JP4486040B2 - 冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法 - Google Patents

冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法 Download PDF

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Description

本発明は、冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法に関するものであり、殊に、ばねの製造において要求される冷間切断性と、ばねの重要な特性である疲労特性（大気耐久性）を兼ね備えたばね用鋼線、および該ばね用鋼線の製造方法に関するものである。尚、本発明のばね用鋼は、自動車分野、船舶分野等の輸送機分野や産業機械分野等の様々な分野で使用されるばねの製造に用い得るが、以下では代表的な用途例として、自動車部品に適用した場合について説明する。
ばね用鋼の化学成分はＪＩＳ Ｇ ３５６５〜Ｇ ３５６７、ＪＩＳ Ｇ ４８０１等に規定されている。上記ばね用鋼を用いて冷間成形ばねを製造する方法としては、一般に次の方法が挙げられる。即ち、上記化学成分を満たす鋼材を熱間圧延後、
（Ａ）軟化焼鈍を施さずに直接、所定の線径まで引き抜き加工する、
（Ｂ）軟化焼鈍した後に引き抜き加工をする、
（Ｃ）軟化焼鈍した後に表面の皮削りを施し、次に、熱処理してから引き抜き加工を行う、等の工程により引き抜き加工を終了し、その後、焼入れ焼戻しを行って所定の引張強さを有するばね用鋼線とし、冷間成形コイリング機でばね巻きを行った後、各個ごとに一般にシャーで冷間切断する。引き続いてばね巻き後の歪みを除去するために低温焼鈍を施し、ショットピーニングや窒化処理等の表面処理を適宜実施して表面を強化する。
このようにして製造されるばね部品は、自動車等の排ガスや燃費を低減するために小型軽量化することが切望されている。該目的の達成手段としてばねの高応力化が試みられており、例えば焼入れ焼戻し後の段階で、引張強度：２０００ＭＰａ以上を示す高強度ばね用鋼線を実現することが求められている。
上記冷間巻きばね用鋼線に関する技術として、例えば特許文献１には、曲げ加工時に発生する残留応力の小さい冷間巻きばね用鋼を得るために、成分組成のバランスを制御することが提案されている。
ところで、ばねの強度が高くなるにつれて欠陥感受性が一般に高まる傾向があり、ばね用鋼線の表面に存在する搬送疵や伸線疵といった、疲労特性を落とさない小さな疵であっても、そこを起点として冷間シャー切断時に割れが発生する場合がある。しかし、上記特許文献１に示されている様に成分組成のバランスを制御するのみでは、上記冷間シャー切断時の割れを抑制することは難しいと考える。
上記冷間シャー切断時の割れを抑制する技術についてもこれまでに提案されており、例えば特許文献２には、冷間シャー割れが発生する原因が切欠き感受性の高さにあることを指摘した上で、この切欠き感受性を低下すべく、炭化物の平均粒径や鋼中体積率を制御している。しかしこの技術によれば、Ｓｉは加工性を劣化させるため１．５ｍａｓｓ％以下に抑えているが、該Ｓｉ量レベルでは、引張強度：２０００ＭＰａ以上を達成することが難しく、特許文献２は、高強度領域において冷間切断性とばねの重要な特性である疲労特性を高め得たものとはいえない。
特許第３４５３５０１号公報 特許請求の範囲等 特許第３６２７３９３号公報 特許請求の範囲等
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、ばねの製造過程において優れた冷間切断性を発揮すると共に、優れた疲労特性を示すばねの製造に有用な、ばね用鋼線とその製造方法を提供することにある。
本発明に係る冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線は、
質量％で、
Ｃ ：０．４５〜０．７０％、
Ｓｉ：１．９〜２．５％、
Ｍｎ：０．１５〜１．０％、
Ｃｒ：０．７〜２．０％、
Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｃｒ＋Ｓｉ：３．０％以上、
Ｃｒ／Ｓｉ：０．９５以下
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
金属組織が、
アスペクト比［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂ］が２以下である球状炭化物の平均粒径［√（ａｂ）］：１．０μｍ以下、
上記球状炭化物の鋼中に占める割合(面積％)：(０．１〜３)×鋼中Ｃ量(質量％)、及び
上記球状炭化物を形成するＣｒ量（質量％）：［０．４×鋼中Ｃｒ量（質量％）］以下を満たすと共に、
下記式（１）〜（３）に示す焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）が１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下であり、かつ引張強度が２０００ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。
〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C]２)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（１）
〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C]２)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（２）
〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si]) ×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V]) …（３）
｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Ni]、［Cr]、［Cu]、［V]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
上記ばね用鋼線は、更に、質量％で、
（ａ）Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＮｂ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上や、
（ｂ）Ｃｕ：０．７０％以下、及び／又はＮｉ：０．８０％以下
を含んでいてもよい。
本発明は、上記ばね用鋼線を製造する方法も規定するものであって、該製造方法は、上記成分組成を満たす鋼材を用いて熱間圧延し、冷却後に焼鈍を行うに際し、熱間圧延後冷却開始までの温度を９００℃以上とし、冷却開始温度から７００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却し、その後、５５０〜７００℃で焼鈍するところに特徴を有する。
尚、上記アスペクト比［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂ］が２以下である球状炭化物の平均粒径［√（ａｂ）］、上記球状炭化物の割合（面積％）、及び上記球状炭化物を形成するＣｒ量（質量％）は、後述する実施例に示す方法で測定した値をいうものとする。
本発明のばね用鋼線を例えば自動車用ばね部品の製造に用いれば、製造工程で優れた冷間切断性を発揮し、疲労特性に優れた自動車エンジン用の弁ばねやクラッチばね、ブレーキばね、スタビライザー、トーションバーおよび懸架ばね等のばね部品を、製造性よく得ることができる。
本発明者は、２０００ＭＰａ以上の高強度域において、ばね成形後の冷間切断性と疲労特性を向上させたばね用鋼線を実現すべく、特に、上記冷間切断性の低下を招く切欠き感受性増大の要因を調べるため数多くの実験検証を行なった。その結果、高強度領域においてばね成形後の冷間切断性と疲労特性に優れたばね用鋼線とするには、鋼中に多数存在するアスペクト比［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂ］が２以下である球状炭化物（以下、単に「球状炭化物」ということがある）の形態（具体的には、該球状炭化物の平均粒径と該球状炭化物の鋼中に占める割合）、Ｃｒ量とＳｉ量のバランス、および熱間圧延線材の組織に影響する鋼材の焼入れ性倍数（Dic）を制御することが重要であることを見出し、以下の知見に至った。
（１）鋼中のアスペクト比［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂ］が２以下である球状炭化物の平均粒径［√（ａｂ）］を低減することにより切欠き感受性が向上する。
（２）鋼中に占める上記球状炭化物の割合（面積率）を一定範囲に制御することにより、冷間切断性（冷間シャー切断性）が向上する。
（３）上記球状炭化物を形成するＣｒ量を一定範囲に制御することにより、冷間切断性と強度を併せて向上させることができる。
（４）鋼中Ｃｒ量と鋼中Ｓｉ量の和を一定値以上とすることで高強度化を達成できる。
（５）鋼中Ｓｉ量に対する鋼中Ｃｒ量の比率を一定値以下とすることにより、冷間切断性と強度を併せて向上させることができる。
（６）鋼材の焼入れ性倍数（Dic）をある一定範囲に制御することにより、上記（２）を容易に達成することができる。
以下、上記（１）〜（６）に示す炭化物の形態制御および鋼中Ｃｒ量と鋼中Ｓｉ量のバランス、および鋼材の焼入れ性倍数（Dic）の制御について詳述する。
〈鋼線中の球状炭化物の平均粒径：１．０μｍ以下〉
鋼線の組織を後述する様にマルテンサイト主体とした場合、該組織中に大きな炭化物が存在すると切欠き感受性が増加し、冷間切断性が低下し易くなる。図１は、球状炭化物の平均粒径と冷間シャー切断割れ発生率の関係を示したグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものであるが、この図１より、上記球状炭化物の平均粒径を１．０μｍ以下とすれば、冷間シャー切断割れ発生率を皆無にできることがわかる。尚、上記球状炭化物の平均粒径は、後述する実施例に示す通り、倍率：２０００倍でＳＥＭ観察して求めたものであり、測定対象は、該倍率で観察し得る粒径［√（ａｂ）］：０．０５μｍ以上の球状炭化物である。
〈鋼中に占める球状炭化物の割合（面積率）：(０．１〜３)×鋼中Ｃ量（質量％）〉
鋼中に占める球状炭化物の割合が増加した場合も、上記粗大な球状炭化物が存在する場合と同様に該炭化物による切欠き効果が増大し易く、冷間シャー切断割れが生じやすくなる。また鋼中に占める球状炭化物の割合が多いと、鋼線の靱性が劣化し、シャー切断時の端面割れといったシャー切断割れ以外の不具合を生じさせる。この端面割れとは、切断端部から鋼線の軸方向に走る割れのことであり、この様な割れが生じると、ばねの使用中に端部から疲労折損を生じる場合がある。
図２は、（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）と冷間シャー切断割れ発生率の関係を示すグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものであるが、この図２より、冷間シャー切断割れ発生率を皆無とするには（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）を３以下、即ち、鋼中に占める球状炭化物の割合を（３×鋼中Ｃ量）面積％以下とすればよいことがわかる。
一方、炭化物は、シャー切断時のき裂の伝播経路となり、冷間切断性を向上させる効果も有しており、該炭化物が少なすぎると冷間シャー切断でバリが生じやすくなる。図３は、（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）と冷間シャー切断でのバリ発生率の関係を示すグラフであり、後述する実施例の結果を整理したものであるが、この図３より、冷間シャー切断でのバリ発生率を皆無とするには、（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）を０．１以上、即ち、鋼中に占める球状炭化物の割合を（０．１×鋼中Ｃ量）面積％以上とする必要があることがわかる。
〈球状炭化物を形成するＣｒ量（質量％）：［０．４×鋼中Ｃｒ量（質量％）］以下〉
Ｃｒを含む炭化物は硬く、鋼材のマトリックス組織の硬さとの差が大きく、冷間シャー切断時にき裂の伝播経路となるため、冷間切断時に軸線方向に対し垂直に切断し難くなる。また端面割れを生じさせる原因ともなる。更に、焼入れ焼戻しにおいて焼戻し硬化による高強度化を達成するには、固溶Ｃｒの確保が必要であるが、球状炭化物を形成するＣｒ量が多すぎると上記高強度化を達成することも困難となる。そこで本発明では、球状炭化物を形成するＣｒ量の上限を（０．４×鋼中Ｃｒ量）質量％とした。好ましくは（０．３×鋼中Ｃｒ量）質量％以下である。
尚、球状炭化物を形成するＣｒ量の下限は、Ｃｒを１．０％以上含む本発明の鋼線において、鋼中に占める炭化物の割合を上記の通り（０．１×鋼中Ｃ量）面積％以上とすれば、該炭化物を形成するＣｒ量の下限は（０．００５×鋼中Ｃｒ量）質量％程度となる。
ところで上記鋼中の球状炭化物を形成するＣｒ量は、鋼中Ｃｒ量の影響を受け、鋼中Ｃｒ量の増加に伴い、該球状炭化物を形成するＣｒ量も増加する。また、製造過程における熱間圧延後で冷却開始までの温度（ステルモアへの載置温度など）が高いと、球状炭化物を形成するＣｒ量は少なくなる傾向にあり、冷却開始温度（９００℃以上）から７００℃までの冷速が速い場合も、球状炭化物を形成するＣｒ量は少なくなる。更に、圧延後に行う焼鈍を高温で行うほど、球状炭化物を形成するＣｒ量は多くなる傾向にある。本発明では、球状炭化物を形成するＣｒ量に影響を与えるこれらの因子を、本発明で規定の範囲内とすることで、上記鋼中の球状炭化物を形成するＣｒ量を規定範囲内に制御することができる。
〈Ｃｒ＋Ｓｉ：３．０％以上〉
〈Ｃｒ／Ｓｉ：０．９５以下〉
Ｃｒは、上記の通り鋼中にて炭化物を形成し易い元素であり、かつ炭化物の微細化にも有効な元素であるが、Ａｃ１変態点以下で再結晶温度以上（５００℃程度）の焼鈍を施すと、炭化物の球状化・粗大化が促進される。炭化物が粗大となると、炭化物起点による冷間シャー切断割れが生じ易くなるばかりでなく、焼入れ時のオーステナイト域まで加熱時に溶け込み難く、所望の引張強さを得ることができない。よってＣｒのみによる高強度化には限界がある。
一方Ｓｉは、炭化物の形成を抑制するフェライト形成元素であり、炭化物の微細化に有効である。このことからＣｒとＳｉを共存させれば、上記粗大な炭化物を生成させることなく引張強度を高めることができる。
図４は、（Ｃｒ＋Ｓｉ）と引張強度の関係を示したグラフであるが、この図４より、引張強度：２０００ＭＰａ以上を達成させるには、ＣｒとＳｉの合計量を３．０％以上とする必要があることがわかる。そこで本発明では、後述する通りＣｒを０．７％以上、Ｓｉを１．９％以上含有させることを前提に、ＣｒとＳｉの合計量を３．０％以上とすることによって、引張強度：２０００ＭＰａ以上を達成させることとした。引張強度を２１００ＭＰａ以上とより高めるには、上記ＣｒとＳｉの合計量を３．５％以上とするのがよい。
上述の通りＣｒは炭化物形成元素であり、Ｓｉはフェライト形成元素である。即ち、Ｃｒが炭化物を形成する傾向をＳｉが抑制する関係にある。よって、鋼中Ｃｒ量に対する鋼中Ｓｉ量の割合を制御すれば、Ｃｒによる炭化物量の増大および上記粗大な炭化物の生成を抑制して冷間切断性を高めることができる。
図５は、（Ｃｒ／Ｓｉ）と、上記球状炭化物の平均粒径の関係を示したグラフであるが、この図５より、上記球状炭化物の平均粒径を１．０μｍ以下に抑えるには、（Ｃｒ／Ｓｉ）を０．９５以下にする必要があることがわかる。
また図６は、（Ｃｒ／Ｓｉ）と（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）の関係を示したグラフであるが、この図６より、（球状炭化物の鋼中に占める割合／鋼中Ｃ量）を３以下、即ち、球状炭化物の鋼中に占める割合を（３×鋼中Ｃ量）面積％以下とするにも、（Ｃｒ／Ｓｉ）を０．９５以下にする必要があることがわかる。
〈下記式（１）〜（３）に示す焼入れ性倍数（Dic)：１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下〉
Ｃ量の範囲別に示した下記式（１）〜（３）の焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）は、熱間圧延時のマルテンサイトやベイナイトといった過冷組織の生じ易さの指標であり、鋼線を高強度化させる高合金成分系では高くなる傾向にある。
ところで、圧延後の焼鈍時に炭化物を形成し易い組織は、マルテンサイト、ベイナイト、パーライトの順であることから、圧延後焼鈍前の組織をマルテンサイト主体（５０％以上、好ましくは７０％以上）として圧延後の焼鈍時にある程度の炭化物を形成させ、その後の炭化物が減少する工程（焼入れ等の熱処理工程）を経ても、鋼線中に占める炭化物量が上記規定範囲内となるよう確保する必要がある。マルテンサイトといった、いわゆる圧延過冷却組織を析出させるには、下記Ｄｉｃの値を高めるのがよく、本発明では、後述する圧延後の冷却条件を設け、その範囲内でマルテンサイト組織となるようＤｉｃの下限を１１０ｍｍとした。好ましくは１１５ｍｍ以上である。一方、Ｄｉｃが高すぎると焼入れ焼戻し時に焼割れが生じ易くなるため、本発明では４５０ｍｍを上限とした。好ましくは４２０ｍｍ以下である。
〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C]２)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（１）
〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C]２)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（２）
〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si]) ×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V]) …（３）
｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Ni]、［Cr]、［Cu]、［V]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
本発明は、上述の通り特に鋼中の球状炭化物や、鋼中Ｃｒ量と鋼中Ｓｉ量のバランス、焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）を制御する点に特徴があるが、該制御により冷間切断性と疲労特性を容易に高めるには、下記の通り成分組成を制御することが必要である。
〈Ｃ：０．４５〜０．７０％〉
Ｃは、鋼中に必然的に含まれる元素であり、焼入れ焼戻し後の強度（硬さ）を確保するのに必要な元素である。焼入れ焼戻し後の高強度と該高強度域での優れた疲労特性を達成させるには、Ｃ量を０．４５％以上とする必要がある。また、球状炭化物の鋼中に占める割合を規定の範囲内とするにも上記Ｃ量とする必要がある。好ましくは０．４８％以上である。一方、Ｃ量が過剰であると、冷間シャー切断時の切欠き感受性が高まり、鋼線の表面に存在する搬送疵や伸線疵といった疲労特性を落とさない小さな疵が起点となって冷間シャー切断時に割れが生じ易くなる。よって本発明では、Ｃ量を０．７０％以下に抑える。好ましくは０．６３％以下である。
〈Ｓｉ：１．９〜２．５％〉
Ｓｉは固溶強化元素として強度向上に寄与し、また耐力の向上にも寄与する元素であり、少なすぎると所望の強度が得られ難いだけでなく、上記Ｃｒ量とＳｉ量のバランスを本発明で規定する範囲内とすることも難しくなる。よって本発明ではＳｉ量を１．９％以上（好ましくは２．０％以上）とする。一方、Ｓｉ量が過剰になると、Ａ３変態点を超える熱処理を施したときに鋼材表面にフェライト脱炭が生じやすく、また鋼材内部へ固溶し難くなる。よってＳｉ量を２．５％以下とした。好ましくは２．２％以下である。
〈Ｍｎ：０．１５〜１．０％〉
Ｍｎは、鋼中の焼入れ性を積極的に高めるのに必要な元素であり、０．１５％以上含有させる。好ましくは０．２０％以上である。しかしＭｎ量が多過ぎると、焼入れ性が高まりすぎて、上記Ｄｉｃを規定範囲内とすることが難しくなる。よって本発明では、Ｍｎ量の上限を１．０％とする。好ましくは０．９５％以下である。
尚、Ｍｎ量が増加すると、破壊の起点となるＭｎＳが形成され易くなるので、Ｓ量の低減または他の硫化物形成元素（Ｃｕ等）を存在させることにより、ＭｎＳを極力生成させない様にすることが望ましい。
〈Ｃｒ：０．７〜２．０％〉
Ｃｒは、固溶強化により鋼材のマトリックスを強化する作用を発揮する元素であり、ばね鋼の高強度化には不可欠である。また、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。これらの作用を有効に発揮させ、かつＣｒ量とＳｉ量のバランスを上記規定範囲内とするには、０．７％以上含有させる必要がある。好ましくは１．０％以上である。一方、Ｃｒ量が過剰になると、球状炭化物が必要以上に増加し、伸線加工性の劣化を招く。よって本発明ではＣｒ量の上限を２．０％とする。好ましくは１．７５％以下である。
〈Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、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ため、極力低減する必要があるが、工業生産上、その上限を０．０１５％とする。
〈Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）〉
Ｓも、上記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、疲労特性を低下させるため、極力低減する必要がある。また、上述の通りＭｎとＭｎＳを形成して疲労破壊の起点となり得る。よって本発明では、工業生産性も考慮して、その上限を０．０１５％とする。
本発明で規定する含有元素は上記の通りであって、残部は鉄及び不可避不純物であり、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、その中には、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）を含みうる。また、更に下記元素を積極的に含有させることも可能である。
〈Ｖ：０．４％以下、Ｔｉ：０．１％以下、及びＮｂ：０．１％以下よりなる群から選択される１種以上〉
これらの元素はいずれも耐水素脆性や疲労特性を高めるのに有用な元素である。Ｖは、微細な炭化物や窒化物を形成して耐水素脆性および疲労特性を一段と高める作用を発揮するばかりでなく、結晶粒微細化効果を発揮して靱性や耐力、更には耐へたり性の向上に寄与する。該効果を発揮させるには、Ｖを０．０７％以上含有させることが好ましい。しかし多すぎると、焼入れ加熱時にオーステナイト中に固溶しない炭化物が増大し、所定の強度が得られ難くなる。また、残留オーステナイト量も増加してばね硬さが低下する。更には窒化物の粗大化を招き、ばね使用中に該窒化物を起点とする疲労折損が生じ得る。よってＶを含有させる場合でも、その上限は０．４％とするのがよい。より好ましくは０．３％以下である。
Ｔｉは、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒を微細化し、疲労特性および耐水素脆性を向上させるのに有効な元素である。該効果を発揮させるには、０．０１％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０４％以上である。しかしながら、Ｔｉを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、上限を０．１％とした。
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、また結晶粒微細化効果を発揮して耐力や靱性を高める。こうした効果を発揮させるには、Ｎｂを０．０１％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．０２％以上である。しかし多すぎると、焼入れ加熱時にオーステナイト中に固溶しない炭化物が増大し、所定の強度が得られ難くなる。また窒化物の粗大化を招き、粗大窒化物による疲労折損が生じ易くなるため、Ｎｂ量は０．１％以下に抑えるのがよく、より好ましくは０．０５％以下である。
〈Ｃｕ：０．７０％以下、及び／又はＮｉ：０．８０％以下〉
Ｃｕは、電気化学的に鉄より貴な元素であり、耐食性を高める作用がある。また熱間圧延時やばね加工での熱処理時に生じるフェライト脱炭を抑制する効果がある。該効果を発揮させるには、Ｃｕを０．０５％以上含有させるのがよい。より好ましくは０．２０％以上である。一方、Ｃｕが過剰に含まれていると、熱間圧延割れが生じる可能性があるため０．７０％以下に抑えるのがよい。より好ましくは０．５０％以下である。
Ｎｉは、焼入れ焼戻し後の靱性を高める作用がある。また圧延前の加熱時や圧延中に生じるフェライト脱炭を抑制する作用も有する。これらの作用を発揮させるには、Ｎｉを０．１５％以上含有させるのがよく、より好ましくは０．２５％以上である。しかしＮｉ量が０．８０％を超えると、焼入れ焼戻し処理で残留オーステナイト量が増大し引張強度が低下する。好ましくは０．５５％以下である。
本発明は、上記ばね用鋼線の製造方法も規定するものであって、球状炭化物が上記規定を満たす鋼線を得るには、上記成分組成を満たす鋼材を用いて熱間圧延し、冷却後に焼鈍を行うに際し、特に熱間圧延後冷却開始までの温度、冷却開始温度（例えばステルモアへの載置温度）から７００℃までの冷却速度、及び圧延後に行う焼鈍の温度を制御する必要がある。
まず本発明では、熱間圧延後冷却開始までの温度を９００℃以上とする。この様に熱間圧延後冷却開始までの温度を９００℃以上とすることによって、オーステナイト結晶粒を粗大化させて焼入れ性を増加させ、過冷却組織（マルテンサイト組織）を容易に析出させることができる。好ましくは９１０℃以上である。尚、該温度が高すぎると所定量の炭化物を確保し難くなるので、１１００℃以下とすることが好ましい。尚、上記熱間圧延後冷却開始までの温度を９００℃以上とするには、熱間仕上圧延温度を９２０℃以上とすることが挙げられる。
また、冷却開始温度（９００℃以上）から７００℃までの温度域の冷却速度を１０℃／ｓｅｃ以上とする。該温度域での冷却速度がこれより遅いと、この冷却段階で球状炭化物の核が過剰に生成し、次工程の焼鈍で形成される炭化物の量が著しく増大するためである。
更に、圧延後に行う焼鈍を５５０〜７００℃で行う必要がある。球状炭化物は、焼鈍温度が高くなるほど、また焼鈍時間が長くなるほど成長し易い。本発明では、焼入等の炭化物減少工程を考慮して焼鈍時に十分量の炭化物を確保すると共に、過冷却組織を析出させた鋼材を十分軟化させて、その後の引き抜き加工や皮削りでの断線を防止するため、焼鈍温度を５５０℃以上とする。好ましくは５８０℃以上である。一方、焼鈍温度が７００℃を超えてＡｃ３変態点に近づくと、炭化物の球状化・粗大化が著しく、冷間切断性が低下し易くなる。好ましくは６８０℃以下で焼鈍する。尚、十分量の炭化物を確保するには、該温度域で１〜４時間保持することが好ましい。
更には、鋼線中に占める炭化物を、少なくとも（０．１×鋼中Ｃ量）確保する観点から、引き抜き前の熱処理を行う場合には、８５０〜１０５０℃で１〜５分間加熱することが好ましい。また、引き抜き後の焼入れにおいて、８５０〜１０５０℃で１〜５分間加熱後に焼き入れることが好ましい。
本発明は、その他の製造条件まで規定するものでなく、熱間圧延における鋼片の加熱や仕上圧延には一般的な条件を採用することができる。また伸線前には、上記焼鈍の他、一般的に行なわれている通り、焼鈍の後、酸洗い、石灰皮膜処理、皮削り、鉛パテンティング処理（引き抜き前熱処理）、表面皮膜処理等を行ってもよい。
本発明のばね用鋼線は、ばねの製造工程において、優れた冷間切断性を発揮すると共に、優れた疲労特性を発揮するため、例えば自動車分野、産業機械分野等で用いられるばねの製造に有用である。特に、自動車エンジン用の弁ばねやクラッチばね、ブレーキばね、スタビライザー、トーションバーおよび懸架ばね等の製造に最適である。
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、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。
表１に示す化学成分組成の鋼（Ｎｏ．Ａ〜Ｒ）を小型真空溶解炉で１５０ｋｇ溶製し、１５５ｍｍ角のビレットに熱間鍛造した後、熱間圧延して直径１０．０ｍｍの線材を作製した。それから該線材に、表２に示す温度で２時間保持する焼鈍処理を施した。焼鈍後は、下記工程１または工程２により引き抜き加工、焼入焼戻し等を行い、直径７．０ｍｍの鋼線を得た。それから、オイルテンパー処理を施して２０００ＭＰａ以上の引張強度とした。オイルテンパー処理における焼戻し温度は４３０℃以上とした。
工程１：焼鈍→酸洗い→表面皮膜処理→引き抜き加工→焼入焼戻し
工程２：焼鈍→酸洗い→石灰皮膜処理→皮削り→引き抜き加工前熱処理（鉛パテンティングなど）→塩酸による酸洗い→表面皮膜処理→引き抜き加工→焼入焼戻し
この様にして得られた鋼線を用いて、下記の通り球状炭化物の形態の評価、引張強度の測定、冷間切断性の評価および疲労強度の測定を行った。
［球状炭化物の形態の評価］
〈球状炭化物の割合の測定〉
鋼線の軸方向に垂直な断面が観察できるよう樹脂に埋め込み、その表層（０．１ｍｍ内部）、Ｄ／８（Ｄは線材の直径）およびＤ／４において、それぞれ任意の１０視野をＳＥＭ観察した。その際に、倍率：２０００倍で写真撮影し、合計３０視野における球状炭化物（炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂが２以下である球状炭化物）を、コンピュータにより画像解析してマトリックス組織と相別し、鋼中に占める上記球状炭化物の割合（面積％）を求めた。
〈球状炭化物の平均粒径の測定〉
上記合計３０視野における上記球状炭化物の個々について、粒径［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときの√（ａｂ）］を求め、合計３０視野における全球状炭化物の平均値を、上記球状炭化物の平均粒径として算出した。
〈球状炭化物を形成するＣｒ量の測定〉
上記鋼線から質量０．４〜０．５ｇのサンプルを切り出し、電解残渣抽出法によって炭化物を採取した。詳細には、上記サンプルを電解液（アセチルアセトンを１０質量％含有するエタノール溶液）中に浸漬させ、１００ｍＡの電流を５時間流して母相の金属Ｆｅを電気分解し、電解液に存在する鋼中析出物を残渣として採取した。尚、残渣を採取するためのフィルターとして、メッシュ直径０．１μｍのものを使用した。
尚、上記抽出残渣中には、ＡｌＮ、ＭｎＳ、Ｃｒ系炭化物（Ｃｒ３Ｃ、Ｃｒ７Ｃ３、Ｃｒ２３Ｃ６）、Ｔｉを含む鋼材の場合には、更にＴｉ系炭化物、Ｔｉ系硫化物、Ｔｉ系窒化物もしくはそれらの複合系析出物が含まれる。
得られた残渣を溶液処理し、ＩＣＰ発光分析法にて測定したＣｒ量を、球状炭化物を形成するＣｒ量と定めた。上記球状炭化物を形成するＣｒ量は、下記表２の実験記号ごとに上記サンプル１０個を用いて上記の通り測定し、その平均値を求めた。
［引張強度の測定］
上記鋼線（長さ４００ｍｍ）（ＪＩＳ Ｚ ２２０１の３号試験片）を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１の要領で引張試験を行ない、引張強度を測定した。
［冷間切断性の評価］
６５０ｍｍ長さ程度の間隔で、上記鋼線に対し冷間シャー切断を２０００回実施し、シャー切断割れ、端面割れ、バリの発生率をそれぞれ調べた。
［疲労強度の測定］
６５０ｍｍ長さ程度の上記鋼線を用いて中村式回転曲げ疲労試験を実施した。負荷応力を変えて１，０００万回までの疲労強度を求め、該疲労強度が８００ＭＰａ以上の場合を疲労特性に優れると評価した。
これらの結果を表２に示す。尚、表２のＡ６では皮削り、引き抜き加工ができず、また、Ｌ１では、焼割れが生じたため、上記特性を測定できなかった。
Figure 0004486040
Figure 0004486040
表１，２から、次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表２の実験記号を示す）。本発明で規定する要件を満たす鋼線は、冷間切断性に優れ、かつ高強度と優れた疲労特性を兼備していることがわかる。
これに対し、本発明の規定を満足しない鋼線は、冷間切断性に劣り、冷間シャー切断割れや端面割れ、バリが発生するか、疲労特性に劣っている。詳細には、Ａ２〜Ａ５、Ｄ３、Ｅ３、Ｆ２は、製造条件が要件を外れているため、球状炭化物を規定の形態とすることができず、冷間シャー切断割れが生じた。またＡ６は、圧延後の焼鈍温度が低すぎて皮削り、引き抜き加工を行うことができなかった。
Ｈ１、Ｈ２、Ｉ１〜Ｋ１、Ｎ１、Ｒ１は、成分組成が規定範囲外にあるため、球状炭化物を規定の形態とすることができず、冷間シャー切断割れ、端面割れ、バリの発生、疲労強度の低下の少なくともいずれかが生じた。
Ｌ１は、Ｄｉｃが上限を超えているため、焼入焼戻し時に焼割れが生じた。更に、Ｋ２は、製造条件と成分組成が共に本発明の要件を外れているため、球状炭化物を規定の形態とすることができず、冷間シャー切断割れと端面割れが生じた。
球状炭化物の平均粒径と冷間シャー切断割れ発生率の関係を示すグラフである。 （鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）と冷間シャー切断割れ発生率の関係を示すグラフである。 （鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）と冷間シャー切断でのバリ発生率の関係を示すグラフである。 （Ｃｒ＋Ｓｉ）と引張強さの関係を示したグラフである。 （Ｃｒ／Ｓｉ）と、球状炭化物の平均粒径の関係を示したグラフである。 （Ｃｒ／Ｓｉ）と（鋼中に占める球状炭化物の割合／鋼中Ｃ量）の関係を示したグラフである。

Claims (5)

  1. 質量％で、
    Ｃ ：０．４５〜０．７０％、
    Ｓｉ：１．９０〜２．２％、
    Ｍｎ：０．１５〜１．０％、
    Ｃｒ：０．７〜２．０％、
    Ｐ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
    Ｓ ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
    Ｃｒ＋Ｓｉ：３．００％以上、
    Ｃｒ／Ｓｉ：０．９５以下
    を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
    金属組織について、
    炭化物は、アスペクト比［炭化物の長径をａ、短径をｂとしたときのａ／ｂ］が２以下の球状炭化物であり、
    上記球状炭化物の平均粒径［√（ａｂ）］：１．０μｍ以下、
    上記球状炭化物の鋼中に占める割合(面積％)：(０．１０〜３．０)×鋼中Ｃ量(質量％)、及び
    上記球状炭化物を形成するＣｒ量（質量％）：［０．４０×鋼中Ｃｒ量（質量％）］以下を満たすと共に、
    下記式（１Ａ）〜（３Ａ）に示す焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）が１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下であり、かつ引張強度が２０００ＭＰａ以上であることを特徴とする冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線。
    〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C]2)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])…（１Ａ）
    〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C]2)×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])…（２Ａ）
    〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])…（３Ａ）
    ｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Cr]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
  2. 更に、質量％で、
    Ｖ ：０．４％以下、
    Ｔｉ：０．１％以下、及び
    Ｎｂ：０．１％以下
    よりなる群から選択される１種以上を含み、Ｖを含有するときはＳｉは２．０５〜２．２３％であり、
    下記式（１Ｂ）〜（３Ｂ）に示す焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）が１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下である請求項１に記載のばね用鋼線。
    〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋1.73[V])…（１Ｂ）
    〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋1.73[V])…（２Ｂ）
    〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋1.73[V])…（３Ｂ）
    ｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Cr]、［V]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
  3. 更に、質量％で、
    Ｃｕ：０．７０％以下、及び／又は
    Ｎｉ：０．８０％以下を含み、
    下記式（１Ｃ）〜（３Ｃ）に示す焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）が１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下であるむ請求項１に記載のばね用鋼線。
    〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])…（１Ｃ）
    〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])…（２Ｃ）
    〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])…（３Ｃ）
    ｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Ni]、［Cr]、［Cu]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
  4. 更に、質量％で、
    Ｃｕ：０．７０％以下、及び／又は
    Ｎｉ：０．８０％以下を含み、
    下記式（１Ｄ）〜（３Ｄ）に示す焼入れ性倍数（Ｄｉｃ）が１１０ｍｍ以上４５０ｍｍ以下である請求項２に記載のばね用鋼線。
    〈Ｃ：０．４５％以上０．５５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.171＋0.001[C]＋0.265[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（１Ｄ）
    〈Ｃ：０．５５％超０．６５％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.115＋0.268[C]−0.038[C] 2 )×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（２Ｄ）
    〈Ｃ：０．６５％超０．７０％以下の場合〉
    Ｄｉｃ＝25.4×(0.143＋0.2[C])×(3.3333[Mn]＋1.0)×(1.0＋0.7[Si])×(1.0＋0.363[Ni])×(1.0＋2.16[Cr])×(1.0＋0.365[Cu])×(1.0＋1.73[V])…（３Ｄ）
    ｛上記式中、［C]、［Mn]、［Si]、［Ni]、［Cr]、［Cu]、［V]は、それぞれの元素の含有量（質量％）を示す｝
  5. 前記請求項１〜４のいずれかに規定のばね用鋼線を製造する方法であって、前記請求項１〜４のいずれかに規定の成分組成を満たす鋼材を用いて熱間圧延し、冷却後に焼鈍を行うに際し、熱間圧延後冷却開始までの温度を９００℃以上とし、冷却開始温度から７００℃までを１０℃／秒以上の速度で冷却し、その後、５５０〜７００℃で焼鈍することを特徴とする冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線の製造方法。
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