WO1999024630A1 - Fil d'acier et ressort a resistance elevee a la fatigue et procedes de fabrication - Google Patents

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WO1999024630A1
WO1999024630A1 PCT/JP1998/003623 JP9803623W WO9924630A1 WO 1999024630 A1 WO1999024630 A1 WO 1999024630A1 JP 9803623 W JP9803623 W JP 9803623W WO 9924630 A1 WO9924630 A1 WO 9924630A1
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steel wire
hardness
fatigue strength
strength steel
high fatigue
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Inventor
Nozomu Kawabe
Teruyuki Murai
Original Assignee
Sumitomo Electric Industries, Ltd.
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    • 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
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10S—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10S148/00—Metal treatment
    • Y10S148/902—Metal treatment having portions of differing metallurgical properties or characteristics
    • Y10S148/908—Spring

Definitions

  • the present invention relates to a steel wire and a spring having excellent fatigue characteristics and a method for producing the same.
  • Known spring steel wires include C: 0.6 to 0.8, S i: 0.15 to 0.35, and Mn: 0.3 to 0.9 mass%.
  • the steel wire for this spring is subjected to the following steps: rolling patenting (hardening-constant transformation)-wire drawing-(coiling: when subjected to spring processing) ⁇ strain relief annealing (300 ⁇ 30 ° C) Manufactured through
  • the above steel wires for springs are not sufficient in both heat resistance and fatigue strength.
  • the heat resistance is improved by increasing the Si content in the case of parallel wires and other steel wires.
  • the aim of heat resistance is various, and the heat resistance of the barrel wire is essentially that the change in TS after molten zinc plating (450 ° C X 30 seconds) is small. It is aim.
  • the sag in the temperature range of 100 to 200 ° C is small, and the steel wire also has fatigue characteristics. That is. For this reason, simply applying the chemical composition of the parallel wire to the spring has not provided sufficient properties as a spring material.
  • a main object of the present invention is to provide a steel wire and a spring which are not subjected to quenching and tempering, that is, are excellent in heat resistance and fatigue strength obtained by wire drawing, and a method for producing them. Disclosure of the invention
  • the steel wire of the present invention is a steel wire having a mass structure of C: 0.8-: L.0, Si: 0.8-: 1.5, and has a solid structure.
  • the average of the hardness from the surface to 100 nm is higher than the average of the hardness inside by 50 or more micro Vickers hardness.
  • Such a wire has high heat resistance and fatigue strength and is ideal for spring wire.
  • it is preferable that the average of the internal hardness is 500 or more in terms of Vickers hardness at the microphone opening, and the difference in hardness between the brackets is 150 or more.
  • Mo may be further added to this steel wire in an amount of 0.3 to 0.1 mass%.
  • Mn 0.3 to 0.9 mass%
  • Cr 0.2 mass % or less. May be contained.
  • the tensile strength of this steel wire is preferably at least 190 N / mm2 in order to obtain sufficient fatigue strength. Furthermore, it is desirable that the compressive residual stress on the surface be 30 O MPa or more.
  • the method for producing a steel wire of the present invention comprises the steps of sieving a steel wire having a pearlite structure containing C: 0.8 to 1.0 and Si: 0.8 to 1.5 in ma SS %. From 350 to 450 ° C after wire drawing It is characterized by performing dulling and then performing shot peening. According to this manufacturing method, the steel wire of the present invention can be manufactured without performing quenching and tempering treatments, and a steel wire having both heat resistance and fatigue strength at low cost can be manufactured.
  • coiling may be performed between wire drawing and strain relief annealing. It is also preferable to perform a nitriding treatment after the strain relief annealing. Further, it is preferable to perform a secondary strain relief annealing at about 250 ° C. after the shot pinning or the nitriding treatment and the shot pinning.
  • the lower limit was determined from the viewpoint of fatigue strength, and the upper limit was determined from the viewpoint of drawability.
  • Si An element necessary for improving heat resistance. If it is less than the lower limit, sufficient heat resistance cannot be obtained, and if it is more than the upper limit, the surface of the steel wire is likely to be scratched.
  • Mn added for improving hardenability. If it exceeds the upper limit, segregation tends to increase, resulting in poor drawability.
  • the purpose is to remove the low hardness layer on the steel wire surface. Fatigue characteristics are improved by removing a layer whose hardness is 50 or more micropickers harder than the hardness inside the steel wire.
  • ⁇ Strain relief annealing> This is performed at 350 to 450 ° C to improve the fatigue characteristics of the spring. Annealing at this temperature sufficiently removes the strain caused by drawing and coiling. Even if the strain relief annealing is performed at such a high temperature, the strength of the steel wire does not decrease because of the addition of Si. If it is less than the lower limit, the effect of improving the fatigue properties is small, and if it exceeds the upper limit, the strength and fatigue strength of the wire also decrease.
  • the annealing time is preferably about 20 minutes in terms of effect and productivity.
  • the fatigue strength of spring steel wire requires high hardness of the wire surface and large compressive stress. Since the strain is sufficiently removed by the strain relief annealing, the residual stress of compression can be easily imparted by shot binning, and a steel wire and a spring having excellent fatigue characteristics can be manufactured.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between the strain relief annealing temperature and the fatigue limit amplitude stress.
  • FIG. 2 is a graph showing the hardness distribution of the cross section of the wire.
  • FIG. 3 is a graph showing the relationship between the Si amount and the fatigue limit amplitude stress.
  • Figure 4 is a graph showing the relationship between the hardness distribution of the steel wire cross section and the difference in the shot conditions.
  • Figure 5 is a graph showing the hardness distribution of the cross section of the wire after nitriding and shot peening.
  • Figure 6 is a graph showing the relationship between the Si content and the fatigue limit amplitude stress when nitriding and shot pinning were performed.
  • Patenting 950-580 ° C lead bath
  • Strain relief annealing 300, 350, 400, 450, 500 each at 2 ° C
  • Comparative Example 1 in which no shot peening was performed and Comparative Example 2 in which the amount of Si was low were all inferior to Example 1 in fatigue strength. Good results were obtained when the strain relief annealing temperature was 350 to 450 ° C. Next, the sectional hardness distribution of these three types of steel wires was measured. Note that the strain relief annealing temperature of Example 1 and Comparative Example 1 which were the targets of hardness measurement was 400. C, the annealing temperature of Comparative Example 2 is 300 ° C. Figure 2 shows the results.
  • the hardness of the surface portion of Comparative Example 1 not subjected to the shot peening is decreased, but the hardness of the surface portion of the Example 1 and the Comparative Example 2 of the shot peening are reduced. Is getting higher.
  • the hardness of Example 1 is generally higher than that of Comparative Example 2.
  • the average hardness within 100) im from the surface of Example 1 was 675 Hmv, and the average hardness inside was 62 OHmv, indicating that high hardness was maintained. .
  • the tensile strength of each steel wire was as follows.
  • (X) has many flaws during the manufacturing process. This indicates that the fatigue test could not be performed.
  • the content of C is preferably 0.7 to 1.0 Oma SS %, and the content of Si is preferably 0.8 to 1.5 mass%.
  • Example 1 of Test Example 1 strain relief annealing: 400 ° C for 20 minutes
  • four types of shot peening with different shot conditions were performed to examine the hardness distribution in the steel wire cross section. .
  • the shot condition is changed by changing the shot material or the shot time.
  • Figure 4 shows the results. As shown in this graph, a hardness higher than the average hardness of the inside of the ⁇ ⁇ ⁇ steel wire by 50 or more was obtained from the surface of the steel wire.
  • the fatigue limit amplitude stress of each test material was as follows.
  • Test material A 5 7 5 N / mm 2
  • Test material B 590 N mm2
  • Test material C 660 N / mm2
  • Test material D 690 N / mm2
  • Example 2 Shortening peening is performed to perform secondary strain relief annealing. Chemical composition: C: 0.82, S i: 1.35, Mn: 0.51
  • Example 3 After the nitriding treatment, the shot pinning and the secondary strain relief annealing are performed.
  • Example 2 the surface hardness at 100 am from the surface was about 55 Hmv higher than the inside of the steel wire, and in Example 3, the surface hardness at 100 ⁇ from the surface was higher than inside the steel wire. Is higher than about 150 Hmv.
  • the average hardness inside the steel wire was as high as about 52 OHmv or more.
  • Comparative Example 3 the strength was significantly reduced by the high temperature during the nitriding treatment, the hardness inside the steel wire was about 47 OHmv, and the surface hardness was lower than in each of the examples.
  • Table 2 shows the results and the hardness at the surface and center of the steel wire.
  • the steel wire of the present invention has high heat resistance and fatigue strength, and can be used as a spring steel wire. It is especially suitable for springs around the engine of a car.

Description

明 細 書
高疲労強度鋼線およびばねとそれらの製造方法 技術分野
本発明は疲労特性に優れた鋼線およびばねとそれらの製造方法に関 するものである。 背景技術
ばね用鋼線として、 C : 0. 6〜 0. 8 , S i ： 0. 1 5〜 0. 3 5 , M n : 0. 3〜 0. 9 mass %を含むものが知られている。 このば ね用鋼線は、 圧延 パテンティ ング （ァ化加熱—恒温変態） —伸線— (コィ リ ング ： ばね加工した場合） →歪み取り焼鈍 （ 3 0 0 ± 3 0 °C) の工程を経て製造される。
しかし、 上記のばね用鋼線では耐熱性， 疲労強度共に十分とはいえ ない。 一方、 S i の含有量を高めることで耐熱性が向上することはパ ラレルワイヤをはじめとする鋼線において知られている。 ただし、 耐 熱性といってもその狙いは様々であり、 ハ°ラ レルワイヤでの耐熱性は 溶融亜鉛メ ツキ （ 4 5 0 °C X 3 0秒） された後に T Sの変化が小さい ことが本来の狙いである。 しかし、 本発明鋼線が用いられる自動車の エンジン回りのばね等の場合、 重要なのは 1 0 0〜 2 0 0 °Cの温度域 でのへたりが小さいことであり、 さらに疲労特性も兼ね具えることで ある。 このため、 単にパラレルワイヤの化学成分をばねに応用しても ばね材として十分な特性は得られていない。 すなわち、 パラレルワイ ャで S i を添加することによって疲労特性が向上するとの報告もある 、 これらは引張力の繰り返し疲労であり、 ばね材の疲労とは本質的 に要求特性が異なる。 パラレルワイャでは表面の硬度低下があつても 疲労特性への影響が小さいが、 S i含有量の高いばね用鋼線では疲労 特性への影響が大きいことがわかった。
また、 鋼線製造の最終工程で熱処理 （焼入れ ·焼戻し） を施すこと で耐熱性， 疲労強度共に優れた鋼線 （オイルテンパー線） を得ること が知られているが、 焼入れ ·焼戻しを施す場合はコス 卜が高くなると いう問題がある。
従って、 本発明の主目的は、 焼入れ · 焼戻しを行わない、 すなわち 伸線加工により得られる耐熱性と疲労強度の優れた鋼線およびばねと それらの製造方法を提供することにある。 発明の開示
本発明鋼線は、 mass%で C : 0 . 8〜 ： L . 0， S i : 0 . 8〜： 1 . 5を含むパ一ライ ト組織の鋼線であって、 鋼線横断面において、 表面 から 1 0 0 n mまでの硬度の平均がその内部の硬度の平均よりもマイ クロビッカース硬度で 5 0以上高いことを特徴とする。 このような鋼 線は高い耐熱性と疲労強度を具えており、 ばね用鋼線に最適である。 特に、 内部の硬度の平均がマイク口ビッカース硬度で 5 0 0以上で、 かっこの硬度差が 1 5 0以上であることが好ましい。
この鋼線にはさらに M oを 0 . 0 3〜 0 . 1 mass%添加してもよい c また、 M n ： 0. 3〜 0 . 9 mass%, C r ： 0 . 2 mass%以下を含有 してもよい。 この鋼線の引張強度は、 十分な疲労強度を出すためには、 1 9 0 0 N /mm2 以上が好適である。 さ らに、 表面の圧縮残留応力が 3 0 O MPa 以上であることが望ましい。
また、 本発明鋼線の製造方法は、 maSS%で C ： 0 . 8〜 1 . 0， S i ： 0 . 8〜 1 . 5を含むパーライ ト組織の鋼線をシヱ一ビングして からパテンティ ングし、 伸線した後に 3 5 0〜 4 5 0 °Cで歪み取り焼 鈍を行い、 その後にショ ッ トピーニングを行う ことを特徴とする。 こ の製造方法は、 焼入れ · 焼戻し処理を行う ことなく本発明鋼線を製造 することができ、 低コス 卜で耐熱性と疲労強度を兼ね具えた鋼線を製 造することができる。
ばねに加工する場合は、 伸線と歪み取り焼鈍との間でコィ リ ングを 行えばよい。 そして、 歪み取り焼鈍の後に窒化処理も行うことが好ま しい。 さらに、 前記ショ ッ トピ一ニングまたは窒化処理とショ ッ ト ピ —ニングの後に 2 5 0 °C前後で二次歪み取り焼鈍を行う ことが好適で ある。
以下、 本発明の構成を上記のように限定した理由を述べる。
<化学成分 >
C ： 疲労強度の観点から下限値を決め、 伸線性の観点から上限値を 決めた。
S i ： 耐熱性の向上に必要な元素である。 下限値未満では十分な耐 熱性が得られず、 上限値を越えると鋼線表面に疵が付きやすい。
M o ： 下限値未満では耐熱性 ·疲労強度向上の効果が小さ く、 上限 値を越えるとパテンティ ングの時間が長く生産性が劣る。
M n ： 焼入れ性向上のために添加する。 上限値を越えると偏析が多 くなりやすく、 伸線性に劣る。
C r ： 上限値を越えるとパテンティ ングの時間が長く生産性に劣る からである。
<シヱ一ビング〉
鋼線表面の低硬度層の除去が目的である。 鋼線の内部の硬度より も マイクロピツカ一ス硬度で 5 0以上硬度の低い層を除去することで疲 労特性を改善する。
<歪み取り焼鈍 > ばねの疲労特性向上のため 3 5 0 〜 4 5 0 °Cで行う。 この温度の焼 鈍により、 伸線およびコィ リ ングで生じた歪みを十分に除去する。 こ のような高温で歪み取り焼鈍を行っても、 鋼線の強度は S i が添加さ れているため低下しない。 下限値未満では疲労特性向上の効果が少な く、 上限値を越えるとワイヤの強度， 疲労強度も下がる。 この焼鈍の 時間は 2 0分程度が効果と生産性の点で好ましい。
くショ ッ トピ一ニング >
ばね用鋼線の疲労強度は線表面の高い硬度と大きな圧縮応力が必要 とされる。 歪み取り焼鈍により十分に歪みが除去がなされるため、 シ ョ ッ トビ一ニングにより圧縮の残留応力を付与しやすく、 疲労特性に 優れる鋼線 · ばねを製造することができる。
<窒化処理 >
従来のピアノ線では残留応力を与える窒化処理でマ ト リ ックスの強 度低下が起こり、 窒化処理 ， ショ ッ トピーニングを行っても圧縮応力 付与の効果を十分に発揮できない。 S i の含有量を高めた本発明鋼線 では耐熱性が改善され、 マ 卜 リ ツタスの強度低下が小さいため、 圧縮 残留応力の付与が十分に疲労強度改善に寄与する。 図面の簡単な説明
図 1 は歪み取り焼鈍温度と疲労限界振幅応力との関係を示すグラフ である。 図 2は線材断面の硬度分布を示すグラフである。 図 3は S i 量と疲労限界振幅応力との関係を示すグラフである。 図 4は鋼線断面 の硬度分布とショ ッ ト条件の違いとの関係を示すグラフである。 図 5 は窒化処理とショ ッ トピーニングを行った場合における線材断面の硬 度分布を示すグラフである。 図 6は窒化処理とシヨ ッ ト ピ一ニングを 行った場合における S i量と疲労限界振幅応力との関係を示すグラフ である 発明を実施するための最良の形態
(試験例 1 )
表 1 に示す化学成分のィ ンゴッ ト 1 0 0 k gを真空溶解設備で溶解 铸造し、 熱間鍛造， 圧延により 1 1画 øの線材を製造した。
表 1
Figure imgf000007_0001
これらの線材をシエ ービングにより表面層を除去して 1 0mm¾6 とし. 下記のパテンティ ング， 伸線， 歪み取り焼鈍を行ってパーライ ト組織 の鋼線を得た。
パテンティ ング ： 9 5 0— 5 8 0 °C鉛浴
伸線 ： 1 0 mm ø→ 4 mm ø
歪み取り焼鈍 ： 3 0 0 , 3 5 0 , 4 0 0 , 4 5 0 , 5 0 0 °Cで各 2
0分間
そして、 この鋼線を用いて、 ショ ッ ト ピ一ニングのみを施したもの と何も施さないものの 3種類を得て、 さらに二次歪み取り焼鈍を （ 2 5 0 °C X 2 0分） 行った。 ショ ッ トビ一ニングは 0. 3 mm径のスチ —ルボールで 2 0分行った。 そして、 上記の各鋼線に中村式の回転曲 げ疲労試験機で疲労試験を行い、 その際の疲労限を 1 07 回とした。 その結果を図 1に示す。 図 1 に示すように、 S i の含有量が高く、 ショ ッ トピ一ニングを行 つた実施例 1が最も疲労限界振幅応力が大き く、 疲労強度に優れるこ とがわかる。 ショ ッ トピーニングを行わなかった比較例 1や S i量の 低い比較例 2はいずれも実施例 1 よりも疲労強度が劣つている。 また、 歪み取り焼鈍の温度は 3 5 0 〜 4 5 0 °Cの場合に好結果となっている。 次に、 これら 3種類の鋼線について断面硬度分布の測定を行った。 なお、 硬度測定の対象とした実施例 1， 比較例 1の歪み取り焼鈍温度 は 4 0 0。C、 比較例 2の同焼鈍温度は 3 0 0 °Cである。 その結果を図 2に示す。
図 2に示すように、 ショ ッ トピーニングを施していない比較例 1 は 表面部の硬度が低下しているが、 ショ ッ トピ一ニングを行った実施例 1 と比較例 2は表面部の硬度が高くなつている。 そして、 実施例 1の 硬度は比較例 2のそれに比べて全般的に高くなつている。 特に、 実施 例 1の表面から 1 0 0 )i m以内の平均硬度は 6 7 5 Hmv で、 その内部 の平均硬度は 6 2 O Hmv となっており、 高い硬度を維持できているこ とがわかる。
なお、 各鋼線の引張強度は次の通りであった。
実施例 1 ： 2 1 4 0 N Z mm2
比較例 1 ： 2 1 3 0 N / mra2
比較例 2 ： 1 9 6 0 Nノ ΠΗΠ2
(試験例 2 )
次に、 前記実施例 1の化学成分における C と S i の含有量を変え、 各鋼線について前記と同様の疲労試験を行った。 なお、 歪み取り焼鈍 条件は、 0 . 2 ma s s % S i のものが 3 0 0 °C X 2 0分、 他のものは 4 0 0 °C X 2 0分である。 その結果を図 3に示す。
図 3において、 （ X ) は製造工程中に疵が多発し、 実際には製造で きず、 疲労試験も行えなかったことを示している。 このグラフに示す ように、 Cの含有量としては 0. 7〜 1 . OmaSS%, S i の含有量と しては 0. 8〜 1. 5 mass%が好ましいことがわかる。
(試験例 3 )
さらに、 試験例 1 における実施例 1 (歪み取り焼鈍 ： 4 0 0 °C X 2 0分） についてショ ッ ト条件を変えた 4種類のシヨ ッ トピーニングを 行い、 鋼線断面における硬度分布を調べた。 なお、 ショ ッ ト条件の変 更はショ ッ ト材の変更やショ ッ ト時間の変更により行う。 この結果を 図 4に示す。 このグラフに示すように、 鋼線の表面から Ι Ο Ο μιη鋼 線の内部の平均硬度より も 5 0以上高いものが得られている。 各試験 材の疲労限界振幅応力は次の通りであつた。
試験材 A ： 5 7 5 N / mm2
試験材 B : 5 9 0 N mm2
試験材 C ： 6 6 0 N/mm2
試験材 D : 6 9 0 N/mm2
(試験例 4 )
試験例 1 と同様の工程で歪み取り焼鈍 （ 4 0 0 °C X 2 0分） までを 行い、 その後、 下記の処理を行った鋼線 （実施例 2， 3， 比較例 3 ) を得て、 断面の硬度分布を調べた。
実施例 2 ： ショ ッ トピーニングを行って二次歪み取り焼鈍を行う。 化学成分 ： C : 0. 8 2， S i ： 1 . 3 5 , M n ： 0. 5 1
C r ： 0. 0 9 mass%
実施例 3 ： 窒化処理を行ってからショ ッ トピ一ニングと二次歪み取 り焼鈍とを行う。
化学成分 ： C : 0. 8 2 , S i ： 1 . 3 5 , M n ： 0. 5 1
C r ： 0. 0 9 mass% 比較例 3 ： 窒化処理を行ってからショ ッ トビ一ニングと二次歪み取 り焼鈍とを行う。
化学成分 ： C : 0. 8 2 , S i ： 0. 2 1 , M n ： 0. 5 0
C r ： 0. 0 9 mass%
ショ ッ トピ一ニングおよび二次歪み取り焼鈍の条件は試験例 1 と同 様で、 窒化処理条件は 4 5 0 °C X 2時間である。 試験結果を図 5に示 す。
このグラフに示すように、 実施例 2は鋼線内部より も表面から 1 0 0 amにおける表面硬度が 5 5Hmv 程度高く、 実施例 3は鋼線内部よ りも表面から 1 0 0 μπιにおける表面硬度が 1 5 0 Hmv 程度以上高い。 また、 いずれの実施例も鋼線内部における平均硬度は 5 2 OHmv 程度 以上と高くなつている。 これに対し、 比較例 3は窒化処理時の高温に より強度低下が大きく、 鋼線内部の硬度は 4 7 OHmv 程度で、 表面硬 度も各実施例に比べて低い。
さらに、 この実施例 3の鋼線における Cと S i の含有量を変更し、 得られた鋼線の疲労限界振幅応力を調べてみた。 その結果を図 6に示 す。 このグラフに示すように、 Cと S i の含有量が多いほど疲労限界 振幅応力が大きいが、 S i量が 2. 0 %のものは製造段階で疵が多発 して試験を行うことができなかった。 また、 S i 量が 0. 5 %以下で は疲労限界振幅応力が大き く低下することがわかる。
次に、 前記実施例 2 , 3 と比較例 3について表面の圧縮残留応力を 測定した。 その結果および鋼線の表面 · 中心の硬度を表 2に示す。 表 2
Figure imgf000011_0001
この表に示すように、 いずれの実施例も表面の圧縮残留応力が高く 疲労強度に優れ、 ばね用鋼線として最適であることがわかる。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明鋼線は高い耐熱性と疲労強度を具えて おり、 ばね用鋼線に利用できる。 特に、 自動車のエ ン ジ ン周りのばね 用に最適である。 その他、 P C鋼より線、 コン トロールケーブル、 ス チールコー ド、 ノ、。ラレルワイヤなどに利用することができる。

Claims

請求の範囲
1. mass %で C : 0. 8〜 1. 0 , S i : 0. 8〜 1. 5を含むパ —ライ ト組織の鋼線で構成され、
鋼線横断面において、 表面から 1 0 0 fimまでの硬度の平均が内部 の硬度の平均より もマイクロビッカース硬度で 5 0以上高いことを特 徴とする高疲労強度鋼線。
2. 表面から 1 0 0 までの硬度の平均が内部の硬度の平均より もマイクロビッカース硬度で 1 5 0以上高いこ とを特徴とする請求項 1記載の高疲労強度鋼線。
3. 引張強度が 1 9 0 0 NZ關 2 以上であることを特徴とする請求 項 1記載の高疲労強度鋼線。
4. 表面の圧縮残留応力が 3 0 O MPa 以上であることを特徴とする 請求項 1記載の高労強度鋼線。
5. 鋼線の内部硬度の平均がマイクロピツカ一ス硬度で 5 0 0以上 であることを特徴とする請求項 1記載の高疲労強度鋼線。
6. 請求項 1力、ら 5のいずれかに記載の鋼線と同等の特性を具える ことを特徴とするばね。
7. !^33 %で〇 ： 0. 8〜 1. 0 , S i : 0. 8〜 1. 5を含むパ —ライ ト組織の鋼線をシヱ一ビングしてからパテンティ ングし、 伸線 した後に 3 5 0〜 4 5 0 °Cで歪み取り焼鈍を行い、 その後にシヨ ッ ト ピーニングを行う ことを特徴とする高疲労強度鋼線の製造方法。
8. 歪み取り焼鈍の後に窒化処理も行う ことを特徴とする請求項 6 記載の高疲労強度鋼線の製造方法。
9. 請求項 7における伸線と歪み取り焼鈍との間にコイ リ ングを行 うことを特徴とするばねの製造方法。
PCT/JP1998/003623 1997-11-06 1998-08-13 Fil d'acier et ressort a resistance elevee a la fatigue et procedes de fabrication WO1999024630A1 (fr)

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