WO2016158562A1 - 疲労特性に優れた熱処理鋼線 - Google Patents

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宏之 大浦
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Kobe Steel Ltd
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Definitions

  • the present invention relates to a heat-treated steel wire, and more particularly to a heat-treated steel wire having excellent fatigue characteristics.
  • Patent Document 1 contains a predetermined amount of C, Si, Mn, Mo and Cr, tensile strength 1900 to 2350 MPa, drawing 35% or more, Mo carbide precipitate size 0.2 ⁇ m or less, residual austenite content 5 vol%.
  • spring steel wires having a surface roughness Rz of 14 ⁇ m or less are disclosed. According to this technology, a spring steel wire capable of improving the fatigue limit by reducing the influence at high temperature and capable of nitriding at high temperature can be obtained.
  • Patent Document 2 discloses an oil tempered wire for a high toughness spring having a predetermined chemical composition and having a retained austenite volume ratio of 1 to 5%. According to this technique, an oil tempered wire for a spring having high strength and high toughness can be obtained without deteriorating the sag resistance during use of the spring.
  • Patent Document 1 since an expensive element such as Mo is added, the manufacturing cost is high. Further, in the austenite amount specified in Patent Document 2, since the increase in hardness obtained from the work-induced martensite transformation that occurs during spring processing is small, sufficient hardness cannot be secured, and there is room for improvement in spring strength.
  • the present invention has been made paying attention to the above-described circumstances, and an object thereof is to provide a heat-treated steel wire having excellent fatigue characteristics.
  • the heat-treated steel wire according to the present invention that has solved the above problems is, in mass%, C: 0.5 to 0.8%, Si: 1.0 to 2.50%, Mn: 0.5 to 1. 5%, P: more than 0%, 0.02% or less, S: more than 0%, 0.02% or less, Cr: 0.3 to 0.7%, V: 0.05 to 0.5%, Al : More than 0%, 0.01% or less, N: more than 0%, 0.007% or less, O: more than 0%, 0.004% or less, with the balance being iron and inevitable impurities, deep from the surface layer
  • the Cr equivalent carbide having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m is 0.20 piece / ⁇ m 2 or less, 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m.
  • the present invention also includes a spring obtained using the above heat-treated steel wire.
  • FIG. 1 is a schematic explanatory diagram of the measurement locations of Cr-based carbides in the examples.
  • the present inventors studied from various angles in order to obtain a heat-treated steel wire having excellent fatigue characteristics. As a result, it was found that it is effective to control Cr-based carbides in the tempered martensite structure in order to suppress fatigue fracture caused by internal defects.
  • Cr-based carbides include Cr carbides, Cr carbonitrides, composite carbides with carbide-generating elements such as V, and composite carbonitrides.
  • the final purpose is to increase the fatigue characteristics of the spring as the fatigue characteristics.
  • the heat-treated steel wire used for manufacturing the spring must also have excellent fatigue characteristics. . From such a viewpoint, the fatigue characteristics of the heat-treated steel wire are improved.
  • the fatigue characteristics of the spring and the fatigue characteristics of the heat-treated steel wire are sometimes simply referred to as “fatigue characteristics”.
  • Cr-based carbide with equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m: 0.20 pieces / ⁇ m 2 or less Fine Cr-based carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m are likely to become fatigue crack propagation paths, and fatigue strength decreases as the amount of such fine Cr-based carbide precipitation increases. Therefore, the Cr-based carbide in this range should be small, 0.20 pieces / ⁇ m 2 or less, preferably 0.15 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably 0.12 pieces / ⁇ m 2 or less, and most preferably 0 pieces. / ⁇ m 2 .
  • a Cr-based carbide having a circle equivalent diameter of 0.7 ⁇ m or more is likely to become a fatigue crack propagation path or a starting point of fatigue fracture, and thus significantly reduces the fatigue strength. Further, it may cause coiling breakage during spring forming. Therefore, the Cr-based carbide in this range should be small, 0.0010 / ⁇ m 2 or less, preferably 0.0005 / ⁇ m 2 or less, and most preferably 0 / ⁇ m 2 .
  • the amount of retained austenite is more than 5% in volume ratio, preferably 7% or more, more preferably 8% or more with respect to the entire metal structure.
  • the amount of retained austenite is too large, the hardness during quenching may be insufficient, so it is 15% or less, preferably 13% or less, more preferably 12% or less.
  • C is an element effective for improving the strength and sag resistance of the spring.
  • the C content is 0.5% or more, preferably 0.55% or more, more preferably 0.6% or more.
  • the C content is 0.8% or less, preferably 0.75% or less, more preferably 0.70% or less.
  • Si 1.0-2.50%
  • Si is an element effective for deoxidizing steel and improving spring strength.
  • the Si content is 1.0% or more, preferably 1.2% or more, more preferably 1.4% or more.
  • the Si content is 2.50% or less, preferably 2.4% or less, and more preferably 2.3% or less.
  • Mn 0.5 to 1.5%
  • Mn increases hardenability and contributes to improved spring strength.
  • the Mn content is 0.5% or more, preferably 0.6% or more, more preferably 0.7% or more.
  • the Mn content is 1.5% or less, preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • P over 0%, 0.02% or less
  • P segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the structure, so that the fatigue characteristics are reduced. Therefore, the P content is 0.02% or less, preferably 0.018% or less. The smaller the P content, the better. However, it is difficult to make it zero, and about 0.003% may be contained as an inevitable impurity.
  • S more than 0%, 0.02% or less
  • S segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the structure, so that fatigue characteristics are reduced. Therefore, the S content is 0.02% or less, preferably 0.015% or less. The smaller the S content, the better. However, it is difficult to make it zero, and about 0.003% may be contained as an inevitable impurity.
  • Cr 0.3-0.7%
  • Cr has the effect of reducing the activity of C and preventing decarburization during rolling and heat treatment.
  • the Cr content is 0.3% or more, preferably 0.35% or more, and more preferably 0.4% or more.
  • the Cr content is 0.7% or less, preferably 0.65% or less, more preferably 0.6% or less.
  • V has the effect
  • secondary precipitation hardening occurs at the time of strain relief annealing after spring formation, which contributes to improvement of the strength of the spring.
  • the V content is 0.05% or more, preferably 0.10% or more, more preferably 0.15% or more.
  • the V content is 0.5% or less, preferably 0.40% or less, more preferably 0.35% or less.
  • Al more than 0%, 0.01% or less
  • Al forms inclusions of Al 2 O 3 and AlN in the steel. These inclusions significantly reduce the fatigue life of the spring. Therefore, the Al content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less.
  • N more than 0%, 0.007% or less
  • N combines with Al to form AlN inclusions.
  • AlN inclusions significantly reduce the fatigue life of the spring.
  • the N content is 0.007% or less, preferably 0.005% or less.
  • O more than 0%, 0.004% or less
  • the O content is 0.004% or less, preferably 0.003% or less.
  • the basic components of the heat-treated steel wire of the present invention are as described above, and the balance is substantially iron.
  • inevitable impurities such as Ca and Na, which are inevitably mixed in depending on the situation of materials such as iron raw materials (including scrap), auxiliary materials, and manufacturing equipment, are contained in the steel.
  • the steel material of the present invention may further contain at least Ni or B as necessary, and the characteristics of the heat-treated steel wire can be further improved according to the kind and content of the element to be contained.
  • the reason for setting a preferable range when these elements are contained is as follows.
  • Ni more than 0%, 0.3% or less
  • Ni has the effect of improving corrosion resistance in addition to suppressing decarburization during hot rolling.
  • the Ni content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the Ni content is preferably 0.3% or less, more preferably 0.25% or less, and still more preferably 0.2% or less.
  • B more than 0%, 0.01% or less
  • B has an effect of improving hardenability and cleaning the austenite grain boundaries, and improves toughness.
  • the B content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.0015% or more, and further preferably 0.002% or more.
  • the B content is preferably 0.01% or less, more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.006% or less.
  • the manufacturing method of the heat-treated steel wire of the present invention is not particularly limited, and known manufacturing conditions can be adopted.
  • a steel piece obtained by melting and rolling a steel having the above chemical composition is processed into a wire having a diameter of about 5.0 to 8.0 mm by hot rolling, wound into a coil shape, and cooled.
  • a skin removal process is performed to remove surface flaws and decarburized parts of the steel wire (hereinafter sometimes referred to as “rolled wire”).
  • the wire is drawn to a desired wire diameter, for example, about 3 to 4 mm in the case of a valve spring.
  • the drawn wire thus obtained is then subjected to quenching and tempering treatment called oil temper to obtain a heat-treated steel wire.
  • Various springs such as valve springs and clutch springs can be obtained by processing the heat-treated steel wire thus obtained into a spring shape.
  • the patenting treatment conditions in the secondary processing, and the elongation It is necessary to control the heat treatment conditions of the quenching and tempering treatment after the wire treatment.
  • the ingot is subjected to split rolling to produce a billet of a predetermined size.
  • the ingot is necessary to heat the billet to 1200 ° C. or higher, more preferably 1220 ° C. or higher, and further preferably 1230 ° C. or higher before the batch rolling.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly limited because the Cr-based carbide can be dissolved as the billet is heated to a higher temperature.
  • the upper limit of the heating temperature is 1250 ° C. or less, preferably 1240 ° C. or less in consideration of the heat resistance temperature of the heating furnace. It is.
  • the rolling temperature is preferably 950 ° C. or lower, more preferably 900 ° C. or lower, preferably 750 ° C. or higher, more preferably 800 ° C. or higher.
  • the rolling winding temperature is 750 ° C. or higher, preferably 780 ° C. or higher, more preferably 800 ° C. or higher. 950 ° C. or lower, preferably 920 ° C. or lower, more preferably 900 ° C. or lower.
  • the average cooling rate from the start of cooling after placing the conveyor to the end temperature range of pearlite transformation is 1.0 ° C./second or more, preferably 2 ° C./second or more, preferably 6 ° C./second or less, preferably Is 5 ° C./second or less, more preferably 4 ° C./second or less.
  • the average cooling rate up to 300 ° C. is 4 ° C./second or more, preferably 5 ° C./second or more, and is 10 ° C./second or less, preferably 9 ° C./second or less.
  • the cooling rate control can be performed by appropriately combining, for example, rolling line speed, conveyor speed, blower cooling, cover cooling, and the like.
  • the said temperature can be measured with the radiation thermometer provided in the several places on a conveyor.
  • a pearlite structure can be obtained by controlling the heating conditions during patenting.
  • the heating temperature during patenting is 850 ° C. or higher, preferably 870 ° C. or higher, more preferably 890 ° C. or higher, preferably 950 ° C. or lower, more preferably Is 930 ° C. or lower.
  • the holding time at the heating temperature is 10 seconds or longer, preferably 15 seconds or longer, more preferably 20 seconds or longer, 60 seconds or shorter, preferably 55 seconds or shorter, more preferably 50 seconds or shorter.
  • the average cooling rate is 1.0 ° C./second or more, preferably 2.0 ° C./second or more, 6 ° C./second or less, preferably 5 ° C./second or less.
  • the drawn wire is subjected to quenching and tempering treatment.
  • the heating temperature at the time of quenching is 850 ° C. or higher, preferably 870 ° C. or higher, more preferably 890 ° C. or higher in order to suppress coarse undissolved Cr-based carbides due to insufficient heating.
  • the heating temperature is 950 ° C. or lower, preferably 930 ° C. or lower, more preferably. Is 910 ° C. or lower.
  • the holding time at the heating temperature is 10 seconds or longer, preferably 15 seconds or longer, more preferably 20 seconds or longer, and 60 seconds or shorter, preferably 55 seconds or shorter, more preferably 50 seconds or shorter.
  • tempering may be adjusted as appropriate so that the tensile strength becomes 2100 MPa or more. For example, tempering is performed at a heating temperature of 350 ° C. or higher and 450 ° C. or lower and a holding time at the heating temperature of 30 seconds or longer and 150 seconds or shorter. By performing such treatment, a heat-treated steel wire having a desired tensile strength and containing retained austenite of more than 5% and not more than 15% can be obtained.
  • the heat-treated steel wire of the present invention exhibits excellent fatigue characteristics as shown in the examples below.
  • the heat-treated steel wire of the present invention can be processed into a desired coil diameter, free height, and number of turns to produce various springs such as a valve spring, a clutch spring, an engine spring, and a transmission spring.
  • the heat-treated steel wire may be subjected to various known treatments such as nitriding treatment and vacuum carburizing treatment as necessary when processing.
  • a steel ingot having a chemical composition shown in Table 1 was melted in a small vacuum melting furnace, heated at the temperature shown in Table 2 simulating the lump temperature, and then forged to produce a ⁇ 155 mm steel piece. did.
  • the mounting temperature, and the cooling rate to 600 ° C. after winding (described in the table as “cooling rate I”), and then the cooling rate to 300 ° C. (in the table, “ A rolled wire rod having a wire diameter of ⁇ 8.0 mm was manufactured by controlling “cooling rate II” as shown in Table 2.
  • the rolled wire rod is shaved to remove the surface decarburized layer, wrinkles, etc., and then subjected to a patenting treatment under the conditions shown in Table 2 to form a pearlite structure, and then cold-drawn so that the wire diameter becomes 4.0 mm. Wire processed.
  • Cr-based carbides are measured using image analysis software (Image Pro Plus manufactured by Media Cybernetics) to perform qualitative analysis of Cr-based carbides with a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more, and Cr-based carbides of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m The numbers of carbides, Cr carbides of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m, and Cr carbides of 0.7 ⁇ m or more were calculated, and the number and average value of Cr carbides per 1 ⁇ m 2 were calculated.
  • image analysis software Image Pro Plus manufactured by Media Cybernetics
  • Fatigue strength was evaluated by Nakamura rotary bending fatigue test. Shot peening was performed on the heat-treated steel wire after the quenching and tempering treatment to give a compressive residual stress to the steel wire surface layer, and then a strain relief annealing was performed at 220 ° C. for 20 minutes to prepare a test piece. The rotational bending test was started from a load stress of 1000 MPa, and the stress at which the rotational speed reached 50 million times without breaking all five specimens was defined as fatigue strength. When breakage occurred in the inclusions, a rotational bending test was performed while gradually reducing the load stress to 950 MPa and 900 MPa. 900 MPa or more was evaluated as acceptable.
  • Test No. Reference numerals 1 to 10 are invention examples that satisfy the requirements defined in the present invention. All of these had excellent fatigue properties.
  • Test No. 11 and 12 are examples where the lump temperature is low. In these examples, coarse carbides of 0.7 ⁇ m or more increased and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 13 is an example where the mounting temperature is high. In this example, the test was stopped because a supercooled structure was generated in the rolled material and the wire was broken during the cutting of the rolled wire.
  • Test No. 14 is an example in which the cooling rate from the mounting temperature to 600 ° C. (“cooling rate I” in the table) is slow.
  • cooling rate I the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.7 ⁇ m or more increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 15 is an example in which the cooling rate to 300 ° C. after rolling (“cooling rate II” in the table) was slow.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 16 is an example in which the heating temperature during patenting is low.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 17 is an example in which the heating and holding time during patenting is short. In this example, the test was stopped because the structure was incomplete and disconnection occurred in the wire drawing process.
  • Test No. 18 is an example in which the cooling rate during patenting is slow.
  • the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.7 ⁇ m or more increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 19 is an example in which the heating temperature during quenching is low.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 20 is an example in which the holding time during quenching is short.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 21 is an example with a high tempering temperature.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased. Further, the amount of residual ⁇ was also small.
  • Test No. 22 is an example where the tempering temperature is high.
  • the residual ⁇ amount is small and the increase in hardness after coiling is small, a high-strength spring cannot be obtained.
  • Test No. No. 23 had a long tempering retention time.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased. Further, the amount of residual ⁇ was also small.
  • Test No. 24 is an example with a high C content.
  • the tensile strength was high and the drawing was low.
  • the amount of Cr carbide of 0.1 ⁇ m or more and less than 0.3 ⁇ m and the amount of Cr carbide of 0.3 ⁇ m or more and less than 0.7 ⁇ m increased, and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 25 is an example with a large Si content.
  • the tensile strength was high and the drawing was low. Further, the fatigue strength was lowered due to poor toughness.
  • Test No. 26 is an example with much Cr content.
  • the amount of Cr-based carbides increased and the fatigue strength decreased.
  • Test No. 27 is an example with a large V content.
  • the composite carbide of Cr and V increased, and the fatigue strength decreased.

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Abstract

　疲労特性に優れた熱処理鋼線を提供する。本発明の熱処理鋼線は、所定の化学成分組成を有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、表層から深さ０．３ｍｍにおける焼戻しマルテンサイト組織中に、円相当直径で、０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．２０個／μｍ2以下、０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．００２個／μｍ2以下、０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物を０．００１０個／μｍ2以下含み、且つ残留オーステナイト量が体積率で５％超、１５％以下である。

Description

疲労特性に優れた熱処理鋼線
　本発明は、熱処理鋼線に関し、詳細には疲労特性に優れた熱処理鋼線に関する。
　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。
　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、高強度化に伴って靭延性が低下するという欠点がある。そのため鋼材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。
　そこで、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。
　特許文献１には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｃｒを所定量含有し、引張強度１９００～２３５０ＭＰａ、絞り３５％以上、Ｍｏ炭化物析出物のサイズ０．２μｍ以下、残留オーステナイトの含有量５ｖｏｌ％以下、表面粗さＲｚ１４μｍ以下であるばね用鋼線が開示されている。この技術によれば、高温での影響を少なくして疲労限を向上し、高温での窒化処理が可能なばね用鋼線が得られる。
　特許文献２には、所定の化学成分組成を有し、残留オーステナイトが体積率で１～５％である高靱性ばね用オイルテンパー線が開示されている。この技術によれば、ばね使用中の耐へたり性を劣化することなく、高強度でかつ高靱性を有するばね用オイルテンパー線が得られる。
特開２００１－２４７９３４号公報 特開平９－７１８４３号公報
　例えば特許文献１ではＭｏなど高価な元素を添加しているため、製造コストが高かった。また特許文献２で規定するオーステナイト量では、ばね加工時に発生する加工誘起マルテンサイト変態から得られる硬さ増加が小さいため、十分な硬さを確保できず、ばね強度に改善の余地があった。
　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である。
　上記課題を解決し得た本発明に係る熱処理鋼線は、質量％で、Ｃ：０．５～０．８％、Ｓｉ：１．０～２．５０％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．０２％以下、Ｃｒ：０．３～０．７％、Ｖ：０．０５～０．５％、Ａｌ：０％超、０．０１％以下、Ｎ：０％超、０．００７％以下、Ｏ：０％超、０．００４％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、表層から深さ０．３ｍｍにおける焼戻しマルテンサイト組織中に、円相当直径で、０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．２０個／μｍ2以下、０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．００２個／μｍ2以下、０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物を０．００１０個／μｍ2以下含み、且つ残留オーステナイト量が体積率で５％超、１５％以下であることに要旨を有する。
　更に、質量％で、以下の（ａ）、（ｂ）の少なくとも１つを含有することも好ましい実施態様である。
（ａ）Ｎｉ：０％超、０．３％以下
（ｂ）Ｂ：０％超、０．０１％以下
　本発明には上記熱処理鋼線を用いて得られるばねも含まれる。
　本発明によれば、熱処理鋼線の成分組成、組織中の介在物、および組織を規定することで優れた疲労特性を有する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優れた疲労特性を有するばねを提供できる。
図１は実施例におけるＣｒ系炭化物の測定箇所の概略説明図である。
　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。
　そこで本発明者らは疲労特性に優れた熱処理鋼線を得るべく、様々な角度から検討した。その結果、内部欠陥に起因する疲労破壊を抑制するには焼戻しマルテンサイト組織中のＣｒ系炭化物を制御することが有効であることを見出した。
　マルテンサイト組織中に硬質、且つ粗大なＣｒ系炭化物が存在すると、該Ｃｒ系炭化物と母材の界面が疲労き裂の進展経路となるため、Ｃｒ系炭化物が疲労寿命の低下原因となる。そして疲労き裂の進展抑制にはＣｒ系炭化物のサイズと個数を制御することが有効であると考えた。
　更に熱処理鋼線を加工してばねを製造する場合、通常、窒化処理やショットピーニング等の表面加工処理が施されている。この点を考慮すると熱処理鋼線表層から０．３ｍｍ深さにおける介在物が疲労破壊の起点になりやすいと考え、熱処理鋼線表層から深さ０．３ｍｍにおけるＣｒ系炭化物を制御することを検討した。
　その結果、熱処理鋼線表層から深さ０．３ｍｍにおけるＣｒ系炭化物の円相当直径での析出サイズと数密度が下記条件を満たすことが重要であることを突き止めた。
　０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物：０．２０個／μｍ2以下
　０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物：０．００２個／μｍ2以下
　０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物：０．００１０個／μｍ2以下
　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。
　更に引張強度２１００ＭＰａ以上の高強度の熱処理鋼線を得るには、焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量も規定することが重要であることを見出し、本発明に至った。
　以下、介在物、組織、および成分組成を規定した理由について詳述する。
　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。
　[円相当直径で０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物：０．２０個／μｍ2以下]
　円相当直径で０．１μｍ以上、０．３μｍ未満の微細なＣｒ系炭化物は疲労き裂の進展経路となりやすく、このような微細なＣｒ系炭化物析出量が増えると疲労強度が低下する。そのためこの範囲のＣｒ系炭化物は少ない方がよく、０．２０個／μｍ2以下、好ましくは０．１５個／μｍ2以下、より好ましくは０．１２個／μｍ2以下、最も好ましくは０個／μｍ2である。
 ［円相当直径で０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物：０．００２個／μｍ2以下］
　また円相当直径で０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物は疲労き裂進展経路となるだけでなく、疲労破壊の起点にもなり得るため疲労強度に大きな影響を及ぼす。そのためこの範囲のＣｒ系炭化物は少ない方がよく、０．００２個／μｍ2以下、好ましくは０．００１５個／μｍ2以下、更に好ましくは０．００１個／μｍ2以下、最も好ましくは０個／μｍ2である。
 ［円相当直径で０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物：０．００１０個／μｍ2以下］
　円相当直径で０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物は、疲労き裂進展経路や疲労破壊の起点となりやすいため疲労強度を著しく低下させる。更にばね成形時にコイリング折損を誘発する原因になり得る。そのため、この範囲のＣｒ系炭化物は少ない方がよく、０．００１０個／μｍ2以下、好ましくは０．０００５個／μｍ2以下、最も好ましくは０個／μｍ2である。
　[残留オーステナイト量が体積率で５％超、１５％以下]
　本発明では上記Ｃｒ系炭化物を抑制するために従来よりもＣｒ含有量を低減させている。Ｃｒ含有量の低減に伴って軟化抵抗、すなわち耐熱性も低下するため、ばね加工後のひずみ取り焼鈍や窒化処理等の熱処理によって硬さが低下し、ばねの高強度化が難しくなる。そこで本発明では熱処理鋼線に所定量の残留オーステナイトを存在させることで、ばね加工時に残留オーステナイトを加工誘起マルテンサイトに変態させてばねを高強度化させている。このような効果を得るためには残留オーステナイト量は、金属組織全体に対して、体積率で５％超、好ましくは７％以上、より好ましくは８％以上である。一方、残留オーステナイト量が多すぎると焼入れ時の硬さが不足することがあるため１５％以下、好ましくは１３％以下、より好ましくは１２％以下である。
　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。
　［Ｃ：０．５～０．８％］
　Ｃは、ばねの強度、耐へたり性の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、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、添加量が過剰になると粗大セメンタイトを多量に析出し、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０．８％以下、好ましくは０．７５％以下、より好ましくは０．７０％以下である。
　［Ｓｉ：１．０～２．５０％］
　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１．０％以上、好ましくは１．２％以上、より好ましくは１．４％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２．５０％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。
　［Ｍｎ：０．５～１．５％］
　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０．５％以上、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％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、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、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。
　［Ｐ：０％超、０．０２％以下］
　Ｐは旧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、０．０２％以下、好ましくは０．０１８％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。
　［Ｓ：０％超、０．０２％以下］
　Ｓは旧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、０．０２％以下、好ましくは０．０１５％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。
　［Ｃｒ：０．３～０．７％］
　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、０．３％以上、好ましくは０．３５％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。
　［Ｖ：０．０５～０．５％］
　Ｖは、熱間圧延、および焼入れ焼戻し処理において結晶粒を微細化する作用があり、延性、靭性を向上させる。また、ばね成形後の歪取焼鈍時に２次析出硬化を起こしてばねの強度の向上に寄与する。これらの効果を発揮させるためには、Ｖ含有量は０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上、より好ましくは０．１５％以上である。一方、Ｖ含有量が多いと、ＣｒとＶの複合炭化物が増加してばねの疲労強度が低下する。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。
　［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。
　［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。
　［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。
　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。
　本発明の鋼材には、必要に応じて更に少なくともＮｉ、または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。これらの元素を含有させるときの好ましい範囲設定理由は下記の通りである。
　［Ｎｉ：０％超、０．３％以下］
　Ｎｉは、熱間圧延時の脱炭を抑制する他、耐腐食性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、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、ばねの耐へたり性を著しく低下させる。そのため、Ｎｉ含有量は好ましくは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。
　［Ｂ：０％超、０．０１％以下］
　Ｂは、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、熱間圧延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。
　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圧延で直径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る。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。
　本発明では焼戻しマルテンサイト組織中のＣｒ系炭化物の析出サイズ、個数を制御するために、分塊圧延時の加熱温度、および圧延温度制御に加えて、二次加工におけるパテンティング処理条件、および伸線処理後の焼入れ焼戻し処理の熱処理条件を制御する必要がある。
　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１２５０℃以下、好ましくは１２４０℃以下である。
　圧延工程では所望の圧下率で熱間圧延し、所望の線径の線材とすればよい。圧延工程では、Ｃｒ系炭化物の生成、成長を抑制するために低温で圧延することが望ましい。圧延温度は好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９００℃以下であって、好ましくは７５０℃以上、より好ましくは８００℃以上である。
　熱間圧延後は制御冷却を行う必要がある。熱間圧延後の冷却過程で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、圧延巻取り温度は７５０℃以上、好ましくは７８０℃以上、より好ましくは８００℃以上であって、９５０℃以下、好ましくは９２０℃以下、より好ましくは９００℃以下である。
　またコンベア載置後の冷却開始からパーライト変態終了温度域、すなわち６００℃までの平均冷却速度を１．０℃／秒以上、好ましくは２℃／秒以上であって、６℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以下、より好ましくは４℃／秒以下とする。その後、３００℃までの平均冷却速度を４℃／秒以上、好ましくは５℃／秒以上であって、１０℃／秒以下、好ましくは９℃／秒以下とする。このように冷却速度を制御することでＣｒ系炭化物の生成、成長を抑制できると共に、二次加工処理に適したパーライト組織にできる。
　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。
　その後、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の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る。パテンティング時の加熱条件を制御することでパーライト組織にできる。また特に粗大な未溶解Ｃｒ系炭化物を抑制するためにはパテンティング時の加熱温度を８５０℃以上、好ましくは８７０℃以上、より好ましくは８９０℃以上であって、好ましくは９５０℃以下、より好ましくは９３０℃以下とする。また該加熱温度での保持時間は１０秒以上、好ましくは１５秒以上、より好ましくは２０秒以上であって、６０秒以下、好ましくは５５秒以下、より好ましくは５０秒以下である。平均冷却速度は１．０℃／秒以上、好ましくは２．０℃／秒以上、６℃／秒以下、好ましくは５℃／秒以下である。このような制御冷却をおこなうことで、後工程に適したパーライト組織が得られる。
　伸線加工線材には焼入れ焼戻し処理を施す。焼入れ時の加熱温度は加熱不足による粗大な未溶解Ｃｒ系炭化物を抑制するため、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、残留オーステナイト結晶粒が例えばＧＳ＃１０以下に粗大化すると靭延性が低下するため、残留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９１０℃以下である。上記加熱温度での保持時間を１０秒以上、好ましくは１５秒以上、より好ましくは２０秒以上であって、６０秒以下、好ましくは５５秒以下、より好ましくは５０秒以下である。所定時間保持した後に加熱した油、例えば概ね５０～６０℃程度の油で焼入れを行った後、焼戻しは２１００ＭＰａ以上の引張強度となるように適宜調整すればよい。例えば焼戻しは加熱温度３５０℃以上、４５０℃以下、加熱温度での保持時間を３０秒以上、１５０秒以下とする。このような処理をすることで所望の引張強度を有し、且つ５％超、１５％以下の残留オーステナイトを含んだ熱処理鋼線が得られる。
　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。
　本願は、２０１５年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１５－０７０５３１号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１５年３月３１日に出願された日本国特許出願第２０１５－０７０５３１号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　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、分塊温度を模擬した表２に示す温度で加熱した後、鍛伸加工して□１５５ｍｍの鋼片を作製した。この鋼片を熱間圧延した後、載置温度、および巻取り後６００℃までの冷却速度（表中、「冷却速度Ｉ」と記載）、およびその後３００℃までの冷却速度（表中、「冷却速度ＩＩ」と記載）を表２に示すように制御して線径φ８．０ｍｍの圧延線材を製造した。この圧延線材を皮削り処理して表層の脱炭層、疵等を除去した後、表２に示す条件でパテンティング処理してパーライト組織とした後、線径φ４.０ｍｍになるように冷間伸線加工した。
　続いて表２に示す条件で焼入れ焼戻し処理を行った。その際、焼戻し処理は引張強度が２１００～２１５０ＭＰａとなるように実施し、熱処理鋼線を製造した。
　引張強度、絞り、Ｃｒ系炭化物、残留γ、疲労強度は次のように測定して表３に記載した。
　［引張強度、絞り］
　オートグラフ（島津製作所製）にて評価間距離を２００ｍｍ、ひずみ速度２０ｍｍ／ｍｉｎとして引張り試験を行い引張強度、および破面形状から絞りを測定した。絞りが４５％以上であれば靭延性に優れると判定した。
　［Ｃｒ系炭化物］
　電界放射型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ：Ｆｉｅｌｄ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｃａｎｎｉｎｇ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）、およびエネルギー分散型蛍光Ｘ線分析装置（ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ）を用いて焼戻しマルテンサイト組織中のＣｒ系炭化物の測定を行った。鋼線の軸に対して垂直な断面（以下、「横断面」という）で切断し、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った。エッチング液には５％ピクリン酸９５％エタノールを使用して、析出物を現出した。次いで、ＦＥ－ＳＥＭを用いて、上記横断面において鋼線表層から深さ０．３ｍｍの位置を図１に示すように４５°間隔で各２７５μｍ2、合計２，２００μｍ2を観察した。観察は、倍率１０，０００倍、加速電圧：２０ｋＶ、電流：０．１ｎＡの条件にて行った。次いで、ＥＤＸを用いて、炭化物、炭窒化物、複合炭化物、および複合炭窒化物を同定し、Ｆｅを除く元素のうちＣｒを質量％で１０％以上含むものをＣｒ系炭化物とした。Ｃｒ系炭化物の測定は画像解析ソフト（Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製　Ｉｍａｇｅ　Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ）を用いて円相当直径が０．１μｍ以上のＣｒ系炭化物の定性分析を行い、０．１μｍ以上０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物、０．３μｍ以上０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物、０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物の夫々の個数を算出し、１μｍ2当たりのＣｒ系炭化物の個数および平均値を算出した。
　［残留γ］
　２次元微小部Ｘ線回折装置を用いて、表４に記載の分析条件にて残留γ量の測定を行って体積率を算出した。なお、残留γの効果は自径巻前後の硬さ上昇の測定値△ＨＶによって評価した。△ＨＶが５０以上であればコイリング時の硬さ上昇によって高強度ばねが得られたと判定した。
　［疲労強度］
　疲労強度は中村式回転曲げ疲労試験を行って評価した。焼入れ焼戻し処理後の熱処理鋼線に対してショットピーニングを行って鋼線表層に圧縮の残留応力を付与した後、２２０℃で２０分間のひずみ取り焼鈍を行って試験片を作製した。回転曲げ試験は負荷応力１０００ＭＰａから開始し、試験片５本全てが破断することなく回転数が５，０００万回に達した応力を疲労強度とした。介在物での折損が発生した場合には９５０ＭＰａ、９００ＭＰａと徐々に負荷応力を低下させて回転曲げ試験を実施した。９００ＭＰａ以上を合格と評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１～１０は本発明で規定する要件を満足する発明例である。これらはいずれも優れた疲労特性を有していた。
　試験Ｎｏ．１１、１２は、分塊温度が低い例である。これらの例では０．７μｍ以上の粗大な炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．１３は、載置温度が高い例である。この例は圧延材に過冷組織が生じ圧延線材の皮削り処理時に断線したため、試験を中止した。
　試験Ｎｏ．１４は、載置温度から６００℃までの冷却速度（表中、「冷却速度Ｉ」）が遅い例である。この例では０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物、および０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．１５は、圧延後３００℃までの冷却速度（表中、「冷却速度ＩＩ」）が遅かった例である。この例では０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．１６は、パテンティング時の加熱温度が低い例である。この例では０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．１７は、パテンティング時の加熱保持時間が短い例である。この例は不完全組織となり伸線工程で断線が生じたため、試験を中止した。
　試験Ｎｏ．１８は、パテンティング時の冷却速度が遅い例である。この例では０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物、および０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．１９は、焼入れ時の加熱温度が低い例である。この例では０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物、０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２０は、焼入れ時の保持時間が短い例である。この例では０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物、０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２１は、焼戻し温度が高い例である。この例では０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。また、残留γ量も少なかった。
　試験Ｎｏ．２２は、焼戻し温度が高い例である。この例では残留γ量が少なくコイリング後の硬さ上昇が少ないため高強度ばねが得られない。
　試験Ｎｏ．２３は、焼戻しの保持時間が長かった。この例は０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物、０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。また、残留γ量も少なかった。
　試験Ｎｏ．２４は、Ｃ含有量が多い例である。この例は引張強度が高く、絞りが低かった。また０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物、および０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２５は、Ｓｉ含有量が多い例である。この例は引張強度が高く、絞りが低かった。また靭延性に乏しく疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２６は、Ｃｒ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、疲労強度が低下した。
　試験Ｎｏ．２７は、Ｖ含有量が多い例である。この例ではＣｒとＶの複合炭化物が多くなり、疲労強度が低下した。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ　：０．５～０．８％、
    　Ｓｉ：１．０～２．５０％、
    　Ｍｎ： ０．５～１．５％、
    　Ｐ　：０％超、０．０２％以下、
    　Ｓ　：０％超、０．０２％以下、
    　Ｃｒ：０．３～０．７％、
    　Ｖ　：０．０５～０．５％、
    　Ａｌ：０％超、０．０１％以下、
    　Ｎ　：０％超、０．００７％以下、
    　Ｏ　：０％超、０．００４％以下を含有し、
    　残部が鉄および不可避不純物からなり、
    　表層から深さ０．３ｍｍにおける焼戻しマルテンサイト組織中に、円相当直径で、
    　０．１μｍ以上、０．３μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．２０個／μｍ2以下、
    　０．３μｍ以上、０．７μｍ未満のＣｒ系炭化物を０．００２個／μｍ2以下、
    　０．７μｍ以上のＣｒ系炭化物を０．００１０個／μｍ2以下含み、且つ
    　残留オーステナイト量が体積率で５％超、１５％以下である疲労特性に優れた熱処理鋼線。
  2. 　更に、質量％で、以下の（ａ）、（ｂ）の少なくとも１つを含有する請求項１に記載の熱処理鋼線。
    （ａ）Ｎｉ：０％超、０．３％以下
    （ｂ）Ｂ：０％超、０．０１％以下
  3. 　請求項１または２に記載の熱処理鋼線を用いて得られるばね。
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