高清浄度ばね用鋼
【課題】熱間圧延で延伸しやすく、介在物が十分小型化され、冷間加工性も良好である共に、耐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】所定の化学成分組成を有し、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが所定の組成範囲領域のうちの２または３の領域に分かれて存在するものである。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
【解決手段】所定の化学成分組成を有し、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが所定の組成範囲領域のうちの２または３の領域に分かれて存在するものである。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性の優れたばね用鋼に関し、この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、および特許文献４には、アルカリ金属化合物を利用することによって介在物の延性化し微細化を図ったＳｉ脱酸鋼について開示されている。
【０００７】
更に、特許文献５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。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】「第１２６・１２７回西山記念技術講座」、（社）日本鉄鋼協会編、第１４５〜１６５頁
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特公平６−７４４８４号公報
【特許文献２】特公平６−７４４８５号公報
【特許文献３】特開２００２−１６７６４７号公報
【特許文献４】特許第２６５４０９９号公報
【特許文献５】特公平７−６０３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
これまで提案されている各種従来技術では、熱間圧延時に延伸し、小型化しやすくするための非金属介在物の組成が開示されている。
【００１１】
しかしながら、これまでの技術では、いずれも介在物の平均組成のみに着目したものであって、その後の熱延条件の影響（熱間圧延を受けた後の介在物の形態）については何ら考慮されておらず、場合によって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。
【００１２】
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、熱間圧延で介在物を十分小型化することで、耐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】
【００１３】
上記目的を達成し得た本発明の高清浄度ばね用鋼とは、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）、Ｃｒ：０．５〜３質量％およびＶ：０．５質量％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物である鋼材からなり、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域（「％」は、質量％を意味する）のうちの２または３の領域に分かれて存在するものである点に要旨を有するものである。尚、「介在物の幅」とは、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し、（Ａ）〜（Ｃ）の質量濃度はＳｉＯ2，Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの三成分で１００％となるように規格化した値である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
【００１４】
本発明の高清浄度ばね用鋼においては、更に、Ｎｉ：０．５質量％以下（０％を含まない）を含むものであってもよい。また、いずれの鋼種においても、Ｌｉを０．０１〜２０ｐｐｍ含むものであることが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明は以上の様に構成されており、熱間圧延時に介在物が延伸分断されることによって、耐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。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】試験Ｎｏ．１における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図２】試験Ｎｏ．２における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図３】試験Ｎｏ．３における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図４】試験Ｎｏ．４における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図５】試験Ｎｏ．５における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図６】試験Ｎｏ．６における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図７】試験Ｎｏ．７における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図８】試験Ｎｏ．８における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図９】試験Ｎｏ．９における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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延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、介在物の平均組成を熱間圧延時に延伸分断しやすい低融点組成に制御することが一般的に行われている。また、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、アノーサイト（Anorthite）、ウォラステナイト(Wolastonito)、ゲーレナイト(Ghelenite)等の介在物が有害であるとして、凝固から熱間圧延までの段階でも生成しないように制御されている。しかしながら、こうした技術によっては依然として不十分であり、近年の要求に応えることはできない。
【００１８】
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、介在物中に微細な結晶を多数生成させることで、圧延時の介在物の分断が促進され、熱延時に従来以上に介在物が小型化されることを見出した。更に、このような過程で生成したアノーサイトやウォラステナイト、ゲーレナイトは、微細であり疲労特性に悪影響を及ぼさないことを見出し、本発明を完成した。
【００１９】
本発明においては、相分離さえ達成されていれば本発明の目的が達成されるというわけではなく、相分離によって生成する相が比較的無害或は微細でなければならない。例えば、熱延前の介在物組成が適切でないと、有害なＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3が生成し、却って疲労特性に悪影響を及ぼすことになる。
【００２０】
従って、熱延・分塊前の介在物組成の制御は、一層厳密に行う必要がある。こうした観点から、従来よりも塩基度の高いスラブで精錬を実施し、なおかつＡｌ濃度の制御も厳密に行う必要がある。
【００２１】
次に、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、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであることが必要である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
【００２２】
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「線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する」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。
【００２３】
弁ばね鋼中には酸化物系介在物と硫化物系介在物が存在している。このうち、硫化物系介在物は非常に軟らかく、熱延時に伸びて微細化されるため、疲労強度に対する影響は少ない。このため、疲労強度を高めるためには酸化物の制御が必要である。こうしたことから、評価する介在物は酸化物系介在物を対象とするため、Ｓ（硫黄）が１０質量％を超えて含むものを除外した。
【００２４】
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、［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ］の値が８０質量％以下となる介在物（即ち、イレギュラーな介在物）は個数にして３０％未満にする必要がある。
【００２５】
上記のような酸化物系介在物は、個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域のうちの２または３の領域に分かれて存在する必要がある。ここで、「酸化物系介在物の個数にして７０％以上のもの」としたのは、７０％以上のものを制御すれば、本発明の効果が有効に発揮できるからである。一方、７０％未満となると、破壊の原因となる形態の介在物の存在が大きくなり、疲労強度の向上が果たせなくなる。尚、介在物中のＭｎＯは、害を与えるものではないので、特に濃度範囲は規定していない。また、ＭｇＯは積極的に添加するものではなく、耐火物などから自然に混入してくるものであり、濃度もそれほど問題とならない。
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
【００２６】
即ち、本発明では、酸化物系介在物が複数の組成範囲領域に局在していることを示すものであるが、これは、非晶質の介在物中に複数の微細な結晶が生成し、それが熱延時に分断されたことによると考えられる。結晶化した介在物は熱延時に破壊されにくいため、粗大な結晶が生成すると、製品中に粗大介在物として残留して疲労破壊の起点となる。微細な結晶が生成することは、すなわち巨大な結晶の生成を抑制することになり、これによって疲労強度が向上するものと考えられる。
【００２７】
このように介在物の組成を複数に局在化したものとするためには、鋼材の化学成分、および介在物組成を適切に制御する必要があるのは勿論のこと（後述する）、熱延条件も適切に制御する必要がある。特に、分塊圧延前の加熱温度と加熱時間を適切にする必要がある。分塊圧延前の条件としては、加熱温度：１２００〜１３５０℃、加熱時間（ソーキング処理時間）：４時間以上とすることが好ましい。加熱温度が低過ぎると、結晶化が起こりにくく、また高過ぎると粗大な結晶が生じ易い。また、従来では、ソーキング処理時間は、一般的には２時間程度で行われていたのであるが、本発明による効果を発揮させるためには、４時間以上とすることが推奨される。但し、ソーキング処理時間が長過ぎると粗大な結晶が生じ易くなるため、最大でも１０時間以下とすることが好ましい。尚、介在物組成がＬｉ2Ｏを含む場合には、加熱時間を短くすることができる。
【００２８】
介在物中に微細な結晶を生成させることにより、熱延時の微細化を促進するためには、鋳造までの介在物制御が重要である。例えば、介在物中のＳｉＯ2濃度が高過ぎると結晶化するときに粗大なＳｉＯ2結晶が生成してしまい、熱間圧延時に破壊されずに粗大介在物として疲労強度に悪影響を与える。例えば、Ａｌ2Ｏ3濃度が高いと、同様にして粗大なＡｌ2Ｏ3やAnorhite（ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−２ＳｉＯ2）が生成して同様に疲労強度が悪くなる。このため、複数の結晶がバランスよく析出する組成に制御することが重要である。
【００２９】
こうした観点から、溶鋼段階でのスラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を適正にする必要があり、０．７５〜２程度が好ましい範囲である。
【００３０】
本発明では、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を夫々０．４質量以上、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２．０質量％以下とすべきである。
【００３１】
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。
【００３２】
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０．１〜１５ｐｐｍ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。
【００３３】
上記基本成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、必要によってＣｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，ＣｕおよびＴｉ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％以下である。
【００３４】
本発明の鋼材には、必要によって、Ｌｉ等を含有させることも有用である。Ｌｉは、介在物組成の制御に有効に作用する。具体的には、介在物中に微細な結晶を生成させることが容易に行える。また、結晶化しない部分についても、介在物の粘性が下がることで変形がし易くなる。こうした効果を発揮させるためには、Ｌｉは０．０１〜２０ｐｐｍ程度含むことが好ましい。
【００３５】
尚、従来の技術において、Ｌｉ添加によって介在物の融点を下げ、熱間圧延時に変形し易くしたものも提案されているが（例えば、前記特許文献３、４）、これらはいずれも結晶化の効果を利用するものではない。また、微細な結晶が多数生成することが必要であり、介在物制御が適正に行われていない状態でＬｉを添加すると、粗大な結晶の生成を促進することになって、却って逆効果になることがある。また前記特許文献３では、Ｌｉ添加の具体例は示されておらず、Ｌｉ添加による結晶化の効果についても何ら触れられていない。
【００３６】
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。
【実施例】
【００３７】
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た。このとき、スラグ塩基度を適切に調整することによって（下記表２）、介在物組成を適切に制御し、下記表１に示す化学成分組成を有する鋼を得た。尚、溶鋼中へのＬｉ添加は、Ｎｏ．４〜６のものについては、Ｌｉ2ＣＯ3をワイヤ添加することによってＬｉの濃度を調整したが、Ｌｉの添加方法はこれに限らず、下記各種の方法を採用することができる。また、ワイヤ添加に際しては、Ｌｉ合金、或いはＬｉ2ＣＯ3単独のワイヤではなくその他の合金原料と共にワイヤにしてもよい。
（ａ）Ｌｉ−Ａｌ，Ｌｉ−Ｓｉ等でのワイヤ添加、他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
（ｂ）金属Ｌｉでのワイヤ添加、他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
（ｃ）スラグへのＬｉ2Ｏ添加、Ｌｉ2ＣＯ3添加
（ｄ）Ｌｉ2ＣＯ3の他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
【００３８】
【表１】
【００３９】
上記溶鋼について、実機と同様の冷却速度となる鋳型に鋳造し、得られた鋳塊に対して各種条件でソーキング処理、分塊・熱間圧延を施して直径：８．０ｍｍの線材とした。このときの熱間圧延条件を、塩基度とともに下記表２（試験Ｎｏ．１〜９）に示す。
【００４０】
【表２】
【００４１】
得られた各熱間圧延線材について、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。
【００４２】
（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、直径の１／４部（半径の１／２部）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。
【００４３】
（疲労強度）
各熱間圧延線材（８．０ｍｍφ）を、皮削り→パテンティングや冷間線引き加工（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。このとき、破断面に現れた介在物のサイズ（破断面最大介在物サイズ）についても測定した。
破断率＝［介在物折損本数／（介在物折損本数＋中止した本数）］×１００（％）
【００４４】
各線材における、疲労強度（破断率）および破断面最大介在物サイズを下記表３に示す。各線材の介在物組成を下記表４〜１２に示す。また、表４〜１２の結果に基づき、（ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＣａＯ）系に換算したときの介在物組成分布を図１〜９（三成分系状態図）に夫々示す。
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】
【表６】
【００４９】
【表７】
【００５０】
【表８】
【００５１】
【表９】
【００５２】
【表１０】
【００５３】
【表１１】
【００５４】
【表１２】
【００５５】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜３のものでは、スラグ塩基度、熱間圧延条件共に適正であり、介在物組成は２つの領域に分かれたものとなり、良好な疲労強度が得られていることが分かる。試験Ｎｏ．４〜６のものでは、スラグ塩基度は適正であり、且つＬｉの添加によって短時間のソーキングでも介在物組成は２つの領域に分かれたものとなり、良好な疲労強度が得られている。
【００５６】
これに対して、試験Ｎｏ．７、８のものでは、ソーキング時間が短く、相分離が十分でないので、介在物組成が２つに分かれておらず、疲労試験結果が良くない。また試験Ｎｏ．９のものでは、スラグ塩基度が低く、相分離によって高ＳｉＯ2の介在物が生成しており、疲労試験結果も良くない。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、疲労特性の優れたばね用鋼に関し、この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、および特許文献４には、アルカリ金属化合物を利用することによって介在物の延性化し微細化を図ったＳｉ脱酸鋼について開示されている。
【０００７】
更に、特許文献５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。
【先行技術文献】
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】「第１２６・１２７回西山記念技術講座」、（社）日本鉄鋼協会編、第１４５〜１６５頁
【特許文献】
【０００９】
【特許文献１】特公平６−７４４８４号公報
【特許文献２】特公平６−７４４８５号公報
【特許文献３】特開２００２−１６７６４７号公報
【特許文献４】特許第２６５４０９９号公報
【特許文献５】特公平７−６０３７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１０】
これまで提案されている各種従来技術では、熱間圧延時に延伸し、小型化しやすくするための非金属介在物の組成が開示されている。
【００１１】
しかしながら、これまでの技術では、いずれも介在物の平均組成のみに着目したものであって、その後の熱延条件の影響（熱間圧延を受けた後の介在物の形態）については何ら考慮されておらず、場合によって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。
【００１２】
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、熱間圧延で介在物を十分小型化することで、耐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】
【００１３】
上記目的を達成し得た本発明の高清浄度ばね用鋼とは、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）、Ｃｒ：０．５〜３質量％およびＶ：０．５質量％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物である鋼材からなり、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域（「％」は、質量％を意味する）のうちの２または３の領域に分かれて存在するものである点に要旨を有するものである。尚、「介在物の幅」とは、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し、（Ａ）〜（Ｃ）の質量濃度はＳｉＯ2，Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの三成分で１００％となるように規格化した値である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
【００１４】
本発明の高清浄度ばね用鋼においては、更に、Ｎｉ：０．５質量％以下（０％を含まない）を含むものであってもよい。また、いずれの鋼種においても、Ｌｉを０．０１〜２０ｐｐｍ含むものであることが好ましい。
【発明の効果】
【００１５】
本発明は以上の様に構成されており、熱間圧延時に介在物が延伸分断されることによって、耐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。
【図面の簡単な説明】
【００１６】
【図１】試験Ｎｏ．１における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図２】試験Ｎｏ．２における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図３】試験Ｎｏ．３における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図４】試験Ｎｏ．４における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図５】試験Ｎｏ．５における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図６】試験Ｎｏ．６における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図７】試験Ｎｏ．７における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図８】試験Ｎｏ．８における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【図９】試験Ｎｏ．９における介在物組成分布を示す三成分系状態図である。
【発明を実施するための形態】
【００１７】
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延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、介在物の平均組成を熱間圧延時に延伸分断しやすい低融点組成に制御することが一般的に行われている。また、ＳｉＯ2、Ａｌ2Ｏ3、アノーサイト（Anorthite）、ウォラステナイト(Wolastonito)、ゲーレナイト(Ghelenite)等の介在物が有害であるとして、凝固から熱間圧延までの段階でも生成しないように制御されている。しかしながら、こうした技術によっては依然として不十分であり、近年の要求に応えることはできない。
【００１８】
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、介在物中に微細な結晶を多数生成させることで、圧延時の介在物の分断が促進され、熱延時に従来以上に介在物が小型化されることを見出した。更に、このような過程で生成したアノーサイトやウォラステナイト、ゲーレナイトは、微細であり疲労特性に悪影響を及ぼさないことを見出し、本発明を完成した。
【００１９】
本発明においては、相分離さえ達成されていれば本発明の目的が達成されるというわけではなく、相分離によって生成する相が比較的無害或は微細でなければならない。例えば、熱延前の介在物組成が適切でないと、有害なＳｉＯ2やＡｌ2Ｏ3が生成し、却って疲労特性に悪影響を及ぼすことになる。
【００２０】
従って、熱延・分塊前の介在物組成の制御は、一層厳密に行う必要がある。こうした観点から、従来よりも塩基度の高いスラブで精錬を実施し、なおかつＡｌ濃度の制御も厳密に行う必要がある。
【００２１】
次に、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、線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであることが必要である。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
【００２２】
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「線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する」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。
【００２３】
弁ばね鋼中には酸化物系介在物と硫化物系介在物が存在している。このうち、硫化物系介在物は非常に軟らかく、熱延時に伸びて微細化されるため、疲労強度に対する影響は少ない。このため、疲労強度を高めるためには酸化物の制御が必要である。こうしたことから、評価する介在物は酸化物系介在物を対象とするため、Ｓ（硫黄）が１０質量％を超えて含むものを除外した。
【００２４】
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、［ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ］の値が８０質量％以下となる介在物（即ち、イレギュラーな介在物）は個数にして３０％未満にする必要がある。
【００２５】
上記のような酸化物系介在物は、個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域のうちの２または３の領域に分かれて存在する必要がある。ここで、「酸化物系介在物の個数にして７０％以上のもの」としたのは、７０％以上のものを制御すれば、本発明の効果が有効に発揮できるからである。一方、７０％未満となると、破壊の原因となる形態の介在物の存在が大きくなり、疲労強度の向上が果たせなくなる。尚、介在物中のＭｎＯは、害を与えるものではないので、特に濃度範囲は規定していない。また、ＭｇＯは積極的に添加するものではなく、耐火物などから自然に混入してくるものであり、濃度もそれほど問題とならない。
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
【００２６】
即ち、本発明では、酸化物系介在物が複数の組成範囲領域に局在していることを示すものであるが、これは、非晶質の介在物中に複数の微細な結晶が生成し、それが熱延時に分断されたことによると考えられる。結晶化した介在物は熱延時に破壊されにくいため、粗大な結晶が生成すると、製品中に粗大介在物として残留して疲労破壊の起点となる。微細な結晶が生成することは、すなわち巨大な結晶の生成を抑制することになり、これによって疲労強度が向上するものと考えられる。
【００２７】
このように介在物の組成を複数に局在化したものとするためには、鋼材の化学成分、および介在物組成を適切に制御する必要があるのは勿論のこと（後述する）、熱延条件も適切に制御する必要がある。特に、分塊圧延前の加熱温度と加熱時間を適切にする必要がある。分塊圧延前の条件としては、加熱温度：１２００〜１３５０℃、加熱時間（ソーキング処理時間）：４時間以上とすることが好ましい。加熱温度が低過ぎると、結晶化が起こりにくく、また高過ぎると粗大な結晶が生じ易い。また、従来では、ソーキング処理時間は、一般的には２時間程度で行われていたのであるが、本発明による効果を発揮させるためには、４時間以上とすることが推奨される。但し、ソーキング処理時間が長過ぎると粗大な結晶が生じ易くなるため、最大でも１０時間以下とすることが好ましい。尚、介在物組成がＬｉ2Ｏを含む場合には、加熱時間を短くすることができる。
【００２８】
介在物中に微細な結晶を生成させることにより、熱延時の微細化を促進するためには、鋳造までの介在物制御が重要である。例えば、介在物中のＳｉＯ2濃度が高過ぎると結晶化するときに粗大なＳｉＯ2結晶が生成してしまい、熱間圧延時に破壊されずに粗大介在物として疲労強度に悪影響を与える。例えば、Ａｌ2Ｏ3濃度が高いと、同様にして粗大なＡｌ2Ｏ3やAnorhite（ＣａＯ−Ａｌ2Ｏ3−２ＳｉＯ2）が生成して同様に疲労強度が悪くなる。このため、複数の結晶がバランスよく析出する組成に制御することが重要である。
【００２９】
こうした観点から、溶鋼段階でのスラグ組成の塩基度（ＣａＯ／ＳｉＯ2）を適正にする必要があり、０．７５〜２程度が好ましい範囲である。
【００３０】
本発明では、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を夫々０．４質量以上、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２．０質量％以下とすべきである。
【００３１】
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。
【００３２】
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０．１〜１５ｐｐｍ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。
【００３３】
上記基本成分の他は、Ｆｅおよび不可避不純物からなるが、必要によってＣｒ，Ｎｉ，Ｖ，Ｎｂ，Ｍｏ，Ｗ，ＣｕおよびＴｉ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％以下である。
【００３４】
本発明の鋼材には、必要によって、Ｌｉ等を含有させることも有用である。Ｌｉは、介在物組成の制御に有効に作用する。具体的には、介在物中に微細な結晶を生成させることが容易に行える。また、結晶化しない部分についても、介在物の粘性が下がることで変形がし易くなる。こうした効果を発揮させるためには、Ｌｉは０．０１〜２０ｐｐｍ程度含むことが好ましい。
【００３５】
尚、従来の技術において、Ｌｉ添加によって介在物の融点を下げ、熱間圧延時に変形し易くしたものも提案されているが（例えば、前記特許文献３、４）、これらはいずれも結晶化の効果を利用するものではない。また、微細な結晶が多数生成することが必要であり、介在物制御が適正に行われていない状態でＬｉを添加すると、粗大な結晶の生成を促進することになって、却って逆効果になることがある。また前記特許文献３では、Ｌｉ添加の具体例は示されておらず、Ｌｉ添加による結晶化の効果についても何ら触れられていない。
【００３６】
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。
【実施例】
【００３７】
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た。このとき、スラグ塩基度を適切に調整することによって（下記表２）、介在物組成を適切に制御し、下記表１に示す化学成分組成を有する鋼を得た。尚、溶鋼中へのＬｉ添加は、Ｎｏ．４〜６のものについては、Ｌｉ2ＣＯ3をワイヤ添加することによってＬｉの濃度を調整したが、Ｌｉの添加方法はこれに限らず、下記各種の方法を採用することができる。また、ワイヤ添加に際しては、Ｌｉ合金、或いはＬｉ2ＣＯ3単独のワイヤではなくその他の合金原料と共にワイヤにしてもよい。
（ａ）Ｌｉ−Ａｌ，Ｌｉ−Ｓｉ等でのワイヤ添加、他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
（ｂ）金属Ｌｉでのワイヤ添加、他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
（ｃ）スラグへのＬｉ2Ｏ添加、Ｌｉ2ＣＯ3添加
（ｄ）Ｌｉ2ＣＯ3の他の合金との同時添加、塊の投入、鍋内への事前投入、ＴＤでの添加
【００３８】
【表１】
【００３９】
上記溶鋼について、実機と同様の冷却速度となる鋳型に鋳造し、得られた鋳塊に対して各種条件でソーキング処理、分塊・熱間圧延を施して直径：８．０ｍｍの線材とした。このときの熱間圧延条件を、塩基度とともに下記表２（試験Ｎｏ．１〜９）に示す。
【００４０】
【表２】
【００４１】
得られた各熱間圧延線材について、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。
【００４２】
（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、直径の１／４部（半径の１／２部）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。
【００４３】
（疲労強度）
各熱間圧延線材（８．０ｍｍφ）を、皮削り→パテンティングや冷間線引き加工（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。このとき、破断面に現れた介在物のサイズ（破断面最大介在物サイズ）についても測定した。
破断率＝［介在物折損本数／（介在物折損本数＋中止した本数）］×１００（％）
【００４４】
各線材における、疲労強度（破断率）および破断面最大介在物サイズを下記表３に示す。各線材の介在物組成を下記表４〜１２に示す。また、表４〜１２の結果に基づき、（ＳｉＯ2−Ａｌ2Ｏ3−ＣａＯ）系に換算したときの介在物組成分布を図１〜９（三成分系状態図）に夫々示す。
【００４５】
【表３】
【００４６】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】
【表６】
【００４９】
【表７】
【００５０】
【表８】
【００５１】
【表９】
【００５２】
【表１０】
【００５３】
【表１１】
【００５４】
【表１２】
【００５５】
これらの結果から、次のように考察できる。試験Ｎｏ．１〜３のものでは、スラグ塩基度、熱間圧延条件共に適正であり、介在物組成は２つの領域に分かれたものとなり、良好な疲労強度が得られていることが分かる。試験Ｎｏ．４〜６のものでは、スラグ塩基度は適正であり、且つＬｉの添加によって短時間のソーキングでも介在物組成は２つの領域に分かれたものとなり、良好な疲労強度が得られている。
【００５６】
これに対して、試験Ｎｏ．７、８のものでは、ソーキング時間が短く、相分離が十分でないので、介在物組成が２つに分かれておらず、疲労試験結果が良くない。また試験Ｎｏ．９のものでは、スラグ塩基度が低く、相分離によって高ＳｉＯ2の介在物が生成しており、疲労試験結果も良くない。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
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）、Ｃｒ：０．５〜３質量％およびＶ：０．５質量％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物である鋼材からなり、
線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域（「％」は、質量％を意味する）のうちの２または３の領域に分かれて存在するものであることを特徴とする高清浄度ばね用鋼。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
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し、（Ａ）〜（Ｃ）の質量濃度はＳｉＯ2，Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの三成分で１００％となるように規格化した値である。
【請求項２】
更に、Ｎｉ：０．５質量％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項３】
更に、Ｌｉを０．０１〜２０ｐｐｍ含むものである請求項１または２に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項１】
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）、Ｃｒ：０．５〜３質量％およびＶ：０．５質量％以下（０％を含まない）を夫々含み、残部Ｆｅおよび不可避不純物である鋼材からなり、
線材の直径の１／４部よりも表層側に存在する、幅：３μｍ以上の介在物のうち、Ｓ濃度が１０質量％以下の酸化物系介在物の個数にして７０％以上が下記（１）式を満足するものであり、且つ当該酸化物系介在物の個数にして７０％以上のものが下記（Ａ）〜（Ｃ）の組成範囲領域（「％」は、質量％を意味する）のうちの２または３の領域に分かれて存在するものであることを特徴とする高清浄度ばね用鋼。
ＣａＯ＋Ａｌ2Ｏ3＋ＳｉＯ2＋ＭｎＯ＋ＭｇＯ＞８０（質量％） ‥（１）
（Ａ）ＳｉＯ2：４０〜７０％、Ａｌ2Ｏ3：０〜２０％、ＣａＯ：２０〜６０％
（Ｂ）ＳｉＯ2：３０〜６５％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：１０〜３０％
（Ｃ）ＳｉＯ2：１０〜３０％、Ａｌ2Ｏ3：２５〜５０％、ＣａＯ：３０〜５５％
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し、（Ａ）〜（Ｃ）の質量濃度はＳｉＯ2，Ａｌ2Ｏ3およびＣａＯの三成分で１００％となるように規格化した値である。
【請求項２】
更に、Ｎｉ：０．５質量％以下（０％を含まない）を含むものである請求項１に記載の高清浄度ばね用鋼。
【請求項３】
更に、Ｌｉを０．０１〜２０ｐｐｍ含むものである請求項１または２に記載の高清浄度ばね用鋼。
【図１】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【図２】
【図３】
【図４】
【図５】
【図６】
【図７】
【図８】
【図９】
【公開番号】特開２００９−２１５６５７（Ｐ２００９−２１５６５７Ａ）
【公開日】平成２１年９月２４日（２００９．９．２４）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００９−１５０２４２（Ｐ２００９−１５０２４２）
【出願日】平成２１年６月２４日（２００９．６．２４）
【分割の表示】特願２００４−３３９３２８（Ｐ２００４−３３９３２８）の分割
【原出願日】平成１６年１１月２４日（２００４．１１．２４）
【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２１年９月２４日（２００９．９．２４）
【国際特許分類】
【出願日】平成２１年６月２４日（２００９．６．２４）
【分割の表示】特願２００４−３３９３２８（Ｐ２００４−３３９３２８）の分割
【原出願日】平成１６年１１月２４日（２００４．１１．２４）
【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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