WO2012029812A1 - 伸線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 - Google Patents

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WO2012029812A1
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less
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strength spring
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友信 石田
吉原　直
周平 北村
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株式会社神戸製鋼所
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    • Y10T29/49609—Spring making
    • Y10T29/49611—Spring making for vehicle or clutch

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire for a high-strength spring having high workability (drawing property, and SV property described later) used for a valve spring of an internal combustion engine, a suspension spring of an automobile, and the like, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength spring obtained by using a steel wire for a high-strength spring.
  • the steel wire for a high-strength spring according to the present invention is a wire after hot rolling (steel wire), and has high wire drawing property (drawing workability) and the like despite its tensile strength being 1050 MPa or more. It is what you have.
  • the present invention also relates to a technique that makes it possible to omit heat treatment for improving workability in secondary processing of the wire.
  • valve springs mainly used in engines and suspension springs that soften vibrations from tires are known springs used in automobiles.
  • the manufacturing method of the valve spring is as follows. First, a steel ingot that has been refined and divided so as to have a predetermined chemical composition is processed into a round wire having a diameter of about 5.5 to 8.0 mm by hot rolling, wound into a coil, and cooled. Thereafter, annealing is performed at around 700 ° C. to soften, and then a skin removing process (hereinafter, sometimes referred to as “SV process”) is performed to remove the decarburized portion of the surface layer. Thereafter, in order to improve processability, the wire is heated to 900 ° C.
  • SV process skin removing process
  • the above-mentioned heat treatment for isothermal transformation is mainly required to prevent manufacturing troubles such as disconnection during processing.
  • these heat treatments become production bottlenecks and cause productivity to deteriorate.
  • the heat treatment for improving the workability tends to take a long time, which is a major factor that pushes up the price of the steel wire for high strength springs.
  • the patenting process described above may require several tens of hours to process one bundle of 2 ton coils. Therefore, if simplification of the heat treatment (for example, shortening the heat treatment time) or complete omission of the heat treatment can be realized, the merit in production is very large.
  • the heat treatment is naturally a source of CO 2 emission, and the lead patenting treatment using lead, which is a harmful substance, has a large environmental load.
  • the heat treatment can be omitted or simplified, significant productivity improvement, cost reduction, and environmental load reduction can be expected. Therefore, a high-strength spring that has good workability even if heat treatment is omitted or simplified.
  • the reality is that realization of steel wire rods is desired.
  • the workability includes the cutting rate (SV step), which is a processing step performed from rolling to quenching-tempering treatment, and the wire breakage rate and die life in the wire drawing step (hereinafter, referred to as “process”).
  • SV step is a processing step performed from rolling to quenching-tempering treatment
  • process wire breakage rate and die life in the wire drawing step
  • the workability during the SV process is sometimes referred to as “SV property” in particular).
  • Patent Document 1 discloses that the heating temperature in hot rolling is set to 1000 ° C. or lower, finish rolling is performed at 1000 ° C. or lower, forcibly cooled to 650 to 750 ° C., and then coiled. And then cooled to 600 ° C. at a cooling rate of 1 to 10 ° C./s to produce a wire rod that achieves a drawing value of 40% or more and exhibits good wire drawing even if heat treatment is omitted. It is disclosed that it can be done.
  • This method is intended to suppress the occurrence of supercooled structure and obtain a fine pearlite structure.
  • this method is simply fine pearlite. It is not enough to just get an organization. Rather, there is a problem that the hardness increases with the refinement of the pearlite structure, the drawability decreases, and disconnection is likely to occur.
  • forced cooling is performed to 650 to 750 ° C. before mounting on the coil in the manufacturing process. However, when such a process is applied to a steel wire for a high-strength spring, it is sufficiently predicted that deformation resistance will increase and a mounting failure will occur.
  • Patent Document 2 after finishing rolling, the ring pitch when placed in a coil shape is tightly wound to 1/10 or less of the ring diameter and gradually cooled to reduce the hardness of the rolled material.
  • a technique that enables the SV process to be performed while being rolled has been proposed. In this method, the hardness of the structure is reduced, but the coarsening of the crystal grains during the slow cooling proceeds and the variation in the crystal grain size increases, so that it is difficult to ensure excellent workability of the steel wire. In addition, decarburization during slow cooling increases, and the quality of the product spring is reduced.
  • the present invention has been made to solve such problems in the prior art, and its purpose is to prevent an increase in deformation resistance accompanying an increase in hardness, omit heat treatment that impairs productivity, or shorten the time.
  • Steel wire for high-strength springs that can exhibit good drawability (and SV properties) even if simplified to heat treatment, and a useful method for producing such steel wires for high-strength springs
  • the present invention also provides a high-strength spring or the like obtained using a steel wire for a high-strength spring as a raw material.
  • simplification refers to substituting with a low-cost process in a shorter time than the current heat treatment.
  • the patenting process may be replaced with a high-speed continuous process using annealing or high-frequency heating.
  • the steel wire for high-strength springs of the present invention that has solved the above problems is a steel wire after hot rolling, and C: 0.4 to 0.8% (meaning “mass%”, chemical composition The same applies to the composition below), Si: 0.5 to 2.5%, Mn: 0.3 to 2.0%, and Cr: 0.4 to 3.0%, and V: 0.05 to Containing one or more selected from the group consisting of 0.5%, Nb: 0.05 to 0.5%, Ni: 0.1 to 2.0% and Mo: 0.1 to 0.5%, The balance is composed of iron and inevitable impurities, and is a structure mainly composed of pearlite, and the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ satisfy the following expressions (1) and (2), respectively.
  • the steel wire for a high-strength spring of the present invention preferably has an average value HVave of Vickers hardness of 360 or less. 9.5 ⁇ Pave ⁇ 12.0 (1) 0.2 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.7 (2)
  • the steel wire for high-strength spring of the present invention may further include (a) Cu: 0.7% or less (not including 0%), (b) Ti: 0.5% or less (not including 0%) as necessary. (C) B: 0.01% or less (not including 0%) or the like is also effective, and the characteristics of the steel wire for high-strength springs are further improved according to the components contained.
  • the steel wire after hot rolling is coiled at a mounting temperature of 750 to 950 ° C., and then 1 ° C./second on a cooling conveyor.
  • the wire is rapidly and uniformly cooled to a temperature of 750 ° C. or lower at the above cooling rate, and the starting temperature of the subsequent slow cooling is set so that both the dense and sparse portions of the coil are in the range of 650 to 750 ° C. Just do it.
  • regulated by following (3) Formula into less than 1 degree-C / sec in the said area
  • the slow cooling region residence time t in the following formula (3) is preferably 30 seconds or more.
  • V (° C./second) (Tin ⁇ Tout)/t (3)
  • Tin Steel wire temperature (° C.) on the entry side of the slow cooling region
  • Tout Steel wire temperature (° C.) on the exit side of the slow cooling region
  • t Residence time of the steel wire in the slow cooling region (seconds)
  • a high-strength spring exhibiting desired characteristics can be obtained by forming the spring through the process.
  • the chemical component composition and making the manufacturing conditions appropriate by appropriately adjusting the chemical component composition and making the manufacturing conditions appropriate, a structure mainly composed of pearlite is obtained, and the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ are predetermined. Since the relational expression is satisfied, it is possible to prevent an increase in deformation resistance due to an increase in hardness, and even if the heat treatment that impairs productivity is omitted or simplified to a short time heat treatment, good elongation can be achieved.
  • a steel wire for a high-strength spring that can exhibit linearity and SV characteristics can be realized. Such a steel wire for a high strength spring is extremely useful as a material for producing a high strength spring.
  • FIG. 1 shows a state of a coiled steel wire rod (hereinafter sometimes simply referred to as “coil”) on the cooling conveyor.
  • the steel wire rods are relatively densely overlapped (referred to as “dense part”) and relatively sparse (referred to as “sparse part”).
  • DI critical diameter
  • the present inventors examined the relationship between the structure of a steel wire rod (rolled material) for high-strength springs and workability (drawing workability, SV property). As a result, it has been found that the workability is improved by controlling the rolled material structure to a fine and uniform pearlite structure.
  • the variation in the structure granularity variation
  • the variation caused by the longitudinal direction that is, the coil sparse portion and the dense portion
  • the variation in the wire cross section circular cross section
  • the average value HVave of the Vickers hardness in the longitudinal direction of the wire is 360 or less. Is preferred.
  • the present inventors further examined the conditions for satisfying these requirements. As a result, if the structure is mainly composed of pearlite and the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ satisfy the following expressions (1) and (2), respectively, The present invention has been completed by finding that a suitable steel wire for high strength spring can be realized. 9.5 ⁇ Pave ⁇ 12.0 (1) 0.2 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.7 (2)
  • the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ are preferably 10.0 ⁇ Pave ⁇ 11.5 and 0.3 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.6.
  • the structure mainly composed of pearlite means a structure containing pearlite in an area of 60 area% or more (preferably 80 area% or more, most preferably 100 area%). The purpose of is achieved.
  • the procedure for producing a steel wire for high strength springs is as follows. First, a steel billet having a predetermined chemical composition is hot rolled until a desired wire diameter is obtained.
  • the heating temperature at the time of rolling is not particularly limited, but is preferably as low as possible from the viewpoint of refining the structure. However, when the heating temperature is lowered, the deformation resistance of the steel material increases and the equipment load increases. Therefore, the heating temperature is appropriately set according to the equipment owned. Usually, the heating temperature (steel billet heating temperature) at the time of hot rolling is about 950 to 1000 ° C.
  • the steel wire after hot rolling is coiled and placed on the cooling conveyor.
  • the temperature (mounting temperature) at this time exceeds 950 ° C., the structure becomes coarse, and when it becomes less than 750 ° C.
  • the mounting temperature is set to 750 to 950 ° C., because the deformation resistance increases to cause a defective package appearance.
  • This mounting temperature is preferably 775 ° C. or higher (more preferably 800 ° C. or higher), preferably 925 ° C. or lower (more preferably 900 ° C. or lower).
  • the structure after rolling (the structure of the steel wire material, the structure of the rolled material) is controlled within a predetermined range.
  • the structure after rolling is controlled within a predetermined range.
  • slow cooling is usually performed by installing a slow cooling cover on the cooling conveyor, so in the following, the slow cooling region will be referred to as “in the slow cooling cover” and the slow cooling start position will be referred to as “slow cooling cover inlet”. Sometimes called.
  • the wire temperature at the inlet of the slow cooling cover In order to control the wire temperature at the inlet of the slow cooling cover so that both the sparse and dense portions are within the range of 650 to 750 ° C., it depends on the overlapping condition of the placed wire (coil) and each part of the ring. This is possible by comprehensively controlling the air volume. Then, it transforms by gradually cooling in the slow cooling cover.
  • the cooling rate V in the slow cooling cover is defined by the following formula (3), but the cooling rate V is preferably less than 1 ° C./second.
  • V (° C./second) (Tin ⁇ Tout)/t (3)
  • Tin Steel wire temperature (° C.) on the entry side of the slow cooling region
  • Tout Steel wire temperature (° C.) on the exit side of the slow cooling region
  • t Residence time of the steel wire in the slow cooling region (seconds)
  • the installation of the slow cooling cover as described above is also useful for suppressing temperature variation of the wire and preventing local tissue variation.
  • the stay time in the slow cooling cover (slow cooling region stay time t, slow cooling time) is too short, the slow cooling ends before the transformation is completed, and the subsequent cooling (usually water cooling) causes bainite or Since the overcooled structure such as martensite may occur, it is preferable to secure the stay time of 30 seconds or more.
  • the chemical composition of the steel wire rod for high-strength springs of the present invention needs to be adjusted appropriately in order to exhibit the characteristics as the final product (high-strength spring).
  • the reasons for limiting the range of each component (element) in the chemical component composition are as follows.
  • C is an element effective in increasing the strength and sag resistance after spring processing, and for that purpose, it is necessary to contain 0.4% or more. As the C content increases, the strength and sag resistance of the spring are improved. However, if the C content is excessive, the ductility and toughness are reduced.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.5% or more, and the preferable upper limit is 0.7% or less.
  • Si 0.5-2.5%
  • Si is an element necessary for deoxidation of steel, and also exhibits an effect of increasing the strength of steel by dissolving in ferrite. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 0.5% or more. However, if the Si content is excessive, the ductility and toughness are reduced, and surface decarburization and flaws are increased to deteriorate the fatigue characteristics.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.7% or more (more preferably 0.8% or more, more preferably 1.0% or more), and the preferable upper limit is 2.3% or less (more preferably 2.1%). Hereinafter, more preferably 2.0% or less.
  • Mn 0.3 to 2.0%
  • Mn is an element necessary for deoxidation of steel, and contributes to improvement of spring strength by improving hardenability. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 0.3% or more. However, if the Mn content is excessive, the transformation time becomes long and it becomes difficult to control the structure in hot rolling, so it is necessary to make it 2.0% or less.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.35% or more (more preferably 0.40% or more, further preferably 0.50% or more), and the preferable upper limit is 1.8% or less (more preferably 1.6%). Hereinafter, it is more preferably 1.2% or less.
  • Cr 0.4-3.0%
  • Cr has the effect of reducing the activity of C to prevent decarburization during rolling or heat treatment and to suppress graphitization of carbides.
  • it is necessary to contain 0.4% or more of Cr.
  • the preferable lower limit of the Cr content is 0.45% or more (more preferably 0.50% or more, still more preferably 0.8% or more, still more preferably 1.0% or more), and the preferable upper limit is 2.8. % Or less (more preferably 2.6% or less, still more preferably 2.0% or less).
  • V 0.05-0.5%
  • Nb 0.05-0.5%
  • Ni 0.1-2.0%
  • Mo 0.1-0.5%
  • V, Nb, Ni, and Mo all have the effect of improving the ductility and toughness of the spring and the wire, and the effect is exhibited by containing a predetermined amount of one or more of these.
  • V has an effect of refining crystal grains in hot rolling and quenching-tempering treatments, and has an effect of increasing workability after rolling and improving the ductility and toughness of the spring. Furthermore, secondary precipitation hardening occurs during strain relief annealing after spring formation, contributing to improvement of spring strength. However, if it is contained excessively, large carbides and nitrides are produced during the casting of the steel material, leading to an increase in fatigue breakage starting from inclusions. Therefore, the range of V amount is set to 0.05 to 0.5%.
  • the preferable lower limit of the V content is 0.06% or more (more preferably 0.07% or more, more preferably 0.10% or more), and the preferable upper limit is 0.4% or less (more preferably 0.35%). Hereinafter, it is more preferably 0.30% or less.
  • Nb also has the effect of refining crystal grains in hot rolling and quenching-tempering treatments, and has the effect of increasing workability after rolling and improving the ductility and toughness of the spring. However, even if it contains excessively, the effect will be saturated and the harmful effect which presses down a steel material price will become larger. Therefore, the range of Nb content is set to 0.05 to 0.5%.
  • the preferable lower limit of the Nb content is 0.06% or more (more preferably 0.07% or more, more preferably 0.10% or more), and the preferable upper limit is 0.4% or less (more preferably 0.35%). Hereinafter, it is more preferably 0.30% or less.
  • Ni has the effect of increasing ductility and toughness after quenching and tempering. It also has the effect of improving corrosion resistance. However, if it is excessively contained, the hardenability increases, the transformation time becomes longer, and the structure control in hot rolling becomes difficult. Therefore, the range of Ni content is set to 0.1 to 2.0%.
  • the preferable lower limit of the Ni content is 0.12% or more (more preferably 0.15% or more, further preferably 0.20% or more), and the preferable upper limit is 1.9% or less (more preferably 1.8%).
  • the ratio is further preferably 1.5% or less, and still more preferably 1.2% or less.
  • Mo has the effect of increasing ductility and toughness after quenching and tempering. It also has the effect of increasing the hardenability and contributing to higher spring strength. However, excessive inclusion increases hardenability and makes it difficult to control the structure, and increases the price of steel. Therefore, the range of Mo content is set to 0.1 to 0.5%.
  • the preferable lower limit of the Mo content is 0.15% or more (more preferably 0.20% or more), and the preferable upper limit is 0.4% or less.
  • the basic components of the steel wire for high-strength spring according to the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities (for example, P, S, etc.).
  • the steel wire for high-strength springs according to the present invention if necessary, (a) Cu: 0.7% or less (not including 0%), (b) Ti: 0.5% or less (not including 0%) (C) B: 0.01% or less (not including 0%) or the like may be contained, and the properties of the steel wire are further improved depending on the type of element to be contained.
  • the reason for setting a preferable range of these elements is as follows.
  • Cu 0.7% or less (excluding 0%)
  • Cu has an effect of suppressing decarburization. It also contributes to improved corrosion resistance. However, if excessively contained, the hot ductility is lowered and there is a risk of cracking during hot rolling, so 0.7% or less is preferable.
  • the preferable minimum when containing Cu is 0.05% or more, and a more preferable upper limit is 0.6% or less.
  • Ti 0.5% or less (excluding 0%)]
  • Ti has the effect
  • the content is preferably 0.5% or less.
  • the preferable minimum when containing Ti is 0.01% or more, and a more preferable upper limit is 0.4% or less.
  • B 0.01% or less (excluding 0%)
  • B has an effect of improving ductility and toughness.
  • a composite compound of Fe and B precipitates and causes cracking during hot rolling, so it is preferably made 0.01% or less.
  • the preferable minimum when containing B is 0.0005% or more, and a more preferable upper limit is 0.008% or less.
  • the steel wire for a high-strength spring of the present invention is assumed after hot rolling.
  • the steel wire for high strength spring is then processed without being subjected to heat treatment and formed into a high strength spring, but may be subjected to rapid heat treatment (for example, high frequency heating). That is, using the steel wire for high-strength spring of the present invention, after passing through any of the following (a) to (c), or a combination of (a) and (b) or (a) and (c), By forming the spring, a spring exhibiting good characteristics can be obtained.
  • A) The skinning process is performed without heat treatment.
  • B) After the shaving process a drawing process is performed without performing a patenting process.
  • softening annealing or high-frequency heating is performed to perform drawing.
  • the wire obtained in the present invention exhibits good workability even if it is processed through the steps (a) and (b) or both.
  • a hardened layer may be generated in the surface portion of the wire rod that has been subjected to the cutting process during the skin cutting process, which may be an obstacle during the drawing process.
  • the above (c) is replaced with the above (b) process. It is preferable to carry out the process.
  • heat treatment is applied after skinning for the purpose of softening the surface layer hardened layer, and there is an effect of reducing troubles such as disconnection during the drawing process.
  • annealing, high-frequency heating, or the like is conceivable.
  • treatment using high-frequency heating is preferable because of high productivity.
  • Example 1 A steel ingot having a chemical composition shown in Table 1 below was melted in a converter, and then the steel ingot was subjected to ingot rolling to produce a steel billet having a cross section of 155 mm ⁇ 155 mm, heated to 1000 ° C., and the wire diameter : Processed (hot rolled) into a round wire of 5.5 to 8.0 mm ⁇ .
  • Table 1 also shows the ideal critical diameter DI, which is determined by ASTM A 255-02 from a Jominy curve measured by the method described in JIS G0561 using a test piece cut from a steel piece before rolling. Measured based on the following formula (4).
  • one ring is cut out from the non-defective part terminal of each coil, and the sample obtained by dividing into 8 pieces in the circumferential direction (corresponding to 8 divisions in the longitudinal direction of the wire) as shown in FIG.
  • the cross section (circular cross section perpendicular to the rolling direction) of the 8 divided samples was observed with an optical microscope, and the surface layer of each cross section, the position of D / 4, D / 2 (D is the wire material)
  • the P nodule indicates a region where the ferrite crystal grains in the pearlite structure have the same orientation
  • the ferrite area ratio is 40% or less, the area of pro-eutectoid ferrite can be excluded. P nodules can be measured.
  • the SV property is obtained by performing a skinning process (SV process) without applying heat treatment to the coil, and checking for the presence or absence of disconnection in this SV process, the dimensional tolerance of the wire diameter after skinning, and the appearance inspection. evaluated. Further, the wire drawing property was evaluated by drawing a 2 ton coil after the SV process and obtaining a limit area reduction rate (drawing limit area reduction rate) at which disconnection occurs.
  • SV process skinning process
  • test no. Examples Nos. 1 to 12 are examples satisfying the requirements defined in the present invention
  • test Nos. Examples Nos. 13 to 20 are examples in which the chemical composition is satisfied (steel type L) but the manufacturing conditions do not satisfy the requirements defined in the present invention
  • No. 21 has a chemical composition outside the range defined in the present invention.
  • test no. Nos. 1 to 12 are such that the P nodules have a fine pearlite structure that satisfies the requirements defined by the above formulas (1) and (2), and the average value HVave of the Vickers hardness is as soft as 360 or less. All of the steel wire materials have good results in both drawability and SV property.
  • Test No. No. 16 satisfied the chemical component composition (steel type L), but because the annealing cover inlet temperature was low, the structure was excessively refined (bainite was also generated) and the hardness increased. As a result, disconnection occurred during the SV process, and early disconnection also occurred in wire drawing (drawing limit area reduction ratio: less than 10%).
  • Test No. No. 21 uses a steel type with a high C content of 0.90% (steel type M in Table 1), so the average value HVave of Vickers hardness is high, wire breakage occurs during the SV process, and the wire drawing limit The area reduction rate was also low (less than 10%).
  • FIG. 3 shows the relationship between the average value Pave of the P nodule particle size number and the standard deviation P ⁇ .
  • the relationship between the average value Pave of the P nodule particle size number and the average value HVave of the Vickers hardness is shown in FIG.
  • FIG. 5 shows the relationship between the standard deviation P ⁇ of the P nodule particle size number and the average value HVave of the Vickers hardness, respectively.
  • ⁇ means that the wire drawing property is good
  • x means that the wire drawing property is poor.
  • annealing soft annealing, 700 to 900 ° C. for 1 to 2 hours
  • the 2 ton coil is drawn, and the above-mentioned wire drawing limit area reduction ratio (the limit at which disconnection occurs) Area reduction ratio).
  • Test No. In each of 22 to 33, five 2 ton coils were used, the above annealing was performed after skinning (SV), and then the wire was drawn to a diameter of 4.5 to 2.5 mm. Disconnection frequency) was measured.
  • FIG. 6 is a graph showing the effect of the presence or absence of heat treatment after the SV process on the disconnection frequency for each steel type (A to L).
  • the disconnection frequency of 1 to 12 is sufficiently low.
  • the frequency of disconnection can be further reduced and the wire drawing can be further improved.

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Abstract

　硬さの上昇に伴う変形抵抗の増大を防止し、生産性を阻害する熱処理を省略、若しくは短時間への熱処理へと簡略化しても良好な伸線加工性等を発揮することのできる高強度ばね用鋼線材、およびこのような高強度ばね用鋼線材を製造するための有用な方法、並びに高強度ばね用鋼線材を素材として得られる高強度ばね等を提供する。　本発明の高強度ばね用鋼線材は、熱間圧延後の鋼線材であり、所定の化学成分組成を有し、パーライトを主体とする組織であり、且つパーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式、（２）式を満足する。　９．５≦Ｐａｖｅ≦１２．０　…（１）　０．２≦Ｐσ≦０．７　…（２）

Description

伸線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
　本発明は、内燃機関の弁ばねや自動車の懸架ばね等に使用される、高い加工性（伸線性、更には後述するＳＶ性）を有する高強度ばね用鋼線材、およびその製造方法、並びにこの高強度ばね用鋼線材を用いて得られる高強度ばね等に関するものである。特に本発明に係る高強度ばね用鋼線材は、熱間圧延後の線材（鋼線材）であって、引張強度が１０５０ＭＰａ以上であるにも拘わらず、高い伸線性（伸線加工性）等を有するものである。また本発明は、該線材の二次加工において加工性向上のための熱処理を省略可能とする技術に関するものである。
　近年の環境問題に起因する自動車の燃費規制は厳しさを増しており、自動車の低燃費化の実現が急務となっている。自動車に使用される鋼材の開発においても、鋼材の高強度化による車体の軽量化ニーズが強く、今後の燃費規制の強化に応じて更なる高強度鋼材が求められている。その一方で、新興国の台頭もあって市場競争は激化の一途をたどっており、高強度で且つ低価格の鋼材の開発が必要とされている。
　自動車に使用されるばねには、主にエンジンに使用される弁ばねや、タイヤからの振動をやわらげる懸架ばね等が知られている。一例として弁ばねの製造方法は以下の通りである。まず所定の化学成分組成となるよう精練・分塊された鋼塊を、熱間圧延で直径：５．５～８.０ｍｍ程度の丸線に加工し、コイル状に巻き取って冷却する。その後、７００℃前後で焼鈍を加えて軟化させ、次いで、表層の脱炭部を除去する皮削り工程（以下、「ＳＶ工程」と呼ぶことがある）を実施する。その後、加工性向上のために、線材を９００℃以上に加熱して一旦オーステナイト化した後、６００℃程度の温度に保った鉛浴若しくは塩浴等の冷媒に浸漬して恒温変態させる熱処理（「パテンティング」と呼ばれる）を実施する。この熱処理により組織を緻密なパーライトに整えてから、所望の線径（弁ばねの場合は直径：３～４ｍｍ程度）まで伸線加工する。その後、ばね特性を向上させるための焼入れ－焼戻し処理を実施してからばね形状に加工する。
　上記の恒温変態させるための熱処理は、主に加工中の断線等の製造トラブルを防ぐために必要とされている。しかしながら、これらの熱処理は生産のボトルネックとなって生産性を悪化させる原因となっている。特に鋼材の高強度化に伴い、加工性が悪化するため、加工性向上のための熱処理も長時間化する傾向があり、高強度ばね用鋼線材の価格を押し上げる大きな要因となっている。特に、前述のパテンティング処理は、２ｔｏｎコイル１束を処理するのに数十時間を要する場合がある。従って、上記熱処理の簡略化（例えば、熱処理をより短時間とする等）、または上記熱処理の完全な省略を実現できれば、生産上のメリットは極めて大きい。
　更に、上記熱処理は、当然ながらＣＯ2排出源になっている他、特に有害物質である鉛を使用する鉛パテンティング処理は、環境負荷が大きい。即ち、上記熱処理の省略または簡略化を可能にすれば、大幅な生産性改善、コストダウン、環境負荷軽減が見込めるため、「熱処理を省略または簡略化しても良好な加工性を有する」高強度ばね用鋼線材の実現が望まれているのが実情である。
　これまでにも、熱間圧延の条件を工夫してばね用鋼線材の加工性を向上させる技術がいくつか提案されている。尚、ここでの加工性とは、圧延から焼入れ－焼戻し処理までに行われる加工工程である皮削り工程（ＳＶ工程）および伸線工程での断線率やダイス寿命等をも含むものである（以下、ＳＶ工程時の加工性を、特に「ＳＶ性」ということがある）。
　こうした技術に関連するものとして、例えば特許文献１には、熱間圧延における加熱温度を１０００℃以下とし、１０００℃以下で仕上げ圧延を行った後、６５０～７５０℃まで強制冷却してからコイル状に巻き取り、次いで１～１０℃／秒の冷却速度で６００℃まで冷却することによって、絞り値が４０％以上を実現すると共に、熱処理を省略しても良好な伸線性を発揮する線材が製造できることが開示されている。
　この方法は、過冷組織の発生を抑え、微細なパーライト組織を得ることを目的としているが、引張強度が１０５０ＭＰａ以上である高強度鋼線材の加工性を向上させるには、単純に微細なパーライト組織を得るのみでは不十分である。むしろパーライト組織の微細化に伴い硬さが上昇し、伸線性が低下して、断線が発生しやすいという問題がある。また、上記方法では、製造プロセスにおいて、コイルへの載置前に６５０～７５０℃まで強制冷却を行っている。しかし、この様な工程を高強度ばね用鋼線材に適用すると、変形抵抗が増大して載置不良を生じることが十分予想される。
　一方、特許文献２では、仕上げ圧延後、コイル状に載置したときのリングピッチを、リング径の１／１０以下と密に巻き取って徐冷することで、圧延材の硬さを低減し、圧延ままでＳＶ工程の実施を可能にする技術が提案されている。この方法では、組織の硬さは低減するものの、徐冷中の結晶粒の粗大化が進行し、結晶粒度のばらつきも大きくなるため、鋼線材の優れた加工性を確保することが困難となる。また、徐冷中の脱炭も大きくなり、製品であるばねの品質を低下させる。
特許第２７６１０４６号公報 特開平５－７８１２号公報
　本発明はこうした従来技術における課題を解決する為になされたものであって、その目的は、硬さの上昇に伴う変形抵抗の増大を防止し、生産性を阻害する熱処理を省略、若しくは短時間の熱処理へと簡略化しても、良好な伸線性（更にはＳＶ性）を発揮することのできる高強度ばね用鋼線材、およびこのような高強度ばね用鋼線材を製造するための有用な方法、並びに高強度ばね用鋼線材を素材として得られる高強度ばね等を提供することにある。ここで、簡略化とは、現行の熱処理よりも短時間で低コストの処理で代替することを指す。一例を挙げれば、上記パテンティング処理を、焼鈍若しくは高周波加熱等を利用した高速の連続処理で代替することである。
　上記課題を解決することのできた本発明の高強度ばね用鋼線材とは、熱間圧延後の鋼線材であり、Ｃ：０．４～０．８％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５～２．５％、Ｍｎ：０．３～２．０％およびＣｒ：０．４～３．０％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１～２．０％およびＭｏ：０．１～０．５％よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、パーライトを主体とする組織であり、且つパーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式、（２）式を満足する点に要旨を有するものである。本発明の高強度ばね用鋼線材は、ビッカース硬度の平均値ＨＶａｖｅが３６０以下であることが好ましい。
　９．５≦Ｐａｖｅ≦１２．０　　　　　　　　　　…（１）
　０．２≦Ｐσ≦０．７　　　　　　　　　　　　　…（２）
　本発明の高強度ばね用鋼線材には、必要によって更に（ａ）Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）等を含有させることも有効であり、含有される成分に応じて高強度ばね用鋼線材の特性が更に改善される。
　上記のような高強度ばね用鋼線材を製造するに当たっては、熱間圧延後の鋼線材を載置温度：７５０～９５０℃としてコイル状に巻き取った後、冷却コンベヤ上にて１℃／秒以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで急速且つ均一に線材を冷却し、引き続き行う徐冷の開始温度を、コイルの密部と疎部のいずれも６５０～７５０℃の範囲内となるようにすれば良い。
　上記本発明方法では、前記徐冷する領域において、下記（３）式で規定される冷却速度Ｖを１℃／秒未満とすることが好ましい。また、下記（３）式における徐冷領域滞在時間ｔは３０秒以上とすることが好ましい。
　Ｖ（℃／秒）＝（Ｔｉｎ－Ｔｏｕｔ）／ｔ　　　　…（３）
　但し、Ｔｉｎ：徐冷領域入り側における鋼線材温度（℃）、Ｔｏｕｔ：徐冷領域出側における鋼線材温度（℃）、ｔ：鋼線材の徐冷領域滞在時間（秒）
　上記のような本発明の高強度ばね用鋼線材を用いて、下記（ａ）～（ｃ）の工程のいずれか、または（ａ）と（ｂ）若しくは（ａ）と（ｃ）を組み合わせた工程を経てばねに成形加工することによって、希望する特性を発揮する高強度ばねが得られる。
　（ａ）熱処理を施すことなく皮削り工程を実施する。
　（ｂ）皮削り工程後、パテンティング処理を施すことなく引き抜き加工を加える。
　（ｃ）皮削り工程後、軟化焼鈍若しくは高周波加熱を施して引き抜き加工を加える。
　本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、製造条件を適切にすることによって、パーライトを主体とする組織とすると共に、このパーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが所定の関係式を満足するようにしたので、硬さの上昇に伴う変形抵抗の増大を防止でき、かつ、生産性を阻害する熱処理を省略、若しくは短時間の熱処理へと簡略化しても、良好な伸線性やＳＶ性を発揮することのできる高強度ばね用鋼線材を実現できる。このような高強度ばね用鋼線材は、高強度ばねを製造するための素材として極めて有用である。
冷却コンベア上のコイルの状態を示す概略説明図である。 評価用試料のサンプリング方法を説明するための図である。 パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅと標準偏差Ｐσとの関係を示すグラフである。 パーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅとビッカース硬さの平均値ＨＶａｖｅとの関係を示すグラフである。 パーライトノジュールの粒度番号の標準偏差Ｐσとビッカース硬さの平均値ＨＶａｖｅとの関係を示すグラフである。 ＳＶ後の熱処理の有無が断線頻度に及ぼす影響を示したグラフである。
　一般にばね用鋼線材の製造にあたっては、熱間圧延後の鋼線材をコイル状に巻き取り、冷却コンベヤ上に載置し、風冷等を行って冷却する。冷却コンベア上のコイル状の鋼線材（以下、単に「コイル」ということがある）の状態を図１（概略説明図）に示す。このような状態で冷却を行なうと、鋼線材の比較的密に重なった部分（この部分を「密部」と呼ぶ）と、比較的まばらな部分（この部分を「疎部」と呼ぶ）によって冷却速度に差異が生じ、冷却後の組織に差異が生じる。特に、理想臨界直径ＤＩ（後述する）が２４０ｍｍ以上となるような、焼入性が高い高強度ばね用鋼でこうした傾向が顕著となる。
　本発明者らは、高強度ばね用鋼線材（圧延材）の組織と加工性（伸線加工性、ＳＶ性）との関係について検討した。その結果、上記圧延材組織を微細且つ均一なパーライト主体組織に制御することで加工性が向上することを見出した。ここで、上記組織のばらつき（粒度ばらつき）に関しては、線材断面（円形断面）内のばらつきよりも、長手方向、即ちコイル疎部・密部に起因するばらつきの方が大きくなり、加工性に与える影響も大きくなるため、長手方向の組織ばらつきを低減することが重要となる。
　また、過剰に微細化・均一化を進めてしまうと、組織の硬さが却って上昇してしまい、逆に加工性が劣化することも判明した。高強度ばね用鋼線材において、熱処理を省略若しくは短時間の熱処理へと簡略化しても、十分な加工性を確保するためには、線材長手方向のビッカース硬度の平均値ＨＶａｖｅが３６０以下であることが好ましい。本発明者らは、こうした要件を満足させるための条件について、更に検討した。その結果、パーライトを主体とする組織とすると共に、パーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式、（２）式を満足するようにすれば、上記目的に適う高強度ばね用鋼線材が実現できることを見出し、本発明を完成した。
　９．５≦Ｐａｖｅ≦１２．０　　　　　　　　　　…（１）
　０．２≦Ｐσ≦０．７　　　　　　　　　　　　　…（２）
　標準偏差Ｐσが０．７を超えている場合、鋼線材の製造工程において大きな冷却ムラが生じていた可能性がある。この様に冷却ムラが大きいと、後述する実施例の試験Ｎｏ．１５の様に、ベイナイト（他に、マルテンサイト）といった過冷組織や粗パーライトが生じる場合があり、加工性が低下するため好ましくない。一方、標準偏差Ｐσが０．２を下回る場合（例えば後述する実施例の試験Ｎｏ．１３等）も、過冷組織が局所的に生じる場合があり、硬度（ＨＶａｖｅ）が上昇しやすくなるため好ましくない。
　尚、パーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσは、好ましくは１０．０≦Ｐａｖｅ≦１１．５、０．３≦Ｐσ≦０．６である。また、パーライトを主体とする組織とは、パーライトを６０面積％以上（好ましくは８０面積％以上、最も好ましくは１００面積％）含むような組織を意味し、一部フェライトを含んでいても本発明の目的が達成される。
　上記のような高強度ばね用鋼線材を製造するに当たっては、その製造条件も適切に制御する必要がある。高強度ばね用鋼線材を製造するための手順は次の通りである。まず、所定の化学成分組成を有する鋼ビレットを、所望の線径となるまで熱間圧延する。この圧延時の加熱温度については、特に限定しないが、組織微細化の観点からはできるだけ低温が好ましい。しかしながら、上記加熱温度が低温化すると鋼材の変形抵抗が増大して設備負荷が大きくなるため、保有する設備に応じて適宜設定する。通常、この熱間圧延時の加熱温度（鋼ビレット加熱温度）は、９５０～１０００℃程度である。
　続いて、熱間圧延後の鋼線材をコイル状にして冷却コンベア上に載置するが、このときの温度（載置温度）が９５０℃を超えると組織が粗大化し、また７５０℃未満となると変形抵抗が増大して荷姿不良を引き起こすため、載置温度は７５０～９５０℃とする。この載置温度は、好ましくは７７５℃以上（より好ましくは８００℃以上）、好ましくは９２５℃以下（より好ましくは９００℃以下）である。
　冷却コンベヤ上に載置後、パーライト変態の開始する温度域（７５０℃以下の温度）まで冷却するが、圧延後の組織（鋼線材の組織、圧延材の組織）を所定の範囲内に制御するためには、コイル状に折り重なった線材を急速且つ均一に冷却する必要がある。即ち、コイルの密部・疎部をそれぞれ１℃／秒以上の冷却速度で冷却し、徐冷を開始するときの線材温度を、疎部・密部のいずれも６５０～７５０℃の範囲内となるように制御する。上記徐冷は、冷却コンベヤに徐冷カバーを設置することによって行なわれるのが通常であるので、以下では徐冷領域を「徐冷カバー内」、徐冷開始位置を「徐冷カバー入口」と呼ぶことがある。
　徐冷カバー入口での線材温度を、疎部・密部のいずれも６５０～７５０℃の範囲内となるように制御するには、載置された線材（コイル）の重なり具合やリング各部にかかる風量を総合的に制御することで可能になる。この後、徐冷カバー内で徐冷して変態を行なう。徐冷カバー内での冷却速度Ｖは、下記（３）式で規定されるが、この冷却速度Ｖは１℃／秒未満とすることが好ましい。
　Ｖ（℃／秒）＝（Ｔｉｎ－Ｔｏｕｔ）／ｔ　　　　…（３）
　但し、Ｔｉｎ：徐冷領域入り側における鋼線材温度（℃）、Ｔｏｕｔ：徐冷領域出側における鋼線材温度（℃）、ｔ：鋼線材の徐冷領域滞在時間（秒）
　上記のような徐冷カバーの設置は、線材の温度ばらつきを抑制し、局所的な組織ばらつきを防ぐためにも有用である。但し、徐冷カバー内での滞在時間（徐冷領域滞在時間ｔ、徐冷時間）が短すぎると変態が完了する前に徐冷が終わってしまい、その後の冷却（通常、水冷）によってベイナイトやマルテンサイト等の過冷組織が生じる恐れがあるので、上記滞在時間は３０秒以上を確保することが好ましい。また、ヒーターや誘導加熱装置等を設置して、より徐冷を促進することは、本発明の好ましい実施形態である。
　本発明の高強度ばね用鋼線材の化学成分組成は、最終製品（高強度ばね）としての特性を発揮させるために、適切に調整する必要がある。上記化学成分組成における各成分（元素）の範囲限定理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．４～０．８％］
　Ｃは、ばね加工後の強度・耐へたり性の上昇に有効な元素であり、そのためには０．４％以上含有させる必要がある。Ｃ含有量の増加に伴ってばねの強度・耐へたり性は向上するが、過剰になると延性・靱性が低下するため、０．８％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５％以上であり、好ましい上限は０．７％以下である。
　［Ｓｉ：０．５～２．５％］
　Ｓｉは、鋼の脱酸のために必要な元素であり、またフェライト中に固溶して鋼の強度を高める効果も発揮する。これらの効果を発揮させるためには、０．５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、延性・靱性を低下させる他、表面の脱炭や傷が増加して疲労特性を低下させるため、２．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．７％以上（より好ましくは０．８％以上、更に好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．３％以下（より好ましくは２．１％以下、更に好ましくは２．０％以下）である。
　［Ｍｎ：０．３～２．０％］
　ＭｎもＳｉと同様に、鋼の脱酸のために必要な元素であり、また焼入れ性を高めてばね強度の向上に貢献する。これらの効果を発揮させるためには、０．３％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、変態時間が長時間化して熱間圧延での組織制御が困難になるため、２．０％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３５％以上（より好ましくは０．４０％以上、更に好ましくは０．５０％以上）であり、好ましい上限は１．８％以下（より好ましくは１．６％以下、更に好ましくは１．２％以下）である。
　［Ｃｒ：０．４～３．０％］
　Ｃｒは、ばね強度を向上させる他、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と共に炭化物の黒鉛化を抑制する効果がある。こうした効果を発揮させるためにはＣｒは０．４％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると延性・靱性の低下を招くため、その含有量は３．０％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４５％以上（より好ましくは０．５０％以上、更に好ましくは０．８％以上、より更に好ましくは１．０％以上）であり、好ましい上限は２．８％以下（より好ましくは２．６％以下、更に好ましくは２．０％以下）である。
　［Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１～２．０％およびＭｏ：０．１～０．５％よりなる群から選ばれる１種以上］
　Ｖ、Ｎｂ、ＮｉおよびＭｏは、いずれもばねや線材の延性・靱性を向上する効果があり、これらの１種以上を所定量含有させることによって、その効果が発揮される。
　このうち、Ｖは、熱間圧延および焼き入れ－焼き戻し処理において結晶粒を微細化する作用があり、また圧延後の加工性の増大とばねの延性・靱性を向上する効果がある。更に、ばね成形後の歪取焼鈍時に二次析出硬化を起こしてばね強度の向上に寄与する。しかしながら、過剰に含有させると鋼材の鋳造時に大きな炭化物・窒化物を生成し、介在物を起点とした疲労折損の増加につながる。そのため、Ｖ量の範囲を０．０５～０．５％とした。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６％以上（より好ましくは０．０７％以上、更に好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．４％以下（より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下）である。
　Ｎｂも、熱間圧延および焼き入れ－焼き戻し処理において結晶粒を微細化する作用があり、圧延後の加工性の増大とばねの延性・靱性を向上する効果がある。しかしながら、過剰に含有させてもその効果が飽和し、鋼材価格を圧迫する弊害の方が大きくなる。そのため、Ｎｂ量の範囲を０．０５～０．５％とした。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．０６％以上（より好ましくは０．０７％以上、更に好ましくは０．１０％以上）であり、好ましい上限は０．４％以下（より好ましくは０．３５％以下、更に好ましくは０．３０％以下）である。
　Ｎｉは、焼き入れ－焼き戻し処理後の延性・靱性を高める効果がある。また、耐腐食性を向上させる効果も有する。しかしながら、過剰に含有させると焼入れ性が増大し、変態時間が長時間化して熱間圧延での組織制御が困難となる。そのため、Ｎｉ量の範囲を０．１～２．０％とした。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１２％以上（より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は１．９％以下（より好ましくは１．８％以下、更に好ましくは１．５％以下、より更に好ましくは１．２％以下）である。
　Ｍｏは、焼き入れ－焼戻し処理後の延性・靱性を高める効果がある。また、焼入性を高めてばねの高強度化に寄与する効果も有する。しかしながら、過剰に含有させると焼入れ性が増大して組織制御が困難になる他、鋼材価格を押し上げる。そのため、Ｍｏ量の範囲を０．１～０．５％とした。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．１５％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．４％以下である。
　本発明に係る高強度ばね用鋼線材の基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｐ，Ｓ等）である。本発明に係る高強度ばね用鋼線材には、必要によって（ａ）Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｃ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）等を含有させてもよく、含有させる元素の種類に応じて、鋼線材の特性が更に改善される。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）］
　Ｃｕは脱炭を抑制する効果がある。また、耐腐食性の向上にも寄与する。しかしながら、過剰に含有させると熱間延性を低下させ、熱間圧延時に割れが生じる危険があるため、０．７％以下とすることが好ましい。尚、Ｃｕを含有させるときの好ましい下限は０．０５％以上であり、より好ましい上限は０．６％以下である。
　［Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｔｉは、炭化物や窒化物を生成して組織を微細化する作用がある。しかしながら、過剰に含有させると粗大な介在物を形成して早期疲労折損の原因となるため、０．５％以下とすることが好ましい。尚、Ｔｉを含有させるときの好ましい下限は０．０１％以上であり、より好ましい上限は０．４％以下である。
　［Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）］
　Ｂは延性・靱性を向上する作用がある。しかしながら、過剰に含有させるとＦｅとＢの複合化合物が析出し、熱間圧延時の割れを引き起こすため、０．０１％以下とすることが好ましい。尚、Ｂを含有させるときの好ましい下限は０．０００５％以上であり、より好ましい上限は０．００８％以下である。
　本発明の高強度ばね用鋼線材は、熱間圧延後のものを想定したものである。この高強度ばね用鋼線材は、その後基本的に熱処理を施すことなく加工されて、高強度ばねに成形されるが、高速熱処理（例えば、高周波加熱）を行なっても良い。即ち、本発明の高強度ばね用鋼線材を用い、下記（ａ）～（ｃ）のいずれか、または（ａ）と（ｂ）若しくは（ａ）と（ｃ）を組み合わせた工程を経てから、ばねに成形加工することによって、良好な特性を発揮するばねが得られる。
　（ａ）熱処理を施すことなく皮削り工程を実施する。
　（ｂ）皮削り工程後、パテンティング処理を施すことなく引き抜き加工を加える。
　（ｃ）皮削り工程後、軟化焼鈍若しくは高周波加熱を施して引き抜き加工を加える。
　本発明で得られる線材は、上記（ａ）工程や（ｂ）工程、またはその両方を経て加工を行っても良好な加工性を示す。しかし、皮削り工程の際に切削加工を受けた線材表層部に硬化層が生成し、引き抜き加工の際の障害になる場合があり、その場合は上記（ｂ）工程に替えて上記（ｃ）工程を実施することが好ましい。上記（ｃ）工程では、表層部硬化層を軟化する目的で皮削り後に熱処理を加えており、上記引き抜き加工時の断線等のトラブルを減少させる効果がある。このときの熱処理方法として、焼鈍や高周波加熱等が考えられるが、特に高周波加熱を利用した処理は生産性が高いため好ましい。
　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。
　実施例１
　下記表１に示す化学成分組成の鋼塊を転炉で溶製した後、この鋼塊を分塊圧延して断面が１５５ｍｍ×１５５ｍｍの鋼ビレットを作製し、１０００℃に加熱した後、線径：５．５～８．０ｍｍφの丸線に加工（熱間圧延）した。尚、表１には、理想臨界直径ＤＩも示したが、これは、圧延前の鋼片から切り出した試験片を用いてＪＩＳ　Ｇ０５６１に記載の方法で測定したジョミニーカーブから、ＡＳＴＭ　Ａ　２５５－０２に記載の下記（４）式に基づいて測定したものである。尚、鋼材の化学成分組成がＡＳＴＭ規格の適用範囲から外れている場合については（例えば、鋼種Ｅ、Ｇ等）参考値として記載した。
　２２．９７４＋６．２１４［Ｃ］＋３５６．３６４［Ｃ］2－１０９１．４８８［Ｃ］3＋１４６４．８８［Ｃ］4－７５０．４４１［Ｃ］5　　…（４）
　但し、［Ｃ］は鋼材のＣ含有量（質量％）を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　次いで、下記表２に示した製造条件で単重２ｔｏｎのコイルを製造し（試験Ｎｏ．１～２１）、それらの組織・機械特性・加工性（ＳＶ性、伸線性）を調査した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　機械特性の評価では、各コイルの良品部端末から１リングずつ切り出し、図２に示すように円周方向に８分割（線材長手方向に８分割に相当）して得たサンプルを直線矯正して引張試験し、最大引張強度ＴＳ、絞り値ＲＡを測定した。各試験において、１回の測定を行ない（ｎ＝１）、その平均値（８箇所の平均）を求めた。
　組織評価では、それらの８分割サンプルの横断面（圧延方向に垂直な円形断面）組織をそれぞれ光学顕微鏡にて観察し、各断面の表層、Ｄ／４、Ｄ／２の位置（Ｄは線材の直径）でのパーライトノジュール（Ｐノジュール）粒度番号を測定し、その平均値をその断面でのＰノジュール粒度番号Ｐｉ（ｉ＝１～８）とし、更にＰ１～Ｐ８の平均値Ｐａｖｅ、標準偏差Ｐσを算出した。
　ここで、Ｐノジュールとは、パーライト組織中のフェライト結晶粒が同一方位を示す領域を示し、その測定方法は以下の通りである。ます樹脂等に埋め込み、研磨して上記断面を露出させた試料（線材）を濃硝酸（６２％）：アルコール＝１：１００（体積比）の溶液を用いて腐食する。すると、フェライト粒の結晶面に対する腐食量の差からＰノジュール粒が浮かび上がって観察されるため、光学顕微鏡を用いて観察し、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に記載の「オーステナイト結晶粒度の測定」に準じてその粒度番号を測定する。また、フェライト、パーライトの混相組織であっても同様の腐食で初析フェライト粒を判別することが可能であるので、フェライト面積率が４０％以下であれば初析フェライトの面積を除外することでＰノジュールを測定することができる。
　また、各断面のビッカース硬度ＨＶについては、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４に記載の方法を用いて、８分割サンプルそれぞれの横断面のＤ／４位置（Ｄは線材の直径）で９０°ずつ離した４箇所、およびＤ／２位置の１箇所のビッカース硬度ＨＶを測定し、その平均値を求め、８分割サンプルの各断面の硬度ＨＶｉ（ｉ＝１～８）とした。そして、ＨＶ１～ＨＶ８の平均値ＨＶａｖｅを算出した。
　加工性のうち、ＳＶ性は、コイルに熱処理を加えることなく皮削り工程（ＳＶ工程）を実施し、このＳＶ工程での断線の有無と皮削り後の線径の寸法公差、および外観検査で評価した。また、伸線性は、ＳＶ工程後の２ｔｏｎコイルを伸線していき、断線が発生する限界の減面率（伸線限界減面率）を求めて評価した。
　また、試験Ｎｏ．１～１２については、断線頻度も求めて伸線性を評価した（考察は、後述する実施例２に示す）。詳細には、試験Ｎｏ．１～１２のそれぞれにおいて、得られた２ｔｏｎコイルを５つ用い、皮削り（ＳＶ）後に熱処理を加えることなく、直径４．５～２．５ｍｍまで伸線を行って、伸線時の断線発生回数（断線頻度）を求めた。
　これらの評価結果を、圧延材組織と共に、下記表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３において、試験Ｎｏ．１～１２のものは、本発明で規定する要件を満足する例、試験Ｎｏ．１３～２０のものは、化学成分組成は満足する（鋼種Ｌ）が、製造条件が本発明で規定する要件を満足しない例、試験Ｎｏ．２１のものは、化学成分組成が本発明で規定する範囲を外れるものである。
　これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１～１２は、いずれもＰノジュールが前記（１）式および（２）式で規定する要件を満足する微細パーライト組織となっており、且つビッカース硬度の平均値ＨＶａｖｅも３６０以下と軟らかいため、これらの鋼線材は、全て伸線性およびＳＶ性のいずれも良好な結果が得られている。
　試験Ｎｏ．１３は、徐冷カバーを設置していないため（徐冷を行なっていないため）、変態中の徐冷が不十分となり、Ｐ組織が過剰に微細化（ベイナイトも生成）した。その結果、硬度が上昇し、ＳＶ工程後の切削が不十分で線太りが生じた。また伸線限界減面率が低くなった。
　試験Ｎｏ．１４は、化学成分組成は満足する（鋼種Ｌ）が、製造条件が本発明で規定する要件を外れるため（載置温度が７００℃）、載置時に巻き取り不良が起こってコイルの製造が不可能であった。
　試験Ｎｏ．１５は、化学成分組成は満足する（鋼種Ｌ）が、徐冷カバーまでの急冷が不十分であり、組織が粗大化すると共に組織ばらつきが大きくなり、表層部に一部ベイナイトが生成するなど、局所的に硬い部分が生じた。その結果、ＳＶ工程において均一な切削ができずに表層部スケールが一部残留する「黒皮残り」が見られた。また伸線限界減面率が低く（１０％未満）なった。
　試験Ｎｏ．１６は、化学成分組成は満足する（鋼種Ｌ）が、徐冷カバー入口温度が低いため、組織が過剰に微細化（ベイナイトも生成）して硬度が上昇した。その結果、ＳＶ工程時に断線が発生する他、伸線加工でも早期断線が生じた（伸線限界減面率：１０％未満）。
　試験Ｎｏ．１７は、化学成分組成は満足する（鋼種Ｌ）が、徐冷カバー内での徐冷が不十分であるため（冷却速度が速い）、Ｐノジュールが過度に微細化して硬度が上昇した。その結果、ＳＶ工程時の切削が不十分で線太りが起こり、また伸線限界減面率も低く（３６％）なった。
　試験Ｎｏ．１８は、Ｐａｖｅは規定範囲内にあるが、Ｐσが小さすぎるため、硬度が高くなった。その結果、ＳＶ工程時に切削が不十分で線太りが生じたり、伸線限界減面率が低く（４１％）なった。
　試験Ｎｏ．１９は、徐冷カバー入り口での密部温度が高く、密部で粗いパーライト組織が生じて組織ばらつきが大きくなった。その結果、ＳＶ工程時に断線が発生する他、伸線加工でも早期断線が生じた（伸線限界減面率：１０％未満）。
　試験Ｎｏ．２０は、徐冷カバーまでの急冷がコイルの密部・疎部共に不十分であるため、組織が粗大化し、粗いパーライト組織が生じた。その結果、ＳＶ工程において均一な切削ができずに「黒皮残り」が生じた。また、伸線限界減面率が低く（２１％）なった。
　試験Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が０．９０％と高い鋼種（表１の鋼種Ｍ）を用いているため、ビッカース硬度の平均値ＨＶａｖｅが高くなっており、ＳＶ工程時に断線が発生し、伸線限界減面率も低い（１０％未満）ものとなった。
　これらの結果に基づき、Ｐノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅと標準偏差Ｐσとの関係を図３に、Ｐノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅとビッカース硬さの平均値ＨＶａｖｅとの関係を図４に、Ｐノジュールの粒度番号の標準偏差Ｐσとビッカース硬さの平均値ＨＶａｖｅとの関係を図５に、夫々示す。尚、図中、「◆」で示したものは伸線性が良好であるもの、「×」で示したものは伸線性が不良であることを意味する。この結果から明らかなように、Ｐノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅと標準偏差Ｐσを所定の関係式を満足するように制御することによって、伸線性の良好なばね用鋼線材が得られていることが分かる。
　実施例２
　上記実施例１で得られた試験Ｎｏ．１～１２のコイルを用い、上記ＳＶ工程後に下記の焼鈍を行ってから伸線を行った場合の、伸線性（伸線限界減面率、断線頻度）を評価した（試験Ｎｏ．２２～３３）。
　詳細には、ＳＶ工程後、焼鈍（軟化焼鈍、７００～９００℃で１～２時間）を行ってから、２ｔｏｎコイルを伸線して、上記伸線限界減面率（断線が発生する限界の減面率）を求めた。また、試験Ｎｏ．２２～３３のそれぞれにおいて、２ｔｏｎコイルを５つ用い、皮削り（ＳＶ）後に上記焼鈍を行ってから、直径４．５～２．５ｍｍまで伸線を行い、この伸線時の断線発生回数（断線頻度）を測定した。これらの評価結果を下記表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４より、試験Ｎｏ．２２～３３のいずれも伸線限界減面率が高いことがわかる。また図６は、鋼種（Ａ～Ｌ）別に、ＳＶ工程後の熱処理の有無が断線頻度に及ぼす影響を示したグラフであり、上記表４の試験Ｎｏ．２２～３３の断線頻度と、上記表３の試験Ｎｏ．１～１２の断線頻度の結果を用いて整理したものである。この図６から、試験Ｎｏ．１～１２の断線頻度は十分低いが、試験Ｎｏ．２２～３３の通り、ＳＶ工程後に熱処理を施してから伸線を行うようにすれば、断線頻度を更に低減でき、伸線性をより高め得ることがわかる。

Claims (19)

  1. 　熱間圧延後の鋼線材であり、Ｃ：０．４～０．８％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．５～２．５％、Ｍｎ：０．３～２．０％およびＣｒ：０．４～３．０％を夫々含有すると共に、Ｖ：０．０５～０．５％、Ｎｂ：０．０５～０．５％、Ｎｉ：０．１～２．０％およびＭｏ：０．１～０．５％よりなる群から選ばれる１種以上を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、パーライトを主体とする組織であり、且つパーライトノジュールの粒度番号の平均値Ｐａｖｅおよびその標準偏差Ｐσが、夫々下記（１）式、（２）式を満足することを特徴とする伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材。
    　９．５≦Ｐａｖｅ≦１２．０　　　　　　　　　　…（１）
    　０．２≦Ｐσ≦０．７　　　　　　　　　　　　　…（２）
  2. 　線材長手方向におけるビッカース硬度の平均値ＨＶａｖｅが３６０以下である請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材。
  3. 　更に、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材。
  4. 　更に、Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材。
  5. 　更に、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材。
  6. 　請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材を製造する方法であって、熱間圧延後の鋼線材を載置温度：７５０～９５０℃としてコイル状に巻き取った後、冷却コンベヤ上にて１℃／秒以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで急速且つ均一に線材を冷却し、引き続き行う徐冷の開始温度を、コイルの密部と疎部のいずれも６５０～７５０℃の範囲内となるようにすることを特徴とする高強度ばね用鋼線材の製造方法。
  7. 　前記鋼線材は、更に、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）を含有する請求項６に記載の製造方法。
  8. 　前記鋼線材は、更に、Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項６に記載の製造方法。
  9. 　前記鋼線材は、更に、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項６に記載の製造方法。
  10. 　前記徐冷する領域において、下記（３）式で規定される冷却速度Ｖを１℃／秒未満とする請求項６に記載の製造方法。
    　Ｖ（℃／秒）＝（Ｔｉｎ－Ｔｏｕｔ）／ｔ　　　　…（３）
    　但し、Ｔｉｎ：徐冷領域入り側における鋼線材温度（℃）、Ｔｏｕｔ：徐冷領域出側における鋼線材温度（℃）、ｔ：鋼線材の徐冷領域滞在時間（秒）
  11. 　前記鋼線材の徐冷領域滞在時間ｔを３０秒以上とする請求項１０に記載の製造方法。
  12. 　請求項１に記載の高強度ばね用鋼線材を用いて、下記（ａ）～（ｃ）の工程のいずれか、または（ａ）と（ｂ）若しくは（ａ）と（ｃ）を組み合わせた工程を経てばねに成形加工することを特徴とする高強度ばねの製造方法。
    　（ａ）熱処理を施すことなく皮削り工程を実施する。
    　（ｂ）皮削り工程後、パテンティング処理を施すことなく引き抜き加工を加える。
    　（ｃ）皮削り工程後、軟化焼鈍若しくは高周波加熱を施して引き抜き加工を加える。
  13. 　前記鋼線材は、更に、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）を含有する請求項１２に記載の製造方法。
  14. 　前記鋼線材は、更に、Ｔｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１２に記載の製造方法。
  15. 　前記鋼線材は、更に、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１２に記載の製造方法。
  16. 　請求項１２に記載の方法で得られた高強度ばね。
  17. 　請求項１３に記載の方法で得られた高強度ばね。
  18. 　請求項１４に記載の方法で得られた高強度ばね。
  19. 　請求項１５に記載の方法で得られた高強度ばね。
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