JP2008280612A - 耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】自動車、各種産業機械等に広く用いられている軸受け、歯車、シャフト、ばね等の高強度鋼に関するものであり、特に非金属介在物等に起因する内部疲労損傷を防止することのできるビッカース硬さが６５０以上の高強度鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．６５〜１．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：０．０１〜０．８０％、Ｖ：０．８０〜３．００％、Ｍｏ：３．００超〜７．００％を含有し、焼戻しマルテンサイトが主体の組織からなり、焼入れ焼戻し処理後のＶ−Ｍｏ系炭化物もしくはＶ−Ｍｏ−Ｘ系炭化物（Ｘ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種又は２種以上）のサイズが５〜１００ｎｍであり、その析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であり、ビッカース硬さが６５０以上であることを特徴とする耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ、Ｎｉの１種又は２種以上を含有しても良い。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車、各種産業機械等に広く用いられている軸受け、歯車、シャフト、ばね等の高強度鋼に関するものであり、特に内部疲労損傷特性に優れたビッカース硬さ（ＨＶ１０）が６５０以上の高強度鋼に関するものである。

自動車や各種産業機械の軽量化、高性能化、高耐久化のために、各種部品の高強度化のニーズが高まっている。鋼材を高強度化する際にネックとなる課題の一つは疲労特性である。通常の疲労破壊は鋼材表面で亀裂が発生し内部に亀裂が伝播するプロセスで起きる。しかし、鋼材を高強度化していくと疲労亀裂が内部から発生し（以下、内部疲労損傷）、疲労寿命が低下する現象が生じる。

例えば、ばね鋼の疲労では、通常の疲労破壊は表面起点であるが、高強度化に伴ってＡｌ₂Ｏ₃等の非金属介在物起点の内部疲労損傷の頻度が増加する。この結果、強度の増加に伴って疲労強度のばらつきが大きくなり、疲労特性が劣化する。また、軸受け鋼の転がり疲労においても、非金属介在物起点の内部疲労損傷が起きており、高耐久化を阻害している要因になっている。

このような内部疲労損傷を低減させるために、鋼中の非金属介在物量の低下、介在物サイズの微細化、介在物の組成制御等の種々の方法が提案されている。例えば、特許文献１では鋼材の酸素濃度の制御、特許文献２では非金属介在物サイズの制限がそれぞれ提案されている。また、特許文献３では非金属介在物サイズと個数、非特許文献１では酸化物系非金属介在物の組成制御に関する技術がそれぞれ提案されている。

しかしながら、鋼材を高強度化するほど要求される系非金属介在物のサイズ及び量の制御は一層厳しくなり、工業的規模で非金属介在物のサイズ、量を従来以上に制御することは困難であった。

特開２０００−８７９７４号公報 特開２０００−１１０８４１号公報 特開２００６−３２８４６４号公報 鉄鋼協会編、「介在物制御と高清浄度鋼製造技術」、第１８２・１８３回西山記念講座、２００４年、６６〜６７頁

本発明は上記の如き実状に鑑みなされたものであって、非金属介在物等に起因する内部疲労損傷を防止することのできる高強度鋼を提供することを目的とするものである。

本発明は、高強度鋼の耐内部疲労損傷特性の改善に、３％超のＭｏ及び０．８％以上のＶの添加と、焼戻しマルテンサイト中に析出する合金炭化物の組成、サイズ、析出数の制御が有効であるという知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、次の通りである。
（１） 質量％で、Ｃ：０．６５〜１．３０％、Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、Ｍｎ：０．０１〜０．８０％、Ｖ：０．８０〜３．００％、Ｍｏ：３．００超〜７．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、焼戻しマルテンサイトが主体の組織からなり、焼入れ焼戻し処理後のＶ−Ｍｏ系炭化物のサイズが５〜１００ｎｍであり、その析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であり、ビッカース硬さが６５０以上であることを特徴とする耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
（２） ばね用に用いる高強度鋼であって、質量％で、Ｃ ：０．６５〜０．９５％、Ｓｉ：１．０〜２．５０％、Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、Ｖ ：０．８０〜３．００％、Ｍｏ：３．００超〜７．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする（１）記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度ばね用鋼。
（３） 軸受け用に用いる高強度鋼であって、質量％で、Ｃ ：０．８〜１．３％、Ｓｉ：０．０１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜０．８０％、Ｖ ：０．８０〜３．００％、Ｍｏ：３．００超〜７．００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする（１）記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度軸受け用鋼。
（４） 質量％で、Ｔｉ：０．０２〜１．００％、Ｎｂ：０．０２〜１．００％、Ｚｒ：０．０２〜１．００％、Ｗ：０．０２〜１．００％の１種又は２種以上を含有し、焼入れ焼戻し処理後のＶ−Ｍｏ系炭化物もしくはＶ−Ｍｏ−Ｘ系炭化物（Ｘ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種又は２種以上）のサイズが５〜１００ｎｍであり、その析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であることを特徴とする（１）〜（３）の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
（５） 質量％で、Ｎｉ：０．０５〜２．００％を含有することを特徴とする（１）〜（４）の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
（６） 質量％で、Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、Ａｌ：０．０５０％以下、Ｃｒ：０．２０％以下の１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）〜（５）の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
（７） （１）〜（６）の何れか１項に記載の高強度鋼の製造方法であって、（１）〜（６）の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼を、１０００℃〜１２００℃に加熱して焼入れ、５００〜６５０℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼の製造方法。

本発明によれば、ビッカース硬さが６５０以上であり、優れた耐内部疲労損傷特性を有する高強度鋼を提供することが可能になり、産業上の貢献が極めて顕著である。

本発明者らは、まず高強度鋼において生じる内部疲労損傷を防止するために、鋼材成分と合金炭化物の種類及び合金炭化物の組成の影響に関して詳細に究明した。この結果、内部疲労損傷を防止するためには、非金属介在物のサイズと量の低減以外に、合金炭化物の種類とサイズ及びその析出個数が大きく影響されることを初めて見出した。

以下に、本発明の対象とする鋼の成分の限定理由について述べる。

Ｖ、Ｍｏ：ＶとＭｏは、本発明において最も重要な元素であり、焼入れ処理後の焼戻し時に微細なＶ−Ｍｏ系炭化物として析出し、耐内部疲労損傷特性を著しく向上させる作用がある。Ｖが０．８０％未満、Ｍｏが３．００％以下では、Ｖ−Ｍｏ系炭化物の析出数が少なすぎるために耐内部疲労損傷特性を改善させる効果が少なく、また、Ｖが３．００％、Ｍｏが７．００％を超えて添加しても、添加量に見合う効果が発揮できないため、Ｖは０．８０〜３．００％、Ｍｏは３．００超〜７．００％の範囲とした。

なお、Ｖ−Ｍｏ系炭化物は、具体的には（Ｖ、Ｍｏ）₄Ｃ₃であり、更に選択的にＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗを含む場合は、（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃である。ここで、Ｘは、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種又は２種以上である。また、耐内部疲労損傷特性に優れる本発明の鋼には、サイズが５〜１００ｎｍ、析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上のＶ−Ｍｏ系炭化物が析出している。Ｖ−Ｍｏ系炭化物のサイズが５ｎｍ未満では本願で目的とする耐内部疲労損傷の向上が達成できず、一方、炭化物のサイズが１００ｎｍを超えた場合も耐内部疲労特性の向上が図れず、また、ビッカース硬さの低下が起こりやすいため、Ｖ−Ｍｏ系炭化物サイズを５〜１００ｎｍに制限した。Ｖ−Ｍｏ系の析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³未満では、耐内部疲労損傷の向上効果が少ないために、析出数の下限を１×１０¹⁷個／ｃｍ³未に制限した。Ｖ−Ｍｏ系炭化物のサイズと析出数は、３次元アトムプローブ分析装置で測定することができ、サイズは板状に析出したＶ−Ｍｏ系炭化物の長さである。なお、炭窒化物のサイズは、平均サイズを意味する。

Ｃ：Ｃは、鋼の強度を増加させるために有効な元素であるが、０．６５％未満では本発明で目的とするビッカース硬さ６５０以上を得ることが困難である。一方、１．３％を越える過剰な添加は強度が高くなるものの靭性が低下する。従って、Ｃの範囲は、０．６５〜１．３％に限定した。なお、鋼の高強度化の観点では、好ましい下限は０．７％である。また、高強度ばね用鋼に適用する場合のＣ量の好ましい範囲は、０．６５〜０．９５％である。０．６５％未満では目的とする高強度化の達成が困難であり、０．９５％を超えるとばねに必要な靭性の確保が困難なためである。更に、高強度軸受け用鋼に適用する場合のＣ量の好ましい範囲は、０．８〜１．３％である。前記特性に加えて、０．８％未満では良好な転動疲労特性の確保が困難であり、１．３％を超えて添加してもその効果が飽和するためである。

Ｓｉ：Ｓｉは、脱酸に有効であるとともに固溶強化及び焼戻し軟化抵抗を増加させ、高強度化に有効な元素である。０．０１％未満では前記の効果が期待できず、一方２．５％を越えて添加しても効果が飽和するため、０．０１〜２．５％の範囲に制限した。また、高強度ばね用鋼に適用する場合のＳｉ量の好ましい範囲は、１．０〜２．５％である。前記特性に加えて、１．０％未満ではばねの耐へたり特性の確保が困難であり、２．５％を超えて添加してもその効果が飽和するためである。更に、高強度軸受け用鋼に適用する場合のＳｉ量の好ましい範囲は、０．０１〜１．０％である。前記特性に加えて、０．０１％未満では固溶強化及び焼戻し軟化抵抗の向上効果を発揮することが困難であり、一方、１．０％を超えて添加してもその効果が飽和するためである。

Ｍｎ：Ｍｎは、脱酸、脱硫のために必要であるばかりでなく、マルテンサイト組織を得るための焼入性を高めるために有効な元素である。更に焼戻し軟化抵抗を増加させる効果も有している。０．０１％未満では上記の効果が得られず、一方０．８％を越えて添加しても効果が飽和するため０．０１〜０．８％の範囲に制限した。また、高強度ばね用鋼に適用する場合のＭｎ量の好ましい範囲は、０．０１〜０．５０％である。前記特性に加えて、Ｍｎが０．５０％を越えると高強度ばねの耐遅れ破壊特性が劣化し，折損し易くなるためである。

以上が本発明の高強度鋼の基本成分であるが、本発明では耐内部疲労損傷特性の向上やオーステナイト粒の微細化の観点から、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種又は２種以上を、高強度鋼の靭性向上と焼入性増加の観点からＮｉを含有させることができる。

Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗは、いずれも焼入れ焼戻し時に（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃として析出し、内部疲労損傷を防止させる効果がある。ここで、ＸはＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種あるいは２種以上である。また、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗは、いずれも焼戻し時の（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃の成長速度を抑制させる作用があり、（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃の粗大化の防止に著しい効果がある。更に、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒは鋼中の窒素と結合し、微細窒化物を生成するため、焼入れ加熱時のオーステナイト結晶粒を窒化物により微細化させる効果も有している。これらの効果は、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗのいずれも、０．０２％未満では小さく、一方、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗのいずれも、１．００％を超えて添加しても効果が飽和する。従って、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの添加範囲は、いずれも０．０２〜１．００％とすることが好ましい。

Ｎｉ：Ｎｉは、高強度化に伴って劣化する延性を向上させると共に、熱処理時の焼入性を向上させる目的で添加するが、効果を得るには、０．０５％以上の添加が好ましい。一方、２．００％を越えて添加しても、添加量に見合う効果が発揮できないため、０．０５〜２．００％の範囲とすることが好ましい。

Ｐ、Ｓについては特に制限しないものの、高強度鋼の靭性低下を防ぐ点で、それぞれ０．０２０％以下が好ましい範囲である。また、Ｎは、Ｔｉ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂの窒化物を生成することによりオーステナイト粒の細粒化効果があるため、０．００２０〜０．００７０％が好ましい範囲である。Ａｌは、硬質の酸化物系非金属介在物を生成し易く、耐内部疲労損傷特性を劣化させるため、０．０５０％以下が好ましい範囲である。酸素は、非金属介在物量を増加させ耐内部疲労損傷特性を劣化させるため、０．００３０％以下が好ましい範囲である。更にＣｒは、Ｖ−Ｍｏ系炭化物の析出数を低下させる作用があるため、０．２０％以下が好ましい条件である。

本発明の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼は、焼戻しマルテンサイトが主体の組織からなる。なお、焼戻しマルテンサイトが主体の組織とは、ビッカース硬さを低下させない程度のフェライト、ベイナイト、パーライト等の非焼戻しマルテンサイトを許容することを意味する。

フェライト、ベイナイト、パーライト等の非焼戻しマルテンサイトの分率が増加するとビッカース硬さが低下し易くなるため、焼戻しマルテンサイトの分率を９０％以上とすることが好ましい。耐内部疲労損傷特性を向上させるには、焼戻しマルテンサイト組織の分率を、９５％以上とすることが更に好ましい。焼戻しマルテンサイトの組織分率は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）で倍率を２０００として１０視野以上の組織写真を撮影し、画像処理によって各視野の焼戻しマルテンサイト組織の面積分率を測定し、その平均値を求めた値である。

本発明の鋼材は、軸受け、歯車、シャフト、ばね等に使用される鋼材の、通常の工程によって製造される。即ち、鋼片を熱間圧延して得られた素材を伸線、冷間鍛造あるいは熱間鍛造等により所定の形状に成形した後、焼入れ、焼戻し処理を行う製造工程である。なお、本発明の耐内部疲労損傷に優れた高強度鋼は、Ｖ−Ｍｏ系炭化物を微細に析出させるために、焼入れ、焼戻し処理を以下の条件で行うことが必要である。

焼入れ温度は、１０００℃未満では炭化物が溶体化できない可能性があり、また、１２００℃を超えるとオーステナイト粒径が粗大化し易く靭性が低下する。従って、焼入れ温度は１０００〜１２００℃の範囲に限定した。焼入れ処理は、空冷もしくは油冷が好ましい条件である。

焼戻し温度は５００〜６５０℃の温度範囲に限定した。焼戻し温度が５００℃未満では、（Ｖ、Ｍｏ）₄Ｃ₃、（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃のＶ−Ｍｏ系炭化物の析出数を１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上とし、耐内部疲労損傷特性を向上させることが困難であるため、焼戻し温度の下限を５００℃とした。一方、焼戻し温度が６５０℃を超えるとＶ−Ｍｏ系炭化物のオストワルド成長が起こり易くなりＶ−Ｍｏ系炭化物のサイズが１００ｎｍを超える頻度が増し、析出数も１×１０¹⁷個／ｃｍ³未満になる頻度が増し、更にビッカース硬さも低下することがあるため、焼戻し温度の上限を６５０℃に制限した。

ビッカース硬さの下限を６５０に限定した理由は、本発明では軸受け、歯車、シャフト、ばねなどの高強度鋼への適用を目的としているためである。ビッカース硬さを６５０以上にするためには、前述したように、Ｃ量を０．６５％以上とし、更に焼戻しマルテンサイトの分率を９０％以上、Ｖ−Ｍｏ系の炭化物サイズを５〜１００ｎｍ、炭化物の析出数を１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上とするとよい。

以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。

表１に示す化学組成を有する供試材を用いて常法の熱間圧延を行った。得られた素材を伸線加工し、その後、表１に示す条件で焼入れ・焼戻し処理を行った。

表２のＨＶ硬さは、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠し、荷重を９８．０７Ｎ（１０ｋｇｆ）として測定したビッカース硬さである。単位のＨＶ１０は、荷重を９８．０７Ｎとして測定したビッカース硬度を意味する。

表２のＶ−Ｍｏ系炭化物サイズとＶ−Ｍｏ系炭化物析出数は、（Ｖ、Ｍｏ）₄Ｃ₃、（Ｖ、Ｍｏ、Ｘ）₄Ｃ₃について調査したものである。Ｖ−Ｍｏ系炭化物のサイズ及び析出数は３次元アトムプローブ分析装置で測定した。炭窒化物１０個以上について測定し、その平均サイズをもってサイズとした。なお、焼戻しマルテンサイトの組織分率は、ＳＥＭと画像解析によって測定した結果、いずれも９５％以上であった。

内部疲労損傷特性の評価は次の条件で行った。焼入れ・焼戻し後に疲労試験片を製作し、内部疲労損傷を促進する目的で疲労試験片表面の圧縮残留応力が−８００〜−１０００ＭＰａになるようにショットピーニング処理を施した後、疲労試験を行った。なお、残留応力測定はＸ線回折法で行った。疲労試験は、最小応力が３００ＭＰａ、最大応力が１２００ＭＰａ、最大繰返し数１０⁸回の条件で１５本の疲労試験を行い、介在物を起点とする内部疲労破壊の頻度を求めた。１５本の疲労試験において、内部疲労破壊の発生する回数が２回以下である場合を耐内部疲労損傷特性が良好であると判定した。

また、高強度ばね用鋼に関しては、ねじり疲労特性の評価も併せて行った。焼入れ・焼戻し後にねじり疲労試験片を製作し，ショットピーニング処理により疲労試験片表面の圧縮残留応力を−５００〜−６００ＭＰａに調整した後、陰極水素チャージにより１．５〜１．６ｐｐｍの拡散性水素を試験片にチャージして、ねじり疲労試験を行った。ここで、拡散性水素をチャージした理由は、介在物を起点とする内部疲労破壊を促進させるためである。疲労試験は、剪断応力が７２０±６８０ＭＰａ、最大繰返し数１０⁷回の条件で行った。７本の疲労試験を行い、１０⁷回までの試験片の破断本数でねじり疲労特性を評価した。

更に、高強度軸受け用鋼については、一般的に使われているスラスト型転動疲労試験機を用いて、転動疲労特性の評価を行った。焼入れ・焼戻し後に転動疲労試験片を製作し、ショットピーニング処理により試験片表面の圧縮残留応力を−５００〜−６００ＭＰａに調整した後、陰極水素チャージにより２．０〜２．１ｐｐｍの拡散性水素を試験片にチャージして、転動疲労試験を行った。ここで、拡散性水素をチャージした理由は、介在物を起点とする剥離等の表面損傷を促進させるためである。転動疲労試験は、面圧５７００ＭＰａ、最大繰返し数１０⁸回の条件で行った。１０本の転動疲労試験を行い、介在物を起点とする表面損傷数で転動疲労特性を評価した。

表１及び２において、試験Ｎｏ．１〜３０が本発明例であり、この内、試験Ｎｏ．８〜１０、１９〜２２、２４、２５、２７、２８、３０が高強度ばね用鋼、試験Ｎｏ．１、２、４〜７、１２、１４〜１７、２６、２９が高強度軸受け用鋼、試験Ｎｏ．３、１１、１３、１８、２３が高強度用鋼の例である。また、試験Ｎｏ．３１〜４３が比較例である。

表２に見られるように本発明例は、いずれもＨＶ硬さが６５０以上という高強度化が達成できており、更に耐内部疲労損傷特性にも優れている。また、高強度ばね用鋼では、ねじり疲労特性にも優れ、更に、高強度軸受け用鋼では、転動疲労特性にも優れている。

これに対して、Ｎｏ．３１〜３５は、従来の鋼材を用いた比較例である。Ｎｏ．３１〜３３は、Ｍｏ及びＶが添加されていない鋼材であり、焼入れ後の低温焼戻しで高強度化を図った例であるが、Ｎｏ．３１、３２はＨＶ硬さが６５０以上にならず、更にＮｏ．３１〜３３のいずれも耐内部疲労損傷特性が向上していない。また、Ｎｏ．３１、３２は、ねじり疲労特性が向上せず、Ｎｏ．３３は転動疲労特性が向上していない。Ｎｏ．３４は、浸炭処理によって表面硬さの増加を図った例であり、また、Ｎｏ．３５は高周波焼入れによって高強度化を図った例であり、いずれもＨＶ硬さは６５０以上に達しているものの、耐内部疲労損傷特性が向上していない。更に、Ｎｏ．３４は転動疲労特性が向上せず、Ｎｏ．３５はねじり疲労特性の改善が見られない。

Ｎｏ．３６〜３９は、鋼材の化学成分が不適切な例である。Ｎｏ．３６はＶ含有量が少なく、Ｎｏ．３８はＭｏ含有量が少ないために、いずれもＶ−Ｍｏ系炭化物の析出数が少なくＨＶ硬さが６５０以上に達せず、更に耐内部疲労損傷特性も悪かった例である。また、Ｎｏ．３８は、ねじり疲労特性も改善ができていない。Ｎｏ．３７は、Ｍｏ、Ｖ含有量は適切なもののＣｒが過剰に添加されているために、Ｖ−Ｍｏ系炭化物の析出数が低下し、ＨＶ硬さが６５０以上に達しなかった例であり、転動疲労特性も向上が達成できていない。比較例であるＮｏ．３９は、Ｃ含有量が少ないために、ＨＶ硬さが６５０以上に達しなかった例である。

Ｎｏ．４０〜４３は、成分組成は本発明の範囲内であるものの、熱処理条件が不適切である比較例である。Ｎｏ．４０、４１は、焼入れ加熱温度が低過ぎるために、炭化物が十分に固溶できず、焼戻し処理時に析出したＶ−Ｍｏ系炭化物の析出数が少なく、ＨＶ硬さが６５０以上に達せず、更に耐内部疲労損傷特性の改善効果がなかった例である。Ｎｏ．４２は、焼戻し温度が低過ぎるためにＶ−Ｍｏ系炭化物が析出しなかった例であり、この結果、耐内部疲労損傷特性の改善効果がなかった例である。また、Ｎｏ．４０〜４２は、いずれも転動疲労特性の向上効果が少ない。Ｎｏ．４３は焼戻し温度が高過ぎるために、Ｖ−Ｍｏ系炭化物が成長して析出数が低下し、ＨＶ硬さが６５０に達しなかった例であり、ねじり疲労特性も本発明例に比べ劣っている。

Claims (7)

1. 質量％で、
   Ｃ ：０．６５〜１．３０％、
   Ｓｉ：０．０１〜２．５０％、
   Ｍｎ：０．０１〜０．８０％、
   Ｖ ：０．８０〜３．００％、
   Ｍｏ：３．００超〜７．００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、焼戻しマルテンサイトが主体の組織からなり、焼入れ焼戻し処理後のＶ−Ｍｏ系炭化物のサイズが５〜１００ｎｍであり、その析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であり、ビッカース硬さが６５０以上であることを特徴とする耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
2. ばね用に用いる高強度鋼であって、質量％で、
   Ｃ ：０．６５〜０．９５％、
   Ｓｉ：１．０〜２．５０％、
   Ｍｎ：０．０１〜０．５０％、
   Ｖ ：０．８０〜３．００％、
   Ｍｏ：３．００超〜７．００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
3. 軸受け用に用いる高強度鋼であって、質量％で、
   Ｃ ：０．８〜１．３０％、
   Ｓｉ：０．０１〜１．０％、
   Ｍｎ：０．０１〜０．８０％、
   Ｖ ：０．８０〜３．００％、
   Ｍｏ：３．００超〜７．００％
   を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項１記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
4. 質量％で、
   Ｔｉ：０．０２〜１．００％、
   Ｎｂ：０．０２〜１．００％、
   Ｚｒ：０．０２〜１．００％、
   Ｗ：０．０２〜１．００％
   の１種又は２種以上を含有し、焼入れ焼戻し処理後のＶ−Ｍｏ系炭化物もしくはＶ−Ｍｏ−Ｘ系炭化物（Ｘ：Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｗの１種又は２種以上）のサイズが５〜１００ｎｍであり、その析出数が１×１０¹⁷個／ｃｍ³以上であることを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
5. 質量％で、
   Ｎｉ：０．０５〜２．００％
   を含有することを特徴とする請求項１〜４の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
6. 質量％で、
   Ｎ：０．００２０〜０．００７０％、
   Ａｌ：０．０５０％以下、
   Ｃｒ：０．２０％以下
   の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜５の何れか１項に記載の耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼。
7. 請求項１〜６の何れか１項に記載の高強度鋼の製造方法であって、請求項１〜６の何れか１項に記載の成分組成を有する鋼を、１０００℃〜１２００℃に加熱して焼入れ、５００〜６５０℃の温度範囲で焼戻すことを特徴とする耐内部疲労損傷特性に優れた高強度鋼の製造方法。