高清浄度ばね用鋼
【課題】介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しにくいものとすることで、疲労特性に優れたばねを得る高清浄度ばね用鋼を提供する。
【解決手段】本発明の高清浄度ばね用鋼は、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＳｉＯ2,Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの各濃度が所定の関係を満足すると共に、Ａｌ2Ｏ3濃度［Ａｎ］、ＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］およびＣａＯ濃度［Ｃｎ］をＡｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） ‥（１）
【解決手段】本発明の高清浄度ばね用鋼は、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＳｉＯ2,Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの各濃度が所定の関係を満足すると共に、Ａｌ2Ｏ3濃度［Ａｎ］、ＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］およびＣａＯ濃度［Ｃｎ］をＡｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） ‥（１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性の優れた高清浄度ばね用鋼に関し、この高清浄度ばね用鋼から得られるばねは、極めて高い疲労特性が要求される自動車用エンジンの弁ばねやクラッチばね、ブレーキばねとして有用である。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化や高出力化の要請が高まるにつれて、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばねや懸架ばね等においても高応力設計が指向されている。そのためこれらのばねには、負荷応力の増大に対応するため、耐疲労性や耐へたり性に優れたものが強く望まれている。とりわけ弁ばねについての疲労強度増大の要請は非常に強く、従来鋼の中でも疲労強度の優れているとされているＳＷＯＳＣ−Ｖ（ＪＩＳ Ｇ ３５６６）でも対応が困難になってきている。
【０００３】
高い疲労強度が要求されるばね用線材では、線材中に存在する硬質の非金属介在物を極力低減することが必要である。こうした観点から、上記の様な用途に用いられる鋼材としては、上記非金属介在物の存在を極力低減した高清浄鋼が用いられるのが一般的である。また、素材の高強度化が図られるにつれて、非金属介在物に起因する断線、疲労折損の危険性が高まることから、その主要因となる非金属介在物の低減・小型化の要求は一段と厳しいものとなっている。
【０００４】
鋼材中における硬質の非金属介在物の低減・小型化を図るという観点から、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば非特許文献１には、弁ばね用鋼では、融点が１４００〜１５００℃程度よりも低いＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2三成分系介在物に制御すると、疲労破壊の起点とはならず疲労特性が向上することが開示されている。
【０００５】
また特許文献１、２には、非金属介在物が熱間圧延時によく延伸する様にして疲労特性に優れた高清浄度鋼を提供することが示されている。
【０００６】
一方、特許文献３には、酸化物介在物のうち融点が最も高ものの融点を１５００℃以下とすることによって、介在物の微細化を図る技術が開示されている。
【０００７】
更に、特許文献４には、介在物を少なくすると共に、低融点化することにより、熱間圧延時に介在物断面積を縮小化する技術が提案されている。
【非特許文献１】「第１８２・１８３回西山記念技術講座」、（社）日本鉄鋼協会編、第１３１〜１３４頁
【特許文献１】特開昭６２−９９４３６号公報
【特許文献２】特開昭６２−９９４３７号公報
【特許文献３】特開平５−３２０８２７号公報
【特許文献４】特開昭６３−１４００６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
これまで提案されている各種従来技術では、介在物組成を低融点領域に制御して、微細化を図ることを目指すことが中心となっているが、その組成領域がＳｉＯ2を含むものである場合には、理論的に相分離によってＳｉＯ2が生成することがある。特に、弁ばね鋼では、鍛造後圧延前に加熱されるので、このときに相分離によるＳｉＯ2生成が発生する可能性が高くなってくる。こうして生成するＳｉＯ2は硬質であり、圧延時に変形しにくく、最終製品中に残存し易いことになる。最終製品中に残存したＳｉＯ2は、極少数であっても線材における折損の原因となる可能性があり、より一層の清浄化が求められている近年の要求に対応できる高清浄度鋼が実現できないことがある。
【０００９】
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しにくい領域に制御することで、疲労特性に優れたばねを得る高清浄度ばね用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的を達成し得た本発明の高清浄度ばね用鋼とは、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の各濃度［Ｃｎ］、［Ａｎ］および［Ｓｎ］を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足すると共に、これらＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ２Ｏ３濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ２濃度［Ｓｎ］をＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下である点に要旨を有するものである。尚、「介在物の幅」は、線材の軸芯線を含む断面で観察したときの軸心方向と垂直な方向の介在物の径を意味する。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） …（１）
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
【００１１】
本発明の高清浄度ばね用鋼の化学成分組成については、ばね用鋼であれば特に限定されるものではないが、好ましいものとして、例えば、Ｃ：１．２質量％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．４〜４質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１質量％以下（０％を含まない）を夫々含む鋼材が挙げられる。また、こうした鋼材においては、更に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素よりなる群から選択される１種以上を含むものであってもよい。これらを含有させるときの好ましい含有量は、Ｃｒ：０．５〜３質量％，Ｎｉ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｗ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．１質量％以下，Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｌｉ：０．０００５質量％以下、Ｎａ：０．００１０質量％以下、Ｋ：０．００１０質量％以下、および希土類元素：０．００１０質量％以下である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明は以上の様に構成されており、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しにくいものとすることで、疲労特性に優れたばねを得る高清浄度ばね用鋼が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
熱間圧延時の変形比の大きい線材では、介在物は熱間圧延時に展伸分断させて微細化することが有用であることは知られている。従来では、硬質な介在物を嫌うため、低融点組成への制御（前記特許文献３）や或る組成範囲への制御（前記特許文献４）が行われていた。但し、その主な狙いは、低融点組成への制御であったために、理論的にはＳｉＯ2が生成する組成であり、まれにはＳｉＯ2が生成していた。
【００１４】
本発明者らは、こうした情況の下で、凝固後の加熱、熱間圧延による介在物形態の変化をも考慮して、ばねの耐疲労特性を向上させるための個々の介在物の組成と形態について、様々な角度から検討した。その結果、理論的にＳｉＯ2の生成しない組成に制御することで、圧延条件によらずＳｉＯ2の生成を格段に抑制できることを知見した。即ち、後記図２から分かるように、低融点の範囲内であってもＳｉＯ2濃度が低い側よりも高い側の方が融点が低いことがある。このため、ＳｉＯ2濃度が低い側への制御は一般的ではなかった。そこで本発明者らは、所定の領域への組成の制御を行なうことによって、有害なＳｉＯ2を格段に制御できることに加え、ＳｉＯ2濃度が低い側でも熱間圧延時に分断可能であることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】
本発明の構成による作用効果について、順次説明する。本発明においては、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度が５質量％以下（０％を含む）およびＣａＯ濃度が１０質量％以下（０質量％を含む）であることが必要である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） ‥（１）
【００１６】
ここで対象とする介在物を「幅：３μｍ以上」としたのは、幅：３μｍ未満の微細な介在物は、疲労破壊の起点になりにくく、疲労強度に顕著な影響を与えないという理由からである。またこうした介在物の存在位置を「線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側」としたのは、この位置に存在する介在物が疲労特性に最も影響を及ぼすからである。
【００１７】
線材中には、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯおよびＭｇＯ以外に、不可避的に混入するイレギュラーな介在物（例えばＴｉ，Ｃｒの酸化物等）が存在する。これらは量が少なければ問題とはならないが、量が増えてくると疲労破壊の起点となる恐れがでてくる。こうした観点から、介在物中の組成を５元系（ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯおよびＭｇＯ）で見たときに、［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2］を主体（８０質量％以上）とすると共に、ＭｇＯ量およびＭｎＯ量も適切に制御する必要がある。
【００１８】
また、介在物中のＭｇＯの量が多くなり過ぎると、ＭｇＯ−ＳｉＯ2やスピネル等の硬質の酸化物が生成することになるので、介在物中のＭｇＯ含有量は５質量％以下とする必要がある。
【００１９】
更に、弱脱酸成分であるＭｎの酸化物（ＭｎＯ）は、介在物組成が安定して制御されている場合は、１０質量％以下となる。こうした観点から、介在物中のＭｎＯ含有量が１０質量％を超えている場合には、介在物が好ましくない状態となっていることを示すことになるので、介在物中のＭｎＯ含有量は１０質量％以下とする必要がある。
【００２０】
本発明のばね用鋼では、上記した条件の下で、介在物中のＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の三成分で１００％となるように規格化したときのＡｌ2Ｏ3量や、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ3の関係等も所定の範囲を満足するように厳密に規定する必要がある。即ち、酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足するように制御する必要がある。
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
【００２１】
本発明のばね用鋼においては、熱圧前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとすることが必要である。例えば、図１に示す三成分系状態図において、介在物組成が斜線で示す組成範囲内にあると、理論的に相分離してＳｉＯ2が生成することになるので、こうした領域を外す必要がある。図１に示したＳｉＯ2生成領域において、ラインＡはＣａＯ−ＳｉＯ2(Wolastonito)とＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−２ＳｉＯ2（Anorthite）を結ぶ線となる。即ち、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとするには、図１のラインＡよりも低ＳｉＯ2側（ラインＡよりも図１の下側）とする必要がある。
【００２２】
本発明者らは、上記ラインＡよりも低ＳｉＯ2側に制御することが有効であることを見出した。ラインＡを表すのが前記（５）式である。即ち、上記（５）式の関係を満足するときに、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとなる。
【００２３】
また、介在物組成において、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の三成分で規格化したときのＡｌ2Ｏ3量（即ち上記［Ａｎ］）が３０質量％を超えたときには、ゲーレナイト(Ghelenite)やアノーサイト（Anorthite）等の硬質の結晶が生成し、疲労強度に悪影響を及ぼすことになるので、上記（６）式の関係を満足することが必要である。
【００２４】
一方、本発明のばね用鋼においては、介在物組成が、ＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ２Ｏ３濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］をＡｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下であることが必要である。即ち、弁ばね鋼は熱延時の圧化率が大きく、熱延時に介在物を微細化して無害化することが期待できる。そのため、介在物数は多くても熱延時に変形しやすい組成への制御が指向されている。本発明では、介在物は変形しやすい低融点組成に制御する必要があり、その融点を１５００℃以下とした。好ましくは１４００℃以下とするのが良い。
【００２５】
本発明で規定する介在物組成範囲を図２（Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図）に示す。図２において、ラインＡは{［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］＝２２１．９（質量％）}の関係を満足するものであり、ラインＣは{（［Ａｎ］＝３０（質量％）}の関係を満足するものであり、ラインＢは介在物の融点が１５００℃を満足するもの（等温線）である。即ち、図２において、ラインＡ，Ｂ，Ｃによって囲まれた領域（図中ハッチングで示す）が本発明で規定する範囲となる。
【００２６】
上記のように介在物組成にするには、狙いの介在物組成と同じ組成のスラグを用いることによって、介在物制御が容易に実行できる。
【００２７】
本発明は、ばね用鋼等の素材として有用な高清浄鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については特に限定するものではないが、介在物組成を制御するためには、脱酸成分であるＳｉやＭｎを０．１質量％以上含むものであることが好ましい。但し、これらの成分は、過剰に含有されると、鋼材が脆化しやすくなるので、Ｓｉで４質量％以下、Ｍｎで２質量％以下とすべきである。
【００２８】
ばね用鋼としての基本成分であるＣ含有量については、１．２質量％以下であることが好ましい。Ｃ含有量が１．２質量％を超えると、鋼材が脆化し、実用的でなくなる。
【００２９】
Ａｌは介在物制御にとっても有用な元素であり、その質量濃度で０．１〜２０ｐｐｍ程度は必要である。しかしながら、Ａｌ含有量が多くなると、介在物中のＡｌ2Ｏ3濃度が高くなり断線の原因となる粗大Ａｌ2Ｏ3が生成する可能性があるので、０．０１質量％以下であることが好ましい。
【００３０】
上記基本成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物であるが、必要によってＣｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素（ＲＥＭ）よりなる群から選択される１種以上を含むものであってもよい。これらを含有させるときの好ましい含有量は、Ｃｒ：０．５〜３質量％，Ｎｉ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｗ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．１質量％以下，Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｌｉ：０．０００５質量％以下、Ｎａ：０．００１０質量％以下、Ｋ：０．００１０質量％以下、およびＲＥＭ：０．００１０質量％以下である。
【実施例】
【００３１】
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３２】
転炉出鋼材を模擬した溶鋼に各種フラックスを添加し、成分調整およびスラグ精練を実施し、鋳造した。このとき、スラグ組成を適切に調整することによって、介在物組成を適切に制御し、下記表１に示す化学成分を有する鋼を得た。各鋼におけるスラグ精錬条件を下記表２に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
上記溶鋼について、鋳型で鋳造し、得られた鋳塊に対して、鍛造・熱間圧延を施して直径：８．０ｍｍの線材とした。
【００３６】
得られた各熱間線材について、線材中の酸化物系介在物の組成を測定すると共に、疲労強度を測定した。これらの測定方法は、下記の通りである。
【００３７】
（介在物組成）
熱間圧延した各線材のＬ断面（軸心を含む断面）を研磨し、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側（線材の中心から半径の１／２の位置よりも表層側）に存在する、短径３μｍ以上の酸化物系介在物３０個について、ＥＰＭＡで組成分析を行い、酸化物濃度に換算した。このときの、ＥＰＭＡの測定条件は下記の通りである。
ＥＰＭＡ装置：ＪＸＡ−８６２１ＭＸ（日本電子株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＴＮ−５５００（Ｔｒａｃｏｒ Ｎｏｒｔｈｅｒｎ社製）
加速電圧：２０ｋＶ
走査電流：５ｎＡ
測定方法：エネルギー分散分析で定量分析（粒子全域を測定）
【００３８】
（疲労強度）
各熱間圧延線材（８．０ｍｍφ）を、皮削り→パテンティング→冷間線引き加工（伸線）→オイルテンパー→歪取焼鈍相当処理→ショットピーニング→歪取焼鈍を行った後、試験片として４．０ｍｍφ×６５０ｍｍのワイヤを採取し、中村式回転曲げ試験機において、試験応力：公称応力８８０ＭＰａ、回転数：４０００〜５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０７回で行ない、破断した物のうち、介在物折損したものについて、下記式により破断率を測定した。
破断率＝［介在物折損本数／（介在物折損本数＋中止した本数）］×１００（％）
【００３９】
各線材の介在物組成を下記表３に示す。また疲労強度（破断率）を下記表４に示す。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜４のものでは、スラグ組成が適切であり、介在物組成も適切な範囲に制御されたものとなり、良好な疲労強度が得られていることが分かる。このうち、特に試験Ｎｏ．１、２のものでは、介在物組成が最適な範囲内となっており、良好な疲労強度が得られている。
【００４３】
これに対して、試験Ｎｏ．７〜１０のものでは、本発明で規定する介在物組成から外れるものとなっているので、疲労試験結果が良くない。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】熱間前や熱延中の加熱時に相分離してＳｉＯ2が生成する領域を示したＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図である。
【図２】本発明で規定する介在物組成を示すＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性の優れた高清浄度ばね用鋼に関し、この高清浄度ばね用鋼から得られるばねは、極めて高い疲労特性が要求される自動車用エンジンの弁ばねやクラッチばね、ブレーキばねとして有用である。
【背景技術】
【０００２】
最近、自動車の軽量化や高出力化の要請が高まるにつれて、エンジンやサスペンション等に使用される弁ばねや懸架ばね等においても高応力設計が指向されている。そのためこれらのばねには、負荷応力の増大に対応するため、耐疲労性や耐へたり性に優れたものが強く望まれている。とりわけ弁ばねについての疲労強度増大の要請は非常に強く、従来鋼の中でも疲労強度の優れているとされているＳＷＯＳＣ−Ｖ（ＪＩＳ Ｇ ３５６６）でも対応が困難になってきている。
【０００３】
高い疲労強度が要求されるばね用線材では、線材中に存在する硬質の非金属介在物を極力低減することが必要である。こうした観点から、上記の様な用途に用いられる鋼材としては、上記非金属介在物の存在を極力低減した高清浄鋼が用いられるのが一般的である。また、素材の高強度化が図られるにつれて、非金属介在物に起因する断線、疲労折損の危険性が高まることから、その主要因となる非金属介在物の低減・小型化の要求は一段と厳しいものとなっている。
【０００４】
鋼材中における硬質の非金属介在物の低減・小型化を図るという観点から、これまでにも様々な技術が提案されている。例えば非特許文献１には、弁ばね用鋼では、融点が１４００〜１５００℃程度よりも低いＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−ＳｉＯ2三成分系介在物に制御すると、疲労破壊の起点とはならず疲労特性が向上することが開示されている。
【０００５】
また特許文献１、２には、非金属介在物が熱間圧延時によく延伸する様にして疲労特性に優れた高清浄度鋼を提供することが示されている。
【０００６】
一方、特許文献３には、酸化物介在物のうち融点が最も高ものの融点を１５００℃以下とすることによって、介在物の微細化を図る技術が開示されている。
【０００７】
更に、特許文献４には、介在物を少なくすると共に、低融点化することにより、熱間圧延時に介在物断面積を縮小化する技術が提案されている。
【非特許文献１】「第１８２・１８３回西山記念技術講座」、（社）日本鉄鋼協会編、第１３１〜１３４頁
【特許文献１】特開昭６２−９９４３６号公報
【特許文献２】特開昭６２−９９４３７号公報
【特許文献３】特開平５−３２０８２７号公報
【特許文献４】特開昭６３−１４００６８号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
これまで提案されている各種従来技術では、介在物組成を低融点領域に制御して、微細化を図ることを目指すことが中心となっているが、その組成領域がＳｉＯ2を含むものである場合には、理論的に相分離によってＳｉＯ2が生成することがある。特に、弁ばね鋼では、鍛造後圧延前に加熱されるので、このときに相分離によるＳｉＯ2生成が発生する可能性が高くなってくる。こうして生成するＳｉＯ2は硬質であり、圧延時に変形しにくく、最終製品中に残存し易いことになる。最終製品中に残存したＳｉＯ2は、極少数であっても線材における折損の原因となる可能性があり、より一層の清浄化が求められている近年の要求に対応できる高清浄度鋼が実現できないことがある。
【０００９】
本発明はこうした状況の下になされたものであって、その目的は、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しにくい領域に制御することで、疲労特性に優れたばねを得る高清浄度ばね用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記目的を達成し得た本発明の高清浄度ばね用鋼とは、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の各濃度［Ｃｎ］、［Ａｎ］および［Ｓｎ］を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足すると共に、これらＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ２Ｏ３濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ２濃度［Ｓｎ］をＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下である点に要旨を有するものである。尚、「介在物の幅」は、線材の軸芯線を含む断面で観察したときの軸心方向と垂直な方向の介在物の径を意味する。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） …（１）
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
【００１１】
本発明の高清浄度ばね用鋼の化学成分組成については、ばね用鋼であれば特に限定されるものではないが、好ましいものとして、例えば、Ｃ：１．２質量％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．４〜４質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１質量％以下（０％を含まない）を夫々含む鋼材が挙げられる。また、こうした鋼材においては、更に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素よりなる群から選択される１種以上を含むものであってもよい。これらを含有させるときの好ましい含有量は、Ｃｒ：０．５〜３質量％，Ｎｉ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｗ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．１質量％以下，Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｌｉ：０．０００５質量％以下、Ｎａ：０．００１０質量％以下、Ｋ：０．００１０質量％以下、および希土類元素：０．００１０質量％以下である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明は以上の様に構成されており、介在物の全体が低融点で変形し易くすると共に、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しにくいものとすることで、疲労特性に優れたばねを得る高清浄度ばね用鋼が実現できた。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１３】
熱間圧延時の変形比の大きい線材では、介在物は熱間圧延時に展伸分断させて微細化することが有用であることは知られている。従来では、硬質な介在物を嫌うため、低融点組成への制御（前記特許文献３）や或る組成範囲への制御（前記特許文献４）が行われていた。但し、その主な狙いは、低融点組成への制御であったために、理論的にはＳｉＯ2が生成する組成であり、まれにはＳｉＯ2が生成していた。
【００１４】
本発明者らは、こうした情況の下で、凝固後の加熱、熱間圧延による介在物形態の変化をも考慮して、ばねの耐疲労特性を向上させるための個々の介在物の組成と形態について、様々な角度から検討した。その結果、理論的にＳｉＯ2の生成しない組成に制御することで、圧延条件によらずＳｉＯ2の生成を格段に抑制できることを知見した。即ち、後記図２から分かるように、低融点の範囲内であってもＳｉＯ2濃度が低い側よりも高い側の方が融点が低いことがある。このため、ＳｉＯ2濃度が低い側への制御は一般的ではなかった。そこで本発明者らは、所定の領域への組成の制御を行なうことによって、有害なＳｉＯ2を格段に制御できることに加え、ＳｉＯ2濃度が低い側でも熱間圧延時に分断可能であることを見出し、本発明を完成した。
【００１５】
本発明の構成による作用効果について、順次説明する。本発明においては、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度が５質量％以下（０％を含む）およびＣａＯ濃度が１０質量％以下（０質量％を含む）であることが必要である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） ‥（１）
【００１６】
ここで対象とする介在物を「幅：３μｍ以上」としたのは、幅：３μｍ未満の微細な介在物は、疲労破壊の起点になりにくく、疲労強度に顕著な影響を与えないという理由からである。またこうした介在物の存在位置を「線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側」としたのは、この位置に存在する介在物が疲労特性に最も影響を及ぼすからである。
【００１７】
線材中には、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯおよびＭｇＯ以外に、不可避的に混入するイレギュラーな介在物（例えばＴｉ，Ｃｒの酸化物等）が存在する。これらは量が少なければ問題とはならないが、量が増えてくると疲労破壊の起点となる恐れがでてくる。こうした観点から、介在物中の組成を５元系（ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3、ＳｉＯ2、ＭｎＯおよびＭｇＯ）で見たときに、［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2］を主体（８０質量％以上）とすると共に、ＭｇＯ量およびＭｎＯ量も適切に制御する必要がある。
【００１８】
また、介在物中のＭｇＯの量が多くなり過ぎると、ＭｇＯ−ＳｉＯ2やスピネル等の硬質の酸化物が生成することになるので、介在物中のＭｇＯ含有量は５質量％以下とする必要がある。
【００１９】
更に、弱脱酸成分であるＭｎの酸化物（ＭｎＯ）は、介在物組成が安定して制御されている場合は、１０質量％以下となる。こうした観点から、介在物中のＭｎＯ含有量が１０質量％を超えている場合には、介在物が好ましくない状態となっていることを示すことになるので、介在物中のＭｎＯ含有量は１０質量％以下とする必要がある。
【００２０】
本発明のばね用鋼では、上記した条件の下で、介在物中のＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の三成分で１００％となるように規格化したときのＡｌ2Ｏ3量や、Ａｌ2Ｏ3とＳｉＯ3の関係等も所定の範囲を満足するように厳密に規定する必要がある。即ち、酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足するように制御する必要がある。
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
【００２１】
本発明のばね用鋼においては、熱圧前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとすることが必要である。例えば、図１に示す三成分系状態図において、介在物組成が斜線で示す組成範囲内にあると、理論的に相分離してＳｉＯ2が生成することになるので、こうした領域を外す必要がある。図１に示したＳｉＯ2生成領域において、ラインＡはＣａＯ−ＳｉＯ2(Wolastonito)とＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−２ＳｉＯ2（Anorthite）を結ぶ線となる。即ち、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとするには、図１のラインＡよりも低ＳｉＯ2側（ラインＡよりも図１の下側）とする必要がある。
【００２２】
本発明者らは、上記ラインＡよりも低ＳｉＯ2側に制御することが有効であることを見出した。ラインＡを表すのが前記（５）式である。即ち、上記（５）式の関係を満足するときに、熱延前や熱延中の加熱時に相分離してもＳｉＯ2が生成しないものとなる。
【００２３】
また、介在物組成において、ＣａＯ、Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の三成分で規格化したときのＡｌ2Ｏ3量（即ち上記［Ａｎ］）が３０質量％を超えたときには、ゲーレナイト(Ghelenite)やアノーサイト（Anorthite）等の硬質の結晶が生成し、疲労強度に悪影響を及ぼすことになるので、上記（６）式の関係を満足することが必要である。
【００２４】
一方、本発明のばね用鋼においては、介在物組成が、ＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ２Ｏ３濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］をＡｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下であることが必要である。即ち、弁ばね鋼は熱延時の圧化率が大きく、熱延時に介在物を微細化して無害化することが期待できる。そのため、介在物数は多くても熱延時に変形しやすい組成への制御が指向されている。本発明では、介在物は変形しやすい低融点組成に制御する必要があり、その融点を１５００℃以下とした。好ましくは１４００℃以下とするのが良い。
【００２５】
本発明で規定する介在物組成範囲を図２（Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2-ＣａＯ三成分系状態図）に示す。図２において、ラインＡは{［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］＝２２１．９（質量％）}の関係を満足するものであり、ラインＣは{（［Ａｎ］＝３０（質量％）}の関係を満足するものであり、ラインＢは介在物の融点が１５００℃を満足するもの（等温線）である。即ち、図２において、ラインＡ，Ｂ，Ｃによって囲まれた領域（図中ハッチングで示す）が本発明で規定する範囲となる。
【００２６】
上記のように介在物組成にするには、狙いの介在物組成と同じ組成のスラグを用いることによって、介在物制御が容易に実行できる。
【００２７】
本発明は、ばね用鋼等の素材として有用な高清浄鋼を想定してなされたものであり、その鋼種については特に限定するものではないが、介在物組成を制御するためには、脱酸成分であるＳｉやＭｎを０．１質量％以上含むものであることが好ましい。但し、これらの成分は、過剰に含有されると、鋼材が脆化しやすくなるので、Ｓｉで４質量％以下、Ｍｎで２質量％以下とすべきである。
【００２８】
ばね用鋼としての基本成分であるＣ含有量については、１．２質量％以下であることが好ましい。Ｃ含有量が１．２質量％を超えると、鋼材が脆化し、実用的でなくなる。
【００２９】
Ａｌは介在物制御にとっても有用な元素であり、その質量濃度で０．１〜２０ｐｐｍ程度は必要である。しかしながら、Ａｌ含有量が多くなると、介在物中のＡｌ2Ｏ3濃度が高くなり断線の原因となる粗大Ａｌ2Ｏ3が生成する可能性があるので、０．０１質量％以下であることが好ましい。
【００３０】
上記基本成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物であるが、必要によってＣｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素（ＲＥＭ）よりなる群から選択される１種以上を含むものであってもよい。これらを含有させるときの好ましい含有量は、Ｃｒ：０．５〜３質量％，Ｎｉ：０．５質量％以下，Ｖ：０．５質量％以下，Ｎｂ：０．１質量％以下，Ｍｏ：０．５質量％以下，Ｗ：０．５質量％以下，Ｃｕ：０．１質量％以下，Ｔｉ：０．１質量％以下、Ｌｉ：０．０００５質量％以下、Ｎａ：０．００１０質量％以下、Ｋ：０．００１０質量％以下、およびＲＥＭ：０．００１０質量％以下である。
【実施例】
【００３１】
以下本発明を実施例によって更に詳細に説明するが、下記実施例は本発明を限定する性質のものではなく、前・後記の趣旨に徴して設計変更することはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
【００３２】
転炉出鋼材を模擬した溶鋼に各種フラックスを添加し、成分調整およびスラグ精練を実施し、鋳造した。このとき、スラグ組成を適切に調整することによって、介在物組成を適切に制御し、下記表１に示す化学成分を有する鋼を得た。各鋼におけるスラグ精錬条件を下記表２に示す。
【００３３】
【表１】
【００３４】
【表２】
【００３５】
上記溶鋼について、鋳型で鋳造し、得られた鋳塊に対して、鍛造・熱間圧延を施して直径：８．０ｍｍの線材とした。
【００３６】
得られた各熱間線材について、線材中の酸化物系介在物の組成を測定すると共に、疲労強度を測定した。これらの測定方法は、下記の通りである。
【００３７】
（介在物組成）
熱間圧延した各線材のＬ断面（軸心を含む断面）を研磨し、線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側（線材の中心から半径の１／２の位置よりも表層側）に存在する、短径３μｍ以上の酸化物系介在物３０個について、ＥＰＭＡで組成分析を行い、酸化物濃度に換算した。このときの、ＥＰＭＡの測定条件は下記の通りである。
ＥＰＭＡ装置：ＪＸＡ−８６２１ＭＸ（日本電子株式会社製）
分析装置（ＥＤＳ）：ＴＮ−５５００（Ｔｒａｃｏｒ Ｎｏｒｔｈｅｒｎ社製）
加速電圧：２０ｋＶ
走査電流：５ｎＡ
測定方法：エネルギー分散分析で定量分析（粒子全域を測定）
【００３８】
（疲労強度）
各熱間圧延線材（８．０ｍｍφ）を、皮削り→パテンティング→冷間線引き加工（伸線）→オイルテンパー→歪取焼鈍相当処理→ショットピーニング→歪取焼鈍を行った後、試験片として４．０ｍｍφ×６５０ｍｍのワイヤを採取し、中村式回転曲げ試験機において、試験応力：公称応力８８０ＭＰａ、回転数：４０００〜５０００ｒｐｍ、中止回数：２×１０７回で行ない、破断した物のうち、介在物折損したものについて、下記式により破断率を測定した。
破断率＝［介在物折損本数／（介在物折損本数＋中止した本数）］×１００（％）
【００３９】
各線材の介在物組成を下記表３に示す。また疲労強度（破断率）を下記表４に示す。
【００４０】
【表３】
【００４１】
【表４】
【００４２】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜４のものでは、スラグ組成が適切であり、介在物組成も適切な範囲に制御されたものとなり、良好な疲労強度が得られていることが分かる。このうち、特に試験Ｎｏ．１、２のものでは、介在物組成が最適な範囲内となっており、良好な疲労強度が得られている。
【００４３】
これに対して、試験Ｎｏ．７〜１０のものでは、本発明で規定する介在物組成から外れるものとなっているので、疲労試験結果が良くない。
【図面の簡単な説明】
【００４４】
【図１】熱間前や熱延中の加熱時に相分離してＳｉＯ2が生成する領域を示したＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図である。
【図２】本発明で規定する介在物組成を示すＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の各濃度［Ｃｎ］、［Ａｎ］および［Ｓｎ］を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足すると共に、これらＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ2Ｏ3濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］をＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下であることを特徴とする高清浄度ばね用鋼。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） …（１）
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
但し、「介在物の幅」は、線材の軸芯線を含む断面で観察したときの軸心方向と垂直な方向の介在物の径を意味する。
【請求項２】
Ｃ：１．２質量％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．４〜４質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１質量％以下（０％を含まない）を夫々含む鋼材からなるものである請求項１に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項３】
更に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素よりなる群から選択される１種以上の元素を含有するものである請求項２に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項１】
線材の表面から直径の１／４深さまでの表層側に存在する、幅：３μｍ以上の酸化物系介在物が、下記（１）式を満足すると共に、ＭｇＯ濃度:５質量％以下（０質量％を含む）、およびＭｎＯ濃度：１０質量％以下（０質量％を含む）であり、且つ当該酸化物系介在物中のＣａＯ，Ａｌ2Ｏ3およびＳｉＯ2の各濃度［Ｃｎ］、［Ａｎ］および［Ｓｎ］を、夫々下記（２)〜（４）式の様に表したとき、これらが下記（５）式および（６）の関係を満足すると共に、これらＣａＯ濃度［Ｃｎ］、Ａｌ2Ｏ3濃度［Ａｎ］およびＳｉＯ2濃度［Ｓｎ］をＣａＯ-Ａｌ2Ｏ3-ＳｉＯ2三成分系状態図で示したときにその融点が１５００℃以下であることを特徴とする高清浄度ばね用鋼。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＞８０（質量％） …（１）
［Ｃｎ］（質量％）＝［（ＣａＯ）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（２）
［Ａｎ］（質量％）＝［（Ａｌ2Ｏ3）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ２）］×１００
…（３）
［Ｓｎ］（質量％）＝［（ＳｉＯ2）／（ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2）］×１００
…（４）
［Ａｎ］＋４．２９［Ｓｎ］≦２２１．９（質量％） …（５）
［Ａｎ］≦３０（質量％） …（６）
但し、「介在物の幅」は、線材の軸芯線を含む断面で観察したときの軸心方向と垂直な方向の介在物の径を意味する。
【請求項２】
Ｃ：１．２質量％以下（０％を含まない）、Ｓｉ：０．４〜４質量％、Ｍｎ：０．１〜２．０質量％、Ａｌ：０．０１質量％以下（０％を含まない）を夫々含む鋼材からなるものである請求項１に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項３】
更に、Ｃｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，Ｃｕ，Ｔｉ，Ｌｉ，Ｎａ，Ｋおよび希土類元素よりなる群から選択される１種以上の元素を含有するものである請求項２に記載の高清浄度ばね用鋼。
【図１】
【図２】
【図２】
【公開番号】特開２００７−３２７１３０（Ｐ２００７−３２７１３０Ａ）
【公開日】平成１９年１２月２０日（２００７．１２．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００６−１６１２４０（Ｐ２００６−１６１２４０）
【出願日】平成１８年６月９日（２００６．６．９）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成１９年１２月２０日（２００７．１２．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成１８年６月９日（２００６．６．９）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【Ｆターム（参考）】
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