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WO2018179597A1 - 鋼線およびばね - Google Patents

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WO2018179597A1
WO2018179597A1 PCT/JP2017/043632 JP2017043632W WO2018179597A1 WO 2018179597 A1 WO2018179597 A1 WO 2018179597A1 JP 2017043632 W JP2017043632 W JP 2017043632W WO 2018179597 A1 WO2018179597 A1 WO 2018179597A1
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WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel wire
less
mass
spring
wire
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/043632
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
隆志 渡邉
善郎 藤野
松本　断
文男 山本
拓也 小口
高橋　文雄
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
NHK Spring Co Ltd
Sumitomo SEI Steel Wire Corp
Original Assignee
NHK Spring Co Ltd
Sumitomo SEI Steel Wire Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=63674975&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=WO2018179597(A1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by NHK Spring Co Ltd, Sumitomo SEI Steel Wire Corp filed Critical NHK Spring Co Ltd
Priority to CN202411201433.3A priority Critical patent/CN119194244A/zh
Priority to CN201780089135.1A priority patent/CN110573638A/zh
Priority to JP2019508557A priority patent/JP6884852B2/ja
Publication of WO2018179597A1 publication Critical patent/WO2018179597A1/ja
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    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
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    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire and a spring, and more specifically to a steel wire suitable for manufacturing a spring and a spring made of the steel wire.
  • the steel wire according to the present invention has carbon of 0.7 mass% or more and 1.0 mass% or less, silicon of 0.12 mass% or more and 0.32 mass% or less, and 0.3 mass% or more and 0.9 mass% or less. It is composed of steel containing up to mass% manganese and the balance being iron and inevitable impurities.
  • the total decarburized layer depth in the cross section perpendicular to the longitudinal direction is 0.5% or less of the diameter. In a cross section perpendicular to the longitudinal direction, the difference between the maximum value and the minimum value of hardness on a straight line passing through the center of gravity is 50 HV or less.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a steel wire.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the vicinity of the surface of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire.
  • FIG. 3 is a schematic perspective view showing the structure of the spring.
  • FIG. 4 is a flowchart showing an outline of a steel wire manufacturing method.
  • FIG. 5 is a schematic cross-sectional view showing a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the raw material wire.
  • FIG. 6 is a schematic cross-sectional view for explaining the wire drawing process.
  • FIG. 7 is a schematic diagram for explaining a test method for sag resistance.
  • FIG. 1 is a schematic cross-sectional view showing a cross section perpendicular to the longitudinal direction of a steel wire.
  • FIG. 2 is a schematic cross-sectional view showing the vicinity of the surface of a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the
  • FIG. 8 is a schematic diagram for explaining a test method for sag resistance.
  • FIG. 9 is a schematic diagram for explaining a test method for sag resistance.
  • FIG. 10 is a diagram showing the results of a sag resistance test.
  • FIG. 11 is a diagram showing the distribution of hardness in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire.
  • FIG. 12 is a diagram showing the results of a sag resistance test.
  • FIG. 13 is a diagram showing the relationship between the total decarburized layer depth and the surface hardness.
  • the steel wire of the present application includes carbon (C) of 0.7% by mass or more and 1.0% by mass or less, silicon (Si) of 0.12% by mass or more and 0.32% by mass or less, and 0.3% by mass or more.
  • the steel is made of steel containing 0.9% by mass or less of manganese (Mn), the balance being iron (Fe) and inevitable impurities.
  • Mn manganese
  • the total decarburized layer depth in the cross section perpendicular to the longitudinal direction is 0.5% or less of the diameter. In a cross section perpendicular to the longitudinal direction, the difference between the maximum value and the minimum value of hardness on a straight line passing through the center of gravity is 50 HV or less.
  • the appropriate component composition is selected, the decarburized layer depth is suppressed to an extremely small level as compared with the conventional one, and the variation in the hardness in the radial direction is suppressed. And strength can be improved.
  • steel having a component composition capable of ensuring the strength required for the spring is employed.
  • the total decarburized layer depth is suppressed to an extremely small level of 0.5% or less of the diameter, and the maximum hardness in the depth direction (radial direction) The difference from the minimum value is suppressed to 50 HV or less.
  • phosphorus (P) which is an inevitable impurity
  • sulfur (S) is 0.025% by mass or less
  • copper (Cu) is preferably 0.2% by mass or less.
  • the diameter of the cross section perpendicular to the longitudinal direction may be not less than 0.5 mm and not more than 7 mm.
  • the steel wire of the present application is particularly suitable for a steel wire having a diameter in this range.
  • “a diameter in a cross section perpendicular to the longitudinal direction” means a diameter of a circle circumscribing the cross section when the cross section perpendicular to the longitudinal direction is other than a circle.
  • the tensile strength may be 1900 MPa to 2450 MPa. By setting the tensile strength to 1900 MPa or more, sufficient strength can be ensured. By setting the tensile strength to 2450 MPa or less, it becomes easy to ensure sufficient toughness.
  • the drawing value in the tensile test may be 40% or more and 60% or less.
  • the aperture value By setting the aperture value to 40% or more, the workability to the spring and the fatigue strength of the spring after processing can be improved.
  • the aperture value By setting the aperture value to 60% or less, it becomes easy to ensure sufficient strength.
  • the residual shear strain in the sag resistance test is preferably 0.2% or less.
  • the area reduction rate at the time of wire drawing may be 80% or more and 90% or less. By doing so, excellent sag resistance and strength can be obtained more reliably.
  • the spring of the present application is made of the above steel wire. By comprising the steel wire having excellent sag resistance and strength, the spring of the present application can provide a spring with excellent sag resistance and strength.
  • the compressive residual stress on the surface may be 300 MPa or more. By doing in this way, the fatigue life of a spring can be lengthened.
  • the surface hardness may be 450 HV or more. By doing in this way, the fatigue life of a spring can be lengthened.
  • steel wire 1 in the present embodiment has a circular cross section perpendicular to the longitudinal direction.
  • Steel wire 1 has a carbon content of 0.7 to 1.0% by mass, silicon of 0.12 to 0.32% by mass, and 0.3 to 0.9% by mass of silicon. It is made of steel containing manganese and the balance being iron and inevitable impurities.
  • As steel having such a component composition for example, SWRS87A and SWRS87B defined in JIS standard G3502 can be adopted.
  • the steel wire 1 has a metal structure including a pearlite structure, not a metal structure in a state where the quenching process and the tempering process are performed.
  • the difference between the maximum value and the minimum value of hardness is 50 HV or less. That is, when the hardness is measured along the straight line L, the difference between the maximum value and the minimum value of the hardness is 50 HV or less.
  • the hardness can be measured using, for example, a Vickers hardness meter (micro Vickers hardness meter).
  • the total decarburized layer depth d in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire 1 is 0.5% or less of the diameter.
  • the total decarburized layer depth d can be measured according to JIS standard G0558.
  • a decarburizing portion 4 is formed in the vicinity of the outer peripheral surface 2 of the steel wire 1.
  • the decarburizing part 4 extends in the substrate 5 from the outer peripheral surface 2 to the inside along the steel grain boundaries.
  • ferrite decarburization in which the entire crystal grains are decarburized does not occur, and partial decarburization (grain boundary decarburization) in which the decarburized portion 4 is formed along the crystal grain boundaries. ) Has occurred.
  • the total decarburized layer depth d is preferably 0.5% or less of the diameter of the steel wire 1, and more preferably 0.3% or less.
  • the steel wire 1 of the present embodiment steel having the above composition that can secure the strength required for the spring is employed.
  • the total decarburized layer depth d is suppressed to an extremely small level of 0.5% or less of the diameter, and the maximum value of hardness in the depth direction (radial direction). And the minimum value is suppressed to 50 HV or less.
  • the steel wire 1 is a steel wire excellent in sag resistance and strength.
  • P which is an inevitable impurity
  • S is 0.025% by mass or less
  • Cu is 0.2% by mass or less.
  • the diameter of the steel wire 1 is, for example, not less than 0.5 mm and not more than 7 mm.
  • the diameter of the steel wire 1 may be 2 mm or more and 6.5 mm or less.
  • the diameter of the steel wire 1 may be 2 mm or more and 5 mm or less.
  • the tensile strength of the steel wire 1 is preferably 1900 MPa to 2450 MPa. By setting the tensile strength to 1900 MPa or more, sufficient strength can be ensured. By setting the tensile strength to 2450 MPa or less, it becomes easy to ensure sufficient toughness. From the viewpoint of achieving higher strength, the tensile strength of the steel wire 1 is more preferably 1950 MPa or more. Moreover, from the viewpoint of ensuring sufficient toughness more reliably, the tensile strength of the steel wire 1 is more preferably 2160 MPa or less.
  • the value of the drawing in the tensile test is 40% or more and 60% or less.
  • the aperture value is 40% or more, the workability to the spring and the fatigue strength of the spring after processing can be improved.
  • the aperture value By setting the aperture value to 60% or less, it becomes easy to ensure sufficient strength.
  • the value of the drawing is more preferably 50% or more.
  • the area reduction rate during drawing of the steel wire 1 is 80% or more and 90% or less. Thereby, excellent sag resistance and strength can be obtained more reliably. It is more preferable that the surface area reduction rate of the steel wire 1 is 83% or more and 87% or less.
  • spring 100 in the present embodiment is made of steel wire 1 of the present embodiment.
  • the spring 100 is obtained by processing the steel wire 1 into a spiral spring shape.
  • the spring 100 is made of a steel wire 1 having a spiral shape.
  • the spring 100 is a helical spring.
  • the spring 100 is a spring excellent in sag resistance and intensity
  • the compressive residual stress on the surface (the surface corresponding to the outer peripheral surface of the steel wire 1) is preferably 300 MPa or more. Thereby, the fatigue life of the spring 100 becomes long.
  • the compressive residual stress on the surface is basically better as it is larger.
  • the compressive residual stress on the surface can be 800 MPa or less.
  • the surface hardness is preferably 450 HV or more. This increases the fatigue life of the spring. The higher the surface hardness, the better. However, achieving a hardness exceeding 650 HV can cause problems such as a reduction in production efficiency. Therefore, the surface hardness can be 650 HV or less.
  • a raw material wire preparation process is first implemented as process (S10).
  • step (S10) referring to FIG. 5, 0.7% by mass or more and 1.0% by mass or less of carbon, 0.12% by mass or more and 0.32% by mass or less of silicon, and 0.3% by mass.
  • a raw material wire 10 is prepared which is made of steel containing 0.9% by mass or less of manganese and the balance being iron and inevitable impurities.
  • a raw material wire 10 made of SWRS87B defined in JIS standard G3502 is prepared.
  • the shape of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the raw material wire 10 is circular.
  • a surface layer removing step is performed as a step (S20).
  • the surface layer portion including the outer peripheral surface of the raw material wire 10 prepared in the step (S10) is removed over the entire circumference.
  • the removal of the surface layer portion can be performed by, for example, cutting.
  • a process (S20) is not an essential process in manufacture of the steel wire 1, the decarburization layer of the raw material wire 10 prepared in the process (S10) can be removed by implementing this.
  • a patenting step is performed as a step (S30).
  • step (S30) patenting is performed on the raw material wire 10 on which the step (S20) has been performed. Specifically, after the raw material wire 10 is heated to a temperature range equal to or higher than the austenitizing temperature (A 1 point), it is rapidly cooled to a temperature range higher than the M s point, and a heat treatment that is held in the temperature range is performed. The Thereby, the metal structure of the raw material wire 10 becomes a fine pearlite structure with a small lamella interval.
  • the process of heating the raw material wire 10 to a temperature range above a point A is carried out the occurrence of decarburization from the viewpoint of suppressing in an inert gas atmosphere. From the same viewpoint, it is preferable that the process for heating the raw material wire 10 to a temperature range of A 1 point or higher is a minimum necessary time.
  • a wire drawing step is performed as a step (S40).
  • the raw material wire 10 is drawn (drawn).
  • FIG. 6 is a view showing a cross section along the traveling direction ⁇ of the workpiece of the drawing device for carrying out the step (S40).
  • the drawing apparatus for carrying out the step (S ⁇ b> 40) includes a die 50.
  • a through hole is formed in the die 50 so as to penetrate the die 50 along the traveling direction ⁇ of the workpiece.
  • a wall surface surrounding the through hole is a processing surface 51 that contacts the workpiece.
  • the raw material wire 10 is processed and plastically deformed so that the shape of the cross section perpendicular to the longitudinal direction corresponds to the shape of the work surface 51 in the cross section perpendicular to the traveling direction ⁇ of the work piece.
  • the area of the cross section of the through hole of the die 50 perpendicular to the traveling direction ⁇ of the workpiece is smaller at the outlet 59 than at the inlet 58.
  • the through-hole of the die 50 has a tapered region in which the cross-sectional area perpendicular to the traveling direction ⁇ of the workpiece becomes smaller as it approaches the outlet 59 from the inlet 58.
  • the die half angle ⁇ which is the taper angle of the taper region, the difference between the maximum value and the minimum value of the hardness on the straight line passing through the center of gravity is reduced in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the obtained steel wire 1. can do.
  • a die 50 whose die half angle ⁇ is smaller by about 30% than a die used for manufacturing a general spring steel wire is employed.
  • a certain area reduction ratio (S 0 -S) / S 0 is preferably 80% or more and 90% or less, and more preferably 83% or more and 87% or less.
  • the wire drawing in the step (S40) may be performed in a plurality of times using a plurality of dies.
  • the steel wire 1 in this Embodiment is obtained by the above procedure.
  • a decarburized layer is removed by implementing a process (S20).
  • the total decarburized layer depth in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire 1 can be 0.5% or less of the diameter.
  • wire drawing is implemented using the die
  • the difference between the maximum value and the minimum value of the hardness on the straight line passing through the center of gravity of the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the steel wire 1 can be reduced to 50 HV or less.
  • a spring machining step is performed as a step (S50).
  • the steel wire 1 obtained by performing steps (S10) to (S40) is processed into a spring shape.
  • cold coiling is performed, whereby the steel wire 1 is processed into a helical spring shape having a helical shape (see FIG. 3).
  • a strain removing step is performed.
  • a process of reducing the strain (working strain) introduced into the spring by performing step (S50) is performed.
  • an annealing process is performed in which the spring obtained by performing the step (S50) is heated to, for example, a temperature of 200 ° C. or more and 400 ° C. or less and held for a time of 10 minutes or more and 60 minutes or less.
  • step (S70) a shot peening step is performed.
  • shot peening is performed after, for example, bearing surface polishing is performed on the spring whose distortion has been reduced in step (S60). Thereafter, treatments such as annealing and cold setting are performed as necessary.
  • the spring 100 in the present embodiment is obtained by the above procedure.
  • the spring 100 is manufactured by processing the steel wire 1 having excellent sag resistance and strength. Therefore, the spring 100 having excellent sag resistance and strength can be manufactured.
  • the compressive residual stress on the surface of the spring 100 is increased.
  • the hardness can be adjusted to a preferable range (compressive residual stress of 300 MPa or more, hardness of 450 HV or more).
  • the shot peening may be performed a plurality of times, for example, twice.
  • the size of the shot grain may be different between the first time and the second time.
  • the second shot peening may be performed using smaller shot grains than the first shot peening.
  • the average of the diameter of the first shot grain and the diameter of the second shot grain can be, for example, about 0.3 mm.
  • the diameter of the first shot grain can be, for example, 0.3 mm or more and 0.8 mm or less.
  • the diameter of the second shot grain can be, for example, 0.05 mm or more and 0.3 mm or less.
  • Example 1 An experiment was conducted to confirm the sag resistance of the steel wire of the present application.
  • the experimental procedure is as follows. First, a raw material wire made of SWRS87B defined in JIS standard G3502 was prepared, and a steel wire 1 was manufactured by the same method as in the above embodiment. Manufacture steel wire 1 (Examples A, B, C and D) in which the area reduction rate of wire drawing in the step (S40) is 78.2%, 83.0%, 84.9% and 86.4% did. For comparison, a general-purpose oil temper wire (Comparative Example A) and a general-purpose piano wire (Comparative Example B) were also prepared.
  • an oil temper wire for valve springs (SWOSC-V defined in JIS standard G3561) was adopted.
  • As the general-purpose piano wire a material wire material made of SWRS82A defined in JIS standard G3522 was subjected to a patenting treatment and then drawn.
  • the prepared steel wires 1 of Examples A to D are connected to the straight long side 72 and both ends of the long side 72 as shown in FIG. 7 so as to face each other in the direction perpendicular to the long side 72. It processed into the test piece 70 of the shape containing a pair of linear short side 71 extended. Next, the test piece 70 is heated to 350 ° C. and held for 20 minutes, and then the test piece 70 has a long side 72 and a pair of short sides 71 on the main surface 81A of the base plate 81. Placed in contact. And while heating the test piece 70 to 120 degreeC, as shown in FIG.
  • Examples A to D which are steel wires of the present application, have a reduced residual shear strain as compared with Comparative Example B, which is a general-purpose piano wire, and have excellent sag resistance. Is confirmed.
  • the comparison is an oil tempered wire that increases the manufacturing cost by performing quenching and tempering treatment. It has the same settling resistance as Example A. From this, it is confirmed that the area reduction rate during wire drawing is preferably 80% or more and 90% or less (83% or more and 87% or less).
  • the residual shear strain of Example C is 0.18% or less, and the sag resistance is particularly excellent.
  • Example 2 An experiment was conducted to confirm the effect of the die half angle ⁇ during wire drawing on the properties of the steel wire.
  • the die half angle ⁇ at the time of wire drawing is a condition (comparative example C) that is a range used for manufacturing a general spring steel wire, and a die that is 30% smaller than that.
  • a steel wire made of steel having the same composition was manufactured under the conditions of the above-described embodiment where the half angle ⁇ was adopted (the above-mentioned Example B), and a tensile test was performed.
  • the steel wire of Example B not only exceeds Comparative Example C in tensile strength, but also exceeds Comparative Example C in drawing. From this, it is confirmed that setting a small die half angle is effective from the viewpoint of improving the aperture while ensuring high strength.
  • the hardness of the steel wire of Comparative Example C has a difference of 69 HV in the radial direction, whereas the hardness of the steel wire of Example B is suppressed to a difference of 43 HV in the radial direction. It has been. From this, it is confirmed that setting the die half angle to be small is effective from the viewpoint of reducing the difference in hardness.
  • Example 3 Experiments were conducted to investigate the effects of surface hardness and the amount of compressive stress on the surface on the durability of the spring. The experimental procedure is as follows.
  • a raw material wire made of SWRS87B defined in JIS standard G3502 was prepared, and steps (S10) to (S40) were performed in the same manner as in the above embodiment to produce steel wire 1.
  • the steel wire 1 was cold coiled (average coil diameter: 21.6 mm, number of turns: 5.75, number of effective turns: 3.25), then heated to 300 ° C. and held for 25 minutes Strain relief annealing was performed. Thereafter, seating surface polishing and shot peening were performed. Shot peening was performed in two steps. The average diameter of the first and second shot grains was 0.3 mm. Thereafter, the spring 100 was fabricated by further performing low-temperature annealing and cold setting for heating to 230 ° C. and holding for 10 minutes.
  • sample size and treatment time of the first and second shot grains in the shot peening were adjusted to obtain seven types of samples having different surface hardness and compressive residual stress on the surface (samples A to G).
  • the surface hardness was measured according to JIS Z2244. Residual stress was measured by X-ray diffraction. Then, a fatigue test was repeatedly performed on the springs 100 of Samples A to G repeatedly in the axial direction under conditions of an average stress of 588 MPa and a stress amplitude of 534 MPa. For each of samples A to G, 8 springs were prepared and used for the experiment. Then, the durability was evaluated by the number of unbroken springs at the time when the number of stress repetitions was 10 6 times and 10 7 times. Table 3 shows the surface hardness of each sample, the compressive residual stress on the surface, and the experimental results.
  • the surface hardness is preferably 450 HV or more, and more preferably 500 HV or more.
  • the compressive residual stress on the surface is preferably 300 MPa or more.
  • Example 4 An experiment was conducted to confirm the sag resistance of the spring of the present application. Specifically, the springs 100 of the samples E, F, and A were compressed in the axial direction while being heated to 120 ° C. and held for 48 hours. For comparison, a general-purpose oil tempered wire (sample H; the same type of oil tempered wire as in Example 1) and a general-purpose piano wire (sample I; the same type of piano wire as in Example 1) are outside the scope of the present application. A similar spring was prepared for the above and was subjected to the same experiment. Thereafter, the compression was released, and the residual shear strain was calculated from the change in the axial length of the spring before and after the test. The relationship between the shear stress value and the amount of shear strain was investigated by changing the shear stress value during compression. The experimental results are shown in FIG.
  • the amount of residual shear strain increases as the shear stress increases.
  • the amount of shear strain of sample E, F, and A which is a spring of this application is smaller than sample I which is a spring which consists of a general-purpose piano wire in each stress.
  • the amount of shear strain of Samples E, F, and A is a value comparable to that of Sample H, which is a spring made of a general-purpose oil tempered wire whose manufacturing cost increases with the heat treatment cost. From this, it is confirmed that the spring of this application is a spring excellent in sag resistance.
  • Example 5 An experiment was conducted to confirm the effect of the total decarburization depth on the surface hardness of the steel wire.
  • the steel wire from which the total decarburization layer depth differs was prepared by changing the conditions of the heat processing in the presence or absence of implementation of a process (S20), and a process (S30).
  • the surface layer hardness of each steel wire was measured.
  • the surface hardness was measured in accordance with JIS Z2244 for the hardness within a region of 25 ⁇ m from the surface of the cross section.
  • the experimental results are shown in FIG.
  • the horizontal axis represents the ratio of the total decarburized layer depth in the cross section perpendicular to the longitudinal direction to the diameter of the steel wire.
  • the vertical axis represents the surface hardness.
  • the surface hardness decreases as the total decarburized layer depth increases. And when the total decarburization layer depth is 0.5% or less of the diameter of a steel wire, surface layer hardness (surface hardness) is 450HV or more which is a desirable value. From this, in the steel wire, it is confirmed that the total decarburized layer depth in the cross section perpendicular to the longitudinal direction is preferably 0.5% or less of the diameter.

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Abstract

鋼線は、０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガンとを含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成される。鋼線の長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さが直径の０．５％以下である。鋼線の長手方向に垂直な断面において、重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である。

Description

鋼線およびばね
　本発明は、鋼線およびばねに関するものであり、より特定的には、ばねの製造に適した鋼線および当該鋼線からなるばねに関するものである。本出願は、２０１７年３月２８日に出願した日本特許出願である特願２０１７－０６２１７２号に基づく優先権を主張する。当該日本特許出願に記載された全ての記載内容は、参照によって本明細書に援用される。
　ばねの製造に使用される鋼線においては、耐へたり性および強度の向上が求められる。耐へたり性および強度に優れる高強度ばね用鋼線として、炭素の中心偏析を抑制した鋼線が提案されている（たとえば、特許文献１参照）。
特開平６－１８４６９６号公報
　本発明に従った鋼線は、０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガンとを含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成される。長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さが直径の０．５％以下である。長手方向に垂直な断面において、重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である。
図１は、鋼線の長手方向に垂直な断面を示す概略断面図である。 図２は、鋼線の長手方向に垂直な断面の表面付近を示す概略断面図である。 図３は、ばねの構造を示す概略斜視図である。 図４は、鋼線の製造方法の概略を示すフローチャートである。 図５は、原料線材の長手方向に垂直な断面を示す概略断面図である。 図６は、伸線工程を説明するための概略断面図である。 図７は、耐へたり性の試験方法を説明するための概略図である。 図８は、耐へたり性の試験方法を説明するための概略図である。 図９は、耐へたり性の試験方法を説明するための概略図である。 図１０は、耐へたり性試験の結果を示す図である。 図１１は、鋼線の長手方向に垂直な断面における硬さの分布を示す図である。 図１２は、耐へたり性試験の結果を示す図である。 図１３は、全脱炭層深さと表層硬さとの関係を示す図である。
　[本開示が解決しようとする課題]
　上述のように、ばねの製造に使用される鋼線においては、耐へたり性および強度の向上が求められる。そこで、耐へたり性および強度に優れる鋼線および当該鋼線からなることにより耐へたり性および強度に優れるばねを提供することを目的の１つとする。
　[本開示の効果]
　上記鋼線によれば、耐へたり性および強度に優れる鋼線を提供することができる。
　［本願発明の実施形態の説明］
　最初に本願発明の実施態様を列記して説明する。本願の鋼線は、０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素（Ｃ）と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素（Ｓｉ）と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガン（Ｍｎ）とを含み、残部が鉄（Ｆｅ）および不可避的不純物からなる鋼から構成される。長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さが直径の０．５％以下である。長手方向に垂直な断面において、重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である。
　本発明者の検討によれば、適切な成分組成を選択し、脱炭層深さを従来に比べて極めて小さいレベルに抑えるとともに、径方向における硬さのばらつきを抑制することで、耐へたり性および強度を向上させることができる。本願の鋼線においては、ばねに必要な強度を確保可能な成分組成の鋼が採用される。また、耐へたり性および強度を向上させる観点から、全脱炭層深さが直径の０．５％以下という極めて小さいレベルに抑えられるとともに、深さ方向（径方向）における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下に抑えられる。その結果、本願の鋼線によれば、耐へたり性および強度に優れる鋼線を提供することができる。
　上記鋼線において、不可避的不純物であるリン（Ｐ）は０．０２５質量％以下、硫黄（Ｓ）は０．０２５質量％以下、銅（Ｃｕ）は０．２質量％以下であることが好ましい。不可避的不純物として成分組成に含まれるＰ、ＳおよびＣｕの含有量をこのような範囲に抑えることにより、靱性等の特性を向上させることができる。
　上記鋼線において、長手方向に垂直な断面の直径は０．５ｍｍ以上７ｍｍ以下であってもよい。本願の鋼線は、この範囲の直径を有する鋼線に特に好適である。なお、本願において「長手方向に垂直な断面における直径」とは、長手方向に垂直な断面が円形以外である場合、当該断面に外接する円の直径を意味する。
　上記鋼線において、引張強さが１９００ＭＰａ以上２４５０ＭＰａ以下であってもよい。引張強さを１９００ＭＰａ以上とすることにより、十分な強度を確保することができる。引張強さを２４５０ＭＰａ以下とすることにより、十分な靱性を確保することが容易となる。
　上記鋼線において、引張試験における絞りの値が４０％以上６０％以下であってもよい。絞りの値を４０％以上とすることにより、ばねへの加工性および加工後のばねの疲労強度を向上させることができる。絞りの値を６０％以下とすることにより、十分な強度を確保することが容易となる。
　上記鋼線において、耐へたり性試験における残留せん断ひずみが０．２％以下であることが好ましい。このようにすることにより、優れた耐へたり性をより確実に確保することができる。
　上記鋼線において、伸線時の減面率が８０％以上９０％以下であってもよい。このようにすることにより、優れた耐へたり性および強度をより確実に得ることができる。
　本願のばねは、上記鋼線からなる。耐へたり性および強度に優れる上記鋼線からなることにより、本願のばねによれば、耐へたり性および強度に優れるばねを提供することができる。
　上記ばねにおいて、表面における圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であってもよい。このようにすることにより、ばねの疲労寿命を長くすることができる。
　上記ばねにおいて、表面の硬さが４５０ＨＶ以上であってもよい。このようにすることにより、ばねの疲労寿命を長くすることができる。
　［本願発明の実施形態の詳細］
　次に、本発明にかかる鋼線の一実施の形態を、以下に図面を参照しつつ説明する。なお、以下の図面において同一または相当する部分には同一の参照番号を付しその説明は繰返さない。
　図１および図２を参照して、本実施の形態における鋼線１は、長手方向に垂直な断面が円形である。鋼線１は、０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガンとを含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成される。このような成分組成を有する鋼として、たとえばＪＩＳ規格Ｇ３５０２に規定されるＳＷＲＳ８７Ａ、ＳＷＲＳ８７Ｂなどを採用することができる。鋼線１は、焼入処理および焼戻処理が実施された状態の金属組織ではなく、パーライト組織を含む金属組織を有している。
　図１を参照して、中心（重心）Ｇを通る直線Ｌ上において、硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である。つまり、直線Ｌに沿って硬さを測定した場合、硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である。硬さの測定は、たとえばビッカース硬度計（マイクロビッカース硬度計）を用いて実施することができる。
　図１および図２を参照して、鋼線１の長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さｄは直径の０．５％以下である。全脱炭層深さｄは、ＪＩＳ規格Ｇ０５５８に従って測定することができる。より具体的には、図２を参照して、鋼線１の外周面２付近には、脱炭部４が形成されている。脱炭部４は、素地５中において外周面２から鋼の結晶粒界に沿って内部へと延在する。本実施の形態の鋼線１においては、結晶粒全体が脱炭状態となるフェライト脱炭は発生せず、結晶粒界に沿って脱炭部４が形成される部分脱炭（粒界脱炭）が発生している。そして、部分脱炭が発生している領域の深さが本実施の形態における全脱炭層深さｄである。全脱炭層深さｄは、鋼線１の直径の０．５％以下であることが好ましく、０．３％以下であることがさらに好ましい。
　本実施の形態の鋼線１においては、ばねに必要な強度を確保可能な上記成分組成の鋼が採用される。また、耐へたり性および強度を向上させる観点から、全脱炭層深さｄが直径の０．５％以下という極めて小さいレベルに抑えられるとともに、深さ方向（径方向）における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下に抑えられる。その結果、鋼線１は、耐へたり性および強度に優れる鋼線となっている。
　鋼線１を構成する鋼において、不可避的不純物であるＰは０．０２５質量％以下、Ｓは０．０２５質量％以下、Ｃｕは０．２質量％以下であることが好ましい。不可避的不純物として成分組成に含まれるＰ、ＳおよびＣｕの含有量をこのような範囲に抑えることにより、靱性等の特性を向上させることができる。
　鋼線１の直径は、たとえば０．５ｍｍ以上７ｍｍ以下である。鋼線１の直径は、２ｍｍ以上６．５ｍｍ以下であってもよい。鋼線１の直径は、２ｍｍ以上５ｍｍ以下であってもよい。
　鋼線１の引張強さは１９００ＭＰａ以上２４５０ＭＰａ以下であることが好ましい。引張強さを１９００ＭＰａ以上とすることにより、十分な強度を確保することができる。引張強さを２４５０ＭＰａ以下とすることにより、十分な靱性を確保することが容易となる。より高い強度を達成する観点から、鋼線１の引張強さは１９５０ＭＰａ以上とすることがより好ましい。また、より確実に十分な靱性を確保する観点から、鋼線１の引張強さは２１６０ＭＰａ以下とすることがより好ましい。
　鋼線１において、引張試験における絞りの値が４０％以上６０％以下であることが好ましい。絞りの値を４０％以上とすることにより、ばねへの加工性および加工後のばねの疲労強度を向上させることができる。絞りの値を６０％以下とすることにより、十分な強度を確保することが容易となる。ばねへの加工性および加工後のばねの疲労強度を向上させる観点から、上記絞りの値は、５０％以上とすることがより好ましい。
　鋼線１の伸線時の減面率は８０％以上９０％以下であることが好ましい。これにより、優れた耐へたり性および強度をより確実に得ることができる。鋼線１の伸線時の減面率は８３％以上８７％以下であることがより好ましい。
　図３を参照して、本実施の形態におけるばね１００は、上記本実施の形態の鋼線１からなっている。ばね１００は、鋼線１がらせん状のばね形状に加工されたものである。ばね１００は、らせん状の形状を有する鋼線１からなっている。ばね１００は、つる巻きばねである。耐へたり性および強度に優れる本実施の形態の鋼線１からなることにより、ばね１００は、耐へたり性および強度に優れるばねとなっている。
　ばね１００において、表面（鋼線１の外周面に対応する面）における圧縮残留応力は３００ＭＰａ以上であることが好ましい。これにより、ばね１００の疲労寿命が長くなる。なお、表面における圧縮残留応力は、基本的には大きいほど好ましい。しかし、８００ＭＰａを超える圧縮残留応力を得るためには、たとえばショットピーニングに必要な時間が長くなり、生産効率が低下する等の問題が生じ得る。そのため、表面における圧縮残留応力は、８００ＭＰａ以下とすることができる。
　ばね１００において、表面の硬さは４５０ＨＶ以上であることが好ましい。これにより、ばねの疲労寿命が長くなる。なお、表面の硬さは、基本的には高いほど好ましい。しかし、６５０ＨＶを超える硬さを達成することは、生産効率の低下等の問題が生じ得る。そのため、表面の硬さは６５０ＨＶ以下とすることができる。
　次に、鋼線１およびばね１００の製造方法の一例について説明する。図４を参照して、本実施の形態における鋼線１の製造方法においては、まず工程（Ｓ１０）として原料線材準備工程が実施される。工程（Ｓ１０）では、図５を参照して、０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガンとを含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成される原料線材１０が準備される。具体的には、たとえばＪＩＳ規格Ｇ３５０２に規定されるＳＷＲＳ８７Ｂからなる原料線材１０が準備される。原料線材１０の長手方向に垂直な断面の形状は円形である。
　次に、工程（Ｓ２０）として表層部除去工程が実施される。工程（Ｓ２０）では、工程（Ｓ１０）において準備された原料線材１０の外周面を含む表層部が全周にわたって除去される。表層部の除去は、たとえば切削加工により実施することができる。工程（Ｓ２０）は、鋼線１の製造において必須の工程ではないが、これを実施することにより、工程（Ｓ１０）において準備された原料線材１０の脱炭層を除去することができる。
　次に、工程（Ｓ３０）としてパテンティング工程が実施される。工程（Ｓ３０）では、工程（Ｓ２０）が実施された原料線材１０に対してパテンティングが実施される。具体的には、原料線材１０がオーステナイト化温度（Ａ１点）以上の温度域に加熱された後、Ｍｓ点よりも高い温度域まで急冷され、当該温度域で保持される熱処理が実施される。これにより、原料線材１０の金属組織がラメラ間隔の小さい微細パーライト組織となる。ここで、上記パテンティング処理において、原料線材１０をＡ１点以上の温度域に加熱する処理は、脱炭の発生を抑制する観点から不活性ガス雰囲気中で実施される。また、同様の観点から、原料線材１０をＡ１点以上の温度域に加熱する処理は、必要最低限の時間とすることが好ましい。
　次に、工程（Ｓ４０）として伸線工程が実施される。工程（Ｓ４０）では、原料線材１０が伸線加工（引抜き加工）される。
　図６は、工程（Ｓ４０）を実施するための引抜き装置の被加工材の進行方向αに沿った断面を示す図である。図６を参照して、工程（Ｓ４０）を実施するための引抜き装置は、ダイス５０を備えている。ダイス５０には、被加工材の進行方向αに沿ってダイス５０を貫通する貫通孔が形成されている。この貫通孔を取り囲む壁面が被加工材と接触する加工面５１である。工程（Ｓ３０）までが実施された原料線材１０が長手方向に沿って（被加工材の進行方向αに沿って）進行してダイス５０の貫通孔へと進入し、入口５８に到達すると、原料線材１０の外周面１１がダイス５０の加工面５１に接触する。これにより、原料線材１０は加工され、長手方向に垂直な断面の形状が被加工材の進行方向αに垂直な断面における加工面５１の形状に対応する形状となるように塑性変形する。ダイス５０の貫通孔の、被加工材の進行方向αに垂直な断面の面積は、入口５８に比べて出口５９において小さくなっている。そして、原料線材１０がダイス５０の出口５９に到達するとダイス５０の加工面５１による加工が完了し、鋼線１が得られる。
　ここで、ダイス５０の貫通孔は、入口５８から出口５９に近づくにしたがって、被加工材の進行方向αに垂直な断面積が小さくなるテーパ領域を有する。このテーパ領域のテーパ角であるダイス半角θを小さくすることにより、得られる鋼線１の長手方向に垂直な断面において、重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差を小さくすることができる。本実施の形態の鋼線１の製造方法では、一般的なばね用鋼線の製造に用いられるダイスに比べてダイス半角θが３０％程度小さいダイス５０が採用される。工程（Ｓ４０）における原料線材１０の長手方向に垂直な断面の断面積Ｓ０に対するＳ０と鋼線１の長手方向に垂直な断面の断面積Ｓとの差（Ｓ０－Ｓ）の割合である減面率（Ｓ０－Ｓ）／Ｓ０は、８０％以上９０％以下とすることが好ましく、８３％以上８７％以下とすることがより好ましい。工程（Ｓ４０）における伸線加工は、複数のダイスを用いて複数回に分けて実施されてもよい。
　以上の手順により、本実施の形態における鋼線１が得られる。本実施の形態の鋼線１の製造方法では、工程（Ｓ２０）が実施されることにより、脱炭層が除去される。また、工程（Ｓ３０）においてパテンティング処理における加熱が不活性雰囲気中において実施されることにより、原料線材１０に脱炭が生じることが抑制される。そのため、鋼線１の長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さを、直径の０．５％以下とすることができる。また、本実施の形態の鋼線１の製造方法では、工程（Ｓ４０）において、ダイス半角θが小さいダイス５０を用いて伸線加工が実施される。そのため、鋼線１の長手方向に垂直な断面の重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差を５０ＨＶ以下にまで小さくすることができる。このように、本実施の形態の鋼線１の製造方法によれば、耐へたり性および強度に優れる鋼線１を製造することができる。
　次に図４を参照して、工程（Ｓ５０）として、ばね加工工程が実施される。この工程（Ｓ５０）では、工程（Ｓ１０）～（Ｓ４０）が実施されることにより得られた鋼線１が、ばねの形状に加工される。具体的には、工程（Ｓ５０）では、冷間コイリング成形が実施されることにより、鋼線１がらせん状の形状を有するつる巻きばねの形状（図３参照）に加工される。
　次に、工程（Ｓ６０）として、ひずみ取り工程が実施される。この工程（Ｓ６０）では、工程（Ｓ５０）が実施されることによりばねに導入されたひずみ（加工ひずみ）を低減する処理が実施される。具体的には、工程（Ｓ５０）が実施されることにより得られたばねが、たとえば２００℃以上４００℃以下の温度に加熱され、１０分間以上６０分間以下の時間だけ保持される焼鈍処理が実施される。
　次に、工程（Ｓ７０）として、ショットピーニング工程が実施される。この工程（Ｓ７０）では、工程（Ｓ６０）においてひずみが低減されたばねに対して、たとえば座面研磨が実施された後、ショットピーニングが実施される。その後、必要に応じて焼鈍、冷間セッチングなどの処理が実施される。
　以上の手順により、本実施の形態におけるばね１００が得られる。本実施の形態のばね１００の製造方法においては、耐へたり性および強度に優れる鋼線１を加工してばね１００が製造される。そのため、耐へたり性および強度に優れるばね１００を製造することができる。また、工程（Ｓ７０）におけるショットピーニングの条件のほか、焼鈍の条件、工程（Ｓ４０）における伸線加工の条件、鋼の成分組成等を調整することにより、ばね１００の表面における圧縮残留応力の大きさ、硬さを調整し、好ましい範囲（圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上、硬さが４５０ＨＶ以上）とすることができる。工程（Ｓ７０）では、ショットピーニングを複数回、たとえば２回に分けて実施してもよい。この場合、１回目と２回目との間で、ショット粒の大きさが異なっていてもよい。２回目のショットピーニングは、１回目のショットピーニングに比べて小さいショット粒を用いて実施してもよい。１回目のショット粒の直径と２回目のショット粒の直径との平均は、たとえば０．３ｍｍ程度とすることができる。１回目のショット粒の直径は、たとえば０．３ｍｍ以上０．８ｍｍ以下とすることができる。２回目のショット粒の直径は、たとえば０．０５ｍｍ以上０．３ｍｍ以下とすることができる。
　（実施例１）
　本願の鋼線の耐へたり性を確認する実験を行った。実験の手順は以下の通りである。まず、ＪＩＳ規格Ｇ３５０２に規定されるＳＷＲＳ８７Ｂからなる原料線材を準備し、上記実施の形態と同様の方法により鋼線１を製造した。工程（Ｓ４０）における伸線加工の減面率を７８．２％、８３．０％、８４．９％および８６．４％とした鋼線１（実施例Ａ、Ｂ、ＣおよびＤ）を製造した。また、比較のため、汎用オイルテンパー線（比較例Ａ）および汎用ピアノ線（比較例Ｂ）についても準備した。汎用オイルテンパー線としては、弁ばね用オイルテンパー線（ＪＩＳ規格Ｇ３５６１に規定されるＳＷＯＳＣ－Ｖ）を採用した。汎用ピアノ線としては、ＪＩＳ規格Ｇ３５２２に規定されるＳＷＲＳ８２Ａからなる原料線材をパテンティング処理した後、伸線加工したものを採用した。
　準備された実施例Ａ～Ｄの鋼線１を、図７に示すように直線状の長辺７２と、長辺７２の両端に接続され、長辺７２に垂直な方向に互いに対向するように延びる一対の直線状の短辺７１とを含む形状の試験片７０に加工した。次に、この試験片７０に対して３５０℃に加熱して２０分間保持する熱処理を実施した後、試験片７０をベース板８１の主面８１Ａ上に、長辺７２および一対の短辺７１が接触する状態で載置した。そして、試験片７０を１２０℃に加熱しつつ、図８に示すように、一方の短辺７１を保持部材８２により保持して主面８１Ａに接触する状態を維持するとともに、他方の短辺７１を長辺７２との接続部が主面８１Ａに接触する状態で治具８３により起こし、１０００ＭＰａのせん断応力が生じる状態で２４時間保持した。その後、図９に示すように治具８３を除去して、起こされた状態で保持された短辺７１と主面８１Ａとの角度φを測定した。そして、得られた角度φに基づいて残留せん断ひずみを算出した。同様の試験を比較例ＡおよびＢについても実施し、せん断ひずみを算出した。実験結果を図１０に示す。
　図１０を参照して、本願の鋼線である実施例Ａ～Ｄは、いずれも汎用ピアノ線である比較例Ｂに比べて残留せん断ひずみが低減されており、優れた耐へたり性を有していることが確認される。また、伸線時の減面率が８０％以上９０％以下である実施例Ｂ、ＣおよびＤについては、焼入焼戻処理が実施されることで製造コストが高くなるオイルテンパー線である比較例Ａと遜色ない耐へたり性を有している。このことから、伸線時の減面率は８０％以上９０％以下（８３％以上８７％以下）とすることが好ましいことが確認される。特に、実施例Ｃの残留せん断ひずみは０．１８％以下となっており、耐へたり性が特に優れている。
　以上の実験結果から、本願の鋼線によれば、優れた耐へたり性を達成できることが確認される。
　（実施例２）
　鋼線の特性に及ぼす伸線時のダイス半角θの影響を確認する実験を行った。上記実施の形態の鋼線の製造方法において、伸線時のダイス半角θが一般的なばね用鋼線の製造に用いられる範囲である条件（比較例Ｃ）と、それに対して３０％小さいダイス半角θが採用される上記実施の形態の条件（上記実施例Ｂ）とで同一組成の鋼からなる鋼線を製造し、引張試験を実施した。また、実施例Ｂおよび比較例Ｃの鋼線の長手方向に垂直な断面において、中心を通る直線上における表面直下から中心までの硬さ分布を測定した。引張試験の結果を表１に示す。また、硬さ分布の測定結果を表２および図１１に示す。なお、鋼線の直径は３．５ｍｍである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表１を参照して、実施例Ｂの鋼線は、引張強度において比較例Ｃを上回るだけでなく、絞りにおいても比較例Ｃを上回っている。このことから、ダイス半角を小さく設定することは、高い強度を確保しつつ絞りを向上させる観点から、有効であることが確認される。
　表２および図１１を参照して、比較例Ｃの鋼線の硬さは径方向において６９ＨＶの差があるのに対し、実施例Ｂの鋼線の硬さは径方向において４３ＨＶの差に抑えられている。このことから、ダイス半角を小さく設定することは、上記硬さの差を低減する観点からも有効であることが確認される。
　（実施例３）
　ばねの耐久性に及ぼす表面硬さおよび表面における圧縮応力の大きさの影響を調査する実験を行った。実験の手順は以下の通りである。
　まず、ＪＩＳ規格Ｇ３５０２に規定されるＳＷＲＳ８７Ｂからなる原料線材を準備し、上記実施の形態と同様に工程（Ｓ１０）～（Ｓ４０）を実施して鋼線１を作製した。鋼線１に対して、冷間コイリング成形（コイルの平均径：２１．６ｍｍ、巻数：５．７５巻、有効巻数：３．２５巻）を実施した後、３００℃に加熱して２５分間保持するひずみ取り焼鈍を実施した。その後、座面研磨およびショットピーニングを実施した。ショットピーニングは、２回に分けて実施した。１回目と２回目とのショット粒の平均径は０．３ｍｍとした。その後さらに、２３０℃に加熱して１０分間保持する低温焼鈍および冷間セッチングを実施し、ばね１００を作製した。上記ショットピーニングにおける１回目および２回目のショット粒の粒径および処理時間を調整し、表面硬さおよび表面における圧縮残留応力の異なる７種類のサンプルを得た（サンプルＡ～Ｇ）。表面硬さは、ＪＩＳ　Ｚ２２４４に従って測定した。残留応力は、Ｘ線回折法により測定した。そして、サンプルＡ～Ｇのばね１００に対して平均応力５８８ＭＰａ、応力振幅５３４ＭＰａの条件で軸方向に圧縮を繰り返す疲労試験を実施した。サンプルＡ～Ｇについて、それぞれ８個のばねを作製し、実験に供した。そして、応力の繰り返し数：１０６回および１０７回の時点において、未折損のばねの個数によって耐久性を評価した。各サンプルの表面硬さおよび表面における圧縮残留応力、ならびに実験結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３の「耐久性評価」の欄において、耐久性が特に優れるものをＡ、優れるものをＢ、耐久性が十分であるものをＣ、上記実験条件に対して耐久性が不十分であったものをＤと表示した。なお、上記実験条件は通常のばねの使用条件よりも厳しい条件である。したがって、Ｄと評価されたものであっても必ずしも使用に耐えないものではなく、より緩やかな使用条件の下では使用可能である。
　表３を参照して、表面硬さが４５０ＨＶ以上（さらには５００ＨＶ以上）であるサンプル、表面における圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上であるサンプルでは、優れた耐久性が得られている。このことから、本願のばねにおいて、表面硬さは４５０ＨＶ以上であることが好ましく、５００ＨＶ以上であることがより好ましいといえる。また、本願のばねにおいて、表面における圧縮残留応力は３００ＭＰａ以上であることが好ましいことが確認される。
　（実施例４）
　本願のばねの耐へたり性を確認する実験を行った。具体的には、上記サンプルＥ、ＦおよびＡのばね１００に対して、１２０℃に加熱した状態で軸方向に圧縮し、４８時間保持する処理を実施した。また、比較のため、本願の範囲外である汎用オイルテンパー線（サンプルＨ；実施例１の場合と同種のオイルテンパー線）および汎用ピアノ線（サンプルＩ；実施例１の場合と同種のピアノ線）についても同様のばねを作製し、同様に実験に供した。その後、圧縮を解除し、試験前後のばねの軸方向における長さの変化から残留せん断ひずみを算出した。圧縮時のせん断応力値を変化させることにより、せん断応力値とせん断ひずみ量との関係を調査した。実験結果を図１２に示す。
　図１２を参照して、いずれのばねにおいても、せん断応力の増大に伴って、残留するせん断ひずみの量が大きくなっている。そして、本願のばねであるサンプルＥ、ＦおよびＡのせん断ひずみ量は、各応力において汎用ピアノ線からなるばねであるサンプルＩよりも小さい。また、サンプルＥ、ＦおよびＡのせん断ひずみ量は、熱処理費用に伴って製造コストが高くなる汎用オイルテンパー線からなるばねであるサンプルＨと遜色ない値となっている。このことから、本願のばねは、耐へたり性に優れるばねであることが確認される。
　（実施例５）
　鋼線の表層硬さに及ぼす全脱炭層深さの影響を確認する実験を行った。上記実施の形態の鋼線の製造方法において、工程（Ｓ２０）の実施の有無および工程（Ｓ３０）における熱処理の条件を変更することにより、全脱炭層深さの異なる鋼線を準備した。そして、各鋼線の表層硬さを測定した。表層硬さは、断面の表面から２５μｍ以内の領域の硬度を、ＪＩＳ　Ｚ２２４４に従って測定した。実験結果を図１３に示す。図１３において、横軸は、長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さの、鋼線の直径に対する割合を示している。図１３において、縦軸は表層硬さを示している。
　図１３を参照して、全脱炭層深さが大きくなるにしたがって、表層硬さが低下している。そして、全脱炭層深さが鋼線の直径の０．５％以下である場合に、表層硬さ（表面硬さ）が好ましい値である４５０ＨＶ以上となっている。このことから、鋼線において、長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さは、直径の０．５％以下であることが好ましいことが確認される。
　今回開示された実施の形態および実施例はすべての点で例示であって、どのような面からも制限的なものではないと理解されるべきである。本発明の範囲は上記した説明ではなく、請求の範囲によって規定され、請求の範囲と均等の意味および範囲内でのすべての変更が含まれることが意図される。
１　鋼線、２　外周面、４　脱炭部、５　素地、１０　原料線材、１１　外周面、５０　ダイス、５１　加工面、５８　入口、５９　出口、７０　試験片、７１　短辺、７２　長辺、８１　ベース板、８１Ａ　主面、８２　保持部材、８３　治具、１００　ばね。

Claims (10)

  1. 　０．７質量％以上１．０質量％以下の炭素と、０．１２質量％以上０．３２質量％以下の珪素と、０．３質量％以上０．９質量％以下のマンガンとを含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼から構成され、
    　長手方向に垂直な断面における全脱炭層深さが直径の０．５％以下であり、
    　長手方向に垂直な断面において、重心を通る直線上における硬さの最大値と最小値との差が５０ＨＶ以下である、鋼線。
  2. 　前記不可避的不純物であるリンは０．０２５質量％以下、硫黄は０．０２５質量％以下、銅は０．２質量％以下である、請求項１に記載の鋼線。
  3. 　長手方向に垂直な断面の直径は０．５ｍｍ以上７ｍｍ以下である、請求項１または請求項２に記載の鋼線。
  4. 　引張強さが１９００ＭＰａ以上２４５０ＭＰａ以下である、請求項１～請求項３のいずれか１項に記載の鋼線。
  5. 　引張試験における絞りの値が４０％以上６０％以下である、請求項１～請求項４のいずれか１項に記載の鋼線。
  6. 　耐へたり性試験における残留せん断ひずみが０．２％以下である、請求項１～請求項５のいずれか１項に記載の鋼線。
  7. 　伸線時の減面率が８０％以上９０％以下である、請求項１～請求項６のいずれか１項に記載の鋼線。
  8. 　請求項１～請求項７のいずれか１項に記載の鋼線からなる、ばね。
  9. 　表面における圧縮残留応力が３００ＭＰａ以上である、請求項８に記載のばね。
  10. 　表面の硬さが４５０ＨＶ以上である、請求項８または請求項９に記載のばね。
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