WO2006059784A1 - 高強度ばね用鋼および鋼線 - Google Patents

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WO2006059784A1
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steel
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Masayuki Hashimura
Hiroshi Hagiwara
Takanori Miyaki
Takayuki Kisu
Kouichi Yamazaki
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Nippon Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to spring steel used for engine valve springs and suspension springs, and more particularly to spring steel and steel wires that are coiled cold and have high strength and high toughness.
  • nitriding and shot peening are known to increase the surface hardness and dramatically improve durability against spring fatigue, but the sag characteristics of springs are not determined by the surface hardness. The strength or hardness inside the spring material is greatly affected. Therefore, it is important to make it a component that can maintain an extremely high internal hardness.
  • elements such as V, Nb, and Mo are added to form fine carbides that are solidified by quenching and precipitated by tempering, thereby restricting the movement of dislocations and improving sag resistance.
  • elements such as V, Nb, and Mo are added to form fine carbides that are solidified by quenching and precipitated by tempering, thereby restricting the movement of dislocations and improving sag resistance.
  • the coil is heated and coiled to the austenite region of the steel, and then hot coiling for quenching and tempering and high strength steel wire that has been previously quenched and tempered are cooled.
  • cold coiling can use oil tempering or high-frequency treatment, which can be rapidly heated and cooled quickly when producing steel wire, so the old austenite grain size of the spring material can be reduced.
  • a spring with excellent fracture characteristics can be manufactured.
  • the equipment such as the heating furnace in the spring production line can be simplified, there are advantages such as reducing the equipment cost for spring manufacturers.
  • cold coiling has been adopted for large-diameter suspension springs. Coldering is being promoted.
  • oxide-generating elements such as Zr and Ca are added (see, for example, JP-A-10-1746).
  • Zr which is one of the features of the present invention, since it is added in a large amount of lOppm or more (70 ppm in the example), it has a large effect on oxides, reduces fatigue strength, and the appearance of inclusions Detrimental effects such as higher rates.
  • Zr addition is effective (see, for example, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2003-105485), but the addition amount is 10 ppm or more (23 ppm in the example). Therefore, the effect on oxides is large, and this causes problems such as reduced fatigue strength and increased inclusion appearance rate.
  • An object of the present invention is to provide a spring steel and a steel wire that are cold-coated and used for a spring steel wire having a tensile strength of 2000 MPa or more that can achieve both sufficient atmospheric strength and coiling additivity.
  • the present invention provides a spring steel having both high strength and coiling properties by controlling oxides and sulfides in steel, which has not been noticed in conventional spring steel wires, by chemical elements.
  • the present invention does not focus only on the coarse carbides found in steel wires. We have found that it is effective to control the microstructure, and we have obtained a high-performance steel wire by controlling the distribution of fine cementite cementite that has been required to obtain strength. is there.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist thereof is as follows.
  • a spring steel characterized by comprising the remainder Fe and inevitable impurities, and further limited to Al ⁇ 0.01% and Ti ⁇ 0.003%.
  • Occupied area ratio of circle equivalent diameter 0.2 m or more is 7% or less
  • austenite grain size number is 10 or more
  • residual austenite ⁇ is 15% by mass or less
  • a heat-treated steel wire for springs characterized in that the abundance of cementite carbide with an equivalent circle diameter of 2 m or more is small, and the area ratio of the diluted region is 3% or less.
  • Mg Heat-treated steel for springs characterized by containing one or more of 0.0002 to 0.01%, Ca: 0.0002 to 0.01%, Hf: 0.0002 to 0.01%, Te: 0.0002 to 0.01%, Sb: 0.0002 to 0.01% line.
  • Figure 1 is a photomicrograph showing the quenched and tempered structure.
  • Fig. 2 is a graph of an example of analysis by EDX attached to an SEM.
  • A is a graph of an analysis example of a spherical carbide analysis example (alloy system)
  • (b) is an analysis example of a spherical carbide analysis example (cementite system). .
  • Fig. 3 is a drawing-substituting observation image photograph of the microstructure of the etched surface of the steel wire with the operation electron microscope.
  • (A) is a typical microstructure observation example
  • (b) is a drawing-substituting photograph of an observation image of an example of a non-uniform portion of carbide distribution.
  • Fig. 4 is a drawing-substituting photograph showing an inhomogeneous portion of carbide distribution (carbide dilute region) and fine carbide (needle shape, dendritic shape) based on its binarized image in an image observed with a scanning electron microscope.
  • FIG. 2 is a drawing-substituting photograph showing a non-uniform portion (diluted carbide region) and fine carbide (granularity) based on its binarized image.
  • the inventor defines the chemical composition for achieving both high strength and workability, and by controlling the shape of the carbide in the steel by heat treatment, and by controlling the shape of the carbide in the steel by heat treatment,
  • the inventors have invented a steel wire for springs that ensures sufficient coiling properties for manufacturing springs. Details are described below.
  • C is an element that has a great influence on the basic strength of steel, and is set to 0.45 to 0.7% so that sufficient strength can be obtained. If it is less than 0.45%, sufficient strength cannot be obtained. In particular, in order to ensure sufficient spring strength even when nitriding is omitted to improve spring performance, C of 50% or more is preferred. Further, it is preferably 0.6% or more from the viewpoint of balance between strength and coiling.
  • the relationship to the carbide dilute region is also close, and if it is less than 0.45%, the number of carbides is small, so the area ratio of the dilute region tends to increase, and sufficient strength and toughness or coiling (ductility) can be obtained. It's hard to be done. Therefore, it is preferably 0.5% or more, and more preferably 0.6% or more from the viewpoint of balance of strength and coiling.
  • the form of martensite at the time of quenching is medium carbon steel, and the form is changed from the conventional lath martensite to the lens martensite. It has been known.
  • the carbide distribution in the tempered martensite structure produced by tempering lenticular martensite is lower than that in las tempered martensite and the carbide density is low and the crystals are distributed in parallel in a certain direction. It is more fragile than the tempered structure of lath martensi. If added over 70%, the amount of lens martensite during quenching tends to increase the amount of retained austenite, and the strength after tempering increases, but the ductility decreases. did. Insufficient carbon solid solution in the heat treatment process results in substantial hypereutectoid locally, and a large amount of coarse cementite precipitates, resulting in a significant reduction in toughness. This simultaneously reduces the coiling characteristics.
  • the amount of undissolved carbide, lenticular martensite, and undissolved carbide can be reduced by setting the content to 0.68% or less.
  • Si is added as a deoxidizing element during steel production.
  • spring steel it is an element necessary to ensure spring strength, hardness, and sag resistance. Due to lack of stability, 1.0% was set as the lower limit.
  • Si also has the effect of spheroidizing and refining the carbide-based precipitates at the grain boundaries, and by adding it positively, it has the effect of reducing the area occupied by the grain boundaries. However, if too much is added, the material will not only harden but also become brittle. So embrittlement after quenching and tempering To prevent this, the upper limit was 3.0%.
  • Si is also an element contributing to temper softening resistance
  • sag resistance is important for high-strength springs, it is more preferable to add 1.6% or more, more preferably 2.0% or more.
  • Mn is often used to deoxidize and fix S in steel as MnS, and to increase the hardenability and to obtain sufficient hardness after heat treatment.
  • the lower limit is 0.05%.
  • the upper limit was made 2.0%.
  • the content is preferably 0.1 to 1.5%.
  • Mn is an effective element because it can easily impart hardenability when it is necessary to ensure hardenability as the diameter of the heat-treated steel wire increases. If this hardenability is given priority, it may be added in excess of 0.4%. However, it is effective to reduce it to 10% or less when considering the coiling of the diluted carbide region.
  • P hardens the steel but further segregates and embrittles the material.
  • P who prayed to the austenite grain boundaries, causes delayed fracture due to a drop in impact value and hydrogen penetration. Therefore, it is better to have less. Therefore, P, which becomes prominent in embrittlement, was limited to 0.015% or less.
  • the content is preferably less than 0.01%. S: 0.015% or less
  • N hardens the matrix in steel, but when alloying elements such as Ti and V are added, it exists as a nitride and affects the properties of the steel wire.
  • Steel added with Ti, Nb, and V easily forms carbonitrides, and tends to precipitate carbides, nitrides, and carbonitrides that become pinning particles for austenite grain refinement. Therefore, it is possible to stably generate pinning particles under various heat treatment conditions applied until the spring is manufactured, and it is possible to finely control the austenite particle size of the steel wire. For this purpose, 0.0015% or more of N is added. On the other hand, excessive N leads to coarsening of nitrides and carbides formed with nitrides and nitrides as nuclei.
  • the upper limit is 0.02%, which is free from such harmful effects.
  • N is also an element that lowers the hot ductility, so 0.009% or less is preferable considering the ease of heat treatment and the like.
  • the lower limit is also small, but 0.0015% or more is preferable in consideration of the ease of production in the denitrification process.
  • austenite during heat treatment it is preferable to add a certain amount of N, and 0.007% or more may be added.
  • the upper limit is set to 0.01% in order to significantly reduce the spring performance.
  • the amount of oxygen should be small, but even if it is less than 0.0002%, the effect is saturated, so this is the lower limit. In consideration of the ease of practical deoxidation process, it is desirable to adjust to 0.005 to 0.002%.
  • W precipitates as carbides in the steel. Therefore, if one or two of these elements are added, these precipitates are formed, and temper softening resistance can be obtained, and tempering at high temperatures and strain relief annealing that is put in the process, such as nitriding, can be performed. Even after heat treatment, high strength can be achieved without softening. This suppresses a decrease in the internal hardness of the spring after nitriding, and facilitates hot setting and strain relief annealing, so that the fatigue characteristics of the final spring are improved. However, if too much W is added, the precipitates become too large and combine with carbon in the steel to produce coarse carbides.
  • temper softening resistance can be imparted by precipitation hardening.
  • the internal hardness is not greatly reduced even during nitriding or strain relief annealing. If the added amount is 0.05% or less, no effect is seen.If the added amount exceeds 1.0%, coarse carbides are formed, and mechanical properties such as ductility may be impaired. 05 to 1.0%. Furthermore, if considering the ease of heat treatment, 0.1 to 0.5% is preferable. Considering the balance with the strength, it is more preferably about 0.16 to 0.35%.
  • Cr is an effective element for improving the hardenability and temper softening resistance, but if added in large amounts, it not only increases the cost, but also coarsens the cementite seen after quenching and tempering. As a result, since the wire becomes brittle, it tends to break during coiling. Therefore, in order to ensure hardenability and resistance to temper softening, the lower limit was set to 0.05%, and the upper limit was set to 2.5%, at which embrittlement becomes significant.
  • the amount added is 2.0% or less. More preferably 1.7 About%.
  • the addition of Cr can deepen the hardened layer by nitriding. Therefore, the addition of 0.7% or more is preferable, and when adding hardening by nitriding and softening resistance at the nitriding temperature, adding over 1.0% is desirable. Addition of 1.2% or more is desirable especially when high strength and sag characteristics are required. Also, if Cr is added in a large amount, it will cause supercooled microstructures in the steel wire manufacturing process, and cementite-based spherical carbides will likely remain, so considering the ease of heat treatment, 2.0. % Or less is preferable.
  • Zr is an oxide and sulfide-forming element.
  • oxides are finely dispersed, and like Mg, they become precipitation nuclei for MnS. As a result, the fatigue durability is improved and the ductility is increased to improve the coilability. If less than 0.001%, the effect is not seen, and even if added over 0.0005%, the formation of hard oxide is promoted, so even if the sulfide is finely dispersed, troubles due to oxide occur. It becomes easy.
  • nitrides and sulfides such as ZrN and ZrS are generated in addition to oxides, which reduces manufacturing troubles and fatigue durability of springs. Further, when used for a high-strength spring, the amount added is preferably 0.0003% or less. Although these elements are in trace amounts, they can be controlled by carefully selecting by-products and precisely controlling refractories.
  • Zr refractories are used frequently in places such as ladle, tundish, nozzle, etc. that are in contact with molten steel for a long time, so about 1 ppm can be added to about 200 t of molten steel.
  • auxiliary materials so that the specified range is not exceeded.
  • 2 g was collected from the part of the steel to be measured which is not affected by the surface scale, and sampled in the same manner as Annex 3 of JISG 1237-1997. Can be measured by ICP. At this time, the calibration curve for ICP is set to be suitable for trace amounts of Zr.
  • A1 is a deoxidizing element and affects oxide formation. Since it is easy to form hard oxides, if added carelessly, hard carbides are formed and fatigue durability is reduced. Especially for high-strength springs, the variation stability of fatigue strength is lower than the fatigue limit of the spring itself, and if the amount of A1 is large, the incidence of fracture due to inclusions increases. Required. Also, from the viewpoint of sulfide control, adding Zr to finely disperse and spheroidize sulfides impairs the effect if the amount of A1 is too large. Therefore, it is not preferable to add a large amount from this point. For this reason, it is necessary to suppress the strength of steel materials for high-strength springs more than before, and it is limited to 0.01% or less (including 0%). Furthermore, when high fatigue strength is required, it is preferably 0.002% or less.
  • Ti is a deoxidizing element as well as nitride and sulfide-generating elements, so it affects oxide and nitride and sulfide formation. Addition of a large amount tends to generate hard oxides and nitrides, so if added inadvertently, hard carbides are formed and fatigue durability is reduced. Like A1, especially for high-strength springs, the variation stability of fatigue strength is lower than the fatigue limit of the spring itself, and the higher the Ti content, the greater the incidence of inclusion-induced fracture. Limited to the following (including 0%). Also, from the viewpoint of sulfide control, adding Zr will reduce the effect of adding too much Ti to finely disperse and spheroidize the sulfide. Absent. For this reason, it is necessary to limit the strength of steel materials for high-strength springs, and 0.003% is the upper limit. If high fatigue strength is required, 0.002% or less is preferable. Good.
  • Mo precipitates as carbides at a temperature about the tempering nitriding temperature By producing these precipitates, temper softening resistance can be obtained, and high strength can be exhibited without being softened even after heat treatment such as tempering at high temperature or strain relief annealing put in the process or nitriding. This suppresses a decrease in the internal hardness of the spring after nitriding, and facilitates hot setting and strain relief annealing, thus improving the final spring fatigue characteristics.
  • the precipitates become too large and combine with carbon in the steel to produce coarse carbides. This reduces the amount of C that should contribute to increasing the strength of the steel wire, making it impossible to obtain the strength equivalent to the added amount of C.
  • the content is preferably 0.4% or less. More preferably, it is about 0.2%.
  • V 0.05-1.0%
  • V can be used for hardening of the steel wire at the tempering temperature and hardening of the surface layer during nitriding, as well as suppressing the coarsening of the austenite grain size by the formation of nitrides, carbides and carbonitrides. If the added amount is 0.05% or less, the added effect is hardly observed. Addition of a large amount generates coarse undissolved inclusions and lowers toughness, and like Mo, it tends to cause a supercooled structure and easily causes breakage during cracking and wire drawing. Therefore, the upper limit is set to 1.0%, which is easy to handle industrially.
  • V nitrides, carbides, and carbonitrides are generated even at austenization temperature A of the steel at 3 or higher, so if the solid solution is insufficient, it remains as undissolved carbides (nitrides).
  • Nb can be used to harden the steel wire at the tempering temperature and harden the surface layer during nitriding, in addition to suppressing the coarsening of the austenite grain size by the formation of nitrides, carbides, and carbonitrides. If the added amount is 0.01% or less, the added effect is hardly observed. Addition of a large amount generates coarse undissolved inclusions and lowers toughness, and like Mo, it tends to cause a supercooled structure and easily causes breakage during cracking and wire drawing. That Therefore, the upper limit was set to 0.05%, which is easy to handle industrially. Nb nitrides, carbides, and carbonitrides are formed even at austenization temperature A of the steel of 3 points or higher. Therefore, if the solid solution is insufficient, it remains as undissolved carbides (nitrides). Cheap. Therefore, industrially, it is preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less.
  • Ni improves the hardenability and can increase the strength stably by heat treatment.
  • the ductility of the matrix is improved to improve the coilability.
  • quenching and tempering increases residual austenite, which is inferior in terms of sag and material uniformity after spring forming. If the amount added is 0.05% or less, no effect is observed in increasing strength and improving ductility.
  • a large amount of Ni is not preferable, and if it is more than 30%, the residual austenite flaws become more prominent and the effects of improving hardenability and ductility are saturated, which is disadvantageous in terms of cost. Become.
  • Co can reduce the hardenability, but can improve the high-temperature strength. Further, since it inhibits the formation of carbides, it functions to suppress the formation of coarse carbides that are a problem in the present invention. Therefore, coarsening of carbides including cementite can be suppressed. Therefore, it is preferable to add. When added, the effect is small at 0.05% or less. However, adding a large amount increases the hardness of the ferrite phase and lowers the ductility, so the upper limit was made 3.0%.
  • B is effective in cleaning hardenability improving elements and austenite grain boundaries. Addition of B to elements such as P and S that cause bending at grain boundaries and lower toughness makes them harmless and improves fracture characteristics. At that time, if B combines with N to generate M, the effect is lost. The effect of the added amount is clear The lower limit is 0.0005%, and the upper limit is 0.0060% where the effect is saturated. However, even if a small amount of BN is generated, it will become brittle, so it is necessary to give sufficient consideration not to generate M. Accordingly, it is preferably 0.003 or less, more preferably free N is fixed by a nitride-forming element such as Ti, and B: 0.0010 to 0.0020% is effective.
  • decarburization can be prevented by adding Cu.
  • the surface layer is removed by a peeling process called peeling.
  • the stress of the decarburized layer is reduced by a peeling process called peeling.
  • Ni has the effect of improving corrosion resistance.
  • the effect of suppressing the decarburization of Cu can be demonstrated at 0.05% or more, and even if Ni is added as described later, 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 [Cu%] ⁇ [Ni%] according to the amount of Cu added. Since there are no rolling flaws in the range of Cu 0.3% or less, there is no need to regulate the amount of Ni added to prevent rolling flaws.
  • Mg forms oxides in molten steel that is higher than the MnS formation temperature, and already exists in molten steel when MnS is formed. Therefore, it can be used as MnS precipitation nuclei, which can control the distribution of MnS. Also for that number In the cloth, Mg-based oxides disperse in molten steel more finely than the Si and A1-based oxides often found in conventional steels, so MnS with Mg-based oxides as the core is finely dispersed in the steel. . Therefore, even with the same S content, the MnS distribution differs depending on the presence or absence of Mg, and the addition of these results in a finer MnS particle size.
  • the effect can be obtained even in a small amount, and if Mg is added, MnS is refined. However, if it exceeds 0.0005%, not only hard oxides are likely to be produced, but also sulfides such as MgS begin to form, and if the fatigue strength is reduced, the coiling property is reduced. Therefore, the Mg addition amount was set to 0.001 to 0.01%. When it is used for high-strength steel, the content is preferably 0.0003% or less. Although these elements are in trace amounts, they can be added to about 0.0001% by using a large amount of Mg-based refractories. Also, Mg can be added by carefully selecting auxiliary materials and using auxiliary materials with low Mg content.
  • the inclusions are highly sensitive, so it is desirable to further reduce the amount to 0.001% or less, and further to 0.005% or less.
  • This Mg is effective in improving the corrosion resistance, delaying spalling, and preventing rolling cracking due to the effects of MnS distribution, etc. It is desirable to add as much as possible, so a very narrow range of 0.0002% to 0.0005% Control of the amount added is preferred.
  • Ca is an oxide and sulfide-forming element.
  • spheroidizing MnS suppresses the length of MnS as a starting point for fatigue and other fractures, making it harmless.
  • the effect is not clear below 0.00002%, and even if added over 0.01%, the yield is not only poor, but sulfides such as oxides and CaS are produced, manufacturing troubles and springs
  • the fatigue endurance characteristics of the steel were reduced, so the content was made 0.01% or less.
  • the amount added is preferably 0.001% or less.
  • Hi is an oxide-forming element and becomes a precipitation nucleus of MnS. So fine When dispersed, Zr is an oxide and sulfide-forming element. In spring steel, oxides are finely dispersed, and like Mg, they become MnS precipitation nuclei. As a result, fatigue durability is improved, and the ductility is increased to improve the coilability. The effect is not clear if it is less than 0.0002%, and even if it is added over 0.01%, not only the yield is bad, but also oxides, nitrides such as ZrN and ZrS, and sulfides are produced, and manufacturing troubles and To reduce the fatigue endurance characteristics of the spring, it was set to 0.01% or less. This addition amount is preferably 0.003% or less.
  • Te has the effect of spheroidizing MnS. The effect is not clear if it is less than 0.0002% . If it exceeds 0.01%, the toughness of the matrix decreases, hot cracking occurs, and the fatigue durability decreases. Is the upper limit.
  • Sb has the effect of spheroidizing MnS. If it is less than 0.0002%, the effect is not clear.If it exceeds 0.01%, the toughness of the matrix decreases, hot cracking occurs, and fatigue durability decreases. Therefore, the upper limit is set to 0.01%.
  • non-metallic inclusions including sulfides are suitable for spring steel, and the effect can be reduced.
  • the fatigue characteristics of the spring tend to be improved. Even when a surface hardening treatment such as nitriding is performed, higher fatigue properties and sag characteristics can be obtained if the basic strength of the steel wire is high. On the other hand, if the strength is high, the coiling property is lowered, and it is difficult to manufacture the spring. Therefore, it is important not only to improve the strength, but also to give ductility that can be coiled at the same time. When used as a spring, not only fatigue durability but also sag is important, and heat treatment materials are used so that sag characteristics are good even under high load.
  • nitriding it is necessary to provide a so-called temper softening resistance that does not greatly soften even when exposed to a nitriding temperature of 500 ° C.
  • the coiling property is lowered by increasing the strength, it is necessary to use a component that achieves both temper softening resistance and coiling property. For this reason, it is desirable to have a chemical composition that makes this possible.
  • high-strength spring steel wires it is desirable to have a tensile strength of 2250 MPa, and more than 2300 MPa. Therefore, the present invention defines chemical components that are assumed to achieve both high strength and high workability after heat treatment.
  • alloy elements such as C and other Mn, Ti, V, and Nb are added, but when a large amount of elements that form nitrides, carbides, and carbonitrides are added, they do not dissolve. Carbide tends to remain.
  • undissolved carbide refers not only to the so-called alloy carbide in which the above alloy forms nitrides, carbides, and carbonitrides, but also to cementite carbides mainly composed of Fe carbide (cementite). including.
  • alloy carbides are complex carbides with nitrides (so-called carbonitrides), so here, these alloy-based carbides, nitrides, and their composite alloy precipitates are collectively referred to. It can be observed by mirror-polishing and etching these carbides. It can also be obtained by observation of carbonitrides using the transmission electron microscope replica method. These undissolved carbides, carbonitrides and nitrides, are often dissolved when heated, so they often appear spherical and greatly reduce the mechanical properties of the steel wire.
  • Figure 1 shows a typical observation example. According to this, two types of matrix acicular and spherical structures are found in steel.
  • Carbides of this size do not contribute at all to the strength and toughness by quenching and tempering. For this reason, it was found that not only was C wasted while fixing C in the steel, but also was a source of stress concentration, leading to a decrease in the mechanical properties of the steel wire.
  • Occupied area ratio of circle equivalent diameter 0.2 m or more is 7% or less
  • the equivalent density of circle equivalent diameter 0.2 to 3 im is 1 // zm 2 or less
  • carbides affect its coiling properties, that is, bending properties up to fracture.
  • the strength is too high and the deformability is insufficient. There was an adverse effect that deteriorated the characteristics.
  • the cause may be coarse carbides precipitated in the steel.
  • Figures 2 (a) and (b) show examples of analysis by EDX attached to SEM. The same analysis results can be obtained for the replica method using a transmission electron microscope. It is done.
  • the conventional invention focuses only on carbides of alloy elements such as V and Nb, an example of which is shown in Fig. 2 (a), which is characterized by very small Fe peaks in the carbides.
  • Fig. 2 (a) which is characterized by very small Fe peaks in the carbides.
  • cementite which has a slightly solid solution of Fe 3 C with an equivalent circle diameter of 3 m or less and an alloy element as shown in Fig. 2 (b). It was found that the precipitation form of the carbides is important.
  • cementite-based carbides When achieving both high strength and workability higher than those of conventional steel wires as in the present invention, if there are many cementite-based spherical carbides of 3 or less, the workability is greatly impaired.
  • the carbides that are spherical and have Fe and C as the main components as shown in Fig. 2 (b) will be referred to as cementite-based carbides.
  • carbides in steel can be observed by subjecting a mirror-polished sample to etching such as picral, but for detailed observation and evaluation of its dimensions, etc., observe it with a scanning electron microscope at a magnification of 3000 times or more.
  • the cementite soot-type spherical carbide of interest here has a circular equivalent diameter of 0.2 to 3 z / m.
  • carbides in steel are indispensable for securing the strength and resistance to temper softening of steel, but the effective particle size is less than 0.m. Conversely, if it exceeds 1, the strength and austenite particle size are rather fine. There is no contribution to the transformation, it simply deteriorates the deformation characteristics.
  • the occupation area on the microscopic surface is defined as 7% or less.
  • the prior austenite grain size has a great influence on the basic properties of steel wires as well as carbides.
  • old austenite The smaller the grain size, the better the fatigue properties and the better the coiling properties.
  • no matter how small the austenite particle size the effect is small if the above-mentioned carbide is contained more than specified.
  • lowering the heating temperature is effective in reducing the austenite particle size, but this increases the amount of carbide. Therefore, it is important to finish the steel wire with a balance between the amount of carbide and the grain size of the previous austenite.
  • the old austenite grain size number is less than 10
  • sufficient fatigue properties cannot be obtained, so it is prescribed that the old austenite grain size number is 10 or more. did.
  • Finer particles are more preferable for application to high-strength springs. 11 1 and even 12 and higher achieve both high strength and coiling. It becomes possible to make it.
  • Residual austenite often remains in the segregation area near the area between old austenite grain boundaries and subgrains. Residual austenite wrinkles become martensite due to work-induced transformation, and when induced and transformed during spring forming, locally high hardness parts are generated in the material, and rather the coiling characteristics of the spring are degraded.
  • recent springs perform surface strengthening by plastic deformation such as shot beaning and settling, but when there is a manufacturing process that includes multiple processes that add plastic deformation in this way, work-induced martensite that has occurred at an early stage is subject to fracture strain. Reduce the workability and the breaking characteristics of the spring in use. In addition, even when industrially inevitable deformations such as cracks are introduced, it easily breaks during coiling.
  • the mechanical properties are changed by gradually decomposing, resulting in the adverse effects such as lowering the strength and lowering the coupling property.
  • the residual austenite is reduced as much as possible, and the processability is improved by suppressing the formation of process-induced martensite. Specifically, if the amount of residual austenite exceeds 15% (mass%), the sensitivity to crushing and so on becomes higher, and it easily breaks during coiling and other handling, so it was limited to 15% or less. .
  • the amount of residual austenite varies depending on the amount of alloying elements such as C and Mn and the heat treatment conditions. Therefore, it is important to enhance not only the component design but also the heat treatment conditions.
  • the martensite generation temperature (start temperature Ms point, end temperature ⁇ point) is low, martensite will not be generated and residual austenite tends to remain unless the temperature is sufficiently low during quenching.
  • Industrial quenching Water or oil is used, but high heat treatment control is required to suppress residual austenite defects.
  • it is necessary to maintain the cooling refrigerant at a low temperature maintain a low temperature as much as possible after cooling, and ensure a long transformation time to martensite. Since it is processed in a continuous line industrially, the temperature of the cooling refrigerant easily rises to near 100 ° C, but it is preferable to maintain it at 60 ° C or lower, and even at a low temperature of 40 ° C or lower. preferable.
  • the steel When the steel is subjected to various heat treatments and the tensile strength is adjusted to 2100 MPa or more, it becomes a structure in which cementite is dispersed in a ferrite substrate generally called tempered martensite with many dislocations.
  • the distribution of cementite is by no means uniform and often results in heterogeneity in its density. This is because not only lath martensite but also lens martensite is generated when quenching C steel specified in the present invention, and the carbide precipitation mechanism in the tempering process is different.
  • segregation and inhomogeneities of additive elements such as band structure exist in real steel, and it is austenite in the quenching process like residual austenite, but ferrite and cementite in the tempering process. In some cases, it may break down into Therefore, it is difficult to disperse uniformly because there are various sites for generating cementite.
  • a microstructure in order to achieve both high strength (high hardness-fatigue durability characteristics, nitriding characteristics, direct connection to sag) and material ductility (in the present invention, mechanical properties directly related to spring coiling characteristics), a microstructure is used. It is important to homogenize.
  • Figure 2 shows an example of shooting at a set magnification of 5000 times.
  • Fig. 3 (b) A and B microstructures as shown in A and B show carbides. It was found that it is important to control the area ratio as a sparse region.
  • Figures 4 and 5 show examples of the enlargement of the heterogeneous part of the carbide distribution as shown in Fig. 3 (b). Inside, fine carbides are deposited in a disperse form different from the surrounding structure, and the frequency of their existence is extremely low, and even when carbides are not clearly seen, they are deeply corroded and form recesses. is doing.
  • the carbide appears white in the observation image. Therefore, in the present invention, when the area occupied by the carbide observed in this corroded and recessed area is 60% or less, the carbide dilute area is defined. .
  • carbide dilute area is defined.
  • the size of the fine carbide is (1) In the case of needle-like or dendritic carbide, the individual thickness is 0.3 m or less. (2) In the case of granular carbide, the equivalent circle diameter is 0.7 m or less. Is.
  • Regions with larger carbides were excluded from carbide dilute regions. 418 Regions with a dilute carbide distribution selected in this way have a circle equivalent diameter of 2 m or more, which affects the mechanical properties and cannot be ignored. Therefore, such a carbide dilute region with an equivalent circle diameter of 2 ⁇ or more was specified.
  • the steel wire is polished and electrolytically etched.
  • electrolytic etching current is generated at a low potential using a sample as an anode and platinum as a cathode in an electrolyte (a mixture of 10% by weight of acetylacetone, 1% by weight of tetramethylammonium chloride, and the remaining component methyl alcohol). The surface of the sample is corroded by electrolysis using an apparatus.
  • the potential shall be constant at a potential suitable for the sample in the range of 50 to 200 mV vs SCE.
  • a potential suitable for the sample in the range of 50 to 200 mV vs SCE.
  • it is usually appropriate to make constant lOOmV vs SCE.
  • the amount of energization depends on the total surface area of the sample material, and “total surface area of the material” X 0.133 [c / cm 2 ] is the energization amount. Even if the sample is embedded, the total surface area of the sample is calculated by adding the area of the sample surface buried in the resin. After energization, hold the l O s ec, stop the energization, and wash it, and you can easily observe carbides and microstructures in steel such as cementite with a scanning electron microscope.
  • a carbide dilute region By observing this corroded surface with a scanning electron microscope at a magnification of 1000 times or more, a carbide dilute region can be identified. Carbide appears white in the observed image during observation of the Miku mouth structure after etching using a scanning electron microscope, so the candidate region for the carbide-rich region is photographed with a scanning electron microscope.
  • the magnification is 1000 times or more, preferably 5000 to 10,000 times.
  • the size of the candidate region of this carbide dilute region is 2 If it is less than this, the region has little effect on the mechanical properties, so it is ignored. On the other hand, if the size of the candidate region of this carbide lean region is 2 im or more in the equivalent circle diameter, the internal carbide distribution is measured.
  • Carbide lean region candidate regions included in the photographed carbide lean region candidate regions are binarized by the image processing unit Ru-X, and the area of the candidate region, the equivalent circle diameter, the area occupied area of carbide in the candidate region, and Each equivalent circle diameter was measured, and when the area occupied by the carbide was 60% or less of the candidate area, the candidate area was defined as a lean carbide area.
  • the area and equivalent circle diameter of the extracted carbide dilute area are calculated by an image processing device, and the area occupied by the dilute carbide area with an equivalent circle diameter of 2 / im or more, which is found in the measurement field of view, is measured.
  • the invention stipulates that it should be 3% or less.
  • the observation area was randomly observed near the center of the radius of the heat treated wire (steel wire), the so-called 1 Z 2 R part, and the measurement area was 3000 m 2 That's it.
  • the coiling property is good. Even if the strength exceeds 2200MPa, good coiling is possible without impairing the coiling property. It is. Therefore, we set it as the upper limit. Coiling properties are better when the carbide lean region is smaller. Therefore, it is preferably 1% or less.
  • spring steel is drawn through billet rolling and wire rolling after continuous forging, and cold coiling springs are given strength by oil tempering or high frequency treatment. At that time, the cementite carbide lean region is suppressed. In order to control this, it is important to avoid local inhomogeneities in the material and make the heat-treated structure homogeneous, and it is important to have a homogeneous and proper tempered martensite structure. At that time, it was found that a tempered structure of lath martensite is preferable.
  • the causes of local inhomogeneities in the tempered lath martensite structure are (1) undissolved carbide, (2) segregation, (3) residual austenite, (4) coarse old austenite grains, (5) lens martensite. (6) Local bait is considered. These (1) to (6) greatly affect the distribution of carbides after heat treatment of spring steel wires, and suppressing them is effective in reducing the cementite carbide dilute area ratio. Inhomogeneous, hard inclusions can be considered, but it is not necessary to consider because they hardly change during heat treatment such as quenching and tempering.
  • cementite-based spherical carbides and alloy-based carbides are thought to have grown with undissolved cementite-alloy carbides as the core during rolling, so that the components are sufficiently dissolved in each heating step such as rolling. This is very important.
  • it has been found that it is important to heat and roll at a high temperature at which it can be sufficiently dissolved in rolling and to use it for wire drawing.
  • Lens martensite inherently has a tendency to form when there is a large amount of C and other alloying elements.Therefore, even if there is a small amount of undissolved carbide, segregation is large or there are many additive elements other than Fe containing C as the basic component. Lens martensi is likely to occur and causes tissue heterogeneity.
  • the heating temperature is preferably 1150 ° C or higher, more preferably 1200 ° C or higher.
  • heat treatment is performed at a temperature of 900 ° C or higher during patenting before wire drawing and in the subsequent quenching and tempering processes.
  • the heating temperature at the time of patenting is preferably a high temperature, preferably 930 ° C or higher, more preferably 950 ° C or higher.
  • the heating rate is 10 ° C / s or more
  • the temperature is 3 points or more
  • the holding time is 5 min or less
  • the cooling rate is 50 ° C / s or more to 100 ° C or less
  • 10 ° CZ s or more Heat at the heating rate, and keep the holding time at the tempering temperature at 15 mi ii or less. From the viewpoint of solid solution of carbides, it is desirable to heat sufficiently higher than A3 point. On the one hand, austenite particle size It is preferable to finish in a short time so as not to grow.
  • the quenching refrigerant is at a low temperature of 70 ° C or lower, and further 60 ° C or lower. This is to avoid the formation of residual austenite and bainite. It is also desirable to make the cooling time as long as possible to suppress residual austenite and complete the martensitic transformation sufficiently.
  • the appropriate chemical composition and heat treatment appropriate to it are performed to suppress lens martensite, residual austenite, and segregation, and to reduce the old austenite ⁇ particle size. Is effective.
  • To reduce the particle size of the prior austenite it is effective to lower the heating temperature and shorten the heating time, but there is a risk of increasing the amount of undissolved carbide.
  • In order to suppress the dilute region and achieve higher strength it is necessary to control the chemical components from the time of rolling so as to suit them, and to dissolve the alloy elements sufficiently even in intermediate heating processes such as patenting.
  • Tables 1 to 3 show the components of steel materials prepared for evaluating various performances
  • Tables 4 to 6 show the melting methods and properties of steel materials.
  • Steel was melted in a small amount of vacuum melting furnace (10 kg, 150 kg, or 2 t) or 270 t converter.
  • the furnace used for melting of each Example is shown.
  • In the case of melting in a vacuum melting furnace use a magnesia crucible, etc., pay sufficient attention to the inclusion of oxide-forming elements from refractories and raw materials, and the composition will be the same as that of a practical converter melting material Adjusted as follows.
  • 15 Okg was rolled by welding to a dummy billet.
  • the 10 kg melt was forged to ⁇ 13 and then processed in the order of heat treatment (normalization) and machining ( ⁇ > 10 X 400 mm) to create a thin straight bar. At this stage, surface oxide distribution and carbide in steel were observed.
  • inventive examples (Example 33) and comparative examples (Example 62) of the present invention were prepared by continuous casting of scoured products using a 270 t converter.
  • billets were made by rolling after melting in a 2 t-vacuum melting furnace. At that time, in the invention example, the temperature was maintained at a high temperature of 1 200 or more for a certain period of time. In each case, the billet was rolled to ⁇ 8 mm.
  • the heating temperature in patenting is 900 ° C or higher, preferably 930 ° C or higher. In the present invention, it is 950.
  • the present invention was heat-treated so as to have a tensile strength of 2200 MPa or more.
  • the comparative example was also heat-treated at the same tempering temperature.
  • the furnace passage time was set so that the steel internal temperature of the wire drawing material was sufficiently heated.
  • the heating temperature was 950 ° C.
  • the heating time was 300 seconds
  • the quenching temperature was 50 ° C. (oil bath actual temperature)
  • the cooling time was maintained at 5 minutes or longer.
  • tempering was tempered using a lead bath at a temperature of 450 ° C and a tempering time of 3 minutes to adjust the strength.
  • the resulting tensile strength in the air atmosphere is as specified in Table 1.
  • the obtained steel wire was used as it was for tensile properties, and a part of the steel wire was annealed at 400 ° C for 30 minutes to measure the hardness and subjected to a rotating bending fatigue test.
  • the surface heat treatment scale was removed by shot peening.
  • Fatigue test was bending fatigue test rotation Nakamura, 1 0 This sample was defined as an average fatigue strength maximum load stresses showing 1 0 7 or more cycles of life with a probability of 50% or more.
  • the probability of occurrence of fracture, which is considered to be caused by inclusions, was evaluated as the inclusion appearance rate.
  • Tables 1 to 3 show chemical components and their evaluation results in Tables 4 to 6.
  • the chemical composition is outside the specified range, the elongation, which is an index of the coiling property, is small, the coiling characteristics are inferior, the Nakamura rotary bending fatigue strength is inferior, and it is used for high-strength springs.
  • Examples 61 to 63 are examples in which the amount of W is insufficient for the specification, so that the softening resistance is insufficient and sufficient fatigue durability cannot be secured.
  • the internal hardness after nitriding simulated heat treatment at 450 ° CX l hr is less than HV550, which is the same level as conventional springs, indicating that further softening resistance is required.
  • Examples 66 to 68 are cases where the amount of Zr added is larger than specified. When Zr is large, it affects the size of oxide inclusions and reduces fatigue durability. In this case as well, an oxide that is not suitable for sulfide precipitation is generated, which affects the coiling property and lowers it.
  • Examples 69 to 71 are cases in which the amount of Zr added is less than specified. When Zr is small, the control of sulfides is not sufficient, so the coilability (elongation) is lowered and workability in high-strength steel wires cannot be ensured.
  • Example 72 Mg was added, and in Example 73, Ti was added in excess of the specified value. Oxide-based hard inclusions were observed in the former, and nitride-based hard inclusions were observed in the latter, resulting in reduced fatigue durability. .
  • Examples 65, 74, and 75 are also examples in which the amount of oxide-forming element exceeds the specified level and the fatigue strength is reduced.
  • Examples 76 and 77 are examples in which the amount of C is insufficient from the regulation, and sufficient strength cannot be secured in the industrial quenching and tempering process, and the fatigue strength as a high-strength spring is insufficient.
  • Example 78 and 79 the amount of C was further added in excess of the specified amount. In this case, the strength is secured, but the coiling characteristics are Inferior, unable to secure workability in high strength steel wire
  • Inventive Example 31 0.65 2.64 0.15 0.003 0.005 1.03 0.18 0.002 0.001 0.0002 0.0004 0.0021 0.0011 0.09 0.23---- ⁇ One-Invention Example 32 0.67 1.44 0.27 0.009 0.009 0.18 0.19 0.003 0.003 0.0003 0.0003 0.0003 0.0039 0.0018 0.12 0.24 One ⁇ One One-one ⁇ -Invention Example 33 0.65 1.79 0.35 0.008 0.007 0.83 0.18 ⁇ 0.001 0.001 0.0001-0.0054 0.0019 0.18 0.25 ----One---Invention Example 34 0.67 2.63 0.34 0.007 0.003 0.22 0.18 ⁇ 0.001 0.002-0.0015 0.20 0.21 One--One----Invention Example 35 0.68 1.83 0.27 0.005 0.004 1.26 0.20 ⁇ 0.001 0.002 0.0003-
  • Example 55 0.70 1.45 0.99 0.002 0.005 1.29 0.21 0.0D1 0.001 0.0001 0.0001 0.0024 0.0014 0.11 0.09 One-One 0.34 One-One--Invention Example 56 0.65 1.64 0.40 0.011 0.002 0.11 0.21 0.001 0.002 0.0004 0.0058 0.0018 0.13 0.17----0.0011 ⁇ ---Invention Example 57 0.69 2.34 0.66 0.007 0.008 0.37 0.19 0.001 0.001 0.0003 0.0002 0.0047 0.0009 0.23 0.14 One One--0.0002 One ⁇ Invention Example 58 0.65 1.41 0.79 0.007 0.003 0.18 0.17 0.002 0.002 0.0003 0.0039 0.0016 0.10 0.24 One ⁇ ⁇ 1 1 0.0012 1-Inventive Example 59 0.67 1.82 0.45 0.007 0.004 0.86 0.19 0.002 0.003 0.0003 0.0001 0.0051 0.0016 0.17 0.15-- ⁇ 1 1 ⁇ 0.0011
  • Example 22 150kg 2301 8.5-599 872 Invention Example 23 10kg 2341 9.3 594 872 Invention Example 23 150kg 2332 10.7 592 862 Invention Example 23 150kg 2345 11.1 602 872 Example 24 10kg 2322 7. 8 598 872 Invention Example 25 10kg 2294 9. 6 601 882 Invention Example 26 10kg 2313 10. 7 607 872 Invention Example 27 10kg 2304 11. 0 598 872 Invention Example 28 10kg 2321 9. 0 591 872 Invention Example 29 10kg 2346 10. 8 601 872 Invention example 30 10kg 2331 9. 6 595 862 Table 5
  • the chemical composition of the present invention and comparative steel when treated with ⁇ 4 nun are shown in Tables 7 to 9, with cementite-based carbide dilute area ratio, alloy-based Z-cementite-based spherical carbide occupied area ratio, equivalent to circle
  • Inventive example 1 of the present invention is a continuous refining of a 250 t converter.
  • the billet was made by manufacturing.
  • other implementations J was melted in a 2 t-vacuum melting furnace, and then billets were made by rolling. At that time, in the invention example, the temperature was maintained at a high temperature of 1200 ° C or higher for a certain period of time. Also billetka ⁇ et al. Rolled to 8 mm.
  • the rolled wire rod was ⁇ 4 mm by wire drawing. At that time, patenting was performed before drawing in order to make the structure easy to draw. At that time, it is desirable to heat to 900 ° C. or higher so that carbides and the like are sufficiently dissolved. Inventive examples were heated at 930 to 950 and patented. On the other hand, Comparative Examples 68 and 69 were patented by conventional 890 ° C heating and used for wire drawing.
  • the wire rod was passed through the heating furnace, so the heating furnace passage time was set so that the steel internal temperature was sufficiently heated by simulating it.
  • the heating temperature was 950 ° C
  • the heating time was 300 seconds
  • the quenching temperature was 50 ° C (actually measured temperature in the oil bath) in the quenching using a radiation furnace.
  • the cooling time was also maintained as long as 5 minutes or longer.
  • the tempering temperature was 400-500 ° C and the strength was adjusted by tempering using a lead bath with a tempering time of 3 minutes.
  • the resulting tensile strength in the air atmosphere is as specified in Table 11.
  • the heating temperature is 1000 ° C
  • the heating time is 15 seconds
  • the quenching is water cooling.
  • the tempering temperature was adjusted so that the strength was 2250 MPa or more.
  • the amount and strength of carbides vary depending on the chemical composition. However, in the present invention, heat treatment was performed in accordance with the chemical composition so that the tensile strength was about 2100 MPa and the requirement specified in the claims was satisfied. On the other hand, the comparative example was simply heat-treated so as to match the tensile strength. In all cases, the scale was removed by shot pinning and used for the test. Microstructure evaluation method
  • the size and number of carbides were evaluated by polishing the steel wire in the longitudinal cross section in the longitudinal direction to a mirror surface and then slightly etching with picric acid to raise the carbides. Since it is difficult to measure the size of carbide at the optical microscope level, we randomly photographed 10 fields of view of the 1 Z 2 R part of the steel wire with a scanning electron microscope at a magnification of X500. Using an X-ray microanalyzer attached to a scanning electron microscope, it was confirmed that the spherical carbide was cementite-based spherical carbide. From the photograph, the spherical carbide was binarized using an image processor. The dimensions, number, and occupied area were measured. The total measurement area is 3088. 8 1T1 2 .
  • Tensile properties were measured according to JI S Z 2241 using a J I S Z 220 19 test piece, and the tensile strength was calculated from the breaking load. It is known that the tensile strength is directly related to the fatigue endurance characteristics of the heat-treated steel wire, and it is preferable that the tensile strength is high as long as the additive properties such as coiling are not impaired.
  • the notch bending test was carried out by the method of Example 1.
  • the fatigue test is a Nakamura-type rotating bending fatigue test. After the heat treatment scale on the surface layer is removed, the maximum load stress at which 10 samples show a life of 10 7 cycles or more with a probability of 50% or more is obtained. The average fatigue strength was used.
  • the coiling characteristics may be inferior, the tensile strength may be reduced, and the fatigue strength may be inferior.
  • the maximum oxide diameter can be reduced due to inadequate heat treatment conditions such as stabilization of carbides by prior annealing, residual undissolved carbides due to insufficient heating during quenching, insufficient quenching cooling, etc.
  • the comparative material whose old-stenite particle size is out of the specified range is also special in coating. Inferior properties, tensile properties and fatigue properties. On the other hand, if the strength is insufficient even if the carbide-related regulations are satisfied, the fatigue strength will be insufficient, and it cannot be used for high-strength springs.
  • Unmelted carbides can be avoided by rolling, especially when the extraction temperature is 1200 ° C or higher, and the heating temperature during drawing and quenching is 900 ° C or higher. Furthermore, in order to reduce the particle size of the old austenite, the generation of undissolved carbides is suppressed by either increasing the line speed or maintaining the temperature relatively low. Can be 10 or higher. In addition, since segregation of C and other alloy elements can be suppressed at that time, the carbide dilute region is also small, and good bending characteristics, temper softening resistance and fatigue strength can be ensured. When I Q T (high-frequency heating) treatment is assumed, the heating temperature during quenching is several tens of times higher than that for radiation furnace heating. C set higher. Conversely, the heating time is short.
  • I Q T high-frequency heating
  • Rolling, patenting, and heating during quenching are all sufficient, avoiding undissolved carbides and segregation, keeping the austenite grain size fine, and suppressing the dilute carbide range to improve fatigue strength and coilability. It is possible to achieve both.
  • the coiling property was evaluated by the elongation in the tensile test. If this elongation is less than 7%, the coiling property becomes difficult. If it is more than ⁇ %, it is judged that industrial spring machining is possible. In Comparative Examples 48 and 49, the amount of C was insufficient, the strength could not be secured even when the tempering temperature was lowered, and the fatigue strength was inferior.
  • the heating temperature at the time of quenching was 880 ° C, which was a low temperature compared to this component range, so a large number of undissolved carbides were observed, and sufficient coiling properties could not be secured.
  • Comparative Example 60 the heating temperature at the time of quenching was increased to 1020 ° C, so that the diluted region of the carbide became large and sufficient coiling could not be secured.
  • Example 70 when the tempering temperature was set to 600 ° C and the strength was set low, the fatigue strength was insufficient.
  • Examples 7-73 are examples in which the residual austenite defect exceeded the specified value because the cooling rate could not be secured even if the carbide dilution region was small. Although the austenite particle size is small, the amount of residual austenite was intentionally increased by setting the cooling oil during quenching to 80 ° C or higher. As a result, the strength was insufficient and fatigue characteristics could not be secured.
  • Examples 78 and 79 are examples in which sufficient Si tempering softening resistance and sagability could not be ensured because Si was lowered.
  • Inventive Example 1 0.64 1.88 0.63 0.007 0.008 1.28-0.10--Uniform--- ⁇ 0.001 ⁇ --- ⁇ ⁇ 0.0045 0.0013
  • Example 2 0.67 2.21 0.23 0.002 0.003 1.22 One 0.14----One-One ⁇ 0.001--One-One ⁇ 0.0060 0.0010
  • Example 3 0.63 2.30 0.69 0.006 0.007 1.12 One 0.25--0.15 ---- ⁇ 0.001 ⁇ ⁇ ---One 0.0036 0.0020
  • Example 4 0.67 1.99 0.81 0.008 0.004 1.10 One 0.18-0.21-One ⁇ --0.001-0.0003 One One 0.0004 0.0011
  • Example 5 0.69 1.98 0.20 0.003 0.001 1.12- 0.22--0.18 1-- ⁇ 0.001 1-1--0.0005 0.0027 0.0013
  • Example 25 0.63 1.97 0.90 0.005 0.006 1.35-0.16-0.18-----Ku 0.001--One 0.001-One 0.0046 0.0012
  • Example 26 0.63 2.27 0.81 0.007 0.004 1.11-0.15 One 0.16 0.15-One--0.002-0.0002-0.0008 0.0003 0.0021 0.0023
  • Example 27 0.68 2.13 0.30 0.004 0.003 1.49-0.12-0.11 0.22-One ⁇ - ⁇ 0.001 One 0.0003 One One One One 0.0005 0.0027 0.0024
  • Example 28 0.64 2.15 0.16 0.001 0.007 1.22-0.16-0.23 0.18 ⁇ ---0.00 0.001-0.0003- ⁇ -0.0003 0.0020 0.0025
  • Example 29 0.69 2.04 0.14 0.002 0.008 1.22-0.16-0.23 0.21 ⁇ ---0.001-0.000
  • Comparative Example 48 A 1220 950 950 0.8 0.4 0.2 ⁇ 0.1 ⁇ 0.0001 13 7.2 1967 523 10.9 844 Comparative Example 49 A 1220 950 950 1.7 0.7 0.6 ⁇ 0.1 ⁇ 0.0001 13 7.3 1915 488 12.5 836 Comparative Example 50 A 1220 950 880 2.1 0.9 8.2 1.3 ⁇ 0.0001 13 9.9 2240 585 1.3 901 Comparative example 51 A 1220 950 880 6.2 3.7 7.5 1.6 ⁇ 0.0001 13 11.6 2232 571 5.1 870 Comparative example 52 A 1220 950 950 1.1 0.7 2.4 0.3 0.034 11 9.6 2348 631 4.4 880 Comparative example 53 A 1220 950 950 0.8 1.3 6.6 1.3 ⁇ 0.0001 11 11.8 2256 602 4.7 881 Comparative example 54 A 1220 950 950 1.5 1.1 12.1 2.6 ⁇ 0.0001 10 11.3 2273 584 5.3 882 Comparative example 55 A 1220 950 950 7.9 4.2 4.7
  • the steel of the present invention increases the strength to 2000 MPa or more by controlling spherical carbides, hard oxides and sulfides containing cementite in the steel wire for cold coil springs.
  • the strength is increased to 2000 MPa or more and the coiling property is secured.

Abstract

本発明は、高強度と冷間コイリング性が両立するばね用鋼線に供するばね用鋼ならびにばね用鋼線を提供するもので、質量％において、Ｃ：0.45～0.70％、Si：1.0～3.0％、Mn：0.05～2.0％、Ｐ：0.015％以下、Ｓ：0.015％以下、Ｎ：0.0015～0.0200％、ｔ−Ｏ：0.0002～0.01を含有し、さらに、Al≦0.01％、Ti≦0.003％に制限したばね用鋼。更に、検鏡面に占めるセメンタイト系球状炭化物に関して、円相当径0.2μｍ以上の占有面積率が７％以下、円相当径0.2～３μｍの存在密度が１個／μｍ2以下、円相当径３μｍ超の存在密度が0.001個／μｍ2以下を満たし、かつ旧オーステナイト粒径番号が10番以上、残留オーステナイトが15質量％以下、円相当径が２μｍ以上のセメンタイト系炭化物の存在密度が小さい希薄域の面積率が３％以下であることを特徴とする。

Description

明 細 書 高強度ばね用鋼および鋼線 技術分野
本発明はエンジン用弁ばねや懸架ばねにもちいるばね用鋼に関す るものであり、 特に冷間でコィリングされ、 高強度かつ高靱性を有 するばね用鋼および鋼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 1500MP a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 1900MP aを超える鋼線も要求されている。 そ れはばね製造時の歪取り焼鈍ゃ窒化処理など、 加熱によって少々軟 化してもばねとして支障のない材料硬度を確保するためである。
また、 窒化処理やショ ッ トピーニングでは表層硬度が高まり、 ば ね疲労における耐久性が格段に向上することが知られているが、 ば ねのへたり特性については表層硬度で決まるものではなく、 ばね素 材内部の強度または硬度が大きく影響する。 従って内部硬度を非常 に高く維持できる成分にしあげるこ とが重要である。
その手法としては、 V、 Nb、 Mo等の元素を添加することで焼入れ で固溶し、 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た発明がある （例え ば、 特開昭 57— 32353号公報参照） 。
一方、 鋼のコイルばねの製造方法では鋼のオーステナイ ト域まで 加熱してコィ リングし、 その後、 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。 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処理 などを用いることができるため、 ばね材の旧オーステナイ ト粒径を 小さくすることが可能で、 結果として破壊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、 ばねメーカーにとっても設備コス トの低減につながるな どの利点があり、 最近では太径の懸架ばねにおいても冷間コィ リン グを採用するなど冷間化が進められている。
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く、 そのよ うな場合には強度と加工性が両立しないために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 リングすることが多いが、 例えば 900〜 1050 °Cに加熱してばね形状にコィ 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線材を加熱し て変形を容易な温度で熱間コィ リングし、 その後、 高強度を得るた めにコィ リング後の調質処理を行う発明がある （例えば、 特開平 5 — 179348号公報参照） 。 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、 製品安定性の 点で冷間コィ リ ングされたばねに比べ劣る。
また炭化物に関しては、 例えば Nb、 V系の炭化物の平均粒径に注 目した発明がなされているが、 V、 Nb系炭化物の平均粒径の制御だ けでは不十分であることを示している （例えば、 特開平 10— 25 1804 号公報参照） 。 この先行技術では圧延中の冷却水によって異常組織 が生じることを懸念する記述があり、 実質的には乾式圧延を推奨し ている。 このことは工業的には非定常作業であり、 通常の圧延と明 らかに異なることが推定され、 たとえ平均粒径を制御しても周辺マ トリ ック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。
また、 セメンタイ トを中心とした炭化物も制御することで性能向 上を図った発明がある （例えば、 特開 2002— 180198号公報参照） 。
しかしさらなる疲労、 へたりなどのばね性能向上のためにはさら なる高強度化とばねの加工性 （コィリ ング性） 確保が必要であり、 これまでの成分や熱処理後の炭化物の寸法制御だけでは限界があつ た。
このように強度と加工性を両立するような技術が模索され、 セメ ンタイ ト系炭化物に着目した組織制御によって強度と加工性の両立 が図られてきた （前記特開 2002— 180 198号公報参照） 。 さらに、 残 留オーステナイ トを防止することによって安定性を増した （例えば 、 特開 2000— 169937号公報参照） 。 これらはその熱処理工程に負う ところが大きい。 一方、 弁ばねでは酸化物が重点的に制御されてお り、 酸化物制御による疲労強度向上が主張されている。 この酸化物 は疲労強度そのものだけでなく、 耐破壊特性の安定性あるいは製品 ばらつきにも影響すると考えられ、 破面における介在物出現率を抑 制することが求められている （例えば、 特開平 6 — 158226号公報参 照） 。
さらに酸化物だけでなく硫化物、 窒化物、 炭化物およびそれらの 複合介在物が存在していれば、 疲労強度を低下させたり、 加工性低 下の原因となる。 これまで弁ばねのような非常に高い引張強度を有 する鋼において前述の特許文献 6では T i Nを、 そして、 炭化物につ いても制御が試みられてきたが （例えば、 特開平 10— 25 1804号公報 参照） 、 硫化物にまで考慮した技術は少ない。 硫化物に注目した例として、 Ti、 Cu、 Ca、 Zrの少なく とも 1種以 上を添加することが有効としているものがあるが、 その実施例では 大半が Ti添加であり、 Tiを添加しない場合でも Zr、 Caなど酸化物生 成元素を多量に添加している （例えば、 特開平 10— 1746号公報参照 ) 。 本発明の特徴の一つである Zrについて考えると lOppm以上 （実 施例では 70ppm) という、 多量に添加されているため、 酸化物への 影響が大きく、 疲労強度を低下させたり、 介在物出現率が高くなる などの弊害を生じる。
また、 他の例として、 Zr添加が有効とするものがあるが （例えば 、 特開 2003— 105485号公報参照） 、 その添加量は、 lOppm以上 （実 施例では 23ppm) という、 多量に添加されているため、 酸化物への 影響が大きく、 疲労強度を低下させたり、 介在物出現率が高くなる などの弊害を生じる。
さらに、 Zr添加量を鋼中固溶量 0.5ppm以下に抑制すべきであるこ とが示され、 これを超えると介在物起因の弊害が生じることが明記 されている発明がある （例えば、 特開平 9 一 310145号公報参照） 。 しかし、 この添加量では硫化物制御には不十分であり、 そのことは 前述の特許文献 8からも容易に推測される。 発明の開示
本発明は冷間でコィ リングされ、 十分な大気強度とコィ リング加 ェ性を両立できる引張強度 2000MPa以上のばね用鋼線に供するばね 用鋼および鋼線を提供することを課題としている。
本発明は、 従来のばね鋼線では注目されていなかつた鋼中の酸化 物、 硫化物を化学元素によって制御して高強度とコイリング性を両 立させたばね用鋼を得るものである。 また、 本発明は、 単に鋼線に みられる粗大な炭化物だけに注目するのではなく、 マトリ ックスの ミクロ組織まで制御することが有効であることを見出し、 これまで 強度を得るために必要とされてきたセメンタイ 卜系の微細な炭化物 の分布を制御することでさらなる高性能の鋼線を得るものである。 本発明は上記課題を解決するためになされたものでその要旨は次 のとおりである。
( 1 ) 質量％で、 C ： 0.45〜0.70%、
Si ： 1.0〜3.0%、
Mn： 0. 1〜2.0%、
P ： 0.015%以下、
S ： 0.015%以下、
N ： 0.0005〜0.007 %、
t - O ： 0.0002〜0.01%、
を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 さらに、 Al≤0.01 %、 Ti≤ 0.003 %に制限したことを特徴とするばね用鋼。
( 2 ) ( 1 ) 記載の鋼に、 更に、 Cr： 0.05〜2.5%、 Zr : 0.0001〜0 .0005%を含有することを特徴とするばね用鋼。
( 3 ) ( 1 ) または （ 2 ) 記載の鋼を用いて、 圧延、 伸線加工、 熱 処理した鋼線であって、 該鋼線が検鏡面に占めるセメンタイ ト系球 状炭化物および合金系炭化物に関し、
円相当径 0. 2 m以上の占有面積率が 7 %以下、
円相当径 0.2〜 3 mの存在密度が 1個 Z^ m2以下、
円相当径 3 以上の存在密度が 0.001個/ m2以下、
を満たし、 かつ旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上、 残留ォー ステナイ 卜が 15質量％以下、
円相当径 2 m以上のセメンタイ ト系炭化物の存在密度が小さい 希薄域の面積率が 3 %以下、 であることを特徴とするばね用熱処理 鋼線。 (4) ( 1 ) または （ 2) 記載のばね用鋼において、 さらに、 質量 %で、 W： 0.05〜 1.0%、 Mo ·· 0.05〜 1.0%、 V ： 0.05〜 L 0%、 Nb
： 0.01〜0.05%、 Ni： 0.05〜3.0%、 Co： 0.05〜 3.0 %、 B ： 0.0005 〜0.006 %、 Cu： 0.05〜0.5%、 Mg： 0.0002〜 0.01 %、 Ca： 0.0002〜 0.01%、 Hf ： 0.0002〜0.01%、 Te： 0.0002〜 0.01 %、 Sb： 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ばね用鋼。
( 5 ) ( 3) 記載のばね用熱処理鋼線において、 さらに、 質量％で 、 Cr： 0.05〜2.5%、 W : 0.05〜1.0%、 Zr： 0.0001〜0.0005%、 Mo
： 0.05〜 1.0%、 V ： 0.05〜 1.0%、 Nb： 0.01〜0.05%、 Ni： 0.05〜 3.0%、 Co： 0.05〜3.0%、 B ： 0.0005〜0.006 %、 Cu： 0.05〜0.5% 、 Mg： 0.0002〜0.01%、 Ca： 0.0002〜0.01%、 Hf ： 0.0002〜 0.01 % 、 Te： 0.0002〜0.01%、 Sb： 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ばね用熱処理鋼線。 図面の簡単な説明
図 1は、 焼入れ焼戻し組織を示す顕微鏡写真である。
図 2は、 SEMに取り付けた EDXによる解析例のグラフで、 （ a ) は 球状炭化物分析例 (合金系) 、 ( b ) は球状炭化物分析例 (セメン タイ ト系） の解析例のグラフである。
図 3は、 操作型電子顕微鏡で鋼線のエッチング面のミクロ組織の 図面代用観察画像写真である。 （ a ) は典型的ミクロ組織観察例、 ( b ) は炭化物分布の不均一部の例の観察画像の図面代用写真であ る。
図 4は、 走査型電子顕微鏡による観察画像における、 炭化物分布 の不均一部分 （炭化物希薄域） 及びその二値化画像により微細炭化 物 （針状、 樹枝状） を示す図面代用写真である。
図 5は、 走查型電子顕微鏡による観察画像における、 炭化物分布 の不均一部分 （炭化物希薄域） 及びその二値化画像により微細炭化 物 （粒状） を示す図面代用写真である。 発明を実施するための最良の形態
発明者は、 高強度と加工性を両立するための化学成分を規定する ことで、 さらに良好な性能を得ることのできるばね用鋼を、 また、 熱処理によって鋼中炭化物形状を制御することで、 ばねを製造する に十分なコィ リング性を確保したばね用鋼線を発明するに至った。 その詳細を以下に記す。
C ： 0. 45〜0. 70 %
Cは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、 従来より 十分な強度を得られるように 0. 45〜0. 7 %とした。 0. 45 %未満では 十分な強度を得られない。 特にばね性能向上のための窒化を省略し た場合でも十分なばね強度を確保するには 0. 50 %以上の Cが好まし い。 さらに強度ーコィ リングのバランス観点から好ましくは 0. 6 % 以上とするのがよい。
さらに炭化物希薄域への関係も密接であり、 0. 45 %未満では炭化 物数が少ないため、 希薄域面積率が増加しやすく、 十分な強度と靭 性あるいはコィ リ ング性 (延性) が得られにくい。 そこで好ましく は 0. 5 %以上、 強度一コィ リングのバランス観点からさらに好まし くは 0. 6 %以上とするのがよい。
また、 炭化物希薄域にも影響し、 鋼中 Cが未固溶炭化物を形成し ていると、 マトリ ックス中の実質 Cが減少するために、 前述のごと く希薄域面積率が増加する事もある。
一方、 C量が増加すると、 焼入れ焼戻し後の強度は向上する。 し かし焼入れ時のマルテンサイ 卜形態が中炭素鋼で一般的なラスマル テンサイ トからレンズマルテンサイ トにその形態を変化させること が知られている。 レンズマルテンサイ 卜を焼戻して生成させた焼戻 しマルテンサイ ト組織の炭化物分布はラスマルテンサイ 卜を焼戻し た場合のそれと比較して、 炭化物密度が低かったり、 一定方向に並 んで分布するために結晶に極端に方向性を生じ、 ラスマルテンサイ 卜の焼戻し組織よりも脆い。 0. 70 %を超えて添加すると、 焼入れ時 のレンズマルテンサイ ト量ゃ残留オーステナイ ト量が多くなる傾向 にあり、 焼戻し後の強度が高くなるものの延性が低下するため、 0. 70 %を上限とした。 また熱処理工程での C固溶が不十分であると局 部的に実質過共析となり、 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。 このことは同時にコィ リ ング特性を低 下させる。
さらに C量が多い場合には合金系やセメンタイ ト系の炭化物の固 溶が困難になる傾向にあり、 熱処理における加熱温度が低い場合や 加熱時間が短い場合には強度ゃコィ リング性が不足する場合も多い 。 このように C量を増加することでレンズマルテンサイ 卜や未固溶 炭化物の増加により、 脆化する場合も多い。
そのため、 好ましくは 0. 68 %以下とすることで、 未溶解炭化物と レンズマルテンサイ ト生成と未溶解炭化物を減少させることができ る。
S i ： 1. 0〜3. 0 %
S iは鋼製造時には脱酸元素として添加されるとともに、 ばね鋼で 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、 少ない場合、 必要な強度、 耐へたり性が不足するため、 1. 0 % を下限とした。 また S i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。 しかし多量に添加しすぎると、 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。
S iは焼戻し軟化抵抗にも寄与する元素でもあるため高強度線材を 作成するにはある程度多量に添加することが好ましい。 具体的には 1. 2 %以上添加することが好ましい。 さらに高強度ばねでは耐へた り性が重要であることから、 さらに好ましくは 1. 6 %以上、 さらに 好ましくは 2. 0 %以上の添加がよい。 一方、 安定的なコィ リング性 を得るためには好ましくは 2. 6 %以下とすることが好ましい。
Mn： 0. 05〜2. 0 %
Mnは脱酸や鋼中 Sを MnSとして固定するとともに、 焼入れ性を高 めて熱処理後の硬度を十分に得るため、 多用される。 この安定性を 確保するために 0. 05 %を下限とする。 また Mnによる脆化を防止する ために上限を 2. 0 %とした。 さらに強度とコィ リ ング性を両立させ るには、 好ましくは 0. 1〜1. 5 %が好ましい。 炭化物希薄域への影響 を考慮すると、 残留オーステナイ 卜や合金元素の偏析を抑制する場 合には極力低く、 0. 4 %未満、 さらには 0. 3 %以下に抑制することが 好ましい。 一方、 熱処理鋼線の直径が大きくなると焼入れ性を確保 する必要がある場合には Mnは容易に焼入れ性を付与できるために有 効な元素である。 この焼入れ性を優先させる場合には 0. 4 %を超え て添加してもよい。 ただし炭化物希薄域ゃコィ リングを考慮する場 合には 10 %以下にすることが有効である。
P ： 0. 015 %以下
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 ト粒界に偏祈した 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。 そのため少ない方がよい。 そこ で脆化傾向が顕著となる Pは 0. 015 %以下と制限した。 さらに熱処 理鋼線の引張強度が 2150MPaを超えるような高強度の場合には 0. 01 %未満にすることが好ましい。 S ： 0.015%以下
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。 特に高強度鋼では微量の MnSから破壊を生じるこ 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。 さらに熱処理鋼線の引張強度が 2150M Paを超えるような高強度の場合には 0.01%未満にすることが好まし い。
N ： 0.0015〜0.02%
Nは鋼中マトリ ックスを硬化させるが、 T i、 Vなどの合金元素が 添加されている場合には窒化物として存在し、 鋼線の性質に影響を 与える。 Ti、 Nb、 Vを添加した鋼では炭窒化物の生成が容易になり 、 オーステナイ 卜粒微細化のピン止め粒子となる炭化物、 窒化物お よび炭窒化物の析出サイ 卜になりやすい。 そのためばね製造までに 施される様々な熱処理条件で安定的にピン止め粒子を生成すること ができ、 鋼線のオーステナイ ト粒径を微細に制御することができる 。 このような目的から 0.0015%以上の Nを添加させる。 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。 Ti、 V、 Nbなどの窒化物/炭窒化物生成元素を 添加する場合には粗大な窒化物/炭窒化物を析出したり、 Bを添加 すると BNを析出するなどによって、 耐破壊特性を損なう。 そこでそ のような弊害の伴わない 0.02 %を上限とする。
ただし Nは熱間延性を低下させる元素でもあるため、 熱処理など の容易性を考慮すると 0.009%以下が好ましい。 また下限について も少ない方が好ましいのであるが、 製造上のコス トゃ脱窒工程での 容易性を考慮すると 0.0015%以上が好ましい。 また、 V、 Nbなどの ピン止め効果によって熱処理時のオーステナイ 卜粒径微細化を指向 する場合にはある程度多量の Nを添加するほうが好ましく、 0. 007 %以上添加しても良い。
t - O ： 0. 0002〜0. 0 1
鋼中には脱酸工程を経て生じた酸化物や固溶した〇が存在してい る。 しかし、 この酸素量が多い場合には酸化物系介在物が多いこと を意味している。 酸化物系介在物の大きさが小さければばね性能に 影響しないが、 大きい酸化物が大量に存在しているとばね性能に大 きな影響を及ぼす。
合計酸素量 （ t — O ) が 0. 0 1 %を超えて存在するとばね性能を著 しく低下させるために、 その上限を 0. 0 1 %とする。 また酸素が少な ければ良いが 0. 0002 %未満にしても、 その効果が飽和するので、 こ れを下限とする。 実用上の脱酸工程などの容易性を考慮すると 0. 00 05〜0. 002 %に調整することが望ましい。
W ： 0. 05〜 1. 0 %
Wは鋼中で炭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、 高温での焼戻しや工程で入れられるひずみ取り焼 鈍ゃ窒化などの熱処理を経ても軟化せず高強度を発揮させることが できる。 この事は窒化後のばね内部硬度の低下を抑制したり、 ホッ トセツチングやひず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、 W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、 鋼中炭素と結びついて粗大 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 リング中の変形で折損しやすく なる。 また鋼線製造工程、 たとえば圧延、 パテンチングなどの工程 において過冷組織を生じやすくなり、 割れや破断の原因になる。 また、 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。 従って極力添加する方が好ましい。 Wの特徴は他の元素とは異なり、 セメンタイ トを含む炭化物の形状 を微細にすることである。 また Wの炭窒化物は T i、 Nbなどにく らべ 低温でしか生成しないため、 W自身も未溶解炭化物として残留しに くい。
さらに、 V等の未溶解炭化物を残留しやすい元素によって生成さ れる炭化物の成長を抑制し、 未溶解炭化物の寸法を抑制する効果も 有する。
また、 析出硬化により焼戻し軟化抵抗を付与できる。 すなわち窒 化やひずみ取り焼鈍においても大きく内部硬度を低下させることが 無い。 その添加量が 0. 05 %以下では効果は見られず、 1. 0 %を超え ると粗大な炭化物を生じ、 かえつて延性などの機械的性質を損なう 恐れがあるので Wの添加量を 0. 05〜 1. 0 %とした。 さらに熱処理の 容易性などを考慮すると 0. i〜0. 5 %が好ましい。 強度とのバランス を考えると 0. 16〜0. 35 %程度が更に好ましい。
C r ： 0. 05〜2. 5 %
C r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 素であるが、 添加量が多いとコス ト増を招くだけ 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やすくする。 そこで焼入 れ性および焼戻し軟化抵抗の確保のために 0. 05 %を下限とし、 脆化 が顕著となる 2. 5 %を上限とした。
Crはセメンタイ トの加熱による溶解を阻害するため、 特に C > 0. 55 %と C量が多くなると Cr量を抑制した方が粗大炭化物生成を抑制 でき、 強度とコィ リ ング性を両立しやすい。 従って、 好ましくはそ の添加量を 2. 0 %以下にすることが好ましい。 さらに好ましくは 1. 7 %程度である。
一方、 窒化処理を行う場合には C rが添加されている方が窒化によ る硬化層を深くできる。 従ってその 0. 7 %以上の添加が好ましく、 さらに窒化での硬化と窒化温度での軟化抵抗を付与する場合には 1. 0 %を超えて添加することが望ましい。 特に高い強度とへたり特性 が必要な場合には 1. 2 %以上の添加が望ましい。 また C rも多量に添 加されていると鋼線製造工程での過冷組織発生原因になったり、 セ メンタイ ト系球状炭化物が残留しやすくなるので、 熱処理の容易性 を考慮すると 2. 0 %以下が好ましい。
Z r： 0. 000 1〜0. 0005 % '
Z rは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼においては酸化 物を微細に分散するため、 Mgと同様、 MnSの析出核となる。 それに より疲労耐久性を向上させたり、 延性を増すことでコイ リング性を 向上させる。 0. 000 1 %未満ではその効果は見られず、 また 0. 0005 % を超えて添加しても硬質酸化物生成を助長するため、 硫化物が微細 分散しても酸化物起因のトラブルを生じやすくなる。 また多量添加 では酸化物以外にも Z rN、 Z r Sなどの窒化物、 硫化物を生成し、 製造 上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので 0. 0005 %以下 とした。 さらに高強度ばねに用いる場合にはこの添加量を 0. 0003 % 以下にすることが好ましい。 これらの元素は微量ではあるが、 副原 料を厳選し、 耐火物などを精密に制御することで制御可能である。
たとえば取鍋、 タンディ ッシュ、 ノズルなど溶鋼と長時間接する 場合のような場所に Z r耐火物が多用することにより 200 t程度の溶 鋼に対して 1 ppm程度添加することができる。 さらにそれを考慮し つつ規定範囲を超えないように副原料を添加すれば良い。 鋼中 Z rの 分析方法は測定対象鋼材の表層スケールの影響を受けない部分から 2 gを採取し、 J I S G 1237- 1997付属書 3 と同様の方法でサンプル を処理した後、 I CPによって測定できる。 その際、 ICPにおける検量 線は微量 Zrに適するように設定する。
A1≤0.01%
A1は脱酸元素であり酸化物生成に影響する。 硬質酸化物を生成し やすいために不用意に添加すると硬質炭化物を生成し、 疲労耐久性 を低下させる。 特に高強度ばねにおいてはばねの疲労限度そのもの よりも疲労強度のばらつき安定性を低下させ、 A1量が多いと介在物 起因の破断発生率が多くなるため、 その量を制限することが需要家 から要求される。 また硫化物制御の観点から、 Zrを添加することで 硫化物を微細分散、 球状化させるには A1量が多すぎるとその効果を 損なうため、 その点からも多量に添加するのは好ましくない。 その ため高強度ばね用鋼材においては従来よりも抑制する必要があり、 0.01%以下 （ 0 %を含む） に制限した。 さらに高疲労強度を要求す る場合には 0.002%以下にすることが好ましい。
Ti≤ 0.003 %
Tiは脱酸元素であるとともに窒化物、 硫化物生成元素であるため 、 酸化物および窒化物、 硫化物生成に影響する。 多量の添加は硬質 酸化物、 窒化物を生成しやすいために不用意に添加すると硬質炭化 物を生成し、 疲労耐久性を低下させる。 A1と同様に特に高強度ばね においてはばねの疲労限度そのものよりも疲労強度のばらつき安定 性を低下させ、 Ti量が多いと介在物起因の破断発生率が多くなるた め、 その量を 0.003 %以下 （ 0 %を含む） に制限した。 また硫化物 制御の観点から、 Zrを添加することで硫化物を微細分散、 球状化さ せるには Ti量が多すぎるとその効果を損なうため、 その点からも多 量に添加するのは好ましくない。 そのため高強度ばね用鋼材におい ては従来よりも制限する必要があり、 0.003%がその上限である。 さらに高疲労強度を要求する場合には 0.002%以下にすることが好 ましい。
Mo ： 0. 05〜 1. 0 %
Moは焼戻しゃ窒化温度程度の温度で炭化物として析出する。 これ ら析出物を生成することで焼戻し軟化抵抗を得ることができ、 高温 での焼戻しや工程で入れられるひず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させることができる。 この事は窒化 後のばね内部硬度の低下を抑制したり、 ホッ トセツチングやひずみ 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。 しかしその析出物が大きくなりすぎ、 鋼中炭素と結び つい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 リング中の変形で折 損しやすくなる。 また Moは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る。 すなわち強度を制 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 イ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の粗大化を抑制する効果がある。 その添加量は 0. 05 %以下では効果が認められない。 ただしその添加量が多いと、 圧延や伸線前の軟化熱処理などで過冷組織を生じ易く、 割れ伸線時 の断線の原因となりやすい。 すなわち、 伸線時にはあらかじめ鋼材 をパテンチング処理によってフェライ トーパーライ ト組織としてか ら伸線することが好ましい。
Moは焼入れ性を大きく付与する元素であるため、 添加量が多くな るとパーライ ト変態終了までの時間が長くなり、 圧延後の冷却時や パテンチング工程では過冷組織が生じやすく、 伸線時に断線の原因 になったり、 断線せず、 内部クラックとして存在した場合には、 最 終製品の特性を大きく劣化させる。 Moが 1. 0 %を超えると、 焼入れ 性が大きくなり、 工業的にフェライ トーパーライ ト組織にすること が困難になるので、 これを上限とする。 圧延や伸線などの製造工程 で製造性を低下させるマルテンサイ ト組織の生成を抑制し、 工業的 に安定して圧延、 伸線を容易にするには 0. 4 %以下とすることが好 ましく、 さらに好ましくは 0. 2 %程度である。
V ： 0. 05〜 1. 0 %
Vについては窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生成によるオーステナ ィ ト粒径の粗大化抑制のほかに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時 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 %以下で は添加した効果がほとんど認められない。 また多量添加は粗大な未 固溶介在物を生成し、 靭性を低下させるとともに、 Moと同様、 過冷 組織を生じ易く、 割れや伸線時の断線の原因となりやすい。 そのた め工業的に安定した取り扱いが容易な 1. 0 %を上限とした。 Vの窒 化物、 炭化物、 炭窒化物は鋼のオーステナイ ト化温度 A 3点以上で も生成しているため、 その固溶が不十分な場合には未固溶炭化物 （ 窒化物） として残留しやすい。 従って工業的には 0. 5 %以下にする ことが好ましく、 さらに 0. 2 %以下とすることが好ましい。
Nb： 0. 01〜0. 05 %
Nbについては窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生成によるオーステナ ィ ト粒径の粗大化抑制のほかに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時 の表層の硬化に利用することもできる。 その添加量は 0. 01 %以下で は添加した効果がほとんど認められない。 また多量添加は粗大な未 固溶介在物を生成し、 靭性を低下させるとともに、 Moと同様、 過冷 組織を生じ易く、 割れや伸線時の断線の原因となりやすい。 そのた め工業的に安定した取り扱いが容易な 0. 05 %を上限とした。 Nbの窒 化物、 炭化物、 炭窒化物は鋼のオーステナイ ト化温度 A 3点以上で も生成しているため、 その固溶が不十分な場合には未固溶炭化物 （ 窒化物） として残留しやすい。 従って工業的には 0. 04 %以下にする ことが好ましく、 さらに 0. 03 %以下とすることが好ましい。
N i ： 0. 05〜3. 0 %
N i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。 しかし焼入れ焼戻しでは残留オーステナイ トを増加 させるので、 ばね成形後にへたりや材質の均一性の点で劣る。 その 添加量は 0. 05 %以下では高強度化や延性向上に効果が認められない 。 一方、 N iの多量添加は好ましくなく、 3, 0 %以上では残留オース テナイ 卜が多くなる弊害が顕著になるとともに、 焼入れ性や延性向 上効果が飽和し、 コス ト等の点で不利になる。
Co ： 0. 05〜3. 0 %
Coは焼入れ性を低下させる場合もあるが、 高温強度を向上させる ことができる。 また炭化物の生成を阻害するため、 本発明で問題と なる粗大な炭化物の生成を抑制する働きがある。 したがってセメン タイ トを含む炭化物の粗大化を抑制できる。 従って、 添加すること が好ましい。 添加する場合、 0. 05 %以下ではその効果が小さい。 し かし多量に添加するとフェライ ト相の硬度が増大し延性を低下させ るので、 その上限を 3. 0 %とした。
B ： 0. 0005〜0. 006 %
Bは焼入れ性向上元素とオーステナイ ト粒界の清浄化に効果があ る。 粒界に偏折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、 破壊特性を向上させる。 その際、 Bが Nと結合 して M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 0.0060 %を上限とした 。 ただしわずかでも BNが生成すると脆化させるため Mを生成しない よう十分な配慮が必要である。 したがって好ましくは 0.003以下で あり、 さらに好ましくは Ti等の窒化物生成元素によってフリーの N を固定しておく とともに、 B ： 0.0010〜0· 0020 %にすることが有効 である。
Cu： 0.05〜0.5%
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成 されている。 また脱炭層が深くなつた場合にはピーリ 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。 脱炭層を抑制することでばねの疲労寿命向上 やピーリ ング工程の省略することができる。 Cuの脱炭抑制効果ゃ耐 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きずの原因 となりやすい。 そこで下限を 0.05%、 上限を 0.5%とした。 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、 C u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。 Cu 0.3%以下の範囲では圧延きずが生じ ないことから、 圧延きず防止を目的として Ni添加量を規制する必要 がない。
Mg： 0.0001〜0.01%
Mgは MnS生成温度よりも高い溶鋼中で酸化物を生成し、 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。 またその個数分 布も Mg系酸化物は従来鋼に多く見られる S i、 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 つて MnS分布が異なり、 それらを添加する方が 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を添加すれば MnSは微細 化する。 しかし 0. 0005 %を超えると硬質酸化物を生じやすくするほ か、 MgSなどの硫化物も生じ始め、 疲労強度の低下ゃコィ リ ング性 の低下を招く。 そこで Mg添加量を 0. 000 1〜0. 01 %とした。 高強度ば ねに用いある場合には 0. 0003 %以下とすることが好ましい。 これら の元素は微量ではあるが、 Mg系耐火物を多用することで 0. 0001 %程 度添加できる。 また副原料を厳選し、 Mg含有量の少ない副原料を用 いることで Mgを添加できる。 また高強度弁ばねに用いる場合には介 在物感受性が高いため、 さらに少量の 0. 001 %以下、 さらには 0. 000 5 %以下に抑制することが望ましい。 この Mgは MnS分布等の効果によ り、 耐食性、 遅れ破壌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いので 0. 0002〜0. 0005 %の非常に狭い範 囲での添加量制御が好ましい。
Ca： 0. 0002〜0. 0 1 %
Caは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼においては MnS を球状化させることで、 疲労等の破壊起点としての MnSの長さを抑 制し、 無害化することができる。 その効果は 0. 0002 %未満では明確 ではなく、 また 0. 0 1 %を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか 、 酸化物や CaSなどの硫化物を生成し、 製造上の トラブルやばねの 疲労耐久特性を低下させるので 0. 01 %以下とした。 この添加量は好 ましくは 0. 001 %以下であることが好ましい。
Hf ： 0. 0002〜0. 01 %
Hiは酸化物生成元素であり、 MnSの析出核となる。 そのため微細 分散することで Zrは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼に おいては酸化物を微細に分散するため、 Mgと同様、 MnSの析出核と なる。 それにより疲労耐久性を向上させたり、 延性を増すことでコ ィ リ ング性を向上させる。 その効果は 0.0002 %未満では明確ではな く、 また 0.01%を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、 酸化 物や ZrN、 ZrSなどの窒化物、 硫化物を生成し、 製造上の トラブルや ばねの疲労耐久特性を低下させるので 0.01%以下とした。 この添加 量は好ましくは 0.003 %以下であることが好ましい。
Te ： 0.000ト 0.01%
Teは MnSを球状化させる効果がある。 0.0002 %未満ではその効果 が明確ではなく、 0.01%を超えるとマトリ ックスの靭性を低下させ 、 熱間割れを生じた入り、 疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕 著となるため、 0.01%を上限とする。
Sb： 0.0002〜0.01%
Sbは MnSを球状化する効果があり、 0.0002%未満ではその効果が 明確ではなく、 0.01%を超えるとマトリ ックスの靭性を低下させ、 熱間割れを生じた入り、 疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著 となるため、 0.01%を上限とする。
なお、 このような成分で製造された鋼は硫化物も含む非金属介在 物がばね鋼に適した形態となり、 その影響を小さくできる。
引張強度 2000MPa以上
引張強度が高ければばねの疲労特性が向上する傾向にある。 また 窒化などの表面硬化処理を施す場合でも、 鋼線の基本強度が高けれ ばさらに高い疲労特性やへたり特性を得ることができる。 一方、 強 度が高いとコィ リ ング性が低下し、 ばね製造が困難になる。 そのた め単に強度を向上させるだけでなく、 同時にコィ リング可能な延性 を付与することが重要で なお、 ばねとしての使用では疲労耐久性だけでなく、 へたりが重 要であり、 高負荷荷重でもへたり特性が良好なように熱処理素材は
2 000MPa以上の引張強度を有することが多い。 また窒化する場合は 窒化条件の温度 500°Cにさらされても大きく軟化しない、 いわゆる 焼戻し軟化抵抗を付与することが必要である。 一方、 高強度化によ りコィ リング性は低下するので、 焼戻し軟化抵抗とコィ リング性を 両立する成分とすることが必要である。 このことから、 それを可能 とする化学成分で、 高強度ばね用鋼線では引張強度 2250MP a、 さら には 2300MP a以上とすることが望ましい。 そのため、 本発明は熱処 理後に高強度と高加工性を両立することを想定した化学成分を規定 するものである。
未溶解炭化物
高強度を得るために Cおよびその他 Mn、 T i、 V、 Nbなどいわゆる 合金元素を添加するが、 それらのうち窒化物、 炭化物、 炭窒化物を 形成する元素を多量に添加した場合、 未溶解炭化物が残留しやすく なる。 ここでいう未溶解炭化物とは上記の合金が窒化物、 炭化物、 炭窒化物を生成したいわゆる合金系炭化物だけではなく、 Fe炭化物 (セメン夕イ ト） を主成分とするセメン夕イ ト系炭化物を含む。 ま た合金系炭化物も厳密には窒化物との複合炭化物 （いわゆる炭窒化 物） になるものも多いため、 ここではこれら合金系の炭化物、 窒化 物およびその複合した合金系析出物を総称して合金系炭化物と記す これら炭化物を鏡面研摩しエッチングすることで観察することが できる。 または透過型電子顕微鏡のレプリカ法による炭窒化物の観 察でも得られる。 これらの未溶解炭化物である炭窒化物、 窒化物は 加熱時に十分に溶解していることから球状に見えることが多く、 鋼 線の機械的性質を大きく低下させる。 図 1 に典型的な観察例を示す。 これによると鋼にはマトリ ックス の針状組織と球状組織の 2種が認められる。 一般に鋼は焼入れによ つて、 マルテンサイ 卜の針状組織を形成し、 焼戻しによって炭化物 を生成させることで強度と靭性を両立させることが知られている。 しかし、 本発明では図 1 にあるように必ずしも針状組織だけではな く、 球状組織も多く残留していることに注目し、 この球状組織が未 溶解の炭化物であり、 その分布がばね用鋼線の性能に大きく影響す ることを見出した。 この球状の炭化物はオイルテンパー処理や高周 波処理による焼入れ焼戻しにおいて、 十分に固溶されず、 焼入れ焼 戻し工程で球状化かつ成長または縮小した炭化物と考えられる。 こ の寸法の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。 そのため、 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 因となることを見出した。
そこでこの検鏡面に占める球状炭化物に関して以下の規定を加え 、 これらによる弊害を排除するためには下記の規制が重要である。
円相当径 0. 2 m以上の占有面積率が 7 %以下、
円相当径 0. 2〜 3 i mの存在密度が 1個/ / z m 2以下、
円相当径 3 m超の存在密度が 0. 00 1個/ m 2以下
鋼を焼入れ焼戻ししてから冷間コィ リングする場合、 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、 C r、 V等の合金元素を多量 に添加することが一般的であつたが、 強度が高すぎて、 変形能が不 足してかコィ リング特性を劣化させる弊害があった。 その原因に鋼 中に析出している粗大な炭化物が考えられる。
図 2 ( a ) 、 ( b ) に SEMに取り付けた EDXによる解析例を示す。 この結果は透過電子顕微鏡でのレプリカ法でも同様の解析結果が得 られる。 従来の発明は 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 ) であり、 炭化物中に F e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 2 ( b ) に示すように、 円相当径 3 m以下の F e 3 Cとそれに合金元素をわずかに固溶した、 いわゆるセメンタイ ト 系炭化物の析出形態が重要であることを見出した。 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 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。 以後、 このように球状かつ図 2 ( b ) に示したような F eと Cを 主成分とする炭化物をセメンタイ 卜系炭化物と記す。
これらの鋼中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、 その寸法などの詳細な 観察評価には走査型電子顕微鏡により 3000倍以上の高倍率で観察す る必要があり、 ここで対象とするセメンタイ 卜系球状炭化物は円相 当径 0. 2〜 3 z/ mである。 通常、 鋼中炭化物は鋼の強度、 焼戻し軟 化抵抗を確保する上で不可欠ではあるが、 その有効な粒径は 0. m以下で、 逆に 1 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。 し かし従来技術ではこの重要性がそれほど認識されず、 V、 Nbなどの 合金系炭化物にのみ注目し、 円相当径 3 以下の炭化物、 特にセ メンタイ ト系球状炭化物は無害と考えられ、 本発明で主に対象とし ている 0. 1〜 5 m程度の炭化物に関しては検討された例は見当た らない。
また、 本発明で対象としている円相当径 3 m以下のセメンタイ ト系球状炭化物の場合には寸法だけでなく、 数も大きな要因となる 。 したがってその両者を考慮して本発明範囲を規定した。 すなわち 円相当径の平均粒径で 0. 2〜 3 m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 1個 / m 2を超えるとコィ リ ン グ特性の劣化が顕著になるのでこれを上限とする。
さらに、 炭化物の寸法が 3 ^ m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. 00 1個 Z ^ m 2を超えると コィ リング特性の劣化が顕著になる。 したがって、 炭化物円相当径 3 超の炭化物の検鏡面における存在密度 0. 00 1個 Z ^ m 2を上限 とし、 本発明の範囲をそれ以下とした。
また、 セメンタイ ト系球状炭化物の寸法がたとえ規定どおりに小 さい場合でも、 円相当径 0. 2 m以上のセメンタイ ト系炭化物の検 鏡面における占有面積が 7 %を超えるとコイ 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。
旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上
焼戻しマルテンサイ ト組織を基本とする鋼線では旧オーステナイ 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 卜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、 いく 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 ト粒径のバランスのとれた鋼線に 仕上げることが重要である。 ここで炭化物が上記規定を満たしてい 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 な疲労特性ゃコィ リ ング性を得られないので旧オーステナイ ト粒径 番号 10番以上と規定した。
さらに高強度ばねに適用するにはさらに細粒の方が好ましく、 1 1 番、 さらには 12番以上とすることで高強度とコィ リング性を両立さ せることが可能になる。
残留オーステナイ 卜が 15質量％以下
残留オーステナイ トは偏析部ゃ旧オーステナイ ト粒界やサブグレ インに挟まれた領域付近に残留することが多い。 残留オーステナイ 卜は加工誘起変態によってマルテンサイ トとなり、 ばね成形時に誘 起変態すると材料に局部的な高硬度部が生成され、 むしろばねとし てのコィ リング特性を低下させる。 また最近のばねはショッ トビー ニングゃセツチングなど塑性変形による表面強化をおこなうが、 こ のように塑性変形を加える工程を複数含む製造工程を有する場合、 早い段階で生じた加工誘起マルテンサイ 卜が破壊ひずみを低下させ 、 加工性や使用中のばねの破壊特性を低下させる。 また打ちきず等 の工業的に不可避の変形が導入された場合にもコィ リング中に容易 に折損する。
さらには窒化やひずみ取り焼鈍などの熱処理においても徐々に分 解することで機械的性質を変化させ、 強度を低下させたりコィ リ ン グ性が低下するなどの弊害をもたらす。
従って、 残留オーステナイ トを極力低減し、 加工誘起マルテンサ イ トの生成を抑制することで、 加工性を向上させる。 具体的には残 留オーステナイ ト量が 15 % (質量％) を超えると、 打ち疵などの感 受性が高くなり、 コィ リ ングやその他取り扱いにおいて容易に折損 するため、 15 %以下に制限した。
C、 Mnなどの合金元素添加量や熱処理条件によって残留オーステ ナイ ト量は変化する。 そのため、 成分設計だけでなく熱処理条件の 充実が重要である。
マルテンサイ ト生成温度 （開始温度 Ms点、 終了温度 Μί点） が低温 になると、 焼入れ時にかなりの低温にしなければマルテンサイ トを 生成せず、 残留オーステナイ トが残留しやすい。 工業的な焼入れで は水またはオイルが用いられるが、 残留オーステナイ 卜の抑制は高 度な熱処理制御が必要となる。 具体的には冷却冷媒を低温に維持し たり、 冷却後も極力低温を維持し、 マルテンサイ トへの変態時間を 長く確保するなどの制御が必要となる。 工業的には連続ラインで処 理されるため、 冷却冷媒の温度は容易に 100°C近くまで上昇するが 、 60 °C以下に維持することが好ましく、 さらには 40 °C以下と低温が より好ましい。 さらにマルテンサイ ト変態を十分に促進するために 1 s 以上冷却媒体内に保持する必要があり、 冷却後の保持時間を確 保することも重要である。
セメン夕イ ト系炭化物密度希薄域面積率 ： 3 %以下
鋼を様々な熱処理を行い引張強度を 2 1 00 M P a以上に調整した場合 、 一般に焼戻しマルテンサイ トと呼ばれる転位の多いフェライ ト素 地にセメンタイ トが分散した組織となる。 しかしセメンタイ トの分 布は決して均一ではなく、 その密度に不均質を生じることが多い。 その原因は本発明で規定した C量の鋼を焼入れた場合、 ラスマルテ ンサイ トだけでなく、 レンズマルテンサイ トが生じ、 焼戻し過程に おける炭化物析出メカニズムが異なることもその一因である。 さら に現実の鋼には偏析、 バンド組織のような添加元素の不均質も存在 していること、 残留オーステナイ トのように焼入れ過程ではオース テナイ トであるが、 焼戻し過程でフェライ トとセメンタイ トに分解 する場合もある。 したがってセメン夕イ ト生成サイ トも様々である ため、 均一に分散させることが困難である。
本発明では高強度 （高硬度-疲労耐久特性、 窒化特性、 へたりに 直結） と材料の延性 （本発明ではばねのコィ リング特性に直結する 機械的性質） を両立させるために、 ミクロ組織を均質化することが 重要である。 図 2に設定倍率 5000倍で撮影した例を示す。 具体的に は図 3 ( b ) A、 Bに示すようなミクロ組織の不均一領域を炭化物 希薄域とみなし、 その面積率を制御することが重要であることを見 出した。
炭化物希薄域のさらに厳密な定義は後述するが、 その大きさが円 相当径で 2 m未満の場合には力学的にも大きな影響がないため、 無視できる。
セメンタイ 卜系炭化物密度希薄域の定義
ここで炭化物希薄域の定義についてさらに詳しく述べる。
鋼線を鏡面研磨し、 電解エッチングを施すと、 わずかにフェライ 卜が溶出することで、 凹凸を生じて、 結晶粒界や生成した炭化物を 浮き出たせることができる。 これを利用して走査型電子顕微鏡で鋼 線のエッチング面のミクロ組織、 特に炭化物分布を詳細に観察でき る。
その中で図 3 ( b ) に示すような炭化物分布の不均一部分の拡大 例を図 4、 図 5に示す。 内部には微細な炭化物が周辺組織と異なる 分散形態で析出していたり、 その存在頻度が極めて少なかったり、 さらに炭化物が明確に見られない場合でも周辺にく らべて深く腐食 され、 凹部を形成している。
エッチング後のミク口組織観察において炭化物は観察画像中では 白く見えるため、 本発明では、 この腐食されて凹んだ領域中に観察 される炭化物の占有面積が 60 %以下の場合、 炭化物希薄域とした。 この炭化物希薄域に炭化物が析出している場合には、 凹んだ領域中 に針状または樹枝状炭化物が見られる場合 （図 4 ) と、 粒状炭化物 が見られる場合 （図 5 ) の両者があるが、 その微細炭化物の大きさ は （ 1 ) 針状または樹枝状炭化物の場合、 その個々の太さが 0. 3 m以下、 （ 2 ) 粒状炭化物の場合、 円相当径で 0. 7 m以下である 。 これ以上大きな炭化物の存在する領域は炭化物希薄域から除外し た。 418 このようにして選択した炭化物分布が希薄な領域の円相当径が 2 m以上の領域は力学特性に影響をあたえるため、 無視できない。 したがってこのような円相当径 2 πι以上の炭化物希薄域を規定対 象とした。
セメンタイ 卜系炭化物密度希薄域の測定方法
熱処理後の鋼線を研磨して電解エッチングし、 （ 1 ) 微細な炭化 物析出し、 周囲に比べて炭化物個数密度が小さい場所と （ 2 ) エツ チングによって腐食され凹部を形成している場所を現出させる。 電解エッチングでは、 電解液 （ァセチルアセトン 10質量％、 テト ラメチルアンモニゥムクロライ ド 1質量％、 残成分メチルアルコー ルの混合液） 中にサンプルを陽極、 白金を陰極として低電位による 電流発生装置を用いて電解作用によりサンプル表面を腐食する。
電位は一 50〜一 200mV vs SCEの範囲でサンプルに適した電位で一 定とする。 本発明の鋼線に対しては通常— l OOmV vs SCEで一定にす ることが適している。
通電量はサンプル素材の総表面積に依存し、 「資料の総表面積」 X 0. 133 [ c / cm2 ] を通電量とする。 埋め込んだ場合でも樹脂中に 埋もれたサンプル面の面積も加えてサンプル総表面積を算出する。 通電してから l O s ec保持した後、 通電を停止し、 洗浄することで容 易に走査型電子顕微鏡でセメンタイ トなど鋼中炭化物、 ミクロ組織 を観察することができる。
この腐食面を走査型電子顕微鏡で 1000倍以上の倍率で観察するこ とで、 炭化物希薄域を特定できる。 走査型電子顕微鏡によるエッチ ング後のミク口組織観察において炭化物は観察画像中では白く見え るため、 炭化物希薄域の候補領域を走査型電子顕微鏡で撮影する。 その倍率は 1000倍以上であり、 5000〜10000倍が好ましい。
まず、 この炭化物希薄域の候補領域の大きさが円相当径で 2 未満であれば領域は力学特性への影響が小さいため、 無視する。 一 方、 この炭化物希薄域の候補領域の大きさが、 円相当径で 2 i m以 上であれば、 内部の炭化物分布を測定する。 撮影した炭化物希薄域 の候補領域に含まれる炭化物希薄域の候補領域を画像処理装置ル一 ゼックスにて二値化し、 候補領域の面積および円相当径と候補領域 内の炭化物の面積率占有面積および円相当径をそれぞれ測定し、 炭 化物の占有面積率が候補領域の 60 %以下の場合、 その候補領域を炭 化物希薄域とした。
このよう に抽出した炭化物希薄域の面積および円相当径を画像処 理装置で算出し、 測定視野内に見られる円相当径 2 /i m以上の炭化 物希薄域の占有面積率を測定し、 本発明ではそれが 3 %以下になる よう規定した。
観察部位は脱炭や中心偏析などの特殊な状況を排除できるように 熱処理線材 （鋼線） の半径の中央付近、 いわゆる 1 Z 2 R部を無作 為に観察し、 測定面積は 3000 m 2以上である。
この炭化物希薄域の面積率が 3 %以下であればコィ リ ング性が良 好であり、 2200MP aを超える高強度であってもコィ リング性を損な うことなく 、 良好なコィリ ングが可能である。 そこでそれを上限と した。 コィ リング性はこの炭化物希薄域が小さい方で良好である。 したがって好ましくは 1 %以下にすることが好ましい。
ちなみにさらに厳密に無視する炭化物希薄域の大きさを円相当径 1 i m未満とした場合でも希薄域面積率が 5 %を超えると曲げ加工 性が低下する。
セメンタイ ト系希薄域面積率の抑制方法
一般にばね鋼は連続铸造後にビレツ ト圧延、 線材圧延を経て伸線 され、 冷間コィ リングばねではオイルテンパー処理や高周波処理に よって強度を付与する。 その際、 セメンタイ ト系炭化物希薄域を抑 制するためには材料の局部的な不均質を避け、 熱処理組織を均質に することが重要で、 均質かつ適正な焼戻しマルテンサイ 卜組織にす ることが重要である。 その際、 ラスマルテンサイ トの焼戻し組織が 好ましいことを見出した。
焼戻しラスマルテンサイ ト組織中の局部的な不均質の原因として は （ 1 ) 未溶解炭化物、 （ 2 ) 偏析、 （ 3 ) 残留オーステナイ ト、 ( 4 ) 粗大な旧オーステナイ ト粒、 （ 5 ) レンズマルテンサイ ト、 ( 6 ) 局部的なベイナイ トなどが考えられる。 この （ 1 ) 〜 （ 6 ) についてはばね用鋼線の熱処理後の炭化物の分布に大きく影響し、 これらを抑制することがセメンタイ ト系炭化物希薄域面積率を小さ くするのに有効である。 なお不均質には硬質介在物も考えられるが 焼入れ焼戻し等の熱処理ではほとんど変化しないため考慮する必要 はない。
たとえば合金系未溶解炭化物ゃセメン夕ィ 卜系球状炭化物を抑制 するにはオイルテンパー処理や高周波処理などの鋼線の強度を決定 する最終熱処理だけでなく、 伸線に先立つ圧延時にも注意を払う必 要がある。 すなわちセメンタイ ト系球状炭化物や合金系炭化物は圧 延などでの未溶解のセメンタイ トゃ合金炭化物が核となって成長し たと考えられることから、 圧延などの各加熱工程において十分成分 を固溶させることが重要である。 本発明では圧延においても十分に 固溶できる高温に加熱して圧延し、 伸線に供することが重要なこと を見出した。
もし圧延段階ゃパテンチング段階での炭化物の固溶が不足して最 終熱処理に供されると、 未固溶炭化物まわりに拡散途上の Cが偏析 する。 またたとえ炭化物が固溶しても未固溶炭化物の痕跡として C や Nの濃化域が残留することが多く、 焼入れ時にその未固溶炭化物 まわりや濃化域に局部的なレンズマルテンサイ トを生成しやすくな る。
レンズマルテンサイ トは元来 C量やその他合金元素が多いと生成 しゃすい傾向になるため、 未溶解炭化物が少なく とも、 偏析が大き い場合や基本成分の Cを含む Fe以外の添加元素が多い場合にはレン ズマルテンサイ 卜が生じやすく、 組織不均質の原因となる。
さらに熱処理時にオーステナイ 1、粒径が大きいと、 レンズマルテ ンサイ 卜の大きさも大きくなりやすいため、 そのセメンタイ ト系炭 化物希薄域を抑制するには不利である。
残留オーステナイ 卜も多量に存在すると、 セメンタイ ト系炭化物 の分布が希薄な領域を多く生じる。
さらに焼入れ性が不足してマルテンサイ ト組織にならない場合、 ペイナイ トが生じる場合もばね鋼として適正なラスマルテンサイ 卜 の焼戻し組織とは異なる不均質を生じるため、 セメン夕イ ト系炭化 物希薄域を抑制するには不利である。
このような知見のもと、 圧延では熱処理伸線前において i i oo°cを 超える温度で一度加熱し、 析出物が大きく成長しないように抽出後
5分以内に圧延を完了させる。 この加熱温度は好ましくは 1 1 50 °C以 上、 さらには 1 200°C以上であることが好ましい。
さらに伸線前のパテンチング時およびそれ以降焼入れ焼戻し工程 においても 900°C以上の温度で加熱し熱処理する。 このパテンチン グ時の加熱温度は高温であることが好ましく、 930°C以上、 さらに は 950°C以上が好ましい。
焼入れ焼戻し時には加熱速度 10 °C / s以上、 A 3点以上の温度で 保定時間 5 m i n以下、 冷却速度 50°C / s以上で 1 00°C以下まで冷却し 、 さらに 10°C Z s以上の加熱速度で加熱し、 焼戻し温度での保定時 間が 1 5 m i ii以下で処理する。 炭化物の固溶の観点からは A 3点より 高く十分に加熱することが望ましい。 一方ではオーステナイ ト粒径 が成長しないように短時間で終了させることが好ましい。
焼入れ時の冷媒は 70 °C以下、 さらに 60°C以下と低温である方が好 ましい。 これは残留オーステナイ トとベイナイ トの生成を避けるた めである。 また冷却時間も極力長く して残留オーステナイ トを抑制 し、 十分にマルテンサイ 卜変態を完了させることが望ましい。
パテンチングが省略される場合もあるが、 あらかじめ圧延段階か ら焼入れ加熱時に十分に炭化物を固溶できるように高温で加熱して おく ことが重要である。
このように炭化物希薄域面積率を小さくするには適切な化学成分 とそれに適した熱処理を行うことで、 レンズマルテンサイ ト、 残留 オーステナイ ト、 偏析を抑制し、 旧オーステナイ 卜粒径を小さくす ることが有効である。 旧オーステナイ ト粒径を小さくするには加熱 温度を低く し、 加熱時間を短くすることが有効であるが、 未溶解炭 化物を増加させる危険があるため、 未溶解炭化物を抑制しつつ、 炭 化物希薄域を抑制し、 さらに高強度を達成するには化学成分とそれ に適するように圧延時から制御し、 パテンチングなど中間での加熱 工程でも十分に合金元素を溶解する必要がある。 実施例
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表 1 〜 3に各種性能を評価するために作成した鋼材の成分を、 そ して表 4〜 6に鋼材の溶製方法、 性質等を示す。 鋼材は少量真空溶 解炉 （1 0kg、 1 50kg, 2 t のいずれか） または 270 t転炉で溶製した 。 各実施例の溶製に用いた炉を示す。 真空溶解炉での溶製の場合、 マグネシア坩堝を使用するなど、 耐火物や原料のからの酸化物生成 元素の混入に十分の注意を.払い、 実用転炉溶製材と同様の組成にな るように調整した。 これらの少量溶解サンプルのうち、 1 5 Okg材はダミービレツ トに 溶接することで圧延した。 また 1 0kg溶解材は Φ 1 3まで鍛造後、 熱処 理 （焼準） 、 機械加工 （ <ί> 1 0 X 400匪） の順に処理して細い直棒 を作成した。 この段階で表層酸化物分布、 鋼中炭化物などの観察を 行った。
一方、 本願発明の発明例 （実施例 3 3 ) および比較例 （実施例 62 ) は 270 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 トを作成した。 その際、 発明例では 1 200 以上の高 温に一定時間保定した。 ぞの後いずれの場合もビレツ 卜から Φ 8 mm に圧延した。
ばね製作において、 これらの材料はさらにパテンチングー伸線さ せ、 さらに工業的な連続炉を用いた焼入れ焼戻しすることが一般的 である。 '
そこで、 本試験材において、 1 0kg溶解材は直棒に加工されている ので、 それらをダミーワイヤーロッ ドに連結することで、 工業的な パテンチング、 伸線さらには加熱炉を用いた焼入れ、 鉛槽を用いた 焼戻しを行って鋼線とした。
1 50kg溶解材、 2 t 一真空溶解材および 270 t転炉溶製材は実機圧 延されているため、 そのままパテンチング、 伸線さらには加熱炉を 用いた焼入れ焼戻しを行って鋼線とした。 パテンチングにおける加 熱温度は 900°C以上であり、 930°C以上が好ましい。 本発明では 950 でとした。
これらの材料は伸線によって φ 4 蘭とした。 一方、 比較例は通常 の圧延条件で圧延され伸線に供した。
また、 4 龍で処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分、 引張 強度、 コィ リング特性 （引張試験における伸び） 、 焼鈍後硬さ、 平 均疲労強度を評価した。
化学成分によって強度は異なってくるが、 本発明については引張 強度 2200MP a以上になるように熱処理した。 一方、 比較例に関して も同じ焼戻し温度で熱処理した。
すなわち、 焼入れ焼戻し処理では伸線材の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 300秒、 焼入れ温度 50°C (オイル槽実測温度） 、 そ の冷却時間も 5分以上と長く保定した。 さらに焼戻しは鉛槽を用い て温度 450°C、 焼戻し時間 3分で焼戻し、 強度を調整した。 その結 果得られた大気雰囲気での引張強度は表 1 中に明記したとおりであ る。
得られた鋼線はそのまま引張特性に供すると共に、 一部には 400 °C X 30分の焼鈍を行って硬さを測定し、 回転曲げ疲労試験に供した 。 疲労試験片ではショ ッ トピーニングにより表層の熱処理スケール を除去した。
引張特性は J I S Z 220 1 9号試験片により J I S Z 224 1に準拠して行 い、 その破断荷重から引張強度を算出した。
疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験であり、 1 0本のサンプルが 50 %以上の確率で 1 07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。
また破断サンプルの破面の破壌起点を走査型電子顕微鏡で確認す ることで、 介在物起因と考えられる破断の発生確率を介在物出現率 として評価した。
表 1〜表 3 に化学成分とその評価結果を表 4〜表 6に示す。 φ 4 匪の鋼線に関しては化学成分が規定範囲外であるとコィ リング性の 指標となる伸びが小さくコィ リング特性が劣ったり、 中村式回転曲 げ疲労強度が劣り、 高強度ばねには使用できない。 実施例 61〜 63は W量が規定に不足しているため、 軟化抵抗が不足 し、 十分な疲労耐久性を確保できなかった例である。 450°C X l hr 保定の窒化シミュレ一ト熱処理後の内部硬度は従来ばね並の HV550 以下であり、 さらなる軟化抵抗が必要なことが分かる。
実施例 64、 65は Z rは規定内であるものの、 A1が規定より多く添加 された例で酸化物系介在物の存在形態に影響を及ぼし、 疲労耐久性 が低下する傾向にある。
また、 Z rによる硫化物制御能力にも影響し、 たとえ Z rが規定どお りの添加量であっても A1が多いと硫化物析出に適さない酸化物を生 成させるため、 コィ リング性にも影響して、 それを低下させる。
実施例 66〜68は Z r添加量が規定よりも多い場合である。 Z rが多い 場合には酸化物系介在物の寸法に影響し、 疲労耐久性を低下させる 。 この場合も硫化物析出に適さない酸化物の生成させるため、 コィ リング性にも影響して、 それを低下させる。
実施例 69〜71は Z r添加量が規定よりも少ない場合である。 Z rが少 ない場合には硫化物の制御が十分でないためにコィ リング性 （伸び ) を低下させ、 高強度鋼線における加工性を確保できない。
実施例 72は Mgを、 実施例 73は T iを規定より多く添加した場合で、 前者は酸化物系、 後者は窒化物系の硬質介在物が観察され、 疲労耐 久性が低下している。
実施例 65、 74、 75も酸化物生成元素の添加量が規定を超え、 疲労 強度が低下した例である。
さらに実施例 76、 77は C量が規定より不足した場合で、 工業的な 焼入れ焼戻し工程において十分な強度を確保できず、 高強度ばねと しての疲労強度が不足した例である。
また実施例 78、 79はさらに C量が規定量よりも過剰に添加された 場合である。 この場合強度は確保できるものの、 コィ リング特性が 劣り、 高強度鋼線における加工性を確保できない
表 1
Figure imgf000039_0001
表 2
化学成分
実施例 NQ C Si Mn P S Cr W Ti Al Zr g N t-0 Mo V Nb Ni Cu Co B Ca Hi Te Sb 発明例 31 0.65 2.64 0.15 0.003 0.005 1.03 0.18 0.002 0.001 0.0002 0.0004 0.0021 0.0011 0.09 0.23 - - ― ― ― 一 一 - 発明例 32 0.67 1.44 0.27 0.009 0.009 0.18 0.19 0.003 0.003 0.0003 0.0003 0.0039 0.0018 0.12 0.24 一 ― 一 一 一 - 一 ― - 発明例 33 0.65 1.79 0.35 0.008 0.007 0.83 0.18 <0.001 0.001 0.0001 - 0.0054 0.0019 0.18 0.25 - - - ― 一 一 - - ― 発明例 34 0.67 2.63 0.34 0.007 0.003 0.22 0.18 <0.001 0.002 - 0.0015 0.20 0.21 一 ― - 一 一 ― - - - 発明例 35 0.68 1.83 0.27 0.005 0.004 1.26 0.20 <0.001 0.002 0.0003 - 0.0053 0.0008 0.15 0.14 - ― ― 一 ― 一 ― 一 一 発明例 36 0.66 1.10 0.92 •0.010 0.001 0.25 0.21 0.001 0.001 0.0002 0.0003 0.0075 0.0011 0.20 0.14 一 一 一 - ― - 一 - 発明例 37 0.68 1.34 0.64 0.004 0.008 1.16 0.15 0.002 0.001 0.0001 0.0001 0.0080 0.0015 ― 0.08 一 ― ― ― ― ― ― ― 発明例 38 0.67 1.68 0.81 0.009 0.008 1.14 0.22 0.001 0.002 0.0002 0.0002 0.0083 0.0011 ― - ― - - - - ― ― 一 発明例 39 0.69 1.88 0.85 0.005 0.004 1.40 0.17 0.002 0.003 0.0003 0.0001 0.0071 0.0011 0.10 一 一 一 一 - ― 一 ― - ― 発明例 40 0.70 1.93 0.83 0.003 0.003 0.11 0.16 0.003 0.001 0.0001 0.0003 0.0079 0.0012 0.24 0.15 ― - ― - - - - ― - 発明例 41 0.69 2.03 0.61 0.003 0.005 0.05 0.17 0.001 0.002 0.0003 0.0003 0.0013 0.22 0.10 ― - ― 一 一 ― 一 ― ― 発明例 42 0.65 2.13 1.05 0.010 0.009 0.71 0.13 0.003 0.001 0.0002 0.0001 0.0028 0.0012 0.17 0.14 - 一 - 一 一 ― ― ― - 発明例 43 0.66 2.24 1.07 0.005 0.001 0.45 0.12 0.001 0.001 0.0003 0.0028 0.0018 0.18 0.14 - - ― - ― ― ― 一 ― 発明例 44 0.69 2.38 1.15 0.007 0.008 1.27 0.14 0.002 0.001 0.0002 0.0004 0.0058 0.0015 0.19 0.10 ― - ― ― 一 一 一 一 ― 発明例 45 0.68 2.38 0.96 0.011 0.002 0.01 0.09 0.001 0.002 0.0002 0.0001 0.0039 0.21 0.16 - - ― ― - - 一 - 一 発明例 46 0.67 2.17 0.95 0.009 0.007 0.09 0.22 0.002 0.001 0.0002 0.0002 0.0026 0.0013 0.24 0.12 - 一 ― 一 一 一 一 ― - 発明例 47 0.63 2.38 0.92 0.003 0.002 0.46 0.34 0.002 0.001 0.0002 0.0001 0.0040 0.0011 0.17 0.20 一 ― ― 一 ― 一 ― - 一 発明例 48 0.66 2.49 0.45 0.012 0.006 0.97 0.21 0.001 0.001 0.0002 0.0001 0.0034 0.0015 0.13 0.13 一 ― ― 一 ― ― - ― 一 発明例 49 0.65 2.51 1.13 0.006 0.006 0.42 0.18 0.001 0.001 0.0001 0.0002 0.0025 0.0015 0.18 0.13 - 一 一 - - ― ― ― 一 発明例 50 0.66 2.38 0.99 0.003 0.002 0.10 0.16 0.002 0.001 0.0002 0.0004 0.0036 0.0010 0.17 0.21 ― - - ― 一 一 一 ― ― 発明例 51 0.66 1.79 0.55 0.005 0.007 0.97 0.19 <0.001 0.002 0.0001 - 0.0036 0.0013 0. il 0.24 - - ― - 一 - ― 発明例 52 0.68 2.61 0.20 0.007 0.006 0.57 0.20 0.002 0.001 0.0002 0.0002 0.0059 0.0012 0.21 0.22 0.025 ― ― - - 一 ― ― 発明例 53 0.67 1.89 0.21 0.007 0.005 0.30 0.21 0.002 0.001 0.0002 0.0002 0.0044 0.0009 0.09 0.13 一 0.56 ― - ― ― 一 一 発明例 54 0.65 1.40 0.82 0.010 0.001 0.42 0.20 0.002 0.002 0.0001 0.0003 0.0008 0.24 0.12 一 ― 0.2 ― ― 一 ― - - o
発明例 55 0.70 1.45 0.99 0.002 0.005 1.29 0.21 0.0D1 0.001 0.0001 0.0001 0.0024 0.0014 0.11 0.09 一 - 一 0.34 一 ― 一 ― - 発明例 56 0.65 1.64 0.40 0.011 0.002 0.11 0.21 0.001 0.002 0.0004 0.0058 0.0018 0.13 0.17 - - - ― 0.0011 ― - - - 発明例 57 0.69 2.34 0.66 0.007 0.008 0.37 0.19 0.001 0.001 0.0003 0.0002 0.0047 0.0009 0.23 0.14 一 一 一 - - 0.0002 一 一 ― 発明例 58 0.65 1.41 0.79 0.007 0.003 0.18 0.17 0.002 0.002 0.0003 0.0039 0.0016 0.10 0.24 一 ― ― 一 一 一 0.0012 一 - 発明例 59 0.67 1.82 0.45 0.007 0.004 0.86 0.19 0.002 0.003 0.0003 0.0001 0.0051 0.0016 0.17 0.15 - - ― 一 一 一 ― 0.0011 - 発明例 60 0.66 2.19 0.68 0.004 0.006 0.75 0.18 0.003 0.003 0.0003 0.0001 0.0047 0.0018 0.09 0.22 一 一 ― - 一 - 一 - 0.0011
表 3
化学成分
実施例 No. C Si Mn P S Cr Ti Al Zr g N t-0 Mo V Nb Ni Cu Co B Ca Hf Te Sb 比較例 61 0.55 1.64 0.52 0.002 0.003 1.46 - 0.002 0.001 0.0001 0.0042 0.0019 0. 11 0. 12 - - - - ― - - - 比較例 62 0.61 1.60 0.79 0.005 0.008 0.84 - 0.003 0.003 0.0002 0.0003 0.0043 0.0011 0. 11 0. 12 一 一 一 - - - 一 一 一 比較例 63 0. 68 1.83 1.01 0.001 0.009 0.37 - 0.001 0.002 0.0003 0.0002 0.0013 0. 12 0. 10 ― - - - - - - ― 一 比較例 64 0.67 2.64 0.75 0.001 0.003 0.64 0.21 0.002 0.012 0.0003 0.0005 0.0054 0.0017 a 14 12 一 - ― - ― - 一 - ― 比較例 65 0.69 2.26 0.83 0.004 0.006 0.49 0. 15 0.001 0.021 0.0001 0.0001 0.0057 0.0019 0. 17 0.24 - - - - - 一 - ― 比較例 66 0.68 2. 17 0.94 0.012 0.002 0.75 0.21 0.001 0.001 0.021 0.0004 0.0035 0. 21 0.24 - 一 ― 一 - - ― - 一 比較例 67 0. 66 1.22 1.00 0.006 0.006 1.47 0.21 0.003 0.002 0.0003 0.0044 0.0012 0. 14 0. 19 ― 一 - - - - 一 ― - 比較例 68 0.68 2.55 1. 15 0.007 0. 007 1. 16 0.20 0.001 0.001 0.0022 0. 0001 0. 0057 0.0017 0.22 0. 11 - - ― ― - - 一 - - 比較例 69 0. 69 2.34 0.87 0.003 0.005 0.23 0. 19 0.003 く 0.001く 0.0001 0.0002 0.0014 0.23 0. 14 一 - ― - 一 - 一 一 - 比較例 70 0. 67 2.48 0.62 0.007 0.007 1. 19 0. 15 0.001 0.002 <0.0001 0.0001 0.0026 0.0010 0.09 a 22 一 - - - - - - ― - 比較例 71 0.70 2.02 0.35 0.010 0.002 1.25 0. 16 0.003 0.001 く 0.0001 0.0004 0.0059 0.0019 0. 18 0. 13 - 一 一 - - - 一 - ― 比較例 72 0. 65 2. 12 0.50 0.003 0.006 0.75 0. 18 0.015 0.002 0.0002 0.0027 0.0045 0.0014 0.09 0. 17 一 - - 一 - 一 - - 比較例 73 0.66 1.69 0.51 0.006 0.002 0.54 0. 17 0.025 0.002 0.0003 0.0004 0.0053 0.0017 0. 19 0. 19 一 ― - 一 - ― - - 比較例 74 0.66 1.50 1. 10 0.007 0.004 1.35 0.21 0.002 0.012 0.0002 0.0012 0.0033 0.0018 0. 11 a 14 - - ― ― ― - 一 一 - 比較例 75 0. 68 1.81 1. 12 0.005 0.004 0.59 0. 14 0.003 0.001 0.0026 0.0002 0.0041 0.0015 0. 15 0. 17 - ― 一 - - 0.0025 - - 比較例 76 0.42 1.64 0.52 0.002 0.003 1.46 - 0.002 0.001 0.0001 0.0004 0.0014 一 一 - 一 - - - ― - - - 比較例 77 0.41 1.25 0.62 0.004 0.009 0.83 0. 15 0.002 0.002 0.0002 0.0002 0.0043 0.0011 a 17 0. 12 一 一 一 一 ― 一 - - 比較例 78 0.75 2.54 1. 15 0. 004 0. 008 0.46 0. 16 0.002 0.004 0.0003 0. 0002 0. 0028 0. 0016 0. 19 0. 13 一 ― 一 - 一 一 - - 一 比較例 79 0.85 2.34 0.87 0.008 0.007 0.56 0. 15 0.003 0.001 0.0001 0.0001 0.0053 0.0017 0. 19 0. 13 一 - - ― ― - ― - ―
表 4
溶製 引張強度 引張伸び 焼鈍後 回転曲げ 実施例 No. 方法 MP a % HV MP a 発明例 1 150kg 2320 11. 4 590 853 発明例 2 150kg 2313 8. 7 602 872 発明例 3 150kg 2338 11. 0 600 862 発明例 4 150kg 2270 7. 1 617 902 発明例 5 150kg 2282 8. 2 609 892 発明例 6 150kg 2382 10. 9 595 862 発明例 7 2t 2333 8. 7 590 853 発明例 8 2t 2272 7. 5 617 892 発明例 9 2t 2347 11. 5 597 872 発明例 10 150kg 2328 7. 9 606 872 発明例 11 2t 2325 10. 4 599 882 発明例 12 2t 2357 7. 0 595 862 発明例 13 2t 2378 10. 6 617 892 発明例 14 2t 2359 11. 4 598 872 発明例 15 150kg 2369 8. 2 604 882 発明例 16 150kg 2337 7. 2 593 862 発明例 17 2t 2351 10. 7 589 862 発明例 18 150kg 2307 7. 2 595 862 発明例 19 150kg 2315 10. 0 618 892 発明例 20 150kg 2342 8. 3 611 892 発明例 21 150kg 2289 8. 6 603 882 発明例 22 150kg 2301 8. 5 - 599 872 発明例 23 10kg 2341 9. 3 594 872 発明例 23 150kg 2332 10. 7 592 862 発明例 23 150kg 2345 11. 1 602 872 発明例 24 10kg 2322 7. 8 598 872 発明例 25 10kg 2294 9. 6 601 882 発明例 26 10kg 2313 10. 7 607 872 発明例 27 10kg 2304 11. 0 598 872 発明例 28 10kg 2321 9. 0 591 872 発明例 29 10kg 2346 10. 8 601 872 発明例 30 10kg 2331 9. 6 595 862 表 5
溶製 引張強度 引張伸び 焼鈍後 回転曲げ 実施例 No. 方法 MPa % HV MPa 発明例 31 10kg 2283 8. 5 608 882 発明例 32 10kg 2268 10. 2 599 862 発明例 33 200t 2329 8. 0 598 872 発明例 34 2t 2282 11. 8 594 862 発明例 35 150kg 2315 9. 4 612 892 発明例 36 150kg 2275 8. 6 608 882 発明例 37 2t 2370 7. 2 610 892 発明例 38 150kg 2327 10. 2 615 892 発明例 39 150kg 2337 7. 7 605 882 発明例 40 150kg 2302 7. 1 612 882 発明例 41 150kg 2319 9. 3 596 862 発明例 42 150kg 2346 7. 7 588 853 発明例 43 150kg 2337 10. 9 596 862 発明例 44 150kg 2289 10. 6 588 862 発明例 45 150kg 2313 11. 3 616 892 発明例 46 150kg 2341 9. 9 589 853 発明例 47 150kg 2340 8. 1 617 892 発明例 48 150kg 2341 9. 3 590 853 発明例 49 150kg 2319 7. 6 606 872 発明例 50 150kg 2305 8. 4 611 882 発明例 51 10kg 2279 9. 6 600 872 発明例 52 10kg 2343 8. 6 600 872 発明例 53 10kg 2331 7. 8 」 588 853 発明例 54 10kg 2316 11. 5 595 862 発明例 55 10kg 2340 11. 1 595 872 発明例 56 10kg 2287 11. 0 603 872 発明例 57 10kg 2294 9. 9 590 853 発明例 58 10kg 2315 8. 2 601 862 発明例 59 10kg 2307 9. 9 589 853 発明例 60 10kg 2310 10. 6 597 862' 表 6
Figure imgf000044_0001
<実施例 2 >
Φ 4 nunで処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分を表 7〜 9に 示し、 セメン夕イ ト系炭化物希薄域面積率、 合金系 Z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のセメン夕イ ト 系球状炭化物存在密度、 円相当径 3 m超のセメン夕イ ト系球状炭 化物存在密度、 旧オーステナイ ト粒度番号、 残留オーステナイ ト量 (質量％) 、 引張強度、 コィリング特性 （引張伸び） および平均疲 労強度を表 10〜12に示す。
サンプル製造方法 （Wire- rod)
本願発明の発明例 1は 250 t転炉によって精鍊したものを連続铸 造によってビレッ トを作成した。 またその他の実施伊 (J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 もビレツ トカ ^ら φ 8 mmに圧延した。
サンプル伸線 ：
圧延線材は伸線によって Φ 4匪とした。 その際、 伸線し易い組織 とするために伸線前にパテンチングした。 その際、 十分に炭化物等 が固溶するように 900°C以上に加熱することが望ましく、 発明例は 9 30〜950でで加熱し、 パテンチングした。 一方、 比較例 68、 69は従 来の 890°C加熱でパテンチングされ伸線に供した。
サンプル製造方法 （0T、 I QT-W i r e )
焼入れ焼戻し処理 （オイルテンパ一処理） では伸線材を加熱炉を 通過させるため、 それをシミュレートして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。 本実施例では輻射炉を用 いた焼入れでは加熱温度 950°C、 加熱時間 300秒、 焼入れ温度 50°C ( オイル槽の実測温度） とした。 その冷却時間も 5分以上と長く保定 した。 さらに焼戻し温度 400〜 500°C、 鉛槽を用いて焼戻し時間 3分 で焼戻し、 強度を調整した。 その結果得られた大気雰囲気での引張 強度は表 1 1中に明記したとおりである。
さらに高周波加熱を用いる場合には加熱温度 1000 °C、 加熱時間 15 秒、 焼入れは水冷である。 その強度を 2250MP a以上となるように焼 戻し温度を調整した。
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 2 100MP a程度かつ請求項に示す規定を満たすように 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 強度をあわせるように熱処理した。 何れもショ ッ ト ピ一ニングによ りスケールを除去して試験に供した。 ミクロ組織評価方法
炭化物の寸法および数の評価は熱処理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、 鋼線の 1 Z 2 R部を走査型電子顕微鏡で倍率 X 50 00倍にて無作為に 10視野の写真を撮影した。 走査型電子顕微鏡に取 り付けた X線マイクロアナライザ一にてその球状炭化物がセメン夕 ィ ト系球状炭化物であることを確認しつつ、 その写真から球状炭化 物を画像処理装置を用いて 2値化することで、 その寸法、 数、 占有 面積を測定した。 全測定面積は 3088. 8 1T1 2である。
引張、 疲労 （回転曲げ）
引張特性は J I S Z 220 1 9号試験片により J I 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。 引張強度は熱処理鋼線 の疲労耐久特性に直結するこ とが知られており、 コィ リ ング等の加 ェ性を阻害しない範囲で引張強度は高い方が好ましい。
ノ ツチ曲げ試験は実施例 1 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、 表層の熱処理スケ一 ルを除去後試験に供して、 1 0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。
表？〜 12に示すとおり、 Φ 4 mmの鋼線に関しては化学成分が規定 範囲外であると炭化物の制御が困難になり、 コィ リ ング性の指標と なる引張試験における伸びに見られるように変形特性からコィ リン グ特性が劣ったり、 引張強度を低下させ、 さらには疲労強度が劣る 場合もある。 また化学成分が規定範囲内であっても事前の焼鈍によ る炭化物の安定化や焼入れ時の加熱不足による未固溶炭化物の残留 、 焼入れの冷却不足など、 熱処理条件の不備により最大酸化物径ゃ 旧ォ一ステナイ ト粒径が本規定範囲外にある比較材もコィ リ ング特 性あるいは引張特性、 疲労特性が劣る。 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。
圧延、 特に抽出温度を 1200°C以上の高温で、 伸線時のパテンチン グおよび焼入れ時の加熱温度をそれぞれ 900°C以上にすることで未 溶解炭化物を避けることができる。 さらに旧オーステナイ ト粒径を 小さくするため、 通線速度を早くするか、 温度を比較的低温に維持 するかのいずれかの手法により未溶解炭化物の生成を抑制しつつォ —ステナイ 卜粒度番号を 10番以上にすることができる。 またその際 、 Cやその他合金元素の偏析を抑制できるため、 炭化物希薄域も小 さく、 良好な曲げ特性と焼戻し軟化抵抗および疲労強度をすベて確 保できる。 I Q T (高周波加熱） 処理を想定した場合には焼入れ時 の加熱温度は輻射炉加熱のそれよりも数十。 C高く設定した。 逆に加 熱時間は短時間である。
圧延、 パテンチング、 焼入れ時の加熱のいずれも十分で未溶解炭 化物、 偏析を避けつつ、 オーステナイ ト粒径を微細に維持し、 炭化 物希薄域を抑制した場合には疲労強度とコィ リング性を両立するこ とが可能である。
表に示した実施例は特に示さない限り、 圧延加熱温度 1220° (：、 パ テンチング温度 950°Cであり （実施例 7および 18のみ 930°C ) 、 A ： 0T処理 （輻射炉） を想定した場合 940° (：、 B ： I QT (高周波加熱） を 想定した場合、 1000°Cで加熱し焼入れた。 焼入れ後はそれぞれの鋼 種に合わせた焼戻し条件を選択し、 引張強度を O OMPa以上になる ように設定した。
コィ リング性においては、 引張試験における伸びで評価した。 こ の伸びが 7 %未満の場合にはコィ リング性が困難となるため、 Ί % 以上であれば工業的なばね加工が可能と判定した。 比較例 48、 49は C量が不足し、 焼戻し温度を低下させても強度が 確保できず、 疲労強度に劣った。
比較例 50、 5 1では焼入れ時の加熱温度を 880°Cと本成分範囲に対 して低温で加熱したために未固溶炭化物が多数みられ、 十分なコィ リ ング性を確保できなかった。
また合金元素を多量に添加した比較例 52〜 59では通常の加熱にお いて固溶が不十分なため、 未固溶炭化物が多く見られ、 コィ リング 性を確保できなかった。
比較例 60は焼入れ時の加熱温度を 1020°Cと高く したため、 炭化物 希薄域が大きくなり十分なコイ リング性を確保できなかった例であ る。
さらに実施例 6 1〜63は（：、 Mn、 Pなどの偏析しゃすい元素が多量 に含まれるため炭化物希薄域が大きくなり、 十分なコィリング性を 確保できなかった。
実施例 64〜67では圧延加熱温度が 1050°Cと比較的低温加熱で圧延 したため、 圧延材段階では未固溶炭化物が残留し、 さらに短時間の パテンチング、 焼入れ加熱ではその影響を排除しきれなかつたため に炭化物希薄域が大きくなり、 十分なコィ リング性を確保できなか つた。
実施例 68、 69では故意にパテンチングを 890°Cで行い伸線したも ので、 焼入れ段階では十分に加熱して未固溶炭化物を抑制したもの の、 オーステナイ ト粒径が大きくなつたり、 成分の偏析ゃ未固溶炭 化物の影響をうけて焼入れ組織に不均質を生じ、 炭化物希薄域が規 定量よりも多く観察された。 その結果、 コィ リ ング特性を十分に確 保できなかった。
実施例 70では焼戻し温度を 600°Cとして強度を低く設定した場合 で、 疲労強度が不足した。 実施例 7 1〜73はたとえ炭化物希薄域が小さく とも冷却速度を確保 できないなどの理由で残留オーステナイ 卜が規定以上になった例で ある。 オーステナイ ト粒径は小さいものの、 やはり焼入れ時の冷却 油を 80°C以上として故意に残留オーステナイ ト量を大きく しだ。 そ の結果、 強度が不足し、 疲労特性が確保できなかった。
実施例 74〜77は焼入れ時の加熱を 1000でとし、 未固溶炭化物を抑 制した場合であるが、 オーステナイ ト粒径が大きくなるため、 十分 な延性を確保できず、 コイ リング性を確保できなかつた。
さらに実施例 78、 79は S iが低下しているため、 十分な焼戻し軟化 抵抗、 へたり性を確保できなかった例である。
表 7
化学成分
実施例 No. C Si Mn Ρ S Cr Ti V Nb o W Ni Cu Co B A1 Ca IT Hi Te Sb Mg N t- 0 発明例 1 0.64 1.88 0.63 0.007 0.008 1.28 - 0.10 - - 一 一 - - - <0.001 ― - - - ― ― 0.0045 0.0013 発明例 2 0.67 2.21 0.23 0.002 0.003 1.22 一 0.14 - - - - 一 - 一 <0.001 - - 一 - 一 ― 0.0060 0.0010 発明例 3 0.63 2.30 0.69 0.006 0.007 1.12 一 0.25 - - 0.15 - - - - 〈0.001 ― ― - - - 一 0.0036 0.0020 発明例 4 0.67 1.99 0.81 0.008 0.004 1.10 一 0.18 - 0.21 - 一 ― - - 0.001 - 0.0003 一 一 一 0.0004 0.0011 発明例 5 0.69 1.98 0.20 0.003 0.001 1.12 - 0.22 - - 0.18 一 一 - - <0.001 一 一 一 - ― 0.0005 0.0027 0.0013 発明例 6 0.69 2.30 0.24 0.007 0.003 - - - - 0.54 - - - - - <0.001 - 一 - - - ― 0.0042 0.0016 発明例 7 0.70 2.75 1.54 0.006 0.007 - - - - - - - - - ― <0.001 - 一 - - 一 一 0.0020 発明例 8 0.68 2.26 0.68 0.008 0.003 一 - 0.34 一 一 - 一 - - - 〈0.001 - - - - - ― 0.0054 0.0020 発明例 9 0.70 2.21 0.50 0.007 0.001 - - - - ― 0.58 - - - - <0.001 一 - - 一 ― 0.0026 0.0011 発明例 10 0.55 1.97 0.80 0.001 0.004 1.38 - 0.10 - 0.20 0.16 ― ― - - <0.001 - - - - 一 0.0003 0.0044 0.0023 発明例 11 0.65 1.97 0.63 0.004 0.002 1.27 - 0.21 - 0.10 0.15 ― - - 一 0.001 - 0.0002 - - - 一 0.0029 0.0015 発明例 12 0.66 1.81 α40 0.004 0.006 0.79 - 0.22 - 0.24 0.21 - 一 - ― 0.002 - 0.0001 - - 一 一 0.0047 0.0021 発明例 13 0.62 2.18 0.76 0.002 0.008 1.21 - - - 0.12 0.20 - - - ― 0.000 - α 0002 ― - 一 一 0.0059 0.0023 発明例 14 0.63 2.13 0.52 0.003 0.001 1.49 - 0.11 - 0.18 - - - - - <0.001 ― ― - - 一 一 0.0041 0.0012 発明例 15 0.68 1.82 0.83 0.006 0.005 1.03 - 0.23 - 0.17 - 一 - 一 ― 0.003 - - ― - - ― 0.0023 0.0025 発明例 16 0.69 2.20 0.46 0.001 0.004 1.21 - 0.19 - 0.20 一 ― - - 一 0.003 - 0.0003 一 - - ― 0.0045 0.0018 発明例 17 0.65 1.80 0.41 0.005 0.004 1.13 0.002 0.11 - 0.11 - 一 - 一 - <0.001 - 一 一 - - ― 0.0052 0.0014 発明例 18 0.61 2.20 0.56 0.008 0.005 1.18 - 0.24 0.02 0.09 0.20 - - - 0.002 一 0.0002 - 一 - 0.0005 0.0028 0.0017 発明例 19 0.64 2.17 0.71 0.003 0.006 1.26 一 ― - 0.15 0.19 0.2 一 一 - 0.001 - 0.0002 - 一 ― 0.0003 0.0046 0.0010 発明例 20 0.63 2.06 0.44 0.005 0.005 0.87 - 0.23 - 0.21 0.18 ― 0.05 - 一 <0.001 一 一 一 - - 0.0004 0.0038 0.0022 発明例 21 0.68 2.17 0.44 0.005 0.003 - - 0.10 一 0.20 0.19 - - 0.18 ― <0.001 一 0.0002 一 一 - 0.0003 0.0060 0.0022 発明例 22 0.69 1.99 1.21 0.002 0.003 1.16 - 0.15 - 0.18 0.18 - - - 0.0009 0.001 - 一 - ― ― 0.0004 0.0043 0.0014 発明例 23 0.62 2.17 0.79 0.001 0.006 1.26 一 0.10 - 0.12 0.16 - - - - 0.002 0.0002 ― - 一 0.0002 0.0039 発明例 24 0.70 1.91 0.54 0.001 0.001 1.37 - 0.22 - 0.25 - - - 一 - 〈0.001 - - 0.0005 一 ― ― 0.0044 0.0015
表 8
- 化学成分
実施例 Να C Si n P S Cr Ti V Nb Mo Ni Cu Co B AI Ca IT Hf Te Sfa Mg N t-0 発明例 25 0.63 1.97 0.90 0.005 0.006 1.35 - 0.16 - 0.18 - - - - - く 0.001 - - 一 0.001 - 一 0.0046 0.0012 発明例 26 0.63 2.27 0.81 0.007 0.004 1.11 - 0.15 一 0.16 0.15 - 一 - - 0.002 - 0.0002 - 0.0008 0.0003 0.0021 0.0023 発明例 27 0.68 2.13 0.30 0.004 0.003 1.49 - 0.12 - 0.11 0.22 - 一 ― - <0.001 一 0.0003 一 一 一 0.0005 0.0027 0.0024 発明例 28 0.64 2.15 0.16 0.001 0.007 1.22 - 0.16 - 0.23 0.18 ― - - - く 0.001 - 0.0003 - ― - 0.0003 0.0020 0.0025 発明例 29 0.69 2.04 0.14 0.002 0.008 1.22 - 0.16 - 0.23 0.21 ― - - - 0.001 - 0.0003 ― 一 ― 0.0003 0.0044 0.0022 発明例 30 0.68 2.16 0.16 0.006 0.002 1.24 - 0.21 - 0.08 0.17 - - - - <0.001 一 - ― - - 一 0.0026 0.0020 発明例 31 0.56 1.87 0.35 0.003 0.006 1.38 ― 0.19 一 0.24 0.15 - - - - 0.003 - 0.0002 - - 一 0.0003 0.0010 発明例 32 0.67 2.29 0.27 0.003 0.005 1.21 - 0.20 - 0.17 0.19 - - 一 - く 0.001 - - 一 一 - 0.0004 0.0031 0.0017 発明例 33 0.64 2.04 0.13 0.007 0.005 0.79 - 0.18 - 0.20 0.16 - - - - 0.003 - 一 ― ― - 0.0005 0.0044 0.0022 発明例 34 0.69 2.08 0.11 0.007 0.002 1.25 - - - 0.22 0.20 ― - 一 一 0.000 - 0.0002 ― 一 - 0.0003 0.0021 0.0010 発明例 35 0.66 2.03 0.23 0.002 0.006 1.11 - 0.09 一 0.10 0.14 - - - - く 0.001 - 0.0002 - - 一 0.0004 0.0027 0.0024 発明例 36 0.61 2.05 0.30 0.008 0.005 1.35 一 0.20 - 0.09 0.16 - 一 - - 0.002 - - - 一 - 0.0002 0.0025 0.0016 発明例 37 0.68 2.10 0.31 0.004 0.003 1.29 - 0.19 一 0.19 0.22 - 一 - - 0.001 - 0.0001 - 一 一 一 0.0027 0.0022 発明例 38 0.61 2.15 0.16 0.002 0.009 1.36 0.002 0.23 - 0.09 0.19 - - - 一 く 0.001 - 0.0001 ― - ― 0.0016 発明例 39 0.67 2.25 0.15 0.001 0.004 1.35 - - 0.03 - 0.16 - - - - <0.001 一 0.0002 - - - 0.0003 0.0045 0.0010 発明例 40 0.66 2.04 0.35 0.004 0.005 1.27 一 0.11 ― 0.15 0.15 0.2 - - 一 0.002 一 0.0003 - - - - 0.0046 0.0011 発明例 41 0.65 2.24 0.34 0.005 0.004 1.20 - 0.17 - 0.23 0.18 - 0.07 - - 0.001 - 0.0001 ― 一 一 - 0.0026 0.0016 発明例 42 0.65 1.95 0.32 0.009 0.004 1.41 - 0.15 一 一 0.22 - - 0.15 - <0.001 - ― - - - 0.0039 0.0020 発明例 43 0.63 2.23 0.21 0.001 0.003 1.10 - - - - 0.16 ― - - 0.0006 <0.001 ― - - 一 一 - 0.0036 0.0023 発明例 44 0.69 2.07 0.23 0.008 0.005 1.13 一 0.16 ― 0.22 0.15 - - ― - 0.001 0.0005 0.0002 ― - - 0.0004 0.0039 0.0014 発明例 45 0.68 2.27 0.20 0.006 0.006 1.49 一 0.20 - 0.21 0.15 - - 一 一 0.002 - 0.0003 0.0005 ― ― 0.0003 0.0040 0.0021 発明例 46 0.70 2.00 0.30 0.002 0.003 1.28 - 0.10 - 一 ― - ― - - <0.001 - 一 - 0.002 - - 0.0041 0.0023 発明例 47 0.62 2.09 0.31 0.002 0.008 1.11 ― 0.22 一 0.13 0.15 - - 一 - 0.002 ― ― ― ― 0.001 0.0005 0.0024 0.0023
表 9
化学成分
実施例 Να C Si Mn P S Cr Τϊ V Nb Mo Ni Cu Co B A1 Ca Zr Hi Te Sb Mg N ί- 0 比較例 48 0. 38 1. 8 0. 67 0.011 0. 001 0.74 一 一 - ― ― ― ― ― ― く 0. 001 - 一 ― - - - 0. 0050 0. 0016 比較例 49 0.38 1. 5 0.28 0.001 0.006 0.84 - ― ― ― 一 ― 一 - ― <0.001 ― - - 一 ― 0.0033 0.0018 比較例 50 0.68 1.94 0, 95 0.007 0.002 0.86 ― 一 一 - ― - ― ― 一 <0.001 - - 一 一 ― - 0.0043 0.0016 比較例 51 0. 64 1.87 0.48 0.004 0.007 0.70 ― 一 - - ― ― 一 一 - <0.001 - - 一 - - - 0.0029 0.0024 比較例 52 0.62 1.71 0.66 0.008 0.002 0.81 ― 0.51 - ― - 一 ― 一 ― く 0.001 - ― 一 - 一 一 0.0035 0.0018 比較例 53 0.65 1.73 1.07 0.005 0.002 0.76 ― ― 0.07 ― ― - - 一 ― <0.001 - - 一 - 一 - 0.0051 0.0013 比較例 54 0.70 1.47 0.90 0.005 0.005 0.91 0.07 ― ― ― 一 ― - - - <0.001 - ― 一 - - 一 0.0155 0.0016 比較例 55 0. 63 2.67 1. 14 0. 009 0. 011 1. 60 - 0. 33 一 一 一 ― - - - く 0. 001 ― 一 ― - - 一 0.0095 0.0010 比較例 56 0.63 2.05 0.24 0.009 0.005 0.67 ― 0.55 - - - - 一 ― 一 <0.001 - - ― 一 - - 0.0031 0.0024 比較例 57 0.68 2. 18 0. 3 0.002 0.005 L 01 0. 11 - ― 一 ― 一 - - 一 く α 001 - ― 一 一 ― - 0.0025 0. 0011 比較例 58 0. 63 1.77 0. 16 0.012 0.003 0.88 ― ― 0.07 - ― - - - - く 0.001 - ― 一 ― - ― 0.0048 0.0019 比較例 59 0.62 2. 14 0, 24 0.004 0.004 2.70 ― - ― ― ― - 一 - ― <0.001 - ― ― ― ― - 0.0036 0.0012 比較例 60 0.64 2.20 0.84 0.010 0.006 1.03 - ― ― 一 ― ― - 一 ― く α 001 ― 一 一 - - - 0.0034 0.0011 比較例 61 0.85 1.56 0.49 0. 008 0. 004 1.09 ― 一 ― - 一 - 一 - く 0. 001 - 一 一 一 - - 0. 0029 0. 0010 比較例 62 0. 63 1.71 2. 15 0.002 α 005 0.36 ― - 一 - 一 ― ― <0.001 ― ― - - 一 一 0.0050 0.0023 比較例 63 0.68 1.51 0.96 0.018 0.009 0.85 - - ― - ― - - - 一 く α 001 - ― ― ― ― ― 0.0042 0.0019 比較例 64 0. 64 0.85 0.47 0. 003 0.004 0. 91 一 ― - - ― - 一 ― ― く 0. 001 一 一 一 ― - - 0. 0027 0. 0017 比較例 65 0. 62 0.90 0. 16 0.003 0.008 0.90 ― - ― - ― ― 一 - ― く α 001 ― ― - ― 一 0.0058 0.0011 比較例 66 0.67 2. 66 0.79 0.007 0.003 1.09 - 0.35 ― - ― ― ― ― - く 0.001 ― 一 ― ― ― 一 0.0037 0.0011 比較例 67 0.63 1.33 1. 12 0.008 0.008 0.99 一 - 一 一 - - ― ― 一 く 0.001 一 ― 一 - - 0.0051 0.0020 比較例 68 0.66 1.31 0.84 0.010 0.006 0.60 ― 0.31 - - ― ― - - く 0.001 - - 一 一 - - 0.0028 0.0015 比較例 69 0.63 2.37 0.49 0. 002 α οο3 0.99 - ― 一 一 ― 一 ― 一 一 く 0.001 - 一 - - ― 一 0.0034 0.0012 比較例 70 0.62 2.04 1. 19 0.010 0.010 0.94 ― 一 - - ― - - ― く α 001 ― - 一 ― ― - 0.0037 0.0011 比較例 71 0. 62 1.79 0.69 0.010 0.009 0.84 ― 一 - - - - - - 一 く 0.001 ― - ― ― - - 0.0024 0.0011 比較例 72 0.64 2.45 1. 18 0.009 0.002 0.99 ― - ― - ― - ― 一 一 く 0.001 - ― 一 - ― 一 0.0033 0.0014 比較例 73 0.64 1.96 0.23 0.003 0.007 1.07 - ― 一 一 一 ― - 一 ― <0.001 一 - ― - 一 0.0036 0.0020 比較例 74 0. 66 1.45 0.43 0. 007 0. 007 1. 01 - 一 - ― ― - - く 0. 001 ― - ― 一 一 - 0. 0042 0. 0024 比較例 75 0.68 1.58 0.83 0.005 0.004 0.83 ― 一 - ― - - - ― <0.001 一 - ― ― - 0.0054 a ooio 比較例 76 0.67 2.22 0. 17 0.010 0.003 0.68 ― - ― - ― - 一 一 ― く。.001 ― - ― - ― - 0.0026 0.0009 比較例 77 0.68 1.43 0.30 0. 011 0. 010 0.75 一 一 - - - - ― ― 一 く 0. 001 ― - 一 - ― ― 0.0042 0.0018 比較例 78 0.66 0.85 1. 17 0.011 0.011 0.78 ― ― ― - ― ― ― 一 く 0.001 ― ― ― - - ― 0.0025 0- 0023 比較例 79 0. 69 0.90 0.27 0.002 0.011 0.91 - ― 一 一 一 ― 一 一 一 く 0.001 - ― 一 ― - 一 0.0026 0.0014
表 10
)、。テンチング 焼入れ
熱処理 圧延加熱 C希薄域面積率 C希薄域面積率合金系セ；！ンタ仆系 炭化物存在密度 残留？" 引張強度 焼鈍後 引張試験 回転曲げ 加熱 加熱 7 #
実施例 Να 方法 温度で <5% <3% 炭化物占有率
温度で 0.2-3 Mm ク 3 % MPa HV 伸び％ MPa 発明例 1 Β 1220 950 1000 3.8 1.9 2.0 0.3 <0.0001 13 5.2 2361 605 11.7 903 発明例 2 A 1220 950 950 0.1 2.2 2.6 0.4 く 0.0001 11 10.7 2384 610 10.6 886 発明例 3 A 1220 950 950 1.4 1.9 1.7 0.2 <0.0001 12 8.5 2344 606 11.3 870 発明例 4 A 1220 950 950 0.3 1.5 1.6 0.3 <0.0001 11 9.7 2326 606 11.3 896 発明例 5 B 1220 950 1000 2.4 2.0 2.0 0.5 <0.0001 13 6.0 2304 592 10.4 909 発明例 6 A 1220 950 1000 4.6 0.8 0.2 0.01 <0.0001 13 3.4 2188 555 12.0 864 発明例 7 B 1220 930 950 0.2 0.1 0.1 0.002 〈0.0001 13 4.2 2196 552 9.6 855 発明例 8 B 1220 950 950 2.4 2.1 0.1 0.01 〈0.0001 12 5.6 2201 561 10.4 860 発明例 9 A 1220 950 950 3.4 1.0 0.1 0.01 <0.0001 12 4.4 2185 552 8.4 865 発明例 10 A 1220 950 950 3.8 2.7 2.8 0.5 <0.0001 11 7.8 2345 599 9.5 924 発明例 11 A 1220 950 950 1.7 1.8 2.2 0.5 <0.0001 11 7.7 2323 603 11.9 904 発明例 12 A 1220 950 950 1.7 0.5 0.9 0.2 〈0.0001 10 7.3 2332 621 7.5 891 発明例 13 A 1220 950 950 3.1 1.5 1.1 0.1 <0.0001 12 9.7 2299 589 8.1 916 発明例 14 A 1220 950 950 3.6 1.6 2.3 0.4 <0.0001 11 8.6 2346 627 9.1 871 発明例 15 A 1220 950 950 2.6 0.1 1.7 0.3 <0.0001 13 7.8 2303 604 10.0 908 発明例 16 A 1220 950 950 4.2 0.7 2.4 0.4 <0.0001 13 11.6 2366 617 10.4 877 発明例 17 A 1220 950 950 0.6 0.4 2.1 0.3 〈0.0001 12 12.0 2307 591 11.5 891 発明例 18 A 1220 930 950 1.2 1.8 0.5 0.1 <0.0001 13 7.9 2338 625 8.2 873 発明例 19 A 1220 950 950 0.4 0.2 2.1 0.4 <0.0001 13 11.3 2362 603 10.8 881 発明例 20 A 1220 950 950 0.3 2.2 2.7 0.4 く 0.0001 12 8.1 2347 619 10.8 896 発明例 21 A 1220 950 950 1.4 2.0 1.6 0.3 <0.0001 12 11.8 2351 627 8.9 905 発明例 22 A 1220 950 950 4.7 1.2 2.4 0.3 〈0.0001 13 11.2 2286 609 7.7 907 発明例 23 A 1220 950 950 4.5 0.1 1.1 0.2 <0.0001 10 7.8 2372 607 11.4 893 発明例 24 A 1220 950 950 3.1 1.1 1.3 0.3 <0.0001 12 8.5 2354 615 7.6 875
表 11
>、'テンチンク' 焼入れ
熱処理 圧延加熱 C希薄域面積率 C希薄域面積率合金系 Wンタ仆系 炭化物存在密度 残留 7" 引張強度 焼鈍後 引張試験 回転曲げ 加熱 加熱 r #
実施例 Να 方法 温度で <5% <3% 炭化物占有率
温度で 温度で 0.2-3 /im ？ S n % MPa HV 伸ぴ％ MPa 発明例 25 A 1220 950 950 0.5 0.2 1.9 0.3 <0.0001 13 10.6 2362 606 9.7 910 発明例 26 A 1220 950 950 2.8 1.9 1.0 0.1 <0.0001 10 9.8 2323 601 8.9 899 発明例 27 A 1220 950 950 2.7 2.2 1.9 0.4 <0.0001 11 7.6 2293 591 9.8 926 発明例 28 A 1220 950 950 1.2 0.6 1.8 0.4 <0.0001 12 12.2 2373 606 7.4 905 発明例 29 B 1220 950 1000 2.6 1.7 2.7 0.5 〈0.0001 13 6.3 2355 609 10.8 914 発明例 30 A 1220 950 950 1.1 2.2 1.0 0.2 <0.0001 12 10.3 2349 616 9.0 901 発明例 31 A 1220 950 950 4.3 1.6 0.4 0.1 <0.0001 13 10.7 2339 608 12.0 883 発明例 32 A 1220 950 950 2.5 1.1 1.0 0.2 <0.0001 13 7.6 2349 627 9.8 900 発明例 33 A 1220 950 950 1.2 1.5 1.3 0.1 <0.0001 10 9.3 2362 603 11.7 892 発明例 34 A 1220 950 950 2.4 1.2 1.1 0.1 <0.0001 12 10.7 2342 624 8.2 918 発明例 35 B 1220 950 1000 2.6 1.7 1.4 0.1 <0.0001 13 3.4 2319 595 9.4 901 発明例 36 B 1220 950 1000 1.5 0.2 1.5 0.2 <0.0001 12 4.3 2346 640 9.1 890 発明例 37 B 1220 950 1000 1.4 0.2 1.6 0.1 <0.0001 12 7.7 2354 618 11.5 897 発明例 38 A 1220 950 950 1.5 1.4 1.6 0.3 <0.0001 11 11.5 2367 611 7.5 900 発明例 39 A 1220 950 950 0.8 1.2 0.9 0.1 <0.0001 10 11.5 2336 595 10.0 911 発明例 40 A 1220 950 950 4.0 2.5 1.8 0.2 〈0.0001 12 11.1 2315 599 9.0 909 発明例 41 A 1220 950 950 0.9 0.5 1.0 0.1 <0.0001 12 9.4 2355 613 8.6 874 発明例 42 A 1220 950 950 0.3 0.5 0.6 0.0 <0.0001 11 9.6 2316 593 11.2 897 発明例 43 A 1220 950 950 0.1 2.0 1.8 0.2 <0.0001 10 7.7 2351 630 10.2 891 発明例 44 A 1220 950 950 2.2 1.1 2.7 0.5 <0.0001 11 7.9 2298 590 8.1 900 発明例 45 B 1220 950 1000 4.1 1.1 1.3 0.2 <0.0001 12 5.1 2366 605 9.0 895 発明例 46 A 1220 950 950 1.1 2.3 1.7 0.2 <0.0001 10 10.4 2326 594 10.9 920 発明例 47 A 1220 950 950 0.3 1.1 0.7 0.1 <0.0001 13 8.1 2297 613 12.2 892
表 12
ハ'テンチンゲ 焼入れ
熱処理 圧延加熱 C希薄域面積率 C希薄域面積率 合金系セ; タ仆系 炭化物存在密度 残留 r 引張強度 焼鈍後 引張試験 回転曲げ 加熱 加熱 γ#
方法 温度で <5% <3% 炭化物占有率 0.2-3/iin >3^m % MPa HV 伸び％ MPa 実施例 Να 温度 温度で
比較例 48 A 1220 950 950 0.8 0.4 0.2 く 0.1 <0.0001 13 7.2 1967 523 10.9 844 比較例 49 A 1220 950 950 1.7 0.7 0.6 〈0.1 〈0.0001 13 7.3 1915 488 12.5 836 比較例 50 A 1220 950 880 2.1 0.9 8.2 1.3 <0.0001 13 9.9 2240 585 1.3 901 比較例 51 A 1220 950 880 6.2 3.7 7.5 1.6 <0.0001 13 11.6 2232 571 5.1 870 比較例 52 A 1220 950 950 1.1 0.7 2.4 0.3 0.034 11 9.6 2348 631 4.4 880 比較例 53 A 1220 950 950 0.8 1.3 6.6 1.3 <0.0001 11 11.8 2256 602 4.7 881 比較例 54 A 1220 950 950 1.5 1.1 12.1 2.6 〈0.0001 10 11.3 2273 584 5.3 882 比較例 55 A 1220 950 950 7.9 4.2 4.7 1.2 <0.0001 12 8.8 2368 616 5.3 894 比較例 56 A 1220 950 950 5.7 3.6 6.4 1.3 〈0.0001 12 8.7 2310 619 1.6 883 比較例 57 A 1220 950 950 3.9 2.1 7.5 1.5 <0.0001 11 8.3 2280 587 7.5 843 比較例 58 A 1220 950 950 7.0 3.9 9.4 2.1 く 0.0001 11 7.7 2288 611 5.4 897 比較例 59 A 1220 950 950 8.3 5.1 13.6 2.9 <0.0001 13 18.3 2314 592 4.6 912 比較例 60 A 1220 950 1020 7.3 4.5 0.9 0. I <0.0001 9 8.5 2298 591 2.4 876 比較例 61 A 1050 950 950 10.2 6.1 1.5 0.2 く 0.0001 11 9.6 2307 605 5.0 900 比較例 62 A 1050 950 950 9.7 4.9 1.3 0.2 <0.0001 11 16.4 2304 608 4.6 897 比較例 63 A 1050 950 950 10.0 5.8 1.3 0.3 <0.0001 10 8.7 2254 597 4.5 896 比較例 64 A 1050 950 950 7.0 3.7 1.3 1.7 <0.0001 11 10.7 2277 569 8.8 842 比較例 65 A 1050 950 950 6.5 4.5 0.6 1.8 〈0.0001 11 11.3 2305 566 12.0 822 比較例 66 B 1050 950 1000 6.1 4.4 1.3 0.8 <0.0001 12 8.2 2268 593 2.2 878 比較例 67 A 1050 9S0 950 9.4 5.3 1.4 0.2 〈0.0001 12 9.1 2330 617 4.6 876 比較例 68 B 1220 890 1000 9.7 5.5 5.3 2.7 <0.0001 11 9.1 2276 594 1.3 889 比較例 69 A 1220 890 950 10.1 5.7 1.3 0.3 <0.0001 10 7.6 2297 600 5.7 881 比較例 70 A 1220 950 950 0.0 0.7 1.5 0.1 <0.0001 11 10.4 2054 509 9.6 725 比較例 71 A 1220 950 950 1.1 0.8 0.5 0.0 〈0.0001 12 18.9 2274 554 5.3 864 比較例 72 A 1220 950 950 8.4 4.5 2.0 0.3 <0.0001 11 18.6 2305 540 7.8 867 比較例 73 A 1220 950 950 1.0 0.7 0.8 0.2 <0.0001 12 17.6 2145 533 9.8 764 比較例 74 A 1220 950 1000 2.5 0.5 1.2 〈0.1 <0.0001 8 7.7 226E 579 1.0 910 比較例 75 A 1220 950 1000 7.3 3.8 1.0 0.2 <0.0001 8 11.8 2302 615 4.8 882 比較例 76 A 1220 950 1000 2.0 0.1 1.6 0.3 <0.0001 8 10.5 2300 596 5.3 890 比較例 77 A 1220 950 1000 5.9 3.2 1.1 0.1 <0.0001 8 10.0 2299 599 3.5 875 比較例 78 A 1220 950 950 1.3 0.3 0.3 0.0 <0.0001 11 8.0 2252 543 9.4 794 比較例 79 A 1220 950 950 2.8 0.9 1.4 0.3 <0.0001 11 11.5 2298 552 7.4 813
産業上の利用可能性
本発明鋼は、 冷間コィ リングばね用鋼線中のセメンタイ トを含む 球状炭化物、 硬質酸化物、 硫化物を制御することで、 強度を 2000MP a以上に高強度化するとともに、 ばね用鋼線中のセメン夕イ トを含 む球状炭化物の占有面積率、 存在密度、 オーステナイ ト粒径、 残留 オーステナイ ト量を小さくすることで、 強度を 2000MPa以上に高強 度化するとともに、 コィ 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％で、 C ： 0.45〜0.70%、
Si： 1.0〜3.0%、
Mn： 0.1〜2.0%、
P ： 0.015%以下、
S ： 0.015%以下、
N ： 0.0005〜0.007 %
t一〇 ： 0.0002〜0.01%、
を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなり、 さらに、 Al≤0.01 %、 Ti≤0.003%に制限したことを特徴とするばね用鋼。
2. 請求項 1記載の鋼に、 更に、 Cr： 0.05〜2.5%、 Zr： 0.0001 〜0.0005 %を含有することを特徴とするばね用鋼。
3， 請求項 1または 2記載の鋼を用いて、 圧延、 伸線加工、 熱処 理した鋼線であって、 該鋼線が検鏡面に占めるセメン夕イ ト系球状 炭化物および合金系炭化物に関し、
円相当径 0.2 m以上の占有面積率が 7 %以下、
円相当径 0.2〜 3 mの存在密度が 1個 Z ^rn2以下、
円相当径 3 m以上の存在密度が 0.001個ノ^ i m2以下、
を満たし、 かつ旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上、 残留ォ一 ステナイ トが 15質量％以下、
円相当径 2 m以上のセメンタイ ト系炭化物の存在密度が小さい 希薄域の面積率が 3 %以下、 であることを特徴とするばね用熱処理 鋼線。
4. 請求項 1または 2記載のばね用鋼において、 さ らに、 質量％ で、 W： 0.05〜1.0%、 Mo： 0.05〜 1.0%、 V ： 0.05〜1.0%、 Nb： 0 .01〜0.05%、 Ni： 0.05〜3.0%、 Co： 0.05〜 3.0 %、 B ： 0.0005〜0
.006% , Cu： 0.05〜0.5%、 Mg： 0.0002〜0.01% , Ca： 0.0002〜0.0 1 % , Hf ： 0.0002-0.01% , Te : 0.0002〜0. (H%、 Sb : 0.0002〜 0.0 1%の 1種または 2種以上を含むことを特徴とするばね用鋼。
5. 請求項 3記載のばね用熱処理鋼線において、 さらに、 質量％ で、 Cr： 0.05〜2.5%、 W ·· 0.05〜 1.0%、 Zr： 0.0001〜 0.0005 %、 o： 0· 05〜 1.0%、 V ： 0.05〜 1.0%、 Nb： 0.01〜0.05%、 Ni： 0.05 〜3.0%、 Co： 0.05〜3.0%、 B ： 0.0005〜0· 006 % , Cu： 0.05〜0.5 %、 Mg： 0.0002〜0.01%、 Ca： 0.0002〜0.01%、 Hf ： 0, 0002〜 0.01 %、 Te： 0.0002〜0.01%、 Sb： 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ばね用熱処理鋼線。
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