加し、５０℃/秒以上の速い昇温速度であっても炭化物の溶け込みを助長しながら、微細なオーステナイト粒を得ることができる。

［冷間引き抜き後の焼入れ・焼戻し条件］
微細なオーステナイト粒を得るためには、焼入れ加熱のときの昇温速度を５０℃/秒以上、焼入れ加熱時間を９０秒以下に制限すれば良い。この様な加熱条件は、例えば高周波誘導加熱により実現することができる。このときの昇温速度の好ましい下限は６０℃/秒であり、焼入れ加熱時間の好ましい上限は６０秒である。

一方、焼戻し加熱時の昇温速度を速くすると、焼入れされた旧オーステナイト結晶粒界へのセメンタイトの析出を抑制でき、また硬さ落ちも少ないため温度を４１０〜４８０℃とする高温で焼戻すことができるため、靱・延性をさらに向上させることができる。旧オーステナイト結晶粒界に沿って析出した炭化物の占有率を５０％以下に制限するためには、昇温速度を５０℃/秒以上、保持時間を６０秒以下とすることが必要である。焼き戻し時の好ましい加熱昇温速度は６０℃／秒以上であり、保持時間は２０秒以下である。以下では、上記のような条件を満足する焼入れ・焼戻しを「短時間焼入れ・焼戻し」と呼ぶことがある。尚、焼戻し温度が４１０℃未満となれば、冷間ばね巻き後の歪み取り焼鈍にてばねの硬さ落ちが大となる他、ばね成形や精度も悪化する傾向となる。また靭・延性も劣化することになる。一方、焼戻し温度が４８０℃を越えると、粒界に析出する炭化物が多くなる。

［焼入れにおける冷却媒体］
焼入れで用いる冷却媒体については、少なくとも変態終了付近では水を使用することが好ましい。例えばマルテンサイト変態開始段階では、冷却媒体として油を用いて焼入れを行い、その後、冷却媒体として水を用いて冷却して変態を完了させるか、最初から水のみを冷却媒体として焼入れを行う方法等が挙げられる。

図１は、従来の焼入れ・焼戻し条件と本発明の焼入れ・焼き戻し条件（短時間焼入れ・焼戻し）の相違を説明するための図（模式図）である。即ち、本発明の短時間焼入れ・焼戻しでは（図中ラインＡ、Ｂで示す）、比較的高温（例えば、４７５℃）で焼き戻した場合であっても、鋼線の引っ張り強さを一定の値以上に維持できると共に、焼入れ・焼戻し後の炭化物粒界占有率も比較的低く維持できることになるのである。これに対して、従来の焼入れ・焼き戻しでは（図中ラインＣ、Ｄで示す）、４００℃程度よりも高い焼き戻し温度にすると、焼戻し後の鋼線の引張強さが極端に低下すると共に、焼入れ・焼戻し後の炭化物粒界占有率も大きくなって耐食性が劣化することになるのである。

以下、本発明の効果を実施例によって更に具体的に示すが、下記実施例は本発明を限定するものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。

下記表１に示す化学成分組成の鋼材（Ｎｏ．Ａ〜Ｋ）を小型真空溶解炉にて溶製し、１５５ｍｍ角のビレットに鍛造した後、熱間圧延して直径１６．０ｍｍ径の線材を得た。各線材を所定の直径まで引き抜き加工してから高周波誘導加熱炉にて焼入れ・焼戻しを実施し、冷間成形ばね用鋼線（懸架ばね用鋼線）とした。焼入れ・焼戻し時の冷却は水冷とした。下記表２に鋼線の製造条件を、冷間引き抜き前の組織分率と共に示す。尚、表２に示した組織分率は、圧延後線材の横断面を光学顕微鏡によって観察したものであり、組織分率は圧延後のＡ₃変態点温度から６００℃までの冷却速度を変えることによってその割合（組織分率）を制御した。

焼入れ・焼戻し後の鋼線は、横断面にて樹脂に埋め込んだ後、研磨、鏡面仕上げを実施し、Ｘ線回折装置にて残留γ量を測定した。また焼入れ・焼戻しした鋼線からはＪＩＳ２号引張試験片を採取し、また旧オーステナイト結晶粒度番号を測定した（ＪＩＳ Ｇ０５５１）。また機械加工によって腐食試験片、回転曲げ腐食試験片を作製し、下記の手順によって腐食試験および回転曲げ腐食試験を行った。更に、引張り試験を行うことによって引張強度ＴＳおよび破断絞りＲＡを測定すると共に、下記の方法によって結晶粒界に析出した炭化物の占有率（炭化物占有率）も測定した。

［腐食試験］
５％ＮａＣｌ水溶液にて塩水噴霧を８時間行った後、３５℃にて６０％湿潤環境にて１６時間保持し、その組合せを１サイクルとして、１４サイクル繰り返し、試験前後の試験片重量差による腐食減量およびレーザ顕微鏡による腐食ピット深さを測定した。

［回転曲げ腐食試験］
回転曲げ腐食試験片は、ＪＩＳ Ｚ２２７４の１号試験片とし、３５℃にて５％ＮａＣｌ水溶液を試験片に滴下しながら、回転速度：６０ｒｐｍ、応力：２００ＭＰａにて小野式回転曲げ疲労試験機を用いて破断までの回数（破断回数）を測定した。

［炭化物占有率］
焼入れ・焼戻しした鋼線を採取して横断面で埋め込み、研磨・鏡面仕上げした後、エッチング処理し、ＦＥ―ＳＥＭ観察にて写真を撮影し、１視野における網目状に見える旧オーステナイト結晶粒界の中で、フィルム状のセメンタイトおよび粒状の炭化物が占有している粒界の長さＬ₁の全粒界長さＬ₀に対する割合［（Ｌ₁／Ｌ₀）×１００（％）］を占有率（％）として測定した。

これらの結果を下記表３に一括して示す。このとき、焼入れままにての残留γ量を評価するため、水焼入れ後の鋼線（焼戻ししないもの）についての残留γ量測定結果についても併せて示した。

これらの結果から次のように考察できる。まずＡ−１、Ｂ−１、Ｃ−１、Ｄ−１、Ｅ−１、Ｆ−１、Ｇ−１およびＨ−１のものは、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、いずれも２０００ＭＰａ以上の高い引張強さＴＳを発揮すると共に、優れた耐食性を発揮していることが分かる。

これに対して、それ以外のものでは、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、いずれかの特性が劣化している。まずＡ−２のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。Ｂ−２、Ｃ−２およびＤ−２のものでは、焼き戻し時の昇温速度度が遅くなって、炭化物占有率が大きくなっており、耐食性が劣化している。

Ｄ−３のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。

Ｅ−２のものでは、水焼入れを行わなかったものであり、残留γ量が多くなっており、炭化物占有率が大きくなって耐食性が劣化している。Ｅ−３のものでは、焼入れ条件（焼入れ加熱昇温速度および加熱保持時間）が本発明で規定する範囲を外れるものであり、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。Ｅ−４のものでは、圧延後の組織分率が本発明で規定する範囲を外れるものであり、良好な引き抜き加工ができなかったものである（その後の試験を行っていない）。

Ｅ−５のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。Ｅ−６のものでは、焼き戻し時の昇温速度度が遅くなって、炭化物占有率が大きくなっており、耐食性が劣化している。

Ｆ−２のものでは、水焼入れを行わなかったものであり、残留γ量が多くなっており、炭化物占有率が大きくなって耐食性が劣化している。Ｆ−３のものでは、焼入れ条件（焼入れ加熱昇温速度および加熱保持時間）が本発明で規定する範囲を外れるものであり、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。Ｆ−４のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。

Ｇ−２のものでは、圧延後の組織分率が本発明で規定する範囲を外れるものであり、良好な引き抜き加工ができなかったものである（その後の試験を行っていない）。Ｇ−３のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。

Ｈ−２のものでは、圧延後の組織分率が本発明で規定する範囲を外れるものであり、良好な引き抜き加工ができなかったものである（その後の試験を行っていない）。Ｈ−３のものでは、冷間引き抜き時の減面率が低くなって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎが小さく（即ち、結晶粒が大きく）なっており、耐食性が劣化している。

Ｉ―１のものでは、化学成分およびＭｓ₄が本発明で規定する範囲を外れるものであり（表１の鋼種Ｉ）、またＪ−１のものでは、Ｍｓ₄が本発明で規定する範囲を外れるものであり（表１の鋼種Ｊ）、いすれも残留γ量が多くなると共に、炭化物占有率が高くなっており、耐食性が劣化している。

Ｋ―１のものでは、本発明で規定する化学成分を外れるものであり（表１の鋼種Ｋ）、引っ張り強度が低下している。

図２は、上記の結果に基づいて、引き抜き減面率と旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎとの関係を示したものであるが、引き抜き減面率を２０％以上とすることによって、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎを１２以上に制御できることが分かる。

図３は、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎと腐食減量の関係を示したものであるが、旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎを１２以上とすることによって、腐食減量を低減して良好な耐食性が発揮できることが分かる。

図４は、焼入れ・焼戻し後の残留γ量と炭化物占有率の関係を示したものであるが、残留γ量を２０面積％以下とすることによって、炭化物占有率を５０％以下にできることがわかる。

図５は、炭化物占有率と腐食減量の関係を示したものであるが、炭化物占有率を５０％以下とすることによって、腐食減量を低減して良好な耐食性が発揮できることが分かる。

図６は、炭化物占有率と回転曲げ腐食試験（破断回数）の関係を示したものであるが、炭化物占有率を５０％以下とすることによって、破断回数が向上していることが分かる。

従来の焼入れ・焼き戻し条件と本発明の焼入れ焼き戻し条件の相違を説明するための模式図である。 引き抜き減面率と旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎとの関係を示したグラフである。 旧オーステナイト結晶粒度番号Ｎと腐食減量の関係を示したグラフである。 焼入れ・焼戻し後の残留γ量と炭化物占有率の関係を示したグラフである。 炭化物占有率と腐食減量の関係を示したグラフである。 炭化物占有率と回転曲げ腐食試験（破断回数）の関係を示したグラフである。

Claims (4)

1. Ｃ：０．４５〜０．６５％（質量％の意味、以下同じ）、Ｓｉ：１．３〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を夫々含有する他、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０７〜０．４０％およびＭｏ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる冷間成形用ばね鋼線であって、下記（２）式で示されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₂が２８０〜３８０℃であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１２番以上であると共に、該旧オーステナイト粒界に沿って析出した炭化物の粒界占有率が５０％以下、および焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイト量が２０体積％以下であり、且つ引張強さが２０００ＭＰａ以上であることを特徴とする優れた耐食性を有する冷間成形ばね用鋼線。
   Ｍｓ₂＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]…（２）
   但し、[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo]および[W]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，ＭｏおよびＷの含有量（質量％）を示す。
2. Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．３〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を夫々含有する他、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％およびＷ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる冷間成形用ばね鋼線であって、下記（３）式で示されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₃が２８０〜３８０℃であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号Ｎが１２番以上であると共に、該旧オーステナイト粒界に沿って析出した炭化物の粒界占有率が５０％以下、および焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイト量が２０体積％以下であり、且つ引張強さが２０００ＭＰａ以上であることを特徴とする優れた耐食性を有する冷間成形ばね用鋼線。
   Ｍｓ₃＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…（３）
   但し、[C],[Mn],[Cr],[Ni]，[Cu]および[W]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｎｉ，ＣｕおよびＷの含有量（質量％）を示す。
3. Ｃ：０．４５〜０．６５％、Ｓｉ：１．３〜２．５％、Ｍｎ：０．０５〜０．９％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％を夫々含有する他、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、Ｖ：０．０７〜０．４０％およびＭｏ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上と、Ｎｉ：０．０５〜１．０％、Ｃｕ：０．０５〜１．０％およびＷ：０．１０〜１．０％よりなる群から選択される１種または２種以上を含有し、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含む）およびＳ：０．０２０％以下（０％を含む）に夫々抑制し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなる冷間成形用ばね鋼線であって、下記（４）式で示されるマルテンサイト変態開始温度Ｍｓ₄が２８０〜３８０℃であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号Ｎが１２番以上であると共に、該旧オーステナイト粒界に沿って析出した炭化物の粒界占有率が５０％以下、および焼入れ・焼戻し後の残留オーステナイト量が２０体積％以下であり、且つ引張強さが２０００ＭＰａ以上であることを特徴とする優れた耐食性を有する冷間成形ばね用鋼線。
   Ｍｓ₄＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…（４）
   但し、[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo],[Ni],[Cu]および[W]は、夫々Ｃ，Ｍｎ，Ｃｒ，Ｖ，Ｍｏ，Ｎｉ，ＣｕおよびＷの含有量（質量％）を示す。
4. 更に、Ｔｉ：０．０１〜０．ｌ％を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載の冷間成形ばね用鋼線。

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