WO2024101376A1 - 鋼線材および鋼線材の製造方法 - Google Patents

鋼線材および鋼線材の製造方法 Download PDF

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less
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怜 田中
雄一郎 山内
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日本発條株式会社
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    • 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
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to steel wire and a method for manufacturing steel wire.
  • Steel wire used in parts for automobiles and various industrial machines is generally hardened by quenching.
  • the hardness of steel wire which is mainly made of martensite structure by quenching, is determined by the C content in the components, and the hardness of the steel wire can be increased by increasing the C content.
  • increasing the hardness of steel wire reduces its toughness, significantly reducing its delayed fracture resistance and corrosion fatigue resistance, so a balance between hardness and toughness is required for the steel material.
  • Patent Document 1 As a steel material with high toughness and tensile strength, a steel for warm working that contains C, Si, Mn, Cr, Al, O, N, and Mo and can produce a particle-dispersed fibrous structure by warm working, a steel material made from the steel for warm working, and a warm working method have been proposed (see, for example, Patent Document 1).
  • Patent Document 1 the formation of a fibrous ferrite crystal structure makes it possible to create a steel material with excellent tensile strength, ductility, delayed fracture resistance, and improved toughness.
  • the fibrous structure there is a problem in that cold shear workability is poor.
  • the present invention has been made in consideration of the above, and aims to provide a steel wire rod and a method for manufacturing the steel wire rod that has high hardness and toughness and excellent cold shear workability.
  • the steel wire rod of the present invention contains C in the proportions of 0.10 mass% to 0.90 mass%, Si in the proportions of 0.10 mass% to 3.00 mass%, Mn in the proportions of 0.10 mass% to 2.00 mass%, Cr in the proportions of 0.10 mass% to 2.00 mass%, and Cr in the proportion of 0.10 mass% to 2.00 mass%, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and is characterized in that the average degree of elongation structure, which is the proportion of all martensite block grains in the steel wire rod that have an angle ⁇ between the major axis of the block grain and the longitudinal direction of the steel wire rod that is less than 18°, is 0.20 or more and less than 0.45.
  • the steel wire rod according to the present invention is characterized in that it contains Cu in a ratio of 0.05% by mass to 0.40% by mass, Ni in a ratio of 0.10% by mass to 0.70% by mass, and Ti in a ratio of 0.05% by mass to 0.20% by mass.
  • the steel wire rod according to the present invention has a hardness of 500 HV or more and 630 HV or less, and a Charpy impact value of 40 J/ cm2 or more.
  • the method for producing steel wire rod according to the present invention includes quenching and tempering steel wire rod containing C in an amount of 0.10% by mass to 0.90% by mass, Si in an amount of 0.10% by mass to 3.00% by mass, Mn in an amount of 0.10% by mass to 2.00% by mass, Cr in an amount of 0.10% by mass to 2.00% by mass, and the remainder being Fe and unavoidable impurities, and the tempering step is characterized in that immediately after the tempering heating, the steel wire rod is subjected to hot area reduction processing with an area reduction rate of 10% to 60%, and then rapidly cooled.
  • the manufacturing method of the steel wire rod according to the present invention is characterized in that in the above invention, the tempering process involves heating to a temperature of 350°C or more and 500°C or less.
  • the method for producing steel wire rod according to the present invention is characterized in that in the above invention, the area reduction process is drawing, swaging, or grooved roll rolling.
  • the present invention has the effect of providing a steel wire rod that has excellent cold shear workability and high hardness and toughness.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the measurement of the degree of elongation texture of a steel wire rod according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the degree of elongation structure and the Charpy impact value of the steel wire rod according to the embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram showing a state of the steel wire according to the embodiment after shear processing.
  • FIG. 4 is a diagram showing a state after shearing of a steel wire according to a comparative example.
  • the steel wire rod according to the present invention contains C in an amount of 0.10 mass% or more and 0.90 mass% or less, Si in an amount of 0.10 mass% or more and 3.00 mass% or less, Mn in an amount of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, Cr in an amount of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and has an average degree of elongation structure, which is the proportion of all martensite block grains in the steel wire rod that have an angle ⁇ between the major axis of the block grain and the longitudinal direction (rolling direction) of the steel wire rod that is less than 18°, of 0.20 or more and less than 0.45.
  • the steel wire rod according to the present invention contains C in a ratio of 0.10 mass% or more and 0.90 mass% or less. C contributes to improving the strength of the steel wire rod. If the C content is less than 0.10 mass%, the effect of improving the strength is not sufficiently obtained, and the fatigue resistance and sag resistance become insufficient. Also, if the C content exceeds 0.90 mass%, the toughness decreases and cracks are more likely to occur.
  • the steel wire rod according to the present invention contains Si in a ratio of 0.10% by mass to 3.00% by mass.
  • Si is effective in deoxidizing the steel wire rod, and also contributes to improving its strength and temper softening resistance. If the Si content is less than 0.10% by mass, the above effects cannot be fully obtained. If the Si content exceeds 3.00% by mass, the toughness decreases, making the wire rod more susceptible to cracking, and it also promotes decarburization, resulting in a decrease in the wire rod surface strength.
  • the steel wire rod according to the present invention contains Mn in a ratio of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less. Mn contributes to improving hardenability. If the Mn content is less than 0.10 mass%, it becomes difficult to ensure sufficient hardenability, and the effect of fixing S (MnS formation), which is detrimental to ductility and toughness, becomes poor. Furthermore, if the Mn content exceeds 2.00 mass%, ductility decreases and cracks and surface scratches are more likely to occur.
  • the steel wire rod according to the present invention contains Cr in a ratio of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less.
  • Cr is effective in preventing decarburization, and contributes to improving strength and tempering softening resistance, and is effective in improving fatigue resistance. It is also effective in improving resistance to sagging in warm conditions. If the Cr content is less than 0.10 mass%, the above effects cannot be fully obtained. Furthermore, if the Cr content exceeds 2.00 mass%, toughness decreases and cracks and surface scratches are more likely to occur.
  • the steel wire rod according to the present invention must contain C, Si, Mn, and Cr in the above-mentioned proportions, but may contain elements other than those mentioned above.
  • the steel wire rod according to the present invention may contain Cu in proportions of 0.05% to 0.40% by mass, Ni in proportions of 0.10% to 0.70% by mass, and Ti in proportions of 0.05% to 0.20% by mass.
  • the steel wire rod according to the present invention preferably contains Cu in a ratio of 0.05 mass% or more and 0.40 mass% or less.
  • Ni is effective in improving hardenability, inhibiting the formation of carbides and improving fatigue strength. If the Ni content is less than 0.10 mass%, the effect of improving hardenability is insufficient. If the Ni content exceeds 0.70 mass%, in addition to causing cost problems, the amount of retained austenite increases, reducing fatigue life.
  • the steel wire rod according to the present invention preferably contains Ni in a ratio of 0.10 mass% or more and 0.70 mass% or less.
  • Ti combines with C and N to form carbides and nitrides, and acts as a hydrogen trapping site, suppressing hydrogen diffusion into the steel material, improving corrosion resistance and delayed fracture resistance, and improving strength and toughness through grain refinement and precipitation strengthening. If the Ti content is less than 0.05 mass%, the above effects cannot be fully obtained. Furthermore, if it exceeds 0.20 mass%, a large amount of TiN is formed, reducing fatigue strength.
  • the steel wire material according to the present invention preferably contains Cu in a ratio of 0.05 mass% or more and 0.20 mass% or less.
  • steel wire materials according to the present invention include, but are not limited to, SAE9254 and SUP7.
  • the steel wire rod according to the present invention has an average degree of elongation structure, which is the proportion of all martensite block grains in which the angle ⁇ between the major axis of the block grain and the longitudinal direction (rolling direction) of the steel wire rod is less than 18°, of 0.20 or more and less than 0.45.
  • the average degree of elongation structure of the steel wire rod was calculated as the average proportion of all martensite block grains in the surface layer, the center in the thickness direction, and an intermediate position between the surface layer and the center in the thickness direction of the steel wire rod in which the angle ⁇ between the major axis of the block grain and the longitudinal direction (rolling direction) of the steel wire rod is less than 18°.
  • Figure 1 is a diagram for explaining the measurement of the degree of elongation structure of a steel wire rod according to an embodiment of the present invention.
  • the steel wire rod according to the present invention is subjected to hot area reduction processing with an area reduction rate of 10% or more and less than 60% immediately after tempering heating, and then quenched, so that the longitudinal direction of the block grains elongates in a direction approaching parallel to the longitudinal direction of the steel wire rod.
  • the angle ⁇ between the long axis of the block grain and the longitudinal direction of the steel wire was measured by measuring the angle ⁇ between the long axis of all block grains of martensite in one field of view and the longitudinal direction of the steel wire in an electron microscope photograph taken at 5000x.
  • the degree of elongation structure is the percentage of block grains whose long axis and the longitudinal direction of the steel wire are less than 18°.
  • the angle ⁇ between the long axis of the block grain and the longitudinal direction of the steel wire is measured in electron microscope photographs taken at the surface of the steel wire, the center in the thickness direction, and the intermediate position between the surface and the center in the thickness direction.
  • the steel wire of the present invention has an average elongation texture, which is the proportion of the angle ⁇ between the long axis of the block grain and the longitudinal direction of the steel wire of less than 18°, of 0.2 or more and less than 0.45. If the average elongation texture is less than 0.2, the toughness is insufficient, and if it is 0.45 or more, the cold shear workability is reduced.
  • the proportion of the angle ⁇ between the long axis of the block grain and the longitudinal direction of the steel wire of less than 18° measured at the surface of the steel wire, the center in the thickness direction, and the intermediate position between the surface and the center in the thickness direction of the steel wire is 0.2 or more and less than 0.45, respectively.
  • the average degree of elongation structure of the steel wire rod according to the embodiment of the present invention is an average of the degrees of elongation structure at the surface layer, the center in the thickness direction, and the intermediate position between the surface layer and the center in the thickness direction of 0.2 or more and less than 0.45, and it is not necessarily required that the degree of elongation structure be 0.2 or more and less than 0.45 over the entire cross section.
  • the steel wire rod according to the present invention preferably has a hardness of 500HV to 630HV and a Charpy impact value of 40J/ cm2 or more.
  • the steel wire rod has high hardness and high toughness.
  • the hardness of the steel wire rod is more preferably 520Hv to 610Hv.
  • the Charpy impact value of the steel wire rod is more preferably 45J/ cm2 or more.
  • the hardness of the steel wire rod is measured according to the Vickers hardness test method specified in JIS Z 2244, and the Charpy impact value is measured according to the Charpy impact test method for metallic materials specified in JIS Z 2241.
  • the manufacturing method of the steel wire rod according to the present invention comprises quenching and tempering a steel wire rod containing C in an amount of 0.10 mass% or more and 0.90 mass% or less, Si in an amount of 0.10 mass% or more and 3.00 mass% or less, Mn in an amount of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, Cr in an amount of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and the tempering step is characterized in that immediately after the tempering heating, the steel wire rod is subjected to hot area reduction processing with an area reduction rate of 10% or more and less than 60%, and then rapidly cooled.
  • the quenching process involves heating to the austenite region above the Ac3 point. Once heated to the austenite region, it is held there for a sufficient amount of time for the structure to transform into austenite. It is then rapidly cooled from the austenite region to produce martensite.
  • any cooling method can be used as long as it can transform austenite to martensite.
  • the cooling method is optional; for example, the steel wire heated to the austenite region can be immersed in oil or water, or water mist can be sprayed onto the steel wire to rapidly cool it.
  • the steel wire is hot-processed to have an area reduction ratio of 10% to less than 60%, followed by quenching.
  • area reduction ratio By performing area reduction of 10% to less than 60%, followed by subsequent quenching, it is possible to obtain a steel wire rod with high hardness, high toughness, and good shear workability over the entire cross section of the steel wire rod.
  • area reduction ratio By setting the area reduction ratio within the above range, the block grains are appropriately elongated over the entire cross section, making it possible to maintain high toughness and good cold shear workability.
  • area reduction include drawing, swaging, and grooved roll rolling.
  • Quenching is preferably performed at 50°C/S or higher.
  • the quenching method can be, for example, immersing the steel wire rod in oil or water, or spraying water mist onto the steel wire rod for quenching.
  • the steel wire rod according to the present invention has high hardness and toughness, and therefore has excellent fatigue strength and delayed fracture resistance in the atmosphere and in corrosive environments.
  • the steel wire rod according to the present invention can be suitably used for spring applications, such as automobile suspension springs, valve springs, clutch damper springs, disc springs, stabilizer springs, and torsion bars.
  • Example 1 (Examples 1 to 9 and Comparative Example 2) The same steel material as in Example 1 was used, and a steel wire was produced under the conditions shown in Table 1.
  • Example 3 The same steel material as in Example 1 was used, and steel wire materials were produced under the conditions shown in Table 1 without carrying out area reduction processing during tempering.
  • the degree of elongation structure was calculated at the surface layer of the steel wire, the center in the thickness direction, and the intermediate position between the surface layer and the center in the thickness direction, and averaged.
  • the term "surface layer” refers to the surface layer in a region excluding the decarburized layer located at the outermost surface.
  • -Charpy impact strength The Charpy impact value was measured in accordance with the Charpy impact test method for metallic materials specified in JIS Z 2241 using a test piece having a size of 10 ⁇ 5 ⁇ 55 mm and a U-notch (depth 2 mm).
  • FIG. 3 shows the state of the test pieces of the steel wire rods according to the examples (including Comparative Example 3) after shear processing
  • FIG. 4 shows the state of the test pieces of the steel wire rods according to the comparative examples (Comparative Examples 1 and 2) after shear processing.
  • Comparative Examples 1 and 2 in which the area reduction process was performed by 60% or more in the tempering process, the degree of elongation structure was 0.45 or more and the Charpy impact value was large (not measured in Comparative Example 2), but cold shear processing could not be performed under the same conditions as in the Examples. Furthermore, in Comparative Example 3, in which the area reduction process was not performed in the tempering process, the average degree of elongation structure was less than 0.2 and the Charpy impact value was also less than 40 J/ cm2 , and it was confirmed that although cold shear processing was possible, the toughness was low.

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Abstract

冷間でのせん断加工性に優れ、高い硬度および靭性を有する鋼線材を提供する。本発明に係る鋼線材は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材において、前記鋼線材おけるマルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である伸長組織度が０．２０以上０．４５未満であることを特徴とする。

Description

鋼線材および鋼線材の製造方法
　本発明は、鋼線材および鋼線材の製造方法に関する。
　自動車、各種産業機械の部品に使用される鋼線材は、焼入れ処理によって高硬度化することが一般的である。焼入れ処理によるマルテンサイト組織を主体とした鋼線材は、成分中のＣの含有量により硬度が決まり、Ｃの含有量を高めることで鋼線材の硬度を上昇させることができる。しかし、鋼線材の高硬度化は、その反面として靭性を低下させ、耐遅れ破壊特性や耐腐食疲労特性を著しく低下させるため、鋼材には硬度と靭性のバランスが要求される。
　高い靭性、および引張強度を有する鋼材として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｏ、Ｎ、Ｍｏを含み、温間加工により粒子分散型繊維状組織を生成できる温間加工用鋼、当該温間加工用鋼により創製された鋼材、および温間加工方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
特許第５３４４４５４号公報
　特許文献１では、繊維状フェライト結晶組織の生成により、引張強度、延性、耐遅れ破壊性に優れ、靭性が向上した鋼材を創製しうるものであるが、繊維状組織であるため冷間でのせん断加工性が悪いという問題を有している。
　本発明は、上記に鑑みてなされたものであって、硬度および靭性が高く、冷間でのせん断加工性にも優れる鋼線材および鋼線材の製造方法を提供することを目的とする。
　上述した課題を解決し、目的を達成するために、本発明に係る鋼線材は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材において、前記鋼線材におけるマルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である平均伸長組織度が０．２０以上０．４５未満であることを特徴とする。
　また、本発明に係る鋼線材は、上記発明において、Ｃｕを０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｎｉを０．１０質量％以上０．７０質量％以下、Ｔｉを０．０５質量％以上０．２０質量％の割合で含むことを特徴とする。
　また、本発明に係る鋼線材は、上記発明において、硬さ５００ＨＶ以上６３０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２以上である。
　また、本発明に係る鋼線材の製造方法は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材を、焼入れ、焼戻しする鋼線材の製造方法において、前記焼戻し工程は、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満の減面加工を行い、急冷することを特徴とする。
　また、本発明に係る鋼線材の製造方法は、上記発明において、前記焼戻し工程は、３５０以上５００℃以下に加熱することを特徴とする。
　また、本発明に係る鋼線材の製造方法は、上記発明において、前記減面加工は、引抜加工、スウェージング加工または溝ロール圧延加工であることを特徴とする。
　本発明によれば、冷間でのせん断加工性に優れ、高い硬度および靭性を有する鋼線材を提供することができるという効果を奏する。
図１は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の伸長組織度の測定を説明する図である。 図２は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の伸長組織度とシャルピー衝撃値の関係を示す図である。 図３は、実施例に係る鋼線材のせん断加工後の状態を示す図である。 図４は、比較例に係る鋼線材のせん断加工後の状態を示す図である。
　以下、添付図面を参照して本発明を実施するための形態（以下、「実施の形態」という）を説明する。なお、図面は模式的なものであって、各部分の厚みと幅との関係、それぞれの部分の厚みの比率などは現実のものとは異なる場合があり、図面の相互間においても互いの寸法の関係や比率が異なる部分が含まれる場合がある。
（実施の形態）
　本発明に係る鋼線材は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材において、鋼線材におけるマルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向（圧延方向）とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である平均伸長組織度が０．２０以上０．４５未満のものである。
＜材料成分＞
　本発明に係る鋼線材は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下の割合で含む。Ｃは、鋼線材の強度向上に寄与する。Ｃの含有量が０．１０質量％未満では、強度向上の効果が十分に得られないため、耐疲労性、耐へたり性が不十分となる。また、Ｃの含有量が０．９０質量％を超えると、靭性が低下して割れが発生しやすくなる。
　本発明に係る鋼線材は、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下の割合で含む。Ｓｉは、鋼線材の脱酸に有効であるとともに、強度向上や焼戻し軟化抵抗向上に寄与する。Ｓｉの含有量が０．１０質量％未満では、上記の効果が十分に得られない。また、Ｓｉの含有量が３．００質量％を超えると、靭性が低下して割れが生じやすくなるとともに、脱炭を助長し線材表面強度の低下を招く。
　本発明に係る鋼線材は、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含む。Ｍｎは、焼入れ性の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．１０質量％未満では、十分な焼入れ性を確保し難くなり、延靭性に有害となるＳの固着（ＭｎＳ生成）の効果も乏しくなる。また、Ｍｎの含有量が２．００質量％を超えると、延性が低下し、割れや表面キズが発生しやすくなる。
　本発明に係る鋼線材は、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含む。Ｃｒは、脱炭を防止するのに有効であるとともに、強度向上や焼戻し軟化抵抗向上に寄与し、耐疲労性の向上に有効である。また、温間での耐へたり性向上にも有効である。Ｃｒの含有量が０．１０質量％未満では、上記の効果を十分に得られない。また、Ｃｒの含有量が２．００質量％を超えると、靭性が低下し、割れや表面キズが発生しやすくなる。
　本発明に係る鋼線材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを上記割合で含有することが必要であるが、上記以外の元素を含有していてもよい。本発明に係る鋼線材は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒに加え、Ｃｕを０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｎｉを０．１０質量％以上０．７０質量％以下、Ｔｉを０．０５質量％以上０．２０質量％の割合で含んでいてもよい。
　Ｃｕは、焼入れ性の向上に有効であり、フェライト中に固溶することにより疲労強度を向上することができる。Ｃｕの含有量が０．０５質量％未満では、上記効果を十分に得られない。また、０．４０質量％を超えると熱間加工時に割れを生じるおそれがある。本発明に係る鋼線材は、Ｃｕを０．０５質量％以上０．４０質量％以下の割合で含むことが好ましい。
　Ｎｉは、焼入れ性の向上に有効であり、炭化物の生成を抑制し、疲労強度を向上することができる。Ｎｉの含有量が０．１０質量％未満では、焼入れ性の向上効果が不十分となる。また、０．７０質量％を超えるとコストの問題が生じることに加え、残留オーステナイト量が増加して疲労寿命を低下させる。本発明に係る鋼線材は、Ｎｉを０．１０質量％以上０．７０質量％以下の割合で含むことが好ましい。
　Ｔｉは、ＣやＮと結合して炭化物や窒化物を形成し、水素のトラップサイトとして作用するので、鋼材内部への水素拡散を抑制して耐腐食性と耐遅れ破壊性を向上し、結晶粒微細化と析出強化により強度と靭性を向上する。Ｔｉの含有量が０．０５質量％未満では、上記効果を十分に得られない。また、０．２０質量％を超えるとＴｉＮが多量に形成されることにより疲労強度が低下する。本発明に係る鋼線材は、Ｃｕを０．０５質量％以上０．２０質量％以下の割合で含むことが好ましい。
　本発明に係る鋼線材としては、例えばＳＡＥ９２５４、ＳＵＰ７を例示することができるが、この限りではない。
＜伸長組織度＞
　本発明に係る鋼線材は、マルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向（圧延方向）とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である平均伸長組織度が０．２０以上０．４５未満である。なお、鋼線材の平均伸長組織度は、鋼線材の表層、厚み方向の中心、および表層と厚み方向の中心との中間位置におけるマルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向（圧延方向）とのなす角度βが１８°より小さいものの割合の平均として算出した。
　図１は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の伸長組織度の測定を説明する図である。本発明に係る鋼線材は、焼戻し工程において、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満の減面加工を行い、急冷することにより、ブロック粒の長手方向が鋼線材の長手方向と平行に近づく方向に伸長する。この伸長したブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βと、シャルピー衝撃値およびせん断加工性との関係を評価したところ、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合が、０．２以上０．４５未満である場合に、高靭性であるとともに、冷間でのせん断加工性にも優れることが確認された。
　ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βは、５０００倍で撮影した電子顕微鏡写真において、１視野中のマルテンサイトの全ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βを測定したものである。伸長組織度は、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である。
　ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βは、鋼線材の表層、厚み方向の中心、および表層と厚み方向の中心との中間位置で撮影した電子顕微鏡写真でそれぞれ測定する。本発明に係る鋼線材は、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である平均伸長組織度が、０．２以上０．４５未満である。平均伸長組織度が０．２より小さい場合、靭性が十分ではなく、０．４５以上である場合、冷間でのせん断加工性が低下する。腐食等により減肉した場合にも、硬度、靭性、せん断加工性を担保する観点から、鋼線材の表層、厚み方向の中心、および表層と厚み方向の中心との中間位置で測定したブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合が、それぞれ０．２以上０．４５未満であることが好ましい。なお、本発明の実施の形態に係る鋼線材の平均伸長組織度は、表層、厚み方向の中心、および表層と厚み方向の中心との中間位置における伸長組織度の平均が０．２以上０．４５未満であって、必ずしも全断面において伸長組織度が０．２以上０．４５未満である必要はない。
＜物性＞
　本発明に係る鋼線材は、硬さが５００ＨＶ以上６３０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２以上であることが好ましい。硬さおよびシャルピー衝撃値が上記範囲を満たすことにより、高い硬度および高い靭性を有する鋼線材となる。鋼線材の硬さは、５２０Ｈｖ以上、６１０以下であることがさらに好ましい。また、鋼線材のシャルピー衝撃値は、４５Ｊ／ｃｍ２以上であることがさらに好ましい。なお鋼線材の硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４で規定されているビッカース硬さの試験方法に準じて測定し、シャルピー衝撃値は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１で規定されている金属材料のシャルピー衝撃試験方法に準じて測定したものである。
＜製造方法＞
　本発明に係る鋼線材の製造方法は、Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材を、焼入れ、焼戻しする鋼線材の製造方法において、焼戻し工程は、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満の減面加工を行い、急冷することを特徴とする。
　焼き入れ工程は、Ａｃ３点以上のオーステナイト域に加熱する。オーステナイト域に加熱し、組織がオーステナイトに変態するために十分な時間保持する。次いでオーステナイト域から急冷してマルテンサイトを生成する。
　焼き入れ工程では、オーステナイトからマルテンサイトに変態させることができれば冷却方法は任意である。冷却方法は任意であり、例えば、オーステナイト域に加熱した鋼線材を油や水に浸漬するか、水ミストを鋼線材に噴射して急冷することもできる。
　焼戻し工程は、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満の減面加工を行い、急冷する。１０％以上６０％未満の減面加工、その後引き続き急冷することにより、鋼線材の全断面にわたり、高硬度、高靭性かつせん断加工性が良好な鋼線材を得ることができる。減面率を上記範囲とすることにより、全断面にわたりブロック粒が適度に伸長され、高い靭性と良好な冷間せん断加工性を保持することが可能となる。減面加工は、引抜加工、スウェージング加工または溝ロール圧延加工を例示することができる。急冷は、５０℃／Ｓ以上で行うことが好ましい。急冷方法は、例えば、鋼線材を油や水に浸漬するか、水ミストを鋼線材に噴射して急冷することもできる。
　以上、説明したように、本発明に係る鋼線材は、高硬度、高靭性であるため、大気中および腐食環境中の疲労強度、および耐遅れ破壊性に優れる。本発明に係る鋼線材は、バネ用途、たとえば、自動車用懸架ばね、弁ばね、クラッチダンパーばね、皿ばね、スタビライザーばね、トーションバーに好適に用いることができる。
（比較例１）
　ＳＡＥ９２５４からなる鋼材（断面形状：２３ｍｍ角）を使用し、焼き入れ温度９００℃で１０分間加熱し、水槽に投入して冷却した。その後、焼戻し工程のために温度５００℃で３０分間加熱し、７８．８％の減面率、１５ｍ／Ｓの速度で溝ロール圧延加工を行い、水槽に投入して急冷し、鋼線材を製造した。
（実施例１～９、および比較例２）
　実施例１と同じ鋼材を使用し、表１に記載の条件で鋼線材を製造した。
（比較例３）
　実施例１と同じ鋼材を使用し、表１に記載の条件で、焼戻し時に減面加工を行うことなく鋼線材を製造した。
（評価方法）
－伸長組織度－
　ＦＥ－ＳＥＭ分析装置（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ、日本電子（株）製ＪＳＭ－７９００Ｆ）により実施例１～９および比較例１～３の鋼線材の組織を５０００倍で観察し、ＥＢＳＤ分析装置（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、ＴＳＬ（株）製１５００Ｍ－Ｔ１－ＧＥ－ＥＸ、ＯＩＭ　ｖｅｒ．８．１．０）によりＩＰＦマップを取得し、画像解析により１視野中の全ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βを測定した。また、測定した角度βの中で１８°より小さいものの割合を伸長組織度として算出した。伸長組織度は、鋼線材の表層、厚み方向の中心、および表層と厚み方向の中心との中間位置において算出し、平均化した。なお、本明細書において「表層」とは、最表層に位置する脱炭層を除いた領域における表層を意図するものである。
－シャルピー衝撃度－
　シャルピー衝撃値は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１で規定されている金属材料のシャルピー衝撃試験方法に準じて、１０×５×５５ｍｍ、Ｕノッチ（深さ２ｍｍ）の試験片により測定した。
－ビッカース硬さ－
　ビッカース硬さは、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４で規定されているビッカース硬さの試験方法に準じて、鋼線材の横断面にて、表層から中心までピッチ１ｍｍで測定した。
－せん断加工性－
　シャルピー衝撃試験後の破断形状にて評価を行った。破断または破断角度が４５°未満がせん断加工性良好（○）、未破断または破断角度が４５°以上はせん断加工性不良（×）と評価した。
　図３に、実施例（比較例３を含む）に係る鋼線材のせん断加工後の試験片、図４に、比較例に係る鋼線材のせん断加工後の試験片（比較例１および２）の状態を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、焼戻し工程において、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満（１３．６％～４２．４％％）の減面加工を行い、急冷した実施例１～９では、伸長組織度が０．２０以上０．４５未満であり、硬度が５００Ｈｖ以上６３０ＨＶ以下でありながら、シャルピー衝撃値も４０Ｊ／ｃｍ２以上となり、硬度および靭性に優れていることが確認された。また、冷間せん断加工においてもせん断性が良好であることが確認された。
　一方、焼戻し工程において、６０％以上の減面加工を行った比較例１および２では、伸長組織度が０．４５以上となり、シャルピー衝撃値は大きくなるものの（比較例２は未測定）、実施例と同一の条件での冷間せん断加工を行うことができなかった。さらに、焼戻し工程において、減面加工を行わなかった比較例３では、平均伸長組織度が０．２未満、シャルピー衝撃値も４０Ｊ／ｃｍ２未満となり、冷間せん断加工は可能であるものの、靭性が低いことが確認された。

Claims (6)

  1. 　Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材において、
    　前記鋼線材におけるマルテンサイトの全ブロック粒のうち、ブロック粒の長軸と鋼線材の長手方向とのなす角度βが１８°より小さいものの割合である平均伸長組織度が０．２０以上０．４５未満であることを特徴とする鋼線材。
  2. 　Ｃｕを０．０５質量％以上０．４０質量％以下、Ｎｉを０．１０質量％以上０．７０質量％以下、Ｔｉを０．０５質量％以上０．２０質量％の割合で含むことを特徴とする請求項１に記載の鋼線材。
  3. 　硬さ５００ＨＶ以上６３０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２以上である請求項１に記載の鋼線材。
  4. 　Ｃを０．１０質量％以上０．９０質量％以下、Ｓｉを０．１０質量％以上３．００質量％以下、Ｍｎを０．１０質量％以上２．００質量％以下、Ｃｒを０．１０質量％以上２．００質量％以下の割合で含み、残部がＦｅと不可避不純物である鋼線材を、焼入れ、焼戻しする鋼線材の製造方法において、
    　前記焼戻し工程は、焼戻し加熱直後に熱間で減面率１０％以上６０％未満の減面加工を行い、急冷することを特徴とする鋼線材の製造方法。
  5. 　前記焼戻し工程は、３５０以上５００℃以下に加熱することを特徴とする請求項４に記載の鋼線材の製造方法。
  6. 　前記減面加工は、引抜加工、スウェージング加工または溝ロール圧延加工であることを特徴とする請求項４に記載の鋼線材の製造方法。
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