JP5364859B1 - コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】合金元素を多量に添加せずとも、高強度を示し、コイリング性に優れ、かつ耐水素脆性の高められた冷間巻きばねを得るためのばね用鋼線を提供する。
【解決手段】Ｃ：０．４０〜０．６５％（質量％）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．００１〜０．１０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、全組織に対し、焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および残留オーステナイト：６〜１５面積％であると共に、旧オーステナイト結晶粒度番号：１０．０番以上であり、かつ、引張強度が１９００ＭＰａ以上である点に特徴を有するばね用鋼線。
【選択図】なし

Description

本発明は、コイリング性および耐水素脆性（耐水素脆化特性）に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法に関するものであり、詳細には、調質（焼入れ焼戻し）した状態で使用されるコイルばねの素材として有用なばね用鋼線であって、引張強度が１９００ＭＰａ以上と高強度であって、コイリング性および耐水素脆性に優れたばね用鋼線と、その製造方法に関するものである。

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。

上記したようなコイルばねの製造方法として熱間巻きと冷間巻きがある。冷間巻きは、ばね用鋼線材を伸線し、焼入れと焼戻しを行った後、冷間でコイリングし、その後、歪取り焼鈍、セッチング、ショットピーニング、塗装を行って製造される。

上記冷間巻きの場合、熱間巻きの様に、ばね巻き加工後に焼入れ焼戻して強度を調整するのではなく、焼入れ焼戻し後にばね巻き加工を施すため、ばね巻き加工には、高強度かつ加工性の低い鋼線を用いることとなり、ばね巻き時に折損し易くなる。この様な傾向は高強度化が進むにつれて著しくなる。よって、冷間巻きばねの製造に用いられる焼入れ焼戻し後の鋼線には、優れた延性（コイリング性）が備わっていることが要求される。また、高強度化されたばねは、水素脆性が生じ易いため、該ばねの製造に用いられるばね用鋼線には、耐水素脆性に優れていることも要求される。

ところで近年では、上記焼入れ焼戻しを、比較的短時間で行える高周波加熱で行うことが試みられている。上記優れた延性（コイリング性）と耐水素脆性を兼備する鋼線を、高周波加熱で焼入れ焼戻して得る技術が幾つか提案されている。

例えば特許文献１には、固溶Ｃ量と、Ｃｒ含有析出物として含まれるＣｒ量および所定の式で表されるＴＳ値を制御することによって、耐脆性破壊特性を改善できることが示され、その製造方法として、真ひずみが０．１０以上の塑性加工を施した後、２００℃以上での平均昇温速度を２０Ｋ／ｓ以上としてＴ１：８５０〜１１００℃に加熱した後、平均冷却速度３０Ｋ／ｓ以上として２００℃以下まで冷却する焼入れ処理を施し、その後、３００℃以上での平均昇温速度を２０Ｋ／ｓ以上とし、所定の式によって定まる温度（Ｔ２℃）以上に加熱した後、３００℃以上での滞在時間ｔ１を２４０ｓｅｃ以下とし、更に３００℃以下まで冷却する焼戻し処理を施すことが示されている。

また特許文献２には、腐食環境下で使用されることを考慮して、耐食性を確保すべく、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量を２０体積％以下に抑えることが示されている。

特許文献３には、成分組成を制御すると共に、炭化物のサイズや密度、および旧オーステナイト結晶粒度番号を制御することによって、コイリング性や疲労特性を向上できることが示されている。

また特許文献４には、旧オーステナイト平均粒径と、残留オーステナイトの量、平均粒径および最大粒径を制御することで、コイリング性と耐水素脆化特性を改善できたことが示されている。

ところでコストダウンの観点から、Ｃｒ等の合金元素の使用が抑制されている。特にＣｒは腐食環境下で発生する腐食ピットの形状を適正に（浅く）して腐食疲労特性を改善させる観点から抑制することが求められている。

しかし、上記Ｃｒ等の合金元素を抑制すると、高強度を確保することが困難となる。

特許文献５には、上記Ｃｒ等の合金元素を必須とせずに、旧オーステナイト結晶粒の粒度と、一定サイズの未溶解炭化物の密度を制御することによって、遅れ破壊特性を改善できた旨提案されている。

特開２００７−１９１７７６号公報 特開２００６−２９１２９１号公報 特開２００２−１８０１９８号公報 特許第４４２３２５４号公報 特開２００４−１４３４８２号公報

しかし、上記特許文献５に開示の実施例は、Ｃｒを用いた例がほとんどであり、Ｃｒを使用しないことを前提とするものでない。また、上記特許文献５に開示の実施例において、Ｃｒを含まない実施例ではＣｕ、Ｔｉ、Ｎｂ等の合金元素が用いられている。

即ち、特許文献５では、強度確保のために、Ｃｒまたはその他の合金元素（Ｃｕ、Ｔｉ、Ｎｂ）が用いられており、これらＣｒ等を用いずとも高強度を達成できることまでは示されていない。

本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、高周波加熱で焼入れ焼戻して得られるばね用鋼線であって、Ｃｒを用いず、またＣｕ等の合金元素を必須としなくとも、１９００ＭＰａ以上の高強度を示し、かつコイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明の高強度ばね用鋼線は、Ｃ：０．４０〜０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、Ｓｉ：１．０〜３．０％、Ｍｎ：０．６〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、およびＡｌ：０．００１〜０．１０％を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、全組織に対し、焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および残留オーステナイト：６〜１５面積％を満たすと共に、旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０番以上であり、かつ、引張強度が１９００ＭＰａ以上であるところに特徴を有する。

前記高強度ばね用鋼線は、上記成分組成で、所望の特性を確保することができるが、用途に応じ、更なる耐食性等の具備を目的に、更に、
（ａ）Ｃｕ：０．０５〜１．５％、およびＮｉ：０．０５〜１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素；や、
（ｂ）Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素；
を含んでいてもよい。

本発明には、上記高強度ばね用鋼線を用いて得られたばねも含まれる。

また本発明には、上記高強度ばね用鋼線の製造方法も含まれ、該製造方法は、上記成分組成を満たす鋼材を用い、伸線後に行う焼入れ焼戻しを、下記条件を全て満たすように行うところに特徴を有する。

（焼入れ条件）
・１００℃から下記焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上
・焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０〜１０００℃
・焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒以下
・焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５〜３０℃／ｓ
（焼戻し条件）
・１００℃から下記焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上
・焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０〜５５０℃
・焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５〜９０秒
・焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上

本発明によれば、Ｃｒを用いず、またＣｕ等の合金元素を必須とせずに、高周波加熱で焼入れ焼戻しを行って、１９００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に、コイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線が得られる。本発明のばね用鋼線は、上記の通りＣｒを用いていないので、製造コストを抑えることができ、かつ耐食性に優れる。更に、上記の通りＣｕ等の合金元素が必須でないため、製造コストをより抑えることができる。その結果、水素脆化の極めて生じ難い高強度のばね（例えば自動車用部品の一つである、懸架ばね等のコイルばね）を、安価で供給することができる。

本発明者らは、前記課題を解決するために、まずＣｒ等の合金元素を用いずに、高強度を示すと共にコイリング性と耐水素脆性に優れたばね用鋼線を得るべく、鋭意研究を重ねた。その結果、高価な合金元素を用いなくとも、基本的な成分からなる組成を制御すると共に、特に製造工程における焼入れ焼戻し条件を制御して、強度を低下させることなく所定の組織を確保すれば、上記優れた特性を確保できることを見出し、本発明を完成した。

まず、本発明において組織を規定した理由について説明する。

［組織］
〔残留オーステナイト（残留γ）量：６〜１５面積％〕
オーステナイトは柔らかく、本質的に延性の高い相である。このため硬質なマルテンサイト中に残留オーステナイトを適度に分散させることによって、絞りが向上して、良好なコイリング性を確保できる。更に残留オーステナイトは、水素トラップサイトとして有効に作用し、水素脆化に対する感受性を低減させて耐水素脆性の向上にも寄与する。本発明では、優れたコイリング性と耐水素脆性の両特性を確保するため、残留オーステナイト量を６面積％以上とした。好ましくは８面積％以上、より好ましくは１０面積％以上である。

一方、残留オーステナイト量が多くなりすぎると、加工誘起マルテンサイト変態により高硬度部が生成され、絞りが低下して優れたコイリング性を確保することが難しくなる。また、生成した高硬度部が応力集中源として作用し脆化するため耐水素脆性の低下も招く。そこで、残留オーステナイト量の上限を１５面積％とした。好ましくは１３面積％以下である。

尚、特許文献１は、残留オーステナイト量が体積率で５％以下と少なく（特許文献１の段落００３４）、コイリング性と耐水素脆性の両特性を確保することは難しいと思われる。

〔旧オーステナイト結晶粒度番号：１０．０番以上〕
旧オーステナイト結晶粒の微細化によってコイリング性と耐水素脆性が向上する。そのため、本発明では旧オーステナイト（旧γ）結晶粒度番号を１０．０番以上とした。好ましくは１０．５番以上、より好ましくは１１．０番以上である。尚、旧γ結晶粒度番号の上限は１４．０番程度である。

〔焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上〕
本発明の鋼材（鋼線）は、組織が焼戻しマルテンサイトを主体（全組織に占める割合で７０面積％以上）とするものである。高強度かつ高靭性を確保するため、焼入れ焼戻し処理を行うことによって、上記焼戻しマルテンサイト主体の組織とする必要がある。焼戻しマルテンサイトは、好ましくは８０面積％以上である。

その他の組織として、ベイナイト、フェライト、パーライト等を含みうるが、これらは、含まれていても１０面積％以下である。好ましくは０面積％である。

次に本発明の成分組成を規定した理由を説明する。

〔Ｃ：０．４０〜０．６５％〕
Ｃは、高強度を確保するのに必要な元素であり、また微細な炭化物形成により耐水素脆性を向上させるのに有効な元素でもある。そのためＣを０．４０％以上含有させる。好ましくは０．５０％以上、より好ましくは０．５８％以上である。しかしＣ量が過剰になると、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が必要以上に増加し、耐水素脆性がかえって低下する場合がある。またＣは、耐食性を劣化させる元素でもあるため、最終製品であるばね製品（懸架ばね等）の腐食疲労特性を高めるにはＣ量を抑える必要がある。よって本発明では、Ｃ量を０．６５％以下とした。好ましくは０．６２％以下である。

〔Ｓｉ：１．０〜３．０％〕
Ｓｉは、強度を確保するのに必要な元素であると共に、炭化物を微細にする効果がある。こうした効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉを１．０％以上含有させる必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．３％以上（より好ましくは１．８％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、過度にＳｉが含まれていると、鋼材表面の脱炭層形成が促進され、脱炭層削除のためピーリング工程が必要となり、製造コストの増加を招く。よって、本発明ではＳｉ量の上限を３．０％とした。好ましくは２．５％以下、より好ましくは２．２％以下である。

〔Ｍｎ：０．６〜２．０％〕
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ＭｎＳを形成してＳの無害化に有益な元素である。また、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を０．６％以上含有させる。好ましくは０．７％以上、より好ましくは０．８％以上である。しかしＭｎが過剰に含まれると、残留γ量が必要以上に増加しやすくなり、耐水素脆性や延性（コイリング性）がかえって低下する。これらの理由から、本発明ではＭｎ量を２．０％以下とする。好ましくは１．６％以下、より好ましくは１．３％以下である。

〔Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）〕
Ｐは、鋼材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素であるため低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下である。

〔Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）〕
Ｓも、上記Ｐと同様に鋼材の延性（コイリング性）を劣化させる有害元素であるため低い方が望ましく、その上限を０．０１５％とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下である。

〔Ａｌ：０．００１〜０．１０％〕
Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。また、Ｎと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には、Ａｌ量を０．００１％以上とする必要があり、好ましくは０．００２％以上である。しかし、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線ではＡｌ量を抑える必要があり、本発明では０．１０％以下とした。好ましくは０．０７％以下である。より好ましくは０．０３０％以下、特に好ましくは０．０２０％以下である。

本発明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からなるものである。

本発明のばね用鋼線は、上記の通りＣｒを含むものでない。またＣｕ等の合金元素を用いなくとも上記成分組成で、高強度かつ優れたコイリング性と耐水素脆性を達成できるが、用途に応じて耐食性等の更なる具備を目的に、下記元素を更に含有させてもよい。

〔Ｃｕ：０．０５〜１．５％、およびＮｉ：０．０５〜１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素〕
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。この様な効果を発揮させるには、Ｃｕを０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．２％以上である。しかしＣｕが過度に含まれると、熱間加工時に割れが発生したり、焼入れ後の残留オーステナイト量が極端に増えて、鋼材の延性が劣化する場合がある。よって、本発明ではＣｕ量の上限を１．５％とすることが好ましい。より好ましくは１．３％以下、更に好ましくは０．７％以下、特に好ましくは０．４％以下である。尚、Ｃｕが０．５％を超える場合には、Ｃｕと同量もしくはそれ以上のＮｉを存在させる［Ｎｉ量（質量％）≧Ｃｕ量（質量％）］ことによってＣｕによる熱間脆性を抑制できる。

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り、この様な効果を発揮させるには、Ｎｉを０．０５％以上含有させることが好ましい。より好ましくは０．２％以上である。しかしＮｉが過度に含まれると、焼入れ後の残留オーステナイト量が極端に増えて、鋼材の延性が劣化する場合がある。よって、本発明ではＮｉ量の上限を１．５％とした。特に熱間加工割れやコスト低減の観点からは０．７％以下とするのが好ましく、より好ましくは０．４％以下である。

〔Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、およびＶ：０．３％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上の元素〕
Ｔｉは、Ｓと硫化物を形成して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。これらの効果を発揮させるには、０．０２％以上のＴｉを含有させることが好ましい。より好ましくは０．０５％以上である。しかしＴｉ量が過剰になると、粗大なＴｉ硫化物が形成され延性が劣化する場合がある。よって本発明では、Ｔｉ量の上限を０．１０％とした。コスト低減の観点からは０．０７％以下に抑えることが好ましい。

Ｂは、焼入れ性向上元素であり、また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。これらの効果を発揮させるため、Ｂ量は０．０００５％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．００１０％以上である。しかし過剰に添加しても上記効果は飽和するため、Ｂ量の上限は０．０１０％とすることが好ましい。より好ましくは０．００５０％以下である。

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。この様な効果を発揮させるには、Ｎｂ量を０．００３％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかし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（コイリング性）が劣化する。そのためＮｂ量の上限を０．１０％とすることが好ましい。コスト低減の観点からは０．０７％以下に抑えることがより好ましい。

Ｍｏも、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有効な元素でもある。これらの効果を十分発揮させるには、Ｍｏ量を０．１５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．２０％以上である。しかしＭｏ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（コイリング性）が劣化する。よってＭｏ量の上限を０．５％（より好ましくは０．４％）とすることが好ましい。

Ｖも、析出強化により鋼材の高強度化に有効に作用する元素である。また靭性を高めて耐へたり性の向上に寄与する他、結晶粒を微細化して強度や耐力比を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｖは０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０５％以上、更に好ましくは０．１０％以上である。しかしＶ量が過剰になると粗大な炭窒化物が形成され、靱性と腐食疲労特性が劣化する。従ってＶ量は、０．３％以下であることが好ましい。Ｖ量は、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２２％以下、より更に好ましくは０．２０％以下である。

次に、本発明のばね用鋼線を製造するための方法について説明する。

［製造方法］
本発明のばね用鋼線は、例えば鋼材を溶製後、圧延して線材を得た後に伸線加工を施し、次いで焼入れ焼戻し処理して得ることができるが、高強度を確保すると共に、耐水素脆性とコイリング性を同時に高め得る上記組織を容易に形成するには、伸線後に、下記要領で焼入れ焼戻し処理を行う必要がある。

本発明のばね用鋼線は、一定量の残留オーステナイトを含むものであるが、この残留オーステナイトは、一般に炭素鋼を焼入れ処理すると、少なからず存在する組織である。従来技術の通り、鋼材の高強度化に伴いＣ量と合金成分を増加させれば、焼入れ時に存在する残留オーステナイトが増加し、焼戻し時に分解し難くなり、残留オーステナイトを確保することができる。しかし本発明では、残留オーステナイトの確保に有効な合金元素を必須とするものではなく、製造工程において、伸線後、高周波加熱装置を用いて所定の条件（特には、焼入れおよび焼戻しにおいて、急速加熱・短時間加熱を行う）で焼入れ焼戻しを実施することによって、高強度化と残留オーステナイトの確保を図る。また本発明では、高周波加熱を採用して所定の焼入れ焼戻しを行うことによって、旧オーステナイト結晶粒の微細化を容易に図ることができる。

〔焼入れ工程〕
（１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上）
１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）が４０℃／ｓよりも遅いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よって、上記ＨＲ１を４０℃／ｓ以上とする。好ましくは５０℃／ｓ以上、より好ましくは１００℃／ｓ以上である。一方、上記平均昇温速度（ＨＲ１）の上限は、温度制御の観点から４００℃／ｓ程度である。

尚、室温から１００℃までの平均昇温速度については特に問わない。

（焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０〜１０００℃）
焼入れ加熱温度（Ｔ１）が１０００℃よりも高いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よってＴ１を１０００℃以下とする。好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９３０℃以下である。一方、Ｔ１が８５０℃よりも低いと、炭化物が十分に固溶せず、オーステナイト化を十分図ることができず、この焼入れ焼戻し工程で、焼戻しマルテンサイト組織を十分確保できず、高強度が得られない。よってＴ１は８５０℃以上とする。Ｔ１は、好ましくは８７０℃以上、より好ましくは９００℃以上である。

（焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒（ｓｅｃ）以下）
焼入れ加熱温度（Ｔ１）での保持時間（ｔ１）が９０秒よりも長いと、旧オーステナイト結晶粒が粗大化し、特性（コイリング性および耐水素脆性）が低下する。よってｔ１は９０秒以下とする。ｔ１は好ましくは６０秒以下、より好ましくは４０秒以下である。

尚、炭化物の溶け込み不足によるオーステナイト化の不足を防止して、所望の組織（焼戻しマルテンサイト主体とし、所定量の残留オーステナイトを含む組織）を得るには、このｔ１を５秒以上とすることが好ましい。より好ましくは１０秒以上、更に好ましくは１５秒以上である。

（３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５〜３０℃／ｓ）
焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）が３０℃／ｓよりも速いと、マルテンサイト変態が進行し、焼戻し後の残留オーステナイト量が適正範囲の下限値を下回る。よって本発明では、ＣＲ１を３０℃／ｓ以下とする。ＣＲ１は好ましくは２５℃／ｓ以下、より好ましくは２０℃／ｓ以下である。一方、ＣＲ１が小さすぎると、残留γが適正範囲の上限を上回り、上述した通り、かえってコイリング性や耐水素脆性の低下を招く。よって本発明では、ＣＲ１を５℃／ｓ以上とする。ＣＲ１は好ましくは１０℃／ｓ以上、より好ましくは１５℃／ｓ以上である。

該冷却の方法としては、水冷（水槽に浸漬等）、スプレー冷却、ミスト冷却、Ｈｅガスによる冷却等が挙げられるが、本発明が、低コストで製造するものであること、および３００℃から８０℃までの冷却速度を上記範囲内に制御する必要があることから、焼入れ時の冷却は、スプレー冷却やミスト冷却を採用して水量を調整する方法が好ましい。

本発明が、上記の通り焼入れ時の冷却速度を比較的緩やかに制御して、残留オーステナイトを確保するものであるのに対し、特許文献１は、焼入れ加熱後の平均冷却速度ＣＲ１を３０Ｋ／ｓ以上として２００℃以下まで冷却しており、残留オーステナイト量は体積率で５％以下と少ない。また特許文献２および５でも焼入れ焼戻し時の冷却が水冷であり、特許文献３においても焼入れ後の冷却が水冷であることから、いずれも、焼入れ時の冷却を制御して残留オーステナイトを確保しようとするものでない。

尚、上記平均冷却速度ＣＲ１の制御温度域（３００〜８０℃）よりも高い温度域、即ち、上記Ｔ１で加熱保持後７００℃から３００℃までは、焼入れるために５０℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却するのがよい。該冷却の方法として、例えば水冷、スプレー冷却、ミスト冷却等が挙げられる。

〔焼戻し工程〕
（１００℃から焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上）
上記平均昇温速度が遅いと、残留オーステナイトが分解し、減少して所望量を確保できない。よって本発明では、上記平均昇温速度（ＨＲ２）を３０℃／ｓ以上とする。好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。一方、上記平均昇温速度（ＨＲ２）が速すぎると、温度制御が困難になり強度バラツキが生じ易くなるため、３００℃／ｓ以下とすることが好ましく、より好ましくは２００℃／ｓ以下である。

尚、室温から１００℃までの平均昇温速度については特に問わない。

（焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０〜５５０℃）
焼戻し加熱温度（Ｔ２）が低すぎると、十分焼戻されず、強度が高くなりすぎて、絞りが極端に低下するといった不具合が生じる。よって、Ｔ２は３５０℃以上とする。一方、Ｔ２が５５０℃を超えると、引張強度１９００ＭＰａ以上を達成することが困難となるため、Ｔ２は５５０℃以下とする。焼戻し加熱温度の最適範囲は、３５０〜５５０℃の範囲内で要求強度に応じて適宜決定することができる。

（焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５〜９０秒（ｓｅｃ））
焼戻し加熱温度（Ｔ２）での保持時間（ｔ２）が９０秒よりも長いと、残留γが分解し、所定量の残留γが得られない。ｔ２は、好ましくは７０秒以下、より好ましくは５０秒以下、更に好ましくは４０秒以下、特に好ましくは１２秒以下である。一方、本発明は高周波加熱を行うことを前提とするものであり、ｔ２が短すぎると、太径鋼線の場合、円周方向の断面内の硬さバラツキが生じ易く、安定した強度向上を図ることが困難となる。よって本発明では、ｔ２を５秒以上とする。ｔ２は、好ましくは７秒以上、より好ましくは１０秒以上である。

尚、好ましい保持時間ｔ２は、上記範囲内において要求強度に応じて適宜調整すればよい。

（Ｔ２（但し、Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上）
焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）が遅いと、残留オーステナイトが分解、減少して所望量を確保できない。よって本発明では、上記平均冷却速度（ＣＲ２）を３０℃／ｓ以上とする。好ましくは４０℃／ｓ以上、より好ましくは５０℃／ｓ以上である。尚、ＣＲ２の上限は、３００℃／ｓ程度である。

上記冷却の方法としては、水冷、ミスト冷却等が挙げられる。また１００℃から室温までの平均冷却速度については特に問わない。

上記成分組成・組織を満たす本発明のばね用鋼線は、引張強度が１９００ＭＰａ以上であって、後述する引張試験で測定される絞りが４５％以上である。この引張試験で求められる絞りは、材料の延性を表す指標の一つであり、絞りが高い鋼材ほど、延性が高くなり、ばね成形中の折損が生じにくくなることから、コイリング性が良好となる。

本発明のばね用鋼線は、上記の通り高強度かつコイリング性と耐水素脆性に優れているため、冷間成形ばね用鋼線（特には、懸架ばね用鋼線）として好適である。本発明のばね用鋼線を用いて、高強度かつ耐水素脆性に優れたコイルばね（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）を実現できる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

表１および表２に示す化学成分組成の鋼材を小型真空溶解炉にて溶製し、１５５ｍｍ角のビレットに鍛造した後、熱間圧延して直径１４．３ｍｍの線材を得た。そして該線材を所定の直径（１３．０ｍｍ）まで１７％の減面率で引き抜き加工（伸線）してから、高周波誘導加熱炉にて、表３および表４に示す条件で焼入れ焼戻しを行い、ばね用鋼線を得た。

上記焼入れは次の様にして行った。即ち、表３および表４に示す平均昇温速度（ＨＲ１）で１００℃から表３および表４に示す焼入れ加熱温度（Ｔ１）まで加熱して、Ｔ１で保持し（保持時間（ｔ１）は表３および表４に示す通り）、その後、いずれの実施例も、加熱温度から３００℃まではスプレー冷却を行って５０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から８０℃までは、それぞれ表３および表４に示す平均冷却速度（ＣＲ１）で冷却した。この３００℃から８０℃までの冷却は、スプレー冷却、水槽に浸漬、一部Ｈｅガスを用いた冷却（実験規模）で行った。尚、８０℃から室温までは放冷とした。

次いで焼戻しは次の様にして行った。即ち、表３および表４に示す平均昇温速度（ＨＲ２）で１００℃から、３５０〜５５０℃の温度域（Ｔ２）まで加熱して、Ｔ２で保持し（保持時間（ｔ２）は表３および表４に示す通り）、その後、Ｔ２（但し、Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃まで、表３および表４に示す平均冷却速度（ＣＲ２）で冷却した。この冷却は、スプレー冷却で行った。尚、１００℃から室温までは放冷とした。尚、表４におけるＮｏ．４５〜６９とＮｏ．７０〜９４とは、上記焼戻し加熱温度（Ｔ２）を変えているため、後記の表６に示す通り強度等の異なるものが得られた。

得られた鋼線を用い、以下の方法で、鋼組織の評価（残留オーステナイト量と旧オーステナイト結晶粒度番号の測定）、引張特性の評価（引張強度と絞りの測定）、および耐水素脆性の評価を行った。

〔鋼組織の評価〕
（残留オーステナイト量の測定）
残留オーステナイト量は、Ｘ線回折で測定した。分析装置は、株式会社リガク製 ２次
元微小部Ｘ線回折装置 ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤIIを用い、スポット径はφ３００μｍとし
た。α−Ｆｅのピーク強度（１１０）とγ−Ｆｅのピーク強度（２００）より、残留オーステナイト量（残留γ量）を求めた。

尚、上記Ｘ線回折で求められる残留γ量は、体積率として算出されるが、この体積率の値はそのまま面積率と読み替えることができる。よって本発明では、残留γ量の単位を面積率とみなして取り扱う。

（旧オーステナイト結晶粒度番号の測定）
鋼線の横断面Ｄ／４位置が観察面となるように試料を採取し、この採取した試料を樹脂に埋め込み、研磨後にピクリン酸系の腐食液を用いて旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、ＪＩＳ Ｇ ０５５１に規定の方法で旧オーステナイト結晶粒度番号を求めた。

尚、いずれの実施例の組織も、全組織に対し、焼戻しマルテンサイトが７０面積％以上であることを、光学顕微鏡にて４００倍で確認した。

〔引張特性の評価（コイリング性の評価）〕
ＪＩＳ１４号試験片に加工して、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って、万能試験機にてクロスヘッドスピード１０ｍｍ／ｍｉｎの条件で引張試験を行い、ＴＳ（引張強度）と絞りを測定した。そして、引張強度が１９００ＭＰａ以上を高強度であると評価した。また、絞りが４５％以上のものを、コイリング性に優れると評価した。

〔耐水素脆性の評価（水素脆化試験）〕
鋼線から幅１０ｍｍ×厚さ１．５ｍｍ×長さ６５ｍｍの試験片を切り出した。そして、試験片に対して４点曲げにより１４００ＭＰａの応力を作用させた状態で、該試験片を硫酸（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とチオシアン酸カリウム（０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合溶液に浸漬した。ポテンションスタットを用いてＳＣＥ電極よりも卑な−７００ｍＶの電圧をかけ、割れが発生するまでの時間（破断時間）を測定した。そして、破断時間が７００秒（ｓｅｃ）以上の場合を耐水素脆性に優れると評価した。

尚、下記表５の実施例Ｎｏ．９、１０、および１７は、引張特性の評価で絞りが合格基準に満たないため、上記耐水素脆性の評価を行わなかった。

これらの結果を表５および表６に示す。表５および表６において、判定項目で（ＯＫ）と記載の例は、本発明で規定する要件を全て満足する実施例である。これに対し、判定項目で（ＮＧ）と記載の例は、本発明で規定するいずれかの要件を欠くものであり、コイリング性と耐水素脆性の少なくともいずれかが劣化している。

表１〜６から次の様に考察できる（下記のＮｏ．は、実施例Ｎｏ．を示す）。即ち、Ｎｏ．１〜４、６、７、１１〜１６、１８〜２１、２５、２６、２８、２９、３３〜３５、３７、３８、４１および４５〜９４は、本発明で規定する要件を満足しており、高強度であってコイリング性および耐水素脆性に優れている。

これに対し、Ｎｏ．５、８〜１０および１７は、規定の成分組成を満たしていないため、所望の特性が得られていない。

詳細には、Ｎｏ．５は、Ｃ量が過剰であるため、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が過剰となり、耐水素脆性およびコイリング性が低下した。

Ｎｏ．８は、Ｍｎ量が過剰であるため、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量が過剰となり、耐水素脆性およびコイリング性が低下した。

Ｎｏ．９はＰ量が過剰であるため、Ｎｏ．１０はＳ量が過剰であるため、またＮｏ．１７はＮｂ量が過剰であるため、いずれも絞りが小さくコイリング性が低下した。

Ｎｏ．２２〜２４、２７、３０〜３２、３６、３９、４０、４２〜４４は、規定する成分組成の鋼材を用いているが、製造工程において、焼入れ焼戻しを規定の条件で行わなかったため、所望の組織が得られず、その結果、コイリング性や耐水素脆性が劣化した。

詳細には、Ｎｏ．２２は、１００℃から焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）が遅いため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Ｎｏ．２３および２４はいずれも、焼入れ加熱温度（Ｔ１）が高すぎるため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Ｎｏ．２７および４３は、焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）が長すぎるため、旧オーステナイト結晶粒の粗大化が生じ、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Ｎｏ．３０〜３２は、一般的な条件で焼入れを行った例であるが、焼入れ時の平均冷却速度（ＣＲ１）が速すぎるため、所望量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性、耐水素脆性の少なくともいずれかが劣化した。

Ｎｏ．３６は、焼入れ時の平均冷却速度（ＣＲ１）が遅すぎるため、残留オーステナイト量が過剰になり、その結果、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Ｎｏ．３９は、焼戻し時の平均昇温速度（ＨＲ２）が遅すぎるため、残留オーステナイトが分解して、所望量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Ｎｏ．４０および４４は、焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）が長すぎるため、残留オーステナイトが分解して、所望量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

またＮｏ．４２は、焼戻し時の平均冷却速度（ＣＲ２）が遅すぎるため、残留オーステナイトが分解して、所望量の残留オーステナイトを確保できず、コイリング性と耐水素脆性が劣化した。

Claims (5)

1. Ｃ：０．４０〜０．６５％（質量％の意味、化学成分について以下同じ）、
   Ｓｉ：１．０〜３．０％、
   Ｍｎ：０．６〜２．０％、
   Ｐ：０．０１５％以下（０％を含まない）、
   Ｓ：０．０１５％以下（０％を含まない）、および
   Ａｌ：０．００１〜０．１０％
   を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
   全組織に対し、
   焼戻しマルテンサイト：７０面積％以上、および
   残留オーステナイト：６〜１５面積％を満たすと共に、
   旧オーステナイト結晶粒度番号が１０．０番以上であり、かつ、
   引張強度が１９００ＭＰａ以上であることを特徴とするコイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線。
2. 更に、Ｃｕ：０．０５〜１．５％、およびＮｉ：０．０５〜１．５％よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１に記載の高強度ばね用鋼線。
3. 更に、
   Ｔｉ：０．１０％以下（０％を含まない）、
   Ｂ：０．０１０％以下（０％を含まない）、
   Ｎｂ：０．１０％以下（０％を含まない）、
   Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、および
   Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）
   よりなる群から選択される１種以上の元素を含む請求項１または２に記載の高強度ばね用鋼線。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線を用いて得られたばね。
5. 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線を製造する方法であって、
   請求項１〜３のいずれかに記載の成分組成を満たす鋼材を用い、伸線後に行う焼入れ焼戻しを、下記条件を全て満たすように行うことを特徴とするコイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線の製造方法。
   （焼入れ条件）
   ・１００℃から下記焼入れ加熱温度（Ｔ１）までの平均昇温速度（ＨＲ１）：４０℃／ｓ以上
   ・焼入れ加熱温度（Ｔ１）：８５０〜１０００℃
   ・焼入れ加熱温度での保持時間（ｔ１）：９０秒以下
   ・焼入れ加熱後の３００℃から８０℃までの平均冷却速度（ＣＲ１）：５〜３０℃／ｓ
   （焼戻し条件）
   ・１００℃から下記焼戻し加熱温度（Ｔ２）までの平均昇温速度（ＨＲ２）：３０℃／ｓ以上
   ・焼戻し加熱温度（Ｔ２）：３５０〜５５０℃
   ・焼戻し加熱温度での保持時間（ｔ２）：５〜９０秒
   ・焼戻し加熱後の、上記Ｔ２（但し、上記Ｔ２が４００℃以上の場合は４００℃）から１００℃までの平均冷却速度（ＣＲ２）：３０℃／ｓ以上