WO2018230717A1 - ばね鋼用圧延線材 - Google Patents

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鈴木　崇久
根石　豊
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Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a rolled wire for spring steel. This application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2017-118110 for which it applied to Japan on June 15, 2017, and uses the content here.
  • suspension springs for automobiles are required to have not only high strength but also high toughness so as not to be damaged by an impact load caused by road surface unevenness.
  • Patent Document 1 discloses a method for achieving both high strength and high toughness by optimizing the amount of alloy element added and controlling carbide precipitation after quenching and tempering.
  • Patent Document 1 discloses a method for achieving both high strength and high toughness by optimizing the amount of alloy element added and controlling carbide precipitation after quenching and tempering.
  • the effects of the wire rolling process and the microstructure of the rolled wire that are the pre-quenching and tempering processes on the material after quenching and tempering. .
  • Patent Document 2 mentions the structure before rolling, mainly composed of ferrite and pearlite, and by reducing martensite and bainite, the wire drawing workability of the rolled wire is improved and the resistance after quenching and tempering is improved. It has been shown that hydrogen embrittlement improves. However, there is no mention of the relationship between mechanical properties such as strength and toughness and the microstructure of the rolled wire rod.
  • An object of the present invention is to provide a rolled wire for spring steel suitable for spring steel having a tensile strength of 2000 MPa or more and high toughness after heat treatment such as quenching and tempering.
  • the gist of the present invention is the following steel.
  • the rolled wire rod for spring steel has a chemical composition of mass%, C: 0.42 to 0.60%, Si: 0.90 to 3.00%, Mn: 0.00. 10 to 1.50%, Cr: 0.10 to 1.50%, B: 0.0010 to 0.0060%, N: 0.0010 to 0.0070%, Mo: 0 to 1.00%, V : 0-1.00%, Ni: 0-1.00%, Cu: 0-0.50%, Al: 0-0.100%, Ti: 0-0.100%, Nb: 0-0.
  • Ceq [C%] + “Si%” / 24+ [Mn%] / 6+ [Cr%] / 5+ [Mo%] / 4+ [V%] / 14+ “Ni%” / 40 (1)
  • the chemical component is further mass%, Mo: 0.10 to 1.00%, V: 0.05 to 1.00%, Ni : 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 0.50%, Al: 0.005 to 0.100%, Ti: 0.005 to 0.100%, Nb: 0.005 to 0 100%, or one or more of them may be contained.
  • a spring steel having a tensile strength of 2000 MPa or more and high toughness can be obtained by performing a heat treatment such as quenching and tempering. That is, the rolled wire for spring steel according to the above aspect of the present invention can be suitably used as a material for spring steel having high strength and high toughness. In particular, it can be suitably used as a material for spring steel such as a suspension spring.
  • the present inventors examined a rolled wire for spring steel, which is a material for obtaining spring steel having sufficient toughness even when the tensile strength after quenching and tempering is high strength of 2000 MPa or more. As a result, the present inventors have found that controlling the microstructure of the rolled wire rod for spring steel before quenching and tempering is effective for obtaining spring steel having both high strength and high toughness after quenching and tempering. did.
  • spring steel suspension spring steel
  • the rolled wire is generally adjusted to a soft pearlite having excellent wire drawing processability or a multiphase structure containing ferrite and pearlite.
  • soft ferrite and pearlite and hard bainite and martensite are mixed in the rolled wire, the deformation behavior of the soft phase and the hard phase are different, and the wire may break during wire drawing. It has been controlled so that bainite and martensite are not mixed in the structure.
  • the present invention by performing in-line quenching in which the wire rod after hot rolling is directly put into a cooling water tank, a structure containing bainite and martensite as a main phase is formed, and then soft annealing is performed to perform wire drawing workability It is characterized by ensuring.
  • generated by in-line hardening turns into tempered martensite through softening annealing. Therefore, the rolled wire for spring steel of the present invention has a structure containing 90% or more of bainite and tempered martensite.
  • bainite and martensite are mixed in the structure of the rolled wire rod.
  • the present inventors make it possible to have a tensile strength below a certain level and a drawing value above a certain level by softening annealing even if the microstructure after rolling is a structure containing bainite and martensite as the main phase.
  • wire drawing workability equivalent to that in the case where the structure is pearlite can be secured.
  • the structure after rolling is a bainite and martensite main phase, and by using bainite and tempered martensite as a main phase by annealing, compared with conventional pearlite, steel materials It was found that the carbide inside can be uniformly and finely dispersed.
  • the structure of the rolled wire By setting the structure of the rolled wire to such a structure, the solid solution of carbide during the quenching and tempering treatment for the rolled wire for spring steel is facilitated. As a result, it is possible to suppress the remaining undissolved carbide after quenching while reducing the prior austenite grain size by reducing the quenching temperature.
  • the structure after rolling is the bainite and martensite main phase, and the toughness after quenching and tempering is improved by setting the bainite and tempered martensite as the main phase by annealing. I found out.
  • the present inventors mainly used bainite and martensite as a structure after rolling, and then softened and annealed to produce spring steel, followed by a drawing process in a subsequent process (drawing process). It was found that the mechanical properties after quenching and tempering (higher strength and higher toughness) can be improved while securing the properties.
  • the rolled wire for spring steel which concerns on one Embodiment of this invention based on this knowledge (The rolled wire for spring steel which concerns on this embodiment) is demonstrated.
  • C is an element that greatly affects the strength of steel.
  • the C content is set to 0.42% or more.
  • the C content is preferably 0.43% or more, more preferably 0.45% or more.
  • the C content is set to 0.60% or less.
  • the C content is preferably 0.58% or less.
  • Si 0.90 to 3.00%
  • Si is an element that increases the strength of the spring steel produced from the rolled wire rod for spring steel, and suppresses softening particularly during tempering performed after quenching. Furthermore, Si is an element that improves resistance to sag, which is a shape change during use of the spring (sag resistance characteristics).
  • the Si content is set to 0.90% or more.
  • the Si content is preferably 1.20% or more, more preferably 1.40% or more.
  • the Si content is 3.00% or less.
  • the Si content is preferably 2.50% or less.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel, and is an element necessary for obtaining bainite and martensite during direct quenching after hot rolling.
  • the Mn content is 0.10% or more.
  • the Mn content is preferably 0.30% or more.
  • the Mn content is set to 1.50% or less in order to suppress the formation of retained austenite.
  • the Mn content is preferably 1.00% or less, more preferably 0.70% or less.
  • Cr is an element necessary for improving the hardenability of steel and obtaining bainite and martensite during direct quenching after hot rolling.
  • Cr is an element necessary for controlling the precipitation state of carbides and ensuring the strength of the steel after quenching and tempering.
  • the Cr content is set to 0.10% or more.
  • the Cr content is preferably 0.30% or more, more preferably 0.50% or more.
  • the Cr content is set to 1.50% or less.
  • the Cr content is preferably 1.00% or less.
  • B is an element necessary for improving the hardenability of steel and obtaining bainite and martensite during direct quenching after hot rolling. Further, B preferentially segregates at the prior austenite grain boundaries that are likely to be the starting point of fracture, thereby suppressing segregation of P and S to the grain boundaries, resulting in an increase in grain boundary strength and an improvement in toughness. It is.
  • the B content is set to 0.0010% or more. The B content is preferably 0.0020% or more.
  • the B content is 0.0060% or less.
  • the B content is preferably 0.0050% or less.
  • N is an element that generates various nitrides in steel. Nitride particles that are stable even at high temperatures contribute to the refinement of prior austenite grains due to the pinning effect of austenite grain growth.
  • the N content is set to 0.0010% or more. The N content is preferably 0.0020% or more.
  • the N content is set to 0.0010% or more.
  • the N content is preferably 0.0020% or more.
  • the N content is excessive, coarse nitrides that are the starting points of fracture are formed, and the toughness and fatigue properties are reduced.
  • the N content is excessive, N is combined with B to form BN, and the amount of dissolved B is reduced. When the amount of solute B decreases, the effect of improving hardenability and the effect of improving grain boundary strength due to B may be impaired. Therefore, the N content is set to 0.0070% or less.
  • the N content is preferably 0.0060% or less.
  • P is an element that exists in steel as an impurity element and embrittles the steel.
  • P segregated at the prior austenite grain boundaries decreases the grain boundary strength and causes embrittlement of the steel material. Therefore, it is better that the P content is small.
  • the P content is limited to less than 0.020% in the rolled wire for spring steel according to this embodiment.
  • the P content is preferably 0.015% or less.
  • S is present in steel as an impurity element and is an element that embrittles steel.
  • S can be fixed as MnS by containing Mn.
  • MnS acts as a fracture starting point and degrades the fracture characteristics of the steel.
  • the S content is small.
  • the S content is limited to less than 0.020%.
  • the S content is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the rolled wire rod for spring steel according to the present embodiment basically includes the above elements, with the balance being Fe and impurities. However, instead of a part of Fe, one or more of Mo, V, Ni, Cu, Al, Ti, and Nb may be contained. However, Mo, V, Ni, Cu, Al, Ti, and Nb are arbitrary elements, and the chemical components of the steel according to the present embodiment may not contain these. Therefore, the lower limit of each content of Mo, V, Ni, Cu, Al, Ti and Nb is 0%. Impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or from various environments in the manufacturing process when industrially producing steel materials, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel. Means things.
  • Mo is an element effective for improving the hardenability of steel and obtaining bainite and martensite during direct quenching after hot rolling. It is also an effective element for controlling the precipitation state of carbides and ensuring the strength of the steel after quenching and tempering. In order to obtain such an effect, the Mo content may be 0.10% or more. On the other hand, when the Mo content exceeds 1.00%, these effects are saturated. Since Mo is an expensive element and it is not preferable to contain it more than necessary, even when it is contained, the Mo content is set to 1.00% or less. The Mo content is preferably 0.60% or less.
  • V is an element effective for improving the hardenability of steel and obtaining bainite and martensite during direct quenching after hot rolling. It is also an effective element for controlling the precipitation state of carbides and ensuring the strength of the steel after quenching and tempering. In order to obtain such an effect, the V content may be 0.05% or more. On the other hand, when the V content exceeds 1.00%, coarse undissolved precipitates are generated and the steel becomes brittle. Therefore, even when contained, the upper limit of the V content is 1.00% or less. The upper limit with preferable V content is 0.50% or less.
  • Ni is an element that improves the hardenability of steel, and also has the effect of improving the corrosion resistance of steel.
  • the Ni content in the rolled wire for spring steel according to this embodiment may be 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • Ni content if the Ni content is excessive, the soft retained austenite increases after quenching and tempering, and the tensile strength decreases. For this reason, even when it contains, Ni content shall be 1.00% or less.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.50% or less.
  • Cu is an element that improves the hardenability of steel, and also has the effect of improving the corrosion resistance of steel.
  • the Cu content may be 0.05% or more, more preferably 0.10% or more.
  • the Cu content is excessive, the hot ductility of the steel is lowered, which may cause cracks during hot rolling. For this reason, even when it contains, Cu content shall be 0.50% or less.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30% or less.
  • Al 0 to 0.100%
  • Al is an element used as a deoxidizing element and reacts with N in steel to form AlN. Since AlN pinches the growth of austenite crystal grains during heat treatment and suppresses coarsening, Al is an effective element for crystal grain refinement. Al also has the effect of suppressing the formation of BN by fixing N and improving the effect of B. In order to obtain these effects, the Al content may be 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Al content is excessive, coarse AlN is generated and the toughness is lowered. In the rolled wire for spring steel according to this embodiment, the Al content is 0.100% or less. The Al content is preferably 0.050% or less, more preferably 0.035% or less.
  • Ti reacts with N and C in the steel to form TiN and TiC, thereby pinning the growth of austenite crystal grains during heat treatment and suppressing coarsening. Therefore, Ti is an element effective for crystal grain refinement. Ti also has the effect of suppressing the formation of BN by fixing N and improving the effect of B. In order to obtain these effects, the Ti content may be 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Ti content is excessive, coarse TiN is generated and the toughness is lowered. Therefore, even when it contains in the rolled wire for spring steel which concerns on this embodiment, Ti content shall be 0.100% or less. The Ti content is preferably 0.070% or less.
  • Nb reacts with N and C in steel to form Nb (CN), pin the growth of austenite grains during heat treatment, suppress coarsening, and is an element effective for grain refinement. is there. Nb also has an effect of suppressing the formation of BN by fixing N and improving the effect of B. In order to obtain these effects, the Nb content may be 0.005% or more, more preferably 0.010% or more. On the other hand, if the Nb content is excessive, coarse Nb (CN) is generated and the toughness is lowered. Even when it is contained in the rolled wire for spring steel according to this embodiment, the Nb content is set to 0.100% or less. The Nb content is preferably 0.050% or less.
  • the rolled wire rod for spring steel according to the present embodiment is characterized in that bainite and martensite are obtained during direct quenching after hot rolling. Therefore, in order to ensure hardenability, Ceq (carbon equivalent) calculated by the following formula (1) is set to 0.75% or more.
  • the preferable lower limit of Ceq is 0.80% or more.
  • the upper limit of Ceq is 1.00% or less.
  • a preferable upper limit of Ceq is 0.90% or less.
  • the mass% of each element is substituted. That is, for example, if [C%], the C content in mass% is substituted. In the case of steel that does not actively contain Mo, V, or Ni, 0% is substituted into [Mo%], [V%], or “Ni%”.
  • the metal structure of the rolled wire rod for spring steel according to the present embodiment is a structure in which the sum of bainite and tempered martensite is 90% or more, more preferably 95% or more in terms of area fraction.
  • the sum of bainite and tempered martensite may be 100%. There is no need to limit the area ratios of bainite and tempered martensite.
  • the remaining structure is 0% or more and less than 10%, more preferably 0% or more and less than 5%.
  • the remaining structure contains one or more of ferrite, pearlite, and retained austenite.
  • the rolled wire rod for spring steel has a tensile strength of 1350 MPa or less and a drawing value of 40% or more. If the tensile strength exceeds 1350 MPa or the drawing value is less than 40%, then the steel tends to break at the time of wire drawing performed at the time of manufacturing spring steel. Since the rolled wire after quenching has a high tensile strength, it is softened and annealed so that the tensile strength becomes 1350 MPa or less in order to obtain a strength suitable for wire drawing. By the soft annealing, the tensile strength becomes 1350 MPa or less and the drawing value becomes 40% or more.
  • the metal structure of the rolled wire for spring steel is observed by collecting a structure observation specimen from the rolled wire for spring steel. Specifically, the rolled wire rod for spring steel is cut at the central L cross section, and after forming and polishing, it is corroded with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution), and the L cross section is 1/4 of the diameter from the surface of the rolled wire rod. Only the internal position is taken as the observation position, and 5 fields of view are observed with a gold phase microscope having a magnification of 400 times, and the obtained area ratios may be averaged. The observed structure is determined to be separated into “bainite and tempered martensite”, “ferrite”, and “pearlite”, and the area fraction of “bainite and tempered martensite” is obtained.
  • FIG. 1A and FIG. 1B are examples of the structure of the rolled wire rod for spring steel according to the present embodiment, and are structures composed of bainite and tempered martensite.
  • FIG. 2A and FIG. 2B are examples of the structure of the conventional rolled wire for spring steel, and are structures composed of ferrite and pearlite.
  • Tensile strength is measured according to the tensile test method of “JIS Z 2241” using a round bar No. 2 test piece and measuring the maximum tensile strength until breakage. Further, the aperture value is measured from the diameter of the maximum surface-reduced portion after fracture.
  • the rolled wire rod for spring steel according to the present embodiment can achieve the effect as long as it has the above-described configuration, regardless of the manufacturing method.
  • the following manufacturing method can stably obtain the rolled wire rod for spring steel. This is preferable.
  • the steel ingot having the above-described chemical component is heated at a temperature of 950 ° C. or more and 1200 ° C. or less for a time not exceeding 120 minutes, for example, to obtain a rolled wire having a wire diameter of about 12 to 18 mm by hot rolling (hot rolling).
  • hot rolling hot rolling
  • Process After processing the red hot rolled wire rod into a ring shape suitable for winding, the rolled wire rod is put into a water tank (cooling step).
  • the rolling completion temperature in the hot rolling process is 900 to 1000 ° C., and the time from the completion of rolling to the introduction of the water tank is 30 s or less.
  • the rolled wire rod charged in the water tank is cooled to 200 ° C. or lower.
  • the rolled wire rod is cooled at an average cooling rate of 5 to 30 ° C./s by pulling it up from the water tank after cooling after it becomes 200 ° C. or less.
  • the heating temperature of the steel material, the rolling completion temperature of the steel material, and the temperature of the steel material during cooling are the surface temperature of the steel material.
  • the average cooling rate is an average cooling rate in which the temperature difference between the steel material temperature at the start of cooling and the cooling end temperature is a numerator and the time difference between the cooling start time and the cooling end time is a denominator. The cooling starts when the water tank is put in, and the cooling ends when the water tank is pulled up.
  • the metal structure is changed to a structure mainly composed of bainite and martensite by the hot rolling process and the subsequent cooling process.
  • the rolling completion temperature is less than 900 ° C. or more than 1000 ° C., or the average cooling rate during cooling is less than 5 ° C./s, ferrite and pearlite are likely to precipitate, and the area fraction of bainite and martensite decreases. End up.
  • the average cooling rate is preferably 10 ° C./s or more. The higher the average cooling rate, the better, but the effect is saturated at over 30 ° C./s, so the upper limit is 30 ° C./s.
  • the coil material of the rolled wire is softened and annealed at 300 to 500 ° C. for 2 to 24 hours so that the tensile strength, which is the wire drawing strength, is 1350 MPa or less with respect to the rolled wire after cooling. Martensite becomes tempered martensite by softening annealing. With this annealing condition, the tensile strength can be made 1350 MPa or less and the drawing value can be made 40% or less.
  • the rolled wire for spring steel according to this embodiment is manufactured by the above manufacturing method.
  • the rolled wire for spring steel is quenched and tempered after wire drawing. Quenching may be performed by induction hardening. The quenching and tempering conditions are preferably performed under the condition that the tensile strength of the spring steel is 2000 MPa or more. According to the rolled wire for spring steel according to the present embodiment, even if the tensile strength is set to 2000 MPa or more by quenching and tempering, a spring having high toughness, for example, a Charpy impact value of 60.0 J / cm 2 or more at 23 ⁇ 5 ° C. Steel can be obtained.
  • Table 1 and Table 2 show the components of Examples and Comparative Examples.
  • the symbol “-” indicates that the element related to the symbol is not actively contained.
  • the balance of Tables 1 and 2 is Fe and impurities.
  • the coiled wire of the rolled wire is softened and annealed under the conditions of an annealing temperature of 300 to 500 ° C. and an annealing time of 4 hours so that the obtained rolled wire has a tensile strength of 1250 to 1350 MPa, which is the strength that can be drawn. It was.
  • the annealing conditions were determined, for example, by estimating the tempering temperature at a predetermined strength by measuring the strength after tempering at 300 ° C., 400 ° C., and 500 ° C. as a preliminary test. In this way, a rolled wire for spring steel was produced.
  • the obtained rolled wire for spring steel was subjected to induction hardening and tempering to obtain a heat treated wire.
  • This heat-treated wire corresponds to spring steel made from a rolled wire for spring steel.
  • Induction hardening was performed under the conditions of a heating temperature of 920 to 1040 ° C. and a heating time of 12 seconds.
  • the tempering conditions were adjusted in the range of 360 to 540 ° C. and 20 to 24 seconds so that the tensile strength was 2000 MPa or more.
  • ⁇ Tensile test> From the rolled wire for spring steel after softening annealing, a tensile test piece was sampled so that the longitudinal direction of the test piece was the rolling direction of the wire, and a tensile test was performed. In accordance with “JIS Z 2241”, the tensile test was performed using a round bar No. 2 test piece. The maximum tensile strength until breakage was measured, and the drawing value was measured from the diameter of the maximum reduced surface area after breakage. Thus, the tensile strength and drawing value of the rolled wire rod for spring steel were measured.
  • a tensile test piece is taken from the heat-treated wire so that the longitudinal direction of the test piece is the rolling direction of the wire, and a tensile test is performed using a round bar No. 2 test piece in accordance with “JIS Z 2241”. Carried out. The tensile strength of the heat-treated wire was determined by measuring the maximum tensile strength until breakage.
  • ⁇ Metallic structure observation> A structure observation specimen was taken from the rolled wire for spring steel after softening annealing, and the metal structure was observed.
  • the rolled wire rod for spring steel after soft annealing was cut at the center L section, and after forming and polishing, it was corroded with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution) and observed with a gold phase microscope.
  • the observation position was set at an inner position of 1/4 of the diameter from the surface of the rolled wire rod, and five visual fields were observed with a gold phase microscope at a magnification of 400 times.
  • the observed structure was separated and determined into “bainite and tempered martensite”, “ferrite”, and “pearlite”, and the area fraction of “bainite and tempered martensite” was determined. Since it is difficult to distinguish between bainite after tempering annealing and tempered martensite, both were treated together.
  • the drawing value when the tensile strength is adjusted to 1150 to 1350 MPa exceeds 40%, and it can be determined that the drawability is sufficiently secured.
  • bainite and tempered martensite accounted for 90% or more of the area of the microstructure.
  • the carbon equivalent is less than 0.75%, the addition amount of the alloy element is too small, the hardenability is insufficient, and the in-line quenching structure after hot rolling is bainite and ferrite or pearlite.
  • the martensite structure was mixed, and the drawing value of the rolled wire rod for spring steel decreased.
  • the Charpy impact value of the heat-treated wire became less than 60.0 J / cm 2 and the toughness was insufficient.
  • the carbon equivalent exceeded 1.00%, the crack was generated in the rolled wire rod for spring steel, and evaluation could not be performed. Furthermore, in Comparative Example 24, the structure of the rolled wire rod for spring steel was bainite and tempered martensite. However, since the carbon equivalent exceeded 1.00%, undissolved carbide remained after induction hardening and tempering, and the Charpy impact value of the heat-treated wire was low.
  • the steel material component was within the scope of the present invention, but the average cooling rate after rolling was small. Therefore, pearlite and ferrite were mixed, and the area fraction of bainite and martensite structure was insufficient. As a result, the drawing value of the rolled wire became insufficient. Moreover, since the structure of the heat-treated wire became non-uniform, a sufficient Charpy impact value could not be obtained.
  • the rolled wire rod for spring steel according to the present invention is directly quenched after wire rolling into bainite and martensite, and is softened and annealed to a wire-strengthening strength. And Charpy impact value at a high level. Therefore, according to the present invention, it is possible to obtain a rolled wire for spring steel that can ensure an impact value while having a high strength of 2000 MPa or more by high-frequency heat treatment. Therefore, the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

このばね鋼用圧延線材は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．４２～０．６０％、Ｓｉ：０．９０～３．００％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｂ：０．００１０～０．００６０％、Ｎ：０．００１０～０．００７０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ａｌ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、を含有し、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、炭素当量（Ｃｅｑ）が０．７５～１．００％であり、金属組織が面積分率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを含み、引張強度が１３５０ＭＰａ以下、かつ絞り値が４０％以上である。

Description

ばね鋼用圧延線材
　本発明は、ばね鋼用圧延線材に関する。
　本願は、２０１７年０６月１５日に、日本に出願された特願２０１７－１１８１１０号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の高性能化や軽量化に伴い、自動車部品に用いられるばねも高強度化されつつある。ばねの高強度化のため、既に、熱処理後に引張強度１８００ＭＰａを越えるような高強度鋼が、ばねの製造に供されている。近年では引張強度２０００ＭＰａを超える鋼もばね材料として使用され始めている。
　一方、自動車の懸架ばねには高強度だけでなく、路面の凹凸等に起因する衝撃荷重でも破損しないための高靱性が求められる。
　近年、ばねに対する一層の高強度化への要求に伴い、強度と靭性との両立を図る方法が提案されている。
　例えば特許文献１では、合金元素の添加量を最適化し、焼入れ焼戻し後の炭化物析出を制御することで、高強度と高靭性とを両立する方法が示されている。しかしながら、鋼材の化学成分及び焼入れ焼戻し工程以外については特段の言及は無く、焼入れ焼戻しの前工程である線材圧延工程や圧延線材のミクロ組織が、焼入れ焼戻し後の材質に及ぼす影響については言及がない。
　また、特許文献２では、圧延前の組織について言及されており、フェライト及びパーライトを主体とし、マルテンサイト及びベイナイトを低減することで、圧延線材の伸線加工性が向上し、焼入れ焼戻し後の耐水素脆性が改善することが示されている。しかしながら、強度や靭性などの機械的特性と、圧延線材のミクロ組織の関係については言及がない。
日本国特許第３５７７４１１号公報 日本国特開２０１５－１４３３９１号公報
　本発明は、焼入れ焼戻し等の熱処理後に２０００ＭＰａ以上の引張強度かつ、高靱性を有するばね鋼に適した、ばね鋼用圧延線材の提供を課題とする。
　本発明者らは、検討を行った結果、化学成分だけでなく、圧延線材の組織を制御することで、その後の焼入れ焼戻し熱処理によって高強度かつ高靭性なばね鋼が得られることを見出した。本発明は、次に示す鋼を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係るばね鋼用圧延線材は、化学成分が質量％で、Ｃ：０．４２～０．６０％、Ｓｉ：０．９０～３．００％、Ｍｎ：０．１０～１．５０％、Ｃｒ：０．１０～１．５０％、Ｂ：０．００１０～０．００６０％、Ｎ：０．００１０～０．００７０％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｖ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．００％、Ｃｕ：０～０．５０％、Ａｌ：０～０．１００％、Ｔｉ：０～０．１００％、Ｎｂ：０～０．１００％、を含有し、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式（１）で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．７５～１．００％であり、金属組織が面積分率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを含み、引張強度が１３５０ＭＰａ以下、かつ絞り値が４０％以上である。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋「Ｓｉ％」／２４＋［Ｍｎ％］／６＋［Ｃｒ％］／５＋［Ｍｏ％］／４＋［Ｖ％］／１４＋「Ｎｉ％」／４０・・・（１）
（２）上記（１）に記載のばね鋼用圧延線材では、前記化学成分が、さらに質量％で、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｖ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、の１種又は２種以上を含有してもよい。
　本発明の上記態様に係るばね鋼用圧延線材によれば、焼入れ焼戻し等の熱処理を行うことによって、２０００ＭＰａ以上の引張強度を示し、かつ、高い靱性を示すばね鋼を得ることができる。すなわち、本発明の上記態様に係るばね鋼用圧延線材は、高強度かつ高靭性のばね鋼の素材として、好適に用いることができる。特に、懸架ばね等のばね鋼の素材として好適に用いることができる。
本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の組織の一例を示す組織写真（倍率４００倍）である。 本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の組織の一例を示す組織写真（倍率１０００倍）である。 従来のばね鋼用圧延線材の組織の一例を示す組織写真（倍率４００倍）である。 従来のばね鋼用圧延線材の組織の一例を示す組織写真（倍率１０００倍）である。
　本発明者らは、焼入れ焼戻し後の引張強度が２０００ＭＰａ以上の高強度であっても十分な靱性を有するばね鋼を得るための素材である、ばね鋼用圧延線材について検討した。
　その結果、本発明者らは、焼入れ焼戻し前のばね鋼用圧延線材のミクロ組織を制御することが、焼入れ焼戻し後に高強度と高靭性を両立するばね鋼を得るために有効であることを知見した。
　一般に、ばね鋼（懸架ばね鋼）は、圧延線材を伸線処理して、真円度を高めつつ所望の線径に調整した後に、焼入れ焼戻し処理を行うことで、所望の強度に調整する。このため圧延線材は、一般に、伸線処理性の優れた軟質のパーライトまたはフェライト及びパーライトを含む複相組織に調整される。圧延線材中に、軟質のフェライト及びパーライトと、硬質のベイナイト及びマルテンサイトが混在すると、軟質相、硬質相のそれぞれの変形挙動が異なり、伸線時に断線することがあるので、従来、圧延線材の組織中にベイナイト及びマルテンサイトが混在しないように制御されてきた。
　一方で、近年、圧延線材を焼入れ焼戻して得られる懸架ばね鋼の引張強度を向上させることが求められている。焼入れ焼戻し後の引張強度を高めるためには、焼入れ性を向上させるＣｒやＭｏ、Ｖなどの合金元素を添加することが考えられる。しかしながら、焼入れ性が高くなると、圧延後の冷却中にベイナイト及びマルテンサイトが生成しやすくなり、圧延線材中に軟質のフェライト及びパーライトと、硬質のベイナイト及びマルテンサイトとが混在しやすくなる。このため、従来は圧延後の冷却速度を低下させたり、合金成分を調整したりすることで、圧延線材の組織に、ベイナイト及びマルテンサイトの混在を抑制する方法が採用されてきた。
　これに対し、本発明では、熱間圧延後の線材を直接冷却水槽に投入するインライン焼入れを行うことで、ベイナイト及びマルテンサイトを主相として含む組織とし、その後に軟化焼鈍して伸線加工性を確保することを特徴とする。なお、インライン焼入れによって生成したマルテンサイトは、軟化焼鈍を経ることによって焼戻しマルテンサイトになる。従って本発明のばね鋼用圧延線材は、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを９０％以上含む組織を有するものとなる。
　上述したように、従来、圧延線材の組織に、ベイナイト及びマルテンサイトが混在することは好ましくないと考えられていた。しかしながら、本発明者らは、圧延後の組織がベイナイト及びマルテンサイトを主相として含む組織であっても、軟化焼鈍によって、一定以下の引張強度と、一定以上の絞り値を有するようにすることで、組織がパーライトである場合と同等の伸線加工性を確保できることを新たに見出した。また、圧延後の冷却速度が不足したり、鋼材の化学成分の影響で焼入れ性が不足したりすることで、ベイナイト及びマルテンサイトとともに一定以上のフェライトやパーライトが混在すると、伸線加工性が低下することも知見した。
　さらに、本発明者らが検討を行った結果、圧延後の組織をベイナイト及びマルテンサイト主相とし、焼鈍によってベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを主相とすることで、従来のパーライトと比較して、鋼材中の炭化物を均一微細に分散できることが分かった。圧延線材の組織を、このような組織とすることにより、ばね鋼用圧延線材に対する焼入れ焼戻し処理時の炭化物の固溶が容易となる。この結果、焼入れ温度の低減による旧オーステナイト粒度の微細化を図りつつ、焼入れ後の未溶解炭化物の残存も抑制できる。すなわち、本発明者らは、圧延線材について、圧延後の組織をベイナイト及びマルテンサイト主相とし、焼鈍によってベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを主相とすることで、焼入れ焼戻し後の靭性も向上することを知見した。
　このように、本発明者らは、圧延後の組織を主としてベイナイト及びマルテンサイトとして、その後軟化焼鈍することで、ばね鋼を製造するために行われる後工程（伸線処理）での伸線加工性を確保しつつ、焼入れ焼戻し後の機械的特性の改善（高強度化及び高靭性化）を図ることが可能となることを知見した。
　以下に、この知見に基づく本発明の一実施形態に係るばね鋼用圧延線材（本実施形態に係るばね鋼用圧延線材）について説明する。
　本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の化学成分の限定理由について説明する。
［Ｃ：０．４２～０．６０％］
　Ｃは、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素である。焼入れ焼戻し後の鋼に十分な強度を付与するために、Ｃ含有量を０．４２％以上とする。Ｃ含有量は、好ましくは０．４３％以上、より好ましくは０．４５％以上である。
　一方、Ｃ含有量が過剰であると、焼入れ焼戻し後の鋼において未変態オーステナイト（残留オーステナイト）が増加して、Ｃ含有による強度上昇効果が減少する。また、靭性が著しく低下する。従って、Ｃ含有量を０．６０％以下とする。Ｃ含有量は好ましくは０．５８％以下である。
［Ｓｉ：０．９０～３．００％］
　Ｓｉは、ばね鋼用圧延線材から製造されるばね鋼の強度を上昇させる元素であり、特に焼入れ後に行われる焼戻し時の軟化を抑制する。さらに、Ｓｉは、ばねの使用中の形状変化であるへたりに対する耐性（耐へたり特性）を向上させる元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｓｉ含有量を０．９０％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは１．２０％以上、より好ましくは１．４０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、鋼が顕著に脆化する。従って、Ｓｉ含有量を３．００％以下とする。Ｓｉ含有量は、好ましくは２．５０％以下である。
［Ｍｎ：０．１０～１．５０％］
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得るために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｍｎ含有量を０．１０％以上とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、焼入れ焼戻し後に軟質の残留オーステナイトが増加して引張強度が低下する。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、残留オーステナイトの生成を抑制するため、Ｍｎ含有量を１．５０％以下とする。Ｍｎ含有量は、好ましくは１．００％以下であり、更に好ましくは０．７０％以下である。
［Ｃｒ：０．１０～１．５０％］
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得るために必要な元素である。またＣｒは、炭化物の析出状態を制御し、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を確保するために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｃｒ含有量を０．１０％以上とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは０．３０％以上、より好ましくは０．５０％以上である。
　一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、焼入れ焼戻し後に軟質の残留オーステナイトが増加して引張強度が低下すると共に、鋼材が脆化する。このため、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｃｒ含有量を１．５０％以下とする。Ｃｒ含有量は、好ましくは１．００％以下である。
［Ｂ：０．００１０～０．００６０％］
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得るために必要な元素である。さらにＢは、破壊の起点となりやすい旧オーステナイト粒界に優先的に偏析することによって粒界へのＰ及びＳなどの偏析を抑制し、結果として粒界強度の上昇および靭性の向上に寄与する元素である。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｂ含有量を０．００１０％以上とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。
　一方、過剰にＢを含有させても、これらの効果が飽和するだけでなく、粒界にＦｅ２３（ＣＢ）６などが析出して鋼の靭性が低下するおそれがある。従って、Ｂ含有量を０．００６０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは０．００５０％以下である。
［Ｎ：０．００１０～０．００７０％］
　Ｎは、鋼中で各種窒化物を生成する元素である。高温でも安定な窒化物粒子は、オーステナイト粒成長のピン止め効果による旧オーステナイト粒の微細化に寄与する。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００２０％以上である。
　一方で、Ｎ含有量が過剰であると、破壊の起点となる粗大な窒化物が形成され、靭性および疲労特性が低下する。さらに、Ｎ含有量が過剰である場合、ＮがＢと結びついてＢＮを生成し、固溶Ｂ量を減少させる。固溶Ｂ量が減少すると、上述のＢによる焼入れ性の向上効果および粒界強度の向上効果が損なわれるおそれがある。従って、Ｎ含有量を０．００７０％以下とする。Ｎ含有量は、好ましくは０．００６０％以下である。
［Ｐ：０．０２０％未満］
　Ｐは、不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる元素である。特に、旧オーステナイト粒界に偏析したＰは、粒界強度を低下させて鋼材の脆化を引き起こす原因となる。そのため、Ｐ含有量は少ない方がよい。鋼の脆化を防ぐために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材ではＰ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｐ含有量は、好ましくは０．０１５％以下である。
［Ｓ：０．０２０％未満］
　Ｓは、Ｐと同様に不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる元素である。Ｓは、Ｍｎを含有させることによりＭｎＳとして固定することができるが、ＭｎＳは、粗大化すると破壊起点として働き、鋼の破壊特性を劣化させる。これらの悪影響を抑制するために、Ｓ含有量は少ない方が好ましく、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材ではＳ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｓ含有量は、好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．０１０％以下である。
　本実施形態に係るばね鋼用圧延線材は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂのうち１種または２種以上を含有しても良い。ただし、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂは任意元素であり、本実施形態に係る鋼の化学成分はこれらを含有しなくてもよい。従って、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＴｉおよびＮｂそれぞれの含有量の下限は０％である。
　不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［Ｍｏ：０～１．００％］
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得るために有効な元素である。また炭化物の析出状態を制御し、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を確保するために有効な元素である。このような効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．１０％以上としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超える場合、これらの効果が飽和する。Ｍｏは高価な元素であり、必要以上に含有させることは好ましくないので、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を１．００％以下とする。Ｍｏ含有量は、好ましくは０．６０％以下である。
［Ｖ：０～１．００％］
　Ｖは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得るために有効な元素である。また炭化物の析出状態を制御し、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を確保するために有効な元素である。このような効果を得るため、Ｖ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｖ含有量が１．００％を超える場合、粗大な未固溶析出物が生成して鋼が脆化する。従って、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を１．００％以下とする。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
［Ｎｉ：０～１．００％］
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の耐食性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材ではＮｉ含有量を０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上としてもよい。一方、Ｎｉ含有量が過剰であると、焼入れ焼戻し後に軟質の残留オーステナイトが増加して引張強度が低下する。このため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を１．００％以下とする。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．５０％以下である。
［Ｃｕ：０～０．５０％］
　Ｃｕは、鋼の焼入れ性を向上させる元素であり、鋼の耐食性を向上させる効果も有する。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材ではＣｕ含有量を０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上としてもよい。一方、Ｃｕ含有量が過剰であると、鋼の熱間延性が低下し、熱間圧延時に割れが生じる原因となるおそれがある。このため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を０．５０％以下とする。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％以下である。
［Ａｌ：０～０．１００％］
　Ａｌは脱酸元素として使用される元素であり、鋼中のＮと反応してＡｌＮを形成する。このＡｌＮは熱処理時のオーステナイト結晶粒の成長をピン止めして粗大化を抑制するので、Ａｌは結晶粒微細化に有効な元素である。また、Ａｌは、Ｎを固定することでＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を向上させる効果も有する。これらの効果を得るため、Ａｌ含有量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上としてもよい。一方、Ａｌ含有量が過剰であると粗大なＡｌＮが生成して靭性が低下する。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材ではＡｌ含有量を０．１００％以下とする。Ａｌ含有量は、好ましくは０．０５０％以下、より好ましくは０．０３５％以下である。
［Ｔｉ：０～０．１００％］
　Ｔｉは、鋼中のＮやＣと反応してＴｉＮやＴｉＣを形成して、熱処理時のオーステナイト結晶粒の成長をピン止めして粗大化を抑制する。そのため、Ｔｉは、結晶粒微細化に有効な元素である。また、Ｔｉは、Ｎを固定することでＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を向上させる効果もある。これらの効果を得るため、Ｔｉ含有量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上としてもよい。一方、Ｔｉ含有量が過剰であると粗大なＴｉＮが生成して靭性が低下する。そのため、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．１００％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．０７０％以下である。
［Ｎｂ：０～０．１００％］
　Ｎｂは、鋼中のＮやＣと反応してＮｂ（ＣＮ）を形成して、熱処理時のオーステナイト結晶粒の成長をピン止めして粗大化を抑制し、結晶粒微細化に有効な元素である。また、Ｎｂは、Ｎを固定することでＢＮの形成を抑制し、Ｂの効果を向上させる効果もある。これらの効果を得るため、Ｎｂ含有量を０．００５％以上、より好ましくは０．０１０％以上としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が過剰であると粗大なＮｂ（ＣＮ）が発生して靭性が低下する。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材では含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．１００％以下とする。Ｎｂ含有量は、好ましくは０．０５０％以下である。
　本実施形態に係るばね鋼用圧延線材は、熱間圧延後の直接焼入れ時にベイナイト及びマルテンサイトを得ることを特徴とする。そのため、焼入れ性を確保するために、以下の式（１）で計算されるＣｅｑ（炭素当量）を０．７５％以上とする。Ｃｅｑの好ましい下限は０．８０％以上である。また、Ｃｅｑが高すぎると焼入れ時の焼割れや、残留オーステナイトの増加が問題となる。更に、Ｃｅｑが高すぎると、ばね鋼用圧延線材を焼入れ焼戻しした際に未溶解炭化物が残存するおそれもある。従って、Ｃｅｑの上限は１．００％以下とする。Ｃｅｑの好ましい上限は０．９０％以下である。式（１）における元素記号には、各元素の質量％を代入する。すなわち、例えば［Ｃ％］であれば、質量％でのＣ含有量を代入する。また、Ｍｏ、Ｖ又はＮｉを積極的に含有しない鋼の場合は、［Ｍｏ％］、［Ｖ％］、又は「Ｎｉ％」に、０％を代入する。
　Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋「Ｓｉ％」／２４＋［Ｍｎ％］／６＋［Ｃｒ％］／５＋［Ｍｏ％］／４＋［Ｖ％］／１４＋「Ｎｉ％」／４０・・・（１）
　本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の金属組織は、面積分率でベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの合計が９０％以上、より好ましくは９５％以上となる組織である。ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの合計は１００％でもよい。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとのそれぞれの面積率については限定する必要がない。残部組織は０％以上１０％未満、より好ましくは０％以上５％未満である。残部組織はフェライト、パーライト、残留オーステナイトのいずれか１種または２種以上を含む。ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの合計面積率が９０％未満（残部組織が１０％以上）になると延性が低下し、引張試験における絞り値が低下し、伸線加工性が低下する。
　この金属組織は、熱間圧延後の急冷、及び、その後の強度調整のための軟化焼鈍を経ることで形成される。
　本実施形態に係るばね鋼用圧延線材は、引張強度が１３５０ＭＰａ以下であり、絞り値は４０％以上である。引張強度が１３５０ＭＰａを超えたり、絞り値が４０％未満になると、その後、ばね鋼の製造時に行われる伸線加工時に破断しやすくなる。急冷後の圧延線材は、引張強度が高くなっているので、伸線加工に好適な強度とするために、引張強度が１３５０ＭＰａ以下になるように軟化焼鈍される。軟化焼鈍によって、引張強度が１３５０ＭＰａ以下となり、絞り値が４０％以上になる。
　ばね鋼用圧延線材の金属組織は、ばね鋼用圧延線材から組織観察試験片を採取し、観察する。具体的にはばね鋼用圧延線材を中央Ｌ断面で切断し、成形・研磨後に３％ナイタール（３％硝酸‐エタノール溶液）で腐食し、Ｌ断面のうち、圧延線材表面から直径の１／４だけ内部の位置を観察位置とし、倍率４００倍の金相顕微鏡で５視野観察し、得られた面積率を平均すればよい。
　観察された組織は、「ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」、「フェライト」、「パーライト」に分離判定し、「ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」の面積分率を求める。ベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの識別は困難であるので、両者をまとめて扱えばよい。
　図１Ａ、図１Ｂは、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の組織の一例であり、ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトからなる組織である。これに対し、図２Ａ、図２Ｂは、従来のばね鋼用圧延線材の組織の一例であり、フェライトとパーライトとからなる組織である。
　引張強度の測定は、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」の引張試験方法に準拠して、丸棒の２号試験片を用いて引張試験を実施し、破断までの最大引張強度を測定する。また、絞り値は、破断後の最大減面部の直径から測定する。
　次に、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材の製造方法の例について説明する。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材は、製造方法によらず、上述の構成を有していれば、その効果が得られるが、例えば以下のような製造方法によれば、安定して得られるので好ましい。
　上述した化学成分を有する鋼塊を、例えば、９５０℃以上１２００℃以下の温度で、１２０ｍｉｎを超えない時間だけ加熱し、熱間圧延によって線径１２～１８ｍｍ程度の圧延線材とする（熱間圧延工程）。赤熱状態の圧延線材を巻取りに適したリング形態となるように加工した後、水槽に投入する（冷却工程）。
　熱間圧延工程における圧延完了温度は９００～１０００℃とし、圧延完了から水槽投入までの時間は３０ｓ以下とする。
　冷却工程において、水槽に投入された圧延線材は、２００℃以下に冷却する。圧延線材が２００℃以下になった後に冷却後に水槽から引き上げることで、５～３０℃／ｓの平均冷却速度で冷却する。鋼材の加熱温度、鋼材の圧延完了温度および冷却時の鋼材の温度は、鋼材の表面温度とする。また、平均冷却速度は、冷却開始時の鋼材の温度と冷却終了温度との温度差を分子とし、冷却開始時刻と冷却終了時刻との時間差を分母とする平均冷却速度である。また、冷却開始は水槽投入時とし、冷却終了は水槽からの引き上げ時とする。
　熱間圧延工程及びその後の冷却工程によって、金属組織をベイナイト及びマルテンサイトを主相とする組織とする。圧延完了温度が９００℃未満または１０００℃超であったり、冷却時の平均冷却速度が５℃／ｓ未満になると、フェライトやパーライトが析出しやすくなり、ベイナイト及びマルテンサイトの面積分率が低下してしまう。平均冷却速度は、好ましくは１０℃／ｓ以上である。平均冷却速度は高いほどよいが、３０℃／ｓ超ではその効果が飽和するので、３０℃／ｓ以下を上限とする。
　冷却後の圧延線材に対し、伸線可能な強度である引張強度で１３５０ＭＰａ以下となるように、圧延線材のコイル材を３００～５００℃で２～２４ｈｒの条件で軟化焼鈍する。軟化焼鈍によって、マルテンサイトが焼戻しマルテンサイトになる。この焼鈍条件であれば、引張強度を１３５０ＭＰａ以下とし、絞り値を４０％以下にできる。
　以上の製造方法によって、本実施形態に係るばね鋼用圧延線材が製造される。
　上記のばね鋼用圧延線材から、ばね鋼を得るには、ばね鋼用圧延線材を、伸線加工後、焼入れおよび焼戻しを行う。焼入れは高周波焼入れにより実施するとよい。また、焼入れ焼戻しの条件は、ばね鋼の引張強度が２０００ＭＰａ以上になる条件で実施するとよい。本実施形態に係るばね鋼用圧延線材によれば、焼入れ焼戻しによって引張強度を２０００ＭＰａ以上にしても、高い靱性、例えば、２３±５℃において６０．０Ｊ／ｃｍ２以上のシャルピー衝撃値を併せ持つばね鋼を得ることができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　実施例および比較例の各成分を表１および表２に示す。表１および表２において、記号「－」は、その記号にかかる元素を積極的に含有させていないことを示す。また、表１、表２の残部はＦｅ及び不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１、表２に示す成分を有する鋼塊を９５０℃以上１２００℃以下の温度で、１２０ｍｉｎを超えない時間まで加熱し、熱間圧延によってφ（直径）１２～１８ｍｍの線材とした。最終の熱間圧延後、赤熱状態の圧延線材を巻取りに適したリング形態となるように加工した後、ベルトコンベアで運搬して水槽に投入した。この際、圧延完了の温度は９００～１０００℃とし、圧延完了から水槽投入までの時間は３０ｓ以下とした。水槽に投入された圧延線材は、引き上げまでの平均冷却速度が１０℃／ｓとなるように冷却した。
　得られた圧延線材に対し、伸線可能な強度である引張強度である１２５０～１３５０ＭＰａとなるように、圧延線材のコイル材を焼鈍温度３００～５００℃、焼鈍時間４ｈｒの条件で軟化焼鈍を行った。焼鈍条件は、例えば予備試験として３００℃、４００℃、５００℃で焼戻したのち強度を測定することで、所定の強度となる焼戻し温度を推定して決定した。このようにして、ばね鋼用圧延線材を製造した。
　また、得られたばね鋼用圧延線材に対して、高周波焼入れおよび焼戻しを行うことにより、熱処理線材とした。この熱処理線材は、ばね鋼用圧延線材を素材とする、ばね鋼に相当するものである。高周波焼入れは、加熱温度９２０～１０４０℃、加熱時間１２秒の条件とした。また、焼戻しは、３６０～５４０℃、２０～２４秒の範囲で、引張強度が２０００ＭＰａ以上となるように焼戻し条件を調整した。
　＜引張試験＞
　軟化焼鈍後のばね鋼用圧延線材から、試験片の長手方向が線材の圧延方向となるように、引張試験片を採取し、引張試験を行った。引張試験は、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に準拠して、丸棒の２号試験片を用いて引張試験を実施した。破断までの最大引張強度を測定し、破断後の最大減面部の直径から絞り値を測定した。このようにして、ばね鋼用圧延線材の引張強度および絞り値を測定した。
　また、熱処理線材から試験片の長手方向が線材の圧延方向となるように、引張試験片を採取し、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に準拠して、丸棒の２号試験片を用いて引張試験を実施した。破断までの最大引張強度を測定することで、熱処理線材の引張強度を求めた。
＜金属組織観察＞
　軟化焼鈍後のばね鋼用圧延線材から組織観察試験片を採取し、金属組織を観察した。軟化焼鈍後のばね鋼用圧延線材を中央Ｌ断面で切断し、成形・研磨後に３％ナイタール（３％硝酸‐エタノール溶液）で腐食し、金相顕微鏡で観察した。Ｌ断面のうち、圧延線材表面から直径の１／４だけ内部の位置を観察位置とし、倍率４００倍の金相顕微鏡で５視野観察した。観察された組織は、「ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」、「フェライト」、「パーライト」に分離判定し、「ベイナイト及び焼戻しマルテンサイト」の面積分率を求めた。軟化焼鈍後のベイナイトと焼戻しマルテンサイトとの識別は困難であるため、両者をまとめて扱った。
＜シャルピー衝撃試験＞
　「ＪＩＳ　Ｚ　２２４２」に準拠して、熱処理線材の中心から試験片の長手方向が線材の圧延方向となるように、厚さ５ｍｍサブサイズの２ｍｍＵノッチシャルピー試験片を採取した。そして、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４２」に準拠してシャルピー衝撃試験を実施し、シャルピー衝撃値（Ｊ／ｃｍ２）を求めた。測定温度は２３±５℃の範囲とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　結果を、表３と表４に示す。熱処理材の引張強度が２０００ＭＰａ以上を示し、かつ、シャルピー衝撃値が６０．０Ｊ／ｃｍ２以上を示す場合に、好ましい特性が得られていると判断した。
　本発明の実施例１～２０はいずれも、引張強度を１１５０～１３５０ＭＰａに調整した際の絞り値が４０％を超えており、伸線性が十分に確保されていると判定できる。また全ての実施例において、ミクロ組織はベイナイト及び焼戻しマルテンサイトが面積分率で９０％以上を占めていた。
　さらに実施例の圧延線材を高周波焼入れ焼戻しすると、２０００ＭＰａ以上の引張強度と６０．０Ｊ／ｃｍ２以上のシャルピー衝撃値を示す熱処理線材が得られ、高い水準で強度と靭性を両立した。
　一方、比較例２１、２２では、炭素当量が０．７５％未満になり、合金元素の添加量が少なすぎて焼入れ性が不足し、熱間圧延後にインライン焼入れした組織がフェライトまたはパーライトにベイナイト及びマルテンサイトが混在した組織となり、ばね鋼用圧延線材の絞り値が低下した。また、熱処理線材のシャルピー衝撃値が６０．０Ｊ／ｃｍ２未満となり、靱性が不足した。
　また、比較例２３では、炭素当量が１．００％を超えており、ばね鋼用圧延線材に焼き割れが発生し、評価を行うことが出来なかった。
　更に、比較例２４では、ばね鋼用圧延線材の組織はベイナイト及び焼戻しマルテンサイトであった。しかし、炭素当量が１．００％を超えたため、高周波焼入れ焼戻し後に未溶解炭化物が残存し、熱処理線材のシャルピー衝撃値が低かった。
　比較例２５、２９、３０では、それぞれＣ含有量、Ｍｎ含有量、Ｃｒ含有量が過剰になり、ばね鋼用圧延線材の絞り値が低くなった。また、高周波焼入れ焼戻しした熱処理線材のシャルピー衝撃値も低かった。
　比較例２６では、Ｃ含有量が不足した。その結果、高周波焼入れ焼戻しの条件を適宜変更しても熱処理線材の引張強度を２０００ＭＰａ以上に高めることができなかった。
　比較例２７では、Ｓｉ含有量が不足した。その結果、高周波焼入れ焼戻し後の引張強度が低くなる傾向にあった。そのため、熱処理線材の引張強度が２０００ＭＰａ以上になるように焼戻し条件を調整した場合、焼戻し温度を過剰に低くする必要があり、十分なシャルピー衝撃値が得られなかった。すなわち、比較例２７のばね鋼用圧延線材では、引張強度と靱性の両方に優れた熱処理線材を得ることが困難であった。
　比較例２８では、Ｓｉ含有量が過剰であった。そのため、冷却後の圧延線材を所定の温度範囲で軟化焼鈍しても引張強度が低下せず、引張強度が高すぎ、絞り値が低くなった。またＳｉ含有量が過剰なため焼入れ焼戻しした熱処理線材のシャルピー衝撃値も低かった。
　比較例３１、３２では、鋼材成分は本発明範囲内であったが、圧延後の平均冷却速度が小さかった。そのため、パーライトとフェライトとが混在して、ベイナイト及びマルテンサイト組織の面積分率が不足した。その結果、圧延線材の絞り値が不足した。また、熱処理線材の組織も不均一となったので、十分なシャルピー衝撃値が得られなかった。
　本発明に係るばね鋼用圧延線材は、線材圧延後に直接焼入れしてベイナイト及びマルテンサイトとし、伸線可能な強度に軟化焼鈍処理することで、高周波焼入れ焼戻し時に炭化物が固溶しやすく、引張強度とシャルピー衝撃値を高いレベルで両立できる。従って、本発明によれば、高周波熱処理によって２０００ＭＰａ以上の高強度を有しながら衝撃値を確保できる、ばね鋼用圧延線材を得ることができる。そのため、本発明は、産業上の利用可能性が高い。

Claims (2)

  1. 　化学成分が質量％で、
    Ｃ：０．４２～０．６０％、
    Ｓｉ：０．９０～３．００％、
    Ｍｎ：０．１０～１．５０％、
    Ｃｒ：０．１０～１．５０％、
    Ｂ：０．００１０～０．００６０％、
    Ｎ：０．００１０～０．００７０％、
    Ｍｏ：０～１．００％、
    Ｖ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．００％、
    Ｃｕ：０～０．５０％、
    Ａｌ：０～０．１００％、
    Ｔｉ：０～０．１００％、
    Ｎｂ：０～０．１００％、
    を含有し、
    Ｐ：０．０２０％未満、
    Ｓ：０．０２０％未満、
    に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　下記式（１）で規定される炭素当量（Ｃｅｑ）が０．７５～１．００％であり、
    　金属組織が面積分率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトおよびベイナイトを含み、
    　引張強度が１３５０ＭＰａ以下、かつ絞り値が４０％以上である、
    ばね鋼用圧延線材。
    　Ｃｅｑ＝［Ｃ％］＋「Ｓｉ％」／２４＋［Ｍｎ％］／６＋［Ｃｒ％］／５＋［Ｍｏ％］／４＋［Ｖ％］／１４＋「Ｎｉ％」／４０・・・（１）
  2. 　さらに質量％で、Ｍｏ：０.１０～１．００％、Ｖ：０．０５～１．００％、Ｎｉ：０．０５～１．００％、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ａｌ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、の１種又は２種以上を含有する、請求項１に記載のばね鋼用圧延線材。
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