JP2013108171A - 耐疲労特性に優れたばね鋼及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】ばね鋼の疲労蓄積源となり破壊起点となるアルミナ、ＴｉＮ、及び、ＭｎＳを無害化して、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供する。
【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４％以上、０．９％未満、Ｓｉ：１．０％以上、３．０％以下、Ｍｎ：０．１％以上、２．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上、０．０５％以下、ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０５％以下、Ｔ．Ｏ：０．０００１％以上、０．００３％以下、Ｔｉ：０．００５％未満、Ｎ：０．０１５％以下、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．０３％以下を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有することを特徴とする耐疲労特性に優れたばね鋼。
【選択図】図１

Description

本発明は、自動車の懸架装置などに使用されるばね用鋼とその製造方法に関するものであり、特に、ＲＥＭ介在物の生成を制御して、アルミナ等の有害な介在物の悪影響を解消し、優れた耐疲労特性を有するばね鋼とその製造方法に関するものである。

ばね鋼は、自動車の懸架装置の懸架ばね等に使用されるもので、高い疲労強度が要求される。特に近年、排ガス低減や燃費改善を目的として、自動車の軽量化や高出力化の要望が高まり、エンジンやサスペンション等に用いられる懸架ばねは、高応力設計が志向されている。

そのため、ばね鋼は、高強度化及び細径化していく方向にあり、負荷応力は益々増大することが予想されている。このため、疲労強度がより高く、耐へたり性に一段と優れた高性能のばね鋼が求められている。

ばね鋼の耐耐疲労特性や耐へたり性を損ねる原因のひとつに、鋼材中に存在する、アルミナやＴｉＮなどの硬質の非金属介在物、及び、ＭｎＳなどの粗大な介在物（以下、これらを介在物と呼称する）がある。これらの介在物は応力の集中起点となり易い。

また、懸架ばねの表面塗装が剥離して露出した素材表面が腐食し、付着した水分から水素が鋼中に侵入して疲労強度が低下する場合があるが、このとき介在物が水素のトラップサイトとなって水素が鋼中に集積し易くなる。このため、介在物自身と水素の影響が重畳して、疲労強度を低下させる原因となる。

こうした観点から、ばね鋼の耐耐疲労特性や耐へたり性を改善するため、鋼材中に存在するアルミナ、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮを極力低減することが必要である。

アルミナ介在物は、転炉や真空処理容器で精錬された溶鋼中に多量の溶存酸素が含まれるために、この過剰酸素が酸素と親和力の強いＡｌにより脱酸されて生成する。また、取鍋などは、アルミナ系耐火物で構築される場合が多く、Ａｌ脱酸でなく、ＳｉやＭｎで脱酸した場合においても、溶鋼と耐火物との反応により、耐火物であるアルミナが解離し、溶鋼中にＡｌとして溶出し、このＡｌが再酸化されて溶鋼中にアルミナが生成する。

溶鋼中のアルミナ介在物は、凝集・合体してクラスター化し易く、クラスター化したアルミナ介在物は、製品に残留して疲労強度に重大な悪影響を及ぼす。

アルミナ介在物の低減・除去については、ＲＨ真空脱ガス装置や粉体吹き込み装置などの二次精錬装置の適用による脱酸生成物の低減を中心として、断気、スラグ改質などによる再酸化防止、スラグカットによる混入酸化物系介在物の低減の組合せ、介在物を低減し、高清浄化を図ってきた。

一方、アルミナ系介在物を改質し微細化、無害化する技術としては、特許文献１に開示されるように、溶鋼中にＭｇ合金を添加することにより、アルミナを、スピネル（ＭｇＯ・Ａｌ₂Ｏ₃）又はＭｇＯに改質して、アルミナの凝集による粗大化を防止し、鋼材品質に対するアルミナの悪影響を回避する方法が知られている。

ただし、この方法では、酸化物系介在物における結晶相の存在により熱間圧延時の軟質化や伸線加工時の介在物の破砕性が十分でないために、介在物の小型化は不十分となる。

これに対し、特許文献２では、鋼線材の長手方向縦断面における厚み２μｍ以上のＳｉＯ₂−Ａｌ₂Ｏ₃−ＣａＯ系酸化物の平均組成を、ＳｉＯ₂：３０〜６０％、Ａｌ₂Ｏ₃：１〜３０％、ＣａＯ：１０〜５０％とし、複合系酸化物の融点を、１４００℃以下、好ましくは１３５０℃以下に制御した上で、さらに、これらの酸化物に、Ｂ₂Ｏ₃：０．１〜１０％を含有させて、酸化物系介在物を微細に分散させ、伸線加工性や疲労強度を顕著に向上させることが提案されている。

しかし、このようなＢ₂Ｏ₃の添加は、ＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂やＣａＯ−Ａｌ₂Ｏ₃−ＳｉＯ₂−ＭｇＯ₂系複合酸化物の結晶化の抑制には有効であるが、ばね鋼の疲労蓄積源となり破壊起点となるアルミナクラスターやＴｉＮ、ＭｎＳの抑制又は無害化には有用であるとはいえない。

また、酸可溶Ａｌで０．００５質量％以上を含有するＡｌキルド鋼を製造するにあたり、溶鋼中に、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭの２種以上とＡｌとからなる合金を投入し、生成する介在物中のＡｌ₂Ｏ₃を３０〜８５質量％に調整するクラスターのないＡｌキルド鋼の製造方法が知られている。

例えば、特許文献３に開示されるように、ＲＥＭを添加する場合、アルミナクラスター生成防止のため、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａから選択された２種以上を添加することにより、低融点の複合介在物とする。この技術は、スリバー疵防止には有効かもしれないが、介在物を、ばね鋼で要求されるレベルのサイズまで低減することはできない。これは、低融点介在物にすると、これら介在物が凝集・合体して、より粗大化してしまうからである。

ＲＥＭの０．０１０質量％を超える添加は介在物を増加させ、かえって、疲労寿命を低下させるので、例えば、特許文献４に開示されるように、ＲＥＭ添加量を０．０１０質量％以下にする必要があることも知られている。しかし、特許文献４には、そのメカニズムや介在物の組成及び存在状態については開示されていない。

また、ＭｎＳなどの硫化物は、圧延などの加工により延伸し、疲労蓄積源となって破壊起点となり、耐疲労特性を劣化させる。よって、耐疲労特性を改善するため、延伸する硫化物を抑制する必要がある。硫化物の生成を防止する方法として、Ｃａを添加して脱硫する方法が知られている。しかし、Ｃａの添加により形成されるＡｌ−Ｃａ−Ｏは延伸し易く、疲労蓄積源や破壊起点となり易いという問題がある。

また、ＴｉＮは、非常に硬質でかつ尖った形状で析出するため、疲労蓄積源となって破壊起点となり、耐疲労特性に対して影響が大きい。

例えば、特許文献５に開示されるように、Ｔｉが０．００１質量％になると耐疲労特性が悪化する。その対策として、Ｔｉを０．００１質量％以下に調整することが重要であるが、Ｔｉは、Ｓｉ合金に含まれており、不可避的な混入を避けられない。また、Ｎを溶鋼段階で混入させないことも必要となるが、製鋼コストが高くなってしまい現実的ではない。

特開平０５−３１１２２５号公報 特開２００９−２６３７０４号公報 特開平０９−２６３８２０号公報 特開平１１-２７９６９５号公報 特開２００４−２７７７７７号公報

本発明の目的は、ばね鋼の耐疲労特性を損ねるアルミナ、ＴｉＮ、及び、ＭｎＳを無害化して、耐疲労特性に優れたばね鋼とその製造方法を提供することにある。

本発明者らは、前記従来技術の問題点を解決するために、鋭意実験、検討を重ねた。その結果、ばね鋼における有害介在物の抑制と形態を制御するため、ＲＥＭの添加量を調整するとともに、脱酸プロセス及びばね鋼製造プロセスを制御することにより、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物へと改質して粗大化を防止でき、かつ、ＳをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより有害なＴｉＮの個数密度を減らすことができることを見出した。

本発明は上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は、次の通りである。

（１）質量％で、
Ｃ：０．４％以上、０．９％未満、
Ｓｉ：１．０％以上、３．０％以下、
Ｍｎ：０．１％以上、２．０％以下、
Ａｌ：０．０１％以上、０．０５％以下、
ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０５％以下、
Ｔ．Ｏ：０．０００１％以上、０．００３％以下、
Ｔｉ：０．００５％未満、
Ｎ：０．０１５％以下、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．０３％以下を含有し、
残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有することを特徴とする耐疲労特性に優れたばね鋼。
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下、
Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、及び、
Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
（３）さらに、質量％で、
Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下、
Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下、及び、
Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする前記（１）又は（２）に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
（４）さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００２０％以下を含むことを特徴とする前記（１）〜（３）のいずれかに記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
（５）前記複合介在物において、最大径１００μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１００個／ｍｍ²以下であることを特徴とする、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
（６）前記（１）〜（４）のいずれかに記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法において、前記（１）〜（４）のいずれかに記載の成分組成の溶鋼を、真空脱ガスを含む取鍋精錬で製造する際、まず、Ａｌを用いて脱酸し、次いで、ＲＥＭを用いて、５分以上脱酸することを特徴とする耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。
（７）前記溶鋼を鋳型内で鋳造する際、鋳型内で、該溶鋼を、水平方向に０．１ｍ／分以上で旋回させることを特徴とする前記（６）に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。
（８）前記鋳造で得た鋳片を、均熱化処理で、１２５０〜１２００℃の温度域で６０秒以上保持し、その後、分塊圧延することを特徴とする前記（６）又は（７）に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。

本発明によれば、ばね鋼において、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物に改質して粗大化を防止でき、かつ、ＳをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物として固定化して粗大ＭｎＳを抑制し、さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより有害な単独のＴｉＮの個数密度を減らすことができるので、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することができる。

本発明のばね鋼中に観察された、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物にＴｉＮが複合析出した複合介在物の例を示す図である。

以下に、本発明の耐疲労特性に優れたばね鋼（以下「本発明鋼」ということがある。）とその製造方法（以下「本発明方法」ということがある。）を詳細に説明する。

まず、本発明鋼の成分組成とその限定理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。

Ｃ：０．４％以上、０．９％未満
Ｃは、強度を確保するのに有効な元素である。しかし、０．４％未満の場合、最終ばね製品に高い強度を付与することが困難である。一方、０．９％以上となると、熱間圧延後の冷却過程で初析セメンタイトが過剰に生成して、加工性が著しく劣化する。

したがって、Ｃは、０．４％以上、０．９％未満とする。好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．５％以上である。また、好ましくは、０．７％以下、より好ましく０．６％以下である。

Ｓｉ：１．０％以上、３．０％以下
Ｓｉは、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させるのに有効な元素であり、１．０％以上含有させる必要がある。一方、３．０％を超えると、パーライト中のフェライト相の延性が低下する。

Ｓｉには、ばねにおいて重要な耐へたり特性を高める作用もあるが、３．０％を超えると、その効果は飽和してコストが嵩むし、また、脱炭を助長する。したがって、Ｓｉは、１．０％以上、３．０％以下とする。好ましくは、１．２％以上、２．０％以下である。

Ｍｎ：０．１％以上、２．０％以下
Ｍｎは、脱酸及び強度確保のために有効な元素であり、０．１％未満では、添加効果が発現しない。一方、２．０％を超えると、偏析が生じ易くなり、偏析部にミクロマルテンサイトが生成して、加工性及び耐耐疲労特性が劣化する。したがって、Ｍｎは、０．１％以上、２．０％以下とする。好ましくは、０．２％以上、１．５％以下である。

ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０５％以下
ＲＥＭは、強力な脱硫、脱酸元素であり、本発明鋼において、極めて重要な役割を果たす。ここで、ＲＥＭとは、原子番号が５７のランタンから７１のルテシウムまでの１５元素に、原子番号２１のスカンジウムと原子番号３９のイットリウムを加えた合計１７元素の総称である。

ＲＥＭは、まず、鋼中のアルミナと反応し、アルミナ中のＯを奪う。その結果、ＲＥＭ酸化物が生成する。次いで、鋼中のＳを吸収して、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む複合介在物（以下「ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ」ということがある。）が生成する。

ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ中に含まれるＡｌが、質量換算％で１１％以下であれば、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓは、融点が溶鋼の融点より高く硬質な介在物になり、圧延等の加工により延伸されることはない。さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓは、溶鋼中で固体のまま球状になり、アルミナのように凝集・合体してクラスター化することはない。それ故、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓは、疲労寿命に悪影響を及ぼさないので、好ましい介在物である。

上述の通り、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ中に含まれるＡｌは、質量換算％で１１％以下が好ましいが、５％以下であればより好ましく、２．５％以下であればさらに好ましい。なお、本発明鋼のＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ中に含まれるＡｌは、質量換算％で通常１〜５％である。

本発明鋼におけるＲＥＭの機能は以下の通りである。Ａｌ、ＲＥＭ、Ｏ、及び、Ｓを含むＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの形成により、Ｓを固定化して粗大ＭｎＳの生成を抑制する。また、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓを核生成サイトとしてＴｉＮが複合析出して、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする略球状の複合介在物が形成され、硬質で尖がった角型形状の単独のＴｉＮの析出量を低減する。

ここで、（ＴｉＮ）は、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの表面にＴｉＮが付着して複合化されていることを表す。

このＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合介在物は、ＴｉＮの単独析出物と異なり、例えば、図１に示すように略球状化していて、複合介在物の周囲で応力集中し難い。また、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）複合介在物は、大きさが直径で１〜５μｍであり、延伸粗大化やクラスター化はしていない。このため、破壊起点とならないので、無害介在物である。

ここで、略球状とは、例えば、図１に示すように、介在物表面の最大凹凸が０．５μｍ以下であり、かつ、介在物の長径を短径で割った値が３以下であることを意味する。なお、ＴｉＮが複合析出する理由は、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの結晶格子構造とＴｉＮとの結晶格子構造に類似する点が多いためと推察される。

本発明鋼のＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに、Ｔｉは酸化物として含まれない。これは、本発明鋼のＴ．Ｏが低く、Ｔｉ酸化物の生成が極めて少ないためであると考えられる。また、介在物にＴｉが酸化物として含まれないので、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの結晶格子構造とＴｉＮの結晶格子構造が類似した関係になったと考えられる。

さらに、ＲＥＭは、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに改質して凝集合体を抑制することにより、粗大なアルミナクラスターを防止する機能を有する。

以上の効果を発現させるためには、一定量以上のＲＥＭを添加して、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに改質する必要がある。また、Ｓ量に応じて、一定量以上のＲＥＭを添加して、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物を形成して、Ｓを固定する必要がある。

これらの観点から検討した結果、ＲＥＭが０．０００１％未満では不十分であることを実験的に知見した。なお、ＲＥＭは０．０００２％以上が好ましく、０．００１％超がより好ましく、０．００２％以上がさらに好ましい。ただし、０．０５％を超えると、コスト高となるだけでなく、生成したＲＥＭ含有介在物によりノズルの閉塞が発生し易くなって製造を阻害するので好ましくない。

Ａｌ：０．０１％以上、０．０５％以下
Ａｌは、トータル酸素を低減する脱酸元素として、また、鋼の結晶粒を調整する元素として、０．０１％以上必要である。しかし、０．０５％を超えると、結晶粒調整効果が飽和するだけでなく、アルミナが多数残存するので好ましくない。

Ｔ．Ｏ：０．０００１％以上、０．００３％以下
Ｏは、脱酸により鋼から除去される元素であるが、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする複合析出物を析出させるために必要な元素であり、０．０００１％以上必要である。ただし、Ｔ．Ｏ（全酸素量）が多くなり、特に０．００３％を超えると、アルミナなどの酸化物が多数発生し、疲労寿命が低下する。

本発明鋼において、Ｔｉ、Ｎ、Ｐ、及び、Ｓは不純物であり、以下のように制限される。

Ｔｉ：０．００５％未満
Ｔｉは、Ｓｉ合金などから不可避的に混入する不純物であり、ＴｉＮなどの角型形状の粗大介在物を形成する。この粗大介在物は、破壊起点になり易く、また、水素のトラッピングサイトになり易いため、耐疲労特性を劣化させる。それ故、上記角型形状の粗大介在物の生成を抑制することが非常に重要である。

本発明鋼においては、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−ＳにＴｉＮを複合化させ、有害な単独のＴｉＮを生成し難くすることができる。実験的に検討した結果、単独ＴｉＮの生成を防止するため、Ｔｉは０．００５％未満とする。好ましくは０．００３％以下である。下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．０００５％が低Ｔｉ化の工業的下限である。

Ｎ：０．０１５％以下
Ｎは、不純物であり、窒化物を形成して耐疲労特性を劣化させ、また、歪時効によって延性及び靭性に悪影響を及ぼす。０．０１５％を超えると、弊害が顕著となるので、０．０１５％以下が好ましく、より好ましくは０．０１０％以下、さらに好ましくは０．００８％以下である。下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００２％が低Ｎ化の工業的下限である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、結晶粒界に偏析して疲労寿命を損ねる元素である。０．０３％を超えると、疲労寿命の低下が著しいので、０．０３％以下とする。好ましくは０．０２％以下である。下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００１％が低Ｐ化の工業的下限である。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、硫化物を形成する元素である。０．０３％を超えると、粗大なＭｎＳが生成し、疲労寿命を損ねるので、０．０３％以下とする。好ましくは、０．０１％以下である。下限は０％を含むが、工業的に安定して低減することは難しく、０．００１％が低Ｓ化の工業的下限である。

以上が本発明鋼の基本的な成分組成であるが、本発明鋼は、以下の元素を選択的に含有してもよい。以下、選択元素について説明する。

本発明鋼は、Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下、Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、及び、Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下
Ｃｒは、強度を向上させ、また、焼入れ性を高めて疲労寿命を向上させるのに有効な元素である。焼入れ性や焼戻し軟化抵抗を必要とする場合に、０．０５％以上含有させる。特に、優れた焼戻し軟化抵抗を得るためには、０．５％以上添加する。好ましくは、０．７％以上である。

ただし、Ｃｒを含有しない場合、又は、Ｃｒ量が少ない場合には、同様の作用効果を有するＭｎ等を１．０％以上添加して、Ｃｒの添加効果を補う。それ故、Ｃｒは選択元素とした。

一方、Ｃｒが２．０％を超えると、硬さが上昇して冷間加工性が劣化するので、２．０％以下とする。特に、冷間でコイリングする場合、その加工での安定性を高めるには、１．５％以下が好ましい。

Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下
Ｃｕは、焼入れ性に影響するが、それ以上に、耐食性や脱炭抑制に効果のある元素である。また、Ｃｕは、スクラップなどの再利用鉄源に混入している元素である。０．１％以上で、腐食や脱炭を抑制する効果が発現する。好ましくは、０．２％以上である。

しかし、多量の添加は熱間延性の低下を招き、鋳造、圧延や鍛造などの製造工程での割れや疵の原因となるので、０．５％以下とする。好ましくは、０．３％以下である。Ｃｕによる熱間延性の低下は、後述の通り、Ｎｉ添加で緩和することができ、Ｃｕ％≦Ｎｉ％とすると、熱間延性の低下を抑制し、良品質を維持することができる。

Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下
Ｂは、微量の添加で、焼入れ性を高める元素である。また、母材が高Ｃ材である場合、Ｂは、熱間圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、軟質化を促進する。

さらに、Ｂは、オーステナイト粒界に偏析してＰの偏析を抑制するので、粒界強度を向上させ、疲労強度、衝撃強度の向上にも有効な元素である。これらの効果を得るため、０．０００５％以上とする。

しかし、０．００５％を超えると、添加効果が飽和し、鋳造、圧延、及び、鍛造などの製造時に、マルテンサイトやベイナイトなどのいわゆる過冷組織が生成し易く、製品の製造性や衝撃強度を劣化させることがあるので、０．００５％以下とする。好ましくは、０．００３％以下である。

本発明鋼は、さらに、質量％で、Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下、Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下、及び、Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下の１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下
Ｗは、Ｍｏと同様、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素であり、かつ、鋼中で炭化物として析出する元素である。特に、焼戻し軟化抵抗を高めるため、０．０５％以上を添加する。好ましくは、０．１％以上である。

一方、Ｗが１．０％を超えると、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に過冷組織が生じ易くなる。置き割れや加工時の割れの原因となる過冷組織の生成を抑制するため、１．０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下である。

Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下
Ｖは、窒化物、炭化物、炭窒化物を生成する元素で、通常、円相当径が０．２μｍ未満の微細なＶの窒化物、炭化物、炭窒化物となり、焼戻し軟化抵抗の向上、降伏点の上昇、及び、旧オーステナイトの微細化に有効である。

必要に応じて添加し、焼戻し時間を延長して十分に析出させると、硬度や引張強度を上昇させることができるので、選択元素とした。これらの添加効果を得るためには、０．０５％以上が必要である。好ましくは、０．０６％以上である。

一方、Ｖが０．７％を超えると、炭化物や炭窒化物が、焼入れ前の加熱でも十分に溶解せず、粗大な球状炭化物として、いわゆる未溶解炭化物として残留し、加工性や耐疲労特性を損なうので、０．７％以下とする。

Ｖの添加によって、加工前に、割れや伸線時の断線の原因となる過冷組織が生じ易くなるので、０．５％以下が好ましい。ばね製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を確保することを重視すると、０．３％以下が好ましい。

また、Ｖは、Ｍｎと同様に、残留オーステナイトの生成に大きく影響する元素であるので、Ｍｎとともに、精密に制御する必要がある。即ち、他の焼入れ性向上元素、例えば、Ｍｎ、Ｍｏ、Ｎｉ、及び、Ｎｂの１種又は２種以上を添加する場合、Ｖは０．２５％以下が好ましい。

Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下
Ｍｏは、焼入れ性を高める元素であり、また、焼戻し軟化抵抗の向上にも有効な元素である。特に、焼戻し軟化抵抗を高めるために、０．０５％以上を添加する。Ｍｏは、鋼中でＭｏ系炭化物を生成する元素でもある。

Ｍｏ系炭化物が析出する温度は、Ｖ等の炭化物に比べると低く、比較的低温で焼戻す高強度のばね鋼に対して有効な元素である。この添加効果は、０．０５％以上で発現する。好ましくは、０．１％以上である。

一方、Ｍｏが１．０％を超えると、熱間圧延や、加工前の熱処理での冷却時に過冷組織を生じ易くなる。置き割れや加工時の割れの原因となる過冷組織の生成を抑制するため、Ｍｏは１．０％以下とする。好ましくは、０．７５％以下である。

また、ばね製造時の品質のばらつきを抑制し、製造安定性を確保することを重視すると、０．５％以下が好ましい。さらに、冷却時の温度ばらつき−変態ひずみを精密に制御して形状精度を安定させるためには、０．３％以下が好ましい。

Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下
Ｎｉは、Ｍｏと同様に、鋼の強度及び焼入れ性の向上に有効な元素である。０．１％以上で、添加効果が発現する。

Ｎｉは、焼入れ後の残留オーステナイト量にも影響し、３．５％を超えると、残留オーステナイト量が大きくなり、焼入れ後も軟質のままで、ばねとしての性能が不足する場合がある。残留オーステナイトは使用とともに、膨張変態であるマルテンサイト変態をするので、軸受製品の形状精度が損なわれる。このように、３．５％超の添加は、製品材質の不安定を招くので、３．５％以下とする。

加えて、Ｎｉは高価な元素であり、製造コストの観点から抑制することが好ましい。残留オーステナイトや焼入れ性の観点から、２．５％以下がより好ましく、１．０％以下がさらに好ましい。

他の元素との関係では、Ｃｕを添加又は混入した場合、Ｎｉは、その弊害を抑制する効果がある。即ち、Ｃｕは、鋼の熱間延性を低下させる元素であり、しばしば熱間圧延や熱間鍛造において割れや疵の原因になる。

しかし、Ｎｉを添加すると、Ｃｕとの合金相を形成し熱間延性の低下を抑制する。Ｃｕが混入している場合、Ｎｉは０．１％以上が好ましく、さらに、０．２％以上が好ましい。また、Ｃｕとの関係においては、Ｃｕ％≦Ｎｉ％が好ましい。

Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下
Ｎｂは、鋼中のＣ、Ｎと結びついて窒化物、炭窒化物、炭化物を生成する元素である。Ｎｂは、微量でも、Ｎｂを添加しない場合に比べて、粗大粒の生成抑制に極めて有効である。このような添加効果は０．００５％以上で発現する。

一方、Ｎｂは、熱間延性を低下させる元素であり、多量の添加は、鋳造、圧延、鍛造における割れの原因となり、製造性を大きく損なう。そのため、０．０５％以下とする。さらに、冷間コイリング性等の加工性を重視する場合には、０．０３％未満、さらには、０．０２％未満が好ましい。Ｖなどの他の焼入れ性向上及び焼戻し軟化抵抗付与元素と複合添加する場合は、０．０１％未満でも有効である。

本発明鋼は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００２０％以下を含有してもよい。

Ｃａ：０．０００１％以上、０．００２０％
Ｃａは、強力な脱硫作用を有するので、脱硫の目的で、０．０００１％以上を添加する。Ｃａを添加すると、鋼中のＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ介在物がＣａを吸収し、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓを形成する。

ただし、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに比べて、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｃａ−Ｏ−Ｓは、ＴｉＮを複合析出させる能力が劣るので、ＴｉＮの無害化の観点から、Ｃａの添加は好ましくない。この理由は、ＲＥＭ−Ｃａ−Ａｌ−Ｏ−Ｓは、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに比べて、ＴｉＮとの結晶格子構造の類似性が劣るためと推定される。

また、鋼中のＣａが０．００２０％を超えると、低融点のＡｌ−Ｃａ−Ｏ酸化物が多く生成し、圧延などにより延伸して粗大な介在物となり、疲労蓄積源や破壊起点となる。それ故、Ｃａは選択元素とし、０．０００１％以上、０．００２０％以下とする。

次に、介在物による疲労寿命への影響について説明する。鋭意検討の結果、１０μｍ以上に延伸したＭｎＳ、１００μｍ以上のサイズにクラスター化したアルミナ、及び、１μｍ以上のサイズの単独のＴｉＮのそれぞれが、疲労寿命に及ぼす悪影響が等価であり、これらの介在物の合計数が１００個／ｍｍ²以下であれば、良好な疲労寿命が得られることを、本発明者らは実験的に知見した。

本発明鋼中では、ＳがＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓとして固定されるため、延伸して、耐疲労特性などを劣化させるＭｎＳの生成が抑制される。また、アルミナがＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに改質されるので、耐疲労特性などに有害なアルミナクラスターの生成が抑制される。

さらに、例えば、図１に示すように、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−ＳにＴｉＮが複合化し、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ−（ＴｉＮ）を主たる構造とする略球状の複合析出物が生成するので、疲労寿命に悪影響を及ぼす単独で析出するＴｉＮの生成が抑制される。

その結果、最大径１００μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１００個／ｍｍ²以下に抑制され、疲労寿命が改善される。

次に、本発明鋼の製造方法（本発明方法）について説明する。

本発明鋼用の溶鋼を精錬する際、脱酸剤の投入順序と脱酸時間が重要である。本発明方法においては、まず、Ａｌを用いて脱酸を行い、Ｔ．Ｏ（全酸素量）を０．００３％以下とする。次いで、ＲＥＭを用いて５分以上脱酸して、真空脱ガスを含む取鍋精錬を行う。

最初に、Ａｌ以外の元素を用いて脱酸すると、ＲＥＭの歩留まりが悪くなり、コスト高となる。また、ＲＥＭの添加後５分未満の脱酸では、アルミナを充分に改質することができない。本発明方法においては、脱酸剤の添加で、ＲＥＭとＡｌの複合酸化物が生成し、有害なアルミナの生成が抑制される。

ＲＥＭの添加にはミッシュメタルなどを用ることができる。塊状のミッシュメタルを溶鋼に添加すればよい。なお、精錬末期に、Ｃａ−Ｓｉ合金又はＣａＯ−ＣａＦ₂フラックスなどの添加により、脱硫を適宜行うことも可能である。

取鍋精錬された溶鋼中の、脱酸で生じたＲＥＭ介在物は、比重が６であり、鋼の比重の７に近いため、溶鋼中で浮上分離し難い。それ故、鋳型内に溶鋼が注入された際には下降流により鋳片未凝固層深くまで侵入して、鋳片の中心部に偏析し易い。

鋳片の中心部に、ＲＥＭ介在物が偏析すると、鋳片の表層部にＲＥＭ介在物が不足するため、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−ＳにＴｉＮが付着して複合化したものを主たる構造とする複合析出物の生成によるＴｉＮの無害化効果が、製品の表層部で損なわれる。そこで、ＲＥＭ介在物の偏析を防止するために、本発明方法では、鋳型内の溶鋼を水平方向に撹拌して旋回させ、介在物の均一分散を図る。

本発明方法においては、鋳型内旋回を０．１ｍ／分以上の流速で行い、酸化物系介在物の均一分散を図る。鋳型内旋回の速度が０．１ｍ／分未満では、酸化物系介在物が均一に分散する効果が小さい。撹拌手段としては、例えば、電磁力などを適用すればよい。

次に、鋳造した鋼に均熱化処理を施し、その後、分塊圧延を行う。均熱化処理においては、１２５０〜１２００℃の温度域で６０秒以上保持して、上述の複合析出物を得ることができる。

この温度域が、ＲＥＭ介在物へのＴｉＮの複合析出が開始する範囲であり、ＴｉＮをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの表面で充分に成長させ、単独で析出するＴｉＮを抑制するためには、１２５０〜１２００℃の温度域で６０秒以上の保持が必要である。このことを、本発明者らは実験的に知見した。

なお、通常は、１２５０〜１２００℃の温度で加熱すると、ＴｉＮは固溶する。しかし、本発明鋼では、Ｃが、０．４％以上、０．９％未満と高いために、セメンタイトが多く存在するので、セメンタイト中のＮの溶解度が低く、この関係で、ＴｉＮが、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ上に析出成長することが考えられる。

ばねの成形法として、熱間成形法及び冷間成形法の二種類が用いられる。熱間成形法は、分塊圧延の後、鋼線を９００〜１０５０℃の熱間でコイルに成形した後、８５０〜９５０℃での焼入れと、４２０〜５００℃での焼戻しの熱処理により強度を調整する方法で、一般的に用いられている方法である。

一方、冷間成形法は、８５０〜９５０℃での焼入れと、４２０〜５００℃での焼戻しの熱処理により鋼線の強度を調整し、その後、室温でコイル成形を行う方法である。

この後、必要に応じてショットピーニングを行い、また、Ｚｎなどのメッキを表面に施し、製品とする。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明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り、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。

取鍋精錬での真空脱ガスにおいて、金属Ａｌ、ミッシュメタル、Ｃａ−Ｓｉ合金、ＣａＯ：ＣａＦ₂＝５０：５０（質量比）のフラックスを使用して、表１に示す条件で精錬し、表２に示す成分組成からなる溶鋼を得、連続鋳造装置により３００ｍｍ角の鋳片に鋳造した。

その際、表１に示す条件で電磁撹拌による鋳型内旋回を行い鋳造した。鋳片は、表１に示す温度条件を経て、１５ｍｍ径の丸棒形状に圧延及び鍛造して、１０００℃の熱間でコイルに成形した。さらに、９００℃×２０分の焼入れと、４５０℃×２０分の焼戻し熱処理を施し、その後、水冷し、鋼材の硬度をビッカース硬度で４８０〜５２０に調整した。

その後、仕上げ加工により、ＪＩＳ Ｚ２２７４（１９７８）金属材料の回転曲げ疲れ試験方法１号試験片（全長８０ｍｍ、つかみ部長さ２０ｍｍ、つかみ部径Ｄ０＝１２ｍｍ、平行部径ｄ＝６ｍｍ、平行部長さＬ＝１０ｍｍ）を作製した。さらに、３％ＮａＣｌ＋０．３％チオシアン酸アンモニウム水溶液中で試験片を陰極として電解チャージして、０．２〜０．５ｐｐｍの水素を鋼中に含ませた。

チャージ後、Ｚｎめっきを施して水素を試験片中に封入した。その試験片を、小野式回転曲げ疲労試験機を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７３（１９７８）に準拠した両振り応力繰り返し応力による回転曲げ疲労試験に供し、５×１０⁵までの疲労限での負荷応力を評価した。

また、試験片の延伸方向の断面を鏡面研磨し、選択的定電位電解エッチング法（ＳＰＥＥＤ法）で処理した後、鋼中の介在物を走査型電子顕微鏡で観察し、ＥＤＸを用いて介在物の組成を分析し、試料の１０ｍｍ²内の介在物を計数して個数密度を測定した。

その結果を表３に示す。発明例のＮｏ．１〜４３、Ｎｏ．５０、及び、Ｎｏ．５１における酸化物介在物は、図１に示すような、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−ＳにＴｉＮが複合析出した形態となっていて、アルミナクラスターはなかった。１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、１μｍ以上のＴｉＮの個数は、表１に示すように、１００個／ｍｍ²以下であった。

また、発明例において、回転曲げ疲労試験による疲労強度は、比較例に比べ、数十ＭＰａ以上高く、良好な耐疲労特性が得られていることが解る。

一方、Ｎｏ．４４〜４９は比較例である。Ｎｏ．４４は、表１に示すように、Ａｌのみ添加して、ＲＥＭは添加していない。それ故、Ｎｏ．４４においては、ＲＥＭは検出されず、ＲＥＭが本発明範囲を下回り、アルミナクラスター、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮが多数存在した。Ｎｏ．４５においては、Ｓが本発明範囲を上回り、ＭｎＳが多数存在した。

Ｎｏ．４６においては、ＲＥＭ添加後の還流時間が本発明範囲を下回り、アルミナクラスター、ＭｎＳ、及び、ＴｉＮが多数存在した。Ｎｏ．４７においては、鋳型内の旋回流速が本発明範囲を下回り、ＲＥＭ介在物が鋳片の中心近傍に偏析し、表層部にＴｉＮが多数存在した。Ｎｏ．４８においては、１２５０〜１２００℃域の保持時間が本発明範囲を下回り、ＴｉＮが多数存在した。

以上の比較例では、上述の介在物の影響により、製品の疲労強度がいずれも不良であった。Ｎｏ．４９においては、ＲＥＭが本発明範囲を上回り、ノズル閉塞により鋳造が中断してサンプルが製造不能であった。表３に示すように、Ｎｏ．１〜４８、５０、及び５１は、特に問題なく鋳造できたので鋳造結果に“完鋳”と記載した。

本発明によれば、ばね鋼において、アルミナをＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓに改質して粗大化を防止することができ、また、Ｓを固定化して粗大ＭｎＳを抑制でき、さらに、ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの介在物にＴｉＮを複合させることにより、単独で析出するＴｉＮの個数密度を減らすことができるので、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することができる。よって、本発明は、産業上の利用可能性が高いものである。

Ａ ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓ
Ｂ ＲＥＭ−Ａｌ−Ｏ−Ｓの表面上に複合析出したＴｉＮ
Ｃ 初析セメンタイト

Claims (8)

1. 質量％で、
   Ｃ：０．４％以上、０．９％未満、
   Ｓｉ：１．０％以上、３．０％以下、
   Ｍｎ：０．１％以上、２．０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上、０．０５％以下、
   ＲＥＭ：０．０００１％以上、０．０５％以下、
   Ｔ．Ｏ：０．０００１％以上、０．００３％以下、
   Ｔｉ：０．００５％未満、
   Ｎ：０．０１５％以下、
   Ｐ：０．０３％以下、
   Ｓ：０．０３％以下を含有し、
   残部が鉄及び不可避的不純物からなり、ＲＥＭ、Ｏ、Ｓ、及び、Ａｌを含む介在物にＴｉＮが付着した複合介在物を含有することを特徴とする耐疲労特性に優れたばね鋼。
2. さらに、質量％で、
   Ｃｒ：０．０５％以上、２．０％以下、
   Ｃｕ：０．１％以上、０．５％以下、及び、
   Ｂ：０．０００５％以上、０．００５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
3. さらに、質量％で、
   Ｗ：０．０５％以上、１．０％以下、
   Ｖ：０．０５％以上、０．７％以下、
   Ｍｏ：０．０５％以上、１．０％以下、
   Ｎｉ：０．１％以上、３．５％以下、及び、
   Ｎｂ：０．００５％以上、０．０５％以下の１種又は２種以上を含むことを特徴とする請求項１又は２に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
4. さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００１％以上、０．００２０％以下を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
5. 前記複合介在物において、最大径１００μｍ以上のアルミナクラスター、最大長１０μｍ以上のＭｎＳ、及び、最大径１μｍ以上のＴｉＮの合計の個数密度が１００個／ｍｍ²以下であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼。
6. 請求項１〜４のいずれか１項に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法において、請求項１〜４のいずれか１項に記載の成分組成の溶鋼を、真空脱ガスを含む取鍋精錬で製造する際、まず、Ａｌを用いて脱酸を行い、次いで、ＲＥＭを用いて、５分以上脱酸することを特徴とする耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。
7. 前記溶鋼を鋳型内で鋳造する際、鋳型内で、該溶鋼を、水平方向に０．１ｍ／分以上で旋回させることを特徴とする請求項６に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。
8. 前記鋳造で得た鋳片を、均熱化処理で、１２５０〜１２００℃の温度域で６０秒以上保持し、その後、分塊圧延することを特徴とする請求項６又は７に記載の耐疲労特性に優れたばね鋼の製造方法。