WO2012132821A1 - 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線 - Google Patents

伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線 Download PDF

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spring
steel wire
wire
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宏之 大浦
吉原　直
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire for springs excellent in wire drawing workability and fatigue properties after wire drawing, and a spring steel wire excellent in fatigue properties and spring workability.
  • the present invention relates to a spring (processed spring) used by performing cold drawing.
  • valve springs With the reduction in weight and stress of automobiles and the like, higher strength is also being sought for valve springs, clutch springs and suspension springs used in engines, clutches and suspensions. As a result, the stress applied to the spring increases, so a spring having excellent fatigue strength is required.
  • valve springs and suspension springs are generally obtained by drawing a hot-rolled wire (steel wire) to produce a steel wire and quenching and tempering the steel wire.
  • a tempered wire (OT wire) is manufactured by spring winding at room temperature. Since the structure of the OT wire is mainly composed of a tempered martensite structure, there is an advantage that high strength is easily secured and fatigue strength and sag resistance are excellent. However, there is a drawback in that large-scale equipment and processing costs are required for heat treatment such as quenching and tempering.
  • a steel wire that has been drawn and not subjected to heat treatment (hard drawn wire) is used, and cold winding is applied to a spring (hereinafter referred to as a steel wire that has been drawn and is not subjected to heat treatment thereafter (in some cases, a spring obtained by using a hard-drawn wire) is sometimes referred to as a “hard-drawn spring”.
  • a piano wire type V is defined particularly for valve springs or similar springs.
  • the above-mentioned hard spring has the advantage that the manufacturing cost is low because it does not require heat treatment.
  • the hard-drawn spring and the hard-drawn wire used for manufacturing the spring have a problem that it is difficult to ensure the fatigue characteristics at the OT-line level.
  • Patent Document 1 discloses an improvement in the fatigue characteristics of a hard tension spring.
  • the pearlite fraction is defined in relation to the carbon content, and further, the pearlite nodule size is refined by making V an essential element, and the tensile strength is 1890 MPa or more at a wire diameter of 3.5 mm. Both high strength and sag resistance are achieved.
  • V is added as an essential element, the hardenability is likely to increase, so that it is necessary to reduce the wire speed in order to obtain a pearlite structure by the patenting process before wire drawing. It seems to cause an increase in.
  • Patent Document 2 the maximum thickness of the TiN-based inclusion is specified in order to improve the fatigue characteristics of the spring wire. However, if the fatigue properties after wire drawing are further increased, the fatigue strength may decrease due to fatigue breakage starting from TiN-based inclusions. Seem.
  • the present invention has been made to solve the above-described problems in the prior art, and its purpose is to provide a steel wire for a spring excellent in wire drawing workability and fatigue properties after wire drawing, as well as fatigue properties and spring workability.
  • the object is to provide an excellent spring steel wire.
  • the steel wire for springs of the present invention that has solved the above problems is C: 0.50% or more and less than 0.70% (% means “mass%”, the same applies to the chemical composition) Si: 1.0-2.5%, Mn: 0.50 to 1.50%, Cr: 0.5% or less (including 0%), B: 0.0010 to 0.0050%, N: 0.0050% or less (excluding 0%), P: 0.020% or less (excluding 0%), S: 0.020% or less (excluding 0%), Al: 0.03% or less (not including 0%), and O: 0.0020% or less (not including 0%)
  • the balance consists of iron and inevitable impurities, It is characterized in that the area ratio of the pearlite structure in the entire structure is 85% or more.
  • the steel wire for spring there are further 100 or less (including 0) BN compounds having an equivalent circle diameter of 100 nm or more and less than 1000 nm present in a pearlite structure in an observation visual field area of 2000 ⁇ m 2 , and a circle. It is preferable that the BN compound having an equivalent diameter of 1000 nm or more satisfies 10 or less (including 0).
  • the spring steel wire material further includes one or more elements selected from the group consisting of V: 0.05 to 0.40% and Ni: 0.05 to 0.80%, It is preferable that N satisfies 0.0020% or less (including 0%).
  • the present invention provides a spring steel wire obtained using the spring steel wire material, wherein the difference between the Vickers hardness (Hvs) of the surface layer portion and the internal Vickers hardness (Hvh) is expressed by the following formula (1): Also included are spring steel wires having features where (Hvs ⁇ Hvh) ⁇ 100 (1) [However, the above Hvs refers to the maximum Vickers hardness from 16 parts to D / 4 parts, D (refers to the diameter of the steel wire), and the above Hvh ranges from D / 4 parts to D / 2. The minimum Vickers hardness. ]
  • the “equivalent circle diameter” means a diameter when the area of the BN compound is converted into a circle having the same area.
  • the “BN compound” targeted in the present invention includes not only those composed of BN (boron nitride) but also those containing BN (mainly BN) and complex inclusions such as BN compounds having MnS as a nucleus. It is acceptable.
  • the chemical composition is appropriately adjusted and the area ratio of the pearlite structure is adjusted, so that the steel wire for springs having excellent wire drawing workability and fatigue properties after drawing, and the fatigue properties and spring processing Spring steel wire with excellent properties can be realized. Furthermore, the fatigue characteristics can be further enhanced by controlling the form of the BN compound.
  • the steel wire for spring of the present invention is a steel wire for cold winding that is subjected to quenching and tempering after drawing, a steel wire for cold winding that is used as it is, and a quenching and tempering treatment after spring processing. It can be used as a steel wire for springs to be applied. Such a spring steel wire is useful as a material for valve springs, clutch springs and suspension springs used in engines, clutches and suspensions.
  • FIG. 1 is a structure observation photograph in the example.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between ⁇ HV and the defective product rate (the number of defective products per 100) during spring processing.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the tensile strength and fatigue strength of the OT wire.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the tensile strength of the hard drawn wire and the fatigue life of the hard drawn spring.
  • the present inventors have studied from various angles in order to obtain a spring steel wire excellent in wire drawing workability and fatigue properties after wire drawing, and a spring steel wire excellent in fatigue properties and spring workability.
  • A In order to improve the wire drawing workability of the spring steel wire rod, (A-1) The area ratio of the pearlite structure in the entire structure is 85% or more, (A-2) It is preferable to satisfy the component composition described later; (A-3) In order to further improve the wire drawing workability of the spring steel wire rod, it is preferable to reduce the amount of solute N in the steel to 0.0020% or less;
  • the component composition described later is particularly satisfied.
  • the final purpose is to increase the fatigue characteristics of the spring as the fatigue characteristics, but in order to achieve this, the steel wire used for manufacturing the spring must also have excellent fatigue characteristics. From such a viewpoint, the fatigue characteristics of spring steel wires (hard drawn wires or OT wires obtained by applying heat treatment thereto) are improved.
  • the fatigue characteristics of a spring and the fatigue characteristics of a steel wire may be simply referred to as “fatigue characteristics”.
  • the area ratio of the pearlite structure in the entire structure of the steel wire rod for spring is set to 85% or more.
  • proeutectoid ferrite and bainite are formed as the structure of the spring steel wire rod.
  • disconnection may occur during wire drawing (that is, the wire drawing workability is inferior).
  • a defect tends to occur inside, and the fatigue characteristics are deteriorated due to the internal defect.
  • the area ratio of the pearlite structure is increased, ferrite and the like are relatively suppressed, and the structure is made uniform, thereby reducing disconnection and internal defects, and improving wire drawing workability and fatigue characteristics.
  • the area ratio of the pearlite structure is preferably 87% or more, more preferably 90% or more, still more preferably 91% or more, and particularly 93% or more.
  • Examples of the structure other than the pearlite structure include the above-described pro-eutectoid ferrite and bainite, but the smaller the number, the better.
  • the total is preferably 10% or less, more preferably 5% or less, and particularly 0. %.
  • a BN compound having an equivalent circle diameter of 100 nm or more it is preferable to suppress a BN compound having an equivalent circle diameter of 100 nm or more from the viewpoint of further improving fatigue characteristics.
  • no BN compound having an equivalent circle diameter of 100 nm or more is present, as described below, the influence can be suppressed to a minimum by limiting it within the specified range of the present invention.
  • the present invention targets the BN compound of the above size existing in the pearlite structure.
  • the number of BN compounds having an equivalent circle diameter of 100 nm or more and less than 1000 nm present in a pearlite structure with an observation visual field area of 2000 ⁇ m 2 is 100 or less (preferably 70 or less, more preferably 50 or less). By controlling, fatigue characteristics can be improved.
  • the number of the coarse BN compounds present in the pearlite structure with an observation visual field area of 2000 ⁇ m 2 is suppressed to 10 or less (preferably 8 or less, more preferably 5 or less).
  • a BN compound having an equivalent circle diameter of less than 100 nm in the pearlite structure has almost no adverse effect on fatigue properties, and therefore is not controlled in the present invention.
  • C 0.50% or more and less than 0.70%
  • C is an element useful for increasing the tensile strength of the wire drawing material and ensuring fatigue characteristics and sag resistance. It is also useful for securing the necessary tensile strength as a high stress spring. Furthermore, it is necessary for securing a desired structure, and it is also necessary for suppressing variation in fatigue life by suppressing an increase in the amount of pro-eutectoid ferrite. Therefore, the C amount is 0.50% or more. Preferably it is 0.52% or more, More preferably, it is 0.55% or more, More preferably, it is 0.60% or more.
  • the C content is less than 0.70%.
  • the C content is 0.68% or less, More preferably, it is 0.65% or less.
  • Si 1.0-2.5%
  • Si is an element that contributes to improving strength as a solid solution strengthening element and contributes to improving fatigue characteristics and sag resistance.
  • heat processing is performed as distortion removal annealing after coiling in a spring processing process, it is also an element effective in exhibiting the outstanding softening resistance in that case.
  • the lower limit of the Si amount is set to 1.0%.
  • the Si content exceeds 2.5%, the surface decarburization increases and the fatigue characteristics may deteriorate.
  • the upper limit of Si content is set to 2.5%.
  • it is 2.3% or less, More preferably, it is 2.0% or less.
  • Mn is an element that improves the fatigue characteristics by densifying and orderly the pearlite structure. In order to exert such an effect, 0.50% or more of Mn is contained. Preferably it is 0.70% or more, More preferably, it is 0.80% or more. On the other hand, Mn is an element that is easily segregated. When the content is excessive, segregation occurs, and micromartensite is generated in the segregated portion, and the wire drawing workability is likely to be lowered. In addition, fatigue characteristics are likely to deteriorate. Therefore, the upper limit of the amount of Mn is made 1.50%. Preferably it is 1.30% or less, More preferably, it is 1.20% or less.
  • Cr 0.5% or less (including 0%)
  • Cr is an element effective for narrowing the pearlite lamella spacing, increasing the strength after hot rolling or after patenting, which is heat treatment before wire drawing, and improving sag resistance and fatigue strength. From such a viewpoint, it is preferable to contain 0.05% or more of Cr, more preferably 0.10% or more, still more preferably 0.15% or more, and particularly preferably 0.20% or more.
  • the amount of Cr becomes excessive, cementite is strengthened too much and toughness and ductility deteriorate. In addition, wire drawing workability and fatigue characteristics are also deteriorated.
  • the upper limit of Cr content is 0.5%.
  • it is 0.40% or less, More preferably, it is 0.35% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • B is an element effective for improving the wire drawing workability and fatigue characteristics of the wire by finely depositing solid solution N as a BN compound. It is also effective in improving spring workability. Furthermore, since a part of B exists in the steel as a solid solution B, it is effective for suppressing the formation of pro-eutectoid ferrite. In order to sufficiently exhibit these effects, the B amount needs to be 0.0010% or more. Preferably it is 0.0020% or more, More preferably, it is 0.0030 or more. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0050%, a coarse boron compound such as Fe 23 (CB) 6 may be generated and the fatigue strength may be deteriorated. Therefore, in the present invention, the upper limit of the B amount is set to 0.0050%. More preferably, it is 0.0040% or less.
  • Ti and the like as elements for fixing solute N, but in the case of Ti, TiN obtained by fixing N has an angular shape as compared with BN, so it is a starting point for fatigue characteristics. It seems likely.
  • N 0.0050% or less (excluding 0%)
  • Solid solution N causes aging embrittlement during wire drawing, and easily causes disconnection and vertical cracking during wire drawing. That is, the wire drawing workability after rolling and the wire drawing workability after patenting tend to be reduced. In addition, when aging embrittlement progresses, the difference in hardness between the surface layer and the inside of the spring steel wire increases, and the spring workability of the spring steel wire tends to decrease. Therefore, it is preferable to suppress the solid solution N content to 0.0020% or less by precipitating the solid solution N as BN so that the contents of B and N in the steel satisfy the following formula (2). .
  • the amount of solute N is more preferably 0.0015% or less, still more preferably 0.0010% or less, and still more preferably 0.0005% or less.
  • P 0.020% or less (excluding 0%)
  • P an inevitable impurity
  • the amount is an element that induces disconnection during wire drawing.
  • it since it is also an element which segregates in the prior austenite grain boundary, embrittles the grain boundary, and lowers fatigue characteristics, it is preferable that the amount be as small as possible. Therefore, in the present invention, it was made 0.020% or less. Preferably it is 0.016% or less, More preferably, it is 0.013% or less.
  • S 0.020% or less (excluding 0%)
  • S which is an unavoidable impurity, is an element that induces disconnection during wire drawing as in the case of P described above. Moreover, since it is also an element which segregates in the prior austenite grain boundary, embrittles the grain boundary, and lowers fatigue characteristics, it is preferable that the amount be as small as possible. Therefore, in the present invention, it was made 0.020% or less. Preferably it is 0.015% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • Al 0.03% or less (not including 0%)
  • Al is contained as a deoxidizer at the time of steel making, but if contained excessively, coarse non-metallic inclusions are generated and fatigue strength is deteriorated, so the content is suppressed to 0.03% or less.
  • it is 0.010% or less, More preferably, it is 0.005% or less.
  • O is an element that, when contained in excess, forms coarse non-metallic inclusions and degrades fatigue strength. Therefore, in this invention, O content shall be 0.0020% or less. Preferably it is 0.0015% or less, More preferably, it is 0.0010% or less.
  • the basic components of the steel of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities (impurities other than the above P, S, N, and O), but the status of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. as the inevitable impurities Incorporation of elements introduced by can be allowed.
  • the steel wire or steel wire of the present invention can be further enhanced in characteristics by adding an appropriate amount of V or Ni as shown below, if necessary.
  • V or Ni as shown below
  • V and Ni are elements that are particularly effective for improving the wire drawing workability.
  • V is an element useful for improving the toughness and sag resistance of the spring as well as improving the wire drawing workability by reducing the pearlite nodule size.
  • it is preferable to contain 0.05% or more of V. More preferably, it is 0.1% or more, More preferably, it is 0.2% or more.
  • V exceeds 0.40% and is excessively contained, the hardenability increases and martensite and bainite are generated after hot rolling, and the wire drawing workability is deteriorated. In addition, fatigue properties are also reduced.
  • V amount it is preferable to make V amount into 0.40% or less, More preferably, it is 0.30% or less.
  • Ni is an element effective for improving the ductility of cementite and improving the wire drawing workability. It is also an element that improves the ductility of the steel wire itself. Furthermore, it has the effect of suppressing decarburization of the surface layer during hot rolling. In order to exert these effects, it is preferable to contain 0.05% or more of Ni. More preferably, it is 0.20% or more. However, when the amount of Ni becomes excessive, hardenability increases, and many structures such as martensite and bainite precipitate after hot rolling, leading to deterioration of wire drawing workability. In addition, fatigue properties are also reduced. Therefore, the upper limit of Ni content is preferably 0.80%. More preferably, it is 0.60% or less, More preferably, it is 0.50% or less.
  • Hvs ⁇ Hvh 100 (1)
  • the above Hvs refers to the maximum Vickers hardness from D (steel wire diameter) / 16 part to D / 4 part
  • the above Hvh refers to the minimum Vickers hardness from D / 4 part to D / 2.
  • this formula (1) it is necessary to suppress heat generation during wire drawing.
  • this can be achieved by setting the wire drawing speed during wire drawing to 300 m / min or less. it can. It is also effective to set the B amount and N amount within the specified ranges and reduce the solid solution N amount, and to set the Cr amount and V amount within the specified ranges.
  • the production conditions for obtaining the spring steel wire or spring steel wire of the present invention are not particularly limited as long as the specified structure and the form of the BN compound can be controlled, but the slab having the above chemical composition composition
  • the coiling temperature after hot rolling and the cooling conditions after hot rolling should be controlled as follows in the production process, and the recommended BN system
  • the heating temperature before the block rolling is preferably 1290 ° C or higher.
  • heating at 1280 ° C. or higher is set to 30 minutes or longer. From the viewpoint of operation cost, heating at 1280 ° C. or higher is 90 minutes or shorter.
  • the cooling rate in the temperature range of 1280 to 1100 ° C. before the start of the block rolling is preferably 1.0 ° C./second or more, more preferably 1.3 ° C./second or more, further preferably 1.5 ° C. / Second or more.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 850 ° C. or higher so that the load on the rolling mill does not become excessive. Preferably it is 880 degreeC or more.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 950 ° C. or less.
  • the coiling temperature after hot rolling should be 950 ° C. or lower.
  • the coiling temperature after hot rolling is preferably 940 ° C. or lower, more preferably 930 ° C. or lower.
  • the cooling rate from after coiling after hot rolling to 600 ° C. is 10 ° C./second or more (preferably 15 ° C./second or more, more preferably 20 ° C. It is preferable to suppress the formation of pro-eutectoid ferrite as not less than 35 seconds / second and to suppress the formation of martensite and bainite structure as 35 ° C./second or less (preferably 30 ° C./second or less).
  • the steel wire for spring specified in the present invention is used, Since it is necessary to suppress heat generation during processing, it is recommended that the wire drawing speed be 300 m / min or less (preferably 250 m / min or less). The lower limit of the drawing speed is preferably about 100 m / min from the viewpoint of productivity and the like.
  • conditions other than the above are not particularly limited, and general production conditions may be employed.
  • the steel having the chemical composition shown in Table 1 below was steeled in the converter, then subjected to secondary refining treatment and melted to produce a slab casted by a continuous casting method. Then, after the heating of the obtained slab before splitting (the heating time is constant for all steel types, the temperature is raised to the set temperature and held for 30 minutes) under the conditions shown in Table 2, the batch rolling is performed. To 155 mm square, then hot under the conditions shown in Table 2 [winding temperature after hot rolling (rolling winding temperature) and cooling rate to 600 ° C. after winding (cooling rate after winding)] Rolling was performed to produce a hot-rolled wire (steel wire) having a diameter of 8.0 mm. In addition, the solid solution N amount shown in the following Table 1 is measured by the following method.
  • the total N amount in the steel was measured using an inert gas melting method-thermal conductivity method. Specifically, a sample was cut out from the test steel material, put in a crucible, melted in an inert gas stream, extracted N, transported to a thermal conductivity cell, and obtained from a change in thermal conductivity.
  • N compounds in the steel were measured by ammonia distillation separation indophenol blue absorptiometry. Specifically, a sample is cut out from the test steel material, a 10% AA electrolyte (a non-aqueous solvent electrolyte that does not generate a passive film on the steel surface, specifically 10% acetylacetone, 10% chloride). Constant current electrolysis was performed in tetramethylammonium, the balance: methanol). About 0.5 g of the sample was dissolved by this constant current electrolysis, and the insoluble residue (N compound) was filtered through a polycarbonate filter having a hole size of 0.1 ⁇ m.
  • AA electrolyte a non-aqueous solvent electrolyte that does not generate a passive film on the steel surface, specifically 10% acetylacetone, 10% chloride.
  • Constant current electrolysis was performed in tetramethylammonium, the balance: methanol). About 0.5 g of the sample was dissolved by this constant current electrolysis, and
  • the insoluble residue was decomposed by heating in sulfuric acid, potassium sulfate and pure Cu chips, and combined with the filtrate. Next, this solution was made alkaline with sodium hydroxide, and then steam distilled to absorb the distilled ammonia in dilute sulfuric acid. Then, phenol, sodium hypochlorite and sodium pentacyanonitrosyl iron (III) were added to form a blue complex, and the absorbance was measured using a photometer to determine the total N compound amount.
  • the pearlite area ratio is determined by embedding and polishing the surface of the cross section of the hot rolled wire (cross section perpendicular to the rolling direction; the same applies hereinafter), D / 4, and D / 2 (D: diameter of the wire). After performing chemical corrosion using acid, the optical microscope was used to make four positions at 90 degrees with each other (D / 2 parts were close to the center point of the cross section so that they would not overlap each other, and four positions at 90 degrees with each other. The same was applied to each field of view (magnification: 400 ⁇ , 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m area).
  • the white part (ferrite and bainite) is painted with black magic, then the transparent film is taken into a personal computer with a scanner, and image analysis software (Media Cybernetics, Inc.) After binarizing the image using “Image Pro Plus” (trade name), the unfilled portion was determined as the pearlite area ratio, and the average value of a total of 12 fields of view was calculated.
  • image Pro Plus trade name
  • a BN compound having a diameter less than 1000 nm and a BN compound having an equivalent circle diameter of 1000 nm or more are determined, and the composition of each precipitate is determined by EDX (Energy Dispersive X-ray Spectrometer) and WDS (Wavelength Dispersive X-ray Spectrometer). confirmed. Then, after measuring the number of BN compounds of the above size in each field of view, the average number of four fields of view was calculated.
  • FIG. 1 is an example of an observation photograph before blackening the ferrite and the like.
  • the twist test uses a steel wire (test piece) with a length of 350 mm, and uses a torsion tester manufactured by Maekawa Test Machine Manufacturing Co., Ltd. until it breaks under the conditions of distance between gauge points: 200 mm and twist rate: 50 rpm. I let you.
  • formula rotation bending fatigue test was implemented using the said sample.
  • the test stress was set to 16 conditions in 25 MPa increments from 850 to 1150 MPa, and five test pieces were tested at each stress. The maximum test stress that reached 5 ⁇ 2 ⁇ 10 7 times was determined as the fatigue strength ( ⁇ w) of the sample. did.
  • the tensile strength ( ⁇ B) of the steel wire was determined (strain rate 10 mm / min) using a tensile tester (“Autograph” (trade name) manufactured by Shimadzu Corporation). Then, ⁇ w / ⁇ B was obtained, and when ⁇ w / ⁇ B was 0.49 or more, it was evaluated that the fatigue characteristics of the OT wire were excellent, and the spring obtained by using this was also excellent in fatigue characteristics.
  • Table 5 shows the shortest fatigue life value among the five springs. And the thing with the shortest fatigue life of 10 ⁇ 10 6 times or more was evaluated as being excellent in the fatigue characteristics of the spring (and the fatigue characteristics of the hard-drawn wire used in this spring). Further, the tensile strength after baking a steel wire having a diameter of 3.0 mm at 400 ° C. for 20 minutes was also measured.
  • Example No. 1 to 9, 12, 13, and 16 to 19 (hereinafter simply referred to as “No.”) satisfy the requirements specified in the present invention, so that the wire drawing workability of the steel wire (hot rolled wire) is improved. It is excellent in fatigue characteristics of steel wire (fatigue characteristics after wire drawing of steel wire (hot rolled wire)) and spring workability. No. From the results of 16 to 19, in order to further improve the fatigue characteristics after wire drawing, heating before the partial rolling in the production process is performed under the recommended conditions, and the form of the BN compound is within the preferable range specified in the present invention. It turns out that it is good to be inside.
  • the wire drawing workability was ⁇ , but the wire drawing conditions with a larger strain than this were shown.
  • the wire drawing workability was x. From this result, it is understood that the solid solution N content is preferably 0.0020% or less in order to further improve the wire drawing workability.
  • the steel wire for springs satisfies the provisions of the present invention and is excellent in wire drawing workability and fatigue properties after wire drawing, but the wire drawing speed during wire drawing using this wire is too fast. Therefore, ⁇ HV of the obtained steel wire is increased, and the spring workability is inferior.
  • No. Nos. 14 and 15 use steel types satisfying the prescribed component composition in the present invention.
  • No. 14 is because the rolling coiling temperature in the manufacturing process is too high.
  • No. 15 had a slow cooling rate after winding in the manufacturing process, so that it was impossible to secure a sufficient pearlite structure, and the wire drawing workability and fatigue characteristics were inferior.
  • No. No. 20 was inferior in fatigue characteristics because the amount of C was excessive.
  • No. No. 21 lacks the amount of C. Since No. 22 had an excessive amount of Si, it was not possible to secure a sufficient pearlite structure, resulting in poor wire drawing workability and fatigue characteristics.
  • No. No. 23 was inferior in wire drawing workability and fatigue properties because the amount of Mn was excessive.
  • No. No. 24 has an excessive amount of P.
  • No. 25 was inferior in wire drawing workability and fatigue characteristics because the amount of S was excessive.
  • No. No. 26 was inferior in wire drawing workability and fatigue characteristics due to an excessive amount of Cr. Moreover, ⁇ HV is increased and the spring workability is inferior.
  • No. No. 27 was inferior in wire drawing workability and fatigue characteristics due to an excessive amount of Ni.
  • No. No. 28 was inferior in wire drawing workability and fatigue characteristics because the amount of V was excessive. Moreover, ⁇ HV is increased and the spring workability is inferior.
  • No. No. 29 has an excessive amount of Al.
  • No. 33 is inferior in fatigue characteristics because the amount of O is excessive.
  • No. No. 31 has an insufficient amount of B and a relatively large amount of solid solution N, a sufficient pearlite structure cannot be secured, and all of wire drawing workability, fatigue characteristics, and spring workability are inferior.
  • No. No. 32 is inferior in all of wire drawing workability, fatigue characteristics, and spring workability because the N amount is excessive.
  • FIG. 2 is a diagram in which the relationship between ⁇ HV and the defective product rate (the number of defective products per 100 pieces) is arranged using the results of the above embodiment. From FIG. 2, it can be seen that the defective rate is sufficiently suppressed by setting ⁇ HV to 100 or less.
  • FIG. 3 is a diagram in which the relationship between the tensile strength and the fatigue strength is arranged for the OT wire using the results of the above-described embodiment. From FIG. 3, it can be seen that the steel wire that satisfies the requirements of the present invention ( ⁇ and ⁇ in FIG. 3) has a higher fatigue limit ratio than the comparative example ( ⁇ ). In particular, it can be seen that the fatigue limit ratio is further increased by controlling the form of the BN compound ( ⁇ in FIG. 3).
  • FIG. 4 is a diagram in which the relationship between the tensile strength of the hard drawn wire and the fatigue life of the hard drawn spring is arranged using the results of the above-described embodiment.
  • FIG. 4 shows that the steel wire satisfying the requirements of the present invention ( ⁇ and ⁇ in FIG. 4) has a higher fatigue limit ratio than the comparative example ( ⁇ ). Also in FIG. 4, it can be seen that the fatigue limit ratio is further increased by controlling the form of the BN compound ( ⁇ in FIG. 4).
  • the spring steel wire of the present invention is used not only when the OT wire is obtained as the spring steel wire but also when the hard drawn wire is obtained as the spring steel wire. It can be seen that the spring obtained using the wire exhibits excellent fatigue properties.

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Abstract

　伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れた本発明のばね用鋼線材は、Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満、Ｓｉ：１．０～２．５％、Ｍｎ：０．５０～１．５０％、Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、Ｂ：０．００１０～０．００５０％、Ｎ：０．００５％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、およびＯ：０．００２０％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であるところに特徴を有するものである。

Description

伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線
　本発明は、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線に関するものである。特には、冷間引き抜き加工を施して使用されるばね（加工ばね）に関するものである。
　自動車等の軽量化や高応力化に伴い、エンジン、クラッチおよびサスペンション等に使用される弁ばね、クラッチばねおよび懸架ばねにおいても高強度化が指向されている。それによりばねへの負荷応力は増大するため、疲労強度に優れたばねが要求されている。
　近年、弁ばねや懸架ばね等の大部分は、一般的に、熱間圧延線材（鋼線材）を伸線して鋼線を作製し、この鋼線に焼入れ・焼戻しを施すことによって得られるオイルテンパー線（ＯＴ線）を、常温でばね巻き加工して製造される。上記ＯＴ線の組織は、焼戻しマルテンサイト組織主体であるので、高強度を確保しやすく、かつ疲労強度や耐へたり性に優れるという利点がある。しかし、焼入れ・焼戻し等の熱処理に大がかりな設備と処理コストを要するという欠点がある。
　一方、伸線のままでその後に熱処理を施さない鋼線（硬引き線）を用い、冷間巻きを施してばね（以下、この様に伸線のままでその後に熱処理を施さない鋼線（硬引き線）を用いて得られるばねを「硬引きばね」ということがある）を製造する場合もある。例えば、ＪＩＳ規格には、鋼線に該当するピアノ線（ＪＩＳ　Ｇ　３５２２）の中で、特に弁ばねまたはこれに準ずるばね用として、ピアノ線Ｖ種を定めている。
　上記硬引きばねは、熱処理を必要としないので製造コストが低いという利点がある。しかし、硬引きばねや、このばねの製造に用いられる硬引き線は、上記ＯＴ線レベルの疲労特性の確保が難しいという問題がある。また、内部硬さに不均一が生じやすく、ばね加工時の自由長がばらつく（即ち、ばね加工性に劣っている）といった問題がある。
　よって、ばね加工に用いる鋼線として、ＯＴ線を使用する場合のみならず、硬引き線を使用する場合であっても、優れたばね加工性を発揮するとともに、優れた疲労特性を示すことが望まれており、併せて、この様な鋼線の製造に用いられる鋼線材も望まれている。
　硬引きばねの疲労特性向上を図ったものとして、例えば特許文献１がある。この特許文献１では、パーライト分率を炭素含有量との関係で規定し、さらにＶを必須元素とすることによってパーライトノジュールサイズの微細化を図り、線径３．５ｍｍにて引張強さ１８９０ＭＰａ以上の高強度と耐へたり性を両立させている。しかし、炭素含有量を単純に増加させて高強度化を図ると、伸線加工性の劣化が避けられないと思われる。また、伸線後の疲労特性をより高めようとした場合、更なる検討が必要であると思われる。更に、Ｖを必須元素として添加すると、焼入れ性が増大しやすくなるため、伸線前のパテンティング処理でパーライト組織を得るには線速を落とす必要があるなど、生産性が低下して製造コストの増加を招くと思われる。
　また特許文献２には、ばね用線材の疲労特性を高めるべく、ＴｉＮ系介在物の最大厚みについて規定している。しかし伸線後の疲労特性をより高める場合、ＴｉＮ系介在物を起点とした疲労折損による疲労強度の低下が考えられるため、疲労特性をより高めるには、別の観点から検討する必要があると思われる。
特開２００２－１８０２００号公報 特開２００９－０２４２４５号公報
　本発明は上記従来技術における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、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明のばね用鋼線材は、
Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、
Ｓｉ：１．０～２．５％、
Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、
Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
Ｏ：０．００２０％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であるところに特徴を有する。
　上記ばね用鋼線材として、更に、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）であり、かつ、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）を満たすものが好ましい。
　上記ばね用鋼線材として、更に、Ｖ：０．０５～０．４０％、およびＮｉ：０．０５～０．８０％よりなる群から選択される１種以上の元素を含むものや、固溶Ｎが０．００２０％以下（０％を含む）を満たすものが好ましい。
　本発明には、上記ばね用鋼線材を用いて得られるばね用鋼線であって、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が、下記式（１）を満たすところに特徴を有するばね用鋼線も含まれる。
（Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）≦１００　…（１）
［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径をいう。以下同じ）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
　尚、本発明において、「円相当直径」とは、ＢＮ系化合物の面積を、同一面積の円に換算したときの直径を意味する。また、本発明で対象とする「ＢＮ系化合物」とは、ＢＮ（窒化ホウ素）からなるものの他、ＢＮを主体とするものや、ＭｎＳを核にしたＢＮ化合物等の複合介在物を含むことを許容するものである。
　本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、パーライト組織の面積割合を調整しているので、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を実現できる。更に、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって、上記疲労特性をより高めることができる。
　本発明のばね用鋼線は、伸線後に焼入れ焼戻し処理を施す冷間巻き用のばね用鋼線、鋼線のままで使用する冷間巻き用ばね用鋼線、ばね加工後に焼入れ焼戻し処理を施すばね用鋼線等として用いることができる。この様なばね用鋼線は、エンジン、クラッチおよびサスペンション等に使用される弁ばね、クラッチばねおよび懸架ばねの素材として有用である。
図１は、実施例における組織観察写真である。 図２は、ΔＨＶとばね加工時の不良品率（１００本あたりの不良品本数）の関係を示した図である。 図３は、ＯＴ線の引張強度と疲労強度の関係を示した図である。 図４は、硬引き線の引張強度と硬引きばねの疲労寿命の関係を示した図である。
　本発明者らは、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線を得るべく、様々な角度から検討した。その結果、
（ａ）ばね用鋼線材の伸線加工性を高めるには、
（ａ－１）全組織に占めるパーライト組織の面積率を８５％以上にすると共に、
（ａ－２）後述する成分組成を満たすようにするのがよいこと；
（ａ－３）ばね用鋼線材の伸線加工性を更に高めるには、鋼中の固溶Ｎ量を０．００２０％以下に低減させるのが好ましいこと；
（ｂ）疲労特性（ばね用鋼線材の伸線後の疲労特性、即ち、ばね用鋼線の疲労特性や、ばねの疲労特性）を高めるには、特に、後述する成分組成を満たすようにするのがよいこと、また疲労特性を更に高めるには、上記ＢＮ系化合物の析出サイズおよび個数を所定の範囲内に制御するのがよいこと；
（ｃ）ばね用鋼線のばね加工性を高めるには、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差（以下、「ΔＨＶ」と示すことがある）が、下記式（１）を満たすよう小さくすればよいこと；がわかった。
（Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）≦１００　…（１）
　以下、上記組織、成分組成を規定した理由について詳述する。
　尚、本発明では疲労特性として、ばねの疲労特性を高めることを最終目的とするが、これを達成させるには、ばねの製造に用いる鋼線も疲労特性に優れていることが必要となる。この様な観点から、ばね用鋼線（硬引き線、またはこれに熱処理を加えて得られるＯＴ線）の疲労特性の向上を図っている。本発明では、以下、ばねの疲労特性や鋼線（硬引き線、ＯＴ線）の疲労特性を、単に「疲労特性」ということがある。
　［パーライト組織の面積率：８５％以上］
　本発明では、ばね用鋼線材の全組織に占めるパーライト組織の面積率を８５％以上とする。
　一般に、ばね用鋼線材の組織として、パーライト組織以外に、初析フェライトやベイナイトが形成される。しかしパーライト組織以外の組織が増加すると、伸線中に断線が生じるおそれがある（即ち、伸線加工性に劣る）。また、断線にまで至らなくとも内部に欠陥が生じやすく、この内部欠陥を起因として疲労特性が低下する。本発明では、パーライト組織の面積率を高めて、相対的にフェライト等を抑制させ、組織の均一化を図ることによって、断線や内部欠陥を減少させ、伸線加工性や疲労特性を向上させる。前記パーライト組織の面積率は、好ましくは８７％以上、より好ましくは９０％以上、更に好ましくは９１％以上、特には９３％以上である。
　パーライト組織以外の組織として、上述した初析フェライトやベイナイト等があげられるが、これらは少なければ少ないほどよく、好ましくは合計で１０％以下、より好ましくは合計で５％以下であり、特には０％である。
　本発明では、疲労特性をより高める観点から、円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物を抑制することが好ましい。この円相当直径が１００ｎｍ以上のＢＮ系化合物は存在しないことが好ましいが、下記の通り、本発明の規定範囲内に制限することで、その影響を最小限に抑えることができる。
　尚、パーライト組織以外の組織には、上記サイズのＢＮ系化合物は、ほとんど存在しないことから、本発明では、パーライト組織中に存在する上記サイズのＢＮ系化合物を対象とする。
　［観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）］
　本発明では、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物の個数を１００個以下（好ましくは７０個以下、より好ましくは５０個以下）に制御することで、疲労特性を改善することができる。
　［観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）］
　円相当直径が１０００ｎｍ以上と比較的大きめのサイズのＢＮ系化合物の析出を抑制することも重要である。このような粗大なＢＮ系化合物の析出個数が多くなると、疲労特性の低下を招きやすいからである。本発明では、観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する上記粗大なＢＮ系化合物の個数を、１０個以下（好ましくは８個以下、より好ましくは５個以下）に抑制する。
　尚、パーライト組織中の円相当直径が１００ｎｍ未満のＢＮ系化合物は、疲労特性にほとんど悪影響を与えないので、本発明では制御の対象としていない。
　次に成分組成を規定した理由について説明する。
　〔Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満〕
　Ｃは、伸線材の引張強度を高め、疲労特性や耐へたり性を確保するために有用な元素である。また高応力ばねとして必要な引張強さの確保にも有用である。更に所望の組織の確保に必要であり、初析フェライト量の増大を抑えて疲労寿命のばらつきを抑制するのにも必要である。よって、Ｃ量は、０．５０％以上とする。好ましくは０．５２％以上、より好ましくは０．５５％以上、更に好ましくは０．６０％以上である。しかし本発明においてＣ量が０．７０％以上になると、欠陥感受性が増大し、表面疵や介在物からのき裂の進展が容易になり、疲労寿命が劣化する。よって本発明では、Ｃ量を０．７０％未満とする。好ましくは０．６８％以下、より好ましくは０．６５％以下である。
　〔Ｓｉ：１．０～２．５％〕
　Ｓｉは、固溶強化元素として強度向上に寄与し、疲労特性と耐へたり性の改善に貢献する元素である。また、ばね加工工程におけるコイリング後の歪み取り焼鈍として熱処理が施されるが、その際に優れた軟化抵抗性を発揮させるのに有効な元素でもある。これらの効果を十分発揮させるべくＳｉ量の下限を１．０％とする。好ましくは１．３％以上、より好ましくは１．５％以上である。しかし、Ｓｉ量が２．５％を超えると、表面の脱炭が増大して疲労特性が劣化する恐れがある。また所望の組織が得られない。よってＳｉ量の上限を２．５％とした。好ましくは２．３％以下であり、より好ましくは２．０％以下である。
　〔Ｍｎ：０．５０～１．５０％〕
　Ｍｎは、パーライト組織を緻密かつ整然化させて、疲労特性を向上させる元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｍｎを０．５０％以上含有させる。好ましくは０．７０％以上であり、より好ましくは０．８０％以上である。一方、Ｍｎは偏析しやすい元素であり、含有量が過剰になると偏析し、その偏析部にミクロマルテンサイトが生成して伸線加工性が低下しやすくなる。また疲労特性も低下しやすい。よってＭｎ量の上限を１．５０％とする。好ましくは１．３０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。
　〔Ｃｒ：０．５％以下（０％含む）〕
　Ｃｒは、パーライトラメラ間隔を狭くし、熱間圧延後や伸線前熱処理であるパテンティング後の強度を上昇させ、耐へたり性や疲労強度を向上する為に有効な元素である。このような観点からは、Ｃｒ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、更に好ましくは０．１５％以上、特に好ましくは０．２０％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、セメンタイトが強化されすぎて靱性や延性が劣化する。また伸線加工性や疲労特性も劣化する。更にＣｒ量が過剰になると、時効脆化が生じやすくなり、鋼線の表層と内部の硬さの差が大きくなるため、ばね加工性に劣る。よってＣｒ量の上限を０．５％とする。好ましくは０．４０％以下であり、より好ましくは０．３５％以下であり、更に好ましくは０．３０％以下である。
　〔Ｂ：０．００１０～０．００５０％〕
　Ｂは、固溶ＮをＢＮ系化合物として微細析出させることで、線材の伸線加工性および疲労特性を向上させるのに有効な元素である。またばね加工性の向上にも有効である。更に、Ｂの一部が固溶Ｂとして鋼中に存在することで、初析フェライトの生成抑制にも有効である。これらの効果を十分発揮させるには、Ｂ量を０．００１０％以上とする必要がある。好ましくは０．００２０％以上、より好ましくは０．００３０以上である。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると粗大なＦｅ２３（ＣＢ）６等のボロン化合物が生成し疲労強度を劣化させるおそれがある。よって本発明では、Ｂ量の上限を０．００５０％とした。より好ましくは０．００４０％以下である。
　尚、固溶Ｎを固定させる元素として、Ｂ以外にＴｉ等があるが、Ｔｉの場合、Ｎを固定して得られるＴｉＮがＢＮと比較して角張った形状であるため、疲労特性の起点になりやすいと思われる。
　〔Ｎ：０．００５０％以下（０％含まない）〕
　Ｎが過剰であると、固溶Ｎが多くなり伸線加工性、疲労特性、ばね加工性が劣化する。この固溶Ｎを低減させるには、全Ｎ量を低減させることが有効である。しかし過分に少なくすることは製鋼コスト高を招くので、Ｎ量の上限を０．００５０％とする。Ｎ量は、好ましくは０．００４５％以下、より好ましくは０．００４０％以下である。
　〔固溶Ｎ：０．００２０％以下（０％を含む）〕
　固溶Ｎは、伸線加工中の時効脆化を引き起こし、伸線中の断線、縦割れの発生を招きやすい。即ち、圧延後の伸線加工性やパテンティング後の伸線加工性の低下を招きやすい。また、時効脆化が進むとばね用鋼線の表層と内部の硬度差が大きくなり、ばね用鋼線のばね加工性が低下しやすくなる。従って、鋼中のＢとＮの含有量が下記式（２）を満たすようにして、固溶ＮをＢＮとして析出させることにより、固溶Ｎ量を０．００２０％以下に抑制することが好ましい。固溶Ｎ量は、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％以下、より更に好ましくは０．０００５％以下である。
Ｂ－（Ｎ－０．００２０）×０．７７≧０．００００　・・・（２）
　〔Ｐ：０．０２０％以下（０％含まない）〕
　不可避不純物であるＰは、伸線加工時の断線を誘発させる元素である。また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元素でもあるため、極力少ないほうがよい。従って本発明では０．０２０％以下とした。好ましくは０．０１６％以下、より好ましくは０．０１３％以下である。
　〔Ｓ：０．０２０％以下（０％含まない）〕
　不可避不純物であるＳは、上記Ｐと同様に伸線加工時の断線を誘発する元素である。また、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元素でもあるため、極力少ないほうがよい。従って本発明では０．０２０％以下とした。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
　〔Ａｌ：０．０３％以下（０％含まない）〕
　Ａｌは製鋼時の脱酸剤として含有されるが、過剰に含まれると粗大な非金属介在物を生成し、疲労強度を劣化させるので、その含有量を０．０３％以下に抑制する。好ましくは０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００５％以下である。
　〔Ｏ：０．００２０％以下（０％含まない）〕
　Ｏは、過剰に含まれると粗大な非金属介在物を形成して疲労強度を劣化させる元素である。よって本発明では、Ｏ含有量を０．００２０％以下とする。好ましくは０．００１５％以下であり、より好ましくは０．００１０％以下である。
　本発明鋼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不純物（上記Ｐ，Ｓ，Ｎ，Ｏ以外の不純物）であるが、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得る。また、本発明の鋼線材または鋼線には、必要によって、更に下記に示す通りＶやＮｉを適量含有させることにより特性を更に高めることができる。以下、これらの元素について詳述する。
　〔Ｖ：０．０５～０．４０％、およびＮｉ：０．０５～０．８０％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
　Ｖ、Ｎｉは、特に伸線加工性を高めるのに有効な元素である。詳細には、Ｖはパーライトノジュールサイズを微細にして上記伸線加工性を高めるとともに、ばねの靱性および耐へたり性を向上させるのにも有用な元素である。こうした効果を発揮させるには、Ｖを０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２％以上である。しかしながらＶが０．４０％を超えて過剰に含まれると、焼入れ性が増大して熱間圧延後にマルテンサイトやベイナイトを生じ、伸線加工性がかえって悪くなる。また疲労特性も低下する。更に、ラメラセメンタイトとして使用されるべきＣが減少し、強度がかえって低下する他、初析フェライトを過剰に生成させたり、フェライト脱炭を誘発させる傾向がある。またＶ量が過剰になると、時効脆化が生じやすくなり、鋼線の表層と内部の硬さの差が大きくなるため、ばね加工性に劣る。よって本発明では、Ｖ量を０．４０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．３０％以下である。
　Ｎｉは、セメンタイトの延性を向上させて伸線加工性を向上させるのに有効な元素である。また鋼線の延性自体も向上させる元素である。更には、熱間圧延時における表層部の脱炭を抑制する効果も有する。これらの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い。より好ましくは０．２０％以上である。しかしＮｉ量が過剰になると、焼入れ性が増大し、熱間圧延後にマルテンサイトやベイナイトといった組織が多く析出して伸線加工性の悪化を招く。また疲労特性も低下する。よってＮｉ量の上限は０．８０％とすることが好ましい。より好ましくは０．６０％以下、更に好ましくは０．５０％以下である。
　［（Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）≦１００］
　上記（ｃ）の通り、ばね用鋼線のばね加工性を高めるには、ばね用鋼線の表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差（ΔＨＶ）が、下記式（１）を満たすよう小さくすればよい。ばね加工後のばねにはスプリングバックが生じるため、自由長の変化が生じるが、線材表層と線材内部の硬さの差が大きいと、このスプリングバックが大きくなり自由長が大きく変化するためである。
（Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）≦１００　…（１）
　［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
　この式（１）を満たすためには、伸線中の加工発熱を抑制する必要があり、本発明では後述するとおり伸線時の伸線速度を３００ｍ／ｍｉｎ以下とすることで達成することができる。また、Ｂ量、Ｎ量を規定の範囲内とし、固溶Ｎ量を低減させることや、Ｃｒ量、Ｖ量を規定の範囲内とすることも有効である。
　本発明のばね用鋼線材やばね用鋼線を得るための製造条件は、規定の組織や、ＢＮ系化合物の形態が制御できる条件であれば特に問わないが、上記化学成分組成を有する鋳片を用い、上記組織の確保を効率よく行うには、製造工程において、熱間圧延後の巻取り温度および熱間圧延後冷却条件を下記の通り制御するのがよく、また、推奨されるＢＮ系化合物の形態制御を効率よく行うには、製造工程において分塊圧延前の加熱条件を下記の通り制御することが好ましい。
　［分塊圧延前の加熱：１２８０℃以上で３０分以上９０分以下］
　［分塊圧延開始前の１２８０～１１００℃の温度範囲の冷却速度：０．５℃／秒以上］
　分塊圧延前の加熱温度を１２８０℃以上とすることにより、ＢＮ系化合物を十分に鋼中に固溶させ、その後、分塊圧延開始前の１２８０～１１００℃の温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒以上に制御することで、ＢＮ系化合物の形態を規定範囲内として疲労特性をさらに高めることができる。分塊圧延前の加熱温度は、好ましくは１２９０℃以上である。
　また、上記１２８０℃以上での加熱時間が短すぎても、ＢＮ系化合物を十分に鋼中に固溶できないことから、１２８０℃以上での加熱は３０分以上とする。尚、操業コストの観点から１２８０℃以上での加熱は９０分以下とする。
　また分塊圧延開始前の１２８０～１１００℃の温度範囲の冷却速度は、１．０℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは１．３℃／秒以上、更に好ましくは１．５℃／秒以上である。
　［熱間圧延後の巻取り温度：８５０℃以上９５０℃以下］
　熱間圧延後の巻取り温度は、圧延機の負荷が過大とならないように、８５０℃以上とするのがよい。好ましくは８８０℃以上である。一方、初析フェライトを抑制してパーライト組織を面積率で８５％以上確保するには、熱間圧延後の巻取り温度を９５０℃以下にするのがよい。表層脱炭、再結晶、粒成長を抑制し、微細粒組織にする観点からも、熱間圧延後の巻取り温度を９５０℃以下にするのがよい。熱間圧延後の巻取り温度は、好ましくは９４０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。
　［熱間圧延後の巻取り後から６００℃までの冷却速度：１０℃／秒以上３５℃／秒以下］
　パーライト組織を面積率で８５％以上確保するには、熱間圧延後の巻取り後から６００℃までの冷却速度を、１０℃／秒以上（好ましくは１５℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上）として初析フェライトの形成を抑制し、かつ３５℃／秒以下（好ましくは３０℃／秒以下）として、マルテンサイトやベイナイト組織の生成を抑制するのがよい。
　本発明のばね用鋼線材を得るにあたり、上記以外の条件については特に限定されず一般的な製造条件を採用すればよい。
　また、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が１００以下であるばね用鋼線を得るには、本発明で規定のばね用鋼線材を用い、伸線加工時において加工発熱を抑制する必要があることから、伸線速度を３００ｍ／ｍｉｎ以下（好ましくは２５０ｍ／ｍｉｎ以下）とすることが推奨される。上記伸線速度の下限値は、生産性等の観点から１００ｍ／ｍｉｎ程度とするのがよい。
　本発明のばね用鋼線を得るにあたり、上記以外の条件については特に限定されず一般的な製造条件を採用すればよい。
　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。
　下記表１に示す化学成分組成の鋼を転炉出鋼後、二次精錬処理を行って溶製し、連続鋳造法により鋳造した鋳片を製造した。そして得られた鋳片の分塊前の加熱（加熱時間はすべての鋼種で一定としており、設定温度に昇温後３０分保持とした）を表２に示す条件で行った後、分塊圧延を行って１５５ｍｍ角とし、次いで表２に示す条件［熱間圧延後の巻取り温度（圧延巻取り温度）、および巻取り後６００℃までの冷却速度（巻取り後冷却速度）］で熱間圧延を行って、直径８．０ｍｍの熱間圧延線材（鋼線材）を作製した。尚、下記表１に示した固溶Ｎ量は下記の方法によって測定したものである。
　また、得られた鋼線材について、パーライト組織の面積率、ＢＮ系化合物の個数割合を下記の方法で測定した。その結果を下記表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　［固溶Ｎ量の測定方法］
　本発明における「固溶Ｎ量」の値は、ＪＩＳ　Ｇ　１２２８に準拠し、下記（ａ）～（ｃ）に示す通り、鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引いて鋼中の固溶Ｎ量を求めた。
　（ａ）鋼中の全Ｎ量は、不活性ガス融解法－熱伝導度法を用いて測定した。詳細には、供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してＮを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化から求めた。
　（ｂ）鋼中の全Ｎ化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いて測定した。詳細には、供試鋼素材からサンプルを切り出し、１０％ＡＡ系電解液（鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には１０％アセチルアセトン、１０％塩化テトラメチルアンモニウム、残部：メタノール）中で、定電流電解を行った。この定電流電解で約０．５ｇのサンプルを溶解させ、不溶解残渣（Ｎ化合物）を穴サイズが０．１μｍのポリカーボネート製のフィルタでろ過した。そして不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウムおよび純Ｃｕチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせた。次いで、この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させた。そしてフェノール、次亜塩素酸ナトリウムおよびペンタシアノニトロシル鉄（ＩＩＩ）酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定し、全Ｎ化合物量を求めた。
　（ｃ）上記の方法によって求めた鋼中の全Ｎ量から全Ｎ化合物量を差し引いて、鋼中の固溶Ｎ量を求めた。
　［パーライト面積率の測定方法］
　パーライト面積率は、熱間圧延線材の横断面（圧延方向に垂直な断面。以下同じ）の表層、Ｄ／４、Ｄ／２（Ｄ：線材の直径）の各位置において、埋め込み研磨し、ピクリン酸を用いた化学腐食を実施した後、光学顕微鏡により、互いに９０度をなす４箇所（Ｄ／２部については、各々が重ならない様に断面の中心点に近接し互いに９０度をなす４箇所。以下同じ）にて夫々１視野撮影した（倍率：４００倍で２００μｍ×２００μｍの領域）。光学顕微鏡写真の画像をプリントアウトして、透明フィルムを重ねた上から白い部分（フェライトおよびベイナイト）を黒マジックで塗りつぶした後、透明フィルムをスキャナーでパソコンに取り込み、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」（商品名））を用いて、画像を２値化した後、上記塗りつぶしていない部分をパーライト面積率として求め、合計１２視野の平均値を算出した。尚、表層に脱炭層が存在する場合には、ＪＩＳ　Ｇ　００５８の４で規定される全脱炭部は測定部位から除外した。
　［ＢＮ系化合物の形態の測定］
　熱間圧延線材の横断面のＤ／４（Ｄ：線材直径）の位置において、埋め込み研磨し、ナイタルを用いた化学腐食を実施した後、互いに９０度をなす４箇所にて夫々１視野、倍率：２０００倍でＦＥ－ＳＥＭ観察を行った。尚、１視野を２０００μｍ２とした。観察した画像のフェライトおよびベイナイト部分を黒く塗りつぶした後、画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製「Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ」（商品名））を用いて画像を２値化することにより、円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物、および円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物を判定し、それぞれの析出物の組成をＥＤＸ（Energy Dispersive X-ray Spectrometer）およびＷＤＳ（Wavelength Dispersive X-ray Spectrometer）で確認した。そして、各視野において上記サイズのＢＮ系化合物の個数をそれぞれ測定した後、４視野の平均個数を算出した。
　尚、図１は、上記フェライト等を黒く塗りつぶす前の観察写真の一例である。
　次いで、得られた熱間圧延線材を用いて伸線加工性を下記の通り評価した。
　［伸線加工性の評価］
　本実施例では、伸線加工性について厳しく評価するため、伸線条件を、一般的に行われている伸線条件（例えば、後述する疲労試験用サンプル作製工程における伸線条件：ε＝１．８１）よりも厳しい条件（ε＝２．１７）で行った。詳細は以下の通りである。
　即ち、得られた熱間圧延線材に対し、酸洗い、ボンデ処理を施した後、乾式伸線（ダイススケジュールは下記表３の通りである）を行って、直径８．０ｍｍから直径２．７０ｍｍ（ε＝２．１７）にまで伸線を行って（φ２．７０ｍｍでの伸線速度を２００ｍ／ｍｉｎとした）、鋼線を得た。そして得られた鋼線を用いて捻回試験を行った。捻回試験は、長さ３５０ｍｍの鋼線（試験片）を用い、前川試験機製作所製のねじり試験機を使用し、標点間距離：２００ｍｍ、捻り速度：５０ｒｐｍの条件で破断するまで捻回させた。そして破断後の破面に縦割れが生じていないものを伸線加工性が良い（○）と評価し、破断後の破面に縦割れの生じている場合を伸線加工性が悪い（×）と評価した。また、伸線中に断線が生じた場合も伸線加工性が悪い（×）と評価した。その結果を表５に示す。
　尚、後述する表５の実施例Ｎｏ．１１については、更に、一般的に行われている伸線条件（ε＝１．８１，後述する疲労試験用サンプル作製工程における伸線条件，下記表４）で伸線を行って得られた鋼線についても、前記と同様に捻回試験を行って評価した。
　また、伸線速度を変化させて、ΔＨＶの異なる鋼線を作成し、各鋼線について、下記の通りばね加工性を評価した。尚、ＯＴ線よりも硬引き線の方が、一般にΔＨＶが大きく、ばね加工性に劣ることから、ΔＨＶの測定やばね加工性の評価は、硬引き線を用いて評価した。その結果を表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　［ΔＨＶの測定］
　熱間圧延線材を、ＳＶ（皮削り、これにより直径８．０ｍｍ→直径７．４ｍｍ）、乾式伸線（ダイススケジュールは下記表４の通りである）して直径３．０ｍｍの鋼線（サンプル）を得た（直径３．０ｍｍでの伸線速度は表５に示すとおりである）。このサンプルを用い、試験荷重を３００ｇｆとし、鋼線横断面の直径線上を表層から０．１ｍｍ深さの位置から０．１ｍｍ間隔で反対側の表層から０．１ｍｍ深さの位置までＨｖを測定した。そして、Ｄ／１６部からＤ／４部までの最高ＨｖをＨｖｓとし、Ｄ／４部からＤ／２部までの最低ＨｖをＨｖｈとして、ΔＨＶ（＝Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）を求めた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　［ばね加工性の評価］
　上記ΔＨＶの測定で得た鋼線を用い、コイル平均径２５ｍｍ、総巻数６、有効巻数４、自由長８０ｍｍの条件でコイリングマシンにより冷間コイリングした。各鋼線につき１００本ずつコイリングし、投影機にて自由長を測定した。そして、８０ｍｍ±０．５ｍｍを良品とし、それ以外を不良品とした。不良品が５本以下の鋼線をばね加工性が良い（○）と評価し、不良品が５本を超える鋼線をばね加工性が悪い（×）と評価した。
　疲労特性として、（ｉ）ＯＴ線の疲労特性、および（ｉｉ）硬引き線を用いて得られた硬引きばねの疲労特性を下記の通り評価した。その結果を表５に示す。
　［（ｉ）ＯＴ線の疲労特性（中村式回転曲げ疲労試験）］
　熱間圧延線材を用いて、ＳＶ（皮削り）、乾式伸線（ダイススケジュールは上記表４の通りである）して直径３．０ｍｍの鋼線を得た（直径３．０ｍｍでの伸線速度は２００ｍ／ｍｉｎ）のち、この鋼線に対して、オイルテンパー処理（加熱９２０℃、焼き戻し温度は表５に示すとおりである）、焼鈍、ショットピーニング、低温歪取焼鈍を順次行って、試験サンプルを作製した。
　そして上記サンプルを用いて、中村式回転曲げ疲労試験を実施した。試験応力を８５０～１１５０ＭＰａまで２５ＭＰａ刻みの１６条件とし、各応力で５本ずつ供試し、５本すべてが２×１０７回に達した最高の試験応力を、そのサンプルの疲労強度（σｗ）とした。また、上記鋼線の引張強度（σＢ）を引っ張り試験機（島津製作所製「オートグラフ」（商品名））を用いて（歪み速度１０ｍｍ／ｍｉｎ）求めた。そしてσｗ／σＢを求め、このσｗ／σＢが０．４９以上の場合をＯＴ線の疲労特性に優れ、これを用いて得られるばねも疲労特性に優れると評価した。
　［（ｉｉ）硬引きばねの疲労特性］
　ばね加工性の評価に用いたばね（即ち、熱処理を施していない硬引き線を用いて形成された硬引きばねであって、各鋼種の良品）に歪取り焼鈍（４００℃×２０分）、座面研磨、２段ショットピーニング、低温焼鈍（２２０℃×２０分）、および冷間セッチングを行った。得られたばねを用いて、６５０±５００ＭＰａの負荷応力下で疲労試験を行い、疲労寿命（破断寿命）を測定した（油圧サーボ式ばね疲労試験機を使用）。この測定を、各鋼種につきばね５個について行った。表５には、ばね５個のうち最も短い疲労寿命の値を示す。そして、最も短い疲労寿命が１０×１０６回以上のものを、ばねの疲労特性（およびこのばねに用いた硬引き線の疲労特性）に優れると評価した。また、直径３．０ｍｍの鋼線を４００℃×２０分でベーキングした後の引張強さも測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表１，２，５から、次のように考察できる。即ち、実施例Ｎｏ．（以下、単に「Ｎｏ．」と示す）１～９、１２，１３、１６～１９は、本発明で規定の要件を満たしているので、鋼線材（熱間圧延線材）の伸線加工性に優れており、かつ鋼線の疲労特性（鋼線材（熱間圧延線材）の伸線後の疲労特性）およびばね加工性に優れている。尚、Ｎｏ．１６～１９の結果から、伸線後の疲労特性をより高めるには、製造工程における分塊圧延前の加熱を推奨される条件で行ってＢＮ系化合物の形態を、本発明で規定の好ましい範囲内とするのがよいことがわかる。
　尚、Ｎｏ．１１は、疲労試験用サンプルの作製工程における伸線条件（ε＝１．８１）で伸線を行ったところ、伸線加工性は○であったが、これよりもひずみ量の大きい伸線条件（ε＝２．１７）で伸線を行ったところ、伸線加工性は×であった。この結果から、伸線加工性をより高めるには、固溶Ｎ量を０．００２０％以下とするのがよいことがわかる。
　これに対し、Ｎｏ．１０、１４、１５、２０～３３は、本発明で規定する少なくともいずれかの要件を満たさないため、不具合が生じている。詳細は以下の通りである。
　Ｎｏ．１０は、ばね用鋼線材は本発明の規定を満たしており、伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れているが、この線材を用いて伸線加工時の伸線速度が速すぎるため、得られた鋼線のΔＨＶが大きくなり、ばね加工性に劣るものとなった。
　Ｎｏ．１４、１５は、本発明で規定の成分組成を満たす鋼種を用いているが、Ｎｏ．１４は製造工程での圧延巻取り温度が高すぎるため、またＮｏ．１５は製造工程での巻き取り後の冷却速度が遅いため、いずれもパーライト組織を十分確保できず、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
　Ｎｏ．２０は、Ｃ量が過剰であるため、疲労特性に劣る結果となった。
　Ｎｏ．２１はＣ量が不足し、またＮｏ．２２はＳｉ量が過剰であるため、いずれもパーライト組織を十分確保できず、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
　Ｎｏ．２３は、Ｍｎ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
　Ｎｏ．２４はＰ量が過剰であり、Ｎｏ．２５はＳ量が過剰であるため、いずれも伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。
　Ｎｏ．２６は、Ｃｒ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。またΔＨＶが大きくなりばね加工性にも劣っている。
　Ｎｏ．２７は、Ｎｉ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性の劣るものとなった。
　Ｎｏ．２８は、Ｖ量が過剰であるため、伸線加工性および疲労特性に劣るものとなった。またΔＨＶが大きくなりばね加工性にも劣っている。
　Ｎｏ．２９はＡｌ量が過剰であるため、Ｎｏ．３３はＯ量が過剰であるため、疲労特性に劣っている。
　Ｎｏ．３１は、Ｂ量が不足し固溶Ｎ量が比較的多く、パーライト組織を十分確保できておらず、伸線加工性、疲労特性、ばね加工性のいずれも劣っている。
　Ｎｏ．３２は、Ｎ量が過剰であるため、伸線加工性、疲労特性、ばね加工性のいずれも劣っている。
　図２は、上記実施例の結果を用いて、ΔＨＶとばね加工時の不良品率（１００本あたりの不良品本数）の関係を整理した図である。この図２から、ΔＨＶを１００以下とすることによって、不良品率が十分に抑制されていることがわかる。
　図３は、上記実施例の結果を用いて、ＯＴ線について引張強度と疲労強度の関係を整理した図である。この図３から、本発明の要件を満たす鋼線（図３中の▲および◆）は、比較例（■）と比べて疲労限度比が高いことがわかる。特に、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって（図３中の◆）、上記疲労限度比がより高まることがわかる。
　図４は、上記実施例の結果を用いて、硬引き線の引張強度と硬引きばねの疲労寿命との関係を整理した図である。この図４から、本発明の要件を満たす鋼線（図４中の▲および◆）は、比較例（■）と比べて疲労限度比が高いことがわかる。この図４においても、ＢＮ系化合物の形態を制御することによって（図４中の◆）、上記疲労限度比がより高まることがわかる。
　以上の結果から、本発明のばね用鋼線材を用い、ばね用鋼線としてＯＴ線を得た場合のみならず、ばね用鋼線として硬引き線を得た場合であっても、ばね用鋼線を用いて得られるばねは優れた疲労特性を示すことがわかる。

Claims (5)

  1. 　Ｃ：０．５０％以上０．７０％未満（％は「質量％」の意味、化学成分組成について以
    下同じ）、
    Ｓｉ：１．０～２．５％、
    Ｍｎ：０．５０～１．５０％、
    Ｃｒ：０．５％以下（０％を含む）、
    Ｂ：０．００１０～０．００５０％、
    Ｎ：０．００５０％以下（０％を含まない）、
    Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、および
    Ｏ：０．００２０％以下（０％を含まない）
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    全組織に占めるパーライト組織の面積率が８５％以上であることを特徴とするばね用鋼線材。
  2. 　更に、
    観察視野面積２０００μｍ２におけるパーライト組織中に存在する、
    円相当直径が１００ｎｍ以上１０００ｎｍ未満のＢＮ系化合物が１００個以下（０個を含む）であり、かつ、
    円相当直径が１０００ｎｍ以上であるＢＮ系化合物が１０個以下（０個を含む）である
    請求項１に記載のばね用鋼線材。
  3. 　更に、
    Ｖ：０．０５～０．４０％、および
    Ｎｉ：０．０５～０．８０％
    よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載のばね用鋼線材。
  4. 　更に、固溶Ｎが０．００２０％以下（０％を含む）である請求項１に記載のばね用鋼線材。
  5. 　請求項１～４のいずれかに記載のばね用鋼線材を用いて得られるばね用鋼線であって、表層部のビッカース硬さ（Ｈｖｓ）と内部のビッカース硬さ（Ｈｖｈ）の差が、下記式（１）を満たすことを特徴とする疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線。
    （Ｈｖｓ－Ｈｖｈ）≦１００　…（１）
    ［但し、上記Ｈｖｓは、Ｄ（鋼線の直径をいう。以下同じ）／１６部からＤ／４部までの最高ビッカース硬さをいい、上記Ｈｖｈは、Ｄ／４部からＤ／２までの最低ビッカース硬さをいう。］
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