WO2017039012A1 - ばね用鋼線およびばね - Google Patents

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鈴木　章一
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Abstract

このばね用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７５％、Ｓｉ：１．００～５．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０００１～０．０５００％、Ｓ：０．０００１～０．０５００％、Ｃｒ：０．５０～３．５０％、Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．１０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～３．００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上であり、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下である。

Description

ばね用鋼線およびばね
　本発明は、主として自動車に使用される弁ばねやクラッチダンパーばね、懸架ばねなどの高強度ばねに使用されるばね用鋼線に関し、特に、ばね加工後の耐へたり性に優れた高強度ばね用鋼線、およびその鋼線からなるばねに関する。
　本願は、２０１５年０９月０４日に、日本に出願された特願２０１５－１７４７３０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の軽量化や高機能化に伴って、上記各種用途に使用されるばねについても、設計応力の高応力化が指向されている。この場合、ばねの負荷応力が増大するので、疲労強度、耐へたり性に優れたばねが要求される。へたりとは、応力負荷中に塑性変形することである。そのため、耐へたり性が低い場合、高応力負荷中にばねのへたり量が大きくなって、ばねとしての復元力が低下する問題が生じる。
　上記各種用途に使用されるばねとしては、主に冷間成形ばねが用いられている。冷間成形ばねは、予め鋼に焼入れ焼戻し処理した高強度鋼線について、冷間においてばね加工を行うことによって製造される。一般に、このようなばねの疲労強度、耐へたり性を向上する手段として、焼入れ焼戻し後の引張強さを高くすることが知られている。
　また特許文献１、２に示されるように、化学組成としてＳｉ等の合金元素を多量に含有させることによって、鋼線の引張強さを高くして、疲労強度及び耐へたり性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、このような手段で鋼線の引張強さを高くすると、延性、靭性が著しく低下し、ばね加工ができないか、得られたばねがばねとしての使用に耐えないものになることが懸念される。
　上記以外にも、耐へたり性を向上させる手段が従来から種々提案されている。例えば特許文献３では、１００ｎｍ以下の微細なセメンタイトを鋼中に分散させることによってばねの耐へたり性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、特許文献３では、この微細なセメンタイトが熱処理時に分解、消失することを抑制するため、セメンタイト中にＣｒ、Ｖを濃化させて、Ｃｒ濃度およびＶ濃度を所定濃度以上にする必要がある。ＣｒやＶ等の合金元素が濃化した微細なセメンタイトは、延性、靭性が著しく低いので、特許文献３の技術では、鋼線からばねへのばね加工ができないか、得られたばねがばねとしての使用に耐えないものになることが懸念される。
　また、特許文献４では、主にマルテンサイトおよびベイナイト組織からなる鋼材を冷間加工した後、焼入れ焼戻しを行い、旧オーステナイト粒を微細化するとともに、未溶解炭化物を極力少なくすることによって、懸架ばねの耐へたり性を向上させる技術が提案されている。しかしながら、特許文献４の技術では、主にマルテンサイトおよびベイナイト組織からなるばね鋼を冷間加工する必要がある。ばね鋼のように高炭素の鋼のマルテンサイトおよびベイナイト組織は、脆くて冷間加工が困難である。
　さらに、特許文献５～８にも、未溶解炭化物（セメンタイト）の量を少なくすることによって、疲労特性や耐へたり性を改善する技術が提案されている。しかしながら、このような技術では、疲労特性や耐へたり性の改善の効果は小さい。
　以上のように、従来提案されている耐へたり性向上技術は、未だ不十分であって、近年のばねの高強度化要求に対応可能な、ばねの耐へたり性を向上させることのできる高強度ばね用鋼線は、現状では得られていない。
日本国特許第２６１３６０１号公報 日本国特開平２－５７６３７号公報 日本国特許第４８６８９３５号公報 日本国特許第３７６４７１５号公報 日本国特許第３２３３１８８号公報 日本国特開平１１－２４６９４３号公報 日本国特許第３９７１５７１号公報 日本国特許第３８５１０９５号公報
　本発明は以上の事情を背景としてなされた。本発明は、加工性が良好で、かつ、ばねに加工した際に、高応力負荷での使用においても塑性変形量が少なく、近年の高強度化要求に十分に対応可能な程度に耐へたり性が優れる、高強度ばね用鋼線、及びそのばね用鋼線からなるばねを提供することを課題とする。
　上述の課題を解決するため、本発明者らは、ばね加工後の耐へたり性に優れた高強度ばね用鋼線を実現する方策について鋭意検討した。その結果、以下の（ａ）～（ｅ）の知見を得た。
　（ａ）耐へたり性の向上のためには、ばね用鋼線の組織（金属組織）を焼戻しマルテンサイト主体の組織（具体的には面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトである組織）にすると同時に、組織の微細化、とりわけ旧オーステナイト粒を微細化することが有効である。一般的に、ばね用鋼線の製造過程では、熱間圧延後のオーステナイト相からなる組織の鋼に対して鉛パテンティング等のパーライト変態処理を施し、その後に冷間伸線加工を行ってから焼入れ焼戻し処理を施す。焼入れ焼戻し後の組織が、焼戻しマルテンサイト主体の組織、とりわけ面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトであれば、優れた耐へたり性を確保することができる。
　（ｂ）耐へたり性の向上のためには、組織の微細化、とりわけ旧オーステナイト粒を微細化しておくことが有効である。変態前のオーステナイト粒を微細化させれば、それに伴って、焼戻しマルテンサイト主体の組織におけるマルテンサイトブロックのサイズが微細化される。また、マルテンサイトブロックサイズの微細化により降伏強さが向上し、耐へたり性が向上する。これらの効果は旧オーステナイト粒のサイズが、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１で規定される粒度番号において、１２．５番以上となることによって特に大きくなる。
　（ｃ）旧オーステナイト粒の微細化を図るためには、セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）で代表される鉄系炭化物、とりわけある程度以上の粒径を有する、比較的大きな鉄系炭化物（後述するように未溶解鉄系炭化物を主体とする鉄系炭化物）を多量に分散させておくことが有効である。従来は、粗大な炭化物はない方がよいとされていたが、比較的大きな鉄系炭化物を多量に分散させることによって、その鉄系炭化物によるピン止め効果によって、変態前のオーステナイト粒を微細化させることができる。変態前のオーステナイト粒が微細化すると、その後の冷却過程で変態したマルテンサイトが微細化し、加工性が低下することなく降伏強さが向上するので、耐へたり性が向上する。
　（ｄ）上記の鉄系炭化物は、その粒径が重要であって、円相当径が０．１５μｍ未満の微細な鉄系炭化物、及び円相当径が０．５０μｍを超える粗大な鉄系炭化物では、上記の効果を充分に発揮することが困難である。したがって、上記の効果を得るためには、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物を所定量以上存在させることが必要である。ばね用鋼線の製造過程では、熱間圧延後の鉛パテンティング等のパーライト変態処理によって生じたセメンタイト等の炭化物の一部が、その後の焼入れ焼戻し後まで、完全には溶解せずに、未溶解のまま残ることがある。このような未溶解鉄系炭化物は、円相当径が０．１５μｍ程度以上の炭化物として存在することが多い。一方、焼入れ後の焼戻し時などにおいても鉄系炭化物が析出するが、焼戻し時に析出する炭化物は微細であって、円相当径が０．１５μｍ未満、特に０．１０μｍ未満のものがほとんどである。したがって、変態前のオーステナイト粒を微細化させて、耐へたり性を向上させるためには、焼入れ焼戻し後まで未溶解のまま残る鉄系炭化物を利用することが有効である。
　（ｅ）耐へたり性の向上には、鉄系炭化物の存在密度の制御も重要である。すなわち、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系未溶解炭化物の存在が少なければ、結晶粒微細化の効果が十分でないため、耐へたり性は向上しない。特に、その存在密度が０．４０個／μｍ２未満では、耐へたり性の向上効果がほとんど認められない。一方、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物が過剰に存在した場合、焼入れ焼戻し後の強度が低下するため、かえって耐へたり性が低下する。またこの場合、延性も低下するので、加工性が著しく低下する。特にその存在密度が２．００個／μｍ２を超えれば、これらの問題が生じやすくなる。したがって、加工性を損なうことなく、耐へたり性を確実に向上させるためには、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２～２．００個／μｍ２の範囲内であることが必要である。
　本発明者らは、以上のような（ａ）～（ｅ）の知見に基づき、鋼線の組織を面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトからなるものとし、同時に旧オーステナイト粒度番号を１２．５番以上とし、さらに、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度を０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下とすれば、加工性を損なうことなく、ばねに加工後の耐へたり性を確実かつ十分に向上させ得ることを見出し、本発明をなすに至った。
　本発明の要旨とするところは、次の通りである。
（１）本発明の一態様に係るばね用鋼線は、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７５％、Ｓｉ：１．００～５．００％、Ｍｎ：０．２０～２．００％、Ｐ：０．０００１～０．０５００％、Ｓ：０．０００１～０．０５００％、Ｃｒ：０．５０～３．５０％、Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％、Ｍｏ：０～２．００％、Ｖ：０～０．５０％、Ｗ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｃａ：０～０．０１００％、Ｍｇ：０～０．０１００％、Ｚｒ：０～０．１０００％、Ｂ：０～０．０１００％、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～３．００％、を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上であり、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下である。
（２）上記（１）に記載のばね用鋼線は、質量％で、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％、のうちの１種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のばね用鋼線は、質量％で、Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～３．００％のうちの１種以上を含有してもよい。
（４）本発明の別の態様に係るばねは、上記（１）～（３）のいずれかの一項に記載のばね用鋼線からなる。
　本発明によれば、良好な加工性を確保しながら、ばね加工後の耐へたり性に優れた高強度ばね用鋼線、及びこのばね用鋼線からなるばねを提供することができる。
円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度と、耐へたり性の指標である残留せん断歪量との関係を示すグラフである。 円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度と、加工性の指標である絞りとの関係を示すグラフである。
　以下、本発明の一実施形態に係るばね用鋼線（以下、本実施形態に係るばね用鋼線）及び本発明の一実施形態に係るばね（以下、本実施形態に係るばね）について説明する。
＜化学組成＞
　先ず、本発明におけるばね用鋼線の化学組成（化学成分）の限定理由について説明する。以下、各成分の含有量の％は、質量％である。
　Ｃ：０．４０～０．７５％
　Ｃは鋼材の強度を決める重要な元素である。十分な強度を得るために、下限を０．４０％とする。好ましくは０．４５％以上であり、より好ましくは０．５０％以上である。Ｃは、他の強化元素に比べて合金コストが低いので、Ｃを多量に含有させることができれば、低い合金コストで高い強度を得ることができる。しかしながら、過剰にＣを含有させると、延性、靭性が低下して加工性が著しく低下する。そのため、Ｃ含有量の上限を０．７５％とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．６７％以下であり、より好ましくは０．６５％以下である。
　Ｓｉ：１．００～５．００％
　Ｓｉは脱酸作用を有する元素である。また、Ｓｉは熱処理後の軟化を抑制する効果が大きいので、耐へたり性の向上に有効な元素である。このような効果を十分得るために、下限を１．００％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは１．２０％以上である。一方、Ｓｉを過剰に含有すると、鋼の延性、靭性が低下して加工性が著しく低下する。そのため、Ｓｉ含有量の上限を５．００％とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは３．５０％以下である。
　Ｍｎ：０．２０～２．００％
　Ｍｎは、鋼中のＳをＭｎＳとして固定するとともに、焼入れ性を高めて熱処理後の硬度を十分に向上させるために有効な元素である。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。好ましくは０．２５％以上であり、より好ましくは０．３０％以上である。一方、２．００％を越えるＭｎを含有させると、素地（マトリックス）の硬さが高くなって脆化し、加工性が著しく低下する。そのため、Ｍｎ含有量を２．００％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５０％以下であり、より好ましくは１．２０％以下である。
　Ｐ：０．０００１～０．０５００％
　Ｐは、鋼中に不純物として通常０．０００１％以上は含まれるので、下限を０．０００１％とする。Ｐは旧オーステナイト粒界等に偏析し、鋼を顕著に脆化させて、加工性を著しく低下させる元素である。Ｐ含有量が０．０５００％超になると上記の悪影響が顕著になるので、Ｐ含有量の上限を０．０５００％とする。Ｐ含有量は、好ましくは０．０３００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下であり、さらに好ましくは０．０１５０％以下である。
　Ｓ：０．０００１～０．０５００％
　Ｓも、Ｐと同様に、鋼中に不純物として通常０．０００１％以上は含まれる。そのため、Ｓ含有量の下限を０．０００１％とする。Ｓは鋼を脆化させる元素であるので、Ｓ含有量は極力少なくすることが望ましい。特に、Ｓ含有量が０．０５００％を超えると上記の悪影響が顕著になるので、Ｓ含有量の上限を０．０５００％とした。Ｓの含有量は好ましくは０．０３００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下であり、さらに好ましくは０．０１５０％以下である。
　Ｃｒ：０．５０～３．５０％
　Ｃｒは、熱処理後の軟化を抑制する効果を有するので、耐へたり性の向上に有効な元素である。この効果を確実に得るため、Ｃｒ含有量を０．５０％以上とする。好ましくは、０．６０％以上、より好ましくは０．７０％以上である。しかしながら、Ｃｒは、鉄系炭化物中に固溶して炭化物を安定化させるので、Ｃｒ含有量が過剰になると、必要以上に鉄系未溶解炭化物が増加し、熱処理後の強度が低下する。この場合、かえって耐へたり性が低下する。Ｃｒ含有量が過剰になると、延性が低下して、加工性が著しく低下する。これらの観点から、Ｃｒ含有量を３．５０％以下とする。好ましくは、３．００％以下、より好ましくは２．７５％以下である。
　Ａｌ：０．０００５～０．０５００％
　Ａｌは、鋼中に不純物として通常０．０００５％以上は含まれている。そのため、Ａｌ含有量の下限を０．０００５％とする。ＡｌはＡｌ２Ｏ３等の酸化物を生成して、鋼の延性、靭性を低下させて、加工性を著しく低下させる元素である。そのため、Ａｌ含有量を０．０５００％以下とする。Ａｌ含有量は極力低減することが望ましく、好ましくは０．０１００％以下とする。
　Ｎ：０．００２０～０．０１００％
　Ｎは、鋼中でＡｌ、Ｖ、Ｔｉ、及び／またはＮｂと結合し、窒化物を形成する元素である。この窒化物は、旧オーステナイト粒を微細化する効果がある。この効果を得るために、Ｎ含有量を０．００２０％以上とする。好ましくは、０．００３０％以上である。一方、Ｎ含有量が過剰になると、窒化物が粗大化して、その結果、鋼の延性が低下して加工性が著しく低下する。したがって、Ｎ含有量を０．０１００％以下とする。好ましくは０．００７０％以下である。
　本実施形態に係るばね用鋼線は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、さらに特性を向上させるため、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％のうちの一種以上、及び／又は、Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～３．００％のうちの１種以上を含有してもよい。ただし、Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、Ｂ、Ｃｕ、及びＮｉは、いずれも必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
　＜Ｍｏ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０１～０．５０％、Ｗ：０．０１～０．５０％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００１～０．１００％のうちの少なくとも一種以上＞
　Ｍｏ、Ｖ、Ｗ、Ｎｂ、Ｔｉは、熱処理後の軟化を抑制することにより、耐へたり性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、Ｍｏ、Ｖ、Ｗについては、その含有量を０．０１％以上にすることが好ましく、Ｎｂについては、その含有量を０．００５％以上とすることが好ましく、またＴｉについては、その含有量を０．００１％以上とすることが好ましい。一方、これらの元素の含有量が過剰になると、合金炭窒化物が増加して、熱処理後の強度が低下するので、かえって耐へたり性が低下する。また延性が低下するので、加工性が著しく低下する。したがって、これらの元素を含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を２．００％、Ｖ含有量の上限を０．５０％、Ｗ含有量の上限を０．５０％、Ｎｂ含有量の上限を０．１００％、Ｔｉ含有量の上限を０．１００％とすることが好ましい。より好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０５～０．６０％であり、Ｖ含有量は０．０５～０．３５％であり、Ｗ含有量は０．０５～０．３５％であり、Ｎｂ含有量は０．００５～０．０５０％、Ｔｉ含有量は０．０１０～０．０８０％である。
　＜Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、Ｂ：０．０００５～０．０１００％、Ｃｕ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～３．００％のうちの１種以上＞
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒは、いずれも酸化物を形成し、ＭｎＳの晶出核となってＭｎＳを均一微細分散させ、ＭｎＳによって焼入れ性を高めて熱処理後の鋼の硬度を向上させる効果を有する元素である。またＢ、Ｃｕ、Ｎｉは、いずれも鋼中に固溶することによって焼入れ性を高めて熱処理後の硬度を向上させる効果を有する元素である。これらの効果を発揮させる場合、Ｃａ、Ｍｇについては、その含有量の下限を０．０００２％、Ｚｒについては、その含有量の下限を０．０００５％、Ｂについては、その含有量の下限を０．０００５％、Ｃｕについては、その含有量の下限を０．０５％、Ｎｉについては、その含有量の下限を０．０５％とすることが好ましい。一方、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量は０．０１００％、Ｚｒ含有量は０．１０００％を超えれば、酸化物や硫化物等の硬質介在物が過剰に生成し、鋼の延性が低下して加工性が著しく低下する。またＢ含有量は０．０１００％、Ｃｕ含有量は１．００％、Ｎｉ含有量は３．００％を超えると、鋼の延性が低下して加工性が著しく低下する。したがって、これらの元素を含有させる場合でも、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量の上限は０．０１００％、Ｚｒ含有量の上限は０．１０００％、Ｂ含有量の上限は０．０１００％、Ｃｕ含有量の上限は１．００％、Ｎｉ含有量の上限は３．００％とすることが好ましい。
　本実施形態に係るばね用鋼線は、上記必須元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成または、上記必須元素にさらに上述した任意元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる化学組成を有する。上記で説明した以外の不純物としては、Ｏなどが考えられ、その含有量は、合計で０．０５％以下とすることが好ましい。
　次に本実施形態に係るばね用鋼線の組織の限定理由について説明する。
　＜面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイト＞
　ばね用鋼線の組織が焼戻しマルテンサイトを主体とする組織であれば、優れた耐へたり性を得ることが可能となる。焼戻しマルテンサイト以外の相（残部組織）としては、フェライト、パーライト、ベイナイトまたは残留オーステナイトなどがある。これらの組織（残部組織）の合計面積率が大きくなると、耐へたり性が低下する。逆にこれらの残部組織が少なければ少ないほど、耐へたり性が向上する。
　特にこれらの残部組織の合計面積率が１０％を超えると、耐へたり性が著しく低下する。そのため、これらの残部組織を合計面積率で１０％未満とする。すなわち、焼戻しマルテンサイトの面積率を９０％以上と規定する。焼戻しマルテンサイトの面積率を９０％以上とした上で、後述する旧オーステナイト粒度、鉄系炭化物のサイズ、分布状態を制御することで、耐へたり性の指標値である残留せん断歪量を０．０２９％以下とすることが可能となる。焼戻しマルテンサイトの面積率は１００％でもよい。
　焼戻しマルテンサイトの面積率は、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線における長さ方向に直交する断面（Ｃ断面）で観察して画像解析した時の平均の面積率で９０％以上であれば良いが、実際上は、例えば後述する実施例で示しているように、鋼線のＣ断面における、鋼線外周面位置から直径Ｄの１／４の位置で測定した値で代表すればよい。例えば、鋼線のＣ断面における、外周面から直径Ｄの１／４の部位から試料を採取し、ナイタール腐食液で腐食を行い、光学顕微鏡にて１０００倍で組織写真を５枚撮影し、マルテンサイトの面積率を画像解析によって求めればよい。
　＜旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上＞
　旧オーステナイト粒の微細化に伴って、マルテンサイトブロックのサイズが微細化され、これにより降伏強さが向上し、その結果、耐へたり性が向上する。これらの効果は旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上となるように微細化することによって、特に大きくなる。そこで、旧オーステナイト粒度番号を１２．５番以上とする。好ましくは、旧オーステナイト粒度番号は１３．５番以上であり、より好ましくは１４．０番以上であり、さらにより好ましくは１４．５番以上である。旧オーステナイト粒径は小さい方が好ましいので、粒度番号に上限を設ける必要はない。
　なお旧オーステナイト粒度番号は、ピクリン酸飽和水溶液等の適切な腐食液によって腐食させることにより、旧オーステナイト粒界を現出させ、光学顕微鏡などによって観察して測定すればよく、代表的には、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠すればよい。また、旧オーステナイト粒度の測定は、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線における長さ方向に直交する断面（Ｃ断面）で行えば良く、実際上は、例えば後述する実施例で示しているように、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線のＣ断面における、鋼線外周面位置から直径Ｄの１／４の位置で測定した値で代表すればよい。
　＜円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下＞
　旧オーステナイト粒を微細化するためには、析出物によるピン止め効果によってマルテンサイト変態前のオーステナイトの粒成長を抑制することが有効である。旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上となるように変態前のオーステナイトを微細化し、しかも加工性を損なわないようにするためには、円相当径が０．１０～０．５０μｍの範囲の析出物、特にその中でも円相当径が０．１５～０．５０μｍの範囲内の析出物が、０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下の密度で分散して存在していることが有効である。
　ここで、円相当径が０．１５μｍ未満または０．５０μｍ超、もしくは析出物の存在密度が０．４０個／μｍ２未満では、オーステナイトの粒成長のピン止め効果が小さく、十分なオーステナイト粒の微細化が得られないので、耐へたり性の向上効果が十分に得られない。析出物の存在密度の増加に伴い、旧オーステナイト粒度番号は増加し、耐へたり性は向上する。しかしながら、析出物の存在密度が２．００個／μｍ２を超えると、焼入れ焼戻し後の強度が低下するので、かえって耐へたり性が低下する。また、延性も低下するので加工性が著しく低下する。したがって、円相当径が０．１５～０．５０μｍの範囲内の析出物が、０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下の密度で分散していることが必要である。
　さらに、０．１５μｍ～０．５０μｍの析出物が０．５０個／μｍ２以上であれば、旧オーステナイト粒度番号は１３．５番以上となるので、より好ましい。
　上述したサイズ及び量の析出物を得るには、その析出物がセメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）などの鉄系炭化物であることが必要である。ただし、鉄系炭化物であっても、焼戻し処理で析出する鉄系炭化物は微細であって、上記の条件を満たさないことが多い。したがって、上記の条件を満たす鉄系炭化物は、焼入れ前の加熱時に溶解できずに残った比較的大きな鉄系未溶解炭化物を主体とすることが好ましい。また、例えば窒化物等は上述したサイズよりも大幅に小さいので、鉄系炭化物に比べて十分なピン止め効果が得られない。
　以上のように、本実施形態に係るばね用鋼線は、組織として、面積率で９０％以上が焼戻しマルテンサイトの組織であること、旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上であること、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２以上２．００個／μｍ２以下であること、という３条件を同時に満たすことで、加工性を損なうことなく、優れた耐へたり性を得ることができるのである。
　本実施形態に係るばねは、本実施形態に係るばね用鋼線からなる。具体的には、本実施形態に係るばねは、本実施形態に係るばね用鋼線を冷間でばね加工することによって得られる。ばね加工を行っても、化学組成及び炭化物の存在状態は変化しない。そのため、本実施形態に係るばね用鋼線からなる本実施形態に係るばねの化学組成及び炭化物の存在状態は、本実施形態に係るばね用鋼線と同じである。
　次に、本実施形態に係るばね用鋼線、及び本実施形態に係るばねの好ましい製造方法について説明する。
　本実施形態に係るばね用鋼線は、上記の特徴を有していればその効果を得られるので、製造するための方法は特に限定されるものではない。しかしながら、例えば、常法に従って鋳造、熱間圧延して得られた鋼線材に対して、鉛パテンティング等のパーライト変態処理を一般的な温度範囲よりも高温で行い（パテンティング工程）、さらに所定の径まで冷間伸線した後、焼入れ前の加熱温度を制御して焼入れ焼戻し処理を施す（焼入れ焼戻し工程）と、安定して得られるので好ましい。
　以下、パテンティング工程と焼入れ焼戻し工程とにおける好ましい条件について説明する。
＜パテンティング工程＞
　鋳造、熱間圧延して得られた鋼線材に対して、鉛パテンティング等のパーライト変態処理を行う。一般的に、パーライト変態処理は、生産性等を考慮し、ＴＴＴ線図におけるパーライトノーズ付近の温度（５５０～６００℃程度）で行われる。しかしながら、本実施形態に係るばね用鋼線を製造する場合、６５０℃～７５０℃でパテンティングを行うことが好ましい。パテンティング温度を６５０℃以上とすることで、Ｃｒ、Ｍｎがセメンタイト中に濃化し、焼入れ焼戻し時に鉄系炭化物が溶解しにくくなる。その結果、鉄系炭化物の主体が未溶解炭化物となって、所望のサイズ及び存在密度の鉄系炭化物が得られる。
＜焼入れ焼戻し工程＞
　パテンティング等のパーライト変態処理を行った後、さらに所定の径まで冷間伸線された鋼線材に、焼入れ焼戻しを行う。前述のような組織とするためには、焼入れ前の加熱温度を適切に制御することが好ましい。焼入れ焼戻し後に焼戻しマルテンサイトを９０％以上とするためには、焼入れ前の加熱温度を８７０℃以上とすることが好ましい。
　また、従来、未溶解炭化物は特性を劣化させると考えられていたので、焼入れ前の加熱温度は、パーライト変態処理で生成したセメンタイト（鉄系炭化物）が完全に固溶する温度前後で行われていた。しかしながら、本実施形態に係るばね用鋼では、未溶解炭化物を残すことが好ましい。前述のような組織条件を満たさせるためには、焼入れ前の加熱温度を従来より低く、具体的には、鉄系炭化物が完全に固溶する温度より１０～４０℃程度低くすることが好ましい。
　鉄系炭化物が完全に固溶する温度は、鋼の化学組成によって変化する。そのため、予め同様の化学成分を有するサンプルを用いて、鉄系炭化物が完全に固溶する温度を求め、その温度から１０～４０℃低い温度を焼入れ前の加熱温度として設定すればよい。
　また、焼戻しについては公知の条件で行えばよい。
　次に、本実施形態に係るばねの製造方法について説明する。
　本実施形態に係るばねは、以上のようにして得られた本実施形態に係るばね用鋼線を用いて製造すれば、その条件等は特に限定されるものではなく、常法に従えばよい。例えば、前述のようにして焼入れ焼戻しして得られたばね用鋼線に対して、冷間でばね成形した後、必要に応じて焼鈍や窒化処理を施せばよい。
　本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。
　表１の鋼種Ａ～Ｚ、表２の鋼種ＡＡ～ＡＶに示す組成の転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて均熱拡散処理工程、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。その後、１１５０℃に加熱し、熱間圧延によってφ８．０ｍｍの鋼線材とした。この鋼線材をφ７．４ｍｍに表面皮削りし、９５０℃に加熱した後、表３～４に示す温度で鉛パテンティング処理を施した。φ４．０ｍｍまで冷間伸線加工した後、焼入れ焼戻し処理を行い、表３～４に示す範囲で焼入れ前の加熱温度を変えることによって、鋼線中の鉄系炭化物のサイズや存在密度を造り分けた。また水溶性焼入れ液（液温４０℃）を用いて攪拌の程度（０～５０ｃｍ／ｓｅｃ）を調節し、冷却速度を変えることによって、組織を造り分けた。その後、４３０℃～５００℃で９０秒間焼戻し処理を行った。表３、表４に各鋼種に対する焼入れ焼戻し処理条件を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　焼入れ焼戻し処理した鋼線のＣ断面における、外周面から直径Ｄの１／４の部位から試料を採取し、ナイタール腐食液で腐食を行い、走査型電子顕微鏡にて１００００倍で組織写真を１０枚撮影し、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。また光学顕微鏡にて１０００倍で組織写真を５枚撮影し、マルテンサイトの面積率を画像解析（Ｌｕｚｅｘ）によって求めた。旧オーステナイト粒度は、ＪＩＳ　Ｇ　０５５１に準拠してピクリン酸飽和水溶液で腐食を行い、旧オーステナイト粒界を現出して、光学顕微鏡にて観察し測定した。焼入れ焼戻し処理した鋼線を用いてＪＩＳ２号引張試験片を作製し、引張試験をＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して実施し、引張強さ、降伏強さ、及び絞りを調べた。
　また、焼入れ焼戻しした鋼線を冷間ばね成形した（コイルの平均径２０．２ｍｍ、有効巻き数５．０）後、４００℃×３０ｍｉｎにて焼鈍処理を行った。両端を座研磨し、ショットピーニング処理した後、２３０℃×２０ｍｉｎにて低温焼鈍処理を行った。最後に冷間セッチングを行い、耐へたり性評価用ばねを作製した。上記条件で作製したばねを１２０℃に加熱し、１３００ＭＰａで５０時間締め付けた後、耐へたり性評価のために残留せん断歪量を測定した。残留せん断歪量が０．０２９％以下のものを、耐へたり性に優れたものとして評価した。
　表５、表６に、焼戻しマルテンサイトの面積率、旧オーステナイト粒度番号、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度、引張試験および耐へたり性評価試験の結果を示す。残部組織は、フェライト、パーライト、ベイナイト、残留オーステナイトの１種以上であった。またこれらの結果をもとに、図１に円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度と残留せん断歪量の関係を示し、図２に円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度と絞りの関係を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５、表６から明らかなように、本発明例である試験Ｎｏ．１～４７は、本発明で規定する要件を満足している例であり、これらの例では、絞り５０％以上の加工性を維持しながら、残留せん断歪量０．０２９％以下という、優れた耐へたり性が得られていることが分かる。
　これに対して、比較例である試験Ｎｏ．４８～６４では、加工性または耐へたり性のいずれかが十分でない。
　試験Ｎｏ．５０～５４は、旧オーステナイト粒度や鉄系炭化物の存在密度は、本発明の規定の範囲を満足しているが、焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％未満であるため、残留せん断歪量は大きく、耐へたり性が低かった。
　また試験Ｎｏ．４８は、旧オーステナイト粒度番号が１２．５未満であった。その結果、残留せん断歪量が大きく、耐へたり性が低かった。
　また試験Ｎｏ．４９、５５～５９は、焼戻しマルテンサイトの面積率が本発明の規定の範囲を満足しているが、旧オーステナイト粒度番号が１２．５未満で、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２未満であった。その結果、残留せん断歪量が大きく、耐へたり性が低かった。
　さらに試験Ｎｏ．６０～６４は、焼戻しマルテンサイトの面積率、旧オーステナイト粒度は本発明の規定の範囲を満足しているが、円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が２．００個／μｍ２超であった。その結果、絞り、すなわち加工性が低かった。
　したがって以上の実施例から、本発明で規定する条件、特に組織条件を満足させることによって、良好な加工性を維持しつつ、優れた耐へたり性が確保できることが明らかである。
　以上、本発明の好ましい実施形態および実施例について説明したが、これらの実施形態、実施例は、あくまで本発明の要旨の範囲内の一つの例に過ぎず、本発明の要旨から逸脱しない範囲内で、構成の付加、省略、置換、およびその他の変更が可能である。すなわち本発明は、前述した説明によって限定されることはなく、添付の特許請求の範囲によってのみ限定され、その範囲内で適宜変更可能であることはもちろんである。
　本発明によれば、良好な加工性を確保しながら、ばね加工後の耐へたり性に優れた高強度ばね用鋼線、及びこのばね用鋼線からなるばねを提供することができる。

Claims (4)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．４０～０．７５％、
    Ｓｉ：１．００～５．００％、
    Ｍｎ：０．２０～２．００％、
    Ｐ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｓ：０．０００１～０．０５００％、
    Ｃｒ：０．５０～３．５０％、
    Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
    Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
    Ｍｏ：０～２．００％、
    Ｖ：０～０．５０％、
    Ｗ：０～０．５０％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｃａ：０～０．０１００％、
    Ｍｇ：０～０．０１００％、
    Ｚｒ：０～０．１０００％、
    Ｂ：０～０．０１００％、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～３．００％、
    を含有し、
    残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　組織が面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、
    　旧オーステナイト粒度番号が１２．５番以上であり、
    　円相当径が０．１５～０．５０μｍの鉄系炭化物の存在密度が０．４０個／μｍ２以上、２．００個／μｍ２以下である
    ことを特徴とするばね用鋼線。
  2. 　質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～２．００％、
    Ｖ：０．０１～０．５０％、
    Ｗ：０．０１～０．５０％、
    Ｎｂ：０．００５～０．１００％、
    Ｔｉ：０．００１～０．１００％、
    のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のばね用鋼線。
  3. 　質量％で、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
    Ｂ：０．０００５～０．０１００％、
    Ｃｕ：０．０５～１．００％、
    Ｎｉ：０．０５～３．００％
    のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のばね用鋼線。
  4. 　請求項１～３のいずれかの一項に記載のばね用鋼線からなることを特徴とするばね。
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