WO2014174587A1 - 耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 - Google Patents

耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 Download PDF

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山村　英明
橋村　雅之
崇史 藤田
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a spring steel used for automobile suspensions and the like and a method for manufacturing the same.
  • the present invention relates to a spring steel having excellent fatigue resistance and a method for producing the same, by controlling the generation of REM inclusions to eliminate the adverse effects of harmful inclusions such as alumina, TiN, and MnS.
  • Spring steel is used for suspension springs and the like of automobile suspension devices, and requires high fatigue strength. Particularly in recent years, there has been a growing demand for lighter and higher output vehicles for the purpose of reducing exhaust gas and improving fuel consumption, and suspension springs used for engines, suspensions, and the like have been designed for high stress.
  • spring steel is in the direction of increasing strength and reducing the diameter, and the load stress is expected to increase more and more. For this reason, a high-performance spring steel with higher fatigue strength and further excellent sag resistance is required.
  • inclusions One of the causes of impairing the fatigue resistance and sag resistance of spring steel is hard non-metallic inclusions such as alumina and TiN, and coarse inclusions such as MnS (hereinafter referred to as these). (Referred to as inclusions). These inclusions are likely to become stress concentration starting points.
  • the surface of the material exposed by peeling off the surface coating of the suspension spring may corrode, and hydrogen may penetrate into the steel from the adhering moisture, resulting in a decrease in fatigue strength.
  • inclusions become hydrogen trap sites and hydrogen is easily accumulated in the steel. For this reason, the inclusion itself and the influence of hydrogen are superimposed on each other, which causes a decrease in fatigue strength.
  • the alumina inclusion contains a large amount of dissolved oxygen in molten steel refined in a converter or a vacuum processing vessel, this excess oxygen is generated by deoxidation with Al having a strong affinity for oxygen.
  • ladles are often constructed of alumina refractories. Therefore, even when deoxidizing with Si or Mn instead of Al deoxidation, the refractory alumina is dissociated by the reaction between the molten steel and the refractory, and is eluted as Al in the molten steel. And this eluted Al is reoxidized and an alumina produces
  • Alumina inclusions in the molten steel tend to agglomerate and coalesce to form clusters. This clustered alumina inclusion remains in the product and has a serious adverse effect on fatigue strength.
  • Patent Document 1 As a technique for modifying alumina inclusions to make them finer and harmless, by adding an Mg alloy into molten steel, alumina is converted into spinel (MgO ⁇ Al 2 A method of modifying to O 3 ) or MgO is known. According to this method, coarsening due to the aggregation of alumina can be prevented, and the adverse effect of alumina on the steel material quality can be avoided.
  • Patent Document 2 the average composition of SiO 2 —Al 2 O 3 —CaO-based oxide having a thickness of 2 ⁇ m or more in the longitudinal cross-section of the steel wire is expressed as SiO 2 : 30 to 60%, Al 2 O 3.
  • the melting point of the composite oxide is controlled to 1400 ° C. or lower, preferably 1350 ° C. or lower, and B 2 O 3 : It has been proposed to contain 0.1 to 10% to finely disperse oxide inclusions and remarkably improve the wire drawing workability and fatigue strength.
  • B 2 O 3 is effective for suppressing crystallization of CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 or CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 —MgO 2 based composite oxides.
  • it cannot be said that it is useful for suppressing or detoxifying alumina clusters, TiN, and MnS, which become fatigue accumulation sources of spring steel and serve as fracture starting points.
  • an alloy composed of two or more of Ca, Mg, and REM and Al is introduced into the molten steel to form.
  • a method for producing an Al-killed steel without a cluster that adjusts Al 2 O 3 in the product to 30 to 85% by mass is known.
  • Patent Document 3 when adding REM, in order to prevent formation of alumina clusters, by adding two or more selected from REM, Mg, and Ca, low melting point composite inclusions and To do.
  • this technique may be effective in preventing sliver flaws, inclusions cannot be reduced to the size required by spring steel. This is because if inclusions with a low melting point are used, these inclusions aggregate and coalesce and become coarser.
  • Patent Document 4 Addition exceeding 0.010% by mass of REM increases inclusions and, on the contrary, decreases fatigue life. For example, as disclosed in Patent Document 4, the REM addition amount is set to 0.010% by mass or less. It is also known that there is a need. However, Patent Document 4 does not disclose the mechanism and the composition and existence state of inclusions.
  • sulfides such as MnS are stretched by processing such as rolling, become a fatigue accumulation source, become a starting point of fracture, and deteriorate fatigue resistance characteristics. Therefore, it is necessary to suppress the sulfides to be stretched in order to improve the fatigue resistance.
  • a method for preventing the formation of sulfides a method of adding Ca to desulfurize is known.
  • Al—Ca—O formed by the addition of Ca has a problem that it is easily stretched and easily becomes a fatigue accumulation source or a fracture starting point.
  • Patent Document 5 when Ti exceeds 0.001% by mass, the fatigue resistance is deteriorated. As a countermeasure, it is important to adjust Ti to 0.001% by mass or less. However, Ti is contained in the Si alloy and cannot be mixed as an impurity. Further, it is necessary not to mix N at the molten steel stage, but this is not practical because the steelmaking cost increases.
  • An object of the present invention is to provide a spring steel excellent in fatigue resistance and a method for producing the same by detoxifying alumina, TiN, and MnS that impair the fatigue resistance of the spring steel.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the chemical composition is, in mass%, C: 0.4% to less than 0.9%, Si: 1.0% to 3.0%, Mn: 0.1 % To 2.0%, Al: 0.01% to 0.05%, REM: 0.0001% to 0.005%, T.I.
  • O 0.0001% to 0.003%
  • Ti less than 0.005%
  • N 0.015% or less
  • P 0.03% or less
  • S 0.03% or less
  • Cr 0% to 2 0.0%
  • Cu 0% to 0.5%
  • Ni 0% to 3.5%
  • Mo 0% to 1.0%
  • W 0% to 1.0%
  • B 0% to 0% 0.005%
  • V 0% to 0.7%
  • Nb 0% to 0.05%
  • Ca 0% to 0.0020%
  • the spring steel described in (1) above is Cr: 0.05% or more, 2.0% or less, Cu: 0.1% or more, 0.5% or less, Ni: 0.1% or more, 3.5% or less, Mo: 0.05% or more, 1.0% or less, W: 0.05% or more, 1.0% or less, B: 0.0005% or more, 0.005% or less, V: One or more selected from the group consisting of 0.05% or more, 0.7% or less, Nb: 0.005% or more, 0.05% or less, and Ca: 0.0001% or more, 0.0020% or less These elements may be contained.
  • a third aspect of the present invention is a spring made of the spring steel described in (1) above.
  • alumina in the spring steel, can be modified to REM-Al-O inclusions to prevent coarsening, and S can be fixed as REM-Al-O-S inclusions to obtain coarse MnS.
  • S can be fixed as REM-Al-O-S inclusions to obtain coarse MnS.
  • TiN by combining TiN with REM-Al-O inclusions or REM-Al-O-S inclusions, the number density of harmful single TiN can be reduced, resulting in excellent fatigue resistance.
  • a spring steel can be provided.
  • REM-Al—O—S To prevent coarse MnS from being immobilized as a product (hereinafter also referred to as “REM-Al—O—S”), and further to REM-Al—O inclusions or REM-Al—O—S inclusions. It has been found that the number density of harmful TiN can be reduced by combining TiN.
  • C 0.4% or more and less than 0.9% C is an element effective for securing strength.
  • the C content is less than 0.4%, it is difficult to impart high strength to the final spring product.
  • the C content is 0.9% or more, proeutectoid cementite is excessively generated in the cooling process after hot rolling, and the workability is remarkably deteriorated.
  • the C content is 0.4% or more and less than 0.9%.
  • the C content is preferably 0.45% or more, more preferably 0.5% or more. Further, the C content is preferably 0.7% or less, more preferably 0.6% or less.
  • Si 1.0% or more, 3.0% or less Si is an element effective for improving the hardenability and improving the fatigue life, and needs to be contained by 1.0% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 3.0%, the ductility of the ferrite phase in the pearlite decreases.
  • Si also has an effect of enhancing the sag resistance characteristic which is important in the spring.
  • the Si content exceeds 3.0%, the effect is saturated and the cost is increased, and decarburization is promoted. Therefore, the Si content is 1.0% or more and 3.0% or less.
  • the Si content is preferably 1.2% or more, more preferably 1.3% or more.
  • Si content becomes like this. Preferably it is 2.0% or less, More preferably, it is 1.9% or less.
  • Mn 0.1% or more and 2.0% or less Mn is an element effective for deoxidation and securing of strength, and if the content is less than 0.1%, the effect is not exhibited. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, segregation is likely to occur, and micromartensite is generated in the segregated portion, resulting in deterioration of workability and fatigue resistance. Therefore, the Mn content is 0.1% or more and 2.0% or less.
  • the Mn content is preferably 0.2% or more, more preferably 0.3% or more. Further, the Mn content is preferably 1.5% or less, more preferably 1.4% or less.
  • REM 0.0001% or more and 0.005% or less REM is a powerful desulfurization and deoxidation element and plays an extremely important role in the spring steel according to the present embodiment.
  • REM is a generic name for a total of 17 elements including 15 elements from lanthanum having an atomic number of 57 to lutesium having an atomic number of 57 plus scandium having an atomic number of 21 and yttrium having an atomic number of 39.
  • REM first reacts with alumina in the steel, deprives O in the alumina, and REM-Al-O inclusions are generated. Next, S in the steel is absorbed to form REM-Al-O-S inclusions.
  • the function of REM in the spring steel according to this embodiment is as follows. Alumina is reformed to REM-Al-O containing REM, O, and Al to prevent oxide coarsening. Formation of REM-Al-O-S containing Al, REM, O, and S immobilizes S and suppresses the formation of coarse MnS. Further, TiN is complex-precipitated using REM-Al-O or REM-Al-O-S as a nucleation site, and REM-Al-O- (TiN) or REM-Al-OS- (TiN) is mainly used. A substantially spherical composite inclusion having a structure is formed, and the amount of precipitated TiN having a hard and sharp square shape is reduced.
  • (TiN) represents that TiN adheres to the surface of REM-Al-O or REM-Al-O-S and is composited.
  • the composite inclusion mainly composed of REM-Al-O- (TiN) or REM-Al-OS- (TiN) has a substantially spherical shape as shown in FIG. It is difficult to concentrate stress around the composite inclusion. Further, the REM-Al—O— (TiN) or REM-Al—O—S— (TiN) composite inclusion has a diameter of 1 to 5 ⁇ m and is not stretched or coarsened. For this reason, since it does not become a starting point of destruction, it is a harmless inclusion.
  • the substantially spherical shape means that, for example, as shown in FIG. 1, the maximum unevenness of the inclusion surface is 0.5 ⁇ m or less, and the value obtained by dividing the major axis of the inclusion by the minor axis is three or less. Means.
  • TiN is compositely precipitated is presumably because it has many similarities to the crystal lattice structure of REM-Al-O or REM-Al-O-S and TiN.
  • Ti is not included as an oxide in the REM-Al-O or REM-Al-O-S of the spring steel according to the present embodiment. This is because of the T.I. of spring steel according to this embodiment. This is probably because O (total oxygen content) is low and Ti oxide is generated very little. Further, since inclusions do not contain Ti as an oxide, it is considered that the REM-Al-O or REM-Al-O-S crystal lattice structure and the TiN crystal lattice structure have a similar relationship.
  • REM has a function of preventing coarse alumina clusters by modifying alumina to REM-Al-O to suppress aggregation and coalescence.
  • the REM content is 0.0001% or more, preferably 0.0002% or more, more preferably 0.001% or more, and still more preferably 0.002% or more.
  • the REM content is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Al 0.01% or more, 0.05% or less
  • Al is 0.01% or more, preferably 0.02%, as a deoxidizing element for reducing total oxygen and as an element for adjusting steel crystal grains. This is necessary. However, if it exceeds 0.05%, not only is the crystal grain adjusting effect saturated, but a large amount of alumina remains, which is not preferable.
  • T.A. O total oxygen content: 0.003% or less
  • O is an impurity element removed from steel by deoxidation, but it is inevitable that it remains.
  • O generates a composite inclusion mainly composed of REM-Al-O- (TiN) or REM-Al-OS- (TiN).
  • T.W. If O increases, especially exceeding 0.003%, many oxides, such as an alumina, generate
  • Ti, N, P, and S are impurities and are limited as follows.
  • Ti less than 0.005% Ti is an impurity mixed in from an Si alloy or the like, and forms square inclusions such as TiN. This coarse inclusion is likely to become a starting point of destruction and a trapping site for hydrogen, and thus deteriorates fatigue resistance. Therefore, it is very important to suppress the formation of the above-mentioned square shaped coarse inclusions.
  • TiN can be combined with REM-Al-O or REM-Al-O-S to make it difficult to generate harmful single TiN.
  • the Ti content is limited to less than 0.005% in order to prevent the formation of single TiN.
  • the Ti content is preferably 0.003% or less.
  • the lower limit of the Ti content includes 0%, it is difficult to stably reduce industrially, and 0.0005% is the industrial lower limit.
  • N 0.015% or less
  • N is an impurity, which forms a nitride to deteriorate fatigue resistance, and adversely affects ductility and toughness by strain aging. If the N content exceeds 0.015%, adverse effects become significant. Therefore, the N content is limited to 0.015% or less, preferably 0.010% or less, and more preferably 0.008% or less.
  • the lower limit of the N content includes 0%, but it is difficult to reduce stably industrially, and 0.002% is the industrial lower limit.
  • P 0.03% or less
  • P is an impurity and is an element that segregates at the grain boundary and impairs the fatigue life. If the P content exceeds 0.03%, the fatigue life is significantly reduced, so it is limited to 0.03% or less, preferably 0.02% or less. Although the lower limit of the P content includes 0%, it is difficult to stably reduce industrially, and 0.001% is the industrial lower limit.
  • S 0.03% or less S is an impurity and an element that forms sulfides. If the S content exceeds 0.03%, coarse MnS is generated and the fatigue life is impaired. Therefore, the S content is limited to 0.03% or less, preferably 0.01% or less. Although the lower limit of the S content includes 0%, it is difficult to stably reduce industrially, and 0.001% is the industrial lower limit.
  • the balance consists of only iron and impurities.
  • impurities in “the balance is made only of iron and impurities” refers to what is mixed from ore, scrap, or a manufacturing environment as a raw material when manufacturing steel industrially.
  • the following elements may be selectively contained. Hereinafter, the selective elements will be described.
  • Spring steel according to the present embodiment is Cr: 2.0% or less, Cu: 0.5% or less, Ni: 3.5% or less, Mo: 1.0% or less, W: 1.0% or less, and B: One or more of 0.005% or less may be contained.
  • Cr 2.0% or less Cr is an element effective for improving the strength and improving the fatigue life by improving the hardenability. When hardenability and temper softening resistance are required, the effect can be stably exhibited by adding 0.05% or more of Cr. In particular, in order to obtain excellent temper softening resistance, Cr is contained in an amount of 0.5% or more, preferably 0.7% or more.
  • the Cr content exceeds 2.0%, the hardness of the steel material increases and the cold workability deteriorates, so the content is set to 2.0% or less.
  • a Cr content of 1.5% or less is preferable in order to increase the stability in the processing.
  • Cu 0.5% or less Cu influences hardenability, but more than that, it is an element effective in corrosion resistance and decarburization suppression. When the Cu content is 0.1% or more, preferably 0.2% or more, the effect of suppressing corrosion and decarburization is exhibited.
  • the Cu content is 0.5% or less, preferably 0. 3% or less.
  • the decrease in hot ductility due to Cu can be mitigated by containing Ni.
  • Cu content ⁇ Ni content the decrease in hot ductility is suppressed and good quality is maintained. Can do.
  • Ni 3.5% or less Ni is an element effective for improving the strength and hardenability of steel. This effect is manifested when the Ni content is 0.1% or more.
  • Ni also affects the amount of retained austenite after quenching. If the Ni content exceeds 3.5%, the amount of retained austenite increases, and it remains soft after quenching, and the performance as a spring may be insufficient. is there. In this way, if the Ni content exceeds 3.5%, the product material becomes unstable, so the Ni content is 3.5% or less.
  • Ni is an expensive element and is preferably suppressed from the viewpoint of manufacturing cost.
  • the Ni content is more preferably 2.5% or less, and further preferably 1.0% or less.
  • Cu When Cu is contained, Ni has an effect of suppressing its harmful effects. That is, Cu is an element that lowers the hot ductility of steel, and often causes cracking and flaws in hot rolling and hot forging.
  • Ni when Ni is contained, an alloy phase with Cu is formed, and a decrease in hot ductility is suppressed.
  • the Ni content is preferably 0.1% or more, and more preferably 0.2% or more.
  • Cu content ⁇ Ni content is preferable.
  • Mo 1.0% or less
  • Mo is an element that enhances hardenability and is also an effective element for improving temper softening resistance.
  • the Mo content is set to 0.05% or more.
  • Mo is also an element that generates Mo-based carbides in steel.
  • the temperature at which the Mo-based carbide precipitates is lower than that of carbides such as V, and is an effective element for high-strength spring steel tempered at a relatively low temperature. This effect is manifested with a Mo content of 0.05% or more.
  • the Mo content is preferably 0.1% or more.
  • the Mo content exceeds 1.0%, a supercooled structure is likely to occur during cooling by hot rolling or heat treatment before processing.
  • the Mo content is set to 1.0% or less, preferably 0.75% or less.
  • the Mo content is preferably 0.5% or less. Furthermore, the Mo content is preferably 0.3% or less in order to precisely control the temperature variation at the time of cooling-transformation strain to stabilize the shape accuracy.
  • W 1.0% or less W, like Mo, is an element effective for improving hardenability and temper softening resistance, and is an element that precipitates as carbide in steel.
  • the W content is set to 0.05% or more, preferably 0.1% or more.
  • the W content exceeds 1.0%, a supercooled structure is likely to occur during cooling by hot rolling or heat treatment before processing.
  • the W content is 1.0% or less, preferably 0.75% or less, in order to suppress the formation of a supercooled structure that causes a set crack or a crack during processing.
  • B 0.005% or less B is an element that enhances the hardenability of the steel material with a small amount of content. Further, when the base material is a high C material, B generates boron iron carbide in the cooling process after hot rolling, increases the growth rate of ferrite, and promotes softening.
  • B when contained in an amount of 0.0005% or more, it segregates at the austenite grain boundaries and suppresses the segregation of P, thereby improving the grain boundary strength, thereby contributing to the improvement of fatigue strength and impact strength. To do.
  • the spring steel according to the present embodiment may further contain one or more of mass%, V: 0.7% or less, and Nb: 0.05% or less.
  • V 0.7% or less
  • V is an element that forms nitrides, carbides, carbonitrides in combination with C and N in steel.
  • fine nitriding of V with an equivalent circle diameter of less than 0.2 ⁇ m. It is effective for improving the temper softening resistance, increasing the yield point, and refining the prior austenite.
  • V can be increased in hardness and tensile strength when sufficiently precipitated in the steel material by tempering, so is selected as an optional element to be contained as necessary.
  • the V content is 0.05% or more, preferably 0.06% or more.
  • V content is preferably 0.5% or less. If importance is placed on suppressing variation in quality during spring production and ensuring production stability, the V content is preferably 0.3% or less.
  • V is an element that greatly affects the formation of retained austenite, and thus needs to be precisely controlled. That is, when other hardenability improving elements such as Mn, Ni, Mo, and W are contained, the V content is preferably 0.25% or less.
  • Nb 0.05% or less Nb combines with C and N in steel to generate nitrides, carbonitrides, and carbides. Nb is extremely effective in suppressing the formation of coarse particles as compared with the case where Nb is not contained even in a small amount. Such an effect is manifested when the Nb content is 0.005% or more.
  • Nb is an element that lowers hot ductility. If it is excessively contained, it causes cracks in casting, rolling, and forging, and the productivity is greatly impaired. Therefore, the Nb content is 0.05% or less. Furthermore, when emphasizing workability such as cold coiling properties, the Nb content is preferably less than 0.03%, and more preferably less than 0.02%.
  • the spring steel according to the present embodiment may further contain Ca: 0.0020% or less in mass%.
  • Ca 0.0020% or less Ca has a strong desulfurization action and is effective in suppressing the formation of MnS, and therefore may be contained in an amount of 0.0001% or more for the purpose of desulfurization.
  • REM-Al-O inclusions or REM-Al-O-S inclusions in steel absorb Ca and form REM-Ca-Al-O or REM-Ca-Al-O-S. To do.
  • REM-Ca-Al-O and REM-Ca-Al-O-S are larger in the case of an oxide-based material having a high oxygen content. Tend to increase. Furthermore, since REM-Ca-Al-O and REM-Ca-Al-O-S are inferior in the ability to precipitate TiN in a composite manner, from the viewpoint of detoxifying TiN, it is preferable that Ca is less. This is because REM-Ca-Al-O and REM-Ca-Al-O-S have a similar crystal lattice structure to TiN compared to REM-Al-O and REM-Al-OS. Presumed to be inferior.
  • Ca is a selective element and is 0.0001% or more and 0.0020% or less.
  • TiN is complexed with REM-Al—O—S, and a substantially spherical complex inclusion having a main structure of REM-Al—O—S— (TiN) is generated.
  • TiN substantially spherical complex inclusion having a main structure of REM-Al—O—S—
  • the order of adding the deoxidizer and the deoxidation time are important.
  • deoxidation is performed using Al.
  • O total oxygen amount
  • deoxidation is performed for 5 minutes or more using REM, and ladle refining including vacuum degassing is performed.
  • misch metal a mixture of rare earth elements
  • a massive misch metal may be added to molten steel.
  • desulfurization with Ca can be appropriately performed at the end of refining by adding a Ca—Si alloy or a CaO—CaF 2 flux.
  • REM-Al-O or REM-Al-O-S produced by deoxidation in ladle refined molten steel has a specific gravity of about 6 and is close to the specific gravity of steel, so it floats and separates in the molten steel. It is hard to do. Therefore, when molten steel is injected into the mold, the molten steel penetrates deeply into the unsolidified layer of the slab due to the downward flow, and is easily segregated at the center of the slab.
  • REM-Al-O or REM-Al-OS is segregated at the center of the slab, REM-Al-O or REM-Al-O-S will be insufficient at the surface layer of the slab. It becomes difficult to produce composite inclusions in which TiN adheres to Al—O or REM—Al—O—S. Therefore, the detoxification effect of TiN is impaired at the surface layer portion of the product. Therefore, in order to prevent segregation of REM-Al—O and REM-Al—O—S, in this production method, the molten steel in the mold is agitated in the horizontal direction and swirled to achieve uniform dispersion of inclusions.
  • the mold is swirled at a flow rate of 0.1 m / min or more to achieve uniform dispersion of REM-Al-O and REM-Al-O-S.
  • the stirring means for example, electromagnetic force may be applied.
  • the cast steel is subjected to a temperature-uniforming treatment, and after that, ingot rolling is performed.
  • the composite inclusions described above can be obtained by holding at a temperature range of 1250 to 1200 ° C. for 60 seconds or more.
  • This temperature range is a range in which composite precipitation of TiN on REM-Al—O and REM-Al—O—S starts, and in this temperature range, TiN is converted into REM-Al—O or REM-Al—O—. Grow well on the surface of S. In order to suppress TiN deposited alone, it is necessary to hold for 60 seconds or more in a temperature range of 1250 to 1200 ° C. The present inventors have found this experimentally.
  • a hot forming method Two types of spring forming methods, a hot forming method and a cold forming method, are used.
  • a hot forming method after manufacturing a wire rod by split rolling and wire rod rolling, a slight wire drawing process is performed to adjust the roundness to obtain a steel wire.
  • the steel wire is heated and formed into a spring shape at a temperature of 900 to 1050 ° C., and the strength is adjusted by heat treatment at 850 to 950 ° C. and tempering at 420 to 500 ° C.
  • the cold forming method after partial rolling and wire rolling, a slight wire drawing process is performed to adjust the roundness to obtain a steel wire.
  • the strength of the steel wire Prior to forming into a spring shape, the strength of the steel wire is adjusted by heating the steel wire and quenching at 850 to 950 ° C. and tempering at 420 to 500 ° C. Thereafter, it is molded into a spring shape at room temperature.
  • shot peening is performed as necessary, and plating or resin coating is applied to the surface to obtain a product.
  • the conditions in the examples are one example of conditions used for confirming the feasibility and effects of the present invention, and the present invention is based on this one example of conditions. It is not limited.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • the inside of the mold was turned by electromagnetic stirring under the conditions shown in Table 1 to perform casting to produce a bloom.
  • the bloom was heated at 1200 to 1250 ° C. for the time shown in Table 1 and subjected to ingot rolling to obtain a billet of 160 mm ⁇ 160 mm.
  • the billet was heated again to 1100 ° C. and rolled into a steel bar having a diameter of 15 mm.
  • the sample cut out from the steel bar was subjected to quenching at 900 ° C. for 20 minutes and tempering heat treatment at 450 ° C. for 20 minutes, and then water-cooled to adjust the hardness of the wire to 480 to 520 in terms of Vickers hardness.
  • test piece After charging, Zn plating was performed and hydrogen was enclosed in the test piece. Using the Ono type rotating bending fatigue tester, the test piece was subjected to a rotating bending fatigue test with repeated swing stress according to JIS Z2273 (1978), and the load stress at the fatigue limit of 5 ⁇ 10 5 was applied. evaluated.
  • the cross section in the extending direction of the test piece is mirror-polished and treated by a selective constant potential electrolytic etching method (SPEED method), and then the width is 2 mm in the radial direction from the surface about the half depth of the radius, the rolling direction.
  • SPEED method selective constant potential electrolytic etching method
  • the results are shown in Table 4.
  • the oxide inclusions in Examples 1 to 28 are composite inclusions in which TiN adheres to REM-Al-O or REM-Al-O-S as shown in FIG. 1, and have a maximum diameter of 10 ⁇ m or more. No alumina clusters were included. As shown in Table 4, the total number of MnS having a maximum length of 10 ⁇ m or more and TiN having a maximum diameter of 1 ⁇ m or more was 10 pieces / mm 2 or less.
  • Comparative Example 1 only Al was added and REM was not added, and many alumina clusters, MnS, and TiN were present.
  • Comparative Example 2 there were many alumina clusters, MnS, and TiN due to the low REM content.
  • Comparative Example 3 a large amount of MnS was present due to the high S content.
  • Comparative Example 4 there were many alumina clusters, MnS, and TiN due to the short reflux time after the addition of REM.
  • REM-Al-O or REM-Al-O-S was segregated near the center of the slab due to the low swirling flow velocity in the mold, and a large amount of TiN was present in the surface layer portion.
  • Comparative Example 6 a large amount of TiN was present due to the short holding time in the 1250 to 1200 ° C. region.
  • Comparative Example 7 the maximum diameter of the composite inclusion to which TiN adhered was increased due to the high REM content.
  • alumina in spring steel, alumina can be modified to REM-Al-O to prevent oxide coarsening, and S can be coarsened by fixing as REM-Al-O-S. It is possible to suppress MnS, and furthermore, by combining TiN with REM-Al-O-S inclusions, the number density of TiN that precipitates alone can be reduced, so that a spring steel having excellent fatigue resistance is provided. be able to. Therefore, the present invention has high industrial applicability.

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Abstract

　このばね鋼は、所定の化学組成を有し、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した、最大径２μｍ以上の複合介在物を、０．００４個／ｍｍ２～１０個／ｍｍ２含有し、前記複合介在物の最大径が４０μｍ以下、最大径１０μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１０個／ｍｍ2以下である。

Description

耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法
　本発明は、自動車の懸架装置などに使用されるばね用鋼とその製造方法とに関する。
　本発明は特に、ＲＥＭ介在物の生成を制御して、アルミナ、ＴｉＮ、ＭｎＳ等の有害な介在物の悪影響を解消し、優れた耐疲労特性を有するばね鋼とその製造方法に関する。
　ばね鋼は、自動車の懸架装置の懸架ばね等に使用されるもので、高い疲労強度が要求される。
　特に近年、排ガス低減や燃費改善を目的として、自動車の軽量化や高出力化の要望が高まり、エンジンやサスペンション等に用いられる懸架ばねは、高応力設計が志向されている。
　そのため、ばね鋼は、高強度化及び細径化していく方向にあり、負荷応力は益々増大することが予想されている。
　このため、疲労強度がより高く、耐へたり性に一段と優れた高性能のばね鋼が求められている。
　ばね鋼の耐疲労特性や耐へたり性を損ねる原因のひとつに、鋼材中に存在する、アルミナやＴｉＮなどの硬質の非金属介在物、及び、ＭｎＳなどの粗大な介在物（以下、これらを介在物と呼称する）がある。
　これらの介在物は応力の集中起点となり易い。
　また、懸架ばねの表面塗装が剥離して露出した素材表面が腐食し、付着した水分から水素が鋼中に侵入して疲労強度が低下する場合がある。
　この場合、介在物が水素のトラップサイトとなって水素が鋼中に集積し易くなる。
　このため、介在物自身と水素の影響が重畳して、疲労強度を低下させる原因となる。
　こうした観点から、ばね鋼の耐疲労特性や耐へたり性を改善するため、鋼材中に存在するアルミナ、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮを極力低減することが必要である。
　アルミナ介在物は、転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中に多量の溶存酸素が含まれるために、この過剰酸素が酸素と親和力の強いＡｌにより脱酸されて生成する。
　また、取鍋などは、アルミナ系耐火物で構築される場合が多い。
　従って、Ａｌ脱酸でなく、ＳｉやＭｎで脱酸した場合においても、溶鋼と耐火物との反応により、耐火物であるアルミナが解離し、溶鋼中にＡｌとして溶出する。
　そして、この溶出したＡｌが再酸化されて溶鋼中にアルミナが生成する。
　溶鋼中のアルミナ介在物は、凝集・合体してクラスター化し易い。
　このクラスター化したアルミナ介在物は、製品に残留して疲労強度に重大な悪影響を及ぼす。
　そこで、アルミナ介在物の低減・除去のために、ＲＨ真空脱ガス装置や粉体吹き込み装置などの二次精錬装置の適用による脱酸生成物の低減を中心として、
（１）断気、スラグ改質などによる再酸化防止、
（２）スラグカットによる混入酸化物系介在物の低減
などの組合せにより介在物を低減し、高清浄化を図ってきた。
　一方、アルミナ系介在物を改質し微細化、無害化する技術としては、特許文献１に開示されるように、溶鋼中にＭｇ合金を添加することにより、アルミナを、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ2Ｏ3）又はＭｇＯに改質する方法が知られている。
　この方法によれば、アルミナの凝集による粗大化を防止し、鋼材品質に対するアルミナの悪影響を回避することができる。
　ただし、この方法では、酸化物系介在物における結晶相の存在により熱間圧延時の軟質化や伸線加工時の介在物の破砕性が十分でない。
　このため、介在物の小型化は不十分となる。
　これに対し、特許文献２では、鋼線材の長手方向縦断面における厚み２μｍ以上のＳｉＯ2－Ａｌ2Ｏ3－ＣａＯ系酸化物の平均組成を、ＳｉＯ2：３０～６０％、Ａｌ2Ｏ3：１～３０％、ＣａＯ：１０～５０％とし、複合系酸化物の融点を、１４００℃以下、好ましくは１３５０℃以下に制御した上で、さらに、これらの酸化物に、Ｂ2Ｏ3：０．１～１０％を含有させて、酸化物系介在物を微細に分散させ、伸線加工性や疲労強度を顕著に向上させることが提案されている。
　しかし、このようなＢ2Ｏ3の添加は、ＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2やＣａＯ－Ａｌ2Ｏ3－ＳｉＯ2－ＭｇＯ2系複合酸化物の結晶化の抑制には有効であるが、ばね鋼の疲労蓄積源となり破壊起点となるアルミナクラスターやＴｉＮ、ＭｎＳの抑制又は無害化には有用であるとはいえない。
　また、酸可溶Ａｌで０．００５質量％以上を含有するＡｌキルド鋼を製造するにあたり、溶鋼中に、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの２種以上とＡｌとからなる合金を投入し、生成する介在物中のＡｌ2Ｏ3を３０～８５質量％に調整するクラスターのないＡｌキルド鋼の製造方法が知られている。
　例えば、特許文献３に開示されるように、ＲＥＭを添加する場合、アルミナクラスター生成防止のため、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａから選択された２種以上を添加することにより、低融点の複合介在物とする。
　この技術は、スリバー疵防止には有効かもしれないが、介在物を、ばね鋼で要求されるレベルのサイズまで低減することはできない。
　これは、低融点介在物にすると、これら介在物が凝集・合体して、より粗大化してしまうからである。
　ＲＥＭの０．０１０質量％を超える添加は介在物を増加させ、かえって、疲労寿命を低下させるので、例えば、特許文献４に開示されるように、ＲＥＭ添加量を０．０１０質量％以下にする必要があることも知られている。
　しかし、特許文献４には、そのメカニズムや介在物の組成及び存在状態については開示されていない。
　また、ＭｎＳなどの硫化物は、圧延などの加工により延伸し、疲労蓄積源となって破壊起点となり、耐疲労特性を劣化させる。
　よって、耐疲労特性を改善するため、延伸する硫化物を抑制する必要がある。
　硫化物の生成を防止する方法として、Ｃａを添加して脱硫する方法が知られている。
　しかし、Ｃａの添加により形成されるＡｌ－Ｃａ－Ｏは延伸し易く、疲労蓄積源や破壊起点となり易いという問題がある。
　また、ＴｉＮは、非常に硬質でかつ尖った形状で析出するため、疲労蓄積源となって破壊起点となり、耐疲労特性に対して影響が大きい。
　例えば、特許文献５に開示されるように、Ｔｉが０．００１質量％を超えると耐疲労特性が悪化する。
　その対策として、Ｔｉを０．００１質量％以下に調整することが重要であるが、Ｔｉは、Ｓｉ合金に含まれており、不純物として混入を避けられない。
　また、Ｎを溶鋼段階で混入させないことも必要となるが、製鋼コストが高くなってしまい現実的ではない。
日本国特開平０５－３１１２２５号公報 日本国特開２００９－２６３７０４号公報 日本国特開平０９－２６３８２０号公報 日本国特開平１１-２７９６９５号公報 日本国特開２００４－２７７７７７号公報
　本発明の目的は、ばね鋼の耐疲労特性を損ねるアルミナ、ＴｉＮ、及び、ＭｎＳを無害化して、耐疲労特性に優れたばね鋼とその製造方法を提供することにある。
　本発明の要旨は、次の通りである。
（１）本発明の第一の態様は、化学組成が、質量％で、Ｃ：０．４％～０．９％未満、Ｓｉ：１．０％～３．０％、Ｍｎ：０．１％～２．０％、Ａｌ：０．０１％～０．０５％、ＲＥＭ：０．０００１％～０．００５％、Ｔ．Ｏ：０．０００１％～０．００３％、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ｃｒ：０％～２．０％、Ｃｕ：０％～０．５％、Ｎｉ：０％～３．５％、Ｍｏ：０％～１．０％、Ｗ：０％～１．０％、Ｂ：０％～０．００５％、Ｖ：０％～０．７％、Ｎｂ：０％～０．０５％、Ｃａ：０％～０．００２０％、残部：鉄及び不純物であり、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した、最大径２μｍ以上の複合介在物を、０．００４個／ｍｍ２～１０個／ｍｍ２含有し、前記複合介在物の最大径が４０μｍ以下であり、最大径１０μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１０個／ｍｍ2以下のばね鋼である。
（２）上記（１）に記載のばね鋼は、Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下、Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下、Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下、及びＣａ：０．０００１％以上、０．００２０％以下からなる群から選択された１種以上の元素を含有してもよい。
（３）本発明の第二の態様は、上記（１）に記載の化学組成の溶鋼を、真空脱ガスを含む取鍋精錬で製造する際、まず、Ａｌを用いて脱酸を行い、次いで、ＲＥＭを用いて、５分以上脱酸する工程と、前記溶鋼を鋳型内で鋳造する際、前記鋳型内で、前記溶鋼を、水平方向に０．１ｍ／分以上で旋回させる工程と、前記鋳造で得た鋳片を、均熱化処理で、１２５０～１２００℃の温度域で６０秒以上保持し、その後、分塊圧延する工程と、を備える上記（１）に記載のばね鋼の製造方法である。
（４）本発明の第三の態様は、上記（１）に記載のばね鋼から成るばねである。
　上記態様によれば、ばね鋼において、アルミナをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物に改質して粗大化を防止でき、かつ、ＳをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ介在物として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、さらに、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより有害な単独のＴｉＮの個数密度を減らすことができるので、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することができる。
本発明のばね鋼中に観察された、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物にＴｉＮが複合析出した複合介在物の例を示す図である。
　本発明者らは、従来技術の問題点を解決するために、鋭意実験、検討を重ねた。
　その結果、ばね鋼における有害介在物の抑制と形態を制御するため、ＲＥＭの含有量を調整するとともに、脱酸プロセス及びばね鋼製造プロセスを制御することにより、アルミナをＲＥＭ、Ｏ、及びＡｌを含む酸化物（以下「ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ」ということがある。）へと改質して酸化物の粗大化を防止でき、かつ、ＳをＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む酸硫化物（以下「ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ」ということがある。）として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、さらに、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏの介在物又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより有害なＴｉＮの個数密度を減らすことができることを見出した。
　以下に、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態に係る耐疲労特性に優れたばね鋼とその製造方法とを詳細に説明する。
　まず、本実施形態に係るばね鋼の成分組成とその限定理由について説明する。
　なお、下記の元素の含有量に関する％は質量％を意味する。
　Ｃ：０．４％以上、０．９％未満
　Ｃは、強度を確保するのに有効な元素である。
　しかし、Ｃ含有量が０．４％未満の場合、最終ばね製品に高い強度を付与することが困難である。
　一方、Ｃ含有量が０．９％以上となると、熱間圧延後の冷却過程で初析セメンタイトが過剰に生成して、加工性が著しく劣化する。
　したがって、Ｃ含有量は、０．４％以上、０．９％未満とする。
　Ｃ含有量は、好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５％以上である。
　また、Ｃ含有量は、好ましくは、０．７％以下、より好ましく０．６％以下である。
　Ｓｉ：１．０％以上、３．０％以下
　Ｓｉは、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、１．０％以上含有させる必要がある。
　一方、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、パーライト中のフェライト相の延性が低下する。
　Ｓｉには、ばねにおいて重要な耐へたり特性を高める作用もあるが、Ｓｉ含有量が３．０％を超えると、その効果は飽和してコストが嵩み、また、脱炭を助長する。
　したがって、Ｓｉ含有量は、１．０％以上、３．０％以下とする。
　Ｓｉ含有量は、好ましくは、１．２％以上、より好ましくは１．３％以上である。
　また、Ｓｉ含有量は、好ましくは２．０％以下、より好ましくは１．９％以下である。
　Ｍｎ：０．１％以上、２．０％以下
　Ｍｎは、脱酸及び強度確保のために有効な元素であり、０．１％未満の含有量では、その効果が発現しない。
　一方、Ｍｎ含有量が２．０％を超えると、偏析が生じ易くなり、偏析部にミクロマルテンサイトが生成して、加工性及び耐疲労特性が劣化する。
　したがって、Ｍｎ含有量は、０．１％以上、２．０％以下とする。
　Ｍｎ含有量は、好ましくは、０．２％以上、より好ましくは０．３％以上である。
　また、Ｍｎ含有量は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１．４％以下である。
　ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．００５％以下
　ＲＥＭは、強力な脱硫、脱酸元素であり、本実施形態に係るばね鋼において、極めて重要な役割を果たす。
　ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号２１のスカンジウムと原子番号３９のイットリウムを加えた合計１７元素の総称である。
　ＲＥＭは、まず、鋼中のアルミナと反応し、アルミナ中のＯを奪い、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物が生成する。次いで、鋼中のＳを吸収して、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ介在物が生成する。
　本実施形態に係るばね鋼におけるＲＥＭの機能は以下の通りである。
アルミナをＲＥＭ、Ｏ、及びＡｌを含むＲＥＭ－Ａｌ－Ｏへと改質して酸化物の粗大化を防止する。
　Ａｌ、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ｓを含むＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの形成により、Ｓを固定化して粗大ＭｎＳの生成を抑制する。
　また、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓを核生成サイトとしてＴｉＮが複合析出して、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－（ＴｉＮ）又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ－（ＴｉＮ）を主たる構造とする略球状の複合介在物が形成され、硬質で尖がった角型形状の単独のＴｉＮの析出量を低減する。
　ここで、（ＴｉＮ）は、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの表面にＴｉＮが付着して複合化されていることを表す。
　このＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－（ＴｉＮ）又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ－（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物は、ＴｉＮの単独析出物と異なり、例えば、図１に示すように略球状化していて、複合介在物の周囲で応力集中し難い。
　また、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－（ＴｉＮ）又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ－（ＴｉＮ）複合介在物は、大きさが直径で１～５μｍであり、延伸粗大化やクラスター化はしていない。
　このため、破壊起点とならないので、無害介在物である。
　ここで、略球状とは、例えば、図１に示すように、介在物表面の最大凹凸が０．５μｍ以下であり、かつ、介在物の長径を短径で割った値が３以下であることを意味する。
　なお、ＴｉＮが複合析出する理由は、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの結晶格子構造とＴｉＮとの結晶格子構造に類似する点が多いためと推察される。
　本実施形態に係るばね鋼のＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓに、Ｔｉは酸化物として含まれない。
　これは、本実施形態に係るばね鋼のＴ．Ｏ（全酸素量）が低く、Ｔｉ酸化物の生成が極めて少ないためであると考えられる。
　また、介在物にＴｉが酸化物として含まれないので、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの結晶格子構造とＴｉＮの結晶格子構造が類似した関係になったと考えられる。
　さらに、ＲＥＭは、アルミナをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏに改質して凝集合体を抑制することにより、粗大なアルミナクラスターを防止する機能を有する。
　以上の効果を発現させるためには、鋼に一定量以上のＲＥＭを含有させて、アルミナをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏに改質する必要がある。
　また、Ｓ量に応じて、一定量以上のＲＥＭを鋼に含有させて、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ介在物を形成して、Ｓを固定する必要がある。
　これらの観点から検討した結果、ＲＥＭが０．０００１％未満では不十分であることを実験的に知見した。
　従って、ＲＥＭ含有量は０．０００１％以上、好ましくは０．０００２％以上、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００２％以上とする。
　一方、ＲＥＭ含有量が０．００５％を超えると、不安定な付着物が耐火物から脱落することによって粗大な介在物が製品に混入しやすくなり、製品の疲労強度が低下する。
　従って、ＲＥＭ含有量は、０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下とする。
　Ａｌ：０．０１％以上、０．０５％以下
　Ａｌは、トータル酸素を低減する脱酸元素として、また、鋼の結晶粒を調整する元素として、０．０１％以上、好ましくは０．０２％以上必要である。
　しかし、０．０５％を超えると、結晶粒調整効果が飽和するだけでなく、アルミナが多数残存するので好ましくない。
　Ｔ．Ｏ（全酸素量）：０．００３％以下
　Ｏは、脱酸により鋼から除去される不純物元素であるが、残存することは避けられない。Ｏは、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－（ＴｉＮ）又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ－（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物を生成させる。
　ただし、Ｔ．Ｏが多くなり、特に０．００３％を超えると、アルミナなどの酸化物が多数発生し、疲労寿命が低下する。
　本実施形態に係るばね鋼において、Ｔｉ、Ｎ、Ｐ、及び、Ｓは不純物であり、以下のように制限される。
　Ｔｉ：０．００５％未満
　Ｔｉは、Ｓｉ合金などから混入する不純物であり、ＴｉＮなどの角型形状の粗大介在物を形成する。
　この粗大介在物は、破壊起点になり易く、また、水素のトラッピングサイトになり易いため、耐疲労特性を劣化させる。
　それ故、上記角型形状の粗大介在物の生成を抑制することが非常に重要である。
　本実施形態に係るばね鋼においては、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－ＳにＴｉＮを複合化させ、有害な単独のＴｉＮを生成し難くすることができる。
　実験的に検討した結果、単独ＴｉＮの生成を防止するため、Ｔｉ含有量は０．００５％未満に制限する。
　Ｔｉ含有量は、好ましくは０．００３％以下である。
　Ｔｉ含有量の下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．０００５％が工業的下限である。
　Ｎ：０．０１５％以下
　Ｎは、不純物であり、窒化物を形成して耐疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性及び靭性に悪影響を及ぼす。
　Ｎ含有量は、０．０１５％を超えると、弊害が顕著となるので、０．０１５％以下、好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００８％以下に制限する。
　Ｎ含有量の下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００２％が工業的下限である。
　Ｐ：０．０３％以下
　Ｐは、不純物であり、結晶粒界に偏析して疲労寿命を損ねる元素である。
　Ｐ含有量が０．０３％を超えると、疲労寿命の低下が著しいので、０．０３％以下、好ましくは０．０２％以下に制限する。
　Ｐ含有量の下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００１％が工業的下限である。
　Ｓ：０．０３％以下
　Ｓは、不純物であり、硫化物を形成する元素である。
　Ｓ含有量は、０．０３％を超えると、粗大なＭｎＳが生成し、疲労寿命を損ねるので、０．０３％以下、好ましくは０．０１％以下に制限する。
　Ｓ含有量の下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００１％が工業的下限である。
　以上が本実施形態に係るばね鋼の基本的な成分組成であり、残部は、鉄及び不純物のみからなる。
　なお、「残部は、鉄及び不純物のみからなる」における「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。
　ただし、上述の元素に加え、以下の元素を選択的に含有してもよい。
　以下、選択元素について説明する。
　本実施形態に係るばね鋼は、Ｃｒ：２．０％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：３．５％以下、Ｍｏ：１．０％以下、Ｗ：１．０％以下、及び、Ｂ：０．００５％以下の１種以上を含有してもよい。
　Ｃｒ：２．０％以下
　Ｃｒは、強度を向上させ、また、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させるのに有効な元素である。
　焼入れ性や焼戻し軟化抵抗を必要とする場合に、Ｃｒを０．０５％以上含有させるとその効果を安定して発揮させることができる。
　特に、優れた焼戻し軟化抵抗を得るためには、Ｃｒを０．５％以上、好ましくは０．７％以上含有させる。
　一方、Ｃｒは、含有量が２．０％を超えると鋼材の硬さが上昇して冷間加工性が劣化するので、２．０％以下の含有量とする。
　特に、冷間でコイリングする場合、その加工での安定性を高めるには、１．５％以下のＣｒ含有量が好ましい。
　Ｃｕ：０．５％以下
　Ｃｕは、焼入れ性に影響するが、それ以上に、耐食性や脱炭抑制に効果のある元素である。
　Ｃｕ含有量が０．１％以上、好ましくは０．２％以上であれば、腐食や脱炭を抑制する効果が発現する。
　しかし、Ｃｕを多量に含有すると熱間延性の低下を招き、鋳造、圧延や鍛造などの製造工程での割れや疵の原因となるので、Ｃｕ含有量は０．５％以下、好ましくは、０．３％以下とする。
　Ｃｕによる熱間延性の低下は、後述の通り、Ｎｉを含有させることで緩和することができ、Ｃｕ含有量≦Ｎｉ含有量とすると、熱間延性の低下を抑制し、良品質を維持することができる。
　Ｎｉ：３．５％以下
　Ｎｉは、鋼の強度及び焼入れ性の向上に有効な元素である。Ｎｉ含有量を０．１％以上とすることで、この効果が発現する。
　Ｎｉは、焼入れ後の残留オーステナイト量にも影響し、Ｎｉ含有量が３．５％を超えると、残留オーステナイト量が大きくなり、焼入れ後も軟質のままで、ばねとしての性能が不足する場合がある。　
　このように、Ｎｉ含有量が３．５％超になると、製品材質の不安定を招くので、Ｎｉ含有量は３．５％以下とする。
　加えて、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストの観点から抑制することが好ましい。
　残留オーステナイトや焼入れ性の観点から、Ｎｉ含有量は２．５％以下がより好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。
　Ｃｕを含有した場合、Ｎｉは、その弊害を抑制する効果がある。
　即ち、Ｃｕは、鋼の熱間延性を低下させる元素であり、しばしば熱間圧延や熱間鍛造において割れや疵の原因になる。
　しかし、Ｎｉを含有すると、Ｃｕとの合金相を形成し熱間延性の低下を抑制する。
　Ｃｕが混入している場合、Ｎｉ含有量は０．１％以上が好ましく、さらに、０．２％以上が好ましい。
　また、Ｃｕとの関係においては、Ｃｕ含有量≦Ｎｉ含有量が好ましい。
　Ｍｏ：１．０％以下
　Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗の向上にも有効な元素である。
　特に、焼戻し軟化抵抗を高めるためには、Ｍｏ含有量を０．０５％以上とする。Ｍｏは、鋼中でＭｏ系炭化物を生成する元素でもある。
　Ｍｏ系炭化物が析出する温度は、Ｖ等の炭化物に比べると低く、比較的低温で焼戻す高強度のばね鋼に対して有効な元素である。
　この効果は、０．０５％以上のＭｏ含有量で発現する。Ｍｏ含有量は、好ましくは、０．１％以上である。
　一方、Ｍｏ含有量が１．０％を超えると、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に過冷組織を生じ易くなる。
　置き割れや加工時の割れの原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Ｍｏ含有量は１．０％以下、好ましくは、０．７５％以下とする。
　また、ばね製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を確保することを重視すると、Ｍｏ含有量は０．５％以下が好ましい。
　さらに、冷却時の温度ばらつき－変態ひずみを精密に制御して形状精度を安定させるためには、Ｍｏ含有量は０．３％以下が好ましい。
　Ｗ：１．０％以下
　Ｗは、Ｍｏと同様、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。
　特に、高い焼戻し軟化抵抗を得るためには、Ｗ含有量を０．０５％以上、好ましくは、０．１％以上とする。
　一方、Ｗ含有量が１．０％を超えると、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に過冷組織が生じ易くなる。
　置き割れや加工時の割れの原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Ｗ含有量は１．０％以下、好ましくは、０．７５％以下とする。
　Ｂ：０．００５％以下
　Ｂは、微量の含有量で、鋼材の焼入れ性を高める元素である。
　また、母材が高Ｃ材である場合、Ｂは、熱間圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、軟質化を促進する。
　さらに、Ｂは、０．０００５％以上含有させることにより、オーステナイト粒界に偏析してＰの偏析を抑制するので、粒界強度を向上させ、これにより、疲労強度、衝撃強度の向上にも寄与する。
　しかし、Ｂ含有量は、０．００５％を超えると、その効果が飽和し、鋳造、圧延、及び、鍛造などの製造時に、マルテンサイトやベイナイトなどのいわゆる過冷組織が生成し易く、製品の製造性や衝撃強度を劣化させることがあるので、０．００５％以下、好ましくは、０．００３％以下とする。
　本実施形態に係るばね鋼は、さらに、質量％で、Ｖ：０．７％以下、及び、Ｎｂ：０．０５％以下の１種以上を含有してもよい。
　Ｖ：０．７％以下
　Ｖは、鋼中のＣ、Ｎと結びついて、窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素で、通常、円相当径が０．２μｍ未満の微細なＶの窒化物、炭化物、炭窒化物となり、焼戻し軟化抵抗の向上、降伏点の上昇、及び、旧オーステナイトの微細化に有効である。
　Ｖは、焼戻しにより鋼材中に十分に析出させると、硬度や引張強度を上昇させることができるので、必要に応じて含有させる選択元素とする。
　これらの効果を得るためには、Ｖ含有量を０．０５％以上、好ましくは、０．０６％以上とする。
　一方、Ｖ含有量が０．７％を超えると、炭化物や炭窒化物が、焼入れ前の加熱でも十分に溶解せず、粗大な球状炭化物として、いわゆる未溶解炭化物として残留し、加工性や耐疲労特性を損なうので、０．７％以下とする。
　Ｖを過剰に含有させると、加工前に、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織が生じ易くなるので、Ｖ含有量は０．５％以下が好ましい。
　ばね製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を確保することを重視すると、Ｖ含有量は０．３％以下が好ましい。
　また、Ｖは、残留オーステナイトの生成に大きく影響する元素であるので、精密に制御する必要がある。
　即ち、他の焼入れ性向上元素、例えば、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｍｏ、及び、Ｗの１種以上を含有する場合、Ｖ含有量は０．２５％以下が好ましい。
　Ｎｂ：０．０５％以下
　Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結びついて、窒化物、炭窒化物、炭化物を生成する。
　Ｎｂは、微量でも、Ｎｂを含有しない場合に比べて、粗大粒の生成抑制に極めて有効である。
　このような効果はＮｂ含有量を０．００５％以上とすることで発現する。
　一方、Ｎｂは、熱間延性を低下させる元素であり、過剰に含有すると、鋳造、圧延、鍛造における割れの原因となり、製造性を大きく損なう。
　そのため、Ｎｂ含有量は０．０５％以下とする。
　さらに、冷間コイリング性等の加工性を重視する場合には、Ｎｂ含有量を０．０３％未満、さらには、０．０２％未満とすることが好ましい。
　本実施形態に係るばね鋼は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００２０％以下を含有してもよい。
　Ｃａ：０．００２０％以下
　Ｃａは、強力な脱硫作用を有し、ＭｎＳの生成を抑制するには効果があるため、脱硫の目的で、０．０００１％以上含有してもよい。
　しかしながら、Ｃａは、鋼中のＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ介在物がＣａを吸収し、ＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ－Ｓを形成する。
　ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓに比べて、ＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ－Ｓは、酸素含有量の多い酸化物主体の場合にはその大きさが大きくなる傾向にある。さらに、ＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ－Ｓは、ＴｉＮを複合析出させる能力が劣るので、ＴｉＮの無害化の観点からは、Ｃａは少ない方が好ましい。
　この理由は、ＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ｃａ－Ａｌ－Ｏ－Ｓは、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓに比べて、ＴｉＮとの結晶格子構造の類似性が劣るためと推定される。
　また、鋼中のＣａ含有量が０．００２０％を超えると、低融点のＡｌ－Ｃａ－Ｏ酸化物が多く生成し、圧延などにより延伸して粗大な介在物となり、疲労蓄積源や破壊起点となる。
　それ故、Ｃａは選択元素とし、０．０００１％以上、０．００２０％以下とする。
　次に、介在物による疲労寿命への影響について説明する。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、
（１）図１に示すように、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ａｌを含む介在物、又はＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した、最大径２μｍ以上の複合介在物を、０．００４個／ｍｍ２以上含有することにより、単独で析出するＴｉＮの生成が抑制され、疲労寿命の向上が図れること、
（２）但し、上記の複合介在物であっても、その円相当径が４０μｍを超える寸法のものが観察されるようになると、疲労強度が低下する傾向にあること、及び、
（３）上記の複合介在物とは別に単独で存在する、疲労寿命に及ぼす悪影響が等価である下記の介在物（ａ）、（ｂ）、（ｃ）の合計数が１０個／ｍｍ2以下であれば、良好な疲労寿命が得られること、
を実験的に知見した。
（ａ）最大長１０μｍ以上のＭｎＳ（延伸したＭｎＳ）
（ｂ）最大径１０μｍ以上のアルミナクラスター
（ｃ）最大径１μｍ以上のＴｉＮ（単独のＴｉＮ）
　本実施形態に係るばね鋼中では、アルミナがＲＥＭ－Ａｌ－Ｏに改質されるので、耐疲労特性などに有害なアルミナクラスターの生成が抑制される。
　また、ＳがＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓとして固定されるため、延伸して、耐疲労特性などを劣化させるＭｎＳの生成が抑制される。
　さらに、例えば、図１に示すように、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－ＳにＴｉＮが複合化し、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ－（ＴｉＮ）を主たる構造とする略球状の複合介在物が生成するので、疲労寿命に悪影響を及ぼす単独で析出するＴｉＮの生成が抑制される。
　その結果、（ａ）最大長１０μｍ以上のＭｎＳ（延伸したＭｎＳ）、（ｂ）最大径１０μｍ以上のアルミナクラスター、及び（ｃ）最大径１μｍ以上のＴｉＮ（単独のＴｉＮ）、の合計の個数密度が１０個／ｍｍ2以下に抑制され、疲労寿命が改善される。
　次に、本実施形態に係るばね鋼の製造方法について説明する。
　本実施形態に係るばね鋼用の溶鋼を精錬する際、脱酸剤の投入順序と脱酸時間が重要である。
　本製造方法においては、まず、Ａｌを用いて脱酸を行い、Ｔ．Ｏ（全酸素量）を０．００３％以下とする。
　次いで、ＲＥＭを用いて５分以上脱酸して、真空脱ガスを含む取鍋精錬を行う。
　ＲＥＭでの脱酸に先立って、Ａｌ以外の元素を用いて脱酸すると、酸素量を安定して下げることができない。また、Ａｌを用いた脱酸後に、ＲＥＭを用いて脱酸することで、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓに、ＴｉＮが付着した複合介在物が生成しやすくなる。
　また、ＲＥＭの添加後５分未満の脱酸では、アルミナを充分に改質することができない。
　本製造方法においては、上記の順序で脱酸剤を添加することにより、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ介在物が生成し、有害なアルミナの生成が抑制される。
　ＲＥＭの添加にはミッシュメタル（希土類元素の混合物）などを用いることができ、例えば塊状のミッシュメタルを溶鋼に添加すればよい。
　なお、精錬末期に、Ｃａ－Ｓｉ合金又はＣａＯ－ＣａＦ2フラックスなどの添加により、Ｃａによる脱硫を適宜行うことも可能である。
　取鍋精錬された溶鋼中の、脱酸で生じたＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓは、比重が約６であり、鋼の比重の７に近いため、溶鋼中で浮上分離し難い。
　それ故、鋳型内に溶鋼が注入された際には下降流により鋳片未凝固層深くまで侵入して、鋳片の中心部に偏析し易い。
　鋳片の中心部に、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓが偏析すると、鋳片の表層部にＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓが不足するため、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－ＳにＴｉＮが付着した複合介在物を生成することが困難になる。したがって、ＴｉＮの無害化効果が、製品の表層部で損なわれる。
　そこで、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの偏析を防止するために、本製造方法では、鋳型内の溶鋼を水平方向に撹拌して旋回させ、介在物の均一分散を図る。
　本製造方法においては、鋳型内旋回を０．１ｍ／分以上の流速で行い、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの均一分散を図る。
　鋳型内旋回の速度が０．１ｍ／分未満では、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓが均一に分散する効果が小さい。
　撹拌手段としては、例えば、電磁力などを適用すればよい。
　次に、鋳造した鋼に均熱化処理を施し、その後、分塊圧延を行う。
　均熱化処理においては、１２５０～１２００℃の温度域で６０秒以上保持して、上述の複合介在物を得ることができる。
　この温度域が、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ及びＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－ＳへのＴｉＮの複合析出が開始する範囲であり、この温度域で、ＴｉＮをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの表面で充分に成長させる。単独で析出するＴｉＮを抑制するためには、１２５０～１２００℃の温度域で６０秒以上の保持が必要である。
　このことを、本発明者らは実験的に知見した。
　なお、通常は、１２５０～１２００℃の温度で加熱すると、ＴｉＮは固溶する。
　しかし、本実施形態に係るばね鋼では、Ｃが、０．４％以上、０．９％未満と高いために、セメンタイトが多く存在するので、セメンタイト中のＮの溶解度が低く、この関係で、ＴｉＮが、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ上に析出成長することが考えられる。
　ばねの成形法として、熱間成形法及び冷間成形法の二種類が用いられる。
　熱間成形法は、分塊圧延および線材圧延で線材を製造した後、真円度を整えるためにわずかな伸線加工を行い鋼線とする。そして、鋼線を加熱して９００～１０５０℃の熱間でばね形状に成形した後、８５０～９５０℃での焼入れと、４２０～５００℃での焼戻しの熱処理により、強度を調整する。
　一方、冷間成形法は、分塊圧延および線材圧延の後、真円度を整えるためにわずかな伸線加工を行い鋼線とする。そして、ばね形状に成形するに先立ち、鋼線を加熱して８５０～９５０℃での焼入れと、４２０～５００℃での焼戻しの熱処理により鋼線の強度を調整する。その後、室温でばね形状に成形を行う。
　この後、必要に応じてショットピーニングを行い、また、メッキや樹脂塗装などを表面に施し、製品とする。
　次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。
　本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　取鍋精錬での真空脱ガスにおいて、金属Ａｌ、ミッシュメタル、Ｃａ－Ｓｉ合金、ＣａＯ：ＣａＦ2＝５０：５０（質量比）のフラックスを使用して、表１に示す条件で精錬し、表２、表３に示す成分組成からなる溶鋼を得、連続鋳造装置により３００ｍｍ角の鋳片に鋳造した。
　その際、表１に示す条件で電磁撹拌による鋳型内旋回を行い鋳造し、ブルームを製造した。
　ブルームを、１２００～１２５０℃で、表１に示す時間加熱して分塊圧延を行い、１６０ｍｍ×１６０ｍｍのビレットとした。ビレットを、１１００℃に再度加熱して、棒鋼圧延し直径１５ｍｍの棒鋼とした。
　さらにその棒鋼から切り出したサンプルを、９００℃×２０分の焼入れと、４５０℃×２０分の焼戻し熱処理を施し、その後、水冷し、線材の硬度をビッカース硬度で４８０～５２０に調整した。
　その後、仕上げ加工により、ＪＩＳ　Ｚ２２７４（１９７８）金属材料の回転曲げ疲れ試験方法１号試験片（全長８０ｍｍ、つかみ部長さ２０ｍｍ、つかみ部径Ｄ０＝１２ｍｍ、平行部径ｄ＝６ｍｍ、平行部長さＬ＝１０ｍｍ）を作製した。
　さらに、３％ＮａＣｌ＋０．３％チオシアン酸アンモニウム水溶液中で試験片を陰極として電解チャージして、０．２～０．５ｐｐｍの水素を鋼中に含ませた。
　チャージ後、Ｚｎめっきを施して水素を試験片中に封入した。その試験片を、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２７３（１９７８）に準拠した両振り応力繰り返し応力による回転曲げ疲労試験に供し、５×１０5までの疲労限での負荷応力を評価した。
　また、試験片の延伸方向の断面を鏡面研磨し、選択的定電位電解エッチング法（ＳＰＥＥＤ法）で処理した後、表面から半径の１／２深さを中心に半径方向に２ｍｍ幅、圧延方向長さ５ｍｍの範囲の鋼中の介在物を走査型電子顕微鏡で観察し、ＥＤＸを用いて介在物の組成を分析し、試料の１０ｍｍ2内の介在物を計数して個数密度を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　その結果を表４に示す。
　実施例１～２８における酸化物介在物は、図１に示すような、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－ＳにＴｉＮが付着した複合介在物となっていて、最大径１０μｍ以上のアルミナクラスターは含まなかった。最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計個数は、表４に示すように、１０個／ｍｍ2以下であった。
　また、実施例１～２８において、回転曲げ疲労試験による疲労強度は、比較例１～７に比べ、数十ＭＰａ以上高く、良好な耐疲労特性が得られていることが解る。
　比較例１では、Ａｌのみが添加され、ＲＥＭは添加されなかったことに起因し、アルミナクラスター、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮが多数存在した。
　比較例２では、ＲＥＭ含有量が少なかったことに起因し、アルミナクラスター、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮが多数存在した。
　比較例３では、Ｓ含有量が多かったことに起因し、ＭｎＳが多数存在した。
　比較例４では、ＲＥＭ添加後の還流時間が短かったことに起因し、アルミナクラスター、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮが多数存在した。
　比較例５では、鋳型内の旋回流速が低かったことに起因し、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ又はＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓが鋳片の中心近傍に偏析し、表層部にＴｉＮが多数存在した。
　比較例６では、１２５０～１２００℃域の保持時間が短かったことに起因し、ＴｉＮが多数存在した。
　比較例７では、ＲＥＭ含有量が多かったことに起因し、ＴｉＮが付着した複合介在物の最大径が大きくなった。
　以上の比較例では、上述の介在物の影響により、製品の疲労強度がいずれも不良であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明によれば、ばね鋼において、アルミナをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏに改質して酸化物の粗大化を防止することができ、また、ＳをＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓとして固定化して粗大ＭｎＳを抑制でき、さらに、ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより、単独で析出するＴｉＮの個数密度を減らすことができるので、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することができる。
　よって、本発明は、産業上の利用可能性が高い。
　Ａ　　ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓ
　Ｂ　　ＲＥＭ－Ａｌ－Ｏ－Ｓの表面上に複合析出したＴｉＮ
　Ｃ　　初析セメンタイト

Claims (4)

  1. 　化学組成が、質量％で、
    Ｃ：０．４％～０．９％未満、
    Ｓｉ：１．０％～３．０％、
    Ｍｎ：０．１％～２．０％、
    Ａｌ：０．０１％～０．０５％、
    ＲＥＭ：０．０００１％～０．００５％、
    Ｔ．Ｏ：０．０００１％～０．００３％、
    Ｔｉ：０．００５％未満、
    Ｎ：０．０１５％以下、
    Ｐ：０．０３％以下、
    Ｓ：０．０３％以下、
    Ｃｒ：０％～２．０％、
    Ｃｕ：０％～０．５％、
    Ｎｉ：０％～３．５％、
    Ｍｏ：０％～１．０％、
    Ｗ：０％～１．０％、
    Ｂ：０％～０．００５％、
    Ｖ：０％～０．７％、
    Ｎｂ：０％～０．０５％、
    Ｃａ：０％～０．００２０％、
    残部：鉄及び不純物
    であり、
    　ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した、最大径２μｍ以上の複合介在物を、０．００４個／ｍｍ２～１０個／ｍｍ２含有し、前記複合介在物の最大径が４０μｍ以下であり、
    　最大径１０μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１０個／ｍｍ2以下である
    ことを特徴とするばね鋼。
  2. Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下、
    Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、
    Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下、
    Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
    Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下、
    Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下、
    Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下、
    Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下、及び
    Ｃａ：０．０００１％以上、０．００２０％以下
    からなる群から選択された１種以上の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載のばね鋼。
  3. 　請求項１に記載の化学組成の溶鋼を、真空脱ガスを含む取鍋精錬で製造する際、まず、Ａｌを用いて脱酸を行い、次いで、ＲＥＭを用いて、５分以上脱酸する工程と、
    　前記溶鋼を鋳型内で鋳造する際、前記鋳型内で、前記溶鋼を、水平方向に０．１ｍ／分以上で旋回させる工程と、
    　前記鋳造で得た鋳片を、均熱化処理で、１２５０～１２００℃の温度域で６０秒以上保持し、その後、分塊圧延する工程と、
    を備えることを特徴とする請求項１に記載のばね鋼の製造方法。
  4. 　請求項１に記載のばね鋼から成ることを特徴とするばね。
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