JP5973903B2 - 耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法並びに高強度ばね - Google Patents

Description

本発明は、耐水素脆性（耐水素脆化特性）に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法並びに高強度ばねに関するものであり、詳細には、調質（焼入れ焼戻し）した状態で使用されるコイルばねの素材として有用なばね用鋼線材であって、引張強度が１９００ＭＰａ以上と高強度であっても、耐水素脆性に優れたばね用鋼線材、およびその製造方法、並びに高強度ばねに関するものである。

自動車等に用いられるコイルばね（例えば、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばね、懸架ばねなど）は、排ガスの低減や燃費向上のために軽量化が求められており、高強度化が要求されている。高強度化されたばねは、水素脆性が生じ易いため、ばねの製造に用いられるばね用鋼線材には、耐水素脆性に優れていることが要求される。

高強度ばね用鋼線材の耐水素脆性を高める方法としては、化学成分組成や組織を制御することなどが知られている。しかし、これらの方法では、合金元素を多量に使用しており、製造コストや省資源の観点からすると必ずしも望ましくない。

尚、ばねの製造方法としては、焼入れ温度に加熱し、ばね形状に熱間成形した後、油冷して焼戻しする方法と、鋼線材を焼入れ焼戻しした後、ばね形状に冷間成形する方法が知られている。また後者の冷間成形方法では、成形前の焼入れ焼戻しを高周波加熱で行うことも知られており、例えば特許文献１には、冷間引抜きした後高周波加熱して、焼入れ焼戻しして組織調整する技術が知られている。この技術では遅れ破壊特性を改善しているが、それは、パーライトの組織分率を３０％以下、マルテンサイトまたはベイナイトの組織分率を７０％以上とし、その後所定の減面率で冷間引抜きを行い、続いて焼入れ焼戻しを行うことによって、遅れ破壊の起点となる未溶解炭化物量を低減することによる。

特許文献２では、実施例で圧延材を伸線加工して高周波加熱して、焼入れ焼戻し処理をしている。この技術では、コイリング性を確保しつつ高強度且つ高靭性を有するばねを実現するものである。しかしながら、この技術では、コイリング性に主眼をおいており、耐水素脆性については何ら考慮されていない。

特開２００４−１４３４８２号公報 特開２００６−１８３１３７号公報

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、１９００ＭＰａ以上の高強度ばね用鋼線材を製造するに際して、合金元素の添加量を抑制しても、耐水素脆性を確保した高強度ばね用鋼線材、およびそのための製造方法並びに高強度ばねを提供することにある。

上記目的を達成し得た本発明のばね用鋼線材とは、焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上、引張強度が１９００ＭＰａ以上の高強度ばね用鋼線材であって、
前記鋼線材は、
Ｃ：０．５０〜０．７０％（質量％の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：１．５０〜２．３％、
Ｍｎ：０．３〜１．５％、
Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
Ａｌ：０．００１〜０．１０％を夫々含有し、且つＣとＳｉとが下記（１）式の関係を満足し、残部が鉄および不可避不純物であり、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０番以上であると共に、水素吸蔵量が１４．０ｐｐｍ以上である点の要旨を有する。
０．７３％≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８≦０．９０％ …（１）
但し、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、夫々ＣおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。

本発明のばね用鋼線材は、必要によって更に、（ａ）Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．７％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｅ）Ｖ：０．４％以下（０％を含まない）、（ｆ）Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない）等を含むものであってもよい。

本発明のばね用鋼線材は、直径が７〜２０ｍｍ程度のものとなる。

一方、上記目的を達成し得た本発明のばね用鋼線材の製造方法とは、上記のような化学成分組成を満たす鋼材を用い、焼入れおよび焼戻し処理を、下記の条件の全て満たすようにして製造することを特徴とする。
（焼入れ条件）
焼入れ加熱温度Ｔ１：８５０〜１０００℃
１００℃から焼入れ加熱温度Ｔ１までの平均昇温速度ＨＲ１：４０℃／秒以上
焼入れ加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１：９０秒以下
焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度ＣＲ１：５℃／秒以上、１００℃／秒以下
（焼き戻し条件）
焼戻し加熱温度Ｔ２：３５０〜５５０℃
１００℃から焼戻し加熱温度Ｔ２までの平均昇温速度ＨＲ２：３０℃／秒以上
焼戻し加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２：９０秒以下
焼戻し加熱後の焼戻し加熱温度Ｔ２から１００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：３０℃／秒以上

本発明は、上記のような高強度ばね鋼線材を用いて成形された高強度ばねを包含し、こうした高強度ばねにおいても耐水素脆性が優れたものとなる。

本発明によれば、合金元素を多量に添加しなくとも、１９００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に、耐水素脆性に優れたばね用鋼線材が得られる。このようなばね用鋼線材では、鋼材コストを抑えることができ、且つ耐水素脆性に優れたものとなる。その結果、水素脆化の極めて生じ難い高強度のばね（例えば自動車用部品の一つである、懸架ばね等のコイルばね）を、安価で供給することができる。

本発明者らは、焼入れ焼戻し等の条件が、鋼線材の特性に与える影響について、様々な角度から検討した。その結果、安価で主要元素であるＣ，Ｓｉ量を適正に制御して低合金鋼とすると共に、高周波加熱によって短時間加熱することで、水素トラップサイトを大幅に増加させ、耐水素脆性が大幅に向上することを見出し、本発明を完成した。以下、本発明で規定する各要件について説明する。

（焼戻しマルテンサイト：８０面積％以上）
本発明の鋼線材は、組織が焼戻しマルテンサイトを主体（全組織に占める割合で８０面積％以上）とするものである。鋼線材における高強度且つ高靭性を確保するために、焼入れ焼戻し処理を行うことによって、焼戻しマルテンサイト主体の組織とする必要がある。焼戻しマルテンサイトは、好ましくは９０面積％以上である（より好ましくは、１００面積％）。焼戻しマルテンサイト以外の組織として、ベイナイト、フェライト、パーライト等を含み得るが、これらは、含まれていても１０面積％以下である。好ましくは５面積％以下（より好ましくは０面積％）である。

（旧オーステナイト結晶粒度番号が１０番以上）
良好な耐水素脆性を確保するためには、旧オーステナイト結晶粒の微細化を図ることが有効である。こうした観点から、旧オーステナイト結晶粒度番号は１０番以上とする必要がある。好ましくは、１１番以上であり、より好ましくは１２番以上である。尚、旧オーステナイト結晶粒度番号を１０番以上とするには、高周波加熱による焼入れ焼戻しをすることが有効であり、通常の炉加熱では加熱速度、加熱時間が長くなり高温加熱での結晶粒成長が著しく、粗大化するため旧オーステナイト結晶粒の微細化を図ることができない。

（水素吸蔵量：１４．０ｐｐｍ以上）
本発明の鋼線材は、化学成分組成も適切に設定（後述する）する必要があるが、鋼線材中の水素吸蔵量も適切に設定する必要がある。この水素吸蔵量は、鋼線材中の許容水素量を示すものであり、水素吸蔵量が多いほど耐水素脆性が良好となるものである。こうした観点から、水素吸蔵量は１４．０ｐｐｍ以上とする必要がある。好ましくは１４．５ｐｐｍ以上であり、より好ましくは１５．０ｐｐｍ以上である。水素吸蔵量を適切に設定することによって、耐水素脆性が良好となる理由については、おそらく本試験での水素吸蔵量は微細炭化物にトラップされた水素量を表しており、微細炭化物にトラップされる水素量を増加させることで、粒界への水素侵入、蓄積を抑制でき、粒界破壊で割れが発生する耐水素割れ（耐水素脆性）の改善が図れると考えられる。

水素吸蔵量を増加させるためには、Ｆｅ−Ｃ系の炭化物（鋼中の炭化物はＦｅ−Ｃ系の炭化物が支配的である）を鋼中に微細分散させることが重要となる。Ｆｅ−Ｃ系炭化物（以下、単に「炭化物」と呼ぶ）を微細分散させるためには、鋼中の粗大な炭化物の生成を抑制し（後記実施例による１２００℃ソーキングも関係する）、炭化物の主要元素（Ｆｅを除く）であるＣと、析出する炭化物のサイズに影響を及ぼすＳｉの量を適正な範囲とし、炭化物の量を増加させると共に、微細な炭化物を生成させる必要がある。また、焼入れ焼戻しを適切な範囲で制御し（後述する）、未固溶の炭化物の生成を抑制し、微細な炭化物を生成させる必要がある。

本発明のばね用鋼線材は、基本的に合金元素の含有量を抑制した低合金鋼であるが、その化学成分組成における各成分（元素）による範囲限定理由は次の通りである。

（Ｃ：０．５０〜０．７０％）
Ｃは、ばね用鋼線材の高強度を確保するのに必要な元素であるとともに、水素トラップサイトとなる微細炭化物を生成させるためにも必要である。こうした観点から、Ｃは０．５０％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５４％以上（より好ましくは０．５８％以上）である。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、焼入れ焼戻し後も、粗大な残留オーステナイトや未固溶の炭化物が生成しやすくなり、耐水素脆性がかえって低下する場合がある。またＣは、耐食性を劣化させる元素でもあるため、最終製品であるばね製品（懸架ばね等）の腐食疲労特性を高めるにはＣ含有量を抑える必要がある。こうした観点から、Ｃ含有量は０．７０％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい上限は０．６５％以下（より好ましくは０．６２％以下）である。

（Ｓｉ：１．５０〜２．３％）
Ｓｉは、強度を確保するのに必要な元素である共に、炭化物を微細にする効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉは１．５０％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．７％以上（より好ましくは１．９％以上）である。一方、Ｓｉは脱炭を促進させる元素でもあるため、Ｓｉが過剰に含有されると、鋼材表面の脱炭層形成が促進され、脱炭層削除のためピーリング工程が必要となり、製造コストの増加を招く。また、未固溶炭化物も多くなり、耐水素脆性が低下する。こうした観点から、本発明ではＳｉ含有量の上限を２．３％以下とした。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．２％以下（より好ましくは２．１％以下）である。

（０．７３％≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８≦０．９０％：前記（１）式の関係）
（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８）が０．７３％以上、０．９０％以下の範囲内では、水素トラップサイトとなる炭化物が微細且つ多量に析出し、耐水素脆性が向上する。（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８）の値が０．７３％よりも小さくなると、水素トラップサイトとなる微細な炭化物の量が減り、耐水素脆性が劣化する。一方、（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８）の値が０．９０％よりも大きくなると、粗大な残留オーステナイトや未固溶の炭化物が生成しやすくなり、耐水素脆性が劣化する。（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８）の好ましい下限は、０．７５％以上（より好ましくは０．７８％以上、更に好ましくは０．８１％以上）であり、好ましい上限は、０．８９％以下（より好ましくは０．８７％以下）である。

（Ｍｎ：０．３〜１．５％）
Ｍｎは、脱酸元素として利用されると共に、鋼中の有害元素であるＳと反応してＭｎＳを形成し、Ｓの無害化に有益な元素である。また、Ｍｎは強度向上に寄与する元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｍｎを０．３％以上含有させる必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．５％以上（より好ましくは０．７％以上）である。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が増加し、靭性が低下する。こうした観点から、Ｍｎ含有量は１．５％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．３％以下（より好ましくは１．１％以下）である。

（Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ｐは、鋼線材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素であるため、できるだけ少ない方が望ましい。またＰは粒界に偏析しやすく、粒界脆化を招き、水素により粒界が破壊されやすくなり、耐水素脆性に悪影響を及ぼす。こうした観点から、その上限を０．０１５％以下とする。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１０％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。

（Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない））
Ｓも、上記Ｐと同様に鋼線材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素であるため、できるだけ少ない方が望ましい。またＳは粒界に偏析しやすく、粒界脆化を招き、水素により粒界が破壊しやすくなり、耐水素脆性に悪影響を及ぼす。こうした観点から、その上限を０．０１５％以下とする。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％以下（より好ましくは０．００８％以下）である。

（Ａｌ：０．００１〜０．１０％）
Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。またＮと反応してＡｌＮを形成して固溶Ｎを無害化すると共に組織の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に発揮させるには、Ａｌ含有量を０．００１％以上とする必要がある。好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、ＡｌはＳｉと同様に脱炭を促進させる元素でもあるため、Ｓｉを多く含有するばね鋼線ではＡｌ量を抑える必要があり、本発明ではＡｌ含有量の上限を０．１０％以下とした。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０３０％以下、特に好ましくは０．０２０％以下である。

本発明鋼材の化学成分組成は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物からなるものである。本発明のばね用鋼線材は、基本的にＣｕ等の合金元素を抑制しても、上記化学成分組成で、高強度で優れたコイリング性と耐水素脆性を達成できるが、用途に応じて耐食性の具備等を目的に、下記元素を更に含有させてもよい。これらの元素の好ましい範囲設定理由は下記の通りである。

（Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．７％（０％を含まない））
Ｃｕは、表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｃｕが過剰に含まれると、熱間加工時に割れが発生したり、コストが増加する。よって、本発明ではＣｕ含有量の上限を０．７％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下、更に好ましくは０．３％以下（更により好ましくは０．１８％以下）である。尚、この様な効果を発揮させるには、Ｃｕ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％以上である。

Ｎｉは、Ｃｕと同様に表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｎｉが過剰に含まれると、コストが増加する。よって、本発明ではＮｉ含有量の上限を０．７％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下であり、更に好ましくは０．３％以下（更により好ましくは０．１８％以下）である。尚、この様な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く、より好ましくは０．１０％以上である。

（Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない））
Ｔｉは、Ｓと反応して硫化物を形成してＳの無害化を図るのに有用な元素である。またＴｉは炭窒化物を形成して組織を微細化する効果も有する。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になると、粗大なＴｉ硫化物が形成され延性が劣化することがある。よって本発明では、Ｔｉ量の上限を０．１０％以下とした。コスト低減の観点からは０．０７％以下に抑えることが好ましい。尚、上記の効果を発揮させるには、Ｔｉは０．０２％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

（Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない））
Ｂは、焼入れ性向上元素であり、また旧オーステナイト結晶粒界を強化する効果があり、破壊の抑制に寄与する元素である。しかしながら、Ｂを過剰に含有させても上記効果は飽和するため、Ｂ含有量の上限は０．０１０％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。尚、上記の効果を有効に発揮させるためには、Ｂ含有量は０．０００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。

（Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない））
Ｎｂは、ＣやＮと炭窒化物を形成し、主に組織微細化に寄与する元素である。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の延性が劣化する。そのためＮｂ含有量の上限を０．１０％以下とすることが好ましい。コスト低減の観点からは０．０７％以下に抑えることがより好ましい。尚、上記の様な効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂ含有量は０．００３％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。

ＭｏもＮｂと同様に、ＣやＮと炭窒化物を形成し組織微細化に寄与する元素である。また焼戻し後の強度確保にも有効な元素でもある。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の延性（コイリング性）が劣化する。よってＭｏ含有量の上限を０．５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．４％以下である。尚、上記の効果を有効に発揮させるには、Ｍｏ含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。

（Ｖ：０．４％以下（０％を含まない））
Ｖは強度向上、結晶粒微細化に寄与する。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になると、コストが増加する。よってＶ含有量の上限は０．４％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３％以下である。尚、上記の効果を有効に発揮させるには、Ｖ含有量は０．１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．１５％以上である。

（Ｃｒ：０．８％以下（０％を含まない））
Ｃｒは、耐食性の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｃｒは炭化物生成傾向が強く、鋼材中で独自の炭化物を形成すると共に、セメンタイト中に高濃度で溶け込みやすい元素である。少量のＣｒを含有することは有効であるが、高周波加熱では、焼入れ工程の加熱時間が短時間となるので、炭化物、セメンタイト等を母材に溶け込ませるオーステナイト化が不十分となりやすい。そのため、Ｃｒを多く含有していると、Ｃｒ系炭化物や金属Ｃｒが高濃度に固溶したセメンタイトの溶け残りが発生し、応力集中源となるため、破壊しやすく、耐水素特性が低下することになる。こうした観点から、Ｃｒを含有させるときの上限は、０．８％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．５％以下（更に好ましくは０．４％以下）である。尚、上記の効果を有効に発揮させるには、Ｃｒ含有量は０．０１％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。

次に、本発明のばね用鋼線材を製造するための方法について説明する。本発明のばね用鋼線材は、例えば鋼材を溶製後、圧延して鋼線材を得た後に、必要によって冷間伸線加工を施し（鋼線とし）、次いで高周波焼入れ焼戻し処理して得ることができるが、高強度を確保すると共に、耐水素脆性を同時に高め得る上記組織を容易に形成するには、下記要領で焼入れ焼戻し処理を行う必要がある。尚、下記の熱処理条件は、鋼材表面で測定した値である。

（焼入れ条件）
焼入れ加熱温度Ｔ１が１０００℃よりも高くなると、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（耐水素脆性）が低下する。また、焼入れ加熱温度Ｔ１が高すぎると、結晶粒粗大化で粒界の量が減少し、微細な炭化物が得られない（粒界から優先的に炭化物が析出するので、粒界が多い方が、炭化物が分散しやすい）。よって焼入れ加熱温度Ｔ１を１０００℃以下とする。この温度Ｔ１は、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。一方、焼入れ加熱温度Ｔ１が８５０℃よりも低くなると、炭化物が十分に固溶せず、オーステナイト化を十分図ることができず、この焼入れ焼戻し工程で、焼戻しマルテンサイト組織を十分確保できず、高強度が得られない。また、焼入れ加熱温度Ｔ１が低すぎると、炭化物が十分に固溶せず、未固溶の炭化物が残り、炭化物量が不足する。好ましくは８７０℃以上、より好ましくは９００℃以上である。

１００℃から焼入れ加熱温度Ｔ１までの平均昇温速度ＨＲ１が４０℃／秒よりも遅くなると、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性が低下する。また、平均昇温速度ＨＲ１が遅すぎると、結晶粒粗大化で粒界の量が減少し、微細な炭化物が得られない。よって、平均昇温速度ＨＲ１は４０℃／秒以上とする。好ましくは５０℃／秒以上、より好ましくは１００℃／秒以上である。一方、上記平均昇温速度ＨＲ１の上限は、温度制御の観点から４００℃／秒程度である。尚、室温から１００℃までの平均昇温速度については特に問わない。

焼入れ加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１が９０秒よりも長くなると、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（耐水素脆性）が低下する。また、保持時間ｔ１が長すぎると、結晶粒粗大化で粒界の量が減少し、微細な炭化物が得られない。よって保持時間ｔ１は９０秒以下とする必要がある。保持時間ｔ１は、好ましくは６０秒以下、より好ましくは４０秒以下である。尚、炭化物の溶け込み不足によるオーステナイト化の不足を防止して、所望の組織（焼戻しマルテンサイト主体の組織）を得るには、このｔ１を５秒以上とすることが好ましい。また、保持時間ｔ１が短すぎると、炭化物が十分に固溶せず、未固溶の炭化物が残り、炭化物量が不足する。より好ましくは１０秒以上、更に好ましくは１５秒以上である。

焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）が小さ過ぎると、焼入れが不十分となり、強度が確保できないため、平均冷却速度ＣＲ１は５℃／秒以上とする必要がある。平均冷却速度ＣＲ１は、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。尚、平均冷却速度ＣＲ１の上限は、１００℃／秒程度である。

（焼戻し条件）
焼戻し加熱温度Ｔ２が低過ぎると、十分焼戻されず、強度が高くなりすぎて、絞り値が極端に低下するといった不具合が生じる。一方、焼戻し加熱温度Ｔ２が高くなると、引張強度：１９００ＭＰａ以上（好ましくは２０００ＭＰａ以上）を達成することが困難となる。焼戻し加熱温度Ｔ２の範囲は、３５０〜５５０℃の範囲（好ましくは４００〜５００℃）であり、要求強度に応じて適宜決定することができる。

１００℃から焼戻し加熱温度Ｔ２までの平均昇温速度ＨＲ２が遅いと、炭化物が粗大化し希望する特性を確保できない。また、平均昇温速度ＨＲ２が遅すぎると、粒界からの炭化物の生成頻度が低下し、微細な炭化物が得られない。よって本発明では、平均昇温速度ＨＲ２を３０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。但し、平均昇温速度ＨＲ２が速過ぎると、温度制御が困難になり、強度的なバラツキが生じ易くなるため、３００℃／秒以下とすることが好ましく、より好ましくは２００℃／秒以下である。尚、室温から１００℃までの平均昇温速度については特に問わない。

焼戻し加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２が９０秒よりも長くなると、炭化物が粗大化し、耐水素脆性が低下する。保持時間ｔ２は、好ましくは７０秒以下、より好ましくは５０秒以下、更に好ましくは４０秒以下、特に好ましくは１２秒以下である。一方、本発明は高周波加熱を行うことを前提とするものであり、保持時間ｔ２が短過ぎると、太径鋼線材の場合、円周方向の断面内の硬さバラツキが生じ易く、安定した強度向上を図ることが困難となる。よって本発明では、保持時間ｔ２を５秒以上とすることが好ましい。この保持時間ｔ２は、より好ましくは７秒以上、更に好ましくは１０秒以上である。尚、このときの保持時間ｔ２は、上記範囲内において要求強度に応じて適宜調整すればよい。

焼戻し加熱後の焼戻し加熱温度Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度ＣＲ２が遅いと、炭化物が粗大化し所望の特性を確保できない（粒界からの炭化物の生成頻度が低下し、微細な炭化物が得られない）。よって本発明では、上記平均冷却速度ＣＲ２を３０℃／秒以上とする。好ましくは４０℃／秒以上、より好ましくは５０℃／秒以上である。尚、平均冷却速度ＣＲ２の上限は、３００℃／秒程度である。また１００℃から室温までの平均冷却速度については特に限定されない。

本発明のばね用鋼線材は、直径が例えば７〜２０ｍｍ（好ましくは１０〜１５ｍｍ）である。このばね用鋼線材は、その後ばね加工で高強度ばねに成形され、耐水素脆性に優れ、且つ良好な機械的特性を発揮する高強度ばねが得られる。

優れた耐水素脆性を得るためには、溶製した鋼材の偏析を低減して、Ｃ，Ｓｉを高めた成分系であっても未固溶炭化物や粗大な残留オーステナイトを低減する必要がある。また、偏析を低減し、鋼中の成分を均一になるようにし、焼戻しマルテンサイト組織において、生成する炭化物の偏析を抑制し、鋼中に炭化物をより微細分散させ、微細炭化物にトラップされる水素量を増加させる必要がある。そのためには、溶製後に１２００℃以上で加熱するソーキングを実施することが重要となる。また、圧延中、低温でも偏析の低減効果のある３０ｍｍ以下となった後に、線温が９００℃以上となるように、圧延温度を調整することが重要となる。

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。

表１、２に示す化学成分組成の鋼材（鋼材Ｎｏ．１〜６３）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、１２００℃で１時間のソーキングを実施した。ソーキングを実施することで、偏析が低減され、Ｃ，Ｓｉを高めた成分系であっても未固溶炭化物や粗大な残留オースタナイトを低減でき、優れた耐水素脆性を得ることができる。また、偏析の低減により、鋼中の成分が均一になり、焼戻しマルテンサイト組織において、生成する炭化物の偏在がなくなり、鋼中により微細分散させることができ、微細炭化物にトラップされる水素量を増加させることができる。ソーキング後、熱間圧延して直径１４．３ｍｍの線材を得た。圧延中、３０ｍｍ以下の線径になった段階で、線温が９００℃以上となるように、圧延温度を調整した。そして該線材を直径１２．０ｍｍまで冷間引き抜き加工（伸線）して鋼線としてから、高周波誘導加熱炉にて、下記の条件で焼入れ焼戻しを行い、ばね用鋼線を得た。

（高周波による焼入れ条件）
焼入れ加熱温度Ｔ１：９３０℃
１００℃から焼入れ加熱温度Ｔ１までの平均昇温速度ＨＲ１：２００℃／秒
焼入れ加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１：１５秒
焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度ＣＲ１：８０℃／秒

（高周波による焼戻し条件）
焼戻し加熱温度Ｔ２：３５０〜５５０℃の範囲で２０００ＭＰａになるように設定
１００℃から焼戻し加熱温度Ｔ２までの平均昇温速度ＨＲ２：１００℃／秒
焼戻し加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２：１０秒
焼戻し加熱後の加熱温度Ｔ２から１００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：１００℃／秒

（炉加熱による焼入れ条件）
焼入れ加熱温度Ｔ１：９００℃
１００℃から焼入れ加熱温度Ｔ１までの平均昇温速度：２℃／秒
焼入れ加熱温度での保持時間ｔ１：１０分
焼入れ冷却速度：８０℃／秒

（炉加熱による焼戻し条件）
焼戻し加熱温度Ｔ２：３００〜５００℃の範囲で２０００ＭＰａになるように設定
１００℃から焼戻し加熱温度Ｔ２までの平均昇温速度：２℃／秒
焼戻し加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２：６０分
焼戻し加熱後の加熱温度Ｔ２から１００℃までの平均冷却速度：１００℃／秒

得られた鋼線を用い、以下の方法で、鋼組織の評価（旧オーステナイト結晶粒度番号の測定、焼戻しマルテンサイト分率の測定）、引張特性の評価（引張強度の測定）、耐水素脆性、鋼材中の水素量の評価を行った。

（旧オーステナイト結晶粒度番号の測定）
鋼線の横断面Ｄ／４位置が観察面となるように試料を採取し、この採取した試料を樹脂に埋め込み、研磨後にピクリン酸系の腐食液を用いて旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で旧オーステナイト結晶粒度番号を求めた。このとき光学顕微鏡にて４００倍で確認し、いずれの組織も、全組織に対し、焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上であることを確認した。

（引張特性の評価（コイリング性の評価））
ＪＩＳ１４号試験片に加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って、万能試験機にてクロスヘッドスピード：１０ｍｍ／分の条件で引張試験を行い、引張強度ＴＳを測定した。そして、引張強度ＴＳが１９００ＭＰａ以上を高強度（合格）と評価した。

（耐水素脆性の評価（水素脆化試験））
鋼線から幅：１０ｍｍ×厚さ：１．５ｍｍ×長さ：６５ｍｍの試験片を切り出した。そして、試験片に対して４点曲げにより１４００ＭＰａの応力を作用させた状態で、試験片を、１Ｌ中に硫酸が０．５ｍｏｌ、チオシアン酸カリウムが０．０１ｍｏｌとなるような混合溶液に浸漬した。ポテンションスタットを用いてＳＣＥ電極（飽和カロメル電極）よりも卑な−７００ｍＶの電圧をかけ、割れが発生するまでの時間（破断時間）を測定した。そして、破断時間が１１００秒以上の場合を耐水素脆性に優れる（判定「○」）と評価した。

（鋼線中の水素吸蔵量の測定）
鋼線から幅：１０ｍｍ×厚さ：１．０ｍｍ×長さ：３０ｍｍの試験片を切り出した。そして、試験片を無応力の状態で、１Ｌ中に硫酸が０．５ｍｏｌ、チオシアン酸カリウムが０．０１ｍｏｌとなるような混合溶液に浸漬した。ポテンションスタットを用いてＳＣＥ電極よりも卑な−７００ｍＶの電圧をかけた状態で、１５時間保持し、取り出した後、直ぐに、放出水素量の測定を実施した。放出水素量は、ガスクロマトグラフィ装置にて昇温分析により測定した。昇温速度は１００℃／時で測定し、３００℃までの放出水素量を水素吸蔵量とした。この水素吸貯蔵量が１４．０ｐｐｍ以上のときに、水素量判定「○」とした。

その結果を、熱処理条件と共に、下記表３、４に示す。

この結果から、次のように考察できる。鋼材Ｎｏ．５〜１８、２７、３１〜４２、５７〜６３は、本発明で規定する要件を満足する実施例であり、良好な耐水素脆化特性が発揮されていることが分かる。

これに対し、鋼材Ｎｏ．１〜４、１９〜２６、２８〜３０、４３〜５６のものは、本発明で規定するいずれかの要件を満足しない比較例であり、耐水素脆性が劣化している。即ち、鋼材Ｎｏ．１〜３のものは、［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値が本発明で規定する範囲に満たない例であり（Ｃ含有量も不足しており、水素量判定も「×」）、微細炭化物の個数が不足することが予想され、耐水素脆化特性が劣化している。また鋼材Ｎｏ．４のものは、Ｃ含有量が不足する例であり（水素量判定も「×」）、微細炭化物の個数が不足することが予想され、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．１９のものは、［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値が本発明で規定する範囲を超える例であり、焼入れ時に炭化物の溶け込みが不足することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。鋼材Ｎｏ．２０、２１のものは、Ｃ含有量が過剰となっている例であり（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値も本発明で規定する範囲を超えている）、焼入れ時に炭化物の溶け込みが不足することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．２２のものは、Ｓｉ含有量が過剰となっている例であり（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値も本発明で規定する範囲を超えている）、焼入れ時に炭化物の溶け込みが不足することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。鋼材Ｎｏ．２３のものは、（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８）の値が本発明で規定する範囲に満たない例であり（水素量判定も「×」）、微細炭化物の個数が不足することが予想され、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．２４のものは、Ｓｉ含有量が不足する例であり（［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値も本発明で規定する範囲に満たない、水素量判定も「×」）、微細炭化物の個数が不足することが予想され、耐水素脆化特性が劣化している。鋼材Ｎｏ．２５のものは、Ｓｉ含有量が過剰となっている例であり、焼入れ時に炭化物の溶け込みが不足することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．２６のものは、Ｓｉ含有量が不足する例であり（水素量判定も「×」）、微細炭化物の個数が不足することが予想され、耐水素脆化特性が劣化している。鋼材Ｎｏ．２８のものは、Ｍｎ含有量が過剰となっている例であり、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．２９のものは、Ｐ含有量が過剰となっている例であり、Ｐが粒界に偏析して粒界が脆化することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。鋼材Ｎｏ．３０のものは、Ｓ含有量が過剰となっている例であり、粒界に偏析して粒界が脆化することが予想され、水素量判定は「○」ではあるが、耐水素脆化特性が劣化している。

鋼材Ｎｏ．４３〜５６のものは、炉加熱を行った例であり、旧オーステナイトの結晶粒度番号が小さいなっており（結晶粒が粗大化しており、且つ水素量判定も「×」）、耐水素脆化特性が劣化している。

Claims (10)

1. 焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上、引張強度が１９００ＭＰａ以上の高強度ばね用鋼線であって、
   前記鋼線は、
   Ｃ：０．５０〜０．７０％（質量％の意味、化学成分組成について以下同じ）、
   Ｓｉ：１．５０〜２．３％、
   Ｍｎ：０．３〜１．５％、
   Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．００１〜０．１０％を夫々含有し、且つＣとＳｉとが下記（１）式の関係を満足し、残部が鉄および不可避不純物であり、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０番以上であると共に、水素吸蔵量が１４．０ｐｐｍ以上であることを特徴とする高強度ばね用鋼線。
   ０．７３％≦［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８≦０．９０％ …（１）
   但し、［Ｃ］および［Ｓｉ］は、夫々ＣおよびＳｉの含有量（質量％）を示す。
2. 更に、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：０．７％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の高強度ばね用鋼線。
3. 更に、Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１または２に記載の高強度ばね用鋼線。
4. 更に、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線。
5. 更に、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）および／またはＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜４のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線。
6. 更に、Ｖ：０．４％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜５のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線。
7. 前記（１）式において［Ｃ］＋［Ｓｉ］／８の値が０．８９％以下であり、
   更に、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１〜６のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線。
8. 直径が７〜２０ｍｍである請求項１〜７のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線。
9. 請求項１〜７のいずれかに記載の化学成分組成を満たす鋼材に、下記の条件でソーキング及び熱間圧延を行い、鋼線を高周波焼入れおよび焼戻しする高強度ばね用鋼線の製造方法であって、
   前記高強度ばね用鋼線は、焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上、引張強度が１９００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０番以上であると共に、水素吸蔵量が１４．０ｐｐｍ以上であることを特徴とする耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線の製造方法。
   （ソーキング条件）
   ソーキング温度：１２００℃以上
   （熱間圧延条件）
   ソーキング後の熱間圧延中、３０ｍｍ以下の線径になった段階で、線温を９００℃以上
   （焼入れ条件）
   焼入れ加熱温度Ｔ１：８５０〜１０００℃
   １００℃から焼入れ加熱温度Ｔ１までの平均昇温速度ＨＲ１：４０℃／秒以上
   焼入れ加熱温度Ｔ１での保持時間ｔ１：９０秒以下
   焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度ＣＲ１：５℃／秒以上、１００℃／秒以下
   （焼戻し条件）
   焼戻し加熱温度Ｔ２：３５０〜５５０℃
   １００℃から焼戻し加熱温度Ｔ２までの平均昇温速度ＨＲ２：３０℃／秒以上
   焼戻し加熱温度Ｔ２での保持時間ｔ２：９０秒以下
   焼戻し加熱後の焼戻し加熱温度Ｔ２から１００℃までの平均冷却速度ＣＲ２：３０℃／秒以上
10. 請求項１〜８のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線を用いて得られた高強度ばね。