JP2010222604A - ばね鋼 - Google Patents
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Abstract
【課題】ばね鋼の皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や断線をより高度に防止する。
【解決手段】ばね鋼は、Ｃ：０．２〜０．９％、Ｓｉ：０．８〜３％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下を含有し、さらにＮｉ：１．０％以下、Ｖ：０．７％以下、及びＭｏ：０．８％以下を一種以上含有する。このばね鋼の酸化物系介在物は下記式（１）〜（３）を満足する。鋼の縦断面における表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの酸化物系介在物の面積率が、３００×１０-8〜７００×１０-8である。またマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１０％以下である。
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８…（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０…（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０…（３）
（Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］の合計）
【選択図】なし
【解決手段】ばね鋼は、Ｃ：０．２〜０．９％、Ｓｉ：０．８〜３％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．１％以下を含有し、さらにＮｉ：１．０％以下、Ｖ：０．７％以下、及びＭｏ：０．８％以下を一種以上含有する。このばね鋼の酸化物系介在物は下記式（１）〜（３）を満足する。鋼の縦断面における表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの酸化物系介在物の面積率が、３００×１０-8〜７００×１０-8である。またマルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１０％以下である。
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８…（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０…（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０…（３）
（Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］の合計）
【選択図】なし
Description
本発明は、ばね鋼に関するものであり、好ましくは自動車のクラッチ、エンジン、燃料噴射装置、懸架機構などに使用されるばねを製造するのに有用なばね鋼に関するものであり、より好ましくは表面疵の影響をうけやすいばね（弁ばね、クラッチばねなど）を改良するのに有用なばね鋼に関する。
自動車などの軽量化や高応力化に伴い、エンジン、クラッチ、サスペンション等に使用される弁ばねやクラッチばねについても高強度化が指向されている。高強度化は、合金元素の添加によって達成されており、例えば、窒化性を高める為にＣｒ、Ｖなどが添加されており、焼戻し軟化抵抗を高める為にＳｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗなどが添加されている。
熱間圧延線材の表面疵を皮削り（ＳＶ）によって除去し、伸線して、必要に応じてオイルテンパーした後、コイリングすることによってばねは製造されている。ばねが高強度化されるに伴って、ばねの表面疵に対する感受性も高まってきており、皮削り（ＳＶ）工程が必要不可欠になる。しかし、高合金化した熱間圧延線材は、皮削り（ＳＶ）工程で使用する工具（チッパー）を損傷させ易く、また皮削り（ＳＶ）工程で断線し易くなる。
特許文献１には、ばね鋼の引張強さを１２００ＭＰａ以下にして、絞り値を３０〜７０％にすれば、ＳＶ性が改善されることが記載されている。
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できる技術を確立することにある。
本発明の他の目的は、ばねにしたときの疲労特性を損なうことなく、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できる技術を確立することにある。
本発明の他の目的は、ばねにしたときの疲労特性を損なうことなく、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できる技術を確立することにある。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、酸化物系介在物を積極的に鋼材表層域に存在させても、その組成と量が適切であれば、ばねにしたときの疲労特性を損なわず、しかも皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できることを見出し、本発明を完成した。
すなわち、本発明に係るばね鋼は、Ｃ：０．２〜０．９％（質量％の意味。以下、同じ）、Ｓｉ：０．８〜３％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、及びＳ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、さらにＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．７％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも一種を含有し、残部は鉄及び不可避不純物である。このばね鋼に含まれる酸化物系介在物は、下記式（１）〜（３）を満足しており、鋼の縦断面における表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの酸化物系介在物の面積率が、３００×１０-8〜７００×１０-8である。またこのばね鋼では、マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１０％以下である。
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８ …（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０ …（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０ …（３）
（式中、Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］の合計を示す。［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］は、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）の合計含有量を、その酸化物としての質量で示した値である）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０ …（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０ …（３）
（式中、Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］の合計を示す。［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］は、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）の合計含有量を、その酸化物としての質量で示した値である）
前記ばね鋼の引張強さは、例えば、９００〜１３００ＭＰａであり、絞りは、例えば、３５％以上である。
本発明によれば、適切な組成の酸化物系介在物が適量で鋼材表層域に存在している為、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できる。またばねにしたときの疲労特性も損なわない。
本発明は、高合金化したばね鋼の皮削り特性の改善（チッパー損傷防止、断線防止など）を目的とする。この高合金化ばね鋼の化学成分は、より詳細には、Ｃ：０．２〜０．９％、Ｓｉ：０．８〜３％、Ｍｎ：０．１〜２．０％、Ｃｒ：０．０１〜３．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、及びＳ：０．１％以下（０％を含まない）である。また本発明のばね鋼は、さらにＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．７％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも一種を含有しており、残部は鉄及び不可避不純物である。各成分について、さらに詳細に説明する。
Ｃ：０．２〜０．９％
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ばねの引張強度を確保するのに有効な元素である。よってＣ量は、０．２％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上とする。ただしＣ量が過剰になると、焼入性が増大しすぎて、熱間圧延後の冷却過程で過冷組織が発生し、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＣ量は、０．９％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．７５％以下とする。
Ｃは、鋼の焼入れ性を高め、ばねの引張強度を確保するのに有効な元素である。よってＣ量は、０．２％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上とする。ただしＣ量が過剰になると、焼入性が増大しすぎて、熱間圧延後の冷却過程で過冷組織が発生し、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＣ量は、０．９％以下、好ましくは０．８％以下、さらに好ましくは０．７５％以下とする。
Ｓｉ：０．８〜３％
Ｓｉは、固溶強化元素として強度向上に寄与し、疲労特性の改善に貢献する。また、ばね加工工程では、コイリング後の歪み取りのため４００℃以上で熱処理（焼鈍）されるが、Ｓｉはその際の軟化抵抗を高める作用も有している。よってＳｉ量は、０．８％以上、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．３％以上とする。しかし、Ｓｉ量が過剰になると表面脱炭を増進して疲労特性を劣化させる。よってＳｉ量は、３％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。
Ｓｉは、固溶強化元素として強度向上に寄与し、疲労特性の改善に貢献する。また、ばね加工工程では、コイリング後の歪み取りのため４００℃以上で熱処理（焼鈍）されるが、Ｓｉはその際の軟化抵抗を高める作用も有している。よってＳｉ量は、０．８％以上、好ましくは１．０％以上、さらに好ましくは１．３％以上とする。しかし、Ｓｉ量が過剰になると表面脱炭を増進して疲労特性を劣化させる。よってＳｉ量は、３％以下、好ましくは２．５％以下、さらに好ましくは２．０％以下とする。
Ｍｎ：０．１〜２．０％
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させ、ばねの引張強度を確保するのに有効な元素である。よってＭｎ量は、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上とする。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＭｎ量は、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。
Ｍｎは、鋼の焼入性を向上させ、ばねの引張強度を確保するのに有効な元素である。よってＭｎ量は、０．１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．４％以上とする。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＭｎ量は、２．０％以下、好ましくは１．５％以下、さらに好ましくは１．０％以下とする。
Ｃｒ：０．０１〜３．０％
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を狭くし、伸線前熱処理として行われるパテンティング後の強度を高め、疲労強度を高める作用を有する。よってＣｒ量は、０．０１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上とする。しかしＣｒが多過ぎると焼入れ性が高まり、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＣｒ量は、３．０％以下、好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．２％以下とする。
Ｃｒは、パーライトのラメラ間隔を狭くし、伸線前熱処理として行われるパテンティング後の強度を高め、疲労強度を高める作用を有する。よってＣｒ量は、０．０１％以上、好ましくは０．３％以上、さらに好ましくは０．５％以上とする。しかしＣｒが多過ぎると焼入れ性が高まり、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＣｒ量は、３．０％以下、好ましくは２．０％以下、さらに好ましくは１．２％以下とする。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素である。Ｐ量は、低いほど好ましく、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下に制御する。
Ｐは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素である。Ｐ量は、低いほど好ましく、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下に制御する。
Ｓ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｓも旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素である。Ｓ量も、低いほど好ましく、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下に制御する。
Ｓも旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、疲労特性を低下させる元素である。Ｓ量も、低いほど好ましく、０．１％以下、好ましくは０．０３％以下、さらに好ましくは０．０１５％以下に制御する。
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、セメンタイトの延性を向上させて伸線性を高める作用を有する他、鋼線自体の伸線性向上にも寄与する。また、熱間圧延時やパテンティング処理時における表層部の脱炭を抑制する作用も有している。Ｎｉを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上にすることが推奨される。しかしＮｉが多過ぎると焼入れ性が高まり、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＮｉ量は、１．０％以下、好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
Ｎｉは、セメンタイトの延性を向上させて伸線性を高める作用を有する他、鋼線自体の伸線性向上にも寄与する。また、熱間圧延時やパテンティング処理時における表層部の脱炭を抑制する作用も有している。Ｎｉを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．１５％以上にすることが推奨される。しかしＮｉが多過ぎると焼入れ性が高まり、熱間圧延後の冷却で過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＮｉ量は、１．０％以下、好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．３％以下とする。
Ｖ：０．７％以下（０％を含まない）
Ｖは、パーライトノジュールサイズを微細化して伸線加工性を高め、更には、ばねの靱性や耐へたり性の向上にも寄与する有用な元素である。Ｖを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上にすることが推奨される。しかし、Ｖが多過ぎると、パーライト変態の終了が遅延し、過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＶ量は、０．７％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下とする。
Ｖは、パーライトノジュールサイズを微細化して伸線加工性を高め、更には、ばねの靱性や耐へたり性の向上にも寄与する有用な元素である。Ｖを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．１％以上、さらに好ましくは０．２％以上にすることが推奨される。しかし、Ｖが多過ぎると、パーライト変態の終了が遅延し、過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＶ量は、０．７％以下、好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下とする。
Ｍｏ：０．８％以下（０％を含まない）
Ｍｏは、焼入れ性を高めると共に、軟化抵抗を高めて耐へたり性を向上させるうえで有用な元素である。Ｍｏを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にすることが推奨される。しかしＭｏが多すぎると、パーライト変態の終了が遅延し、過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＭｏ量は、０．８％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５％以下にする。
Ｍｏは、焼入れ性を高めると共に、軟化抵抗を高めて耐へたり性を向上させるうえで有用な元素である。Ｍｏを添加する場合には、例えば、０．０１％以上、好ましくは０．０５％以上、さらに好ましくは０．１０％以上にすることが推奨される。しかしＭｏが多すぎると、パーライト変態の終了が遅延し、過冷組織が発生して、皮削り（ＳＶ）工程やその後の伸線工程で断線し易くなる。よってＭｏ量は、０．８％以下、好ましくは０．６％以下、さらに好ましくは０．５％以下にする。
本発明のばね鋼（線材）は、高合金化した前記ばね鋼において、酸化物系介在物がアノーサイト組成に制御されており、かつこのアノーサイト系介在物が表面に所定量存在するように調製されている点に特徴がある。通常のばね鋼（線材）では、表面の介在物は伸線加工性や疲労特性を低下させる欠陥であると考えられており、例えば、連続鋳造時に電磁撹拌装置を用いることで、介在物を中心に偏在させる様にしている。これに対して、本発明のばね鋼は、積極的に表面の酸化物系介在物を増大させている。表面に酸化物系介在物を増大させても、アノーサイト組成にし、かつその量が過剰にならないように制御することで、伸線加工性や疲労特性の低下を防止できる。そして酸化物系介在物をアノーサイトにしておくと、その量が伸線加工性や疲労特性を低下させない程度であっても、皮削り（ＳＶ）で使用するチッパーに効果的に付着し、チッパーの欠けを防止でき、また断線を防止できる。
前記アノーサイト系介在物とは、具体的には、下記式（１）〜（３）を満足する介在物をいう。
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８ …（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０ …（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０ …（３）
（式中、Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、及び［ＭｎＯ］の合計を示す。［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］は、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）の合計含有量を、その酸化物としての質量で示した値である）
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８ …（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０ …（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０ …（３）
（式中、Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、及び［ＭｎＯ］の合計を示す。［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］は、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）の合計含有量を、その酸化物としての質量で示した値である）
［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００の好ましい範囲は２０〜３３であり、より好ましい範囲は２５〜３６である。［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００の好ましい範囲は４０〜５７であり、より好ましい範囲は４４〜５５である。［ＣａＯ］／Ｓ×１００の好ましい範囲は４〜３０であり、より好ましい範囲は９〜２０である。
アノーサイト系介在物の量は、鋼の縦断面（圧延方向に並行な断面）における表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの介在物の面積率（表層域全体の面積を１としたときの介在物の面積）として規定される。皮削り（ＳＶ）工程で工具（チッパー）と接触するのはこの表層域である。表層域のアノーサイト系介在物の量を適量にすることで、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線を高いレベルで防止できる。前記表層域におけるアノーサイト系介在物の面積率は、３００×１０-8〜７００×１０-8、好ましくは４００×１０-8〜６００×１０-8、さらに好ましくは４３０×１０-8〜５７０×１０-8である。
なお厚み２μｍ未満の介在物を測定するのは難しい。また２μｍ未満の介在物は、チッパー損傷防止や断線防止に対する効果が低い。一方、厚み１５μｍ超の介在物は、殆ど存在しないものの、ばねの市場折損の起点となる可能性があるため、望ましくない。そのため厚み２〜１５μｍの介在物の面積率を測定した。
また本発明のばね鋼は、高合金化成分が前記範囲に調節されているため、過冷組織が抑制されている。マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率は、例えば、１０％以下、好ましくは７％以下、さらに好ましくは５％以下である。
前記ばね鋼の引張強さは、例えば、９００〜１３００ＭＰａ程度、好ましくは９５０〜１２５０ＭＰａ程度、さらに好ましくは１０００〜１２００ＭＰａ程度である。またばね鋼の絞りは、例えば、３５％以上、好ましくは４０％以上、さらに好ましくは４５％以上である。絞りは高いほど好ましいが、例えば、８０％以下（特に７０％以下）程度であってもよい。
前記ばね鋼は、溶製時にスラグ組成を適切に調節して、酸化物系介在物の組成をアノーサイト組成に制御すると共に、酸素源（酸化鉄など）を積極的に添加して、鋼表層域の酸化物系介在物を増やすことによって製造できる。スラグ組成は、得られる酸化物系介在物組成とほぼ同等である。酸素投入量（質量基準）は、例えば、５０〜１７０ｐｐｍ程度、好ましくは７０〜１５０ｐｐｍ程度である。
本発明のばね鋼は、上記のようにしてスラグ組成と酸素源（酸化鉄など）を適切に調節すれば、連続鋳造条件、圧延条件、焼鈍条件などを大幅に変更することなく製造できる点にも特徴がある。すなわち従来の製造設備をそのまま用いても、ばねにしたときの疲労特性を損なうことなく、皮削り（ＳＶ）工程におけるチッパーの損傷や線材の断線をより高度に防止できる。
より具体的には、連続鋳造時には、従来と同様、電磁撹拌をおこなってよく、他の条件も一般的な範囲で調製すればよい。
熱間圧延前の加熱温度は、例えば、８００〜１０００℃程度、好ましくは８５０〜９５０℃程度の範囲で設定してもよい。熱間圧延後の巻き取り温度は、例えば、７００〜９００℃程度、好ましくは７５０〜８５０℃程度の範囲で設定してもよい。熱間圧延後の冷却速度は、例えば、０．５〜９．５℃／秒程度、好ましくは１．０〜９．０℃／秒程度の範囲で設定してもよい。
焼鈍は実施してもよく、実施しなくてもよい。焼鈍を実施する場合には、加熱温度は、例えば、６００〜６８０℃程度の範囲で設定してもよい。
熱間圧延前の加熱温度は、例えば、８００〜１０００℃程度、好ましくは８５０〜９５０℃程度の範囲で設定してもよい。熱間圧延後の巻き取り温度は、例えば、７００〜９００℃程度、好ましくは７５０〜８５０℃程度の範囲で設定してもよい。熱間圧延後の冷却速度は、例えば、０．５〜９．５℃／秒程度、好ましくは１．０〜９．０℃／秒程度の範囲で設定してもよい。
焼鈍は実施してもよく、実施しなくてもよい。焼鈍を実施する場合には、加熱温度は、例えば、６００〜６８０℃程度の範囲で設定してもよい。
なお過冷組織が発生する場合には、その原因として、１）熱間圧延の巻き取り温度が高く、結晶粒が粗大化することによる焼入れ性の増大、２）熱間圧延の冷却速度が早すぎること、３）焼鈍温度が低すぎることなどが考えられる。従って過冷組織が発生した場合には、これらの原因を取り除くべく、製造条件を調節すればよい。
またばね鋼を伸線する際にシェブロンクラックが発生して断線する場合には、その原因として、１）熱間圧延の冷却速度が遅すぎて、粗大なパーライトが生成していること、２）焼鈍温度が高すぎて、セメンタイトが球状化していることなどが考えられる。従ってシェブロンクラックによる断線が発生する場合には、これらの原因を取り除くべく、製造条件を調節すればよい。
またばね鋼を伸線する際にシェブロンクラックが発生して断線する場合には、その原因として、１）熱間圧延の冷却速度が遅すぎて、粗大なパーライトが生成していること、２）焼鈍温度が高すぎて、セメンタイトが球状化していることなどが考えられる。従ってシェブロンクラックによる断線が発生する場合には、これらの原因を取り除くべく、製造条件を調節すればよい。
上記のようにして得られるばね鋼（線材）は、必要に応じて酸洗及びボンデ処理した後、真円性を高める為にスキンパス圧延し、次いで皮削り（ＳＶ）処理される。本発明のばね鋼（線材）は、酸化物系介在物が適切に制御されている為、皮削り（ＳＶ）処理におけるチッパー欠けを防止でき、かつ断線も防止できる。
皮削り（ＳＶ）処理したばね鋼は、パテンティング処理（又は焼鈍）及び酸洗・ボンデ処理を必要に応じて行った後、伸線し、コイリングすることによってばねになる。なお通常、コイリング前にオイルテンパーによって強度調節され、コイリング後は焼鈍される。
上記のようにして得られるばねは、高強度であり、かつ疲労特性に優れている。そのため自動車のクラッチ、エンジン、燃料噴射装置、懸架機構などに使用されるばねとして有用であり、より好ましくは弁ばね、クラッチばねとして有用である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実験例１〜４８
容量９０トンの転炉で溶製した鋼材を精錬工程で成分調整し、鋳型上部に鋳型内電磁撹拌装置（Ｍ−ＥＭＳ）を備えた連続鋳造機で当業者常用の製造方法に基づき連続鋳造することによって表１〜２に示す化学組成の鋳片（３００ｍｍ×４３０ｍｍ）を製造した。なお精錬工程では酸化鉄を投入しており、その投入量及びスラグ組成は表３〜４に示した通りである。得られた鋳片を温度１２００℃で５時間均熱処理した後、分塊圧延して鋼片（１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）を製造した。この鋼片を表３〜４に示す条件で熱間圧延した後、焼鈍することによって直径８ｍｍの線材を得た。
得られた圧延線材の諸特性を以下の様にして調べた。
容量９０トンの転炉で溶製した鋼材を精錬工程で成分調整し、鋳型上部に鋳型内電磁撹拌装置（Ｍ−ＥＭＳ）を備えた連続鋳造機で当業者常用の製造方法に基づき連続鋳造することによって表１〜２に示す化学組成の鋳片（３００ｍｍ×４３０ｍｍ）を製造した。なお精錬工程では酸化鉄を投入しており、その投入量及びスラグ組成は表３〜４に示した通りである。得られた鋳片を温度１２００℃で５時間均熱処理した後、分塊圧延して鋼片（１５５ｍｍ×１５５ｍｍ）を製造した。この鋼片を表３〜４に示す条件で熱間圧延した後、焼鈍することによって直径８ｍｍの線材を得た。
得られた圧延線材の諸特性を以下の様にして調べた。
（１）介在物（表層域の介在物の面積率、鋼中介在物の平均組成）
面積率：
得られた線材の縦断面を光学顕微鏡で観察した（倍率４００倍。１０視野）。観察部位を画像処理し、表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの介在物の面積を、全測定面積１に対する比率（面積率）として求めた。なお全測定面積は、０．３ｍｍ（深さ）×２００ｍｍ（長さ）×１０（視野数）×２（１視野当たりの表層域の数）で求まる。
介在物の平均組成：
得られた線材の縦断面に存在する全介在物について定量分析ＥＰＭＡ（日本電子株式会社、型式「ＪＸＡ−８６２１ＭＸ」、加速電圧：２０ｋＶ、操作電流：５Ａ）を行った。Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓ、Ｃｒについて定量し、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎの５元素が主要元素であることを確認した後、これら５元素が酸化物として存在すると仮定し、各５元素の酸化物の量を、５元素の酸化物の総量１００質量％に対する割合として算出した。
面積率：
得られた線材の縦断面を光学顕微鏡で観察した（倍率４００倍。１０視野）。観察部位を画像処理し、表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの介在物の面積を、全測定面積１に対する比率（面積率）として求めた。なお全測定面積は、０．３ｍｍ（深さ）×２００ｍｍ（長さ）×１０（視野数）×２（１視野当たりの表層域の数）で求まる。
介在物の平均組成：
得られた線材の縦断面に存在する全介在物について定量分析ＥＰＭＡ（日本電子株式会社、型式「ＪＸＡ−８６２１ＭＸ」、加速電圧：２０ｋＶ、操作電流：５Ａ）を行った。Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｓ、Ｃｒについて定量し、Ｍｇ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｎの５元素が主要元素であることを確認した後、これら５元素が酸化物として存在すると仮定し、各５元素の酸化物の量を、５元素の酸化物の総量１００質量％に対する割合として算出した。
（２）過冷組織分率
樹脂に圧延線材の横断面を埋め込み、研磨した後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察した。そして、４００倍で１０視野撮影し、パーライト組織部分を確定した後、画像処理によってマルテンサイト組織とベイナイト組織の面積率を求め、これらの合計を過冷組織分率とした。なお画像処理では、撮影した写真の電子データ（本例ではＪＰＥＧ方式で圧縮された電子データ）をアドビシステムズ社製のソフトウェア「Ａｄｏｂｅ（登録商標）Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（登録商標）」に取り込み、２値化した後、過冷組織（マルテンサイト組織及びベイナイト組織）の面積率を求めた。
樹脂に圧延線材の横断面を埋め込み、研磨した後、５％ピクリン酸アルコール液に１５〜３０秒間浸漬して腐食させた後、光学顕微鏡によってＤ／４（Ｄは直径）部を組織観察した。そして、４００倍で１０視野撮影し、パーライト組織部分を確定した後、画像処理によってマルテンサイト組織とベイナイト組織の面積率を求め、これらの合計を過冷組織分率とした。なお画像処理では、撮影した写真の電子データ（本例ではＪＰＥＧ方式で圧縮された電子データ）をアドビシステムズ社製のソフトウェア「Ａｄｏｂｅ（登録商標）Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（登録商標）」に取り込み、２値化した後、過冷組織（マルテンサイト組織及びベイナイト組織）の面積率を求めた。
（３）引張強さ（ＴＳ）、絞り（ＲＡ）
線材コイルをローラ矯正して直線形状にした後、チャック間距離２００ｍｍで１０本の引張試験を行い、引張強さ及び絞りを測定し、平均値を求めた。
線材コイルをローラ矯正して直線形状にした後、チャック間距離２００ｍｍで１０本の引張試験を行い、引張強さ及び絞りを測定し、平均値を求めた。
（４）工具付着性
圧延線材をライン速度１００ｍ／分でスキンパス（直径：７．７ｍｍ）して真円性を高め、超硬工具（Ｗ−Ｃｏ−Ｔｉ）からなるチッパー（内径７．４ｍｍ）で皮削り（ＳＶ）した。
圧延線材８トン（＝２トン×４束）を処理した後のチッパーを走査型電子顕微鏡で１０視野（倍率２００倍）観察し、「Ａｄｏｂｅ（登録商標）Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（登録商標）」を用いて画像処理し、チッパーの刃先に沿って形成された付着物の面積率を求めた。面積率が９５％を超える視野の数を工具付着率の点数とした。１つの視野でのみ付着物の面積率が９５％を超えていれば１点になり、全ての視野（１０視野）で付着物の面積率が９５％を超えていれば１０点になる。
圧延線材をライン速度１００ｍ／分でスキンパス（直径：７．７ｍｍ）して真円性を高め、超硬工具（Ｗ−Ｃｏ−Ｔｉ）からなるチッパー（内径７．４ｍｍ）で皮削り（ＳＶ）した。
圧延線材８トン（＝２トン×４束）を処理した後のチッパーを走査型電子顕微鏡で１０視野（倍率２００倍）観察し、「Ａｄｏｂｅ（登録商標）Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ（登録商標）」を用いて画像処理し、チッパーの刃先に沿って形成された付着物の面積率を求めた。面積率が９５％を超える視野の数を工具付着率の点数とした。１つの視野でのみ付着物の面積率が９５％を超えていれば１点になり、全ての視野（１０視野）で付着物の面積率が９５％を超えていれば１０点になる。
（５）皮削り特性
前記（４）工具付着性と同様にして、スキンパス圧延と皮削り（ＳＶ）を行った。圧延線材を８トン（＝２トン×４束）処理し、その間に生じた断線の回数、及びチッパー欠けの回数をカウントし、以下の基準で点数化した。
前記（４）工具付着性と同様にして、スキンパス圧延と皮削り（ＳＶ）を行った。圧延線材を８トン（＝２トン×４束）処理し、その間に生じた断線の回数、及びチッパー欠けの回数をカウントし、以下の基準で点数化した。
１０点：断線０回、チッパー欠け０回
９点：断線０回、チッパー欠け１回
８点：断線０回、チッパー欠け２回
７点：断線０回、チッパー欠け３回
６点：断線０回、チッパー欠け４回
５点：断線１回、チッパー欠け０回
４点：断線１回、チッパー欠け１回
３点：断線１回、チッパー欠け２回
２点：断線１回、チッパー欠け３回
１点：断線１回、チッパー欠け４回
０点：断線２回以上
９点：断線０回、チッパー欠け１回
８点：断線０回、チッパー欠け２回
７点：断線０回、チッパー欠け３回
６点：断線０回、チッパー欠け４回
５点：断線１回、チッパー欠け０回
４点：断線１回、チッパー欠け１回
３点：断線１回、チッパー欠け２回
２点：断線１回、チッパー欠け３回
１点：断線１回、チッパー欠け４回
０点：断線２回以上
（６）疲労強度
前記（４）工具付着性と同様にして、スキンパス圧延と皮削り（ＳＶ）を行った後、直径４ｍｍにまで伸線加工し、オイルテンパー処理（ＯＴ）した。疲労強度が最高になるように、オイルテンパーの焼入れ温度及び焼戻し温度を適宜調節した。このＯＴワイヤーに、ばね作製時の歪取り焼鈍に相当する熱処理（４００℃×２０分）を施し、ショットピーニング処理（スチールボール、φ＝０．６ｍｍ、４５ｍ／秒、１０分）した後、低温歪取り焼鈍（２２０℃×２０分）を施した。
歪取り焼鈍後のワイヤーを用い、試験応力を８５０〜１３００ＭＰａの範囲で変化させながら中村式回転曲げ疲労試験を行った。２０００万回まで折損しなかった応力を疲労強度とした。
結果を表５〜８に示す。
前記（４）工具付着性と同様にして、スキンパス圧延と皮削り（ＳＶ）を行った後、直径４ｍｍにまで伸線加工し、オイルテンパー処理（ＯＴ）した。疲労強度が最高になるように、オイルテンパーの焼入れ温度及び焼戻し温度を適宜調節した。このＯＴワイヤーに、ばね作製時の歪取り焼鈍に相当する熱処理（４００℃×２０分）を施し、ショットピーニング処理（スチールボール、φ＝０．６ｍｍ、４５ｍ／秒、１０分）した後、低温歪取り焼鈍（２２０℃×２０分）を施した。
歪取り焼鈍後のワイヤーを用い、試験応力を８５０〜１３００ＭＰａの範囲で変化させながら中村式回転曲げ疲労試験を行った。２０００万回まで折損しなかった応力を疲労強度とした。
結果を表５〜８に示す。
また介在物面積率と、疲労強度、工具付着性、皮削り特性などとの関係を図１〜２に示す。これら図１〜２では、Ｎｏ．１〜３２とＮｏ．４３〜４８のデータを用い、介在物面積率の影響を確認した。
図２から明らかな様に、介在物面積率が約３００×１０-8以上になると、工具付着性が急激に上昇し、皮削り特性が急激に改善する。そして図１から明らかな様に、介在物面積率３００×１０-8以上程度では、疲労強度は殆ど低下していない。なお介在物面積率が約７００×１０-8を超え始めると、疲労強度が低下し始める。
図２から明らかな様に、介在物面積率が約３００×１０-8以上になると、工具付着性が急激に上昇し、皮削り特性が急激に改善する。そして図１から明らかな様に、介在物面積率３００×１０-8以上程度では、疲労強度は殆ど低下していない。なお介在物面積率が約７００×１０-8を超え始めると、疲労強度が低下し始める。
例えば、精錬時のスラグ組成が不適切であって、介在物組成が不適切な場合には（Ｎｏ．４７、４８）、介在物面積率が不足し、工具付着性及び皮削り特性が悪化する。またスラグ組成が適切であっても、精錬時に酸化鉄を投入しない場合には（Ｎｏ．４５、４６）、介在物面積率が不足し、工具付着性及び皮削り特性が悪化する。さらに精錬時に酸化鉄を投入し過ぎた場合には（Ｎｏ．４３、４４）、介在物面積率が過剰になって、疲労強度が低下している。
これらに対して、精錬時にスラグ組成を適切にすると共に、適量の酸化鉄を投入している例（Ｎｏ．１〜３２）では、介在物面積率を適切にでき、工具付着性、皮削り特性、及び疲労強度のいずれもが良好である。
なお圧延時の巻き取り温度が高いと、結晶粒が粗大化し、焼入れ性が増し、過冷組織が発生する（Ｎｏ．３３）。圧延の冷却速度が速すぎる場合も過冷組織が発生する（Ｎｏ．３４〜３５）。焼入れ性元素（Ｍｎ，Ｃｒ、Ｎｉなど）が多い場合にも過冷組織が発生し（Ｎｏ．３６〜３８）、ＭｏやＶが多い時にもパーライト変態が終了しない為に過冷組織が発生する（Ｎｏ．３９〜４０）。これら過冷組織が発生した例では、絞り特性が悪化しており、伸線してばねにする際に断線が発生し易くなっていた。
圧延時の冷却速度が遅すぎる例（Ｎｏ．４１）では、パーライト組織が粗大化していた。焼鈍温度が高すぎる例（Ｎｏ．４２）では、セメンタイトが球状化していた。これらパーライト組織が粗大化したり、セメンタイトが球状化した例では、伸線してばねにする際にシェブロンクラックが発生して断線し易くなっていた。
Claims (2)
- Ｃ ：０．２〜０．９％（質量％の意味。以下、同じ）、
Ｓｉ：０．８〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２．０％、
Ｃｒ：０．０１〜３．０％、
Ｐ ：０．１％以下（０％を含まない）、及び
Ｓ ：０．１％以下（０％を含まない）を含有し、さらにＮｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．７％以下（０％を含まない）、及びＭｏ：０．８％以下（０％を含まない）から選択される少なくとも一種を含有し、残部は鉄及び不可避不純物である鋼であって、
この鋼に含まれる酸化物系介在物は、下記式（１）〜（３）を満足しており、
鋼の縦断面における表面から深さ０．３ｍｍまでの表層域に存在する厚み２〜１５μｍの酸化物系介在物の面積率が、３００×１０-8〜７００×１０-8であり、
マルテンサイト及びベイナイトの合計面積率が１０％以下であるばね鋼。
１８≦［Ａｌ2Ｏ3］／Ｓ×１００≦３８ …（１）
３７≦［ＳｉＯ2］／Ｓ×１００≦６０ …（２）
２≦［ＣａＯ］／Ｓ×１００≦４０ …（３）
（式中、Ｓは、［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］の合計を示す。［Ａｌ2Ｏ3］、［ＳｉＯ2］、［ＣａＯ］、［ＭｇＯ］、［ＭｎＯ］は、全酸化物系介在物に含まれる各元素（Ａｌ、Ｓｉ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｍｎ）の合計含有量を、その酸化物としての質量で示した値である） - 引張強さが９００〜１３００ＭＰａ、絞りが３５％以上である請求項１に記載のばね鋼。
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