JP4478072B2 - 高強度ばね用鋼 - Google Patents

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Description

本発明は冷間でコイリングされ、高強度かつ高靭性を有するばね用鋼に関するものである。
自動車の軽量化、高性能化に伴い、ばねも高強度化され、熱処理後に引張強度1500MPaを超えるような高強度鋼がばねに供されている。近年では引張強度1900MPaをこえる鋼線も要求されている。それはばね製造時の歪取り焼鈍や窒化処理など、加熱によって少々軟化してもばねとして支障のない材料硬度を確保するためである。
また、窒化処理やショットピーニングでは表層硬度が高まり、ばね疲労における耐久性が格段に向上することが知られているが、ばねのへたり特性については表層硬度で決まるものではなく、ばね素材内部の強度または硬度が大きく影響する。従って内部硬度を非常に高く維持できる成分にしあげることが重要である。
その手法としては、V、Nb、Mo等の元素を添加することで焼入れで固溶し、焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、それによって転位の動きを制限し、耐へたり特性を向上させた発明がある(例えば、特許文献1参照)。
一方、鋼のコイルばねの製造方法では鋼のオーステナイト域まで加熱してコイリングし、その後、焼入れ焼戻しを行う熱間コイリングとあらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線を冷間にてコイリングする冷間コイリングがある。冷間コイリングでは鋼線の製造時に急速加熱急速冷却が可能なオイルテンパー処理や高周波処理などを用いることができるため、ばね材の旧オーステナイト粒径を小さくすることが可能で、結果として破壊特性に優れたばねを製造できる。またばね製造ラインにおける加熱炉などの設備を簡略化できるため、ばねメーカーにとっても設備コストの低減につながるなどの利点があり、最近ではばねの冷間化が進められている。懸架ばねにおいても弁ばねに比べ線材は太い鋼線を使用するものの、上記の利点のために冷間コイリングが導入されている。
しかし、冷間コイリングばね用鋼線の強度が大きくなると、冷間コイリング時に折損し、ばね形状に成形できない場合も多い。これまでは強度と加工性が両立しないために工業的には不利ともいえる加熱コイリングやコイリング後の焼入れ焼戻しなどの手法で強度と加工性を両立せざるを得なかった。
また高強度の熱処理鋼線を冷間コイリング加工し、窒化して強度を確保する場合には、鋼中に微細な炭化物を析出するV、Nbなどいわゆる合金元素を多量に添加することが有効と考えられてきた。しかし多量に添加すると焼入れ時の加熱では固溶できず、粗大に成長し、いわゆる未溶解炭化物となり、冷間でのコイリング時の折損原因となる。そのため未溶解炭化物に注目した技術も見られる。
このような合金元素だけでなく、鋼中に多く存在するセメンタイトを中心とした炭化物も制御することで性能向上が図った発明がある(例えば、特許文献2参照)。
特開昭57−32353号公報 特開2002−180198号公報
本発明は冷間でコイリングされ、十分な大気強度とコイリング加工性を両立できる引張強度2000MPa以上のばね用熱処理鋼線に供するばね用鋼を提供することを課題としている。
発明者らはいままで注目されていなかったNを制御することによって、合金元素を添加しても未溶解炭化物の生成を抑制でき、靭性や加工性が確保できることを見出し、高強度とコイリング性を両立させたばね用熱処理鋼線に供するばね用鋼を開発するに至った。
すなわち本発明の要旨は以下のとおりである。
(1) 質量%で、
C:0.5〜0.9%
Si:1.0〜3.0%
Mn:0.1〜1.5%
Cr:1.0〜2.5%
V:0.15超〜1.0%以下
Al:0.005%以下
を含有し、
N:0.007%以下に制限し、
さらに、Nb:0.001〜0.01%未満、Ti:0.001〜0.005%未満の内の1種または2種を含有し、
残部が鉄と不可避的不純物とからなることを特徴とする高強度ばね用鋼。
(2) さらに、質量%で、
W:0.05〜0.5%
Mo:0.05〜0.5%
の1種または2種を含有することを特徴とする(1)記載の高強度ばね用鋼。
(3) さらに、質量%で、
Ni:0.05〜3.0%、
Cu:0.05〜0.5%、
Co:0.05〜3.0%、
B:0.0005〜0.006%
の内の1種または2種以上
Te:0.0002〜0.01%、
Sb:0.0002〜0.01%、
Mg:0.0001〜0.0005%、
Zr:0.0001〜0.0005%、
Ca:0.0002〜0.01%、
Hf:0.0002〜0.01%
の内の1種または2種以上
を含有することを特徴とする上記(1)または(2)記載の高強度ばね用鋼。
(4) さらに、質量%で、
Te:0.0002〜0.01%、
Sb:0.0002〜0.01%、
Mg:0.0001〜0.0005%、
Zr:0.0001〜0.0005%、
Ca:0.0002〜0.01%、
Hf:0.0002〜0.01%
の内の1種または2種以上
を含有することを特徴とする上記(1)または(2)記載の高強度ばね用鋼。
本発明鋼は、ばね用鋼の化学成分を適正に制御することにより、冷間コイリングばね用鋼線中のセメンタイト系および合金系の球状炭化物の占有面積率、存在密度、オーステナイト粒径、残留オーステナイト量を小さくすることで、強度を2000MPa以上に高強度化するとともに、コイリング性を確保し高強度かつ破壊特性に優れたばねを製造可能になる。
発明者は高強度を得るために化学成分を適正に規定し、熱処理によって鋼中炭化物形状を制御することで、ばねを製造するに十分なコイリング特性を確保した鋼線に供するばね用鋼を発明するに至った。
その詳細を以下に示す。まず、高強度ばね用鋼の化学成分および成分範囲を限定した理由について説明する。
C:0.5〜0.9%
Cは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、従来より十分な強度を得られるように0.5〜0.9%とした。0.5%未満では十分な強度を得られない。特にばね性能向上のための窒化を省略した場合でも十分なばね強度を確保するには0.5%以上のCが必要である。0.9%超では実質過共析となり、粗大セメンタイトを多量に析出するため、靱性を著しく低下させる。このことは同時にコイリング特性を低下させる。
さらにミクロ組織への関係も密接であり、0.5%未満では炭化物数が少ないため、炭化物分布が局部的に他の部分よりも少ない領域(以後、炭化物希薄域と記す)の面積率が増加しやすく、十分な強度と靭性あるいはコイリング性(延性)が得られにくい。そこで好ましくは0.55%以上、強度−コイリングのバランス観点からさらに好ましくは0.6%以上とするのがよい。
一方、C量が多い場合には合金系やセメンタイト系の炭化物が焼入れ時の加熱で固溶が困難になる傾向にあり、熱処理における加熱温度が高い場合や加熱時間が短い場合には強度やコイリング性が不足する場合も多い。
また、未溶解炭化物は炭化物希薄域にも影響し、鋼中Cが未溶解炭化物を形成していると、マトリックス中の実質Cが減少するために、前述のごとく炭化物希薄域面積率が増加する事もある。
さらにC量が増加すると、焼戻し時のマルテンサイト形態が中炭素鋼では一般的なラスマルテンサイトであるのに対して、C量が多い場合にはレンズマルテンサイトにその形態を変化させることが知られている。研究開発の結果、レンズマルテンサイトを焼戻して生成させた焼戻しマルテンサイト組織の炭化物分布はラスマルテンサイトを焼戻した場合のそれと比較して、炭化物密度が低いことを見出した。したがってC量を増加することでレンズマルテンサイトや未溶解炭化物の増加により、炭化物希薄域が増加する場合もある。
そのため、そのため好ましくは0.7%以下。さらに好ましくは0.65%以下とすることで、比較的容易に炭化物希薄域を減少させることができる。
Si:1.0〜3.0%
Siはばねの強度、硬度と耐へたり性を確保するために必要な元素であり、少ない場合、必要な強度、耐へたり性が不足するため、1.0%を下限とした。またSiは粒界の炭化物系析出物を球状化、微細化する効果があり、積極的に添加することで粒界析出物の粒界占有面積率を小さくする効果がある。しかし多量に添加しすぎると、材料を硬化させるだけでなく、脆化する。そこで焼入れ焼き戻し後の脆化を防ぐために3.0%を上限とした。
さらにSiは焼戻し軟化抵抗にも寄与する元素であり、高強度線材を作成するにはある程度多量に添加することが好ましい。具体的には2%以上添加することが好ましい。一方、安定的なコイリング性を得るためには好ましくは2.6%以下とすることが好ましい。
Mn:0.1〜1.5%
Mnは脱酸や鋼中SをMnSとして固定するとともに、焼入れ性を高めて熱処理後の硬度を十分に得るため、多用される。この安定性を確保するために0.1%を下限とする。またMnによる脆化を防止するために上限を2.0%とした。さらに強度とコイリング性を両立させるには、好ましくは0.3〜1%が好ましい。またコイリングを優先させる場合には1.0%以下にすることが有効である。
Cr:1.0〜2.5%
Crは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元素である。さらに最近の高強度弁ばねで見られるような窒化処理において、焼戻し硬度を確保するだけでなく、窒化後の表層硬度とその硬化層深さを大きくするのに有効な元素である。しかし添加量が多いとコスト増を招くだけでなく、焼入れ焼戻し後に見られるセメンタイトを粗大化させる。また合金系炭化物を安定化させ、粗大化させる効果もある。結果として線材は脆化するためにコイリング時に折損を生じやすくするという弊害もある。したがってCrを添加する場合、0.1%以上でなければその効果が明確ではない。また脆化が顕著となる2.5%を上限とした。
しかし本発明ではNを規定することにより炭化物を微細に制御することから、多量のCrを添加可能であるため、高強度を容易に得る添加量とした。
また窒化処理を行う場合にはCrが添加されている方が窒化による硬化層を深くできる。そのため1.1%以上の添加が好ましく、さらに従来にない高強度ばね向けの窒化に適するようにするには1.2%以上の添加が好ましい。
Crはセメンタイトの加熱による溶解を阻害するため、特にC>0.55%とC量が多くなるとCr量を抑制した方が粗大炭化物生成を抑制でき、強度とコイリング性を両立しやすい。従って、好ましくはその添加量を2.0%以下にすることがこのましい。さらに好ましくは1.7%以下程度である。
V:0.15超〜1.0%
Vは焼戻し時の炭化物を析出して硬化する2次析出硬化などのため、焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層の硬化に利用することができる。さらに窒化物、炭化物、炭窒化物の生成によるオーステナイト粒径の粗大化抑制に効果があり、添加することが好ましい。しかし、これまではVの窒化物、炭化物、炭窒化物は鋼のオーステナイト化温度A3点以上でも生成しているため、その固溶が不十分な場合には未溶解炭化物(窒化物)として残留しやすくなっていた。この未溶解炭化物がばねコイリング時の折損原因になるだけでなく、”Vを無駄に消費”することになり、添加したVによる焼き戻し軟化抵抗や2次析出硬化の改善効果を低減させ、ばねの性能を低減させてしまう。従ってこれまで工業的には0.15%以下とすることが好ましいとされていた。
しかし、本発明ではN量を制御することでオーステナイト化温度A3点以上でのV系の窒化物、炭化物、炭窒化物の生成を抑制できるため、その分、Vを多量に添加することが可能になり、V添加量を0.15%を超え、1.0%以下とした。その添加量が0.15%以下では窒化層の硬さ向上や窒化層の深さ増加をするなどのVを添加した効果が少なく、従来鋼以上の十分な疲労耐久性を確保できない。またその添加量が1.0%を超えると粗大な未固溶介在物を生成し、靱性を低下させるとともに、Moと同様、過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。そのため工業的に安定した取り扱いが容易な1.0%を上限とした。
Vの窒化物、炭化物、炭窒化物は鋼のオーステナイト化温度A3点以上でも生成しているため、その固溶が不十分な場合には未溶解炭化物(窒化物)として残留しやすい。従って現状の工業的窒素量制御能力を考慮すると工業的には0.5%以下にすることが好ましく、さらに0.4%以下とすることが好ましい。
一方、窒化による表面硬化処理では300℃以上の温度に最加熱されるため、窒化による最表層の硬化や内部硬度の軟化を抑制するためには0.15%を超える添加が必要であり、好ましくは0.2%以上の添加が好ましい。
Al:0.005%以下
Alは脱酸元素であり酸化物生成に影響する。特に高強度弁ばねではAl23を中心とする硬質酸化物は破壊起点になりやすいため、これを避ける必要がある。そのためにはAl量を厳密に制御することが重要である。特に熱処理鋼線として引張強度が2100MPaを超えるような場合には疲労強度ばらつきを低減させるためにも厳密な酸化物生成元素の制御が必須である。
本発明においてはAl:0.005%以下と規定した。これは0.005%を超えるとAl23主体の酸化物を生成しやすいため、酸化物起因の折損を生じて十分な疲労強度や品質安定性を確保できないからである。さらに高疲労強度を要求する場合には0.003%以下にすることが好ましい。
N:0.007%以下に制限
本発明ではNの制御が大きなポイントである。本発明ではN≦0.007%と、厳密な制限値を規定している。これはばね鋼において新たにNの役割に注目したためであり、N制御の効果と本発明における規定理由を以下に述べる。
鋼中ではNの影響は(1)フェライト中に固溶Nとして存在し、フェライト中の転位の動きを抑制することでフェライトを硬化させる、(2)Ti、Nb、V、Al、Bなどの合金元素と窒化物を生成し、鋼材性能に影響を及ぼす。そのメカニズムなどは後述する。(3)セメンタイトなどの鉄系炭化物の析出挙動に影響し、鋼材性能に影響を及ぼす。
ばね鋼ではCおよびSi、Vのような合金元素により強度を確保しているため、固溶Nの硬化の効果は大きくない。一方、ばねの冷間加工(コイリング加工)を考慮した場合には転位の動きを抑制することで、加工部の変形を抑制し、加工部を脆化させることになるので、コイリング加工特性を低下させる。
また、請求項1での規定元素の中でVは鋼中において高温で析出物を生成する。その化学成分は高温では窒化物主体であり、冷却とともに炭窒化物、炭化物へとその形態を変化さる。したがって高温で生成した窒化物はV炭化物の析出核になりやすい。このことはパテンチングや焼き入れ過程での加熱時に未溶解炭化物を生成しやすく、さらにそれが核になるため、その大きさを成長させやすい。
さらにセメンタイトの観点からでみると、今回のような高強度ばねではその要求強度から焼戻し温度は300〜500℃で焼戻する。ばね鋼ではその特徴的な成分系から焼戻し時に生成する鉄系炭化物はε−炭化物やθ−炭化物(いわゆるセメンタイトFe3C)とその形態を複雑に変化させる。そのため鋼の延性など機械的性質に影響を与える。Nはその炭化物生成にも影響し、N量が少ないほうが350〜500℃における延性および靭性を向上させる。
本発明ではそのようなNを有害性を減じるためにN量をN≦0.007%に制限した。さらに後述するようにTiとNbのいずれか1種または2種を微量添加する。
本来N量を0.003%以下に抑制できれば、TiとNbのいずれか1種または2種を添加することなく、良好な性能を得られるが、工業的に安定して0.003%以下とするには製造コストの点で不利になる。そこであえてTiとNbのいずれか1種または2種を微量添加する。
TiまたはNbを添加すると、これらの元素が高温で窒化物を生成するために実質上の固溶窒素を低減させるため、N添加量を低減させたものと同様の効果を得ることができる。そのためN量の添加量の上限を増加させても良い。ただし、N量が0.007%を超えると、V、NbまたはTiの窒化物生成量が多くなり、結果的に未溶解炭化物が多くなったり、TiNなどの硬質介在物が増加するために靭性が低下して、疲労耐久特性やコイリング特性が低下するため、N量の上限を0.007%に制限した。
すなわちTiとNbのいずれか1種または2種を添加する場合でも、N量が多すぎたり、TiまたはNbが多すぎたりすると、やはりTiまたはNbの窒化物を生成して逆に有害になるため、TiまたはNb添加量はあえて微量にする必要がある。
そのためN量の上限は好ましくは0.005%以下、さらには0.004%以下であることが好ましい。
このような精密なN制御により、フェライトの脆化を抑制すると共に、V系窒化物の生成を抑制することで未溶解炭化物の生成と成長を抑制する。また鉄系炭化物の形態を制御することで靭性を向上できる。
すなわち、Nが0.007%を超えると、V系窒化物が生成しやすく、未溶解炭化物が多く生成したり、フェライトや炭化物の形態により鋼が脆化する。
このようにTiまたはNbを添加する場合でも熱処理などの容易性を考慮すると0.005%以下が好ましい。またN量の下限いついても少ない方が好ましいとはいうものの、製鋼工程など大気中からの混入しやすいことから、製造コストや脱窒工程での容易性を考慮すると0.0015%以上が好ましい。
Nb:0.001〜0.01%未満
Nbは窒化物、炭化物、炭窒化物を生成し、窒化物はVよりも高温で生じる。そのため、冷却時にNb窒化物を生成することで鋼中Nを消費し、V系窒化物生成を抑制できる。その結果、V系未溶解炭化物の生成を抑制できるため、焼戻し軟化抵抗や加工性を確保できる。
さらにNb系炭窒化物によるオーステナイト粒径の粗大化抑制のほかに焼戻し温度での鋼線の硬化や窒化時の表層の硬化に利用できる。しかしその添加量が多すぎると、Nb系窒化物を核とした未溶解炭化物が残留しやすくするため、多量の添加は避けるべきである。具体的にはNb添加量は0.001%未満では添加した効果がほとんど認められない。また0.01%以上では多量添加は粗大な未固溶介在物を生成し、靱性を低下させるとともに、Moと同様、過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。そのため工業的に安定した取り扱いが容易な0.01%未満とした。
図1は表1に示す化学成分の材料の衝撃値を測定した結果であり、後述する実施例の方法で熱処理したサンプルAおよびBの衝撃値を測定した結果を示す図である。図1に示すように、Nbをわずかに添加してNを制御した鋼の方が、全体的に高い衝撃値が得られていることがわかる。
Ti:0.001〜0.005%未満
本発明ではTiを添加する場合には、その添加量は0.001%以上、0.005%未満である。Tiは脱酸元素であるとともに窒化物、硫化物生成元素であるため、酸化物および窒化物、硫化物生成に影響する。したがって多量の添加は硬質酸化物、窒化物を生成しやすいために不用意に添加すると硬質炭化物を生成し、疲労耐久性を低下させる。Alと同様に特に高強度ばねにおいてはばねの疲労限度そのものよりも疲労強度のばらつき安定性を低下させ、Ti量が多いと介在物起因の破断発生率が多くなるため、その量を制御する必要があり、0.005%未満とした。
一方、Tiは溶鋼中の高温でTiNを生成するため、溶鋼中のsol.Nを低減させる働きがある。本発明ではNを制限することで、V系窒化物の生成を抑制し、さらにV系未溶解炭化物の成長を抑制することが技術のポイントである。そのため、V系窒化物生成温度以上の温度でNを消費しておけばV系窒化物およびそれを核に冷却時に成長するV系炭窒化物の成長を抑制できる。すなわちTiを添加することで実質的にVと結合するN量を低減させるため、V系窒化物の生成温度を低下し、さらにはV系未溶解炭化物を抑制できる。
したがって、Tiの多量添加はTi系未溶解炭窒化物と酸化物生成の観点から避けるべきであるが、微量の添加はV系窒化物生成温度を低めることができるため、むしろ未溶解炭化物を低減できる。その添加量は0.001%以上であり、0.001%未満ではN消費の効果が無く、V系未溶解炭化物抑制効果がなく、加工性改善効果が見られない。ただしTi添加量は0.003%以下が好ましい。
本発明鋼は上記した成分を基本成分とし、さらに鋼の性質を改善するための成分を添加することができる。即ち、さらに、W、Moの内の1種または2種を、焼戻し軟化抵抗を強化する場合に添加する。
W:0.05〜0.5%
Wは焼入れ性を向上させるだけでなく、鋼中で炭化物を生成し、強度を高める働きがあり、焼戻し軟化抵抗の付与に有効である。従って極力添加する方が好ましい。
Wは炭化物をTi、Nbなどにくらべて低温で生成するため、未溶解炭化物を生成しにくい。
また析出硬化により焼戻し軟化抵抗を付与できる。すなわち窒化やひずみ取り焼鈍においても大きく内部硬度を低下させることが無い。
その添加量が0.05%以下では効果は見られず、0.5%以上では粗大な炭化物を生じ、かえって延性などの機械的性質を損なう恐れがあるのでWの添加量を0.05〜0.5%とした。さらに熱処理の容易性などを考慮すると0.1〜0.4%が好ましい。特に圧延直後の過冷組織などの弊害を避けつつ、最大限の焼戻し軟化抵抗を得るためには0.15%以上の添加がさらに好ましい。
Mo:0.05〜0.5%
Moは焼入れ性を向上させるとともに、焼戻しや窒化温度程度の温度で炭化物として析出するため、焼戻し軟化抵抗を与えることができる。従って高温での焼戻しや工程で入れられるひずみ取り焼鈍や窒化などの熱処理を経ても軟化せず高強度を発揮させることができる。この事は窒化後のばね内部硬度の低下を抑制したり、ホットセッチングやひずみ取り焼鈍を容易にするため、最終的なばねの疲労特性を向上させることとなる。すなわち強度を制御する際の焼戻し温度を高温化させることがきる。この焼戻し温度の高温化は粒界炭化物の粒界占有面積率を低下させるのに有利である。すなわちフィルム状に析出する粒界炭化物を高温で焼き戻すことで球状化させ、粒界面積率を低減することに効果がある。またMoは鋼中ではセメンタイトとは別にMo系炭化物を生成する。特にV等に比べその析出温度が低いので炭化物の粗大化を抑制する効果がある。その添加量は0.05%以下では効果が認められない。ただしその添加量が多いと、圧延や伸線前の軟化熱処理などで過冷組織を生じ易く、割れや伸線時の断線の原因となりやすい。すなわち、伸線時にはあらかじめ鋼材をパテンチング処理によってフェライト−パーライト組織としてから伸線することが好ましい。
ただしMoは焼入れ性を大きく付与する元素であるため、添加量が多くなるとパーライト変態終了までの時間が長くなり、圧延後の冷却時やパテンチング工程では過冷組織が生じやすく、伸線時に断線の原因になったり、断線せず、内部クラックとして存在した場合には、最終製品の特性を大きく劣化させる。Moが0.5%を超えると、焼入れ性が大きくなり、工業的にフェライト−パーライト組織にすることが困難になるので、これを上限とする。圧延や伸線などの製造工程で製造性を低下させるマルテンサイト組織の生成を抑制し、工業的に安定して圧延、伸線を容易にするには0.4%以下とすることが好ましく、さらに好ましくは0.2%程度である。
さらにWおよびMoを同じく焼戻し軟化抵抗を強化する効果をもつV、Nb、Tiと比較すると、V、Nb、Tiは前述のように窒化物を生成し、さらにそれを核として炭化物を成長させやすいのに対して、WおよびMoは窒化物をほとんど生成しないため、N量の影響を受けることなく、添加して軟化抵抗を強化することが出来る。つまり、V、Nb、Tiでも軟化抵抗の強化は可能であるが、未溶解炭化物を避けつつ軟化抵抗を強化するために添加するにはおのずと添加量が制限されてしまう。従って未溶解炭化物を生成せず、さらに高い軟化抵抗を必要とする場合には窒化物を生成せず、比較的低温で炭化物を析出して、析出強化元素として機能するWまたはMoの添加が極めて有効である。
さらに、Ni、Cu、Co、Bの内の1種または2種以上を、強度と加工性を両立させる上で、炭化物制御による軟化抵抗と加工性の最適バランスが得られない場合にはマトリックス強化によって強度確保するために添加する。
Ni:0.05〜3.0%
Niは焼入れ性を向上させ、熱処理によって安定して高強度化することができる。またマトリックスの延性を向上させてコイリング性を向上させる。しかし焼入れ焼戻しでは残留オーステナイトを増加させるので、ばね成形後にへたりや材質の均一性の点で劣る。その添加量は0.05%以下では高強度化や延性向上に効果が認められない。一方、Niの多量添加は好ましくなく、3.0%以上では残留オーステナイトが多くなる弊害が顕著になるとともに、焼入れ性や延性向上効果が飽和し、コスト等の点で不利になる。
Cu:0.05〜0.5%
Cuについては、Cuを添加することで脱炭を防止することもできる。脱炭層はばね加工後に疲労寿命を低下させるため、極力少なくする努力が成されている。また脱炭層が深くなった場合にはピーリングとよばれる皮むき加工によって表層を除去する。またNiと同様に耐食性を向上させる効果もある。脱炭層を抑制することでばねの疲労寿命向上やピーリング工程の省略することができる。Cuの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は0.05%以上で発揮することができ、後述するようにNiを添加したとしても0.5%を越えると脆化により圧延きずの原因となりやすい。そこで下限を0.05%、上限を0.5%とした。Cu添加によって室温における機械的性質を損なうことはほとんどないが、Cuを0.3%を越えて添加する場合には熱間延性を劣化させるために圧延時にビレット表面に割れを生じる場合がある。そのため圧延時の割れを防止するNi添加量をCuの添加量に応じて[Cu%]<[Ni%]とすることが好ましい。Cu0.3%以下の範囲では圧延きずが生じないことから、圧延きず防止を目的としてNi添加量を規制する必要がない。
Co:0.05〜3.0%
Coは焼入れ性を低下させる場合もあるが、高温強度を向上させることができる。また炭化物の生成を阻害するため、本発明で問題となる粗大な炭化物の生成を抑制する働きがある。したがってセメンタイトを含む炭化物の粗大化を抑制できる。従って、添加することが好ましい。添加する場合、0.05%以下ではその効果が小さい。しかし多量に添加するとフェライト相の硬度が増大し延性を低下させるので、その上限を3.0%とした。この工業的には0.5%以下で安定した性能を得られる。
B:0.0005〜0.006%
Bは焼入れ性向上元素とオーステナイト粒界の清浄化に効果がある。粒界に偏析して靱性を低下させるP、S等の元素をBを添加することで無害化し、破壊特性を向上させる。その際、BがNと結合してBNを生成するとその効果は失われる。添加量はその効果が明確になる0.0005%を下限とし、効果が飽和する0.0060%を上限とした。ただしわずかでもBNが生成すると脆化させるためBNを生成しないよう十分な配慮が必要である。したがって好ましくは0.003以下であり、さらに好ましくはTi、Nb等の窒化物生成元素によってフリーのNを固定して、B:0.0010〜0.0020%にすることが有効である。
これらNi、Cu、CoおよびBは主にマトリックスのフェライト相の強化に有効である。強度と加工性を両立させる上で、炭化物制御による軟化抵抗と加工性の最適バランスが得られない場合にはマトリックス強化によって強度確保するばあいに有効な元素である。
さらに、Te、Sb、Mg、Zr、Ca、Hfの内の1種または2種以上を、さらなる高性能化、性能の安定化が求められた場合に酸化物および硫化物の形態を制御する元素として添加する。
Te: 0.0002〜0.01%
TeはMnSを球状化させる効果がある。0.0002%未満ではその効果が明確ではなく、0.01%を超えるとマトリックスの靭性を低下させ、熱間割れを生じた入り、疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著となるため、0.01%を上限とする。
Sb: 0.0002〜0.01%
SbはMnSを球状化する効果があり、0.0002%未満ではその効果が明確ではなく、0.01%を超えるとマトリックスの靭性を低下させ、熱間割れを生じた入り、疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著となるため、0.01%を上限とする。
Mg:0.0001〜0.0005%
MgはMnS生成温度よりも高い溶鋼中で酸化物を生成し、MnS生成時には既に溶鋼中に存在している。従ってMnSの析出核として用いることができ、これによりMnSの分布を制御できる。またその個数分布もMg系酸化物は従来鋼に多く見られるSi、Al系酸化物より微細に溶鋼中に分散するため、Mg系酸化物を核としたMnSは鋼中に微細に分散することとなる。従って同じS含有量であってもMgの有無によってMnS分布が異なり、それらを添加する方がMnS粒径はより微細になる。その効果は微量でも十分得られ、Mgを添加すればMnSは微細化する。しかし0.0005%を超えると硬質酸化物を生じやすくするほか、MgSなどの硫化物も生じ始め、疲労強度の低下やコイリング性の低下を招く。そこでMg添加量を0.0001〜0.0005%とした。高強度ばねに用いある場合には0.0003%以下とすることが好ましい。これらの元素は微量ではあるが、Mg系耐火物を多用することで0.0001%程度添加できる。また副原料を厳選し、Mg含有量の少ない副原料を用いることでMg添加量を制御できる。
Zr:0.0001〜0.0005%
Zrは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Mgと同様、MnSの析出核となる。それにより疲労耐久性を向上させたり、延性を増すことでコイリング性を向上させる。0.0001%未満ではその効果は見られず、また0.0005%を超えて添加しても硬質酸化物生成を助長するため、硫化物が微細分散しても酸化物起因のトラブルを生じやすくなる。また多量添加では酸化物以外にもZrN、ZrSなどの窒化物、硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので0.0005%以下とした。さらに高強度ばねに用いる場合にはこの添加量を0.0003%以下にすることが好ましい。これらの元素は微量ではあるが、副原料を厳選し、耐火物などを精密に制御することで制御可能である。
たとえば取鍋、タンディッシュ、ノズルなど溶鋼と長時間接する場合ような場所にZr耐火物が多用することにより200t程度の溶鋼に対して1ppm程度添加することができる。さらにそれを考慮しつつ規定範囲を超えないように副原料を添加すれば良い。
鋼中Zrの分析方法は測定対象鋼材の表層スケールの影響を受けない部分から2gを採取し、JIS G 1237−1997付属書3と同様の方法でサンプルを処理した後、ICPによって測定できる。その際、ICPにおける検量線は微量Zrに適するように設定する。
Ca:0.0002〜0.01%
Caは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においてはMnSを球状化させることで、疲労等の破壊起点としてのMnSの長さを抑制し、無害化することができる。その効果は0.0002%未満では明確ではなく、また0.01%を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やCaSなどの硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので0.01%以下とした。この添加量は好ましくは0.001%以下であることが好ましい。
Hf:0.0002〜0.01%
Hfは酸化物生成元素であり、MnSの析出核となる。そのため微細分散することでZrは酸化物および硫化物生成元素である。ばね鋼においては酸化物を微細に分散するため、Mgと同様、MnSの析出核となる。それにより疲労耐久性を向上させたり、延性を増すことでコイリング性を向上させる。その効果は0.0002%未満では明確ではなく、また0.01%を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、酸化物やZrN、ZrSなどの窒化物、硫化物を生成し、製造上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので0.01%以下とした。この添加量は好ましくは0.003%以下であることが好ましい。
以下に、その他の成分の好ましい含有範囲を説明する。
P:0.015%以下
P、Sについては請求項の規定には加えていないものの、制限は必要である。Pは鋼を硬化させるが、さらに偏析を生じ、材料を脆化させる。特にオーステナイト粒界に偏析したPは衝撃値の低下や水素の侵入により遅れ破壊などを引き起こす。そのため少ない方がよい。そこで脆化傾向が顕著となるP:0.015%以下とするのが好ましい。さらに熱処理鋼線の引張強度が2150MPaを超えるような高強度の場合には0.01%未満にすることが好ましい。
S:0.015%以下
SもPと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Mnによって極力その影響を小さくするが、MnSも介在物の形態をとるため、破壊特性は低下する。特に高強度鋼のでは微量のMnSから破壊を生じることもあり、Sも極力少なくすることが望ましい。その悪影響が顕著となる0.015%以下とするのが好ましい。
さらに、熱処理鋼線の引張強度が2150MPaを超えるような高強度の場合には0.01%未満にすることが好ましい。
t−O:0.0002〜0.01
鋼中には脱酸工程を経て生じた酸化物や固溶したOが存在している。しかし、この合計酸素量(t−O)が多い場合には酸化物系介在物が多いことを意味する。酸化物系介在物の大きさが小さければばね性能に影響しないが、大きい酸化物が大量に存在しているとばね性能に大きな影響を及ぼす。
酸素量が0.01%を超えて存在するとばね性能を著しく低下させるので、その上限を0.01%とするのが好ましい。また酸素が少なければ良いが0.0002%未満にしても、その効果が飽和するので、これを下限とするのが好ましい。
実用上の脱酸工程などの容易性を考慮すると0.0005〜0.005%に調整することが望ましい。
引張強度2000MPa以上
引張強度が高ければばねの疲労特性が向上する傾向にある。また窒化などの表面硬化処理を施す場合でも、鋼線の基本強度が高ければさらに高い疲労特性やへたり特性を得ることができる。一方、強度が高いとコイリング性が低下し、ばね製造が困難になる。そのため単に強度を向上させるだけでなく、同時にコイリング可能な延性を付与することが重要である。
疲労、へたり等の観点から、鋼線の強度が必要となるが、引張強度TS≧2000MPaを下限とする。さらに高強度のばねに適用する場合にはさらに高強度が望ましく、好ましくは2200MPa以上、さらに高強度ばねへの適用には2250、2300MPa以上とコイリング性を損なわない範囲で高強度化することが好ましい。
未溶解炭化物
高強度を得るためにCおよびその他MnTi、V、Nbなどいわゆる合金元素を添加するが、それらのうち窒化物、炭化物、炭窒化物を形成する元素を多量に添加した場合、未溶解炭化物が残留しやすくなる。未溶解炭化物は一般に球状であり、合金元素主体のものとセメンタイト主体のものがある。
図2に典型的な観察例を示す。図2(a)は、走査型電子顕微鏡による未溶解炭化物観察例例で、(b)は合金系未溶解炭化物XのX線による元素解析例で、(c)はセメンタイト系未溶解炭化物YのX線による元素解析例を示している。これによると鋼にはマトリックスの針状組織と球状組織の2種が認められる。一般に鋼は焼入れによって、マルテンサイトの針状組織を形成し、焼戻しによって炭化物を生成させることで強度と靭性を両立させることが知られている。しかし、本発明では図2(a)X、Yのように必ずしも針状組織だけではなく、球状組織も多く残留している場合がある。この球状組織が未溶解の炭化物であり、その分布がばね用鋼線の性能に大きく影響する。従ってここでいう未溶解炭化物とは上記の合金が窒化物、炭化物、炭窒化物を生成したいわゆる合金系球状炭化物(X)だけではなく、Fe炭化物(セメンタイト)を主成分とするセメンタイト系球状炭化物(Y)を含む。
図2(b)、(c)にSEMに取り付けたEDXによる解析例を示す。従来の発明はV、Nb等の合金元素系の炭化物だけに注目しており、その一例が図2(b)であり、炭化物中にFeピークが比較的小さく、合金ピーク(本例の場合、V)が大きいことが特徴である。この合金系炭化物(X)は厳密には窒化物との複合炭化物(いわゆる炭窒化物)になるものが多いため、ここではこれら合金系の炭化物、窒化物およびその複合した合金系球状析出物を総称して合金系球状炭化物と記す。
本発明では従来の合金元素系球状炭化物だけでなく、図2(c)に示すように、円相当径3μm以下のFe3Cとそれに合金元素がわずかに固溶した、いわゆるセメンタイト系炭化物の析出形態も重要であることを見出した。本発明のように従来鋼線以上の高強度と加工性の両立を達成する場合には3μm以下のセメンタイト系球状炭化物が多いと、加工性が大きく損なわれる。以後、このように球状かつ図2(c)に示したようなFeとCを主成分とする炭化物をセメンタイト系球状炭化物と記す。
なお、これらの結果は透過電子顕微鏡でのレプリカ法でも同様の解析結果が得られる。
これらの球状の炭化物はオイルテンパー処理や高周波処理による焼入れ焼戻しにおいて、十分に固溶されず、焼入れ焼戻し工程で球状化かつ成長または縮小した炭化物と考えられる。この寸法の炭化物は焼入れ焼戻しによる強度と靭性には全く寄与しないどころか、逆に劣化させる。すなわち鋼中Cを固定して強度の源となるべき添加Cを単に浪費し、さらに粗大化することで応力集中源にもなるため、鋼線の機械的性質を低下させる。
そこで、この検鏡面に占める合金系球状炭化物およびセメンタイト系球状炭化物に関して、これらによる弊害を排除するためには下記の規制が重要である。
円相当径0.2μm以上の占有面積率が7%以下、
円相当径0.2μm以上の存在密度が1個/μm2以下、
鋼を焼入れ焼戻ししてから冷間コイリングする場合、未溶解球状炭化物がそのコイリング特性、すなわち破断までの曲げ特性に影響する。これまで高強度を得るためにCだけでなく、Cr、V等の合金元素を多量に添加することが一般的であったが、強度が高すぎて、変形能が不足してコイリング特性を劣化させる弊害があった。その原因に鋼中に析出している粗大な炭化物が考えられる。
これらの鋼中合金系およびセメンタイト系炭化物は鏡面研磨したサンプルにピクラールや電解エッチングなどのエッチングを施すことで観察可能であるが、その寸法などの詳細な観察評価には走査型電子顕微鏡により3000倍以上の高倍率で観察する必要があり、ここで対象とする合金系球状炭化物およびセメンタイト系球状炭化物は円相当径0.2μm以上である。通常、鋼中炭化物は鋼の強度、焼戻し軟化抵抗を確保する上で不可欠ではあるが、その有効な粒径は0.1μm以下で、逆に1μmを超えるとむしろ強度やオーステナイト粒径微細化への貢献はなく、単に変形特性を劣化させるだけである。しかし従来技術ではこの重要性がそれほど認識されず、V、Nbなどの合金系炭化物にのみ注目し、円相当径3μm以下の炭化物、特にセメンタイト系球状炭化物は無害と考えられている模様である。
この合金系およびセメンタイト系炭化物は鏡面研磨したサンプルに電解エッチングし、走査型電子顕微鏡で10000倍で10視野以上を観察し、球状炭化物の占有面積率が7%を越えると加工性が極端に劣るため、これを上限とする
また、本発明で対象としている円相当径0.2μm以上の合金系およびセメンタイト系球状炭化物の場合には寸法だけでなく、数も大きな要因となる。したがってその両者を考慮して本発明範囲を規定した。すなわち円相当径径で0.2μm以上の球状炭化物の数が非常に多く、検鏡面における存在密度が1個/μm2をこえるとコイリング特性の劣化が顕著になるのでこれを上限とする。
炭化物の寸法が3μmを超えると寸法の影響がより大きくなるため、これを超えるものはないことが望ましい。
旧オーステナイト粒度番号が10番以上
焼戻しマルテンサイト組織を基本とする鋼線では旧オーステナイト粒径は炭化物と並んで鋼線の基本的性質に大きな影響をもつ。すなわち旧オーステナイト粒径が小さい方が疲労特性やコイリング性に優れる。しかし、いくらオーステナイト粒径が小さくとも上記炭化物が規定以上に多く含まれていると、その効果は少ない。一般にオーステナイト粒径を小さくするには焼入れ時の加熱温度を低くすることが有効であるが、そのことは逆に上記の未溶解球状炭化物を増加させることになる。従って炭化物量と旧オーステナイト粒径のバランスのとれた鋼線に仕上げることが重要である。ここで炭化物が上記規定を満たしている場合について旧オーステナイト粒径番号が10番未満であると十分な疲労特性やコイリング性を得られないので旧オーステナイト粒径番号10番以上とする
さらに高強度ばねに適用するにはさらに細粒の方が好ましく、11番、さらには12番以上とすることで高強度とコイリング性を両立させることが可能になる。
残留オーステナイトが15質量%以下
残留オーステナイトは偏析部や旧オーステナイト粒界やサブグレインに挟まれた領域付近に残留することが多い。残留オーステナイトは加工誘起変態によってマルテンサイトとなり、ばね成形時に誘起変態すると材料に局部的な高硬度部が生成され、むしろばねとしてのコイリング特性を低下させる。また最近のばねはショットピーニングやセッチングなど塑性変形による表面強化をおこうが、このように塑性変形を加える工程を複数含む製造工程を有する場合、早い段階で生じた加工誘起マルテンサイトが破壊ひずみを低下させ、加工性や使用中のばねの破壊特性を低下させる。また打ちきず等の工業的に不可避の変形が導入された場合にもコイリング中に容易に折損する。
さらには窒化やひずみ取り焼鈍などの熱処理においても徐々に分解することで機械的性質を変化させ、強度を低下させたりコイリング性が低下するなどの弊害をもたらす。
従って、残留オーステナイトを極力低減し、加工誘起マルテンサイトの生成を抑制することで、加工性を向上させる。具体的には残留オーステナイト量が15%(質量%)を超えると、打ち疵などの感受性が高くなり、コイリングやその他取り扱いにおいて容易に折損するため、15%以下に制限する
C、Mnなどの合金元素添加量や熱処理条件によって残留オーステナイト量は変化する。そのため、成分設計だけでなく熱処理条件の充実が重要である。
マルテンサイト生成温度(開始温度Ms点、終了温度Mf点)が低温になると、焼入れ時にかなりの低温にしなければマルテンサイトを生成せず、残留オーステナイトが残留しやすい。工業的な焼入れでは水またはオイルが用いられるが、残留オーステナイトの抑制は高度な熱処理制御が必要となる。具体的には冷却冷媒を低温に維持したり、冷却後も極力低温を維持し、マルテンサイトへの変態時間を長く確保するなどの制御が必要となる。工業的には連続ラインで処理されるため、冷却冷媒の温度は容易に100℃近くまで上昇するが、60℃以下に維持することが好ましく、さらには40℃以下と低温がより好ましい。さらにマルテンサイト変態を十分に促進するために1s以上冷却媒体内に保持する必要があり、冷却後の保持時間を確保することも重要である。
さらにこれらの炭化物等の規定に加え、炭化物の分布が他の部分に比べ、少なくなった組織を避けるべきである。具体的にはレンズマルテンサイトおよびその焼戻し組織では炭化物分布が他の部分に比べて少なく、ミクロ組織の不均質を生じるため、疲労強度および加工性に悪影響を及ぼす。
評価項目
本発明のばねへの適用性を評価するために、評価項目として引張強度、焼鈍後の硬さ、衝撃値および引張試験で測定された絞りを示す。引張強度はばねの耐久性に直結しており、強度が高いほど、その耐久性が高いことを示している。
また、引張強度測定時に同時に測定される絞りは材料の塑性変形挙動を示すものであり、ばねへの加工性(コイリング特性)の評価指標である。この絞りが大きなほど容易に加工できることを示しているが、一般に強度が高くなれば絞りは小さくなる。従来鋼の例から、この線径における評価では絞りが30%を超えると他の線径においても工業的な大量生産において障害を生じにくいことが分かっている。作成した試験片はφ13mmの素材をほぼ2200MPaを超えるように焼入れ焼戻し処理を行った後、JIS Z 2201 9号試験片により作成し、JIS Z 2241に準拠して試験を行い、その破断荷重から引張強度を算出した。
また、近年、ばねの高強度化のために表層に窒化による硬化処理を施すことが多い。窒化は窒化雰囲気ガス中でばねを400〜500℃に加熱し、数分〜1時間程度保持することで表層を硬化させる。その際、窒素が侵入しない内部は加熱されているために焼鈍されて軟化する。この軟化を抑制することが重要であるため、窒化をシミュレートした焼鈍後の硬さを軟化抵抗の評価項目とした。
さらに、素材の加工性と耐破壊特性を評価するために、シャルピー衝撃値を評価項目とした。一般に衝撃値が良好な材料は疲労特性も含む耐破壊特性も良好と考えられる。また脆い材料は加工性にも劣ることから、靭性の高い材料は加工性にも優れると考えられる。本実施例では焼入れ焼戻し後の引張強度を測定したものと同様の熱処理を施した材料のシャルピー衝撃値を測定した。シャルピー衝撃値はオーステナイト粒径の影響も受けるため、同一素材のオーステナイト粒径も測定した。
なお、シャルピー衝撃試験片はφ13mmの熱処理素材からいわゆるハーフサイズ(5×10mm断面)の素材に2mmのUノッチ加工した。
また、ばねはより細径のφ4mm程度で比較的短時間で熱処理を終了する。そのため未溶解炭化物が残留しやすく、加工性が低下させることが知られている。したがって本発明例でもパテンチングー伸線して、φ4mmとし、その伸線材を熱処理してその炭化物の分布とオーステナイト粒径を測定した。一般に、加熱温度が低く、時間が短ければオーステナイト粒径は小さくなるが、未溶解炭化物が増加する傾向にあり、両者のバランスで総合的に評価すべきである。その結果は引張強度と伸びに現れるため、この両者を評価対象とした。φ5mm以下の細径材では断面積が小さいため、塑性変形挙動は絞りよりも伸びに明確に差異が現れる。
評価材の熱処理条件などの詳細は以下に述べる。
引張試験はJISに準拠して平行部φ6mmの試験片を作成し、その引張強度と伸びを測定した。
残留オーステナイト量は焼入れ焼戻し後に鏡面研磨行い、X線により測定した。
さらに焼鈍後の硬さは熱処理後に鏡面研磨し、表面から半径の1/2の位置におけるビッカース硬さを3点測定し、その平均値を焼鈍後の硬度とした。
素材製造方法(Wire−rod)
本願発明の発明例16は2t−真空溶解炉で溶製後、圧延によってビレットを作成した。その際、発明例では1200℃以上の高温に一定時間保定した。その後いずれの場合もビレットからφ13mmに圧延した。
その他の実施例では16kg真空溶解炉で溶解後、鍛造によりφ13mm×600mmに鍛造し、その後熱処理した。その際にも同様に1200℃以上の高温に一定時間保定した後、所定の強度になるように熱処理した。
熱処理方法
評価試験片の作成には特に記述が無い場合には1200℃×15min→空冷後、950℃で10分加熱後、650℃に熱した鉛槽に投入し、さらに950℃×10min加熱後、60℃の油槽に投入して焼入れし、その後、発明例では引張強度が2200MPaを超えるように焼戻し温度を調節した。この熱処理での引張強度、絞りおよびシャルピー衝撃値を測定した。
この焼戻し温度は化学成分によって異なってくるが、本発明については引張強度2200MPa以上となるように化学成分にあわせて熱処理した。一方、比較例に関しては単に引張強度をあわせるように熱処理した。
さらに窒化を模した400℃×20minの焼鈍し、その硬度を測定することで軟化抵抗を評価した。
また、炭化物評価用のφ4mm線材では特に記述が無い場合には1200℃×15min→空冷後、切削加工によりφ10mmとし、950℃で10分加熱後、650℃に熱した鉛槽に投入した。さらにそれをφ4mmまで伸線で細径化した上で、950℃×5min加熱後、60℃の油槽に投入して焼入れし、その後、引張強度が2200MPaを超えるように焼戻し温度を調節した。また中村式回転曲げ試験で負荷サイクル数107を超えることのできる応力を疲労強度とした。
表2〜9にφ4mmで処理した場合の本発明と比較鋼の化学成分、セメンタイト系炭化物希薄域面積率、合金系/セメンタイト系球状炭化物の占有面積率、円相当径0.2〜3μmのセメンタイト系球状炭化物存在密度、円相当径3μm超のセメンタイト系球状炭化物存在密度、最大酸化物径、旧オーステナイト粒度番号、残留オーステナイト量(質量%)、その結果得られた引張強度、焼鈍後の硬さ、衝撃値および引張試験で測定された絞りを示す。即ち、表2、3に発明例No.1〜25の化学成分を、表4、5に発明例No.26〜51の化学成分を示している。表6に比較例No.52〜68、75〜77の化学成分を示している。そして、表7に発明例No.1〜25、表8に発明例26〜51のそれぞれの伸線ありと伸線なしの特性を示した。また、表9に比較例No.52〜68、75〜77の伸線ありと伸線なしの特性を示した。
比較例の解説
発明例では伸線なしの熱処理材でも衝撃値や焼鈍後の軟化抵抗、引張特性などで良好な性能を発揮し、さらに伸線後の熱処理材でも引張特性や炭化物分布などで規定内に含まれているため、良好な性能が得られているが、以下の実施例では規定から外れるために十分な性能を発揮していない。
実施例52、53ではTiおよびNbのいずれも含まない場合であり、VやCrが多量に添加されているため、窒化物を核とした未溶解炭化物が生成するため、引張試験における絞りや伸線後の伸びが低く、加工性を低下させる。
実施例54、55ではTiおよびNbを添加しているものの、Nが過多であり、窒化物を核とした未溶解炭化物が生成するため、引張試験における絞りや伸線後の伸びが低く、加工性を低下させる。
実施例56〜59ではTiを添加し、NをTiNとして固定したもの、Ti添加量が過多であり、TiNによる弊害が健在化した例である。そのため介在物分布が多くなり、その結果引張試験における絞りや伸線後の伸びが低く、加工性を低下させる。
特に実施例57は焼入れ時の加熱温度を低くすることで、数多くの未溶解炭化物を生成した場合である。
実施例60〜62ではNbを添加した例であるが、その添加量が過多であるため、未溶解炭化物が多く認められ、引張試験における絞りや伸線後の伸びが低く、加工性を低下させる。
実施例63、64ではAlが過多であるため酸化物が大きくなり、疲労特性が低下した。
実施例65、66ではV添加量が過少な場合であり、その場合には窒化を模した焼鈍後の硬度が低く、さらに旧オーステナイト粒径が粗大になる傾向があり、疲労特性が低下する。さらに実際の窒化においてはVを規定量添加した発明例に比べ、表層硬度が低かったり、同一時間の窒化時間でも窒化深さが浅くなるなど、窒化処理後の性能に差が生じた。
実施例67、68ではCr添加量が過少であり、窒化を模した焼鈍後の硬度が低かったり、窒化処理時の表面硬化層が薄くなり、疲労特性を低下させる。
実施例75〜77ではCまたはSiが規定よりも少ない場合であり、焼鈍後の引張強度を低下するため、疲労強度を確保できない例である。
Nを低減したときのNb添加の効果(焼戻し温度とシャルピー衝撃値との関係)を説明する図である。 (a)は図面代用写真で走査型電子顕微鏡による未溶解炭化物の観察例を示す写真である。(b)は合金系未溶解炭化物XのX線による元素解析例、(c)はセメントタイト系未溶解炭化物YのX線による元素解析例を示す図である。
符号の説明
X 合金系未溶解炭化物
Y セメンタイト系未溶解炭化物

Claims (4)

  1. 質量%で、
    C:0.5〜0.9%、
    Si:1.0〜3.0%、
    Mn:0.1〜1.5%、
    Cr:1.0〜2.5%、
    V:0.15超〜1.0%以下、
    Al:0.005%以下
    を含有し、
    N:0.007%以下に制限し、
    さらに、Nb:0.001〜0.01%未満、Ti:0.001〜0.005%未満の内の1種または2種を含有し、
    残部が鉄と不可避的不純物とからなることを特徴とする高強度ばね用鋼。
  2. さらに、質量%で、
    W:0.05〜0.5%、
    Mo:0.05〜0.5%
    の内の1種または2種を含有することを特徴とする請求項1記載の高強度ばね用鋼。
  3. さらに、質量%で、
    Ni:0.05〜3.0%、
    Cu:0.05〜0.5%、
    Co:0.05〜3.0%、
    B:0.0005〜0.006%
    の内の1種または2種以上
    Te:0.0002〜0.01%、
    Sb:0.0002〜0.01%、
    Mg:0.0001〜0.0005%、
    Zr:0.0001〜0.0005%、
    Ca:0.0002〜0.01%、
    Hf:0.0002〜0.01%
    の内の1種または2種以上
    を含有することを特徴とする請求項1または2記載の高強度ばね用鋼。
  4. さらに、質量%で、
    Te:0.0002〜0.01%、
    Sb:0.0002〜0.01%、
    Mg:0.0001〜0.0005%、
    Zr:0.0001〜0.0005%、
    Ca:0.0002〜0.01%、
    Hf:0.0002〜0.01%
    の内の1種または2種以上
    を含有することを特徴とする請求項1または2記載の高強度ばね用鋼。
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