(57)【要約】【課題】優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の素材となる鋼線材を提供する。また、優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の製造方法および当該鋼線の素材となる鋼線材の製造方法を提供。【解決手段】Ｃ：０．５〜０．９質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｃｒ：１．２〜２．５質量％、およびＶ：０．２〜０．６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、表面から深さ０．５ｍｍまでの部分において、球状化炭化物の最大径が１００ｎｍ以下であり、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上であり、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下であり、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上である鋼線材である。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．５〜０．９質量％
Ｓｉ：１．５〜２．５質量％
Ｍｎ：０．１〜０．６質量％
Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）
Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）
Ｃｒ：１．２〜２．５質量％、および
Ｖ：０．２〜０．６質量％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
表面から深さ０．５ｍｍまでの部分において、球状化炭化物の最大径が１００ｎｍ以下であり、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上であり、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下であり、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上である鋼線材。
【請求項２】
Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、および
Ｍｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）
より成る群から選ばれる１種以上を更に含有する請求項１に記載の鋼線材。
【請求項３】
Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、および
Ｎｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
より成る群から選ばれる１種以上を更に含有する請求項１または２に記載の鋼線材。
【請求項４】
Ｃ：０．５〜０．９質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｃｒ：１．２〜２．５質量％およびＶ：０．２〜０．６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を準備する工程と、
前記鋼材を１１５０〜１３００℃に加熱後、１０００〜１３００℃の熱間加工温度で熱間加工する工程と、
前記熱間加工後、１０００℃以上の制御冷却開始温度から４５０〜６００℃の緩冷却開始温度まで、１〜５℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程と、
前記緩冷却開始温度から３００℃まで、１０〜１００℃／時間の平均冷却速度で冷却する工程と、
を含む、鋼線材の製造方法。
【請求項５】
前記鋼材が、
Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、および
Ｍｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）
より成る群から選ばれる１種以上を更に含有する請求項４に記載の鋼線材の製造方法。
【請求項６】
前記鋼材が、
Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、および
Ｎｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
より成る群から選ばれる１種以上を更に含有する請求項４または５に記載の鋼線材の製造方法。
【請求項７】
請求項１〜３のいずれかに記載の鋼線材または請求項４〜６のいずれかに記載の鋼線材の製造方法により得られた鋼線材の表面を皮削りする工程と、
前記皮削りを行った鋼線材を焼鈍またはパテンティングする工程と、
前記焼鈍またはパテンティングした鋼線材を引き抜き加工する工程と、
前記引き抜き加工を行った鋼線材に焼入れ焼戻し処理を行う工程と、
を含む鋼線の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、鋼線材、ならびに鋼線材および鋼線の製造方法、とりわけ、弁ばねおよびクラッチばねのような、優れた靱性と高い疲労強度が要求されるばね等に用いるばね用鋼線の素材として用いることができる鋼線材、ならびに鋼線材および鋼線の製造方法に関する。
【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（トルクコンバータを含む）、燃料噴射装置などに使用される、弁ばねおよびクラッチばね等のばねには、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より高い疲労強度、すなわち、内部欠陥等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。
【０００３】
これらのばねにはオイルテンパー線（以下、「鋼線」と呼ぶ場合がある）が用いられている。
オイルテンパー線の組織は、焼戻しマルテンサイト組織が主体で、高い強度を確保することが容易であり、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、高強度化に伴って靭性が低下し、介在物等の内部欠陥または疵等の表面欠陥に対する感受性が高くなり、ばね使用中の疲労折損および加工中折損が生じやすくなる傾向がある。
最近では、エンジンバルブおよび燃料噴射用装置に用いられるばね用鋼線に対する高応力化の具体例として、従来の１００〜１０００倍である数億〜数１０億回程度の繰返し数においても十分な耐疲労性がえられる高い疲労強度が求められている。これと同時に、ばね加工時に折損が生じないように優れた靱性を有することも求められている。
【０００４】
このような要求に対してこれまでに以下のような技術が提案されている。
例えば特許文献１では焼入れ焼戻し後のＶ炭化物を適切な量に制御することで、高い強度および高い靭性を有するばね用鋼を開示している。
また、特許文献２ではＣｒ含有炭窒化物を制限することで高い疲労特性を有する鋼材を開示している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００５】
【特許文献１】特許第５１１４６６５号公報
【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】
【０００６】
しかし、特許文献１に記載の焼入れ焼戻しによるＶ炭化物の制御では、焼戻し時に析出する炭化物の析出サイトが制限されるため、十分に高い靱性が得られない場合がある。
また、特許文献２では、Ｃｒ含有量が０．２質量％以下に制限されているため、弁ばね製造の際に窒化処理を行うと軟化（強度低下）が大きいため耐疲労性が十分でない場合がある。
【０００７】
本発明は、上記の問題点に着目してなされたものであって、優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の素材となる鋼線材を提供することを目的とする。また、優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の製造方法および当該鋼線の素材となる鋼線材の製造方法を提供することも目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００８】
本発明の１つの実施形態に係る鋼線材は、Ｃ：０．５〜０．９質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｃｒ：１．２〜２．５質量％、およびＶ：０．２〜０．６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、表面から深さ０．５ｍｍまでの部分において、球状化炭化物の最大径が１００ｎｍ以下であり、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上であり、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下であり、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上である。
【０００９】
前記鋼線材は、Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、およびＭｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
【００１０】
前記鋼線材は、Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、およびＮｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
【００１１】
本発明の１つの実施形態に係る鋼線材の製造方法は、Ｃ：０．５〜０．９質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｃｒ：１．２〜２．５質量％、およびＶ：０．２〜０．６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる鋼材を準備する工程と、前記鋼材を１１５０〜１３００℃に加熱後、１０００〜１３００℃の熱間加工温度で熱間加工する工程と、前記熱間加工後、１０００℃以上の制御冷却開始温度から４５０〜６００℃の緩冷却開始温度まで、１〜５℃／秒の平均冷却速度で冷却する工程と、前記緩冷却開始温度から３００℃まで、１０〜１００℃／時間の平均冷却速度で冷却する工程と、を含む。
【００１２】
前記鋼材は、Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、およびＭｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
【００１３】
前記鋼材が、Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、およびＮｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
【００１４】
本発明の１つの実施形態に係る鋼線の製造方法は、前記鋼線材または前記鋼線材の製造方法により得られた鋼線材の表面を皮削りする工程と、前記皮削りを行った鋼線材を焼鈍またはパテンティングする工程と、前記焼鈍またはパテンティングした鋼線材を引き抜き加工する工程と、前記引き抜き加工を行った鋼線材に焼入れ焼戻し処理を行う工程と、を含んでよい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明の実施形態により、優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の素材となる鋼線材を提供することが可能となる。また、優れた耐疲労性と優れた靭性を有する鋼線の製造方法および当該鋼線の素材となる鋼線材の製造方法を提供することも可能となる。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
以下、本発明の実施の形態について説明する。ただし、以下に説明する実施形態は、本発明の技術思想を具体化するためのものであり、本発明の技術的範囲を限定することを意図したものではないことに留意されたい。
鋼線材において、疲労破壊の起点となる内部欠陥、とりわけ介在物を低減することで、当該鋼線材を用いた鋼線は高い疲労強度を得ることができ、また介在物に起因する加工中等の折損の発生を低減できることが知られている。
介在物の大きさおよび量を低減することは可能であるがしかし、それでも少量の介在物が存在することは不可避であり、ばねとして使用中に付加される応力が高いと少量の介在物であって長期間の作動中に疲労折損が生じることがある。このため、高い疲労強度を得るには内部欠陥に起因する疲労破壊をマトリクスの組織によって抑制することが求められている。また、高い疲労性を得るだけでなく、ばね加工時等の折損を十分に抑制できるように十分な靱性を有することも求められている。
【００１７】
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し（極低速き裂進展域）、その後進展速度を上げて破断にいたることが知られている。破断までの寿命のほとんどは、極低速き裂進展域に費やされるため、極低速き裂進展域のき裂進展速度を抑制することができれば、疲労寿命を長くでき、長期間の使用に対して信頼性を向上させることが可能となる。
【００１８】
このような観点から、発明者らは疲労特性に優れた鋼線を得るべく種々の検討を行った。長期間の使用時の極低速き裂進展域のき裂進展速度を調査した結果、１サイクル（回）当たりのき裂進展速度は原子間距離よりも短いことが明らかとなった。このことは、き裂進展が間欠的であり、また、原子レベルで進展していることを示していると考えられる。このような進展様式においては、原子間距離に対して十分大きな抵抗（μｍオーダーの析出物、介在物など）では、き裂がその周囲を容易にすり抜けることができるため、き裂の進展を抑制することが困難である。
【００１９】
このような極低速のき裂進展を抑制するには、小さな抵抗（微細析出物、固溶元素）を数多く均一に分散させることが有効である。
発明者らは、詳細を後述するように、成分を所定の範囲とし、圧延等の熱間加工条件を適切に制御することで、球状化炭化物の最大径（長径の最大値）を１００ｎｍ以下とし、炭化物全体に占める長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の比率を一定以上にでき、かつＶ系炭窒化物の最大径を２０ｎｍ以下とし、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が一定以上である鋼線材を得ることができることを見出した。そして、このような鋼線材を用いて得た鋼線が、優れた耐疲労特性および優れた靱性を有することを見いだしたものである。
以下に、本発明の実施形態に係る鋼線材、ならびに鋼線材および鋼線の製造方法の詳細を説明する。
なお、本明細書において、「鋼線材」とは、鋼材に圧延等の熱間成形加工を行い、所定のサイズに加工したものを意味し、「鋼線」とは、引き抜き加工（伸線加工）した後、焼入れ焼戻して得た、所謂、オイルテンパー線を意味する。なお、鋼線材を加工し鋼線を得る際に、引き抜き加工前に、必要に応じて皮削り（シェービング）および熱処理（例えば、焼鈍またはパテンティング）を行ってよい。
また、本明細書において炭化物の「長径」とは対象なる個々の炭化物において、その最大寸法を意味し、「最大径」とは、対象となる炭化物全体で長径の最大値を意味する。長径および最大径は、例えばＴＥＭ像等から測定できる。
【００２０】
１．鋼線材
［球状化炭化物の最大径が１００ｎｍ以下であり、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上］
本発明の実施形態に係る鋼線材では、その表面から深さ０．５ｍｍの間の領域においては、球状炭化物の最大径が１００ｎｍ以下である。また、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上となっている。
鋼線材において、予め長径１００ｎｍ以下の球状炭化物を形成させておくことで、これら球状炭化物の多くが、鋼線を得るための焼入れ焼もどし処理後もマトリクス中に残存し、鋼線の靭性を向上させ、また耐疲労特性を向上させることができる。
【００２１】
球状炭化物の最大径が１００ｎｍを超えると、球状炭化物間の距離が広くなりすぎ、焼入れ焼戻し後の球状炭化物の分布の均一性が損なわれるため、疲労き裂が容易に進展するようになる。
耐疲労性能および靭性向上の効果を最大限発揮させるためには、炭化物全体に占める長径が１００ｎｍ以下の球状炭化物の比率が相当に高い必要があり、具体的には、長径が１００ｎｍ以下の球状炭化物の炭化物全体に対する面積比が９０％以上である。長径が１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積比が９０％より低いと、球状炭化物の分布の均一性が損なわれるため、疲労き裂が容易に進展するようになるからである。
【００２２】
球状化炭化物の最大径が１００ｎｍで、且つ炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率を規定する領域を鋼線材の表面から深さ０．５ｍｍまでの部分としたのは、ばねとして用いる場合、高い応力が付与されるのは、鋼線の表面および表面に近い部分であること、およびばね成形（コイリング）時に鋼線に曲げ応力が付与され、この曲げ応力も鋼線の表面および表面に近い部分が高応力となるためである。すなわち、使用時および加工時に高い応力が付与される部分について規定を行うためである。
なお、上述の球状炭化物の最大径は、好ましくは８０ｎｍ以下であり、より好ましくは６０ｎｍ以下である。また、面積分率は、好ましくは９２％以上であり、より好ましくは９５％以上である。
【００２３】
また、詳細を後述する組成では、形成される球状炭化物は、主にセメンタイトのＦｅの一部がＣｒにより置換された（Ｆｅ，Ｃｒ）３Ｃである。
球状化炭化物の最大径、および炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率の測定は、熱間加工方向（例えば、熱間加工が圧延の場合は圧延方向）に垂直な断面（横断面）において、表面から０．５ｍｍ以内の領域から抽出レプリカ法にて顕微鏡観察用試料を作製して行う。得られた顕微鏡観察用試料をＥＤＸ等の組成分析装置が付属した透過型電子顕微鏡により観察し、Ｆｅ以外の元素について、質量比でＣおよびＣｒが、それぞれ１０％以上であり、長径（１つの炭化物について、ＴＥＭ像上でその寸法が最大となる部分の寸法）とその垂直方向の径の比（アスペクト比が）が２．０以下のものを球状炭化物として、最大径と面積分率を求める。透過型電子顕微鏡による観察は、５μｍ×５μｍ、即ち面積２５μｍ２の視野を３視野以上観察して行う。
なお、必要に応じて画像解析ソフトを用いてよい。
【００２４】
［表面から深さ０．５ｍｍまでの部分において、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下であり、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上］
本発明の実施形態に係る鋼線材では、その表面から深さ０．５ｍｍの間の領域においては、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下である。また、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上となっている。
鋼線材において、予め長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の形成させておくことで、これらＶ系炭窒化物が、鋼線を得るための焼入れ焼もどし処理後もマトリクス中に残存し、鋼線の靭性を向上させ、また耐疲労特性を向上させることができる。
【００２５】
Ｖ系炭窒化物の長径が２０ｎｍよりも大きい、または、Ｖ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上より小さいと、十分な疲労き裂進展抑制効果をえることができない。
Ｖ系炭窒化物の最大径は、好ましくは１８ｎｍ以下であり、より好ましくは１６ｎｍ以下である。Ｖ系炭窒化物の個数密度は、好ましくは３５個／μｍ２以上であり、より好ましくは４０個／μｍ２以上である。
【００２６】
Ｖ炭窒化物の最大径を２０ｎｍ、個数密度を３５個／μｍ２以上と規定する領域を鋼線材の表面から深さ０．５ｍｍまでの部分としたのは、球状化炭化物の最大径および炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率の場合と同じ理由である。
【００２７】
Ｖ系炭窒化物の最大径および個数密度の測定は、熱間加工方向に垂直な断面（横断面）において、表面から０．５ｍｍ以内の領域から抽出レプリカ法にて顕微鏡観察用試料を作製して行う。
得られた顕微鏡観察用試料をＥＤＸ等の組成分析装置が付属した透過型電子顕微鏡により観察し、Ｆｅ以外の元素について、質量比でＶが１０％以上であり、ＮおよびＣのピークが認められた析出物をＶ系炭窒化物とする。Ｖ系炭窒化物の最大径を求めるとともに、長径が２０ｎｍ以下であるＶ炭窒化物の個数を求め、観察した視野面積を用いて１μｍ２あたりの個数密度を求める。必要に応じて画像解析ソフトを用いてよい。
透過型電子顕微鏡による観察は、１．２μｍ×１．２μｍ、即ち面積１．４４μｍ２の視野を３視野以上観察して行う。
【００２８】
［組成］
本発明の実施形態に係る鋼線および鋼線材は、Ｃ：０．５〜０．９質量％、Ｓｉ：１．５〜２．５質量％、Ｍｎ：０．１〜０．６質量％、Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）、Ｃｒ：１．２〜２．５質量％、およびＶ：０．２〜０．６質量％を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなる。
【００２９】
Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、およびＭｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
【００３０】
Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、およびＮｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上を更に含有してよい。
以下に各元素について詳述する。
【００３１】
（１）Ｃ：０．５〜０．９質量％
Ｃ（炭素）は、鋼線の強度向上に有効な元素であり、さらに球状化炭化物およびＶ系炭窒化物を得るために必要な元素である。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質量％以上、好ましくは０．５５質量％、より好ましくは０．６質量％以上である。Ｃ含有量が過剰になると鋼線の強度が高くなりすぎ、必要な靭性を確保することができなくなる。そのためＣ含有量は０．９質量％以下、好ましくは０．８５質量％以下、より好ましくは０．８０質量％以下である。
【００３２】
（２）Ｓｉ：１．５〜２．５質量％
Ｓｉ（シリコン）は、鋼線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質量％以上、好ましくは１．６質量％以上、より好ましくは１．７質量％以上である。一方、Ｓｉ含有量が過剰になると強度が高くなりすぎ、鋼線に必要な靱性を確保することができなくなる。そのためＳｉ含有量は２．５質量％以下、好ましくは２．４質量％以下、より好ましくは２．３質量％以下である。
【００３３】
（３）Ｍｎ：０．１〜０．６質量％
Ｍｎ（マンガン）は、焼入れ性を向上させて、鋼線の強度を向上させる効果がある。このような効果を有効に発揮させるには、Ｍｎ含有量は０．１質量％以上、好ましくは０．１５質量％以上、より好ましくは０．２０質量％以上である。一方、Ｍｎ含有量が過剰になると、焼入れ性が高くなりすぎるため、鋼線材の製造時にマルテンサイト等の過冷組織が生成しやすくなり、鋼線を得るための皮削りおよび引抜き加工が困難となる。そのため、Ｍｎ含有量は０．６質量％以下、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。
【００３４】
（４）Ｐ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）
Ｐ（リン）は不可避不純物であり、その含有量はできるだけ少ない方がよい。Ｐは、結晶粒界に偏析し易い元素であり、靱性を低下させ、鋼線材の加工性を低下させる場合があるため、Ｐの含有量は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の含有量は少ないほどよいが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であり、量産性を考慮すると、通常、概ね０．００１質量％以上程度含有されている。
【００３５】
（５）Ｓ：０．０５質量％以下（０質量％を含まず）
Ｓ（硫黄）は不可避不純物であり、できるだけ少ない方が好ましい。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線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の含有量は少ないほどよいが、工業的に０．００１質量％未満とすることは困難であるため、量産性を考慮すると、通常、概ね０．００１質量％以上程度含有されている。
【００３６】
（６）Ｃｒ：１．２〜２．５質量％
Ｃｒ（クロム）は、鋼線の強度を向上させるために有用な元素である。また、ＣｒはセメンタイトのＦｅの一部を置換し、長径が１００ｎｍ以下の球状化炭化物（Ｆｅ、Ｃｒ）３Ｃを形成し、これが鋼線のマトリクスに均一に分散することで、鋼線の靭性向上に寄与する。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１．２質量％以上とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは１．３質量％以上であり、より好ましくは１．４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、焼入れ性が上がりすぎるため、鋼線材の製造時にマルテンサイト等の過冷組織が生成しやすくなり、鋼線を得るための皮削りおよび引抜き加工が困難となる。そのため、Ｃｒの含有料を２．５質量％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは２．２質量％以下であり、より好ましくは２．０質量％以下である。
【００３７】
（７）Ｖ：０．２〜０．６質量％
Ｖ（バナジウム）は、炭窒化物として微細に析出することで鋼線の靭性向上に寄与する。この効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は０．２質量％以上、好ましくは０．２５質量％以上、より好ましくは０．３質量％以上である。一方、Ｖ含有量が過剰になると、粗大なＶ系炭窒化物が増加し、微細なＶ系炭窒化物が減少して、靭性および疲労特性が低下する。そのためＶ含有量は０．６質量％以下、好ましくは０．５５質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。
【００３８】
本発明の１つの実施形態に係る鋼線材および鋼線は、更に以下の成分を選択的に含有してよい。
（８）Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）、Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）、およびＭｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる１種以上
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よいし、二種以上を併用してもよい。添加する場合のそれぞれの元素の含有量の詳細について以下に示す。
【００３９】
・Ｃｕ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
Ｃｕ（銅）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の含有量は０質量％超である。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１質量％以上、さらに好ましくは０．２質量%以上である。一方、Ｃｕの含有量が過剰になると、恒温（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％以下であり、好ましくは０．４質量％以下であり、より好ましくは０．３質量％以下である。
【００４０】
・Ｎｉ：１．０質量％以下（０質量％を含まず）
Ｎｉ（ニッケル）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の含有量は０質量％超である。Ｎｉの含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１質量％以上、更に好ましくは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、疲労特性に悪影響を及ぼすようになるため、Ｎｉの含有量は１．０質量％以下である。Ｎｉ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。
【００４１】
・Ｍｏ：１．０質量%以下（０質量％を含まず）
Ｍｏ（モリブデン）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の含有量は０質量％超である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．０８質量％以上、更に好ましくは０．１０質量％以上である。一方、Ｍｏ含有量が過剰になると、靭性および疲労特性に悪影響を与えるため、Ｍｏの含有量は1．０質量%以下である。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．８質量％以下、より好ましくは０．５質量％以下である。
【００４２】
（９）Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）、およびＮｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）より成る群から選ばれる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よく、また二種以上を併用してもよい。添加する場合のそれぞれの元素の含有量の詳細について以下に示す。
【００４３】
・Ｔｉ：０．１質量%以下（０質量％を含まず）
Ｔｉ（チタン）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。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは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。Ｔｉの含有量は、好ましくは０．０8質量％以下であり、より好ましくは０．０５質量％以下である。
【００４４】
・Ｎｂ：０．５質量%以下（０質量％を含まず）
Ｎｂ（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。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０２質量％以上、より好ましくは０．０４質量％以上、更に好ましくは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）を上昇させて皮削りおよび引抜きに対する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。Ｎｂの含有量は、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】
本発明の実施形態に係る鋼線材および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および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。
なお、ＰおよびＳについては、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
【００４６】
２．鋼線材の製造方法
次に、上述の鋼線材を製造する方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼線材の製造方法は、上記組成を満足する鋼材を熱間加工する際に、当該鋼材を１１５０〜１３００℃に加熱後、１０００〜１３００℃の熱間加工温度で熱間加工し、次いで、１０００℃以上に設定した制御冷却開始温度から４５０〜６００℃の間に設定した緩冷却開始温度まで、１〜５℃／秒の平均冷却速度で冷却し、さらに緩冷却開始温度から３００℃まで、１０〜１００℃／時間の平均冷却速度で冷却することを特徴とする。
これにより、表面から深さ０．５ｍｍまでの部分において、球状化炭化物の最大径が１００ｎｍ以下となり、炭化物全体に対する長径１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積分率が９０％以上なり、Ｖ系炭窒化物の最大径が２０ｎｍ以下となり、長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度が３０個／μｍ２以上とすることが可能となる。
以下に、鋼線材の製造方法の詳細を説明する。なお、以下の説明では、熱間加工について圧延を例に挙げ説明する。しかし、熱間加工は、圧延に限定されるものではなく、鍛造等他の熱間加工方法を用いてよい。
【００４７】
製鋼工程および鋳造工程等により熱間加工用の上記所定の化学成分組成を満足する鋼材を得る。例えば、製鋼工程および連続鋳造工程により得た鋳塊（ブルーム）を分塊圧延して所定サイズのビレットを作製してよい。
圧延等の熱間加工工程では、Ｖ系炭窒化物を溶解させた後、Ｖ系炭窒化物を再析出させるとともに球状炭化物組織を得るため、以下に示すように、加熱、熱間加工および冷却条件の制御が必要となる。
【００４８】
（１）加熱温度１１５０〜１３００℃で加熱
圧延前の加熱において、ビレット（熱間加工用の鋼材）に存在している粗大なＶ系炭窒化物およびＣｒ系炭化物を溶解する必要がある。この加熱温度を１１５０〜１３００℃とする。加熱温度が１１５０℃より低いとＶ系炭窒化物が残存し、その後の冷却で微細析出させることができなくなる。また、Ｃｒ系炭化物も残存し、その後の冷却で均一な球状炭化物を得ることができなくなる。
加熱温度は、好ましくは１１７５℃以上、より好ましくは１２００℃以上である。ビレットを高温に加熱する程、Ｖ系炭窒化物およびＣｒ系炭化物の固溶が容易になるため、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１３００℃以下、好ましくは１２７５℃以下、より好ましくは１２５０℃以下である。なお、加熱温度での保持時間は操業条件に合わせて適切に選択されればよく、例えば３０分以上である。なお、加熱温度は、例えば放射温度計等により加熱炉から出口での鋼材の温度を測ることにより確認してよく、また保持時間が十分に長い場合は、加熱炉温度を加熱温度として用いてもよい。
【００４９】
（２）熱間加工温度１０００〜１３００℃で熱間加工
熱間加工条件はＶ系炭窒化物のサイズおよび個数密度に大きな影響を与える。Ｖ系炭窒化物は、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容易に粗大化する。微細なＶ系炭窒化物を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る。このため、熱間加工温度は１０００℃以上、好ましくは１０２５℃以上、より好ましくは１０５０℃以上であり、また１３００℃以下、好ましくは１２７５℃以下、より好ましくは１２５０℃以下とする。熱間加工温度が１０００℃より低いと、熱間加工中にＶ系炭窒化物が析出し、熱間加工材の強度が上がるため、所定の線径までの加工が困難となる。一方、熱間加工温度が１３００℃を超えると、加工によって導入されたひずみが熱によって再び消失するため、オーステナイト粒界にＶ系炭窒化物が析出し易くなり、狙いのサイズおよび個数密度が得られなくなる。
なお、熱間加工温度は、例えば放射温度計等により熱間加工直前の鋼材の温度を測ることにより確認してよい。
【００５０】
（３）１０００℃以上の制御冷却開始温度から４５０〜６００℃の緩冷却開始温度まで、１〜５℃／秒の平均冷却速度で冷却
熱間加工を終えた鋼材を１０００℃以上に設定した制御冷却開始温度から４５０〜６００℃の間に設定した緩冷却開始温度まで、１〜５℃／秒の平均冷却速度で冷却する。冷却開始温度が１０００℃より低いと、Ｖ系炭窒化物の析出が困難になり、所定の個数密度を得ることができない。制御冷却開始温度は、好ましくは１０２５℃以上、更に好ましくは１０５０℃以上である。
緩冷却開始温度を、４５０〜６００℃の間の温度とすることで、表面から深さ０．５ｍｍの間の領域に形成されたベイナイトを球状炭化物に変化させることができる。緩冷却開始温度が６００℃を超えると、球状炭化物が凝集し、粗大化し易くなるため、所定のサイズの球状化炭化物を得ることができなくなる。緩冷却開始温度は好ましくは５７５℃以下、より好ましくは５５０℃以下である。
一方、緩冷却開始温度が４５０℃を下回ると、その後の冷却でベイナイトを球状炭化物に変化させることができず、鋼線を得るための皮削りおよび引抜き加工が困難となる。緩冷却開始温度は好ましくは４７５℃以上であり、より好ましくは５００℃以上である。
【００５１】
適正な制御冷却温度を選択している限り、熱間加工完了から制御冷却開始までは、組織制御に影響しないので、自然冷却、制御冷却など操業に合わせた冷却条件が選択できる。
なお、熱間加工時のひずみは、Ｖ系炭窒化物の析出サイトを増やすために重要であるが、おおむね５０％以上の断面減少率が確保されれば、所定のＶ系炭窒化物サイズおよび個数密度をより確実に得ることができる。
【００５２】
制御冷却温度から４５０℃〜６００℃の間に設定した冷却停止温度までの冷却を、１〜５℃／秒の平均冷却速度で行うことにより、所定のＶ系炭窒化物サイズおよび個数密度を得ること、および表面からから深さ０．５ｍｍの領域にベイナイトを形成させることができる。このベイナイトは後の冷却において、球状炭化物に変化させることができる。
平均冷却速度が１℃/秒より遅いと、Ｖ炭窒化物が粗大に成長するので、所定のサイズが得られず、鋼線の靭性が低下し、また、表面から深さ０．５ｍｍまでの領域の組織がパーライトとなってしまい、鋼線のＣｒの分布が不均一となることで靭性が低下する。平均冷却速度は、好ましくは１．２℃／秒以上、より好ましくは１．５℃／秒以上である。
一方、５℃／秒より速い平均冷却速度では、Ｖ系炭窒化物が析出するのに十分な冷却時間を得られず、個数密度が不足し、鋼線の靭性が低下する。また、深さ０．５ｍｍより深い部分に多くのベイナイトが生成し、引抜き加工時に断線しやすくなるため、鋼線を得ることが困難となる。平均冷却速度は、好ましくは４．５℃／秒以下、より好ましくは４℃／秒以下である。
【００５３】
平均冷却速度は、例えばステルモア冷却の条件（風量、風速およびカバーの有無）を制御することで調整してよい。
また、平均冷却速度は、例えば、ステルモア冷却のコンベア載置直後のコイル（圧延材）の温度Ｔ１と集束機直前のコイルの温度Ｔ２とを測定し、温度Ｔ１と温度Ｔ２の差をコイルがコンベアに載置された直後から集束機直前まで移動するのに要する時間ｔ１で除すことにより求めてよい（平均冷却速度＝（Ｔ１−Ｔ２）／ｔ１）。
温度Ｔ１は、コイルの疎部および密部を対象に、１０リング分を放射温度計により温度測定し、その平均値を用いてよい。同様に、温度Ｔ２は、コイルの疎部および密部を対象に、１０リング分を放射温度計により温度測定し、その平均値を用いてよい。
放射温度計の例として、ハザマ測器株式会社製高精度デジタル携帯型放射温度計ＩＧＡ１５＋を挙げることができる。ただし、これに限定されるものではない。
【００５４】
（４）緩冷却開始温度から３００℃まで、１０〜１００℃／時間の平均冷却速度で冷却
緩冷却開始温度から室温まで冷却する過程で、表面から深さ０．５ｍｍの間の領域に形成されたベイナイトを球状炭化物に変化させる必要がある。そのために緩冷却開始温度から３００℃までの間を１０〜１００℃／時間の平均冷却速度で冷却する。平均冷却速度が１００℃／時間より遅いと、ベイナイトを球状炭化物に変化させることができず、鋼線を得るための皮削り、引抜き加工が困難となる。平均冷却速度は、好ましくは９０℃／時間以下であり、より好ましくは８０℃／時間である。一方、冷却速度が遅ければ遅いほど、容易に球状炭化物組織を得ることができるが、１０℃／時間よりも遅いと、生産性を阻害するだけでなく、球状炭化物が凝集し始め、所定のサイズが得られなくなる。平均冷却速度は、好ましくは３０℃／時間以上、より好ましくは５０℃／時間以上である。
【００５５】
このような平均冷却速度は、例えば巻き取った圧延材を保持する条件を制御することで調整してよい。
また、平均冷却速度は、上述の集束機直前のコイルの温度Ｔ２と、フックコンベヤー移送直後のコイルの温度Ｔ３とを測定し、温度Ｔ２と温度Ｔ３の差を、コイルが集束機直前からフックコンベアに移送される直後まで移動するのに要する時間ｔ２で除すことにより求めてよい（平均冷却速度＝（Ｔ２−Ｔ３）／ｔ２）。
温度Ｔ３は、接触式温度計を用い、接触式温度センサーをコイルに接触させて測定してよい。
接触式温度計の例として、ＴＥＳＴＯ  ＩＮＣ製表面温度計を挙げることができる。ただし、これに限定されるものではない。
【００５６】
３．鋼線の製造方法
このようにして得られた鋼線材を用いて、鋼線を製造することで耐疲労性に優れ、かつ靱性に優れた鋼線を得ることができる。
鋼線材から鋼線を得るための工程は既知の一般的な製造方法を用いてよい。ばね用鋼では鋼線材（圧延線材）の表面近傍の脱炭層、疵等を取除く目的で皮削りを行い、その後、皮削りにより表面部に生じた加工層を軟化させるために軟化焼鈍処理またはパテンティング等の熱処理を行う。そして、さらに所望の線径に引抜き加工（伸線）し、その後焼入れ焼き戻し処理を施して鋼線を得る。
なお、ばねの用途、使用条件に応じて、皮削り、および軟化焼鈍処理またはパテンティング等の熱処理は省略してよい。
【００５７】
以下に、鋼線の製造条件を例示する。
軟化焼鈍条件は任意に設定できるが、加熱温度を４５０〜７５０℃、該加熱温度での保持時間は１０秒以上、６０秒以下、平均冷却速度は１℃／秒以上、１０℃／秒以下とすることが好ましい。
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、靭性向上効果が減少するため、加熱温度は、１０００℃℃以下、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９６０℃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℃程度の油中に焼入れを行った後、焼戻しを行う。焼戻しは例えば、２１００ＭＰａ以上のような所望の引張強度となるように、その温度および時間を適宜調整すればよい。例えば焼戻しは概ね加熱温度３５０℃以上、４５０℃以下とすることが好ましい。このような処理をすることで所望の引張強度を有する。
【００５８】
本発明で得られる鋼線は、実施例に示すように優れた疲労特性および優れた靱性を示す。本発明の鋼線は所望のコイル径、自由高さ、巻き数に加工することで、弁ばね、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。ばね加工後に必要に応じてショットピーニング、窒化処理などの公知の各種表面硬化処理を施してもよい。
【実施例】
【００５９】
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、本発明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。
【００６０】
（１）サンプル作製
小型真空溶解炉で溶製および鋳造し、表１に示す化学成分組成の鋼塊１５０ｋｇ作製した。なお、各表の数値の下に付した下線は、当該数値が上述した本発明の実施形態から外れていることを示している。この鋳塊を、鍛伸加工して１５５ｍｍ角の鋼片を作製した。この鋼片にダミービレットを溶接して、実機圧延にて表２および表３に示す熱間加工条件（圧延条件）および冷却条件でφ７ｍｍの鋼線材を作製した。なお、表２および表３の「制御冷却速度」は、制御冷却開始温度から緩冷却開始温度までの平均冷却速度を意味し、「３００℃までの冷却速度」は、緩冷却開始温度から３００℃までの平均冷却速度を意味する。
次いで、この鋼線材に皮削り、軟化焼鈍、引抜き加工を施した後、焼入れ焼もどし処理を行い、線径φ３．０ｍｍの鋼線を得た。焼入れ焼戻し処理の焼戻し条件は、鋼線の引張強度が２１００〜２１５０ＭＰａとなるように調整した。
【００６１】
【表１】
2017179524.tif 000002
【００６２】
【表２】
2017179524.tif 000003
【００６３】
【表３】
2017179524.tif 000004
【００６４】
得られた、鋼線材のＶ系炭窒化物の最大径および個数密度ならびに球状炭化物の最大径および面積分率を以下の方法で評価した。また、得られた鋼線について引張試験、３点曲げ評価および疲労特性評価を以下の方法で行った。
【００６５】
（２）Ｖ系炭窒化物の最大径および個数密度
鋼線材の圧延方向に垂直な断面（横断面）において、鋼線材の表面から０．５ｍｍまでの領域からサンプルを採取した。このサンプルを用いて、抽出レプリカ法にて顕微鏡観察用試料を作製した。
具体的には、切断、機械研磨、電解研磨、エッチング、カーボン蒸着、剥離、洗浄の順に行って顕微鏡用試料を作製した。電解研磨には電解液として１０％過塩素酸−９０％エタノール、エッチング液には１０％アセチルアセトン−９０％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％硝酸−９９％メタノールを使用した。Ｖ系炭窒化物の観察は、上記抽出レプリカ法で作製した試料を用いて、電界放射型透過電子顕微鏡ＨＦ−２０００にて、加速電圧：２００ｋＶ、撮影倍率：２００００倍、総合倍率：３００００倍の条件にて行った。
【００６６】
Ｖ系炭窒化物の同定は、電界放射型透過電子顕微鏡に付属のＫｅｖｅｘ社製ＥＤＸ分析装置（Ｓｉｇｍａ）を用いて行った。Ｆｅを除く元素について、質量比でＶを１０％以上含む炭窒化物をＶ系炭窒化物とした。評価は、１．２μｍ×１．２μｍ、即ち面積１．４４μｍ２の視野を３視野観察して行った。これによりＶ系炭窒化物最大径および長径２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数密度を求めた。個数密度については、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂａｒｎｅｔ社製画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて長径が２０ｎｍ以下のＶ系炭窒化物の個数を求め、1μｍ２当たりの個数密度とした。
測定結果を表４および５に示す。
【００６７】
（３）球状炭化物の最大径および面積分率
球状炭化物の評価は、上述のＶ系炭窒化物の評価で用いた顕微鏡観察用試料を用い、同様の測定を行った。すなわち、電界放射型透過電子顕微鏡ＨＦ−２０００にて、加速電圧：２００ｋＶ、撮影倍率：２００００倍、総合倍率：３００００倍の条件にて行った。
電界放射型透過電子顕微鏡に付属のＫｅｖｅｘ社製ＥＤＸ分析装置（Ｓｉｇｍａ）を用いて行った。Ｆｅを除く元素について、質量比でＣおよびＣｒが、それぞれ１０％以上であり、かつ、長径とその垂直方向の径の比（アスペクト比が）が２．０以下のものを球状炭化物とした。評価は、５μｍ×５μｍ、即ち面積２５μｍ２の視野を３視野観察して行った。これにより球状化炭化物の最大径および全炭化物に占める長径１００ｎｍ以下の球状化炭化物の面積分率を求めた。面積分率については、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂａｒｎｅｔ社製画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて長径が１００ｎｍ以下の球状炭化物の面積と全炭化物の面積を求め、面積分率を計算した。  測定結果を表４および５に示す。
【００６８】
（４）引張試験
オートグラフ（島津製作所製）にて評点間距離が２００ｍｍの試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１（２０１１）に準拠して引張試験を行い、引張強度を測定した。
測定結果を表４および５に示す。
【００６９】
（５）３点曲げ評価
万能試験機に評点間距離５０ｍｍ、φ３ｍｍのＵノッチ型押し込み治具を組み合わせた3点曲げ治具を設置し、試験片φ３ｍｍ×６０ｍｍ、押込み速度２０ｍｍ／分にて３点曲げ試験を行った。３点曲げ中に試験片が折損しなかったものを折損「無」、合格（靱性良好）とし、折損したものを折損「有」、不合格とした。
評価結果を表４および５に示す。
【００７０】
（６）疲労特性評価
疲労特性の評価は、得られた鋼線を用い、島津製作所製超音波軸力疲労試験機（ＵＦＴ−２０００）を用いて評価した。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）にて行った。そして、上記範囲内の任意の応力振幅にて疲労試験（ｎ＝１０）を行った。なお、５×１０７〜１×１０１０サイクルにて内部介在物から破断した試験片が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述のように介在物サイズ求め、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１０億サイクルの応力拡大係数範囲ΔＫ１０を求め、疲労特性とした。
【００７１】
応力拡大係数範囲の計算は、以下のようにして行った。
疲労試験にて破断した試験片の破面をＳＥＭにて観察し、Ｍｅｄｉａ  Ｃｙｂｅｒｎｅｔ社製画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ  Ｐｒｏ  Ｐｌｕｓ）を用いて介在物サイズを計量した。なお、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をした。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、従来材料の結果と比較して、ΔＫ１０が２．０ＭＰａ√ｍ以上となった場合に耐疲労性が良好であり、合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。
ΔＫ１０＝０．５σａ×√｛π×√（ａ×ｂ）｝
ここで、σａは試験応力である
評価結果を表4および5に示す。
【００７２】
【表４】
2017179524.tif 000005
【００７３】
【表５】
2017179524.tif 000006
【００７４】
表４の試験No.１〜２８は、表１の鋼種Ｋを用いて、熱処理条件を表2に示すように種々変化させたサンプルである。これらのうち試験Ｎｏ．２〜３、６〜８、１１〜１２、１４〜１６、１９〜２１および２４〜２７は、いずれも、上述した本発明の実施形態に係る条件で製造したサンプルであり、Ｖ系炭窒化物の最大径および個数密度、球状炭化物の最大径および面積分率の全てが本発明の実施形態の範囲内に制御されているため、優れた靱性および疲労特性を示した。
【００７５】
これに対し、加熱温度が下限より低い試験Ｎｏ．１は、加熱不足となり、Ｖ系炭窒化物を十分固溶させることができないため、Ｖ系炭窒化物の最大径が過大で、個数密度が過少となり、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
一方、加熱温度が上限より高い試験Ｎｏ．４は、加熱が過剰となりオーステナイト粒径が粗大化し、その後の熱間加工で十分なＶ系炭窒化物の析出サイトを形成させることができなくなり、Ｖ系炭窒化物の個数密度が過小となった。この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００７６】
熱間加工温度が下限より低い試験Ｎｏ．５は、熱間加工で十分なＶ系炭窒化物の析出サイトを形成させることができず、Ｖ系炭窒化物の個数密度が過少となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
熱間加工温度が上限より高い試験Ｎｏ．９は、加熱が過剰となり熱間加工後においてもオーステナイト粒径が粗大化し、Ｖ系炭窒化物の析出サイトが不足したため、Ｖ系炭窒化物の最大径が過大で、個数密度が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００７７】
制御冷却開始温度が下限より低い試験Ｎｏ．１０は、Ｖ系炭窒化物の析出サイトが過剰となり、Ｖ系炭窒化物が凝集・粗大化したため、Ｖ系炭窒化物の最大径が過大で、個数密度が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
制御冷却開始温度から緩冷却開始温度までの平均冷却速度が下限より遅い試験Ｎｏ．１３は、Ｖ系炭窒化物が凝集・粗大化したため、Ｖ系炭窒化物の最大径が過大となり、また冷却中にパーライト変態が完了したため、表面から深さ０．５ｍｍまでの領域の球状炭化物の最大径が過大になり、また球状化炭化物面積分率が過小となった。この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００７８】
制御冷却開始温度から緩冷却開始温度までの平均冷却速度が上限より速い試験Ｎｏ．１７は、Ｖ系炭窒化物の析出時間が不足し、個数密度が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
緩冷却開始温度が下限より低い試験Ｎｏ．１８は、表面部のベイナイトを球状炭化物に十分変化させることができず、球状炭化物の面積分率が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００７９】
緩冷却開始温度が上限より高い試験Ｎｏ．２２は、球状炭化物の凝集・粗大化が生じ、球状炭化物の最大径が過大となり、サイズが大きくなる不具合が生じるため、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
緩冷却開始温度から３００℃までの平均冷却速度が下限より遅い試験Ｎｏ．２３は、球状炭化物の凝集・粗大化が生じ、球状炭化物の最大径が過大となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００８０】
緩冷却開始温度から３００℃までの平均冷却速度が上限より速い試験Ｎｏ．２８は、表面部に形成されたベイナイトを球状炭化物に十分変化させることができず、球状炭化物の面積分率が過小となった。この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００８１】
表５の試験Ｎｏ．２９〜４５は、熱間加工条件および冷却条件を表3に示すとおり一定とし、鋼種をＡ〜Ｒ（Ｋを除く）変化させたサンプルである。これらのうち試験Ｎｏ．２９〜３９はいずれも、上述の本発明の実施形態に係る成分範囲を満足しており、Ｖ系炭窒化物の最大径および個数密度、ならびに球状炭化物の最大径および面積分率の全てが本発明の範囲内に制御されているため、優れた靱性および疲労特性を示した。
【００８２】
これに対し、Ｃ量が下限より低い鋼種Ｍを用いた試験Ｎｏ．４０は、冷却時の焼入れ性が不足し、パーライトが主相となったため、球状炭化物の面積分率が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
Ｃｒ量が下限より低い鋼種Ｎを用いた試験Ｎｏ．４１は、冷却時の焼入れ性が不足し、パーライトが主相となったため、球状炭化物の面積分率が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００８３】
Ｖ量が下限より低い鋼種Ｏを用いた試験Ｎｏ．４２は、Ｖ系炭窒化物を形成するためのＶ量が不足したため、Ｖ系炭窒化物の個数密度が過小となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
Ｃ量が上限より多い鋼種Ｐを用いた試験Ｎｏ．４３は、Ｃが過剰に存在し、容易に球状炭化物の凝集・粗大化が生じ、球状炭化物の最大径が過大となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
【００８４】
Ｃｒ量が上限より多い鋼種Ｑを用いた試験Ｎｏ．４４は、Ｃｒが過剰に存在し、容易に球状炭化物の凝集・粗大化が生じ、球状炭化物の最大径が過大となり、この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。
Ｖ量が上限より多い鋼種Ｒを用いた試験Ｎｏ．４５は、Ｖが過剰に存在し、容易にＶ系炭窒化物の凝集・粗大化が生じ、Ｖ系炭窒化物の最大径が過大となった。この結果、鋼線の靭性および疲労特性が不十分であった。