(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ  ：０．４〜０．８質量％、
Ｓｉ：１．０〜２．５質量％、
Ｍｎ：０．２〜１質量％、
Ｐ  ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｓ  ：０質量％超、０．０５質量％以下、
Ｃｒ：０．６〜２質量％、
を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であって、
前記鋼線表面の鉄酸化物スケール中に占める比率が、ＦｅＯ：１０〜６０体積％、Ｆｅ2Ｏ3：０体積％超、１５体積％以下、残部：Ｆｅ3Ｏ4およびＦｅ2ＳｉＯ4を満足し、
前記鉄酸化物スケールの平均厚さが０．３〜２．０μｍであり、且つ、
前記鉄酸化物スケールの平均結晶粒径が０．２μｍ以下であることを特徴とするコイリング性に優れた鋼線。
【請求項２】
更に、
Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下、
Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、および
Ｍｏ：０質量％超、１質量％以下
よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の鋼線。
【請求項３】
更に、
Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、
Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、および
Ｖ  ：０質量％超、１質量％以下
よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の鋼線。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線を製造する方法であって、
請求項１〜３のいずれかに規定された組成を満足する鋼線材を下記条件で熱処理した後、焼入れ焼戻しすることを特徴とするコイリング性に優れた鋼線の製造方法。
加熱雰囲気：酸素が０．１〜５体積％、水が３０〜８０体積％、残部が窒素
加熱温度：７５０〜９５０℃
上記加熱温度での保持時間：１０〜１２０秒
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コイリング性に優れた鋼線およびその製造方法に関する。本発明の鋼線は特に、弁ばねやクラッチばねなどのように精密かつ高強度が要求されるばね類の素材として使用されるばね用鋼線に好ましく用いられる。
【背景技術】
【０００２】
自動車のエンジン、燃料噴射装置などの内燃機関に使用される弁ばねやクラッチばねなどのばね類は、ばね用鋼線をコイリングすることによって製造される。
【０００３】
ばね用鋼線は、一般に以下のようにして製造される。まず、ビレットなどの鋼片を加熱し、熱間にて粗圧延および仕上圧延を施して所定の線径まで減面加工した後、コイル状に束ねて圧延鋼線材を得る。次いで、得られた圧延鋼線材に皮削り加工、表面の加工層除去のための焼鈍処理またはパテンティング処理を行なうか、或は、当該圧延鋼線材のまま焼鈍処理またはパテンティング処理を行なう。次に、表面に潤滑処理を施して所定の線径まで冷間で伸線加工した後、表面に形成される潤滑皮膜を電解酸洗または熱処理などで除去する。その後、上記鋼線材をオーステナイト域まで加熱（焼入れ加熱）して保持し、焼入れ焼戻し処理して鋼線（熱処理鋼線）を得る。このようにして得られた鋼線をコイリングマシンでばね形状にコイリング加工するとばね用鋼線が得られる。コイリング加工時に、上記熱処理鋼線の表面に潤滑処理が施される場合もある。
【０００４】
上記のようにして得られるばね用鋼線では、焼入れ焼戻し時に形成される鉄酸化物スケールが重要な役割を果たす。すなわち、ばね用鋼線をコイリングする際、コイリングマシン治具（コイリングピン）とばね用鋼線が直接接触すると、コイリングの進行に伴ってコイリングピンの温度が上昇し、摩擦のためにばね用鋼線の表面に焼付きが生じるようになる。焼付きの発生は、ばね用鋼線の表面にツールマークと呼ばれる疵の形成や、ばね自由長ばらつきなどのコイリング不良を招き、製造されるばねの品質に悪影響を及ぼす。
【０００５】
上記焼付きの発生を抑制するためには、ばね用鋼線とコイリングピンとの間に潤滑剤を適用することが考えられる。しかしながら、弁ばねやクラッチばねなどのように精密かつ高強度が要求されるばね類の製造過程では安定した潤滑性能が求められるため、一般的な潤滑処理のみでは十分な潤滑性能を付与することができない。そこで、鉄酸化物スケールを適切に残存させることによって鉄酸化物スケールに潤滑性能を付与し、コイリングピンとばね用鋼線表面との接触を抑制してコイリング性能を向上させる開発が行なわれている。
【０００６】
従来から鉄酸化物スケール中の成分組成と密着性の関係が検討されており、鉄酸化物スケール中のＦｅ3Ｏ4（マグネタイト）が地鉄との密着性に優れることが報告されている。例えば非特許文献１には、鉄酸化物スケール中のＦｅ3Ｏ4の比率が高ければ高い程、鉄酸化物スケールの密着性が良好になることが開示されている。また、特許文献１には、Ｆｅ3Ｏ4を主成分として、脆くて剥離し易いＦｅＯ（ウスタイト）を１０％以下に抑制することでスケール剥離量を大幅に抑制できることが開示されている。特許文献２には、Ｆｅ3Ｏ4の占める割合を８０体積％に制御して剥離しにくい酸化皮膜を有し、ばね成形性などを高める方法が開示されている。特許文献３には、Ｆｅ3Ｏ4を５０体積％以上およびＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）を２０体積％以上含有する酸化皮膜を設けることにより、良好な伸線性を発揮する技術が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００７−３０８７８５号公報
【特許文献２】特開２００４−１１５８５９号公報
【特許文献３】特開２０１４−１６９４７０号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】羽田ら、「塑性と加工」、第２６巻、２９１号（１９８５年）、ｐ．３４３−３４８
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
上述したようにこれまで提案されている技術は、鉄酸化物スケール中のＦｅ3Ｏ4（マグネタイト）の比率を高めさえすれば、焼入れ焼戻し時に形成される鉄酸化物スケール密着性が高められ、コイリング性などの成形性が向上するとの観点に立って開発されたものである。しかしながら、本発明者らの実験結果によれば、Ｆｅ3Ｏ4の比率を高めるだけでは、コイリング性などは必ずしも改善されないことが明らかになった。すなわち、鉄酸化物スケールの密着性を高めることによってコイリングピンと鋼線表面との接触は抑制される反面、鉄酸化物スケール自体がコイリングピンにダメージを与え、コイリングピンが変形することで鋼線表面に疵が生じる場合があることが判明した。
【００１０】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、コイリング性に優れた鋼線およびその製造方法を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１１】
上記課題を解決し得た本発明に係るコイリング性に優れた鋼線は、Ｃ：０．４〜０．８質量％、Ｓｉ：１．０〜２．５質量％、Ｍｎ：０．２〜１質量％、Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下、Ｃｒ：０．６〜２質量％を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼線であって、鋼線表面の鉄酸化物スケールに占める比率が、ＦｅＯ：１０〜６０体積％、Ｆｅ2Ｏ3：０体積％超、１５体積％以下、残部：Ｆｅ3Ｏ4およびＦｅ2ＳｉＯ4を満足し、前記鉄酸化物スケールの平均厚さが０．３〜２．０μｍであり、且つ、前記鉄酸化物スケールの平均結晶粒径が０．２μｍ以下である点に要旨を有する。
【００１２】
本発明の好ましい実施形態において、上記鋼線は更に、Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
【００１３】
本発明の好ましい実施形態において、更に、Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、およびＶ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する。
【００１４】
また、上記課題を解決し得た本発明に係るコイリング性に優れた鋼線の製造方法は、前記組成を満足する鋼線材を下記条件で熱処理した後、焼入れ焼戻しする点に要旨を有する。
加熱雰囲気：酸素が０．１〜５体積％、水が３０〜８０体積％、残部が窒素
加熱温度：７５０〜９５０℃
加熱温度での保持時間：１０〜１２０秒
【発明の効果】
【００１５】
本発明によれば、コイリング性に優れた鋼線およびその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
焼入れ焼戻し処理によってばね用鋼線の表面に形成される鉄酸化物スケールは、おおむね、鋼線表面から順に、Ｆｅ2ＳｉＯ4（ファイアライト）、ＦｅＯ（ウスタイト）、Ｆｅ3Ｏ4（マグネタイト）およびＦｅ2Ｏ3（ヘマタイト）の酸化物が形成される。Ｆｅ2ＳｉＯ4（ファイアライト）およびＦｅＯ（ウスタイト）は、競合して鋼線表面に形成されることが多い。
【００１７】
本発明者らは、上記構造からなる鉄酸化物スケールがコイリング性に及ぼす影響を、実機コイリングマシンを用いて詳細に検討した。その結果、従来の引張試験結果に基づいて報告されていたＦｅ3Ｏ4の比率とコイリング試験によるコイリング性評価結果との間には、必ずしも明確な相関は認められないことが判明した。具体的には、Ｆｅ3Ｏ4の比率が高くても必ずしも良好なコイリング性は発揮されず、逆にコイリング性が低下する場合があることが明らかになった。
【００１８】
更に上記実験結果より、以下の新たな知見を得た。まず、Ｆｅ3Ｏ4の比率が高くてもコイリング中に鉄酸化物スケールが剥離して焼付きが発生することが分かった。更に、たとえ鉄酸化物スケールの組成が適切に制御されていても当該鉄酸化物スケールの厚さが所定範囲を超えて厚くなると、鉄酸化物スケールの剥離が顕著になってコイリング中に焼付きが発生することも分かった。一方、鉄酸化物スケールの厚さが一定以下の場合、鉄酸化物スケールが剥離しなくても、コイリングピンに疵が発生してツールマークが発生することも分かった。
【００１９】
これらの知見に基づいて、本発明者らは更に検討を行なった。その結果、良好なコイリング性を確保するためには、従来のようにＦｅ3Ｏ4の比率を高めるのではなく、ＦｅＯを一定量の範囲で生成させると共にＦｅ2Ｏ3を所定量以下に抑制することが有効であることが判明した。更に、コイリング性向上のための鉄酸化物スケールの有効厚さが存在することも判明した。更には、鉄酸化物スケールの結晶粒径を小さくすれば、コイリング中も鋼線表面に一定量の鉄酸化物スケールが残存して、優れた潤滑性能が発揮されることも判明した。本発明は、これらの知見を総合的に勘案して完成された発明である。
【００２０】
このように本発明は、鋼線表面の鉄酸化物スケールの組成、厚さ、および結晶粒径を以下のように制御した点に特徴がある。
・鉄酸化物スケールに占める比率：ＦｅＯ：１０〜６０体積％、Ｆｅ2Ｏ3：０体積％超、１５体積％以下、残部：Ｆｅ3Ｏ4およびＦｅ2ＳｉＯ4
・鋼線表面の鉄酸化物スケールの平均厚さ：０．３〜２．０μｍ
・鉄酸化物スケールの平均結晶粒径：０．２μｍ以下
【００２１】
以下、各要件について詳述する。
【００２２】
（鉄酸化物スケールの組成）
本発明では、脆くて剥離し易いなどの理由により低減していたＦｅＯを積極的に活用すると共に、Ｆｅ2Ｏ3：０体積％超、１５体積％以下と所定範囲に制御した点に特徴がある。すなわち、良好なコイリング性を発揮させるためには、鉄酸化物スケール中のＦｅＯとＦｅ2Ｏ3の比率を適切に制御することが極めて重要である。このうちＦｅＯは主に鉄酸化物スケールの密着性向上に、Ｆｅ2Ｏ3は主に鉄酸化物スケールの剥離性に大きな影響を及ぼす。上記要件を満足する限り、Ｆｅ3Ｏ4の比率は特に限定されない。
【００２３】
本明細書において、各酸化物の体積比率は、鉄酸化物スケールに含まれるＦｅＯ、Ｆｅ2Ｏ3、Ｆｅ3Ｏ4、およびＦｅ2ＳｉＯ4の合計を１００体積％としたときの値である。鉄酸化物スケールには、上記酸化物の他、（Ｆｅ，Ｍｎ）Ｏなどの酸化物が製造過程で不可避的に含まれることもあるが、これらの生成量は極めて僅かであるため、各酸化物の体積比率の算出には含めない。
【００２４】
まず、鉄酸化物スケール中に占めるＦｅＯの比率は、１０体積％以上、６０体積％以下である。ＦｅＯが１０体積％未満の場合、鉄酸化物スケールの密着性が不足し、コイリングピンと鋼線表面が接触し易くなり、焼付きが生じる。ＦｅＯの比率は、好ましくは１５体積％以上、より好ましくは２０体積％以上である。一方、ＦｅＯが６０体積％を超えると、鉄酸化物スケールの密着性が高くなり過ぎて鉄酸化物スケールが残存し易くなり、その結果、コイリングピンに疵が生じて鋼線に転写され、ツールマークが発生する。ＦｅＯの比率は、好ましくは５５体積％以下、より好ましくは５０体積％以下である。
【００２５】
鉄酸化物スケール中に占めるＦｅ2Ｏ3の比率は、０体積％超、１５体積％以下である。Ｆｅ2Ｏ3が１５体積％を超えると、鉄酸化物スケールに割れが発生し易くなり、剥離する鉄酸化物スケールのサイズが大きくなるため、潤滑性能が有効に発揮されない。Ｆｅ2Ｏ3の比率は少なければ少ない程良く、好ましくは１３体積％以下、より好ましくは１０体積％以下である。なお、Ｆｅ2Ｏ3は鉄酸化物スケールの最外層に存在して酸素と直接接触し、Ｆｅ3Ｏ4はＦｅ2Ｏ3に容易に変化する（高次化）ため、０体積％にすることはできない。
【００２６】
本発明の鉄酸化物スケールの組成は上記のとおりであり、残部：Ｆｅ3Ｏ4およびＦｅ2ＳｉＯ4である。
【００２７】
残部成分のうちＦｅ2ＳｉＯ4の生成は、加熱保持温度やその保持時間によって大きく影響される。例えば加熱保持温度が約９００℃以上と高い場合、保持時間によってＦｅ2ＳｉＯ4は生成され易くなるが、本発明における加熱保持条件ではＦｅ2ＳｉＯ4の生成量は極めて少ない。そのため、主な残部成分はＦｅ3Ｏ4である。
【００２８】
また、Ｆｅ3Ｏ4は、鉄酸化物スケールの密着性に大きな影響を与えるＦｅＯと、鉄酸化物スケールの剥離性に大きな影響を与えるＦｅ2Ｏ3との中間に存在するため、その比率を特別に制御する必要はない。
【００２９】
（鉄酸化物スケールの平均厚さ）
本発明における鉄酸化物スケールの平均厚さは０．３〜２．０μｍである。上記範囲に制御することによって鉄酸化物スケールはコイリング時に潤滑剤として有効に機能して、良好なコイリング性が確保される。
【００３０】
鉄酸化物スケールの平均厚さが０．３μｍ未満になると、鉄酸化物スケールの剥離量が不十分となり、残存する鉄酸化物スケールよってコイリングピンに疵が付き、その疵が鋼線に転写されてツールマークが発生する。鉄酸化物スケールの平均厚さは、好ましくは０．４μｍ以上、より好ましくは０．５μｍ以上である。一方、鉄酸化物スケールの平均厚さが２．０μｍを超えると、鉄酸化物スケールの内部応力が増加して鉄酸化物スケールが割れ易くなり、剥離する鉄酸化物スケールのサイズが大きくなるため、潤滑性能が有効に発揮されない。鉄酸化物スケールの平均厚さは、好ましくは１．８μｍ以下、より好ましくは１．５μｍ以下である。
【００３１】
（鉄酸化物スケールの平均結晶粒径）
本発明における鉄酸化物スケールの平均結晶粒径は０．２μｍ以下である。このように鉄酸化物スケールの平均結晶粒径を小さくすることで鉄酸化物スケールの靱性が向上して、密着性が向上する。また、剥離する鉄酸化物スケールのサイズを小さくすることでコイリングピンと鋼線表面との間に鉄酸化物スケールを残存させることができ、良好な潤滑性が維持される。鉄酸化物スケールの平均結晶粒径が０．２μｍを超えると鉄酸化物スケールが剥離し易くなる他、剥離する鉄酸化物スケールのサイズが大きくなって残存させることができないため、焼付きが発生し易くなる。
【００３２】
鉄酸化物スケールの平均結晶粒径は小さい程良く、好ましくは０．１５μｍ以下、より好ましくは０．１０μｍ以下である。
【００３３】
以上、本発明を特徴付ける鉄酸化物スケールについて説明した。
【００３４】
本発明に係る鋼線の成分は、ばね用鋼線に通常用いられるものであれば特に限定されず、これにより、ばね用鋼線に要求される基本的な特性（強度、靭性、耐へたり性など）が有効に発揮される。具体的には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃｒを基本成分として含み、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖを選択成分として含むことができる。以下、各成分の限定理由を説明する。
【００３５】
Ｃ：０．４〜０．８質量％
Ｃは、鋼材の強度、並びにばねの疲労強度および耐へたり性を確保するために有用な元素である。Ｃの含有量が少ないと必要な引張強度が確保できず、更に疲労強度および耐へたり性が低下するため、Ｃの含有量を０．４質量％以上とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．４５質量％以上であり、より好ましくは０．５質量％以上である。一方、Ｃが過剰になると粗大なセメンタイトが多量に析出し、延性や靱性などが低下してばね特性に悪影響を与えるため、Ｃの含有量を０．８質量％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．７５質量％以下であり、より好ましくは０．７質量％以下である。
【００３６】
Ｓｉ：１．０〜２．５質量％
Ｓｉは、ばね用鋼線の耐へたり性を確保するために必要な元素である。また製鋼時の脱酸剤としても有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるためには、Ｓｉの含有量を１．０質量％以上とする。Ｓｉの含有量は、好ましくは１．２質量％以上、より好ましくは１．４質量％以上である。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、材料を硬化させて冷間加工性を低下させるため、Ｓｉの含有量を２．５質量％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．３質量％以下、より好ましくは２．１質量％以下である。
【００３７】
Ｍｎ：０．２〜１質量％
Ｍｎは、鋼材の焼入れ性を高めてばねの強度や靭性の向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｍｎの含有量を０．２質量％以上とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．２５質量％以上であり、より好ましくは０．３質量％以上である。しかしながら、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、圧延時にマルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成して靭性を低下させるため、Ｍｎの含有量を１質量％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．９質量％以下であり、より好ましくは０．８質量％以下である。
【００３８】
Ｐ：０質量％超、０．０５質量％以下
Ｐは不可避不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特にＰは、結晶粒界に偏析し易い元素であり、靱性を低下させ、加工性を低下させる場合があるため、Ｐの含有量を０．０５質量％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．０４質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下である。Ｐの含有量は少ない程良いが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であるため、好ましくは概ね、０．００１質量％以上である。
【００３９】
Ｓ：０質量％超、０．０５質量％以下
Ｓは不可避不純物であり、できるだけ少ないほうが好ましい。特にＳは硫化物系介在物ＭｎＳを形成し、熱間加工時に偏析することで鋼材を脆化させる場合があるため、Ｓの含有量を０．０５質量％以下とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．０４質量％以下であり、より好ましくは０．０３質量％以下である。Ｓの含有量は少ない程良いが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であるため、好ましくは概ね、０．００１質量％以上である。
【００４０】
Ｃｒ：０．６〜２質量％
Ｃｒは、圧延後、熱処理後の強度を向上させるために有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒの含有量を０．６質量％以上とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．７質量％以上であり、より好ましくは０．８質量％以上である。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、焼入れ性が過度に向上するため、圧延時にマルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成し、延性が著しく低下するため、Ｃｒの含有量を２質量％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは１．９質量％以下であり、より好ましくは１．８質量％以下である。
【００４１】
本発明のばね用鋼線は上記成分を含み、残部：鉄および不可避的不純物である。
【００４２】
本発明では、更に以下の選択成分を含有することができる。
【００４３】
Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下、Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下、およびＭｏ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種類以上
これらの選択成分は鋼線の強度を高めるのに有用な元素である。これらは単独で含有しても良いし、二種以上を併用しても良い。好ましい含有量は以下のとおりである。
【００４４】
Ｃｕ：０質量％超、０．５質量％以下
Ｃｕは、鋼線の強度を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるため、Ｃｕの好ましい含有量は０質量％超である。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１質量％以上、更により好ましくは０．２質量％以上である。一方、Ｃｕの含有量が過剰になると、高温（１３５６Ｋ）で液相となり、熱間圧延での変形中にオーステナイト結晶粒界に偏析して表面割れを発生させるため、Ｃｕの含有量は０．５質量％以下であることが好ましい。Ｃｕの含有量は、より好ましくは０．４質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。
【００４５】
Ｎｉ：０質量％超、１質量％以下
Ｎｉは、鋼線の強度および靱性を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉの好ましい含有量は０質量％超である。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．１質量％以上、更により好ましくは０．２質量％以上である。一方、Ｎｉの含有量が過剰になると、鋼線表面に不均一に濃化し、鋼線表面の凹凸が大きくなって表面性状を悪化させるため、Ｎｉの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｎｉの含有量は、より好ましくは０．９質量％以下であり、更に好ましくは０．８質量％以下である。
【００４６】
Ｍｏ：０質量％超、１質量％以下
Ｍｏは、鋼線の強度および靱性を高めるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｍｏの好ましい含有量は０質量％超である。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．０５質量％以上、更に好ましくは０．０８質量％以上、更により好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、延性の低下により、ばね加工性やばね特性に悪影響を与えるため、Ｍｏの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｍｏの含有量は、より好ましくは０．８質量％以下、更に好ましくは０．５質量％以下である。
【００４７】
Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下、Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下、およびＶ：０質量％超、１質量％以下よりなる群から選ばれる１種以上
これらの選択成分は鋼線の靱性向上に有用な元素である。これらは単独で含有しても良いし、二種以上を併用しても良い。好ましい含有量は以下のとおりである。
【００４８】
Ｔｉ：０質量％超、０．１質量％以下
Ｔｉは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｔｉの含有量は０質量％超であることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０３質量％以上である。一方、Ｔｉの含有量が過剰になると鋼線の靭性を低下させるため、Ｔｉの含有量は０．１質量％以下であることが好ましい。Ｔｉの含有量は、より好ましくは０．０８質量％以下であり、更に好ましくは０．０５質量％以下である。
【００４９】
Ｎｂ：０質量％超、０．５質量％以下
Ｎｂは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｎｂの含有量は０質量％超であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０４質量％以上、更により好ましくは０．０６質量％以上である。一方で、Ｎｂの含有量が過剰になると、コストが増加するだけでなく、降伏点（降伏比）を上昇させて加工性を劣化させるため、Ｎｂの含有量は０．５質量％以下であることが好ましい。Ｎｂの含有量は、より好ましくは０．４質量％以下であり、更に好ましくは０．３質量％以下である。
【００５０】
Ｖ：０質量％超、１質量％以下
Ｖは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化することによって、鋼線の靱性向上に寄与する元素である。このような効果を有効に発揮させるためには、Ｖの含有量は、０質量％超であることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．０２質量％以上、更に好ましくは０．０４質量％以上、更により好ましくは０．０６質量％以上である。一方、Ｖの含有量が過剰になると、コストが増加するだけでなく、降伏点（降伏比）を上昇させて加工性を劣化させるため、Ｖの含有量は１質量％以下であることが好ましい。Ｖの含有量は、より好ましくは０．８質量％以下であり、更に好ましくは０．６質量％以下である。
【００５１】
次に、上述した本発明の鋼線を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、上記組成を満足する鋼線材を下記条件で熱処理した後、焼入れ焼戻しする点に特徴がある。これにより、鋼線表面の鉄酸化物スケール厚さ、組成および結晶粒径を適正な範囲に調整することができる。なお、上記加熱温度は、鋼線の表面温度で管理したものである。
加熱温度範囲：７５０〜９５０℃
加熱雰囲気：酸素が０．１〜５体積％、水が３０〜８０体積％、残部が窒素
保持時間：１０〜１２０秒
【００５２】
以下、詳しく説明する。
【００５３】
まず、上記組成の鋼を用い、通常の条件で熱間圧延して鋼線材とした後、伸線加工して鋼線を得る。
【００５４】
次いで、上記鋼線を、所定の加熱雰囲気下（酸素０．１〜５体積％、水３０〜８０体積％、残部窒素）、オーステナイト化のための加熱温度：７５０〜９５０℃、当該加熱温度での保持時間：６０〜１２０秒で熱処理する。
【００５５】
ここで、加熱開始温度からオーステナイト化のための最高加熱温度までの加熱方法は、鉄酸化物スケールの平均結晶粒径を微細化する観点に基づき、高周波による急速加熱が選択される。
【００５６】
本発明では、上記加熱温度を７５０〜９５０℃とする。鉄酸化物スケールの結晶粒径および厚さは上記加熱温度に最も影響を受け、上記の温度範囲に制御することで鉄酸化物スケールの平均結晶粒径および平均厚さを本発明の範囲内に制御することができる。加熱温度が９５０℃を超えると、鉄酸化物スケールの結晶粒が粗大化し易くなって０．２μｍを超えるようになり、鉄酸化物スケールの潤滑性能が低下する。更にＦｅＯの比率も増加する。加熱温度の好ましい上限は９３０℃であり、より好ましくは９１０℃である。鉄酸化物スケールの結晶粒微細化のためには上記加熱温度は低ければ低い程良いが、加熱温度が７５０℃未満になると、鉄酸化物スケールの平均厚さが小さくなって潤滑機能が有効に発揮されない。更に、鋼線の表面に脱炭が生じてばね製品の疲労寿命が著しく低下する。鉄酸化物スケールの平均厚さを適切に制御すると共に、脱炭を抑制してゼロにするためには、加熱温度を７５０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは７６０℃以上、より好ましくは７７０℃以上である。
【００５７】
本発明では、加熱雰囲気を適切に制御することが極めて重要である。オーステナイト化加熱温度において鋼線表面に鉄酸化物スケールが形成されるが、水蒸気を多く含む雰囲気で加熱した場合、ＦｅＯの生成が促進されるため、好ましくない。このような観点から、上記の加熱処理は、水の比率が３０〜８０体積％で、酸素の比率が０．１〜５体積％となるような窒素雰囲気下で行なう必要がある。
【００５８】
詳細には、水の比率が３０体積％未満になるとＦｅＯが生成し難くなるため、鉄酸化物スケールの密着性が低下する。加熱雰囲気中の水の比率は好ましくは３５体積％以上、より好ましくは４０体積％以上である。一方、水の比率が８０体積％を超えるとＦｅＯの生成が促進されるため、潤滑に必要な鉄酸化物スケールの剥離が発生し難くなり、その結果、鋼線表面にツールマークが発生し易くなる。加熱雰囲気中の水の比率は、好ましくは７５体積％以下、更に好ましくは７０体積％以下である。
【００５９】
また、酸素は鉄と反応することで鉄酸化物スケールの形成、および鉄酸化物スケールの高次化に伴うＦｅ2Ｏ3の成長を促進する作用を有する。また、酸素の作用によって鋼線表面に形成される鉄酸化物スケールのばらつきを小さくすることができる。このような効果を有効に発揮させるための酸素の比率は０．１体積％以上である。酸素の比率は、好ましくは０．３体積％以上、より好ましくは０．５体積％以上である。一方、酸素の比率が５体積％を超えると上述した酸素の効果が飽和するだけでなく、鉄酸化物スケールの最表層にＦｅ2Ｏ3を過剰に形成し易くなり、鉄酸化物スケールの潤滑性能が低下する。そのため、酸素の比率は５体積％以下である。酸素の比率は、好ましくは４体積％以下、より好ましくは３体積％以下である。
【００６０】
加熱雰囲気は、上述した酸素と水の他、残部は窒素である。窒素の他、炭酸ガスなどの不可避的に混入されるガスも微量に含まれ得るが、これらの成分は所望とする鉄酸化物スケールの生成に殆ど影響しない。
【００６１】
本発明では、上記加熱温度での保持時間を１０〜１２０秒とする。保持時間は鉄酸化物スケールの厚さに最も影響を及ぼす。オーステナイト化温度における保持時間を１０〜１２０秒の範囲とすることで、鋼線表面の鉄酸化物スケール厚さを０．３〜２．０μｍの範囲に制御することができる。保持時間が１０秒未満になると、鉄酸化物スケール厚さを０．３μｍまで成長させることが困難になり、剥離させる鉄酸化物スケール量が不十分になる。保持時間は、好ましくは１２秒以上、より好ましくは１５秒以上である。一方、保持時間が１２０秒を超えると、鉄酸化物スケールが成長し過ぎるだけでなく、鉄酸化物スケールに発生する残留応力によって鉄酸化物スケールに割れが生じ易くなる。保持時間は、好ましくは１１０秒以下、より好ましくは１００秒以下である。
【００６２】
上記の熱処理を行なった後、焼入れ焼戻しする。焼入れ焼戻しの条件は、ばね用鋼線で一般的に用いられ方法を採用することができる。例えば焼入れは、水焼入れ、油焼入れの両方が用いられる。また、焼戻しはガス、高周波、流動層などの加熱方法を採用することができる。焼戻しの温度および時間は、例えば３００〜６００℃、１５〜１２０秒の範囲で行なうことが好ましい。
【実施例】
【００６３】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００６４】
実施例１
表１に示す鋼種Ａ〜Ｇを溶製してビレットを作製した後、熱間圧延を施して、直径（線径）が８．０ｍｍの圧延線材を得た。次いで、得られた圧延線材の表面を皮削り処理した後、冷間伸線加工を施して直径（線径）が３．５ｍｍの鋼線を得た。次に、表面の潤滑皮膜を電解酸洗により除去した後、表２に示す試験Ｎｏ．１〜２５の条件で熱処理した後、油焼入れし、高周波による加熱を行なって保持炉で保持した後、油で冷却する焼戻しを施した。加熱開始温度は２０℃である。油焼入れ温度は６０℃であり、焼戻し温度は引張強度を一定（２０００ＭＰａ±５０ＭＰａ）にするため、４００〜５００℃の範囲で変化させた。焼戻し時間は３０秒と一定である。
【００６５】
このようにして得られた各鋼線について、下記の方法で鉄酸化物スケールの特性（鉄酸化物スケールの平均厚さ、組成、平均結晶粒径）、およびコイリング性を評価した。
【００６６】
鉄酸化物スケールの平均厚さの評価
鉄酸化物スケールの厚さは、断面ＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ  ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ：走査型電子顕微鏡）観察によって測定した。測定は、鋼線の任意の表層５点で行い、その平均値を鉄酸化物スケールの平均厚さとした。
【００６７】
鉄酸化物スケールの組成の評価
鉄酸化物スケールの組成は、油焼入れ、焼戻し処理後の鋼線表面の鉄酸化物スケールをＸＲＤ（Ｘ−ｒａｙ  ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：Ｘ線回折）で分析し、得られたピーク強度と積分強度からＦｅ2ＳｉＯ4、ＦｅＯ、Ｆｅ3Ｏ4、およびＦｅ2Ｏ3の体積率を算出した。測定は、鋼線の任意の表層３点で行い、その平均値をそれぞれの比率とした。
【００６８】
鉄酸化物スケールの平均結晶粒径の評価
鉄酸化物スケールの平均結晶粒径は、断面ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、後方散乱電子回折）による解析によって測定した。詳細には、鋼線を横断面で切断した後、エメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨して試験片を得た。このようにして得られた試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ：観察倍率１０００倍、加速電圧２０ｋＶ）で観察して画像撮影した。観察は任意の５箇所で行い、各観察箇所の写真を合計５枚撮影した。撮影した画像を、結晶方位解析装置としてＥＢＳＰ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｐａｔｔｅｒｎ、後方散乱電子回折）を用いて解析し、鉄酸化物スケールの結晶粒の円相当直径を測定し、その平均値を求めた。
【００６９】
コイリング性の評価
コイリング性は、コイリングマシンによってばねを製造することによって評価した。詳細には、ばねを３０００個連続で製造し、３０００個目のばね表面のツールマーク発生の有無を目視で観察することによってコイリング性を評価した。
【００７０】
これら結果を、表３に示す。
【００７１】
【表１】
0006448529.tif 000002
【００７２】
【表２】
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【００７３】
【表３】
0006448529.tif 000004
これらの結果より次のように考察できる。
【００７４】
表３の試験Ｎｏ．１〜９は、表１の鋼種Ｃを用いて、加熱温度（オーステナイト化）を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．２〜８はいずれも、本発明の条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成、平均厚さ、および平均結晶粒径がいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの派生は認められなかった。
【００７５】
これに対し、加熱温度が本発明の下限を下回る温度で製造した試験Ｎｏ．１では、鉄酸化物スケールの組成および平均結晶粒径は良好であったが、平均厚さが小さいため、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。また、表面には脱炭が発生した（表３には示さず）。一方、加熱温度が本発明の上限を超える温度で製造した試験Ｎｏ．９では、鉄酸化物スケールの結晶粒径およびＦｅ2Ｏ3の体積率が本発明の上限を超えており、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。
【００７６】
試験Ｎｏ．１０〜１６は、オーステナイト化加熱時の保持時間を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．１１〜１５はいずれも、本発明の条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成、平均厚さ、および平均結晶粒径がいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの派生は認められなかった。
【００７７】
これに対し、保持時間が本発明の下限を下回る時間で製造した試験Ｎｏ．１０では、鉄酸化物スケールの組成および平均結晶粒径は良好であったが、平均厚さが小さいため、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。一方、保持時間が本発明の上限を超える時間で製造した試験Ｎｏ．１６では、鉄酸化物スケールの組成および平均結晶粒径は良好であったが、平均厚さが大きいため、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。
【００７８】
試験Ｎｏ．１７〜２１は、オーステナイト加熱保持中の雰囲気の酸素量を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．１８〜２０はいずれも、本発明の条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成、平均厚さ、および平均結晶粒径がいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの派生は認められなかった。
【００７９】
これに対し、酸素量が本発明の下限を下回る雰囲気で製造した試験Ｎｏ．１７では、鉄酸化物スケールの組成および平均結晶粒径は良好であったが、平均厚さが小さいため、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。一方、酸素量が本発明の上限を超える雰囲気で製造した試験Ｎｏ．２１では、Ｆｅ2Ｏ3の比率が多くなって、２０００個目のばね表面にツールマークが発生した。
【００８０】
試験Ｎｏ．２２〜２５は、オーステナイト加熱保持中の雰囲気の水分量を表２に示すように種々変化させた例である。これらのうち試験Ｎｏ．２３、２４はいずれも、本発明の条件で製造した例であり、鉄酸化物スケールの組成、平均厚さ、および平均結晶粒径がいずれも本発明の範囲内に制御されているため、コイリング時にツールマークの派生は認められなかった。
【００８１】
これに対し、水分量が本発明の下限を下回る雰囲気で製造した試験Ｎｏ．２２では、ＦｅＯの比率が少なくなって、５００個目のばね表面にツールマークが発生した。一方、水分量が本発明の上限を超える雰囲気で製造した試験Ｎｏ．２５では、ＦｅＯの比率が多くなって、１０００個目のばね表面にツールマークが発生した。