JP2014136810A - 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 - Google Patents

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Abstract

【課題】疲労特性に一層優れたＳｉキルド鋼線材およびばねを提供する。
【解決手段】所定の化学成分を含み、個数にして８０％以上が所定のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を含むＳｉキルド鋼において、下記（３Ａ）を満足するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（３Ｂ）を満足するものである。
（３Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2≧８０％、ＭｎＯ＞ＣａＯ
（３Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ：１０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜７５％
【選択図】なし

Description

本発明は、疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材および当該Ｓｉキルド鋼線材から得られたばねに関するものである。本発明のＳｉキルド鋼線材は、高い疲労特性が要求される加工品、例えば、自動車のエンジンやサスペンションなどに用いられる弁ばね、クラッチばね、ブレーキばね、懸架ばねなどのばね類；スチールコードなどの鋼線類などの素材として有用であり、特にばね用鋼として極めて有用である。
自動車などの軽量化や高出力化の要望が高まるにつれ、弁ばねや懸架ばねなどのばね類には高い疲労特性が益々要求されており、その素材となるばね用鋼においても、疲労特性の更なる向上が求められている。とりわけ、弁ばね用鋼では疲労特性向上の要請は非常に強いものである。
高い疲労強度が要求されるばね用鋼では、鋼線材に存在して破壊起点となる非金属介在物を極力低減することが必要であり、当該非金属介在物の組成を適切に制御することにより、非金属介在物に起因する断線や疲労折損の発生を低減する技術が種々提案されている。
Ａｌ2Ｏ3系介在物は疲労特性に有害であるため、Ｓｉを用いて脱酸する所謂「Ｓｉキルド鋼」を用いて疲労特性を高める技術が提案されている。
例えば非特許文献１には、弁ばね用鋼では、介在物の組成をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系やＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の非晶質安定組成に制御することで熱間加工時の変形が促進され、疲労破壊の起点とはならず疲労特性が向上することが記載されている。
また、特許文献１には、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ＋Ｃｅの少なくとも一種を２０ｐｐｍ以下の範囲で添加し、また非金属介在物の平均組成について、Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2−ＭｎＯ系に、ＭｇＯまたはＣａＯの少なくとも一種を含有させた技術が記載されている。
また、特許文献２および特許文献３には、長さ（ｌ）と幅（ｄ）の比（ｌ／ｄ）が５以下の非金属介在物の平均組成を適切に制御した高清浄度鋼が開示されている。このうち特許文献２には、所定量のＳｉＯ2およびＭｎＯにＣａＯおよびＭｇＯの少なくとも一種を含む介在物組成とすることによって有害な介在物を低減すると共に、介在物を低融点化することで熱延時の介在物断面積を低減（細長く伸ばす）する技術が開示されている。また、特許文献３には、ＣａＯ、ＭｇＯ、Ａｌ2Ｏ3を、一定範囲のＳｉＯ2と共存させた介在物組成とすることによって介在物を低融点化し、熱延時の介在物断面積を低減すると共に、更に冷間加工時にそれらを破壊する技術が開示されている。
一方、特許文献４〜７は、本願出願人によって提案されたものである。このうち特許文献４には、酸化物を低融点組成に制御し、更に、これまで殆ど問題とされていなかった炭化物系、窒化物系および炭窒化物の析出物を起点とする疲労破壊の発生を抑えることを目的として、これら析出物の大きさを特定した技術が記載されている。特許文献５には、硬質で圧延時に変形しにくく、最終製品中に残存して折損の原因となり得るＳｉＯ2について、理論的にＳｉＯ2の生成しない組成に制御することで、圧延条件によらずＳｉＯ2の生成を格段に抑制できる技術が記載されている。特許文献６は、熱間圧延を受けた後の介在物の形態について検討したものであり、上記介在物中に微細な結晶を多数存在させることで、圧延時の介在物の分断が促進され、熱延時に従来以上に介在物を小型化させる技術が記載されている。また、特許文献７には、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、ＣａＯ、ＭｇＯ系介在物に、更に適量のＬｉＯ2、Ｋ2Ｏの１種以上を積極的に含む酸化物系介在物とすることによって高い延性を確保し、疲労特性や伸線加工性が飛躍的に改善された技術が記載されている。
特公平７−６０３７号公報 特公平６−７４４８４号公報 特公平６−７４４８５号公報 特許２８９８４７２号公報 特許４１３４２０４号公報 特許４３４７７８６号公報 特許４４２３０５０号公報
三村毅、１８２・１８３回西山記念講座「介在物制御と高清浄度鋼製造技術」、日本鉄鋼協会編、東京、２００４年、ｐ１２５
前述したように、弁ばねなどのばね類や、スチールコードなどに代表される極細鋼線などの分野では、疲労特性向上に対する要求特性は益々高くなっており、Ｓｉキルド鋼線材においても、更なる疲労特性の改善が求められている。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、疲労特性に一層優れたＳｉキルド鋼線材およびばねを提供することにある。
上記課題を解決し得た本発明のＳｉキルド鋼線材は、Ｃ：１．２％以下（０％を含まない、「％」は特に断らない限り、質量％を意味する。以下同じ）、Ｓｉ：０．２〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％を含有し、残部：鉄および不可避不純物であり、
鋼線材中に存在する酸化物系介在物について、個数にして８０％以上が、下記（１Ａ）及び（１Ｂ）の組成を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を含むＳｉキルド鋼において、
（１Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ≧８５％
（１Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｇＯ＋ＭｎＯ≦１５％、ＣａＯ＞ＭｎＯ
前記ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（２）を満足し、
（２）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜４０％、ＳｉＯ2：３０％以上、８５％未満
且つ、
下記（３Ａ）を満足するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（３Ｂ）を満足するところに要旨を有するものである。
（３Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2≧８０％、ＭｎＯ＞ＣａＯ
（３Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ：１０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜７５％
上記鋼中成分は、更に、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）を含有することもできる。
上記鋼中成分は、更に、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有することもできる。
上記鋼中成分は、更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有することもできる。
上記鋼中成分は、更に、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有することもできる。
上記鋼中成分は、更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、アルカリ金属：０．００２％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｂａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓｒ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有することもできる。
本発明には、上記のいずれかに記載のＳｉキルド鋼線材から得られたばねも包含される。
本発明では、溶鋼中に稀に残留するＭｎＯ−ＳｉＯ2系、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物が破壊起点となり得るとの知見に基づき、これらの介在物を、予め比較的無害な組成に制御しているため、より高い疲労特性を得ることができた。
本発明の特徴部分は、大部分の酸化物系介在物がＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の適切な組成に制御されているＳｉキルド鋼線材において、脱酸工程の初期に生成する、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物についても、疲労特性向上に適した組成のＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物となるように制御したところにある。本発明によれば、脱酸生成物であるＭｎＯ−ＳｉＯ2系またはＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物を、従来のようなＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に制御するのみならず、その前の段階で、熱間加工時に延伸され易い組成のＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に制御しているため、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2に制御できない介在物が残留した場合にも、疲労特性の低下が抑制される。その結果、一層優れたＳｉキルド鋼線材が得られる（後記する実施例を参照）。
以下、本発明に到達した経緯を説明する。
前述した特許文献を含め従来では、脱酸生成物であるＭｎＯ−ＳｉＯ2系およびＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2、ＣａＯ−ＭｇＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2などの適切な組成に制御すること；更には、上記の介在物をより厳格に制御する、或いは、より適切な組成、形態に制御すること；更には、より適切な特性を持つ成分を添加することなどにより、上記介在物の延伸を促進し、疲労特性に優れたばね用鋼を提供する方法が提案されてきた。
これまでにも本発明者らは、数多くの疲労特性改善技術を提案してきたが、本発明では、これまで留意されなかった、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2に制御する前の脱酸生成物（ＭｎＯ−ＳｉＯ2系およびＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系）の組成制御に着目した。
疲労破壊は、鋼材のなかで最も弱い部分を起点として発生するため、極く稀にでも有害な介在物が存在すると疲労特性は著しく低下する。よって、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御し切れないＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が残留した場合に、それらが有害な組成であると、破壊起点となる場合がある。
本発明は、このような事情に鑑み検討して完成されたものであり、脱酸生成物として生成するＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物あるいはＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に制御するだけではなく、予め熱間加工時に延伸し微細化し易い組成に制御することで、破壊起点となる介在物が鋼中に残留する可能性をさらに低減し、疲労特性の更なる向上を図ったところに技術的意義を有するものである。
すなわち、本発明は、脱酸生成物（ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物）をＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に制御して疲労特性を改善する技術において、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系またはＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物が残留する場合を想定して開発された技術である。よって、本発明は、上記の介在物が残留する可能性がある全ての態様に適用され得るが、上記の介在物が残留せず鋼材中に上記の介在物を全く含まない態様には適用されない。また、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が残留する場合、その個数はＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物よりも遥かに少なく、おおむね、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の３％以下である。
本発明のようにＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物のみならずＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成をも適切に制御された鋼線材を得るためには、例えば、熱間加工時に延伸され難い有害なＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物などがすべて、熱間加工時に延伸し微細化し易いＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物に変化するまでの時間を確保する方法が有効である。具体的には例えば、後記する実施例に示すように、Ｍｎ、Ｓｉなどの合金成分投入後、ＣａＯ含有スラグを用いたスラグ精錬開始までの時間（ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に変化するまでの保持時間）を充分確保する方法が挙げられる。その後、ＣａＯ含有スラグを用いたスラグ精錬を行なうことにより、疲労特性向上に有用な組成のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が得られ、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御されずに残留する介在物が存在した場合にも、残留する介在物は熱延時に延伸しやすく比較的有害度の低いものとなり、疲労特性に一層優れたＳｉキルド鋼線材が得られる。
以下、本発明のＳｉキルド鋼線材を構成する各介在物について詳しく説明する。
本明細書において、酸化物系介在物とは、当該介在物中に含まれるＳおよびＮの濃度がそれぞれ２％以下である介在物を意味する。また、上記の各介在物を構成する酸化物の各含有量［以下に詳述する（１Ｂ）、（２）、（３Ａ）、（３Ｂ）］、または２種若しくは３種の酸化物の合計量［以下に詳述する（１Ｂ）、（３Ａ）］の算出に当たっては、いずれの場合も、ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合の数値を意味する。
これに対し、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を定義する（１Ａ）の含有率の算出に当たっては、介在物中に存在する上記５種の酸化物（ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｇＯ、ＭｎＯ）の他、不可避的に存在するＴｉＯ2などの他の酸化物種も含めた全酸化物質量に対する比率を意味する。
また、本明細書において、「鋼線材」とは、熱間圧延後の鋼線材だけでなく、その後に伸線（冷間引き抜き）を施した鋼線をも含む趣旨である。すなわち、熱間圧延後、伸線を施した鋼線であって、本発明の上記要件を満足するものも本発明の鋼線材に包含される。
まず、本発明を特徴付ける酸化物系介在物について説明する。
本発明のＳｉキルド鋼線材は、鋼線材中に、（１Ａ）及び（１Ｂ）を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が個数にして８０％以上存在し、当該ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が（２）の要件を満たすと共に、（３Ａ）を満足するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が（３Ｂ）を満たすものである。
詳細には、本発明のＳｉキルド鋼線材は、疲労特性向上に適するように、まずＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が適切に制御されていることを前提にしている。そして本発明では、その前提の下、（３Ａ）を満足するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が（３Ｂ）の要件を満足するように構成されているところに特徴がある。
［ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物について］
本発明では、鋼線材に存在する酸化物系介在物を後記する方法で測定し、測定領域中の全酸化物系介在物の個数を測定したとき、個数にして８０％以上（個数割合）が、下記（１Ａ）及び（１Ｂ）を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物であって、当該ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（２）を満足することを前提としている。
（１Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ≧８５％
（１Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｇＯ＋ＭｎＯ≦１５％、ＣａＯ＞ＭｎＯ
（２）［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ］を１００％として規格化した場合、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜４０％、ＳｉＯ2：３０％以上、８５％未満
このような組成とすることによって疲労特性が向上することは既に知られているが、以下、各要件について説明する。
まず、上記（１Ａ）について説明する。上記（１Ａ）の左辺：ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯは、介在物中に存在する上記５種の酸化物（ＣａＯなど）の他、不可避的に存在するＴｉＯ2などの他の酸化物種も含めた全酸化物質量に対する含有率を意味する。
更に上記（１Ｂ）では、［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ］を１００％として規格化した場合における、［ＭｇＯ＋ＭｎＯ］の含有率を１５％以下とする。なお、上記（１Ｂ）において「ＣａＯ＞ＭｎＯ」を規定したのは、後記するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物と明確に区別するためである。
上記（１Ａ）および（１Ｂ）で定義されるＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物は、鋼線材の測定領域中に存在する全酸化物のうち、個数にして（個数割合）８０％以上を占めるものである。
更に、上記の要件を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成は下記（２）の要件を満足する。これにより、疲労特性向上に適した組成のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物となる。
（２）［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ］を１００％として規格化した場合、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜４０％、ＳｉＯ2：３０％以上、８５％未満
（２−１）ＣａＯ：１０〜６０％
ＣａＯは、酸化物系介在物を鋼線材の熱延工程で微細化し易い軟質のものにするうえで必須の成分である。ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＣａＯ含量が不足すると、高ＳｉＯ2系やＳｉＯ2・Ａｌ2Ｏ3系の硬質介在物となって熱延工程で微細化し難く、疲労特性や伸線加工性を劣化させる大きな原因になる。従って、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＣａＯ含量は少なくとも１０％以上であり、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上である。しかし、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＣａＯ含量が多くなり過ぎると、該介在物の熱間変形能が低下すると共に、硬質の高ＣａＯ系介在物が生成して破壊の起点になる恐れが生じてくるので、ＣａＯ含量の上限を６０％以下とする。好ましくは５５％以下、より好ましくは５０％以下である。
（２−２）Ａｌ2Ｏ3：３〜４０％
Ａｌ2Ｏ3は、酸化物系介在物を、より低融点で且つ軟質のものにするのに有用な成分である。上記作用を有効に発揮させるため、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＡｌ2Ｏ3含量を３％以上とする。好ましくは５％以上、より好ましくは１５％以上である。しかし、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＡｌ2Ｏ3含量が多過ぎると、硬質で微細化し難いアルミナ系介在物となり、やはり熱延工程で微細化し難いものになって破壊や折損の起点となるので、その上限を４０％以下とする。好ましくは３５％以下、より好ましくは３０％以下である。
（２−３）ＳｉＯ2：３０％以上、８５％未満
ＳｉＯ2は、上述したＣａＯおよびＡｌ2Ｏ3と共に、低融点で軟質の酸化物系介在物を生成させる上で必須の成分である。ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＳｉＯ2含量が３０％未満では、当該介在物がＣａＯやＡｌ2Ｏ3を主体とする硬質の介在物となり、破壊の起点となるため、その下限を３０％以上とする。好ましくは３５％以上、より好ましくは４０％以上である。しかし、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＳｉＯ2含量が多過ぎると、酸化物系介在物がＳｉＯ2を主体とする高融点で且つ硬質の介在物になり、断線や破壊の起点になる可能性が高まる。このような傾向は、ＳｉＯ2含量が８５％以上になると極めて顕著に表われるので、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物中のＳｉＯ2含量は８５％未満とする。好ましくは７０％以下、より好ましくは６５％以下である。
［ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物について］
次に、本発明を特徴付けるＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物について説明する。前述したように、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物は、溶鋼をＭｎ、Ｓｉなどで脱酸する際に生成する介在物（脱酸工程の初期に生成する介在物）であり、従来は、これらをＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御することに主眼が置かれていたため、それ以前のＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成に関する検討は、殆どなされていなかった。結局のところ、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御すればよいと考えられていたためである。これに対し、本発明では、適切な溶鋼処理によって、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御する前の段階で、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成も適切に制御しているため、その結果、熱間圧延中に延伸しにくい介在物の存在確率がより低くなり、疲労特性が格段に向上するようになった（後記する実施例を参照）。
詳細には、本明細書におけるＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物は、下記（３Ａ）で定義されるものであるが、本発明では、当該ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が、下記（３Ｂ）の要件を満足するものである。ここで、（３Ａ）中の「ＭｎＯ＞ＣａＯ」は、前述したＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物と区別するため、規定したものである。
（３Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2≧８０％、ＭｎＯ＞ＣａＯ
（３Ｂ）ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成は、ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ：１０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜７５％
上記（３Ｂ）において規定されているＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成は、熱間加工時の延伸性が得られる組成を規定したものであり、この組成に制御することにより、熱間加工時に疲労破壊とならない大きさまで延伸される。上記範囲を外れた場合、熱間加工において十分に延伸されず粗大なまま残留し、破壊起点となって疲労特性を低下させる恐れがある。なお、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物には、更にＣａＯ、ＭｇＯなどが含まれていても構わない。
具体的には、ＳｉＯ2は、介在物を非晶質にするために必須の成分である。さらに、ＭｎＯおよびＡｌ2Ｏ3を適切に含ませることによって、熱間加工時に延伸されやすい組成となる。このような効果を発揮させるため、ＳｉＯ2含有量は２０％以上、７５％以下、ＭｎＯの含有量は１０％以上、７０％以下、Ａｌ2Ｏ3の含有量は３％以上、５０％以下とする。これらの組成範囲を外れると、いずれかの成分濃度が高くなり、熱間加工時に延伸されにくくなって破壊の起点になる恐れが高まる。ＳｉＯ2含有量について、好ましい下限は３０％以上、より好ましくは３５％以上であり、好ましい上限は７０％以下、より好ましくは６５％以下である。また、Ａｌ2Ｏ3含有量について、好ましい下限は５％以上、より好ましくは１０％以上であり、好ましい上限は３０％以下である。また、ＭｎＯ含有量について、好ましい下限は２０％以上、好ましい上限は６０％以下である。
なお、本発明では、上記要件を満足する限り、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を構成する上記以外の酸化物（ＭｇＯ、ＣａＯ）の含有量は何ら、限定するものではない。すなわち、上記要件を満足する限り、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を構成するＭｇＯ、ＣａＯの含有率は特に限定されないが、ＭｇＯについては、おおむね、１０％以下であることが好ましい。
以上、本発明の鋼線材に存在する酸化物系介在物について説明した。
次に、本発明の鋼中成分について説明する。
本発明は、ばねなどの素材として有用なＳｉキルド鋼線材を想定してなされたものであり、当該Ｓｉキルド鋼線材に通常含まれる元素を含有することができるが、以下、各元素について説明する。
Ｃ：１．２％以下（０％を含まない）
Ｃは、所定の強度を確保するために必要な元素であり、このような特性を有効に発揮させるためには、Ｃの含有量は０．２％以上とすることが好ましい。より好ましくは０．４％以上である。但し、Ｃ含有量が過剰になると鋼材が脆化し、実用的でなくなるので、その上限を１．２％以下とする。Ｃ量の好ましい上限は０．８％以下である。
Ｓｉ：０．２〜３％
Ｓｉは、鋼線材の高強度化、および疲労特性の向上に寄与する重要な元素である。更に、軟化抵抗を高め、耐へたり性の向上にも有用な元素である。さらに、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物組成を、疲労特性向上に適したＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に制御するためにも必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を０．２％以上とする。好ましいＳｉ含有量は、１．２％以上であり、より好ましくは１．８％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、凝固中に純粋なＳｉＯ2が生成する恐れがあり、表面脱炭や表面疵が増加して疲労特性が低下する場合があるため、Ｓｉ量の上限を３％以下とする。好ましくは２．５％以下であり、より好ましくは２．３％以下である。
Ｍｎ：０．１〜２％
Ｍｎは、脱酸剤として作用するほか、焼入れ性を高めて強度向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量の下限を０．１％以上とする。好ましくは０．４％以上であり、より好ましくは０．４５％以上である。但し、Ｍｎ量が過剰になると、靭性や延性が悪くなるため、その上限を２％以下とする。好ましくは１．３％以下であり、より好ましくは１％以下である。
更に、ＳｉおよびＭｎの含有量は、Ｍｎ２／Ｓｉ≧０．１の関係を満足することが好ましく、これにより、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を所望の組成に制御することが容易になる。
本発明は、上記成分を基本成分として含み、残部は鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばＰ、Ｓなどが挙げられる。このうちＰは、靭性や延性を低下させる元素であり、Ｐ量が多くなると、伸線工程やその後の撚り工程で断線が発生する恐れがあるため、その上限を０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下）とすることが好ましい。また、Ｓも、上記Ｐと同様、靭性や延性を劣化させる元素であり、Ｍｎと結合してＭｎＳを生成し、伸線時における断線の起点となるため、その上限を０．０３％以下（より好ましくは０．０２％以下）とすることが好ましい。
なお、本発明で規定する介在物（ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系およびＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物）を構成する元素であって、上記に記載していない元素（Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇ）の含有量は、上記介在物の量（厳密には酸素の量）に応じて決定されるものである。これらの元素は、一般的なスラグ精錬や合金投入により制御するものであり、具体的な各元素の含有量（酸化物系介在物を含む鋼線全体の含有量）は、上述したように酸素量、すなわち介在物の含有量によっても大きく異なるが、おおむね、Ａｌは０．０００１〜０．００３％、Ｃａは０．０００１〜０．００２％、Ｍｇは０．００１％以下（０％を含む）の範囲内に制御されていることが好ましい。
本発明では、更に以下の元素を選択成分として含有することができる。
Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）
Ｃｒは、固溶強化により鋼材のマトリックス強度を向上させる元素である。さらにＣｒは、Ｍｎと同様に、焼入性向上にも有効に作用する。しかしＣｒが過剰であると鋼材が脆化しやすくなって介在物の感受性が増大するため、疲労特性が劣化する。そこでＣｒ量の上限を３％とすることが好ましい。Ｃｒは０．１％以上含有させることがより好ましく、更に好ましくは０．５％以上、更により好ましくは０．９％以上である。またＣｒ量の、より好ましい上限は２％以下、更に好ましくは１．８％以下、更により好ましくは１．５％以下である。
Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｎｉは、線材製造時の熱間圧延やばね製造時の熱処理の際に生ずるフェライト脱炭を抑制するのに有効な元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。またＮｉは、焼入・焼戻し後のばねの靱性を高める作用を有する。好ましいＮｉ量の下限は、０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上、更に好ましくは０．２５％以上である。一方、Ｎｉ量が過剰になると、焼入・焼戻し処理で残留オーステナイト量が増大し、引張強さが低下する。そこでＮｉ量の好ましい上限を０．５％以下（より好ましくは０．４％以下、更に好ましくは０．３％以下）とする。
Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）
Ｖは、炭素や窒素等と結合して微細な炭化物や窒化物等を形成し、耐水素脆性や疲労特性を高めるだけでなく、さらには結晶粒微細化効果を発揮して、靱性、耐力、耐へたり性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。好ましいＶ量の下限は、０．０７％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｖ量が過剰になると、焼入加熱時にオーステナイト中に固溶されない炭化物量が増大し、充分な強度や硬さが得られ難くなるだけでなく、窒化物の粗大化を招き、疲労折損が生じ易くなる。またＶ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、得られるばねの硬さが低下する。そこで、Ｖ量の好ましい上限を０．５％以下（より好ましくは０．４％以下）とする。
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｔｉは、焼入・焼戻し後の旧オーステナイト結晶粒を微細化し、大気耐久性および耐水素脆性を向上させる元素である。しかしＴｉ量が過剰になると、粗大な窒化物が析出しやすくなり、疲労特性に悪影響を及ぼす。そこでＴｉ量の好ましい上限を、０．１％以下とする。より好ましいＴｉ量は０．０１％以下であり、更に好ましくは０．００５％以下である。
上記の選択成分（Ｃｒ、Ｎｉ、Ｖ、Ｔｉ）のほか、更にＺｒ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｗ、Ｂ、アルカリ金属、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｂａ、およびＳｒよりなる群から選択される少なくとも一種以上の元素を添加することもできる。これらの元素は、単独で添加しても良いし、２種以上を併用しても良い。これら元素の推奨される含有量は以下の通りである。Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下、アルカリ金属：０．００２％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｂａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓｒ：０．０１％以下（０％を含まない）。
これらのうち、Ｚｒは、炭窒化物の形成により微細組織が得られ、靭性向上に有効な元素である。しかしながら、Ｚｒの過剰添加は炭窒化物が粗大化し、靭性を劣化させる。そこでＺｒ量の上限を好ましくは０．１％以下（より好ましくは０．０００５％以下）とする。
Ｃｕは、Ｎｉと同様、線材製造時の熱間圧延やばね製造時の熱処理の際に生ずるフェライト脱炭を抑制するのに有効な元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。この作用に加えて、Ｃｕは耐食性を高める作用を有する。しかしＣｕ量が過剰になると、熱間圧延割れが生ずる恐れがある。そこでＣｕ量の好ましい上限を０．７％以下（より好ましくは０．６％以下、更に好ましくは０．５％以下）とする。
Ｎｂは、Ｖと同様、炭素や窒素等と結合して微細な炭化物や窒化物等を形成し、耐水素脆性や疲労特性を高めるだけでなく、さらには結晶粒微細化効果を発揮して、靱性、耐力、耐へたり性の向上にも寄与する元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。好ましいＮｂ量は、０．０１％以上（より好ましくは０．０２％以上）である。しかし、Ｎｂ量が過剰になると、焼入加熱時にオーステナイト中に固溶されない炭化物量が増大し、充分な強度や硬さが得られ難くなるだけでなく、窒化物の粗大化を招き、疲労折損が生じ易くなる。そこでＮｂ量の好ましい上限を０．５％以下（より好ましくは０．４％以下、更に好ましく０．３％以下）とする。
Ｍｏは、焼入性向上に有効であることに加えて、軟化抵抗を向上させて耐へたり性の向上に寄与する元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。好ましいＭｏ量は、０．０１％以上（より好ましくは０．０５％以上）である。しかし、Ｍｏ量が過剰になると、熱間圧延時に過冷組織が発生し易くなり、また延性も劣化する。そこでＭｏを含有させる場合、その上限を好ましくは０．５％以下（より好ましくは０．４％以下）とする。
Ｃｏは、延靱性を確保して疲労特性の向上に寄与する元素である。しかし、Ｃｏを過剰に添加しても上記効果が飽和するので、Ｃｏ量の上限を好ましくは０．５％以下（より好ましくは０．１％以下）とする。
Ｗは、鋼線の耐食性を向上させるのに有効に作用する元素である。しかし、Ｗを過剰に添加しても上記効果が飽和するので、Ｗ量の上限を好ましくは０．５％以下とする。
Ｂは、Ｐの粒界偏析を防止して粒界を清浄化し、耐水素脆性や靱延性を向上させるのに有効な元素であり、必要に応じて線材中に含有させても良い。好ましいＢ量は、０．０００３％以上（より好ましくは０．０００５％以上）である。しかし、Ｂ量が過剰になると、Ｆｅ23（ＣＢ)6等のＢ化合物を形成してフリーＢが減少するため、Ｐの粒界偏析の防止効果が飽和する。更に、このＢ化合物は粗大な場合が多いため、疲労折損の起点となって疲労特性を低下させる。そこでＢを含有させる場合、その上限を好ましくは０．００５％以下（より好ましくは０．００４％以下）とする。
アルカリ金属成分、ＲＥＭ（希土類元素）、Ｂａ、およびＳｒは、本発明で規定する介在物の組成制御に有効な元素であるが、多量に添加すると、逆に上記介在物の組成制御に悪影響を及ぼすため、その含有量を適切に制御することが好ましい。
ここでアルカリ金属成分はＬｉ、Ｎａ、Ｋを意味し、単独で含有しても良いし、２種以上を併用しても良い。アルカリ金属成分の好ましい含有量は、０．００００１〜０．００２％（より好ましくは０．００００３〜０．０００８％）である。上記含有量は、アルカリ金属成分を単独で含むときは単独の量であり、２種以上を併用するときは合計量である。
ＲＥＭ（希土類元素）とは、ランタノイド元素（周期表において、原子番号５７のＬａから原子番号７１のＬｕまでの１５元素）に、Ｓｃ（スカンジウム）とＹ（イットリウム）とを加えた元素群であり、これらを単独で、または２種以上を併用することができる。好ましい希土類元素はＣｅ、Ｌａ、Ｙである。ＲＥＭの添加形態は特に限定されず、ＣｅおよびＬａを主として含むミッシュメタル（例えばＣｅ：約７０％程度、Ｌａ：約２０〜３０％程度）の形態で添加しても良いし、或いは、Ｃｅ、Ｌａなどの単体で添加して良い。ＲＥＭの好ましい含有量は、０．００１〜０．０１％である。上記含有量は、ＲＥＭを単独で含むときは単独の量であり、２種以上を併用するときは合計量である。
ＢａおよびＳｒの好ましい範囲は、いずれも、０．０００３〜０．０１％である。
以上、本発明の鋼中成分について説明した。
次に、本発明のＳｉキルド鋼線材を製造するための方法の一例について説明する。上述したように、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成制御のためには、ＭｎＯ−ＳｉＯ2系介在物などが所望とするＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物に変化するまでの時間を確保する方法が有効である。このための手段として、例えば、後記する実施例に示すようにＭｎ、Ｓｉなどの合金成分投入後、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系への制御を開始するまでの時間（ＭｎＯ−Ａｌ２Ｏ３−ＳｉＯ２系介在物に変化するまでの待ち時間）を充分確保する方法が挙げられる。
従来は、例えばＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の制御をＣａＯを含むスラグによる精錬で行う場合、溶鋼中にＳｉ、Ｍｎなどの合金成分を投入した後、速やかに（例えば、後記する実施例のような条件では、おおむね１０分程度に）スラグを用いた精錬を開始していた。しかし、この方法では、スラグ精錬によりＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系に制御されない介在物が残存した場合に、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が熱間加工時に延伸しにくい組成のまま残留する可能性がある。
そこで本発明では、従来のようにＭｎ、Ｓｉなどの合金成分を溶鋼中に投入後、速やかにＣａＯ含有スラグを用いた精錬を開始するのではなく、合金成分投入後、当該精錬を開始するまでの時間を充分に確保することとした。これにより、ＳｉやＭｎなどの合金成分を添加したときに生成する有害な初期脱酸生成物を、比較的熱間加工時に延伸され易い組成への変化を促進することができる。
上記の保持時間は、使用する取鍋のサイズや撹拌条件などによっても相違するが、後記する実施例のような条件下では約９０分間で効果が認められる。
その後、ＣａＯ含有スラグを用いた精錬を行なうと、疲労特性向上に有用な組成のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が得られる。ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成は、このときのスラグ塩基度［ＣａＯ／ＳｉＯ2（質量比）など］によって変化するが、上記要件を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を得るための好ましい塩基度は、おおむね、０．５〜１．５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。
実施例
転炉から出鋼される溶鋼を模擬して溶製した５００ｋｇの溶鋼中に、表１に示す種々の合金成分を添加した後、ＣａＯ含有スラグを添加して溶鋼処理（スラグ精錬）を実施した。このとき、脱酸生成物（ＭｎＯ−ＳｉＯ2系、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系の介在物）の組成は、全ての合金成分を添加した後、スラグ精錬開始までの時間を変化させることによって変化させた（表２を参照）。また、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成は、表２に示すようにスラグ塩基度を制御することによって変化させた（表２を参照）。
次いで、得られた溶鋼を鋳造して鋼塊とした後、１２００℃で鍛造し、１５０ｍｍ×１５０ｍｍの形状とした後、約９００℃の温度で熱間圧延し、直径：８．０ｍｍの熱間圧延線材を得た。
このようにして得られた各線材について、以下の条件で成分を分析すると共に、酸化物系介在物の組成、および疲労特性（折損率）を以下の方法で測定し、評価した。
（１）線材中の成分分析
以下の成分については、下記方法で測定した。
Ｃ：燃焼赤外線吸収法
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ：ＩＣＰ発光分光分析法（島津製作所製のＩＣＰＶ−１０１７）
Ａｌ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭ、Ｍｏ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｃｕ、Ｗ、Ｂａ、Ｌｉ：ＩＣＰ質量分析法（セイコーインスツルメント社製の型式 ＳＰＱ８０００のＩＣＰ質量分析装置）
Ｃａ：フレームレス原子吸光分析法
Ｏ：不活性ガス融解法
（２）酸化物系介在物の組成
各線材の縦断面（＝Ｌ断面；軸心を含む断面であり、観察面積は約５００００ｍｍ2）に存在する短径１．５μｍ以上の介在物の組成を、以下の方法で測定した。
まず、各線材について、上記のＬ断面を研磨し、該研磨断面に存在する全ての酸化物系介在物（１断面あたり、約３００個）について、ＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ）で組成分析を行い、酸化物に換算し、その平均値を求めた。なお、前記の通り、介在物中のＳ濃度およびＮ濃度がそれぞれ、２％以下のものを酸化物系介在物とした。このときの、ＥＰＭＡの測定条件は下記の通りである。
ＥＰＭＡ装置：ＪＸＡ−８６２１ＭＸ（日本電子株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＴＮ−５５００（Ｔｒａｃｏｒ Ｎｏｒｔｈｅｒｎ社製）
加速電圧：２０ｋＶ
走査電流：５ｎＡ
測定方法：エネルギー分散分析で定量分析（粒子全域を測定）
（３）疲労強度試験（折損率）
各線材（直径：８．０ｍｍ）について、皮削り（直径：７．４ｍｍ）→パテンティング→冷間線引き加工（直径：４ｍｍ）→オイルテンパー［油焼入れと鉛浴（約４５０℃）焼戻しの連続工程］にて直径４．０ｍｍ×６５０ｍｍのワイヤを作製した。
このようにして得られたワイヤについて、歪取焼鈍相当処理（４００℃）→ショットピーニング→低温焼鈍（４００℃×２０ｍｉｎ）を行った後、中村式回転曲げ試験機を用いて、公称応力：８８０ＭＰａ、回転数：４０００〜５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０7回で疲労強度試験を行った。破断したワイヤのうち介在物が起因して折損したもの（介在物折損数）について、下記式により折損率（破断率）を求めた。
折損率（％）
＝［介在物折損数／（介在物折損数＋所定回数に達して中止した数）］×１００
なお、介在物が原因で折損したものは、破断面に介在物が残っているため、介在物に因らずに折損したもの（表面から折れたものなど）とは、例えば顕微鏡観察や破面形状などから、容易に判別することができる。
表１に、本実施例で用いた各線材の化学成分組成（鋼種）を、表２に、各線材の介在物組成および疲労試験（折損率）の結果を、夫々示す。なお、表１中、Ａｌ、Ｃａ、Ｍｇの量は、Ａｌ：０．０００１〜０．００２％、Ｃａ：０．００２％以下、Ｍｇ：０．０００５％以下であった。また、表２において、ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物は、本発明で規定する（１Ａ）および（１Ｂ）の要件を満足するものであり、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物は、本発明で規定する（３Ａ）の要件を満足するものである。
Figure 2014136810
Figure 2014136810
これらの表より、所定のＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物およびＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を含む本発明例（表２のＮｏ．１〜１３）は、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の組成が本発明者の要件を満足しない比較例（Ｎｏ．１４〜２２）に比べ、疲労特性が向上することが判明した。上記比較例では、いずれも、合金成分投入後、スラグ精錬開始までの時間が充分でなく、本発明例に比べて短かったため、ＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物が所望の組成とならなかったと考えられる。

Claims (7)

  1. Ｃ：１．２％以下（０％を含まない、「％」は特に断らない限り、質量％を意味する。以下同じ）、
    Ｓｉ：０．２〜３％、
    Ｍｎ：０．１〜２％
    を含有し、
    残部：鉄および不可避不純物であり、
    鋼線材中に存在する酸化物系介在物について、個数にして８０％以上が、下記（１Ａ）及び（１Ｂ）の組成を満足するＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物を含むＳｉキルド鋼において、
    （１Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ≧８５％
    （１Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｇＯ＋ＭｎＯ≦１５％、ＣａＯ＞ＭｎＯ
    前記ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（２）を満足し、
    （２）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＣａＯ：１０〜６０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜４０％、ＳｉＯ2：３０％以上、８５％未満
    且つ、
    下記（３Ａ）を満足するＭｎＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2系介在物の平均組成が下記（３Ｂ）を満足することを特徴とする疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材。
    （３Ａ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2≧８０％、ＭｎＯ＞ＣａＯ
    （３Ｂ）ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｇＯ＋ＭｎＯを１００％として規格化した場合、ＭｎＯ：１０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：３〜５０％、ＳｉＯ2：２０〜７５％
  2. 鋼中成分について、更に、Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１に記載のＳｉキルド鋼線材。
  3. 鋼中成分について、更に、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１または２に記載のＳｉキルド鋼線材。
  4. 鋼中成分について、更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜３のいずれかに記載のＳｉキルド鋼線材。
  5. 鋼中成分について、更に、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）を含有するものである請求項１〜４のいずれかに記載のＳｉキルド鋼線材。
  6. 鋼中成分について、更に、Ｚｒ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．７％以下（０％を含まない）、Ｎｂ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｏ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｗ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｂ：０．００５％以下（０％を含まない）、アルカリ金属：０．００２％以下（０％を含まない）、ＲＥＭ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｂａ：０．０１％以下（０％を含まない）、Ｓｒ：０．０１％以下（０％を含まない）よりなる群から選択される１種以上を含有するものである請求項１〜５のいずれかに記載のＳｉキルド鋼線材。
  7. 請求項１〜６のいずれかに記載のＳｉキルド鋼線材から得られたばね。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015115574A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 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
JP2016135901A (ja) * 2015-01-23 2016-07-28 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
US10689736B2 (en) 2015-12-07 2020-06-23 Hyundai Motor Company Ultra-high-strength spring steel for valve spring
US10718039B2 (en) 2016-04-15 2020-07-21 Hyundai Motor Company High strength spring steel having excellent corrosion resistance

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101745192B1 (ko) * 2015-12-04 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
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
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
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

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JPH10130714A (ja) * 1996-10-31 1998-05-19 Nkk Corp 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
JP2008163424A (ja) * 2006-12-28 2008-07-17 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP2009275262A (ja) * 2008-05-15 2009-11-26 Kobe Steel Ltd 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
JP2010024539A (ja) * 2007-11-19 2010-02-04 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたばね鋼およびばね

Family Cites Families (21)

* 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
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
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
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
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
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
WO2008081673A1 (ja) * 2006-12-28 2008-07-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
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
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

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JPH10130714A (ja) * 1996-10-31 1998-05-19 Nkk Corp 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
JP2008163424A (ja) * 2006-12-28 2008-07-17 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP2010024539A (ja) * 2007-11-19 2010-02-04 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたばね鋼およびばね
JP2009275262A (ja) * 2008-05-15 2009-11-26 Kobe Steel Ltd 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

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015115574A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 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
JP2016135901A (ja) * 2015-01-23 2016-07-28 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
WO2016117571A1 (ja) * 2015-01-23 2016-07-28 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
US10689736B2 (en) 2015-12-07 2020-06-23 Hyundai Motor Company Ultra-high-strength spring steel for valve spring
US10718039B2 (en) 2016-04-15 2020-07-21 Hyundai Motor Company High strength spring steel having excellent corrosion resistance

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