WO2002050327A1 - Acier à ressorts haute résistance et fil d'acier à ressorts - Google Patents

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WO2002050327A1
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Masayuki Hashimura
Hiroshi Hagiwara
Takanari Miyaki
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Nippon Steel Corporation
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    • Y10S148/908—Spring

Definitions

  • the present invention relates to steel and copper wire having high strength and high toughness after heat treatment and used for springs for automobiles and general machinery. Background art
  • hot coiling in which steel is heated to the austenitic region, coiled, and then quenched and tempered, and high-strength steel wire, which has been quenched and tempered in advance, is used.
  • a cold coiling that performs a cold coiling.
  • the basic strength of the spring is determined by quenching and tempering. Therefore, for spring steel, component design considering the properties after quenching and tempering is an important factor.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 57-32353 discloses that hardenability is improved by adding elements such as V, Nb, and Mo, and fine carbides precipitated by tempering are generated. It restricts dislocation movement and improves sag resistance.
  • tempering treatment is performed after coiling.
  • Such heating during coiling and refining after coiling may cause variations in the heat treatment conditions of the spring dimensions and extremely reduce the processing efficiency.
  • heating and cooling are repeated multiple times, such as converter-to-bill-bill rolling-wire rolling.
  • carbide-forming elements such as Cr, V, Nb, and Mo contained in the steel harden the steel and tend to remain in the steel as coarse carbides.
  • the amount of addition of these alloying elements increases the amount of residual carbides. Therefore, in Japanese Patent Application Laid-Open No.
  • alloy-based carbides such as Cr, V, Nb, and Mo
  • size of the alloy-based carbides is specified. Proposals have been made. However, it is not these fine carbides that actually control the strength of the steel, but the behavior of iron carbide, that is, the carbides that produce semenite (hereinafter referred to as cementite-based carbides). The ability to control this cementite is important for spring steel.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 10-251804 discloses a proposal that focuses on the average grain size of Nb and V-based carbides. Therefore, there is a statement that there is concern that an abnormal structure may occur (paragraph 0015), and in fact, dry rolling is recommended. This is an industrially unsteady operation and is clearly different from normal rolling, suggesting that even if the average grain size is controlled, unevenness in the surrounding matrix structure may cause rolling trouble. are doing. Therefore, it is suggested that simply controlling the average particle size of alloy-based carbides such as V and Nb-based carbides is not industrially sufficient. Disclosure of the invention
  • An object of the present invention is to provide a spring steel and a spring steel wire which can be industrially manufactured and can impart strength and coiling properties for a spring after quenching and tempering.
  • the present inventors have developed a carbide steel in steel that has not received much attention in conventional spring steel, and in particular, a spring steel that achieves both high strength and coilability after quenching and tempering by reducing the size of cementite. And steel wire for springs. That is, the present invention provides the following spring steel and spring steel wire.
  • Mass 0 /. C 0.8 ⁇ 1.0%, Si: 0.9 ⁇ 3.0%, Mn: 0.1-2.0%, P ⁇ 0.015%, S ⁇ 0.015%, Cr ⁇ 0.5%, ⁇ : 0.001 ⁇ 0.007%
  • W 0.05-1.0% or Co: 0.05-5.0%, and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • the density of cementite Ntai preparative system spheroidal carbides 0.2 to 3 mu m in circle equivalent diameter of 0.5 or / m 2 or less, particles having a circle equivalent diameter 3 mu existence density of cementite Ntai preparative system spheroidal carbides ⁇ than is characterized in that it is of 0.005 pieces mu m 2 or less (7) or (8) high-strength spring steel according. ⁇
  • FIG. 1 is a micrograph showing the quenched and tempered structure of spring steel.
  • FIG. 2 shows the results of analysis of carbides of the alloy-based spherical carbides in the spring steel according to the present invention by EDX of SEM.
  • FIG. 3 shows the results of analysis of the cementite-based spherical carbide in the spring steel of the present invention by EDX of SEM, wherein (a) is: 0.4 to 0.8%, and (b) is (C) is the analysis result of the carbide when C: 0.8-; 1.0% is contained, (c) is the analysis result of the carbide when C: 0.4-: 1.0% is contained, and (d) is the case where C: 0.75-1.2% is contained .
  • Figures 4 (a) and (b) show the notch bending test method.
  • Figures 5 (a) and (b) show the delayed blasting test method.
  • the present invention provides high strength by defining appropriate chemical components, and controls the shape of carbides in steel by heat treatment to produce a spring. It is intended to provide a spring steel and a heat-treated steel wire for a spring, which have sufficient coiling characteristics at the time of heating.
  • C is an element that has a large effect on the basic strength of steel, and is set to 0.4 to L. 2% in order to obtain sufficient strength. If the C content is less than 0.4%, sufficient strength cannot be obtained, and other alloy elements must be added in a larger amount. If the C content exceeds 1.2%, a large amount of coarse cementite precipitates after normal rolling. Therefore, the toughness is significantly reduced. This decrease in toughness at the same time reduces the coiling properties. In addition, there is a need to set a high heat treatment temperature in the spring steel manufacturing process, and there is an industrial problem such as making high-frequency processing difficult.
  • Si is an element necessary to secure the strength, hardness and sag resistance of the spring.If it is less than 0.9%, the required strength and sag resistance are insufficient, so 0.9% is required.
  • the lower limit was set.
  • Si has the effect of spheroidizing and refining the carbide-based precipitates at the grain boundaries, and has the effect of reducing the area occupied by the grain boundary precipitates by positive addition of Si. However, large additions not only harden the material, but also embrittle it. Therefore, the upper limit was set to 3.0% to prevent embrittlement after quenching and tempering.
  • Mn improves the hardenability and hardens the matrix.
  • S present in steel can be fixed as MnS, and S can be rendered harmless.
  • it is an element that can secure the strength without producing carbides with respect to the behavior of carbides of particular interest in the present invention. Therefore, addition of 0.1% or more is necessary to fix S as MnS, and addition of 0.5% or more is preferable to secure the strength. It also prevents embrittlement due to Mn. Therefore, the upper limit was set at 2.0%.
  • Cr is an element that is effective for improving hardenability and tempering softening resistance.
  • nitriding is used to harden the spring surface and increase spring fatigue strength, the higher the amount of Cr, the faster the nitriding will be. The deeper the layer, the higher the maximum hardness tends to be. Therefore, when nitriding is assumed, it is preferable to add Cr.
  • a large amount of addition not only increases the cost, but also coarsens the cementite observed after quenching and tempering. As a result, the wire becomes brittle and easily breaks during coiling.
  • Cr since Cr forms a solid solution in the cementite precipitated after rolling, it stabilizes the cementite and tends to become undissolved during quenching and heating. This point has a great effect on the oil temper line and the high-frequency heat treatment material. Therefore, the hardening of cementite during quenching and heating during manufacturing of the spring makes it extremely difficult to heat-treat the spring or steel wire for springs.
  • the amount of Cr added is preferably 1.5% or less, but Cr should be adjusted in consideration of the relationship with other added elements and the relationship with heat treatment methods such as oil tempering and high frequency treatment. Yes, when C: 0.8% or more, it is preferable to suppress Cr to 0.5% or to simultaneously add an element such as W or Co that can suppress cementite-type spherical carbides.
  • N combines with V and Nb to form nitrides and facilitates the formation of carbonitrides. These carbonitrides are effective in reducing the austenite grain size, which becomes pinned particles that suppress austenite grain growth during quenching. For this purpose, 0.001% or more of N is added. On the other hand, excess N causes the coarsening of nitrides and carbonitrides and carbides formed with nitrides as nuclei, so the upper limit was made 0.007%.
  • P hardens the steel, but also segregates and embrittles the material.
  • P segregated at austenite grain boundaries reduces impact value and invades hydrogen. Therefore, it is better to reduce the amount to cause delayed destruction. Therefore, the limit was set to 0.015% or less, at which the tendency of embrittlement becomes significant.
  • MnS metal-organic compound
  • the upper limit was 0.015%, at which the adverse effect was prominent.
  • W not only improves the hardenability, but also forms carbides in the steel, increasing the strength.
  • cementite is important because it can suppress the coarsening of other alloy-based carbides. If the content is less than 0.05%, there is no effect. If the content is more than 1.0%, coarse carbides are formed, which may impair the mechanical properties such as ductility. %.
  • Co reduces hardenability, it can secure strength at high temperatures. Further, it has an effect of suppressing the formation of carbides, and particularly suppresses the formation of coarse carbides which is a problem in the present invention. If it is less than 0.05%, the effect is small, and if it exceeds 5.0%, the effect is saturated, so it was set to 0.05-5.0%.
  • W and Co have different mechanisms in steel, they both have the effect of refining cementite-based carbides, so when they contain a large amount of C as in the present invention, It is effective for miniaturization and easy solution. Therefore, it is preferable to add one or two of W and Co to high C steel.
  • Ti, Mo, V and Nb precipitate as nitrides, carbides and carbonitrides in steel. Therefore, if one or more of these elements are added, these precipitates are formed and tempering softening resistance can be obtained, and heat treatment such as strain relief annealing and nitriding in the tempering process at high temperature can be performed. High strength can be exhibited without softening even after passing through. This is because the inside of the spring after nitriding The fatigue properties of the final spring will be improved in order to suppress a decrease in the hardness of the part and to facilitate hot setting and strain relief annealing. However, if Ti, Mo, V and Nb are added in too large amounts, their precipitates become too large and combine with carbon in the steel to form coarse carbides. This reduces the amount of carbon that should contribute to the strengthening of the steel wire, making it impossible to obtain strength equivalent to the amount of carbon added. In addition, since coarse carbides are a source of stress concentration, deformation occurs during the coiling, and breakage tends to occur.
  • Ti is often already precipitated in molten steel because of its high nitride precipitation temperature. It is also used to fix N in steel because its bonding strength is strong. When B is added, it is necessary to add N as much as possible so as not to fix B to BN. Therefore, it is preferable to fix N by Ti.
  • the lower limit of the amount of Ti added is 0.005%, which is the minimum required amount to reduce the austenite particle size, and the upper limit is 0.1%, which is the maximum amount at which the precipitate size does not adversely affect the crushing properties. did.
  • Mo is added from 0.05 to 1.0% to improve the hardenability and to provide temper softening resistance, and to increase the tempering temperature when controlling the strength. Can be. This is advantageous in reducing the area occupied by the grain boundary carbides. In other words, it is effective to temper the grain boundary carbides precipitated in the form of a film at a high temperature to form spheroids, thereby reducing the grain boundary area ratio. Mo forms Mo-based carbides in steel apart from cementite. In particular, since the precipitation temperature is lower than that of V, etc., it has an effect of suppressing carbide coarsening. If the amount is less than 0.05%, no effect is observed, and if it exceeds 1.0%, the effect is saturated.
  • V can also be used for hardening the steel wire at the tempering temperature and hardening the surface layer during nitriding, in addition to suppressing the austenite grain size from being coarsened by the formation of nitrides, carbides and carbonitrides.
  • the amount of addition is less than 0.05%, the effect of the addition is hardly recognized, and when it exceeds 0.7%, coarse undissolved inclusions are removed. Generates and reduces toughness.
  • Nb can be used for hardening the steel wire at the tempering temperature and hardening the surface layer at the time of nitriding, in addition to suppressing the austenite grain size from being coarsened by forming nitrides, carbides, and carbonitrides.
  • Nb generates fine carbides even at higher temperatures than V, Mo, etc., so even if the amount of Nb added is very small, it is very effective in reducing the austenite grain size during the production of heat-treated steel wires and is a very effective element. It is. If the content is less than 0.01%, little effect is observed. If the content is more than 0.05%, coarse undissolved inclusions are formed and the toughness is reduced, so the content was set to 0.01% to 0.05%.
  • B is known as a hardenability improving element and is also effective in cleaning austenite grain boundaries.
  • B an element such as P or S, which degrades the toughness by biasing the grain boundaries, renders it harmless and improves the blasting properties.
  • the lower limit of the amount of addition was 0.0005% at which the effect became clear, and the upper limit was 0.006% at which the effect was saturated.
  • Ni improves hardenability and can stably increase strength by heat treatment.
  • the ductility of the matrix is improved to improve the coilability. It also improves the corrosion resistance of the spring and is effective for springs used in corrosive environments. If the amount of addition is less than 0.05%, no effect is observed in increasing the strength and ductility, and if it exceeds 5.0%, the effect is saturated and disadvantageous in terms of cost and the like.
  • decarburization can be prevented by adding Cu. Efforts have been made to reduce the decarburized layer as much as possible to reduce the fatigue life after spring processing. When the decarburized layer becomes deeper, the surface layer is removed by peeling called peeling. It also has the effect of improving corrosion resistance, as with Ni. Therefore, by suppressing the decarburized layer, the fatigue life of the spring can be improved and the peeling step can be omitted. Decarburization suppression of Cu The antistatic effect and the corrosion resistance improving effect can be exhibited at 0.05% or more. As described later, even if Ni is added, if it exceeds 0.5%, it tends to cause rolling flaws due to embrittlement. Therefore, we set the lower limit to 0.05% and the upper limit to 0.5%.
  • the amount of Ni added to prevent cracking during rolling is preferably set to [Cu%] ⁇ [Ni%] according to the amount of Cu added.
  • Mg is an oxide-forming element and forms oxides in molten steel.
  • the temperature range is higher than the MnS formation temperature, and is already present in the molten steel when MnS is formed. Therefore, it can be used as precipitation nuclei for MnS, which can control the distribution of MnS.
  • Mg-based oxides are more finely dispersed in molten steel than Si and A1-based oxides, which are often found in conventional steels, so MnS with Mg-based oxides as cores is finely dispersed in steel. Therefore, even with the same S content, the MnS distribution differs depending on the presence or absence of Mg, and the MnS particle size becomes finer when Mg is added.
  • Mg is 0.0002% or more
  • MnS becomes finer.
  • more than 0.01% is unlikely to remain in the molten steel, and since the upper limit is industrially 0.01%, the Mg addition amount was set to 0.0002 to 0.01%.
  • This Mg is effective in improving corrosion resistance, delayed fracture, and preventing rolling cracks due to the effects of MnS distribution and the like. It is preferable to add Mg as much as possible, and the preferable addition amount is 0.0005 to 0.01%.
  • the carbides in the steel referred to here are the cementite and the carbides in which the alloying elements are dissolved in the steel after heat treatment in the steel (hereinafter, both are collectively referred to as cementite) and alloy-based carbides. is there. These carbides can be observed by mirror polishing and etching steel or steel wire.
  • Fig. 1 shows a micrograph of a typical example of a quenched and tempered structure. From Fig. 1, two types of carbides, pearlitic or plate-like precipitated carbides and spherical carbides 1, are recognized in the steel.
  • Spring steel is manufactured, rolled into a billet shape, cooled once to room temperature, and then rolled to wire size according to orders. Furthermore, quenching and tempering are performed in the manufacture of spring steel, but pearlitic or plate-like cementite easily dissolves, but spheroidized and stabilized carbides easily dissolve in the subsequent quenching and tempering process. Therefore, strength equivalent to the added amount of C cannot be secured, and ductility during coiling will be reduced.
  • this residual carbide which causes rolling flaws during wire rolling, does not contribute to the strength and toughness due to quenching and tempering at all, so not only fixing C in steel but wasting the added C, As a source of concentration, it also degrades the mechanical properties of the steel wire.
  • This spherical carbide did not form a solid solution when heated during reheating after cooling (wire rolling, quenching during spring production, etc.), and the spherical carbide grew. Therefore, it is better to have as little as possible immediately after rolling the wire rod. No. In particular, this spherical carbide further grows and becomes coarse due to heat treatment after rolling such as oil tempering.
  • the cementite-based carbides include those in which alloying elements such as Cr and Mo are dissolved in the cementite, and the cementite in which these are dissolved is generally stabilized and hardly dissolved. In order to detect them, when the carbides generated by etching are analyzed by EDX, Fe and C are detected as main components, and in some cases, solid-solution alloy elements are also detected.
  • such carbides containing Fe and C as main components are referred to as cementite-based carbides, and those having a spherical shape are particularly referred to as cementite-based spherical carbides.
  • FIGS. 3 (a) to 3 (d) show examples of carbide analysis using EDX attached to the SEM. Similar results can be obtained by the repli- cation force method using a transmission electron microscope.
  • the conventional invention focuses only on alloying element-based carbides such as V and Nb added to obtain high strength.One example of this is shown in Fig. 2 (a), where the carbide has a very small Fe peak. It is.
  • FIGS. 3 (a) to 3 (d) not only the conventional alloying element-based carbides but also Fe 3 C having an equivalent circle diameter of 3 ⁇ m or less and the alloying elements are slightly dissolved.
  • FIGS. 3 (a) to 3 (d) not only the conventional alloying element-based carbides but also Fe 3 C having an equivalent circle diameter of 3 ⁇ m or less and the alloying elements are slightly dissolved.
  • the present invention when achieving both high strength and workability higher than conventional steel wires
  • spherical carbides can be observed by subjecting the mirror-polished sample to etching with picral, etc., but the carbides of interest here are cementitious spherical carbides with a circle equivalent diameter of 0.2 to 3 ⁇ m.
  • the carbides of interest here are cementitious spherical carbides with a circle equivalent diameter of 0.2 to 3 ⁇ m.
  • the effective grain size is less than 0.1 ⁇ m, which is equivalent to a circle. It was found that if the equivalent circle diameter exceeds 1 ⁇ m, it does not contribute to the reduction of the strength or the austenite particle size, but merely deteriorates the deformation characteristics.
  • the size of the cementitious spherical carbide is 3 ⁇ m or less, not only the size but also the number is a major factor. ⁇ Tsu Te, considering both, even circle equivalent diameter of 0 ⁇ 2 ⁇ 3 ⁇ ⁇ and rather small, the number of its very much, the density of the test mirror is a 0.5 or Zeta mu m 2 Ultra It was also found that the deterioration of the coiling characteristics became remarkable.
  • cementite Ntai preparative system spheroidal carbides the density of the circle-phase-equivalent diameter 0. 2 ⁇ 3 / zm in microstructure after rolling 0.5 or beta m 2 or less, the circle equivalent diameter 3 ⁇ ⁇ than Sementai preparative system spherical the density of the carbides was 005 pieces / ⁇ ⁇ 2 below 0..
  • the occupied area on the speculum surface is specified to be 7% or less.
  • the former austenite grain size has a great effect on the basic properties of steel wire along with carbide.
  • the smaller the prior austenite grain size the better the fatigue characteristics and the coiling properties.
  • the austenite particle size is small, the effect is small if the above-mentioned carbides are contained more than specified.
  • it is effective to lower the heating temperature to reduce the austenite particle size, but that would increase the above carbides. Therefore, it is important to finish the steel wire with a balance between the carbide content and the prior austenite grain size.
  • the carbide satisfies the above specified range, if the former austenite particle size number is less than 10, sufficient fatigue properties cannot be obtained, so the former austenite particle size number was specified as 10 or more. .
  • the upper limit is set to 15 ⁇ m.
  • wire rolling is performed through the process of continuous manufacturing ⁇ billet rolling ⁇ wire rolling or continuous manufacturing ⁇ wire rolling.
  • Table 1 shows examples of the present invention and comparative examples.
  • Billets were prepared by continuous production from the scoured by a 250 t converter.
  • billets were manufactured by rolling after melting in a 2 t vacuum melting furnace. At that time, in the invention example, the temperature was kept at a high temperature of 1200 ° C. or more for a certain time. After that, in each case, ⁇ 8 was rolled from the billet to ⁇ 4 mm by wire drawing. On the other hand, the comparative example was rolled under normal rolling conditions and used for wire drawing.
  • heat treatment methods 0T, IQT, and F represent oil tempering, induction hardening and tempering, and quenching and tempering using a batch furnace (radiant furnace) using an offline method.
  • the present invention Since the present invention has excellent characteristics different from those of the conventional technology in terms of rolling flaws and characteristics after quenching and tempering after rolling, the evaluation was performed based on characteristics immediately after rolling and after quenching and tempering. Immediately after rolling, the presence or absence of rolling defects was visually observed.
  • the wire drawing time was set so that the drawn wire was continuously passed through the heating furnace and the steel internal temperature was sufficiently heated. Insufficient heating causes insufficient quenching and achieves sufficient strength Can not do.
  • the heating temperature was 950 ° C
  • the heating time was 150 seconds
  • the quenching temperature was 50 ° C (oil tank).
  • tempering was performed at a tempering temperature of 400 to 550 ° C and a tempering time of 1 minute to adjust the strength.
  • the heating temperature during quenching and tempering and the resulting tensile strength in the atmosphere were as specified in Table 1, and the tensile strength was adjusted to about 2100 MPa.
  • Examples also show spherical carbides in steel containing cementite, which is considered important in the present invention.
  • the longitudinal sections of the hot-rolled wire and the as-heat-treated steel wire were polished to a mirror surface, and then slightly etched with picric acid to raise the carbides. Since it is difficult to measure the dimensions of carbides at the level of an optical microscope, 12 R sections of a hot-rolled wire and a steel wire were randomly photographed with a scanning electron microscope at a magnification of 5,000 times in 10 fields of view.
  • the spherical carbide cementite-based spherical carbide
  • an X-ray microanalyzer attached to a scanning electron microscope to confirm its dimensions and dimensions.
  • the number was measured using an image processor.
  • the equivalent circle diameter and density of each spherical carbide were calculated.
  • the total measurement area is 3088.8 ⁇ m 2 .
  • FIG. 4 shows the outline of the notch bending test.
  • the procedure was as follows. As shown in Fig. 4 (a), a groove (notch) 2 with a maximum depth of 30 ⁇ m is made perpendicularly to the longitudinal direction of the steel wire by a punch with a tip radius of 50 ⁇ m, and the maximum tensile stress is applied to the groove. Both sides were supported so that a load was applied, and a three-point bending deformation was applied in which a load was applied at the center and deformed. Bending deformation was continuously applied until fracture from the notch, and the bending angle at fracture was measured. The measurement angle is as shown in Fig. 4 (b), and the larger the measurement angle (0), the higher the coiling characteristics. The properties are good. Empirically, coiling is difficult with a notch bending angle of 25 ° or less for ⁇ 4 inm steel wire.
  • the spherical carbides after rolling had small dimensions, no rolling flaws, and exhibited high strength and good notch bending characteristics after quenching and tempering.
  • the comparative example is inferior in notch bending characteristics and inferior in coilability. Rolling flaws were also observed, which proved that rolling was difficult.
  • Table 2 shows the chemical composition of the present invention and the comparative steel when the wire rod was rolled at ⁇ 15, drawn at ⁇ 12 mm, oil-tempered, the presence or absence of rolling flaws, and the presence of carbide with a circle equivalent diameter of 0.23 ⁇ . It shows the density, the density of carbides having a circle equivalent diameter of more than 3 ⁇ , the tensile strength, and the coiling characteristics (drawing in tensile tests).
  • annealing was performed at 400 ° C for 20min to simulate strain relief annealing during oil temper and spring manufacturing, and the tensile strength was adjusted to 1950 2000MPa.
  • the comparative material having a carbide existing density outside this specified range has a small drawing which is an indicator of the coilability, and has an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m after rolling. If more than 0.005 / ⁇ m 2 of carbides are found, they remain after the heat treatment, and the drawing is reduced. This is considered to be inferior in coilability.
  • Comparative Example 24 0.64 2.20 0.43 0.012 0.014 2.15 0.09 0.30 0.0034 0.2999 0.0134 ⁇ 1.447 0.0005 2063 20 Comparative Example 25 0.69 1.34 0.24 0.003 0.008 2.51 0.13 0.21 0.041 0.0034 0.7540 0.0093 ⁇ 1.060 0.0015 2111 22 Comparative Example 26 0.89 2.01 0.78 0.005 0.011 0.54 0.57 0.45 0.048 0.0050 0.2488 0.0090 X
  • Table 3 shows examples of the present invention and comparative examples.
  • the drawn wire was passed through the heating furnace continuously, and the heating furnace passage time was set so that the steel internal temperature was sufficiently heated. If this heating is insufficient, insufficient quenching occurs, and sufficient strength cannot be achieved.
  • the heating temperature was 950 ° C
  • the heating time was 150 sec
  • the quenching temperature was 50 ° C (oil tank).
  • tempering was performed at a tempering temperature of 400 to 550 ° C and a tempering time of l min to adjust the strength.
  • the heating temperature during quenching and tempering and the resulting tensile strength in the atmosphere were as specified in Table 3, and the tensile strength was adjusted to about 2150 to 2250 MPa. '
  • the number and size of the spherical carbides after rolling were small, there were no rolling scratches, and after quenching and tempering, high strength and good notch bending characteristics were exhibited.
  • the comparative example was inferior in notch bending properties and inferior in coilability. Rolling flaws were also observed, indicating that rolling was difficult.
  • W and Co differ in their behavior in steel, both are thought to have the function of suppressing the formation of coarse cementite.
  • Co suppresses the production of carbohydrate itself
  • W suppresses the growth of cementite and suppresses coarsening.
  • Table 4 shows the chemical composition of the present invention and comparative steel when treated at ⁇ 4 mm, the heat treatment method, the occupied area ratio of the cementite-type spherical carbide, and the cementite with a circle equivalent diameter of 0.2 to 3 / m.
  • billets were prepared from a scoured product using a 250 t converter by a continuous process.
  • billets were prepared by rolling after melting in a 2t vacuum melting furnace. At that time, in the invention example, the temperature was kept at a high temperature of 1200 ° C. or more for a certain time. Thereafter, in each case, the billet force was rolled to ⁇ 8 mm and drawn to ⁇ 4 mm.
  • the comparative example was rolled under normal rolling conditions and subjected to wire drawing.
  • a 1-meter specimen was placed in a heating furnace immediately after straightening, heated, and then placed in a 60 ° C oil bath and quenched.
  • the heating time was 30 minutes, corresponding to the temperature history of the hot spring manufactured by hot coiling. After that, it was put into the heating furnace again and tempered, and the tensile strength in the air atmosphere was adjusted.
  • the heating temperature during quenching and tempering and the resulting tensile strength in the atmosphere are as shown in Table 3.
  • the drawn wire was passed through the heating furnace continuously, and the heating furnace passage time was set so that the steel internal temperature was sufficiently heated.
  • the heating temperature was 950 ° C
  • the heating time was 150 seconds
  • the quenching temperature was 50 ° C (oil tank).
  • tempering temperature is 400-550 ° C
  • tempering time is 1 minute Tempering and strength were adjusted.
  • the heating temperature during quenching and tempering and the resulting tensile strength in the air atmosphere are as shown in Table 3.
  • the coil was heated by passing through the inside of the coil, and was cooled immediately after passing through the coil.
  • the heating temperature is 990 ° C
  • the heating time is 15 seconds
  • the quenching is water cooling (room temperature).
  • the steel sheet was passed through the coil again at a tempering temperature of 430 to 600 ° C to perform a tempering treatment.
  • the resulting tensile strength in the air atmosphere is as shown in Table 1.
  • the obtained steel wire was directly used for carbide evaluation, tensile properties, and notch bending tests.
  • the surface was subjected to a heat treatment at 400 ° C for 20 minutes to simulate the strain relief annealing during spring production, followed by a shot peening treatment (cut wire ⁇ 0.6 mm ⁇ 20 min).
  • the specimens were subjected to low-temperature strain 180 ° C for 20 minutes.
  • the fatigue test was a Nakamura-type rotating bending fatigue test.
  • the maximum load stress at which 10 samples exhibited a life of 10 7 cycles or more with a probability of 50% or more was defined as the average fatigue strength.
  • the density of spherical carbide, the density of cementite spherical carbide with an equivalent circle diameter of more than 3 ⁇ m, the former austenite grain size number, tensile strength, coiling characteristics (drawing in tensile test), fatigue strength and delayed crushing strength Show.
  • billets were prepared by rolling after melting in a 2 t vacuum melting furnace. Thereafter, in each case, the billet was rolled to ⁇ 14 mm, and then drawn to ⁇ 12 mm. In this case, since the diameter was larger than that of the ⁇ 4 mm test, the drawing in the tensile test was used as an index of the coilability.
  • the fatigue strength was evaluated by the Ono-type rotating bending fatigue test, and the fatigue limit was defined as the fatigue strength.
  • Figure 5 shows the test method for evaluating delayed rupture strength.
  • Fig. 5 (a) shows the shape of test piece 4.
  • a load 5 can be applied to the circumferentially notched specimen 4 while charging hydrogen in the vessel, and the rupture time at that time can be measured.
  • Specimen 4 a solution which is a 30 ° C Ri by the Pandohita one held in (pH3. 0, H 2 S0 4) 7, at constant current power supply 8 (current density 1. OmA / cm 2), The test is performed with the test piece as the cathode and the platinum electrode as the anode 9.
  • the maximum load W that does not break even after the relationship of the applied time of 200 hours can be measured.
  • the nominal stress (ie, W / S) divided by the notch bottom cross-sectional area S was defined as the delayed fracture strength.
  • the fatigue test specimen and the delayed crushing specimen were only subjected to annealing at 400 ° C ⁇ 20 min to simulate strain relief annealing, and a shot similar to that of a ⁇ 4 mm sample was performed. Toby Jung treatment and the subsequent strain relief annealing were omitted.
  • the occupation area ratio of the cementite-type spherical carbides and the density of the cementite-type spherical carbides in the steel wire with a diameter of 4 mm are within the range specified in the present invention. It can be seen that the comparative material outside the specified range has a small bending angle in the notch bending test, which is an indicator of coilability, and cannot be coiled. On the other hand, if the strength is insufficient even if the requirements for carbides are satisfied, the fatigue strength will be insufficient and cannot be used for high-strength springs.
  • the drawing which is an index of the coilability, is small, and if the strength is reduced to improve it, the fatigue strength is reduced. Furthermore, the austenite grain size affects the fatigue properties and delayed fracture properties, but when it becomes larger, the fatigue properties and delayed rupture properties were insufficient even if the requirements for carbides were satisfied.
  • Tables 6 and 7 show examples of the present invention and comparative examples.
  • Table 6 shows the chemical composition of the steel
  • Table 7 shows the properties of the steel. Examples of the present invention and comparative examples were produced in the same manner as in Example 1.
  • the wire passing time was set so that the drawn wire was continuously passed through the heating furnace and the internal temperature of the steel was sufficiently heated. If the heating is insufficient, insufficient quenching occurs, and sufficient strength cannot be achieved.
  • the heating temperature was 950 ° C
  • the heating time was 150 seconds
  • the quenching temperature was 50 ° C (oil tank).
  • tempering was performed at a tempering temperature of 400 to 550 ° C and a tempering time of 1 minute to adjust the strength.
  • the heating temperature during quenching and tempering, and the resulting tensile strength in the atmosphere were as shown in Table 7, and the tensile strength was adjusted to about 2150 to 2250 MPa.
  • Examples also show spherical carbides in steel containing cementite which is considered important in the present invention. Evaluation of the size and number of carbides was performed in the same manner as in Example 1.
  • the ductility was evaluated by the notch bending test shown in Fig. 4.
  • nitriding was performed on steel wires adjusted to a tensile strength of 2150 to 2250 MPa.
  • the conditions were as follows: nitriding temperature 520 ° C, holding time 3 hours, gas condition: N 2 45 % + NH 3 50% + C0 2 5% mixed gas, the gas flow rate was lm 3 / hr at (atmospheric pressure) so-called gas nitrocarburizing treatment.
  • the cross section of the steel wire was mirror-polished, and the hardness of the outermost layer (25 ⁇ from the surface) and the inside (0.5 mm from the surface) were measured with a micro Vickers (0.49 N).
  • the surface hardens, but the interior tends to soften by heating during nitriding. It is important that the surface of the spring steel is sufficiently hardened and the internal softening is minimized.
  • the number and size of the spherical carbides after rolling are small, and rolling scratches are prevented. At the same time, it exhibited high strength and good notch bending properties after quenching and tempering.
  • the comparative example was inferior in notch bending properties and inferior in coilability. Rolling flaws were also observed, and it was found that rolling was difficult.
  • This invention makes it possible to obtain high-strength and high-toughness spring steel and steel wire by controlling the precipitation of carbides including cementite in steel into a controllable component. After heat treatment, high-strength springs can be manufactured. In particular, the strength of cold coiled springs can be increased to 1900MPa or more, and at the same time, it is possible to manufacture springs with high coiling strength, high strength and excellent fracture characteristics.

Description

明 細 書 高強度ばね鋼およびばね銅線 技術分野
本発明は、 熱処理後に高強度かつ高靱性を有し、 自動車および一 般機械向けばねに供する鋼および銅線に関するものである。 背景技術
自動車の軽量化、 高性能化に伴い、 ばねも高強度化され、 熱処理 後に引張強度 1600MPa を超えるような高強度鋼がばねに供されてい る。 近年では引張強度 1900MPa を超える鋼も使用されている。
鋼を用いたコイルばねの製造方法では、 鋼をオーステナイ ト域ま で加熱してコィ リ ング後、 焼入れ焼戻しを行う熱間コィ リ ングと、 あらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線を冷間にてコィ リ ングする冷間コィ リ ングがある。 いずれの場合にも焼入れ焼戻しに よってばねの基本強度を決定づける。 従って、 ばね鋼に対しては焼 入れ焼戻し後の特性を考えた成分設計が重要な要素となる。
具体的には、 特開昭 57-32353号公報では V、 Nb、 Mo等の元素を添 加することで焼入れ性を向上させると ともに、 焼戻しで析出する微 細炭化物を生成させ、 それによつて転位の動きを制限し、 耐へたり 特性を向上させている。
一方、 鋼のコイルばねの製造方法では、 上述したよ うに、 鋼をォ ーステナイ ト域まで加熱してコィ リ ング後、 焼入れ焼戻しを行う熱 間コィ リ ングと、 あらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線 を冷間にてコィ リ ングする冷間コィ リ ングがあるが、 冷間コィ リ ン グでは鋼線の製造時に急速加熱、 急速冷却が可能なオイルテンパー 処理や高周波熱処理などを行うことができるため、 ばね材の旧ォー ステナイ ト粒径を小さくすることが可能で、 破壌特性に優れたばね を製造できる。 また、 ばね製造ラインにおける加熱炉などの設備を 簡略化できるため、 ばねメーカーにとつても設備コス トの低減につ ながるなどの利点があり、 最近ではばねの冷間コィ リ ングによる製 造が推奨されている。
しかし、 冷間コィ リ ングばね用鋼線の強度が大きくなると、 冷間 コィ リ ング時に折損し、 ばね形状に成形できない場合も多いために 強度と加工性が両立しない理由から工業的には不利ともいえる方法 でコィ リ ングせざるを得なかった。 通常、 弁ばねの場合、 オンライ ンでの焼入れ焼戻し処理、 いわゆるオイルテンパー処理した鋼線を 冷間でコィ リ ングするが、 例えば特開平 05— 179348号公報では 900 ~ 1050°Cに加熱してコィ リ ングし、 その後 425~ 550°Cで焼戻し処理 するなど、 コィ リ ング時の折損を防止するためにコィ リ ング時に線 材を加熱して変形が容易な温度でコィ リ ングし、 その後、 高強度を 得るためにコィ リ ング後に調質処理を行っている。 このようなコィ リ ング時の加熱とコィ リ ング後の調質処理は、 ばね寸法の熱処理条 件のばらつきの原因になったり、 処理能率が極端に低下したりする ため、 コス ト、 精度の点で冷間コィ リ ングされたばねに比べ劣る。 また、 鋼製造工程では転炉ー铸造ービレツ ト圧延—線材圧延のよ うに複数回にわたる加熱と冷却が繰返される。 このような場合、 鋼 中に含有される Cr、 V、 Nb、 Moなどの炭化物生成元素は鋼を硬化さ せると同時に粗大な炭化物と して鋼中に残留し易い。 特に引張強度 1900MPa を超えるような高強度を指向する場合には、 これら合金元 素の添加量が多くなるために残留炭化物も多くなる。 そこで、 特開 平 11— 6033号公報などでは Cr、 V、 Nb、 Mo等の炭化物 （以後これら を合金系炭化物と記す） に注目し、 合金系炭化物の大きさを規定し た提案がなされている。 しかし、 実際に鋼の強度を支配するのはこ れらの微細炭化物ではなく、 鉄の炭化物、 すなわちセメ ンタイ トを 生成分とする炭化物 （以後セメ ンタイ ト系炭化物と記す） の挙動で あり、 このセメ ンタイ トを制御できることがばね鋼にとつて重要で ある。
合金系炭化物の粒径に関しては、 例えば特開平 10— 251804号公報 のように Nb、 V系の炭化物の平均粒径に注目した提案がなされてい るが、 この先行技術では圧延中の冷却水によつて異常組織が生じる ことを懸念する記述があり （段落 0015) 、 実質的には乾式圧延を推 奨している。 これは工業的には非定常作業であり、 通常の圧延と明 らかに異なり、 たとえ平均粒径を制御しても周辺マ ト リ ツタス組織 に不均一を生じると圧延トラブルを生じることを示唆している。 従 つて、 V、 Nb系炭化物などの合金系炭化物の平均粒径の制御だけで は工業的に不十分であることを示唆している。 発明の開示
本発明は、 工業的に製造可能で、 かつ焼入れ焼戻し後にばね向け の強度とコィ リ ング性を付与できるばね鋼およびばね用鋼線を提供 することを目的とする。
本発明者らは、 従来のばね鋼では注目されていなかった鋼中炭化 物、 特にセメ ンタイ トの大きさを微細化することで焼入れ焼戻し後 に高強度とコイ リ ング性を両立させたばね鋼およびばね用鋼線を開 発した。 すなわち、 本発明は次に示すばね鋼およびばね用鋼線を要 旨とする。
( 1 ) 質量0 /。で、 C : 0.4〜： L2%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn : 0.1〜2 .0%、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 2.5%、 N : 0.001〜0.0 15%、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱間圧延後の鋼のミ クロ組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状 炭化物の存在密度が 0.5個/ μ πΐ2 以下、 円相当径で 3 μ ΠΙ超のセ メ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個/ μ m2 以下である ことを特徴とする高強度ばね鋼およびばね用鋼線。
( 2 ) 質量0 /0で、 さ らに、 W : 0.05〜1.0% 、 Co： 0.05-5.0% 、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo： 0.05〜1.0% 、 V ： 0.05〜0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005〜0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu： 0. 05〜0.5% 、 Mg： 0· 0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むこと を特徴とする ( 1 ) 記載の高強度ばね鋼およびばね用鋼線。
( 3 ) 質量0 /0で、 C : 0.4〜0.8%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn： 0.1~2 .0%、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 1.5%、 N : 0.001〜0.0 07%、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱間圧延後の鋼のミ ク ロ組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状 炭化物の存在密度が 0.5個/ μ πι2 以下、 円相当径で 3 m超のセ メ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個/ μ m2 以下である ことを特徴とする高強度ばね鋼。
( 4 ) 質量0 /0で、 さらに、 W : 0.05〜1.0% 、 Co : 0.05〜5.0% 、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo： 0.05〜： 1.0% 、 V ： 0.05〜0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005〜0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu： 0. 05〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むこと を特徴とする ( 3 ) 記載の高強度ばね鋼。
( 5 ) 質量0 /。で、 C : 0.8〜1.0%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn： 0.1-2 .0%、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 0.5%、 Ν : 0.001〜0·0 07%を含有し、 更に、 W : 0.05〜1.0% または Co： 0.05〜5.0% の 1種または 2種を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱 間圧延後の鋼のミクロ組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ mのセ メ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.5個/ 1112 以下、 円相当 径で 3 μ πι超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個 μ m2 以下であることを特徴とする高強度ばね鋼。 '
( 6 ) 質量0 /0で、 さらに、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo : 0.05〜： L.0% 、 V : 0.05〜0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005〜 0.006% 、 Ni： 0.05-5.0% 、 Cu : 0.05〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0· 01%の 1種 または 2種以上を含むことを特徴とする （ 5 ) 記載の高強度ばね鋼
( 7 ) 質量0 /。で、 C ： 0.8〜： 1.2%、 Si ： 0.9〜3·0%、 Μη： 0·1〜2 .0%、 Ρ≤ 0.015%, S≤ 0.015%、 Cr : 0.5〜1.5%、 N ： 0.001 〜0·015%、 W ： 0.05〜1.0%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純 物からなることを特徴とする高強度ばね鋼。
( 8 ) 質量0 /0で、 さらに、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo ： 0.05~1.0% 、 V ： 0.05~0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005~0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu : 0.05〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%の 1種 または 2種以上を含むことを特徴とする （ 7 ) 記載の高強度ばね鋼
( 9 ) 前記鋼の熱間圧延後の鋼のミクロ組織において、 円相当径 で 0.2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.5個/ m2 以下、 円相当径で 3 μ πι超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存 在密度が 0.005個ノ μ m2 以下であることを特徴とする ( 7 ) また は （ 8 ) 記載の高強度ばね鋼。 ―
(10) 質量0/。で、 C : 0.4〜1.0%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn : 0.1〜2 .0%、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 2.5%、 N : 0.001〜0.0 07%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 引張強度 （ TS) が 1900MPa 以上、 検鏡面に占めるセメ ンタイ ト系球状炭化物が 、 円相当径で 0.2μ m以上の占有面積率が 7 %以下、 円相当径で 0 .2/ m以上の存在密度が 1個 Z ^ m2 以下、 円相当径で 3 /z m超の 存在密度が 0.001個 1112 以下であり、 かつ旧オーステナイ ト粒 径番号が 10番以上、 最大炭化物が 15μ m以下、 酸化物粒径が 15 z m 以下であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線。
(11) 質量0 /0で、 さらに、 W : 0.05〜1.0% 、 Co : 0.05〜5.0% 、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo ： 0.05~1.0% 、 V ： 0.05〜0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005~0.006% 、 Ni ： 0.05~5.0% 、 Cu： 0. 05〜0.5% 、 § : 0.0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むこと を特徴とする （10) 記載の高強度ばね用熱処理鋼線。 図面の簡単な説明
図 1は、 ばね鋼の焼入れ ·焼戻し組織を示す顕微鏡写真である。 図 2は、 本発明によるばね鋼における合金系球状炭化物の SEM の EDX による炭化物の解析結果を示すもので、 （ a ) はじ ： 0.4〜0.8 %を含有する場合、 （ b ) は C ： 0.8〜： L0%を含有する場合、 （ c ) は C ： 0.4〜： L.0%を含有する場合、 （ d ) は C : 0.75〜： 1.2% を 含有する場合の炭化物の解析結果である。
図 3は、 本発明によるばね鋼におけるセメ ンタイ ト系球状炭化物 の SEM の EDX による炭化物の解析結果を示すもので、 （ a ) は ： 0.4〜0·8%を含有する場合、 （ b ) は C ： 0.8〜； 1.0%を含有する場 合、 （ c ) は C ： 0.4〜： 1.0%を含有する場合、 （ d ) は C : 0.75〜 1.2% を含有する場合の炭化物の解析結果である。
図 4 ( a ) ， ( b ) はノ ッチ曲げ試験方法を示す図。
図 5 ( a ) ， ( b ) は遅れ破壌試験方法を示す図。 発明を実施するための最良の形態
本発明は、 適正な化学成分を規定することによ り高強度を得ると ともに、 熱処理によって鋼中炭化物形状を制御して、' ばねを製造す る際に十分なコィ リ ング特性が確保されるばね鋼およびばね用熱処 理鋼線を提供するものである。
まず、 鋼の化学成分を規定した理由について説明する。
Cは、 鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、 十分な 強度を得るために 0. 4〜： L. 2%と した。 C量が 0. 4%未満では十分な 強度を得られず、 他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、 1. 2%超では通常の圧延後に粗大セメンタイ トを多量に析出するた め、 靭性を著しく低下させる。 この靭性の低下は同時にコィ リ ング 特性を低下させる。 また、 ばね鋼製造工程における熱処理温度を高 く設定する必要を生じたり、 高周波処理を困難にするなど工業上の 弊害を生じる。
さ らに他の合金元素との関係およびオイルテンパー処理や高周波 処理のよ うな熱処理方法との関係を考慮して C ： 0. 4〜： 1. 2%の範囲 の中で調整することが好ましい。
Siは、 ばねの強度、 硬度と耐へたり性を確保するために必要な元 素であり、 0. 9%未満では、 必要な強度、 耐へたり性が不足するた め 0. 9%を下限とした。 また、 Siは粒界の炭化物系析出物を球状化 、 微細化する効果があり、 積極的に添加することで粒界析出物の粒 界占有面積率を小さくする効果がある。 しかし、 多量の添加は材料 を硬化させるだけでなく、 脆化する。 そこで焼入れ焼戻し後の脆化 を防ぐために 3. 0%を上限と した。
Mnは、 焼入れ性を向上させると ともにマ ト リ ックスを硬化させる 。 また鋼中に存在する Sを MnS と して固定し、 Sを無害化すること ができる。 また本発明で特に注目 している炭化物の挙動に対して炭 化物を作らずに強度を確保できる元素である。 そこで MnS と して S を固定するために 0. 1 %以上の添加が必要であり、 強度を確保する ためには 0. 5 %以上の添加が好ましい。 また Mnによる脆化を防止す るために上限を 2. 0%と した。
Crは、 焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な 元素であり、 窒化処理してばね表面を硬化させばね疲労強度を向上 させる場合、 Cr量が多い方が短時間の窒化処理で硬化層が深くなり 、 最高硬度も高く なりやすい。 従って窒化を前提とする場合には Cr を添加することが好ましい。 しかし、 添加量が多いとコス ト増を招 くだけでなく、 焼入れ焼戻し後に見られるセメ ンタイ トを粗大化さ せる。 結果と して線材は脆化するためにコィ リ ング時に折損を生じ 易い。 特に圧延後に析出しているセメンタイ ト中に Crは固溶するの で、 セメ ンタイ トを安定化させ、 焼入れ加熱時に未溶解になりやす い。 この点はオイルテンパ一線や高周波加熱処理材等には大きな影 響を与える。 そこでばね製造時の焼入れ加熱時にセメ ンタイ トの固 溶が困難となり著しくばね、 またはばね用鋼線製造時の熱処理が困 難になる 2. 5%を上限と した。
Crの添加量は、 好ましくは 1. 5%以下であるが、 Crも他の添加元 素との関係およびオイルテンパー処理や高周波処理のような熱処理 方法との関係を考慮して調整すべきであり、 C : 0. 8%以上の場合 には Cr≤ 0. 5 %に抑制したり、 Wや Coのよ うなセメ ンタイ ト系球状 炭化物を抑制できる元素を同時に添加するこ とが好ましい。
Nは、 V、 Nbと結合して窒化物を生成と同時に、 炭窒化物をも生 成を容易にする。 これら炭窒化物は焼入れ時のオーステナイ ト粒成 長を抑制するピン止め粒子となるたオーステナイ ト粒径の微細化に 有効である。 このよ うな目的から 0· 001 %以上の Nを添加する。 一 方、 過剰な Nは窒化物および窒化物を核として生成した炭窒化物お よび炭化物の粗大化を招くので、 その上限を 0. 007%と した。
Pは鋼を硬化させるが、 さらに偏析を生じ、 材料を脆化させる。 特にオーステナイ ト粒界に偏析した Pは衝撃値の低下や水素の侵入 によ り遅れ破壊などを引き起こすため少ない方がよい。 そこで脆化 傾向が顕著となる 0. 015%以下と制限した。
Sも Pと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化させる。 Mnによって極 力その影響を小さくするが、 MnS も介在物の形態をとるため、 破壊 特性は低下する。 特に高強度鋼のでは微量の MnS から破壌を生じる こともあり、 Sも極力少なくすることが望ましい。 その悪影響が顕 著となる 0. 015 %を上限と した。
Wは、 焼入れ性を向上させると ともに鋼中で炭化物を生成し、 強 度を高める働きがある。 特にセメ ンタイ トゃ他の合金系炭化物の粗 大化を抑制できるので重要である。 その添加量が 0. 05 %未満では効 果は見られず、 1. 0%超では粗大な炭化物を生じ、 かえって延性な どの機械的性質を損なう恐れがあるので 0. 05〜： L . 0 % と した。
Coは焼入れ性を低下させるものの、 高温における強度を確保でき る。 また炭化物の生成を抑制する効果があり、 特に本発明で問題と なる粗大な炭化物の生成を抑制する。 0. 05 %未満ではその効果が小 さく、 5. 0 %を超えるとその効果が飽和するため、 0. 05〜5. 0 % と した。
Wと Coは、 鋼中でのメカニズムこそ異なるものの、 両者ともセメ ンタイ ト系炭化物を微細化する効果を有しているため、 本発明のよ うに多量の Cを含有する場合にはセメ ンタイ トの微細化と易固溶化 に有効である。 そこで高 C鋼においては Wと Coのいずれか 1種また は 2種を添加することが好ましい。
Ti、 Mo、 Vおよび Nbは、 鋼中で窒化物、 炭化物、 炭窒化物と して 析出する。 従って、 これらの元素を 1種または 2種以上を添加すれ ば、 これら析出物を生成し、 焼戻し軟化抵抗を得ることができ、 高 温での焼戻し工程での歪み取り焼鈍ゃ窒化などの熱処理を経ても軟 化せず高強度を発揮することができる。 このことは窒化後のばね内 部硬度の低下を抑制したり、 ホッ トセツチングゃ歪み取り焼鈍を容 易にするため、 最終的なばねの疲労特性を向上させることとなる。 しかし Ti、 Mo、 Vおよび Nbは添加量が多すぎると、 それらの析出物 が大きくなりすぎ、 鋼中炭素と結合して粗大炭化物を生成する。 こ のこ とは鋼線の高強度化に寄与すべき C量を減少させ、 添加した C 量相当の強度が得られなくなる。 さ らに粗大炭化物が応力集中源と なるためコィ リ ング中に変形が生じ、 また折損し易くなる。
Tiは、 窒化物の析出温度は高いために溶鋼中で既に析出している 場合が多い。 また、 その結合力は強いので鋼中の Nを固定する場合 にも用いる。 Bを添加する場合には Bを BNとさせないためにも、 N を十分に固定できるだけ添加する必要がある。 そこで Tiによつて N を固定することが好ましい。 Tiの添加量はオーステナイ ト粒径が微 細化できる最低限の必要添加量 0. 005%を下限とし、 析出物寸法が 破壌特性に悪影響を及ぼさない最大量として 0. 1 %を上限とした。
Moは、 0. 05〜： 1. 0% を添加することで焼入れ性を向上させると と もに、 焼戻し軟化抵抗を与えることができ、 強度を制御する際の焼 戻し温度を高温化させることができる。 この点は粒界炭化物の粒界 占有面積率を低下させるのに有利である。 すなわちフィルム状に析 出する粒界炭化物を高温で焼戻すことで球状化させ、 粒界面積率を 低減することに効果がある。 また Moは鋼中ではセメンタイ トとは別 に Mo系炭化物を生成する。 特に V等に比べその析出温度が低いので 炭化物 粗大化を抑制する効果がある。 その添加量は 0. 05%未満で は効果が認められず、 1. 0 %超では効果が飽和する。
Vは、 窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生成によるオーステナイ ト粒 径の粗大化抑制の他に焼戻し温度での鋼線の硬化ゃ窒化時の表層の 硬化に利用することもできる。 その添加量は 0. 05%未満では添加し た効果がほとんど認められず、 0. 7 %超では粗大な未固溶介在物を 生成し、 靭性を低下させる。
Nbも同様に窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生成によるオーステナイ ト粒径の粗大化抑制の他に焼戻し温度での鋼線の硬化ゃ窒化時の表 層の硬化に利用することもできる。 Nbは V、 Mo等よ り も高温でも微 細炭化物を生成するため、 その添加量が微量であっても熱処理鋼線 製造時のオーステナイ ト粒径微細化にも効果が大きく非常に有効な 元素である。 0. 01 %未満では効果がほとんど認められず、 0. 05%超 では粗大な未固溶介在物を生成し、 靭性を低下させるので 0. 01 ~ 0. 05%とした。
Bは、 焼入れ性向上元素として知られ、 さらにオーステナイ ト粒 界の清浄化に効果がある。 すなわち、 粒界に偏祈して靭性を低下さ せる P、 S等の元素を Bを添加することで無害化し、 破壌特性を向 上させる。 その際、 Bが Nと結合して BNを生成するとその効果は失 われる。 添加量はその効果が明確になる 0. 0005%を下限とし、 効果 が飽和する 0. 006%を上限とした。
Niは、 焼入れ性を向上させ、 熱処理によって安定して高強度化す ることができる。 またマ ト リ ックスの延性を向上させてコィ リ ング 性を向上させる。 さらにばねの耐食性を向上させ、 腐食環境で用い るばねには有効である。 その添加量は 0. 05 %未満では高強度化ゃ延 性向上に効果が認められず、 5. 0%を超えると効果が飽和し、 コス ト等の点で不利になる。
Cuについては、 Cuを添加することで脱炭を防止できる。 脱炭層は ばね加工後に疲労寿命を低下させるため、 極力少なくする努力がな されている。 また脱炭層が深くなった場合にはピーリ ングとよばれ る皮むき加工によって表層を除去する。 また Niと同様に耐食性を向 上させる効果もある。 従って、 脱炭層を抑制することでばねの疲労 寿命向上やピーリ ング工程の省略をすることができる。 Cuの脱炭抑 制効果や耐食性向上効果は 0. 05 %以上で発揮することができ、 後述 するように Niを添加したと しても 0. 5%を超えると脆化によ り圧延 疵の原因となり易い。 そこで下限を 0. 05%、 上限を 0. 5 %と した。 Cu添加によって室温における機械的性質を損なう ことはほとんどな いが、 を 0. 3 %を超えて添加する場合には熱間延性を劣化させる ために圧延時にビレツ ト表面に割れを生じる場合がある。 そのため 圧延時の割れを防止する Ni添加量を Cuの添加量に応じて 〔Cu%〕 < 〔Ni %〕 とすることが好ましい。
Mgは酸化物生成元素であり、 溶鋼中では酸化物を生成する。 その 温度域は MnS の生成温度よ りも高く、 MnS 生成時には既に溶鋼中に 存在している。 従って MnS の析出核と して用いることができ、 これ によ り MnS の分布を制御できる。 すなわち Mg系酸化物は従来鋼に多 く見られる Si、 A1系酸化物より微細に溶鋼中に分散するため、 Mg系 酸化物を核とした MnS は鋼中に微細に分散すること となる。 従って 同じ S含有量であっても Mgの有無によって MnS 分布が異なり、 Mgを 添加する方が MnS 粒径はよ り微細になる。 その効果は微量でも十分 得られ、 Mgが 0. 0002%以上であれば MnS は微細化する。 しかし、 0· 01 %以上は溶鋼中に残留しにく く、 工業的には 0. 01 %が上限である ため Mg添加量を 0. 0002〜0. 01 %と した。 この Mgは MnS 分布等の効果 によ り、 耐食性、 遅れ破壊の向上および圧延割れ防止などに効果が あり、 極力添加する方が望ましく、 好ましい添加量は 0. 0005〜0· 01 %である。
従来よ り も高強度を指向した本発明によるばね鋼の製造上の問題 点について述べる。 ばねは焼入れ焼戻しによつて高強度化するが、 従来の成分系では脆化して実用に供することができないことから焼 戻し温度を低くせざるを得ず、 また冷間コィ リ ングによる製造では 焼入れ焼戻し後のコィ リ ング時に折損する。 そのため C量を若干増 加させたり Cr、 V等の合金元素を添加することが一般に行われる。 しかし、 これらの合金元素の添加量を増加させると偏析を生じ、 濃 化部分では局部的に融点を下がるため、 割れを生じ易い。 これが圧 延疵の一因であると考えられる。
次に、 本発明で注目すべき炭化物に関して説明する。 ばね鋼の性 能を考える場合、 鋼中の炭化物の形態が重要になってく る。 ここで いう鋼中炭化物とは鋼中に熱処理後に鋼中に認められるセメ ンタイ トおよびそれに合金元素の固溶した炭化物、 （以後、 両者を総じて セメ ンタイ トと記す） および合金系炭化物のことである。 これら炭 化物は鋼あるいは鋼線を鏡面研磨し、 エッチングすることで観察す るこ とができる。
図 1に焼入れ焼戻し組織の典型的な例の顕微鏡写真を示す。 図 1 から鋼中にはパーライ ト状あるいは板状析出した炭化物と球状炭化 物 1 の 2種が認められる。 ばね鋼は铸造後、 ビレッ ト形状への圧延 後、 一旦室温まで冷却後、 受注に応じて線材サイズへ圧延される。 さらにばね鋼の製造では焼入れ焼戻しを行うが、 パーライ ト状また は板状のセメンタイ トは容易に固溶するが、 球状化して安定化した 炭化物は次工程での焼入れ焼戻し工程で容易に固溶しないため、 添 加した C量相当の強度を確保できなかったり、 コィ リ ング時の延性 を低下させることになる。 また線材圧延時にも圧延疵の原因となる この残留した炭化物は焼入れ焼戻しによる強度と靭性には全く寄 与しないため、 鋼中 Cを固定して単に添加 Cを浪費しているだけで なく、 応力集中源にもなるため鋼線の機械的性質を低下させる要因 となる。 この球状炭化物は冷却後の再加熱 （線材圧延、 ばね製作時 の焼入れなど） の加熱時に固溶しなかったため、 球形に炭化物が成 長したものである。 従って極力線材圧延直後にも少ない方が好まし い。 特にオイルテンパー処理など圧延後の熱処理でこの球状炭化物 はさ らに成長して粗大化する。 このよ うな観点から円相当径 3 β m 以下と通常では問題にならないとされていた炭化物であっても問題 となる可能性が大きい。 本発明ではこれまで注目されていなかった Feと Cを主成分とするセメ ンタイ トも例外でないことを見出した。 この粗大な未溶解炭化物はばね製造時まで影響を及ぼすだけでなく 、 圧延時にも疵の原因となる。
このセメ ンタイ ト系炭化物はセメ ンタイ トに Cr、 Mo等の合金元素 が固溶したものも含み、 一般にこれらが固溶したセメ ンタイ トは安 定化して、 固溶し難くなる。 これらを検出するにはエッチングによ つて現出した炭化物を EDX で分析した場合、 Fe、 Cを主成分として 検出すると ともに、 固溶している合金元素も検出される場合もある 。 以後、 このような Feと Cを主成分とする炭化物をセメ ンタイ ト系 炭化物、 また形状が球状の場合を特にセメンタイ ト系球状炭化物と 記す。
図 2 ( a ) 〜 （ d ) に SEM に取り付けた EDX による炭化物の解析 例を示す。 この結果は透過電子顕微鏡でのレプリ力法でも同様の解 析結果が得られる。 従来の発明は高強度を得るために添加した V、 Nb等の合金元素系の炭化物だけに注目 しており、 その一例が図 2 ( a ) で炭化物中に Feピークが非常に小さいことが特徴である。 しか し、 本発明では従来の合金元素系炭化物だけでなく、 図 3 ( a ) 〜 ( d ) に示すよ うに、 円相当径 3 μ m以下の Fe3 Cとそれに合金元素 がわずかに固溶したセメ ンタイ ト系球状炭化物の析出に注目 した。 本発明のよ うに、 従来鋼線以上の高強度と加工性の両立を達成する 場合には 3 μ m以下のセメンタイ ト系球状炭化物が多いと、 加工性 が大きく損なわれる。
鋼を焼入れ焼戻ししてからコイ リ ングする場合にはセメ ンタイ ト 系球状炭化物がそのコィ リ ング特性、 すなわち破断までの曲げ特性 に影響する。 これまで高強度を得るために Cだけでなく、 Cr、 V等 の合金元素を多量に添加した場合、 粗大な球状炭化物が多量に生成 するためにコィ リ ング特性の劣化や圧延疵発生の原因となるとされ て注目されていたが、 圧延疵ゃコィ リ ングに影響するのは図 3 ( a ) 〜 （ d ) のよ うに Fe3 Cとそれに合金元素がわずかに固溶した、 い わゆるセメ ンタイ ト系球状炭化物であり、 大量に存在したり、 粗大 に成長した場合には圧延における割れ発生を助長すると ともに、 熱 処理後の鋼線の機械的性質、 特にコィ リ ング特性を低下させる。
これらの球状炭化物は鏡面研磨したサンプルにピクラールなどの エッチングを施すことで観察可能であるが、 ここで対象とする炭化 物は円相当径 0. 2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状炭化物の観察やそ の寸法などの詳細な観察評価には走查型電子顕微鏡によ り 3000倍以 上の高倍率で観察する必要がある。 従来から鋼中の微細な炭化物は 鋼の強度、 焼戻し軟化抵抗を確保するには不可欠ではあるが、 本発 明者はその有効な粒径は円相当径 0. 1 μ m以下で、 逆に円相当径 1 μ mを超えるとむしろ強度やオーステナイ ト粒径微細化への貢献は なく、 単に変形特性を劣化させるだけであることを見出した。
また、 本発明ではセメンタイ ト系球状炭化物寸法 （円相当径） 3 μ m以下の場合には寸法だけでなく、 数も大きな要因となる。 従つ て、 その両者を考慮し、 円相当径が 0· 2〜 3 μ ΐηと小さ く とも、 そ の数が非常に多く、 検鏡面における存在密度が 0. 5個 Ζ μ m 2 を超 えるとコイ リ ング特性の劣化が顕著になることも見出した。
さ らに、 炭化物の寸法が 3 μ πιを超えると寸法の影響がよ り大き くなるため検鏡面における存在密度が 0. 005個/ μ πι 2 を超えると コィ リ ング特性の劣化が顕著になる。
これらは熱間圧延直後に残留していても後の伸線一ばね製造工程 における各種熱処理にも容易に溶解されないため、 線材圧延直後に も残留しない方がよい。 従って、 圧延後のミクロ組織において円相 当径 0. 2〜 3 /z mのセメ ンタイ ト系球状炭化物存在密度が 0. 5個 β m 2 以下、 円相当径 3 μ πι超のセメンタイ ト系球状炭化物の存在 密度が 0. 005個/ μ πι 2 以下と した。
また、 セメンタイ ト系球状炭化物の寸法に関わらず、 その検鏡面 における占有面積が 7 %を超えるとコィ リ ング特性の劣化が顕著に なり、 コィ リ ングできなくなる。 そこで本発明では検鏡面における 占有面積を 7 %以下と規定した。
一方、 旧オーステナイ ト粒径は炭化物と並んで鋼線の基本的性質 に大きな影響をもつ。 すなわち旧オーステナイ ト粒径が小さい方が 疲労特性ゃコィ リ ング性に優れる。 しかし、 幾らオーステナイ ト粒 径が小さく とも上記炭化物が規定以上に多く含まれていると、 その 効果は少ない。 一般にオーステナイ ト粒径を小さくするには加熱温 度を低くすることが有効であるが、 そのことは逆に上記炭化物を増 加させることになる。 従って、 炭化物量と旧オーステナイ ト粒径の パラ ンスのとれた鋼線に仕上げることが重要である。 ここで炭化物 が上述した規定の範囲を満たしている場合について旧オーステナイ ト粒径番号が 10番未満であると十分な疲労特性を得られないので旧 オーステナイ ト粒径番号を 10番以上と規定した。
また、 合金元素系炭化物等を含む全炭化物の最大炭化物径および 最大酸化物径はともに 15 /x mを超えると疲労特性を低下させるため 、 これを 15 μ mを上限と して制限した。
なお、 線材の圧延には連続铸造→ビレツ ト圧延→線材圧延あるい は連続铸造→線材圧延の工程を経て製造されるが、 各工程間では A
！ 変態点よ りも低温になるため、 連続铸造後に既に炭化物が析出し ている。 従って、 線材圧延後に残留しているセメ ンタイ ト系球状炭 化物を減少させるためには、 ビレツ ト圧延のための加熱および線材 圧延のための加熱を粗大炭化物が固溶するのに十分高温かつ長時間 にする必要がある。 実施例
(実施例 1 )
表 1 に本発明の実施例と比較例を示す。
250 t 転炉によって精練したものを連続铸造によってビレツ トを 作成した。 またその他の実施例は 2 t —真空溶解炉で溶製後、 圧延 によってビレッ トを製造した。 その際、 発明例では 1200°C以上の高 温に一定時間保定した。 その後、 いずれの場合もビレッ トから φ 8 随に圧延し、 伸線によって φ 4 mmと した。 一方、 比較例は通常の圧 延条件で圧延され伸線に供した。
ここで熱処理方法 0T、 IQT、 Fはそれぞれオイルテンパー処理、 高周波焼入れ焼戻しおよびオフライ ンによるバッチ炉 （輻射炉） を 用いた焼入れ焼戻し処理を表している。
本発明は圧延疵と圧延後の焼入れ焼戻し後の特性において従来技 術とは異なる優れた特性を有するため、 その評価は圧延直後と焼入 れ焼戻し後の特性によって行った。 圧延直後の疵は目視によって圧 延疵の有無を観察した。
伸線によって φ 4 mmまで伸線した後、 輻射炉内を通過させ、 直ち にオイル中に焼入れることで焼入れ、 さ らに溶融 Pb中を通過させて 焼戻しするいわゆるオイルテンパー処理を行い、 焼入れ焼戻しした オイルテンパー処理では伸線材を連続的に加熱炉を通過させ、 鋼 内部温度が十分に加熱されるよう、 加熱炉通過時間を設定した。 こ の加熱が不十分であると焼入れ不足を生じ、 十分な強度を達成する ことができない。 本実施例では加熱温度 950°C、 加熱時間 150秒、 焼入れ温度 50°C (オイル槽） とした。 さらに焼戻し温度 400〜550°C 、 焼戻し時間 1分で焼戻し、 強度を調整した。 焼入れおよび焼戻し 時の加熱温度およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度は表 1 中に明記した通りで、 引張強度を 2100MPa 程度に調整した。
実施例には本発明で重要と考えられるセメ ンタイ トを含む鋼中の 球状炭化物についても併記した。 炭化物の寸法および数の評価は熱 間圧延線材および熱処理のままの鋼線の長手方向断面に鏡面まで研 磨し、 さらにピク リ ン酸によってわずかにエッチングして炭化物を 浮き出させた。 光学顕微鏡レベルでは炭化物の寸法測定は困難なた め、 熱間圧延線材、 鋼線の 1 2 R部を走査型電子顕微鏡で倍率 ： 5000倍にて無作為に 10視野の写真を撮影した。 さらにその写真から 球状になっている炭化物 （セメ ンタイ ト系球状炭化物） を走査型電 子顕微鏡に取りつけた X線マイクロアナライザ一にて、 セメ ンタイ ト系であることを確認しつつ、 その寸法および数を画像処理装置を 用いて測定した。 そのデータを用いて個々の球状炭化物の円相当径 と存在密度を算出した。 全測定面積は 3088. 8 μ m 2 である。
引張特性は JI S Z 2201 9号試験片によ り JI S Z 2241に準拠して行 い、 その破断荷重から引張強度を算出した。
また延性についてはノ ツチ曲げ試験によって評価した。 ノ ッチ曲 げ試験の概要を図 4に示す。 また以下のような手順で行った。 図 4 ( a ) に示すように、 先端半径 50 μ mのポンチによって鋼線の長手 方向に直角に最大深さ 30 μ mの溝 （ノ ッチ） 2を付け、 その溝部に 最大引張応力を負荷させるよ うに両側を支持し、 中央に荷重 3を加 えて変形させる 3点曲げ変形を加えた。 ノ ッチ部から破断するまで 曲げ変形を加え続け、 破断時の曲げ角度を測定した。 測定角度は図 4 ( b ) に示す通りで、 測定角度 （ 0 ) が大きいほどコィ リ ング特 性が良好である。 経験的には φ 4 inmの鋼線においてノ ツチ曲げ角度 25° 以下ではコィ リ ングは困難である。
発明例では圧延後の球状炭化物の寸法が小さく、 圧延疵がなく、 焼入れ焼戻し後に高強度と良好なノ ツチ曲げ特性を示した。 しかし 、 比較例はノ ッチ曲げ特性において劣り、 コィ リ ング性に関して劣 つていることがわかる。 また、 圧延疵も認められ、 圧延が困難であ ることが判明した。
さらに、 表 2に ψ 15 で線材圧延し、 φ 12mmで伸線、 オイルテン パー処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分、 圧延疵の有無、 円 相当径 0. 2 3 μ πιの炭化物存在密度、 円相当径 3 μ πι超の炭化物 存在密度、 引張強度、 コイ リ ング特性 (引張試験における絞り） を 示す。
φ 12mmではオイルテンパーおよびばね製造時の歪取り焼鈍を模し た 400°C X 20min の焼鈍を施し、 引張強度 1950 2000MPa になるよ うに調整した。
また、 表 2に示す φ 12mmの鋼線に関する評価結果から炭化物存在 密度が本規定範囲外にある比較材はコィ リ ング性の指標となる絞り が小さく、 また圧延後に円相当径 3 μ m超の炭化物が 0. 005個/ μ m 2 以上認められると熱処理後も残留し、 絞りが低下している。 こ のためコィ リ ング性に劣ると考えられる。
また、 表 1、 表 2において、 本発明の範囲を逸脱した鋼種は基本 的に圧延疵が残留し易いことがわかる。 この原因はセメ ンタイ ト系 球状炭化物も大きく関わっている考えられ、 その圧延後の健全部か らの観察結果では本発明の規定を超えるセメ ンタイ ト系球状炭化物 が検出されている。 このことは鋼を複数回加熱してオーステナイ ト 化する場合でも、 その前組織に炭化物を残していると、 後工程、 例 えば線材圧延、 オイルテンパー処理後のコィ リ ング、 熱間コィ リ ン グにおいても容易に疵などを生じる可能性があることを示している
化学成分 存在密度 （圧延後） 存在密度 （0Τ後） 引張強度 ノッチ曲げ 圧延 ¾¾
実施例 Να C Si Mn P S Cr W Co Ti V Mo b Ni Cu B Mg N 0.2〜3 >3 0.2〜3 >3 MPa 角度 β 翻例 1 0.70 1.46 0.77 0.015 0.004 0.20 ― 0.0009 0.0048 0.0630 α 0016 〇 0.179 0.0008 2107 38 癸明例 2 0.67 1, 91 1.11 0.009 0.013 0. 17 - 0.0006 0.0049 0.0045 0.0005 〇 0.022 0.0018 2132 37 発明例 3 0.64 1.99 0.32 0.006 0.003 0. 18 0, 17 0.068 0.0009 0.0041 0.0427 0.0009 〇 0.140 0.0006 2106 37 発明例 4 0.73 1.93 0.51 0.004 0.004 0.30 0.07 0. 19 0.0005 0.0035 0.0695 0.0010 〇 0.177 0.0007 2060 38 発明例 5 0.63 2. 15 0.31 0.012 0.004 0. 16 0. 19 0.0010 0.0048 0.0702 0.0010 〇 0. 199 0.0008 2136 34 発明例 6 0. 70 1.92 0.41 0.012 0.010 0.20 0.29 0.44 0.0005 0.0036 0.0272 0.0006 〇 0.108 0.0006 2159 39 発明例 7 0. 63 1.89 1.12 0.013 0. Oil 0.27 0.20 0.039 0.0010 0.0048 0.0247 0.0015 〇 0.072 0.0013 2089 36 発明例 8 0.61 1.86 1.20 0.014 0.009 0. 16 0.13 0.44 0.0005 0.0043 0.0174 0.0013 〇 0.056 0.0010 2055 33 発明例 9 0.66 1.65 0.73 0.010 0.007 0.29 0.22 0.23 0.19 0.0009 0.0036 0.0126 0.0007 〇 0.062 0.0013 2128 38 発明例 10 0. 73 1. 83 0.98 0.010 0.010 0.29 0.15 0.0011 0.0038 0.0115 0.0014 〇 0.052 0.0008 2090 32 発明例 11 0.68 1.64 0.80 0.010 0.010 0. 16 0.12 0.033 0.0028 0.0011 0.0036 0.0259 0.0017 〇 0. 106 0.0011 2155 39 t 発明例 12 0.60 2.04 1. 16 0.013 0.004 0. 16 0.0043 0.0611 0.0008 〇 0. 183 0.0017 2095 38 発明例 13 0.67 2. 14 0.95 0.007 0. Oil 0.28 0.09 0.22 0.0007 0.0035 0.0618 0.0007 〇 0. 156 0, 0012 2094 35 発明例 14 0. 62 1. 59 0.37 0. Oil 0.008 0. 18 0.10 0.29 0.0010 0.0045 0.0300 0.0012 〇 0.137 0.0011 2159 39 発明例 15 0.63 2.08 0.44 0.005 0.004 0, 29 0. 14 0.30 0.05 0.0007 0.0027 0.0395 0.0015 〇 0. 152 0.0016 2096 38 発明例 16 0.62 2.06 0.90 0.014 0.010 0. 19 0.14 0.09 0.13 0.049 0.0008 0.0027 0.0390 0.0014 〇 0. 108 0.0006 2143 38 發明例 17 0.69 1.82 0.73 0.008 0. Oil 0.24 0.22 0. 13 0.07 0.044 0.0009 0.0028 0.0356 0.0010 〇 0. 117 0.0007 2088 33 発明例 18 0.71 2.19 0.47 0.004 0.005 0.17 0.25 0.15 0.22 0.046 0.47 0, 0007 0.0034 0.0166 0.0017 〇 0.052 0.0010 2065 33 発明例 19 0.73 2.25 0.97 0.014 0.007 0.24 0. 18 0.07 0.26 0.014 0.0027 0.0034 0.0311 0.0006 〇 0.149 0.0019 2132 35 発明例 20 0.64 1.92 0.11 0.005 0.013 0.29 0.22 0.29 0.09 0.048 0.0023 0.0040 0.0386 0.0010 〇 0.122 0.0016 2148 33 発明例 21 0.69 2.09 1.16 0.010 0.008 0.25 0.29 0.21 0.16 0.026 0.0016 0.0032 0.0425 0.0006 〇 0.129 0.0008 2155 37 比較例 22 0.84 2. 14 0.93 0.012 0.012 1. 19 0.35 0. 10 0.130 0.0044 0.4016 0.0092 X
比較例 23 0. 95 1.87 0.67 0.015 0.015 1.09 0, 11 0.09 0.044 0.0043 0.5304 0.0122 X
比較例 24 0.64 2.20 0.43 0.012 0.014 2. 15 0.09 0.30 0.0034 0.2999 0.0134 〇 1.447 0.0005 2063 20 比較例 25 0.69 1.34 0.24 0.003 0.008 2.51 0. 13 0.21 0.041 0.0034 0.7540 0.0093 〇 1.060 0.0015 2111 22 比較例 26 0.89 2.01 0.78 0.005 0.011 0.54 0.57 0.45 0.048 0.0050 0.2488 0.0090 X
表 2 化学成分 存在密度 （圧延後） 存在密度 （0T後） 引張強度 絞り 圧延疵
実施例 Να C Si Mn P S Cr W Co Ti V Mo Nb Ni Cu B Mg N 0.2〜3 >3 0.2〜3 >3 MPa % 発明例 27 0.52 2.32 0.97 0.013 0.007 0.88 0.07 0.0010 0.0033 0.0388 0.001 〇 0.187 0.0011 1974 52.4 発明例 28 0.49 1.70 0.34 0.010 0.006 0.82 0.12 0. 15 0.0021 0.0009 0.0037 0.0730 0.002 〇 0. 190 0.0015 1975 48.4 発明例 29 0.47 2.03 0.59 0.013 0, Oil 1.07 0.28 0.13 0.17 0.157 0.25 0. 11 0.0012 0.0041 0.0594 0.0ひ 1 〇 0.192 0.0010 1960 54.0 t 発明例 30 0.48 1.67 0.24 0.003 0.009 0.84 0. 10 0.25 0.05 0. 10 0.065 0.25 0.0024 0.0007 0.0048 0.0210 0.001 〇 0.079 0.0007 1971 48.1 発明例 31 0.46 1.72 1.09 0.013 0, Oil 0.80 0.09 0. 16 0.225 0.028375 0.0011 0.0049 0.0034 0.001 〇 0.014 0.0012 1967 50.6 発明例 32 0.52 1.83 0.36 0.009 0, Oil 0.91 0.11 0.256 0.028139 0.0022 0.0005 0.0043 0.0639 0.001 〇 0.184 0.0009 1967 51.0 発明例 33 0.55 1.83 0.14 0.015 0.003 0.90 0. 12 0.266 0.021847 0.0019 0.0011 0.0028 0.0468 0.001 〇 0. 177 0.0006 1960 50.3 比較例 34 0.57 1.46 1.02 0.005 0.010 0.89 0.12 0.57 0.510 0.101 0.0049 0.566 0.0132 X
比較例 35 0.56 1.55 0.33 0.010 0.007 2.21 0.08 0.56 0.430 0.07 0.0035 0.895 0.0150 〇 1. 11 0.0010 1958 22.7
(実施例 2 )
表 3に本発明の実施例と比較例を示す。
本発明による実施例と比較例の鋼の溶製から鋼線の製造は実施例 1 の要領にて行った。
本発明は圧延疵と圧延後の焼入れ焼戻し後の特性の評価および圧 延直後の疵の評価についても実施例 1の要領で行った。
伸線によって φ 4 mmまで伸線した後、 輻射炉内を通過させ、 直ち にオイル中に焼入れることで焼入れ、 さらに溶融 Pb中を通過させて 焼戻しするオイルテンパー処理を行い、 焼入れ焼戻しした。
オイルテンパー処理では伸線材を連続的に加熱炉を通過させ、 鋼 内部温度が十分に加熱されるよう、 加熱炉通過時間を設定した。 こ の加熱が不十分であると焼入れ不足を生じ、 十分な強度を達成する ことができない。 本実施例では加熱温度 950°C、 加熱時間 150s ec、 焼入れ温度 50°C (オイル槽） とした。 さらに焼戻し温度 400〜550°C 、 焼戻し時間 l min で焼戻し、 強度を調整した。 焼入れおよび焼戻 し時の加熱温度およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度は 表 3中に明記した通りで、 引張強度を 2150〜2250MPa 程度に調整し た。 '
発明例では圧延後の球状炭化物の数、 寸法が小さく、 圧延疵もな く、 焼入れ焼戻し後に高強度と良好なノ ッチ曲げ特性を示した。 し かし、 比較例はノ ッチ曲げ特性において劣り、 コィ リ ング性に関し て劣っていることを示した。 また圧延疵も認められ、 圧延が困難で あることが判明した。
W、 C oは鋼中での挙動こそ異なるものの、 両者とも粗大なセメ ン タイ トの生成を抑制する働きがあると考えられる。 すなわち C oは炭 化物生成そのものを抑制し、 Wはセメ ンタイ トの成長を抑制し、 粗 大化を抑制すると考えられる。
Figure imgf000026_0001
(実施例 3 )
表 4に φ 4 mmで処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分、 熱処 理方法、 セメ ンタイ ト系球状炭化物の占有面積率、 円相当径 0. 2〜 3 / mのセメ ンタイ ト系球状炭化物存在密度、 円相当径 3 m超の セメ ンタイ ト系球状炭化物存在密度、 最大炭化物径、 最大酸化物径 、 旧オーステナイ ト粒度番号、 引張強度、 コィ リ ング特性 （ノ ツチ 曲げ角度） および平均疲労強度 （回転曲げ） を示す。
実施例 36、 53は 250 t転炉によって精練したものを連続铸造によ つてビレツ トを作成した。 その他の実施例は 2 t 一真空溶解炉で溶 製後、 圧延によってビレッ トを作成した。 その際、 発明例では 1200 °C以上の高温に一定時間保定した。 その後いずれの場合もビレッ ト 力、ら φ 8 mmに圧延し、 伸線によって φ 4 mmとした。 一方、 比較例は 通常の圧延条件で圧延され伸線に供した。
化学成分によって炭化物量、 強度は異なってく るが、 本発明につ いては引張強度 2100〜2200MPa 程度かつ本発明の条件を満たすよう に化学成分にあわせて熱処理した。 一方、 比較例に関しては単に引 張強度を合致させるように熱処理した。
パッチ炉処理では 1 mの試験片を矯直後、 加熱炉に投入して加熱 し、 60°Cのオイル槽に投入して焼き入れた。 加熱時間は 30分で、 熱 間コイ リ ングして製造する熱間ばねの温度履歴と対応するよ うにし た。 その後、 再度加熱炉に投入して焼戻し、 大気雰囲気における引 張強度を調整した。 焼入れおよび焼戻し時の加熱温度およびその結 果得られた大気雰囲気での引張強度は表 3に示したとおりである。
オイルテンパー処理では伸線材を連続的に加熱炉を通過させ、 鋼 内部温度が十分に加熱されるよう、 加熱炉通過時間を設定した。 本 実施例では加熱温度 950°C、 加熱時間 150秒、 焼入れ温度 50°C (ォ ィル槽） とした。 さ らに焼戻し温度 400〜550°C、 焼戻し時間 1分で 焼戻し、 強度を調整した。 焼入れおよび焼戻し時の加熱温度および その結果得られた大気雰囲気での引張強度は表 3に示したとおりで ある。
高周波熱処理ではコイル内部を通線することで加熱し、 コイル通 過後、 直ちに水冷した。 加熱温度 990°C、 加熱時間 15秒、 焼入れは 水冷 （室温） である。 さらに焼戻し温度 430〜600°Cで再度コイル内 を通過させて焼戻し処理を行った。 その結果得られた大気雰囲気で の引張強度は表 1に示したとおりである。
得られた鋼線はそのまま炭化物の評価、 引張特性、 ノ ッチ曲げ試 験に供した。 一方、 疲労特性評価に関しては表面にばね製作時の歪 取り焼鈍を模した熱処理 400°C X 20分を施した後、 ショ ッ トピーニ ング処理 （カッ トワイヤー φ 0. 6mm X 20min) を行い、 さ らに低温歪 敢り 180°C X 20分を施して疲労試験片と した。
炭化物の寸法、 数の評価およびノ ツチ曲げ試験は実施例 1 と同様 の方法で行った。
疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験であり、 10本のサンプルが 50 %以上の確率で 107 サイクル以上の寿命を示す最大負荷応力を平均 疲労強度とした。
さらに表 5に φ 12龍で処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分 、 熱処理方法、 セメ ンタイ ト系球状炭化物の占有面積率、 円相当径 0. 2〜 3 β mのセメ ンタイ ト系球状炭化物存在密度、 円相当径 3 μ m超のセメ ンタイ ト系球状炭化物存在密度、 旧オーステナイ ト粒度 番号、 引張強度、 コイ リ ング特性 （引張試験における絞り） 、 疲労 強度および遅れ破壌強度を示す。
これらの実施例は 2 t —真空溶解炉で溶製後、 圧延によってビレ ッ トを作成した。 その後いずれの場合もビレ ツ トから φ 14mmに圧延 し、 その後、 φ 12mmまで伸線した。 この場合、 Φ 4 mmの試験に比べ太径であることからコィ リ ング性 の指標と して引張試験における絞りを用いた。
また疲労強度は小野式回転曲げ疲労試験によって評価し、 疲労限 を疲労強度と した。
図 5に遅れ破壌強度評価試験方法を示す。 図 5 ( a ) は試験片 4 の形状を示す。 図 5 ( b ) に示す遅れ破壌試験装置を用いれば円周 ノ ッチ付き試験片 4に容器内で水素チャージをしながら荷重 5を負 荷し、 その際の破断時間を計測できる。 試験片 4は、 パンドヒータ 一によ り 30°Cとされた溶液 （pH3. 0， H2 S04 ) 7中に保持され、 定電 流電源 8 (電流密度 1. OmA/ cm2 ) で、 試験片をカソード、 白金電極 をアノー ド 9 と して試験される。 そのような試験において負荷荷重 を変化させた場合、 負荷時間 200hr関係化後も破断しない最大荷重 Wが計測できる。 それをノ ッチ底断面積 Sで除した公称応力 （すな わち W / S ) を遅れ破壊強度と した。
Φ 12mmで処理した場合には疲労試験片および遅れ破壌試験片には 歪取り焼鈍を模した 400°C X 20m inの焼鈍を施したのみで、 φ 4 mmサ ンプルに施したようなショ ッ ト ビーユング処理とその後の歪取り焼 鈍を省略した。
表 4に示すとおり、 φ 4 mmの鋼線に関しては成分は本発明で規定 する範囲内であってもセメ ンタイ ト系球状炭化物の占有面積率、 セ メ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が本規定範囲外にある比較材は コイ リ ング性の指標となるノ ツチ曲げ試験における曲げ角度が小さ く、 コィ リ ングできないことがわかる。 一方、 炭化物に関する規定 を満たしても強度が不足していると疲労強度が不足し、 高強度ばね には使用できない。
また表 5に示す φ 12mmの鋼線に関する評価結果から成分は規定範 囲内であってもセメ ンタイ ト系球状炭化物の占有面積率、 セメ ンタ ィ ト系球状炭化物の存在密度が本規定範囲外にある比較材はコィ リ ング性の指標となる絞りが小さく、 またそれを改善するために強度 を低下させると疲労強度が低下する。 さらにオーステナイ ト粒径は 疲労特性と遅れ破壊特性に影響するが、 それが大きく なるとたとえ 炭化物に関する規定を満たしていても疲労特性と遅れ破壌特性の点 で不十分であった。
ただし、 オーステナイ ト粒径を微細にするには焼入れ加熱温度を 低温にする、 加熱時間を短縮するなどの手法があるが、 それらは逆 に未溶解炭化物を多く残留させることになるため、 本規定を満たす のは困難になる。 従ってオイルテンパーまたは高周波処理のように 炭化物を溶解させる短時間による高温加熱を可能とする技術の導入 が重要で、 表 1および 2に見られるようにパッチ炉による拙速な処 理では鋼線の強度とコィ リ ング性の両立は困難である。 このことは ばねの高強度化も困難になることを意味する。
表 4
旧才- 化学成分 存在密度 最大炭最大酸
熱処理 面積 ナイト粒 引張強度 ノッチ曲げ 回転曲げ 化物径化物径
方法 率■½ 径粒度 MPa 角度 pa 実施例 Να C Si Mn P S Cr Ti V b Mo W Ni Cu Co B Mg N 0.2〜3 >3 m
番号
発明例 62 0.75 2. 19 0.80 0.008 0.010 0.97 0.0006 0.0029 OT 3.2 0.26 <0.0001 12.4 12.0 11 2098 33 850 発明例 63 0.83 2.42 0.25 0.004 0.006 0.06 0.0009 0.0052 OT 0.2 0.03 く 0.0001 12.9 12.7 11 2118 28 852 発明例 64 0.83 1.78 0.24 0.004 0.008 0.51 0.01 0.0007 0.0025 OT 2.7 0.06 く 0.0001 12.5 11.7 13 2165 34 861 発明例 65 0.89 1.61 0.26 0.004 0.004 0.26 0.2 0.0008 0.0049 OT 0.3 0.09 <0.0001 10.3 10.5 12 2118 31 860 発明例 66 0.84 1.49 1.03 0.010 0. Oil 0.48 0.02 0.0007 0.0025 OT 0.7 0. 15 <0.0001 12.3 10.4 13 2118 32 865 発明例 67 0.75 1.82 1.02 0.006 0.006 0.87 0.3 0.0008 0.0050 OT 0.5 0.30 く 0.0001 12.6 11.2 11 2156 32 882 発明例 68 0.69 1.85 1.07 0.005 0. Oil 1.27 0. 1 0.0010 0.0034 OT 3.6 0.20 く 0.0001 11.0 12.6 12 2201 28 850 発明例 69 0.73 1.21 1.10 0.010 0.007 0.56 0.5 0.0010 0.0022 OT 0.0 0.20 0.0001 12. 1 11.7 13 2166 31 859 発明例 70 0.71 1.64 1. 18 0.007 0.008 0.99 0.2 0.2 0.0008 0.0031 OT 0.8 0.40 <0.0001 10.9 10.3 11 2117 33 877 発明例 71 0.71 2.10 0.73 0.009 0.004 0.55 0.2 0.0007 0.0057 OT 1.7 0.04 0, 0001 12.9 12.6 10 2159 33 860 発明例 72 0.75 2.52 0.95 0.008 0.009 0.62 0.017 0.002 0.0009 0.0030 OT 1.9 0, 17 く 0.0001 11.8 11.0 10 2114 33 860 発明例 73 0.86 1.77 0.70 0.010 0.009 0.51 0.5 0.0007 0.0055 OT 1.9 0. 16 く 0.0001 10.8 10.0 13 2178 30 856 癸明例 74 0.75 1.21 0.35 0.008 0.010 0.68 0.0012 0.0056 IQT 0.5 0.08 <0.0001 10.8 11.6 13 2109 29 863 発明例 75 0.75 2.20 0.95 0. Oil 0.010 0.47 0.0009 0.0034 IQT 0.3 0.11 0.0001 11.5 12.4 13 2120 32 853 発明例 76 0, 65 2.03 0.69 0.003 0.003 0. 18 0.0045 IQT 0.7 0, 07 <0.0001 12.8 10.3 12 2152 34 852 発明例 77 0.83 1. 79 0.37 0.008 0. Oil 0.39 0. 1 0. 1 0. 1 0.0005 0, 0027 OT 6.3 0.25 く 0.0001 11.0 12.7 12 2244 32 881 発明例 78 0.75 2.32 0.26 0.008 0. Oil 0.07 0.04 0.0010 0.0047 OT 0.4 0.04 <0.0001 10.1 12.0 10 2108 29 852 発明例 79 0.78 1.36 0.88 0.006 0.006 0.49 0. 1 0. 1 0.0008 0.0023 IQT 0. 1 0. 15 く 0.0001 10.8 10.1 12 2154 30 863 発明例 80 0.79 1.58 0.73 0.012 0.007 1.33 0.3 0. 1 0.2 0. 1 0.0035 OT 6.5 0.34 0.0001 11.5 12.8 11 2252 33 866 発明例 81 0.69 2.53 0.68 0.006 0.006 0. 71 0.2 0. 01 0.2 0. 1 0.2 0.0022 OT 0.2 0. 14 <0.0001 10.1 11.9 11 2189 30 872 発明例 82 0.70 2.60 0.65 0.005 0. Oil 0.02 0. 15 0. 1 0. 15 0.0058 OT 0. 1 0.01 0.0001 10.4 10.0 10 2165 31 850 比較例 83 0.78 1.45 0.82 0.008 0.009 1.08 0.35 0.06 0. 1 0.0031 OT 9.2 0.43 <0.0001 13.0 11.2 12 2183 22 861 比較例 84 0.82 1.68 0.38 0.003 0.003 0.82 0.11 0.09 0.0034 IQT 9.9 1.34 く 0.0001 11.7 11.9 13 2173 19 878 比較例 85 0.68 1.21 0.66 0.007 0.010 1.68 0.35 0.02 0.21 0.0041 OT 8.0 1.50 <0.0001 12.4 11.4 11 2245 20 872 比較例 86 0.77 1.88 0.93 0. 003 0.006 1.48 0. 1 0.22 0.0042 OT 4.4 0.24 0.002 12.2 10.3 10 2178 33 792 比較例 87 0. 76 2.57 0.96 0.010 0. 012 0.54 0. 15 0.0023 F 0.4 0.03 く 0.0001 11.3 10.4 9 2119 18 857 比較例 88 0.78 2.58 0.40 0.007 0.004 1.68 0.45 0. 12 0. 16 0.0023 F 1.6 0.26 く 0.0001 20.0 12.7 12 2162. 1 21 855 比較例 89 0.69 1.35 0.54 0.005 0. Oil 0. 75 0.03 0. 19 0.0032 F 0.1 0.01 <0.0001 11.5 25.5 12 2167.9 22 798
表 5 旧才- 化学成分 存在密度 最大炭最大酸 引張 小野式 遅れ破 熱処理 面積 ナ 粒 絞り
化物径化物径 強度 疲労 壊強度 方法 率％ 径粒度 % 実施例 Να C Si Mn P S Cr Ti V Nb Mo W Ni Cu Co B Mg N 0.2〜3 >3 n m MPa MPa MPa 癸明例 90 0.50 2.21 0.26 0.005 0.003 0.98 0.0009 0.0043 οτ 1.4 0.28 く 0.0001 12.0 10. 1 12 1951 44 945 1025 発明例 91 0.55 2.61 0.89 0. 007 0.007 1.32 0.05 0. 1 0. 1 0.0021 0.0007 0.0043 οτ 0.6 0.60 く 0.0001 10.6 11.8 12 1999 50 932 1030 発明例 92 0.57 1.52 0.41 0.008 0.006 1.24 0. 1 0.0011 0.0045 οτ 4.9 0.50 く 0.0001 11.4 10.8 13 1958 40 968 1071 翻例 93 0.62 1.73 1. 19 0.004 0.010 1.34 0.2 0.0006 0. 0028 οτ 4.1 0.53 く 0.0001 12. 0 12.5 10 1949 41 946 915 発明例 94 0.64 1.84 0. 13 0.004 0.008 0.35 0.2 0.2 0.0012 0.0032 οτ 0.6 0. 19 <0. 0001 10.6 13. 0 13 2004 49 940 1036 発明例 95 0.53 1.85 0.28 0.004 0.005 0.93 0.5 0.0008 0.0032 οτ 3.0 0.03 <0.0001 10.8 11.8 10 1952 44 880 919 発明例 96 0.52 1.83 1. 16 0.008 0.009 1.37 0.3 0.0007 0.0028 οτ 1.4 0.54 <0.0001 10.9 11.1 11 1962 41 968 959 比較例 97 0.63 1.49 0.71 0. Oil 0.004 1.39 0.52 0.21 0.0036 οτ 8.5 0.27 く 0. 0001 11. 9 10.7 12 2019 32 967 980 比較例 98 0.50 2.68 0.65 0.009 0.009 0.61 0.05 0.4 0.06 0.2 0,謹 οτ 1.2 1.37 <0.0001 11.2 12.4 11 1986 33 942 966 比較例 99 0.51 2. 13 0.91 0.007 0.004 0.88 0.0043 οτ 1.0 0. 08 0.002 12. 3 11.6 12 1971 50 890 872 比翻 100 0.58 1.77 0.50 0.012 0.004 1.35 0.0035 F 0.7 0.56 く 0.0001 12.3 13.0 8 1985 32 881 859 比較例 101 0.59 1.24 0.46 0.003 0. 004 0, 20 0.0023 οτ 0.8 0.07 <0.0001 11.6 12. 2 10 1812 48 851 873 比較例 102 0.53 1.90 0.38 0.007 0. Oil 0, 77 0.0024 οτ 0.9 0.26 <0.0001 22.0 12.2 11 1979 31 882 873 比較例 103 0.51 2.65 0.31 0.005 0.006 0.51 0.0038 οτ 0.3 0.23 く 0.0001 12.4 31.3 11 1980 48 843 921
(実施例 4 )
表 6および表 7に本発明の実施例と比較例を示す。 表 6は鋼の化 学成分を示し、 表 7に鋼の性質を示している。 本発明の実施例およ び比較例は実施例 1 と同様の方法で製造した。
本発明は、 圧延疵と圧延後の焼入れ焼戻し後の特性の評価につい ても実施例 1 と同様の方法で行った。
伸線によって φ 4 mmまで伸線した後、 輻射炉内を通過させ即座に オイル中に焼入れることで焼入れ、 さらに溶融 Pb中を通過させて焼 戻しするいわゆるオイルテンパー処理を行い、 焼入れ焼戻しした。
オイルテンパー処理では、 伸線材を連続的に加熱炉を通過させ、 鋼内部温度が十分に加熱されるよう、 加熱炉通過時間を設定した。 この加熱が不十分であると焼入れ不足を生じ、 十分な強度を達成す ることができない。 本実施例では加熱温度 950°C、 加熱時間 150秒 、 焼入れ温度 50°C (オイル槽） とした。 さらに、 焼戻し温度 400〜5 50°C、 焼戻し時間 1分で焼戻し、 強度を調整した。 焼入れおよび焼 戻し時の加熱温度、 およびその結果得られた大気雰囲気での引張強 度は表 7に示したとおりで、 引張強度を 2150〜2250MPa 程度に調整 した。
実施例には、 本発明で重要と考えられるセメ ンタイ トを含む鋼中 の球状炭化物についても併記しておいた。 炭化物の寸法および数の 評価は、 実施例 1 と同様の方法で行った。
また、 延性については図 4に示すノ ツチ曲げ試験によって評価し た。
高強度ばねにおいてはばね成形後に窒化によつて表面を硬化させ 、 耐久性を増すことが行われている。 そこで窒化特性を調査するた めに、 引張強度 2150〜2250MPa に調整した鋼線に窒化処理を施した 。 その条件は窒化温度 520°C、 保持時間 3時間、 ガス条件 ： N 2 45 % + NH3 50% + C02 5 %混合ガス、 ガス流量 ： l m3/hr (大気圧） でいわゆるガス軟窒化処理を行った。
窒化後、 鋼線の断面を鏡面研磨し、 最表層 （表面から 25μ πι) お よび内部 （表面から 0.5mm) の硬度をマイクロビッカース （0.49N ) で測定した。 窒化では表面は硬化するものの、 窒化処理中に加熱 により内部は軟化する傾向にある。 ばね鋼としては表面が十分に硬 化する と ともに、 内部の軟化を最低限に抑制することが重要である 本発明例で圧延後の球状炭化物の数、 寸法が小さく、 圧延疵を防 止する とともに、 焼入れ焼戻し後に高強度と良好なノ ツチ曲げ特性 を示した。 しかし比較例はノ ッチ曲げ特性において劣り、 コィ リ ン グ性に関して劣っていることを示した。 また圧延疵も認められ、 圧 延が困難であることが判明した。
表 6
Figure imgf000035_0001
表 7
Figure imgf000036_0001
比較例 132に示すように窒化に対する影響を見ると、 Crを低減さ せると窒化時に表層硬度が発明例に比べて低く、 さらに内部も焼戻 し軟化抵抗の不足により発明例より も軟化した。 ばねにおけるこれ らの硬度不足は耐久性およびへたり特性の点で発明例に劣るため、 発明例のよ うにばね性能の向上に結びつかない。 産業上の利用可能性
本発明は、 鋼中セメンタイ トを含む炭化物の析出を制御可能な成 分とすることで高強度、 高靭性ばね用鋼および鋼線を得ることがで きる。 また、 熱処理加工後には高強度のばね製造を可能にした。 特 に冷間コィ リ ングするばねにおいても強度を 1900MPa 以上に高強度 化するとともに、 コイ リ ング性を確保し高強度かつ破壊特性に優れ たばねを製造可能になる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 質量0 /。で、 C : 0.4〜1.2%、 Si ： 0.9~3.0% , Mn： 0.1~2.0 %、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 2.5%、 N ： 0.00：!〜 0.015 %、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱間圧延後の鋼のミク 口組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状炭 化物の存在密度が 0.5個/ μ πι2 以下、 円相当径で 3 μ m超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個 z m2 以下であるこ とを特徴とする高強度ばね鋼および鋼線。
2. 質量0んで、 さらに、 W : 0.05〜1.0% 、 Co： 0.05-5.0% 、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo： 0.05~1.0% 、 V ： 0.05~0.7% 、 Nb： 0. 01〜0.05%、 B ： 0.0005〜0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu： 0.05 〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むことを 特徴とする請求項 1記載の高強度ばね鋼および鋼線。
3. 質量0んで、 C : 0.4〜0.8%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn : 0.1〜2.0 %、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 1.5%、 N : 0.001〜 0.007 %、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱間圧延後の鋼のミク 口組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ mのセメ ンタイ ト系球状炭 化物の存在密度が 0.5個 Z μ m2 以下、 円相当径で 3 μ πι超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個/ μ πι2 以下であるこ とを特徴とする高強度ばね鋼。
4. 質量0んで、 さらに、 W ： 0.05〜： L.0% 、 Co： 0.05〜5.0% 、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Mo： 0.05-1.0% 、 V ： 0.05~0.7% 、 Nb： 0. 01— 0.05% , B ： 0.0005~0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu： 0.05 〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むことを 特徴とする請求項 3記載の高強度ばね鋼。
5. 質量0 /0で、 C : 0.8〜： 1.0%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn： 0.1〜2.0 %、 P ≤ 0.015% , S ≤ 0.015%、 Cr≤ 0.5%、 N : 0.001〜 0.007 %を含有し、 更に、 W : 0.05〜： 1.0% または Co： 0.05〜5.0% の 1 種または 2種を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 熱間 圧延後の鋼のミクロ組織において、 円相当径で 0.2〜 3 μ πιのセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.5個/ μ πι2 以下、 円相当径 で 3 /z m超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.005個ノ μ m2 以下であることを特徴とする高強度ばね鋼。
6 . 質量0 /0で、 さらに、 Ti： 0.005〜0.1%、 Mo： 0.05~1.0% 、
V ： 0.05〜0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005〜 0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu : 0.05〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%の 1種ま たは 2種以上を含むことを特徴とする請求項 5記載の高強度ばね鋼
7. 質量0 /0で、 C ： 0.8~1.2%、 Si ： 0.9~3.0%、 Mn： 0.1~2.0 %、 P ≤ 0.015%、 S ≤ 0.015%、 Cr： 0.5~1.5% , N ： 0.001〜 0.015%、 W ： 0.05〜1.0%を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物 からなることを特徴とする高強度ばね鋼。
8. 質量0 /0で、 さらに、 Ti ： 0.005〜0.1%、 Μο : 0.05〜1· 0% 、
V ： 0.05~0.7% 、 Nb： 0.01〜0.05%、 B ： 0.0005〜 0.006% 、 Ni : 0.05〜5.0% 、 Cu： 0.05~0.5% 、 Mg： 0.0002〜 0.01%の 1種ま たは 2種以上を含むことを特徴とする請求項 7記載の高強度ばね鋼
9 . 前記鋼の熱間圧延後の鋼のミクロ組織において、 円相当径で 0.2〜 3 /z mのセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在密度が 0.5個 Ζ μ m2 以下、 円相当径で 3 μ m超のセメ ンタイ ト系球状炭化物の存在 密度が 0.005個 Ζ μ πι2 以下であることを特徴とする請求項 7また は 8記載の高強度ばね鋼。
10. 質量0 /οで、 C : 0.4〜1.0%、 Si : 0.9〜3.0%、 Mn： 0.1~2.0 %、 P≤ 0.015%、 S≤ 0.015%、 Cr≤ 2.5%、 N : 0.001〜 0.007 %を含有し、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 引張強度 （TS ) が 1900MPa 以上、 検鏡面に占めるセメ ンタイ ト系球状炭化物が、 円相当径で 0.2/i m以上の占有面積率が 7 %以下、 円相当径で 0.2 μ m以上の存在密度が 1個/ μ m2 以下、 円相当径で 3 μ πι超の存 在密度が 0.001個 Ζ μ ηι2 以下であり、 かつ旧オーステナイ ト粒径 番号が 10番以上、 最大炭化物が 15μ m以下、 酸化物粒径が 15μ πι以 下であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼線。
11. 質量0 /。で、 さらに、 W : 0.05〜1.0% 、 Co： 0.05-5.0% 、 Ti： 0.005〜0.1%、 Mo : 0.05〜： 1.0% 、 V ： 0.05~0.7% 、 Nb： 0. 01〜0.05%、 B ： 0.0005~0.006% 、 Ni ： 0.05~5.0% 、 Cu： 0.05 〜0.5% 、 1^ : 0.0002〜0.01%の 1種または 2種以上を含むことを 特徴とする請求項 10記載の高強度ばね用熱処理鋼線。
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