CN104919071B - 疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧 - Google Patents

疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧 Download PDF

Info

Publication number
CN104919071B
CN104919071B CN201480004560.2A CN201480004560A CN104919071B CN 104919071 B CN104919071 B CN 104919071B CN 201480004560 A CN201480004560 A CN 201480004560A CN 104919071 B CN104919071 B CN 104919071B
Authority
CN
China
Prior art keywords
sio
mno
cao
field trash
less
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201480004560.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104919071A (zh
Inventor
杉村朋子
酒井宏明
吉田康将
田井启文
太田裕己
斧田博之
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.)
Kobe Steel Ltd
Original Assignee
Kobe Steel Ltd
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=51209621&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN104919071(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of CN104919071A publication Critical patent/CN104919071A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104919071B publication Critical patent/CN104919071B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/021—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant characterised by their composition, e.g. comprising materials providing for particular spring properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21C—PROCESSING OF PIG-IRON, e.g. REFINING, MANUFACTURE OF WROUGHT-IRON OR STEEL; TREATMENT IN MOLTEN STATE OF FERROUS ALLOYS
    • C21C7/00—Treating molten ferrous alloys, e.g. steel, not covered by groups C21C1/00 - C21C5/00
    • C21C7/04—Removing impurities by adding a treating agent
    • C21C7/06—Deoxidising, e.g. killing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Springs (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明的Si镇静钢线材包含规定的化学成分，在包含按个数计80％以上是规定的CaO‑Al2O3‑SiO2系夹杂物的Si镇静钢中，满足下述(3A)的MnO‑Al2O3‑SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(3B)。(3A)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO+Al2O3+SiO2≥80％、MnO＞CaO(3B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO：10～70％、Al2O3：3～50％、SiO2：20～75％。

Description

疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧
技术领域
本发明涉及疲劳特性优异的Si镇静钢线材以及由该Si镇静钢线材得到的弹簧。本发明的Si镇静钢线材作为要求高疲劳特性的加工品，例如，用于汽车的发动机、悬架等的阀弹簧、离合器弹簧、制动器弹簧、悬架弹簧等弹簧类；钢帘线等钢线类等的原材是有用的，特别是作为弹簧用钢是极其有用的。
背景技术
随着汽车等的轻量化、高输出功率化的要求提高，对于阀弹簧、悬架弹簧等弹簧类日益要求高疲劳特性，对于成为其原材的弹簧用钢，也要求疲劳特性的进一步提高。尤其对于阀弹簧用钢而言，疲劳特性提高的要求非常强烈。
对于要求高疲劳强度的弹簧用钢而言，需要极力减少存在于钢线材中成为破坏起点的非金属夹杂物，提出了各种各样的通过适当控制该非金属夹杂物的组成，从而减少非金属夹杂物造成的断线、疲劳折损的发生的技术。
由于Al2O3系夹杂物对疲劳特性是有害的，因而提出了利用使用Si进行脱氧的所谓“Si镇静钢”来提高疲劳特性的技术。
例如非专利文献1中记载，在阀弹簧用钢中，通过将夹杂物的组成控制为CaO-Al2O3-SiO2系、MnO-Al2O3-SiO2系的非晶质稳定组成从而热加工时的变形得到促进，不会成为疲劳破坏的起点而疲劳特性提高。
另外，专利文献1中记载有如下技术：以20ppm以下的范围添加Ca、Mg、La+Ce中的至少一种，另外，关于非金属夹杂物的平均组成，使Al2O3-SiO2-MnO系中含有MgO或CaO中的至少一种。
另外，专利文献2和专利文献3中公开了一种适当地控制了长度(l)与宽度(d)之比(l/d)为5以下的非金属夹杂物的平均组成的高清洁度钢。其中，专利文献2中公开了如下技术：通过设成在规定量的SiO2和MnO中包含CaO和MgO中的至少一种的夹杂物组成从而减少有害的夹杂物，并且通过将夹杂物低熔点化从而减小热轧时的夹杂物截面积(细长地拉伸)。另外，专利文献3中公开了如下技术：通过设成使CaO、MgO、Al2O3与一定范围的SiO2共存的夹杂物组成从而将夹杂物低熔点化，减小热轧时的夹杂物截面积，并且进一步在冷加工时将其破坏。
另一方面，专利文献4～7是本发明申请人提出的。其中，专利文献4中记载了如下技术：以将氧化物控制为低熔点组成，进一步抑制目前几乎没有当作问题的以碳化物系、氮化物系和碳氮化物的析出物为起点的疲劳破坏的发生为目的，特别规定了这些析出物的大小。专利文献5中记载了如下技术，对于由于硬质而在轧制时难以变形、且在最终制品中残存而可能成为折损的原因的SiO2，通过控制为理论上不生成SiO2的组成，无论轧制条件都能够格外地抑制SiO2的生成。专利文献6对受到热轧后的夹杂物的形态进行了研究，记载了如下技术：通过使上述夹杂物中存在大量细微的结晶，从而轧制时的夹杂物的分裂得到促进，在热轧时使夹杂物比以往更小型化。另外，专利文献7中记载了如下技术：通过形成在SiO2、Al2O3、CaO、MgO系夹杂物中进一步积极地含有适量的LiO2、K2O中的1种以上的氧化物系夹杂物，从而确保高延展性，飞跃性地改善疲劳特性和拉丝加工性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特公平7-6037号公报
专利文献2：日本国特公平6-74484号公报
专利文献3：日本国特公平6-74485号公报
专利文献4：日本国专利2898472号公报
专利文献5：日本国专利4134204号公报
专利文献6：日本国专利4347786号公报
专利文献7：日本国专利4423050号公报
非专利文献
非专利文献1：三村毅、182·183次西山纪念讲座“夹杂物控制与高清洁度钢制造技术”，日本铁钢协会编，东京，2004年，p125
发明内容
发明要解决的课题
如上所述，在阀弹簧等弹簧类、以钢帘线等为代表的极细钢线等领域中，对于疲劳特性提高的要求特性正日益提高，在Si镇静钢线材中，也要求疲劳特性的进一步改善。
本发明鉴于上述情形而完成，其目的在于提供疲劳特性更加优异的Si镇静钢线材以及弹簧。
用于解决课题的手段
能够解决上述课题的本发明的Si镇静钢线材的主旨在于，含有C：1.2％以下(不包括0％、“％”只要没有特别说明，则表示质量％。以下同样)、Si：0.2～3％、Mn：0.1～2％，余量：铁以及不可避免的杂质，
Si镇静钢中包含氧化物系夹杂物，在钢线材中存在的氧化物系夹杂物中，按个数计80％以上是满足下述(1A)及(1B)的组成的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，
(1A)CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO≥85％
(1B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MgO+MnO≤15％、CaO＞MnO
所述CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(2)，
(2)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，CaO：10～60％、Al2O3：3～40％、SiO2：30％以上且少于85％
并且，
满足下述(3A)的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(3B)。
(3A)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO+Al2O3+SiO2≥80％、MnO＞CaO
(3B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO：10～70％、Al2O3：3～50％、SiO2：20～75％
上述钢中成分还可以进一步含有Cr：3％以下(不包括0％)。
上述钢中成分还可以进一步含有Ni：0.5％以下(不包括0％)。
上述钢中成分还可以进一步含有V：0.5％以下(不包括0％)。
上述钢中成分还可以进一步含有Ti：0.1％以下(不包括0％)。
上述钢中成分还可以进一步含有选自Zr：0.1％以下(不包括0％)、Cu：0.7％以下(不包括0％)、Nb：0.5％以下(不包括0％)、Mo：0.5％以下(不包括0％)、Co：0.5％以下(不包括0％)、W：0.5％以下(不包括0％)、B：0.005％以下(不包括0％)、碱金属：0.002％以下(不包括0％)、REM：0.01％以下(不包括0％)、Ba：0.01％以下(不包括0％)、Sr：0.01％以下(不包括0％)中的1种以上。
本发明还包含由上述任一项所述的Si镇静钢线材得到的弹簧。
发明效果
本发明中，基于在熔钢中稀少地残留的MnO-SiO2系、MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物会成为破坏起点的想法，而将这些夹杂物预先控制为比较无害的组成，因此得到了更高的疲劳特性。
具体实施方式
本发明的特征部分在于，在大部分氧化物系夹杂物被控制为CaO-Al2O3-SiO2系的适当组成的Si镇静钢线材中，对于脱氧工序的初期生成的MnO-SiO2系夹杂物，也按照成为适合疲劳特性提高的组成的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的方式进行控制。根据本发明，不仅将作为脱氧生成物的MnO-SiO2系或MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物控制为以往那样的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，在之前的阶段，还控制为热加工时容易被拉伸的组成的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物，因此，即使在残留不能控制为CaO-Al2O3-SiO2的夹杂物时，疲劳特性的降低也得到抑制。其结果是，能够得到更加优异的Si镇静钢线材(参照后述的实施例)。
以下，对达到本发明的经过进行说明。
包括前述的专利文献，在以往提出了如下方法：通过将作为脱氧生成物的MnO-SiO2系和MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物控制为CaO-Al2O3-SiO2、CaO-MgO-Al2O3-SiO2等适当的组成；进一步更严格地控制上述夹杂物、或控制为更适当的组成、形态；进一步添加具有更适当的特性的成分等，从而促进上述夹杂物的拉伸，提供疲劳特性优异的弹簧用钢。
目前为止本发明人等提出了很多疲劳特性改善技术，但本发明着眼于以前没有留意过的控制为CaO-Al2O3-SiO2之前的脱氧生成物(MnO-SiO2系和MnO-Al2O3-SiO2系)的组成控制。
疲劳破坏以钢材中最弱的部分为起点而发生，因此，即使极其稀少但若存在有害的夹杂物则疲劳特性显著下降。因此，不能完全控制为CaO-Al2O3-SiO2系而残留MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物时，若它们是有害的组成，则有时会成为破坏起点。
本发明鉴于这样的情形经过研究而完成，其技术意义在于，通过不仅将作为脱氧生成物生成的MnO-SiO2系夹杂物或MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物控制为CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，而且预先控制为在热加工时容易拉伸而细微化的组成，从而进一步减小成为破坏起点的夹杂物在钢中残留的可能性，实现疲劳特性的进一步提高。
即，本发明是设想在将脱氧生成物(MnO-SiO2系夹杂物、MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物)控制为CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物来改善疲劳特性的技术中，MnO-SiO2系或MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物残留的情况而开发的技术。因此，本发明能够适用于存在上述夹杂物残留的可能性的全部情形，而不适用于上述夹杂物不残留而在钢材中完全不含上述夹杂物的情形。另外，MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物残留时，其个数远远少于CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，大约为CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的3％以下。
如本发明，为了得到不仅CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物而且MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成也得到适当控制的钢线材，例如，确保直到在热加工时难以拉伸的有害的MnO-SiO2系夹杂物等全部变成在热加工时容易拉伸而细微化的组成的MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物为止的时间的方法是有效的。具体来说，例如可以举出如后述的实施例所示，充分确保在入Mn、Si等合金成分后，直到使用含有CaO的炉渣的炉渣精炼开始为止的时间(直到变成容易拉伸而细微化的组成的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物为止的保持时间)的方法。然后，通过使用含有CaO的炉渣的炉渣精炼，能够得到对疲劳特性提高有用的组成的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，即使在未控制为CaO-Al2O3-SiO2系而残留的夹杂物存在的情况下，残留的夹杂物也在热轧时容易拉伸而变成有害度较低的物质，能够得到疲劳特性更优异的Si镇静钢线材。
以下，对构成本发明的Si镇静钢线材的各夹杂物进行详细说明。
本说明书中，氧化物系夹杂物是指该夹杂物中所含S和N的浓度分别为2％以下的夹杂物。另外，在算出构成上述各夹杂物的氧化物的各含量[以下详述的(1B)、(2)、(3A)、(3B)]、或者2种或3种氧化物的总量[以下详述的(1B)、(3A)]时，在任一情况下，均是指以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时的数值。
与此相对，在算出定义CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的(1A)的含有率时，该含有率是指相对于除了夹杂物中存在的上述5种氧化物(CaO、Al2O3、SiO2、MgO、MnO)之外，还包含不可避免地存在的TiO2等其它氧化物种类的全部氧化物质量的比率。
另外，本说明书中，“钢线材”不仅包括热轧后的钢线材，还包括其后实施拉丝(冷拔)的钢线。即，热轧后实施拉丝的钢线，满足本发明的上述必要条件的钢线材也包含于本发明的钢线材。
首先，对赋予本发明特征的氧化物系夹杂物进行说明。
对于本发明的Si镇静钢线材而言，在钢线材中，满足(1A)及(1B)的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物按个数计存在80％以上，该CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足(2)的必要条件，并且满足(3A)的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足(3B)。
详细而言，本发明的Si镇静钢线材为了适于疲劳特性提高，以首先适当控制CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物为前提。而且，本发明的特征在于，在该前提下，满足(3A)的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成按照满足(3B)的必要条件的方式构成。
[关于CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物]
本发明中，用后述的方法测定钢线材中存在的氧化物系夹杂物，对测定区域中的全部氧化物系夹杂物的个数进行测定时，以按个数计80％以上(个数比例)是满足下述(1A)及(1B)的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物，且该CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(2)为前提。
(1A)CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO≥85％
(1B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MgO+MnO≤15％、CaO＞MnO
(2)以[CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO]为100％标准化时，CaO：10～60％、Al2O3：3～40％、SiO2：30％以上且少于85％
已知通过设为这样的组成从而疲劳特性提高，以下，对各必要条件进行说明。
首先，对上述(1A)进行说明。上述(1A)的左边：CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO是指相对于除了夹杂物中存在的上述5种氧化物(CaO等)之外，还包含不可避免地存在的TiO2等其它氧化物种类的全部氧化物质量的含有率。
并且上述(1B)中，将以[CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO]为100％标准化时的[MgO+MnO]的含有率设为15％以下。需要说明的是，上述(1B)中规定“CaO＞MnO”是为了与后述的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物明确区分。
上述(1A)及(1B)中定义的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物是在钢线材的测定区域中存在的全部氧化物中，按个数计(个数比例)占80％以上的夹杂物。
并且，满足上述的必要条件的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(2)的必要条件。由此，成为适于疲劳特性提高的组成的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物。需要说明的是，此处所说的“平均组成”不是指各个夹杂物的组成，而是CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物(满足上述(1A)及(1B)的夹杂物)全体的平均值。
(2)以[CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO]为100％标准化时，CaO：10～60％、Al2O3～40％、SiO2：30％以上且少于85％
(2-1)CaO：10～60％
CaO是在使氧化物系夹杂物在钢线材的热轧工序中成为容易细微化的软质的夹杂物的方面所必需的成分。CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的CaO含量若不足，则变成高SiO2系、SiO2·Al2O3系的硬质夹杂物而在热轧工序中难以细微化，成为使疲劳特性、拉丝加工性劣化的重大原因。因此，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的CaO含量至少为10％以上，优选为20％以上，更优选为25％以上。但是，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的CaO含量若过多，则该夹杂物的热变形能力降低，并且产生硬质的高CaO系夹杂物生成而成为破坏的起点的风险，因此将CaO含量的上限设为60％以下。优选为55％以下，更优选为50％以下。
(2-2)Al2O3：3～40％
Al2O3是对使氧化物系夹杂物成为更低熔点且软质的夹杂物有用的成分。为了有效地发挥上述作用，将CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的Al2O3含量设为3％以上。优选为5％以上，更优选为15％以上。但是，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的Al2O3含量若过多，则变成硬质且难以细微化的氧化铝系夹杂物，还是变成在热轧工序中难以细微化的夹杂物而成为破坏和折损的起点，因此将其上限设为40％以下。优选为35％以下，更优选为30％以下。
(2-3)SiO2：30％以上且少于85％
SiO2是在使低熔点且软质的氧化物系夹杂物与上述的CaO和Al2O3一起生成的方面所必需的成分。CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的SiO2含量少于30％时，该夹杂物变成以CaO、Al2O3为主体的硬质的夹杂物，而成为破坏的起点，因此将其下限设为30％以上。优选为35％以上，更优选为40％以上。但是，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的SiO2含量若过多，则氧化物系夹杂物变成以SiO2为主体的高熔点且硬质的夹杂物，成为断线、破坏的起点的可能性升高。这样的倾向在SiO2含量变成85％以上时极其显著表现出来，因此CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物中的SiO2含量设为少于85％。优选为70％以下，更优选为65％以下。
[关于MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物]
接着，对赋予本发明特征的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物进行说明。如前所述，MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物是在用Mn、Si等将熔钢脱氧时生成的夹杂物(在脱氧工序的初期生成的夹杂物)，以往，把焦点放在了将这些控制为CaO-Al2O3-SiO2系，因此几乎没有之前的关于MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成的研究。结果是认为控制为CaO-Al2O3-SiO2系即可。与此相对，本发明中通过适当的熔钢处理，在控制为CaO-Al2O3-SiO2系之前的阶段，还适当控制MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成，因此其结果是，热轧中难以拉伸的夹杂物的存在概率变得更低，疲劳特性格外提高(参照后述的实施例)。
详细而言，本说明书中的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物是下述(3A)中定义的夹杂物，但在本发明中，该MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(3B)的必要条件。在此，(3A)中的“MnO＞CaO”是为了与前述的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物区分而规定的。
(3A)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO+Al2O3+SiO2≥80％、MnO＞CaO
(3B)MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均组成以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO：10～70％、Al2O3：3～50％、SiO2：20～75％
上述(3B)中规定的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成规定为能够得到热加工时的拉伸性的组成，通过控制为该组成，可以拉伸到在热加工时不会成为疲劳破坏的大小。脱离上述范围时，在热加工中不充分地拉伸而以粗大的状态残留，有成为破坏起点而使疲劳特性降低的风险。需要说明的是，MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物中，进一步包含CaO、MgO等也无妨。
具体来说，SiO2是使夹杂物成为非晶质所必需的成分。进而，通过适当包含MnO和Al2O3，从而变成热加工时容易拉伸的组成。为了发挥这样的效果，SiO2含量设为20％以上且75％以下，MnO的含量设为10％以上且70％以下，Al2O3的含量设为3％以上且50％以下。若脱离这些组成范围，则某一成分浓度变高，在热加工时变得难以拉伸而成为破坏的起点的风险升高。关于SiO2含量，优选下限为30％以上，更优选为35％以上，优选上限为70％以下，更优选为65％以下。另外，关于Al2O3含量，优选下限为5％以上，更优选为10％以上，优选上限为30％以下。另外，关于MnO含量，优选下限为20％以上，优选上限为60％以下。
需要说明的是，本发明中只要满足上述必要条件，则构成MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的上述以外的氧化物(MgO、CaO)的含量没有任何限定。
即，只要满足上述必要条件，则构成MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的MgO、CaO的含有率没有特别限定，但关于MgO优选大约为10％以下。
以上，对本发明的钢线材中存在的氧化物系夹杂物进行了说明。
接着，对本发明的钢中成分进行说明。
本发明是设想作为弹簧等的原材有用的Si镇静钢线材而完成的，可以含有该Si镇静钢线材中通常所含的元素，以下，对各元素进行说明。
C：1.2％以下(不包括0％)
C是为了确保规定的强度所必需的元素，为了有效地发挥这样的特性，C的含量优选设为0.2％以上。更优选为0.4％以上。但是，若C含量变得过剩，则钢材脆化而变得不实用的，因此将其上限设为1.2％以下。C量的优选上限为0.8％以下。
Si：0.2～3％
Si是有助于钢线材的高强度化、以及提高疲劳特性的重要元素。还是对提高抗软化性、耐松弛性的提高也有用的元素。还是为了将MnO-SiO2系夹杂物组成控制为适于疲劳特性提高的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物也必需的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Si含量设为0.2％以上。优选Si含量为1.2％以上，更优选为1.8％以上。但是，Si含量若变得过剩，则有在凝固中生成纯粹的SiO2的风险，有时表面脱碳、表面瑕疵增加而疲劳特性降低，因此将Si量的上限设为3％以下。优选为2.5％以下，更优选为2.3％以下。
Mn：0.1～2％
Mn作为脱氧剂起作用之外，是提高淬火性还有助于强度提高的元素。为了有效地发挥这样的作用，将Mn含量的下限设为0.1％以上。优选为0.4％以上，更优选为0.45％以上。但是，若Mn量变得过剩，则韧性、延展性变差，因此，将其上限设为2％以下。优选为1.3％以下，更优选为1％以下。
进而，Si和Mn的含量优选满足Mn2/Si≥0.1的关系，由此，容易将MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物控制为所期望的组成。
本发明包含上述成分作为基本成分，余量为铁以及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以举出例如P、S等。其中，P是降低韧性和延展性的元素，若P量变多，则有在拉丝工序和其后的扭绞工序中发生断线的风险，因此优选将其上限设为0.03％以下(更优选0.02％以下)。另外，S也与上述P同样，是使韧性和延展性劣化的元素，与Mn键合生成MnS，成为拉丝时的断线的起点，因此优选将其上限设为0.03％以下(更优选0.02％以下)。
需要说明的是，构成本发明中规定的夹杂物(CaO-Al2O3-SiO2系和MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物)的元素中，上述没有记载的元素(Al、Ca、Mg)的含量根据上述夹杂物的量(严密来说氧的量)来决定。这些元素通过通常的炉渣精炼、合金投入来控制，具体的各元素的含量(包含氧化物系夹杂物的钢线全体的含量)如上所述根据氧量、即夹杂物的含量也大有不同，但优选大致Al被控制在0.0001～0.003％、Ca被控制在0.0001～0.002％、Mg被控制在0.001％以下(包括0％)的范围内。
本发明中，可以进一步含有以下元素作为选择成分。
Cr：3％以下(不包括0％)
Cr是通过固溶强化来提高钢材的基体强度的元素。而且Cr与Mn同样，对淬火性提高也有效地起作用。但是，若Cr过剩，则钢材变得容易脆化而夹杂物的敏感性增大，因此疲劳特性劣化。因此优选将Cr量的上限设为3％。更优选含有Cr 0.1％以上，进一步优选为0.5％以上，更进一步优选为0.9％以上。另外，Cr量的更优选上限为2％以下，进一步优选为1.8％以下，更进一步优选为1.5％以下。
Ni：0.5％以下(不包括0％)
Ni是对在抑制线材制造时的热轧、弹簧制造时的热处理时产生的铁素体脱碳有效的元素，可以根据需要在线材中含有。另外，Ni具有提高淬火·回火后的弹簧的韧性的作用。优选Ni量的下限为0.05％以上，更优选为0.1％以上，进一步优选为0.25％以上。另一方面，Ni量若变得过剩，则在淬火·回火处理中残留奥氏体量增大，抗拉强度降低。因此，将Ni量的优选上限设为0.5％以下(更优选0.4％以下，进一步优选0.3％以下)。
V：0.5％以下(不包括0％)
V是与碳、氮等键合形成细微的碳化物、氮化物等，不仅提高耐氢脆性、疲劳特性，而且还发挥结晶粒细微化效果，还有助于韧性、耐力、耐松弛性的提高的元素，可以根据需要在线材中含有。优选V量的下限为0.07％以上，更优选为0.10％以上。但是，若V量变得过剩，则在淬火加热时不在奥氏体中固溶的碳化物量增大，难以得到充分的强度、硬度，不仅如此，而且招致氮化物的粗大化，容易发生疲劳折损。另外，若V量变得过剩，则残留奥氏体量增加，得到的弹簧的硬度降低。因此，将V量的优选上限设为0.5％以下(更优选0.4％以下)。
Ti：0.1％以下(不包括0％)
Ti是将淬火·回火后的旧奥氏体结晶粒细微化，并提高大气耐久性和耐氢脆性的元素。但是，若Ti量变得过剩，则粗大的氮化物变得容易析出，对疲劳特性造成不良影响。因此将Ti量的优选上限设为0.1％以下。更优选Ti量为0.01％以下，进一步优选为0.005％以下。
除了上述的选择成分(Cr、Ni、V、Ti)之外，还可以进一步添加选自Zr、Cu、Nb、Mo、Co、W、B、碱金属、REM(稀土元素)、Ba和Sr中的至少一种以上的元素。这些元素可以单独添加，也可以并用2种以上。这些元素的推荐含量如下。Zr：0.1％以下(不包括0％)、Cu：0.7％以下(不包括0％)、Nb：0.5％以下(不包括0％)、Mo：0.5％以下(不包括0％)、Co：0.5％以下(不包括0％)、W：0.5％以下(不包括0％)、B：0.005％以下、碱金属：0.002％以下(不包括0％)、REM：0.01％以下(不包括0％)、Ba：0.01％以下(不包括0％)、Sr：0.01％以下(不包括0％)。
其中，Zr是通过碳氮化物的形成得到细微组织、对韧性提高有效的元素。但是，Zr的过剩添加会使碳氮化物粗大化、使韧性劣化。因此，将Zr量的上限优选设为0.1％以下(更优选0.0005％以下)。
Cu与Ni同样，是对抑制在线材制造时的热轧、弹簧制造时的热处理时产生的铁素体脱碳有效的元素，可以根据需要在线材中含有。除此作用之外，Cu具有提高耐蚀性的作用。但是，若Cu量变得过剩，则有发生热轧破损的风险。因此，将Cu量的优选上限设为0.7％以下(更优选0.6％以下，进一步优选0.5％以下)。
Nb与V同样，是与碳、氮等键合形成细微的碳化物、氮化物等，不仅提高耐氢脆性、疲劳特性，而且发挥结晶粒细微化效果，还有助于韧性、耐力、耐松弛性的提高的元素，可以根据需要在线材中含有。优选Nb量为0.01％以上(更优选0.02％以上)。但是，若Nb量变得过剩，则在淬火加热时不在奥氏体中固溶的碳化物量增大，难以得到充分的强度、硬度，不仅如此，还招致氮化物的粗大化，容易发生疲劳折损。因此将Nb量的优选上限设为0.5％以下(更优选0.4％以下，进一步优选0.3％以下)。
Mo除了对淬火性提高有效之外，还是提高抗软化性而有助于耐松弛性的提高的元素，可以根据需要在线材中含有。优选Mo量为0.01％以上(更优选0.05％以上)。但是，若Mo量变得过剩，则在热轧时容易产生过冷组织，另外延展性也劣化。因此含有Mo时，将其上限设为优选0.5％以下(更优选0.4％以下)。
Co是确保延韧性且有助于疲劳特性的提高的元素。优选Co量为0.001％以上(更优选0.003％以上)。但是，即使过剩地添加Co上述效果也会饱和，因此将Co量的上限设为优选0.5％以下(更优选0.1％以下)。
W是对提高钢线的耐蚀性有效地起作用的元素。优选W量为0.01％以上(更优选为0.03％以上)。但是，即使过剩地添加W，上述效果也会饱和，因此将W量的上限设为优选0.5％以下。
B是对防止P的晶界偏析并将晶界清洁化，提高耐氢脆性、韧展性有效的元素，可以根据需要在线材中含有。优选B量为0.0003％以上(更优选0.0005％以上)。但是，若B量变得过剩，则形成Fe23(CB)6等B化合物而游离的B减少，因此P的晶界偏析的防止效果饱和。进而，由于该B化合物粗大的情况多，因而成为疲劳折损的起点而使疲劳特性降低。因此，含有B时，将其上限设为优选0.005％以下(更优选0.004％以下)。
碱金属成分、REM(稀土元素)、Ba和Sr是对本发明中规定的夹杂物的组成控制有效的元素，但若大量添加，则反而对上述夹杂物的组成控制造成不良影响，因此优选适当控制其含量。
在此，碱金属成分是指Li、Na、K，可以单独含有，也可以并用2种以上。碱金属成分的优选含量为0.00001～0.002％(更优选为0.00003～0.0008％)。上述含量在单独包含碱金属成分时为单独的量，并用2种以上时为总量。
REM(稀土元素)是指，在镧系元素(周期表中，从原子序数57的La到原子序数71的Lu的15种元素)、加上Sc(钪)和Y(钇)的元素组，可以将这些单独使用，或并用2种以上。优选的稀土元素为Ce、La、Y。REM的添加形态没有特别限定，可以以包含Ce和La为主的混合稀土合金(例如Ce：约70％左右、La：约20～30％左右)的形态添加，或者可以以Ce、La等单体添加。REM的优选含量为0.001～0.01％。上述含量在单独包含REM时为单独的量，并用2种以上时为总量。
Ba和Sr的优选范围均为0.0003～0.01％。
以上，对本发明的钢中成分进行了说明。
接着，对用于制造本发明的Si镇静钢线材的方法的一例进行说明。如上所述，为了控制MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成，确保直到MnO-SiO2系夹杂物等变成所期望的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物为止的时间的方法是有效的。作为为此的手段，例如可以举出如后述的实施例所示那样投入Mn、Si等合金成分后，充分确保直到开始向CaO-Al2O3-SiO2系的控制为止的时间(直到变成MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物为止的等待时间)的方法。
以往，例如利用包含CaO的炉渣的精炼来进行CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的控制的情况下，在熔钢中投入Si、Mn等合金成分后，迅速(例如，在后述的实施例那样的条件下，大约10分钟左右)开始利用炉渣的精炼。但是，此方法中，不能通过炉渣精炼控制为CaO-Al2O3-SiO2系的夹杂物残存时，有MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物以在热加工时难以拉伸的组成的状态残留的可能性。
因此，本发明不是像以往那样，将Mn、Si等合金成分投入熔钢中后，迅速开始使用含有CaO的炉渣的精炼，而是在合金成分投入后，充分确保直到开始该精炼为止的时间。由此，能够促进添加Si、Mn等合金成分时生成的有害的初期脱氧生成物向在热加工时比较容易拉伸的组成的变化。
上述的保持时间根据使用的钢包的尺寸和搅拌条件等也不同，在后述的实施例那样的条件下可以以约90分钟确认到效果。
然后，若进行使用含有CaO的炉渣的精炼，则能够得到对疲劳特性提高有用的组成的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物。CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成根据此时的炉渣碱度[CaO/SiO2(质量比)等]而变化，但为了得到满足上述必要条件的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的优选碱度大约为0.5～1.5。
实施例
以下，举出实施例进一步具体说明本发明。
实施例
在模拟由转炉出钢的熔钢熔制的500kg的熔钢中，添加表1所示各种合金成分后，添加含有CaO的炉渣实施熔钢处理(炉渣精炼)。此时，脱氧生成物(MnO-SiO2系、MnO-Al2O3-SiO2系的夹杂物)的组成通过改变在添加全部合金成分后，直到炉渣精炼开始为止的时间来使组成变化(参照表2)。另外，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成按照表2所示方式通过控制炉渣碱度来使组成变化(参照表2)。
接着，铸造所得到的熔钢而制成钢块后，以1200℃进行锻造，制成150mm×150mm的形状后，在约900℃的温度下热轧，得到直径：8.0mm的热轧线材。
对于由此得到的各线材，按以下的条件分析成分，并且按以下的方法测定、评价氧化物系夹杂物的组成和疲劳特性(折损率)。
(1)线材中的成分分析
按下述方法对以下成分进行测定。
C：燃烧红外线吸收法
Si、Mn、Ni、Cr、V、Ti：ICP发光分光分析法(岛沣制作所制的ICPV-1017)
Al、Mg、Zr、REM、Mo、Co、Nb、Cu、W、Ba、Li：ICP质量分析法(Seiko Instruments公司制的型号SPQ8000的ICP质量分析装置)
Ca：无火焰原子吸光分析法
O：不活泼气体熔解法
(2)氧化物系夹杂物的组成
按以下的方法测定在各线材的纵截面(＝L截面；含轴心的截面，观察面积约为50000mm2)存在的短径1.5μm以上的夹杂物的组成。
首先，对于各线材研磨上述的L截面，用EPMA(Electron Probe Microanalyzer)对存在于该研磨截面的全部氧化物系夹杂物(每1个截面，约300个)进行组成分析，换算成氧化物，确认各个夹杂物的组成，并且求出满足上述(1A)及(1B)的条件的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物、和满足上述(3A)的条件的MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的平均值。需要说明的是，如上所述，将夹杂物中的S浓度和N浓度分别为2％以下的夹杂物作为氧化物系夹杂物。此时的EPMA的测定条件如下所述。
EPMA装置：JXA-8621MX(日本电子株式会社制)
分析装置(EDS)：TN-5500(Tracor Northern公司制)
加速电压：20kV
扫描电流：5nA
测定方法：采用能量分散分析进行定量分析(测定粒子整个区域)
(3)疲劳强度试验(折损率)
对于各线材(直径：8.0mm)，通过磨皮(直径：7.4mm)→铅浴淬火(patenting)→冷拉丝加工(直径：4mm)→油回火[油淬火和铅浴(约450℃)回火的连续工序]制作直径4.0mn×650mm的金属丝。
对于由此得到的金属丝，进行相当于去应变退火的处理(400℃)→喷丸硬化→低温退火(400℃×20min)后，使用中村式旋转弯曲试验机，以标称应力：880MPa、转速：4000～5000rpm、中止次数：2×107次进行疲劳强度试验。对于断裂的金属丝中由于夹杂物而折损的金属丝(夹杂物折损数)，通过下述式求出折损率(断裂率)。
折损率(％)
＝[夹杂物折损数/(夹杂物折损数+达到规定次数而中止的数量)]×100
需要说明的是，以夹杂物为原因而折损的金属丝由于在断裂面残留有夹杂物，因此，可以与不因夹杂物而折损的金属丝(从表面折断的金属丝等)通过例如显微镜观察、断面形状等容易地进行辨别。
在表1中示出本实施例中使用的各线材的化学成分组成(钢种)，在表2中示出各线材的夹杂物组成和疲劳试验(折损率)的结果。需要说明的是，表1中，Al、Ca、Mg的量为Al：0.0001～0.002％、Ca：0.002％以下、Mg：0.0005％以下。另外，在表2中，CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物满足本发明中规定的(1A)及(1B)的必要条件，MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物满足本发明中规定的(3A)的必要条件。
[表1]
[表2]
*：
CAS系夹杂物和MAS系夹杂物中的各氧化物的含有率是以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时的值。
由这些表明确了，包含规定的CaO-Al2O3-SiO2系夹杂物和MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的本发明例(表2的No.1～13)与MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物的组成不满足本发明的必要条件的比较例(No.14～22)相比，疲劳特性提高。对于上述比较例而言，均在投入合金成分后，直到炉渣精炼开始为止的时间不充分，与本发明例相比较短，因此可以认为MnO-Al2O3-SiO2系夹杂物没有成为所期望的组成。
对本发明详细地并参照特定的实施方式进行了说明，但对本领域技术人员而言明显可以在不脱离本发明的主旨和范围的条件下加以各种变更、修改。
本申请是基于2013年1月15日申请的日本专利申请(日本特愿2013-004500)的申请，在此将其内容作为参照引入。
产业上的可利用性
本发明的Si镇静钢线材作为要求高疲劳特性的加工品，例如，用于汽车的发动机、悬架等的阀弹簧、离合器弹簧、制动器弹簧、悬架弹簧等弹簧类；钢帘线等钢线类等的原材是有用的，特别是作为弹簧用钢是极其有用的。

Claims (3)

1.一种疲劳特性优异的Si镇静钢线材，其特征在于，以质量％计由
C：1.2％以下且不包括0％、
Si：0.2～3％、
Mn：0.1～2％构成，
余量由铁以及不可避免的杂质构成，
Si镇静钢中包含氧化物系夹杂物，在钢线材中存在的氧化物系夹杂物中，按个数计80％以上是满足下述(1A)及(1B)的组成的CaO－Al2O3－SiO2系夹杂物，
(1A)CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO≥85％，
(1B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MgO+MnO≤15％、CaO＞MnO，
所述CaO－Al2O3－SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(2)，
(2)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，CaO：10～60％、Al2O3：3～40％、SiO2：30％以上且少于85％，
并且，
满足下述(3A)的MnO－Al2O3－SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(3B)，
(3A)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO+Al2O3+SiO2≥80％、MnO＞CaO，
(3B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO：10～70％、Al2O3：3～50％、SiO2：20～75％。
2.一种疲劳特性优异的Si镇静钢线材，其特征在于，以质量％计由
C：1.2％以下且不包括0％、
Si：0.2～3％、
Mn：0.1～2％、以及
如下元素中的1种以上构成，
Cr：3％以下且不包括0％
Ni：0.5％以下且不包括0％
V：0.5％以下且不包括0％
Ti：0.1％以下且不包括0％
Zr：0.1％以下且不包括0％
Cu：0.7％以下且不包括0％
Nb：0.5％以下且不包括0％
Mo：0.5％以下且不包括0％
Co：0.5％以下且不包括0％
W：0.5％以下且不包括0％
B：0.005％以下且不包括0％
碱金属：0.002％以下且不包括0％
REM：0.01％以下且不包括0％
Ba：0.01％以下且不包括0％
Sr：0.01％以下且不包括0％，
余量由铁以及不可避免的杂质构成，
Si镇静钢中包含氧化物系夹杂物，在钢线材中存在的氧化物系夹杂物中，按个数计80％以上是满足下述(1A)及(1B)的组成的CaO－Al2O3－SiO2系夹杂物，
(1A)CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO≥85％，
(1B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MgO+MnO≤15％、CaO＞MnO，
所述CaO－Al2O3－SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(2)，
(2)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，CaO：10～60％、Al2O3：3～40％、SiO2：30％以上且少于85％，
并且，
满足下述(3A)的MnO－Al2O3－SiO2系夹杂物的平均组成满足下述(3B)，
(3A)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO+Al2O3+SiO2≥80％、MnO＞CaO，
(3B)以CaO+Al2O3+SiO2+MgO+MnO为100％标准化时，MnO：10～70％、Al2O3：3～50％、SiO2：20～75％。
3.一种弹簧，其是由权利要求1或2所述的Si镇静钢线材得到的。
CN201480004560.2A 2013-01-15 2014-01-15 疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧 Expired - Fee Related CN104919071B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-004500 2013-01-15
JP2013004500A JP5937973B2 (ja) 2013-01-15 2013-01-15 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね
PCT/JP2014/050594 WO2014112532A1 (ja) 2013-01-15 2014-01-15 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104919071A CN104919071A (zh) 2015-09-16
CN104919071B true CN104919071B (zh) 2017-03-15

Family

ID=51209621

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480004560.2A Expired - Fee Related CN104919071B (zh) 2013-01-15 2014-01-15 疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20150369322A1 (zh)
EP (1) EP2947168B1 (zh)
JP (1) JP5937973B2 (zh)
KR (1) KR101711776B1 (zh)
CN (1) CN104919071B (zh)
BR (1) BR112015016716A2 (zh)
MX (1) MX2015009129A (zh)
WO (1) WO2014112532A1 (zh)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2015163735A (ja) * 2014-01-29 2015-09-10 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね
JP6462376B2 (ja) * 2015-01-23 2019-01-30 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
KR101745192B1 (ko) 2015-12-04 2017-06-09 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
KR101745196B1 (ko) 2015-12-07 2017-06-09 현대자동차주식회사 초고강도 스프링강
CN105568163A (zh) * 2015-12-31 2016-05-11 安徽红桥金属制造有限公司 一种发动机用压缩弹簧及其生产工艺
CN105525208A (zh) * 2016-01-13 2016-04-27 铜陵百荣新型材料铸件有限公司 一种高淬透性弹簧钢的热处理工艺
KR101776491B1 (ko) * 2016-04-15 2017-09-20 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
KR101776490B1 (ko) 2016-04-15 2017-09-08 현대자동차주식회사 내식성이 우수한 고강도 스프링강
CN105908070A (zh) * 2016-05-18 2016-08-31 安徽合矿机械股份有限公司 一种抗脆性破裂性好的汽车用弹簧材料
CN105838966A (zh) * 2016-05-18 2016-08-10 安徽合矿机械股份有限公司 一种汽车齿轮用耐疲劳材料
CN106086651A (zh) * 2016-08-03 2016-11-09 苏州市虎丘区浒墅关弹簧厂 一种弹簧用高韧性合金材料
CN111155024B (zh) * 2020-01-19 2021-05-07 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 一种帘线钢超低熔点塑性夹杂物控制方法
CN111549291A (zh) * 2020-06-22 2020-08-18 马拉兹(江苏)电梯导轨有限公司 一种电梯导轨用镇静钢及其制备方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0674485B2 (ja) 1985-10-26 1994-09-21 新日本製鐵株式會社 高清浄度鋼
JPH0674484B2 (ja) 1985-10-26 1994-09-21 新日本製鐵株式曾社 高清浄度鋼
JPH076037B2 (ja) 1986-12-01 1995-01-25 新日本製鐵株式会社 疲労強度の優れたばね鋼
JPH0234748A (ja) * 1988-07-22 1990-02-05 Kobe Steel Ltd 耐疲労性に優れた珪素キルド鋼
JP2834748B2 (ja) * 1988-11-25 1998-12-14 松下電工株式会社 センサ
JP2934748B2 (ja) * 1990-04-09 1999-08-16 セイコーインスツルメンツ株式会社 熱記録方法
JPH04134204A (ja) 1990-09-26 1992-05-08 Sumitomo Electric Ind Ltd 歪センサ用光ファイバケーブル
JPH04347786A (ja) 1991-05-24 1992-12-02 Mitsubishi Plastics Ind Ltd Ｉｃメモリ内蔵記憶媒体
JPH0674485A (ja) 1991-09-30 1994-03-15 Toyotomi Co Ltd 冷風除湿機のドレン水処理構造
JP2898472B2 (ja) 1992-05-26 1999-06-02 株式会社 神戸製鋼所 疲労特性の優れたばね用鋼及びばね用鋼線並びにばね
JP2713046B2 (ja) 1992-08-27 1998-02-16 ダイキン工業株式会社 埋込型空気調和機の据付枠構造
JP3994456B2 (ja) * 1996-10-31 2007-10-17 Ｊｆｅスチール株式会社 伸線性及び清浄度に優れた線材用鋼の製造方法
WO2000077271A1 (fr) * 1999-06-16 2000-12-21 Nippon Steel Corporation Tige de fil d'acier a teneur elevee en carbone presentant une excellente capacite d'etirage et de resistance a la fatigue apres etirage du fil
JP4423050B2 (ja) 2003-06-18 2010-03-03 株式会社神戸製鋼所 疲労強度および冷間加工性に優れた高清浄度鋼
JP4347786B2 (ja) * 2004-11-24 2009-10-21 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
CN100471973C (zh) * 2005-09-05 2009-03-25 株式会社神户制钢所 具有优异可拉拔性和疲劳性能的钢线材及其制造方法
EP2028285B1 (en) * 2006-06-09 2016-03-23 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High cleanliness spring steel and high cleanliness spring excellent in fatigue characteristics
JP4134204B2 (ja) * 2006-06-09 2008-08-20 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
CN101982555B (zh) * 2006-12-28 2013-05-08 株式会社神户制钢所 耐疲劳特性优异的硅镇静钢线材和弹簧
JP4177403B2 (ja) * 2006-12-28 2008-11-05 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP4134223B2 (ja) * 2006-12-28 2008-08-20 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
KR101168480B1 (ko) * 2006-12-28 2012-07-26 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 Ｓｉ 킬드강 선재 및 스프링
WO2008082153A1 (en) * 2006-12-28 2008-07-10 Posco Eco-friendly pb-free free cutting steel with excellent machinability and hot workability
JP4163239B1 (ja) * 2007-05-25 2008-10-08 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
CN101440455A (zh) * 2007-11-19 2009-05-27 株式会社神户制钢所 疲劳特性优良的弹簧钢及弹簧
JP5342827B2 (ja) * 2007-11-19 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたばね鋼およびばね
JP4629127B2 (ja) * 2008-05-15 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね

Also Published As

Publication number Publication date
BR112015016716A2 (pt) 2017-07-11
WO2014112532A1 (ja) 2014-07-24
CN104919071A (zh) 2015-09-16
JP2014136810A (ja) 2014-07-28
KR101711776B1 (ko) 2017-03-02
EP2947168A1 (en) 2015-11-25
JP5937973B2 (ja) 2016-06-22
MX2015009129A (es) 2015-10-12
EP2947168A4 (en) 2016-08-10
EP2947168B1 (en) 2018-03-07
KR20150093210A (ko) 2015-08-17
US20150369322A1 (en) 2015-12-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN104919071B (zh) 疲劳特性优异的Si镇静钢线材、以及使用其的弹簧
CN102119236B (zh) 强度和延展性良好的管线管用钢板及其制造方法
CN105492643B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6302722B2 (ja) ばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線材、及びその製造方法、ならびにばね疲労特性に優れた高強度複相ステンレス鋼線
JP4635115B1 (ja) 延性に優れたパーライト系高炭素鋼レール及びその製造方法
WO2010050238A1 (ja) 耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール
CN105940132B (zh) 疲劳特性优异的弹簧用钢线材及弹簧
US10450622B2 (en) Method for heat-treating a manganese steel product and manganese steel product
JPWO2010061882A1 (ja) 継目無鋼管およびその製造方法
JP5716640B2 (ja) 熱間鍛造用圧延棒鋼
CN101153370A (zh) 一种可大线能量焊接的低合金高强度钢板及其制造方法
CN101665887A (zh) 厚钢板
CN105492642A (zh) 低合金油井用钢管及其制造方法
JP2012072427A (ja) 肌焼鋼およびその製造方法
CN111074148B (zh) 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
CN108779530A (zh) 马氏体系不锈钢板
JP3255296B2 (ja) 高強度ばね用鋼およびその製造方法
JPH07188847A (ja) 被削性に優れた機械構造用炭素鋼
JP2012193404A (ja) 継目無鋼管およびその製造方法
JP2008240130A (ja) 非調質鋼材
JP2015509142A (ja) 耐腐食性に優れたばね用線材及び鋼線、ばね用鋼線の製造方法、並びにばねの製造方法
JP6733808B2 (ja) 線材、及び平鋼線
JP7323791B2 (ja) 浸炭歯車用鋼、浸炭歯車及び浸炭歯車の製造方法
CN108193133B (zh) 一种钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法
JP2012001765A (ja) ステアリングラックバー用棒鋼およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20170315

Termination date: 20210115