特表2023-554115耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公表特許公報(A)
(11)【公表番号】
(43)【公表日】2023-12-26
(54)【発明の名称】耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 38/00 20060101AFI20231219BHJP
C22C 38/34 20060101ALI20231219BHJP
C21D 9/52 20060101ALI20231219BHJP
C21D 9/02 20060101ALI20231219BHJP
C21D 8/06 20060101ALI20231219BHJP
【ＦＩ】
C22C38/00 301Y
C22C38/34
C21D9/52 103Z
C21D9/02 A
C21D8/06 A
【審査請求】有
【予備審査請求】未請求
(21)【出願番号】P 2023537356
(86)(22)【出願日】2021-11-18
(85)【翻訳文提出日】2023-08-04
(86)【国際出願番号】 KR2021016990
(87)【国際公開番号】W WO2022131592
(87)【国際公開日】2022-06-23
(31)【優先権主張番号】10-2020-0177749
(32)【優先日】2020-12-17
(33)【優先権主張国・地域又は機関】KR
(81)【指定国・地域】
(71)【出願人】
【識別番号】522492576
【氏名又は名称】ポスコ カンパニー リミテッド
(74)【代理人】
【識別番号】110000051
【氏名又は名称】弁理士法人共生国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】イ，ジュンモ
(72)【発明者】
【氏名】チェ，ソク－ファン
(72)【発明者】
【氏名】チェ，ミョンス
【テーマコード（参考）】
4K032
4K042
4K043
【Ｆターム（参考）】
4K032AA01
4K032AA06
4K032AA11
4K032AA12
4K032AA16
4K032AA19
4K032AA21
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4K043AA02
4K043AB01
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4K043AB26
4K043AB28
4K043AB30
4K043BA01
4K043BA03
4K043BA05
4K043FA03
(57)【要約】
【課題】本発明の目的は、耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法を提供することである。
【解決手段】本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織は、Ｃ断面で６０％以上のパーライト組織を含む。
【選択図】なし
【解決手段】本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織は、Ｃ断面で６０％以上のパーライト組織を含む。
【選択図】なし
【特許請求の範囲】
【請求項1】
重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、
Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、
微細組織は、Ｃ断面で６０％以上のパーライト組織を含むことを特徴とする耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材。
【請求項2】
旧オーステナイト平均結晶粒のサイズが２５μｍ以下であることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材。
【請求項3】
１００ｍｍのＬ断面分析時の長さにおいて１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であるＶＮ析出物の個数が０．２個未満であることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材。
【請求項4】
炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下であり、１０個以上／１０×１０μｍ２で分布する（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物を含むことを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材。
【請求項5】
引張強度は、１，４００ＭＰａ以下であり、断面減少率は、４０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材。
【請求項6】
重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であるブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１，２００℃以上の温度に加熱した後にビレットで圧延する段階、前記ビレットを１，０５０℃以上の温度で１８０分間維持する段階、
前記ビレットを１，０００℃以下で圧延して線材を得る段階、
前記圧延された線材を９００℃以下の温度で巻き取る段階、及び
巻き取られた線材を２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する段階を含むことを特徴とする、耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材の製造方法。
【請求項7】
請求項１～請求項５のうちいずれか一項に記載のスプリング用線材を９００～１０５０℃の温度に加熱し、６５０～７５０℃に急冷して恒温変態する段階、及び前記線材を伸線して鋼線を製造する段階を含むことを特徴とする耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線の製造方法。
【請求項8】
前記恒温変態する段階前に前記線材を６５０～７５０℃に加熱する段階、及び前記加熱された線材を酸洗する段階をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線の製造方法。
【請求項9】
恒温変態時間は、１５０秒以内であることを特徴とする請求項７に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線の製造方法。
【請求項10】
前記鋼線をＱＴ熱処理する段階をさらに含むことを特徴とする請求項７に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線の製造方法。
【請求項11】
重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織として、焼戻しマルテンサイトを９０％以上を含むことを特徴とする耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線。
【請求項12】
旧オーステナイト平均結晶粒のサイズは、２５μｍ以下であることを特徴とする請求項１１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線。
【請求項13】
１００ｍｍのＬ断面分析時の長さにおいて１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であるＶＮ析出物の個数が０．２個未満であることを特徴とする請求項１１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線。
【請求項14】
引張強度は、２，１００ＭＰａ以上であり、断面減少率は、４０％以上であることを特徴とする請求項１１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線。
【請求項15】
炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下であり、１０個以上／１０×１０μｍ２で分布する（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物を含むことを特徴とする請求項１１に記載の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線。【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、スプリング用鋼線及びその製造方法に係り、より詳しくは、２，２００ＭＰａ級超高強度変速機用スプリング鋼として、高い温度でも窒化処理が容易であり、耐疲労特性と窒化処理特性が向上した線材、鋼線、スプリング及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
車両の軽量化による自動車部品に対する持続的な軽量化要求によって自動車変速機に用いられるスプリングも持続的な高強度化が要求されている。しかし、スプリング素材の高強度化によって線径が小さくなれば、介在物に対する敏感度が大きくなり、それによって、疲労限度が低下する。このような問題点を解決するために、スプリング製造社は、窒化処理を通じて強度は維持し、表面硬度を向上させることによって、スプリング素材の疲労限度を増加させている。
【0003】
通常、窒化処理は、５００℃以上で行われるが、スプリング鋼の場合、強度の低下を阻むために４２０～４５０℃で窒化処理を行い、十分な窒素の浸透深さを確保するために、１０時間以上長期間熱処理を行う。一般的に、通常のスプリング鋼のテンパリング熱処理温度は、４５０℃以下であるので、４２０～４５０℃で長期間窒化処理をすれば大部分のスプリング鋼は硬度が大きく落ちるので、強度の低下を抑制するために、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶのような炭化物形成元素を適切に添加して窒化処理を行う。
【0004】
しかし、炭化物の形成元素であるＣｒ、Ｍｏ、Ｖのような成分を多量添加するようになれば、窒化処理時に強度低下は抑制することができるが、線材の生産時に低温組織の形成による断線が発生し得、パーライト組織を得るためのパーライト恒温変態（ＬＰ熱処理、Ｌｅａｄ Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ、ＬＰ）工程時間が非常に長くなって生産がほとんど不可能となる問題が発生する。一方、スプリング製造社は、窒化処理時間を短縮するために、できるだけ高い温度で窒化処理を実施して工程時間を短縮しようとしており、同時に現場の生産性に問題がない高強度線材を必要としている。
【0005】
したがって、疲労限度及び窒化処理特性を確保すると同時に生産性に優れた高強度線材及び鋼線に対する開発が要求されている。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
本発明の目的とするところは、耐疲労特性と窒化処理特性が向上した高強度スプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法を提供するものである。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織は、Ｃ断面で６０％以上のパーライト組織を含むことを特徴とする。
【0008】
また、本発明の線材は、旧オーステナイト平均結晶粒のサイズが２５μｍ以下であってもよい。
【0009】
また、本発明の線材は、１００ｍｍのＬ断面分析時の長さにおいて、１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であるＶＮ析出物の個数が０．２個未満であってもよい。
【0010】
また、本発明の線材は、炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下であり、１０個以上／１０×１０μｍ２で分布する（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物を含むことができる。
【0011】
また、本発明の線材の引張強度は、１，４００ＭＰａ以下であり、断面減少率は、４０％以上であってもよい。
【0012】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材の製造方法は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であるブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１，２００℃以上の温度に加熱した後にビレットで圧延する段階、ビレットを１，０５０℃以上の温度で１８０分間維持する段階、ビレットを１，０００℃以下で圧延して線材を得る段階、圧延された線材を９００℃以下の温度で巻き取る段階、及び巻き取られた線材を２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する段階を含むことを特徴とする。
【0013】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線の製造方法は、スプリング用線材を９００～１，０５０℃の温度に加熱し、６５０～７５０℃に急冷して恒温変態する段階、及び線材を伸線して鋼線を製造する段階を含む。
【0014】
また、恒温変態する段階の前に線材を６５０～７５０℃に加熱する段階、及び加熱された線材を酸洗する段階を含むことができる。
【0015】
また、本発明の恒温変態時間は、１５０秒以内であってもよい。
【0016】
また、鋼線をＱＴ熱処理する段階をさらに含むことができる。
【0017】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用鋼線は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織として焼戻しマルテンサイトを９０％以上を含む。
【0018】
また、本発明の鋼線は、旧オーステナイト平均結晶粒のサイズが２５μｍ以下であってもよい。
【0019】
また、本発明の鋼線は、１００ｍｍのＬ断面分析時の長さにおいて、１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であるＶＮ析出物の個数が０．２個未満であってもよい。
【0020】
また、本発明の鋼線の引張硬度は、２，１００ＭＰａ以上であり、断面減少率は、４０％以上であってもよい。
【0021】
また、本発明の鋼線は、炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下であり、１０個以上／１０×１０μｍ２で分布する（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物を含むことができる。
【0022】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング製造方法は、スプリング用線材をスプリングの形状で冷間成形する段階、成形されたスプリングを焼きな；を含む。
【0023】
本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリングは、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、表面の硬度が８００Ｈｖ以上であり、Ｃ断面で、線径の１／４から３／４まで領域の硬度は、６００Ｈｖ以上である。
【発明の効果】
【0024】
本発明によると、低温組織の発生を最大限抑制して生産性に優れ、結晶粒のサイズ及び窒化物を抑制し、（Ｍｏ、Ｖ）Ｃ炭化物を均一に分布させることによって、耐疲労特性と窒化処理特性が向上した線材、鋼線、スプリング及びその製造方法を提供することができる。
【発明を実施するための形態】
【0025】
本発明の一実施例による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなり、Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下であり、Ｍｏ／Ｖは、１．５以下であり、微細組織は、Ｃ断面で６０％以上のパーライト組織を含む。
【0026】
本明細書が実施例のすべての要素を説明するものではなく、本発明が属する技術分野において一般的な内容又は実施例間で重複する内容は省略する。
【0027】
また、任意の部分がある構成要素を「含む」というとき、これは、特に反対となる記載がない限り、他の構成要素を除外するものではなく、他の構成要素をさらに含むことができることを意味する。
【0028】
単数の表現は、文脈上明白に例外がない限り、複数の表現を含む。
【0029】
以下、本発明を詳しく説明する。
【0030】
以下の実施例は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者に本発明の思想を十分に伝達するために提示するものである。本発明は、ここで提示した実施例のみに限定されず、他の形態に具体化されることもできる。
【0031】
本発明の発明者らは、線材の製造工程中に結晶粒のサイズを抑制し、窒化物（ｎｉｔｒｉｄｅ）の生成を抑制し、微細な炭化物を最大限均一に分布させ、線材冷却工程中に低温組織を最小化する場合、鋼線製造工程で生産性が向上し、スプリング製造工程で窒化処理特性を確保し得るということを発見し、本発明を提案するに至った。
【0032】
本発明の一実施例による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を含み、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなる。
【0033】
以下、本発明の実施例での合金成分の元素含量の数値限定理由について説明する。以下では、特別な言及がない限り、単位は重量％である。
【0034】
Ｃの含量は、０．６～０．７％である。
Ｃは、製品の強度を確保するために添加される元素である。Ｃ含量が０．６％未満である場合には、本発明で目標とする十分な強度を確保することができず、Ｃ含量が０．７％を超過すると、ＱＴ熱処理以後に衝撃特性が大きく下落し、線材の生産時に低温組織の発生可能性が大きく増加して線材の品質が劣位し得、また、鋼線製造工程中のＬＰ熱処理時間が大きく増加して生産性が劣位し得る。したがって、本発明では、Ｃの含量を０．６～０．７％に制限する。
Ｃは、製品の強度を確保するために添加される元素である。Ｃ含量が０．６％未満である場合には、本発明で目標とする十分な強度を確保することができず、Ｃ含量が０．７％を超過すると、ＱＴ熱処理以後に衝撃特性が大きく下落し、線材の生産時に低温組織の発生可能性が大きく増加して線材の品質が劣位し得、また、鋼線製造工程中のＬＰ熱処理時間が大きく増加して生産性が劣位し得る。したがって、本発明では、Ｃの含量を０．６～０．７％に制限する。
【0035】
Ｓｉの含量は、２．０～２．５％である。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられるだけでなく、固溶強化を通じた強度の確保に有利な元素である。特に、窒化処理時に線材の強度低下を抑制するので、窒化処理用素材に必ず必要な元素である。また、Ｓｉは、スプリングの重要な特性である変形抵抗性を大きく向上させるので、本発明では、Ｓｉを２．０％以上添加する。しかし、Ｓｉの含量が２．５％を超過する場合、表面脱炭を誘発し得、材料の加工性が劣位し得るので、本発明では、目標強度及び材料加工程度によってその含量を２．０～２．５％に制限する。
Ｓｉは、鋼の脱酸のために用いられるだけでなく、固溶強化を通じた強度の確保に有利な元素である。特に、窒化処理時に線材の強度低下を抑制するので、窒化処理用素材に必ず必要な元素である。また、Ｓｉは、スプリングの重要な特性である変形抵抗性を大きく向上させるので、本発明では、Ｓｉを２．０％以上添加する。しかし、Ｓｉの含量が２．５％を超過する場合、表面脱炭を誘発し得、材料の加工性が劣位し得るので、本発明では、目標強度及び材料加工程度によってその含量を２．０～２．５％に制限する。
【0036】
Ｍｎの含量は、０．２～０．５％である。
Ｍｎは、硬化能の向上元素であり、高強度焼戻しマルテンサイト組織を作るために必須的に添加される元素のうち一つである。また、不純物であるＳをＭｎＳとして固定して無害化するために必要な元素である。ただし、Ｍｎの含量が０．２％未満である場合、上述した効果を十分に示すことができず、Ｍｎ含量が０．５％を超過する場合、偏析により品質が低下し得る。また、本発明の鋼種は、十分な硬化能が確保されるので、Ｍｎを０．５％以上添加する必要がない。したがって、本発明では、Ｍｎの含量を０．２～０．５％に制限する。
Ｍｎは、硬化能の向上元素であり、高強度焼戻しマルテンサイト組織を作るために必須的に添加される元素のうち一つである。また、不純物であるＳをＭｎＳとして固定して無害化するために必要な元素である。ただし、Ｍｎの含量が０．２％未満である場合、上述した効果を十分に示すことができず、Ｍｎ含量が０．５％を超過する場合、偏析により品質が低下し得る。また、本発明の鋼種は、十分な硬化能が確保されるので、Ｍｎを０．５％以上添加する必要がない。したがって、本発明では、Ｍｎの含量を０．２～０．５％に制限する。
【0037】
Ｃｒの含量は、０．９～１．６％である。
Ｃｒは、Ｍｎと共に硬化能の向上に有効であり、窒化処理時に鋼の軟化抵抗性を大きく向上させるので、窒化処理用鋼では必ず必要な元素である。Ｃｒの含量が０．９％未満である場合、上述した効果を十分に示すことができず、Ｃｒの含量が１．６％を超過する場合には、鋼線の靭性を大きく低下させるので、本発明では、Ｃｒの含量を０．９～１．６％に制限する。
Ｃｒは、Ｍｎと共に硬化能の向上に有効であり、窒化処理時に鋼の軟化抵抗性を大きく向上させるので、窒化処理用鋼では必ず必要な元素である。Ｃｒの含量が０．９％未満である場合、上述した効果を十分に示すことができず、Ｃｒの含量が１．６％を超過する場合には、鋼線の靭性を大きく低下させるので、本発明では、Ｃｒの含量を０．９～１．６％に制限する。
【0038】
Ｃｒ＋Ｍｎは、１．８％以下である。
Ｃｒ＋Ｍｎの含量が１．８％を超過する場合、線材の冷却過程でベイナイト又はマルテンサイトのような低温組織が生成され得、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間が長くなり得る。本発明では、Ｃｒ＋Ｍｎを１．８％以下に制御することによって、線材の冷却時にベイナイト又はマルテンサイトのような低温組織をＣ断面相（圧延方向の直角断面）で４０％以下にし、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間を１５０秒以下に確保することができた。
Ｃｒ＋Ｍｎの含量が１．８％を超過する場合、線材の冷却過程でベイナイト又はマルテンサイトのような低温組織が生成され得、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間が長くなり得る。本発明では、Ｃｒ＋Ｍｎを１．８％以下に制御することによって、線材の冷却時にベイナイト又はマルテンサイトのような低温組織をＣ断面相（圧延方向の直角断面）で４０％以下にし、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間を１５０秒以下に確保することができた。
【0039】
Ｐの含量は、０．０１５％以下である。
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させて水素遅延破壊抵抗性を低下させる元素であって、最大限鉄鋼材料から排除することが好ましいので、０．０１５％の上限を置く。
Ｐは、結晶粒界に偏析して靭性を低下させて水素遅延破壊抵抗性を低下させる元素であって、最大限鉄鋼材料から排除することが好ましいので、０．０１５％の上限を置く。
【0040】
Ｓの含量は、０．０１％以下である。
Ｓは、Ｐと同様に結晶粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、ＭｎＳを形成させて水素遅延破壊抵抗性を低下させ得るので、その添加量を０．０１％以下に制限する。
Ｓは、Ｐと同様に結晶粒界に偏析して靭性を低下させるだけでなく、ＭｎＳを形成させて水素遅延破壊抵抗性を低下させ得るので、その添加量を０．０１％以下に制限する。
【0041】
Ａｌの含量は、０．０１％以下である。
Ａｌは、強力な脱酸元素であって、鋼中の酸素を除去して清浄度を高める元素である。ただし、Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３介在物を形成して疲労抗性を低下させ得るので、本発明では、Ａｌの含量を０．０１％以下に制限する。
Ａｌは、強力な脱酸元素であって、鋼中の酸素を除去して清浄度を高める元素である。ただし、Ａｌは、Ａｌ２Ｏ３介在物を形成して疲労抗性を低下させ得るので、本発明では、Ａｌの含量を０．０１％以下に制限する。
【0042】
Ｎの含量は、０．００７％以下である。
Ｎは、不純物やＡｌ又はＶ結合して熱処理時に溶解されない粗大なＡｌＮ又はＶＮ析出物を形成する。したがって、本発明では、Ｎの含量を０．００７％以下に制限する。
Ｎは、不純物やＡｌ又はＶ結合して熱処理時に溶解されない粗大なＡｌＮ又はＶＮ析出物を形成する。したがって、本発明では、Ｎの含量を０．００７％以下に制限する。
【0043】
Ｍｏの含量は、０．１～０．２５％である。
Ｍｏは、窒化処理用素材において軟化抵抗性を向上させるために添加される必須的な成分である。Ｍｏは、Ｖと共に炭化物を形成して焼き戻し時に鋼の強度を高め、長期間の熱処理においても強度を維持する元素であるので、０．１％以上添加する。しかし、Ｍｏを０．２５％を超過して添加する場合、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）形成を抑制して線材圧延以後に低温組織の形成によって線材の品質が劣位し得、伸線加工前のＬＰ熱処理時にもパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態を抑制させて生産性を大きく低下させる。したがって、本発明では、Ｍｏの含量を０．２５％以下に制限する。
Ｍｏは、窒化処理用素材において軟化抵抗性を向上させるために添加される必須的な成分である。Ｍｏは、Ｖと共に炭化物を形成して焼き戻し時に鋼の強度を高め、長期間の熱処理においても強度を維持する元素であるので、０．１％以上添加する。しかし、Ｍｏを０．２５％を超過して添加する場合、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）形成を抑制して線材圧延以後に低温組織の形成によって線材の品質が劣位し得、伸線加工前のＬＰ熱処理時にもパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態を抑制させて生産性を大きく低下させる。したがって、本発明では、Ｍｏの含量を０．２５％以下に制限する。
【0044】
Ｖの含量は、０．１～０．２５％である。
Ｖは、Ｍｏと共に窒化処理用素材において軟化抵抗性の向上のために添加される必須的な成分である。また、Ｖは、炭化物を形成して焼き戻し時に鋼の強度を高め、長期間の窒化処理でも強度を維持させる。また、Ｖは、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態を加速化させるので、線材の生産時に低温組織を抑制することができ、ＬＰ熱処理中に恒温変態時間も短縮させるので、鋼線の製造工程時に生産性を向上させ得る。ただし、Ｖは、線材の生産過程で粗大した窒化物（ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成させ得、添加量を増やすほど線材の圧延時に加熱炉の温度を高めなければならないので、Ｖの含量の上限を０．２５％に制限する。
Ｖは、Ｍｏと共に窒化処理用素材において軟化抵抗性の向上のために添加される必須的な成分である。また、Ｖは、炭化物を形成して焼き戻し時に鋼の強度を高め、長期間の窒化処理でも強度を維持させる。また、Ｖは、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態を加速化させるので、線材の生産時に低温組織を抑制することができ、ＬＰ熱処理中に恒温変態時間も短縮させるので、鋼線の製造工程時に生産性を向上させ得る。ただし、Ｖは、線材の生産過程で粗大した窒化物（ｎｉｔｒｉｄｅ）を形成させ得、添加量を増やすほど線材の圧延時に加熱炉の温度を高めなければならないので、Ｖの含量の上限を０．２５％に制限する。
【0045】
Ｍｏ／Ｖの比は、１．５以下である。
上述したように、Ｍｏは、窒化処理用素材において軟化抵抗性の向上のために必須的な成分である。しかし、Ｍｏは、本発明で目標とするパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）組織の生成を抑制させるので、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態時間を短縮させるＶと共に添加し、そのＭｏ／Ｖの比を１．５以下に制限する。Ｍｏ／Ｖの比を１．５以下に制限することによって、線材の冷却時に低温組織の形成が抑制され、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間を短縮することができる。
上述したように、Ｍｏは、窒化処理用素材において軟化抵抗性の向上のために必須的な成分である。しかし、Ｍｏは、本発明で目標とするパーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）組織の生成を抑制させるので、パーライト（ｐｅａｒｌｉｔｅ）変態時間を短縮させるＶと共に添加し、そのＭｏ／Ｖの比を１．５以下に制限する。Ｍｏ／Ｖの比を１．５以下に制限することによって、線材の冷却時に低温組織の形成が抑制され、ＬＰ熱処理時にパーライト変態完了時間を短縮することができる。
【0046】
合金組成外の残部は、Ｆｅである。本発明の耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、通常、鋼の工業的生産過程で含まれ得るその他の不純物を含むことができる。このような不純物は、本発明が属する技術分野において通常の知識を有した者であれば、誰でも分かる内容であるので、本発明で特別にその種類と含量を制限しない。
【0047】
また、本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、微細組織として鋼材の旧オーステナイト結晶粒サイズは平均２５μｍ以下であってもよい。
【0048】
また、本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、Ｃ断面（圧延方向の直角断面）から見たとき、組織の６０％以上がパーライト組織及び残りのベイナイト又はマルテンサイト組織を含むことができる。好ましくは、８０％以上のパーライト組織を含むことができる。
【0049】
また、本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、１００ｍｍのＬ断面（圧延方向の平行断面）分析時に長さにおいて、１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であり、Ｖを１０ａｔ％以上含んでいるＶＮ析出物の個数が０．２個未満である。
【0050】
また、本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、１０×１０μｍ２面積で１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下である（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ析出物が１０個以上である。
【0051】
また、本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、引張強度が１，４００ＭＰａ以下であってもよい。
【0052】
次に、本発明の一実施例による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材の製造方法に対して説明する。
【0053】
本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、多様な方法で製造され得、その製造方法は、特に制限されない。ただし、一実施例として次のような方法によって製造され得る。
【0054】
本発明による耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材は、重量％で、Ｃ：０．６～０．７％、Ｓｉ：２．０～２．５、Ｍｎ：０．２～０．５％、Ｃｒ：０．９～１．６％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｍｏ：０．１～０．２５、Ｖ：０．１～０．２５％を、残りがＦｅ及び不可避な不純物からなるブルーム（ｂｌｏｏｍ）を１，２００℃以上の温度に加熱した後にビレットで圧延する段階、前記ビレットを１，０５０℃以上の温度で１８０分間維持する段階、前記ビレットを１，０３０～１，０６０℃で抽出した後に１，０００℃度以下で圧延して線材を得る段階；圧延された線材を９００℃以下の温度で巻き取る段階、及び巻き取られた線材を２℃／ｓｅｃ以下の冷却速度で冷却する段階を含む。
【0055】
以下、各製造段階についてより詳しく説明する。
【0056】
まず、上述した成分系を満足するブルーム（Ｂｌｏｏｍ）を１，２００℃以上の温度に加熱した後、鋼片を圧延してビレット（ｂｉｌｌｅｔ）を得る。
【0057】
加熱工程は、鋼内部の窒化物（ｎｉｔｒｉｄｅ）を全て除去するための工程であって、温度が１，２００℃未満である場合、窒化物が十分に除去されないので、加熱温度の下限を１，２００℃に制限する。
【0058】
その後、圧延されたビレットを１，０５０℃以上の温度で１８０分間維持する。加熱温度が１，０５０℃未満であるか１８０分未満である場合、素材内にＶが十分に溶解されないので、本発明で目標とする炭化物を確保することができず、炭化物を十分に確保できない場合、最終製品の軟化抵抗性が劣位し得る。したがって、本発明では、ビレットの加熱温度を１，０５０℃以上に制限し、維持時間を１８０分に制限する。
【0059】
加熱されたビレットを１，０３０～１，０６０℃の温度で抽出した後、１，０００℃以下の温度で線材圧延を行う。線材圧延温度が１，０００℃以上である場合、旧オーステナイト粒径が大きくなり得、線材を冷却する過程中にＳｉによる表面脱炭が誘発され得る。また、後続工程である巻取工程で巻取温度を９００℃以下に制限するので、できるだけ線材圧延温度を１，０００℃以下に制限する。
【0060】
圧延された線材を９００℃以下の温度で巻き取り、０．５～２℃／ｓｅｃの冷却速度で徐冷して本発明による線材を得る。このとき、冷却速度が０．５℃／ｓｅｃ未満である場合、脱炭が発生し得、冷却速度が２℃／ｓｅｃを超過する場合、低温組織の生成によって素材に破断が発生し得る。したがって、本発明では、巻取後の冷却速度を０．５～２℃／ｓｅｃに制限する。
【0061】
本発明によって製造されたスプリング用線材は、Ｃ断面（圧延方向の直角断面）から見たとき、６０％以上のパーライト組織及び残りベイナイト又はマルテンサイト組織を含むことができる。好ましくは、８０％以上のパーライト組織を含むことができる。
【0062】
また、本発明によるスプリング用線材は、鋼材の旧オーステナイト平均結晶粒のサイズは２５μｍ以下である。また、１００ｍｍのＬ断面（圧延方向の平行断面）分析時の長さにおいて、１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍで平均粒径が１０μｍ以上であり、Ｖを１０ａｔ％以上含んでいるＶＮ析出物の個数が０．２個未満であり、１０×１０μｍ２面積で炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下である（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ析出物が１０個以上である。
【0063】
すなわち、本発明によるスプリング用線材は、旧オーステナイト結晶粒のサイズが制御され、ＶＮ窒化物が抑制され、（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物が均一に分布されることによって、スプリングを製造する過程で優れた窒化特性を確保することができる。
【0064】
また、本発明によるスプリング用線材は、引張強度が１，４００ＭＰａ以下であり、断面減少率は、４０％以上であってもよい。
【0065】
次に、本発明によるスプリング用線材を利用してスプリング用鋼線を製造する方法に対して説明する。本発明によるスプリング用鋼線は、前記製造された線材を伸線加工して製造される。
【0066】
本発明の一実施例による高強度スプリング用鋼線の製造方法は、本発明による線材をＬＡ熱処理する段階、ＬＰ熱処理する段階、及び前記線材を伸線して鋼線を製造する段階を含む。
【0067】
まず、本発明によって製造された線材を６５０～７５０℃で低温焼鈍熱処理（ＬｏｗＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ Ａｎｎｅａｌｉｎｇ、ＬＡ）を行う。ＬＡ熱処理を通じて線材の強度は、１，２００ＭＰａ以下に低くなる。本発明では、必要に応じてＬＡ熱処理が省略され得る。
【0068】
その後、ＬＡ熱処理した線材を酸洗し、９００～１０５０℃の温度で１０分以内で加熱し、５分以内で維持する。９００～１０５０℃炉の再加熱は、オーステナイト組織を得るためのものであって、熱処理時間は、１５分以内とする。熱処理時間が１５分を超過する場合、オーステナイト組織が粗大化し得るので、維持時間を１５分以内に制限する。引き続き、加熱された線材を６５０～７５０℃の鉛パテンティング（Ｌｅａｄ Ｐａｔｅｎｔｉｎｇ、ＬＰ）に３分以内で通過させて急冷して恒温変態させ、パーライト組織を得る。鉛パテンティングで恒温維持温度が６５０℃未満である場合、低温組織が形成され得、７５０℃を超過する場合、パーライトの組織の緻密度が低下し得るので、それによって、鉛パテンティング温度を６５０～７５０℃に制限する。また、本発明は、Ｍｏ／Ｖ比を１．５以下、Ｍｎ＋Ｃｒを１．８％以下に制御することによって、パーライト変態時間を１５０秒以内に短縮し得、ＬＰ熱処理工程で生産性を確保することができる。
【0069】
その後、ＬＰ熱処理された線材を伸線して鋼線を製造する。このとき、製造された鋼線の線径は、５ｍｍであってもよく、ＬＰ熱処理を再び行う場合、線径は、２ｍｍ以下であってもよい。
【0070】
また、本発明によって製造された鋼線は、パーライト組織であってもよい。
【0071】
本発明によるパーライト鋼線は、本発明で目標とする２，１００ＭＰａ以上の超高強度及び靭性を確保するためにＱＴ工程を通じて焼戻しマルテンサイト組織に変態され得る。
【0072】
焼戻しマルテンサイト組織を確保するために、まず、本発明によって製造されたパーライト鋼線を９００～１，０００℃の温度で５分以内で加熱した後に１０分以内で維持し、加熱された鋼線を７０度以下のオイルにクエンチングして２分以内で維持してマルテンサイト組織の鋼線を得る。
【0073】
引き続き、クエンチングされたマルテンサイト組織の鋼線を４５０～５００℃の温度で３分以内で再加熱して５分以内で維持し、再加熱された鋼線を７０℃以下のオイルで再びクエンチングして最終焼戻しマルテンサイト組織の高強度スプリング用鋼線を得る。
【0074】
このとき、クエンチング温度は、４５０～５５０℃である。クエンチング温度が４５０℃未満である場合、強度が過度に高くなって十分な靭性を確保することができず、５５０℃を超過する場合、本発明で目標とする強度を確保することができないので、クエンチング温度を４５０～５００℃に制限する。
【0075】
本発明によって製造された高強度スプリング用鋼線は、微細組織として焼戻しマルテンサイトを９０％以上含むことができる。
【0076】
本発明による高強度スプリング用鋼線は、鋼材の旧オーステナイト平均結晶粒のサイズは、２５μｍ以下であり、１００ｍｍのＬ断面（圧延方向の平行断面）分析時の長さにおいて、１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍ以内で平均粒径が１０μｍ以上であるＶＮ析出物が存在しない。また、本発明による高強度スプリング用鋼線は、１０×１０μｍ２面積で炭化物内のＭｏ＋Ｖ含量が１０ａｔ．％以上であり、平均粒径が５０ｎｍ以下である（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ析出物が１０個以上である。
【0077】
すなわち、本発明によるスプリング用鋼線は、旧オーステナイト結晶粒のサイズが制御され、ＶＮ窒化物が抑制され、（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物が均一に分布することによって、スプリングを製造する過程で優れた窒化特性を確保することができる。
【0078】
また、本発明による高強度スプリング用鋼線の引張強度は、２，１００ＭＰａ以上であってもよく、鋼線の断面減少率（ＲＡ）は、４０％以上であってもよい。
【0079】
次に、本発明による高強度スプリング用鋼線を利用して変速機用スプリングを製造する方法に対して説明する。本発明で他の変速機用スプリングは、通常の方法で製造され得る。ただし、一実施例として次のような方法によって製造され得る。
【0080】
例えば、本発明による高強度スプリング用鋼線をスプリングで冷間成形して焼きなまし熱処理した後に窒化処理し、ショットピーニングして最終変速機用スプリングに製造することができる。
【0081】
このとき、窒化処理は、４２０～４５０℃の温度で１０時間以上行われ得る。窒化処理温度が４２０℃未満である場合、窒素が表面にまともに浸透することができず、窒化処理温度が４５０℃超過である場合、素材の中心部の硬度が下がって本発明で目標とするスプリングの強度を確保することができない。したがって、本発明では、窒化処理温度及び維持時間を４２０～４５０℃の温度及び１０時間以上に制限する。
【0082】
本発明による変速機用スプリングは、スプリング用鋼線の旧オーステナイト結晶粒のサイズを制御し、ＶＮ窒化物を抑制し、（Ｖ、Ｍｏ）Ｃ炭化物を均一に分布させることによって、スプリングを製造する過程で優れた窒化特性を確保することができる。
【0083】
窒化処理後のスプリングは、窒化処理前に比べて疲労限度が１０％以上向上し得る。ここで、疲労限度は、スプリングの設計後の疲労テスト時に１０７回以上の繰り返し荷重を耐えることができる限度を意味する。
【0084】
また、窒化処理後のスプリングは、窒化処理前に比べて強度低下が１０％以下に抑制され得る。
【0085】
また、窒化処理後のスプリングは、表面の硬度が８００Ｈｖ以上であり、Ｃ断面（圧延方向の直角断面）で線径１／４から３／４まで硬度が６００Ｈｖ以上であってもよい。
【0086】
また、本発明による窒化処理は、４２０～４５０℃の高い温度で行われ得るので、窒化処理時間を短縮することができ、窒化処理特性に優れる。
【0087】
以下、本発明を実施例を通じてより詳しく説明する。しかし、このような実施例の記載は、本発明の実施を例示するためのものに過ぎず、このような実施例の記載によって本明が制限されるものではない。本発明の権利範囲は、特許請求の範囲に記載した事項とそれから合理的に類推される事項によって決定されるものであるからである。
実施例
実施例
【0088】
下記表１の合金組成を有する材料をインゴット（ｉｎｇｏｔ）に鋳造した後、１，２００℃で均質化熱処理し、１，０５０℃から８３０℃まで温度を下げて最終線径６．５ｍｍに熱間圧延した後、１℃／ｓｅｃの速度で冷却して発明例及び比較例の線材試験片を得た。その後、発明例及び比較例の線材に対して引張強度、断面減少率（ＲＡ）、パーライト分率、平均旧オーステナイトサイズ、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）分析時の５０ｎｍ以下の析出物個数、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で１００ｍｍのＬ面分析時の長さにおいて１０ｍｍ当たり、表面深さ１ｍｍ以内で１０μｍ以上であるＶＮ窒化物の個数を測定し、下記表２に示した。
【0089】
【表1】
【0090】
【表2】
【0091】
引き続き、６．５ｍｍの比較例及び発明例の線材の試験片を７２０℃で２時間の間熱処理（ＬＡ熱処理）し、酸洗した後、９８０℃で３分間加熱した後、６８０℃で恒温熱処理（ＬＰ熱処理）した。このとき、恒温熱処理（ＬＰ熱処理）を通じてパーライトに変態する時間を測定し、Ｍｏ／Ｖ比、Ｃｒ＋Ｍｎ値とともに下記表３に示した。
【0092】
【表3】
【0093】
引き続き、パーライト線材の試験片を伸線して線径３ｍｍの鋼線に製造し、製造された鋼線を９５０℃で５分間熱処理した後、６０℃のオイルでクエンチングし、４５０～５００℃の温度で３分以内でテンパリングしてＱＴ鋼線の試験片を得た。ＱＴ鋼線の試験片に対して引張強度及びＲＡを測定し、下記表４に示した。その後、ＱＴ鋼線の試験片を本発明による製造方法によってスプリングに製造した後、Ｒ（引張応力／圧縮応力）＝－１の条件で疲労試験を行って疲労強度を測定し、引き続き、当該ＱＴ鋼線を４５０℃で窒化処理した後にＣ断面の深さ１／４から３／４まで硬度を１０ポイント以上測定して平均を出し、窒化処理前と同一の条件で疲労試験を行って疲労強度を測定し、下記表４に示した。
【0094】
【表4】
【0095】
表２～表４に示すとおり、本発明の合金組成及び製造条件を全て満たす発明例１及び２は、いずれも線材の引張強度が１，４００ＭＰａ以下を満足し、パーライト分率が６０％以上であり、（Ｍｏ、Ｖ）Ｃ析出物の個数が１０×１０μｍ２面積で１０個以上であり、ＱＴ熱処理以後の鋼線の強度が２，１００ＭＰａ以上あり、ＲＡが４０％以上であり、窒化処理後の疲労強度が全て１０％以上増加したことが確認できた。一方、比較例１は、Ｍｏの含量がＶに比べて過多であって、パーライト分率が４２％で冷却する時にパーライトが十分に形成されず、パーライト変態時間も１５０秒を超過し、引張強度が１，４００ＭＰａ以上であった。比較例２は、Ｖの含量が０．３％と過多に添加されて表面に粗大したＶＮが晶出され、ＯＴ鋼線のＲＡが３８％と低く、疲労強度が７１２ＭＰａで他の試験片に比べて非常に劣位したことを確認した。
【0096】
比較例３は、Ｍｏが過多に添加されてＣ断面全体が低温組織が形成されて線材の引張強度が１，４００ＭＰａより高く、ＲＡも３５％と劣位した。また、パーライトの変態時間が１５０秒を超過して生産性を確保することができなかった。
【0097】
比較例４は、Ｍｏ／Ｖ比は満足したが、Ｍｎ＋Ｃｒが１．８％を超過して比較例３のように低温組織が形成されて線材の引張強度が１，４００ＭＰａより高く、パーライト変態時間が１５０秒を超過して生産性を確保することができなかった。
【0098】
比較例５は、Ｖの含量が低いためＯＴ鋼線の疲労強度が７９３ＭＰａと劣位し、窒化処理後にも疲労強度が低下し、疲労特性が向上しなかった。
【0099】
本発明はこれに限定されず、当該技術分野において通常の知識を有した者であれば、次に記載する特許請求の範囲の概念と範囲を脱しない範囲内で多様に変更及び変形が可能であることを理解すべきである。
【産業上の利用可能性】
【0100】
本発明の一例によると、耐疲労特性と窒化処理特性が向上した高強度スプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法を提供することができる。
【国際調査報告】