WO2024101377A1 - 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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steel wire
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wire rod
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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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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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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
    • C22C38/58—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.
  • a steel material with excellent fatigue strength, a steel material has been proposed that contains C, Si, Mn, Al, Ti, Mo, B, S, P, and Cr in a specified ratio, has a bainite structure and/or a martensite structure, and has a grain boundary irregularity degree of 0.05 or more at the prior austenite grain boundaries in the hardened layer after induction hardening (see, for example, Patent Document 2).
  • Patent Documents 1 and 2 a crystal micro-grained layer or a hardened layer is formed on the surface, resulting in excellent strength and toughness, but the hardening and toughness of the interior is not improved, resulting in a problem of reduced strength and toughness due to corrosion and thinning.
  • 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, which has high hardness and toughness not only on the surface but also in the interior.
  • the steel wire rod of the present invention contains C in proportions of 0.10 mass% or more and 0.90 mass% or less, Si in proportions of 0.10 mass% or more and 3.00 mass% or less, Mn in proportions of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, Cr in proportions of 0.10 mass% or more and 2.00 mass% or less, with the balance being Fe and unavoidable impurities, and has a grain boundary irregularity degree A represented by the following formula (1) of 0.10 or more based on the length L ( ⁇ m) of a straight line connecting grain boundary triple junctions of prior austenite grains and the maximum protrusion distance a ( ⁇ m) of the grain boundary between the grain boundary triple junctions from the straight line connecting the grain boundary triple junctions.
  • A a / L
  • the grain boundary irregularity degree A is 0.10 or more 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 the steel wire material.
  • 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 hardness is 550 HV or more and 650 HV or less, and the Charpy impact value is 30 J/ cm2 or more.
  • a 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 balance being Fe and unavoidable impurities is quenched and tempered, and the quenching step is characterized in that immediately after the quenching heating, a hot area reduction process is carried out with an area reduction rate of 10% or more, and then quenched.
  • the manufacturing method of the steel wire rod according to the present invention is characterized in that in the above invention, the quenching step is performed by heating the wire to a temperature between the A3 transformation point and 1200°C.
  • 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 steel wire rod that has high hardness and toughness both on the surface and inside.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining measurement of grain boundary irregularity of a steel wire rod according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is an electron microscope photograph of a steel wire rod according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the grain boundary irregularity and the Charpy impact value of the steel wire according to the embodiment of the present invention.
  • 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 a grain boundary irregularity degree A represented by the following formula (1) of 0.10 or more based on the length L ( ⁇ m) of a straight line connecting grain boundary triple junctions of prior austenite grains and the maximum protrusion distance a ( ⁇ m) of the grain boundary between the grain boundary triple junctions from the straight line connecting the grain boundary triple junctions.
  • A a / L (1)
  • 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.
  • the steel wire rod 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 a grain boundary irregularity degree A of 0.10 or more, which is expressed by the following formula (1) based on the length L ( ⁇ m) of the straight line connecting the grain boundary triple junctions of prior austenite grains and the maximum grain boundary protrusion distance a ( ⁇ m) between the grain boundary triple junctions from the straight line connecting the grain boundary triple junctions.
  • A a / L (1)
  • FIG. 1 is a diagram for explaining the measurement of the grain boundary irregularity of a steel wire material according to an embodiment of the present invention
  • FIG. 2 is an electron microscope photograph of the steel wire material according to an embodiment of the present invention.
  • the steel wire material according to the present invention is subjected to hot area reduction processing with an area reduction rate of 10% or more immediately after quenching heating, and then rapidly cooled, thereby causing the prior austenite grain boundaries to become irregular.
  • the steel wire material according to the present embodiment which has a grain boundary irregularity A of 0.1 or more, has a high Charpy impact value and excellent toughness, as shown in FIG. 3.
  • the degree of grain boundary irregularity of the prior austenite grain boundary is determined by measuring the length L of the straight line connecting two adjacent grain boundary triple junctions of the prior austenite grains and the maximum grain boundary protrusion distance a between the grain boundary triple junctions from the straight line connecting the grain boundary triple junctions in an electron microscope photograph taken at 500x or 1000x, and calculating the degree of grain boundary irregularity A using the above formula (1).
  • the grain boundary irregularity is calculated based on electron microscope photographs taken at 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 material, and the average of the grain boundary irregularities calculated for all grain boundaries within the field of view is 0.1 or more. Furthermore, from the viewpoint of ensuring uniformity in hardness and toughness, it is preferable that the grain boundary irregularity calculated at 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 material is each 0.1 or more.
  • the steel wire rod according to the present invention preferably has a hardness of 550 HV to 650 HV, and a Charpy impact value of 30 J/ cm2 or more.
  • the steel wire rod has high hardness and high toughness.
  • the hardness of the steel wire rod is more preferably 570 Hv to 630 Hv.
  • the Charpy impact value of the steel wire rod is more preferably 40 J/ 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 is a manufacturing method of the steel wire rod, which 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 is characterized in that the quenching process comprises performing an area reduction process with an area reduction rate of 10% or more in a hot state immediately after the quenching heating, and then quenching.
  • the hardening process begins by heating the material to the austenite region between Ac3 and 1200°C. Heating to above Ac3 transforms the structure into austenite, while heating to below 1200°C prevents the austenite grains from coarsening, making it possible to improve toughness.
  • the wire After quenching and heating, the wire is hot-cut to a surface reduction rate of 10% or more and then quenched.
  • the surface reduction rate may be 10% or more, and is preferably 20% or more.
  • the upper limit of the surface reduction rate is preferably 70% or less from the viewpoint of cost and productivity.
  • Quenching may be performed at a temperature at which the steel wire can be transformed into martensite over the entire cross section of the wire, and is preferably performed at, for example, 100°C/S or more.
  • the steel wire heated to the austenite region may be immersed in oil or water, or water mist may be sprayed onto the steel wire to perform quenching.
  • Examples of surface reduction include drawing, swaging, and grooved roll rolling.
  • the tempering process can be carried out under the optimum tempering conditions depending on the intended use of the steel wire.
  • the tempering temperature is preferably 350 to 500°C.
  • tempering can be carried out at 390 to 420°C for 60 minutes.
  • 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 a corrosive environment.
  • 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 A steel material (cross-sectional shape: 17 mm square) made of SAE9254 was used, and after heating at a quenching temperature of 900°C for 10 minutes, it was rolled by groove roll processing at a reduction in area of 42.4% and a speed of 30 m/s, and then put into a water tank and quenched. Then, it was tempered at 390°C for 30 minutes to produce a steel wire material.
  • Examples 2 to 7 The same steel material as in Example 1 was used, and a steel wire was produced under the conditions shown in Table 1.
  • the grain boundary irregularity degree A was calculated at 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.
  • A a / L
  • 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).
  • -Vickers hardness The Vickers hardness was measured in accordance with the Vickers hardness testing method specified in JIS Z 2244 on the cross section of the steel wire rod at intervals of 1 mm from the surface layer to the center.

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Abstract

表層のみならず内部まで硬度および靭性が高い鋼線材および鋼線材の製造方法を提供する。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、旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、前記粒界３重点を結ぶ直線からの前記粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とに基づき、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａが、０．１０以上である。　Ａ＝ａ／Ｌ　（１）

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。
　最適な強度および靭性特性を有する鋼の熱加工制御のための方法として、再結晶温度以上に加熱され、オーステナイト化された丸棒鋼を、斜交ロール圧延により変形し、次いでＡｃ３点以上で追加加熱し、焼入れ、焼戻しを行う方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。
　また、疲労強度に優れる鋼材として、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｍｏ、Ｂ、Ｓ、Ｐ、Ｃｒを所定の割合で含み、ベイナイト組織および／またはマルテンサイト組織を有し、高周波焼入れ後の硬化層の旧オーステナイト粒界の粒界凹凸度が０．０５以上である鋼材が提案されている（例えば、特許文献２参照）。
特許第４４１５００９号公報 特開２００７－２３１３４４号公報
　特許文献１および２では、表層に結晶微粒化層または硬化層が形成されるため、強度および靭性に優れるものの、内部は硬化および靭性が向上されていないため、腐食減肉により、強度および靭性が低下する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、表層のみならず内部まで硬度および靭性が高い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、旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、前記粒界３重点を結ぶ直線からの前記粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とに基づき、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａが、０．１０以上である。
　　Ａ＝ａ／Ｌ　　　（１）
　また、本発明に係る鋼線材は、上記発明において、前記粒界凹凸度Ａは、前記鋼線材の表層、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、それぞれ０．１０以上である。
　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５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／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、前記焼入れ工程は、焼入れ加熱直後に熱間で減面率１０％以上の減面加工を行い、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、前記焼入れ工程は、Ａ３変態点以上１２００℃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、表層及び内部も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粒界凹凸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電子顕微鏡写真である。 図３は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の粒界凹凸度とシャルピー衝撃値の関係を示す図である。
　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、旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、前記粒界３重点を結ぶ直線からの前記粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とに基づき、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａが、０．１０以上である。
　　Ａ＝ａ／Ｌ　　　（１）
＜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、焼入れ向上効果の低下を防止する。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。
＜粒界凹凸度＞
　本発明に係る鋼線材は、旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、粒界３重点を結ぶ直線からの粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とに基づき、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａが０．１０以上である。
　　Ａ＝ａ／Ｌ　　　（１）
　図１は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の粒界凹凸度の測定を説明する図であり、図２は、本発明の実施の形態に係る鋼線材の電子顕微鏡写真である。本発明に係る鋼線材は、焼入れ工程において、焼入れ加熱直後に熱間で減面率１０％以上の減面加工を行い、急冷することにより、旧オーステナイト粒界が凹凸化する。粒界凹凸化の指標である上記式（１）で表される粒界凹凸度Ａとシャルピー衝撃値の関係を調べてみたところ、図３に示すように、粒界凹凸度Ａが０．１以上の本実施の形態に係る鋼線材は、高いシャルピー衝撃値となり、靭性が優れることが確認された。
　旧オーステナイト粒界の粒界凹凸度は、５００倍または１０００倍で撮影した電子顕微鏡写真において、旧オーステナイト粒の粒界３重点のうち隣接する２つの粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ、および粒界３重点を結ぶ直線からの粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａを測定し、上記式（１）で粒界凹凸度Ａを算出する。図１で説明すると、１つのオーステナイト粒が有する３重点（Ｔ１、Ｔ２、Ｔ３、Ｔ４、Ｔ５）のうち、隣接する２つの３重点（Ｔ１とＴ２、Ｔ２とＴ３、Ｔ３とＴ４、Ｔ４とＴ５、Ｔ５とＴ１）を結ぶ直線の長さ（Ｌ１、Ｌ２、Ｌ３、Ｌ４、Ｌ５）、および粒界３重点を結ぶ直線からの粒界３重点の間の粒界の最大張出距離（ａ１、ａ２、ａ３、ａ４、ａ５）を測定し、粒界凹凸度（Ａ１、Ａ２、Ａ３、Ａ４、Ａ５）を算出する。
　粒界凹凸度は、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で撮影した電子顕微鏡写真に基づき算出し、視野内のすべての粒界について算出した粒界凹凸度の平均が０．１以上である。また、硬度、靭性の均一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算出した粒界凹凸度が、それぞれ０．１以上であることが好ましい。
＜物性＞
　本発明に係る鋼線材は、硬さが５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／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、５７０Ｈｖ以上、６３０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、４０Ｊ／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、焼入れ工程は、焼入れ加熱直後に熱間で減面率１０％以上の減面加工を行い、急冷することを特徴とする。
　焼入れ工程は、まず、Ａｃ３点以上１２００℃以下のオーステナイト域に加熱する。Ａｃ３点以上に加熱することにより、組織がオーステナイトに変態し、１２００℃以下に加熱することによりオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、靭性の向上が可能となる。
　焼入れ加熱後、熱間で減面率１０％以上の減面加工を行い、急冷する。１０％以上の減面加工、および引き続き急冷することにより、鋼線材の全断面にわたり、高硬度かつ高靭性な鋼線材を得ることができる。減面率は、１０％以上であればよく、好ましくは２０％以上である。減面率の上限は、コストおよび生産性の観点から７０％以下であることが好ましい。急冷は、鋼線材の全断面にわたりマルテンサイトに変態させることができる温度で冷却すればよく、例えば１００℃／Ｓ以上で行うことが好ましい。急冷方法は、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。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等が例示される。
　焼戻し工程は、鋼線材の使用用途により最適な焼戻し条件を選択すればよい。焼き戻し温度は、３５０～５００℃が好ましい。また、たとえば、自動車用懸架ばね用途に使用される場合、焼き戻しは３９０～４２０℃で６０分間保持して行うことができる。
　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。
（実施例１）
　ＳＡＥ９２５４からなる鋼材（断面形状：１７ｍｍ角）を使用し、焼入れ温度９００℃で１０分間加熱後、４２．４％の減面率、３０ｍ／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た。その後、３９０℃で３０分間焼戻しを行い、鋼線材を製造した。
（実施例２～７）
　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１～２）
　実施例１と同じ鋼材を使用し、表１に記載の条件で、焼入れ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）
－粒界凹凸度－
　ＦＥ－ＳＥＭ分析装置（Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ、日本電子（株）製ＪＳＭ－７０００Ｆ）により実施例１～７および比較例１～２の鋼線材の組織を５００倍または１０００倍で観察し、旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、粒界３重点を結ぶ直線からの粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とをすべて測定し、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａを算出した。粒界凹凸度Ａ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それぞれ算出した。
　　Ａ＝ａ／Ｌ　　　（１）
－シャルピー衝撃値－
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１に示すように、焼入れ工程において、焼入れ加熱直後に熱間で減面率１０％以上（１３．６％～６１．１％％）の減面加工を行い、急冷した実施例１～７では、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（ｄ／４）において、粒界凹凸度が０．１０以上となり、硬度が５５０Ｈｖ以上６５０ＨＶ以下でありながら、シャルピー衝撃値も３０Ｊ／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。
　一方、焼入れ工程において、減面加工を行わなかった比較例１～２では、粒界凹凸度が０．１より小さく、シャルピー衝撃値も３０Ｊ／ｃｍ２未満となり、靭性が低いことが確認された。

Claims (7)

  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、
    　旧オーステナイト粒の粒界３重点を結ぶ直線の長さＬ（μｍ）と、前記粒界３重点を結ぶ直線からの前記粒界３重点の間の粒界の最大張出距離ａ（μｍ）とに基づき、下記式（１）で表される粒界凹凸度Ａが、０．１０以上である鋼線材。
    　　Ａ＝ａ／Ｌ　　　（１）
  2. 　前記粒界凹凸度Ａは、前記鋼線材の表層、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、それぞれ０．１０以上である請求項１に記載の鋼線材。
  3. 　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。
  4. 　硬さ５５０ＨＶ以上６５０ＨＶ以下、シャルピー衝撃値が３０Ｊ／ｃｍ２以上である請求項１に記載の鋼線材。
  5. 　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、
    　前記焼入れ工程は、焼入れ加熱直後に熱間で減面率１０％以上の減面加工を行い、急冷することを特徴とする鋼線材の製造方法。
  6. 　前記焼入れ工程は、Ａ３変態点以上１２００℃以下に加熱することを特徴とする請求項５に記載の鋼線材の製造方法。
  7. 　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５に記載の鋼線材の製造方法。
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