WO2017122827A1 - 高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法 - Google Patents

高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法 Download PDF

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WO2017122827A1
WO2017122827A1 PCT/JP2017/001266 JP2017001266W WO2017122827A1 WO 2017122827 A1 WO2017122827 A1 WO 2017122827A1 JP 2017001266 W JP2017001266 W JP 2017001266W WO 2017122827 A1 WO2017122827 A1 WO 2017122827A1
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wire
less
strength
steel
rolled material
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PCT/JP2017/001266
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Inventor
敦彦 竹田
智一 増田
尚志 安居
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株式会社神戸製鋼所
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    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant

Definitions

  • This disclosure relates to a high-strength spring wire.
  • a high-strength spring that exhibits excellent corrosion durability and spring formability even when the tensile strength is as high as 1950 MPa or more, and can obtain a substantially constant strength even if the tempering temperature fluctuates slightly during wire production.
  • a high-strength spring that exhibits excellent corrosion durability and spring formability even when the tensile strength is as high as 1950 MPa or more, and can obtain a substantially constant strength even if the tempering temperature fluctuates slightly during wire production.
  • Coil springs used in automobiles for example, valve springs and suspension springs used in engines and suspensions, are required to be light in weight to reduce exhaust gas and improve fuel efficiency, and require high strength. .
  • the strength of the spring wire is high and the spring formability is generally poor.
  • This spring formability tends to gradually increase after wire processing.
  • there is a tendency to reduce intermediate stock from the viewpoint of production cost reduction, and from wire processing to spring forming is often a relatively short period.
  • the strength-enhanced spring is poor in toughness, hydrogen embrittlement is likely to occur, and fatigue characteristics in a corrosive environment, that is, corrosion durability is reduced. Therefore, the wire used for manufacturing the spring is also required to have excellent corrosion durability.
  • the tempering that is, quenching and tempering
  • the heating temperature such as the tempering temperature.
  • the tempering temperature in a high-frequency heating facility or the like, variations in wire diameter can cause heating temperature variations.
  • the strength tends to decrease as the tempering temperature increases, so if the tempering temperature fluctuates somewhat, it may deviate significantly from the target strength, and the target strength may not be obtained stably or strength variations may occur. is there.
  • the wire strength varies, the spring strength also varies, and as a result, the spring characteristics tend to be uneven. Therefore, in order to ensure the stability of the spring characteristics, it is desired that the wire strength can be secured stably even if the tempering temperature fluctuates somewhat.
  • this characteristic is sometimes referred to as “strength stability”.
  • Controlling the chemical composition and controlling the wire structure are known as methods for enhancing the corrosion durability and formability of high-strength spring wires.
  • Patent Document 1 relates to a high-strength spring steel having excellent resistance to hydrogen fatigue fracture, and the characteristics are improved by making the wire structure a layered structure of martensite and ferrite together with chemical components.
  • a two-phase structure such as a layered structure of martensite and ferrite
  • Patent Document 2 relates to a high-strength spring steel excellent in cold workability and quality stability.
  • this patent document 2 by optimizing the relationship between the amount of Fe constituting the Fe-based precipitate and the carbon content in the steel together with the chemical component, the cold workability is improved and the quality stability is improved. It has been shown that improvement, that is, deterioration of characteristics after quenching and tempering can be prevented by suppressing minute defects. More preferably, it is shown that the above-mentioned micro defects can be further suppressed by optimizing the crystal grain size.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 the spring formability when wire processing to spring forming is a relatively short period, that is, short-time formability, and the above-described strength stability are not studied.
  • the present invention has been made paying attention to the above-mentioned circumstances, and its purpose is to exhibit high corrosion durability while exhibiting high corrosion resistance while having high tensile strength of 1950 MPa or more, and high short-time moldability, Another object of the present invention is to realize a high-strength spring wire that can obtain a substantially constant strength even when the tempering temperature fluctuates somewhat during the manufacture of the wire.
  • the wire for high-strength springs according to an embodiment of the present invention that has solved the above problems is in mass% C: 0.55-0.63%, Si: 1.90-2.30%, Mn: 0.15 to 0.55%, P: more than 0%, 0.015% or less, S: more than 0%, 0.015% or less, Al: 0.001 to 0.1%, Cu: 0.15 to 0.45%, Ni: 0.35 to 0.75% Cr: 0.36 to 0.65%, and Ti: 0.04 to 0.11%
  • the balance is iron and inevitable impurities
  • the ideal critical diameter DCI represented by the following formula (1) is 120 or less
  • the prior austenite grain size The number is 9.5 or more, and the pearlite occupying the whole structure is suppressed to 1 area% or less.
  • the ideal critical diameter DCI of the high strength spring wire is preferably 70 or more.
  • the high-strength spring wire may further include one or more of the following (a) and (b).
  • the degree of Cr segregation at a position of 2.0 mm from the outermost surface of the wire in the radial direction satisfies the following formula (4) in a horizontal section in the rolling direction including the center of the wire.
  • the degree of Cr segregation is a value of + 2 ⁇ of the distribution of Cr content in the rolling direction measured by line analysis using EPMA.
  • the high-strength spring wire is in a quadrilateral region defined by a radial length from the outermost surface of the wire: 2 mm ⁇ a length in the rolling direction: 0.10 mm in a horizontal section in the rolling direction including the center of the wire.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more is preferably 10 or less.
  • the method for producing a high-strength spring wire includes a step of preparing a steel material having a component of the high-strength spring wire; Preparing a steel material; A step of hot rolling the steel material to obtain a rolled material; A wire drawing step of drawing the rolled material; A heat treatment step for performing a quenching treatment and a tempering treatment after the wire drawing step, Degassing treatment is performed in the step of preparing the steel material,
  • the heating temperature T in the quenching process is 1000 ° C. or less and satisfies the following formula (2).
  • A3U 940-437 ⁇ [C] + 56 ⁇ [Si] ⁇ 20 ⁇ [Mn] ⁇ 16 ⁇ [Cu] ⁇ 27 ⁇ [Ni] ⁇ 5 ⁇ [Cr] + 40 ⁇ [Mo] (3)
  • [element name] means content in steel in the mass% of each element.
  • the degree of Cr segregation at the position where the rolled material is 2.0 mm from the outermost surface in the radial direction in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material is represented by the following formula ( It is preferable to satisfy 5).
  • Cr segregation degree ⁇ 0.1% (5) (Here, the Cr segregation degree is a value of + 2 ⁇ of the distribution of Cr content in the rolling direction measured by line analysis using EPMA.)
  • the method for producing the high-strength spring wire is defined by a radial length from the outermost surface: 2 mm ⁇ a length in the rolling direction: 0.10 mm in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material. It is preferable that the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the quadrilateral region is 10 or less.
  • the high-strength spring wire according to the embodiment of the present invention optimizes the component composition, and thus exhibits high corrosion durability while exhibiting high corrosion resistance and high short-time formability while having a high tensile strength of 1950 MPa or higher. . Furthermore, even if the tempering temperature fluctuates somewhat during the production of the wire, the strength is almost constant. If this wire is used for spring production, a spring having high strength and excellent corrosion durability can be produced with good moldability even if the period from wire production to spring molding is short. Moreover, according to the manufacturing method which concerns on embodiment of this invention, such a wire for high strength springs can be provided.
  • the inventors of the present invention have a high strength spring wire with high tensile strength of 1950 MPa or higher, and exhibit high short-time formability. We have earnestly researched to obtain stable results. As a result, the inventors have found that the chemical composition of the wire is optimized within a manufacturable range, and the amount of hydrogen in the steel and the structure of the wire may be controlled as follows. Hereinafter, specific means for securing the above characteristics will be described.
  • This short-time formability specifically, the formability after 3 days after wire drawing and quenching and tempering can be evaluated by drawing in a tensile test.
  • the above “3 days after wire drawing and quenching and tempering” may be hereinafter referred to as “3 days after wire processing”. It was also found that this formability is affected by the amount of hydrogen in the steel, the amount of pearlite in the wire structure, and the prior austenite grain size.
  • the amount of hydrogen in the steel of the wire is 0.30 ppm or less and the old wire It has been found that the austenite grain size should be 9.5 or more.
  • the above ppm means “mass ppm”.
  • the amount of hydrogen in the steel is set to 0.30 ppm or less.
  • the amount of hydrogen in the steel is preferably 0.25 ppm or less, more preferably 0.20 ppm or less.
  • the lower limit of the amount of hydrogen in the steel is about 0.15 ppm.
  • the prior austenite grain size number is set to 9.5 or more.
  • the grain size number is preferably 10.0 or more, more preferably 10.5 or more, and still more preferably 11.0 or more.
  • the upper limit of the crystal grain size is about 13.0.
  • the pearlite in the entire structure of the wire is suppressed to 1 area% or less.
  • martensite is obtained by quenching after sufficiently austenitizing by heating during quenching.
  • the austenitization is not sufficient, that is, when the ferrite-pearlite structure is not completely transformed into austenite, pearlite having a lamellar structure may remain as residual structure in martensite.
  • the pearlite remaining in the wire may be referred to as “residual structure”.
  • the area around the residual structure means that austenitization has not progressed sufficiently, that is, the C diffusion has not progressed sufficiently and the C concentration is uneven.
  • the high C concentration portion is not sufficiently softened by the tempering treatment, and the tempered wire is in a state where the high hardness portion is locally present.
  • the tempered wire is in a state where the high hardness portion is locally present.
  • hydrogen embrittlement is likely to occur, and breakage at a low drawing, that is, sufficiently high short-time formability cannot be exhibited.
  • pearlite which is a residual structure is suppressed to 1 area% or less. Preferably it is 0 area%.
  • This corrosion durability is also called corrosion fatigue characteristics. Corrosion fatigue failure occurs when hydrogen generated by corrosion penetrates into steel and the steel material becomes embrittled by the hydrogen. Therefore, in order to increase the corrosion durability, it is necessary to control the component composition of the wire as described later, and to increase the corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance of the steel material constituting the wire.
  • composition of the wires In order to secure the structure of these wires to obtain high short-time formability and to ensure excellent corrosion durability and strength stability, the composition of the wires must be as follows. Hereinafter, in chemical components, “%” means “mass%”.
  • C 0.55-0.63%)
  • C is an element necessary for securing the strength of the spring wire, and also necessary for producing fine carbides that serve as hydrogen trap sites. From this point of view, the C content is set to 0.55% or more. The minimum with the preferable amount of C is 0.57% or more, More preferably, it is 0.58% or more. However, if the amount of C becomes excessive, coarse retained austenite and undissolved carbides are likely to be generated after quenching and tempering, and the hydrogen embrittlement resistance may decrease instead. Further, C increases the strength of the rolled material and causes a decrease in wire drawing workability, breakage, and the like. From such a viewpoint, the C content is set to 0.63% or less. The upper limit with preferable C amount is 0.62% or less, More preferably, it is 0.61% or less.
  • Si is an element necessary for ensuring the strength, and has the effect of increasing the corrosion durability by ensuring sufficient hydrogen trap sites by making the carbide fine. In order to exhibit these effects effectively, the Si content is set to 1.90% or more.
  • the minimum with the preferable amount of Si is 1.95% or more, More preferably, it is 2.10% or more.
  • Si is also an element that promotes decarburization, if the amount of Si is excessive, formation of a decarburized layer on the surface of the steel material is promoted, and a peeling process for removing the decarburized layer is required, resulting in an increase in manufacturing cost. Further, if the decarburized layer is still formed, the atmospheric durability is lowered. From such a viewpoint, the amount of Si was determined to be 2.30% or less.
  • the upper limit with the preferable amount of Si is 2.25% or less, More preferably, it is 2.20% or less.
  • Mn 0.15 to 0.55%
  • MnS a deoxidizing element
  • MnS an element useful for detoxification of S.
  • Mn is also an element contributing to strength improvement.
  • the amount of Mn was determined to be 0.15% or more.
  • the minimum with the preferable amount of Mn is 0.20% or more, More preferably, it is 0.25% or more.
  • the amount of Mn was determined to be 0.55% or less.
  • the upper limit with the preferable amount of Mn is 0.50% or less.
  • P is a harmful element that deteriorates the ductility such as coiling property of the rolled material, that is, the wire. Further, P is easily segregated at the grain boundary and causes embrittlement at the grain boundary, and the grain boundary is easily broken by hydrogen, which adversely affects the resistance to hydrogen embrittlement. From such a viewpoint, it is better that P is as small as possible. In the embodiment of the present invention, it is determined to be 0.015% or less.
  • the upper limit with the preferable amount of P is 0.010% or less, More preferably, it is 0.008% or less. As described above, the smaller the amount of P, the better. However, it can usually be contained at least about 0.001%.
  • S is a harmful element that degrades ductility such as coiling properties of the rolled material.
  • S is easily segregated at the grain boundary and causes embrittlement of the grain boundary, and the grain boundary is easily broken by hydrogen, which adversely affects the resistance to hydrogen embrittlement. From such a viewpoint, it is desirable that S is as small as possible. In the embodiment of the present invention, it is determined to be 0.015% or less.
  • the upper limit with the preferable amount of S is 0.010% or less, More preferably, it is 0.008% or less. The smaller the amount of S, the better. However, it can usually be contained at least about 0.001%.
  • Al 0.001 to 0.1%)
  • Al is mainly added as a deoxidizing element. Moreover, it reacts with N to form AlN to render the solid solution N harmless and contribute to the refinement of the structure.
  • the Al content is determined to be 0.001% or more.
  • the minimum with preferable Al amount is 0.002% or more, More preferably, it is 0.005% or more.
  • Al is an element that promotes decarburization in the same manner as Si, it is necessary to suppress the amount of Al in spring steel containing a large amount of Si.
  • the amount of Al is 0.1% or less. Determined.
  • the upper limit with preferable Al amount is 0.07% or less, More preferably, it is 0.030% or less, More preferably, it is 0.020% or less.
  • Cu is an element effective for suppressing surface layer decarburization and improving corrosion resistance. Therefore, in the embodiment of the present invention, the amount of Cu is set to 0.15% or more.
  • the amount of Cu is preferably 0.20% or more, more preferably 0.25% or more. However, if Cu is excessively contained, cracks occur during hot working or the cost increases. Therefore, the amount of Cu is set to 0.45% or less.
  • the amount of Cu is preferably 0.43% or less, more preferably 0.40% or less.
  • Ni is an element effective for suppressing surface decarburization and improving corrosion resistance, similarly to Cu. Therefore, in the embodiment of the present invention, the amount of Ni is set to 0.35% or more.
  • the amount of Ni is preferably 0.40% or more, more preferably 0.45% or more. However, if Ni is excessively contained, the cost increases. Therefore, the Ni content is set to 0.75% or less.
  • the amount of Ni is preferably 0.70% or less, more preferably 0.65% or less.
  • Cr is an important element in the component design of spring steel, particularly suspension spring steel. That is, the temper softening resistance of the steel material is improved by containing Cr, and the change in strength with respect to the change in tempering temperature is suppressed particularly in the vicinity of a tensile strength of 2000 MPa. For this reason, even if the tempering temperature fluctuates somewhat, it is easy to aim for a predetermined strength by using high Cr. Further, Cr has an effect of further improving the corrosion resistance. Furthermore, for example, a phenomenon occurs in which C on the surface layer is decarburized during rolling at a high temperature.
  • the amount of Cr is preferably 0.38% or more, more preferably 0.40% or more.
  • the Cr amount is set to 0.65% or less.
  • the amount of Cr is preferably 0.60% or less, more preferably 0.55% or less.
  • Ti reacts with S to form a sulfide, and is an element useful for detoxifying S. Ti also has the effect of forming a carbonitride to refine the structure. Furthermore, TiC has the harmless effect of hydrogen and improves hydrogen embrittlement resistance and rotational bending properties after corrosion. Therefore, in the embodiment of the present invention, the Ti amount is set to 0.04% or more. The amount of Ti is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more. On the other hand, when the amount of Ti is excessive, coarse Ti sulfide is formed and ductility may deteriorate. Therefore, the Ti amount is set to 0.11% or less. The amount of Ti is preferably 0.10% or less.
  • the components of the steel material according to the embodiment of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the hardenability and the like can be further improved by adding an appropriate amount of an element such as B below as required.
  • an element such as B below as required.
  • B is an element that improves hardenability, has an effect of strengthening the prior austenite grain boundaries, and contributes to suppression of fracture.
  • the B content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the amount of B is preferably 0.01% or less, more preferably 0.0050% or less, and still more preferably 0.0030% or less.
  • V at least one selected from the group consisting of more than 0%, 0.3% or less, Nb: more than 0%, 0.3% or less, and Mo: more than 0%, 0.5% or less
  • V, Nb, and Mo are all elements that form precipitates with C and N and contribute to refinement of the structure. These elements may be used alone or in combination of two or more. Hereinafter, each element will be described.
  • V is an element that contributes to strength improvement and crystal grain refinement.
  • the V amount is preferably 0.1% or more, more preferably 0.15% or more, and further preferably 0.20% or more.
  • the V amount is preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less.
  • Nb is an element that forms carbonitrides with C and N and contributes mainly to refinement of the structure.
  • Nb may be contained preferably in an amount of 0.005% or more, and more preferably 0.010% or more.
  • the Nb content is preferably 0.3% or less, more preferably 0.2% or less, still more preferably 0.10% or less, and particularly 0.07% or less from the viewpoint of cost reduction. More preferably.
  • Mo over 0%, 0.5% or less
  • Mo is an element that forms carbonitrides with C and N and contributes to refinement of the structure. It is also an effective element for securing strength after tempering.
  • the Mo amount is preferably set to 0.10% or more.
  • the Mo amount is preferably 0.5% or less, and more preferably 0.3% or less.
  • the ideal critical diameter DCI represented by the following formula (1) satisfies the following range.
  • [element name] means content in steel in the mass% of each element.
  • the upper limit of the DCI is 120.
  • the DCI is preferably 115 or less, more preferably 110 or less.
  • the lower limit of the DCI is preferably 70 or more.
  • the DCI is more preferably 75 or more, and still more preferably 80 or more.
  • the high-strength spring wire according to the embodiment of the present invention has a Cr segregation at a position 2.0 mm from the outermost surface of the wire in the radial direction in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the wire.
  • the degree satisfies the following formula (4).
  • the degree of Cr segregation is a value of + 2 ⁇ of the distribution of Cr content in the rolling direction measured by line analysis using EPMA.
  • the high strength spring wire according to the embodiment of the present invention preferably has a Cr segregation degree of 0.1% or less.
  • the Cr segregation degree of the wire specified in this specification can be measured as follows. Perform embedded polishing in a cross section horizontal in the rolling direction including the center of the wire (also referred to as a longitudinal section in this specification), and in the longitudinal section, from the position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the wire, A line analysis by EPMA is performed in the rolling direction to measure the Cr amount.
  • the EPMA beam diameter is 1 ⁇ m
  • the length of the line analysis is 250 ⁇ m
  • the standard deviation ( ⁇ ) is calculated by calculating the Cr amount at all 250 points as a population, and the standard deviation is doubled (ie, 2 .0 ⁇ ) can be the Cr segregation degree of the wire.
  • the high-strength spring wire according to an embodiment of the present invention has a radial length from the outermost surface of the wire: 2 mm ⁇ rolling direction in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the wire.
  • Length The number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the quadrilateral region defined by 0.10 mm is 10 or less.
  • the high-strength spring wire according to an embodiment of the present invention has a radial length from the outermost surface of the wire: 2 mm ⁇ length in the rolling direction: 0.10 mm in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the wire. It is preferable that the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the quadrilateral region defined by is 10 or less.
  • the number of TiNs defined in this specification can be measured as follows.
  • the wire is cut into a length of about 10 mm, embedded in a resin, subjected to surface polishing, and a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the wire is observed using an optical microscope (for example, 200 times magnification).
  • an optical microscope for example, 200 times magnification.
  • a square region (0.20 mm 2 ) defined by a radial length from the outermost surface of the wire: 2 mm ⁇ a rolling direction length: 0.10 mm is taken as one observation region, and such an observation region. 10 are selected.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in each observation region is measured according to JIS G 0555, and the average value in the 10 observation regions is determined as the radial size of the target wire.
  • the wire according to the embodiment of the present invention is obtained by melting and casting a steel material satisfying a specified component composition, homogenizing the steel material at, for example, 1000 to 1300 ° C., decomposing and rolling, and then, for example, 1000 to After heating at 1300 ° C., it is hot-rolled to obtain a rolled material, drawn using this rolled material, and then subjected to quenching and tempering.
  • the molten steel treatment and quenching for obtaining the steel material are performed under the following conditions in the wire manufacturing process. Hereinafter, each condition will be described.
  • the heating temperature T is preferably 990 ° C. or lower, more preferably 980 ° C. or lower. From the viewpoint of achieving sufficient austenite, the heating temperature T is preferably 900 ° C. or higher.
  • the heating temperature T at the time of quenching needs to satisfy the following formula (2).
  • T-A3U is preferably 140 or more, more preferably 150 or more.
  • the upper limit of T-A3U is approximately 300 from the viewpoint of productivity and the like.
  • T-A3U ⁇ 130 (2) A3U in the above formula (2) is obtained from the following formula (3).
  • A3U 940-437 ⁇ [C] + 56 ⁇ [Si] ⁇ 20 ⁇ [Mn] ⁇ 16 ⁇ [Cu] ⁇ 27 ⁇ [Ni] ⁇ 5 ⁇ [Cr] + 40 ⁇ [Mo] (3)
  • [element name] means content in steel in the mass% of each element.
  • General conditions can be adopted as manufacturing conditions for the spring wire except for the above-described molten steel treatment and quenching temperature during heat treatment.
  • the heating temperature T at the time of quenching during heat treatment that is, the holding time at the quenching temperature is 10 sec to 30 min
  • the tempering is within the range of 300 to 600 ° C. and the holding time at the tempering temperature is 10 sec to 80 min. it can.
  • the tempered martensite is more preferably 90 area% or more, still more preferably 95 area% or more.
  • Inevitable structures can include retained austenite and bainite structures. Further, from the viewpoint of obtaining a wire maintaining the Cr segregation degree and TiN number of the rolled material described below, the holding time at the quenching temperature and tempering temperature during heat treatment is more preferably 10 seconds to 2 minutes.
  • the rolled material after hot rolling used in the method for manufacturing a wire according to the embodiment of the present invention is rolled in a horizontal section (sometimes referred to as a longitudinal section) in the rolling direction including the center of the rolled material.
  • the degree of Cr segregation at the position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the material (simply referred to as “Cr segregation degree” in this specification) satisfies the following formula (5).
  • the Cr segregation degree is a value of + 2 ⁇ of the distribution of Cr content in the rolling direction measured by line analysis using EPMA.
  • a high strength spring wire according to a preferred embodiment of the present invention having a Cr segregation degree of 0.1% or less at a position of 2.0 mm in the radial direction from the end can be obtained. That is, by using a rolled material having such a small Cr segregation degree of 0.1% or less, it is possible to obtain a high-strength spring wire according to an embodiment of the present invention that can produce a spring having excellent impact characteristics. .
  • the heating time at the time of heat treatment is set to a short time, so that after the hot rolling, the wire drawing and the heat treatment step are performed in the manufacturing process.
  • the same metal structure as the rolled sheet after hot rolling is maintained. That is, the Cr segregation degree of the high strength spring wire defined in the preferred embodiment of the present invention is substantially the same as the Cr segregation degree of the rolled material used in the manufacturing method.
  • the Cr segregation degree of the rolled material specified in this specification can be measured by the same method as the method for measuring the Cr segregation degree in the wire described above.
  • a rolled material having a Cr segregation degree of 0.1% or less at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface is obtained by applying the steel material after continuous casting at 1100 to 1300 ° C. for 1 to 5 hours in the manufacturing method described above.
  • the outlet temperature (final rolling temperature) of the final rolling stand is set to 920 ° C. or higher, and after hot rolling up to 700 ° C. at an average cooling rate of 2 ° C./s or higher. It can be obtained by cooling.
  • the final rolling temperature is set to a high temperature of 920 ° C. or higher, the diffusion of Cr is promoted, and the degree of Cr segregation in the rolled material can be reduced.
  • the average cooling rate up to 700 ° C. after hot rolling is too small, the volume fraction of ferrite produced from the austenite phase increases, excessive concentration of Cr to cementite in the pearlite structure occurs, and the degree of Cr segregation Becomes larger.
  • the average cooling rate up to 700 ° C. after hot rolling to 2 ° C./s or more, excessive generation of ferrite can be suppressed and the Cr segregation degree of the rolled material can be reduced.
  • the rolled material after hot rolling used in the method for manufacturing a wire according to the embodiment of the present invention is from the outermost surface of the rolled material in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material.
  • the degree of Cr segregation at a position of 2.0 mm in the radial direction is 0.1% or less, and the radial length from the outermost surface of the rolled material is 2 mm ⁇ the length in the rolling direction: 0.10 mm.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more is 10 or less.
  • the degree of segregation of Cr is reduced to 0.1% or less and the number of TiNs in a predetermined region is reduced to 10 or less.
  • wire drawing and quenching and tempering treatment are performed under the above-described conditions.
  • the degree of Cr segregation at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the wire is 0.1% or less, and the outermost surface of the wire.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more is 10 or less in a quadrilateral region defined by a radial length from 2 mm ⁇ a rolling direction length: 0.10 mm.
  • the high strength spring wire according to the embodiment can be obtained. That is, by using a rolled material having such a small Cr segregation degree of 0.1% or less and the number of TiN in a predetermined region being reduced to 10 or less, a spring having more excellent impact characteristics A high-strength spring wire according to an embodiment of the present invention can be obtained.
  • the heating time at the time of the heat treatment is shortened, so that in the manufacturing process, after the hot rolling, the wire drawing and the heat treatment step are performed.
  • the same metal structure as the rolled sheet after hot rolling is maintained. That is, the TiN number of the predetermined region of the high strength spring wire defined in the preferred embodiment of the present invention is substantially the same as the TiN number of the predetermined region of the rolled material used in the manufacturing method.
  • the number of TiNs in the rolled material specified in this specification can be measured by the same method as the method for measuring the number of TiNs in the wire described above.
  • the Cr segregation degree at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface is 0.1% or less, and the radial length from the outermost surface: 2 mm ⁇ the length in the rolling direction: 0.10 mm
  • the rolled material in which the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more is 10 or less has a surface temperature of the steel material after continuous casting of 500 to 800 in the manufacturing method described above.
  • the steel material is then cooled to 1 ° C to 1300 ° C for 1 to 5 hours for homogenization treatment, and the hot rolling is performed at a final rolling stand outlet temperature (final rolling temperature) of 920 ° C or higher. It can be obtained by cooling up to 700 ° C. after hot rolling at an average cooling rate of 2 ° C./s or more.
  • N that causes generation of TiN can be precipitated as AlN, so that TiN coarsening can be suppressed.
  • a large number of fine TiN nuclei can be generated in the steel. It can be held and the degree of Cr segregation can be reduced.
  • Example 1 Steel materials satisfying the chemical composition shown in Tables 1 and 2 were melted in a converter. Except for Nos. 33 to 35 as shown in Table 3 to be described later, degassing treatment was performed as a molten steel treatment at the time of melting. As this degassing treatment, in the secondary refining process, a vacuum tank equipped with two dip tubes is installed in the ladle, Ar gas is blown from the side of one of the dip tubes, and the molten steel is vacuumed using its buoyancy. Vacuum degassing was performed to reflux. Next, after continuous casting, homogenization was performed at 1100 ° C to 1300 ° C.
  • the obtained wire was evaluated for the amount of hydrogen in steel and the structure in the following manner, and for evaluation of corrosion durability, short-time formability and strength stability.
  • Hydrogen amount in steel of wire A test piece having a width of 20 mm and a length of 40 mm was cut out from the wire. Then, using a gas chromatography apparatus, the test piece was heated at a rate of temperature increase of 100 ° C./hour, and the amount of released hydrogen from room temperature to 300 ° C. was measured.
  • Old austenite grain size number The obtained wire was heat-treated at 550 ° C. for 2 hours in the atmosphere in order to clarify the grain boundary. After this heat treatment, a sample was taken so that the surface layer of the wire and the diameter D / 4 position of the cross section perpendicular to the drawing direction became the observation surface. Then, the collected sample is embedded in a resin, and after polishing, a prior austenite grain boundary is revealed using a picric acid-based corrosive solution, and the surface layer and D / 4 are formed by a method specified in JIS G 0551 (2005). The prior austenite grain size number at each position was measured and the average value of these was determined.
  • a test piece was obtained by cutting the chuck so that the distance between chucks was 200 mm and the length of each chuck portion was about 50 mm.
  • a tensile test was performed according to JIS Z 2241 (2011) at a tensile speed of 5 mm / min, and the aperture RA was measured. The case where the drawing was 30% or less was evaluated as having high spring formability after 3 days of wire processing.
  • the aperture is preferably 35% or more.
  • Corrosion durability As a test piece, a hardened and tempered wire was cut to prepare a No. 1 test piece of JIS Z 2274 (1978). The parallel part of the test piece was polished with # 800 emery paper. The test was conducted without shot peening on the surface. First, the test piece obtained by the above polishing was subjected to corrosion treatment under the following conditions, and then, as shown in the following rotating bending fatigue test, an Ono rotating bending fatigue test was performed to evaluate the corrosion durability. did.
  • Corrosion treatment Using 5% NaCl aqueous solution at 35 ° C, spraying with salt water for 8 hours, then drying and holding for 16 hours in a humid environment at 35 ° C and a relative humidity of 60% is one cycle. The cycle was repeated and the specimen was subjected to corrosion treatment.
  • Rotating bending fatigue test A rotating bending test was performed on the test piece after the corrosion treatment, and corrosion durability was evaluated. Each No. Using the ten test pieces, the Ono type rotary bending fatigue test was performed with the load stress set to 500 MPa, and the fatigue life until each test piece was broken was measured. And the average value of the fatigue life of 10 test pieces was calculated
  • the tempering temperature is the same as in each No. First, a tempering target temperature at which the tensile strength is about 2000 MPa is obtained in advance from the relationship between the tempering temperature and the tensile strength, and is carried out at two tempering temperatures of 3 degrees higher and 3 degrees lower than the tempering target temperature. did. Then, the tensile strengths of the two wires tempered at a temperature 3 ° higher and 3 ° lower than the target temperature were measured as described above, and the difference in tensile strength was determined as the swing width. The case where the difference in tensile strength was 35 MPa or less was evaluated as excellent in strength stability, and the case where the difference was more than 35 MPa was evaluated as inferior in strength stability.
  • Tables 1-4 show the following. That is, no.
  • the wires of 1 to 5 and 17 to 32 have all of the composition, hydrogen content in steel and structure within the specified range, so corrosion durability, short-time formability, ie, spring formability after 3 days of wire processing, and Excellent in all strength stability. Since the wire according to the embodiment of the present invention exhibits such excellent corrosion durability, a spring obtained using this wire also exhibits excellent corrosion durability.
  • At least one of the component composition, the amount of hydrogen, and the structure does not satisfy the specified range, the productivity of the high-strength wire is inferior, or the above-described corrosion durability, short At least one of moldability with time and strength stability was inferior. Details are as follows.
  • No. No. 8 was not shown in the table because the Si amount was excessive, but excessive decarburization occurred.
  • a thick decarburized layer is formed, a peeling process for removing the decarburized layer is required, resulting in an increase in manufacturing cost.
  • the spring obtained using a wire is exposed to air
  • No. No. 9 could not secure excellent corrosion durability because the amount of Si was insufficient. The reason may be that precipitates could not be refined and hydrogen trap sites could not be secured sufficiently.
  • No. No. 10 had insufficient wire strength due to insufficient amount of Mn.
  • No. No. 11 was unable to exhibit corrosion resistance due to insufficient amount of Cu, resulting in poor corrosion durability.
  • No. No. 12 could not exhibit corrosion resistance due to insufficient Ni content, resulting in poor corrosion durability.
  • No. No. 15 was inferior in corrosion durability because the amount of Ti was insufficient. The reason may be that precipitates that become hydrogen trap sites could not be sufficiently secured.
  • No. Nos. 43 to 45 were inferior in strength stability due to insufficient Cr content.
  • Example 2 No. shown in Table 1 and Table 2. 1-5 and no. As shown in Table 5, three rolling materials satisfying the chemical composition of 25 to 28 were prepared for each of them under different production conditions. Specifically, No. 1 shown in Tables 1 and 2 are used. 1-5 and no.
  • a steel material satisfying the chemical composition of 25 to 28 is melted in a converter, and after continuous casting, the obtained steel material is cooled to the post-casting cooling temperature shown in Table 5, and then the heating temperature before the partial rolling shown in Table 5 -Homogenization treatment is performed over time, and after that, rolling is carried out, followed by heating to 1100 to 1280 ° C, followed by hot rolling so that the outlet temperature of the final rolling stand becomes the final rolling temperature shown in Table 5
  • a wire having a diameter of 14.3 mm, that is, a rolled material was obtained.
  • the degassing process was performed as a molten steel process at the time of melting.
  • a vacuum tank equipped with two dip tubes is installed in the ladle, Ar gas is blown from the side of one of the dip tubes, and the molten steel is vacuumed using its buoyancy. Vacuum degassing was performed to reflux.
  • No. shown in Table 5 1-A, 1-B and 1-C are Nos. Described in Tables 1 and 2 above, respectively.
  • 1 is a rolled material satisfying the same chemical composition as 1 and prepared under different production conditions. The same applies to other rolled materials shown in Table 5.
  • no. 1-A to 5-A and 25-A to 28-A are manufactured under the basic manufacturing conditions according to the embodiment of the present invention.
  • No. 1-B to 5-B and 25-B to 28-B are rolled materials manufactured under the preferable manufacturing conditions according to the embodiment of the present invention, and the conditions for reducing the degree of Cr segregation (that is, heating before split rolling) Heated at 1100-1300 ° C for 1-5 hours, final rolling temperature at 920 ° C or higher, and cooled to 700 ° C after hot rolling at an average cooling rate of 2 ° C / s or higher) It is.
  • No. 1-C to 5-C and 25-C to 28-C are manufactured under more preferable manufacturing conditions according to the embodiment of the present invention.
  • Conditions for reducing the degree of Cr segregation and conditions for refining TiN That is, the cooling temperature after casting is set to 500 to 800 ° C., the heating temperature before split rolling is set to 1100 to 1300 ° C. and heated for 1 to 5 hours, the final rolling temperature is set to 920 ° C. or more, and the temperature after hot rolling is increased to 700 ° C. (Cooling at an average cooling rate of at least ° C./s).
  • regulated by Cr segregation degree, radial direction length from the outermost surface of a rolling material: 2 mm x rolling direction length: 0.10 mm in the following ways.
  • the number of TiN of 8 ⁇ m or more (indicated as “TiN number of 8 ⁇ m or more” in Table 6) and Charpy absorbed energy (indicated as “impact value vE” in Table 6) were obtained.
  • the radial length from the outermost surface of the rolled material 2 mm ⁇ the rolling direction length: the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in a quadrilateral region defined by 0.10 mm
  • the rolled material was cut into a length of about 10 mm, embedded in a resin, surface-polished, and a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material was observed with an optical microscope at a magnification of 200 times. More specifically, in the observation cross section, a quadrilateral region (0.20 mm 2 ) defined by a radial length from the outermost surface of the rolled material: 2 mm ⁇ a rolling direction length: 0.10 mm is used as one observation region.
  • 1-B to 5-B and No. All of 25-B to 28-B had a Cr segregation degree of 0.1% or less, vE of 70 J / cm 2 or more, and exhibited excellent impact characteristics.
  • Each of 25-C to 28-C is a quadrilateral defined by Cr segregation degree of 0.1% or less and a radial length from the outermost surface of the rolled material: 2 mm ⁇ length in the rolling direction: 0.10 mm
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more was 10 or less
  • vE was 85 J / cm 2 or more, which showed more excellent impact characteristics.
  • the disclosure of the present specification includes the following aspects. ⁇ Mode 1 % By mass C: 0.55-0.63%, Si: 1.90-2.30%, Mn: 0.15 to 0.55%, P: more than 0%, 0.015% or less, S: more than 0%, 0.015% or less, Al: 0.001 to 0.1%, Cu: 0.15 to 0.45%, Ni: 0.35 to 0.75% Cr: 0.36 to 0.65%, and Ti: 0.04 to 0.11%
  • the balance is iron and inevitable impurities
  • the ideal critical diameter DCI represented by the following formula (1) is 120 or less
  • the amount of hydrogen in steel satisfies 0.30 ppm or less
  • the prior austenite grain size A high-strength spring wire, characterized in that the number is 9.5 or more, and the pearlite in the entire tissue is suppressed to 1 area% or less.
  • ⁇ Aspect 4 Furthermore, at least 1 selected from the group consisting of V: more than 0%, not more than 0.3%, Nb: more than 0%, not more than 0.3%, and Mo: more than 0%, not more than 0.5% by mass%.
  • Aspect 5 Aspects 1 to 3 are characterized in that, in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the wire, the Cr segregation degree at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the wire satisfies the following formula (4). 5.
  • the high-strength spring wire according to any one of 4 above.
  • the degree of Cr segregation is a value of + 2 ⁇ of the distribution of Cr content in the rolling direction measured by line analysis using EPMA.
  • Aspect 7 Preparing a steel material having the component according to any one of aspects 1 to 6, A step of hot rolling the steel material to obtain a rolled material; A wire drawing step of drawing the rolled material; A heat treatment step for performing a quenching treatment and a tempering treatment after the wire drawing step, Degassing treatment is performed in the step of preparing the steel material, The manufacturing method of the wire for high intensity
  • A3U 940-437 ⁇ [C] + 56 ⁇ [Si] ⁇ 20 ⁇ [Mn] ⁇ 16 ⁇ [Cu] ⁇ 27 ⁇ [Ni] ⁇ 5 ⁇ [Cr] + 40 ⁇ [Mo] (3)
  • [element name] means content in steel in the mass% of each element. )
  • Aspect 8 In aspect 7, in which the rolled material satisfies a following formula (5) at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material. The manufacturing method of the wire for high strength springs of description.
  • the rolled material has a radial direction in a quadrilateral region defined by a radial length from the outermost surface: 2 mm ⁇ a rolling direction length: 0.10 mm in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material.
  • the manufacturing method of the wire for high strength springs of the aspect 8 whose number of TiN whose magnitude
  • the present application includes a Japanese patent application filed on January 15, 2016, Japanese Patent Application No. 2016-006157, and a Japanese patent application filed on December 9, 2016, Japanese Patent Application No. 2016- Japanese Patent Application No. 2016-006157 and Japanese Patent Application No. 2016-239058 are incorporated herein by reference with a priority claim based on No. 239058.

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Abstract

質量％で、Ｃ：０．５５～０．６３％、Ｓｉ：１．９０～２．３０％、Ｍｎ：０．１５～０．５５％、Ｐ：０％超、０．０１５％以下、Ｓ：０％超、０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１～０．１％、Ｃｕ：０．１５～０．４５％、Ｎｉ：０．３５～０．７５％Ｃｒ：０．３６～０．６５％、およびＴｉ：０．０４～０．１１％を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが１２０以下であると共に、鋼中水素量が０．３０ｐｐｍ以下を満たし、かつ旧オーステナイト結晶粒度番号が９．５番以上であり、全組織に占めるパーライトが１面積％以下に抑えられている高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法である。　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２） ×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］） ×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］） ×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）

Description

高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法
　本開示は、高強度ばね用ワイヤに関する。特には、引張強度が１９５０ＭＰａ以上と高強度でありながら、優れた腐食耐久性とばね成形性を示し、かつワイヤ製造時に焼戻し温度が多少変動しても、ほぼ一定の強度が得られる高強度ばね用ワイヤに関する。
　自動車等に用いられるコイルばね、例えばエンジンやサスペンション等に使用される弁ばね、懸架ばねなどは、排ガスの低減や燃費向上のために軽量化が求められており、高強度化が要求されている。また、ばね製造工程ではワイヤをばねに成形する必要がある。そのため、ワイヤには成形性が求められる。しかし、ばね用ワイヤの強度は高く、一般的にばね成形性に乏しい。このばね成形性は、ワイヤ加工後から徐々に高まる傾向にある。従来、ワイヤ加工からばね成形までの期間は長かったため、その間にワイヤのばね成形性が高まり、良好にばねに成型することができた。しかし近年、生産コスト低減の観点から中間在庫を低減する傾向があり、ワイヤ加工からばね成形までが比較的短期間であることが多い。この様にワイヤ加工からばね成形までの期間が短いと、成形に供するワイヤのばね成形性は低いままであり、ばね成形時に破壊が生じるといった問題がある。よって、ワイヤ加工から比較的短期間、期間がかなり短い場合としてワイヤ加工から約３日後にばね成形を行う場合であっても、良好にばね成形できることが求められる。以下、ここの特性を「短経時成形性」ということがある。
　また、高強度化されたばねは、靭延性に乏しいため水素脆性が生じやすく、腐食環境下での疲労特性、すなわち腐食耐久性が低下する。そのため、ばねの製造に用いられるワイヤには腐食耐久性に優れていることも要求される。
　更にワイヤの製造工程では、上記伸線後に調質、すなわち焼入れと焼戻しを行って強度の調整を図るが、実操業時、焼戻し温度等の加熱温度には一定の変動幅が生じる。例えば高周波加熱設備などでは、ワイヤの線径バラツキが加熱温度バラツキの原因となりうる。一般に、焼戻し温度が高まると強度は低下する傾向にあるため、焼戻し温度が多少変動すると目的の強度から大きく外れる場合があり、目的の強度が安定して得られない場合や強度バラツキが生じる場合がある。ワイヤ強度がばらつくと、ばね強度にもばらつきが生じ、結果としてばね特性にムラが生じやすい。よって、ばね特性の安定性を確保するには、上記焼戻し温度が多少変動してもワイヤ強度を安定して確保できることが望まれている。以下、この特性を「強度安定性」ということがある。
　高強度ばね用ワイヤの腐食耐久性や成形性を高める方法として、化学成分組成を制御することやワイヤの組織を制御すること等が知られている。
　例えば特許文献１は、耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼に関するものであり、化学成分と共に、ワイヤ組織をマルテンサイトとフェライトの層状組織とすることで特性を改善している。しかしながら、このマルテンサイトとフェライトの層状組織といった２相組織を得るには、製造工程において加熱温度を厳密に制御する必要があり、工業的安定性が十分であるとは言い難い。よって、量産製造するには更なる検討が必要と思われる。
　特許文献２は、冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼に関するものである。この特許文献２には、化学成分と共に、Ｆｅ系析出物を構成するＦｅ量と、鋼中の炭素含有量との関係を最適化することによって、冷間加工性の向上と、品質安定性の向上、即ち、微小欠陥を抑制して焼入れ焼戻し後の特性劣化を防止できることが示されている。更に好ましくは結晶粒度を最適化することによって、上記微小欠陥をより抑制できることが示されている。しかしながら優れた腐食耐久性を確保するには、成分等について更なる検討が必要であると思われる。
　また上記特許文献１と特許文献２には、ワイヤ加工からばね成形までが比較的短期間である場合のばね成形性、即ち短経時成形性や、上述した強度安定性について検討されていない。
特開２００３－１０５４８５号公報 特開２００６－２４１５２８号公報
　本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度が１９５０ＭＰａ以上と高強度でありながら高い腐食耐久性を示すと共に、高い短経時成形性を示し、かつワイヤ製造時に焼戻し温度が多少変動しても、ほぼ一定の強度が得られる高強度ばね用ワイヤを実現することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤは、質量％で、
　Ｃ：０．５５～０．６３％、
　Ｓｉ：１．９０～２．３０％、
　Ｍｎ：０．１５～０．５５％、
　Ｐ：０％超、０．０１５％以下、
　Ｓ：０％超、０．０１５％以下、
　Ａｌ：０．００１～０．１％、
　Ｃｕ：０．１５～０．４５％、
　Ｎｉ：０．３５～０．７５％
　Ｃｒ：０．３６～０．６５％、および
　Ｔｉ：０．０４～０．１１％
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが１２０以下であると共に、鋼中水素量が０．３０ｐｐｍ以下を満たし、かつ旧オーステナイト結晶粒度番号が９．５番以上であり、更に、全組織に占めるパーライトが１面積％以下に抑えられているところに特徴を有する。
　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］2）
×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
　前記高強度ばね用ワイヤの理想臨界直径ＤＣＩは７０以上であることが好ましい。
　前記高強度ばね用ワイヤは、更に、下記（ａ）と（ｂ）のうちの１以上を含んでいてもよい。
（ａ）質量％で、Ｂ：０％超、０．０１％以下、
（ｂ）質量％で、Ｖ：０％超、０．３％以下、Ｎｂ：０％超、０．３％以下、およびＭｏ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種
　前記高強度ばね用ワイヤは、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（４）を満足することが好ましい。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（４）
　ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。
　前記高強度ばね用ワイヤは、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下であることが好ましい。
　本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤの製造方法は、前記高強度のばね用ワイヤの成分を有する鋼材を準備する工程と、
鋼材を準備する工程と、
　前記鋼材を熱間圧延して圧延材を得る工程と、
　前記圧延材を伸線する伸線工程と、
　前記伸線工程の後、焼入れ処理および焼戻し処理を行う熱処理工程と、を含み、
　　前記鋼材を準備する工程において脱ガス処理を行い、
　　前記焼入れ処理における加熱温度Ｔが、１０００℃以下でありかつ下記式（２）を満たすことに特徴を有する。
　　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２）
×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
　（上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
　Ｔ－Ａ３Ｕ≧１３０…（２）
　（ここで、式（２）中のＡ３Ｕは下記式（３）から求められる。
　Ａ３Ｕ＝９４０－４３７×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］－２０×［Ｍｎ］－１６×［Ｃｕ］－２７×［Ｎｉ］－５×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］…（３）
　上記式（３）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
　前記高強度ばね用ワイヤの製造方法は、圧延材が、圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（５）を満足することが好ましい。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（５）
　（ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。）
　前記高強度ばね用ワイヤの製造方法は、圧延材が、圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下であることが好ましい。
　本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤは、成分組成を最適化しているため、引張強度が１９５０ＭＰａ以上と高強度でありながら高い腐食耐久性を示し、かつ高い短経時成形性を発揮する。更には、ワイヤ製造時に焼戻し温度が多少変動しても、ほぼ一定の強度を示す。このワイヤをばね製造に用いれば、ワイヤ製造からばね成形までが短期間であっても、高強度かつ腐食耐久性に優れたばねを成形性良く製造することができる。また、本発明の実施形態に係る製造方法によれば、このような高強度ばね用ワイヤを提供することができる。
　本発明者らは、引張強度が１９５０ＭＰａ以上と高強度でありながら高い腐食耐久性を示すと共に、高い短経時成形性を発揮する高強度ばね用ワイヤを、製造時の焼戻し温度が多少変動しても安定して得るべく鋭意研究を重ねた。その結果、ワイヤの化学成分組成を製造可能な範囲内で最適化すると共に、ワイヤの鋼中水素量および組織を以下の通り制御すればよいことを見出した。以下、上記各特性を確保するための具体的な手段について説明する。
　まず、ワイヤの短経時成形性について説明する。この短経時成形性、具体的には伸線と焼入れ焼戻しを行ってから３日後の成形性は、引張試験での絞りで評価することができる。尚、上記「伸線と焼入れ焼戻しを行ってから３日後」を、以下「ワイヤ加工３日後」ということがある。またこの成形性には、鋼中の水素量、ワイヤ組織のパーライト量および旧オーステナイト結晶粒度が影響することを見出した。
　本発明者らが検討したところ、高い短経時成形性として、ワイヤ加工３日後の引張試験で絞り３０％以上を達成するには、ワイヤの鋼中水素量を０．３０ｐｐｍ以下、かつワイヤの旧オーステナイト結晶粒度を９．５番以上とすればよいことを見出した。尚、本開示において、上記ｐｐｍは「質量ｐｐｍ」を意味する。
　前記ワイヤの鋼中水素量が多いと、引張試験時に介在物などに集積したり、結晶粒界を脆化させ、引張試験において低荷重で破断が生じやすくなる。よって良好な絞りを得るべく、本発明の実施形態では鋼中水素量を０．３０ｐｐｍ以下とする。該鋼中水素量は、好ましくは０．２５ｐｐｍ以下、より好ましくは０．２０ｐｐｍ以下である。尚、生産性等を考慮すると、該鋼中水素量の下限は０．１５ｐｐｍ程度となる。
　また、結晶粒が微細であると粒界面積が多くなり、水素による粒界脆化が分散して、絞りを高めることができる。そのため、本発明の実施形態では旧オーステナイト結晶粒度番号を９．５番以上とした。該結晶粒度番号は、好ましくは１０．０番以上、より好ましくは１０．５番以上、更に好ましくは１１．０番以上である。尚、生産性等を考慮すると、該結晶粒度の上限は１３．０番程度となる。
　また本発明の実施形態では、ワイヤの全組織に占めるパーライトを１面積％以下に抑える。ワイヤの製造では、焼入れ時の加熱で十分にオーステナイト化した後、焼き入れてマルテンサイトを得る。しかし、上記オーステナイト化が十分でない、即ち、フェライト－パーライト組織がオーステナイトに完全に変態しない場合、マルテンサイト中に、残留組織としてラメラ構造を有するパーライトが残存する場合がある。以下では、ワイヤ中に残存するパーライトを「残留組織」ということがある。残留組織の周囲は、十分にオーステナイト化が進んでない、すなわち、Ｃの拡散が十分に進行しておらずＣ濃度にむらが生じていることを意味する。この様にＣ濃度にむらが生じると、高Ｃ濃度部では焼戻し処理で十分に軟化されず、焼戻し後のワイヤは高硬度部位が局所的に存在した状態となる。この様な状態では、鋼中に水素が存在した場合に水素脆化を生じやすく、低絞りで破断、即ち、十分に高い短経時成形性を発揮させることができない。これらの観点から、本発明の実施形態では残留組織であるパーライトを１面積％以下に抑制する。好ましくは０面積％である。
　更に、腐食耐久性について述べる。この腐食耐久性は、腐食疲労特性ともいわれる。腐食疲労破壊は、腐食により発生した水素が鋼中に侵入し、その水素による鋼材脆化が生じることによって起こる。よって、腐食耐久性を高めるには、後述の通りワイヤの成分組成を制御し、ワイヤを構成する鋼材の耐食性と耐水素脆性を高めることが必要である。
　これらワイヤの組織を確保して高い短経時成形性を得ると共に、優れた腐食耐久性と強度安定性を確保するには、ワイヤの成分組成を下記の通りとする必要がある。以下、化学成分において、％は「質量％」を意味する。
（Ｃ：０．５５～０．６３％）
　Ｃは、ばね用ワイヤの強度確保に必要であり、また水素トラップサイトとなる微細炭化物の生成にも必要な元素である。こうした観点から、Ｃ量を０．５５％以上と定めた。Ｃ量の好ましい下限は０．５７％以上であり、より好ましくは０．５８％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になると、焼入れ焼戻し後に、粗大な残留オーステナイトや未固溶の炭化物が生成しやすくなり、耐水素脆性が却って低下する場合がある。またＣは、圧延材の強度を高めて、伸線加工性の低下、断線などを生じさせる。こうした観点から、Ｃ量を０．６３％以下と定めた。Ｃ量の好ましい上限は０．６２％以下であり、より好ましくは０．６１％以下である。
（Ｓｉ：１．９０～２．３０％）
　Ｓｉは、強度の確保に必要な元素であり、また炭化物を微細として水素トラップサイトを十分に確保し、腐食耐久性を高める効果がある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を１．９０％以上と定めた。Ｓｉ量の好ましい下限は１．９５％以上であり、より好ましくは２．１０％以上である。一方、Ｓｉは脱炭を促進させる元素でもあるため、Ｓｉ量が過剰であると鋼材表面の脱炭層形成が促進され、脱炭層削除のためのピーリング工程が必要となり、製造コストの増加を招く。また、脱炭層が形成されたままだと大気耐久性の低下を招く。こうした観点から、Ｓｉ量を２．３０％以下と定めた。Ｓｉ量の好ましい上限は２．２５％以下であり、より好ましくは２．２０％以下である。
（Ｍｎ：０．１５～０．５５％）
　Ｍｎは、脱酸元素として利用されると共に、鋼中の有害元素であるＳと反応してＭｎＳを形成し、Ｓの無害化に有益な元素である。また、Ｍｎは強度向上に寄与する元素でもある。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．１５％以上と定めた。Ｍｎ量の好ましい下限は０．２０％以上であり、より好ましくは０．２５％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると焼入れ性が増大し、また靭性が低下して鋼材が脆化しやすくなる。こうした観点から、Ｍｎ量を０．５５％以下と定めた。Ｍｎ量の好ましい上限は０．５０％以下である。
（Ｐ：０％超、０．０１５％以下）
　Ｐは、圧延材、すなわち線材の、コイリング性などの延性を劣化させる有害元素である。また、Ｐは粒界に偏析しやすく、粒界脆化を招き、水素により粒界が破壊しやすくなり、耐水素脆性に悪影響を及ぼす。こうした観点からＰはできるだけ少ない方がよく、本発明の実施形態では０．０１５％以下と定めた。Ｐ量の好ましい上限は０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｐ量は、上記の通り少なければ少ない程好ましいが、通常、最低でも０．００１％程度含まれうる。
（Ｓ：０％超、０．０１５％以下）
　Ｓは、上記したＰと同様に、圧延材のコイリング性などの延性を劣化させる有害元素である。また、Ｓは粒界に偏析しやすく、粒界脆化を招き、水素により粒界が破壊しやすくなり、耐水素脆性に悪影響を及ぼす。こうした観点からＳはできるだけ少ない方が望ましく、本発明の実施形態では０．０１５％以下と定めた。Ｓ量の好ましい上限は０．０１０％以下であり、より好ましくは０．００８％以下である。Ｓ量は少なければ少ない程好ましいが、通常、最低でも０．００１％程度含まれうる。
（Ａｌ：０．００１～０．１％）
　Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。また、Ｎと反応してＡｌＮを形成して固溶Ｎを無害化すると共に組織の微細化にも寄与する。これらの効果を十分に発揮させるため、Ａｌ量を０．００１％以上と定めた。Ａｌ量の好ましい下限は０．００２％以上であり、より好ましくは０．００５％以上である。しかしながら、ＡｌはＳｉと同様に脱炭を促進させる元素でもあるため、Ｓｉを多く含有するばね用鋼ではＡｌ量を抑える必要があり、本発明の実施形態ではＡｌ量を０．１％以下と定めた。Ａｌ量の好ましい上限は０．０７％以下であり、より好ましくは０．０３０％以下、更に好ましくは０．０２０％以下である。
（Ｃｕ：０．１５～０．４５％）
　Ｃｕは、表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。そこで本発明の実施形態では、Ｃｕ量を０．１５％以上と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは０．２０％以上、より好ましくは０．２５％以上である。しかしながら、Ｃｕが過剰に含まれると、熱間加工時に割れが発生したり、コストが増加する。そこでＣｕ量を０．４５％以下と定めた。Ｃｕ量は、好ましくは０．４３％以下、より好ましくは０．４０％以下である。
（Ｎｉ：０．３５～０．７５％）
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に表層脱炭の抑制や耐食性の向上に有効な元素である。そこで本発明の実施形態では、Ｎｉ量を０．３５％以上と定めた。Ｎｉ量は、好ましくは０．４０％以上、より好ましくは０．４５％以上である。しかしながら、Ｎｉが過剰に含まれるとコストが増加する。従ってＮｉ量を０．７５％以下と定めた。Ｎｉ量は、好ましくは０．７０％以下、より好ましくは０．６５％以下である。
（Ｃｒ：０．３６～０．６５％）
　Ｃｒは、次に示す通り、ばね用鋼、特には懸架ばね用鋼の成分設計において重要な元素である。即ち、Ｃｒを含むことによって鋼材の焼戻し軟化抵抗が改善され、特に引張強度２０００ＭＰａ付近で、焼戻し温度の変化に対する強度の変化が抑制される。そのため、焼戻し温度が多少変動しても、高Ｃｒにすることで、所定の強度を狙いやすくなる。またＣｒは、耐食性をより高める効果を有する。更には、例えば高温で圧延中に表層のＣが脱炭する現象が生じるが、Ｃｒが鋼中に含まれていると、高温酸化で緻密なスケールが鋼材表面に生成し、Ｃの拡散を抑制する。その結果、表層脱炭を抑制し表層Ｃ濃度の低下を抑制でき、優れた大気耐久性を確保することができる。
　これらの効果を発揮させるには、Ｃｒを０．３６％以上含有させる必要がある。Ｃｒ量は、好ましくは０．３８％以上、より好ましくは０．４０％以上である。一方、Ｃｒが過剰に含まれると、圧延材の強度が高まり、伸線加工が困難になる。また局部的に腐食の進行が生じるといった問題も起こり得る。そこで、Ｃｒ量は０．６５％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．６０％以下、より好ましくは０．５５％以下である。
（Ｔｉ：０．０４～０．１１％）
　Ｔｉは、Ｓと反応して硫化物を形成し、Ｓの無害化を図るのに有用な元素である。また、Ｔｉは炭窒化物を形成して組織を微細化する効果も有する。更にＴｉＣは水素の無害効果を有し、耐水素脆性、腐食後回転曲げ特性を向上させる。そこで本発明の実施形態では、Ｔｉ量を０．０４％以上と定めた。Ｔｉ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．０６％以上である。一方、Ｔｉ量が過剰になると、粗大なＴｉ硫化物が形成されて延性が劣化することがある。よってＴｉ量は０．１１％以下とした。Ｔｉ量は、好ましくは０．１０％以下である。
　本発明の実施形態に係るの鋼材の成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避不純物である。上記元素に加え、必要に応じて更に、下記Ｂ等の元素を適量含有させることにより、焼入れ性等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。
（Ｂ：０％超、０．０１％以下）
　Ｂは、焼入れ性向上元素であり、また旧オーステナイト結晶粒界を強化する効果があり、破壊の抑制に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｂ量は０．０００５％以上が好ましく、より好ましくは０．００１０％以上である。しかしながら、Ｂ量が過剰になっても上記効果が飽和するため、Ｂ量は０．０１％以下が好ましく、より好ましくは０．００５０％以下、さらに好ましくは０．００３０％以下である。
（Ｖ：０％超、０．３％以下、Ｎｂ：０％超、０．３％以下、およびＭｏ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種）
　Ｖ、Ｎｂ、ＭｏはいずれもＣやＮと析出物を形成し、組織微細化に寄与する元素である。これらの元素は、単独で用いてもよいし２種以上を併用してもよい。以下、各元素について説明する。
（Ｖ：０％超、０．３％以下）
　Ｖは、強度向上や結晶粒微細化に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｖ量は０．１％以上が好ましく、より好ましくは０．１５％以上であり、更に好ましくは０．２０％以上である。しかしながら、Ｖ量が過剰になるとコストが増加する。そこで、Ｖ量は０．３％以下が好ましく、より好ましくは０．２５％以下である。
（Ｎｂ：０％超、０．３％以下）
　Ｎｂは、ＣやＮと炭窒化物を形成し、主に組織微細化に寄与する元素である。この観点からは、Ｎｂを好ましくは０．００５％以上含有してもよく、より好ましくは０．０１０％以上である。しかしながらＮｂ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の延性が劣化する。またコストの増加にもつながる。これらの観点からＮｂ量は、０．３％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１０％以下、特にコスト低減の観点から０．０７％以下とすることが更に好ましい。
（Ｍｏ：０％超、０．５％以下）
　ＭｏもＮｂと同様に、ＣやＮと炭窒化物を形成し、組織微細化に寄与する元素である。また焼戻し後の強度確保にも有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、Ｍｏ量を０．１０％以上とすることが好ましい。しかしながら、Ｍｏ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材のコイリング性などの延性が劣化する。よって、Ｍｏ量は０．５％以下であることが好ましく、より好ましくは０．３％以下である。
　更に本発明の実施形態に係るワイヤは、下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが下記範囲を満たすものである。
　下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが１２０以下
　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］2）
×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
　上記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが高すぎると、焼入れ性が高くなり、通常の圧延において過冷組織が発生しやすく、ワイヤ製造時の伸線加工性が低下する。そこで本発明の実施形態では、上記ＤＣＩの上限を１２０とした。該ＤＣＩは、好ましくは１１５以下、より好ましくは１１０以下である。一方、上記ＤＣＩが低い場合、焼入れ性が低くなり、圧延材の線径が大きい場合には焼入れで内部までマルテンサイト組織とならない場合がある。よって、上記ＤＣＩの下限は７０以上とすることが好ましい。上記ＤＣＩは、より好ましくは７５以上、更に好ましくは８０以上である。
　好ましい実施形態において、本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤは、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（４）を満足する。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（４）
　ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。
　Ｃｒ偏析度を０．１％以下に制御することで、Ｃｒ濃度のばらつきを十分に小さくすることができ（すなわち、Ｃｒが濃化したＣｒ濃化部の形成を抑制することができ）、このようなＣｒ偏析度が小さいワイヤを用いて製造したばねは、優れた衝撃特性を有することができる。ワイヤにおけるＣｒ偏析度が大きすぎる、すなわちワイヤ内にＣｒ濃化部が多く形成されていると、Ｃｒ濃化部は、Ｃｒが濃化していないＣｒ非濃化部に比べて、焼戻し処理による軟化および靱延性の回復が生じにくく焼戻し脆性が生じやすいため、衝撃特性を低下させるおそれがある。そのため、本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤは、Ｃｒ偏析度が０．１％以下であることが好ましい。
　本明細書で規定する、ワイヤのＣｒ偏析度は、以下のようにして測定することができる。
　ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面（本明細書において、縦断面ともいう）で埋め込み研磨を行い、当該縦断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置から、圧延方向に向かってＥＰＭＡによる線分析を行い、Ｃｒ量を測定する。ＥＰＭＡのビーム径を１μｍとし、線分析を行う長さを２５０μｍとし、全２５０点におけるＣｒ量を母集団としてその標準偏差（σ）を計算により算出し、標準偏差を２倍した値（すなわち２．０σ）を、当該ワイヤのＣｒ偏析度とすることができる。
　また別の好ましい実施形態において、本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤは、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数が１０個以下である。半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数をこのような範囲に制限することで、衝撃が加わった際の亀裂進展を抑制することができ、衝撃特性をより向上することができる。
　半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮが過剰に存在すると、亀裂の進展が助長され、衝撃特性が低下するおそれがある。また、ＴｉＮは、靱延性に乏しいＣｒ濃化部と同一箇所に発生する傾向があり、Ｃｒ濃化部に、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮが多く存在することで、衝撃特性がさらに低下するおそれがある。そのため、本発明の実施形態に係る高強度バネ用ワイヤは、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数が１０個以下であることが好ましい。
　本明細書で規定するＴｉＮの個数は、以下のようにして測定することができる。
　ワイヤを１０ｍｍ程度の長さに切断してから樹脂に埋め込み、表面研磨を行い、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面を、光学顕微鏡（例えば倍率２００倍）を用いて観察する。観察断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域（０．２０ｍｍ２）を１つの観察領域として、このような観察領域を１０個選択する。そして、各観察領域における半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数をＪＩＳ Ｇ ０５５５に準じて測定し、１０個の観察領域での平均値を、対象とするワイヤの、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数とする。
（製造方法）
　次に本発明の実施形態に係るワイヤの製造方法について説明する。本発明の実施形態に係るワイヤは、規定の成分組成を満たす鋼材を溶製および鋳造により得て、この鋼材を例えば１０００～１３００℃で均質化処理を行い、分解圧延し、次いで、例えば１０００～１３００℃で加熱した後、熱間圧延して圧延材を得て、この圧延材を用いて伸線し、次いで焼入れ焼戻しを行って得られる。上述したワイヤの水素量や組織を得るには、上記ワイヤの製造工程で、上記鋼材を得るための溶鋼処理と焼入れを、下記の条件で行う。以下、各条件について説明する。
　上述したワイヤの鋼中水素量を達成するには、圧延材の鋼中水素量を低減することが有効であり、そのためには、溶鋼処理で脱ガス処理を行う必要がある。例えば、２次精錬工程で取鍋中に二本の浸漬管を備えた真空槽を装着し、片方の浸漬管側面からＡｒガスを吹き込み、その浮力を利用して溶鋼を真空槽へ環流させる真空脱ガスを行うことが効果的である。この方法は、水素除去能力と介在物低減に優れている。
　上述したワイヤの組織のうち、旧オーステナイト結晶粒度を９．５番以上とするには、焼入れ時の加熱温度Ｔを１０００℃以下に抑える必要がある。該加熱温度Ｔは、好ましくは９９０℃以下、より好ましくは９８０℃以下である。尚、十分なオーステナイト化を図る観点から、加熱温度Ｔは９００℃以上であることが好ましい。
　更にワイヤの組織のうち、残留組織を抑制する、即ち、ワイヤの全組織に占めるパーライトを１面積％以下に抑えるには、焼入れ時の加熱温度Ｔが下記式（２）を満たす必要がある。下記式（２）において、Ｔ－Ａ３Ｕは、好ましくは１４０以上、より好ましくは１５０以上である。尚、Ｔ－Ａ３Ｕの上限は、生産性等の観点からおおよそ３００である。
　Ｔ－Ａ３Ｕ≧１３０…（２）
　上記式（２）中のＡ３Ｕは下記式（３）から求められる。
　Ａ３Ｕ＝９４０－４３７×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］－２０×［Ｍｎ］－１６×［Ｃｕ］－２７×［Ｎｉ］－５×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］…（３）
　上記式（３）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
　上記溶鋼処理と熱処理時の焼入れ温度以外は、ばね用ワイヤの製造条件として一般的な条件を採用することができる。例えば熱処理時の上記焼入れ時の加熱温度Ｔ、即ち焼入れ温度での保持時間は１０ｓｅｃ～３０ｍｉｎ、焼戻しは、焼戻し温度３００～６００℃、該焼戻し温度での保持時間１０ｓｅｃ～８０ｍｉｎの範囲とすることができる。上述した焼入れ温度と共に上記条件を採用することで、ワイヤの組織を、上述の通り全組織に占めるパーライトを１面積％以下でかつ焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上の組織を得ることができる。該焼戻しマルテンサイトは、より好ましくは９０面積％以上、更に好ましくは９５面積％以上である。不可避的な組織として、残留オーステナイトやベイナイト組織等を含みうる。また、以下で述べる圧延材のＣｒ偏析度及びＴｉＮ個数を維持したワイヤを得る観点で、熱処理時の焼入れ温度及び焼き戻し温度での保持時間は１０秒～２分であることがより好ましい。
　好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係るワイヤの製造方法で用いる熱間圧延後の圧延材は、圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面（縦断面ということがある）において、圧延材の最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度（本明細書において、単に“Ｃｒ偏析度”と称することがある）が下記式（５）を満足する。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（５）
　ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。
　Ｃｒ偏析度を０．１％以下に制御した圧延材を用いて、上述した条件で伸線および焼入れ焼戻し処理を行うことで、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が０．１％以下である、本発明の好ましい実施形態に係る高強度ばね用ワイヤを最終的に得ることができる。すなわち、このような０．１％以下の小さなＣｒ偏析度を有する圧延材を用いることで、衝撃特性に優れたばねを製造可能な本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤを得ることができる。
　なお、本発明の好ましい実施形態に係る高強度ばね用ワイヤでは、熱処理時の加熱時間を短時間とすることで、その製造工程において、熱間圧延の後、伸線および熱処理工程を行った後でも、熱間圧延後の圧延板と同様の金属組織が維持される。すなわち、本発明の好ましい実施形態で規定する高強度ばね用ワイヤのＣｒ偏析度は、その製造方法で用いる圧延材のＣｒ偏析度と実質的に同一である。
　本明細書で規定する圧延材のＣｒ偏析度は、上述したワイヤにおけるＣｒ偏析度の測定方法と同様の方法により測定することができる。
　最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が０．１％以下である圧延材は、上述した製造方法において、連続鋳造後の鋼材を１１００～１３００℃で１～５時間加熱して均質化処理を行い、熱間圧延において、最終圧延スタンドの出側温度（最終圧延温度）を９２０℃以上とし、熱間圧延後７００℃までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより得ることができる。
　最終圧延温度を９２０℃以上の高温にすることでＣｒの拡散が促進され、圧延材中のＣｒ偏析度を低減することができる。また、熱間圧延後７００℃までの平均冷却速度が小さすぎると、オーステナイト相から生成するフェライトの体積率が増大し、パーライト組織中のセメンタイトへのＣｒの過度の濃化が生じ、Ｃｒ偏析度が大きくなる。熱間圧延後７００℃までの平均冷却速度を２℃／ｓ以上にすることで、フェライトの過度の生成を抑制し、圧延材のＣｒ偏析度を低減することができる。
　また別の好ましい実施形態において、本発明の実施形態に係るワイヤの製造方法で用いる熱間圧延後の圧延材は、圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、圧延材の最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が０．１％以下であり、かつ圧延材の最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数が１０個以下である。
　このような、Ｃｒ偏析度が０．１％以下に低減され、かつ所定の領域におけるＴｉＮの個数が１０個以下に低減された圧延材を用いて、上述した条件で伸線および焼入れ焼戻し処理を行うことで、ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が０．１％以下であり、かつワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下である、本発明のより好ましい実施形態に係る高強度ばね用ワイヤを得ることができる。すなわち、このような０．１％以下の小さなＣｒ偏析度を有し、かつ所定の領域におけるＴｉＮの個数が１０個以下に低減された圧延材を用いることで、より優れた衝撃特性を有するばねを製造可能な本発明の実施形態に係る高強度ばね用ワイヤを得ることができる。
　なお、本発明の好ましい実施形態に係る高強度ばね用ワイヤでは、熱処理時の加熱時間が短時間とすることで、その製造工程において、熱間圧延の後、伸線および熱処理工程を行った後でも、熱間圧延後の圧延板と同様の金属組織が維持される。すなわち、本発明の好ましい実施形態で規定する高強度ばね用ワイヤの所定領域のＴｉＮ個度は、その製造方法で用いる圧延材の所定領域のＴｉＮ個数と実質的に同一である。
　本明細書で規定する、圧延材中のＴｉＮの個数は、上述したワイヤにおけるＴｉＮの個数の測定方法と同様の方法により測定することができる。
　縦断面において、最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が０．１％以下であり、かつ最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数が１０個以下である圧延材は、上述した製造方法において、連続鋳造後の鋼材の表面温度を５００～８００℃の範囲に冷却し、その後鋼材を１１００～１３００℃で１～５時間加熱して均質化処理を行い、熱間圧延において最終圧延スタンドの出側温度（最終圧延温度）を９２０℃以上とし、熱間圧延後７００℃までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却することにより得ることができる。
　連続鋳造後の鋼材の表面温度を５００～８００℃の範囲に冷却することで、ＴｉＮ生成の原因となるＮを、ＡｌＮとして析出することができ、そのためＴｉＮの粗大化を抑制することができる。また、連続鋳造後の鋼材の表面温度を５００～８００℃の範囲に冷却することで、鋼中にＴｉＮの微細な核を多数生成することができ、その後の均質化熱処理において、ＴｉＮを微細に保持することができ、かつＣｒ偏析度を低減することができる。
　連続鋳造後の鋼材の表面温度を５００℃未満まで冷却すると、鋼材の深部の冷却が進むので、分塊圧延前の加熱で鋼材表面に割れが発生する恐れがある。そのため、均質化熱処理温度までの加熱速度を小さくする必要があり、結果としてＴｉＮの粗大化が進み、衝撃特性が悪化する。
　一方、連続鋳造後に冷却した鋼材の表面温度が８００℃を超える場合、ＡｌＮの生成が不十分になり、また微細なＴｉＮの生成も不十分になるため、分塊圧延後に粗大なＴｉＮが生じ、衝撃特性が悪化することがある。
　以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、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）
　表１および表２に示す化学成分組成を満たす鋼材を転炉にて溶製した。後記する表３の通りNo.３３～３５を除き、この溶製時に、溶鋼処理として脱ガス処理を行った。この脱ガス処理として、２次精錬工程で取鍋中に二本の浸漬管を備えた真空槽を装着し、片方の浸漬管側面からＡｒガスを吹き込み、その浮力を利用して溶鋼を真空槽へ環流させる真空脱ガスを行った。次いで連続鋳造後、１１００℃～１３００℃で均質化処理を行った。均質化処理後、分塊圧延を行い、次いで１１００～１２８０℃で加熱した後、熱間圧延を行って、直径１４．３ｍｍの線材、すなわち圧延材を得た。尚、表１および表２において、空欄は添加していないことを意味する。
　圧延材の組織
　圧延材の圧延方向に垂直な断面をバフ研磨し、腐食液によりエッチングした後、光学顕微鏡により倍率１００倍で上記断面全体のミクロ組織を観察し、フェライト、パーライト、過冷組織であるベイナイト及びマルテンサイトの同定を実施した。そして、上記過冷組織の面積割合が５％以下のものを過冷組織がないとして「ＯＫ」、該面積割合が５％超のものを過冷組織があるとして「ＮＧ」と評価した。その結果を表３に示す。
　上記過冷組織の評価が「ＯＫ」の圧延材を用い、直径１２．５ｍｍまで伸線、すなわち冷間引き抜き加工した。表３に示す通り、Ｎｏ．６は断線が生じたため、以下の焼入れ焼戻しとワイヤの評価を行わなかった。Ｎｏ．１３および１６の通り、ＤＣＩが規定範囲を超えて過冷組織が「ＮＧ」の場合も断線が生じたため、以下の焼入れ焼戻しとワイヤの評価を行わなかった。
　上記伸線後、下記の条件で焼入れ焼戻しを実施し、Ｎｏ．１０を除き引張強度ＴＳが２０００ＭＰａのワイヤを得た。上記Ｎｏ．１０では、ワイヤの引張強度が１９２０ＭＰａであり、１９５０ＭＰａを下回りワイヤ強度を確保できなかったため、強度安定性については評価しなかった。尚、後記の強度安定性の評価では、上記伸線後のワイヤを用い、後記の通り焼戻し温度を変えて焼入れ焼戻しを実施した。上記ワイヤの引張強度は、ワイヤを、チャック間距離２００ｍｍかつ各端部のチャック部長さが約５０ｍｍとなるように切断して得られた試験片を用い、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に従い引張試験を行って求めた。
（焼入れ焼戻し条件）
・高周波加熱
・加熱速度：１５０℃／秒
・焼入れ：表３に示す加熱温度Ｔ、２０秒、水冷却
・焼戻し：４２０～５２０℃、２０秒、水冷却
　得られたワイヤについて、以下の要領で鋼中水素量、組織の評価を行うと共に、特性として、腐食耐久性、短経時成形性および強度安定性を評価した。
　ワイヤの鋼中水素量
　前記ワイヤから幅２０ｍｍ×長さ４０ｍｍの試験片を切り出した。そして、ガスクロマトグラフィ装置を用い、該試験片を１００℃／時間の昇温速度で昇温して室温から３００℃での放出水素量を測定し、これをワイヤの鋼中水素量とした。
　旧オーステナイト結晶粒度番号
　得られたワイヤに対し、粒界を明確にするため大気中にて５５０℃で２時間の熱処理を施した。この熱処理後、ワイヤの表層と；伸線方向に垂直な断面の直径Ｄ／４位置と；が観察面となるように試料を採取した。そして、この採取した試料を樹脂に埋め込み、研磨後にピクリン酸系の腐食液を用いて旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、ＪＩＳ Ｇ ０５５１（２００５）に規定の方法で、上記表層とＤ／４位置のそれぞれの旧オーステナイト結晶粒度番号を測定し、これらの平均値を求めた。
　ワイヤの組織
　得られたワイヤの伸線方向に垂直な断面をバフ研磨し、腐食液によりエッチングした後、ミクロ組織を光学顕微鏡により倍率１００倍で観察して、フェライト、パーライト、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの同定を実施した。そして上記断面全体を観察して、残留組織であるパーライトの面積割合を求めた。また光学顕微鏡にて４００倍で確認し、いずれの例も、全組織に対して焼戻しマルテンサイトが８０面積％以上であることを確認した。
　短経時成形性
　前記伸線後に焼入れ焼戻しを行ってから３日後のワイヤを用い、チャック間距離２００ｍｍかつ各端部のチャック部長さが約５０ｍｍとなるように切断して試験片を得た。この試験片を用い、引張速度５ｍｍ／ｍｉｎでＪＩＳ Ｚ ２２４１（２０１１）に従って引張試験を行い、絞りＲＡを測定した。そして、この絞りが３０％以下の場合を、前記ワイヤ加工３日後のばね成形性が高いと評価した。上記絞りは好ましくは３５％以上である。
　腐食耐久性
　試験片として、焼入れ焼戻したワイヤを切削し、ＪＩＳ Ｚ ２２７４（１９７８）の１号試験片を作製した。この試験片の平行部を８００番のエメリー紙で研磨した。表面にショットピーニングは施さずに試験を実施した。まず、上記研磨して得られた試験片に対し、以下の条件で腐食処理を実施し、その後、下記の回転曲げ疲労試験に示す通り、小野式回転曲げ疲労試験を行って腐食耐久性を評価した。
　腐食処理
　３５℃の５％ＮａＣｌ水溶液を用いて、塩水噴霧を８時間行った後、乾燥させ、３５℃で相対湿度が６０％の湿潤環境にて１６時間保持する工程を１サイクルとし、合計８サイクルを繰り返し行い、試験片に対して腐食処理を実施した。
　回転曲げ疲労試験
　上記腐食処理後の試験片に対して回転曲げ試験を実施し、腐食耐久性を評価した。各Ｎｏ．で１０本の試験片を用い、負荷応力５００ＭＰａに設定して小野式回転曲げ疲労試験を実施し、各試験片が折損するまでの疲労寿命を測定した。そして、試験片１０本の疲労寿命の平均値を求め、この疲労寿命の平均値が３０万回以上の場合を腐食耐久性に優れると評価した。
　強度安定性の評価
　焼戻し温度を次の通りとする以外は、前述の焼入れ焼戻し条件と同様にして、伸線後のワイヤに焼入れ焼戻しを実施した。焼戻し温度は、各Ｎｏ．にて、まず引張強度が約２０００ＭＰａとなる焼戻し目標温度を、焼戻し温度と引張強度の関係から予め求めておき、この焼戻し目標温度から３度高い温度と３度低い温度の２つの焼戻し温度で実施した。そして、上記目標温度から３度高い温度と３度低い温度のそれぞれで焼戻した２つのワイヤの引張強度を上記の通り測定し、引張強度の差を振れ幅として求めた。そしてこの引張強度の差が３５ＭＰａ以下の場合を強度安定性に優れていると評価し、３５ＭＰａ超の場合を強度安定性に劣ると評価した。
　これらの結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表１～４から次のことがわかる。即ち、Ｎｏ．１～５および１７～３２のワイヤは、成分組成、鋼中水素量および組織の全てが規定範囲内にあるため、腐食耐久性、短経時成形性、即ちワイヤ加工３日後のばね成形性、および強度安定性の全てに優れている。本発明の実施形態に係るワイヤは、この様に優れた腐食耐久性を示すため、このワイヤを用いて得られたばねも優れた腐食耐久性を発揮する。
　これに対して、上記以外の例では、成分組成、水素量および組織のうちの少なくともいずれかが規定範囲を満たしておらず、高強度ワイヤの製造性に劣るか、上述した腐食耐久性、短経時成形性、強度安定性のうちの少なくとも１つが劣った。詳細は以下の通りである。
　Ｎｏ．６は、Ｃ量が過剰であるため、上述の通り伸線加工時に断線が生じた。Ｎｏ．７はＣ量が不足しているため、水素トラップサイトとなる析出物を確保できず、腐食耐久性に劣った。
　Ｎｏ．８はＳｉ量が過剰であるため、表には示していないが、過剰の脱炭が生じた。厚い脱炭層が形成されると、これを除去するためのピーリング工程が必要となり、製造コストの増加を招く。また、ワイヤを用いて得られるばねを大気に暴露したときに、大気耐久性の低下が生じやすくなる。Ｎｏ．９はＳｉ量が不足しているため、優れた腐食耐久性を確保できなかった。その理由として、析出物を微細化できず水素トラップサイトを十分に確保できなかったことが考えられる。
　Ｎｏ．１０は、Ｍｎ量が不足したためワイヤ強度不足となった。
　Ｎｏ．１１は、Ｃｕ量が不足したため耐食性を発揮できず、腐食耐久性に劣る結果となった。Ｎｏ．１２は、Ｎｉ量が不足したため耐食性を発揮できず、腐食耐久性に劣る結果となった。
　Ｎｏ．１３は、Ｃｒ量が過剰でありＤＣＩが規定範囲を上回ったため、圧延材に過冷組織が生じ、伸線加工時に断線が生じた。Ｎｏ．１４は、Ｃｒ量が不足したため、強度安定性に劣る結果となった。
　Ｎｏ．１５は、Ｔｉ量が不足しているため、腐食耐久性に劣った。その理由として、水素トラップサイトとなる析出物を十分に確保できなかったことが考えられる。
　Ｎｏ．１６は、各元素の含有量は規定範囲内にあるが、ＤＣＩが規定範囲を上回ったため、過冷組織が生じ圧延材の引張強度が高くなった。その結果、伸線加工時に断線が生じた。
　Ｎｏ．３３～３５は、溶鋼処理として脱ガス処理を行わなかったため、ワイヤの鋼中水素量が高くなり、短経時成形性に劣った。
　Ｎｏ．３６は、焼入れ時の加熱温度が推奨される上限を超えたため、旧オーステナイト結晶粒度番号が小さくなり、短経時成形性に劣った。
　Ｎｏ．３７～４２は、焼入れ時の加熱温度を推奨される式（２）を満たすようにしなかったため、即ち、上記加熱温度を計算から求められるＡ３Ｕよりも十分に高くしなかったため、残留組織としてパーライトが多く残存し、短経時成形性に劣る結果となった。
　Ｎｏ．４３～４５は、Ｃｒ量が不足したため、強度安定性に劣る結果となった。
（実施例２）
　表１および表２に示すＮｏ．１～５およびＮｏ．２５～２８の化学成分組成を満たす圧延材を、表５に示すように、製造条件を変えて各３つずつ準備した。具体的には、表１および表２に示すＮｏ．１～５およびＮｏ．２５～２８の化学成分組成を満たす鋼材を転炉で溶製し、連続鋳造後、得られた鋼材を表５に示す鋳造後冷却温度まで冷却し、その後表５に示す分塊圧延前加熱温度・時間で均質化処理を行い、その後分塊圧延を行い、次いで１１００～１２８０℃に加熱した後、最終圧延スタンドの出側温度が表５に示す最終圧延温度となるように熱間圧延を行い、直径１４．３ｍｍの線材、すなわち圧延材を得た。なお、溶製時に溶鋼処理として脱ガス処理を行った。この脱ガス処理として、２次精錬工程で取鍋中に二本の浸漬管を備えた真空槽を装着し、片方の浸漬管側面からＡｒガスを吹き込み、その浮力を利用して溶鋼を真空槽へ環流させる真空脱ガスを行った。
　例えば、表５に示すＮｏ．１－Ａ、１－Ｂおよび１－Ｃは、それぞれ、上述した表１および表２に記載されるＮｏ．１と同じ化学成分組成を満たし、異なる製造条件により準備された圧延材である。表５に示す他の圧延材についても同様である。
　表５に示すように、Ｎｏ．１－Ａ～５－Ａおよび２５－Ａ～２８－Ａは、本発明の実施形態にかかる基本的な製造条件により製造したものである。Ｎｏ．１－Ｂ～５－Ｂおよび２５－Ｂ～２８－Ｂは、本発明の実施形態にかかる好ましい製造条件で製造した圧延材であり、Ｃｒ偏析度を低減する条件（すなわち、分塊圧延前加熱温度を１１００～１３００℃として１～５時間加熱し、最終圧延温度を９２０℃以上とし、熱間圧延後７００℃までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却）を満たすように製造したものである。Ｎｏ．１－Ｃ～５－Ｃおよび２５－Ｃ～２８－Ｃは、本発明の実施形態に係るさらに好ましい製造条件で製造したものであり、Ｃｒ偏析度を低減する条件およびＴｉＮを微細化する条件（すなわち、鋳造後冷却温度を５００～８００℃とし、分塊圧延前加熱温度を１１００～１３００℃として１～５時間加熱し、最終圧延温度を９２０℃以上とし、熱間圧延後７００℃までを２℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却）を満たすように製造したものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記圧延材について、以下の要領で、Ｃｒ偏析度、圧延材の最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数（表６において「８μｍ以上のＴｉＮ個数」と表示）、およびシャルピー吸収エネルギー（表６において「衝撃値ｖＥ」と表示）を求めた。
（Ｃｒ偏析度）
　圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面（縦断面）で埋め込み研磨を行い、当該縦断面において、圧延材の最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置から、圧延方向に向かってＥＰＭＡによる線分析を行い、Ｃｒ量を測定した。より詳細には、ＥＰＭＡのビーム径を１μｍとし、線分析を行う長さを２５０μｍとし、全２５０点におけるＣｒ量を母集団としてその標準偏差（σ）を計算により算出し、標準偏差を２倍した値（すなわち２．０σ）を、当該圧延材のＣｒ偏析度とした。
測定結果を表６に示す。
（圧延材の最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数）
　圧延材を１０ｍｍ程度の長さに切断してから樹脂に埋め込み、表面研磨を行い、圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面を、光学顕微鏡を用いて倍率２００倍で観察した。より詳細には、観察断面において、圧延材の最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域（０．２０ｍｍ２）を１つの観察領域として、このような観察領域を１０個選択した。そして、各観察領域における半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数をＪＩＳ Ｇ ０５５５に準じて測定し、１０個の観察領域での平均値を、測定対象である圧延材の、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数とした。測定結果を表６に示す。
（シャルピー吸収エネルギー）
　各圧延材から、５ｍｍＵノッチ付衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ ２２４２に従って、室温でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ）を求めた。試験は圧延材につき２本ずつ行い、平均値を各圧延材のシャルピー吸収エネルギーとした。測定結果を表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　表５および表６に示すように、Ｃｒ偏析度低減条件を満たして製造された圧延材Ｎｏ．１－Ｂ～５－ＢおよびＮｏ．２５－Ｂ～２８－Ｂは、いずれもＣｒ偏析度０．１％以下であり、ｖＥが７０Ｊ／ｃｍ２以上であり、優れた衝撃特性を示した。
　またＣｒ偏析度低減条件およびＴｉＮ微細化条件を満たして製造された圧延材Ｎｏ．１－Ｃ～５－ＣおよびＮｏ．２５－Ｃ～２８－Ｃは、いずれも、Ｃｒ偏析度０．１％以下、かつ圧延材の最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上であるＴｉＮの個数が１０個以下であり、ｖＥが８５Ｊ／ｃｍ２以上であり、より優れた衝撃特性を示した。
　なお、本明細書の開示は、以下の態様を含む。
・態様１
　質量％で、
　Ｃ：０．５５～０．６３％、
　Ｓｉ：１．９０～２．３０％、
　Ｍｎ：０．１５～０．５５％、
　Ｐ：０％超、０．０１５％以下、
　Ｓ：０％超、０．０１５％以下、
　Ａｌ：０．００１～０．１％、
　Ｃｕ：０．１５～０．４５％、
　Ｎｉ：０．３５～０．７５％
　Ｃｒ：０．３６～０．６５％、および
　Ｔｉ：０．０４～０．１１％
を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが１２０以下であると共に、鋼中水素量が０．３０ｐｐｍ以下を満たし、かつ旧オーステナイト結晶粒度番号が９．５番以上であり、更に、全組織に占めるパーライトが１面積％以下に抑えられていることを特徴とする高強度ばね用ワイヤ。
　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２）
×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
　上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
・態様２
　前記理想臨界直径ＤＣＩは７０以上である態様１に記載の高強度ばね用ワイヤ。
・態様３
　更に質量％で、Ｂ：０％超、０．０１％以下を含有する態様１または２に記載の高強度ばね用ワイヤ。
・態様４
　更に質量％で、Ｖ：０％超、０．３％以下、Ｎｂ：０％超、０．３％以下、およびＭｏ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する態様１～３のいずれかに記載の高強度ばね用ワイヤ。
・態様５
　ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（４）を満足することを特徴とする、態様１～４のいずれかに記載の高強度ばね用ワイヤ。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（４）
　ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。
・態様６
　ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下である、態様５に記載の高強度ばね用ワイヤ。
・態様７
　態様１～６のいずれかに記載の成分を有する鋼材を準備する工程と、
　前記鋼材を熱間圧延して圧延材を得る工程と、
　前記圧延材を伸線する伸線工程と、
　前記伸線工程の後、焼入れ処理および焼戻し処理を行う熱処理工程と、を含み、
　　前記鋼材を準備する工程において脱ガス処理を行い、
　　前記焼入れ処理における加熱温度Ｔが、１０００℃以下であり、かつ下記式（２）を満たす、高強度ばね用ワイヤの製造方法。
　　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２）
×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
　（上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
　Ｔ－Ａ３Ｕ≧１３０…（２）
　（ここで、式（２）中のＡ３Ｕは下記式（３）から求められる。
　Ａ３Ｕ＝９４０－４３７×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］－２０×［Ｍｎ］－１６×［Ｃｕ］－２７×［Ｎｉ］－５×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］…（３）
　上記式（３）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
・態様８
　前記圧延材は、前記圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（５）を満足する、態様７に記載の高強度ばね用ワイヤの製造方法。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（５）
　（ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。）
・態様９
　前記圧延材は、前記圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下である、態様８に記載の高強度ばね用ワイヤの製造方法。
　本出願は、出願日が２０１６年１月１５日である日本国特許出願、特願第２０１６－００６１５７号および、出願日が２０１６年１２月９日である日本国特許出願、特願第２０１６－２３９０５８号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１６－００６１５７号および特願第２０１６－２３９０５８号は、参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．５５～０．６３％、
    　Ｓｉ：１．９０～２．３０％、
    　Ｍｎ：０．１５～０．５５％、
    　Ｐ：０％超、０．０１５％以下、
    　Ｓ：０％超、０．０１５％以下、
    　Ａｌ：０．００１～０．１％、
    　Ｃｕ：０．１５～０．４５％、
    　Ｎｉ：０．３５～０．７５％
    　Ｃｒ：０．３６～０．６５％、および
    　Ｔｉ：０．０４～０．１１％
    を満たし、残部が鉄および不可避不純物であり、かつ下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩが１２０以下であると共に、鋼中水素量が０．３０ｐｐｍ以下を満たし、かつ旧オーステナイト結晶粒度番号が９．５番以上であり、更に、全組織に占めるパーライトが１面積％以下に抑えられていることを特徴とする高強度ばね用ワイヤ。
    　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２）
    ×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
    ×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
    ×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
    　上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
  2. 　更に質量％で、Ｂ：０％超、０．０１％以下、Ｖ：０％超、０．３％以下、Ｎｂ：０％超、０．３％以下、およびＭｏ：０％超、０．５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種を含有する請求項１に記載の高強度ばね用ワイヤ。
  3. 　前記理想臨界直径ＤＣＩは７０以上である請求項１または２に記載の高強度ばね用ワイヤ。
  4. 　ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（４）を満足することを特徴とする、請求項１または２に記載の高強度ばね用ワイヤ。
    　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（４）
    　ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。
  5. 　ワイヤの中心を含む圧延方向に水平な断面において、ワイヤの最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下である、請求項４に記載の高強度ばね用ワイヤ。
  6. 　請求項１または２に記載の成分を有する鋼材を準備する工程と、
    　前記鋼材を熱間圧延して圧延材を得る工程と、
    　前記圧延材を伸線する伸線工程と、
    　前記伸線工程の後、焼入れ処理および焼戻し処理を行う熱処理工程と、を含み、
    　　前記鋼材を準備する工程において脱ガス処理を行い、
    　　前記焼入れ処理における加熱温度Ｔが、１０００℃以下であり、かつ下記式（２）を満たす、高強度ばね用ワイヤの製造方法。
    　　ＤＣＩ＝２５．４×（０．１７１＋０．００１×［Ｃ］＋０．２６５×［Ｃ］２）
    ×（３．３３３３×［Ｍｎ］＋１）×（１＋０．７×［Ｓｉ］）
    ×（１＋０．３６３×［Ｎｉ］）×（１＋２．１６×［Ｃｒ］）
    ×（１＋０．３６５×［Ｃｕ］）×（１＋１．７３×［Ｖ］）×（１＋３×［Ｍｏ］）…（１）
    　（上記式（１）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
    　Ｔ－Ａ３Ｕ≧１３０…（２）
    　（ここで、式（２）中のＡ３Ｕは下記式（３）から求められる。
    　Ａ３Ｕ＝９４０－４３７×［Ｃ］＋５６×［Ｓｉ］－２０×［Ｍｎ］－１６×［Ｃｕ］－２７×［Ｎｉ］－５×［Ｃｒ］＋４０×［Ｍｏ］…（３）
    　上記式（３）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。）
  7. 　前記圧延材は、前記圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面から半径方向に向かって２．０ｍｍの位置におけるＣｒ偏析度が下記式（５）を満足する、請求項６に記載の高強度ばね用ワイヤの製造方法。
    　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（５）
    　（ここで、Ｃｒ偏析度は、ＥＰＭＡを用いた、線分析で測定した圧延方向のＣｒ含有量の分布の＋２σの値である。）
  8. 　前記圧延材は、前記圧延材の中心を含む圧延方向に水平な断面において、最表面からの半径方向長さ：２ｍｍ×圧延方向長さ：０．１０ｍｍで規定される四辺形領域における、半径方向の大きさが８μｍ以上のＴｉＮの個数が１０個以下である、請求項７に記載の高強度ばね用ワイヤの製造方法。
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