JP4062612B2

JP4062612B2 - Steel wire for hard springs and hard springs with excellent fatigue strength and sag resistance

Info

Publication number: JP4062612B2
Application number: JP2003099516A
Authority: JP
Inventors: 澄恵須田; 信彦茨木; 直吉原; 茂次吉田; 浩司原田
Original assignee: SANCALL CORPORATION; Kobe Steel Ltd
Current assignee: SANCALL CORPORATION; Kobe Steel Ltd
Priority date: 2002-04-02
Filing date: 2003-04-02
Publication date: 2008-03-19
Anticipated expiration: 2023-04-02
Also published as: JP2004002994A

Description

【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、強い冷間引き抜き加工を施して使用されるばね（加工ばね）の素材として有用なばね用鋼線、およびこうしたばね用鋼線を使用したばねに関するものであり、殊に伸線ままで焼入れ焼戻し処理せずとも優れた疲労強度と耐へたり性を発揮するばねを得ることのできる硬引きばね用鋼線、およびこうした特性を発揮することのできる硬引きばねに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車等の軽量化や高出力化に伴い、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばねや懸架ばねにおいても高応力化が指向されている。また、ばねへの負荷応力の増大に伴い、疲労強度および耐へたり性に優れたばねが要求されている。
【０００３】
近年、弁ばねや懸架ばね等の大部分は、オイルテンパー線と呼ばれる焼入れ・焼戻しの施された鋼線を、常温でばね巻き加工して製造されているのが一般的である。
【０００４】
上記の様なオイルテンパー線では、焼戻しマルテンサイト組織であるので、高強度を得るのに都合が良く、また疲労強度や耐へたり性に優れるという利点があるものの、焼入れ・焼戻し等の熱処理に大掛かりな設備と処理コストを要するという欠点がある。
【０００５】
一方、負荷応力が比較的低く設計された一部のばねには、（フェライト＋パーライト）組織またはパーライト組織の炭素鋼を伸線加工して強度を高めた線材（「硬引き線」と呼ばれている）を、常温でばね巻き加工したものが使用されている。こうしたばねとして、ＪＩＳ規格にはピアノ線（ＪＩＳＧ３５２２）の中で、特に「弁ばねまたはこれに準ずるばね用」として、「ピアノ線ＳＷＰ−Ｖ種」を定めている（例えば、非特許文献１参照）。
【０００６】
上記の様な硬引き線によって製造されるばね（以下では、このばねを「硬引きばね」と呼ぶ）は、熱処理を必要としないので低コストになるという利点がある。しかしながら、こうした硬引き線で製造されたばねでは、疲労強度や耐へたり性が低いという欠点があり、近年要望の高まっている様な高応力ばねは実現できない。
【０００７】
低コストに製造できるという利点のある硬引きばねにおいて、より高応力化を図る技術も様々検討されており、こうした技術として、「オイルテンパー線と同等の特性を備えたピアノ線」を実現するという観点から、共析〜過共析鋼パーライトの伸線加工方法を工夫することによって、特定のセメンタイト形状を得る方法が提案されている（例えば、特許文献１参照）。しかしながらこうした方法においても、伸線方向を入れ替えるなど、工程の複雑化による製造コストの上昇は避けられない。
【０００８】
【非特許文献１】
「ＪＩＳハンドブック２鉄鋼II」、財団法人日本規格協会２００１年１月３１日発行、第７８９〜７９２頁
【特許文献１】
特開平１１−１９９９８１号公報特許請求の範囲等
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、オイルテンパー線を用いたばねと同等以上の疲労強度と耐へたり性を発揮する硬引きばねを製造する為のばね用鋼線、およびこの様な硬引きばねを提供することにある。
【００１０】
【課題を解決する為の手段】
上記の目的を達成し得た本発明の硬引きばね用鋼線とは、Ｃ：０．５〜０．７％、Ｓｉ：１．０〜１．９５％、Ｍｎ：０．５〜１．５％およびＣｒ：０．５〜１．５％を夫々含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、且つ円相当直径で０．１μｍ以上の炭化物が５個／１００μｍ²以下である点に要旨を有するものである。
【００１１】
このばね用鋼線においては、更に（ａ）Ｎｉ：０．０５〜０．５％、（ｂ）Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）等を含有させることも有効である。また、上記の様なばね用鋼線を用いて製造することによって、優れた疲労強度および耐へたり性を発揮することができる硬引きばねが得られる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、上記目的を達成することのできる硬引きばね用鋼線の実現を目指して様々な角度から検討した。その結果、鋼線の化学成分組成を厳密に規定すると共に、鋼線中の炭化物の形態を適切に制御すれば、疲労強度と耐へたり性が改善できるとの着想が得られた。即ち、パテンティング後に比較的大きな析出物（炭化物）が析出していると、伸線加工が思ったように得られないだけでなく、疲労強度と耐へたり性が低下することが判明したのである。具体的には、円相当直径で０．１μｍ以上の炭化物の個数を、断面視野１００μｍ²当たりで５個以下となるように制御すれば、疲労強度および耐へたり性が格段に向上できることを見出し、本発明を完成した。
【００１３】
ここで、本発明で対象とする炭化物は、析出物として存在する粒状のものを意味し、セメンタイト相は含まないものである。尚、上記「円相当直径」とは、炭化物の大きさに着目して、その面積が等しくなるように想定した円の直径を求めたものである。
【００１４】
本発明のばね用鋼線は、化学成分組成も適切に調整する必要があるが、その範囲限定理由は下記の通りである。
【００１５】
Ｃ：０．５〜０．７％
Ｃは、伸線材の引張強度を高め、疲労強度や耐へたり性を確保するために有用な元素であり、通常のピアノ線では０．８％前後含有されているが、本発明で目的としている様な高強度の伸線材においては、Ｃの含有量が０．７％を超えると加工の際に折れ易くなり、また表面疵や介在物からの亀裂を発生して疲労寿命が劣化するので、０．７％以下とした。しかしながら、Ｃ含有量が少なくなり過ぎると、高応力ばねとして必要な引張強さが確保できないばかりか、疲労強度および耐へたり性を劣化させるので、Ｃ含有量は０．５％以上とする必要がある。尚、Ｃ含有量の好ましい下限は０．６３％であり、好ましい上限は０．６８％である。
【００１６】
Ｓｉ：１．０〜１．９５％
Ｓｉは、製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、またフェライト中に固溶して焼戻し軟化抵抗を上げ、耐へたり性を向上させる効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉの含有量が１．９５％を超えて過剰になると、靭性や延性が悪くなるばかりでなく、表面の脱炭や疵等が増加して耐疲労性が悪くなる。尚、Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．２％程度であり、好ましい上限は１．６％程度である。
【００１７】
Ｍｎ：０．５〜１．５％
Ｍｎは製鋼時の脱酸に有効な元素であり、またパーライト組織を緻密且つ整然化させ、疲労特性の改善に貢献する元素である。こうした効果を発揮させる為には、Ｍｎは少なくとも０．５％含有させる必要がある。しかし、過剰に含有させると、熱間圧延時やパテンティング処理時にベイナイト等の過冷組織が生成し易くなり、伸線性を著しく悪化するので、１．５％以下とすべきである。尚、Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．６％程度であり、好ましい上限は１．０％程度である。
【００１８】
Ｃｒ：０．５〜１．５％
Ｃｒは、パーライトラメラ間隔を小さくして、圧延後または熱処理後の強度を上昇させ、耐へたり性を向上させるのに有用な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒ含有量は０．５％以上とする必要がある。しかしながら、Ｃｒ含有量が過剰になると、パテンティング中にベイナイト組織が生成し易くなり、また粗大な炭化物を析出し易くなり、疲労強度および耐へたり性が劣化するので、１．５％以下とする必要がある。尚、Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．７％程度であり、好ましい上限は１．０％程度である。
【００１９】
本発明のばね用鋼線材における基本的な化学成分組成は上記の通りであり、残部は実質的にＦｅからなるものであるが、必要により所定量のＮｉやＭｏを含有させることも有効である。これらを含有させるときの範囲限定理由は、下記の通りである。
【００２０】
Ｎｉ：０．０５〜０．５％
Ｎｉは焼入れ性を高めると共に靭性を高め、ばね加工時の折損トラブルを抑制すると共に疲労強度を向上させるのに有効な元素である。こうした効果を発揮させるためには、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とするのが好ましい。しかしながら、過剰に含有させると熱間圧延時やパテンティング時にベイナイト組織が生成し、伸線加工性を著しく悪化させるのでその上限は０．５％とするのが好ましい。
【００２１】
Ｍｏ：０．３％以下（０％を含まない）
Ｍｏは焼入れ性を確保すると共に軟化抵抗を向上させることによって耐へたり性を向上させるのに有効な元素である。こうした効果は、その含有量が多くなるにつれて大きくなるが、過剰に含有させるとパテンティングの処理時間が長くなり過ぎ、また延性も劣化するのでその上限は０．３％とするのが好ましい。
【００２２】
上記の各種成分以外にもばね用鋼の特性を阻害しない程度の微量成分を含み得るものであり、こうした鋼線材も本発明の範囲に含まれものである。上記微量成分としては不純物、特にＰ，Ｓ，Ａｓ，Ｓｂ，Ｓｎ等の不可避不純物が挙げられる。
【００２３】
本発明のばね用鋼線においては、上述の如く円相当直径で０．１μｍ以上の炭化物が１００μｍ²当たり５個以下とすることも重要な要件である。パテンティング後に観察される炭化物（Ｆｅ₃Ｃ等）のうち、比較的サイズの小さなものでは、析出硬化によって強度を上昇させることになる。しかしながら、大きなサイズの析出物が析出している場合には、マトリックス中の炭素がこの炭化物によって奪われ、その量が元々含まれているよりも少なくなる。パテンティング後の強度や伸線加工後の強度の上昇は炭素量によって影響される部分が大きく、マトリックス中のＣ量が少なくなると、パテンティング後や伸線後に思うほどの強度が得られず、疲労強度や耐へたり性が低下することが判明した。
【００２４】
そこで、本発明者らが、炭化物の形態が疲労強度や耐へたり性に与える影響について検討したところ、特にその大きさ（円相当直径）が０．１μｍ以上となるような大きな炭化物が、観察視野１００μｍ²当たり５個を超えて存在すると疲労強度と耐へたり性が極端に低下することが判明したのである。
【００２５】
本発明のばね用鋼線で炭化物を上記のような形態に制御するには、熱間圧延の加熱温度を１１００℃以上にして炭化物の溶け込みを促進すると共に、圧延後に炭化物の析出温度域である４００〜６００℃の温度範囲を５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度でできるだけ速やかに冷却することが有効である。但し、このときの冷却速度が速すぎるとベイナイトが生成して加工性が劣化するので、冷却速度は１０℃／ｓｅｃ以下とすることが好ましい。
【００２６】
また、パテンティング時には、その加熱温度を８８０〜９５０℃（好ましくは９００〜９４０℃程度）に制御することによって炭化物の析出を低減することができる。このときの加熱温度を９５０℃よりも高くすると、オーステナイト結晶粒度が粗大化し、靭性および延性が却って低下する他、焼入れ性が増大して過冷組織が生じることになる。また、未固溶の炭化物の溶け込みを促進するには、所定の加熱温度での保持時間を５０秒以上とすることが推奨される。
【００２７】
上記の様なばね用鋼線を用いて伸線加工およびばね巻き加工を施すことによって、希望する特性を発揮するばね（硬引きばね）が得られるのであるが、こうした効果をより有効に発揮させるためには、２回以上のショットピーニングを施すことが有効である。またその際には、ショットピーニング条件を適切に制御することによって、表面粗さＲｙ（最大高さ：ＪＩＳＢ０６０１）を１０μｍ以下にすることが好ましい。
【００２８】
弁ばねやそれに準ずる高応力ばねは、ショットピーニングによって表層に圧縮残留応力が付与された状態で使用されるのが通常である。このショットピーニングは、高硬度の硬球（ショット粒）を高速で被処理材表面に投射して圧縮の残留応力を付与し、表面亀裂の発生を抑え、疲労強度を向上させるのに有効な手段である。特に、高応力で使用されるような部品においては、２回以上のショットピーニングを行うことが有効である。
【００２９】
しかしながら、２回以上の高強度のショットピーニングを行うと、表面が変形して表面粗さが大きくなる場合がある。特に、硬引き線のような材料においては、最弱部のフェライトがより大きく変形し、表面粗度が大きくなることがある。表面粗度が大きいと、これを起点として疲労破壊が発生し易くなり、疲労強度が低下することになる。こうした事態を防止するためには、ショットピーニングを行った後の表面粗さＲｙが１０μｍ以下となるように抑えることが有効である。また、こうした表面粗さＲｙを達成するには、最終のショットピーニングを直径：０．３ｍｍ以下のショット粒による投射を行うようにすれば良い。
【００３０】
本発明の硬引きばねには、特に過酷な応力条件で使用されることが予想される場合には、その表面に窒化処理を施すことも有効である。こうした窒化処理を施すことによって、疲労強度を更に改善することができる。こうした窒化処理に関しては、オイルテンパー線によって製造された弁ばねについては従来からその処理が行なわれているが、硬引きばねについては、全く行われていなかった。これは、通常の硬引き線の化学成分では窒化処理を施しても効果があまり期待できないと考えられていたことや、窒化の際に伸線時に導入された歪が開放されて強度が極端に低下すると考えられていたこと等が原因である。
【００３１】
これに対して、本発明で規定する化学成分組成を有する線材を硬引きした後、窒化処理を施すと、疲労寿命が改善されることになる。こうした効果が発揮される理由は、次の様に考えることができた。即ち、本発明のばね用鋼線では、フェライトをＳｉ，Ｃｒ等の合金元素で強化することによって線材の強度がフェライト自身の強度に依存する状態になっているので、窒化によってフェライトの強度を高めることが疲労強度の直接的な改善に繋がるものと考えられる。
【００３２】
以下、本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３３】
【実施例】
下記表１に示す化学成分組成の鋼（Ａ〜Ｋ）を溶製し、熱間圧延して直径（線径）：８．０ｍｍの線材を作製した。このときの熱間圧延の条件は、加熱温度：１１５０℃、圧延後冷却速度：６．３℃／ｓｅｃとした。その後、皮削り、パテンティング処理および伸線処理を行って線径：３．１ｍｍの鋼線とした。このときのパテンティングは、下記表２に示した加熱温度でオーステナイト化した後、各鋼種に応じて５５０〜６５０℃の鉛浴中で恒温変態させた。また、パテンティング時の保持時間については、下記表２のＮｏ．２については、１３０秒、Ｎｏ．３については１００秒、それ以外については２４０秒として、炭化物量を調整した。
【００３４】
【表１】

【００３５】
得られた鋼線（伸線材）について、炭化物の大きさと個数を測定した。このときの測定は、鋼線の横断面でサンプリングし、走査型顕微鏡（ＳＥＭ）にてＤ／４の位置（Ｄは直径）を５０００倍の倍率で写真撮影し、得られた写真１００μｍ²中で円相当直径が０．１μｍ以上の炭化物の個数を測定した。また、伸線後の引張強度ＴＳについて測定した。
【００３６】
上記伸線材を常温にてばね成形し、歪取り焼鈍（４００℃×２０分）、座研磨、二段ショットピーニング、低温焼鈍（２３０℃×２０分）および冷間セッチングを行った。このとき、歪取り焼鈍後の引張強度ＴＳについて測定した。また、一部のもの（下記表２のＮｏ．３）については、ＮＨ₃８０％＋Ｎ₂２０％、４００℃×２時間の条件でガス窒化処理を施した。
【００３７】
得られた各ばねに５８８±４４１ＭＰａの負荷応力下で疲労試験を行ない、破断寿命を測定した。また、１２０℃、１０００ＭＰａの応力下で、４８時間締め付けた後、残留せん断歪を測定し、耐へたり性の指標（残留せん断歪が小さいほど耐へたり性は良好）とした。
【００３８】
これらの結果を、各製造条件（パテンティングの加熱温度）、鋼線の引張強度ＴＳ（伸線後および歪取り焼鈍後）、炭化物の個数、表面粗さＲｙ、窒化の有無等と共に下記表２に示す。また、これらの結果に基づき、炭化物個数と引張強度（伸線後）の関係を図１に、炭化物個数と残留せん断歪の関係を図２に、炭化物個数と疲労寿命の関係を図３に夫々示す。
【００３９】
【表２】

【００４０】
これらの結果から、次の様に考察できる。まず、Ｎｏ．１〜７、１４および１５のものは、本発明で規定する要件のいずれをも満足するものであり、疲労強度および耐へたり性のいずれも優れたものとなっている。特に、所定大きさの炭化物の個数を５個／１００μｍ²以下とすることによって優れた特性が発揮されていることが分かる。
【００４１】
これに対してＮｏ．８〜１２のものでは、本発明で規定する要件のいずれかを欠くものであり、いずれかの特性が劣化したものとなっている。即ち、Ｎｏ．８のものでは、化学成分組成はＮｏ．１〜４のものと同じものであるが、パテンティング時の加熱温度が低くなることによって炭化物の析出量が多くなっているので、伸線後に十分な強度が確保できず、疲労寿命が短く、且つ残留せん断歪も大きくなっている。
【００４２】
Ｎｏ．９のものは、ＪＩＳ−ＳＷＰ−Ｖ相当鋼（ピアノ線）であるが、Ｃ含有量が多くなっているので、介在物を起点とした早期折損が発生しており、疲労寿命が短くなっている。また、Ｓｉ含有量が少ないので焼戻し軟化抵抗が小さくなっており、しかもＣｒが含有されていないので残留せん断歪が大きくなっている。
【００４３】
Ｎｏ．１０のものは、Ｎｏ．９よりも更にＣ含有量が多いものであるが、Ｎｏ．９と同様に介在物を起点とした早期折損が発生しており、疲労寿命が更に短くなっている。また、Ｓｉ含有量が少ないので焼戻し軟化抵抗が小さくなっており、しかもＣｒが含有されていないので残留せん断歪が大きくなっている。
【００４４】
Ｎｏ．１１のものでは、Ｃ含有量が多くなっているので、介在物を起点とした早期折損が発生しており、疲労寿命が短くなっている。
【００４５】
Ｎｏ．１２のものは、Ｃ含有量が少ないものであり、パテンティング後の強度が低くなっており、伸線後に十分な強度が得られず、疲労寿命が短く且つ残留せん断歪も大きくなっている。
【００４６】
Ｎｏ．１３のものは、Ｃｒ含有量が多くなっているので、パテンティング時に炭化物が十分に固溶せず、伸線後に十分な強度が確保できず、疲労寿命が短く、また耐へたり性が非常に劣っている。
【００４７】
【発明の効果】
本発明は以上の様に構成されており、伸線ままでオイルテンパー線を用いたばねと同等以上の疲労強度および耐へたり性を発揮する硬引きばねを製造する為のばね用鋼線、およびこの様な硬引きばねが実現できた。
【図面の簡単な説明】
【図１】炭化物個数と引張強度（伸線後）の関係を示したグラフである。
【図２】炭化物個数と残留せん断歪の関係を示したグラフである。
【図３】炭化物個数と疲労寿命の関係を示したグラフである。[0001]
[Industrial application fields]
The present invention relates to a spring steel wire useful as a material for a spring (working spring) used by applying a strong cold drawing process, and a spring using such a spring steel wire. The present invention relates to a steel wire for a hard-spring spring that can obtain a spring that exhibits excellent fatigue strength and sag resistance without quenching and tempering treatment, and a hard-spring spring that can exhibit such characteristics.
[0002]
[Prior art]
With the reduction in weight and output of automobiles and the like, higher stresses are also being directed to valve springs and suspension springs used in engines and suspensions. Further, as the load stress on the spring increases, a spring having excellent fatigue strength and sag resistance is required.
[0003]
In recent years, most of valve springs, suspension springs, and the like are generally manufactured by subjecting a steel wire that has been quenched and tempered, called an oil tempered wire, to spring winding at room temperature.
[0004]
The oil tempered wire as described above has a tempered martensite structure, so it is convenient to obtain high strength and has the advantage of excellent fatigue strength and sag resistance, but it can be used for heat treatment such as quenching and tempering. There is a drawback that it requires large equipment and processing costs.
[0005]
On the other hand, some springs designed to have a relatively low applied stress have a wire material (called “hard-drawn wire”) that has been strengthened by drawing carbon steel with a (ferrite + pearlite) or pearlite structure. ) Is spring-rolled at room temperature. As such a spring, in the JIS standard, “Piano Wire SWP-V Type” is defined as “for a valve spring or a spring equivalent thereto” in the piano wire (JIS G3522) (for example, Non-Patent Document 1). reference).
[0006]
A spring manufactured by the above-described hard drawing wire (hereinafter, this spring is referred to as “hard drawing spring”) has an advantage of low cost because it does not require heat treatment. However, a spring manufactured with such a hard-drawn wire has a drawback of low fatigue strength and sag resistance, and a high-stress spring that has recently been increasing in demand cannot be realized.
[0007]
Various technologies for increasing the stress of hard pull springs that have the advantage of being able to be manufactured at a low cost have been studied, and as such a technology, "piano wire with characteristics equivalent to oil temper wires" is realized. From the viewpoint, a method of obtaining a specific cementite shape by devising a wire drawing method of eutectoid to hypereutectoid steel pearlite has been proposed (for example, see Patent Document 1). However, even in such a method, an increase in manufacturing cost due to complication of processes, such as changing the drawing direction, is unavoidable.
[0008]
[Non-Patent Document 1]
"JIS Handbook 2 Steel II", Japan Standards Association, January 31, 2001, pp. 789-792 [Patent Document 1]
[Patent Document 1] Japanese Patent Laid-Open No. 11-199981 Claims etc.
[Problems to be solved by the invention]
The present invention has been made under such circumstances, and the object thereof is spring steel for producing a hard spring that exhibits fatigue strength and sag resistance equivalent to or better than a spring using an oil tempered wire. It is to provide a wire and such a hard spring.
[0010]
[Means for solving the problems]
The steel wire for a tension spring according to the present invention that can achieve the above-mentioned object is: C: 0.5 to 0.7%, Si: 1.0 to 1.95%, Mn: 0.5 to 1. 5% and Cr: 0.5 to 1.5%, respectively, the balance being Fe and inevitable impurities, and the equivalent circle diameter of 0.1 μm or more carbide is 5/100 μm ² or less It is what has.
[0011]
In this spring steel wire, it is also effective to further contain (a) Ni: 0.05 to 0.5%, (b) Mo: 0.3% or less (not including 0%), and the like. In addition, by using the spring steel wire as described above, it is possible to obtain a hard spring that can exhibit excellent fatigue strength and sag resistance.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
The present inventors have studied from various angles with the aim of realizing a steel wire for a pulling spring that can achieve the above object. As a result, the idea has been obtained that fatigue strength and sag resistance can be improved if the chemical composition of the steel wire is strictly defined and the form of carbides in the steel wire is appropriately controlled. That is, it has been found that if a relatively large precipitate (carbide) is deposited after patenting, not only wire drawing is not obtained as expected, but also fatigue strength and sag resistance decrease. is there. Specifically, it has been found that fatigue strength and sag resistance can be remarkably improved by controlling the number of carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more to 5 or less per 100 μm ² cross-sectional field of view. The present invention has been completed.
[0013]
Here, the carbide | carbonized_material made into object by this invention means the granular thing which exists as a precipitate, and does not contain a cementite phase. The “equivalent circle diameter” refers to the diameter of a circle that is assumed to have the same area, focusing on the size of the carbide.
[0014]
In the spring steel wire of the present invention, the chemical component composition needs to be appropriately adjusted. The reason for limiting the range is as follows.
[0015]
C: 0.5 to 0.7%
C is an element useful for increasing the tensile strength of the wire drawing material and ensuring fatigue strength and sag resistance, and is contained in an ordinary piano wire at around 0.8%. In such a high strength wire drawing material, if the C content exceeds 0.7%, it tends to be broken during processing, and cracks from surface flaws and inclusions occur and the fatigue life deteriorates. 0.7% or less. However, if the C content is too low, not only the tensile strength necessary for a high stress spring can be secured, but the fatigue strength and sag resistance are deteriorated, so the C content needs to be 0.5% or more. There is. In addition, the preferable minimum of C content is 0.63%, and a preferable upper limit is 0.68%.
[0016]
Si: 1.0-1.95%
Si is an element necessary as a deoxidizer during steelmaking, and also exhibits an effect of improving sag resistance by solid solution in ferrite to increase temper softening resistance. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 1.0% or more. However, when the Si content exceeds 1.95% and excessive, not only toughness and ductility are deteriorated, but also surface decarburization, flaws, etc. are increased and fatigue resistance is deteriorated. In addition, the preferable minimum of Si content is about 1.2%, and a preferable upper limit is about 1.6%.
[0017]
Mn: 0.5 to 1.5%
Mn is an element effective for deoxidation at the time of steelmaking, and is an element that contributes to improving fatigue characteristics by making the pearlite structure dense and orderly. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain Mn at least 0.5%. However, if it is contained excessively, an overcooled structure such as bainite is easily generated during hot rolling or patenting treatment, and the wire drawing property is remarkably deteriorated, so it should be 1.5% or less. In addition, the minimum with preferable Mn content is about 0.6%, and a preferable upper limit is about 1.0%.
[0018]
Cr: 0.5 to 1.5%
Cr is an element useful for reducing the pearlite lamella spacing, increasing the strength after rolling or heat treatment, and improving sag resistance. In order to exert such effects, the Cr content needs to be 0.5% or more. However, if the Cr content is excessive, a bainite structure is likely to be generated during patenting, and coarse carbides are likely to be precipitated, resulting in deterioration of fatigue strength and sag resistance. There is a need to. In addition, the preferable minimum of Cr content is about 0.7%, and a preferable upper limit is about 1.0%.
[0019]
The basic chemical composition of the spring steel wire rod of the present invention is as described above, and the balance is substantially made of Fe, but it is also effective to contain a predetermined amount of Ni or Mo if necessary. . The reasons for limiting the range when these are contained are as follows.
[0020]
Ni: 0.05-0.5%
Ni is an element effective for enhancing hardenability and toughness, suppressing breakage trouble during spring processing, and improving fatigue strength. In order to exhibit such an effect, the Ni content is preferably 0.05% or more. However, if it is contained excessively, a bainite structure is generated during hot rolling or patenting, and wire drawing workability is remarkably deteriorated. Therefore, the upper limit is preferably set to 0.5%.
[0021]
Mo: 0.3% or less (excluding 0%)
Mo is an element effective for improving the sag resistance by securing the hardenability and improving the softening resistance. Such an effect increases as the content increases, but if it is excessively contained, the patenting processing time becomes too long and the ductility deteriorates, so the upper limit is preferably made 0.3%.
[0022]
In addition to the various components described above, trace components that do not impair the properties of the spring steel can be included, and such steel wires are also included in the scope of the present invention. Examples of the trace component include impurities, particularly inevitable impurities such as P, S, As, Sb, and Sn.
[0023]
In the spring steel wire of the present invention, as described above, it is also an important requirement that the number of carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more is 5 or less per 100 μm ² . Among carbides (Fe ₃ C, etc.) observed after patenting, those having a relatively small size increase the strength by precipitation hardening. However, when large size precipitates are deposited, the carbon in the matrix is deprived by the carbides and the amount is less than originally contained. The increase in strength after patenting and wire drawing is greatly affected by the amount of carbon, and if the amount of C in the matrix decreases, the desired strength after patenting or after wire drawing cannot be obtained. It was found that fatigue strength and sag resistance decreased.
[0024]
Therefore, the present inventors examined the influence of the form of carbide on fatigue strength and sag resistance. Particularly, a large carbide having a size (equivalent circle diameter) of 0.1 μm or more was observed. It has been found that if the number exceeds 5 per 100 μm ² , the fatigue strength and sag resistance are extremely lowered.
[0025]
In order to control the carbide in the form as described above with the spring steel wire of the present invention, the heating temperature of the hot rolling is set to 1100 ° C. or more to promote the penetration of the carbide, and the carbide precipitation temperature range after the rolling. It is effective to cool the temperature range of 400 to 600 ° C. as quickly as possible at a cooling rate of 5 ° C./sec or more. However, if the cooling rate at this time is too high, bainite is generated and the workability deteriorates, so the cooling rate is preferably 10 ° C./sec or less.
[0026]
Further, at the time of patenting, the precipitation of carbides can be reduced by controlling the heating temperature to 880 to 950 ° C. (preferably about 900 to 940 ° C.). When the heating temperature at this time is higher than 950 ° C., the austenite crystal grain size becomes coarse, and the toughness and ductility are reduced instead, and the hardenability is increased and a supercooled structure is generated. Moreover, in order to promote the penetration of undissolved carbides, it is recommended that the holding time at a predetermined heating temperature be 50 seconds or more.
[0027]
By performing wire drawing and spring winding using the spring steel wire as described above, a spring (hard drawing spring) that exhibits the desired characteristics can be obtained, but these effects can be exhibited more effectively. For this purpose, it is effective to perform shot peening twice or more. In that case, the surface roughness Ry (maximum height: JIS B 0601) is preferably 10 μm or less by appropriately controlling the shot peening conditions.
[0028]
A valve spring or a high-stress spring equivalent thereto is usually used in a state where a compressive residual stress is applied to the surface layer by shot peening. This shot peening is an effective means for projecting high-hardness hard spheres (shot grains) onto the surface of the material to be processed at high speed to give compressive residual stress, to suppress the occurrence of surface cracks, and to improve fatigue strength. is there. In particular, it is effective to perform shot peening twice or more in a part used at high stress.
[0029]
However, when high-intensity shot peening is performed twice or more, the surface may be deformed to increase the surface roughness. In particular, in materials such as hard-drawn wires, the weakest ferrite part may be deformed more and the surface roughness may be increased. If the surface roughness is large, fatigue failure tends to occur starting from this, and the fatigue strength decreases. In order to prevent such a situation, it is effective to suppress the surface roughness Ry after shot peening to 10 μm or less. In order to achieve such a surface roughness Ry, the final shot peening may be performed by projecting with shot grains having a diameter of 0.3 mm or less.
[0030]
It is also effective to perform nitriding treatment on the surface of the hard spring of the present invention when it is expected to be used under severe stress conditions. By performing such nitriding treatment, the fatigue strength can be further improved. Regarding such nitriding treatment, the valve spring manufactured by the oil tempered wire has been conventionally treated, but the hard pulling spring has not been performed at all. This is because it was thought that the effect of nitriding treatment could not be expected with the chemical component of normal hard-drawn wire, and the strain introduced during wire drawing was released during nitriding, resulting in extremely high strength. The cause is that it was thought to decrease.
[0031]
On the other hand, if the wire having the chemical component composition defined in the present invention is hardened and then subjected to nitriding, the fatigue life is improved. The reason why such an effect is exhibited could be considered as follows. That is, in the spring steel wire of the present invention, the strength of the wire depends on the strength of the ferrite itself by strengthening the ferrite with an alloy element such as Si, Cr, etc. Therefore, the strength of the ferrite is increased by nitriding. This is thought to lead to a direct improvement in fatigue strength.
[0032]
Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples. However, the following examples are not intended to limit the present invention, and any design changes in accordance with the gist of the preceding and following descriptions are technical aspects of the present invention. It is included in the range.
[0033]
【Example】
Steels (A to K) having the chemical composition shown in Table 1 were melted and hot-rolled to prepare a wire having a diameter (wire diameter): 8.0 mm. The hot rolling conditions at this time were a heating temperature of 1150 ° C. and a cooling rate after rolling of 6.3 ° C./sec. After that, skinning, patenting treatment and wire drawing treatment were performed to obtain a steel wire having a wire diameter of 3.1 mm. The patenting at this time was austenitized at the heating temperature shown in Table 2 below, and then was isothermally transformed in a 550 to 650 ° C. lead bath according to each steel type. Regarding the retention time during patenting, No. in Table 2 below. For No. 2, 130 seconds, no. The amount of carbide was adjusted to 100 seconds for 3 and 240 seconds for others.
[0034]
[Table 1]

[0035]
About the obtained steel wire (drawn wire), the size and number of carbides were measured. Measurement of this time, sampling at the cross-section of a steel wire, a scanning electron microscope (SEM) at a position of D / 4 (D is the diameter) were photographed at a magnification of 5,000, resulting in the photograph 100 [mu] m ² The number of carbides having an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more was measured. Further, the tensile strength TS after wire drawing was measured.
[0036]
The wire drawing material was spring-formed at room temperature, and subjected to strain relief annealing (400 ° C. × 20 minutes), seat polishing, two-stage shot peening, low temperature annealing (230 ° C. × 20 minutes), and cold setting. At this time, the tensile strength TS after strain relief annealing was measured. In addition, some of the samples (No. 3 in Table 2 below) were subjected to gas nitriding treatment under the conditions of NH ₃ 80% + N ₂ 20%, 400 ° C. × 2 hours.
[0037]
Each spring obtained was subjected to a fatigue test under a load stress of 588 ± 441 MPa, and the fracture life was measured. Further, after clamping for 48 hours under a stress of 120 ° C. and 1000 MPa, the residual shear strain was measured and used as an index of sag resistance (the smaller the residual shear strain, the better the sag resistance).
[0038]
These results are shown in the following Table 2 together with manufacturing conditions (patenting heating temperature), steel wire tensile strength TS (after drawing and after strain relief annealing), the number of carbides, surface roughness Ry, presence / absence of nitriding, and the like. Shown in Based on these results, the relationship between the number of carbides and tensile strength (after wire drawing) is shown in FIG. 1, the relationship between the number of carbides and residual shear strain is shown in FIG. 2, and the relationship between the number of carbides and fatigue life is shown in FIG. Show.
[0039]
[Table 2]

[0040]
From these results, it can be considered as follows. First, no. Nos. 1 to 7, 14 and 15 satisfy all of the requirements defined in the present invention, and are excellent in both fatigue strength and sag resistance. In particular, it can be seen that excellent characteristics are exhibited by setting the number of carbides of a predetermined size to 5/100 μm ² or less.
[0041]
In contrast, no. 8 to 12 lack any of the requirements defined in the present invention, and any of the characteristics is deteriorated. That is, no. In the case of No. 8, the chemical composition was No. It is the same as 1-4, but because the precipitation amount of carbide is increased by lowering the heating temperature at the time of patenting, sufficient strength cannot be secured after wire drawing, the fatigue life is short, In addition, the residual shear strain is increased.
[0042]
No. No. 9 is JIS-SWP-V equivalent steel (piano wire), but since the C content is increased, early breakage has occurred starting from inclusions and the fatigue life is shortened. Yes. Further, since the Si content is small, the temper softening resistance is small, and since the Cr is not contained, the residual shear strain is large.
[0043]
No. No. 10 is No. 10. Although the C content is higher than that of No. 9, no. Similar to 9, the early breakage starting from the inclusions occurs, and the fatigue life is further shortened. Further, since the Si content is small, the temper softening resistance is small, and since the Cr is not contained, the residual shear strain is large.
[0044]
No. In the case of No. 11, since the C content is increased, premature breakage occurs starting from inclusions, and the fatigue life is shortened.
[0045]
No. No. 12 has a low C content, has a low strength after patenting, cannot obtain a sufficient strength after wire drawing, has a short fatigue life, and has a large residual shear strain.
[0046]
No. No. 13 has a high Cr content, so the carbide does not dissolve sufficiently at the time of patenting, sufficient strength cannot be secured after wire drawing, fatigue life is short, and sag resistance is very high. It is inferior to.
[0047]
【The invention's effect】
The present invention is configured as described above, and a spring steel wire for producing a hard pulling spring that exhibits fatigue strength and sag resistance equivalent to or better than a spring using an oil tempered wire while being drawn, and Such a hard tension spring could be realized.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the number of carbides and tensile strength (after wire drawing).
FIG. 2 is a graph showing the relationship between the number of carbides and residual shear strain.
FIG. 3 is a graph showing the relationship between the number of carbides and the fatigue life.

Claims

C: 0.5 to 0.7% (meaning of mass%, the same applies hereinafter), Si: 1.0 to 1.95%, Mn: 0.5 to 1.5%, and Cr: 0.5 to 1. Excellent fatigue strength and sag resistance, characterized by containing 5% each, the balance being Fe and inevitable impurities, and the number of carbides with an equivalent circle diameter of 0.1 μm or more being 5/100 μm ² or less Steel wire for hard tension spring.

Furthermore, Ni: 0.05-0.5% is contained, The steel wire for the draw springs of Claim 1 characterized by the above-mentioned.

Furthermore, Mo: 0.3% or less (0% is not included) The steel wire for a hard-spring spring of Claim 1 or 2 which contains.

The hard-spring spring which is manufactured using the steel wire for springs in any one of Claims 1-3.