WO2022201381A1 - 鋼材 - Google Patents

鋼材 Download PDF

Info

Publication number
WO2022201381A1
WO2022201381A1 PCT/JP2021/012350 JP2021012350W WO2022201381A1 WO 2022201381 A1 WO2022201381 A1 WO 2022201381A1 JP 2021012350 W JP2021012350 W JP 2021012350W WO 2022201381 A1 WO2022201381 A1 WO 2022201381A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel material
steel
content
rolling
shaving
Prior art date
Legal status (The legal status 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 status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2021/012350
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
真也 寺本
圭介 千葉
豊 根石
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to DE112021007366.4T priority Critical patent/DE112021007366T5/de
Priority to JP2023508277A priority patent/JP7445184B2/ja
Priority to CN202180096210.3A priority patent/CN117043372B/zh
Priority to US18/548,952 priority patent/US20240150878A1/en
Priority to PCT/JP2021/012350 priority patent/WO2022201381A1/ja
Publication of WO2022201381A1 publication Critical patent/WO2022201381A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • 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
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • 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
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
    • C21D9/5732—Continuous furnaces for strip or wire with cooling of wires; of rods
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/30—Stress-relieving
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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
    • C21D2261/00—Machining or cutting being involved
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/10—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the whole cross-section, e.g. of concrete reinforcing bars
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a steel material, and more particularly to a steel material that is used as a material for springs such as damper springs and valve springs.
  • Springs are used extensively in automobiles and general machinery.
  • damper springs absorb external shocks or vibrations.
  • Damper springs are used, for example, in torque converters that transmit the power of a motor vehicle to a transmission. Damper springs are required to have high fatigue strength.
  • valve springs regulate the opening and closing of valves in the devices of automobiles and general machinery. Valve springs are used, for example, to control the opening and closing of intake and exhaust valves of internal combustion engines (engines) of automobiles. Therefore, like the damper spring, the valve spring is also required to have high fatigue strength.
  • the manufacturing process of springs represented by damper springs and valve springs is as follows. Prepare the steel (wire rod) that will be the material of the spring. A shaving (peeling) process is performed on the steel material.
  • the shaving process means a process of passing a steel material (wire material) through a shaving die and scraping off (peeling) the entire surface (peripheral surface) of the steel material. By performing a shaving treatment, surface flaws and decarburized layers of the steel material are removed.
  • the steel material after the shaving process is subjected to wire drawing to make a steel wire.
  • the steel wire is subjected to refining treatment (quenching and tempering).
  • Cold coiling is performed on the steel wire after the temper treatment to produce a coil-shaped intermediate steel material.
  • the intermediate steel material is subjected to strain relief annealing.
  • Surface hardening heat treatment (nitriding treatment, etc.) is performed on the intermediate steel material after strain relief annealing, if necessary.
  • the intermediate steel material is subjected to shot peening to impart compressive residual stress to the surface layer.
  • a spring is manufactured by the manufacturing process described above.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 7-173577
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2007-327084
  • Patent Literature 1 describes that the steel material thus has a high strength of 1900 MPa or more after quenching and tempering and has excellent corrosion resistance.
  • the wire disclosed in Patent Document 2 has, in mass %, C: 0.6 to 1.1%, Si: 0.1 to 2.0%, Mn: 0.1 to 1%, P: 0.020 % or less (not including 0%), S: 0.020% or less (not including 0%), N: 0.006% or less (not including 0%), Al: 0.03% or less (0% ), O: 0.003% or less (not including 0%), and the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • This wire further has a pearlite structure with a second phase ferrite area ratio of 11.0% or less and a pearlite lamellar spacing of 120 ⁇ m or more. According to the patent document, due to the above configuration, this wire rod is less likely to break even though the wire drawing speed is increased and the area reduction rate is increased, and the life of the dies used for wire drawing can be extended. 2 is described.
  • defects caused by shaving such as “burrs”, “pluck” and “cracks” (hereinafter referred to as “shaving-induced defects") may occur on the surface of the steel material after shaving.
  • burrs are flaws caused by part of chips generated on the steel material surface during shaving treatment remaining on the steel material surface.
  • a “pluck” is a flaw that occurs when a part of the steel material surface near the base of the chip is ripped off when the chip separates from the steel material surface.
  • a "crack” is a flaw caused by cracking in a portion of the steel material surface near the root of the chip when the chip separates from the steel material surface.
  • the surface of the steel material with shaving-induced flaws has reduced smoothness and is in a rough state.
  • a spring manufactured using a steel material having a rough surface has a reduced fatigue strength. Therefore, in the steel material used as the raw material of the spring, it is required to suppress roughening of the surface of the steel material after the shaving treatment is performed.
  • Patent Documents 1 and 2 do not disclose any technique for suppressing roughening of the steel material after shaving.
  • An object of the present disclosure is to provide a steel material that can suppress surface roughness when shaving is performed.
  • the steel material of this embodiment is The chemical composition, in mass %, C: 0.50 to 0.80%, Si: 1.20 to 2.90%, Mn: 0.25-1.00%, Cr: 0.40 to 1.90%, V: 0.05 to 0.60%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Mo: 0-0.50%, Nb: 0 to 0.050%, W: 0 to 0.60%, Ni: 0 to 0.50%, Co: 0-0.30%, B: 0 to 0.0050%, Cu: 0-0.050%, Al: 0 to 0.0050%, and Ti: 0 to 0.050%, containing The balance consists of Fe and impurities, In the microstructure of the steel material, the pearlite area ratio is 90% or more, In the ferrite in the pearlite, The number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • the steel material according to the present disclosure can suppress roughening of the surface of the steel material when shaving treatment is performed.
  • FIG. 1 is an example of a transmission electron microscope (TEM) image of ferrite in pearlite in a thin film sample.
  • FIG. 2 is a flow chart showing the manufacturing process of the steel material of this embodiment.
  • FIG. 3 is a diagram showing an example of the temperature history of the steel material in the finish rolling process in FIG.
  • FIG. 4 is a diagram showing a continuous cooling transformation curve (CCT curve) in the cooling process of the steel material of this embodiment in FIG.
  • FIG. 5 is a flow chart showing the steps of manufacturing a spring using the steel material of this embodiment.
  • TEM transmission electron microscope
  • the inventors first studied the chemical composition and microstructure of steel materials suitable for springs such as damper springs and valve springs.
  • a chemical composition that provides the fatigue strength of a spring manufactured using steel as a raw material is suitable as a steel material for spring applications.
  • a structure that allows the steel material to be shaved in the shaving process (peeling) during the spring manufacturing process is suitable as the steel material for spring applications.
  • the chemical composition of the steel material is, in mass%, C: 0.50 to 0.80%, Si: 1.20 to 2.90%, Mn: 0.25 to 1.00%, Cr: 0 .40-1.90%, V: 0.05-0.60%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Mo: 0-0.50 %, Nb: 0-0.050%, W: 0-0.60%, Ni: 0-0.50%, Co: 0-0.30%, B: 0-0.0050%, Cu: 0 ⁇ 0.050%, Al: 0 to 0.0050%, and Ti: 0 to 0.050%, the balance being Fe and impurities, if the pearlite area ratio in the microstructure is 90% or more , thought that the steel would be suitable for spring applications.
  • the present inventors investigated means for suppressing the surface roughness of the steel material after shaving in the steel material having the chemical composition and microstructure described above. As a result, the following findings were obtained.
  • the shaving process is, as described above, a process of stripping (cutting) the entire surface of the steel material (wire material) using a shaving die.
  • the shaving treatment since the entire surface of the steel material is peeled off, scales and decarburized layers on the surface of the steel material can be removed, and defects such as rolling flaws can be removed. As a result, the surface of the steel material becomes smooth after shaving.
  • shaving-induced defects such as burrs, rips, or cracks occur on the steel material surface after the shaving process.
  • Shaving-induced flaws reduce the smoothness of the surface of the steel material, forming a rough surface on the surface of the steel material. Therefore, the present inventors investigated the cutting mechanism of the steel material surface during the shaving process. As a result, the following findings were obtained.
  • the surface of the steel material is cut with a shaving die.
  • the cut steel portion is separated from the steel surface as chips.
  • part of the chips may remain on the surface of the steel material during the shaving process, or the steel material portion near the root of the chips may The steel may be ripped off, or cracks may occur on the surface of the steel material near the root of the chips. Part of the remaining chips and rips and cracks generated at the base of the chips become flaws caused by shaving, forming rough surface on the surface of the steel material.
  • the present inventors considered that if chips generated by cutting with a shaving die are easily separated from the surface of the steel material during the shaving process, the chips will be cut short. If the chips are cut short, the short chips are easily separated from the steel material surface. Therefore, it is possible to prevent a part of the chips from remaining on the steel material surface, the steel material portion near the root of the chips from being plucked, and the steel material surface near the root of the chips from cracking. As a result, the occurrence of scratches caused by shaving is suppressed, the roughening of the surface of the steel material is suppressed, and the smoothness of the surface of the steel material can be secured.
  • the present inventors further investigated means for cutting chips in the shaving process into short pieces in the steel material having the above-described chemical composition and microstructure.
  • MnS which is an inclusion in steel
  • MnS which is an inclusion
  • MnS can reduce fatigue characteristics. Therefore, the present inventors considered that it is not appropriate to utilize MnS in the steel material to suppress roughening of the surface of the steel material after shaving. Therefore, the present inventors have considered using means other than MnS to suppress roughening of the surface of the steel material after shaving.
  • the inventors paid attention to the microstructure of the steel material that is the material of the spring.
  • the microstructure of the steel used as the material for the spring is a pearlite-based structure with a pearlite area ratio of 90% or more.
  • Pearlite is composed of ferrite and cementite. Since ferrite is softer than cementite, it is less likely to break than cementite during shaving. Therefore, the inventors of the present invention focused on ferrite in the pearlite structure and studied means for facilitating the division of ferrite.
  • the present inventors considered using precipitates that precipitate in ferrite instead of inclusions such as MnS in order to facilitate the division of ferrite during shaving treatment. Then, they thought that if a large amount of nano-sized fine V-based precipitates were intentionally formed in ferrite, the ferrite would be easily split during shaving treatment.
  • the fine V-based precipitates are precipitates containing V and having a maximum diameter of 2 to 20 nm in the field of observation with a TEM (transmission electron microscope) described later.
  • Precipitates containing V are, for example, V carbides, V carbonitrides, and the like.
  • V-based precipitates can be generated in ferrite by interphase precipitation.
  • the V-based precipitates are much finer than those of MnS. Specifically, the size of MnS is about 1 ⁇ m even at the smallest size, whereas V-based precipitates can be formed with a size of about 2 to 20 nm. If the size of the precipitates is small, they are unlikely to become starting points for fatigue fracture. Therefore, the V-based precipitates are less likely to reduce the fatigue strength of the spring. On the other hand, if a large number of V-based precipitates are formed in the ferrite, the ferrite tends to be cut into short pieces by the V-based precipitates during the peeling treatment. As a result, it is considered that shaving-induced flaws such as remaining chips, plucking, and cracking are less likely to occur.
  • V-based precipitates can also suppress wear of shaving dies.
  • the hardness of V-based precipitates is high.
  • some of the V-based precipitates contained in the chips adhere to the cutting edge of the shaving die.
  • the deposited V-based precipitates enhance the wear resistance of the cutting edge of the shaving die. If the wear resistance of the cutting edge of the shaving dies is improved, the cutting power (shaving power) of the shaving dies can be maintained. Therefore, it is possible to maintain the ease of cutting chips from the surface of the steel material.
  • the present inventors conducted further detailed studies on the number density of V-based precipitates in the steel that can sufficiently suppress the roughening of the steel during shaving.
  • the inventors of the present invention have found that in a steel material in which the content of each element in the chemical composition is within the above range and the pearlite area ratio in the microstructure is 90% or more, the maximum diameter of ferrite in the pearlite is 2 It has been found that if the number density of V-based precipitates of up to 20 nm is 3,000 to 80,000/ ⁇ m 3 , roughening of the steel material after shaving treatment can be sufficiently suppressed.
  • the steel material of this embodiment has been completed based on the above technical concept.
  • the steel material according to this embodiment has the following configuration.
  • [1] is steel, The chemical composition, in mass %, C: 0.50 to 0.80%, Si: 1.20 to 2.90%, Mn: 0.25-1.00%, Cr: 0.40 to 1.90%, V: 0.05 to 0.60%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, Mo: 0-0.50%, Nb: 0 to 0.050%, W: 0 to 0.60%, Ni: 0 to 0.50%, Co: 0-0.30%, B: 0 to 0.0050%, Cu: 0-0.050%, Al: 0 to 0.0050%, and Ti: 0 to 0.050%, containing The balance consists of Fe and impurities, In the microstructure of the steel material, the pearlite area ratio is 90% or more, In the ferrite in the pearlite, The number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm is 3000 to 80000 / ⁇ m 3 , steel.
  • C 0.50-0.80% Carbon (C) increases the fatigue strength of springs made of steel. If the C content is less than 0.50%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the C content exceeds 0.80%, coarse cementite is formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Coarse cementite reduces the ductility of the steel material. Coarse cementite further reduces the fatigue strength of springs made from steel. Therefore, the C content is 0.50-0.80%.
  • the lower limit of the C content is preferably 0.51%, more preferably 0.52%, still more preferably 0.53%, still more preferably 0.54%.
  • the upper limit of the C content is preferably 0.79%, more preferably 0.78%, still more preferably 0.76%, still more preferably 0.74%, still more preferably 0.72 %, more preferably 0.70%, more preferably 0.68%.
  • Si 1.20-2.90%
  • Silicon (Si) increases the fatigue strength of springs made of steel. Si also deoxidizes the steel. Si also increases the temper softening resistance of the steel. Therefore, even after thermal refining (quenching and tempering) is performed in the manufacturing process of the spring, the fatigue strength of the spring is maintained high. If the Si content is less than 1.20%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Si content exceeds 2.90%, the ductility of the steel material, which is the raw material of the spring, is excessively lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Furthermore, the fatigue strength of springs made of steel is reduced.
  • the Si content is 1.20-2.90%.
  • the lower limit of the Si content is preferably 1.25%, more preferably 1.30%, still more preferably 1.35%, still more preferably 1.40%, still more preferably 1.45 %, more preferably 1.50%, more preferably 1.55%, still more preferably 1.60%.
  • the preferred upper limit of the Si content is 2.85%, more preferably 2.80%, still more preferably 2.75%, still more preferably 2.70%, still more preferably 2.65 %, more preferably 2.60%.
  • Mn 0.25-1.00%
  • Manganese (Mn) enhances the hardenability of steel and enhances the fatigue strength of springs made from steel. If the Mn content is less than 0.25%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.00%, even if the content of other elements is within the range of the present embodiment, the strength of the steel material becomes excessively high during the spring manufacturing process, and the steel material is processed. diminished sexuality. Therefore, the Mn content is 0.25-1.00%.
  • the preferred lower limit of the Mn content is 0.28%, more preferably 0.30%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.40%, still more preferably 0.45 %, more preferably 0.50%, more preferably 0.55%.
  • the preferred upper limit of the Mn content is 0.95%, more preferably 0.90%, still more preferably 0.85%, still more preferably 0.80%, still more preferably 0.75 %.
  • Chromium (Cr) enhances the hardenability of steel and enhances the fatigue strength of springs made from steel. If the Cr content is less than 0.40%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. On the other hand, if the Cr content exceeds 1.90%, coarse Cr carbides are excessively formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Coarse Cr carbides reduce the fatigue strength of the spring. Therefore, the Cr content is 0.40-1.90%.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.45%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.55%, still more preferably 0.60%, still more preferably 0.65 %, more preferably 0.70%, more preferably 0.75%, still more preferably 0.80%.
  • the upper limit of the Cr content is preferably 1.85%, more preferably 1.80%, still more preferably 1.75%, still more preferably 1.70%, still more preferably 1.65 %, more preferably 1.60%.
  • V 0.05-0.60% Vanadium (V) combines with C and/or N to form V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite of pearlite.
  • the V-based precipitates facilitate splitting of ferrite during shaving. Therefore, the V-based precipitates make it easier to divide the chips into short pieces during the shaving process. As a result, roughening of the surface of the steel material after shaving is suppressed, and the smoothness of the surface of the steel material is enhanced. If the V content is less than 0.05%, the above effect cannot be sufficiently obtained even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the V content is 0.05-0.60%.
  • the lower limit of the V content is preferably 0.06%, more preferably 0.07%, still more preferably 0.08%, still more preferably 0.10%, still more preferably 0.15 %, more preferably 0.17%, more preferably 0.18%, still more preferably 0.20%.
  • the upper limit of the V content is preferably 0.58%, more preferably 0.57%, still more preferably 0.55%, still more preferably 0.53%, still more preferably 0.50 %, more preferably 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.30%.
  • Phosphorus (P) is an impurity. P segregates at grain boundaries and lowers the fatigue strength of springs made of steel. Therefore, the P content is 0.020% or less.
  • the upper limit of the P content is preferably 0.018%, more preferably 0.016%, still more preferably 0.014%, still more preferably 0.012%, still more preferably 0.010 %. It is preferable that the P content is as low as possible, and the most preferable P content is 0%. However, excessive reduction of the P content raises production costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the P content is more than 0%, more preferably 0.001%, more preferably 0.002%, and still more preferably 0.003%. %.
  • S 0.020% or less Sulfur (S) is an impurity. Like P, S segregates at grain boundaries or combines with Mn to form MnS, thereby lowering the fatigue strength of a spring manufactured using steel. Therefore, the S content is 0.020% or less.
  • the preferred upper limit of the S content is 0.018%, more preferably 0.016%, still more preferably 0.014%, still more preferably 0.012%, still more preferably 0.010 %.
  • the S content is preferably as low as possible, and the S content is most preferably 0%. However, excessive reduction of the S content raises manufacturing costs. Therefore, considering normal industrial production, the preferable lower limit of the S content is more than 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.002%, still more preferably 0.003%. %.
  • N 0.0100% or less Nitrogen (N) is an impurity. N combines with Al or Ti to form AlN or TiN, which lowers the fatigue strength of springs made of steel. Therefore, the N content is 0.0100% or less.
  • the upper limit of the N content is preferably 0.0095%, more preferably 0.0090%, still more preferably 0.0085%, still more preferably 0.0080%, still more preferably 0.0075 %, more preferably 0.0070, more preferably 0.0065%, still more preferably 0.0060%.
  • the N content is preferably as low as possible, and the N content is most preferably 0%. However, excessive reduction of the N content raises manufacturing costs. Therefore, the preferred lower limit of the N content is more than 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0003%, still more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0005%. 0007%, more preferably 0.0010%.
  • the remainder of the chemical composition of the steel material according to this embodiment consists of Fe and impurities.
  • the impurities are those that are mixed from ore, scrap, or the manufacturing environment as raw materials when the steel material is industrially manufactured, and are within a range that does not adversely affect the steel material of the present embodiment. means acceptable.
  • the chemical composition of the steel material according to the present embodiment may further contain one or more selected from the group consisting of Mo, Nb, W, Ni, Co and B instead of part of Fe. These elements are arbitrary elements, and all increase the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material of this embodiment.
  • Mo 0-0.50% Molybdenum (Mo) is an optional element and may not be contained. That is, the Mo content may be 0%. When contained, that is, when the Mo content is more than 0%, Mo enhances the hardenability of the steel material and enhances the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material. Mo also increases the temper softening resistance of the steel. Therefore, the fatigue strength of the spring is maintained high even after the thermal refining process is performed in the manufacturing process of the spring. If even a little Mo is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the Mo content is 0-0.50%, and when Mo is included, the Mo content is greater than 0-0.50%.
  • a preferable lower limit of the Mo content is 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.10%.
  • a preferred upper limit of the Mo content is 0.45%, more preferably 0.40%, still more preferably 0.35%, still more preferably 0.30%.
  • Niobium (Nb) is an optional element and may not be contained. That is, the Nb content may be 0%. When contained, that is, when the Nb content exceeds 0%, Nb combines with C and/or N to form carbides or carbonitrides (hereinafter referred to as Nb carbonitrides, etc.). Nb carbonitride or the like refines austenite grains. Therefore, the fatigue strength of the spring manufactured using steel is increased. If even a small amount of Nb is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Nb content exceeds 0.050%, coarse Nb carbonitrides and the like are formed even if the content of other elements is within the range of the present embodiment.
  • the Nb content is 0-0.050%, and when Nb is included, the Nb content is greater than 0%-0.050%.
  • a preferable lower limit of the Nb content is 0.001%, more preferably 0.005%, and still more preferably 0.010%.
  • the preferred upper limit of the Nb content is 0.045%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.035%, still more preferably 0.030%, still more preferably 0.025 %.
  • W 0-0.60% Tungsten (W) is an optional element and may not be contained. That is, the W content may be 0%. When contained, that is, when the W content is more than 0%, W enhances the hardenability of the steel material and enhances the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material. W also increases the temper softening resistance of the steel. Therefore, the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material is maintained high even after the thermal refining process is performed in the manufacturing process of the spring. If even a small amount of W is contained, the above effect can be obtained to some extent.
  • the W content is 0-0.60%, and when W is included, the W content is greater than 0-0.60%.
  • a preferable lower limit of the W content is 0.01%, more preferably 0.05%, and still more preferably 0.10%.
  • the preferred upper limit of the W content is 0.55%, more preferably 0.50%, still more preferably 0.45%, still more preferably 0.40%, still more preferably 0.35 %, more preferably 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an optional element and may not be contained. That is, the Ni content may be 0%. When contained, that is, when the Ni content is more than 0%, Ni enhances the hardenability of the steel material and enhances the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material. If Ni is contained even in a small amount, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Ni content exceeds 0.50%, the strength of the steel material becomes excessively high and the workability of the steel material deteriorates even if the other element contents are within the ranges of the present embodiment. Therefore, the Ni content is 0 to 0.50%, and when Ni is included, the Ni content is greater than 0 to 0.50%.
  • the preferred lower limit of the Ni content is 0.01%, more preferably 0.02%, still more preferably 0.03%, still more preferably 0.05%, still more preferably 0.10 %.
  • a preferable upper limit of the Ni content is 0.45%, more preferably 0.40%, and still more preferably 0.35%.
  • Co is an optional element and may not be contained. That is, the Co content may be 0%. When included, that is, when the Co content is greater than 0%, Co increases the temper softening resistance of the steel. Therefore, the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material is maintained high even after the thermal refining process is performed in the manufacturing process of the spring. If even a small amount of Co is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the Co content exceeds 0.30%, the strength of the steel material becomes excessively high and the workability of the steel material deteriorates even if the contents of other elements are within the ranges of the present embodiment.
  • the Co content is 0-0.30%, and when Co is included, the Co content is greater than 0-0.30%.
  • the lower limit of the Co content is preferably 0.01%, more preferably 0.05%, still more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Co content is preferably 0.28%, more preferably 0.26%, still more preferably 0.24%, still more preferably 0.22%, still more preferably 0.20 %.
  • B 0 to 0.0050%
  • Boron (B) is an optional element and may not be contained. That is, the B content may be 0%. When contained, that is, when the B content is more than 0%, B enhances the hardenability of the steel material and enhances the fatigue strength of the spring manufactured using the steel material. If even a small amount of B is contained, the above effect can be obtained to some extent. However, if the B content exceeds 0.0050%, the strength of the steel material becomes excessively high and the workability of the steel material deteriorates even if the contents of other elements are within the ranges of the present embodiment. Therefore, the B content is 0 to 0.0050%, and when B is included, the B content is greater than 0 to 0.0050%.
  • the preferred lower limit of the B content is 0.0001%, more preferably 0.0005%, still more preferably 0.0010%, still more preferably 0.0015%, still more preferably 0.0020 %.
  • the preferred upper limit of the B content is 0.0049%, more preferably 0.0048%, still more preferably 0.0047%, still more preferably 0.0045%, still more preferably 0.0043 %, more preferably 0.0040%.
  • the chemical composition of the steel material according to the present embodiment may further contain one or more impurities selected from the group consisting of Cu, Al and Ti instead of part of Fe. If the contents of these elements are within the ranges described below, the above-described effects of the steel material according to the present embodiment can be sufficiently obtained.
  • Cu is an impurity and is preferably not contained. That is, the Cu content may be 0%. If the Cu content exceeds 0.050%, the workability of the steel is remarkably lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Cu content is 0-0.050%.
  • a preferred upper limit of the Cu content is 0.045%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.038%, still more preferably 0.036%. As described above, the Cu content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of Cu content raises manufacturing costs. Therefore, the preferred lower limit of the Cu content is over 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.002%.
  • Al is an impurity and is preferably not contained. That is, the Al content may be 0%. Al forms coarse non-metallic inclusions and lowers the fatigue strength of springs made of steel. If the Al content exceeds 0.0050%, the fatigue strength of the spring is remarkably lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Al content is 0-0.0050%.
  • the preferred upper limit of the Al content is 0.0045%, more preferably 0.0040%, still more preferably 0.0035%, still more preferably 0.0032%, still more preferably 0.0030 %. As described above, the lower the Al content is, the better. However, excessive reduction of Al content raises production costs. Therefore, the preferred lower limit of the Al content is over 0%, more preferably 0.0001%, still more preferably 0.0005%.
  • Titanium (Ti) is an impurity and is preferably not contained. That is, the Ti content may be 0%. Ti forms coarse TiN. TiN tends to be a starting point of fracture. Therefore, TiN lowers the fatigue strength of springs made of steel. If the Ti content exceeds 0.050%, the fatigue strength of the spring is significantly lowered even if the content of other elements is within the range of the present embodiment. Therefore, the Ti content is 0-0.050%.
  • the upper limit of the Ti content is preferably 0.045%, more preferably 0.040%, still more preferably 0.035%, still more preferably 0.032%, still more preferably 0.030 %. As described above, the Ti content is preferably as low as possible. However, excessive reduction of Ti content raises production costs. Therefore, the lower limit of the Ti content is preferably over 0%, more preferably 0.001%, still more preferably 0.003%, still more preferably 0.005%.
  • the microstructure of the steel material of this embodiment is a pearlite-based structure.
  • the microstructure is a pearlite-based structure
  • the microstructure has a pearlite area ratio of 90% or more.
  • Phases other than pearlite are, for example, precipitates, inclusions, ferrite, and hard phases (martensite and/or bainite). The area ratios of precipitates and inclusions are so small that they can be ignored compared to other phases.
  • the pearlite area ratio can be obtained by the following method.
  • the observation surface is the cross section (surface) cut in the direction perpendicular to the longitudinal direction of the steel material, that is, the wire diameter direction of the steel material. Polish the viewing surface to a mirror finish.
  • the mirror-polished viewing surface is etched with 5% picric acid alcohol (picral etchant).
  • picral etchant 5% picric acid alcohol
  • the observation field is defined as the depth position of 1/4 of the diameter in the radial direction from the surface of the steel material (periphery of the observation surface).
  • Ten observation fields are observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 to generate photographic images of the ten observation fields.
  • the size of each field of view is 40 ⁇ m ⁇ 60 ⁇ m.
  • each phase such as pearlite, ferrite, hard phase, precipitates, and inclusions differs in contrast and phase morphology. Therefore, perlite is identified based on contrast and morphology. Pearlite is in the form of alternating layers of cementite and ferrite. Therefore, one skilled in the art can readily distinguish perlite from other phases by contrast and morphology.
  • the total perlite area ( ⁇ m 2 ) in each observation field is determined.
  • the ratio of the total area of pearlite in all observation fields to the total area (24000 ⁇ m 2 ) of all observation fields is defined as pearlite area ratio (%).
  • the pearlite area ratio is a value (that is, an integer) obtained by rounding off the value to the first decimal place.
  • the pearlite area ratio in the microstructure of the steel material of this embodiment is 90% or more. Therefore, compared with steel materials mainly composed of hard phases (martensite and/or bainite), the surface of steel materials can be easily ground in shaving treatment, and cold workability is also high. As described above, in the spring manufacturing process, the steel material is subjected to a shaving process and then to a wire drawing process. Therefore, the steel material of this embodiment is suitable for manufacturing springs. In addition, in the steel material of this embodiment, the preferable lower limit of the pearlite area ratio is 91%, and more preferably 92%.
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • the number density of V-based precipitates means the number of V-based precipitates per unit area (1 ⁇ m 3 in this specification).
  • V-based precipitates are precipitates containing V.
  • the V-based precipitates may contain Cr as well as V.
  • V-based precipitates are, for example, V-carbides and V-carbonitrides.
  • the V-based precipitates may be composite precipitates containing V carbide and elements other than V, Cr, and C, or V carbonitrides and elements other than V, Cr, C, and N. It may be a composite precipitate containing and.
  • the V-based precipitates are extremely fine compared to Fe carbides such as cementite. Therefore, it can be easily distinguished from Fe carbides such as cementite, and the V-based precipitates can be identified.
  • V or V and Cr are detected by elemental analysis with an energy dispersive X-ray spectroscopy (EDS), and a nanobeam diffraction pattern ( Analysis using Nano Beam Electron Diffraction (NBD) revealed that the crystal structure was cubic, and the lattice constants a, b, and c were all 0.4167 nm ⁇ 5% (ICDD (International Center for Diffraction Data) No. 065-8822).
  • EDS energy dispersive X-ray spectroscopy
  • NBD Nano Beam Electron Diffraction
  • a large number of fine V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm are precipitated in ferrite in pearlite.
  • these fine V-based precipitates facilitate the division of ferrite in chips generated from the surface of the steel material by shaving treatment. As a result, chips are easily cut short. As a result, it is possible to prevent a part of the chips from remaining on the steel material surface, the steel material portion near the root of the chips from being plucked, and the steel material surface near the root of the chips from cracking. That is, the occurrence of shaving-induced flaws is suppressed, and the roughening of the surface of the steel material is suppressed.
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is less than 3000/ ⁇ m 3 , the number density of V-based precipitates is insufficient. In this case, roughening of the surface of the steel material after shaving cannot be sufficiently suppressed. If the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3000/ ⁇ m 3 or more, the number density of V-based precipitates in ferrite in pearlite is sufficiently high.
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3000 It is 3 or more pieces/ ⁇ m.
  • a preferable lower limit of the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3500/ ⁇ m3 , more preferably 4000/ ⁇ m3 , and still more preferably 4500/ ⁇ m3 . , more preferably 5000/ ⁇ m3 , more preferably 5500/ ⁇ m3 , still more preferably 6000/ ⁇ m3 , still more preferably 6500/ ⁇ m3 , still more preferably 7000 / ⁇ m 3 , more preferably 8,000/ ⁇ m 3 , more preferably 9,000/ ⁇ m 3 , still more preferably 10,000/ ⁇ m 3 , still more preferably 15,000/ ⁇ m 3 .
  • the upper limit of the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm is not particularly limited. However, when the content of each element in the chemical composition of the steel is within the range of this embodiment, the upper limit of the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 80000/ ⁇ m 3 .
  • the upper limit of the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is preferably 75,000/ ⁇ m 3 , more preferably 72,000/ ⁇ m 3 .
  • the number density (pieces/ ⁇ m 3 ) of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite can be obtained by the following method.
  • the steel material (wire material) according to the present embodiment is cut in the wire diameter direction.
  • a disc having a cross section in the direction of the wire diameter and a thickness of 0.5 mm in the direction of the central axis of the steel material is sampled.
  • the disk is ground and polished from both sides to a thickness of 60 ⁇ m.
  • a sample of 3 mm diameter is then taken from the disc.
  • the sample is immersed in a 10% perchloric acid-glacial acetic acid solution and subjected to electropolishing to prepare a thin film sample with a thickness of 100 nm.
  • perlite can be easily distinguished from other phases by contrast and morphology.
  • pearlite can be identified as a lamellar structure that is a striped pattern of white regions and black regions.
  • the white regions are ferrite and the black regions are cementite. Therefore, the contrast allows the ferrite in the pearlite to be easily distinguished and identified from the cementite in the pearlite. Therefore, based on the contrast, five observation fields are selected in the ferrite in the pearlite.
  • precipitates can be identified by contrast. Therefore, among the specified plurality of precipitates, precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm are specified.
  • the maximum diameter is the maximum line segment length when two arbitrary points on the interface between the precipitate and the matrix are selected and the entire line segment connecting the two points is included in the precipitate.
  • precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm are V-based precipitates. Therefore, precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm are identified as V-based precipitates. It can be confirmed by using EDS and NBD that the precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm are V-based precipitates. Specifically, each precipitate having a maximum diameter of 2 to 20 nm is irradiated with a beam to detect characteristic X-rays, and an elemental analysis in the precipitate is performed. Furthermore, a nanobeam diffraction pattern (NBD) is obtained by nanobeam diffraction (microelectron diffraction) for each precipitate with a maximum diameter of 2 to 20 nm.
  • NBD nanobeam diffraction pattern
  • the obtained nanobeam diffraction pattern is analyzed to determine the crystal structure and lattice constant of the precipitate. If V or V and Cr are detected by EDS, and further, as a result of analyzing NBD, the crystal structure is cubic and lattice constants a, b, and c are all 0.4167 nm ⁇ 5%, The precipitates are V-based precipitates.
  • Fig. 1 is an example of a TEM image of ferrite in pearlite of a thin film sample.
  • reference numeral 10 denotes V-based precipitates.
  • the total number of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm is determined in five observation fields. Based on the obtained total number of V-based precipitates and the total volume of the five observation fields, the number density (number/ ⁇ m 3 ) of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm is obtained.
  • the steel material of the present embodiment has a chemical composition in which the content of each element is within the range of the present embodiment, and the pearlite area ratio in the microstructure is 90% or more. Furthermore, in ferrite in pearlite, the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 . Therefore, the steel material of the present embodiment can sufficiently suppress the occurrence of shaving-induced flaws such as burrs, rips, and cracks on the surface of the steel material after the shaving process in the shaving process during the manufacturing process of the spring. As a result, roughening of the steel material surface after shaving treatment can be sufficiently suppressed, and the smoothness of the steel material surface can be sufficiently improved.
  • FIG. 2 is a flow chart showing an example of the manufacturing process of the steel material of this embodiment.
  • the steel manufacturing method of the present embodiment includes a material preparation step (S110), a rough rolling step (S120), and a finish rolling step (S130). Each step will be described in detail below.
  • molten steel having a chemical composition in which the content of each element is within the range of the present embodiment is produced by a well-known refining method.
  • a raw material (bloom or ingot) is manufactured using the manufactured molten steel. Specifically, the bloom is produced by a continuous casting method using molten steel. Alternatively, an ingot is produced by an ingot casting method using molten steel.
  • the raw material is hot rolled to produce a billet.
  • the material is first heated in the rough rolling step (S120).
  • a heating furnace or soaking furnace is used to heat the material.
  • the material is heated to 1200-1300° C. in a heating furnace or soaking furnace.
  • the material is held at a furnace temperature of 1200-1300° C. for 1.5-50.0 hours.
  • the material after heating is extracted from the heating furnace or the soaking furnace, and hot rolling is performed.
  • a blooming mill is used for hot rolling in the rough rolling step (S120.
  • the material is bloomed by a blooming mill to produce a billet.
  • a continuous rolling mill When a continuous rolling mill is installed downstream of the blooming mill, the billet after blooming is further hot-rolled using the continuous rolling mill to produce a smaller billet.
  • rolling stands having a pair of horizontal rolls (horizontal stands) and rolling stands having a pair of vertical rolls (vertical stands) are alternately arranged in a row.
  • the raw material (bloom or ingot) is manufactured into a billet.
  • the heating temperature in the heating furnace in the finish rolling process shall be 1050° C. or higher.
  • the holding time at the heating temperature of 1050° C. or higher is, for example, 0.5 to 5.0 hours.
  • V-based precipitates may be generated in the billet due to cooling after hot rolling. If finish rolling is performed on a billet in which V-based precipitates remain in the billet, coarse V-based precipitates are excessively generated in the ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling process. As a result, the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is less than 3000/ ⁇ m 3 .
  • the heating temperature in the finish rolling step (S130) is 1050° C. or higher, the V-based precipitates that may remain in the billet after the rough rolling step (S120) can be sufficiently dissolved. . Therefore, on the premise that other manufacturing conditions are satisfied, the formation of coarse V-based precipitates with a maximum diameter exceeding 20 nm is suppressed, and the maximum diameter of ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling process is 2 to 20 nm.
  • the number density of V-based precipitates is 3000 pieces/ ⁇ m 3 or more.
  • the heated billet is subjected to hot rolling (finish rolling) using a row of finishing rolling mills to produce a wire rod, which is a steel material.
  • finish rolling hot rolling
  • the outer diameter of the wire is not particularly limited, the outer diameter of the wire is, for example, 5 to 10 mm.
  • the outer diameter of the steel material (wire material) is determined based on the wire diameter of the spring, which is the final product.
  • a finishing mill train includes a plurality of rolling stands arranged in a row from upstream to downstream. Each stand includes multiple rolls arranged around the pass line. The rolling rolls of each stand are formed with grooves. A billet is passed through a groove formed by a plurality of rolls of each stand and subjected to hot rolling to gradually reduce the cross section of the billet to produce a steel material (wire material).
  • a group of rolling stands arranged continuously from the most upstream rolling stand is called a "row of roughing mills.”
  • a group of rolling stands arranged downstream of the row of roughing mills and arranged in succession is called an "intermediate rolling mill row”.
  • a group of rolling stands arranged downstream of the intermediate rolling mill train and arranged one or in succession is referred to as a "last rolling mill train”.
  • the finishing rolling mill line is divided into three rolling stand groups from upstream to downstream: a roughing rolling mill line, an intermediate rolling mill line, and a final rolling mill line.
  • the number of rolling stands in the roughing mill train, the number of rolling stands in the intermediate rolling mill train, and the number of rolling stands in the final rolling mill train are not particularly limited.
  • the row of finishing rolling mills is divided into three rolling stand groups (a row of rough rolling mills, a row of intermediate rolling mills, and a row of final rolling mills) for convenience.
  • Water cooling devices for cooling the steel material are arranged between several rolling stands of the row of rough rolling mills, the row of intermediate rolling mills, and the row of final rolling mills.
  • the water cooling device performs water cooling on the steel material that exits the preceding rolling stand and enters the subsequent rolling stand, which is the next rolling stand, that is, the steel material portion between the preceding rolling stand and the subsequent rolling stand. to lower the steel temperature.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of the temperature history of steel during finish rolling.
  • section S131 is the temperature history of the steel material during the time until the steel material extracted from the heating furnace reaches the top rolling stand of the roughing mill line of the finishing mill line.
  • Section S132 is the temperature history of the steel material in the row of roughing mills.
  • Section S133 is the temperature history of the steel material in the intermediate rolling mill train.
  • Section S134 is the temperature history of the steel material in the final rolling mill train.
  • Interval S135 is the temperature history of the steel material after leaving the rolling stand at the end of the last row of rolling mills.
  • the steel material of the present embodiment is manufactured through the temperature history of S131 to S135 shown in FIG. Each section S131 to S135 will be described below.
  • the steel material temperature rises in the steel material in which processing heat is generated. Therefore, in normal finish rolling, the temperature of the steel material rises again during rolling in the rolling stands downstream of the row of roughing mills or during rolling in the row of intermediate rolling mills. The steel material temperature continues to rise even in the final rolling mill train.
  • the temperature history of the steel material during the finish rolling is changed. Adjust as follows.
  • the period during which the billet surface temperature is continuously maintained at 950 to 850° C. during finish rolling (referred to as specific temperature residence time) is set to 5 to 100 seconds.
  • the specific temperature residence time affects the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite of the steel material after the finish rolling step (S130). Specifically, if the specific temperature residence time during finish rolling is 5 to 100 seconds, and on the premise that other manufacturing conditions are satisfied, the maximum diameter of ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling process is 2.
  • the number density of V-based precipitates up to 20 nm is 3,000 to 80,000/ ⁇ m 3 .
  • V atoms or clusters of V atoms and Cr atoms are formed in the billet during finish rolling, provided other manufacturing conditions are met.
  • V atoms or clusters of V atoms and Cr atoms (hereinafter also simply referred to as clusters) refer to aggregates of atoms generated in the previous stage of the generation of V-based precipitates.
  • the number of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm is 3,000 to 80,000/ ⁇ m 3 in the ferrite in the pearlite of the steel material.
  • the temperature range (950 to 850° C.) of the specific temperature residence time described above is just below the solution temperature range (about 1000 to 1150° C.) of V-based precipitates. Therefore, in the temperature range (950 to 850 ° C.) of the specific temperature residence time, the driving force for generating the nuclei of the V-based precipitates is smaller than in the solution treatment temperature range, and the nuclei of the V-based precipitates are generated. Hateful. On the other hand, V atoms and/or Cr atoms dissolved in the billet are sufficiently diffused into the billet. As a result, clusters are formed, which is a precursor to the nucleation of V-based precipitates.
  • a large number of clusters can be generated by securing a specific temperature residence time of 5 to 100 seconds.
  • the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in the ferrite in the pearlite of the steel material after the cooling treatment in the finish rolling step (S130) is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • the above mechanism is presumed. However, even if a different mechanism is acting, if the specific temperature residence time is 5 to 100 seconds, the maximum diameter of the ferrite in the pearlite of the steel material after the cooling treatment in the finish rolling step (S130) is 2 to 2. Examples described later prove that the number density of 20 nm V-based precipitates is 3,000 to 80,000/ ⁇ m 3 .
  • the specific temperature residence time is less than 5 seconds, cluster generation will be insufficient.
  • the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in the ferrite in the pearlite of the steel material after the cooling treatment in the finish rolling step (S130) is less than 3000/ ⁇ m 3 .
  • the specified temperature residence time exceeds 100 seconds, precipitates are generated from the clusters. Therefore, the V-based precipitates after the finish rolling process become coarse, and a large amount of V-based precipitates having a maximum diameter of more than 20 nm are generated.
  • the specified temperature residence time is set to 5 to 100 seconds.
  • the preferred lower limit of the specific temperature residence time is 8 seconds, more preferably 10 seconds, and even more preferably 12 seconds.
  • a preferable upper limit of the specific temperature residence time is 90 seconds, more preferably 80 seconds, still more preferably 70 seconds, still more preferably 60 seconds.
  • the billet during rolling in the intermediate rolling mill train is water-cooled to lower the billet surface temperature.
  • the billet portion passing between the rolling stands is water-cooled by a water cooling device arranged between the rolling stands of the intermediate rolling mill row.
  • the specified temperature residence time is secured for 5 to 100 seconds.
  • the method for adjusting the specific temperature residence time during finish rolling is not limited to the above method.
  • the surface temperature of the billet during the rolling period (S132) in the rough rolling mill train may be adjusted by water cooling or the like, or the billet surface temperature during the rolling period (S134) in the final rolling mill train may be adjusted by water cooling or the like.
  • the residence time (specified temperature residence time) when the surface temperature of the billet is 950 to 850 ° C. is, as described above, a state in which the surface temperature of the billet is continuously 950 to 850 ° C. means the time of
  • finish rolling temperature the surface temperature of the steel material on the delivery side of the rolling stand that rolls down last in the final row of rolling mills.
  • the finish rolling temperature is less than 1000°C. If the finish rolling temperature is 1000° C. or higher, the austenite grains in the steel are coarsened. In this case, a large amount of fine V-based precipitates having a maximum diameter of less than 2 nm is generated as described later in the cooling treatment. As a result, the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in the ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling step (S130) is less than 3000/ ⁇ m 3 .
  • the specific temperature residence time is 5 to 100 seconds, and the rolling at the end of the intermediate rolling mill row
  • the finish rolling temperature in the rolling period (S134) of the final rolling mill train may be suppressed to less than 1000°C.
  • the billet surface may be cooled during the rolling period (S134) of the final rolling mill train to set the finish rolling temperature to less than 1000°C.
  • the preferred lower limit of the finish rolling temperature is 900°C.
  • the temperature of the steel material (surface temperature of the steel material) is maintained at less than 1000°C from the elapse of the specific temperature residence time until the completion of rolling in the final rolling mill row.
  • the entire rolling period in the intermediate rolling mill row is included in the specific temperature residence time.
  • the specified temperature residence time is not limited to this. Part of the rolling period in the intermediate rolling mill train may correspond to the specific temperature residence time.
  • the specific temperature residence time is not limited to the rolling period in the intermediate rolling mill train. In short, the period during which the temperature of the steel material is continuously 950° C. to 850° C. (specific temperature residence time) during finish rolling is 5 to 100 seconds, and the finish rolling temperature should be less than 1000° C.
  • the temperature history of the steel material during finish rolling can be measured, for example, by the following method.
  • Thermometers capable of measuring the surface temperature of steel materials are arranged on the entrance side or exit side of each stand of the finishing rolling mill row (rough rolling mill row, intermediate rolling mill row, and final rolling mill row). Based on the measurement results of these thermometers, the temperature history of the steel material during finish rolling can be determined.
  • a cooling process is performed on the steel material immediately after completion of finish rolling in the row of finishing rolling mills (row of rough rolling mills, row of intermediate rolling mills, row of final rolling mills) (S135).
  • a rapid cooling treatment RC is performed, and then a slow cooling treatment SC is performed.
  • the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in the ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling step (S130) is set to 3000 to 80000/ ⁇ m 3 by the cooling treatment.
  • the rapid cooling treatment RC and the slow cooling treatment SC will be described below.
  • the steel material after finishing rolling and having a surface temperature in the temperature range of 950 to 800° C. is quenched.
  • the average cooling rate at a surface temperature of 950 to 800° C. is set to more than 1.0° C. second. If the average cooling rate is 1.0° C./sec or less when the surface temperature of the steel is 950 to 800° C., the austenite grains in the steel coarsen even if other manufacturing conditions are satisfied. In this case, a large amount of V-based precipitates of less than 2 nm are produced.
  • the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm in the ferrite in the pearlite of the steel material after the finish rolling step (S130) is less than 3000/ ⁇ m 3 .
  • the steel after the finish rolling step (S130)
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • FIG. 4 is a continuous cooling transformation curve (CCT curve) during the cooling treatment period (S135) of the steel material of this embodiment.
  • CCT curve continuous cooling transformation curve
  • the solid curve in the graph in FIG. 4 indicates the temperature change of the steel material with respect to the cooling time.
  • a dashed curve Ps (curves Ps1 and Ps2) in FIG. 4 indicates the transformation start temperature of pearlite. If the austenite grains in the steel material are fine, the curve Ps shifts to the short time side (left side in the figure) (corresponding to the curve Ps1 in FIG. 4). If the curve Ps shifts to the short time side, the pearlite transformation starts at a temperature higher than the pearlite nose PN in the slow cooling treatment (SC) after the rapid cooling treatment (RC).
  • SC slow cooling treatment
  • RC rapid cooling treatment
  • V-based precipitates are precipitated at the interphase boundary in the ferrite of the pearlite.
  • V-based precipitates are formed on the higher temperature side than the pearlite nose PN. Therefore, the generated V precipitate grows to some extent.
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite can be 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • the slow cooling treatment (SC) is performed immediately after the rapid cooling treatment (RC).
  • the steel is cooled so that the average cooling rate is less than 2.00°C/sec when the surface temperature of the steel is less than 800°C to 600°C. If the average cooling rate is 2.00° C./second or more when the surface temperature of the steel material is less than 800° C. to 600° C., the pearlite transformation will be insufficient even if other manufacturing conditions are satisfied. As a result, the pearlite area ratio becomes less than 90%. Furthermore, since the pearlite transformation is insufficient, the interphase precipitation of V-based precipitates is also insufficient. As a result, the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is less than 3000/ ⁇ m 3 .
  • the average cooling rate is less than 2.00°C/sec when the surface temperature of the steel material is less than 800°C to 600°C
  • the pearlite transformation is sufficiently accelerated.
  • the pearlite area ratio becomes 90% or more.
  • the number density of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm in ferrite in pearlite is 3000 to 80000/ ⁇ m 3 .
  • the steel material (wire rod) of the present embodiment can be manufactured by the manufacturing process described above.
  • the above-mentioned manufacturing method is an example for manufacturing the steel material of this embodiment. Therefore, the content of each element in the chemical composition of the steel material is within the range of the present embodiment, the pearlite area ratio in the microstructure is 90% or more, and the maximum diameter of ferrite in the pearlite is 2 to 20 nm.
  • the steel material manufacturing method of the present embodiment is not limited to the above manufacturing method.
  • Springs made of steel according to the present embodiment are springs used in automobiles and general machinery, for example.
  • Springs used in automobiles and general machinery are, for example, damper springs or valve springs.
  • the spring made of the steel material of this embodiment is manufactured by a well-known manufacturing method.
  • a spring made of the steel material of this embodiment is manufactured by the following method.
  • FIG. 5 is a flow diagram showing an example of a spring manufacturing method using the steel material of this embodiment.
  • the spring made of steel according to the present embodiment includes a steel wire preparation step (S200) and a spring manufacturing step (S300).
  • steel wires for springs are manufactured using the steel material of this embodiment.
  • the steel wire means a steel material obtained by performing wire drawing one or more times on a steel material (wire material) which is a hot-rolled material.
  • the steel wire preparation step (S200) includes a shaving treatment step (S210), an annealing treatment step (S220), a wire drawing step (S230), and a refining treatment step (S240).
  • the shaving treatment step (S210) In the shaving treatment step (S210), the entire surface (surrounding surface) of the steel material is peeled off (shaving treatment). It is sufficient to carry out the shaving process by a well-known method.
  • a steel material wire material
  • the shaving process removes surface flaws and decarburized layers of the steel material.
  • Annealing treatment step (S220) In the annealing treatment step (S220), the steel material after the shaving treatment step (S210) is annealed to remove strain in the steel material generated by the shaving treatment. Annealing treatment is sufficient if it is implemented by a well-known method.
  • the temperature of the annealing treatment is, for example, 300° C. or higher.
  • wire drawing process (S230) In the wire drawing step (S230), wire drawing is performed on the steel material after the annealing treatment step (S220). A steel wire having a desired outer diameter is manufactured by drawing.
  • the wire drawing step (S230) may be performed by a well-known method. Specifically, the steel is lubricated to form a lubricating coating, typically a phosphate coating or a metallic soap layer, on the surface of the steel. Wire drawing is performed at room temperature on the lubricated steel material.
  • a wire drawing machine having a well-known configuration is used. A wire drawing machine includes a die for drawing a steel material.
  • the tempering treatment step (S240) includes a quenching treatment step and a tempering treatment step.
  • the steel wire is first heated above the Ac 3 transformation point.
  • a high-frequency induction heating device is used. Quench the heated steel wire.
  • the quenching method may be water cooling or oil cooling. The quenching process makes the microstructure of the steel wire mainly composed of martensite.
  • the spring manufacturing process (S300) includes a cold coiling process (S310), a strain relief annealing process (S320), a nitriding process (S330) performed as necessary, and a shot peening process (S340). .
  • the coiling device includes, for example, a plurality of conveying roller sets, a wire guide, a plurality of coil forming jigs (coiling pins), and a core bar having a semicircular cross section.
  • the transport roller set includes a pair of rollers facing each other. A plurality of transport roller sets are arranged in a row. Each transport roller set sandwiches the steel material between a pair of rollers and transports the steel wire in the wire guide direction.
  • a steel wire passes through a wire guide.
  • a steel wire coming out of the wire guide is bent into an arc shape by a plurality of coiling pins and a core bar, and formed into a coil-shaped intermediate steel material.
  • the strain relief annealing step (S320) is an essential step. In the strain relief annealing step (S320), annealing is performed to remove residual stress generated in the intermediate steel material by the cold coiling step (S310).
  • the treatment temperature (annealing temperature) in the annealing treatment is, for example, 400-500.degree.
  • the holding time at the annealing temperature is not particularly limited, it is, for example, 10 to 50 minutes. After the holding time has elapsed, the intermediate steel material is allowed to cool or slowly cools to room temperature.
  • the nitriding step (S330) is an optional step and not an essential step. That is, the nitriding step (S330) may or may not be performed.
  • nitriding treatment is performed on the intermediate steel material formed in the cold coiling step (S310) and subjected to the strain relief annealing treatment step (S320).
  • the nitriding treatment referred to here also includes soft nitriding treatment.
  • nitrogen is introduced into the surface layer of the intermediate steel material to form a nitrided layer (hardened layer) on the surface layer of the intermediate steel material through solid solution strengthening due to dissolved nitrogen and precipitation strengthening due to nitride formation.
  • the nitriding treatment is performed at a treatment temperature (nitriding temperature) equal to or lower than the Ac1 transformation point.
  • the nitriding temperature is, for example, 400-550.degree.
  • the holding time at the nitriding temperature is 1.0 to 5.0 hours.
  • the atmosphere in the furnace in which the nitriding treatment is performed is not particularly limited as long as it is an atmosphere in which the chemical potential of nitrogen is sufficiently high.
  • the atmosphere in the furnace for nitriding treatment may be, for example, an atmosphere mixed with a carburizing gas (such as RX gas) as in soft nitriding treatment.
  • the shot peening step (S340) is an essential step.
  • shot peening is performed on the surface of the intermediate steel material after the nitriding step (S330). Thereby, compressive residual stress is applied to the surface layer of the spring, and the fatigue limit of the spring can be further increased.
  • Shot peening may be performed by a well-known method.
  • a blast material with a diameter of 0.01 to 1.5 mm is used.
  • the projection material is, for example, steel shots, steel beads, etc., and well-known materials may be used.
  • the compressive residual stress applied to the spring is adjusted according to the diameter of the blast material, the blast speed, the blast time, and the amount of blast to a unit area per unit time.
  • a spring made from the steel material of this embodiment is manufactured by the above manufacturing process.
  • the effects of the steel material of this embodiment will be described more specifically by way of examples.
  • the conditions in the following examples are examples of conditions adopted for confirming the feasibility and effect of the steel material of this embodiment. Therefore, the steel material of this embodiment is not limited to this one condition example.
  • a blank part in Table 1 means that the content of the corresponding element was below the detection limit.
  • a bloom was produced by a continuous casting method using the above molten steel.
  • a rough rolling step (S120) was performed on the bloom. Specifically, after heating the bloom, it was bloomed and then rolled by a continuous rolling mill to produce a billet with a cross section perpendicular to the longitudinal direction of 162 mm ⁇ 162 mm.
  • the heating temperature in the rough rolling step (S120) was 1200 to 1250° C., and the holding time at the heating temperature was 2.0 hours.
  • the finish rolling step (S130) was performed to manufacture a steel material (wire rod) with a diameter of 6.5 mm.
  • the heating temperature in the finish rolling process (S130) was the temperature shown in the “heating temperature (°C)” column of the “finish rolling process” column in Table 2.
  • the holding time at the heating temperature was 1.5 hours for all test numbers.
  • the specific temperature residence time (continuous residence time within the range of 950 to 850 ° C.) during finish rolling is the time shown in the "Specific temperature residence time (seconds)" column in the "Finish rolling process” column of Table 2. rice field.
  • the finish rolling temperature (°C) in the finish rolling process was the temperature shown in the column “finish rolling temperature (°C)” in the column “finish rolling process” in Table 2.
  • the temperature of the steel material after the elapse of the specific temperature residence time was lower than the finish rolling temperature until the finish rolling was completed in any test number.
  • the steel material after finish rolling was subjected to rapid cooling (RC), followed by slow cooling (SC).
  • the average cooling rate in the steel material surface temperature range of 950 to 800 ° C in the rapid cooling treatment (RC) is the average cooling rate (° C. / sec).
  • the average cooling rate in the steel material surface temperature range of less than 800 ° C. to 600 ° C. in the slow cooling treatment (SC) is the average shown in the column "Average cooling rate in slow cooling treatment (° C./sec)" in Table 2. was the cooling rate (°C/sec).
  • the steel material was manufactured through the above manufacturing process.
  • the pearlite area ratio (%) in the microstructure of the steel material of each test number was measured by the following method.
  • a cross section (surface) cut in the wire diameter direction of the steel material of each test number was used as an observation surface.
  • the observation surface was mirror-polished.
  • the mirror-polished observation surface was etched with 5% picric acid alcohol (picral etchant).
  • picral etchant 5% picric acid alcohol
  • the observation field was defined as the depth position of 1/4 of the diameter in the radial direction from the surface of the steel material (periphery of the observation surface).
  • Ten observation fields were observed using a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 2000 to generate photographic images of the ten observation fields.
  • the size of each visual field was 40 ⁇ m ⁇ 60 ⁇ m.
  • Perlite was identified based on contrast and phase morphology. The total perlite area ( ⁇ m 2 ) in each field of view was determined. The ratio of the total area of pearlite in all observation fields to the total area (24000 ⁇ m 2 ) of all observation fields was defined as the pearlite area ratio (%). The obtained pearlite area ratio is shown in the column of "perlite area ratio (%)" in Table 2.
  • the created thin film sample was observed with a transmission electron microscope (TEM). Specifically, five points (observation fields) on the surface (observation surface) of the thin film sample in the radial direction were observed at an observation magnification of 200,000 times and an acceleration voltage of 200 kV. At this time, the observation field was selected within the ferrite in the pearlite. Each observation field was 0.09 ⁇ m ⁇ 0.09 ⁇ m.
  • Precipitates were identified by contrast in each observation field. Furthermore, among the identified plurality of precipitates, precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm were identified.
  • the maximum diameter is the maximum line segment length when two arbitrary points on the interface between the precipitate and the matrix are selected and the entire line segment connecting the two points is included in the precipitate. .
  • Precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm were identified as V-based precipitates.
  • the precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm were V-based precipitates.
  • the total number of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm was obtained in five observation fields. Based on the obtained total number of V-based precipitates and the total volume of the five observation fields, the number density (number/ ⁇ m 3 ) of V-based precipitates having a maximum diameter of 2 to 20 nm was determined. The obtained number density of the V-based precipitates is shown in the "V-based precipitate number density (pieces/ ⁇ m 3 )" column in Table 2.
  • Table 2 shows the test results.
  • Test Nos. 1 to 15 had an appropriate chemical composition and an appropriate manufacturing process. Therefore, in the microstructure of the steel material of each test number, the pearlite area ratio was 90% or more. Furthermore, the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm was 3000 to 80000/ ⁇ m 3 . Therefore, even when the steel materials of test numbers 1 to 16 were subjected to the shaving process, the surface roughness of the steel materials was 5.0 ⁇ m or less, and the rough surface after the shaving process could be sufficiently suppressed.
  • test numbers 16 and 22 the heating temperature during finish rolling was too low. Therefore, the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm was less than 3000/ ⁇ m 3 . As a result, the surface roughness of the steel material exceeded 5.0 ⁇ m, and rough skin after shaving could not be sufficiently suppressed.
  • Test numbers 17 and 23 had too long a specific temperature residence time. Therefore, the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm was less than 3000/ ⁇ m 3 . As a result, the surface roughness (ten-point average roughness Rz) of the steel material exceeded 5.0 ⁇ m, and rough skin after shaving could not be sufficiently suppressed.
  • Test numbers 18 and 24 had too short a specific temperature residence time. Therefore, the number density of V-based precipitates with a maximum diameter of 2 to 20 nm was less than 3000/ ⁇ m 3 . As a result, the surface roughness of the steel material exceeded 5.0 ⁇ m, and rough skin after shaving could not be sufficiently suppressed.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

シェービング処理後の表面の肌荒れを抑制できる鋼材を提供する。本実施形態による鋼材の化学組成は、質量％で、Ｃ：０．５０～０．８０％、Ｓｉ：１．２０～２．９０％、Ｍｎ：０．２５～１．００％、Ｃｒ：０．４０～１．９０％、Ｖ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｗ：０～０．６０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～０．０５０％、Ａｌ：０～０．００５０％、及び、Ｔｉ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなる。鋼材のミクロ組織において、パーライト面積率が９０％以上であり、パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である。

Description

鋼材
　本発明は、鋼材に関し、さらに詳しくは、ダンパーばね又は弁ばね等のばねの素材となる鋼材に関する。
　自動車及び一般機械では、ばねが多用されている。自動車及び一般機械に使用されるばねのうち、ダンパーばねは、外部からの衝撃又は振動を吸収する。ダンパーばねはたとえば、自動車の動力をトランスミッションに伝達するトルクコンバーターに使用される。ダンパーばねでは、高い疲労強度が求められる。また、自動車及び一般機械に使用されるばねのうち、弁ばねは、自動車及び一般機械の機器内の弁の開閉を調整する。弁ばねはたとえば、自動車の内燃機関（エンジン）の給排気弁の開閉制御に使用される。したがって、ダンパーばねと同様に、弁ばねにおいても、高い疲労強度が求められる。
　ダンパーばね及び弁ばね等に代表されるばねの製造工程は次のとおりである。ばねの素材となる鋼材（線材）を準備する。鋼材に対して、シェービング（皮むき）処理を実施する。ここで、シェービング処理とは、鋼材（線材）をシェービングダイスに通して、鋼材の表面（周面）全体を削りとる（皮むきする）処理を意味する。シェービング処理を実施することにより、鋼材の表面の疵及び脱炭層を除去する。
　シェービング処理後の鋼材に対して伸線加工を実施して鋼線とする。鋼線に対して調質処理（焼入れ及び焼戻し）を実施する。調質処理後の鋼線に対して冷間コイリングを実施して、コイル状の中間鋼材を製造する。中間鋼材に対して歪取り焼鈍を実施する。歪取り焼鈍後の中間鋼材に対して、必要に応じて表面硬化熱処理（窒化処理等）を実施する。歪取り焼鈍後又は表面硬化熱処理後の中間鋼材に対して、ショットピーニングを実施して、表層に圧縮残留応力を付与する。以上の製造工程により、ばねが製造される。
　このようなばねの素材となる鋼材に関する技術が、特開平７－１７３５７７号公報（特許文献１）及び特開２００７－３２７０８４号公報（特許文献２）に提案されている。
　特許文献１に開示されたばね用鋼材は、質量％で、Ｃ：０．３～０．６％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：０．１～０．５％、Ｃｒ：０．５～１．５％、を含有し、さらに、Ｎｉ：１．０％以下（０を含まない）及び／又はＭｏ：０．１～０．５％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避不純物からなる。さらに、この鋼材では、ＦＰ（＝（０．２３［Ｃ］＋０．１）×（０．７［Ｓｉ］＋１）×（３．５［Ｍｎ］＋１）×（２．２［Ｃｒ］＋１）×（０．４［Ｎｉ］＋１）×（３［Ｍｏ］＋１））が２．５～４．５である。これにより、上記鋼材は、焼入れ焼戻し後に１９００ＭＰａ以上の高い強度を有し、かつ、優れた耐食性を有する、と特許文献１には記載されている。
　特許文献２に開示された線材は、質量％で、Ｃ：０．６～１．１％、Ｓｉ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０３％以下（０％を含まない）、Ｏ：０．００３％以下（０％を含まない）を含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる。この線材はさらに、第二相フェライト面積率が１１．０％以下であり、パーライトラメラ間隔が１２０μｍ以上であるパーライト組織を有する。上記構成により、この線材は、伸線速度の上昇や減面率の増大にもかかわらず、断線が発生しにくく、かつ、伸線加工に用いられるダイス寿命を延長させることができる、と特許文献２には記載されている。
特開平７－１７３５７７号公報 特開２００７－３２７０８４号公報
　ところで、上述のとおり、ばねの素材となる鋼材では、ばねの製造工程時において、シェービング処理（皮むき）が実施される。この場合、シェービング処理後の鋼材の表面において、「ばり」や「むしれ」や「き裂」といった、シェービングに起因する疵（以下、シェービング起因疵という）が発生してしまう場合がある。ここで、「ばり」とは、シェービング処理時に鋼材表面に発生する切り屑の一部が鋼材表面に残存することにより生じる疵である。「むしれ」とは、切り屑が鋼材表面から離脱するときに、切り屑の根元近傍の鋼材表面の一部をむしり取ることにより発生する疵である。「き裂」とは、切り屑が鋼材表面から離脱するときに、切り屑の根元近傍の鋼材表面の一部に割れを発生させることにより生じる疵である。シェービング起因疵が発生した鋼材表面は、平滑性が低下しており、肌荒れの状態となっている。表面に肌荒れが生じている鋼材を用いて製造されたばねでは、疲労強度が低下する。そのため、ばねの素材となる鋼材では、シェービング処理が実施された後の鋼材表面の肌荒れの抑制が求められる。
　上述の特許文献１及び２には、シェービング処理後の鋼材の肌荒れを抑制する技術については、何ら開示されていない。
　本開示の目的は、シェービング処理が実施された場合に表面の肌荒れを抑制できる鋼材を提供することである。
　本実施形態の鋼材は、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．８０％、
　Ｓｉ：１．２０～２．９０％、
　Ｍｎ：０．２５～１．００％、
　Ｃｒ：０．４０～１．９０％、
　Ｖ：０．０５～０．６０％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０２０％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｍｏ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．０５０％、
　Ｗ：０～０．６０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｃｕ：０～０．０５０％、
　Ａｌ：０～０．００５０％、及び、
　Ｔｉ：０～０．０５０％、を含有し、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記鋼材のミクロ組織において、パーライト面積率が９０％以上であり、
　前記パーライト中のフェライトにおいて、
　最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である。
　本開示による鋼材は、シェービング処理が実施された場合に鋼材表面の肌荒れを抑制できる。
図１は、薄膜試料のパーライト中のフェライトでの透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ：Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）画像の一例である。 図２は、本実施形態の鋼材の製造工程を示すフロー図である。 図３は、図２中の仕上げ圧延工程での鋼材の温度履歴の一例を示す図である。 図４は、図３中の本実施形態の鋼材の冷却工程での連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）を示す図である。 図５は、本実施形態の鋼材を用いたばねの製造工程を示すフロー図である。
　本発明者らは、はじめに、ダンパーばね及び弁ばね等に代表されるばねの素材として適切な鋼材の化学組成及びミクロ組織を検討した。鋼材を素材としてばねが製造された場合のばねの疲労強度が得られる化学組成が、ばね用途の鋼材として適切である。さらに、ばねの製造工程中のシェービング処理（皮むき）において鋼材がシェービングされ得る組織が、ばね用途の鋼材として適切である。検討の結果、鋼材の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．５０～０．８０％、Ｓｉ：１．２０～２．９０％、Ｍｎ：０．２５～１．００％、Ｃｒ：０．４０～１．９０％、Ｖ：０．０５～０．６０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下、Ｍｏ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．０５０％、Ｗ：０～０．６０％、Ｎｉ：０～０．５０％、Ｃｏ：０～０．３０％、Ｂ：０～０．００５０％、Ｃｕ：０～０．０５０％、Ａｌ：０～０．００５０％、及び、Ｔｉ：０～０．０５０％を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなり、ミクロ組織におけるパーライト面積率が９０％以上であれば、その鋼材がばね用途に適切であると考えた。
　そこで、本発明者らは、上述の化学組成及びミクロ組織を有する鋼材において、シェービング処理を実施した後の鋼材表面の肌荒れを抑制する手段について検討を行った。その結果、次の知見を得た。
　シェービング処理（皮むき）は、上述のとおり、シェービングダイスを用いて、鋼材（線材）の表面全体を剥く（切削する）処理である。シェービング処理では鋼材表面全体を皮むきするため、鋼材表面のスケールや脱炭層を除去でき、さらに、圧延疵等の欠陥を除去できる。その結果、シェービング処理後の鋼材表面が平滑になる。しかしながら、シェービング処理において鋼材表面がスムーズに切削されない場合、シェービング処理後の鋼材表面にばり、むしれ、又は、き裂といったシェービング起因疵が発生する。シェービング起因疵は鋼材表面の平滑性を低下し、鋼材表面に肌荒れ状態を形成する。そこで、本発明者らは、シェービング処理時における鋼材表面の切削メカニズムについて調査した。その結果、次の知見を得た。
　シェービング処理中において、鋼材の表面は、シェービングダイスにより切削される。切削された鋼材部分は切り屑として、鋼材表面から分断される。このとき、シェービングダイスにより鋼材の表面から切削された切り屑が鋼材表面から分断されにくければ、シェービング処理時において、切り屑の一部が鋼材表面に残存したり、切り屑の根元近傍の鋼材部分がむしれたり、切り屑の根元近傍の鋼材表面にき裂が発生したりする。このような切り屑の一部の残存や切り屑の根元で発生したむしれやき裂が、シェービング起因疵となり、鋼材表面の肌荒れを形成する。したがって、本発明者らは、シェービング処理時において、シェービングダイスによる切削により生成した切り屑が鋼材表面から分断されやすければ、切り屑が短く分断されると考えた。切り屑が短く分断されれば、短い切り屑は鋼材表面から容易に切り離されやすい。そのため、切り屑の一部が鋼材表面に残存したり、切り屑の根元近傍の鋼材部分がむしれたり、切り屑の根元近傍の鋼材表面にき裂が入ったりするのを抑制できる。その結果、シェービング起因疵の発生が抑制され、鋼材表面の肌荒れが抑制され、鋼材表面の平滑性を確保できる。
　そこで、本発明者らは、上述の化学組成及びミクロ組織を有する鋼材において、シェービング処理での切り屑を短く分断できる手段について、さらに検討を行った。
　一般的に、鋼材中の介在物であるＭｎＳが鋼材の被削性を高めることが知られている。そこで、本発明者らは初めに、鋼材中の介在物であるＭｎＳの形態を制御することにより、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを抑制することを考えた。
　しかしながら、ばねにおいて、介在物であるＭｎＳは疲労特性を低減し得る。そのため、シェービング後の鋼材表面の肌荒れを抑制するために鋼材中のＭｎＳを活用することは適切でないと本発明者らは考えた。そこで、本発明者らは、ＭｎＳとは異なる他の手段により、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを抑制することを考えた。
　ここで、本発明者らは、ばねの素材となる鋼材のミクロ組織に注目した。ばねの素材となる鋼材のミクロ組織は、上述のとおり、パーライト面積率が９０％以上のパーライト主体の組織である。パーライトはフェライトとセメンタイトとで構成される。フェライトは、セメンタイトと比較して軟質であるため、シェービング処理時において、セメンタイトよりも分断されにくい。そこで、本発明者らは、パーライト組織中のフェライトに注目し、フェライトを分断しやすくする手段を検討した。
　検討の結果、本発明者らは、シェービング処理時のフェライトを分断しやすくするために、ＭｎＳのような介在物ではなく、フェライト中に析出する析出物を利用することを考えた。そして、フェライト中にナノサイズの微細なＶ系析出物を意図的に多く生成すれば、シェービング処理時のフェライトが分断しやすくなると考えた。ここで、微細なＶ系析出物とは、Ｖを含有する析出物であって、後述するＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）での観察視野において、最大径が２～２０ｎｍの析出物を意味する。Ｖを含有する析出物とは例えば、Ｖ炭化物、Ｖ炭窒化物等である。
　Ｖ系析出物は相界面析出により、フェライト中に生成させることができる。そして、Ｖ系析出物はＭｎＳと比較して非常に微細である。具体的にはＭｎＳのサイズは微細なものでも１μｍ程度であるのに対して、Ｖ系析出物は２～２０ｎｍ程度で生成させることができる。析出物のサイズが小さければ、疲労破壊の起点になりにくい。そのため、Ｖ系析出物はばねの疲労強度を低下しにくい。一方で、Ｖ系析出物がフェライト中に多数生成すれば、ピーリング処理時において、Ｖ系析出物により、フェライトが短く分断しやすくなる。その結果、切り屑の一部の残存、むしれ、き裂といったシェービング起因疵が発生しにくくなると考えられる。
　Ｖ系析出物はさらに、シェービングダイスの摩耗も抑制できると考えられる。Ｖ系析出物の硬度は高い。シェービング処理時において、切り屑に含まれるＶ系析出物の一部は、シェービングダイスの刃先に付着する。付着したＶ系析出物は、シェービングダイスの刃先の耐摩耗性を高める。シェービングダイスの刃先の耐摩耗性が高まれば、シェービングダイスの切削力（シェービング力）を維持できる。そのため、鋼材表面から切り屑の分断しやすさも維持できる。
　つまり、フェライト中にＶ系析出物を多数生成させることにより、鋼材自体の切り屑の分断のしやすさを高めるだけでなく、シェービングダイスの刃先の耐摩耗性を維持することによる切り屑の分断のしやすさも高めることができる。その結果、シェービング処理後の鋼材の肌荒れを顕著に抑制できると考えられる。
　以上の技術思想に基づいて、本発明者らは、シェービング処理での鋼材の肌荒れを十分に抑制可能な、鋼材中のＶ系析出物の数密度についてさらに詳細に検討を行った。その結果、本発明者らは、化学組成中の各元素含有量が上述の範囲内であって、ミクロ組織中のパーライト面積率が９０％以上の鋼材において、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３であれば、シェービング処理後の鋼材の肌荒れを十分に抑制できることを見出した。
　上記メカニズムは推定であるものの、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３であれば、シェービング処理後の鋼材の肌荒れが十分に抑制されていることは、後述の実施例により立証されている。
　本実施形態の鋼材は、上述の技術思想により完成したものである。本実施形態による鋼材は、次の構成を有する。
　［１］
　鋼材であって、
　化学組成が、質量％で、
　Ｃ：０．５０～０．８０％、
　Ｓｉ：１．２０～２．９０％、
　Ｍｎ：０．２５～１．００％、
　Ｃｒ：０．４０～１．９０％、
　Ｖ：０．０５～０．６０％、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０２０％以下、
　Ｎ：０．０１００％以下、
　Ｍｏ：０～０．５０％、
　Ｎｂ：０～０．０５０％、
　Ｗ：０～０．６０％、
　Ｎｉ：０～０．５０％、
　Ｃｏ：０～０．３０％、
　Ｂ：０～０．００５０％、
　Ｃｕ：０～０．０５０％、
　Ａｌ：０～０．００５０％、及び、
　Ｔｉ：０～０．０５０％、を含有し、
　残部がＦｅ及び不純物からなり、
　前記鋼材のミクロ組織において、パーライト面積率が９０％以上であり、
　前記パーライト中のフェライトにおいて、
　最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である、
　鋼材。
　［２］
　［１］に記載の鋼材であって、
　前記化学組成において、
　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
　Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
　Ｗ：０．０１～０．６０％、
　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
　Ｃｏ：０．０１～０．３０％、及び、
　Ｂ：０．０００１～０．００５０％からなる群から選択される１種以上を含有する、
　鋼材。
　以下、本実施形態の鋼材について詳述する。元素に関する「％」は、特に断りがない限り、質量％を意味する。
　［鋼材の化学組成］
　鋼材の化学組成は、次の元素を含有する。
　Ｃ：０．５０～０．８０％
　炭素（Ｃ）は、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を高める。Ｃ含有量が０．５０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃ含有量が０．８０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なセメンタイトが生成する。粗大なセメンタイトは、鋼材の延性を低下する。粗大なセメンタイトはさらに、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｃ含有量は０．５０～０．８０％である。Ｃ含有量の好ましい下限は０．５１％であり、さらに好ましくは０．５２％であり、さらに好ましくは０．５３％であり、さらに好ましくは０．５４％である。Ｃ含有量の好ましい上限は０．７９％であり、さらに好ましくは０．７８％であり、さらに好ましくは０．７６％であり、さらに好ましくは０．７４％であり、さらに好ましくは０．７２％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．６８％である。
　Ｓｉ：１．２０～２．９０％
　シリコン（Ｓｉ）は、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を高める。Ｓｉはさらに、鋼を脱酸する。Ｓｉはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、ばねの製造工程において調質処理（焼入れ及び焼戻し処理）を実施した後であっても、ばねの疲労強度が高く維持される。Ｓｉ含有量が１．２０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｓｉ含有量が２．９０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ばねの素材となる鋼材の延性が過剰に低下する。さらに、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は１．２０～２．９０％である。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．２５％であり、さらに好ましくは１．３０％であり、さらに好ましくは１．３５％であり、さらに好ましくは１．４０％であり、さらに好ましくは１．４５％であり、さらに好ましくは１．５０％であり、さらに好ましくは１．５５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．８５％であり、さらに好ましくは２．８０％であり、さらに好ましくは２．７５％であり、さらに好ましくは２．７０％であり、さらに好ましくは２．６５％であり、さらに好ましくは２．６０％である。
　Ｍｎ：０．２５～１．００％
　マンガン（Ｍｎ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を高める。Ｍｎ含有量が０．２５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．００％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ばねの製造工程中において、鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２５～１．００％である。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．３０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％である。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．９５％であり、さらに好ましくは０．９０％であり、さらに好ましくは０．８５％であり、さらに好ましくは０．８０％であり、さらに好ましくは０．７５％である。
　Ｃｒ：０．４０～１．９０％
　クロム（Ｃｒ）は、鋼材の焼入れ性を高め、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を高める。Ｃｒ含有量が０．４０％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ含有量が１．９０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＣｒ炭化物が過剰に生成する。粗大なＣｒ炭化物は、ばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｃｒ含有量は０．４０～１．９０％である。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．６０％であり、さらに好ましくは０．６５％であり、さらに好ましくは０．７０％であり、さらに好ましくは０．７５％であり、さらに好ましくは０．８０％である。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．８５％であり、さらに好ましくは１．８０％であり、さらに好ましくは１．７５％であり、さらに好ましくは１．７０％であり、さらに好ましくは１．６５％であり、さらに好ましくは１．６０％である。
　Ｖ：０．０５～０．６０％
　バナジウム（Ｖ）は、Ｃ及び／又はＮと結合して最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物をパーライトのフェライト中に形成する。Ｖ系析出物は、シェービング処理時において、フェライトを分断しやすくする。そのため、Ｖ系析出物は、シェービング処理時において切り屑を短く分断しやすくする。その結果、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れが抑制され、鋼材表面の平滑性が高まる。Ｖ含有量が０．０５％未満であれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、上記効果が十分に得られない。一方、Ｖ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、最大径が２０ｎｍを超える粗大なＶ系析出物が鋼材中に多数生成する。粗大なＶ系析出物は、ばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｖ含有量は０．０５～０．６０％である。Ｖ含有量の好ましい下限は０．０６％であり、さらに好ましくは０．０７％であり、さらに好ましくは０．０８％であり、さらに好ましくは０．１０％であり、さらに好ましくは０．１５％であり、さらに好ましくは０．１７％であり、さらに好ましくは０．１８％であり、さらに好ましくは０．２０％である。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５８％であり、さらに好ましくは０．５７％であり、さらに好ましくは０．５５％であり、さらに好ましくは０．５３％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｐ：０．０２０％以下
　リン（Ｐ）は不純物である。Ｐは粒界に偏析して、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｐ含有量は０．０２０％以下である。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｐ含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｐ含有量は０％が最も好ましい。しかしながら、Ｐ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｐ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｓ：０．０２０％以下
　硫黄（Ｓ）は不純物である。ＳはＰと同様に粒界に偏析したり、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成したりして、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｓ含有量は０．０２０％以下である。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１８％であり、さらに好ましくは０．０１６％であり、さらに好ましくは０．０１４％であり、さらに好ましくは０．０１２％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｓ含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｓ含有量は０％が最も好ましい。しかしながら、Ｓ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、通常の工業生産を考慮すれば、Ｓ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％であり、さらに好ましくは０．００３％である。
　Ｎ：０．０１００％以下
　窒素（Ｎ）は不純物である。Ｎは、Ａｌ又はＴｉと結合してＡｌＮやＴｉＮを形成し、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．０１００％以下である。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００９５％であり、さらに好ましくは０．００９０％であり、さらに好ましくは０．００８５％であり、さらに好ましくは０．００８０％であり、さらに好ましくは０．００７５％であり、さらに好ましくは０．００７０であり、さらに好ましくは０．００６５％であり、さらに好ましくは０．００６０％である。Ｎ含有量はなるべく低い方が好ましく、Ｎ含有量は０％が最も好ましい。しかしながら、Ｎ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｎ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００３％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．０００７％であり、さらに好ましくは０．００１０％である。
　本実施形態による鋼材の化学組成の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる。ここで、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、又は、製造環境などから混入されるものであって、本実施形態の鋼材に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
　［任意元素（ｏｐｔｉｏｎａｌ　ｅｌｅｍｅｎｔｓ）について］
　本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃｏ及びＢからなる群から選択される１種以上を含有してもよい。これらの元素は任意元素であり、いずれも、本実施形態の鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を高める。
　Ｍｏ：０～０．５０％
　モリブデン（Ｍｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｍｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｍｏ含有量が０％超である場合、Ｍｏは鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材を素材として製造されたばねの疲労強度を高める。Ｍｏはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、ばねの製造工程において調質処理を実施した後であっても、ばねの疲労強度が高く維持される。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ばねの素材となる鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｍｏ含有量は０～０．５０％であり、Ｍｏが含有される場合、Ｍｏ含有量は０超～０．５０％である。Ｍｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｎｂ：０～０．０５０％
　ニオブ（Ｎｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｂ含有量が０％超である場合、ＮｂはＣ及び／又はＮと結合して炭化物又は炭窒化物（以下、Ｎｂ炭窒化物等という）を生成する。Ｎｂ炭窒化物等は、オーステナイト結晶粒を微細化する。そのため、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度が高まる。Ｎｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｂ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、粗大なＮｂ炭窒化物等が生成する。粗大なＮｂ炭窒化物等は、ばねの疲労強度を低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０～０．０５０％であり、Ｎｂが含有される場合、Ｎｂ含有量は０％超～０．０５０％である。Ｎｂ含有量の好ましい下限は０．００１％であり、さらに好ましくは０．００５％であり、さらに好ましくは０．０１０％である。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３０％であり、さらに好ましくは０．０２５％である。
　Ｗ：０～０．６０％
　タングステン（Ｗ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｗ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｗ含有量が０％超である場合、Ｗは鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を高める。Ｗはさらに、鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、ばねの製造工程において調質処理を実施した後であっても、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度が高く維持される。Ｗが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｗ含有量が０．６０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｗ含有量は０～０．６０％であり、Ｗが含有される場合、Ｗ含有量は０超～０．６０％である。Ｗ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｗ含有量の好ましい上限は０．５５％であり、さらに好ましくは０．５０％であり、さらに好ましくは０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％であり、さらに好ましくは０．３０％である。
　Ｎｉ：０～０．５０％
　ニッケル（Ｎｉ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｎｉ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｎｉ含有量が０％超である場合、Ｎｉは鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を高める。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｎｉ含有量が０．５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は０～０．５０％であり、Ｎｉを含有する場合、Ｎｉ含有量は０超～０．５０％である。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０２％であり、さらに好ましくは０．０３％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４５％であり、さらに好ましくは０．４０％であり、さらに好ましくは０．３５％である。
　Ｃｏ：０～０．３０％
　コバルト（Ｃｏ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｃｏ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｃｏ含有量が０％超である場合、Ｃｏは鋼材の焼戻し軟化抵抗を高める。そのため、ばねの製造工程において調質処理を実施した後であっても、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度が高く維持される。Ｃｏが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｃｏ含有量が０．３０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｃｏ含有量は０～０．３０％であり、Ｃｏを含有する場合、Ｃｏ含有量は０超～０．３０％である。Ｃｏ含有量の好ましい下限は０．０１％であり、さらに好ましくは０．０５％であり、さらに好ましくは０．１０％である。Ｃｏ含有量の好ましい上限は０．２８％であり、さらに好ましくは０．２６％であり、さらに好ましくは０．２４％であり、さらに好ましくは０．２２％であり、さらに好ましくは０．２０％である。
　Ｂ：０～０．００５０％
　ボロン（Ｂ）は任意元素であり、含有されなくてもよい。つまり、Ｂ含有量は０％であってもよい。含有される場合、つまり、Ｂ含有量が０％超である場合、Ｂは鋼材の焼入れ性を高めて、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を高める。Ｂが少しでも含有されれば、上記効果がある程度得られる。しかしながら、Ｂ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の強度が過剰に高くなり、鋼材の加工性が低下する。したがって、Ｂ含有量は０～０．００５０％であり、Ｂを含有する場合、Ｂ含有量は０超～０．００５０％である。Ｂ含有量の好ましい下限は０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％であり、さらに好ましくは０．００１０％であり、さらに好ましくは０．００１５％であり、さらに好ましくは０．００２０％である。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００４９％であり、さらに好ましくは０．００４８％であり、さらに好ましくは０．００４７％であり、さらに好ましくは０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４３％であり、さらに好ましくは０．００４０％である。
　［不純物元素について］
　なお、本実施形態による鋼材の化学組成はさらに、不純物として、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ、Ａｌ及びＴｉからなる群から選択される１種以上を含有していてもよい。これらの元素含有量が以下に記載の範囲内であれば、本実施形態による鋼材の上述の効果は十分に得られる。
　Ｃｕ：０～０．０５０％
　銅（Ｃｕ）は不純物であり、含有されない方が好ましい。つまり、Ｃｕ含有量は０％であってもよい。Ｃｕ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、鋼材の加工性が顕著に低下する。したがって、Ｃｕ含有量は０～０．０５０％である。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３８％であり、さらに好ましくは０．０３６％である。上述のとおり、Ｃｕ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｃｕ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｃｕ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００２％である。
　Ａｌ：０～０．００５０％
　アルミニウム（Ａｌ）は不純物であり、含有されない方が好ましい。つまり、Ａｌ含有量は０％であってもよい。Ａｌは粗大な非金属介在物を形成して、鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を低下する。Ａｌ含有量が０．００５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ばねの疲労強度が顕著に低下する。したがって、Ａｌ含有量は０～０．００５０％である。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．００４５％であり、さらに好ましくは０．００４０％であり、さらに好ましくは０．００３５％であり、さらに好ましくは０．００３２％であり、さらに好ましくは０．００３０％である。上述のとおり、Ａｌ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ａｌ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ａｌ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．０００１％であり、さらに好ましくは０．０００５％である。
　Ｔｉ：０～０．０５０％
　チタン（Ｔｉ）は不純物であり、含有されない方が好ましい。つまり、Ｔｉ含有量は０％であってもよい。Ｔｉは粗大なＴｉＮを形成する。ＴｉＮは破壊の起点となりやすい。そのため、ＴｉＮは鋼材を用いて製造されたばねの疲労強度を低下する。Ｔｉ含有量が０．０５０％を超えれば、他の元素含有量が本実施形態の範囲内であっても、ばねの疲労強度が顕著に低下する。したがって、Ｔｉ含有量は０～０．０５０％である。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０４５％であり、さらに好ましくは０．０４０％であり、さらに好ましくは０．０３５％であり、さらに好ましくは０．０３２％であり、さらに好ましくは０．０３０％である。上述のとおり、Ｔｉ含有量はなるべく低い方が好ましい。しかしながら、Ｔｉ含有量の過剰な低減は製造コストを引き上げる。したがって、Ｔｉ含有量の好ましい下限は０％超であり、さらに好ましくは０．００１％であり、さらに好ましくは０．００３％であり、さらに好ましくは０．００５％である。
　［鋼材のミクロ組織］
　本実施形態の鋼材のミクロ組織は、パーライト主体の組織である。ここで、「ミクロ組織がパーライト主体の組織である」とは、ミクロ組織において、パーライト面積率が９０％以上であることを意味する。なお、パーライト以外の相はたとえば、析出物、介在物、フェライト、硬質相（マルテンサイト及び／又はベイナイト）である。なお、析出物及び介在物の面積率は、他の相と比較すると、無視できるほど小さい。
　［パーライト面積率の測定方法］
　パーライト面積率は、次の方法により求めることができる。
　鋼材の長手方向に垂直な方向、つまり、鋼材の線径方向で切断した断面（表面）を観察面とする。観察面を鏡面研磨する。鏡面研磨された観察面に対して、５％ピクリン酸アルコール（ピクラール腐食液）によるエッチングを実施する。エッチングされた観察面のうち、鋼材表面（観察面の外周）から径方向に直径の１／４深さ位置を観察視野とする。１０箇所の観察視野を２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、１０観察視野の写真画像を生成する。各視野のサイズは４０μｍ×６０μｍとする。
　各観察視野において、パーライト、フェライト、硬質相、析出物、介在物等の各相は、相ごとにコントラストや相の形態が異なる。したがって、コントラストや形態に基づいて、パーライトを特定する。パーライトはセメンタイトとフェライトとが交互に重なった層状の形態である。そのため、当業者であれば、コントラスト及び形態により、パーライトを他の相と容易に区別できる。各観察視野でのパーライトの総面積（μｍ２）を求める。全ての観察視野の総面積（２４０００μｍ２）に対する、全ての観察視野におけるパーライトの総面積の割合を、パーライト面積率（％）と定義する。パーライト面積率は、小数第一位の値を四捨五入して得られた値（つまり整数）とする。
　本実施形態の鋼材のミクロ組織におけるパーライト面積率は９０％以上である。そのため、硬質相（マルテンサイト及び／又はベイナイト）を主体とする鋼材と比較して、シェービング処理において鋼材表面を研削しやすく、冷間加工性も高い。上述のとおり、ばねの製造工程では、鋼材に対してシェービング処理を実施し、さらに、伸線加工を実施する。したがって、本実施形態の鋼材は、ばねの製造に適する。なお、本実施形態の鋼材において、パーライト面積率の好ましい下限は９１％であり、さらに好ましくは９２％である。
　［Ｖ系析出物の数密度］
　本実施形態の鋼材では、パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍであるＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である。本明細書において、Ｖ系析出物の数密度とは、単位面積（本明細書では１μｍ３）当たりのＶ系析出物の個数を意味する。
　本明細書において、Ｖ系析出物とは、Ｖを含有する析出物である。Ｖ系析出物は、Ｖとともに、Ｃｒを含有してもよい。Ｖ系析出物はたとえば、Ｖ炭化物及びＶ炭窒化物である。Ｖ系析出物は、Ｖ炭化物とＶ、Ｃｒ、Ｃ以外の他の元素とを含有する複合析出物であってもよいし、Ｖ炭窒化物とＶ、Ｃｒ、Ｃ及びＮ以外の他の元素とを含有する複合析出物であってもよい。Ｖ系析出物は、セメンタイト等のＦｅ炭化物と比べて極めて微細である。そのため、セメンタイト等のＦｅ炭化物と容易に区別でき、Ｖ系析出物を特定できる。なお、後述するとおり、Ｖ系析出物は、エネルギー分散型Ｘ線分光器（Ｅｎｅｒｇｙ　ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ　Ｘ－ｒａｙ　ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ：ＥＤＳ）での元素分析でＶ、又はＶ及びＣｒが検出され、かつ、ナノビーム回折図形（Ｎａｎｏ　Ｂｅａｍ　Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ：ＮＢＤ）を用いた解析により、結晶構造が立方晶であり、格子定数がａ、ｂ、ｃともに０．４１６７ｎｍ±５％（ＩＣＤＤ（国際解析データセンター：Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ　Ｃｅｎｔｅｒ　ｆｏｒ　Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ　Ｄａｔａ）　Ｎｏ．０６５－８８２２に準拠）である。
　本実施形態の鋼材では、パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍの微細なＶ系析出物を多数析出させる。本実施形態の鋼材に対してシェービング処理を実施する場合、これらの微細なＶ系析出物が、シェービング処理により鋼材表面から生じた切り屑中のフェライトを分断しやすくする。そのため、切り屑が短く分断されやすくなる。その結果、切り屑の一部が鋼材表面に残存したり、切り屑の根元近傍の鋼材部分がむしれたり、切り屑の根元近傍の鋼材表面にき裂が発生したりするのを抑制できる。つまり、シェービング起因疵の発生が抑制され、鋼材表面の肌荒れが抑制される。
　パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であれば、Ｖ系析出物の数密度が不足している。この場合、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制することができない。パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３以上であれば、パーライト中のフェライトにおいてＶ系析出物の数密度が十分に高い。そのため、鋼材を素材としてばねを製造する工程において、鋼材に対してシェービング処理を実施した場合、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制でき、鋼材表面の平滑性を高めることができる。したがって、本実施形態の鋼材において、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であることを前提として、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度は３０００個／μｍ３以上である。パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度の好ましい下限は３５００個／μｍ３であり、さらに好ましくは４０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは４５００個／μｍ３であり、さらに好ましくは５０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは５５００個／μｍ３であり、さらに好ましくは６０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは６５００個／μｍ３であり、さらに好ましくは７０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは８０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは９０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは１００００個／μｍ３であり、さらに好ましくは１５０００個／μｍ３である。
　なお、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度の上限は特に限定されない。しかしながら、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内の場合、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度の上限は８００００個／μｍ３である。パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度の好ましい上限は７５０００個／μｍ３であり、さらに好ましくは７２０００個／μｍ３である。
　［Ｖ系析出物の数密度の測定方法］
　パーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度（個／μｍ３）は、次の方法で求めることができる。本実施形態による鋼材（線材）の線径方向に切断する。線径方向の断面を有し、鋼材の中心軸方向の厚さが０．５ｍｍの円板を採取する。エメリー紙を用いて、円板の両側から研削研磨を行い、円板の厚さを６０μｍとする。その後、円板から直径３ｍｍのサンプルを採取する。サンプルを１０％過塩素酸－氷酢酸溶液中に浸漬して、電解研磨を実施して、厚さ１００ｎｍの薄膜試料を作成する。
　作成された薄膜試料を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察する。具体的には、薄膜試料の線径方向の表面（観察面）の５箇所（観察視野）において、観察倍率を２０００００倍とし、加速電圧を２００ｋＶとして観察する。このとき、パーライト中のフェライト内において、観察視野を選定する。各観察視野は０．０９μｍ×０．０９μｍとする。
　上述のとおり、パーライトは、コントラスト及び形態により、他の相と容易に区別できる。具体的には、ＴＥＭ観察において、パーライトは、白領域と黒領域との縞模様であるラメラ構造として特定できる。ここで、ラメラ構造のうち、白領域はフェライトであり、黒領域はセメンタイトである。したがって、コントラストにより、パーライト中のフェライトを、パーライト中のセメンタイトと容易に区別して特定できる。したがって、コントラストに基づいて、パーライト中のフェライト内において、５箇所の観察視野を選定する。
　さらに、各観察視野において、析出物はコントラストにより特定できる。そこで、特定された複数の析出物のうち、最大径が２～２０ｎｍの析出物を特定する。ここで、最大径とは、析出物と母相との界面の任意の２点を選択し、その２点を結ぶ線分全体が当該析出物内に含まれる場合の、最大の線分長さを意味する。
　観察視野において、最大径が２～２０ｎｍの析出物はＶ系析出物である。したがって、最大径が２～２０ｎｍの析出物をＶ系析出物と認定する。なお、最大径が２～２０ｎｍの析出物がＶ系析出物であることは、ＥＤＳ及びＮＢＤを用いて確認することができる。具体的には、最大径が２～２０ｎｍの各析出物に対してビームを照射して特性Ｘ線を検出し、析出物中の元素分析を実施する。さらに、最大径が２～２０ｎｍの各析出物に対して、ナノビーム回折法（極微電子回折法）によりナノビーム回折図形（ＮＢＤ）を得る。得られたナノビーム回折図形を解析して、当該析出物の結晶構造及び格子定数を求める。ＥＤＳによりＶ、又は、Ｖ及びＣｒが検出され、さらに、ＮＢＤを解析した結果、結晶構造が立方晶であり、格子定数ａ、ｂ、ｃがいずれも０．４１６７ｎｍ±５％であれば、その析出物はＶ系析出物である。
　図１は、薄膜試料のパーライト中のフェライトのＴＥＭ画像の一例である。図１のＴＥＭ画像において、符号１０はＶ系析出物である。
　以上の方法により、５つの観察視野において、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の総個数を求める。求めたＶ系析出物の総個数と、５つの観察視野の総体積とに基づいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度（個／μｍ３）を求める。
　以上の説明のとおり、本実施形態の鋼材は、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、かつ、ミクロ組織におけるパーライト面積率が９０％以上である。さらに、パーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である。そのため、本実施形態の鋼材は、ばねの製造工程中のシェービング処理において、シェービング処理後の鋼材表面に、ばり、むしれ、き裂といったシェービング起因疵の発生を十分に抑制できる。その結果、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制でき、鋼材表面の平滑性を十分に高めることができる。
　［本実施形態の鋼材の製造方法］
　以下、本実施形態の鋼材の製造方法の一例を説明する。なお、本実施形態の鋼材は、上記構成を有すれば、製造方法は以下の製造方法に限定されない。ただし、以下に説明する製造方法は、本実施形態の鋼材を製造する好適な一例である。
　図２は、本実施形態の鋼材の製造工程の一例を示すフロー図である。図２を参照して、本実施形態の鋼材の製造方法は、素材準備工程（Ｓ１１０）と、粗圧延工程（Ｓ１２０）と、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）とを含む。以下、各工程について詳述する。
　［素材準備工程（Ｓ１１０）］
　素材準備工程（Ｓ１１０）では、上述の化学組成を有する素材を製造する。ここでいう素材はブルーム又はインゴットである。素材準備工程（Ｓ１１０）では初めに、化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内である溶鋼を、周知の精錬方法により製造する。製造された溶鋼を用いて、素材（ブルーム又はインゴット）を製造する。具体的には、溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルームを製造する。又は、溶鋼を用いて造塊法によりインゴットを製造する。
　［粗圧延工程（Ｓ１２０）］
　粗圧延工程（Ｓ１２０）では、素材を熱間圧延してビレットを製造する。具体的には、粗圧延工程（Ｓ１２０）では初めに、素材を加熱する。素材の加熱には、加熱炉又は均熱炉を用いる。加熱炉又は均熱炉により、素材を１２００～１３００℃に加熱する。たとえば、１２００～１３００℃の炉温にて、１．５～５０．０時間、素材を保持する。加熱後の素材を加熱炉又は均熱炉から抽出して、熱間圧延を実施する。粗圧延工程（Ｓ１２０）での熱間圧延はたとえば、分塊圧延機を用いる。分塊圧延機により素材に対して分塊圧延を実施して、ビレットを製造する。分塊圧延機の下流に連続圧延機が設置されている場合、分塊圧延後のビレットに対してさらに、連続圧延機を用いて熱間圧延を実施して、さらにサイズの小さいビレットを製造してもよい。連続圧延機では、一対の水平ロールを有する圧延スタンド（水平スタンド）と、一対の垂直ロールを有する圧延スタンド（垂直スタンド）とが交互に一列に配列される。以上の工程により、粗圧延工程（Ｓ１２０）では、素材（ブルーム又はインゴット）をビレットに製造する。
　［仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）］
　仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）では、ビレットを熱間圧延して鋼材（線材）を製造する。仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）では、初めに、加熱炉を用いて、粗圧延工程（Ｓ１２０）後のビレットを加熱する。
　［仕上げ圧延工程での加熱について］
　仕上げ圧延工程での加熱炉での加熱温度は、１０５０℃以上とする。加熱温度が１０５０℃以上での保持時間は、たとえば、０．５～５．０時間とする。
　粗圧延工程（Ｓ１２０）で製造されたビレットでは、熱間圧延後の冷却により、ビレット中にＶ系析出物が生成している場合がある。ビレット中のＶ系析出物が残存したままのビレットに対して仕上げ圧延を実施すれば、仕上げ圧延工程後の鋼材のパーライト中のフェライトにおいて、粗大なＶ系析出物が過剰に生成してしまう。その結果、パーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。
　仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）での加熱温度が１０５０℃以上であれば、粗圧延工程（Ｓ１２０）後のビレット中に残存している可能性のあるＶ系析出物を十分に固溶させることができる。そのため、他の製造条件を満たすことを前提として、最大径が２０ｎｍを超える粗大なＶ系析出物の生成が抑制され、仕上げ圧延工程後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３以上となる。
　［仕上げ圧延について］
　加熱後のビレットに対して、仕上げ圧延機列を用いた熱間圧延（仕上げ圧延）を実施して、鋼材である線材を製造する。線材の外径は特に限定されないが、たとえば、線材の外径は、５～１０ｍｍである。最終製品であるばねの線径に基づいて、鋼材（線材）の外径が決定される。以下、仕上げ圧延機列、及び、仕上げ圧延機列を用いた熱間圧延について詳述する。
　［仕上げ圧延機列について］
　仕上げ圧延機列は、上流から下流に向かって一列に配列された複数の圧延スタンドを含む。各スタンドは、パスライン周りに配置された複数のロールを含む。各スタンドの圧延ロールには、孔型が形成されている。各スタンドの複数のロールにより形成された孔型にビレットを通して熱間圧延を実施して、ビレットの断面を段階的に小さくして、鋼材（線材）を製造する。
　仕上げ圧延機列の複数の圧延スタンドのうち、最上流の圧延スタンドから連続して配列された複数の圧延スタンド群を「粗圧延機列」と称する。粗圧延機列の下流に配置され、連続して配置される複数の圧延スタンド群を「中間圧延機列」と称する。中間圧延機列の下流に配置され、１又は連続して配置される複数の圧延スタンド群を「最終圧延機列」と称する。要するに、仕上げ圧延機列を便宜上、上流から下流に向かって、粗圧延機列、中間圧延機列、最終圧延機列、の３つの圧延スタンド群に区分する。粗圧延機列の圧延スタンド数、中間圧延機列の圧延スタンド数、最終圧延機列の圧延スタンド数は特に限定されない。後述する、仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴を説明するために、仕上げ圧延機列を便宜上、３つの圧延スタンド群（粗圧延機列、中間圧延機列、最終圧延機列）に区分する。なお、粗圧延機列、中間圧延機列、及び、最終圧延機列のいくつかの圧延スタンド間では、鋼材を冷却するための水冷装置が配置されている。水冷装置はたとえば、前段の圧延スタンドを出て、次の圧延スタンドである後段の圧延スタンドに入る鋼材、つまり、前段の圧延スタンドと後段の圧延スタンドとの間の鋼材部分に対して水冷を実施して、鋼材温度を下げる。
　［仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴について］
　図３は、仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴の模式図である。図３を参照して、区間Ｓ１３１は、加熱炉から抽出された鋼材が仕上げ圧延機列の粗圧延機列の先頭の圧延スタンドに到達するまでの時間中の鋼材の温度履歴である。区間Ｓ１３２は、粗圧延機列中の鋼材の温度履歴である。区間Ｓ１３３は、中間圧延機列中の鋼材の温度履歴である。区間Ｓ１３４は、最終圧延機列中の鋼材の温度履歴である。区間Ｓ１３５は、最終圧延機列の末尾の圧延スタンドを出た後の鋼材の温度履歴である。仕上げ圧延工程では、図３に示すＳ１３１～Ｓ１３５の温度履歴を経て、本実施形態の鋼材が製造される。以下、各区間Ｓ１３１～Ｓ１３５について説明する。
　初めに、仕上げ圧延工程において鋼材（線材）を製造する場合の一般的な鋼材の温度履歴について説明する。加熱炉を抽出してから粗圧延機列の先頭の圧延スタンドに到達するまでの期間では、鋼材温度は加熱炉での加熱温度で維持されている。そして、粗圧延機列での熱間圧延が開始されると、鋼材は圧延スタンドのロールに熱を奪われる。この現象をロール抜熱という。粗圧延機列での圧延中、ロール抜熱により、鋼材の温度は時間の経過とともに低下する。しかしながら、鋼材が複数の圧延スタンドにより段階的に圧下され、鋼材の累積圧下率がある程度まで高まると、鋼材において加工発熱が生じる。加工発熱が生じた鋼材では、鋼材温度が上昇する。そのため、通常の仕上げ圧延では、粗圧延機列の後段の圧延スタンドでの圧延中、又は、中間圧延機列での圧延中において、鋼材温度が再び上昇する。最終圧延機列においても鋼材温度は上昇を継続する。
　そこで、本実施形態では、仕上げ圧延工程後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が適切な範囲とするために、仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴を次のとおり調整する。
　本実施形態の仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）では、仕上げ圧延中におけるビレット表面温度が連続して９５０～８５０℃となる期間（特定温度滞在時間という）を５～１００秒とする。特定温度滞在時間は、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度に影響を与える。具体的には、仕上げ圧延中における特定温度滞在時間を５～１００秒とすれば、他の製造条件を満たすことを前提として、仕上げ圧延工程後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３となる。
　特定温度滞在時間を５～１００秒とすれば、他の製造条件を満たすことを前提として、仕上げ圧延工程後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３となる理由は定かではないが、次の理由が考えられる。特定温度滞在時間が５～１００秒であれば、他の製造条件を満たすことを前提として、仕上げ圧延中のビレット中にＶ原子、又は、Ｖ原子及びＣｒ原子のクラスタが形成される。ここで、Ｖ原子、又は、Ｖ原子及びＣｒ原子のクラスタ（以下、単にクラスタともいう）とは、Ｖ系析出物の生成の前段階に生成する原子の集合体を意味する。Ｖ系析出物が生成する前にクラスタが多数生成していれば、仕上げ圧延後の冷却処理（後述）において、Ｖ系析出物の相界面析出が促進される。その結果、鋼材のパーライト中のフェライトにおいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物が３０００～８００００個／μｍ３となる。
　上述の特定温度滞在時間の温度域（９５０～８５０℃）は、Ｖ系析出物の溶体化温度域（約１０００～１１５０℃）の直下である。したがって、特定温度滞在時間の温度域（９５０～８５０℃）では、溶体化温度域と比較して、Ｖ系析出物の核を生成する駆動力が小さく、Ｖ系析出物の核の生成が起こりにくい。一方、ビレット中に固溶しているＶ原子及び／又はＣｒ原子は十分にビレット中に拡散される。その結果、Ｖ系析出物の核生成の前段階であるクラスタが形成される。特定温度滞在時間を５～１００秒確保することにより、クラスタを多数生成することができる。その結果、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）の冷却処理後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３となる。
　上記メカニズムは推定ではある。しかしながら、仮に異なるメカニズムが作用しているとしても、特定温度滞在時間が５～１００秒であれば、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）の冷却処理後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３となることは、後述の実施例が証明している。
　特定温度滞在時間が５秒未満であれば、クラスタの生成が不足する。その結果、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）の冷却処理後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。一方、特定温度滞在時間が１００秒を超えれば、クラスタから析出物が生成する。そのため、仕上げ圧延工程後のＶ系析出物が粗大となり、最大径が２０ｎｍ超のＶ系析出物が多量に生成する。その結果、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。したがって、特定温度滞在時間を５～１００秒とする。
　特定温度滞在時間の好ましい下限は８秒であり、さらに好ましくは１０秒であり、さらに好ましくは１２秒である。特定温度滞在時間の好ましい上限は９０秒であり、さらに好ましくは８０秒であり、さらに好ましくは７０秒であり、さらに好ましくは６０秒である。
　図３を参照して、粗圧延機列での圧延期間中（Ｓ１３２）では、ロールによる圧延に伴う加工発熱量よりも、ロールの表面とビレットの表面とが接触することによる抜熱量（ロール抜熱）の方が大きい。そのため、粗圧延機列での圧延期間中（Ｓ１３２）では、圧延スタンドを通過するごとに、ビレットの表面温度が低下する。
　一方、中間圧延機列での圧延期間中（Ｓ１３３）では、ロール抜熱量よりも、加工発熱量の方が大きくなりやすい。そのため、中間圧延機列での圧延期間中（Ｓ１３２）では、圧延スタンドを通過するごとに、ビレットの表面温度が上がりやすくなる。そこで、特定温度滞在時間を５～１００秒確保するために、中間圧延機列での圧延期間中のビレットを水冷し、ビレット表面温度を低下させる。具体的には、中間圧延機列の圧延スタンド間に配置された水冷装置により、圧延スタンド間を通過中のビレット部分を水冷する。これにより、仕上げ圧延中において、特定温度滞在時間が５～１００℃になるように、仕上げ圧延中のビレットの表面温度を調整する。
　なお、上述の説明では、中間圧延機列での圧延期間中のビレットを冷却することにより、特定温度滞在時間を５～１００秒確保している。しかしながら、仕上げ圧延中の特定温度滞在時間の調整方法は、上記方法に限定されない。粗圧延機列での圧延期間（Ｓ１３２）中のビレットの表面温度を水冷等により調整してもよいし、最終圧延機列での圧延期間（Ｓ１３４）中のビレットの表面温度を水冷等により調整してもよい。また、粗圧延機列での圧延期間（Ｓ１３２）、中間圧延機列での圧延期間（Ｓ１３３）、最終圧延機列での圧延期間（Ｓ１３４）のうち、２以上の区間において、ビレットの表面温度を水冷等により調整してもよい。
　なお、ビレットの表面温度が９５０～８５０℃である場合の滞在時間（特定温度滞在時間）とは、上述のとおり、連続的にビレットの表面温度が９５０～８５０℃である状態が続いている状態の時間を意味する。
　［仕上げ圧延温度について］
　最終圧延機列での圧延期間（Ｓ１３４）では、加工発熱によりビレットの表面温度が上がりやすい。ここで、最終圧延機列において最後に圧下する圧延スタンドの出側での鋼材の表面温度を「仕上げ圧延温度」（℃）と定義する。本実施形態では、仕上げ圧延温度を１０００℃未満とする。仕上げ圧延温度が１０００℃以上であれば、鋼材中のオーステナイト粒が粗大化する。この場合、後述の冷却処理でも説明のとおり、最大径が２ｎｍ未満の微細なＶ系析出物が多量に生成する。その結果、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。
　たとえば、図３に示すように、粗圧延機列及び中間圧延機列での圧延期間（Ｓ１３２及びＳ１３３）において、特定温度滞在時間を５～１００秒とし、かつ、中間圧延機列の末尾の圧延スタンドの出側でのビレット温度を９５０℃以下とすることにより、最終圧延機列の圧延期間（Ｓ１３４）での仕上げ圧延温度を１０００℃未満に抑えてもよい。また、最終圧延機列の圧延期間（Ｓ１３４）中においてビレット表面を冷却して、仕上げ圧延温度を１０００℃未満にしてもよい。なお、仕上げ圧延温度の好ましい下限は９００℃である。
　なお、図３に示すとおり、仕上げ圧延中において、特定温度滞在時間経過後から最終圧延機列での圧延が完了するまでの鋼材温度（鋼材の表面温度）は１０００℃未満を維持する。
　図３では、中間圧延機列での圧延期間全体が特定温度滞在時間に含まれている。しかしながら、特定温度滞在時間はこれに限定されない。中間圧延機列での圧延期間の一部が特定温度滞在時間に相当してもよい。また、特定温度滞在時間は中間圧延機列での圧延期間に限定されない。要するに、仕上げ圧延中において、鋼材温度が連続して９５０℃～８５０℃となる期間（特定温度滞在時間）が５～１００秒であり、仕上げ圧延温度が１０００℃未満であればよい。
　なお、仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴は、たとえば、次の方法で測定可能である。仕上げ圧延機列（粗圧延機列、中間圧延機列、最終圧延機列）の各スタンドの入側又は出側に、鋼材の表面温度を測定可能な測温計を配置する。これらの測温計での測定結果に基づいて、仕上げ圧延中の鋼材の温度履歴を求めることができる。
　［冷却処理（区間Ｓ１３５）］
　仕上げ圧延機列（粗圧延機列、中間圧延機列、最終圧延機列）での仕上げ圧延を完了した直後の鋼材に対して、冷却処理を実施する（Ｓ１３５）。冷却処理区間（Ｓ１３５）では、急冷処理ＲＣを実施し、次いで、徐冷処理ＳＣを実施する。冷却処理により、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３とする。以下、急冷処理ＲＣ及び徐冷処理ＳＣについて説明する。
　［急冷処理（ＲＣ）］
　急冷工程（ＲＣ）では、仕上げ圧延完了後の鋼材であって、表面温度が９５０～８００℃の温度域の鋼材に対して急冷を実施する。具体的には、仕上げ圧延完了後のビレットにおいて、表面温度が９５０～８００℃での平均冷却速度を１．０℃秒超とする。鋼材の表面温度が９５０～８００℃である場合の平均冷却速度を１．０℃／秒以下であれば、他の製造条件が満たされていても、鋼材中のオーステナイト結晶粒が粗大化する。この場合、２ｎｍ未満のＶ系析出物が多量に生成する。その結果、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。
　鋼材の表面温度が９５０～８００℃である場合の平均冷却速度を１．０℃／秒超であれば、他の製造条件が満たされることを前提として、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）後の鋼材のパーライト中のフェライトにおける、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３となる。
　鋼材中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制すれば、パーライト中のＶ系析出物が過剰に微細になるのを抑制することができる理由については定かではないが、次の理由が考えられる。
　図４は、本実施形態の鋼材の冷却処理の期間（Ｓ１３５）中での連続冷却変態曲線（ＣＣＴ曲線）図である。図４を参照して、図４中のグラフ内の実線の曲線は、冷却時間に対する鋼材の温度変化を示す。図４中の破線の曲線Ｐｓ（曲線Ｐｓ１及びＰｓ２）は、パーライトの変態開始温度を示す。鋼材中のオーステナイト結晶粒が微細であれば、曲線Ｐｓが短時間側（図中左側）にシフトする（図４中の曲線Ｐｓ１に相当）。曲線Ｐｓが短時間側にシフトすれば、急冷処理（ＲＣ）後の徐冷処理（ＳＣ）において、パーライトノーズＰＮよりも高温側でパーライト変態が開始される。パーライト変態が開始されれば、Ｖ系析出物がパーライトのフェライト中に相界面析出する。パーライトノーズＰＮよりも高温側でＶ系析出物が生成する。そのため、生成したＶ析出物がある程度成長する。その結果、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３とすることができる。
　一方、鋼材中のオーステナイト結晶粒が粗大である場合、曲線Ｐｓが長時間側（図中右側）にシフトする（図４中の曲線Ｐｓ２に相当）。この場合、曲線Ｐｓ１の場合よりも低温域でパーライト変態が開始される。そのため、Ｖ系析出物が生成するものの、Ｖ系析出物は成長しにくい。その結果、最大径が２ｎｍ未満のＶ系析出物が多数生成し、その結果、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満となる。
　［徐冷処理（ＳＣ）］
　徐冷処理（ＳＣ）は急冷処理（ＲＣ）後に速やかに実施される。徐冷処理（ＳＣ）では、鋼材の表面温度が８００℃未満～６００℃である場合の平均冷却速度が２．００℃／秒未満となるように、鋼材を冷却する。鋼材の表面温度が８００℃未満～６００℃である場合の平均冷却速度が２．００℃／秒以上であれば、他の製造条件が満たされていても、パーライト変態が不足する。その結果、パーライト面積率が９０％未満となる。さらに、パーライト変態が不足するため、Ｖ系析出物の相界面析出も不足する。その結果、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満になる。
　徐冷処理（ＳＣ）において、鋼材の表面温度が８００℃未満～６００℃である場合の平均冷却速度が２．００℃／秒未満であれば、パーライト変態が十分に促進される。その結果、パーライト面積率が９０％以上となる。さらに、Ｖ系析出物の相界面析出も十分に促進されるため、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３になる。
　以上の製造工程により、本実施形態の鋼材（線材）を製造することができる。なお、上述の製造方法は、本実施形態の鋼材を製造するための一例である。したがって、鋼材の化学組成中の各元素含有量が本実施形態の範囲内であり、ミクロ組織中のパーライト面積率が９０％以上であり、パーライト中のフェライトにおける最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３での鋼材を製造できれば、本実施形態の鋼材の製造方法は、上記製造方法に限定されない。
　［ばねについて］
　本実施形態の鋼材を素材とするばねは、例えば、自動車及び一般機械に使用されるばねである。自動車及び一般機械に使用されるばねは、例えば、ダンパーばね又は弁ばね等である。
　［本実施形態の鋼材を素材とするばねの製造方法］
　本実施形態の鋼材を素材とするばねは、周知の製造方法で製造される。例えば、次の方法により、本実施形態の鋼材を素材としたばねが製造される。
　図５は、本実施形態の鋼材を用いたばねの製造方法の一例を示すフロー図である。図５を参照して、本実施形態の鋼材を素材とするばねは、鋼線準備工程（Ｓ２００）と、ばね製造工程（Ｓ３００）とを含む。
　鋼線準備工程（Ｓ２００）では、本実施形態の鋼材を用いて、ばね用鋼線を製造する。ここで、鋼線とは、熱間圧延材である鋼材（線材）に対して１回以上の伸線加工を実施した鋼材を意味する。鋼線準備工程（Ｓ２００）は、シェービング処理工程（Ｓ２１０）と、焼鈍処理工程（Ｓ２２０）と、伸線加工工程（Ｓ２３０）と、調質処理工程（Ｓ２４０）とを含む。
　［シェービング処理工程（Ｓ２１０）］
　シェービング処理工程（Ｓ２１０）では、鋼材の表面（周面）の全体を皮むき（シェービング処理）する。シェービング処理は周知の方法で実施すれば足りる。シェービング処理では、鋼材（線材）をシェービングダイスに通して、鋼材表面を削り取る（皮むきする）。シェービング処理により、鋼材の表面の疵や脱炭層を除去する。
　上述のとおり、本実施形態の鋼材に対してシェービング処理を実施した場合、シェービング処理で鋼材表面に発生した切り屑が短く分断されやすくなる。そのため、シェービング処理後の鋼材表面において、ばり、むしれ、き裂といったシェービング起因疵の発生を十分に抑制できる。その結果、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制でき、鋼材表面の平滑性を十分に高めることができる。
　［焼鈍処理工程（Ｓ２２０）］
　焼鈍処理工程（Ｓ２２０）では、シェービング処理工程（Ｓ２１０）後の鋼材に対して焼鈍処理を実施して、シェービング処理により生成した鋼材中の歪を除去する。焼鈍処理は周知の方法で実施すれば足りる。焼鈍処理の温度はたとえば、３００℃以上である。
　［伸線加工工程（Ｓ２３０）］
　伸線加工工程（Ｓ２３０）では、焼鈍処理工程（Ｓ２２０）後の鋼材に対して、伸線加工を実施する。伸線加工を実施することにより、所望の外径を有する鋼線を製造する。伸線加工工程（Ｓ２３０）は周知の方法で実施すればよい。具体的には、鋼材に対して潤滑処理を実施して、リン酸塩皮膜や金属石鹸層に代表される潤滑被膜を鋼材の表面に形成する。潤滑処理後の鋼材に対して、常温にて、伸線加工を実施する。伸線加工では、周知の構成を有する伸線機を用いる。伸線機は、鋼材を伸線加工するためのダイスを備える。
　［調質処理工程（Ｓ２４０）］
　調質処理工程（Ｓ２４０）では、伸線加工工程（Ｓ２３０）後の鋼線に対して、調質処理を実施する。調質処理工程（Ｓ２４０）では、焼入れ処理工程と、焼戻し処理工程とを含む。焼入れ処理工程では初めに、鋼線をＡｃ３変態点以上に加熱する。加熱にはたとえば、高周波誘導加熱装置を用いる。加熱された鋼線を急冷する。急冷方法は水冷であってもよいし、油冷であってもよい。焼入れ処理工程により、鋼線のミクロ組織をマルテンサイト主体の組織とする。
　ばね製造工程（Ｓ３００）では、冷間コイリング工程（Ｓ３１０）と、歪取り焼鈍処理工程（Ｓ３２０）と、必要に応じて実施する窒化処理工程（Ｓ３３０）と、ショットピーニング工程（Ｓ３４０）とを備える。
　［冷間コイリング工程（Ｓ３１０）］
　冷間コイリング工程（Ｓ３１０）では、鋼線準備工程（Ｓ２００）により製造された鋼線に対して、冷間コイリングを実施して、ばねの中間鋼材を製造する。冷間コイリングは周知のコイリング装置を用いて製造する。コイリング装置はたとえば、複数の搬送ローラーセットと、ワイヤーガイドと、複数のコイル成形治具（コイリングピン）と、横断面が半円状の芯金とを備える。搬送ローラーセットは、互いに対向する一対のローラーを含む。複数の搬送ローラーセットは、一列に配列される。各搬送ローラーセットは、一対のローラー間に鋼材を挟み、鋼線をワイヤーガイド方向に搬送する。鋼線はワイヤーガイドを通る。ワイヤーガイドから出た鋼線は、複数のコイリングピン及び芯金により円弧状に曲げられ、コイル状の中間鋼材に成形される。
　［歪取り焼鈍処理工程（Ｓ３２０）］
　歪取り焼鈍処理工程（Ｓ３２０）は必須の工程である。歪取り焼鈍処理工程（Ｓ３２０）では、冷間コイリング工程（Ｓ３１０）により中間鋼材に生じる残留応力を除去するために、焼鈍処理を実施する。焼鈍処理における処理温度（焼鈍温度）はたとえば、４００～５００℃とする。焼鈍温度での保持時間は特に限定されないが、たとえば１０～５０分である。保持時間経過後、中間鋼材を常温まで放冷又は徐冷する。
　［窒化処理工程（Ｓ３３０）］
　窒化処理工程（Ｓ３３０）は任意の工程であって、必須の工程ではない。つまり、窒化処理工程（Ｓ３３０）は実施してもよいし、実施しなくてもよい。実施する場合、窒化処理工程（Ｓ３３０）では、冷間コイリング工程（Ｓ３１０）により成型され、歪取り焼鈍処理工程（Ｓ３２０）を実施した中間鋼材に対して、窒化処理を実施する。ここでいう窒化処理は、軟窒化処理も含む。窒化処理では、中間鋼材の表層に窒素を侵入させて、固溶窒素による固溶強化や、窒化物生成による析出強化により、中間鋼材の表層に窒化層（硬化層）を形成する。
　窒化処理は周知の条件で実施すれば足りる。窒化処理では、Ａｃ１変態点以下の処理温度（窒化温度）で実施する。窒化温度はたとえば、４００～５５０℃である。窒化温度での保持時間は１．０時間～５．０時間である。窒化処理を実施する炉内雰囲気は、十分に窒素の化学ポテンシャルが高くなるような雰囲気であれば特に限定されない。窒化処理の炉内雰囲気はたとえば、軟窒化処理のように浸炭性のガス（ＲＸガス等）を混合した雰囲気としてもよい。
　［ショットピーニング工程（Ｓ３４０）］
　ショットピーニング工程（Ｓ３４０）は必須の工程である。ショットピーニング工程（Ｓ３４０）では、窒化処理工程（Ｓ３３０）後の中間鋼材の表面に対してショットピーニングを実施する。これにより、ばねの表層に圧縮残留応力が付与され、ばねの疲労限度をさらに高めることができる。ショットピーニングは周知の方法で実施すればよい。ショットピーニングにはたとえば、直径が０．０１～１．５ｍｍの投射材を用いる。投射材はたとえば、スチールショット、スチールビーズ等であり、周知のものを利用すればよい。投射材の直径、投射速度、投射時間、及び、単位時間当たりの単位面積への投射量に応じて、ばねに付与する圧縮残留応力を調整する。
　以上の製造工程により、本実施形態の鋼材を素材とするばねが製造される。
　以下、実施例により本実施形態の鋼材の効果をさらに具体的に説明する。以下の実施例での条件は、本実施形態の鋼材の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例である。したがって、本実施形態の鋼材はこの一条件例に限定されない。
　表１の化学組成を有する溶鋼を製造した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　表１の空白部分は、対応する元素含有量が検出限界未満であったことを意味する。上記溶鋼を用いて連続鋳造法によりブルームを製造した。ブルームに対して、粗圧延工程（Ｓ１２０）を実施した。具体的には、ブルームを加熱した後、分塊圧延、及び、その後の連続圧延機による圧延を実施して、長手方向に垂直な断面が１６２ｍｍ×１６２ｍｍのビレットを製造した。粗圧延工程（Ｓ１２０）での加熱温度は１２００～１２５０℃であり、加熱温度での保持時間は２．０時間であった。
　製造されたビレットを用いて、仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）を実施して、直径６．５ｍｍの鋼材（線材）を製造した。仕上げ圧延工程（Ｓ１３０）での加熱温度は、表２の「仕上げ圧延工程」欄の「加熱温度（℃）」欄に示した温度であった。加熱温度での保持時間は、いずれの試験番号においても、１．５時間であった。仕上げ圧延中における特定温度滞在時間（９５０～８５０℃の範囲内での連続滞在時間）は、表２の「仕上げ圧延工程」欄の「特定温度滞在時間（秒）」欄に示した時間であった。仕上げ圧延工程での仕上げ圧延温度（℃）は、表２の「仕上げ圧延工程」欄の「仕上げ圧延温度（℃）」欄に示した温度であった。なお、仕上げ圧延工程において、特定温度滞在時間経過後の鋼材温度は、いずれの試験番号においても、仕上げ圧延が完了するまで、仕上げ圧延温度未満であった。
　仕上げ圧延完了後の鋼材に対して、急冷処理（ＲＣ）を実施し、その後続けて、徐冷処理（ＳＣ）を実施した。急冷処理（ＲＣ）における、鋼材表面温度が９５０～８００℃の範囲での平均冷却速度は、表２の「急冷処理での平均冷却速度（℃／秒）」欄に示した平均冷却速度（℃／秒）であった。徐冷処理（ＳＣ）における、鋼材表面温度が８００℃未満～６００℃の範囲での平均冷却速度は、表２の「徐冷処理での平均冷却速度（℃／秒）」欄に示した平均冷却速度（℃／秒）であった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上の製造工程により、鋼材を製造した。
　［評価試験］
　製造された各試験番号の鋼材に対して、ミクロ組織観察試験、Ｖ系析出物の数密度測定試験、及び、シェービング処理後肌荒れ評価試験を実施した。
　［ミクロ組織観察試験］
　各試験番号の鋼材のミクロ組織中のパーライト面積率（％）を次の方法で測定した。各試験番号の鋼材の線径方向で切断した断面（表面）を観察面とした。観察面を鏡面研磨した。鏡面研磨された観察面に対して、５％ピクリン酸アルコール（ピクラール腐食液）によるエッチングを実施した。エッチングされた観察面のうち、鋼材表面（観察面の外周）から径方向に直径の１／４深さ位置を観察視野とした。１０箇所の観察視野を２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察し、１０観察視野の写真画像を生成した。各視野のサイズは４０μｍ×６０μｍとした。
　コントラスト及び相の形態に基づいて、パーライトを特定した。各視野でのパーライトの総面積（μｍ２）を求めた。全ての観察視野の総面積（２４０００μｍ２）に対する、全ての観察視野におけるパーライトの総面積の割合を、パーライト面積率（％）とした。求めたパーライト面積率を表２の「パーライト面積率（％）」欄に示す。
　［Ｖ系析出物の数密度測定試験］
　各試験番号の鋼材において、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の個数密度（個／μｍ３）を次の方法で測定した。各試験番号の鋼材（線材）を線径方向に切断した。そして、線径方向の断面を有し、鋼材の中心軸方向の厚さが０．５ｍｍの円板を採取した。エメリー紙を用いて、円板の両側から研削研磨を行い、円板の厚さを６０μｍとした。その後、円板から直径３ｍｍのサンプルを採取した。サンプルを１０％過塩素酸－氷酢酸溶液中に浸漬して、電解研磨を実施して、厚さ１００ｎｍの薄膜試料を作成した。
　作成された薄膜試料を、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）で観察した。具体的には、薄膜試料の線径方向の表面（観察面）の５箇所（観察視野）において、観察倍率を２０００００倍とし、加速電圧を２００ｋＶとして観察した。このとき、パーライト中のフェライト内において、観察視野を選定した。各観察視野は０．０９μｍ×０．０９μｍとした。
　各観察視野において、コントラストにより析出物を特定した。さらに、特定された複数の析出物のうち、最大径が２～２０ｎｍの析出物を特定した。ここで、最大径は、析出物と母相との界面の任意の２点を選択し、その２点を結ぶ線分全体が当該析出物内に含まれる場合の、最大の線分長さとした。
　最大径が２～２０ｎｍの析出物を、Ｖ系析出物に認定した。なお、上述のＥＤＳ及びＮＢＤにより確認した結果、最大径が２～２０ｎｍの析出物はＶ系析出物であった。
　以上の方法により、５つの観察視野において、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の総個数を求めた。求めたＶ系析出物の総個数と、５つの観察視野の総体積とに基づいて、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度（個／μｍ３）を求めた。求めたＶ系析出物の数密度を表２中の「Ｖ系析出物数密度（個／μｍ３）」欄に示す。
　［シェービング処理後肌荒れ評価試験］
　各試験番号の鋼材に対して、シェービング処理工程を実施した。シェービング処理工程では、シェービングダイスを用いてシェービング処理を実施し、鋼材の表面を０．１５ｍｍ深さまで皮むきした。シェービング処理後の鋼材（以下、試験片という）の表面粗さを測定した。具体的には、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２０１３）に規定された十点平均粗さＲｚを求めた。評価長さは、基準長さ（カットオフ波長）の５倍とした。十点平均粗さＲｚの測定は、触針式の粗さ計を用いて行った。測定速度は、０．５ｍｍ／ｓｅｃとした。測定結果を表２の「表面粗さ（μｍ）」欄に示す。十点平均粗さＲｚが５．０μｍ以下であれば、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制できたと判断した（表２中の「肌荒れ抑制評価」の「評価」欄で「Ｅ」で表記）。一方、十点平均粗さＲｚが５．０μｍを超えれば、シェービング処理後の鋼材表面の肌荒れを十分に抑制できなかったと判断した（表２中の「肌荒れ抑制評価」の「評価」欄で「ＮＡ」で表記）。
　［試験結果］
　表２に試験結果を示す。表２を参照して、試験番号１～１５は、化学組成が適切であり、かつ、製造工程も適切であった。そのため、各試験番号の鋼材のミクロ組織では、パーライト面積率が９０％以上であった。さらに、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度はいずれも３０００～８００００個／μｍ３であった。そのため、試験番号１～１６の鋼材に対して、シェービング処理工程を実施した場合でも、鋼材の表面粗さは５．０μｍ以下であり、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができた。
　試験番号１６及び２２では、仕上げ圧延時の加熱温度が低すぎた。そのため、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さが５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　試験番号１７及び２３では、特定温度滞在時間が長すぎた。そのため、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さ（十点平均粗さＲｚ）が５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　試験番号１８及び２４では、特定温度滞在時間が短すぎた。そのため、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さが５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　試験番号１９及び２５では、仕上げ圧延温度が高すぎた。そのため、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さが５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　試験番号２０及び２６では、急冷処理（ＲＣ）での９５０～８００℃における平均冷却速度が遅すぎた。そのため、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さが５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　試験番号２１及び２７では、徐冷処理（ＳＣ）での８００℃未満～６００℃における平均冷却速度が速すぎた。そのため、パーライト面積率が９０％未満であった。さらに、最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００個／μｍ３未満であった。その結果、鋼材の表面粗さが５．０μｍを超え、シェービング処理後の肌荒れを十分に抑制することができなかった。
　以上、本開示の実施の形態を説明した。しかしながら、上述した実施の形態は本開示を実施するための例示に過ぎない。したがって、本開示は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変更して実施することができる。

Claims (2)

  1. 　鋼材であって、
    　化学組成が、質量％で、
    　Ｃ：０．５０～０．８０％、
    　Ｓｉ：１．２０～２．９０％、
    　Ｍｎ：０．２５～１．００％、
    　Ｃｒ：０．４０～１．９０％、
    　Ｖ：０．０５～０．６０％、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下、
    　Ｎ：０．０１００％以下、
    　Ｍｏ：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０～０．０５０％、
    　Ｗ：０～０．６０％、
    　Ｎｉ：０～０．５０％、
    　Ｃｏ：０～０．３０％、
    　Ｂ：０～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０～０．０５０％、
    　Ａｌ：０～０．００５０％、及び、
    　Ｔｉ：０～０．０５０％、を含有し、
    　残部がＦｅ及び不純物からなり、
    　前記鋼材のミクロ組織において、パーライト面積率が９０％以上であり、
    　前記パーライト中のフェライトにおいて、
    　最大径が２～２０ｎｍのＶ系析出物の数密度が３０００～８００００個／μｍ３である、
    　鋼材。
  2. 　請求項１に記載の鋼材であって、
    　前記化学組成は、
    　Ｍｏ：０．０１～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．０５０％、
    　Ｗ：０．０１～０．６０％、
    　Ｎｉ：０．０１～０．５０％、
    　Ｃｏ：０．０１～０．３０％、及び、
    　Ｂ：０．０００１～０．００５０％、からなる群から選択される１種以上を含有する、
    　鋼材。
PCT/JP2021/012350 2021-03-24 2021-03-24 鋼材 Ceased WO2022201381A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE112021007366.4T DE112021007366T5 (de) 2021-03-24 2021-03-24 Stahlmaterial
JP2023508277A JP7445184B2 (ja) 2021-03-24 2021-03-24 鋼材
CN202180096210.3A CN117043372B (zh) 2021-03-24 2021-03-24 钢材
US18/548,952 US20240150878A1 (en) 2021-03-24 2021-03-24 Steel material
PCT/JP2021/012350 WO2022201381A1 (ja) 2021-03-24 2021-03-24 鋼材

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2021/012350 WO2022201381A1 (ja) 2021-03-24 2021-03-24 鋼材

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022201381A1 true WO2022201381A1 (ja) 2022-09-29

Family

ID=83396642

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2021/012350 Ceased WO2022201381A1 (ja) 2021-03-24 2021-03-24 鋼材

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20240150878A1 (ja)
JP (1) JP7445184B2 (ja)
CN (1) CN117043372B (ja)
DE (1) DE112021007366T5 (ja)
WO (1) WO2022201381A1 (ja)

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002180200A (ja) * 2000-12-20 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 硬引きばね用鋼線材、硬引きばね用伸線材および硬引きばね並びに硬引きばねの製造方法
JP2002180199A (ja) * 2000-12-20 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 耐へたり性に優れたばね用鋼およびばね用鋼線並びにばね
JP2014208900A (ja) * 2013-03-25 2014-11-06 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性、および伸線加工後の曲げ加工性に優れた高強度ばね用鋼線材、およびその製造方法、並びに高強度ばね、およびその製造方法
JP2017179524A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 鋼線材ならびに鋼線材および鋼線の製造方法
KR20180073389A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2932943B2 (ja) * 1993-11-04 1999-08-09 株式会社神戸製鋼所 高耐食性高強度ばね用鋼材
DE60129463T2 (de) * 2000-12-20 2008-04-17 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho, Kobe Walzdraht für hartgezogene feder, gezogener draht für hartgezogene feder und hartgezogene feder und verfahren zur herstellung von hartgezogenen federn
JP2007327084A (ja) 2006-06-06 2007-12-20 Kobe Steel Ltd 伸線加工性に優れた線材およびその製造方法
CN102181786A (zh) * 2011-04-25 2011-09-14 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 1670MPa级桥梁缆索镀锌钢丝用盘条及其制备方法
JP6208611B2 (ja) * 2014-03-31 2017-10-04 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた高強度鋼材
CN108350537B (zh) * 2015-09-04 2021-01-08 日本制铁株式会社 弹簧用钢线及弹簧
US11098394B2 (en) * 2016-07-05 2021-08-24 Nippon Steel Corporation Rolled wire rod
CN106191655A (zh) * 2016-08-17 2016-12-07 安徽红桥金属制造有限公司 一种耐磨损抗氧化合金弹簧钢及其热处理工艺
US11952650B2 (en) * 2019-10-16 2024-04-09 Nippon Steel Corporation Steel wire
CN114555850B (zh) * 2019-10-16 2022-11-01 日本制铁株式会社 减震器弹簧
US12612675B2 (en) * 2020-02-21 2026-04-28 Nippon Steel Corporation Steel wire

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002180200A (ja) * 2000-12-20 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 硬引きばね用鋼線材、硬引きばね用伸線材および硬引きばね並びに硬引きばねの製造方法
JP2002180199A (ja) * 2000-12-20 2002-06-26 Kobe Steel Ltd 耐へたり性に優れたばね用鋼およびばね用鋼線並びにばね
JP2014208900A (ja) * 2013-03-25 2014-11-06 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性、および伸線加工後の曲げ加工性に優れた高強度ばね用鋼線材、およびその製造方法、並びに高強度ばね、およびその製造方法
JP2017179524A (ja) * 2016-03-31 2017-10-05 株式会社神戸製鋼所 鋼線材ならびに鋼線材および鋼線の製造方法
KR20180073389A (ko) * 2016-12-22 2018-07-02 주식회사 포스코 신선가공성이 우수한 고강도 선재, 열처리 선재 및 이들의 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
JP7445184B2 (ja) 2024-03-07
CN117043372B (zh) 2025-11-11
CN117043372A (zh) 2023-11-10
US20240150878A1 (en) 2024-05-09
DE112021007366T5 (de) 2024-02-15
JPWO2022201381A1 (ja) 2022-09-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6160783B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP4872846B2 (ja) 窒化歯車用粗形品および窒化歯車
EP3282032A1 (en) Steel sheet with excellent cold workability during forming, and process for producing same
CN109477179B (zh) 高频淬火用钢
JP4008320B2 (ja) 軸受用圧延線材および伸線材
JP7444097B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
US12181012B2 (en) Damper spring
WO2013187409A1 (ja) 中空ばね用シームレス鋼管
US11952650B2 (en) Steel wire
JP2016216809A (ja) 冷間成形性と熱処理後靭性に優れた低炭素鋼板及び製造方法
CN113646448B (zh) 钢轴部件
WO2022071420A1 (ja) 鋼材
JP7445184B2 (ja) 鋼材
JP6801721B2 (ja) 軟磁性部品用鋼材、軟磁性部品、及び、軟磁性部品の製造方法
JP7334868B2 (ja) 鋼製部品
US12612675B2 (en) Steel wire
CN107429359B (zh) 热轧棒线材、部件及热轧棒线材的制造方法
WO2022071419A1 (ja) 鋼材
US12338516B2 (en) Damper spring
JP7321354B2 (ja) 弁ばね
US12006994B2 (en) Valve spring
JP7444096B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法

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: 21932991

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2023508277

Country of ref document: JP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 18548952

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 202180096210.3

Country of ref document: CN

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 112021007366

Country of ref document: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 21932991

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1