WO2017170755A1 - 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線 - Google Patents

曲げ加工性に優れた熱処理鋼線 Download PDF

Info

Publication number
WO2017170755A1
WO2017170755A1 PCT/JP2017/013034 JP2017013034W WO2017170755A1 WO 2017170755 A1 WO2017170755 A1 WO 2017170755A1 JP 2017013034 W JP2017013034 W JP 2017013034W WO 2017170755 A1 WO2017170755 A1 WO 2017170755A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel wire
oxide
heat
depth
Prior art date
Application number
PCT/JP2017/013034
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
将 高山
智一 増田
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
Publication of WO2017170755A1 publication Critical patent/WO2017170755A1/ja

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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length

Definitions

  • This disclosure relates to a heat-treated steel wire having excellent bending workability.
  • Oil tempered wires used for automobile engine valve springs, suspension suspension springs, clutch springs, etc.
  • the fatigue strength improves and the wire diameter can be reduced.
  • the toughness decreases at the same time as the thinning, the wrinkle sensitivity is increased, and even a small wrinkle may decrease the bending workability. Therefore, it is desired to provide an oil tempered wire excellent in bending workability.
  • Patent Document 1 discloses an oil tempered wire having both high fatigue strength (evaluated by a rotating bending fatigue test) and toughness after nitriding and a manufacturing method thereof. Specifically, when producing an oil tempered wire by performing patenting, wire drawing, quenching, and tempering, the temperature of the steel wire structure is austenitized by heating at the time of quenching, and the temperature is 850 ° C. to 950 ° C. for hours. Is disclosed in which a two-stage tempering process including a first tempering step and a second tempering step is performed after heating for 30 seconds to 150 seconds.
  • Patent Document 1 tempering is performed in two stages in order to suppress the coarsening of the carbide, which increases the cost.
  • the embodiment of the present invention has been made in view of the above circumstances, and an object thereof is to provide a heat-treated steel wire (oil tempered wire) having excellent bending workability.
  • the heat-treated steel wire excellent in bending workability according to the embodiment of the present invention that can solve the above problems is C: 0.3 to 0.8%, Si: 1.0 to 2.5% in mass%. , Mn: 0.5 to 1.5%, P: more than 0%, 0.02% or less, S: more than 0%, 0.02% or less, Cr: 0.1 to 2%, Al: more than 0% 0.01% or less, N: more than 0%, 0.007% or less, O: more than 0%, 0.005% or less, the balance: heat treated steel wire made of iron and inevitable impurities, When the cross section perpendicular to the major axis direction of the heat-treated steel wire is observed, the average number density of oxides present in the region from the surface to the depth position of 2 ⁇ m is 1 piece / ⁇ m 2 or more, The average value of the diameter represented by (width ⁇ depth) 1/2 of the oxide is 1 ⁇ m or less, The gist is that the average (width / depth) ratio of the oxide is 1.0
  • the depth of the oxide means the maximum diameter (maximum length) in the diameter direction of the steel wire in the cross section of the steel wire
  • the width of the oxide means the maximum diameter (maximum length) in the direction perpendicular to the diameter of the steel wire in the cross section of the steel wire.
  • the heat-treated steel wire is further selected from the group consisting of Cu: more than 0% and not more than 0.3% and Ni: more than 0% and not more than 0.3% by mass. Contains at least one.
  • the heat-treated steel wire further comprises, in mass%, Ti: more than 0%, 0.01% or less, V: more than 0%, 0.5% or less, and B: more than 0%, Contains at least one selected from the group consisting of 0.01% or less.
  • a heat-treated steel wire excellent in bending workability can be provided.
  • the present inventors have studied to solve the above problems.
  • the surface of the steel wire (the interface between the steel wire and the scale, specifically, when the cross section (cross section) perpendicular to the major axis direction of the heat-treated steel wire is observed, the depth is 2 ⁇ m from the surface. If the average number density of the oxide is 1 / ⁇ m 2 or more, and the oxide is a granular oxide whose width and depth are appropriately controlled, It was found that the intended purpose was achieved because cracks hardly occur during bending.
  • the austenitizing temperature at the time of austenite heating before quenching is lowered to less than 850 ° C. and held for 1 to 500 seconds, and the heating atmosphere is maintained with a non-nitrogen or the like.
  • the inventors have found that an atmosphere containing oxygen of 10% by volume or less (not including 0% by volume) in the active gas may be used, and an embodiment of the present invention has been completed.
  • the heat-treated steel wire which concerns on embodiment of this invention is demonstrated.
  • the heat-treated steel wire according to the embodiment of the present invention is, in mass%, C: 0.3 to 0.8%, Si: 1.0 to 2.5%, Mn: 0.5 to 1.
  • N It is a heat treated steel wire containing more than 0%, 0.007% or less, O: more than 0%, 0.005% or less, and the balance: iron and unavoidable impurities, in the major axis direction of the heat treated steel wire
  • the average number density of oxides existing in a region from the surface to a depth of 2 ⁇ m (hereinafter sometimes referred to simply as a surface layer) is 1 piece / ⁇ m 2 or more. It is characterized in that it satisfies the requirements (1) and (2).
  • the average value of the diameter represented by (width ⁇ depth) 1/2 of the oxide is 1 ⁇ m or less.
  • the average of the (width / depth) ratio of the oxide is 1.0 or more.
  • the depth of the oxide means the maximum diameter in the diameter direction of the steel wire in the cross section of the steel wire
  • the width of the oxide means the maximum diameter in a direction perpendicular to the diameter of the steel wire in the cross section of the steel wire.
  • the oxide means an oxide having a size that can be observed at the observation magnification described in the examples.
  • the diameter represented by the (width ⁇ depth) 1/2 is 0.01 ⁇ m or more. Refers to the oxide.
  • Patent Document 1 is a technique for controlling toughness by controlling coarse carbides, and technically controlling the shape of an oxide to improve bending workability as in the embodiment of the present invention. There is no thought at all.
  • the shape of the oxide existing in the steel wire surface layer satisfies the above (1) and (2).
  • the average value of the diameter of the oxide represented by (width ⁇ depth) 1/2 is preferably 0.9 ⁇ m or less, more preferably 0.8 ⁇ m or less.
  • it is 0.02 micrometer or more, More preferably, it is 0.03 micrometer or more.
  • the average of the ratios of (width / depth) is preferably 1.1 or more, more preferably 1.2 or more.
  • the average of the above ratios is too large, it can be a starting point of cracking, and is preferably 1.8 or less, more preferably 1.5 or less.
  • the average number density of the oxides existing on the surface of the steel wire is 1 piece / ⁇ m 2 or more, and the shape of the oxide satisfies both the above requirements (1) and (2). It is important that the desired bendability is exhibited.
  • the number density is preferably 1.5 / ⁇ m 2 or more, and more preferably 2 / ⁇ m 2 or more.
  • the number is preferably 10 pieces / ⁇ m 2 or less, more preferably 9 pieces / ⁇ m 2 or less, and further preferably 7 pieces / ⁇ m 2 or less. is there.
  • % of each component means mass%.
  • C 0.3 to 0.8% C is an element effective for improving the strength of the spring. Therefore, the C content is 0.3% or more.
  • the amount of C is preferably 0.5% or more, more preferably 0.55% or more. As the C content increases, the strength of the spring is improved. However, if the content is excessive, a large amount of coarse cementite precipitates and the bending workability is lowered. Therefore, the C content is 0.8% or less.
  • the amount of C is preferably 0.75% or less.
  • Si 1.0 to 2.5% Si is an element effective for deoxidizing steel and improving spring strength. In order to effectively exhibit these effects, the Si amount is set to 1.0% or more.
  • the amount of Si is preferably 1.05% or more, more preferably 1.1% or more.
  • the Si amount is set to 2.5% or less.
  • the amount of Si is preferably 2.45% or less, more preferably 2.4% or less.
  • Mn 0.5 to 1.5%
  • Mn has a deoxidizing action and is an element that contributes to improving the strength of the spring by increasing the hardenability in addition to fixing S in the steel as MnS.
  • the amount of Mn is made 0.5% or more.
  • the amount of Mn is preferably 0.6% or more, more preferably 0.7% or more.
  • the Mn content is 1.5% or less.
  • the amount of Mn is preferably 1.4% or less, more preferably 1.3% or less.
  • P more than 0% and 0.02% or less P segregates in the prior austenite grain boundaries and embrittles the structure, so that the bending workability is lowered. Therefore, the P content is 0.02% or less. A smaller amount of P is better, and it is preferably 0.01% or less. Note that it is difficult in manufacturing to make the amount of P substantially 0%.
  • S more than 0% and 0.02% or less S, like the above P, segregates at the prior austenite grain boundaries and embrittles the structure, so that the bending workability is lowered. Therefore, the S content is 0.02% or less.
  • the amount of S should be small, and is preferably 0.01% or less. Note that it is difficult in manufacturing to make the amount of S substantially 0%.
  • Cr 0.1-2% Cr improves the hardenability and improves the strength of the spring. Further, Cr has an action of reducing the activity of C and preventing decarburization during rolling and heat treatment. In order to effectively exhibit these effects, the Cr content is set to 0.1% or more.
  • the amount of Cr is preferably 0.15% or more, more preferably 0.2% or more.
  • the Cr content is 2% or less.
  • the amount of Cr is preferably 1.9% or less, more preferably 1.8% or less.
  • Al more than 0% and not more than 0.01%
  • Al is a deoxidizing element, but forms inclusions of Al 2 O 3 and / or AlN in the steel. Since these inclusions promote crack growth, Al should be reduced as much as possible. Therefore, the Al content is 0.01% or less.
  • the amount of Al should be small, preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. From the viewpoint of deoxidation, the Al content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • N more than 0% and 0.007% or less N combines with Al to form AlN inclusions. Since AlN inclusions promote crack growth, N should be reduced as much as possible. Moreover, since N accelerates aging embrittlement during wire drawing, secondary processing becomes difficult. Therefore, the N content is 0.007% or less.
  • the N content is preferably as small as possible, preferably 0.006% or less, more preferably 0.005% or less. Note that it is difficult in manufacturing to make the N amount substantially 0%.
  • O More than 0% and 0.005% or less
  • the O content is 0.005% or less.
  • the amount of O should be small, preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less. In addition, it is difficult in manufacturing to make the amount of O substantially 0%.
  • the heat-treated steel wire according to an embodiment of the present invention includes the above components, and the balance is iron and inevitable impurities.
  • the heat-treated steel wire can contain the following selective components as long as the action of the present invention is not impaired.
  • Cu is an element useful for increasing the strength of a steel wire.
  • the amount of Cu is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the preferable amount of Cu is set to 0.3% or less. More preferably, it is 0.28% or less, More preferably, it is 0.27% or less.
  • Ni more than 0% and 0.3% or less
  • Ni is an element useful for increasing the strength and toughness of a steel wire.
  • the amount of Ni is preferably 0.05% or more, more preferably 0.1% or more.
  • the preferable Ni content is 0.3% or less. More preferably, it is 0.28% or less, More preferably, it is 0.27% or less.
  • the preferable Ti amount is 0.003% or more, more preferably 0.004% or more.
  • the preferable Ti amount is 0.01% or less.
  • the amount of Ti is more preferably 0.009% or less, and still more preferably 0.008% or less.
  • V More than 0% and 0.5% or less V has a grain refinement effect in hot rolling and quenching and tempering treatments, and improves ductility and toughness.
  • secondary precipitation hardening occurs at the time of strain relief annealing after spring formation, which contributes to improvement of spring strength.
  • the preferable V amount is 0.05% or more.
  • the amount of V is more preferably 0.08% or more.
  • the preferable V amount is 0.5% or less.
  • the amount of V is more preferably 0.48% or less, still more preferably 0.45% or less.
  • B More than 0% and not more than 0.01% B is an element that contributes to improving the hardenability and improving ductility and toughness by cleaning the austenite grain boundaries.
  • the preferable B content is 0.001% or more, more preferably 0.002% or more.
  • the preferable B amount is 0.01% or less.
  • the amount of B is more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.006% or less.
  • the manufacturing method of the heat-treated steel wire which concerns on embodiment of this invention is demonstrated. As described above, it is important to appropriately control the heating conditions before quenching in order to ensure the oxide having a predetermined shape.
  • the steel wire after hot rolling under normal conditions is drawn and quenched and tempered. Perform in an atmosphere.
  • the following heating temperature is the surface temperature of the steel wire. Heating temperature for austenitization: 750 ° C. or more and less than 850 ° C. Heating atmosphere: oxygen 10% by volume or less (excluding 0% by volume), remainder: inert gas heating and holding time: 1 to 500 seconds
  • the heating temperature for the austenitization is 850 to 950 ° C., which is higher than that of the embodiment of the present invention, in order to suppress coarsening of carbides and improve toughness and fatigue limit.
  • This is different from the embodiment of the present invention in that it is controlled.
  • the above-mentioned Patent Document 1 is different from the embodiment of the present invention in which heating is performed in a mixed atmosphere of oxygen and an inert gas in that it is only recognized that heating is performed by atmospheric heating. The difference in these manufacturing methods means that the above-mentioned Patent Document 1 does not consider the influence of oxides generated on the surface layer at the time of quenching as in the embodiment of the present invention.
  • Heating temperature for austenitization 750 ° C or higher and lower than 850 ° C
  • the shape of the oxide defined by the above requirements (1) and (2) is affected by the heating temperature for austenitization.
  • heating temperature shall be less than 850 degreeC.
  • a preferable heating temperature is 840 ° C. or lower, more preferably 830 ° C. or lower. From the above viewpoint, the heating temperature is preferably low.
  • the heating temperature is set to 750 ° C. or higher.
  • the heating temperature is preferably 765 ° C. or higher, more preferably 780 ° C. or higher.
  • the heating method (specifically, the heating method from the start of heating to the maximum heating temperature for austenite) is not particularly limited.
  • a commonly used heating method such as gas heating or high frequency heating is used. Can be adopted.
  • Heating atmosphere 10 volume% or less of oxygen (not including 0 volume%), balance: inert gas)
  • control of the heating atmosphere is also important.
  • an iron oxide scale is formed on the surface of the steel wire, but when the amount of Si is as high as 1.0% or more as in the embodiment of the present invention, Si is between the scale and the base material. An oxide is formed, and a dense scale is not formed.
  • oxygen reacts with iron to assist the formation of iron oxide scale and the growth accompanying higher order of iron oxide scale.
  • an oxide having a predetermined shape is generated on the surface of the steel wire.
  • the preferable volume ratio of oxygen is 0.1% or more, more preferably 0.3% or more, and further preferably 0.5% or more.
  • the volume ratio of oxygen is set to 10% or less.
  • the volume ratio of oxygen is preferably 9% or less, more preferably 8% or less.
  • gases other than oxygen are inert gases.
  • the inert gas include nitrogen and argon.
  • An appropriate range of oxygen is required to secure a predetermined shape of oxide, and the remaining inert gas does not affect the shape of the oxide.
  • water vapor is not used. This is because it is difficult to obtain a desired oxide due to the scale generated by the introduction of water vapor, and the effect of improving the bending workability is not effectively exhibited.
  • the heating and holding time also affects the securing of a predetermined shape of oxide.
  • the shape of the oxide can be adjusted to the above ranges (1) and (2).
  • the heating and holding time is preferably 3 seconds or more, more preferably 5 seconds or more.
  • the heating and holding time exceeds 500 seconds, the oxide becomes coarse and the above (1) becomes large, and the average of the ratio of (2) becomes small.
  • the heating and holding is preferably 470 seconds or less, more preferably 450 seconds or less.
  • This quenching and tempering step is not particularly limited, and a method generally used for heat treatment of spring steel wires can be employed.
  • a method generally used for heat treatment of spring steel wires can be employed.
  • water quenching or oil quenching is used as a quenching method.
  • the tempering method include heating methods such as gas, high frequency, and fluidized bed.
  • a preferable tempering temperature is 300 to 500 ° C., and a holding time is 5 to 20 minutes.
  • the heat-treated steel wire according to the embodiment of the present invention is suitably used as a spring material (spring steel wire).
  • spring steel wire In order to process the spring, holding for adjusting the mechanical characteristics may be performed after the quenching and tempering.
  • the oxide shape was measured and the bending workability was evaluated as follows.
  • the shape of the oxide was measured by using a field emission scanning electron microscope (Field Emission-Scanning Microscope, FE-SEM, observation magnification 10,000 times). Specifically, after cutting in a direction (lateral direction) perpendicular to the major axis direction of the oil tempered wire, it was embedded in a resin, and the surface was polished and etched with a nital corrosive solution.
  • the average of the (width / depth) ratio of the oxide was calculated, and the number density of the oxide was determined. The measurement was performed for a total of three visual fields, and the average was obtained.
  • the bending workability of the oil temper wire was evaluated using a bending test described in JIS Z 2448. After the bending test, the bent portion was observed using an EPMA (Electron Probe X-ray Micro Analyzer) -SEM to confirm the presence or absence of cracks. Those with no cracks were evaluated as having good bending workability, and those with cracks were evaluated as having poor bending workability.
  • EPMA Electro Probe X-ray Micro Analyzer
  • Reference numerals 2 to 6, 9 to 11, 13 to 15, and 17 are examples that satisfy the requirements of the embodiment according to the present invention, and are excellent in bending workability because an oxide having a predetermined shape is secured.
  • No. 1 has a low austenitizing temperature, many oxides having a shape with a small (width / depth) ratio were generated.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

本発明の実施形態に係る熱処理鋼線は、所定の成分を含み、熱処理鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、表面から２μｍの深さ位置までの領域に存在する酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、 当該酸化物の（幅×深さ）1/2で表される径の平均値が１μｍ以下であり、 当該酸化物の（幅／深さ）の比の平均が１．０以上である。 ここで、前記酸化物の深さは、鋼線の横断面において、鋼線の直径方向の最大径を意味し、 前記酸化物の幅は、鋼線の横断面において、鋼線の直径と垂直な方向の最大径を意味する。

Description

曲げ加工性に優れた熱処理鋼線
　本開示は、曲げ加工性に優れた熱処理鋼線に関する。
　自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばねなどに使用されるオイルテンパー線（熱処理鋼線）は、軽量化を目的として、年々高強度化が進んでいる。オイルテンパー線が高強度化するにつれて疲労強度が向上し、線径を細くできる。しかしながら、細線化と同時に靱性が低下するため、疵感受性が高くなり、小さな疵であっても曲げ加工性を低下させる虞がある。そのため、曲げ加工性に優れたオイルテンパー線の提供が望まれている。
　例えば、特許文献１には、窒化処理後において高い疲労強度（回転曲げ疲労試験で評価）と靭性とを兼備したオイルテンパー線とその製造方法が開示されている。具体的には、パテンチング、伸線、焼入れ、焼戻しを行ってオイルテンパー線を製造するに当たり、焼入れ時の加熱による鋼線組織のオーステナイト化のため、雰囲気加熱で温度を８５０℃～９５０℃、時間を３０ｓｅｃ超～１５０ｓｅｃとして加熱した後、第一焼戻し工程と第二焼戻し工程とを有する２段焼戻しを行なう方法が開示されている。
特開２０１０－１６３６８９号公報
　しかしながら、上記特許文献１では、炭化物の粗大化を抑制するため、２段階にて焼戻しを行なっており、コストが増大する。
　本発明の実施形態は上記事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、曲げ加工性に優れた熱処理鋼線（オイルテンパー線）を提供することにある。
　上記課題を解決し得た本発明の実施形態に係る曲げ加工性に優れた熱処理鋼線は、質量％で、Ｃ：０．３～０．８％、Ｓｉ：１．０～２．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．０２％以下、Ｃｒ：０．１～２％、Ａｌ：０％超、０．０１％以下、Ｎ：０％超、０．００７％以下、Ｏ：０％超、０．００５％以下を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなる熱処理鋼線であって、前記熱処理鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、表面から２μｍの深さ位置までの領域に存在する酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、
　前記酸化物の（幅×深さ）1/2で表される径の平均値が１μｍ以下であり、
　前記酸化物の（幅／深さ）比の平均が１．０以上である点に要旨を有する。
ここで、前記酸化物の深さは、鋼線の横断面において、鋼線の直径方向の最大径（最大長さ）を意味し、
前記酸化物の幅は、鋼線の横断面において、鋼線の直径と垂直な方向の最大径（最大長さ）を意味する。
　本発明の好ましい実施形態において、前記熱処理鋼線は、更に質量％で、Ｃｕ：０％超、０．３％以下、およびＮｉ：０％超、０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
　本発明の好ましい実施形態において、前記熱処理鋼線は、更に質量％で、Ｔｉ：０％超、０．０１％以下、Ｖ：０％超、０．５％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する。
　本発明の実施形態によれば、曲げ加工性に優れた熱処理鋼線を提供できる。
　本発明者らは上記課題を解決するため、検討を行なった。その結果、鋼線表面（鋼線とスケールとの界面であり、具体的には、熱処理鋼線の長軸方向に垂直な断面（横断面）を観察したとき、表面から２μｍの深さ位置までの領域）に存在する酸化物について、当該酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、当該酸化物は幅および深さが適切に制御された形状の粒状酸化物であれば、曲げ加工時に亀裂が発生し難くなって所期の目的が達成されることを見出した。
　更に上記の粒状酸化物を得るためには、焼入れ前のオーステナイト加熱時におけるオーストナイト化温度を、８５０℃未満と低温化して１～５００秒保持し、且つ、当該加熱雰囲気を、窒素などの不活性ガス中に１０体積％以下（０体積％を含まない）の酸素を含む雰囲気にすれば良いことを見出し、本発明の実施形態を完成した。
　以下、本発明の実施形態に係る熱処理鋼線について説明する。上述したように本発明の実施形態に係る熱処理鋼線は、質量％で、Ｃ：０．３～０．８％、Ｓｉ：１．０～２．５％、Ｍｎ：０．５～１．５％、Ｐ：０％超、０．０２％以下、Ｓ：０％超、０．０２％以下、Ｃｒ：０．１～２％、Ａｌ：０％超、０．０１％以下、Ｎ：０％超、０．００７％以下、Ｏ：０％超、０．００５％以下を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなる熱処理鋼線であって、前記熱処理鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、表面から２μｍの深さ位置までの領域（以下、単に表層と呼ぶ場合がある。）に存在する酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、下記（１）および（２）の要件を満足する点に特徴がある。
（１）上記酸化物の（幅×深さ）1/2で表される径の平均値が１μｍ以下
（２）上記酸化物の（幅／深さ）の比の平均が１．０以上
ここで、前記酸化物の深さは、鋼線の横断面において、鋼線の直径方向の最大径を意味し、
前記酸化物の幅は、鋼線の横断面において、鋼線の直径と垂直な方向の最大径を意味する。
　なお、本発明において、酸化物とは実施例に説明する観測倍率で観測可能なサイズの酸化物をいい、例えば、前記（幅×深さ）1/2で表される径が０．０１μｍ以上の酸化物をいう。
　まず、本発明の実施形態を最も特徴付ける上記酸化物について説明する。
　本発明者らが、鋼線表層に存在する酸化物に着目して検討したところ、当該酸化物の形状と曲げ加工性は密接な相関関係を有していることが明らかになった。詳細には、上記（１）および（２）を両方満足すると、曲げ加工性が改善されるのに対し、上記（１）を満足しない粗大な酸化物、または、上記（２）を満足せず（幅／深さ）の比の平均が１．０を下回る形状の酸化物が鋼線表層に存在すると、曲げ加工時に割れおよび／または亀裂発生の起点となって曲げ加工性が低下することが明らかになった。なお、前述した特許文献１は、粗大な炭化物を制御して靭性などを確保する技術であり、本発明の実施形態のように酸化物の形状を制御して曲げ加工性を向上させるという技術的思想は全くない。
　曲げ加工性向上のため、本発明の実施形態では鋼線表層に存在する酸化物の形状が上記（１）および（２）を満足することが必要である。上記（１）について、（幅×深さ）1/2で表される酸化物の径の平均値は、好ましくは０．９μｍ以下、より好ましくは０．８μｍ以下である。なお、上記酸化物の径の平均値が小さすぎると曲げ加工性向上に寄与しないため、好ましくは０．０２μｍ以上、より好ましくは０．０３μｍ以上である。
　また、上記（２）について、（幅／深さ）の比の平均は、好ましくは１．１以上、より好ましくは１．２以上である。一方、上記の比の平均が大きすぎると割れの起点となり得るため、好ましくは１．８以下、より好ましくは１．５以下である。
　本発明の実施形態では、鋼線表面に存在する酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、当該酸化物の形状について、上記（１）、（２）の要件を両方満足することが重要であり、これにより、所望とする曲げ加工性が発揮される。上記個数密度は、好ましくは１．５個／μｍ2以上であり、より好ましくは２個／μｍ2以上である。但し、上記個数密度が多くなると曲げ加工性が低下し、靭性も劣化するため、好ましくは１０個／μｍ2以下、より好ましくは９個／μｍ2以下、更に好ましくは７個／μｍ2以下である。
　次に、上記鋼線の成分組成について説明する。以下、各成分の％は質量％を意味する。
Ｃ：０．３～０．８％
　Ｃは、ばねの強度向上に有効な元素である。そのため、Ｃ量を０．３％以上とする。Ｃ量は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．５５％以上である。Ｃ量の増加に伴ってばねの強度は向上するが、含有量が過剰になると粗大セメンタイトが多量に析出し、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｃ量を０．８％以下とする。Ｃ量は、好ましくは０．７５％以下である。
Ｓｉ：１．０～２．５％
　Ｓｉは、鋼の脱酸、及びばねの強度向上に有効な元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｓｉ量を１．０％以上とする。Ｓｉ量は、好ましくは１．０５％以上、より好ましくは１．１％以上である。しかしながら、Ｓｉ量が過剰になると、鋼線を硬化させるだけでなく、延性・靱性が低下して曲げ加工性が低下する虞がある。そのため、Ｓｉ量を２．５％以下とする。Ｓｉ量は、好ましくは２．４５％以下、より好ましくは２．４％以下である。
Ｍｎ：０．５～１．５％
　Ｍｎは、脱酸作用を有し、鋼中ＳをＭｎＳとして固定することに加えて、焼入れ性を高めてばねの強度向上に寄与する元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｍｎ量を０．５％以上とする。Ｍｎ量は、好ましくは０．６％以上、より好ましくは０．７％以上である。しかしながら、Ｍｎ量が過剰になると、焼入れ性が過度に増加して、圧延時にマルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成し易くなり、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｍｎ量を１．５％以下とする。Ｍｎ量は、好ましくは１．４％以下、より好ましくは１．３％以下である。
Ｐ：０％超、０．０２％以下
　Ｐは旧オーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させるため曲げ加工性が低下する。そのため、Ｐ量を０．０２％以下とする。Ｐ量は少ない方が良く、好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｐ量を実質的に０％にすることは製造上、困難である。
Ｓ：０％超、０．０２％以下
　Ｓは、上記Ｐと同様、旧オーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させるため曲げ加工性が低下する。そのため、Ｓ量を０．０２％以下とする。Ｓ量は少ない方が良く、好ましくは０．０１％以下である。なお、Ｓ量を実質的に０％にすることは製造上、困難である。
Ｃｒ：０．１～２％
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させてばねの強度を向上させる。更にＣｒは、Ｃの活量を低下させて圧延時および熱処理時の脱炭を防止する作用を有する。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｃｒ量を０．１％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２％以上である。しかし、Ｃｒ量が過剰になると延性・靱性が低下して疵傷感受性が高くなり、曲げ加工性が低下する。そのため、Ｃｒ量を２％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは１．９％以下、より好ましくは１．８％以下である。
Ａｌ：０％超、０．０１％以下
　Ａｌは、脱酸元素であるが、鋼中にＡｌ2Ｏ3および／またはＡｌＮの介在物を形成する。これらの介在物は割れ亀裂進展を助長するため、Ａｌは極力低減するべきである。そのため、Ａｌ量を０．０１％以下とする。Ａｌ量は少ない方が良く、好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、脱酸作用の観点からは、Ａｌ量は、好ましくは０．００１％以上であり、より好ましくは０．００２％以上である。
Ｎ：０％超、０．００７％以下
　Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮの介在物を形成する。ＡｌＮ介在物は亀裂進展を助長させるため、Ｎは極力低減すべきである。また、Ｎは伸線加工中の時効脆化を促進するため、二次加工が困難になる。そのため、Ｎ量を０．００７％以下とする。Ｎ量は少ない方が良く、好ましくは０．００６％以下、より好ましくは０．００５％以下である。なお、Ｎ量を実質的に０％にすることは製造上、困難である。
Ｏ：０％超、０．００５％以下
　Ｏは、過剰に含有すると粗大な非金属介在物を生成して曲げ疲労強度を低下させる。そのため、Ｏ量を０．００５％以下とする。Ｏ量は少ない方が良く、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。なお、Ｏ量を実質的に０％にすることは製造上、困難である。
　本発明の実施形態に係る熱処理鋼線は上記成分を含み、残部：鉄および不可避的不純物である。
　更に上記熱処理鋼線は、本発明の作用を阻害しない範囲で、下記の選択成分を含有することができる。
Ｃｕ：０％超、０．３％以下、Ｎｉ：０％超、０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
　これらの元素は、鋼線の強度向上に有効であり、単独で添加しても、二種以上添加しても良い。
　詳細にはＣｕは、鋼線の強度を高めるのに有用な元素である。このような効果を有効に発揮させるため、Ｃｕ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかしながら、Ｃｕ量が過剰になると、高温で液相となり、熱間圧延での変形中にオーステナイト結晶粒界に偏析して表面割れを発生させる。そのため、好ましいＣｕ量を０．３％以下とする。より好ましくは０．２８％以下、更に好ましくは０．２７％以下である。
Ｎｉ：０％超、０．３％以下
　Ｎｉは、鋼線の強度および靱性を高めるのに有用な元素である。これらの効果を有効に発揮させるため、Ｎｉ量は、好ましくは０．０５％以上、より好ましくは０．１％以上である。しかし、Ｎｉ量が多いとコストが増加する他、焼入れ性が過度に増加して、マルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成し易くなり、曲げ加工性が低下する。また、オイルテンパー線製造工程の焼入れ焼戻し工程で残留オーステナイトが過剰に生成して、ばねの耐へたり性が著しく低下する。そのため、好ましいＮｉ量を０．３％以下とする。より好ましくは０．２８％以下、更に好ましくは０．２７％以下である。
Ｔｉ：０％超、０．０１％以下、Ｖ：０％超、０．５％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種
　これらの元素は、延性、靱性の向上に有効であり、単独で添加しても、二種以上添加しても良い。
　詳細にはＴｉは、熱間圧延および焼入れ焼戻し処理において結晶粒微細化作用があり、延性、靱性を向上させる。そのため、好ましいＴｉ量を０．００３％以上、より好ましくは０．００４％以上とする。しかしながら、Ｔｉを過剰に添加すると靱性が低下する。そのため、好ましいＴｉ量を０．０１％以下とする。Ｔｉ量は、より好ましくは０．００９％以下、更に好ましくは０．００８％以下である。
Ｖ：０％超、０．５％以下
　Ｖは、熱間圧延および焼入れ焼戻し処理において結晶粒微細化作用があり、延性、靭性を向上させる。また、ばね成形後の歪取焼鈍時に２次析出硬化を起こしてばねの強度向上に寄与する。これらの効果を有効に発揮させるため、好ましいＶ量を０．０５％以上とする。Ｖ量は、より好ましくは０．０８％以上である。しかしながら、Ｖ量が多いと、ＣｒとＶの複合合金炭化物が増加するため、ばねの疲労強度が低下する。そのため、好ましいＶ量を０．５％以下とする。Ｖ量は、より好ましくは０．４８％以下、更に好ましくは０．４５％以下である。
Ｂ：０％超、０．０１％以下
　Ｂは、焼入れ性の向上、およびオーステナイト結晶粒界の清浄化による延性・靱性の向上作用に寄与する元素である。これらの作用を有効に発揮させるため、好ましいＢ量を、０．００１％以上、より好ましくは０．００２％以上とする。しかし、Ｂ量が過剰になるとＦｅとＢの複合化合物が析出し、熱間圧延時に割れが生じる虞がある。また、焼入れ性が過度に増加するため、マルテンサイト、ベイナイトなどの過冷組織が生成し易くなり、曲げ加工性が低下する。そのため、好ましいＢ量を０．０１％以下とする。Ｂ量は、より好ましくは０．００８％以下、更に好ましくは０．００６％以下である。
　次に、本発明の実施形態に係る熱処理鋼線の製造方法について説明する。上述したとおり、所定形状の酸化物を確保するためには、焼入れ前の加熱条件を適切に制御することが重要である。具体的には、上記組成の鋼を用いて、通常の条件で熱間圧延した後の鋼線材を伸線加工し、焼入れ焼戻し処理するに当たり、焼入れ前のオーステナイト化加熱・保持工程を以下の熱処理雰囲気で行なう。ここで、下記加熱温度は、鋼線の表面温度である。
オーステナイト化のための加熱温度：７５０℃以上、８５０℃未満
加熱雰囲気：酸素１０体積％以下（０体積％を含まない）、残部：不活性ガス
加熱保持時間：１～５００秒
　なお、前述した特許文献１では、炭化物の粗大化を抑制して靭性および疲労限を向上させるため、上記オーステナイト化のための加熱温度を８５０～９５０℃と、本発明の実施形態に比べて高温に制御している点で本発明の実施形態と相違する。また、上記特許文献１では雰囲気加熱で加熱すれば良いとの認識しかない点で、酸素と不活性ガスの混合雰囲気で加熱する本発明の実施形態とは相違する。これらの製造方法の相違は、上記特許文献１では本発明の実施形態のように焼入れ時に表層に生成する酸化物の影響を全く考慮していないことを意味する。
　以下、各工程について詳述する。
（オーステナイト化のための加熱温度：７５０℃以上、８５０℃未満）
　上記要件（１）、（２）で規定される酸化物の形状は、オーステナイト化のための加熱温度に影響を受ける。後記する実施例の欄で実証したように、上記加熱温度が８５０℃以上になると酸化物が粗大化し、上記（１）の径の平均値が大きくなり、且つ、上記（２）の比の平均が小さくなって、鋼線の曲げ加工性が低下する。そのため、加熱温度を８５０℃未満とする。好ましい加熱温度は８４０℃以下であり、より好ましくは８３０℃以下である。上記観点からは、上記加熱温度は低い方が良いが、加熱温度が７５０℃未満になると、酸化物が生成せずフェライトおよび／またはベイナイトが生成し、均一なマルテンサイト組織が得られない。均一なマルテンサイト組織が得られないと、曲げ加工時に応力分布がばらつくため、曲げ加工性が低下する。そこで、均一なマルテンサイト組織を確保して曲げ加工性を向上させるため、加熱温度を７５０℃以上とする。加熱温度は、好ましくは７６５℃以上、より好ましくは７８０℃以上である。
　なお、加熱方法（詳細には、加熱開始からオーステナイト化のための最高加熱温度までの加熱方法）は特に限定されず、例えば、ガスによる加熱、高周波による加熱など、一般的に用いられる加熱方法を採用することができる。
（加熱雰囲気：酸素１０体積％以下（０体積％を含まない）、残部：不活性ガス）
　所定形状の酸化物を得るためには、加熱雰囲気の制御も重要である。オーステナイト化加熱工程において、鋼線表面に鉄酸化物スケールが形成されるが、特に本発明の実施形態のようにＳｉ量が１．０％以上と高い場合、スケールと母材との間にＳｉ酸化物が生成し、緻密なスケールが生成されない。一方、酸素は鉄と反応することで鉄酸化物スケールの形成、および鉄酸化物スケールの高次化に伴う成長を助ける働きを有する。加熱雰囲気に酸素を導入することにより、鋼線表面に所定形状の酸化物が生成するようになる。そのため、酸素の好ましい体積率は０．１％以上であり、より好ましくは０．３％以上、更に好ましくは０．５％以上である。しかしながら、酸素の体積率が１０％を超えると酸化物の生成を促進して、酸化物の径が大きくなり、上記（２）の比の平均が小さくなって、曲げ加工性が低下する。そのため、酸素の体積率を１０％以下とする。酸素の体積率は、好ましくは９％以下、より好ましくは８％以下である。
　なお、酸素以外のガスは不活性ガスである。不活性ガスとして、例えば窒素、アルゴンなどが挙げられる。所定形状の酸化物を確保するためには適正範囲の酸素が必要であり、残部の不活性ガスは、上記酸化物の形状に影響しない。本発明の実施形態では水蒸気は用いない。水蒸気導入により生成したスケールによって、所望とする酸化物が得られ難くなり、曲げ加工性向上効果が有効に発揮されないからである。
（加熱保持時間：１～５００秒）
　加熱保持時間も、所定形状の酸化物確保に影響を及ぼす。オーステナイト化温度における加熱保持時間を１～５００秒の範囲に制御することにより、酸化物の形状を上記（１）、（２）の範囲に調整できる。加熱保持時間が１秒未満になると、上記（２）の比の平均が小さくなって曲げ加工性が低下する。加熱保持時間は、好ましくは３秒以上、より好ましくは５秒以上である。一方、加熱保持時間が５００秒を超えると、酸化物が粗大化して上記（１）が大きくなり、上記（２）の比の平均は小さくなる。加熱保持は、好ましくは４７０秒以下、より好ましくは４５０秒以下である。
　上記の処理後、焼入れ焼戻しする。この焼入れ焼戻し工程は特に限定されず、ばね用鋼線の熱処理に一般的に用いられている方法を採用することができる。例えば、焼入れ方法として、水焼入れ、油焼入れが用いられる。焼戻し方法として、例えばガス、高周波、流動層などの加熱方法が挙げられる。好ましい焼戻し温度は３００～５００℃、保持時間は５～２０分である。
　本発明の実施形態に係る熱処理鋼線は、ばねの素材（ばね用鋼線）として好適に用いられる。ばねに加工するには、上記焼入れ焼戻しの後、力学特性調整のための保持を行なえば良い。
　以下、実施例を挙げて本発明の実施形態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も可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
　表１に示す化学成分（単位：質量％、残部：鉄および不可避的不純物）を含有する鋼を溶製し、熱間圧延して直径φ８．０ｍｍの圧延材を作製した。その後、軟化焼鈍、皮削り、伸線処理（φ４．０ｍｍ）を行った後、表２に示す条件で熱処理を行なった。その後、油焼入れ、ガスによる焼戻しを行なって熱処理鋼線（オイルテンパー線）を作製した。焼戻しは、４２５℃で１０分保持して行なった。
　このようにして得られたオイルテンパー線について、以下のように酸化物の形状を測定すると共に、曲げ加工性を評価した。
（酸化物の測定）
　酸化物の形状は、電界放射型走査電子顕微鏡（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ－Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ、ＦＥ－ＳＥＭ、観察倍率１０，０００倍）を用いて測定した。詳細には、上記オイルテンパー線の長軸方向に対して垂直な方向（横方向）に切断した後、樹脂に埋め込み、表面を研磨してナイタール腐食液でエッチングした。エッチング後の表面から２μｍの深さ位置までの領域に存在する酸化物（観察視野は、オイルテンパー線の表面方向に亘って幅２０μｍの領域）について、オイルテンパー線の直径方向の最大径（酸化物の深さ）、およびオイルテンパー線の直径と垂直な方向の最大径（酸化物の幅）をそれぞれ、測定して、当該酸化物の（幅×深さ）1/2で表される径の平均値、および当該酸化物の（幅／深さ）の比の平均を算出すると共に、当該酸化物の個数密度を求めた。測定は合計３視野について行い、その平均を求めた。なお、酸化物は上記倍率で確認可能な酸化物を対象とした。
（曲げ加工特性の評価）
　ＪＩＳ Ｚ ２４４８に記載の曲げ試験を用いて、上記オイルテンパー線の曲げ加工性を評価した。曲げ試験の後、曲げ部を、ＥＰＭＡ（電子線マイクロプローブＸ線分析計、Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｘ－ｒａｙ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ）－ＳＥＭを用いて観察し、割れの有無を確認した。割れが生じなかったものを曲げ加工性が良好、であると評価し、割れが生じたものを曲げ加工性が不良であると評価した。
　これらの結果を表２に併記する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２のＮｏ．２～６、９～１１、１３～１５、１７は、本発明に係る実施形態の要件を満足する例であり、所定形状の酸化物が確保されているため、曲げ加工性に優れている。
　これに対し、下記例はオーステナイト化のための熱処理条件を適切に制御していないため、所定形状の酸化物を確保できず、いずれも割れが発止した。
　具体的には、Ｎｏ．１はオーステナイト化温度が低いため、（幅／深さ）の比が小さい形状の酸化物が多く生成した。
　Ｎｏ．７はオーステナイト化温度が高いため、（幅×深さ）1/2が大きく、且つ、（幅／深さ）の比が小さい酸化物が生成した。
　Ｎｏ．８はオーステナイト化時の保持時間が短かったため、（幅／深さ）の比が小さい酸化物が多数生成した。
　Ｎｏ．１２はオーステナイト化時の加熱保持時間が長かったため、（幅×深さ）1/2が大きく、且つ、（幅／深さ）の比が小さい酸化物が生成した。
　Ｎｏ．１６は酸素濃度が過剰なため、（幅×深さ）1/2が非常に大きく、且つ、（幅／深さ）の比が小さい酸化物が生成した。
　本出願は、出願日が２０１６年３月３０日である日本国特許出願、特願第２０１６－０６８１４９号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－０６８１４９号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (3)

  1. 　質量％で、
    Ｃ ：０．３～０．８％、
    Ｓｉ：１．０～２．５％、
    Ｍｎ：０．５～１．５％、
    Ｐ ：０％超、０．０２％以下、
    Ｓ ：０％超、０．０２％以下、
    Ｃｒ：０．１～２％、
    Ａｌ：０％超、０．０１％以下、
    Ｎ ：０％超、０．００７％以下、
    Ｏ ：０％超、０．００５％以下
    を含有し、残部：鉄及び不可避的不純物からなる熱処理鋼線であって、
    　前記熱処理鋼線の長軸方向に垂直な断面を観察したとき、表面から２μｍの深さ位置までの領域に存在する酸化物の平均個数密度が１個／μｍ2以上であり、
    　前記酸化物の（幅×深さ）1/2で表される径の平均値が１μｍ以下であり、
    　前記酸化物の（幅／深さ）比の平均が１．０以上であることを特徴とする曲げ加工性に優れた熱処理鋼線。
    ここで、前記酸化物の深さは、鋼線の横断面において、鋼線の直径方向の最大径を意味し、
    前記酸化物の幅は、鋼線の横断面において、鋼線の直径と垂直な方向の最大径を意味する。
  2. 　更に質量％で、
    Ｃｕ：０％超、０．３％以下、およびＮｉ：０％超、０．３％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１に記載の熱処理鋼線。
  3. 　更に質量％で、
    Ｔｉ：０％超、０．０１％以下、Ｖ：０％超、０．５％以下、およびＢ：０％超、０．０１％以下よりなる群から選択される少なくとも一種を含有する請求項１または２に記載の熱処理鋼線。
PCT/JP2017/013034 2016-03-30 2017-03-29 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線 WO2017170755A1 (ja)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2016-068149 2016-03-30
JP2016068149A JP2017179471A (ja) 2016-03-30 2016-03-30 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2017170755A1 true WO2017170755A1 (ja) 2017-10-05

Family

ID=59964659

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2017/013034 WO2017170755A1 (ja) 2016-03-30 2017-03-29 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP2017179471A (ja)
WO (1) WO2017170755A1 (ja)

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH116033A (ja) * 1997-06-16 1999-01-12 Sumitomo Electric Ind Ltd 高強度高靱性ばね用オイルテンパー線およびその製造方法
WO2006059784A9 (ja) * 2004-11-30 2006-08-10 Nippon Steel Corp 高強度ばね用鋼および鋼線
WO2015115574A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH116033A (ja) * 1997-06-16 1999-01-12 Sumitomo Electric Ind Ltd 高強度高靱性ばね用オイルテンパー線およびその製造方法
WO2006059784A9 (ja) * 2004-11-30 2006-08-10 Nippon Steel Corp 高強度ばね用鋼および鋼線
WO2015115574A1 (ja) * 2014-01-29 2015-08-06 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れたばね用鋼線材、およびばね

Also Published As

Publication number Publication date
JP2017179471A (ja) 2017-10-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4423254B2 (ja) コイリング性と耐水素脆化特性に優れた高強度ばね鋼線
JP5135557B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材と高強度ボルト、及び、その製造方法
JP5315790B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
JP6452454B2 (ja) 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ
JP5973903B2 (ja) 耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法並びに高強度ばね
JPWO2018230717A1 (ja) ばね鋼用圧延線材
KR20150002848A (ko) 코일링성과 내수소취성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그의 제조 방법
JP5543814B2 (ja) 熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法
JP4994932B2 (ja) オイルテンパー線及びオイルテンパー線の製造方法
JP2012172247A (ja) 耐水素脆化特性に優れた高強度ばね用鋼
JP2008095156A (ja) 耐遅れ破壊性に優れた中空スタビライザの製造方法
JP7133705B2 (ja) 靭性及び腐食疲労特性が向上されたスプリング用線材、鋼線及びその製造方法
JP2012052218A (ja) ばね用鋼線及びその製造方法、並びにばね
JP5489497B2 (ja) 焼入性に優れたボロン鋼鋼板の製造方法
JP6453693B2 (ja) 疲労特性に優れた熱処理鋼線
JP5941439B2 (ja) コイルばね、およびその製造方法
WO2017169481A1 (ja) 疲労特性に優れた鋼線、およびその製造方法
JP2002180201A (ja) 疲労強度および延性に優れた硬引き線用鋼材および硬引き伸線材
JP6208611B2 (ja) 疲労特性に優れた高強度鋼材
JP6682863B2 (ja) 高炭素鋼線材および高炭素鋼線
WO2017170755A1 (ja) 曲げ加工性に優れた熱処理鋼線
JP2021050402A (ja) 高強度ばね用鋼及びその製造方法
WO2017122828A1 (ja) 高強度ばね用圧延材
JP2017128798A (ja) 高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法
JP2017128799A (ja) 高強度ばね用圧延材

Legal Events

Date Code Title Description
NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

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

Ref document number: 17775289

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 17775289

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1