WO2015115574A1 - 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね - Google Patents

疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね Download PDF

Info

Publication number
WO2015115574A1
WO2015115574A1 PCT/JP2015/052595 JP2015052595W WO2015115574A1 WO 2015115574 A1 WO2015115574 A1 WO 2015115574A1 JP 2015052595 W JP2015052595 W JP 2015052595W WO 2015115574 A1 WO2015115574 A1 WO 2015115574A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
oxide
sio
tio
steel wire
Prior art date
Application number
PCT/JP2015/052595
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
杉村　朋子
正樹 島本
新堂　陽介
正樹 貝塚
章弘 大脇
木村　世意
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to KR1020167020516A priority Critical patent/KR101815410B1/ko
Priority to EP15744088.4A priority patent/EP3101148A4/en
Priority to CN201580006045.2A priority patent/CN105940132B/zh
Priority to US15/115,185 priority patent/US20160348221A1/en
Priority to MX2016009761A priority patent/MX2016009761A/es
Publication of WO2015115574A1 publication Critical patent/WO2015115574A1/ja
Priority to US16/036,655 priority patent/US20180320255A1/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Definitions

  • the present invention relates to a spring steel wire rod excellent in fatigue characteristics and a spring.
  • springs such as valve springs and suspension springs are required to have improved fatigue characteristics. Further improvement in fatigue characteristics is also demanded in steel wires for springs such as a rolled material used as the material and a drawn material obtained by drawing the rolled material. In particular, there is a strong demand for improving fatigue characteristics in steel wires for valve springs.
  • Non-Patent Document 1 discloses that in a valve spring steel, the inclusion composition is controlled to an amorphous stable composition such as CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 or MnO—Al 2 O 3 —SiO 2. It is described that deformation during hot working is promoted and does not serve as a starting point for fatigue fracture and improves fatigue characteristics.
  • Patent Document 1 proposes a technique in which the entire inclusion is easily deformed with a low melting point, and hard SiO 2 is not easily generated even if phase separation occurs during heating before or during hot rolling.
  • Patent Document 2 proposes a technique for promoting the miniaturization by generating a large number of fine crystals in the inclusions to promote the division of the inclusions during hot rolling.
  • Patent Document 3 discloses that at least one of LiO 2 , Na 2 O, and K 2 O is actively used in order to lower the melting point and viscosity of the complex oxide inclusions that are produced, and finally refine them.
  • Patent Document 4 describes that the addition of ZrO 2 as an unprecedented oxide component contributes to the maintenance of the amorphous phase.
  • Patent Document 5 discloses that B 2 O 3 is a complex oxide (for example, a CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 complex oxide or a CaO—Al 2 O 3 —SiO 2 —MgO complex oxide). It is described that the oxide inclusions can be finely divided and the wire drawing workability and fatigue strength can be remarkably improved.
  • Patent Document 3 Li having strong deoxidizing power is positively added as an origin of oxide inclusions.
  • the Li 2 O concentration in inclusions cannot be measured by the conventional EPMA (Electron Probe X-ray Micro Analyzer), and therefore, an analysis method based on SIMS (Secondary Ion Mass Spectrometry) is uniquely developed. There is a difficulty in manufacturing as described in the above. Further, ZrO 2 described in Patent Document 4 and B 2 O 3 described in Patent Document 5 were found to have a risk of deteriorating fatigue properties according to the results of experiments by the present inventors. .
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object of the present invention is to provide a spring steel wire rod and a spring that are extremely excellent in fatigue characteristics.
  • the steel wire rod for springs having excellent fatigue characteristics according to the present invention that has solved the above-mentioned problems, C: 0.2 to 1.2% (% means mass%, hereinafter the same unless otherwise specified), Si: 1.0-3%, Mn: 0.1-2%, Cr: 3% or less (excluding 0%), Al: 0.0002 to 0.005%, Ca: 0.0002 to 0.002%, Ti: 0.0003 to 0.010%
  • the balance consists of iron and inevitable impurities
  • the average composition of oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more present in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel material is mass%, CaO: 35% or less (including 0%), Al 2 O 3 : 40% or less (including 0%), SiO 2 : 30 to 95%, MgO: 8% or less (including 0%), MnO: 5 % Or less (including 0%), TiO 2 : 3 to 10%, and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + MgO + MnO +
  • the average composition of oxide inclusions is CaO: 10 to 35%, Al 2 O 3 : 10 to 40%, SiO 2 : 30 to 70%, MgO: 8% or less (including 0%), MnO : 5% or less (including 0%), TiO 2 : 3 to 10%, and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + MgO + MnO + TiO 2 ⁇ 80% and a minor axis of 2 ⁇ m or more existing in the cross section
  • the number of inclusions is preferably more than 0.002 / mm 2 .
  • the average composition of the oxide inclusions is mass%, ZrO 2 : less than 1% (not including 0%), Na 2 O: less than 5% (not including 0%) ).
  • the spring steel wire rod may further contain Ni: 0.5% or less (not including 0%), Cu: 0.5% or less (not including 0%).
  • the spring steel wire rod may further contain V: 0.5% or less (excluding 0%).
  • the spring having excellent fatigue characteristics that can solve the above problems has a gist in that it is a spring obtained by using the steel wire for spring.
  • the chemical composition of the spring steel wire rod and the composition and number of oxide inclusions are appropriately controlled, a spring steel wire rod having extremely excellent fatigue characteristics can be obtained.
  • Patent Documents 1 to 3 The inventors of the present invention have made extensive studies in order to provide a steel wire for springs that is extremely excellent in fatigue characteristics even after the disclosure of Patent Documents 1 to 3 and the like.
  • amorphous amorphous SiO 2 such as SiO 2 —CaO—Al 2 O 3 —MgO—MnO.
  • Patent Document 2 discloses a method for controlling the crystallization state (precipitating a fine crystal phase without completely crystallizing). The technology is proposed.
  • the oxide-based inclusion containing TiO 2 based on SiO 2 —CaO—Al 2 O 3 —MgO—MnO has an average composition of mass% and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + MgO + MnO + TiO 2 ⁇ 80 % Is satisfied.
  • 80% or more in total in addition to the effects of oxide inclusions based on SiO 2 —CaO—Al 2 O 3 —MgO—MnO as reported in the above patent document, The effect of TiO 2 is exhibited.
  • TiO 2 when TiO 2 is contained in the oxide inclusions obtained by Si deoxidation, it is separated into two phases of a TiO 2 concentrated phase (A phase) and a SiO 2 concentrated phase (B phase).
  • the reason for separating into two phases is considered that TiO 2 has a property of separating into two liquid phases with SiO 2 at the molten steel stage.
  • SiO 2 is SiO 2 concentration in the concentrated phase (B phase) increases, occur in Si-deoxidized steel easily Gehlenite (Gehlenite), crystal structure formation, such as spinel (Spinel, MgO ⁇ Al 2 O 3) Is suppressed.
  • Patent Documents 1 to 5 described above do not disclose the above-described characteristic portions of the present invention.
  • TiO 2 is cited as an impurity of inclusions, but it is completely described that fatigue characteristics are improved by controlling the amount of TiO 2 within a predetermined range as in the present invention. Absent.
  • all the examples of Patent Document 4 disclose only an example containing 1.0% of impurities such as FeO and TiO 2 , and in this case, the effect of improving the fatigue characteristics by adding TiO 2 is obtained. (See No. 14 in the table below).
  • the composition of oxide inclusions is different from the present invention in that it contains 1% or more of ZrO 2 .
  • the present invention includes Ti as a component in steel in the range of 0.0003 to 0.010%, and the oxide-based intervening of SiO 2 —CaO—Al 2 O 3 —MgO—MnO. It is characterized in that TiO 2 is contained in the range of 3 to 10%.
  • the steel wire for spring includes both a steel material after rolling (rolled material) and a wire drawing material obtained by drawing the rolled material. In the present invention, these are collectively referred to as “steel wire”.
  • the oxide inclusion means an oxide inclusion in which an oxide forming element such as Ca, Al, Si, Ti, Mn, Mg, Na, Cr, Zr and oxygen are combined.
  • the oxide inclusions are observed with an electron microscope, and energy dispersive X-ray analyzer (Energy Dispersive X-ray spectroscopy; EDX) or wavelength dispersive X-ray analyzer (Wavelength-Dispersive X-ray spectroscopy; WDX). Can be measured. Details of the measurement method will be described later.
  • the average composition of the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more present in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel material is mass%, CaO: 35% or less (including 0%), Al 2 O 3 : 40% or less (including 0%), SiO 2 : 30 to 95%, MgO: 8% or less (including 0%), MnO: 5 % Or less (including 0%), TiO 2 : 3 to 10%, and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + MgO + MnO + TiO 2 ⁇ 80%, preferably CaO: 10 to 35%, Al 2 O 3 : 10 to 40 %, SiO 2 : 30 to 70%, MgO: 8% or less (including 0%), MnO: 5% or less (including 0%), TiO 2 : 3 to 10%, and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + M
  • the average composition of the oxide inclusions having a minor axis of 1 ⁇ m or more present in a cross section parallel to the longitudinal direction of the steel material is mass%, CaO: 35% or less (including 0%), Al 2 O 3 : 40% or less (including 0%), SiO 2 : 30 to 95%, MgO: 8% or less (including 0%), MnO: 5 % Or less (including 0%), TiO 2 : 3 to 10%, and CaO + Al 2 O 3 + SiO 2 + MgO + MnO + TiO 2 ⁇ 80%, the number of oxide inclusions having a minor axis of 2 ⁇ m or more present in the cross section Is more than 0.002 piece / mm 2 .
  • CaO 35% or less
  • CaO is a basic oxide, and when it is contained in SiO 2 that is an acidic oxide, the liquidus temperature of the oxide is lowered and has the effect of suppressing crystallization of oxide inclusions. You may contain in. Desirably, it is 10% or more, more preferably 15% or more. However, if the CaO content is too high, the oxide inclusions will crystallize, so the upper limit is made 35% or less. The upper limit of the CaO content is preferably 30% or less.
  • SiO 2 is an acidic oxide and is an indispensable component for amorphizing oxide inclusions.
  • the lower limit of the SiO 2 content is set to 30% or more.
  • the lower limit of the SiO 2 content is preferably 40% or more.
  • the upper limit of the SiO 2 content is 95% or less, preferably 70% or less, more preferably 50% or less.
  • Al 2 O 3 is an amphoteric oxide, and if it is contained in SiO 2 that is an acidic oxide, the liquidus temperature of the oxide is lowered and has the effect of suppressing crystallization of the oxide. May be included. Desirably, it is 10% or more, More preferably, it is 20% or more.
  • the upper limit of the Al 2 O 3 content exceeds 40%, an Al 2 O 3 crystal phase such as corundum crystallizes in the molten steel and in the solidification process, or an MgO ⁇ Al 2 O 3 crystal phase such as spinel together with MgO. Crystallizes out. In addition, these crystal phases are generated in the rolling temperature range. These solid phases are hard and remain as coarse inclusions, deteriorating fatigue properties. From such a viewpoint, the upper limit of the Al 2 O 3 content needs to be 40% or less, preferably 30% or less.
  • MgO 8% or less (including 0%)
  • MgO is not an essential oxide in the present invention, but has an effect of controlling the SiO 2 oxide to an optimum composition and lowering its melting point.
  • the lower limit of the MgO content is preferably 0.2% or more.
  • the MgO content is excessively high, the melting point of the SiO 2 -based oxide becomes high or MgO-based crystals are generated, so the upper limit is made 8% or less.
  • it is 5% or less, More preferably, it is 3% or less.
  • MnO 5% or less (including 0%)
  • MnO is not an essential oxide in the present invention, like MgO, but MnO has an effect of lowering the melting point of the SiO 2 oxide.
  • the lower limit of the MnO content is preferably 0.1% or more, more preferably 0.5% or more.
  • the upper limit of the MnO content is 5% or less.
  • TiO 2 is an oxide component that characterizes the present invention. As described above, when TiO 2 is contained in SiO 2 which is an acidic oxide, it is separated into two phases of TiO 2 concentrated phase (A phase) and SiO 2 concentrated phase (B phase). Has a quality-inhibiting action. As a result, it is possible to suppress crystallization during hot working of SiO 2 -containing oxide inclusions obtained from Si deoxidized steel, and to suppress cavities generated at the interface between the steel and oxide inclusions, and fatigue The characteristics are further improved. Since such an effect is obtained by controlling the lower limit of the TiO 2 content to 3% or more, the TiO 2 content is set to 3% or more.
  • the TiO 2 content is 4% or more, More preferably, it is 5% or more.
  • the upper limit of the TiO 2 content is 10% or less. Preferably it is 8% or less, More preferably, it is 7% or less.
  • the oxide inclusions contained in the spring steel wire of the present invention are basically CaO, Al 2 O 3 , SiO 2 , MgO, MnO, and TiO 2 , and the balance is impurities.
  • the impurities include impurities inevitably included in the manufacturing process.
  • the impurities can be included as long as desired fatigue characteristics can be obtained without adversely affecting the crystallization state and form of the oxide inclusions.
  • the total amount of the impurities needs to be controlled to 20% or more at the maximum.
  • the impurities include ZrO 2 , Na 2 O, Cr 2 O 3 and the like.
  • ZrO 2 is preferably reduced as much as possible because the concentration of the oxide inclusions increases and the crystallization of the inclusions is promoted to deteriorate the fatigue characteristics.
  • the preferred content of ZrO 2 is less than 1%, more preferably 0.5% or less, and most preferably not contained.
  • Na 2 O has a wider tolerance than ZrO 2 and may be contained if it is about 5%.
  • the content and total amount of each oxide are controlled as described above, and the number of oxide inclusions having a minor axis of 2 ⁇ m or more needs to satisfy more than 0.002 / mm 2. is there. This ensures high fatigue properties and improves homogeneity.
  • the number of oxide inclusions having a minor axis of 2 ⁇ m or more is preferably 0.005 pieces / mm 2 or more, more preferably 0.01 pieces / mm 2 or more, still more preferably 0.05 pieces / mm. 2 or more.
  • the “oxide inclusion” is an oxide in which an oxide-forming element such as Ca, Al, Si, Ti, Mn, Mg, Na, Cr, and Zr is combined with oxygen. It means an inclusion and is not limited to the above-described oxides (CaO, Al 2 O 3 , SiO 2 , MgO, MnO, TiO 2 ). Further, among the oxide inclusions, “minor axis of 2 ⁇ m or more” is particularly defined because oxide inclusions having a minor axis of less than 2 ⁇ m have a relatively small adverse effect on fatigue characteristics.
  • C is an element necessary for ensuring a predetermined strength.
  • the content of C is set to 0.2% or more. Preferably it is 0.5% or more.
  • the upper limit is made 1.2% or less.
  • the upper limit with preferable C amount is 0.8% or less, More preferably, it is 0.7% or less.
  • Si is an important element that contributes to increasing the strength of the steel wire rod for spring and improving the fatigue characteristics. Furthermore, it is an element that increases softening resistance and is useful for improving sag resistance. Furthermore, Si is an essential element for controlling the composition of the desired oxide inclusions. In order to effectively exhibit such an action, the Si content is set to 1.0% or more. A preferable Si content is 1.4% or more, and more preferably 1.8% or more. However, when the Si content is excessive, hard pure SiO 2 may be generated during solidification, and surface decarburization and surface flaws may increase and fatigue characteristics may deteriorate. Therefore, the upper limit of Si content is 3% or less. Preferably it is 2.4% or less, More preferably, it is 2.2% or less.
  • Mn 0.1-2%
  • Mn is an element that enhances hardenability and contributes to strength improvement.
  • the lower limit of the Mn content is set to 0.1% or more. Preferably it is 0.5% or more. However, if the amount of Mn becomes excessive, the toughness and ductility decrease, so the upper limit is made 2% or less. More preferably, it is 1% or less.
  • Cr 3% or less (excluding 0%)
  • Cr is an element that improves the matrix strength of the spring steel wire rod by solid solution strengthening. Further, Cr, as well as Mn, works effectively to improve hardenability.
  • the amount of Cr is preferably 0.5% or more, more preferably 0.9% or more. However, if the Cr content is excessive, the spring steel wire is likely to become brittle and the sensitivity of oxide inclusions increases, so that the fatigue characteristics are degraded. Therefore, the upper limit of Cr content is 3%.
  • the upper limit with preferable Cr amount is 2% or less, More preferably, it is 1% or less.
  • Al 0.0002 to 0.005%
  • the Al content is 0.005% or less, preferably 0.002% or less, more preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit of the Al content is 0.0002% or more, preferably 0.0005% or more.
  • Ca is a component contained in the wire steel material by slag refining for controlling the oxide inclusion composition.
  • it is an element effective in improving fatigue characteristics by controlling the CaO content in oxide inclusions and suppressing crystallization of oxide inclusions.
  • the Ca content is 0.0002% or more, preferably 0.0003% or more, more preferably 0.0005% or more.
  • the Ca content becomes excessive and 0.00 If it exceeds 2%, the proportion of CaO becomes too high and the oxide crystallizes. Therefore, the Ca content is 0.002% or less, preferably 0.001% or less, more preferably 0.0008% or less.
  • Ti is an element that characterizes the present invention.
  • the Ti content needs to be 0.0003% or more.
  • it is 0.0005% or more, More preferably, it is 0.0008% or more.
  • the Ti content is 0.010% or less.
  • it is 0.0050% or less, more preferably 0.0030% or less.
  • the elements in steel used in the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the inevitable impurities include elements that are brought in depending on the situation such as raw materials, materials, and manufacturing equipment, such as S, P, H, and N.
  • Ni 0.5% or less (excluding 0%)
  • Ni is an element that is effective in suppressing ferrite decarburization that occurs during hot rolling during the production of spring steel wire rods and heat treatment during spring production. Furthermore, Ni has the effect
  • the lower limit of the preferable amount of Ni is 0.05% or more, more preferably 0.15% or more, and further preferably 0.2% or more.
  • the upper limit of the Ni amount is preferably 0.5% or less, more preferably 0.3% or less.
  • Cu 0.5% or less (excluding 0%)
  • Cu is an element effective for suppressing ferrite decarburization that occurs during hot rolling at the time of manufacturing the steel wire rod for spring and heat treatment at the time of manufacturing the spring, and therefore may be included in an amount of 0.05% or more.
  • the upper limit is preferably 0.5% or less, more preferably 0.3% or less.
  • V 0.5% or less (excluding 0%)
  • V is an element useful for improving hydrogen embrittlement resistance and fatigue characteristics by forming fine carbides or nitrides by combining with carbon, nitrogen, or the like. Furthermore, V is an element that contributes to improvements in spring toughness, yield strength, sag resistance, and the like due to the effect of crystal grain refinement.
  • the lower limit of the V amount is preferably 0.05% or more, more preferably 0.10% or more. However, if the amount of V is excessive, the amount of carbide not dissolved in austenite during quenching heating increases, making it difficult to obtain sufficient strength and hardness, leading to coarsening of nitrides and fatigue breakage. It becomes easy. On the other hand, when the amount of V becomes excessive, the amount of retained austenite increases and the hardness of the spring decreases. Therefore, the preferable upper limit of the V amount is 0.5% or less, more preferably 0.4% or less.
  • the present invention it is important to pay attention to each step of the melting process and hot working so that the desired composition and number of oxide inclusions can be obtained.
  • the other steps are not particularly limited, and a method usually used for producing a spring steel wire can be appropriately selected and used.
  • the preferred melting process and hot process used in the present invention are as follows.
  • a predetermined amount of TiO 2 is contained as an oxide inclusion, but this control method is not particularly limited, either in the steel during smelting based on the method usually used in the technical field of the present invention.
  • Ti may be added so that the amount of Ti is controlled within the range of 0.0003 to 0.010%.
  • the addition method of Ti is not specifically limited, For example, you may adjust by adding the iron-type alloy containing Ti, or you may control Ti concentration in molten steel by control of a slag composition.
  • the obtained slab is heated to 1100 to 1300 ° C. in a heating furnace and then subjected to block rolling at 900 to 1200 ° C. Thereafter, it is rolled at 800 to 1100 ° C. and hot rolled to a desired diameter.
  • the spring steel material of the present invention can be obtained.
  • it may be further drawn to obtain a spring steel wire material.
  • the drawing condition is not particularly limited, and a commonly used method can be adopted.
  • the spring steel wire rod of the present invention is very useful as a material for processed products that require high fatigue characteristics.
  • the processed product include springs such as valve springs, clutch springs, brake springs and suspension springs used for automobile engines and suspensions; steel wires such as steel cords and the like.
  • the manufacturing method of the spring is not particularly limited, and can be manufactured by a conventional method. Specifically, the spring steel wire rod is annealed as necessary, and then subjected to a cutting process, a lead patenting process, a wire drawing process, and an oil temper process to manufacture a spring.
  • the obtained slab was heated at a temperature of 1100 to 1300 ° C. in a heating furnace and then subjected to block rolling at 900 to 1200 ° C. Thereafter, hot rolling was performed at 830 to 1100 ° C. to obtain a hot rolled material having a diameter of 8.0 mm.
  • the hot-rolled material thus obtained (diameter: 8.0 mm) is 20 mm L (L is the length in the rolling direction) in the longitudinal direction (corresponding to the rolling direction) so as to include the central axis of the hot-rolled material. )
  • One of the above micro samples was cut out and the cross section including the central axis was polished. The polished surface was observed using an electron probe X-ray microanalyzer (EPMA, trade name “JJA-8500F”) manufactured by JEOL Datum Co., Ltd.
  • the composition of the component inclusions was quantitatively analyzed.
  • the observation area of the polished surface was 100 to 1000 mm 2 and the component composition at the center of the oxide inclusion was quantitatively analyzed by wavelength dispersion spectroscopy of characteristic X-rays.
  • the analysis target elements are Ca, Al, Si, Ti, Mn, Mg, Na, Cr, and Zr.
  • the relationship between the X-ray intensity and the element concentration of each element is obtained in advance as a calibration curve and analyzed.
  • the amount of elements contained in each sample was determined from the X-ray intensity obtained from the target oxide inclusions and the calibration curve, and the average composition of the oxide inclusions was determined by oxide conversion.
  • Ti oxide can have a plurality of valences, but all were calculated as TiO 2 .
  • the value obtained by dividing the number of oxide inclusions having a minor axis of 2 ⁇ m or more among the oxide inclusions present in the polished surface by the observation area (100 to 1000 mm 2 ) is The number of inclusions (pieces / mm 2 ) was used.
  • test No. of Table 2 Is the same number of the test steel No. 1 in Table 1. Indicates that was used.
  • Test No. in Table 2 1 to 11, 17, and 18 all satisfy the chemical composition and oxide composition defined in the present invention, and are found to be excellent in fatigue characteristics.
  • the amount of Si and the amount of Al are within the scope of the present invention, but the amount of CaO in the oxide inclusions is increased because the amount of Si and the amount of Al are relatively low. .
  • the amount of Ti and the amount of Al are within the scope of the present invention, but these amounts are contained in a relatively larger amount than the other examples, so the amount of SiO 2 in the oxide inclusions is reduced. As a result, the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 14 had a small amount of Ti, so the amount of TiO 2 in the oxide inclusions was small, and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Test No. No. 15 had a large amount of Ti, so the amount of TiO 2 in the oxide inclusions increased and the fatigue characteristics deteriorated.
  • the steel wire for springs of the present invention has better fatigue characteristics than before, and is suitable for valve springs, suspension springs and the like.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Springs (AREA)

Abstract

　Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌ、Ｃａ及びＴｉをそれぞれ特定量含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物がＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、ＭｎＯ及びＴｉＯ２をそれぞれ特定量含むとともに、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満足し、かつ、前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であるばね用鋼線材。

Description

疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね
　本発明は、疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばねに関する。
　自動車などの軽量化や高出力化の要望が高まるにつれ、弁ばねや懸架ばねなどのばねには、疲労特性の向上が求められている。その素材となる圧延材や、当該圧延材を伸線加工した伸線材などのばね用鋼線材においても、疲労特性の更なる向上が求められている。とりわけ、弁ばね用鋼線材では疲労特性向上の要請は非常に強い。
　高い疲労強度が要求されるばね用鋼線材では、断線や疲労折損の起点となる非金属介在物を極力低減したり、そのサイズを小型化することが必要である。例えば、弁ばね鋼においては、疲労特性に有害なＡｌ２Ｏ３を生成させないよう、Ｓｉを用いて脱酸する所謂Ｓｉキルド鋼を用いて、介在物をＳｉＯ２－Ａｌ２Ｏ３－ＣａＯ－ＭｇＯ－ＭｎＯなどを含む系に制御し、微細化する技術が提案されている。そのほか、非金属介在物の組成を低融点領
域に制御して微細化する方法、熱間圧延時に介在物を延伸して分断させる方法などが提案されている。
　例えば非特許文献１には、弁ばね用鋼では、介在物の組成をＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２系やＭｎＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２系の非晶質安定組成に制御することで熱間加工時の変形が促進され、疲労破壊の起点とはならず疲労特性が向上することが記載されている。
　本発明者らも、疲労特性などに優れたばね用鋼線材を種々提案している。例えば特許文献１には、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離しても硬質なＳｉＯ２が生成しにくい技術を提案している。また、特許文献２には、介在物中に微細な結晶を多数生成させることにより、熱延時の介在物の分断が促進されて、微細化を促進させる技術を提案している。また、特許文献３には、生成する複合酸化物系介在物の融点と粘性を低下させ、最終的に微細化するために、ＬｉＯ２、Ｎａ２Ｏ、Ｋ２Ｏの１種以上を積極的に含有させる技術を提案している。
　そのほか、特許文献４には、従来にない酸化物成分としてＺｒＯ２を添加すると、非晶質相の維持に寄与することが記載されている。また、特許文献５には、Ｂ２Ｏ３を複合系酸化物（例えば、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２系複合酸化物やＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２－ＭｇＯ系複合酸化物など）に含有させることにより、酸化物系介在物は微細に分断され、伸線加工性や疲労強度を顕著に向上できることが記載されている。
日本国特許第４１３４２０４号公報 日本国特許第４３４７７８６号公報 日本国特許第４４２３０５０号公報 日本国特開２０１０－２０２９０５号公報 日本国特開２００９－２６３７０４号公報
三村毅、１８２・１８３回　西山記念技術講座「介在物制御と高清浄度高製造技術」、社団法人日本鉄鋼協会編、２００４年、ｐ．１２５
　しかしながら、例えば上記特許文献３では、脱酸力の強いＬｉを酸化物系介在物生成起源として積極添加させているが、Ｌｉは蒸発し易いため、Ｌｉ２Ｏ濃度の制御が難しいという問題がある。また、上記特許文献３には、「介在物中のＬｉ２Ｏ濃度は従来のＥＰＭＡ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｘ－ｒａｙ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ）では測定できないため、ＳＩＭＳ（Ｓｅｃｏｎｄａｒｙ　Ｉｏｎ　Ｍａｓｓ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）による分析法を独自に開発した」と記載されているように、製造上の難しさがある。また、上記特許文献４に記載のＺｒＯ２、上記特許文献５に記載のＢ２Ｏ３は、本発明者らの実験結果によれば、逆に疲労特性を悪化させるおそれがあることがわかった。
　本発明は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材及びばねを提供することにある。
　上記課題を解決することのできた本発明に係る疲労特性に優れたばね用鋼線材は、
　Ｃ　：０．２～１．２％（％は質量％の意味、以下、特に断らない限り、同じ）、
　Ｓｉ：１．０～３％、
　Ｍｎ：０．１～２％、
　Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
　Ａｌ：０．０００２～０．００５％、
　Ｃａ：０．０００２～０．００２％、
　Ｔｉ：０．０００３～０．０１０％
を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
　鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
　ＣａＯ：３５％以下（０％を含む）、Ａｌ２Ｏ３：４０％以下（０％を含む）、ＳｉＯ２：３０～９５％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満足すると共に前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であるところに要旨を有する。
　特に、酸化物系介在物の平均組成が、ＣａＯ：１０～３５％、Ａｌ２Ｏ３：１０～４０％、ＳｉＯ２：３０～７０％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満足すると共に、前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であることが好ましい。
　前記ばね用鋼線材は、更に、前記酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＺｒＯ２：１％未満（０％を含まない）、Ｎａ２Ｏ：５％未満（０％を含まない）であってもよい。
　前記ばね用鋼線材は、更に、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。
　前記ばね用鋼線材は、更に、Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）を含有してもよい。
　上記課題を解決することのできた疲労特性に優れたばねは、上記ばね用鋼線材を用いて得られるばねであるところに要旨を有する。
　本発明によれば、ばね用鋼線材の化学成分、並びに酸化物系介在物の組成および個数が適切に制御されているため、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材を得ることができる。
　本発明者らは、上記特許文献１～３などを開示した後も、疲労特性に極めて優れたばね用鋼線材を提供するため、検討を重ねてきた。従来より、疲労特性の向上には、熱間圧延時に酸化物系介在物を延伸分断させて微細化させることが有効であり、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物の組成を、比較的非晶質が安定なＳｉＯ２を含む組成、例えばＳｉＯ２－ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－ＭｎＯなどに制御する方法が提案されている。その場合において、当該介在物が結晶化した場合にも微細化を実現する手段として、結晶化状態を制御する（完全には結晶化させず、微細結晶相を析出させる）方法として、特許文献２の技術を提案している。
　ところが、本発明者らのその後の研究により、通常、殆ど破壊の起点とならない微小なサイズであっても、結晶化形態によっては、母相である鋼と酸化物系介在物との界面に空隙が発生し、より厳しい試験条件下では、破壊の起点となり得ることを見出した。その上で、上記特許文献に報告されているようなＳｉＯ２－ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－ＭｎＯをベースとした酸化物系介在物にＴｉＯ２を含有させることで、酸化物系介在物の非晶質をさらに安定に保つことができ、高い疲労特性が得られることを見出した。これにより、高い疲労特性を、酸化物系介在物の分析や制御が一層容易な成分にて実現することができた。なお、ここでＳｉＯ２－ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－ＭｎＯをベースにＴｉＯ２を含有させた酸化物系介在物は、平均組成が質量％で、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満たすものである。これらを合計で８０％以上含有することによって、上記特許文献にて報告されているようなＳｉＯ２－ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－ＭｎＯをベースとした酸化物系介在物による効果に加え、ＴｉＯ２による効果が発揮されるのである。
　そして、上記ＴｉＯ２による効果を発揮させるためには、鋼中成分としてＴｉを０．０００３～０．０１０％の範囲内で含有させることが有用であることを見出し、本発明を完成した。
　本発明において、上記酸化物系介在物中に所定量のＴｉＯ２を含有させることにより疲労特性が向上する理由は、詳細には不明であるが、以下のように考えられる。
　すなわち、Ｓｉ脱酸で得られる酸化物系介在物中にＴｉＯ２が含まれることにより、ＴｉＯ２濃化相（Ａ相）とＳｉＯ２濃化相（Ｂ相）の２相に分離する。２相に分離する理由は、溶鋼段階でＴｉＯ２は、ＳｉＯ２との２液相に分離する性質があるためと考えられる。その結果、ＳｉＯ２濃化相（Ｂ相）中のＳｉＯ２濃度が上昇し、Ｓｉ脱酸鋼において発生し易いゲーレナイト（Ｇｅｈｌｅｎｉｔｅ）、スピネル（Ｓｐｉｎｅｌ、ＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３）などの結晶質化が抑制される。一方、ＴｉＯ２濃化相（Ａ相）も、酸化物系介在物中にＴｉＯ２が含まれることにより、液相線温度も低下し、結晶質化が抑制される。その結果、酸化物系介在物の非晶質安定性を高めることが可能となったと推定される。
　これに対し、前述した特許文献１～５には、本発明の上記特徴部分は開示されていない。例えば上記特許文献４には、介在物の不純物としてＴｉＯ２が挙げられているが、本発明のように、ＴｉＯ２量を所定範囲に制御することによって疲労特性が向上することは全く記載されていない。実際のところ、上記特許文献４の実施例には全て、ＦｅＯ、ＴｉＯ２などの不純物を１．０％で含む例しか開示されておらず、これでは、ＴｉＯ２添加による疲労特性向上効果は得られない（後記する表のＮｏ．１４を参照）。そもそも上記特許文献４では、ＺｒＯ２を１％以上含有する点で、本発明とは酸化物系介在物の組成が相違する。
　以下、本発明を詳しく説明する。
　上述したように、本発明は、鋼中成分としてＴｉを０．０００３～０．０１０％の範囲内で含み、且つ、上記ＳｉＯ２－ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＭｇＯ－ＭｎＯの酸化物系介在物中にＴｉＯ２を３～１０％の範囲内で含有するところに特徴がある。
　本明細書において、ばね用鋼線材とは、圧延後の鋼材（圧延材）、および当該圧延材を伸線加工した伸線材の両方が含まれる。本発明では、これらをまとめて「鋼線材」と呼ぶ。
　本明細書において酸化物系介在物とは、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒなどの酸化物形成元素と酸素とが結合した酸化物介在物を意味する。上記酸化物系介在物は、電子顕微鏡で観察し、エネルギー分散型Ｘ線分析装置（Ｅｎｅｒｇｙ　Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＥＤＸ）や波長分散型Ｘ線分析装置（Ｗａｖｅｌｅｎｇｔｈ－Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ；ＷＤＸ）によって測定することができる。測定方法の詳細は後述する。
　まず、酸化物系介在物の組成について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる酸化物系介在物について、鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：３５％以下（０％を含む）、Ａｌ２Ｏ３：４０％以下（０％を含む）、ＳｉＯ２：３０～９５％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満たし、好ましくはＣａＯ：１０～３５％、Ａｌ２Ｏ３：１０～４０％、ＳｉＯ２：３０～７０％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満たし、前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であることが好ましい。
　まず、酸化物系介在物の組成について説明する。前述したように本発明では、鋼中に含まれる酸化物系介在物について、鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＣａＯ：３５％以下（０％を含む）、Ａｌ２Ｏ３：４０％以下（０％を含む）、ＳｉＯ２：３０～９５％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満たし、前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であるところに特徴がある。
［ＣａＯ：３５％以下］
　ＣａＯは塩基性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ２に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物系介在物の結晶化を抑制する効果があるため、介在物中に含有しても良い。望ましくは、１０％以上、さらに好ましくは１５％以上である。しかしながら、ＣａＯ含有量が高すぎると、酸化物系介在物が結晶化してしまうため、その上限を３５％以下とする。ＣａＯ含有量の上限は、好ましくは３０％以下である。
［ＳｉＯ２：３０～９５％］
　ＳｉＯ２は酸性酸化物であり、酸化物系介在物を非晶質化させるために不可欠の成分である。このような効果を有効に発揮させるためには、ＳｉＯ２含有量の下限を３０％以上とする。ＳｉＯ２含有量の下限は、好ましくは４０％以上である。しかしながら、ＳｉＯ２含有量が９５％を超えると上記介在物の延伸性は低下して空洞も生成しやすくなり、疲労特性が悪化する。そのため、ＳｉＯ２含有量の上限は９５％以下とし、好ましくは７０％以下、より好ましくは５０％以下である。
［Ａｌ２Ｏ３：４０％以下］
　Ａｌ２Ｏ３は両性酸化物であり、酸性酸化物であるＳｉＯ２に含まれると、酸化物の液相線温度が下がり、酸化物の結晶化を抑制する効果があるため、介在物中に含んでも良い。望ましくは１０％以上、さらに好ましくは２０％以上である。一方、Ａｌ２Ｏ３含有量の上限が４０％を超えると、溶鋼中および凝固過程でコランダム等のＡｌ２Ｏ３結晶相が晶出したり、ＭｇＯと共にスピネル等のＭｇＯ・Ａｌ２Ｏ３結晶相が晶出する。また、圧延温度域で、これらの結晶相が生成する。これらの固相は硬質であり、粗大な介在物として残留し、疲労特性を悪化させる。こうした観点から、Ａｌ２Ｏ３含有量の上限は４０％以下とする必要があり、好ましくは３０％以下である。
［ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）］
　ＭｇＯは、本発明において必須の酸化物ではないが、ＳｉＯ２系酸化物を最適な組成に制御して、その融点を低下させる効果がある。このような作用を有効に発揮させるため、ＭｇＯ含有量の下限は、好ましくは０．２％以上である。ただし、ＭｇＯ含有量が多くなり過ぎると、ＳｉＯ２系酸化物の融点が高くなったり、ＭｇＯ系の結晶が生成するため、その上限を８％以下とする。好ましくは５％以下、より好ましくは３％以下である。
［ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）］
　ＭｎＯも上記ＭｇＯと同様、本発明において必須の酸化物ではないが、ＭｎＯは、ＳｉＯ２系酸化物の融点を低下させる効果がある。このような作用を有効に発揮させるため、ＭｎＯ含有量の下限は、好ましくは０．１％以上、より好ましくは０．５％以上である。ただし、本発明のようにＳｉを１．０％以上含む高Ｓｉ鋼においてＭｎＯをあまり高濃度に制御することは現実的でないため、ＭｎＯ含有量の上限は５％以下とする。
［ＴｉＯ２：３～１０％］
　ＴｉＯ２は、本発明を特徴付ける酸化物成分である。前述したようにＴｉＯ２が酸性酸化物であるＳｉＯ２に含まれると、ＴｉＯ２濃化相（Ａ相）とＳｉＯ２濃化相（Ｂ相）の２相に分離し、両相とも、結晶質化抑制作用を有する。その結果、Ｓｉ脱酸鋼で得られるＳｉＯ２含有酸化物系介在物の熱間加工時の結晶化の抑制、鋼と酸化物系介在物との界面に発生する空洞の抑制を実現でき、疲労特性が一層向上する。このような効果は、ＴｉＯ２含有量の下限を３％以上に制御することによって得られるため、ＴｉＯ２含有量は３％以上とする。好ましくは４％以上、より好ましくは５％以上である。しかしながら、ＴｉＯ２含有量が多くなりすぎると、ＴｉＯ２系酸化物が結晶相として単独で生成するため、疲労特性が低下する。そのため、ＴｉＯ２含有量の上限を１０％以下とする。好ましくは８％以下、より好ましくは７％以下である。
［ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％］
　本発明では、各酸化物の含有量を上記のように制御すると共に、これらの含有量の合計を８０％以上に制御することが必要であり、これにより、酸化物系介在物の非晶質が保持され、疲労特性が向上する。上記酸化物の合計量は多いほど良く、好ましくは９０％以上、である。最も好ましくは１００％である。
　上述したように本発明のばね用鋼線材に含まれる酸化物系介在物は、基本的にＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、ＭｎＯ、およびＴｉＯ２であり、残部は不純物である。上記不純物としては、例えば、製造過程などで不可避的に含まれる不純物が挙げられる。上記不純物は、酸化物系介在物の結晶化状態や形態などに悪影響を及ぼさず、所望の疲労特性が得られる限度において含まれ得る。ただし、上記酸化物系介在物の合計量との関係で、当該不純物の合計量は、最大でも２０％以上に制御されている必要がある。
　上記不純物としては、例えば、ＺｒＯ２、Ｎａ２Ｏ、Ｃｒ２Ｏ３などが挙げられる。このうちＺｒＯ２は、酸化物系介在物中の濃度が高くなると、上記介在物の結晶化が促進されて疲労特性が悪化するため、極力少なくすることが好ましい。ＺｒＯ２の好ましい含有量は１％未満であり、より好ましくは０．５％以下であり、含まれないことが最も好ましい。また、Ｎａ２Ｏは、上記ＺｒＯ２に比べて許容量が広く、５％程度であれば含まれてもかまわない。
［鋼材の長手方向に平行な断面に存在する、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数：０．００２個／ｍｍ２超］
　本発明では、上記のように各酸化物の含有量および合計量を制御すると共に、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超を満足することが必要である。これにより、高い疲労特性が確保され、均質性も向上する。短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数は、好ましくは０．００５個／ｍｍ２以上であり、より好ましくは０．０１個／ｍｍ２以上であり、更に好ましくは０．０５個／ｍｍ２以上である。ここで、上記「酸化物系介在物」とは、前述したように、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒなどの酸化物形成元素と酸素とが結合した酸化物介在物を意味し、上述した酸化物（ＣａＯ、Ａｌ２Ｏ３、ＳｉＯ２、ＭｇＯ、ＭｎＯ、ＴｉＯ２）に限定されない。また、上記酸化物系介在物のうち、特に「短径２μｍ以上」を規定したのは、短径２μｍ未満の酸化物系介在物は、疲労特性に対する悪影響が比較的少ないためである。
　次に、鋼中成分について説明する。
［Ｃ：０．２～１．２％］
　Ｃは、所定の強度を確保するために必要な元素であり、このような特性を有効に発揮させるためには、Ｃの含有量は０．２％以上とする。好ましくは０．５％以上である。但し、Ｃ含有量が過剰になるとばね用鋼線材が脆化し、実用的でなくなるので、その上限を１．２％以下とする。Ｃ量の好ましい上限は０．８％以下、より好ましくは０．７％以下である。
［Ｓｉ：１．０～３％］
　Ｓｉは、ばね用鋼線材の高強度化、および疲労特性の向上に寄与する重要な元素である。更に、軟化抵抗を高め、耐へたり性の向上にも有用な元素である。さらに、所望とする酸化物系介在物の組成に制御するためにもＳｉは必須の元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｓｉ含有量を１．０％以上とする。好ましいＳｉ含有量は、１．４％以上であり、より好ましくは１．８％以上である。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、凝固中に硬質な純ＳｉＯ２が生成するおそれがあり、表面脱炭や表面疵が増加して疲労特性が低下する場合がある。そのため、Ｓｉ量の上限を３％以下とする。好ましくは２．４％以下、より好ましくは２．２％以下である。
［Ｍｎ：０．１～２％］
　Ｍｎは、脱酸剤として作用するほか、焼入れ性を高めて強度向上にも寄与する元素である。このような作用を有効に発揮させるため、Ｍｎ含有量の下限を０．１％以上とする。好ましくは０．５％以上である。但し、Ｍｎ量が過剰になると、靭性や延性が低下するため、その上限を２％以下とする。より好ましくは１％以下である。
［Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）］
　Ｃｒは、固溶強化によりばね用鋼線材のマトリックス強度を向上させる元素である。さらにＣｒは、Ｍｎと同様、焼入れ性向上にも有効に作用する。Ｃｒ量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．９％以上である。しかし、Ｃｒが過剰であるとばね用鋼線材が脆化しやすくなって酸化物系介在物の感受性が増大するため、疲労特性が低下する。そこでＣｒ量の上限を３％とする。Ｃｒ量の好ましい上限は２％以下、より好ましくは１％以下である。
［Ａｌ：０．０００２～０．００５％］
　Ａｌ含有量が多くなり、特に０．００５％を超えると、Ａｌ２Ｏ３を主体とする硬質な酸化物の生成量が多くなり、更に圧下した後も粗大な酸化物として残存するので、疲労特性が低下する。従って、Ａｌの含有量を０．００５％以下とし、好ましくは０．００２％以下、より好ましくは０．００１５％以下である。但し、Ａｌ含有量を０．０００２％未満にすると、酸化物系介在物中のＡｌ２Ｏ３含有量が少なくなり過ぎ、ＳｉＯ２を多く含む結晶相が生成する。従って、Ａｌ含有量の下限は０．０００２％以上とし、好ましくは０．０００５％以上である。
［Ｃａ：０．０００２～０．００２％］
　Ｃａは、酸化物系介在物組成制御のためのスラグ精錬により、線鋼材中に含有される成分である。本発明においては、酸化物系介在物中のＣａＯ含有量を制御し、酸化物系介在物の結晶化を抑制して、疲労特性の改善に有効な元素である。このような効果を発揮させるため、Ｃａ含有量は０．０００２％以上とし、好ましくは０．０００３％以上、より好ましくは０．０００５％以上である。しかしながら、Ｃａ含有量が過剰になって０．００
２％を超えると、ＣａＯの割合が高くなり過ぎて、酸化物が結晶化してしまう。従って、Ｃａ含有量は０．００２％以下とし、好ましくは０．００１％以下、より好ましくは０．０００８％以下である。
［Ｔｉ：０．０００３～０．０１０％］
　Ｔｉは、本発明を特徴付ける元素である。所定量のＴｉを添加し、酸化物系介在物中のＴｉＯ２含有量を適切に制御することにより、上記介在物の非晶質安定性がより高められ、疲労特性が一層向上する。このような効果を得るためには、Ｔｉ含有量は０．０００３％以上とする必要がある。好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．０００８％以上である。ただし、Ｔｉの含有量が多くなって０．０１０％を超えると、ＴｉＯ２系酸化物が結晶相として単独で生成してしまう。従って、Ｔｉ含有量は０．０１０％以下とする。好ましくは、０．００５０％以下、より好ましくは０．００３０％以下である。
　本発明に用いられる鋼中元素は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物である。上記不可避的不純物として、例えば、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素、例えば、Ｓ、Ｐ、Ｈ、Ｎなどが挙げられる。
　更に本発明では、以下の選択成分を含有しても良い。
［Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｎｉは、ばね用鋼線材製造時の熱間圧延やばね製造時の熱処理の際に生ずるフェライト脱炭の抑制に有効な元素である。更にＮｉは、焼入・焼戻し後のばねの靱性を高める作用を有する。好ましいＮｉ量の下限は、０．０５％以上、より好ましくは０．１５％以上、更に好ましくは０．２％以上である。一方、Ｎｉ量が過剰になると、焼入・焼戻し処理で残留オーステナイト量が増大し、引張強さが低下する。そこでＮｉ量の上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下とする。
［Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｃｕは、ばね用鋼線材製造時の熱間圧延やばね製造時の熱処理の際に生ずるフェライト脱炭の抑制に有効な元素であるため、０．０５％以上含んでも良い。上限は、好ましくは０．５％以下、より好ましくは０．３％以下とする。
［Ｖ：０．５％以下（０％を含まない）］
　Ｖは、炭素や窒素等と結合して微細な炭化物や窒化物等を形成し、耐水素脆性や疲労特性の向上に有用な元素である。更にＶは、結晶粒微細化効果により、ばねの靱性、耐力、耐へたり性などの向上に寄与する元素である。Ｖ量の下限は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１０％以上である。しかし、Ｖ量が過剰になると、焼入加熱時にオーステナイト中に固溶されない炭化物量が増大し、充分な強度や硬さが得られ難くなるほ
か、窒化物の粗大化を招き、疲労折損が生じ易くなる。またＶ量が過剰になると、残留オーステナイト量が増加し、ばねの硬さが低下する。そこで、Ｖ量の好ましい上限を０．５％以下、より好ましくは０．４％以下とする。
　次に、本発明のばね用鋼線材を製造する方法について説明する。本発明では、所望とする酸化物系介在物の組成および個数が得られるように、特に溶製工程、熱間加工の各工程に留意して製造することが重要である。但し、それ以外の工程は特に限定されず、ばね用鋼線材の製造に通常用いられる方法を適宜選択して用いることができる。
　本発明に用いられる好ましい溶製工程および熱間工程は、以下のとおりである。
（溶製工程）
　まず、Ｓｉによる脱酸を実施し、本発明で規定する組成となるようにＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ａｌ、Ｎｉ、Ｖを添加した後、常法に従い、ＣａＯ－ＳｉＯ２系スラグを用いてスラグ精錬を実施して、ＣａＯ－Ａｌ２Ｏ３－ＳｉＯ２－ＭｇＯ－ＭｎＯ－ＴｉＯ２の組成に制御する。このとき、上記スラグを溶綱に十分懸濁することで、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数を所定の範囲とすることができる。なお、本発明では、酸化物系介在物として所定量のＴｉＯ２を含有するが、この制御方法も特に限定されず、本発明の技術分野で通常用いられる方法に基づき、溶製時に、鋼中のＴｉ量が０．０００３～０．０１０％の範囲内に制御されるようにＴｉを添加すれば良い。Ｔｉの添加方法は特に限定されず、例えば、Ｔｉを含有する鉄系合金を添加して調整しても良いし、あるいは、スラグ組成の制御によって溶鋼中のＴｉ濃度を制御しても構わない。
（熱間工程）
　得られた鋳片を、加熱炉において１１００～１３００℃に加熱した後、９００～１２００℃で分塊圧延を実施する。その後、８００～１１００℃で圧延し、所望の径まで熱間圧延を実施する。
　このようにして本発明のばね用鋼材が得られるが、上記熱間圧延の後、更に伸線加工してばね用鋼線材としても良い。伸線条件は特に限定されず、通常用いられる方法を採用することができる。
　本発明のばね用鋼線材は、高い疲労特性が要求される加工品の素材として非常に有用である。上記加工品として、例えば、自動車のエンジンやサスペンションなどに用いられる弁ばね、クラッチばね、ブレーキばね、懸架ばねなどのばね類；スチールコードなどの鋼線類などが挙げられる。
　上記ばねの製造方法は特に限定されず、常法により製造することができる。具体的には、上記ばね用鋼線材を、必要に応じて焼鈍処理した後、皮削り処理、鉛パテンティング処理、伸線加工、オイルテンパー処理を行ってばねが製造される。
　以下、実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することは可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
［鋳片の製造］
　容量１５０ｋｇ／１ｃｈの小型溶解炉を用い、下記表１に示す各種化学成分の供試鋼を溶製し、φ２４５ｍｍ×４８０ｍｍの鋳片を作製した。溶製に当たっては、溶製時にＭｇＯ系耐火物の坩堝を用い、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、およびＣｒのほか、必要に応じてＮｉおよびＶの少なくとも一種を添加して所定の濃度に調整した後、Ｔｉ→Ｃａの順序で投入し、ＴｉおよびＣａの各濃度を調整した。本実施例では、溶鋼に添加するＣａとしてＮｉ－Ｃａ
合金を、Ｔｉ源としてＦｅ－Ｔｉ合金を、それぞれ用いた。このようにして得られた鋳片の化学成分を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　得られた鋳片を、加熱炉において１１００～１３００℃の温度で加熱した後、９００～１２００℃で分塊圧延を行った。その後、８３０～１１００℃で熱間圧延することにより、直径：８．０ｍｍの熱間圧延材を得た。
（酸化物系介在物の組成および個数の測定）
　このようにして得られた熱間圧延材（直径：８．０ｍｍ）について、当該熱間圧延材の中心軸を含むように、長手方向（圧延方向に相当）に２０ｍｍＬ（Ｌは圧延方向長さ）以上のミクロ試料を１個切り出し、上記中心軸を含む断面を研磨した。この研磨面を、日本電子データム社製の電子線マイクロプローブＸ線分析計（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　ＰｒｏｂｅＸ－ｒａｙ　Ｍｉｃｒｏ　Ａｎａｌｙｚｅｒ；ＥＰＭＡ、商品名「ＪＸＡ－８５００Ｆ」）を用いて観察し、短径が１μｍ以上の酸化物系介在物について成分組成を定量分析した。研磨面の観察面積は１００～１０００ｍｍ２とし、酸化物系介在物の中央部での成分組成を特性Ｘ線の波長分散分光により定量分析した。分析対象元素は、Ｃａ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｎａ、Ｃｒ、Ｚｒとし、既知物質を用いて各元素のＸ線強度と元素濃度の関係を予め検量線として求めておき、分析対象とする上記酸化物系介在物から得られたＸ線強度と上記検量線から各試料に含まれる元素量を定量し、酸化物換算することで酸化物系介在物の平均組成を求めた。Ｔｉ酸化物は複数の価数をとりうるが、全てＴｉＯ2として計算した。
　また、上記研磨面中に存在する酸化物系介在物のうち、短径が２μｍ以上の酸化物系介在物の個数を、上記観察面積（１００～１０００ｍｍ２）で除した値を、酸化物系介在物の介在物個数（個／ｍｍ２）とした。
［疲労強度試験（折損率）］
　上記熱間圧延材（直径：８．０ｍｍ）を皮削りし、直径：７．４ｍｍまで伸線した後、パテンティングを行い、直径：４．０ｍｍまで冷間線引き加工した。次いで、油焼入れと、約４５０℃の鉛浴での焼戻しを連続して行なってオイルテンパー処理を行なった後、直径４．０ｍｍ×長さ６５０ｍｍのワイヤを得た。このようにして得られたワイヤについて、４００℃で歪取焼鈍相当処理を行なった後、ショットピーニングを行ない、２００℃の
低温焼鈍を行い、疲労強度測定用試験片を作製した。
　上記試験片について、中村式回転曲げ試験機を用いて、公称応力：９７０ＭＰａ、回転数：４０００～５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０７回で試験を行った。破断した試験片のうち介在物を起点として折損した試験片の本数Ａ、および所定の中止回数に達したために上記試験を中止した試験片の本数Ｂをそれぞれ測定し、下記式により折損率を求めた。
　折損率（％）＝［Ａ／（Ａ＋Ｂ）］×１００
　これらの結果を表２に記載する。なお表２の試験Ｎｏ．は、同じ数字の表１の供試鋼Ｎｏ．を用いたことを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２の試験Ｎｏ．１～１１、１７，１８は、いずれも本発明で規定する化学成分組成および酸化物組成を満足するものであり、疲労特性に優れていることがわかる。
　これに対し、試験Ｎｏ．１２～１６は、本発明のいずれかの要件を満足しないため、疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１２は、Ｓｉ量およびＡｌ量は本発明の範囲内であるが、Ｓｉ量もＡｌ量も比較的低めであるため、酸化物系介在物中のＣａＯ量が多くなって、疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１３は、Ｔｉ量およびＡｌ量は本発明の範囲内であるが、それらの量が他の実施例より比較的多めに含まれているため、酸化物系介在物中のＳｉＯ２量が少なくなって、疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１４は、Ｔｉ量が少ないため、酸化物系介在物中のＴｉＯ２量が少なくなって、疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１５は、Ｔｉ量が多いため、酸化物系介在物中のＴｉＯ２量が多くなって、疲労特性が低下した。
　試験Ｎｏ．１６は、スラグ精錬時の攪拌を、他の例よりも弱撹拌としたため、懸濁が不十分となり、短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が少なくなって、疲労特性が低下した。
　本発明を詳細にまた特定の実施態様を参照して説明したが、本発明の精神と範囲を逸脱することなく様々な変更や修正を加えることができることは当業者にとって明らかである。
　本出願は、２０１４年１月２９日出願の日本特許出願（特願２０１４－０１４６３３）に基づくものであり、その内容はここに参照として取り込まれる。
　本発明のバネ用鋼線は、これまでよりも疲労特性に優れ、弁ばねや懸架ばね等に好適である。

Claims (4)

  1. 　Ｃ　：０．２～１．２％（％は質量％の意味、以下、特に断らない限り、同じ）、
    　Ｓｉ：１．０～３％、
    　Ｍｎ：０．１～２％、
    　Ｃｒ：３％以下（０％を含まない）、
    　Ａｌ：０．０００２～０．００５％、
    　Ｃａ：０．０００２～０．００２％、
    　Ｔｉ：０．０００３～０．０１０％
    を含有し、残部は鉄及び不可避的不純物からなり、
    　鋼材の長手方向に平行な断面に存在する短径が１μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、
    　ＣａＯ：３５％以下（０％を含む）、Ａｌ２Ｏ３：４０％以下（０％を含む）、ＳｉＯ２：３０～９５％、ＭｇＯ：８％以下（０％を含む）、ＭｎＯ：５％以下（０％を含む）、ＴｉＯ２：３～１０％、および、ＣａＯ＋Ａｌ２Ｏ３＋ＳｉＯ２＋ＭｇＯ＋ＭｎＯ＋ＴｉＯ２≧８０％を満足すると共に、
    　前記断面に存在する短径２μｍ以上の酸化物系介在物の個数が０．００２個／ｍｍ２超であることを特徴とする疲労特性に優れたばね用鋼線材。
  2. 　更に、前記酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＺｒＯ２：１％未満（０％を含まない）、Ｎａ２Ｏ：５％未満（０％を含む）である請求項１に記載のばね用鋼線材。
  3. 　更に、Ｎｉ：０．５％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：０．５％以下（０％を含まない）及びＶ：０．５％以下（０％を含まない）の少なくとも一つを含有する請求項１または２に記載のばね用鋼線材。
  4. 　請求項１～３のいずれかに記載のばね用鋼線材を用いて得られるばね。
PCT/JP2015/052595 2014-01-29 2015-01-29 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね WO2015115574A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020167020516A KR101815410B1 (ko) 2014-01-29 2015-01-29 피로 특성이 우수한 스프링용 강선재 및 스프링
EP15744088.4A EP3101148A4 (en) 2014-01-29 2015-01-29 Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring
CN201580006045.2A CN105940132B (zh) 2014-01-29 2015-01-29 疲劳特性优异的弹簧用钢线材及弹簧
US15/115,185 US20160348221A1 (en) 2014-01-29 2015-01-29 Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring
MX2016009761A MX2016009761A (es) 2014-01-29 2015-01-29 Alambre de acero para resortes que tienen propiedades excelentes de fatiga, y resorte.
US16/036,655 US20180320255A1 (en) 2014-01-29 2018-07-16 Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014014633 2014-01-29
JP2014-014633 2014-01-29

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US15/115,185 A-371-Of-International US20160348221A1 (en) 2014-01-29 2015-01-29 Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring
US16/036,655 Continuation US20180320255A1 (en) 2014-01-29 2018-07-16 Steel wire for springs having excellent fatigue properties, and spring

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2015115574A1 true WO2015115574A1 (ja) 2015-08-06

Family

ID=53757144

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2015/052595 WO2015115574A1 (ja) 2014-01-29 2015-01-29 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね

Country Status (7)

Country Link
US (2) US20160348221A1 (ja)
EP (1) EP3101148A4 (ja)
JP (2) JP2015163735A (ja)
KR (1) KR101815410B1 (ja)
CN (1) CN105940132B (ja)
MX (1) MX2016009761A (ja)
WO (1) WO2015115574A1 (ja)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017170755A1 (ja) * 2016-03-30 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線
US11807923B2 (en) 2020-06-17 2023-11-07 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Spring steel wire
US11892048B2 (en) 2020-06-15 2024-02-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Spring steel wire
DE112022002968T5 (de) 2021-08-05 2024-03-21 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Stahldraht für Federn

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2017160466A (ja) * 2016-03-07 2017-09-14 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材、その製造方法及び軸受部品
KR20190119089A (ko) * 2017-03-24 2019-10-21 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 선재 및 평강선
CN107813433A (zh) * 2017-05-15 2018-03-20 开封大学 一种ntc‑pv800h硅片切割机的特殊结构钢线硅片切割方法
DE112020000034T5 (de) * 2019-07-01 2022-03-24 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Stahldraht und Feder
WO2021075501A1 (ja) * 2019-10-16 2021-04-22 日本製鉄株式会社 弁ばね
US20230085279A1 (en) * 2020-02-21 2023-03-16 Nippon Steel Corporation Steel wire

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63140068A (ja) * 1986-12-01 1988-06-11 Nippon Steel Corp 疲労強度の優れたばね鋼
JPH101746A (ja) * 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性および疲労特性に優れたばね鋼、当該ばね鋼の製造方法および当該ばね鋼を用いたばね
JP2003213368A (ja) * 2001-11-15 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼
JP2008057021A (ja) * 2006-09-04 2008-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼材
JP4134204B2 (ja) 2006-06-09 2008-08-20 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
JP2008291325A (ja) * 2007-05-25 2008-12-04 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
JP4347786B2 (ja) 2004-11-24 2009-10-21 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
JP2009263704A (ja) 2008-04-23 2009-11-12 Nippon Steel Corp 伸線加工性と耐疲労特性に優れた鋼線材
JP4423050B2 (ja) 2003-06-18 2010-03-03 株式会社神戸製鋼所 疲労強度および冷間加工性に優れた高清浄度鋼
JP2010202905A (ja) 2009-03-02 2010-09-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高清浄度Ｓｉ脱酸鋼およびその製造方法
JP2014136810A (ja) * 2013-01-15 2014-07-28 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね
JP2014189860A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Aichi Steel Works Ltd 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62130258A (ja) * 1985-11-29 1987-06-12 Nippon Steel Corp 伸線性及び伸線後の耐疲労性に優れた高炭素鋼線材
JPH05331597A (ja) * 1992-05-27 1993-12-14 Sumitomo Electric Ind Ltd 高疲労強度コイルばね
JPH10196697A (ja) * 1997-01-10 1998-07-31 Kobe Steel Ltd 環境脆性の良好な高強度ばね
JPH10287958A (ja) * 1997-04-17 1998-10-27 Kobe Steel Ltd 環境脆性の良好な高強度ばね
JP4315825B2 (ja) * 2003-06-18 2009-08-19 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高清浄ばね用鋼線
JP4515347B2 (ja) * 2005-07-22 2010-07-28 株式会社神戸製鋼所 ばね用鋼線材およびばね用鋼線の耐疲労性の判定方法
JP4718359B2 (ja) 2005-09-05 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 伸線性と疲労特性に優れた鋼線材およびその製造方法
JP5342827B2 (ja) 2007-11-19 2013-11-13 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたばね鋼およびばね
CN101440455A (zh) * 2007-11-19 2009-05-27 株式会社神户制钢所 疲劳特性优良的弹簧钢及弹簧
JP4629127B2 (ja) * 2008-05-15 2011-02-09 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
JP5137082B2 (ja) 2008-12-19 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 機械構造用鋼材およびその製造方法
CN103510020B (zh) * 2012-06-20 2015-10-07 鞍钢股份有限公司 一种弹簧钢盘条及其夹杂物控制方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63140068A (ja) * 1986-12-01 1988-06-11 Nippon Steel Corp 疲労強度の優れたばね鋼
JPH101746A (ja) * 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性および疲労特性に優れたばね鋼、当該ばね鋼の製造方法および当該ばね鋼を用いたばね
JP2003213368A (ja) * 2001-11-15 2003-07-30 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼
JP4423050B2 (ja) 2003-06-18 2010-03-03 株式会社神戸製鋼所 疲労強度および冷間加工性に優れた高清浄度鋼
JP4347786B2 (ja) 2004-11-24 2009-10-21 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
JP4134204B2 (ja) 2006-06-09 2008-08-20 株式会社神戸製鋼所 高清浄度ばね用鋼
JP2008057021A (ja) * 2006-09-04 2008-03-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 機械構造用鋼材
JP2008291325A (ja) * 2007-05-25 2008-12-04 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
JP2009263704A (ja) 2008-04-23 2009-11-12 Nippon Steel Corp 伸線加工性と耐疲労特性に優れた鋼線材
JP2010202905A (ja) 2009-03-02 2010-09-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 高清浄度Ｓｉ脱酸鋼およびその製造方法
JP2014136810A (ja) * 2013-01-15 2014-07-28 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね
JP2014189860A (ja) * 2013-03-28 2014-10-06 Aichi Steel Works Ltd 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3101148A4 *
THE IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN,: "Inclusion Control and High Cleanliness Degree Steel Production Technology", TSUYOSHI MIMURA, 182ND AND 1 83RD NISHIYAMA MEMORIAL TECHNICAL LECTURE, 2004, pages 125

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017170755A1 (ja) * 2016-03-30 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線
US11892048B2 (en) 2020-06-15 2024-02-06 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Spring steel wire
US11807923B2 (en) 2020-06-17 2023-11-07 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Spring steel wire
DE112022002968T5 (de) 2021-08-05 2024-03-21 Sumitomo Electric Industries, Ltd. Stahldraht für Federn
KR20240045214A (ko) 2021-08-05 2024-04-05 스미토모덴키고교가부시키가이샤 스프링용 강선

Also Published As

Publication number Publication date
US20180320255A1 (en) 2018-11-08
KR101815410B1 (ko) 2018-01-04
CN105940132A (zh) 2016-09-14
JP2018193615A (ja) 2018-12-06
JP2015163735A (ja) 2015-09-10
EP3101148A1 (en) 2016-12-07
MX2016009761A (es) 2016-11-17
CN105940132B (zh) 2018-01-30
EP3101148A4 (en) 2017-11-01
KR20160104026A (ko) 2016-09-02
US20160348221A1 (en) 2016-12-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2018193615A (ja) 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね
JP5937973B2 (ja) 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材、およびそれを用いたばね
JP5047871B2 (ja) 伸線加工性と耐疲労特性に優れた鋼線材
JP4163239B1 (ja) 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
JP5671400B2 (ja) 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線
JP6248026B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
WO2005071120A1 (ja) 疲労強度または冷間加工性に優れた高清浄度鋼の製造方法
JP4423050B2 (ja) 疲労強度および冷間加工性に優れた高清浄度鋼
JP3601388B2 (ja) 鋼線材及び鋼線材用鋼の製造方法
JP5316495B2 (ja) 軸受鋼鋼材
WO2015186801A1 (ja) 鋼線
CN108368586B (zh) 强度和冷加工性优异的非热处理线材及其制造方法
JP5833984B2 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP5342827B2 (ja) 疲労特性に優れたばね鋼およびばね
JP2010180424A (ja) 大入熱溶接熱影響部の靱性に優れた鋼材およびその製造方法
WO2016117571A1 (ja) 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品
JP4629127B2 (ja) 疲労特性に優れた高清浄度ばね用鋼および高清浄度ばね
JP2000178685A (ja) 疲労特性及び伸線加工性に優れた鋼線材とその製造方法
JP6127643B2 (ja) 疲労強度に優れる鋼板及びその製造方法
JP4515347B2 (ja) ばね用鋼線材およびばね用鋼線の耐疲労性の判定方法
JP4134223B2 (ja) 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP4134224B2 (ja) 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP4134225B2 (ja) 疲労特性に優れたＳｉキルド鋼線材およびばね
JP5323416B2 (ja) 疲労特性に優れたばね鋼およびばね
JP2016172916A (ja) 転動疲労特性および冷間鍛造性に優れた軸受用鋼材、および軸受部品

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 15744088

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20167020516

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2016/009761

Country of ref document: MX

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2015744088

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15115185

Country of ref document: US

Ref document number: 2015744088

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112016016885

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112016016885

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20160721