CN117355625A - 弹簧用钢线 - Google Patents

弹簧用钢线 Download PDF

Info

Publication number
CN117355625A
CN117355625A CN202280036943.2A CN202280036943A CN117355625A CN 117355625 A CN117355625 A CN 117355625A CN 202280036943 A CN202280036943 A CN 202280036943A CN 117355625 A CN117355625 A CN 117355625A
Authority
CN
China
Prior art keywords
oxide layer
mass
steel wire
body portion
spring
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.)
Pending
Application number
CN202280036943.2A
Other languages
English (en)
Inventor
泉田宽
中岛彻也
绀谷博人
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.)
Sumitomo Electric Industries Ltd
Original Assignee
Sumitomo Electric Industries 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
Application filed by Sumitomo Electric Industries Ltd filed Critical Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority claimed from PCT/JP2022/016153 external-priority patent/WO2023013174A1/ja
Publication of CN117355625A publication Critical patent/CN117355625A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/56—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering characterised by the quenching agents
    • C21D1/58—Oils
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article

Abstract

弹簧用钢线具备：钢制的主体部，具有线状的形状；以及氧化层，覆盖主体部的外周面。构成主体部的钢含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的C、1.7质量％以上且2.5质量％以下的Si、0.2质量％以上且1质量％以下的Mn、0.6质量％以上且2质量％以下的Cr以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的V，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。构成主体部的钢的组织是回火马氏体组织。氧化层包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层。主体部包括晶界氧化层，该晶界氧化层被配置为构成外周面，并且具有0.5μm以上且2.5μm以下的厚度。

Description

弹簧用钢线
技术领域
本公开涉及弹簧用钢线。
本申请主张基于2021年8月5日提出申请的日本申请第2021－128969号的优先权，并援引记载于所述日本申请的全部记载内容。
背景技术
已知谋求向弹簧的加工性的提高的各种油回火钢丝(弹簧用钢线)(例如，参照日本特开2004－115859号公报(专利文献1)、日本特开2018－12868号公报(专利文献2)以及日本特开2017－115228号公报(专利文献3))。此外，已知谋求弹簧的疲劳强度的提高的油回火钢丝(例如，参照日本特开2004－315968号公报(专利文献4)、日本特开2006－183136号公报(专利文献5)、日本特开2008－266725号公报(专利文献6)、国际公开第2013/024876号(专利文献7)、日本特开2012－077367号公报(专利文献8)以及国际公开第2015/115574号(专利文献9))。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004－115859号公报
专利文献2：日本特开2018－12868号公报
专利文献3：日本特开2017－115228号公报
专利文献4：日本特开2004－315968号公报
专利文献5：日本特开2006－183136号公报
专利文献6：日本特开2008－266725号公报
专利文献7：国际公开第2013/024876号
专利文献8：日本特开2012－077367号公报
专利文献9：国际公开第2015/115574号
发明内容
根据本公开的弹簧用钢线具备：钢制的主体部，具有线状的形状；以及氧化层，覆盖主体部的外周面。构成主体部的钢含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的C(碳)、1.7质量％以上且2.5质量％以下的Si(硅)、0.2质量％以上且1质量％以下的Mn(锰)、0.6质量％以上且2质量％以下的Cr(铬)以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的V(钒)，剩余部分由Fe(铁)和不可避免的杂质构成。构成主体部的钢的组织是回火马氏体组织。氧化层包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层。主体部包括晶界氧化层，该晶界氧化层被配置为构成外周面，并且具有0.5μm以上且2.5μm以下的厚度。
附图说明
图1是表示弹簧用钢线的结构的概略图。
图2是表示弹簧用钢线的结构的概略剖视图。
图3是表示弹簧用钢线的主体部与氧化层的边界附近的结构的概略剖视图。
图4是表示弹簧用钢线的制造方法的概略的流程图。
具体实施方式
[本公开所要解决的问题]
如在专利文献1～3中也公开的那样，在弹簧用钢线中，有时会以向弹簧的加工性的提高为目的而在表面形成氧化层。此外，如在专利文献4～9中也公开的那样，要求能提高弹簧的疲劳强度的弹簧用钢线。作为提高弹簧的疲劳强度的对策之一，有时会实施氮化处理。
但是，根据本发明人们的研究，发现以下倾向：若以向弹簧的加工性的提高为目的而在表面形成氧化层，则即使在实施了氮化处理的情况下，弹簧的疲劳强度也不会充分地上升。因此，本公开的目的之一在于提供一种能兼顾向弹簧的加工性的提高和弹簧的疲劳强度的提高的弹簧用钢线。
[本公开的效果]
根据上述弹簧用钢线，能兼顾向弹簧的加工性的提高和弹簧的疲劳强度的提高。
[本公开的实施方式的说明]
首先，列举本公开的实施方案来进行说明。本公开的弹簧用钢线具备：钢制的主体部，具有线状的形状；以及氧化层，覆盖主体部的外周面。构成主体部的钢含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的C、1.7质量％以上且2.5质量％以下的Si、0.2质量％以上且1质量％以下的Mn、0.6质量％以上且2质量％以下的Cr以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的V，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。构成主体部的钢的组织是回火马氏体组织。氧化层包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层。主体部包括晶界氧化层，该晶界氧化层被配置为构成外周面，并且具有0.5μm以上且2.5μm以下的厚度。
本发明人们对以下现象的原因进行了研究：若以向弹簧的加工性的提高为目的而在表面形成氧化层，则即使在实施了氮化处理的情况下，弹簧的疲劳强度也不会充分地上升。其结果是，发现Si的扩散会影响氮化的进行，从而想到了本发明。
具体而言，当对弹簧用钢线的表面进行氧化时，在弹簧用钢线的表面会形成由Fe的氧化物构成的氧化层。此时，虽然构成弹簧用钢线的钢中所包含的Si、Cr与Fe同样地与氧的亲和性高，但由于Si、Cr的扩散速度比Fe的扩散速度小，因此无法到达至氧化层，而是残存于主体部的外周面附近。其结果是，在主体部的外周面附近形成Si和Cr的浓度高的层。Si和Cr与N(氮)的亲和性也高。因此，当在弹簧用钢线被加工成弹簧的形状之后，氧化层被去除并进一步实施氮化处理时，从表面侵入的N会与Si和Cr形成化合物由此在表面附近被捕获，从而N向内部的侵入被阻碍。其结果是，有助于疲劳强度的提高的氮化层的厚度变小，从而疲劳强度不会充分地提高。
另一方面，当使氧化层形成时的氧化进一步进行时，主体部的外周面附近的Si会向氧化层扩散，在氧化层内形成高Si浓度层，从而主体部的外周面附近的Si减少，并且在主体部以构成主体部的外周面的方式形成晶界氧化层。晶界氧化层是氧沿着与其他部分相比元素的扩散快的旧奥氏体晶粒的晶界侵入而形成的层。根据本发明人们的研究，通过氧化层包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层，并且使氧化进行到晶界氧化层的厚度成为0.5μm以上且2.5μm以下的程度，在表面附近捕获N的Si会向氧化层扩散，由此在表面附近Si充分地减少。其结果是，在氮化处理中形成的氮化层的厚度变大，由此弹簧的疲劳强度提高。在氧化层中的Si的最大浓度小于主体部的2.5倍的情况下、在晶界氧化层的厚度小于0.5μm的情况下，Si向氧化层的扩散变得不充分，氮化层的厚度不会充分地变大。在氧化层中的Si的最大浓度超过主体部的5.5倍的情况下、在晶界氧化层的厚度超过2.5μm的情况下，有助于主体部的硬度的上升的Cr、V等会向氧化层扩散，由此主体部的硬度下降，弹簧的疲劳强度下降。
在本公开的弹簧用钢线中，构成主体部的钢的各构成元素的含量被适当地设定，并且构成主体部的钢具有回火马氏体组织。此外，主体部被有助于向弹簧的加工性的提高的氧化层覆盖。并且，氧化层包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层，并且氧化进行到晶界氧化层的厚度成为0.5μm以上且2.5μm以下的程度。由此，能实现由氧化层形成带来的向弹簧的加工性的提高，且能抑制Si对氮化层的形成的阻碍，实现弹簧的疲劳强度的提高。如此，根据本公开的弹簧用钢线，能兼顾向弹簧的加工性的提高和弹簧的疲劳强度的提高。
以下，对应该将构成主体部的钢的成分组成设为上述范围的理由进行说明。
碳(C)：0.6质量％以上且0.7质量％以下
C是对具有回火马氏体组织的钢的强度产生大的影响的元素。作为弹簧用钢线，从得到足够的强度的观点出发，C含量需要设为0.6质量％以上。另一方面，当C含量变多时，韧性会下降，加工恐怕会变得困难。从确保足够的韧性的观点出发，C含量需要设为0.7质量％以下。
硅(Si)：1.7质量％以上且2.5质量％以下
Si具有抑制由加热导致的软化的性质(抗软化性)。此外，Si会使在向弹簧的加工之后形成的氮化层以外的区域(内部)中的钢的硬度上升。从抑制弹簧用钢线向弹簧的加工时和弹簧的使用时的由加热导致的软化，并且使钢的硬度上升，由此使弹簧的疲劳强度上升的观点出发，Si含量需要设为1.7质量％以上，也可以设为1.8质量％以上。另一方面，若过度地添加Si，则会使韧性下降。从确保足够的韧性的观点出发，Si含量需要设为2.5质量％以下。从重视韧性的观点出发，Si含量也可以设为2.0质量％以下。
锰(Mn)：0.2质量％以上且1质量％以下
Mn是在钢的精炼中作为脱氧剂而被添加的元素。为了发挥作为脱氧剂的功能，Mn的含量需要设为0.2质量％以上，优选设为0.3质量％以上。另一方面，若过度地添加Mn，则会使韧性下降。因此，Mn含量需要设为1质量％以下，也可以设为0.5质量％以下。
铬(Cr)：0.6质量％以上且2质量％以下
Cr具有提高钢的淬火性的效果。此外，Cr在钢中作为碳化物生成元素发挥功能，有助于通过微细的碳化物的生成实现的金属组织的细微化、加热时的软化抑制。从可靠地发挥这样的效果的观点出发，Cr需要添加0.6质量％以上，优选添加1.7质量％以上。另一方面，Cr的过度的添加成为韧性下降的原因。因此，Cr的添加量需要设为2质量％以下，优选设为1.9质量％以下。
钒(V)：0.08质量％以上且0.25质量％以下
V也在钢中作为碳化物生成元素发挥功能，有助于通过微细的碳化物的生成实现的金属组织的细微化、加热时的软化抑制。V的碳化物由于固溶温度高，因此在钢的淬火回火时不固溶地存在，特别地极大有助于金属组织的细微化(晶粒的细微化)。此外，通过在弹簧加工后实施的氮化处理，V成为氮化物，能抑制反复应力负荷于弹簧的情况下的晶体中的滑动的发生，从而有助于疲劳强度的提高。从可靠地发挥这样的效果的观点出发，V需要添加0.08质量％以上，优选添加0.1质量％以上。另一方面，V的过度的添加成为韧性下降的原因。因此，V的添加量需要设为0.25质量％以下，也可以设为0.2质量％以下。
不可避免的杂质
在构成弹簧用钢线的钢的制造工序中，磷(P)、硫(S)等会不可避免地混入钢中。当磷和硫过度地存在时，会产生晶界偏析，或者生成夹杂物，从而使钢的特性恶化。因此，磷和硫的含量分别优选设为0.025质量％以下。此外，作为奥氏体生成元素的镍(Ni)、钴(Co)有在淬火时生成残留奥氏体的倾向。由于在残留奥氏体中能固溶很多C，因此马氏体中的碳量会减少，从而恐怕会导致构成主体部的钢的硬度下降。硬度的下降会导致疲劳强度的下降。因此，将Ni和Co设为不是有意地添加，而是作为不可避免的杂质存在的含量。此外，作为碳化物生成元素的钛(Ti)、铌(Nb)、钼(Mo)会在拉丝前实施的索氏体化处理中延长珠光体相变所需的时间，因此会导致钢线的制造效率的下降。因此，将Ti、Ni以及Mo设为不是有意地添加，而是作为不可避免的杂质存在的含量。作为不可避免的杂质的Ni的含量例如为0.1质量％以下。作为不可避免的杂质的Co的含量例如为0.1质量％以下。作为不可避免的杂质的Ti的含量例如为0.005质量％以下。作为不可避免的杂质的Nb的含量例如为0.05质量％以下。作为不可避免的杂质的Mo的含量例如为0.05质量％以下。
在此，氧化层中所包括的高Si浓度层中的Si的最大浓度例如可以通过使用EDX(Energy Dispersive X－ray Spectroscopy：能量色散X射线光谱仪)的线分析来测定。具体而言，首先，以与长尺寸方向垂直的截面切断弹簧用钢线。对于该截面的氧化层中的Si的浓度，从主体部与氧化层的界面朝向氧化层侧在与该界面垂直的方向实施线分析。然后，计算与主体部中的Si的浓度的比。例如可以将上述过程重复三次，计算其平均值来作为Si的最大浓度。此外，关于晶界氧化层的厚度，通过SEM(Scanning Electron Microscope：扫描电子显微镜)观察与上述同样的截面中的主体部与氧化层的界面附近，例如测定三个视场中的晶界氧化层的厚度的最大值。然后，可以计算它们的平均值来作为弹簧用钢线的晶界氧化层的厚度。
在上述弹簧用钢线中，也可以是，氧化层的厚度为2μm以上且5μm以下。通过将氧化层的厚度设为2μm以上，容易实现如上所述的包括高Si浓度层和晶界氧化层的结构。通过将氧化层的厚度设为5μm以下，能避免由不必要的氧化层的形成导致的制造成本的上升。
在上述弹簧用钢线中，也可以是，氧化层包含80质量％以上的Fe3O4(四氧化三铁)。根据该构成，能得到对向弹簧的加工性的提高更有效的氧化层。
[本公开的实施方式的详情]
接着，参照附图对本公开的弹簧用钢线的实施方式进行说明。需要说明的是，在以下的附图中对相同或相当的部分标注相同的附图标记，不重复其说明。
图1是表示弹簧用钢线的结构的概略图。图2是表示弹簧用钢线的结构的概略剖视图。图2是弹簧用钢线的与长尺寸方向垂直的面上的剖视图。
参照图1和图2，本实施方式中的弹簧用钢线1具备：钢制的主体部10，具有线状的形状；以及氧化层20，覆盖主体部10的外周面10A。氧化层20的外周面20A是弹簧用钢线1的外周面。参照图2，弹簧用钢线1的直径φ例如为1.5mm以上且8.0mm以下。氧化层20的厚度t例如为2μm以上且5μm以下。氧化层20包含80质量％以上的Fe3O4。
构成主体部10的钢含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的C、1.7质量％以上且2.5质量％以下的Si、0.2质量％以上且1质量％以下的Mn、0.6质量％以上且2质量％以下的Cr以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的V，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成。构成主体部10的钢的组织是回火马氏体组织。本实施方式中的弹簧用钢线1是油回火钢丝。
图3是表示弹簧用钢线的主体部与氧化层的边界附近的结构的概略剖视图。参照图3，氧化层20包括Si的最大浓度为主体部10的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层21。主体部10包括晶界氧化层11，该晶界氧化层11被配置为构成外周面10A，并且具有0.5μm以上且2.5μm以下的厚度。
在本实施方式的弹簧用钢线1中，构成主体部10的钢的各构成元素的含量被适当地设定，并且构成主体部10的钢具有回火马氏体组织。此外，主体部10被有助于向弹簧的加工性的提高的氧化层20覆盖。并且，氧化层20包括Si的最大浓度为主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高Si浓度层21，并且氧化进行到晶界氧化层11的厚度成为0.5μm以上且2.5μm以下的程度。由此，能实现由氧化层20的形成带来的向弹簧的加工性的提高，且能抑制Si对氮化层的形成的阻碍，从而实现弹簧的疲劳强度的提高。如此，本实施方式的弹簧用钢线1成为能兼顾向弹簧的加工性的提高和弹簧的疲劳强度的提高的弹簧用钢线。
接着，基于图4对弹簧用钢线1的制造方法的一个例子进行说明。图4是表示本实施方式的弹簧用钢线1的制造方法的概略的流程图。参照图4，在本实施方式的弹簧用钢线1的制造方法中，首先，实施线材准备工序来作为工序(S10)。在该工序(S10)中，准备含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的C、1.7质量％以上且2.5质量％以下的Si、0.2质量％以上且1质量％以下的Mn、0.6质量％以上且2质量％以下的Cr以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的V，且剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成的钢的线材。
接着，参照图4，实施索氏体化处理工序来作为工序(S20)。在该工序(S20)中，对在工序(S10)中准备好的线材实施索氏体化处理。具体而言，实施如下的热处理：线材被加热到奥氏体化温度(A1点)以上的温度区域之后，急冷到比马氏体相变开始温度(Ms点)高的温度区域，并将线材的温度保持在该温度区域。由此，线材的组织成为片层间距小的微细珠光体组织。在此，从抑制脱碳的发生的观点出发，在上述索氏体化处理中将线材加热到A1点以上的温度区域的处理优选在惰性气体气氛中实施。
接着，参照图4，实施表面层去除工序来作为工序(S30)。在该工序(S30)中，去除在工序(S20)中被实施了索氏体化处理的线材的表面层。具体而言，例如上述线材从切边模内通过，由此去除由于索氏体化处理而形成的表面的脱碳层等。该工序不是必须的工序，但通过实施该工序，即使在表面由于索氏体化处理而产生了脱碳层等的情况下，也能将其去除。
接着，实施退火工序来作为工序(S40)。在该工序(S40)中，对在工序(S30)中被去除了表面层的线材实施退火。退火是为了使线材软化而实施的热处理。在本实施方式中，除此之外，还在该(S40)中实施：氧化层20和晶界氧化层11的形成、氧化层20内的高Si浓度层21中的Si的最大浓度的调整以及晶界氧化层11的厚度的调整。
在工序(S40)中，需要使线材的氧化超过在主体部10的外周面10A附近形成Si和Cr的浓度高的层的状态，而进行到形成高Si浓度层21和晶界氧化层11的状态。而且，需要将高Si浓度层21中的Si的最高浓度调整到主体部10的2.5倍以上且5.5倍以下这样的窄的范围，并且将晶界氧化层11的厚度调整到0.5μm以上且2.5μm以下这样的窄的范围。一般的退火工序在N、Ar(氩)等惰性气体气氛中实施。但是，从如上所述将氧化层20和晶界氧化层11的形成与退火同时进行的观点出发，工序(S40)在氧化性气氛中实施。此外，从使氧化进行到形成高Si浓度层21和晶界氧化层11的状态，并且如上所述严格地调整高Si浓度层21中的Si的最高浓度和晶界氧化层11的厚度的观点出发，气氛、温度以及时间的选定很重要。具体而言，对气氛赋予适当的氧化性并且高温下的处理是优选的。例如实施采用在惰性气体中有意地混入水蒸气的气氛，并且在650℃以上且700℃以下保持1小时以上且3小时以下的热处理。水蒸气的浓度例如也可以设为用于实施退火处理的炉的每1m3容积包含换算为液体状态的水为2L以上且3L以下的水蒸气的浓度。炉内的压力例如可以设为大气压(1气压)。
需要说明的是，在本实施方式中，从制造工序的简化的观点出发，在工序(S40)中形成氧化层20。但是，氧化层20也可以在与工序(S40)分开的独立的工序中形成。即，也可以是，从仅实施退火处理的观点出发，工序(S40)在惰性气体气氛中实施，而在另一个工序中将线材氧化。在该情况下，在线材的氧化工序中，需要上述严格的气氛、温度以及时间的选定。
接着，实施喷丸清理工序来作为工序(S50)。在该工序(S50)中，对在工序(S40)中被实施退火处理并形成了氧化层20的线材实施喷丸清理。该工序不是必须的工序，但通过实施该工序，能去除形成于氧化层20的表面的脆的Fe2O3，调整氧化层20中的Fe3O4的比例。
接着，实施拉丝工序来作为工序(S60)。在该工序(S60)中，对在工序(S50)中被实施了喷丸清理的线材实施拉丝加工(拉伸加工)。工序(S60)的拉丝加工中的加工度(断面收缩率)可以适当设定，例如可以设为50％以上且90％以下。在此，“断面收缩率”是指关于线材的与长尺寸方向垂直的截面，用百分率表示将拉丝加工前的截面积与拉丝加工后的截面积之差除以拉丝加工前的截面积而得到的值的值。
接着，实施淬火工序来作为工序(S70)。在该工序(S70)中，对在工序(S60)中被实施了拉丝加工的线材(钢线)实施加热到钢的A1点以上的温度之后急冷到MS点以下的温度的淬火处理。更具体而言，例如对钢线实施在加热到800℃以上且1000℃以下的温度之后通过浸渍于油中进行急冷的热处理。由此，构成主体部的钢的组织成为马氏体组织。
接着，实施回火工序来作为工序(S80)。在该工序(S80)中，对在工序(S70)中被实施了淬火处理的钢线实施加热到小于钢的A1点的温度之后进行冷却的回火处理。钢线的加热通过将钢线浸渍于被维持在规定的温度的油中来实施。更具体而言，例如对钢线实施加热到400℃以上且700℃以下的温度，并在进行了0.5分钟以上且20分钟以下的时间维持之后进行冷却的热处理。由此，构成主体部10的钢的组织成为回火马氏体组织。通过以上的过程，能制造本实施方式的弹簧用钢线1。
实施例
进行了以下实验：制作本公开的弹簧用钢线、将其加工成弹簧并对特性进行评价，由此确认本公开的弹簧用钢线的优越性。实验的过程和结果如以下这样。
(1)弹簧用钢线的制作
准备具有以下的表1所示的成分组成的直径φ为4mm的钢线，通过实施上述实施方式的退火工序(S40)形成了氧化层20。退火在炉的每1m3容积导入了换算为液体状态的水为2.5L的水蒸气的氮气氛的炉内将钢线加热到675℃的条件下实施。炉内的压力设为大气压(1气压)。通过使675℃下的保持时间在0.5小时～4小时的范围变化来使氧化的进行度变化。在表1中，数值均表示各成分的质量比例(质量％)。除了Fe之外，不有意地添加表1所示的C、Si、Mn、Cr、V以外的元素，剩余部分是Fe和不可避免的杂质。
[表1]
(质量％)
C Si Mn Cr V
钢线A 0.65 1.9 0.4 1.8 0.20
钢线B 0.63 2.0 0.5 0.7 0.10
钢线C 0.67 2.3 0.9 1.3 0.15
之后，对所有钢线在同一条件下实施上述实施方式的淬火工序(S70)和回火工序(S80)，得到了氧化层20的厚度为3.0±0.3μm的油回火钢丝(弹簧用钢线)的样品。针对得到的样品调查了氧化层20(高Si浓度层21)中的Si的最大浓度和晶界氧化层11的厚度。Si的最大浓度通过使用卡尔蔡司(Carl Zeiss)公司制SEM(GeminiSEM450)所附带的牛津(OXFORD)公司制ULTIM MAX170EDX的线分析进行了调查。然后，测定了距主体部10的外周面10A深度为1.5μm的位置处的Si的浓度来作为主体部10中的Si的浓度，并计算了氧化层20中的Si的最大浓度相对于该浓度的比率。对各样品在三处实施了线分析。主体部10中的Si的浓度和氧化层20中的Si的最大浓度用这三处的平均值进行了评价。此外，晶界氧化层11的厚度用与实施了线分析的三处对应的SEM的三个视场中的最大值进行了评价。将结果示于表2。参照表2，样品No.1～3、8～10以及15～17是满足本公开的弹簧用钢线的条件的实施例的样品。样品No.4～7、11～14以及18～21是不满足本公开的弹簧用钢线的条件的比较例的样品。
[表2]
(2)硬度分布的调查
对上述表2的各样品实施向压缩弹簧的形状的加工、消除应力退火、氧化层20的去除、氮化、喷丸处理、立定处理，得到了与各样品对应的压缩弹簧。氮化处理在氮化气氛中加热到440℃并保持5小时的条件下实施。然后，通过维氏硬度计测定了从表面起到深度120μm为止的硬度的分布。将测定结果示于表3。
[表3]
参照表3可知，在作为实施例的样品的样品No.1～3、8～10以及15～17中，钢线的内部，特别是受到氮化的影响的最大深度附近的深度80～100μm处的硬度与作为比较例的样品的样品No.4～7、11～14以及18～21相比高。可知，在Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度大的作为比较例的样品的样品6、7、13、14、20以及21中，包括表面附近在内，通过氮化实现的硬化不足。可以认为这是由于氧化的进行变得过剩，而有助于硬度的上升的Cr、V等向氧化层扩散，由此主体部的表面附近(弹簧的表面附近)的硬度下降。另一方面，可知，在Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度小的作为比较例的样品的样品4、5、11、12、18以及19中，虽然表面附近的硬度足够，但内部的硬化不足。认为这是由于氧化的进行不充分，在主体部的表面附近(弹簧的表面附近)形成与N的亲和性高的Si和Cr的浓度高的层，从而在氮化处理中从表面侵入的N在表面附近被捕获，氮化层的厚度(氮的到达深度)变小。
(3)疲劳强度的调查
接着，关于作为实施例的样品的样品No.1～3和作为比较例的样品的样品No.4～7，分别制作八个弹簧以供疲劳试验。疲劳试验在平均应力686MPa、应力振幅630MPa的条件下实施。然后，根据在重复次数5.0×107次和1.0×108次的时间点的未折损弹簧的个数评价了疲劳强度。将结果示于表4。
[表4]
参照表4可知，作为实施例的样品的样品No.1～3均具有高的疲劳强度。就Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度小的作为比较例的样品的样品4和样品5而言，虽然在重复次数为5.0×107次的时间点没有折损，但在重复次数为1.0×108次的时间点折损了半数以上。认为这是由于，虽然因表面的硬度高而能确保一定程度的疲劳强度，但内部的硬度不足，因此对于1.0×108次这样的长期的疲劳而言，强度是不足的。关于Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度大的作为比较例的样品的样品6和样品7，也同样在重复次数为1.0×108次的时间点折损了半数。此外，在Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度大的样品7中，在重复次数为5.0×107次的时间点也发生了折损。认为这是由于在Si的最大浓度的比率和晶界氧化层的厚度大的情况下，不仅内部的硬度不足，表面的硬度也不足。
(4)实验结果的总结
根据以上的实验结果，确认了：在本公开的弹簧用钢线中，尽管有助于向弹簧的加工性的提高的氧化层形成于表面，但也能抑制Si对氮化层的形成的阻碍，从而实现弹簧的疲劳强度的提高。
应该理解，本次公开的实施方式在所有方面都是示例，从任何方面来看都不是限制性的。本发明的范围不是由上述的说明规定的，而是由权利要求书规定的，意图在于包括与权利要求书等同的含义和范围内的所有变更。
附图标记说明：
1：弹簧用钢线，10：主体部，10A：外周面，11：晶界氧化层，20：氧化层，20A：外周面，21：高Si浓度层。

Claims (3)

1.一种弹簧用钢线，具备：
钢制的主体部，具有线状的形状；以及
氧化层，覆盖所述主体部的外周面，
构成所述主体部的钢含有0.6质量％以上且0.7质量％以下的碳、1.7质量％以上且2.5质量％以下的硅、0.2质量％以上且1质量％以下的锰、0.6质量％以上且2质量％以下的铬以及0.08质量％以上且0.25质量％以下的钒，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，
构成所述主体部的钢的组织是回火马氏体组织，
所述氧化层包括硅的最大浓度为所述主体部的2.5倍以上且5.5倍以下的高硅浓度层，
所述主体部包括晶界氧化层，所述晶界氧化层被配置为构成外周面，并且具有0.5μm以上且2.5μm以下的厚度。
2.根据权利要求1所述的弹簧用钢线，其中，
所述氧化层的厚度为2μm以上且5μm以下。
3.根据权利要求1或2所述的弹簧用钢线，其中，
所述氧化层包含80质量％以上的四氧化三铁。
CN202280036943.2A 2021-08-05 2022-03-30 弹簧用钢线 Pending CN117355625A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2021128969 2021-08-05
JP2021-128969 2021-08-05
PCT/JP2022/016153 WO2023013174A1 (ja) 2021-08-05 2022-03-30 ばね用鋼線

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN117355625A true CN117355625A (zh) 2024-01-05

Family

ID=84982659

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202280036943.2A Pending CN117355625A (zh) 2021-08-05 2022-03-30 弹簧用钢线

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP7211569B1 (zh)
KR (1) KR20240045214A (zh)
CN (1) CN117355625A (zh)
DE (1) DE112022002968T5 (zh)

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4116383B2 (ja) * 2002-09-25 2008-07-09 住友電工スチールワイヤー株式会社 弁ばね用またはばね用のオイルテンパー線とその製造方法
JP4097151B2 (ja) 2003-03-28 2008-06-11 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね
JP4133515B2 (ja) * 2003-03-28 2008-08-13 株式会社神戸製鋼所 耐へたり性及び耐割れ性に優れたばね用鋼線
JP4559959B2 (ja) 2004-11-30 2010-10-13 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼
JP4994932B2 (ja) 2007-04-20 2012-08-08 住友電気工業株式会社 オイルテンパー線及びオイルテンパー線の製造方法
JP5693126B2 (ja) 2010-10-06 2015-04-01 日産自動車株式会社 コイルばね及びその製造方法
KR101603485B1 (ko) 2011-08-18 2016-03-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스프링 강 및 스프링
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
JP2017082251A (ja) * 2015-10-22 2017-05-18 株式会社神戸製鋼所 熱処理鋼線の製造方法
JP6448529B2 (ja) 2015-12-25 2019-01-09 株式会社神戸製鋼所 コイリング性に優れた鋼線およびその製造方法
JP2017201051A (ja) * 2016-05-06 2017-11-09 株式会社神戸製鋼所 ばね巻き性に優れるばね用鋼線及びその製造方法
JP6691452B2 (ja) 2016-07-21 2020-04-28 株式会社神戸製鋼所 ばね用鋼線
JP2021128969A (ja) 2020-02-12 2021-09-02 太陽誘電株式会社 積層セラミック電子部品及び回路基板
US11807923B2 (en) * 2020-06-17 2023-11-07 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Spring steel wire

Also Published As

Publication number Publication date
JP7211569B1 (ja) 2023-01-24
KR20240045214A (ko) 2024-04-05
DE112022002968T5 (de) 2024-03-21
JPWO2023013174A1 (zh) 2023-02-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101322534B1 (ko) 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 강재와 고강도 볼트 및 그 제조 방법
EP2546379B1 (en) High-strength steel and high-strength bolt with excellent resistance to delayed fracture, and manufacturing method therefor
KR100336339B1 (ko) 고강도 스프링용 강선 및 그 제조 방법
EP3112491A1 (en) Rolled material for high strength spring, and wire for high strength spring
JP6967337B2 (ja) 浸炭窒化部品および浸炭窒化部品の製造方法
CN108138292B (zh) 制造渗碳锻造钢材的方法
WO2018179597A1 (ja) 鋼線およびばね
JP7322893B2 (ja) ばね用鋼線
US9469895B2 (en) Spring steel and surface treatment method for steel material
JP6819504B2 (ja) 鋼部材
EP3327162B1 (en) High-strength pc steel wire
JP7013833B2 (ja) 浸炭部品
EP3020841B1 (en) Coil spring, and method for manufacturing same
JP6819503B2 (ja) 鋼部材
JP6205960B2 (ja) 軸受用鋼
CN115516125B (zh) 弹簧用钢线
CN117355625A (zh) 弹簧用钢线
WO2023013174A1 (ja) ばね用鋼線
JP7063070B2 (ja) 浸炭部品
JP2021183716A (ja) 鋼線およびばね
JP7031428B2 (ja) 浸窒焼入れ処理用鋼、浸窒焼入れ部品及びその製造方法
JP6838508B2 (ja) 真空浸炭用鋼及び浸炭部品
JP7063071B2 (ja) 浸炭部品
JP2016074951A (ja) 肌焼鋼の製造方法
KR101446134B1 (ko) 내피팅성이 우수한 기계구조용 고탄소 침탄용 강 및 고탄소 침탄 열처리방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination