(57)【要約】【課題】疲労特性に優れた熱処理鋼線を提供すること。【解決手段】本発明の熱処理鋼線は、所定の化学成分組成を有し、下記式（１）〜（３）の関係を満足し、鋼線の直径の１／４位置において、円相当直径１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の平均個数密度が１個／μｍ2以下であり、円相当直径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の平均個数密度が１０個／μｍ2以上である。  ［Ｃｒ］×［Ｓｉ］≦１．５・・・（１）  ［Ｃ］／［Ｖ］≦４．２・・・（２）  Ｍｓ＝５３９−４２６×［Ｃ］−３０．４×［Ｍｎ］−１７．７×［Ｎｉ］−１２．１×［Ｃｒ］−７．５×［Ｍｏ］−７．５×［Ｓｉ］≦２５０・・・（３）  式中、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｖ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、および［Ｍｏ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．５〜１％、
Ｓｉ：１．５〜２．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｖ  ：０．１〜０．５％、
Ｐ  ：０％超０．０５％以下、
Ｓ  ：０％超０．０５％以下、
Ｃｒ：０％超０．７％以下、
Ａｌ：０％超０．０１％以下、
Ｎ  ：０％超０．００７％以下、
Ｏ  ：０％超０．００４％以下、および
Ｎｉ：０％超０．５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、
下記式（１）〜（３）の関係を満足し、
鋼線の直径の１／４位置において、
円相当直径１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の平均個数密度が１個／μｍ2以下であり、
円相当直径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の平均個数密度が１０個／μｍ2以上であることを特徴とする疲労特性に優れた熱処理鋼線。
［Ｃｒ］×［Ｓｉ］≦１．５・・・（１）
［Ｃ］／［Ｖ］≦４．２・・・（２）
Ｍｓ＝５３９−４２６×［Ｃ］−３０．４×［Ｍｎ］−１７．７×［Ｎｉ］−１２．１×［Ｃｒ］−７．５×［Ｍｏ］−７．５×［Ｓｉ］≦２５０・・・（３）
式中、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｖ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、および［Ｍｏ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
【請求項２】
更に、質量％で、
Ｍｏ：０％超０．５％以下、
Ｃｕ：０％超０．５％以下、および
Ｂ  ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含む請求項１に記載の熱処理鋼線。
【請求項３】
ＥＢＳＤで測定される方位差５°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、円相当直径２μｍ以下の前記結晶粒の面積率が８５面積％以上である請求項１または２に記載の熱処理鋼線。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の熱処理鋼線を用いて得られるばね。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性に優れた熱処理鋼線に関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化や自動車エンジンの高出力化に伴い、エンジン、クラッチ、燃料噴射装置などに使用される各種ばねには、高応力化が求められている。特にばねへの負荷応力の増大に伴って疲労特性、すなわち、内部欠陥に起因する疲労破壊が生じにくいばねが要求されている。これら弁ばねやクラッチばねにはオイルテンパー線（以下、「熱処理鋼線」ということがある）が用いられている。
【０００３】
熱処理鋼線の組織は、焼戻しマルテンサイト組織主体であるので、高強度を確保しやすく、また疲労強度や耐へたり性に優れるという利点がある。しかし、高強度化に伴って鋼線中の介在物等の内部欠陥に起因して折損が生じやすくなるため、疲労特性の低下が新たに問題となる。
【０００４】
近年、自動車エンジンの高効率化の観点から、特にエンジンや燃料噴射装置に用いられるばねには、高頻度で繰り返し受ける負荷応力に対する疲労特性が求められている。そして、熱処理鋼線には超高サイクル疲労域と呼ばれる従来よりも１００〜１０００倍多い数億〜数十億回程度の繰返し数に対する疲労特性が求められている。
【０００５】
このような課題に対してこれまでにも以下のような技術が提案されている。
【０００６】
特許文献１には、Ｎ量が０．００７％以下であり、［０．２μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×０．４を満たす高強度ばね用熱処理鋼線が開示されている。
【０００７】
特許文献２には、Ｃｒ量が０．２％以下であり、ＣｒとＳｉの含有量がＣｒ×Ｓｉ≦０．２０を満たし、焼戻しマルテンサイトの割合が８０面積％以上であり、鋼組織に存在する円相当直径が５０ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の個数密度が０．１０個／μｍ2以下である疲労特性に優れた高強度鋼材が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】国際公開第２００７／１１４４９１号パンフレット
【特許文献２】特開２０１５−１９６８４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
特許文献１では圧延前の加熱温度を１２５０℃としているが、このような高温では圧延材の脱炭が生じやすくなるため、後工程での除去が難しく、結果として疲労特性が低下するおそれがある。
【００１０】
また、特許文献２の高強度鋼材のように、窒化処理時に軟化を抑制するＣｒの含有量を低減すると、強度が低下するため使用用途が限定される。
【００１１】
また、実際の材料では微視的な成分の偏析などにより、Ｃｒ系炭化物が生じる場合があり、これらのＣｒ系炭化物を低減して疲労破壊を抑制できる鋼材が必要とされている。また、特許文献１、２では、いずれも数千万回程度の繰返し数までの疲労評価しかされておらず、上記超高サイクル疲労域の疲労特性を確保できるか不明である。
【００１２】
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、優れた疲労特性を有する熱処理鋼線を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
上記課題を解決し得た本発明に係る疲労特性に優れた熱処理鋼線は、質量％で、Ｃ：０．５〜１％、Ｓｉ：１．５〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％、Ｖ：０．１〜０．５％、Ｐ：０％超０．０５％以下、Ｓ：０％超０．０５％以下、Ｃｒ：０％超０．７％以下、Ａｌ：０％超０．０１％以下、Ｎ：０％超０．００７％以下、Ｏ：０％超０．００４％以下、およびＮｉ：０％超０．５％以下を含有し、残部が鉄及び不可避不純物からなり、下記式（１）〜（３）の関係を満足し、鋼線の直径の１／４位置において、円相当直径１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の平均個数密度が１個／μｍ2以下であり、円相当直径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の平均個数密度が１０個／μｍ2以上であるところに要旨を有する。
［Ｃｒ］×［Ｓｉ］≦１．５・・・（１）
［Ｃ］／［Ｖ］≦４．２・・・（２）
Ｍｓ＝５３９−４２６×［Ｃ］−３０．４×［Ｍｎ］−１７．７×［Ｎｉ］−１２．１×［Ｃｒ］−７．５×［Ｍｏ］−７．５×［Ｓｉ］≦２５０・・・（３）
式中、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｖ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、および［Ｍｏ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
【００１４】
本発明の好ましい実施形態において、上記熱処理鋼線は、更に、質量％で、Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上の元素を含む。
【００１５】
本発明の好ましい実施形態において、上記熱処理鋼線は、ＥＢＳＤで測定される方位差５°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、円相当直径２μｍ以下の前記結晶粒の面積率が８５面積％以上である。
【００１６】
本発明には、上記熱処理鋼線を用いて得られるばねも包含される。
【発明の効果】
【００１７】
本発明によれば、熱処理鋼線の成分組成、および介在物を規定することで疲労特性に優れた熱処理鋼線を提供できる。また、本発明の熱処理鋼線を用いれば疲労特性に優れたばねを提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１８】
【図１】図１は、疲労試験片の形状を表す概略図である。
【発明を実施するための形態】
【００１９】
本発明者らは疲労特性に優れた熱処理鋼線を得るため、様々な角度から検討した。その結果、優れた疲労特性を得るためには、特にＣｒ量とＳｉ量の積（［Ｃｒ］×［Ｓｉ］）、およびＣ量とＶ量の比（［Ｃ］／［Ｖ］）の制御；更にＣ量等により算出されるＭｓ＝（５３９−４２６×［Ｃ］−３０．４×［Ｍｎ］−１７．７×［Ｎｉ］−１２．１×［Ｃｒ］−７．５×［Ｍｏ］−７．５×［Ｓｉ］）の低減；および介在物について粗大なＣｒ系炭化物の析出抑制および微細なＶ系炭化物の析出が有効であることを見出した。
【００２０】
また、このような熱処理鋼線を得るためには、特に熱間圧延等の熱間加工条件を適切に制御すれば良いことを見出し、本発明を完成した。
【００２１】
はじめに、本発明の上記構成要件に到達した経緯を説明する。
【００２２】
高い疲労強度が要求される熱処理鋼線には、内部欠陥、すなわち鋼材に内在し疲労破壊の起点となる介在物等を極力低減することが必要であり、該介在物を適切に制御することにより、介在物に起因する断線や疲労折損の発生を低減できることが知られている。
【００２３】
しかしながら、介在物が極くわずかに存在することは避けられず、特に超高サイクル疲労域と呼ばれる数億〜数十億回の繰返し応力下では、内部欠陥に起因する疲労破壊が支配的となる。このような超高サイクル疲労域の疲労破壊では、内部欠陥から発生したき裂は、発生直後は極低速で進展（以下、「極低速き裂進展」ということがある）し、その後、速度を上げて進展して破断に至ることが知られている。この破断までのき裂進展は、ほとんど極低速き裂進展である。そのため、極低速き裂進展を抑制することができれば、超高サイクル疲労域の疲労寿命を飛躍的に改善することが可能となり、実使用環境での疲労折損を抑制することができると考えた。
【００２４】
極低速き裂進展の抑制にあたり、本発明者らは、焼戻しマルテンサイト組織の隣接する２つの結晶の方位差が５°以上１５°未満と小さい小傾角粒界が、極低速き裂進展を妨げるため、小傾角粒を微細にすると飛躍的に疲労特性が改善すると考えた。詳細には、方位差が１５°以上と大きい大傾角粒界が疲労き裂を抑制することは知られていたが、極低速き裂進展は、き裂の駆動力が小さいことから小傾角粒界も疲労き裂を抑制すると考えた。更に、超高サイクル疲労域では極低速き裂進展が支配的となるため、小傾角粒の微細化による上記効果が顕著に得られると考えた。そして、焼戻しマルテンサイト組織の小傾角粒界や大傾角粒界を微細化させるためには、マルテンサイト変態が生じる前の組織であるオーステナイト組織の結晶粒を微細化させることが有効であると考えた。オーステナイト粒の微細化には線材の圧延温度や鋼線の焼入れ時の加熱温度の低温化が有効であるが、これらの温度を低温化させると、Ｃｒ系炭化物が残存しやすくなるため、かえって疲労特性を悪化させるおそれがある。
【００２５】
そこで、本発明者らが鋭意検討した結果、式（３）で表されるＭｓ（マルテンサイト変態開始温度）を低減することにより、マルテンサイトの変態時にマルテンサイト組織を微細化することができ、その結果、上記方位差が５°以上の粒界、すなわち小傾角粒界と大傾角粒界が微細になって疲労特性を向上できることを見出した。
【００２６】
一方、疲労特性向上の観点より、ＶやＭｏなどの析出物を微細化させる技術も従来から知られている。しかし、これら析出物を十分に微細にさせるためには多量の合金元素が必要になるが、多量の合金元素を添加すると、高コストとなるだけではなく、粗大な析出物が析出して破壊起点となり、かえって疲労特性を悪化させるおそれがある。
【００２７】
そこで、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｃｒ系炭化物の形成に影響する成分であるＣｒ、Ｓｉと、Ｖ系炭化物に影響する成分であるＣ、Ｖの含有量を制御して、適切な熱間加工を行うことによって、熱間加工前の加熱によって生じるＣｒ系炭化物の溶解で生じた固溶ＣによりＶ系炭化物を析出させることができ、Ｃｒ系炭化物とＶ系炭化物を同時に制御できることも見出した。
【００２８】
尚、本発明では疲労特性として、ばねの疲労特性を高めることを最終目的とするが、これを達成させるには、ばねの製造に用いる熱処理鋼線も疲労特性に優れていることが必要となる。この様な観点から、熱処理鋼線の疲労特性の向上を図っている。本発明では、以下、ばねの疲労特性や熱処理鋼線の疲労特性を、単に「疲労特性」ということがある。
【００２９】
本発明においてＣｒ系炭化物には、Ｃｒ炭化物の他、Ｃｒ炭窒化物、およびＶやＭｏ等の炭化物生成元素との複合炭化物、および複合炭窒化物も含む主旨である。
【００３０】
本発明においてＶ系炭化物には、Ｖ炭化物の他、Ｖ炭窒化物、およびＣｒやＭｏ等の炭化物生成元素との複合炭化物、および複合炭窒化物も含む主旨である。
【００３１】
以下、介在物、および成分組成を規定した理由について詳述する。
【００３２】
まず、本発明の熱処理鋼線の介在物について説明する。
【００３３】
本発明の熱処理鋼線は、鋼線の直径の１／４位置において、円相当直径１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の平均個数密度が１個／μｍ2以下であり、円相当直径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の平均個数密度が１０個／μｍ2以上である。一般に窒化処理やショットピーニング等を考慮すると熱処理鋼線表面から０．３ｍｍ深さ位置の介在物が疲労破壊の起点になりやすいが、０．３ｍｍ深さ位置と１／４位置とは組織的に大差がないため、本発明では１／４位置の介在物を制御している。
【００３４】
[円相当直径１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の平均個数密度：１個／μｍ2以下]
円相当直径１００ｎｍ以上の粗大なＣｒ系炭化物は疲労き裂の進展経路となりやすく、Ｃｒ系炭化物析出量が増えると疲労特性が低下する。そのため、この範囲のＣｒ系炭化物の平均個数密度は小さい方がよく、１個／μｍ2以下、好ましくは０．５個／μｍ2以下、より好ましくは０．２個／μｍ2以下である。しかし、この範囲のＣｒ系炭化物の平均個数密度を０個／μｍ2にすることは工業的に困難であり、通常、０．０５個／μｍ2程度は含有している。
【００３５】
[円相当直径１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の平均個数密度：１０個／μｍ2以上]
Ｖ系析出物は、オーステナイト組織を微細化し、変態後のマルテンサイト組織も微細化することにより、疲労特性を向上させる。しかし、圧延前や焼入れ前の加熱により溶解しやすいため、円相当直径１０ｎｍ以上でなければ鋼線のオーステナイト粒の微細化には寄与しない。一方、円相当直径５０ｎｍ超のＶ系析出物は、疲労き裂の進展経路となりやすく疲労特性を低下させるおそれがある。そのため、この範囲のＶ系炭化物の平均個数密度は、１０個／μｍ2以上、好ましくは２０個／μｍ2以上、より好ましくは３０個／μｍ2以上である。
【００３６】
次に、本発明に係る熱処理鋼線に用いられる鋼中の化学成分組成について説明する。
【００３７】
［Ｃ：０．５〜１％］
Ｃは、ばねの強度、耐へたり性の向上に有効な元素であり、更に、Ｖ系炭化物を得るために必要な元素でもある。このような効果を有効に発揮させるには、Ｃ含有量は０．５％以上、好ましくは０．５５％以上、より好ましくは０．６％以上である。Ｃ含有量の増加に伴ってばねの強度・耐へたり性は向上するが、含有量が過剰になると粗大なセメンタイトを多量に生成し疲労特性だけではなく、ばね加工性、ばね特性に悪影響を及ぼす。そのためＣ含有量は１％以下、好ましくは０．８％以下、より好ましくは０．７５％以下である
【００３８】
［Ｓｉ：１．５〜２．５％］
Ｓｉは、鋼の脱酸、及びばねの強度向上に有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ含有量は１．５％以上、好ましくは１．７％以上、より好ましくは１．８％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると、材料を硬化させるだけでなく、延性・靱性を低下させる他、表面の脱炭量が増加して疲労特性を低下させることがある。そのためＳｉ含有量は２．５％以下、好ましくは２．４％以下、より好ましくは２．３％以下である。
【００３９】
［Ｍｎ：０．２〜１．５％］
Ｍｎは、鋼の脱酸、鋼中ＳをＭｎＳとして固定することに加えて、焼入れ性を高めてばね強度の向上に貢献する。このような効果を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は０．２％以上、好ましくは０．４％以上、より好ましくは０．５％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が過度に向上するため、線材の圧延時にマルテンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなり加工性を悪化させるおそれがある。そのため、Ｍｎ含有量は１．５％以下、好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。
【００４０】
［Ｖ：０．１〜０．５％］
Ｖは、熱間加工、および焼入れ焼戻し処理において、固溶状態でマルテンサイト組織を微細にする作用があり、疲労特性の向上に寄与する。更に、Ｖは、圧延前や焼入れ前の加熱時にＶ系炭化物として析出して、オーステナイト粒径の粗大化を抑制することによっても、マルテンサイト組織を微細にして疲労特性を向上させる。この効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は０．１％以上、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．１８％以上である。一方、Ｖ含有量が多いと、粗大なＶ系炭化物が増加することにより微細なＶ系炭化物が減少して、疲労特性が低下する。そのためＶ含有量は０．５％以下、好ましくは０．４０％以下、より好ましくは０．３５％以下である。
【００４１】
［Ｐ：０％超０．０５％以下］
Ｐはオーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させるため疲労特性が低下する。そのためＰ含有量は、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量は少ないほど好ましいが、ゼロとするのは製造上困難であり、０．００３％程度は不可避不純物として含有することがある。
【００４２】
［Ｓ：０％超０．０５％以下］
Ｓはオーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させるため疲労特性が低下する。そのためＳ含有量は、０．０５％以下、好ましくは０．０３％以下、より好ましくは０．０２％以下である。Ｓ含有量は少ないほど好ましいが、ゼロとするのは製造上困難であり、０．００３％程度は不可避不純物として含有することがある。
【００４３】
［Ｃｒ：０％超０．７％以下］
Ｃｒは、焼入れ性を向上させて、ばね強度を向上させることに加え、Ｃの活量を低下させて圧延時や熱処理時の脱炭を防止する効果がある。このような効果を有効に発揮させるにはＣｒ含有量は、好ましくは０．３％以上、より好ましくは０．４％以上である。一方、Ｃｒが増加すると鋼中のＣｒ系炭化物が増加するためばねの疲労特性を低下させる。そのためＣｒ含有量は０．７％以下、好ましくは０．６５％以下、より好ましくは０．６％以下である。
【００４４】
［Ａｌ：０％超０．０１％以下］
Ａｌは鋼中でＡｌ２Ｏ３やＡｌＮの介在物を形成する。これらの介在物はばねの疲労寿命を著しく低下させる。そのためＡｌ含有量は０．０１％以下、好ましくは０．００５％以下である。
【００４５】
［Ｎ：０％超０．００７％以下］
ＮはＡｌと結合してＡｌＮの介在物を形成する。ＡｌＮ介在物はばねの疲労寿命を著しく低下させる。またＮは伸線加工中の時効脆化を促進するため、二次加工を難しくする。そのためＮ含有量は０．００７％以下、好ましくは０．００５％以下である。
【００４６】
［Ｏ：０％超、０．００４％以下］
Ｏを過剰に含有すると粗大な非金属介在物を生成して疲労強度を低下させる。そのためＯ含有量は０．００４％以下、好ましくは０．００３％以下である。
【００４７】
［Ｎｉ：０％超、０．５％以下］
Ｎｉは、焼入れ性を向上させて、マルテンサイト組織を微細にする効果がある。このような効果を有効に発揮させるにはＮｉ含有量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｎｉ含有量が多いとコスト面で劣るだけでなく、焼入れ性が過度に向上するため、線材圧延時のマルテンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなり、鋼線の加工性を著しく低下させる。そのため、Ｎｉ含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２５％以下、更に好ましくは０．２％以下である。
【００４８】
本発明の熱処理鋼線の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、鉄原料（スクラップを含む）、副原料などの資材、製造設備などの状況によって不可避的に混入するＣａ、Ｎａなどの不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。
【００４９】
本発明の鋼材には、必要に応じて更にＭｏ、Ｃｕ、Ｂを含有させてもよく、含有させる元素の種類、含有量に応じて熱処理鋼線の特性を更に改善できる。
【００５０】
［Ｍｏ：０％超０．５％以下、Ｃｕ：０％超０．５％以下、およびＢ：０％超０．０１％以下よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｍｏ、Ｃｕ、およびＢは、いずれも焼入れ性の向上に有効な元素である。これらの元素は、夫々単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。
【００５１】
［Ｍｏ：０％超０．５％以下］
Ｍｏは、更に、Ｍｏ系析出物として析出するため、オーステナイト粒径の微細化に有効な成分である。このような効果を有効に発揮させるためにＭｏ含有量は、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｍｏ含有量が多いとコスト面で劣るだけでなく、焼入れ性が過度に向上するため、線材圧延時のマルテンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなり、線材の加工性を著しく低下させる。そのため、Ｍｏ含有量は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
【００５２】
［Ｃｕ：０％超０．５％以下］
Ｃｕ含有量は、上記効果を有効に発揮させるために０．０１％以上、より好ましくは０．１％以上である。一方、Ｃｕ含有量が多いとコスト面で劣るだけでなく、焼入れ性が過度に向上するため、線材圧延時のマルテンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなり、線材の加工性を著しく低下させる。そのため、Ｃｕ含有量は好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．４０％以下、更に好ましくは０．３０％以下である。
【００５３】
［Ｂ：０％超０．０１％以下］
Ｂは、更に、焼入れ性の向上とオーステナイト結晶粒界の清浄化作用があり、靱延性を向上させる。この様な効果を有効に発揮させるには、Ｂ含有量は好ましくは０．００１％以上、より好ましくは０．００１５％以上、更に好ましくは０．００２％以上である。一方、Ｂを過剰に含有させるとＦｅとＢの複合化合物が析出し、熱間加工時の割れを引き起こす危険がある。また、焼入れ性が過度に向上するため、マルテンサイト、ベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなる。そのため、Ｂ含有量は好ましくは０．０１％以下、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。
【００５４】
［Ｃｒ］×［Ｓｉ］≦１．５・・・（１）
式中、［Ｃｒ］および［Ｓｉ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
【００５５】
ＣｒとＳｉは共に加熱時のオーステナイト変態を阻害する成分であり、Ｃｒ含有量とＳｉ含有量の積が大きくなると粗大なＣｒ系炭化物が残存しやすくなり、疲労特性が低下する。そのために、［Ｃｒ］×［Ｓｉ］の上限は１．５以下、好ましくは１．４以下、より好ましくは１．３以下である。なお、その下限は、特に限定されないが、例えば、好ましくは０．４５以上である。
【００５６】
［Ｃ］／［Ｖ］≦４．２・・・（２）
式中、［Ｃ］および［Ｖ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
【００５７】
微細なオーステナイト粒を得るためには、適当なサイズのＶ系炭化物を分散させる必要があるため、その構成元素であるＣ含有量及びＶ含有量だけでなくＣ量とＶ量の比（［Ｃ］／［Ｖ］）も適切に制御する必要がある。そのために、Ｃ量とＶ量の比（［Ｃ］／［Ｖ］）の上限は４．２以下、好ましくは４．０以下、より好ましくは３．８以下である。
【００５８】
Ｍｓ＝５３９−４２６×［Ｃ］−３０．４×［Ｍｎ］−１７．７×［Ｎｉ］−１２．１×［Ｃｒ］−７．５×［Ｍｏ］−７．５×［Ｓｉ］≦２５０・・・（３）
式中、［Ｃｒ］、［Ｓｉ］、［Ｃ］、［Ｖ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、および［Ｍｏ］は、各元素の含有量を示し、単位は質量％である。
Ｍｓを２５０以下に低減することにより、微細なマルテンサイト組織が得られ、上記方位差が５°以上の粒界が微細になって疲労特性を向上することができる。一方、Ｍｓの下限は特に限定されないが、ばね加工性などを考慮すると、好ましくは１５０以上である。
【００５９】
[円相当直径２μｍ以下の結晶粒の面積率：８５面積％以上]
上記の通り、極低速き裂進展の抑制には、円相当直径２μｍ以下の小傾角粒となるマルテンサイト組織が有効である。そのために、後述するＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎｓ）で測定される方位差５°以上の境界で囲まれる領域を結晶粒と定義したときに、全結晶粒に占める円相当直径２μｍ以下の結晶粒の面積率を、好ましくは８５面積％以上とする。すなわち、この結晶粒の面積率を、全結晶粒に対して、８５面積％以上とすることで疲労特性が向上し易くなる。結晶粒の面積率の下限は、より好ましくは９０面積％以上、更に好ましくは９５面積％以上、最も好ましくは１００面積％である。
【００６０】
本発明の熱処理鋼線の製造方法は特に限定されず、公知の製造条件を採用できる。例えば上記化学成分組成を有する鋼を溶製、分塊圧延した鋼片を熱間加工で直径５．０〜８．０ｍｍ程度の線材に加工し、コイル状に巻き取って冷却する。その後、鋼線材（以下、「圧延線材」ということがある）の表層の疵や脱炭部を除去する皮削り処理を実施する。更にその後、高周波等で軟化焼鈍処理、またはパテンティング処理を行った後、所望の線径、例えば弁ばね用の場合は直径３〜４ｍｍ程度まで伸線加工すればよい。得られた伸線加工線材はその後、オイルテンパーと呼ばれる焼入れ、焼戻し処理を実施して熱処理鋼線が得られる。弁ばねやクラッチばねなどの各種ばねは、このようにして得られた熱処理鋼線をばね形状に加工することで得られる。
【００６１】
本発明では焼戻しマルテンサイト組織中のＣｒ系炭化物及びＶ系炭化物の析出サイズ、個数を制御するために、特に熱間加工条件を制御する必要がある。
【００６２】
例えば上記所定の化学成分組成を満足する鋼塊を溶鉱炉で溶製した後、この鋳塊を分塊圧延して所定サイズのビレットを作製する。分塊圧延工程ではＣｒ系炭化物を十分に固溶させるため、分塊圧延前にビレットを好ましくは１２００℃以上、より好ましくは１２２０℃以上、更に好ましくは１２３０℃以上に加熱する必要がある。ビレットを高温に加熱する程、Ｃｒ系炭化物を固溶できるため、加熱温度の上限は特に限定されないが、加熱炉の耐熱温度を考慮すると、加熱温度の上限は好ましくは１２５０℃以下、より好ましくは１２４０℃以下である。
【００６３】
熱間加工工程では、Ｃｒ系炭化物を溶解させると同時に、Ｖ系炭化物を析出させるため、下記の通り厳密な圧延条件の管理が必要となる。
【００６４】
熱間加工前の加熱温度が高温であるほどＣｒ系炭化物の溶解は進むため、熱間加工前の加熱温度は８５０℃以上、好ましくは８６０℃以上、さらに好ましくは８７０℃以上である。一方、Ｖ系炭化物は、高温で析出すると粗大化するため、熱間加工前の加熱温度は９５０℃以下、好ましくは９４０℃以下、さらに好ましくは９３０℃以下である。
【００６５】
更に、Ｖ系炭化物は、熱間圧延などの熱間加工を加えない場合はオーステナイト粒界に析出しやすく、オーステナイト粒界に析出した場合は粗大化しやすくなる。そのため、Ｖ系炭化物を微細に析出させるためには、オーステナイト粒内に加工ひずみを加える必要があり、特に固溶量が多い高温での圧下量を確保する必要がある。そのため、熱間加工前の加熱温度から熱間加工による減面率５０％に達したときの温度までの温度低下は、小さい方がよく、５０℃以下、好ましくは４０℃以下、より好ましくは３５℃以下、更に好ましくは３０℃以下である。
【００６６】
熱間加工後の冷却過程でＣｒ系炭化物の生成、成長を抑制するために制御冷却をする必要がある。熱間加工後の冷却過程でＣｒ系炭化物の生成、成長を抑制すると共に、ベイナイトやマルテンサイト等の過冷却組織の発生や過度の脱炭を抑制するためには圧延線材を適切に冷却する必要がある。具体的には圧延線材を巻取った後の冷却コンベアに載置する際の載置温度、すなわち、圧延終了温度は、７５０℃以上、好ましくは７８０℃以上であって、９５０℃以下、好ましくは９２０℃以下である。
【００６７】
またコンベア載置後の冷却速度はＣｒ系炭化物が生じないように任意に設定することができるが、概ね圧延終了温度から３００℃までの平均冷却速度は、好ましくは１℃／秒以上である。
【００６８】
上記冷却速度制御は、例えば圧延線速、コンベア速度、ブロアー冷却、カバー冷却等を適宜組み合わせることによって制御可能である。なお、上記温度は、コンベア上の複数個所に設けた放射温度計によって測定することができる。
【００６９】
圧延線材表層の脱炭層、疵等を取除く皮削り処理、パーライト組織とするためにパテンティング処理を行った後、所望の線径に伸線加工すればよい。パテンティング処理の条件は、特に限定されないが、例えば、粗大な未溶解Ｃｒ系炭化物の再生成、成長を抑制するためには、概ねパテンティング時の加熱温度を好ましくは８５０℃以上とする。一方、Ｖ系炭化物の溶解を抑制するには、該加熱温度を好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９４０℃以下とする。また該加熱温度での保持時間は、好ましくは１０秒以上、６０秒以下である。平均冷却速度は、好ましくは１．０℃／秒以上である。
【００７０】
伸線加工線材には焼入れ焼戻し処理を施す。焼入れ焼戻し処理において、焼入れ時の加熱温度は、Ｃｒ系炭化物の再生成、成長を抑制するため、８５０℃以上、好ましくは８７０℃以上、より好ましくは８９０℃以上である。一方、加熱温度が過剰に高温になるとＶ系炭化物が溶解し、オーステナイトを微細化する効果が減少するため、オーステナイト結晶粒粗大化を抑制する観点から加熱温度は、９５０℃以下、好ましくは９３０℃以下、より好ましくは９２０℃以下である。所定温度に保持した後に加熱した油、例えば概ね５０〜８０℃程度の油で焼入れを行った後、焼戻しは、ばね用熱処理鋼線に求められる２１００ＭＰａ以上の引張強度となるようにすればよい。例えば焼戻しの加熱温度は概ね３５０℃以上、４５０℃以下が好ましい。このような処理をすることで所望の引張強度を有する熱処理鋼線が得られる。
【００７１】
本発明の熱処理鋼線は、後記実施例に示すように疲労特性に優れた特性を示す。本発明の熱処理鋼線は所望のコイル径、自由高さ、巻き数に加工して弁ばねやクラッチばね、エンジンばね、トランスミッションばねなど各種ばねを製造できる。熱処理鋼線には加工する際に必要に応じて窒化処理や真空浸炭処理などの公知の各種処理を施してもよい。
【実施例】
【００７２】
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。
【００７３】
なお、本実施例では、下記の通り、熱間圧延を模擬した鍛造後の伸線加工することなく、焼入れ焼戻し処理した鋼材から試験片を採取して、超高サイクル疲労域の疲労試験を行った。その理由は、汎用の疲労試験機を用いると１年以上の期間が必要となるため、迅速な評価が可能な超音波疲労試験機を用いた方が効率的だからである。但し、この超音波疲労試験機では試験片形状が制限されるため、伸線加工した鋼線を評価することができない。そのために、本実施例では伸線加工を施さずに評価を行った。本発明で規定する炭化物は、熱間加工工程によって制御されるため、本実施例で疲労特性が向上する場合は、伸線加工した鋼線でも疲労特性が向上すると考えられる。以下、本実施例を具体的に説明する。
【００７４】
まず、表１に示す化学成分組成の鋼塊１５０ｋｇを小型真空溶解炉で溶製した後、分塊圧延前の加熱温度を模擬した表２に記載の焼ならし温度で加熱した後、鍛伸加工してφ１１０ｍｍの鋼片を作製した。この鋼片を用いて、表２に示す条件にて熱間圧延を模擬した鍛造を行い、線径φ１５ｍｍの鋼材とした。なお、圧延終了温度から３００℃までの冷却は、平均冷却速度７℃／秒程度で行った。
【００７５】
その後表２に示す条件にて焼入れ焼戻し処理をおこなった。焼入れの加熱温度での保持時間は６００秒、焼戻しの加熱温度での保持時間は１２００秒で行った。更に、焼戻し処理は引張強度が２１００〜２１６４ＭＰａとなるように実施し、熱処理鋼線を製造した。
【００７６】
引張強度、Ｃｒ系炭化物、Ｖ系炭化物、円相当直径２μｍ以下の結晶粒、疲労特性は次のように測定した。
【００７７】
［引張強度］
島津製作所製ＡＧ−ＩＳ  ２５０ｋＮ  オートグラフ引張試験機にて、評価間距離：２００ｍｍ、歪み速度：１０ｍｍ／分で、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定の方法で、引張強度を測定した。
【００７８】
［Ｃｒ系炭化物の平均個数密度］
上記熱処理鋼線の組織に存在するＣｒ系炭化物を観察するにあたり、まず鍛伸方向に垂直な断面（以下、「横断面」という）で切断し、サンプルを切断後熱間樹脂に埋め込み、ペーパー研磨、バフ研磨、エッチングの順に行い、観察用サンプルとした。エッチング液には５質量％ピクリン酸９５質量％エタノールを使用して、炭化物、および炭窒化物を現出した。次いで、鋼線の直径Ｄの１／４となる位置を観察した。炭化物、および炭窒化物の観察は、上記エッチングを行ったサンプルを用いて、ＦＥＩ社製の電界放出型走査型電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ  Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｓｃａｎｎｉｎｇ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）  Ｈｅｌｉｏｓ６００を用いて、加速電圧：２０ｋＶ、電流：０．１ｎＡ、撮影倍率：２００００倍の条件にて行った。次いで、Ｏｘｆｏｒｄ社製のエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ：Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｏｎ  Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＭＡＸ）にて、Ｆｅを除く元素のうちＣｒを１０質量％以上含む炭化物および炭窒化物の測定を行った。この炭化物および炭窒化物をＣｒ系炭化物とした。前記手順を３視野（１４０μｍ2／視野×３視野）について行い、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔ社製の画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて円相当直径が１００ｎｍ以上のＣｒ系炭化物の個数を求め、１μｍ2当たりの個数密度および平均値を算出した。
【００７９】
［Ｖ系炭化物の平均個数密度］
まず、Ｃｒ系炭化物と同様の採取位置からサンプルを採取した。次いで、切断、機械研磨、電解研磨、エッチング、カーボン蒸着、剥離、洗浄の順に行う抽出レプリカ法にて顕微鏡観察用試料を作製した。電解研磨には電解液として１０体積％過塩素酸−９０体積％エタノール、エッチング液には１０体積％アセチルアセトン−９０体積％メタノール−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム、剥離液には１体積％硝酸−９９体積％メタノールを使用した。Ｖ系炭化物の観察は、上記観察用試料を用いて、電界放射型透過電子顕微鏡（ＦＥ−ＴＥＭ、Ｆｉｅｌｄ−Ｅｍｉｓｓｉｏｎ  Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ  Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）  ＨＦ−２０００にて、加速電圧：２００ｋＶ、撮影倍率：２０，０００倍、総合倍率：３０，０００倍の条件にて行った。Ｖ系炭化物の同定は、ＴＥＭ付属のＫｅｖｅｘ社製のＥＤＸ（Ｅｎｅｒｇｙ  Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ  Ｘ−ｒａｙ  ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ）装置Ｓｉｇｍａを用いて行った。Ｆｅを除く元素のうちＶを１０質量％以上含む炭化物、および炭窒化物をＶ系炭化物とした。前記手順を３視野について行い、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔ社製  画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて円相当直径が１０ｎｍ以上５０ｎｍ以下のＶ系炭化物の個数を求め、１μｍ2当たりの個数密度および平均値を算出した。
【００８０】
[円相当直径２μｍ以下の結晶粒の面積率]
Ｃｒ系炭化物と同様の採取位置からサンプルを採取し、表面を研磨して、４０μｍ角の領域について、ＥＢＳＤによる組織観察を行った。ＥＢＳＤ測定は、カール・ツァイス社製のＵｌｔｒａ５５を使用し、０．０５μｍステップで３視野について行った。測定データについて、ＴＳＬソリューションズ社製の解析ソフトＯＩＭ  Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて解析を行った。方位差５°以上となる境界を結晶粒界と設定して、この結晶粒界で囲まれた結晶粒全面積に占める円相当直径２μｍ以下の結晶粒の面積率を測定した。
【００８１】
［疲労特性の評価］
上記熱処理鋼線を、図１に示す形状になるように機械加工して作製し、試験片表面は鏡面まで研磨を行い作製した。その後、疲労試験は島津製作所製  超音波軸力疲労試験機（ＵＦＴ−２０００）を用いて行った。疲労試験は、周波数２０ｋＨｚ、応力比−１（完全両振り）、室温大気中、応力振幅８００〜１０００ＭＰａ、打ち切りサイクル１００億サイクル（１×１０10サイクル）にて行い、上記範囲内の任意の応力振幅にてｎ＝１０で行った。なお、５×１０7〜１×１０10サイクルで内部介在物によって破断した破断試験片が１０本に満たない場合は、適宜試験片を追加した。そして、鋼材内部の介在物から折損した１０サンプルについて後記するように介在物サイズと応力拡大係数範囲ΔＫを計算し、応力拡大係数範囲ΔＫと疲労寿命Ｎの近似曲線（ΔＫ＝Ａ×ＮB：Ａ、Ｂは近似係数）から１０億サイクル（１×１０9サイクル）の応力拡大係数範囲ΔＫ10を求め、疲労特性とした。応力拡大係数範囲の計算は、疲労試験で破断した試験片の破面をＳＥＭにて観察し、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔ社製の画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて介在物サイズを測定した。介在物サイズは破面上の短辺ａと長辺ｂの積の２乗根√（ａ×ｂ）とした。得られた介在物サイズと応力振幅より応力拡大係数範囲ΔＫを以下の式より計算した。式中、σａは応力振幅を示す。
【００８２】
ΔＫ＝０．５×σa｛π√（ａ×ｂ）｝1/2
【００８３】
なお、試験片表面の組織あるいは表面に面した介在物を起点として疲労破壊した試験片は除外した。疲労特性の判定には、ΔＫ10が従来材料の結果：２．０ＭＰａ√ｍ未満より大きくなった場合、すなわち２．０ＭＰａ√ｍ以上となった場合に合格とした。
【００８４】
これらの結果を表２に示す。
【００８５】
【表１】
2018003051.tif 000002
【００８６】
【表２】
2018003051.tif 000003
【００８７】
これらの結果から、次のように考察できる。
【００８８】
表２の試験Ｎｏ．１〜１０は、本発明で規定する成分組成を満足する表１の鋼種Ａ〜Ｆを用いて、本発明で規定する要件を満足する表２の試験Ｎｏ．１〜１０の製造条件で製造した例である。これらは、Ｃｒ系炭化物、Ｖ系炭化物の個数密度が適切に制御されているため、いずれも優れた疲労特性を有していた。
【００８９】
これに対して、以下の試験Ｎｏ．は、本発明で規定する要件のいずれかを満足しないものである。
【００９０】
試験Ｎｏ．１１は、Ｃ含有量が多い例である。この例ではＣｒ系炭化物が多くなり、疲労特性が低下した。
【００９１】
試験Ｎｏ．１２は、Ｃ含有量が少ないため、疲労特性が低下した。
【００９２】
試験Ｎｏ．１３は、［Ｃｒ］×［Ｓｉ］の値が大きい例である。この例ではＣｒ系炭化物が多くなり、疲労特性が低下した。
【００９３】
試験Ｎｏ．１４は、Ｃｒ含有量が多く、［Ｃｒ］×［Ｓｉ］の値が大きい例である。この例ではＣｒ系炭化物が多くなり、疲労特性が低下した。
【００９４】
試験Ｎｏ．１５は、Ｖ含有量が多い例である。この例では微細なＶ系炭化物が少なくなり、疲労特性が低下した。
【００９５】
試験Ｎｏ．１６は、Ｖ含有量が少なく、［Ｃ］／［Ｖ］の値が大きい例である。この例では微細なＶ系炭化物が少なくなり、疲労特性が低下した。
【００９６】
試験Ｎｏ．１７は、［Ｃｒ］×［Ｓｉ］の値が大きい例である。この例ではＣｒ系炭化物が多くなり、疲労特性が低下した。
【００９７】
試験Ｎｏ．１８は、［Ｃ］／［Ｖ］の値が大きい例である。この例では微細なＶ系炭化物が少なくなり、疲労特性が低下した。
【００９８】
試験Ｎｏ．１９は、Ｍｓが大きい例である。この例では、Ｍｓが大きいため、微細な結晶粒の面積率が好ましい範囲を下回り、疲労特性が低下した。
【００９９】
試験Ｎｏ．２０は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、圧延前の加熱温度が高く圧延終了温度が高い例である。この例では微細なＶ系炭化物が少なくなり、疲労特性が低下した。
【０１００】
試験Ｎｏ．２１は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、圧延前の加熱温度が低い例である。この例ではＣｒ系炭化物が多くなり、疲労特性が低下した。
【０１０１】
試験Ｎｏ．２２は、成分組成は本発明の要件を満足しているが、減面率５０％までの温度低下が大きい例である。この例では微細なＶ系炭化物が少なくなり、疲労特性が低下した。
【図１】
2018003051.tif 000004