JP2018193615A - 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね - Google Patents

Abstract

【課題】疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材を提供する。【解決手段】本発明のばね用鋼線材は、質量％で、Ｃ：０．２〜１．２％、Ｓｉ：１．０〜３％、Ｍｎ：０．１〜２％、Ｃｒ：０％超、３％以下、Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、Ｔｉ：０．０００３〜０．０１０％を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなる。【選択図】なし

Description

本発明は、疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばねに関する。

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には、疲労特性の向上が求められている。その素材となる圧延材や、当該圧延材を伸線加工した伸線材などのばね用鋼線材においても、疲労特性の更なる向上が求められている。とりわけ、弁ばね用鋼線材では疲労特性向上の要請は非常に強い。

高い疲労強度が要求されるばね用鋼線材では、断線や疲労折損の起点となる非金属介在物を極力低減したり、そのサイズを小型化することが必要である。例えば、弁ばね鋼においては、疲労特性に有害なＡｌ₂Ｏ₃を生成させないよう、Ｓｉを用いて脱酸する所謂Ｓｉキルド鋼を用いて、介在物をＳｉＯ_２−Ａｌ_２Ｏ_３−ＣａＯ−ＭｇＯ−ＭｎＯなどを含む系に制御し、微細化する技術が提案されている。そのほか、非金属介在物の組成を低融点領域に制御して微細化する方法、熱間圧延時に介在物を延伸して分断させる方法などが提案されている。

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−Ａｌ_２Ｏ₃−ＳｉＯ_２系やＭｎＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２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。

本発明者らも、疲労特性などに優れたばね用鋼線材を種々提案している。例えば特許文献１には、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離しても硬質なＳｉＯ_２が生成しにくい技術を提案している。また、特許文献２には、介在物中に微細な結晶を多数生成させることにより、熱延時の介在物の分断が促進されて、微細化を促進させる技術を提案している。また、特許文献３には、生成する複合酸化物系介在物の融点と粘性を低下させ、最終的に微細化するために、Ｌｉ_２Ｏ、Ｎａ_２Ｏ、Ｋ_２Ｏの１種以上を積極的に含有させる技術を提案している。

そのほか、特許文献４には、従来にない酸化物成分としてＺｒＯ_２を添加すると、非晶質相の維持に寄与することが記載されている。また、特許文献５には、Ｂ_２Ｏ_３を、例えば、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２系複合酸化物やＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２−ＭｇＯ系複合酸化物などの複合系酸化物に含有させることにより、酸化物系介在物は微細に分断され、伸線加工性や疲労強度を顕著に向上できることが記載されている。

特許第４１３４２０４号公報 特許第４３４７７８６号公報 特許第４４２３０５０号公報 特開２０１０−２０２９０５号公報 特開２００９−２６３７０４号公報

三村毅、１８２・１８３回 西山記念技術講座「介在物制御と高清浄度高製造技術」、社団法人日本鉄鋼協会編、２００４年、ｐ．１２５

しかしながら、例えば上記特許文献３では、脱酸力の強いＬｉを酸化物系介在物生成起源として積極添加させているが、Ｌｉは蒸発し易いため、Ｌｉ_２Ｏ濃度の制御が難しいという問題がある。また、上記特許文献３には、「介在物中のＬｉ_２Ｏ濃度は従来のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）では測定できないため、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ Ｉｏｎ Ｍａｓｓ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による分析法を独自に開発した」と記載されているように、製造上の難しさがある。また、上記特許文献４に記載のＺｒＯ_２、上記特許文献５に記載のＢ_２Ｏ_３は、本発明者らの実験結果によれば、逆に疲労特性を悪化させるおそれがあることがわかった。

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、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材及びばねを提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労特性に優れたばね用鋼線材は、
質量％で、
Ｃ ：０．２〜１．２％、
Ｓｉ：１．０〜３％、
Ｍｎ：０．１〜２％、
Ｃｒ：０％超、３％以下、
Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、
Ｔｉ：０．０００３〜０．０１０％
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなるところに要旨を有する。

前記ばね用鋼線材は、
鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
ＣａＯ：０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜９５％、ＭｇＯ：０〜８％、ＭｎＯ：０〜５％、ＴｉＯ_２：３〜１０％であってもよい。

前記ばね用鋼線材は、
鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
ＣａＯ：１０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜７０％、ＭｇＯ：０〜８％、ＭｎＯ：０〜５％、ＴｉＯ_２：３〜１０％であってもよい。

前記ばね用鋼線材は、
鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３＋ＳｉＯ_２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ_２≧８０％を満足してもよい。

前記ばね用鋼線材は、
鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が、０．００２個／ｍｍ^２超であってもよい。

前記ばね用鋼線材は、更に、前記酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＺｒＯ₂：０％超、１％未満、Ｎａ₂Ｏ：０％超、５％未満であってもよい。

前記ばね用鋼線材は、更に、質量％でＮｉ：０％超、０．５％以下及びＣｕ：０％超、０．５％以下の１種以上を含有してもよい。

前記ばね用鋼線材は、更に、質量％でＶ：０％超、０．５％以下を含有してもよい。

上記課題を解決することのできた疲労特性に優れたばねは、上記ばね用鋼線材を用いて得られるばねであるところに要旨を有する。

本発明によれば、ばね用鋼線材の酸化物系介在物の個数、化学成分及び酸化物系介在物の組成が適切に制御されているため、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材を得ることができる。

本発明者らは、上記特許文献１〜３などを開示した後も、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材を提供するため、検討を重ねてきた。従来より、疲労特性の向上には、熱間圧延時に酸化物系介在物を延伸分断させて微細化させることが有効であり、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物の組成を、比較的非晶質が安定なＳｉＯ_２を含む組成、例えばＳｉＯ_２−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＭｎＯなどに制御する方法が提案されている。その場合において、当該介在物が結晶化した場合にも微細化を実現する手段として、結晶化状態を制御すること、すなわち、微細結晶相を析出させる特許文献２の技術を提案している。

ところが、本発明者らのその後の研究により、通常、殆ど破壊の起点とならない微小なサイズであっても、結晶化形態によっては、母相である鋼と酸化物系介在物との界面に空隙が発生し、より厳しい試験条件下では、破壊の起点となり得ることを見出した。その上で、上記特許文献に報告されているようなＳｉＯ_２−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＭｎＯをベースとした酸化物系介在物にＴｉＯ_２を含有させることで、酸化物系介在物の非晶質をさらに安定に保つことができ、高い疲労特性が得られることを見出した。これにより、高い疲労特性を、酸化物系介在物の分析や制御が一層容易な成分にて実現することができた。なお、ここでＳｉＯ_２−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＭｎＯをベースにＴｉＯ₂を含有させた酸化物系介在物は、平均組成が質量％で、ＣａＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３＋ＳｉＯ_２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ_２≧８０％を満たすものである。これらを合計で８０％以上含有することによって、上記特許文献にて報告されているようなＳｉＯ_２−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＭｎＯをベースとした酸化物系介在物による効果に加え、ＴｉＯ_２による効果が発揮されるのである。

そして、上記ＴｉＯ₂による効果を発揮させるためには、鋼中成分としてＴｉを０．０００３〜０．０１０％、好ましくは０．０００５〜０．０１０％の範囲内で含有させることが有用であることを見出し、本発明を完成した。

本発明において、上記酸化物系介在物中に所定量のＴｉＯ_２を含有させることにより疲労特性が向上する理由は、詳細には不明であるが、以下のように考えられる。

すなわち、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中にＴｉＯ_２が含まれることにより、ＴｉＯ_２濃化相（Ａ相）とＳｉＯ_２濃化相（Ｂ相）の２相に分離する。２相に分離する理由は、溶鋼段階でＴｉＯ_２は、ＳｉＯ_２との２液相に分離する性質があるためと考えられる。その結果、ＳｉＯ_２濃化相（Ｂ相）中のＳｉＯ_２濃度が上昇し、Ｓｉ脱酸鋼において発生し易いゲーレナイト（Ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ）、スピネル（Ｓｐｉｎｅｌ、ＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３）などの結晶質化が抑制される。一方、ＴｉＯ_２濃化相（Ａ相）も、酸化物系介在物中にＴｉＯ_２が含まれることにより、液相線温度も低下し、結晶質化が抑制される。その結果、酸化物系介在物の非晶質安定性を高めることが可能となったと推定される。

これに対し、前述した特許文献１〜５には、本発明の上記特徴部分は開示されていない。例えば上記特許文献４には、介在物の不純物としてＴｉＯ_２が挙げられているが、本発明のように、ＴｉＯ_２量を所定範囲に制御することによって疲労特性が向上することは全く記載されていない。実際のところ、上記特許文献４の実施例には全て、ＦｅＯ、ＴｉＯ₂などの不純物を１．０％で含む例しか開示されておらず、後記する表のＮｏ．１４でも示した通り、これでは、ＴｉＯ_２添加による疲労特性向上効果は得られない。そもそも上記特許文献４では、ＺｒＯ_２を１％以上含有する点で、本発明とは酸化物系介在物の組成が相違する。

以下、本発明を詳しく説明する。

上述したように、本発明は、鋼中成分としてＴｉを０．０００３〜０．０１０％、好ましくは０．０００５〜０．０１０％の範囲内で含み、且つ、上記ＳｉＯ_２−ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＭｇＯ−ＭｎＯの酸化物系介在物中にＴｉＯ_２を３〜１０％の範囲内で含有するところに特徴がある。

本明細書において、ばね用鋼線材とは、圧延後の鋼材、すなわち圧延材、および当該圧延材を伸線加工した伸線材の両方が含まれる。本発明では、これらをまとめて「鋼線材」と呼ぶ。

本明細書において酸化物系介在物とは、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒなどの酸化物形成元素と酸素とが結合した酸化物介在物を意味する。上記酸化物系介在物は、電子顕微鏡で観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＥＤＸ）や波長分散型Ｘ線分析装置（Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ−Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＷＤＸ）によって測定することができる。測定方法の詳細は後述する。

まず、酸化物系介在物の組成について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる酸化物系介在物について、鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜９５％、ＭｇＯ：０〜８％、ＭｎＯ：０〜５％、ＴｉＯ_２：３〜１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３＋ＳｉＯ_２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ_２≧８０％を満たし、前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ^２超であるところに特徴がある。上記した酸化物系介在物の平均組成のうち、特にＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２については、ＣａＯ：１０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜７０％であることが好ましい。

ＣａＯ：０〜３５％
ＣａＯは塩基性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ_２に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物系介在物の結晶化を抑制する効果があるため、酸化物系介在物中に含有していても良い。このような効果を有効に得るためには、ＣａＯ含有量の下限を１０％以上に制御することが好ましい。ＣａＯ含有量の下限は、より好ましくは１５％以上である。しかしながら、ＣａＯ含有量が高すぎると、酸化物系介在物が結晶化してしまうため、その上限を３５％以下とする。ＣａＯ含有量の上限は、好ましくは３０％以下である。

Ａｌ_２Ｏ_３：０〜４０％
Ａｌ_２Ｏ_３は両性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ_２に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物の結晶化を抑制する効果があるため、前記酸化物系介在物中に含有していても良い。このような効果を有効に得るためには、Ａｌ_２Ｏ_３含有量の下限を１０％以上に制御することが好ましい。Ａｌ_２Ｏ_３含有量の下限は、より好ましくは２０％以上である。一方、Ａｌ_２Ｏ_３含有量の上限が４０％を超えると、溶鋼中および凝固過程でコランダム等のＡｌ_２Ｏ_３結晶相が晶出したり、ＭｇＯと共にスピネル等のＭｇＯ・Ａｌ_２Ｏ_３結晶相が晶出する。また、圧延温度域で、これらの結晶相が生成する。これらの固相は硬質であり、粗大な介在物として残留し、疲労特性を悪化させる。こうした観点から、Ａｌ_２Ｏ_３含有量の上限は４０％以下とする必要があり、好ましくは３０％以下である。

ＳｉＯ₂：３０〜９５％
ＳｉＯ₂は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を非晶質化させるために不可欠の成分である。このような効果を有効に発揮させるためには、ＳｉＯ₂含有量の下限を３０％以上とする。ＳｉＯ₂含有量の下限は、好ましくは４０％以上である。しかしながら、ＳｉＯ₂含有量が９５％を超えると、上記介在物の延伸性は低下して空洞も生成しやすくなり、疲労特性が悪化する。そのため、ＳｉＯ₂含有量の上限は９５％以下とし、好ましくは７０％以下、より好ましくは５０％以下、更に好ましくは４５％以下である。

ＭｇＯ：０〜８％
ＭｇＯは、本発明において必須の酸化物ではないが、ＳｉＯ_２系酸化物を最適な組成に制御して、その融点を低下させる効果がある。このような作用を有効に発揮させるため、ＭｇＯ含有量の下限は、好ましくは０．２％以上である。ただし、ＭｇＯ含有量が多くなり過ぎると、ＳｉＯ_２系酸化物の融点が高くなったり、ＭｇＯ系の結晶が生成するため、その上限を８％以下とする。好ましくは５％以下、より好ましくは３％以下である。

ＭｎＯ：０〜５％
ＭｎＯも上記ＭｇＯと同様、本発明において必須の酸化物ではないが、ＭｎＯは、ＳｉＯ_２系酸化物の融点を低下させる効果がある。このような作用を有効に発揮させるため、ＭｎＯ含有量の下限は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上である。ただし、本発明のようにＳｉを１．０％以上含む高Ｓｉ鋼においてＭｎＯをあまり高濃度に制御することは現実的でないため、ＭｎＯ含有量の上限は５％以下とする。

ＴｉＯ_２：３〜１０％
ＴｉＯ_２は、本発明を特徴付ける酸化物成分である。前述したようにＴｉＯ_２が酸性酸化物であるＳｉＯ_２に含まれると、ＴｉＯ_２濃化相（Ａ相）とＳｉＯ_２濃化相（Ｂ相）の２相に分離し、両相とも、結晶質化抑制作用を有する。その結果、Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ_２含有酸化物系介在物の熱間加工時の結晶化の抑制、鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞の抑制を実現でき、疲労特性が一層向上する。このような効果は、ＴｉＯ₂含有量の下限を３％以上に制御することによって得られるため、ＴｉＯ_２含有量は３％以上とする。好ましくは４％以上、より好ましくは５％以上である。しかしながら、ＴｉＯ_２含有量が多くなりすぎると、ＴｉＯ_２系酸化物が結晶相として単独で生成するため、疲労特性が低下する。そのため、ＴｉＯ_２含有量の上限を１０％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは７％以下である。

ＣａＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３＋ＳｉＯ_２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ_２≧８０％
本発明では、各酸化物の含有量を上記のように制御すると共に、これらの含有の合計を８０％以上に制御することが必要であり、これにより、酸化物系介在物の非晶質が保持され、疲労特性が向上する。上記酸化物の合計量は多いほど良く、好ましくは９０％以上、である。最も好ましくは１００％である。

上述したように本発明のばね用鋼線材に含まれる酸化物系介在物は、基本的にＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ_３、ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、ＭｎＯ、およびＴｉＯ_２であり、残部は不純物である。上記不純物としては、例えば、製造過程などで不可避的に含まれる不純物が挙げられる。上記不純物は、酸化物系介在物の結晶化状態や形態などに悪影響を及ぼさず、所望の疲労特性が得られる限度において含まれ得る。ただし、上記酸化物系介在物の合計量との関係で、当該不純物の合計量は、最大でも２０％以下に制御されている必要がある。

上記不純物としては、例えば、ＺｒＯ_２、Ｎａ_２Ｏ、Ｃｒ_２Ｏ_３などが挙げられる。このうちＺｒＯ_２およびＮａ_２Ｏは、酸化物系介在物中の濃度が高くなると、上記介在物の結晶化が促進されて疲労特性が悪化するため、極力少なくすることが好ましい。ＺｒＯ_２の好ましい含有量は１％未満であり、より好ましくは０．５％以下であり、含まれないことが最も好ましい。また、Ｎａ_２Ｏは、上記ＺｒＯ_２に比べて許容量が広く、最大で５％以下、特に５％未満とすることが好ましい。より好ましくは３％以下であり、含まれないことが最も好ましい。

鋼材の長手方向に平行な断面に存在する、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数：０．００２個／ｍｍ^２超
本発明では、上記のように各酸化物の含有量および合計量を制御すると共に、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ^２超を満足することが必要である。これにより、高い疲労特性が確保され、均質性も向上する。短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数は、好ましくは０．００５個／ｍｍ^２以上であり、より好ましくは０．０１個／ｍｍ^２以上であり、更に好ましくは０．０５個／ｍｍ^２以上である。ここで、上記「酸化物系介在物」とは、前述したように、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒなどの酸化物形成元素と酸素とが結合した酸化物介在物を意味し、上述したＣａＯ、Ａｌ_２Ｏ₃、ＳｉＯ_２、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＴｉＯ_２という酸化物に限定されない。また、上記酸化物系介在物のうち、特に「短径２μｍ以上」を規定したのは、短径２μｍ未満の酸化物系介在物は、疲労特性に対する悪影響が少ないためである。短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数の上限は特に限定されないが、例えば１０個／ｍｍ^２以下である。

次に、鋼中成分について説明する。以下、化学組成は全て質量％を意味する。

Ｃ：０．２〜１．２％
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。好ましくは０．５％以上である。但し、Ｃ含有量が過剰になるとばね用鋼線材が脆化し、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、より好ましくは０．７％以下である。

Ｓｉ：１．０〜３％
Ｓｉは、ばね用鋼線材の高強度化、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、所望とする酸化物系介在物の組成に制御するためにもＳｉは必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を１．０％以上とする。好ましいＳｉ含有量は、１．４％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、凝固中に硬質な純ＳｉＯ_２が生成するおそれがあり、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。そのため、Ｓｉ量の上限を３％以下とする。好ましくは２．４％以下、より好ましくは２．２％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０．２％以上、より好ましくは０．５％以上である。但し、Ｍｎ量が過剰になると、靭性や延性が低下するため、その上限を２％以下とする。より好ましくは１％以下である。

Ｃｒ：０％超、３％以下
Ｃｒは、固溶強化によりばね用鋼線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、焼入れ性向上にも有効に作用する。Ｃｒ量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかし、Ｃｒが過剰であるとばね用鋼線材が脆化しやすくなって酸化物系介在物の感受性が増大するため、疲労特性が低下する。そこでＣｒ量の上限を３％とする。Ｃｒ量の好ましい上限は２％以下、より好ましくは１％以下である。

Ａｌ：０．０００２〜０．００５％
Ａｌ含有量が多くなり、特に０．００５％を超えると、Ａｌ_２Ｏ_３を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、更に圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、疲労特性が低下する。従って、Ａｌの含有量を０．００５％以下とし、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。但し、Ａｌ含有量を０．０００２％未満にすると、酸化物系介在物中のＡｌ_２Ｏ_３含有量が少なくなり過ぎ、ＳｉＯ_２を多く含む結晶相が生成する。従って、Ａｌ含有量の下限は０．０００２％以上とし、好ましくは０．０００５％以上である。

Ｃａ：０．０００２〜０．００２％
Ｃａは、酸化物系介在物組成制御のためのスラグ精錬により、線鋼材中に含有される成分である。本発明においてＣａは、酸化物系介在物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物の結晶化を抑制して、疲労特性を改善するのに有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．００２％を超えると、ＣａＯの割合が高くなり過ぎて、酸化物が結晶化してしまう。従って、Ｃａ含有量は０．００２％以下とし、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。

Ｔｉ：０．０００３〜０．０１０％
Ｔｉは、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＴｉを添加し、酸化物系介在物中のＴｉＯ_２含有量を適切に制御することにより、上記介在物の非晶質安定性がより高められ、疲労特性が一層向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００３％以上とする必要がある。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上、更に好ましくは０．００１１％以上である。ただし、Ｔｉの含有量が多くなって０．０１０％を超えると、ＴｉＯ_２系酸化物が結晶相として単独で生成してしまう。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。

本発明に用いられる鋼中元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物として、例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素、例えば、Ｓ、Ｐ、Ｈ、Ｎなどが挙げられる。

更に本発明では、以下の選択成分を含有しても良い。

Ｎｉ：０％超、０．５％以下
Ｎｉは、ばね用鋼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の抑制に有効な元素である。更に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０．１５％以上、更に好ましくは０．２％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量の上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下とする。

Ｃｕ：０％超、０．５％以下
Ｃｕは、ばね用鋼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の抑制に有効な元素であるため、０．０５％以上含んでいても良い。Ｃｕ量の上限は０．５％以下が好ましく、より好ましくは０．３％以下である。
ＣｕとＮｉは単独で含んでも良いし、共に含んでも良い。

Ｖ：０％超、０．５％以下
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の向上に有用な元素である。更にＶは、結晶粒微細化効果により、ばねの靱性、耐力、耐へたり性などの向上に寄与する元素である。Ｖ量の下限は、好ましくは０．０５％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ほか、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、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。

次に、本発明のばね用鋼線材を製造する方法について説明する。本発明では、所望とする酸化物系介在物の組成および個数が得られるように、特に溶製工程、熱間加工の各工程に留意して製造することが重要である。但し、それ以外の工程は特に限定されず、ばね用鋼線材の製造に通常用いられる方法を適宜選択して用いることができる。

本発明に用いられる好ましい溶製工程および熱間工程は、以下のとおりである。

溶製工程
まず、Ｓｉによる脱酸を実施し、本発明で規定する組成となるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｖを添加した後、常法に従い、ＣａＯ−ＳｉＯ_２系スラグを用いてスラグ精錬を実施して、ＣａＯ−Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２−ＭｇＯ−ＭｎＯ−ＴｉＯ_２の組成に制御する。このとき、上記スラグを溶綱に十分懸濁することで、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数を所定の範囲とすることができる。なお、本発明では、酸化物系介在物として所定量のＴｉＯ_２を含有するが、この制御方法も特に限定されず、本発明の技術分野で通常用いられる方法に基づき、溶製時に、鋼中のＴｉ量が０．０００３〜０．０１０％、好ましくは０．０００５〜０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉを添加すれば良い。Ｔｉの添加方法は特に限定されず、例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整しても良いし、あるいは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御しても構わない。

熱間工程
得られた鋳片を、加熱炉において１１００〜１３００℃に加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を実施する。その後、８００〜１１００℃で圧延し、所望の径まで熱間圧延を実施する。

このようにして本発明のばね用鋼材（鋼線材）が得られるが、上記熱間圧延の後、更に伸線加工してばね用鋼線材としても良い。伸線条件は特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。

本発明のばね用鋼線材は、高い疲労特性が要求される加工品の素材として非常に有用である。上記加工品として、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が挙げられる。

上記ばねの製造方法は特に限定されず、常法により製造することができる。具体的には、上記ばね用鋼線材を、必要に応じて焼鈍処理した後、皮削り処理、鉛パテンティング処理、伸線加工、オイルテンパー処理を行ってばねが製造される。

以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

鋳片の製造
容量１５０ｋｇ／１ｃｈの小型溶解炉を用い、下記表１に示す各種化学成分の供試鋼を溶製し、φ２４５ｍｍ×４８０ｍｍの鋳片を作製した。溶製に当たっては、溶製時にＭｇＯ系耐火物の坩堝を用い、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、ＡｌおよびＣｒのほか、必要に応じてＮｉおよびＶの少なくとも一種を添加して所定の濃度に調整した後、Ｔｉ→Ｃａの順序で投入し、ＴｉおよびＣａの各濃度を調整した。本実施例では、溶鋼に添加するＣａとしてＮｉ−Ｃａ合金を、Ｔｉ源としてＦｅ−Ｔｉ合金を、それぞれ用いた。このようにして得られた鋳片の化学成分を表１に示す。

得られた鋳片を、加熱炉において１１００〜１３００℃の温度で加熱した後、９００〜１２００℃で分塊圧延を行った。その後、８３０〜１１００℃で熱間圧延することにより、直径：８．０ｍｍの熱間圧延材を得た。

酸化物系介在物の組成および個数の測定 このようにして得られた直径８．０ｍｍの熱間圧延材について、当該熱間圧延材の中心軸を含むように、長手方向、すなわち圧延方向に、圧延方向長さ２０ｍｍ以上のミクロ試料を１個切り出し、上記中心軸を含む断面を研磨した。この研磨面を、日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ−ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ、商品名「ＪＸＡ−８５００Ｆ」）を用いて観察し、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物について成分組成を定量分析した。研磨面の観察面積は１００〜１０００ｍｍ^２とし、酸化物系介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記酸化物系介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量し、酸化物換算することで酸化物系介在物の平均組成を求めた。Ｔｉ酸化物は複数の価数をとりうるが、全てＴｉＯ_２として計算した。なお、酸化物系介在物は、下記表２に具体的に組成を示した酸化物と、その他の不可避不純物とを合わせて合計１００質量％である。

また、上記研磨面中に存在する酸化物系介在物のうち、短径が２μｍ以上の酸化物系介在物の個数を、上記観察面積である１００〜１０００ｍｍ^２で除した値を、１ｍｍ^２当たりの酸化物系介在物の個数とした。

疲労強度試験による折損率の測定
上記した直径８．０ｍｍの熱間圧延材を皮削りし、直径：７．４ｍｍまで伸線した後、パテンティングを行い、直径：４．０ｍｍまで冷間線引き加工した。次いで、油焼入れと、約４５０℃の鉛浴での焼戻しを連続して行なってオイルテンパー処理を行なった後、直径４．０ｍｍ×長さ６５０ｍｍのワイヤを得た。このようにして得られたワイヤについて、４００℃で歪取焼鈍相当処理を行なった後、ショットピーニングを行ない、２００℃の低温焼鈍を行い、疲労強度測定用試験片を作製した。

上記試験片について、中村式回転曲げ試験機を用いて、公称応力：９７０ＭＰａ、回転数：４０００〜５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０^７回で試験を行った。破断した試験片のうち介在物を起点として折損した試験片の本数Ａ、および所定の中止回数に達したために上記試験を中止した試験片の本数Ｂをそれぞれ測定し、下記式により折損率を求めた。
折損率（％）＝［Ａ／（Ａ＋Ｂ）］×１００

これらの結果を表２に記載する。なお表２の試験Ｎｏ．は、同じ数字の表１の供試鋼Ｎｏ．を用いたことを示す。

表２の試験Ｎｏ．１〜１１、１７、１８は、いずれも本発明で規定する化学成分組成および酸化物組成を満足するものであり、疲労特性に優れていることがわかる。

これに対し、試験Ｎｏ．１２〜１６は、本発明のいずれかの要件を満足しないため、疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１２は、Ｓｉ量およびＡｌ量は本発明の範囲内であるが、Ｓｉ量もＡｌ量も比較的低めであるため、酸化物系介在物中のＣａＯ量が多くなって、疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１３は、Ｔｉ量およびＡｌ量は本発明の範囲内であるが、それらの量が他の実施例より比較的多めに含まれているため、酸化物系介在物中のＳｉＯ_２量が少なくなって、疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１４は、Ｔｉ量が少ないため、酸化物系介在物中のＴｉＯ_２量が少なくなって、疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１５は、Ｔｉ量が多いため、酸化物系介在物中のＴｉＯ_２量が多くなって、疲労特性が低下した。

試験Ｎｏ．１６は、スラグ精錬時の攪拌を、他の例よりも弱撹拌としたため、懸濁が不十分となり、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が少なくなって、疲労特性が低下した。

Claims (9)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．２〜１．２％、
   Ｓｉ：１．０〜３％、
   Ｍｎ：０．１〜２％、
   Ｃｒ：０％超、３％以下、
   Ａｌ：０．０００２〜０．００５％、
   Ｃａ：０．０００２〜０．００２％、
   Ｔｉ：０．０００３〜０．０１０％
   を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする疲労特性に優れたばね用鋼線材。
2. 鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
   ＣａＯ：０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜９５％、ＭｇＯ：０〜８％、ＭｎＯ：０〜５％、ＴｉＯ_２：３〜１０％である請求項１記載のばね用鋼線材。
3. 鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
   ＣａＯ：１０〜３５％、Ａｌ_２Ｏ_３：１０〜４０％、ＳｉＯ_２：３０〜７０％、ＭｇＯ：０〜８％、ＭｎＯ：０〜５％、ＴｉＯ_２：３〜１０％である請求項１記載のばね用鋼線材。
4. 鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ＋Ａｌ_２Ｏ_３＋ＳｉＯ_２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ_２≧８０％を満足する請求項１〜３のいずれか１項に記載のばね用鋼線材。
5. 鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が、０．００２個／ｍｍ^２超である請求項１〜４のいずれか１項に記載のばね用鋼線材。
6. 更に、前記酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＺｒＯ_２：０％超、１％未満、Ｎａ₂Ｏ：０％超、５％未満である請求項１〜５のいずれか１項に記載のばね用鋼線材。
7. 更に、質量％でＮｉ：０％超、０．５％以下及びＣｕ：０％超、０．５％以下の１種以上を含有する請求項１〜６のいずれか１項に記載のばね用鋼線材。
8. 更に、質量％でＶ：０％超、０．５％以下を含有する請求項１〜７のいずれか１項に記載のばね用鋼線材。
9. 請求項１〜８のいずれか１項に記載のばね用鋼線材を用いて得られるばね。