WO2013133070A1 - ばね加工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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less
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spring
slow cooling
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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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Definitions

  • the present invention is used for automobile valve springs and the like, and has a high workability (drawing property, coiling property, and SV property described later), a high-strength spring steel wire, a manufacturing method thereof, and the high-strength spring.
  • the present invention relates to high-strength springs (hard pull springs, oil temper springs) and the like obtained from steel wire rods.
  • valve springs mainly used in engines are known, but this valve spring mainly uses wire tempered wire for oil temper treatment (hereinafter referred to as “OT treatment”).
  • OT treatment oil temper treatment
  • a quenching and tempering process for improving the spring characteristics is performed, and then processing (coiling) into a spring shape is performed.
  • major factors that reduce production efficiency include disconnection during wire drawing and disconnection (breakage) during coiling after wire drawing. Since these manufacturing troubles are accompanied by a long stoppage of the apparatus, the production efficiency is greatly reduced.
  • Patent Document 1 discloses that a wire rod is subjected to a surface treatment before OT treatment (that is, after wire drawing), and a surface scale at the time of manufacturing the OT treatment wire rod is left. It has been proposed to reduce the surface wrinkles and reduce the surface layer roughness, thereby reducing the surface roughness of the OT-treated wire and improving the coiling property.
  • a surface treatment before OT treatment that is, after wire drawing
  • a surface scale at the time of manufacturing the OT treatment wire rod is left. It has been proposed to reduce the surface wrinkles and reduce the surface layer roughness, thereby reducing the surface roughness of the OT-treated wire and improving the coiling property.
  • the coiling property is improved by reducing undissolved carbides by controlling the nitrogen of the heat-treated wire.
  • reducing undissolved carbide is effective in improving the toughness and workability of the structure, but there is a limit to the suppression of coiling breakage starting from handling wrinkles and cracks.
  • a valve spring it is processed into a round wire having a predetermined wire diameter by hot rolling, wound into a coil shape, cooled, and then softened by annealing at around 700 ° C.
  • the skin removal process hereinafter sometimes referred to as “SV process”
  • SV property workability during this SV process
  • the present invention has been made in order to solve such problems in the prior art, and its purpose is to provide high strength capable of exhibiting good characteristics in wire drawing, coiling, and SV at the time of spring manufacture. It is an object of the present invention to provide a spring steel wire, a useful method for producing such a high-strength spring steel wire, and a high-strength spring obtained using the high-strength spring steel wire as a raw material.
  • 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: 1.5 to 3.5%, Mn: 0.3 to 1.5%, Cr: 0.03 to 0.4%, and Al: 0.005% or less.
  • the balance is composed of iron and inevitable impurities, the pearlite area ratio is 90% or more, and the pearlite nodule particle size number (hereinafter referred to as “pearlite nodule particle size number” or “pearlite nodule” at a depth of 0.5 mm from the surface).
  • the average value Pave and its standard deviation P ⁇ (sometimes referred to as “size”) have the gist that they satisfy the following formulas (1) and (2), respectively. 8.0 ⁇ Pave ⁇ 12.0 (1) 0.0 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.5 (2)
  • the steel wire after hot rolling is coiled at a mounting temperature of 750 to 1000 ° C., and then 1 ° C./second on a cooling conveyor.
  • the wire material is rapidly and uniformly cooled to a temperature of 750 ° C. or less at the above cooling rate, and the starting temperature of the subsequent slow cooling is within the range of 650 to 750 ° C. for both the dense and sparse portions of the coil, and the coil
  • the temperature difference between the dense part and the sparse part may be 50 ° C. or less.
  • region to cool slowly.
  • the annealing time t of the said steel wire material shall be 50 second 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)
  • the present invention includes a high-strength spring obtained from the steel wire for a high-strength spring as described above.
  • the present invention 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 realize a steel wire for high-strength springs that can exhibit good characteristics in wire drawing, coiling, and SV properties at the time of spring manufacture. Such a high-strength spring Steel wire rods are extremely useful as materials for producing high-strength springs.
  • the present inventors examined in detail the cause of coiling breakage. As a result, it was found that most of the coiling breakage originates from a microcrack existing on the surface of the wire, and this microcrack occurs during the wire drawing process before the OT treatment. It has also been found that many of such microcracks are also generated when passing through a correction roller provided in the wire drawing process, or that the crack depth is increased when passing through the correction roller.
  • Improvement of requirements such as die schedule, wire drawing speed, wire temperature during wire drawing, and other techniques to improve wire drawing are also important in order to suppress microcracks that occur on the wire surface during wire drawing or passing through the straightening roller. It is thought that. As a result of investigations by the present inventors, it has been found that, apart from these requirements, the variation in the pearlite nodule size on the surface of the wire drawing material greatly affects the generation of microcracks.
  • the hot-rolled steel wire rods are wound in a coil shape, placed on a cooling conveyor, and cooled by air cooling or the like.
  • the state of the coil on the cooling conveyor is shown in FIG.
  • the steel wire rods are relatively densely overlapped (referred to as “dense part”) and relatively sparse (referred to as “sparse part”). A difference occurs in the cooling rate, and a difference occurs in the structure after cooling, which seems to adversely affect the spring workability.
  • the present inventors examined the relationship between the rolled material structure of high-strength spring steel and spring workability (drawing property, coiling property, SV property). As a result, by controlling the rolled material structure to a fine and uniform pearlite-based structure, the occurrence of microcracks during the wire drawing process is suppressed (that is, the wire drawing property is also improved). As a result, the coiling property and the SV It has been found that the property is also improved.
  • the grain size variation of the structure the variation in the longitudinal direction, i.e., the coil dense portion / sparse portion, is larger than the variation in the wire cross section, and the influence on the spring workability is increased. It is important to reduce the directional tissue variation.
  • the present inventors further examined the conditions for satisfying these requirements.
  • the structure is mainly composed of pearlite, and the average value Pave of the pearlite nodule particle size number at a depth of 0.5 mm from the surface and the standard deviation P ⁇ thereof satisfy the following expressions (1) and (2), respectively.
  • the present invention was completed. 8.0 ⁇ Pave ⁇ 12.0 (1) 0.0 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.5 (2)
  • the average value Pave of the pearlite nodule particle size number and its standard deviation P ⁇ are preferably 8.5 ⁇ Pave ⁇ 11.5 and 0.0 ⁇ P ⁇ ⁇ 0.4.
  • tissue which has pearlite as a main body means the structure
  • 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 and processed into a desired wire diameter.
  • the heating temperature at the time of rolling is not particularly limited, but processing at as low a temperature as possible is preferable from the viewpoint of refining the structure. However, when the temperature is lowered, the deformation resistance of the steel material increases and the equipment load increases. Therefore, the temperature is appropriately set according to the equipment owned.
  • 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 (placement temperature) at this time exceeds 1000 ° C., the structure becomes coarse, and when it becomes less than 750 ° C.
  • the mounting temperature is set to 750 to 1000 ° C. in order to increase deformation resistance and cause poor packaging. This mounting temperature is preferably 775 ° C. or higher and 950 ° C. or lower.
  • the pearlite transformation start temperature range if the temperature is too high, coarsening of the pearlite nodule size is promoted, and the drawing ratio (area reduction rate) of the rolled material becomes extremely bad. If the temperature is too low, overcooling occurs and partly Bainite and martensite are likely to occur. Therefore, the pearlite transformation start temperature range was set to 650 ° C. or higher and 750 ° C. or lower (preferably 670 ° C. or higher and 730 ° C. or lower).
  • the dense part and the sparse part of the coil are cooled at a cooling rate of 1 ° C./second or more respectively, and the wire temperature when starting the slow cooling is in the range of 650 to 750 ° C. for both the dense part and the sparse part of the coil.
  • the temperature difference between the dense part and the sparse part of the coil is controlled to be 50 ° C. or less.
  • the standard deviation P ⁇ of the pearlite nodule size can be significantly improved.
  • the region for starting slow cooling is usually performed by installing a slow cooling cover in that region, hereinafter, the slow cooling region is referred to as “in the slow cooling cover” and the slow cooling start position is set.
  • slow cooling cover inlet sometimes called “slow cooling cover inlet”.
  • the air volume of the cooling blower to the coil dense part and sparse part is adjusted respectively. By doing so, it is possible to reduce the temperature difference between the coil dense part and the sparse part on the entry side of the slow cooling region.
  • the recommended cooling rate difference is 1.0 ° C./second or less, preferably 0.5 ° C./second or less. Since the cooling rate of the coil dense part and the sparse part varies depending on the rolling line speed, the conveyor speed, etc., it is necessary to set the air volume according to each rolling condition.
  • the cooling rate V in the slow cooling cover is defined by the following equation (3), but the cooling rate V is preferably less than 1 ° C./second. In addition, it is about all the parts (a dense part and a sparse part are included) that the cooling rate V in a slow cooling cover must satisfy
  • 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, 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 martensite. Since the overcooled structure such as a site may be generated, it is preferable to secure the stay time of 50 seconds or more.
  • the steel wire rod for high-strength springs of the present invention needs to be appropriately adjusted in terms of its chemical component composition in order to exhibit the characteristics of the final product (high-strength spring).
  • the reason for the range limitation by each component (element) in the chemical component composition is 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 is an element necessary for deoxidation of steel, and also exhibits an effect of increasing its strength by dissolving in ferrite. In order to exhibit these effects, it is necessary to contain 1.5% or more. However, when the Si content is excessive, in addition to reducing ductility and toughness, surface decarburization increases and fatigue characteristics are reduced, so it is necessary to make it 3.5% or less.
  • the preferable lower limit of the Si content is 1.7% or more (more preferably 1.8% or more), and the preferable upper limit is 3.0% or less (more preferably 2.5% or less).
  • Mn 0.3 to 1.5%
  • 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 1.5% or less.
  • a preferable lower limit of the Mn content is 0.35% or more (more preferably 0.40% or more), and a preferable upper limit is 1.4% or less (more preferably 1.3% or less).
  • Cr 0.03-0.4%
  • Cr has the effect of improving the spring strength by causing secondary precipitation hardening during quenching / tempering treatment and strain relief annealing after coiling.
  • it is necessary to contain 0.03% or more.
  • the content needs to be 0.4% or less.
  • it is 0.35% or less (more preferably 0.30% or less).
  • the minimum with preferable Cr content is 0.05%, and a more preferable minimum is 0.10%.
  • Al 0.005% or less
  • Al is a deoxidizing element, but forms inclusions of Al2O3 and AlN in the steel. Since these inclusions significantly reduce the fatigue life of the spring, Al should be reduced as much as possible. From such a viewpoint, the Al content needs to be 0.005% or less. More preferably, it is 0.004% or less.
  • the basic components in 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.).
  • V 0.5% or less (not including 0%)
  • Nb 0.5% or less (not including 0%)
  • Ni One or more selected from the group consisting of 2.0% or less (excluding 0%) and Mo: 0.5% or less (not including 0%)
  • Cu 0.7% or less
  • the reason for setting a preferable range of these elements is as follows.
  • V 0.5% or less (not including 0%), Nb: 0.5% or less (not including 0%), Ni: 2.0% or less (not including 0%), and Mo: 0.0. 1 or more selected from the group consisting of 5% or less (excluding 0%)]
  • 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 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.
  • secondary precipitation hardening occurs during strain relief annealing after spring formation, contributing to improvement of spring strength.
  • the V content is preferably 0.5% or less, and a more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • the minimum with preferable V content for exhibiting said effect effectively is 0.05% or more, More preferably, it is 0.06% or more (more preferably 0.07% or more).
  • 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.
  • the Nb content is preferably 0.5% or less, and a more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less).
  • the minimum with preferable Nb content for exhibiting said effect effectively is 0.05% or more, More preferably, it is 0.06% or more (more preferably 0.07% or more).
  • Ni has the effect of increasing ductility and toughness after quenching and tempering. It also improves the 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 Ni content is preferably 2.0% or less, and a more preferable upper limit is 1.9% or less (more preferably 1.8% or less). In addition, the minimum with preferable Ni content for exhibiting said effect effectively is 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more (more preferably 0.15% or more).
  • Mo has the effect of increasing ductility and toughness after quenching and tempering. In addition, it enhances hardenability and contributes to higher spring strength. However, excessive inclusion increases hardenability and makes it difficult to control the structure, and also increases the price of steel. Therefore, the Mo content is preferably 0.5% or less, and a more preferable upper limit is 0.45% or less (more preferably 0.40% or less). In addition, the minimum with preferable Mo content for exhibiting said effect effectively is 0.05% or more, More preferably, it is 0.10% or more (more preferably 0.15% or more).
  • 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.
  • B 0.01% or less (excluding 0%)
  • B has an effect of improving ductility and toughness.
  • the content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.0080% or less (more preferably 0.0060% or less).
  • the preferable lower limit when B is contained is 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more (more preferably 0.0020% or more).
  • the steel wire for high-strength springs of the present invention is assumed to have been hot-rolled, but this steel wire for high-strength springs is then formed into a high-strength spring by being spring processed. There is a spring that exhibits good characteristics.
  • Example 1 After melting steel ingots having the chemical composition shown in Tables 1 and 2 below in a converter, this steel ingot is subjected to ingot rolling to produce a steel billet having a cross section of 155 mm ⁇ 155 mm and heated to 1000 ° C.
  • Wire diameter Processed (hot rolled) into a round wire of 5.0 to 8.0 mm ⁇ .
  • coils with a single weight of 2 ton were manufactured under the manufacturing conditions shown in Tables 3 and 4 below (Test Nos. 1-31), and their structure, mechanical properties, and spring workability (drawing property, coiling property, SV property) investigated. Adjustment of the cooling rate in Tables 3 and 4 was performed by adjusting the conveyor speed.
  • 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.
  • a tensile test was performed, and the maximum tensile strength TS and the drawing value (reduction area) RA were measured.
  • a pearlite nodule means a region in which ferrite crystal grains in a pearlite structure have the same orientation.
  • the pearlite area ratio is embedded and polished in resin or the like at the position of the surface layer (4 fields of view), D / 4 (4 fields of view), and D / 2 (1 field of view) of the cross section of the hot-rolled wire (D is the diameter of the wire). Then, after carrying out chemical corrosion using picric acid, a structure photograph of 200 ⁇ m ⁇ 200 ⁇ m region at a magnification of 400 ⁇ was taken with an optical microscope at four locations where the crystal grain orientations made 90 ° to each other. The image was binarized using analysis software ("Image Pro Pro Plus" Media Media), and then the pearlite area ratio was determined, and the average value was calculated.
  • the “total decarburized part” defined by 4 of JIS G 0558 was excluded from the measurement site.
  • a structure having a pearlite area ratio of 90% or more is expressed as “P”, and when the pearlite area ratio is less than 90% and bainite or martensite is generated, it is expressed as “P + B” or “P + B + M”. .
  • the P nodule size is measured in accordance with “Measurement of austenite grain size” described in JISJG 0551.
  • the ferrite area ratio is 40% or less, the area of pro-eutectoid ferrite can be excluded.
  • P nodule size can be measured.
  • the average value Pave and the standard deviation P ⁇ were calculated.
  • the wire drawability is that the coil after the SV process is annealed at 600 ° C for 3 hours, then pickled and bonded, and drawn to a surface reduction rate of 85% with a single pot wire drawing machine.
  • the evaluation was based on the presence or absence of disconnection during wire drawing. A coil having no wire breakage was evaluated as having good drawability ( ⁇ ), and a coil having wire breakage was evaluated as having poor wire drawability (x).
  • Coiling property was evaluated by the number of breaks (the number of self-winding winding breaks) when the self-winding winding was performed 1000 times on the wire after drawing. By observing the fracture surface, it was evaluated that the coil that did not break due to the microcrack had good coiling property, and the coil that had breakage that originated from the microcrack had poor coiling property (Tables 5 and 6 below) The number of breaks shown in (1) starts from microcracks).
  • SV property was evaluated based on the presence or absence of disconnection in the SV process by performing a skinning process (SV process) without applying heat treatment to the coil.
  • a coil having no disconnection was evaluated as having good SV characteristics ( ⁇ ), and a coil having a disconnection was evaluated as having poor SV characteristics (x).
  • Test No. in Table 5 Examples Nos. 1 to 12 are examples satisfying the requirements defined in the present invention, test Nos. For those of 13-20, the chemical composition satisfies the range specified in the present invention (steel types A1, A2, C1, E1, G1, J1-J3), but the production conditions do not satisfy the requirements specified in the present invention.
  • Example, Test No. Nos. 21 to 31 are those whose chemical composition is outside the range specified in the present invention (steel grades M to W).
  • test no. Nos. 1 to 12 have a fine pearlite structure in which P nodules satisfy the requirements defined by the above formulas (1) and (2). Therefore, all of these steel wires are drawn, coiled, and SV. Good results have been obtained for both sexes.
  • Test No. No. 13 since the mounting temperature after rolling is high, the crystal grains grow up to the slow cooling region (slow cooling cover inlet), the P nodule size of the rolled material is also rough, and the drawability and coiling properties are poor. It has become.
  • Test No. No. 14 has insufficient cooling after placing, so the temperature of the coil dense part at the inlet of the slow cooling cover is high, crystal grains grow in the slow cooling cover, and the P nodule size of the rolled material is also coarse. The drawability is getting worse.
  • Test No. No. 15 because the cooling after mounting was excessive, the temperature of the coil sparse part at the inlet of the slow cooling cover was low, bainite was partially generated before the inlet of the slow cooling cover, and disconnection occurred during the SV process .
  • Test No. No. 16 has a slow cooling rate after placing, crystal grains grow up to the entrance of the slow cooling cover, and the P nodule size of the rolled material is also rough, and the wire drawing and coiling properties are poor.
  • Test No. Nos. 17 and 18 have insufficient adjustment of the cooling rate of the coil dense part and the coil sparse part from the placement to the slow cooling cover inlet, and the difference in cooling rate is 2.0 ° C./second, 2.5 ° C./second. Therefore, since the temperature difference between the dense part and the sparse part at the entrance of the slow cooling cover is 70 ° C. and deviates from the regulations of the present invention, the standard deviation P ⁇ of the P nodule size becomes large and the coiling property is deteriorated.
  • Test No. No. 19 does not have a pearlite single-phase structure because the cooling rate in the slow cooling cover is high, bainite is generated, and disconnection occurs during SV.
  • Test No. No. 20 does not have a pearlite single-phase structure because the annealing time in the annealing cover is short, and bainite and martensite are generated, and disconnection occurs during SV.
  • Test No. 21, 22, 25 to 27 are examples in which steel types (steel types M, N, Q, R, and S in Table 2) having an excessive content of each component (C, Si, Cr, V, Cu) are used. Yes, the wire drawing and coiling properties are poor.
  • Test No. 23, 24, 28, 29, and 31 use steel types (steel types O, P, T, U, and W in Table 2) in which the content of each component (Mn, Ni, Mo, Nb, B) is excessive. For example, since the hardenability is improved, it does not become a pearlite single phase, but bainite and martensite are generated, and disconnection occurs during SV.
  • Test No. No. 30 is an example in which a steel type with excessive Al content (steel type V in Table 2) is used. Inclusions such as AlN are generated, and coiling breakage starting from these inclusions occurs. It is getting worse.

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Abstract

　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、パーライト面積率が９０％以上である組織であり、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。 ８．０≦Ｐａｖｅ≦１２．０ …（１） ０．０＜Ｐσ≦０．５ …（２）

Description

ばね加工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、自動車の弁ばね等に使用され、高い加工性（伸線性、コイリング性、更には後述するＳＶ性）を持った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から得られる高強度ばね（硬引きばね、オイルテンパーばね）等に関するものである。
　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が知られているが、この弁ばねは、主に伸線加工したワイヤをオイルテンパー処理（以下、「ＯＴ処理」と呼ぶことがある）した後、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（コイリング）することで製造されている。こうしたばねの製造工程において、生産効率を低下させる大きな要因に、伸線中の断線と、伸線後のコイリング中の断線（折損）がある。これらの製造トラブルは、装置の長時間の停止を伴うものであるため、生産効率が大幅に低下することになる。
　そこで、伸線中の断線を抑制する技術として、圧延材組織、伸線前処理、伸線潤滑剤等の改良技術が数多く提案されている。また、コイリング中の折損（これを、「コイリング折損」と呼ぶことがある）を抑制してコイリング性を良好にする技術も様々提案されている。
　コイリング性を良好にする技術として、例えば特許文献１には、ＯＴ処理前（即ち、伸線後）に線材の表面処理を施し、且つＯＴ処理線材製造時の表層スケールを残存させることで、線材表面の疵の低減を図り、表層粗さを低減することで、ＯＴ処理線材の表面粗さを低減し、コイリング性を向上させることが提案されている。しかしながら、線材表面にクラックが発生している場合には、表面粗さを制御してもクラックを取り除くことは不可能であり、このクラックが原因でコイリング折損が生じ、コイリング性が低下することになる。
　また特許文献２では、熱処理ワイヤの窒素制御によって、未溶解炭化物を低減することでコイリング性を改善している。しかしながら、未溶解炭化物を低減することは、組織の靭性や加工性の改善には有効であるが、ハンドリング疵、クラック等を起点としたコイリング折損の抑制には限界がある。
　ところで、弁ばねの製造においては、熱間圧延で所定の線径の丸線に加工し、コイル状に巻き取って冷却した後、７００℃前後で焼鈍を加えて軟化し、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）が実施されるが、このＳＶ工程時の加工性（これを、「ＳＶ性」ということがある）も良好であることが要求される。
　ＳＶ性を良好にする技術として、例えば特許文献３には、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、圧延したままで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に加工性が低下し、高強度ばね鋼の加工としては適さない。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。
特開２００９－２３５５２３号公報 国際公開第２００７－１１４４９１号 特開平５－７９１２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、ばね製造時における伸線性、コイリング性、ＳＶ性のいずれも良好な特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。
　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：１．５～３．５％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ｃｒ：０．０３～０．４％およびＡｌ：０．００５％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、パーライト面積率が９０％以上である組織であり、且つ表面から０．５ｍｍ深さにおけるパーライトノジュールの粒度番号（以下、「パーライトノジュール粒度番号」若しくは「パーライトノジュールサイズ」と呼ぶことがある）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。
８．０≦Ｐａｖｅ≦１２．０ …（１）
０．０＜Ｐσ≦０．５ …（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）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｃｕ：０．７％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：７５０～１０００℃としてコイル状に巻き取った後、冷却コンベア上にて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℃の範囲内で、且つコイルの密部と疎部の温度差を５０℃以下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、前記鋼線材の徐冷領域滞在時間ｔは５０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）
　本発明には、上記のような上記のような高強度ばね用鋼線材から得られた高強度ばねをも包含する。
　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、ばね製造時における伸線性、コイリング性、ＳＶ性のいずれも良好な特性を発揮することのできる高強度ばね用鋼線材が実現でき、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粒度番号の標準偏差Ｐσとコイリング性との関係を示すグラフである。
　本発明者らは、コイリング折損が生じる原因について詳細に検討した。その結果、コイリング折損の多くは、線材表面に存在する微小クラックを起点として発生しており、この微小クラックはＯＴ処理前の伸線工程中に発生することが判明したのである。また、このような微小クラックの多くは、伸線工程に設けられた矯正ローラを通過する際にも発生すること、或は矯正ローラを通過する際にクラック深さが深くなることも判明した。
　伸線中若しくは矯正ローラ通過中に線材表面に生じる微小クラックを抑制するためには、伸線性を向上させる技術であるダイスケジュール、伸線スピード、伸線中の線材温度等の要件の改善も重要であると考えられる。本発明者らが検討したところ、これらの要件とは別に、微小クラックの発生には伸線材表層のパーライトノジュールサイズのばらつきが大きく影響していることが分かった。
　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、これがばね加工性に悪影響を及ぼすものと思われる。
　本発明者らは、高強度ばね用鋼の圧延材組織とばね加工性（伸線性、コイリング性、ＳＶ性）の関係について検討した。その結果、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、伸線加工時における微小クラックの発生が抑制され（即ち、伸線性も良好になる）、その結果としてコイリング性およびＳＶ性も向上することを見出した。ここで、組織の粒度ばらつきに関しては、線材断面内のばらつきよりも、長手方向、即ちコイル密部・疎部に起因するばらつきの方が大きくなり、ばね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。
　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、表面から０．５ｍｍ深さにおける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。
８．０≦Ｐａｖｅ≦１２．０ …（１）
０．０＜Ｐσ≦０．５ …（２）
　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８．５≦Ｐａｖｅ≦１１．５、０．０＜Ｐσ≦０．４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９０面積％以上含むような組織を意味し、一部初析フェライトや上部ベイナイト等を含んでいても本発明の目的が達成される。
　弁ばねの製造工程では、伸線前に行われる皮削り処理（ＳＶ処理）によって生じる加工硬化層の除去と、伸線性に優れた組織を得るために、伸線処理前にはパテンティング処理やＩＨ（高周波加熱）設備での軟化焼鈍処理等が行われるが、こうした処理を行う場合にも、線材表層部におけるパーライトノジュール粒度番号の平均値Ｐａｖｅや標準偏差Ｐσは殆ど変化しないために、伸線時の微小クラックの抑制には圧延時（熱間圧延線材）における組織の制御が極めて重要な要件となる。また、上記のような要件を満足する線材では、ＳＶ性も良好となる。
　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熱間圧延し、所望の線径に加工する。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での加工が好ましい。しかしながら、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ことになる。通常、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１０００℃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７５０～１０００℃とする。この載置温度は、好ましくは７７５℃以上、９５０℃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まで冷却した後、徐冷する。パーライト変態開始温度域は、温度が高すぎるとパーライトノジュールサイズの粗大化が促進し、圧延材の絞り率（減面率）が極端に悪くなり、低すぎると、過冷が生じ、部分的にベイナイト、マルテンサイトが生じやすくなる。こうしたことから、パーライト変態開始温度域は、６５０℃以上、７５０℃以下とした（好ましくは６７０℃以上、７３０℃以下）。
　圧延後における組織のパーライトノジュールサイズの平均値Ｐａｖｅ、標準偏差Ｐσを所定の範囲内に制御するためには、伸線加工前の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、コイルの密部・疎部のいずれも６５０～７５０℃の範囲内となり、且つ、コイルの密部と疎部の温度差が５０℃以下となるように制御する。パーライト変態開始温度域でのコイルの密部と疎部の温度差を５０℃以下とすることで、パーライトノジュールサイズの標準偏差Ｐσを大幅に改善することができる。尚、徐冷を開始するときの領域は、その領域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。
　圧延線材がコンベア上へ載置された時から徐冷カバー入口に到達した時までにおけるコイル密部・疎部の冷却速度については、コイル密部・疎部への冷却用ブロアーの風量をおのおの調整することで、徐冷領域入り側でのコイル密部・疎部の温度差を小さくすることが可能である。推奨される冷却速度の差異は、１．０℃／秒以下であり、好ましくは０．５℃／秒以下である。圧延線速、コンベア速度等によって、コイル密部・疎部の冷却速度は変化するので、各圧延条件に合わせた風量の設定が必要となる。
　この後、徐冷カバー内で徐冷して変態を行なうことになる。徐冷カバー内での冷却速度Ｖは、下記（３）式で規定されることになるが、この冷却速度Ｖは１℃／秒未満とすることが好ましい。なお、徐冷カバー内での冷却速度Ｖが式（３）を満たさなければならないのは、コイルの全ての部分（密部および疎部を含む）についてである。
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、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を生じる恐れがあるので、上記滞在時間は５０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は、その化学成分組成については、最終製品（高強度ばね）としての特性を発揮させるために、その化学成分組成を適切に調整する必要がある。その化学成分組成における各成分（元素）による範囲限定理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．４～０．８％］
　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：１．５～３．５％］
　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そ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、１．５％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、表面の脱炭が増加して疲労特性を低下させるため、３．５％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．７％以上（より好ましくは１．８％以上）であり、好ましい上限は３．０％以下（より好ましくは２．５％以下）である。
　［Ｍｎ：０．３～１．５％］
　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を困難にするため、１．５％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）であり、好ましい上限は１．４％以下（より好ましくは１．３％以下）である。
　［Ｃｒ：０．０３～０．４％］
　Ｃｒは、焼入れ・焼戻し処理、およびコイリング後の歪み取り焼鈍時に二次析出硬化を起こしてばね強度を向上させる効果がある。この効果を発揮させるためには、０．０３％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・靱性を低下させ、コイリング性を低下させるため、その含有量は０．４％以下とする必要がある。好ましくは０．３５％以下（より好ましくは０．３０％以下）である。尚、上記の効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．０５％であり、より好ましい下限は０．１０％である。
　［Ａｌ：０．００５％以下］
　Ａｌは、脱酸元素であるが、鋼中でＡｌ2Ｏ3やＡｌＮの介在物を形成する。これらの介在物は、ばねの疲労寿命を著しく低減させるため、Ａｌは極力低減すべきである。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．００５％以下とする必要がある。より好ましくは０．００４％以下とするのが良い。
　本発明に係る高強度ばね用鋼線材における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）Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｂ）Ｃｕ：０．７％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。
　［Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）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入れ・焼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。また、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含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、上記の効果を有効に発揮させるためのＶ含有量の好ましい下限は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．０６％以上（更に好ましくは０．０７％以上）である。
　Ｎｂも熱間圧延および焼入れ・焼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含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、上記の効果を有効に発揮させるためのＮｂ含有量の好ましい下限は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．０６％以上（更に好ましくは０．０７％以上）である。
　Ｎｉは、焼入れ・焼戻し処理後の延性・靱性を高める効果がある。また、耐腐食性を向上させる。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を困難にする。そのため、Ｎｉ含有量は２．０％以下とすることが好ましく、より好ましい上限は１．９％以下（更に好ましくは１．８％以下）である。尚、上記の効果を有効に発揮させるためのＮｉ含有量の好ましい下限は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上（更に好ましくは０．１５％以上）である。
　Ｍｏは、焼入れ・焼戻し処理後の延性・靱性を高める効果がある。しかも、焼入れ性を高めてばねの高強度化に寄与する。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を困難にする他、鋼材価格を押し上げる。そのため、Ｍｏ含有量は０．５％以下とすることが好ましく、より好ましい上限は０．４５％以下（更に好ましくは０．４０％以下）である。尚、上記の効果を有効に発揮させるためのＭｏ含有量の好ましい下限は、０．０５％以上であり、より好ましくは０．１０％以上（更に好ましくは０．１５％以上）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、熱間圧延時に割れを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。
　［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く、より好ましくは０．００８０％以下（更に好ましくは０．００６０％以下）である。尚、Ｂを含有させるときの好ましい下限は０．００１％以上であり、より好ましいくは０．００１５％以上（更に好ましくは０．００２０％以上）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が、この高強度ばね用鋼線材はその後ばね加工されることによって、高強度ばねに成形されるものであり、良好な特性を発揮するばねが得られる。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　実施例１
　下記表１、２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：５．０～８．０ｍｍφの丸線に加工（熱間圧延）した。次いで、下記表３、４に示した製造条件で単重２ｔｏｎのコイルを製造し（試験Ｎｏ．１～３１）、それらの組織・機械特性・ばね加工性（伸線性、コイリング性、ＳＶ性）を調査した。表３，４における冷却速度の調整は、コンベア速度を調整することにより行った。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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（減面率）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組織をそれぞれ光学顕微鏡にて観察し、パーライトの面積率、パーライトノジュールサイズ（Ｐノジュールサイズ）の平均値Ｐａｖｅ、標準偏差Ｐσを算出した。また、パーライトノジュールとは、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意味する。
　パーライト面積率は、熱間圧延線材の横断面の表層（４視野）、Ｄ／４（４視野）、Ｄ／２（１視野）の位置（Ｄは線材の直径）において、樹脂等に埋め込み研磨し、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、結晶粒の方位が互いに９０°をなす４箇所を、倍率：４００倍で２００μｍ×２００μｍの領域の組織写真を撮影し、画像解析ソフト（「Ｉｍａｇｅ Ｐｒｏ Ｐｌｕｓ」 Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｍｅｔｉｃｓ社製）を用いて、画像を２値化した後、パーライト面積率を求め、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 ０５５８の４で規定される「全脱炭部」は測定部位から除外した。そして、パーライト面積率が９０％以上の組織を「Ｐ」、パーライト面積率が９０％未満であって、ベイナイトやマルテンサイトが生成している場合には、「Ｐ＋Ｂ」または「Ｐ＋Ｂ＋Ｍ」と表記した。
　Ｐノジュールサイズは、熱間圧延線材の横断面を樹脂等に埋め込み研磨し、濃硝酸（６２％）：アルコール＝１：１００（体積比）の溶液を用いて腐食した後、光学顕微鏡で観察した。Ｐノジュールサイズの測定は、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ノジュールサイズを測定することができる。各断面の表面から０．５ｍｍ深さでのＰノジュールの粒度番号を測定し、その平均値をその断面表層でのＰノジュールの粒度番号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。
　ばね加工性のうち、伸線性は、ＳＶ工程後のコイルを６００℃×３時間で焼鈍した後、酸洗処理、ボンデ処理を施し、単釜伸線機で減面率８５％まで伸線し、伸線時の断線の有無で評価した。断線の生じないコイルを、伸線性が良い（○）、断線が生じたコイルを伸線性が悪い（×）と評価した。
　コイリング性は、伸線後の線材に対して自径巻きを１０００巻き行った際の折損回数（自径巻き折損回数）で評価した。折損破面を観察し、微小クラックを起点とする折損が生じなかったコイルをコイリング性が良い、微小クラックを起点とする折損が生じたコイルをコイリング性が悪いと評価した（下記表５、６に示した折損回数は、微小クラックを起点とするもの）。
　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で評価した。断線の生じないコイルを、ＳＶ性が良い（○）、断線が生じたコイルをＳＶ性が悪い（×）と評価した。
　これらの評価結果を、圧延材組織と共に、下記表５、６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５の試験Ｎｏ．１～１２のものは、本発明で規定する要件を満足する例、表６の試験Ｎｏ．１３～２０のものは、化学成分組成は本発明で規定する範囲を満足する（鋼種Ａ１、Ａ２、Ｃ１、Ｅ１、Ｇ１、Ｊ１～Ｊ３）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．２１～３１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（鋼種Ｍ～Ｗ）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いるため、これらの鋼線材は、全て伸線性、コイリング性およびＳＶ性のいずれも良好な結果が得られている。
　試験Ｎｏ．１３は、圧延後の載置温度が高いために、徐冷領域（徐冷カバー入口）までに結晶粒が成長し、圧延材のＰノジュールサイズも粗くなっており、伸線性およびコイリング性が悪くなっている。試験Ｎｏ．１４は、載置後の冷却が不十分なため、徐冷カバー入口でのコイル密部の温度が高くなっており、徐冷カバー内で結晶粒が成長し、圧延材のＰノジュールサイズも粗くなり、伸線性が悪くなっている。
　試験Ｎｏ．１５は、載置後の冷却が過剰なため、徐冷カバー入口におけるコイル疎部の温度が低くなっており、徐冷カバー入口前で部分的にベイナイトが生成し、ＳＶ工程時に断線が発生した。試験Ｎｏ．１６は、載置後の冷却速度が遅く、徐冷カバー入口までに結晶粒が成長し、圧延材のＰノジュールサイズも粗くなっており、伸線性およびコイリング性が悪くなっている。
　試験Ｎｏ．１７、１８は、載置から徐冷カバー入口までのコイル密部とコイル疎部の冷却速度の調整が不十分であり、冷却速度の差異が２．０℃／秒、２．５℃／秒と大きいので、徐冷カバー入口における密部と疎部の温度差が７０℃となって本発明の規程を外れたため、Ｐノジュールサイズの標準偏差Ｐσが大きくなり、コイリング性が悪くなっている。
　試験Ｎｏ．１９は、徐冷カバー内での冷却速度が速いため、パーライト単相の組織とはならず、ベイナイトが生成し、ＳＶ時に断線が生じている。試験Ｎｏ．２０は、徐冷カバー内での徐冷時間が短いため、パーライト単相の組織とはならず、ベイナイトやマルテンサイトが生成し、ＳＶ時に断線が生じている。
　試験Ｎｏ．２１、２２、２５～２７は、各成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｃｒ，Ｖ，Ｃｕ）の含有量が過剰な鋼種（表２の鋼種Ｍ，Ｎ，Ｑ，Ｒ，Ｓ）を用いている例であり、伸線性およびコイリング性が悪くなっている。
　試験Ｎｏ．２３、２４、２８、２９、３１は、各成分（Ｍｎ，Ｎｉ，Ｍｏ，Ｎｂ，Ｂ）の含有量が過剰な鋼種（表２の鋼種Ｏ，Ｐ，Ｔ，Ｕ，Ｗ）を用いている例であり、焼入れ性が向上したために、パーライト単相とはならず、ベイナイトやマルテンサイトが生成し、ＳＶ時に断線が生じている。
　試験Ｎｏ．３０は、Ａｌ含有量が過剰な鋼種（表２の鋼種Ｖ）を用いている例であり、ＡｌＮ等の介在物が生成し、この介在物を起点としたコイリング断線が生じるため、コイリング性が悪くなっている。
　これらの結果に基づき、Ｐノジュールサイズの標準偏差Ｐσと自径巻き折損回数の関係を図３に示す。尚、図中、「◆」で示したものはコイリング性が良好であるもの、「×」で示したものはコイリング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ノジュールサイズの標準偏差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、コイリング性が良好なばね用鋼線材が得られていることが分かる。

Claims (7)

  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：１．５～３．５％、Ｍｎ：０．３～１．５％、Ｃｒ：０．０３～０．４％およびＡｌ：０．００５％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、パーライト面積率が９０％以上である組織であり、且つ表面から０．５ｍｍ深さにおける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ばね加工性に優れた高強度ばね用鋼線材。
    ８．０≦Ｐａｖｅ≦１２．０ …（１）
    ０．０＜Ｐσ≦０．５ …（２）
  2. 　更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）およびＭｏ：０．５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項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、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。
  5. 　請求項１～４のいずれか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：７５０～１０００℃としてコイル状に巻き取った後、冷却コンベア上にて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℃の範囲内で、且つコイルの密部と疎部の温度差を５０℃以下となるようにして、
    　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℃／秒未満とすることを特徴とする高強度ばね用鋼線材の製造方法。
    　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）
  6. 　前記鋼線材の徐冷領域滞在時間ｔを５０秒以上とする請求項５に記載の製造方法。
  7. 　請求項１～４のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線材から得られた高強度ばね。
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