(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
mass％でC:0.7〜1.0，Si:0.5〜1.5，Mn：0.3〜0.9，Cr：0.2以下（但し0を含まない）を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなるパーライト組織の鋼線であって、鋼線横断面において、表面から50μmまでの硬度の平均と内部の硬度の平均との差がマイクロビッカース硬度で50以内であることを特徴とする高疲労強度鋼線。
【請求項２】
さらにMoを0.03〜0.1mass％含有することを特徴とする請求項１記載の高疲労強度鋼線。
【請求項３】
引張強度が1800N／mm2以上であることを特徴とする請求項１または２記載の高疲労強度鋼線。
【請求項４】
mass％でC:0.7〜1.0，Si:0.5〜1.5，Mn：0.3〜0.9，Cr：0.2以下（但し0を含まない）を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼線をシェービングして鋼線内部の硬度よりもマイクロビッカース硬度で50以上硬度の低い層を除去する工程と、
シェービングした鋼線をパテンティングしてパーライト組織とする工程と、
パテンティングした鋼線を伸線する工程とを行うことを特徴とする高疲労強度鋼線の製造方法。
【請求項５】
伸線後に歪み取り焼鈍を350〜450℃で行うことを特徴とする請求項４記載の高疲労強度鋼線の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は耐熱性および疲労強度に優れた鋼線とその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
ばね用鋼線として、Ｃ：０．６〜０．８，Ｓｉ：０．１５〜０．３５，Ｍｎ：０．３〜０．９mass％を含むものが知られている。このばね鋼線は、圧延→パテンティング（γ化加熱→恒温変態）→伸線→（コイリング）→歪み取り焼鈍（３００±３０℃）の工程を経て製造される。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】
しかし、上記のばね用鋼線では耐熱性，疲労強度共に十分とはいえない。一方、Ｓｉの含有量を高めることで耐熱性が向上することはパラレルワイヤをはじめとする鋼線において知られている。ただし、耐熱性といってもその狙いは様々であり、パラレルワイヤでの耐熱性は溶融亜鉛メッキ（４５０℃×３０秒）された後にＴＳの変化が小さいことが本来の狙いである。しかし、本発明鋼線が用いられる自動車のエンジン回りのばね等の場合、重要なのは１００〜２００℃の温度域でのへたりが小さいことであり、さらに疲労特性も兼ね具えることである。このため、単にパラレルワイヤの化学成分をばねに応用してもばね材として十分な特性は得られていない。すなわち、パラレルワイヤでＳｉを添加することによって疲労特性が向上するとの報告もあるが、これらは引張力の繰り返し疲労であり、ばね材の疲労とは本質的に要求特性が異なる。パラレルワイヤでは表面の硬度低下があっても疲労特性への影響が小さいが、Ｓｉ含有量の高いばね用鋼線では疲労特性への影響が大きいことがわかった。
【０００４】
また、鋼線製造の最終工程で熱処理（焼入れ・焼戻し）を施すことで耐熱性，疲労強度共に優れた鋼線を得ることが知られているが、焼入れ・焼戻しを施す場合はコストが高くなるという問題がある。
【０００５】
従って、本発明の主目的は、焼入れ・焼戻しを行わない、すなわち伸線加工により得られる耐熱性と疲労強度の優れた鋼線およびその製造方法を提供することにある。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明は上記の課題を解消するもので、その特徴は、mass％でＣ：０．７〜１．０，Ｓｉ：０．５〜１．５を含むパーライト組織の鋼線であって、鋼線横断面において、表面から５０μmまでの硬度の平均と内部の硬度の平均との差をマイクロビッカース硬度で５０以内としたことにある。この鋼線にはさらにＭｏを０．０３〜０．１mass％含有することが好ましい。また、Ｍｎ：０．３〜０．９mass％，Ｃｒ：０．２mass％以下を含有してもよい。この鋼線の引張強度は、十分な疲労強度を出すためには、１８００Ｎ／mm2 以上が好適である。
【０００７】
ここで、上記鋼線の金属組織としては、粒界フェライトが５vol ％以下であることが好ましい。さらに、パーライト組織を構成するセメンタイト形状としては、セメンタイトの厚さをｔ，長さをｌとしたとき、
ｌ／ｔ≧５  …（式１）
であるものが８０vol ％以上であることが望ましい。
【０００８】
このような組織を得るには、
0003539843.tif 000002
として、γ化加熱後の冷却速度Ｖ（℃／秒）が５８０℃以上の温度域で、
Ｖ≧−５０Ｔ＋２７５  …（式３）
を満たせばよい。
【０００９】
また、本発明鋼線の製造方法は、mass％でＣ：０．７〜１．０，Ｓｉ：０．５〜１．５を含むパーライト組織の鋼線をシェービングしてからパテンティングし、伸線することを特徴とする。さらに、伸線後に歪み取り焼鈍を３５０〜４５０℃で行うことが望ましい。なお、伸線加工度は８０％以上とすることが好適である。
【００１０】
以下、本発明の構成を上記のように限定した理由を述べる。
＜化学成分＞
Ｃ：疲労強度の観点から下限値を決め、伸線性の観点から上限値を決めた。
Ｓｉ：耐熱性の向上に必要な元素である。下限値未満では十分な耐熱性が得られず、上限値を越えると鋼線表面に傷が付きやすい。
Ｍｏ：下限値未満では耐熱性・疲労強度向上の効果が小さく、上限値を越えるとパテンティングの時間が長く生産性が劣る。
Ｍｎ：焼入れ性向上のために添加する。上限値を越えると偏析が多くなりやすく、伸線性に劣る。
Ｃｒ：上限値を越えるとパテンティングの時間が長く生産性に劣るからである。
【００１１】
＜シェービング＞
鋼線表面の低硬度層の除去が目的である。鋼線の内部の硬度よりもマイクロビッカース硬度で５０以上硬度の低い層を除去することで疲労特性を改善する。
【００１２】
＜歪み取り焼鈍＞
ばねの疲労特性向上のため３５０〜４５０℃で行う。下限値未満では疲労特性向上の効果が少なく、上限値を越えるとワイヤの強度，疲労強度も下がる。この焼鈍の時間は２０分程度が効果と生産性の点で好ましい。
【００１３】
＜粒界フェライト＞
本発明鋼線のようにＳｉの高い材料は粒界フェライトが析出しやすいことが特徴であり、疲労特性に対しては欠点である。この粒界フェライトが５vol ％以下であると疲労特性および耐熱性に優れる。
【００１４】
＜セメンタイト形状＞
セメンタイト形状についても同様に疲労・耐熱性にとって重要である。従来パラレルワイヤでの４５０℃以上の耐熱性とは異なり、１００〜２００℃の温度域での疲労・耐熱性にとっては前述の式１を満たすことが好ましいからである。
【００１５】
＜化学成分と冷却速度との関係＞
化学成分とγ化加熱後の冷却速度との関係が前述の式２，式３を満たすことで、前記の粒界フェライトやセメンタイト形状の組織を得ることができるからである。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施の形態を説明する。
（試験例１）
Ｃ＝０．８２，Ｓｉ＝１．０５，Ｍｎ＝０．５１，Ｃｒ＝０．０９mass％の成分のインゴット１００ｋｇを真空溶解設備で溶解鋳造し、熱間鍛造，圧延により１１mmφと１０mmφの線材を製造した。
【００１７】
これらの線材のうち、１１mmφのものは１０mmφまでシェービングにより表面層を除去してから、またシェービングしない１０mmφの線材はそのままで下記のパテンティング，伸線，歪み取り焼鈍を行ってパーライト組織の鋼線を得た。
パテンティング：９５０→５８０℃鉛浴
伸線：１０mmφ→４mmφ
歪み取り焼鈍：３００，３５０，４００，４５０，５００℃で各２０分間
【００１８】
さらに比較例として、Ｃ：０．６〜０．８，Ｓｉ：０．１５〜０．３５，Ｍｎ：０．３〜０．９mass％を含む鋼種を溶解鋳造→圧延→パテンティング→伸線（減面率８４％）→歪み取り焼鈍（３００±３０℃）の工程で製造される４mmφの鋼線を得た。
【００１９】
そして、上記の各鋼線に中村式の回転曲げ疲労試験機で疲労試験を行い、その際の疲労限を１０7 回とした。その結果を図１に示す。また、各鋼線の横断面における硬度分布も調べた。その結果を図２に示す。
【００２０】
図１に示すように、シェービングを行ったものは行わないものに比べて疲労限界振幅応力が大きく、疲労強度に優れることがわかる。特に、シェービングを行ったものでは歪み取り焼鈍の温度が３５０〜４５０℃の場合に好結果となっており、シェービングを行わないものでも歪み取り焼鈍の温度が３５０〜４００℃の場合に比較例よりも好結果となっている。
【００２１】
また、図２に示すように、シェービングを施していない線材では表面の硬度が低下しているが、シェービングを施した線材は断面の中心から表面にわたってほぼ均等な硬度分布を示している。そして、表面から５０μmにおける平均硬度と内部の平均硬度との差がマイクロビッカース硬度で５０以内の場合に疲労強度の改善に効果的であった。
【００２２】
なお、各鋼線の引張強度は次の通りであった。
シェービングありの線材：２１３０Ｎ／mm2
シェービングなしの線材：２１１０Ｎ／mm2
比較例                ：１９００Ｎ／mm2
【００２３】
（試験例２）
次に、表１に示す化学成分の鋼種について試験例１と同様に真空溶解でメルトにした後、試験例１と同様の工程で鍛造，圧延，シェービング，伸線，歪み取り焼鈍（３５０℃×２０分）を行った。
【００２４】
【表１】
0003539843.tif 000003
【００２５】
そして、これらの鋼線について耐熱性の評価と回転曲げ疲労試験とを行った。耐熱性は７００MPa の捻じり応力，１５０℃，１時間保持後のへたり量として残留剪断歪を求めることで評価した。具体的な評価基準は、残留剪断歪が従来のピアノ線（試験例１の比較例と同等の鋼線）の１／２以下となる０．０７５％以下、疲労限界振幅が従来のピアノ線に対し２０％以上の向上を示す５５０MPa 以上である。評価結果を図３に示す。
【００２６】
図３に示すように、Ｃの含有量が多い試料番号1-5,Ｓｉの含有量が多い同2-4,Ｍｏが多い同3-2 はパテンティングでマルテンサイトが発生したか表面傷が多発したため、鋼線として不十分であった。また、Ｃの含有量が少ない試料番号1-1 ，Ｓｉの含有量が少ない同2-1 は疲労強度，耐熱性の点で不十分であることがわかる。これに対し、試料番号1-2〜1-4,2-2,2-3,3-1 はいずれも疲労強度と耐熱性について好結果である。特にＭｏを適量添加した試料番号3-1 は高い疲労強度と耐熱性を示している。
【００２７】
（試験例３）
試験例１で用いた１１mm線材を用いて試験例１と同様の工程で４mmの鋼線を得た。ただし、パテンティング時のγ化から恒温変態するまでの冷却速度を変化させて、それぞれの金属組織とばね特性（疲労限界振幅応力と残留剪断歪）の関係を評価した。
【００２８】
＜金属組織とばね特性の関係＞
セメンタイト形状｛厚さｔ（μｍ），長さＬ（μｍ）｝Ｌ／ｔと粒界フェライト量α（vol.％）の違いによるばね特性評価の結果を図４のグラフに示す。なお、このグラフの評価基準は表２に示す通りである。
【００２９】
【表２】
0003539843.tif 000004
【００３０】
図４のグラフから明らかなように、セメンタイト形状がＬ／ｔ≧５で、粒界フェライト量αが≦５の場合に良好なばね特性を示すことがわかる。なお、Ｌ／ｔ≧５となるセメンタイト比率が８０％以上であると、ばね特性、特にへたりで安定性が増す。
【００３１】
＜製造条件と組織の関係＞
前記表１における試料番号1-2〜1-4,2-2,2-3,3-1 の６鋼種を用いて、下記の式により求められるＴとγ化加熱後の冷却速度Ｖの違いが組織に与える影響について調べた。各試料のＴを表３に、試験結果を図５のグラフに示す。
Ｔ＝１０×｛Ｃ（mass％）−０．７６｝−Ｓｉ（mass％）＋５×Ｃｒ（mass％）
【００３２】
【表３】
0003539843.tif 000005
【００３３】
図５のグラフから明らかなように、V≧−50T＋275を満たす条件において良好な組織が得られていることがわかる。
【００３４】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明鋼線は高い耐熱性と疲労強度を具えており、ばね用鋼線に最適である。また、本発明鋼線の製造方法は、焼入れ・焼戻し処理を行うことなく本発明鋼線を製造することができ、低コストで耐熱性と疲労強度を兼ね具えた鋼線を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】歪み取り焼鈍温度と疲労限界振幅応力との関係を示すグラフである。
【図２】線材断面の硬度分布を示すグラフである。
【図３】化学成分の異なる鋼線の残留剪断歪みおよび疲労限界振幅との関係を示すグラフである。
【図４】セメンタイト形状Ｌ／ｔと粒界フェライト量αの違いによるばね特性評価の結果を示すグラフである。
【図５】Ｔとγ化加熱後の冷却速度Ｖの違いが組織に与える影響について示すグフである。
【図１】
0003539843.tif 000006
【図２】
0003539843.tif 000007
【図３】
0003539843.tif 000008
【図４】
0003539843.tif 000009
【図５】
0003539843.tif 000010