WO2017122828A1 - 高強度ばね用圧延材 - Google Patents

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WO2017122828A1
WO2017122828A1 PCT/JP2017/001267 JP2017001267W WO2017122828A1 WO 2017122828 A1 WO2017122828 A1 WO 2017122828A1 JP 2017001267 W JP2017001267 W JP 2017001267W WO 2017122828 A1 WO2017122828 A1 WO 2017122828A1
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less
strength
amount
rolling
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PCT/JP2017/001267
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English (en)
French (fr)
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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    • 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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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

  • Coil springs used in automobiles are required to be light in weight to reduce exhaust gas and improve fuel efficiency, and require high strength.
  • the rolled material is subjected to wire drawing for the purpose of improving the dimensional accuracy of the wire diameter and homogenizing the structure by plastic working, and then tempering, that is, quenching. Tempering is performed.
  • the drawing rate may be increased in order to achieve a more uniform structure. Therefore, good drawing workability is required for the rolled material used for drawing.
  • wire drawing workability is poor, wire breakage occurs during wire drawing and it cannot be used as an industrial product.
  • 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. Further, the spring is also required to have excellent fatigue characteristics under atmospheric atmosphere, that is, air durability. In order to realize a spring excellent in corrosion durability and atmospheric durability, it is necessary that the wire which is the material of the spring has these characteristics.
  • the chemical composition is controlled and the structure of the rolled material is adjusted. It is known to control.
  • Patent Document 1 relates to a steel wire for a high-strength spring excellent in wire drawability, and the rolled material has a fine and uniform pearlite structure as well as the chemical composition of the rolled material.
  • the wire drawing property is improved by controlling the average value and the standard deviation thereof to appropriate values.
  • all the proposed steel materials have extremely high hardenability index DI values, it is considered necessary to add a process such as soft annealing. In order to manufacture without adding the above-mentioned process that increases the cost, it is considered that further study is necessary.
  • Patent Document 2 relates to a high-strength spring steel excellent in hydrogen fatigue fracture resistance, and improves the characteristics by making the wire structure a martensite and ferrite layered structure together with chemical components.
  • a two-phase structure such as a layered structure of martensite and ferrite
  • the present invention has been made in view of the circumstances as described above, and an object of the present invention is to add a high-strength spring wire that has high strength but excellent corrosion durability and atmospheric durability with good wire drawing workability.
  • An object of the present invention is to provide a rolled material for high-strength springs that can be mass-produced and manufactured without requiring a process or the like.
  • the rolled material 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% And the balance is iron and inevitable impurities, the ideal critical diameter DCI represented by the following formula (1) is 120 or less, and the decarburization index CA represented by the following formula (2) is 70 or less. It has features in some places.
  • the C concentration in the region from the outermost surface of the rolled material to a depth of 20 ⁇ m is 50% or more of the C concentration of the parent phase.
  • the total of martensite and bainite in the entire structure is 5% by area or less, and when a region from the outermost surface of the rolled material to a depth of 0.5 mm in the radial direction is observed, the depth is 20 ⁇ m or more and the width is 500 ⁇ m. It is preferable that the above ferrite single phase does not exist and the tensile strength satisfies 1170 MPa or less.
  • the ideal critical diameter DCI of the rolled material for high-strength springs is preferably 70 or more.
  • the high-strength spring rolled material may further include one or more of the following (a) and (b).
  • the degree of Cr segregation at the position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the rolled material in the horizontal section in the rolling direction including the center of the rolled material is expressed by the following formula (3). It is preferable to satisfy. Cr segregation degree ⁇ 0.1% (3)
  • 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 rolled material for high-strength spring has four sides defined by a radial length from the outermost surface of the rolled material: 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.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the shape region is preferably 10 or less.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention has an optimized component composition, a wire excellent in corrosion durability and atmospheric durability even with a high tensile strength of, for example, 1950 MPa or more, has good wire drawing workability.
  • mass production can be performed on a general production line without the need for additional steps such as soft annealing as in Patent Document 1 described above and strict control of the heating temperature as in Patent Document 2.
  • the inventors of the present invention have manufactured a high-strength spring wire that is excellent in corrosion durability and atmospheric durability while having a high tensile strength of, for example, 1950 MPa or more, with good wire drawing workability, and without any additional steps.
  • a high-strength rolled material for springs that can be made, research was conducted intensively. As a result, it was found that if the chemical composition of the steel material is optimized within a manufacturable range, it is possible to secure a particularly excellent wire drawing workability and to obtain a wire having excellent corrosion durability and atmospheric durability. It was.
  • a specific method for ensuring the above characteristics will be described.
  • the drawing workability is strongly influenced by the ductility of the rolled material, and this ductility can be evaluated by the presence or absence of bainite and martensite, which are hardened parts, and the tensile strength of the rolled material.
  • the bainite and martensite are collectively referred to as “supercooled structure”.
  • the tensile strength of the rolled material is suppressed and the rolled material is controlled by controlling the component composition of the rolled material as described later. It has been found that it is effective to sufficiently suppress the supercooled tissue in all the tissues.
  • the tensile strength of the rolled material is preferably suppressed to 1170 MPa or less. In order to ensure higher wire drawing workability, it is more preferable to suppress to 1100 MPa or less. From the viewpoint of securing excellent wire drawing workability, the tensile strength is preferably low. However, when the tensile strength is extremely low, spheroidized or coarse carbides are likely to exist. The presence of the carbide is not preferable because the carbide is not sufficiently dissolved in the subsequent austenitization and the quenching hardness may be insufficient. Therefore, the tensile strength is preferably 900 MPa or more. Moreover, it is preferable that the supercooled structure
  • a ferrite single phase having a depth of 20 ⁇ m or more and a width of 500 ⁇ m or more is not present in a certain region as described in Examples described later.
  • minute ferrite decarburization C and the like diffuse by heat treatment and the ferrite decarburization disappears, but the ferrite decarburization of the above size remains without disappearing even in the heat treatment, and adversely affects atmospheric durability. It is because it is thought that it affects.
  • the generation of the coarse ferrite decarburization is suppressed, and the C concentration in the region from the outermost surface of the rolled material to the depth of 20 ⁇ m is 50% or more of the C concentration of the parent phase. Try to meet. Thereby, the hardness of the surface layer part of a rolling material and a wire can be ensured, As a result, the outstanding atmospheric durability can be ensured.
  • This “C concentration in the region from the outermost surface of the rolled material to a depth of 20 ⁇ m in the radial direction” can be obtained by the method described in “Measurement of surface C concentration” in Examples described later.
  • the “C concentration in the region from the outermost surface of the rolled material to a depth of 20 ⁇ m in the radial direction” may be referred to as “surface layer C concentration”.
  • the surface layer C concentration is preferably 60% or more of the C concentration of the parent phase, more preferably 70% or more of the C concentration of the parent phase.
  • 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 increase the corrosion resistance and hydrogen embrittlement resistance of the steel material by controlling the composition of the rolled material as described later.
  • the occurrence of supercooled structures that adversely affect the wire drawing workability and the occurrence of ferrite decarburization that adversely affect the atmospheric durability are significant. It becomes a problem.
  • the supercooled structure and ferrite decarburization are suppressed to ensure good wire drawing workability, atmospheric durability and corrosion durability, and also good corrosion durability.
  • the component composition of the rolled material which is the material of the spring or wire, is controlled as follows.
  • 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, when the amount of C becomes excessive, coarse retained austenite and undissolved carbides are likely to be generated after quenching and tempering at the time of manufacturing the wire, 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 making the carbide fine and ensuring sufficient hydrogen trap sites. 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. On the other hand, since 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 excellent atmospheric durability cannot be ensured. In addition, a peeling process for removing the decarburized layer is required, resulting in an increase in manufacturing cost.
  • the amount of undissolved carbides increases, and the corrosion durability decreases. 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.
  • 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 suspension spring steel. That is, for example, a phenomenon in which C on the surface layer is decarburized during rolling at a high temperature occurs, but if Cr is contained in the steel, a dense scale is formed on the surface of the steel material due to high-temperature oxidation and suppresses the diffusion of C. To do. As a result, surface decarburization can be suppressed and a decrease in the surface layer C concentration can be suppressed, and excellent atmospheric durability can be ensured. Further, Cr has an effect of further improving the corrosion resistance, and further has an effect of increasing the strength of the wire by showing a temper softening resistance.
  • 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 the following elements. Hereinafter, these elements will be described in detail.
  • 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) and the decarburization index CA represented by the following formula (2) satisfy the following range.
  • 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.
  • [element name] means content in the steel in the mass% of each element.
  • the above-described ferrite decarburization of the surface layer of the rolled material is caused by the ferrite decarburization generated in the steel piece before rolling. If coarse ferritic decarburization is present in the steel slab, the C concentration in that portion is extremely lowered and the A 3 point is raised. Therefore, it is impossible to enter the austenite single-layer region beyond the three points A be heated to a high temperature rolling and the like, it remains in the two-phase zone below 3 points A. As a result, ferrite decarburization does not disappear, and this ferrite decarburization is carried over to the rolled material.
  • the rolled material according to an embodiment of the present invention has a Cr segregation degree at a position 2.0 mm from the outermost surface of the rolled material in the radial direction in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material. (In this specification, it may be simply referred to as “Cr segregation degree”) satisfies the following formula (3). Cr segregation degree ⁇ 0.1% (3)
  • 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 Cr segregation degree By controlling the Cr segregation degree to 0.1% or less, variation in Cr concentration can be made sufficiently small (that is, formation of Cr-enriched portion where Cr is enriched can be suppressed), and this A spring manufactured using a rolled material having a small Cr segregation degree can have excellent impact characteristics.
  • the degree of segregation of Cr in the rolled material is too large, that is, when many Cr concentrated portions are formed in the rolled material, the Cr concentrated portion is tempered compared to the Cr non-concentrated portion where Cr is not concentrated. Since softening and tough ductility recovery due to heat resistance are difficult to occur, temper brittleness is likely to occur, so that impact characteristics may be deteriorated. Therefore, the rolled material 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 rolled material specified in this specification can be measured as follows. Embedded polishing is performed in a cross section (also referred to as a longitudinal section in the present specification) horizontal in the rolling direction including the center of the rolled material, and a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the rolled material in the longitudinal section. Then, line analysis by EPMA is performed in the rolling direction, and the Cr amount is measured.
  • 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 0.0 ⁇ ) can be the Cr segregation degree of the rolled material.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention has a radial length from the outermost surface of the rolled material: 2 mm ⁇ length in the rolling direction in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material.
  • Length The number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the quadrangular region defined by 0.10 mm is 10 or less.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention has a radial length from the outermost surface of the rolled material: 2 mm ⁇ length in the rolling direction: 0.10 mm in a cross section horizontal to the rolling direction including the center of the rolled material.
  • the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more is preferably 10 or less.
  • the number of TiNs defined in this specification can be measured as follows.
  • the rolled material is cut to a length of about 10 mm, embedded in a resin, subjected to surface polishing, and a horizontal section in the rolling direction including the center of the rolled material is observed using an optical microscope (for example, 200 times magnification).
  • an optical microscope for example, 200 times magnification
  • Select 10 areas are selected from 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 as one observation region.
  • the number of TiN whose radial direction size is 8 ⁇ m or more in each observation region is measured according to JIS G 0555, and the average value in 10 observation regions is measured in the radial direction of the target rolled material.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention defines the component composition as described above, and the production method is not particularly limited, and can be produced by a general method. That is, after a steel material is melted and cast by a general method to obtain a steel material, it is homogenized at, for example, 1000 to 1300 ° C., subjected to ingot rolling, and then heated at, for example, 1000 to 1300 ° C., and then hot rolled. For example, a rolled material having a diameter of 9 to 25 mm can be obtained.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention is subjected to a homogenization treatment by heating the steel material after continuous casting at 1100 to 1300 ° C. for 1 to 5 hours in the basic manufacturing method described above, and hot rolling. It is preferable that the exit temperature (final rolling temperature) of the final rolling stand is 920 ° C. or higher, and the hot rolling is performed to 700 ° C. at an average cooling rate of 2 ° C./s or higher. With such a manufacturing method, 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 of the rolled material can be obtained.
  • 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 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 degree of Cr segregation can be reduced.
  • the rolled material according to the embodiment of the present invention is obtained by cooling the surface temperature of the steel material after continuous casting to a range of 500 to 800 ° C. in the basic manufacturing method described above, and thereafter cooling the steel material to 1100 to 1300 ° C. Heat for 1 to 5 hours to homogenize, set the exit temperature (final rolling temperature) of the final rolling stand of hot rolling to 920 ° C or higher, and up to 700 ° C after hot rolling to 2 ° C / s or higher. It is preferable to cool at an average cooling rate.
  • the degree of segregation of Cr is 0.1% or less, and the length in the radial direction from the outermost surface of the rolled material is 2 mm ⁇ the length in the rolling direction: 0.10 mm. It is possible to obtain a rolled material in which the number of TiN having a radial size of 8 ⁇ m or more in the region is 10 or less.
  • 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 and homogenized at 1100 to 1300 ° C. after continuous casting. After homogenization treatment, it was subjected to block rolling, and then heated at 1100 to 1280 ° C., and then hot rolled to obtain a wire having a diameter of 14.3 mm, that is, a rolled material.
  • a blank means that no addition is made.
  • the structure of the rolled material was identified in the following manner, and the tensile strength TS, coarse ferrite decarburization, and surface layer C concentration were measured. Further, the rolled material was drawn under the following conditions to evaluate the drawability.
  • TS Tensile Strength
  • the amount of C in 20 locations in total is set to 1 ⁇ m at regular intervals from the outermost surface of the rolled material to a depth of 20 ⁇ m, and EPMA (Electron Probe MicroAnalyzer, Electronic Wire microanalyzer) measured by line analysis.
  • EPMA Electro Probe MicroAnalyzer, Electronic Wire microanalyzer
  • an X-ray microanalyzer “JXA-8800 RL” manufactured by JEOL Ltd. was used.
  • the average value of C amount of 20 places in total was calculated
  • the ferrite single phase having the depth of 20 ⁇ m or more and the width of 500 ⁇ m or more does not exist, and the surface layer C concentration is as shown in Table 3. It was evaluated that the wire was excellent in atmospheric durability when the value was “50% of the C amount of the parent phase” or more. On the other hand, the case where at least one of the above was not satisfied was evaluated as being poor in atmospheric durability.
  • the wire drawing material obtained by the above wire drawing was quenched and tempered under the following conditions. Except for 10, a wire having a tensile strength (TS) of 2000 MPa was obtained. No. above. In No. 10, the tensile strength of the wire was 1920 MPa, which was below 1950 MPa, and the wire strength could not be secured, so the corrosion durability was not evaluated. Corrosion durability was evaluated using the wire after quenching and tempering.
  • the tensile strength of the wire is JIS Z2241 at a tensile speed of 5 mm / min using a test piece obtained by cutting the wire so that the distance between chucks is 200 mm and the length of each chuck is about 50 mm. It was determined by conducting a tensile test according to (2011).
  • test piece a quenched 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. No. in Table 3 below. Ten test pieces were used for each, an ono type rotating 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
  • Tables 1 to 3 show the following. That is, no.
  • the rolled materials 1-5, 17 and 19-33 all satisfy the specified ranges of the component composition, DCI and CA, so that a desired structure is obtained, surface carbon decarburization is suppressed, and surface C concentration is secured. did it.
  • the air durability of the wire obtained using the rolled material could be secured.
  • the wire drawing workability could be secured and further excellent corrosion durability was obtained.
  • an additional process such as softening annealing as described in Patent Documents 1 and 2 described above and strict control of the heating temperature are not required, and the productivity is excellent in mass production.
  • At least one of the component composition, DCI, and CA does not satisfy the specified range, and at least one of the above-described atmospheric durability, wire drawing workability, and corrosion durability.
  • No. No. 10 had insufficient wire strength due to insufficient amount of Mn.
  • No. No. 11 was insufficient in the amount of Cu, and therefore could not suppress surface layer decarburization and could not secure atmospheric durability. Moreover, corrosion durability was also inferior. No. In No. 12, the amount of Ni was insufficient and the CA exceeded the specified range, and as a result, surface decarburization could not be suppressed and the atmospheric durability was poor. Moreover, it was inferior to 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. 34 to 36 are examples in which the Cr amount is insufficient. In these examples, the surface layer C concentration could not be secured and the atmospheric durability was poor.
  • Example 2 No. shown in Table 1 and Table 2. 1-5 and no. As shown in Table 4, three rolling materials satisfying the chemical composition of 26 to 29 were prepared, each with different production conditions. Specifically, Nos. 1 and 2 shown in Tables 1 and 2 are used. 1-5 and no.
  • a steel material satisfying the chemical composition of 26 to 29 is melted in a converter, and after continuous casting, the obtained steel material is cooled to a post-casting cooling temperature shown in Table 4, and then a heating temperature before the block rolling shown in Table 4 -Homogenization treatment is performed over time, and then batch rolling, followed by heating to 1100 to 1280 ° C, followed by hot rolling so that the exit temperature of the final rolling stand becomes the final rolling temperature shown in Table 4
  • a wire having a diameter of 14.3 mm, that is, a rolled material was obtained.
  • No. shown in Table 4 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 4.
  • No. 1-A to 5-A and 26-A to 29-A are manufactured under the basic manufacturing conditions according to the embodiment of the present invention.
  • No. 1-B to 5-B and 26-B to 29-B are rolled materials manufactured under the above-described preferable manufacturing conditions, and conditions for reducing the degree of Cr segregation (that is, the heating temperature before the block rolling is 1100 to 1300). And heated to 1 to 5 hours at a temperature of 920 ° C. or higher and cooled to 700 ° C. after hot rolling at an average cooling rate of 2 ° C./s or higher).
  • No. 1-C to 5-C and 26-C to 29-C are manufactured under the more preferable manufacturing conditions described above.
  • Conditions for reducing the degree of Cr segregation and conditions for refining TiN that is, cooling after casting
  • the temperature is set to 500 to 800 ° C.
  • the heating temperature before the batch 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 higher
  • after hot rolling up to 700 ° C. is 2 ° C./s or higher. (Cooled at an average cooling rate).
  • 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 shown as “TiN number of 8 ⁇ m or more” in Table 5) and Charpy absorbed energy (shown as “impact value vE” in Table 5) were determined.
  • 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.
  • Each of 26-C to 29-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% And the balance is iron and inevitable impurities, the ideal critical diameter DCI represented by the following formula (1) is 120 or less, and the decarburization index CA represented by the following formula (2) is 70 or less.
  • the C concentration in the region from the outermost surface of the rolled material to the depth of 20 ⁇ m in the radial direction is 50% or more of the C concentration of the parent phase, and martensite and bainite in the entire structure
  • the high-strength rolled material for a spring according to aspect 1 wherein the tensile strength is 1170 MPa or less.
  • ⁇ Aspect 3 The rolled material for high-strength springs according to aspect 1 or 2, wherein the ideal critical diameter DCI is 70 or more.
  • ⁇ Aspect 4 The rolled material for high-strength springs according to any one of aspects 1 to 3, further comprising, by mass%, B: more than 0% and 0.01% or less.
  • ⁇ Aspect 5 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%.
  • the rolled material for high-strength springs according to any one of embodiments 1 to 4 which contains seeds.
  • the degree of Cr segregation at a position of 2.0 mm in the radial direction from the outermost surface of the rolled material satisfies the following formula (3):
  • 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 present application includes a Japanese patent application filed on January 15, 2016, Japanese Patent Application No. 2016-006156, and a Japanese patent application filed on December 9, 2016, Japanese Patent Application No. 2016- Japanese Patent Application No. 2016-006156 and Japanese Patent Application No. 2016-239059 are incorporated herein by reference with a priority claim based on No. 239059.

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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、下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが７０以下である高強度ばね用圧延材。　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）　ＣＡ＝９８×［Ｓｉ］－１７１×［Ｍｎ］－４０×［Ｃｒ］－１４２×［Ｎｉ］－６０×［Ｃｕ］…（２）

Description

高強度ばね用圧延材
　本開示は、高強度ばね用圧延材に関する。特には、高強度でありながら腐食耐久性と大気耐久性に優れる高強度ばね用ワイヤを、伸線加工性良く、かつ追加工程等を必要とせずに量産製造することのできる高強度ばね用圧延材に関する。
　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。高強度ばねの素材として高強度ワイヤを製造する工程では、圧延材に対し、線径の寸法精度向上、塑性加工による組織均一化を目的として伸線加工が施され、その後、調質、すなわち焼入れ焼戻しが施される。上記高強度ワイヤの製造では、組織のより十分な均一化を図るべく、伸線の加工率を増加させることがある。よって、伸線加工に供する圧延材には良好な伸線加工性が必要となる。伸線加工性が悪い場合は、伸線時に断線が生じ、工業生産品として用いることができない。
　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。更に前記ばねには、大気雰囲気下での疲労特性、すなわち大気耐久性に優れていることも求められる。前記腐食耐久性と大気耐久性に優れたばねを実現するには、該ばねの素材であるワイヤにもこれらの特性が備わっていることが必要である。
　高強度ばね用圧延材の伸線加工性や、該圧延材を用いて得られる高強度ばね用ワイヤの腐食耐久性等を高める方法として、化学成分組成を制御することや圧延材等の組織を制御することなどが知られている。
　例えば特許文献１は、伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材に関するものであり、圧延材の化学成分とともに、圧延材の組織を微細かつ均一なパーライト主体組織とし、更には、パーライトノジュール粒度番号の平均値およびその標準偏差を適正な値に制御することによって、伸線性を向上させている。しかしながら、提案されている鋼材はいずれも、焼入性指数ＤＩ値が極めて高いため、軟化焼鈍などの工程を追加する必要があると考えられる。コストアップとなる上記工程の追加を行わずに製造するには、更なる検討が必要であると考えられる。
　特許文献２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ため、量産製造するには更なる検討が必要と思われる。
特開２０１２－０７２４９２号公報 特開２００３－１０５４８５号公報
　本発明は上記のような事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、高強度でありながら腐食耐久性と大気耐久性に優れる高強度ばね用ワイヤを、伸線加工性良く、かつ追加工程等を必要とせずに量産製造することのできる高強度ばね用圧延材を提供することにある。
　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圧延材は、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、下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが７０以下であ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）
　ＣＡ＝９８×［Ｓｉ］－１７１×［Ｍｎ］－４０×［Ｃｒ］－１４２×［Ｎｉ］－６０×［Ｃｕ］…（２）
上記式（１）および式（２）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
　前記高強度ばね用圧延材は、圧延材の圧延方向に垂直な断面において、圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度が母相のＣ濃度の５０％以上であり、全組織に占めるマルテンサイトとベイナイトの合計が５面積％以下であり、かつ圧延材の最表面から半径方向に深さ０．５ｍｍまでの領域を観察したときに、深さ２０μｍ以上かつ幅５００μｍ以上のフェライト単相が存在せず、更に引張強度が１１７０ＭＰａ以下を満たすことが好ましい。
　前記高強度ばね用圧延材の理想臨界直径ＤＣＩは７０以上であることが好ましい。
　前記高強度ばね用圧延材は、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偏析度が下記式（３）を満足することが好ましい。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（３）
　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圧延材は、成分組成を最適化しているため、引張強度が例えば１９５０ＭＰａ以上と高強度であっても腐食耐久性と大気耐久性に優れるワイヤを、伸線加工性良く、かつ前述の特許文献１の様な軟化焼鈍等の追加工程や特許文献２の様な加熱温度の厳密な制御を必要とせずに、一般的な製造ラインにおいて量産製造することができる。
　本発明者らは、引張強度が例えば１９５０ＭＰａ以上と高強度でありながら腐食耐久性と大気耐久性に優れる高強度ばね用ワイヤを、伸線加工性良く、かつ追加工程等を設けることなく量産製造することのできる高強度ばね用圧延材を得るべく鋭意研究を重ねた。その結果、鋼材の化学成分組成を製造可能な範囲内で最適化すれば、特に優れた伸線加工性を確保できると共に、優れた腐食耐久性と大気耐久性を有するワイヤが得られることを見出した。以下、上記各特性を確保するための具体的方法について説明する。
　まず優れた伸線加工性を得るべく検討を行った。伸線加工性は、圧延材素材の延性に強く影響を受け、この延性は、硬化部であるベイナイトとマルテンサイトの有無、および、圧延材の引張強度で評価できる。以下では、上記ベイナイトとマルテンサイトを併せて「過冷組織」という。本発明者らが検討したところ、上記延性を高める、即ち、伸線加工性を高めるには、後述の通り圧延材の成分組成を制御することによって、圧延材の引張強度を抑え、かつ圧延材の全組織中の過冷組織を十分に抑制することが有効であることを見出した。
　上記圧延材の引張強度は、１１７０ＭＰａ以下に抑えることが好ましい。より高い伸線加工性を確保するには、１１００ＭＰａ以下に抑えることがより好ましい。尚、優れた伸線加工性確保の観点からは、上記引張強度は低い方が好ましいが、引張強度が極度に低い場合、球状化や粗大化された炭化物が存在しやすい。該炭化物が存在すると、その後のオーステナイト化で炭化物が十分に溶け込まず、焼入れ硬度不足となる恐れがあるため好ましくない。よって、上記引張強度は９００ＭＰａ以上であることが好ましい。また全組織中の過冷組織は５面積％以下であることが好ましい。より高い伸線加工性を確保する観点からは、２面積％以下であることが好ましく、最も好ましくは過冷組織なし、即ち０面積％である。
　次に大気耐久性について述べる。ばねの大気疲労破壊の原因として、鋼材成分などと共に、表層の脱炭が挙げられる。表層に脱炭が存在する場合、その部位が硬度低下箇所となり、破壊起点として作用し、実使用上で問題となる早期折損が生じる。そのため、表層の脱炭の有無で大気耐久性を判断できる。本発明者らは、大気耐久性を高めるには、後述の通り圧延材の成分組成を制御することにより、表層の脱炭を抑制、具体的には、粗大なフェライト脱炭の生成を抑制すると共に表層Ｃ濃度を確保することが有効であることを見出した。
　本発明の実施形態では、上記粗大なフェライト脱炭として、後述する実施例に記載の通り深さ２０μｍ以上かつ幅５００μｍ以上のフェライト単相が、一定領域内に存在しないようにする。微小なフェライト脱炭であれば、熱処理でＣなどが拡散して該フェライト脱炭が消失するが、上記サイズのフェライト脱炭は、上記熱処理でも消失せずに残存し、大気耐久性に悪影響を及ぼすと考えられるからである。
　また本発明の実施形態では、上記粗大なフェライト脱炭の生成を抑制すると共に、圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度が母相のＣ濃度の５０％以上を満たすようにする。これにより、圧延材およびワイヤの表層部の硬さを確保でき、その結果、優れた大気耐久性を確保することができる。この「圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度」は、後記する実施例の「表層Ｃ濃度の測定」に記載の方法で求められる。以下、上記「圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度」を「表層Ｃ濃度」ということがある。該表層Ｃ濃度は、好ましくは母相のＣ濃度の６０％以上、より好ましくは母相のＣ濃度の７０％以上である。
　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、後述の通り圧延材の成分組成を制御することにより、鋼材の耐食性と耐水素脆性を高めることが必要である。
　高強度ばね用圧延材を一般的な圧延ラインで量産製造する上では、上記伸線加工性に悪影響を及ぼす過冷組織の発生と、上記大気耐久性に悪影響を及ぼすフェライト脱炭の発生が大きな問題となる。本発明の実施形態では、量産製造で特に上記過冷組織やフェライト脱炭を抑制して、良好な伸線加工性、大気耐久性および腐食耐久性を確保すると共に、良好な腐食耐久性をも確保すべく、ばねやワイヤの素材である圧延材の成分組成を下記の通り制御する。
（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、ワイヤ製造時の焼入れ焼戻し後に、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、また炭化物を微細に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、優れた大気耐久性を確保できない。また、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。更に、未固溶炭化物も多くなり、腐食耐久性が低下する。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、より好ましくは０．４５％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、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、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。またＣｒは、耐食性をより高める効果を有し、更には、焼戻し軟化抵抗を示してワイヤの強度をより高める効果も有する。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。上記元素に加えて更に、下記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、０．２％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圧延材は、下記式（１）で表される理想臨界直径ＤＣＩと下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが下記範囲を満たす。
　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、上述の通り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、ワイヤ製造時の熱処理として焼入れを行ったときに、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。
　下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが７０以下
　ＣＡ＝９８×［Ｓｉ］－１７１×［Ｍｎ］－４０×［Ｃｒ］－１４２×［Ｎｉ］－６０×［Ｃｕ］…（２）
上記式（２）中、［元素名］は各元素の質量％での鋼中含有量を意味する。
　上述した圧延材の表層のフェライト脱炭は、圧延前の鋼片に生じたフェライト脱炭が原因となる。前記鋼片に粗大なフェライト脱炭が存在すると、その部分のＣ濃度が極度に低下し、Ａ3点を上昇させる。そのため、圧延などで高温に加熱してもＡ3点を超えてオーステナイト単層域に入ることができず、Ａ3点以下の２相域にとどまる。その結果、フェライト脱炭が消失せず、このフェライト脱炭が圧延材まで持ち越される。
　上記２相域とオーステナイト域の境界温度は成分の影響を受ける。よって、上記粗大なフェライト脱炭を消失させるには、Ａ3点が低めとなるように成分を制御するのがよい。この観点から、上記式（２）を導き出した。本発明の実施形態では、上記ＣＡが７０以下を満足すれば、一般的な圧延工程の加熱でオーステナイト単相とすることができ、フェライト脱炭を消失させることができる。上記ＣＡは、好ましくは６５以下、より好ましくは５０以下である。
　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（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（３）を満足する。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（３）
　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偏析度が小さい圧延材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。圧延材におけるＣｒ偏析度が大きすぎる、すなわち圧延材内に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圧延材は、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、圧延材のＣｒ偏析度は、以下のようにして測定することができる。
　圧延材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、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、当該圧延材の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。
　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（例えば倍率２００倍）を用いて観察する。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、対象とする圧延材の、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）
　本発明の実施形態に係る圧延材は、上述の通り成分組成を規定したものであって、その製造方法については特に限定されず、一般的な方法で製造することができる。即ち、一般的な方法で鋼材を溶製、鋳造して鋼材を得た後、例えば１０００～１３００℃で均質化処理、分塊圧延し、次いで例えば１０００～１３００℃で加熱した後、熱間圧延を行って、例えば直径９～２５ｍｍの圧延材を得ることができる。
　好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る圧延材は、上述した基本製造方法において、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、熱間圧延の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が好ましい。このような製造方法であれば、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％以下である圧延材を得ることができる。
　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、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、Ｃｒ偏析度を低減することができる。
　さらに好ましい実施形態では、本発明の実施形態に係る圧延材は、上述した基本製造方法において、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、熱間圧延の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が好ましい。このような製造方法であれば、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個以下である圧延材を得ることができる。
　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で溶製し、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。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。
　上記圧延材について、以下の要領で、組織の同定を行うと共に、引張強度ＴＳ、粗大なフェライト脱炭、及び表層Ｃ濃度を測定した。更に、上記圧延材に対し、下記の条件で伸線加工して伸線加工性を評価した。
　組織の同定
　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。
　引張強度（ＴＳ）の測定
　圧延材を、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、引張強度ＴＳを測定した。そして、上記ＴＳが１１７０ＭＰａ以下の場合を合格と評価した。
　粗大なフェライト脱炭の測定
　圧延材の圧延方向に垂直な断面において、圧延材の最表面から半径方向に深さ０．５ｍｍまでの領域（これを表層部という）を、光学顕微鏡にて倍率：４００倍で全周囲確認し、フェライト単相域のサイズとして深さと幅を測定した。前記「深さ」とは、最表面から中心方向、即ち半径方向の距離をいい、前記「幅」とは円周方向の距離をいう。尚、表３において、Ｎｏ．１２とＮｏ．１８の「Ｆ脱炭」の欄は、幅が５００μｍを超え、かつ深さがそれぞれ２０μｍ、３０μｍの粗大なフェライト単相が存在したことを意味する。
　表層Ｃ濃度の測定
　圧延材の圧延方向に垂直な断面において、圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでを等間隔に１μｍずつ、合計２０箇所のＣ量をＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　ＭｉｃｒｏＡｎａｌｙｓｅｒ、電子線マイクロアナライザー）ライン分析で測定した。ＥＰＭＡ測定装置として、日本電子製Ｘ線マイクロアナライザー「ＪＸＡ－８８００　ＲＬ」を使用した。そして合計２０箇所のＣ量の平均値を求めた。この測定を、前記断面において４方向、即ち、０度、９０度、１８０度および２７０度のそれぞれの位置で行い、この４方向のＣ量の平均値を表層Ｃ濃度とした。
　そして、上記粗大なフェライト脱炭の測定において、全周囲確認したときに前記深さが２０μｍ以上でかつ前記幅が５００μｍ以上のフェライト単相が存在せず、かつ、上記表層Ｃ濃度が、表３に示す「母相のＣ量の５０％」の値以上である場合を、ワイヤの大気耐久性に優れていると評価した。一方、上記の少なくともいずれかを満たさない場合を大気耐久性に劣ると評価した。
　伸線加工性の評価
　前記圧延材を直径１２．５ｍｍまで伸線、すなわち冷間引き抜き加工して、伸線加工での断線有無を評価した。そして断線なしの場合を「ＯＫ」、断線ありの場合を「ＮＧ」と評価した。断線した例については、下記の焼入れ焼戻し処理と腐食耐久性の評価を行わなかった。
　上記伸線加工して得られた伸線材に対し、下記の条件で焼入れ焼戻しを行い、下記表１の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、腐食耐久性については評価しなかった。この焼入れ焼戻し後のワイヤを用いて、腐食耐久性を評価した。尚、前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 Ｚ２２４１（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：９３０℃で２０秒、水冷却
・焼戻し：４２０～５２０℃、２０秒、水冷却
　腐食耐久性の評価
　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。下記表３のＮｏ．毎に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。
　これらの結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表１～３から次のことがわかる。即ち、Ｎｏ．１～５、１７および１９～３３の圧延材は、成分組成、ＤＣＩおよびＣＡの全てが規定範囲を満たしているので、所望の組織が得られ、表層の脱炭が抑制され表層Ｃ濃度を確保できた。その結果、該圧延材を用いて得られるワイヤの大気耐久性を確保できた。また伸線加工性を確保でき、更に優れた腐食耐久性も得られた。また本発明の実施形態によれば、前述の特許文献１や２の様な軟化焼鈍などの追加工程や加熱温度の厳密な制御を必要とせず、量産製造する上で生産性に優れている。
　これに対して、上記以外の例では、成分組成、ＤＣＩおよびＣＡ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、上述した大気耐久性、伸線加工性、腐食耐久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、圧延材の強度が高くなり、伸線加工性に劣った。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、フェライト脱炭が進んで表層Ｃ濃度を確保できず、大気耐久性が得られなかった。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量が不足しているため、表層脱炭を抑制できず大気耐久性を確保できなかった。また腐食耐久性も劣った。Ｎｏ．１２は、Ｎｉ量が不足してＣＡが規定範囲を上回り、その結果、表層脱炭を抑制できず大気耐久性に劣った。また腐食耐久性にも劣った。
　Ｎｏ．１３は、Ｃｒ量が過剰でありＤＣＩが規定範囲を上回ったため、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．１４は、Ｃｒ量が不足したため、表層脱炭を抑制できず表層Ｃ濃度が低くなり、大気耐久性に劣った。
　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．１８は、各元素の含有量は規定範囲内にあるが、ＣＡが規定範囲を上回ったため、表層脱炭を抑制できず大気耐久性に劣った。
　Ｎｏ．３４～３６は、Ｃｒ量が不足した例である。これらの例では、表層Ｃ濃度を確保できず大気耐久性に劣った。
（実施例２）
　表１および表２に示すＮｏ．１～５およびＮｏ．２６～２９の化学成分組成を満たす圧延材を、表４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．２６～２９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４に示す鋳造後冷却温度まで冷却し、その後表４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４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、表４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４に示す他の圧延材についても同様である。
　表４に示すように、Ｎｏ．１－Ａ～５－Ａおよび２６－Ａ～２９－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２６－Ｂ～２９－Ｂは、上述した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２６－Ｃ～２９－Ｃは、上述した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-T000004
　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５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５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５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５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５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　表４および表５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．２６－Ｂ～２９－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．２６－Ｃ～２９－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、下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが７０以下であることを特徴とする高強度ばね用圧延材。
　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）
　ＣＡ＝９８×［Ｓｉ］－１７１×［Ｍｎ］－４０×［Ｃｒ］－１４２×［Ｎｉ］－６０×［Ｃｕ］…（２）
上記式（１）および式（２）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
　圧延材の圧延方向に垂直な断面において、圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度が母相のＣ濃度の５０％以上であり、全組織に占めるマルテンサイトとベイナイトの合計が５面積％以下であり、かつ圧延材の最表面から半径方向に深さ０．５ｍｍまでの領域を観察したときに、深さ２０μｍ以上かつ幅５００μｍ以上のフェライト単相が存在せず、更に引張強度が１１７０ＭＰａ以下である態様１に記載の高強度ばね用圧延材。
・態様３
　前記理想臨界直径ＤＣＩは７０以上である態様１または２に記載の高強度ばね用圧延材。
・態様４
　更に質量％で、Ｂ：０％超、０．０１％以下を含有する態様１～３のいずれかに記載の高強度ばね用圧延材。
・態様５
　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１～４のいずれかに記載の高強度ばね用圧延材。
・態様６
　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偏析度が下記式（３）を満足することを特徴とする、態様１～５のいずれかに記載の高強度ばね用圧延材。
　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（３）
　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７
　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６に記載の高強度ばね用圧延材。
　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２０１６－００６１５６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２０１６－２３９０５９号を基礎出願とする優先権主張を伴い、特願第２０１６－００６１５６号および特願第２０１６－２３９０５９号は、参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  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、下記式（２）で表される脱炭指数ＣＡが７０以下であることを特徴とする高強度ばね用圧延材。
    　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）
    　ＣＡ＝９８×［Ｓｉ］－１７１×［Ｍｎ］－４０×［Ｃｒ］－１４２×［Ｎｉ］－６０×［Ｃｕ］…（２）
    上記式（１）および式（２）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圧延材。
  3. 　圧延材の圧延方向に垂直な断面において、圧延材の最表面から半径方向に深さ２０μｍまでの領域のＣ濃度が母相のＣ濃度の５０％以上であり、全組織に占めるマルテンサイトとベイナイトの合計が５面積％以下であり、かつ圧延材の最表面から半径方向に深さ０．５ｍｍまでの領域を観察したときに、深さ２０μｍ以上かつ幅５００μｍ以上のフェライト単相が存在せず、更に引張強度が１１７０ＭＰａ以下である請求項１または２に記載の高強度ばね用圧延材。
  4. 　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圧延材。
  5. 　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偏析度が下記式（３）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圧延材。
    　Ｃｒ偏析度≦０．１％…（３）
    　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。
  6. 　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５に記載の高強度ばね用圧延材。
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