JP5064060B2 - 高強度ばね用鋼線及び高強度ばね並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、自動車などの懸架ばねに好適な、高強度ばね及びその素材である高強度ばね用鋼線、並びにそれらの製造方法に関するものである。
自動車用部品の軽量化への要求から、懸架ばねなどの高強度化が求められている。懸架ばねを高強度化する上での重要な課題は、腐食疲労特性の改善である。懸架ばねは塗装を施して使用されるが、自動車走行中の小石などの飛び跳ね、ばねの線間接触などによる塗装の剥離が不可避であるため、腐食、孔食の発生は免れない。このような孔食による腐食ピットを起点として懸架ばねの疲労亀裂が発生していることから、ばね及びばね用鋼線の成分を調整し、腐食ピットを抑制する技術が報告されている（例えば、非特許文献１〜３）。
しかしながら、自動車用懸架ばねに適用される低合金鋼では、合金元素の調整によって腐食を抑制することは困難であり、腐食疲労特性を十分に改善できるほど腐食、孔食の発生を抑制することはできない。また、道路に融雪剤が散布されるような地域では懸架ばねにとっては過酷な腐食条件になるため、少量の合金元素を添加しても、腐食の抑制の効果は期待できなくなる。
したがって、懸架ばねの腐食疲労特性を改善するためには、腐食などの表面反応を制御するのではなく、鋼材の機械的性質を制御して疲労特性を向上させることが効果的であると考えられる。懸架ばねのような、焼戻しマルテンサイト組織を有する鋼材の機械的性質を制御するためには、焼戻し時に析出する析出物の制御が重要である。特にばね用鋼は比較的炭素の含有量が多いため析出する鉄炭化物も必然的に多く、また高強度を得るために比較的低温で焼き戻されるため、低温で析出する鉄炭化物の状態の変化によって鋼材の性質が大きく変化する。
このような、ばね用鋼の焼戻し過程における鉄炭化物の析出及び遷移挙動を、示差走査熱量測定（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ， ＤＳＣ）を用いて解析する方法が報告されている（非特許文献４）。しかし、鉄炭化物の析出及び遷移挙動と鋼材の機械的性質との関係については記載されていない。
また、析出物の制御による高強度ばねの遅れ破壊特性を改善する技術として、ばね用鋼線の組織を微細化し、未溶解炭化物量を制御する方法が提案されている（例えば、特許文献１、２）。この技術は水素環境下での破壊抑制、及び靭性の向上に対して有効な技術である。しかしながら、これらの方法でも腐食疲労特性の改善は不十分であり、焼戻し時に析出する微細炭化物については記載されていない。
特許第３７６４７１５号公報 特開２００６−１８３１３７号公報 中山武典ほか、「高強度懸架ばね用鋼の腐食疲労特性とその改善」、神戸製鋼技報、第４７巻、第２号、１９９７年７月、株式会社神戸製鋼所発行、ｐ．５０−５３ 木村和良ほか、「ばね鋼の腐食疲労寿命におよぼす合金元素の影響」、電気製鋼、第７５巻、第１号、２００４年１月、電気製鋼研究会、ｐ．１９−２５ 紅林豊、米口明雄、「１２００ＭＰａ級高強度ばね鋼"ＮＤ１２０Ｓ"」、電気製鋼、第７１巻、第１号、２０００年１月、電気製鋼研究会、ｐ．９５−１０１ 長尾護ほか、「ＤＳＣを用いたＳｉ添加中炭素鋼の焼戻し挙動の評価」、ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ、Ｖｏｌ．１７、２００４年、日本鉄鋼協会、ｐ３５９−３６２
本発明は以上のような課題を解決し、自動車などの懸架ばねに好適な、腐食疲労特性に優れた高強度ばね及び高強度ばね用鋼線、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
本発明は、セメンタイト（以下、単にθと示すことがある。）の析出を抑制して腐食疲労特性の劣化を抑制し、イプシロン鉄炭化物（ε炭化物という。）を析出させて高強度を達成したばね及びその素材であるばね用鋼線、更に、焼戻しの温度及び時間と鋼の成分組成の関係を適正に制御する製造方法であり、その要旨は、以下のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、さらに、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量がＴｉ≧３．５Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、５０℃から６００℃までの温度範囲を０．２５℃／ｓで昇温して示差走査熱量を測定した際に、発熱反応のピークが４５０℃以上のみに存在することを特徴とする高強度ばね用鋼線。
（２）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の高強度ばね用鋼線。
（３）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．２０％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の高強度ばね用鋼線。
（４）さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）の何れか１項に記載の高強度ばね用鋼線。
（５）上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の高強度ばね用鋼線を素材とすることを特徴とする高強度ばね。
（６）質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、さらに、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量がＴｉ≧３．５Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、５０℃から６００℃までの温度範囲を０．２５℃／ｓで昇温して示差走査熱量を測定した際に、発熱反応のピークが４５０℃以上のみに存在することを特徴とする高強度ばね。
（７）さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（６）に記載の高強度ばね。
（８）さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．２０％の一方又は双方を含有することを特徴とする上記（６）または（７）に記載の高強度ばね。
（９）さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％を含有することを特徴とする上記（６）〜（８）の何れか１項に記載の高強度ばね。
（１０）上記（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋼線を８５０〜１０００℃に加熱し、焼入れ処理を行った後、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばね用鋼線の製造方法。
１６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
・・・・（式１）
（１１）上記（６）〜（９）の何れか１項に記載の成分からなる鋼線をばね形状に冷間成形した後、８５０〜１０００℃に加熱し、焼入れ処理を行った後、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばねの製造方法。
１６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
・・・・（式１）
（１２）上記（６）〜（９）の何れか１項に記載の成分からなる鋼線を８５０〜１０００℃に加熱し、ばね形状に熱間成形した後、焼入れ処理を行い、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばねの製造方法。
１６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
・・・・（式１）
本発明の腐食疲労特性に優れた高強度ばね及び高強度ばね用鋼線並びにそれらの製造方法によれば、懸架ばねの小型化、軽量化が可能となり、自動車などの燃費改善、高性能化に大きく寄与することができるため、産業上の貢献が極めて顕著である。
本発明者らは、高強度懸架ばねの腐食疲労特性に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。即ち、
（ｉ）懸架ばねに、腐食、孔食による初期段階の小さな腐食ピットが生成すると、それを起点として疲労亀裂が発生し、進展を開始する。
（ii）懸架ばねのような高強度鋼の場合、靭性が低いと疲労亀裂が脆性的に進展し、疲労亀裂の進展速度が大きくなる。
（iii ）上記（ｉ）及び（ii）の理由により、懸架ばねのマトリックスの靭性を向上することによって、ばねの腐食疲労寿命が長くなり、腐食疲労特性が向上する。
（iv）ばね用鋼の靭性を向上させるためには、適正量のＳｉを添加することによって焼戻し脆化温度域を高温側に遷移させ、同時にＣ量を適正な範囲に低減し、更に目標とする強度を得るために低温、即ち、焼戻し脆化温度域以下で焼戻しを行うことが極めて有効である。
（ｖ）焼戻し脆化温度域以下で焼戻しを行った鋼材に析出している鉄炭化物はε炭化物であり、これにより高強度と高靭性の両立が可能である。一方、セメンタイトが析出した場合は靭性が低下する。
（vi）適正量のＣ、Ｓｉを添加し、ε炭化物を析出させた鋼材では、Ｔｉ、Ｂを添加すると更に靭性が向上する。
（vii ）示差走査熱量測定（ＤＳＣ）により、鋼中に析出している鉄炭化物の同定が可能である。
（viii）ＤＳＣで、セメンタイトへの遷移に起因する発熱反応のピークが観測される場合に高強度と高靭性の両立が可能である。一方、ＤＳＣで明瞭な発熱反応のピークが観測されない鋼材は、過剰なθの析出によって靭性が低下する。また、焼き戻しを行った鋼材で、ε炭化物の析出及びセメンタイト（θ）への遷移に起因する発熱反応のピークの両方が観測される場合は、降伏比が低く、へたり特性が劣る。
以下に、ＤＳＣによる鉄炭化物の同定の方法について説明する。ＤＳＣは、昇温時の発熱、吸熱を検出することにより、金属材料の析出挙動を評価する方法である。
焼戻し前の素材、即ち、焼入れままの鋼材に対して昇温速度を０．２５℃／ｓとしてＤＳＣ測定を行うと、図１に示したように低温側にε炭化物の析出による発熱反応のピークが、高温側にθへの遷移による発熱反応のピークが観測される。なお、この他にも残留γの分解に起因する発熱反応のピークも報告されているが、ばね鋼の場合は残留γ量が数％であり、発熱反応のピークも極めて微弱であるので考慮しなくても良い。
ε炭化物の析出、ε炭化物のθへの遷移に起因する発熱反応のピークの温度は鋼成分によって変化するが、ばね鋼のようなＳｉが１％以上添加された鋼の場合、低温側のピークは３００℃以下、高温側のピークは３００℃以上の温度域で観測される。以下では、３００℃以下で観測される、ε炭化物の析出に起因する発熱反応のピークを「第１ピーク」、３００℃以上で観測される、ε炭化物のθへ遷移の遷移に起因する発熱反応のピークを「第２ピーク」と定義する。
焼戻し後の鋼材中に析出している鉄炭化物がε炭化物のみである鋼材についてＤＳＣ測定を行うと、既にε炭化物の析出は完了しており、昇温時にε炭化物がθに遷移するので、図２に示したように、第１ピークは観測されず、第２ピークのみが観測される。このような析出状態の場合に高強度と高靭性の両立が可能である。一方、析出している鉄炭化物がθのみの焼戻し後の鋼材についてＤＳＣ測定を行うと、既にεの析出やθへの遷移が終わっているので、明瞭な析出ピークが観測されない。このような析出状態の場合には、靭性が低下する。
また、焼き戻し後、θが析出しておらず、ε炭化物の析出が不十分である鋼材は、ＤＳＣ測定を行うと、図１に示した焼入れままの鋼材と同様に、第１ピーク、第２ピークの両方が観測される。これは、例えば、適正な条件よりも低温で焼戻しを行った場合であり、焼戻しが不十分であるので降伏比が低く、へたり特性が劣るのでばねとして使用できない。
以下、本発明について詳細に説明する。
Ｃ：Ｃは高強度を得るために必要な元素であるため０．３５％以上添加することが必要である。一方、０．５０％超のＣを添加すると靭性が低下する。また、Ｃを過剰に添加すると所望の強度を得るための焼戻し温度が上昇し、セメンタイト（θ）の生成量が増加し、高強度と高靭性の両立ができなくなることがあるので、上限を０．４５％以下とすることが好ましい。
Ｓｉ：Ｓｉは鋼の強化やばねのへたり特性の向上に有効な元素であるとともに、ε炭化物がθに遷移する温度を高温側に移動させる重要な元素である。Ｓｉの添加により焼戻し脆化温度域を高温側に遷移させ、（式１）の条件で、焼戻しを行うとε炭化物の析出によって強度を上昇させ、θへの遷移を抑制して、焼戻し脆化を回避し、高強度と高靭性を両立することができる。
１６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００・・・（式１）
ここで、Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（ｓ）、〔Ｓｉ％〕：Ｓｉ含有量［質量％］である。この効果を得るためには、Ｓｉを１．００％以上添加することが必要である。一方、Ｓｉを、３．００％を超えて添加すると線材圧延や熱処理時の脱炭を助長するので、上限を３．００％にする必要がある。好適範囲は１．５０％〜２．５０％である。
Ｍｎ：Ｍｎは焼入れ性の向上に有効な元素であり、Ｓｉと共に添加するとε炭化物からθへの遷移を抑制する効果を発現する。この効果を得るには、Ｍｎを０．１０％以上添加することが必要であるが、２．００％を超えて添加すると鋳造時の中心偏析を助長し、靭性が低下する。したがって、Ｍｎ量は０．１０〜２．００％の範囲にする必要がある。なお、Ｍｎ量の好適範囲は０．１５〜１．００％である。
Ｐ、Ｓ：Ｐ及びＳは不純物であり、特にＰは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させ、靭性を低下させる元素である。Ｐ及びＳの上限は、０．０１５％以下に制限する必要がある。また、Ｐ及びＳは極力低減することが好ましく、好適な上限は０．０１０％以下である。
更に、Ｔｉ、Ｂを添加し、Ｎの上限を制限することが好ましい。
Ｔｉ：Ｔｉは鋼中のＮと結合し、ＴｉＮを析出させてＮを固定する元素であり、固溶Ｎ量の低減に寄与する。固溶Ｎ量の低減により、ＢＮの生成が防止され、Ｂの焼入れ性向上効果が得られる。鋼中のＮを固定するには、Ｔｉを３．５Ｎ以上添加することが好ましい。しかし、０．１００％超のＴｉを添加しても効果が飽和するため、上限は０．１００％以下にすれば良い。また、ＴｉＮ及びＴｉ（ＣＮ）の粗大化による靭性の低下を抑制するには、Ｔｉ量の上限を０．０４０％以下とすることが好ましい。
Ｎは不純物であり、０．０１００％以下に制限することが好ましい。また、Ｎの含有量が少ないほどＴｉの添加量を少なくすることができ、生成するＴｉＮの量も少なくなる。したがって、Ｎはできるだけ低減することが好ましく、好適な上限は０．００６０％以下である。
Ｂ：Ｂは微量の添加で鋼の焼入れ性の向上に寄与する有効な元素であり、旧オーステナイト粒界に偏析して結晶粒界を強化し、靭性を向上する効果も有する。特に、Ｂは、本発明の範囲のＣ量、Ｓｉ量を含有する鋼に添加した場合、更に靭性が向上する効果があるため０．００１０％以上添加することが好ましい。一方、Ｂを０．０１００％を超えて添加してもその効果は飽和する。Ｂ量の好適範囲は０．００１０〜０．００３０％である。なお、Ｂの添加の効果を得るためには、固溶Ｎ量を低減させてＢＮの生成を防止することが好ましい。したがって、Ｎ量の制限と、Ｔｉの添加は極めて有効である。
更に、焼入れ性の向上に寄与するＭｏ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの１種又は２種以上を選択的に含有させても良い
Ｍｏ：Ｍｏは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｍｏの含有量は０．０５〜１．００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
Ｃｒ：Ｃｒは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．５０％超を添加すると靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒの含有量は０．０５〜１．５０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．８０％である。
Ｎｉ：Ｎｉは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると合金添加コストが大きくなり経済性を損なうことがある。したがって、Ｎｉの含有量は０．０５〜１．００％と範囲することが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
Ｃｕ：Ｃｕは、焼入れ性向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、１．００％超を添加すると熱間延性が低下し、連続鋳造や熱間圧延時の割れ、キズなどの発生を助長し、鋼の製造性を損なうことがある。したがって、Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．００％の範囲にすることが好ましく、好適な範囲は０．１０〜０．５０％である。
更に、オーステナイト結晶粒の微細化に寄与する、Ｎｂ、Ｖの一方又は双方を含有させても良い。
Ｎｂ：Ｎｂは、組織の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０１０％以上添加することが好ましいが、０．１００％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｎｂの含有量は、０．０１０〜０．１００％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．０１５〜０．０４０％である。
Ｖ：Ｖは、組織の微細化による靭性の向上の効果を得るために、０．０５％以上添加することが好ましいが、０．２０％を超えて添加してもその効果は飽和する。したがって、Ｖの含有量は、０．０５〜０．２０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．１０〜０．１５％である。
ばね及びばね用鋼線の表面に脱炭を生じると疲労強度が低下することがあるため、脱炭を抑制するためにＳｂを添加しても良い。
Ｓｂ：Ｓｂは、鋼材の表面に偏析して熱間圧延加熱時、圧延後冷却時、焼入れ加熱時などに生じる脱炭を抑制する元素である。脱炭抑制の効果を得るためには、Ｓｂを０．００１％以上添加することが好ましいが、０．０５０％を超えて添加すると熱間加工性、及び冷間加工性が劣化することがある。したがって、Ｓｂの含有量は、０．００１〜０．０５０％の範囲とすることが好ましく、より好適な範囲は０．００２〜０．０２０％である。
本発明では、Ａｌの量を規定していないが、脱酸元素としてＡｌを添加しても良い。Ａｌは、窒化物を形成してオーステナイト結晶粒を微細化する元素でもあり、組織の微細化を通じて靭性の向上に寄与する。Ａｌを脱酸に用いた場合は、通常、０．０１０〜０．１００％を含有する。また、Ａｌ系介在物の生成を抑制したい場合は、Ａｌを添加せず、Ｓｉ、Ｍｎなどによって脱酸しても良い。
鉄炭化物：腐食疲労特性に優れた高強度ばね用鋼、高強度ばねを得るには、ε炭化物を生成させ、セメンタイト（θ）への遷移を抑制することが必要である。ε炭化物は、θと比較して微細な鉄炭化物であり、強度の向上に極めて有効であるとともに、靭性への悪影響が少ない。本発明の、適正な焼戻しを行った高強度ばね用鋼、高強度ばねは、ε炭化物を有し、θへの遷移が抑制されており、腐食疲労特性が良好である。
本発明の高強度ばね及び高強度ばね用鋼の鉄炭化物は、以下に説明する示差走査熱量測定によって同定することができる。
示差走査熱量測定：示差走査熱量測定においては、昇温速度が重要である。本発明の高強度ばね及び高強度ばね用鋼の鉄炭化物の同定は、昇温速度を０．２５℃／ｓとして行う。この昇温速度で、５０℃から６００℃までの範囲を測定したときに、本発明の高強度ばね及び高強度ばね用鋼は、図２に示したように、４５０℃以上で第２ピークのみの発熱反応が見られる。この場合、ＤＳＣ測定中に鋼中のε炭化物がセメンタイトに遷移していると判断することができる。即ち、観測される発熱ピークの温度が４５０℃以上のみの場合には、鋼中に既に十分なε炭化物が生成しており、θへの遷移は抑制されているため、高強度と高靭性が両立できる。
一方、明瞭な発熱反応を示さない場合は、θへの遷移が完了していると判断される。この場合は、鋼中に過剰なθを生成しているため、ばね及びばね用鋼の靭性が著しく低下する。
また、第２ピークの温度は鋼の成分組成、特にＳｉ量によって変化する。Ｓｉ量が少ない場合は、４５０℃未満に第２ピークが存在することがあり、焼戻しでθに遷移し易い。４５０℃未満に第２ピークが存在する鋼は、焼戻し後、θが過剰に生成するため、靭性が低下する。なお、第２ピークの温度が４５０℃未満である鋼は、焼戻しを適正な条件で行っても、一部のε炭化物がθに遷移しているので、第２ピークの温度が４５０℃以上の鋼と比較すると、第２ピークの高さが低くなる。
焼入れままの鋼材やε炭化物の生成が不十分である場合は、図１に示したように、第１ピークと第２ピークの発熱反応を示す。そのため、ε炭化物の析出反応に伴う発熱反応のピークとε炭化物がθに遷移する際の発熱反応のピークの両方を示す場合は、焼き戻しが不十分であり、ε炭化物の析出が不十分であるため、降伏比が低下する。
焼入れ条件：ばね及びばね用鋼線の焼入れの加熱温度は、組織をオーステナイト化するために８５０℃以上とするが、１０００℃を超えるとオーステナイト結晶粒の粗大化を招く。したがって、焼入れの加熱温度を８５０〜１０００℃の範囲にする必要がある。好適な範囲は９００℃〜９９０℃である。なお、加熱の方法は炉加熱、高周波誘導加熱などで良く、加熱時間は通常、５〜３６００ｓ程度である。ばね用鋼線を加熱して熱間でばね形状に成形し、焼入れの冷却を行っても良い（いわゆる熱間成形ばね）。焼入れ冷却の方法は油冷、水冷などで良く、焼入れによって、マルテンサイト主体の組織を得る。
焼戻し条件：焼入れ後、高強度と高靭性を両立するため、（式１）の条件で、焼戻しを行う。
１６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００・・・（式１）
ここで、Ｔ：焼戻し温度（Ｋ）、ｔ：焼戻し時間（ｓ）、〔Ｓｉ％〕：Ｓｉ含有量［質量％］である。
（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）が１６０００未満の場合は焼戻しが不十分で降伏比が低く、ばねのへたり特性が低下し、２３０００を超える場合はセメンタイト（θ）が析出して靭性が低下する。なお、式中のＳｉの含有量の項は、Ｓｉの持つε炭化物からθへの遷移を高温、長時間側に移動させる効果を考慮したものである。焼戻し条件の好適範囲は、
１８０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２２０００
である。なお、焼戻し後の冷却は、空冷、水冷のどちらでも良く、特に規定しない。
なお、熱間でばね成形を行わず、直棒のままで焼入れ・焼戻しを行ったばね用鋼線を、冷間でばね成形し、続いて歪み取り焼鈍を行っても良い。熱間成形、冷間成形によって製造されたばねは、共にショットピーニング、塗装、セッチングなどの工程を経て、懸架ばねとして使用される。
以下に、実施例により本発明をさらに説明する。
表１に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延工程を経て１６２ｍｍ角の圧延素材とした。次に熱間圧延によって直径が１３ｍｍの線材形状とした。必要に応じて焼鈍を施した後、冷間引き抜きを行い、その後所定の長さに切断して直棒とした。
次に、加熱炉で９８０℃に加熱して３０分保持し、続いて熱間で直棒をドラムに巻きつけることによって所定のばね形状に成形し、その後直ちに油中へ投入し、焼入れを行った。また、引張試験片、シャルピー衝撃試験片を採取するための材料は、ばね形状に成形せず、直棒のまま焼入れを行った。
次に、ばね形状材、直棒材に対して表２に示す条件で焼戻しを行った。焼戻しの加熱方法は炉加熱、又は高周波誘導加熱とした。焼戻しを行った直棒から平行部の直径が８ｍｍの引張試験片、及びＪＩＳ Ｚ ２２４２に準拠してＵノッチ試験片（サブサイズ、幅５ｍｍ）を作製し、それぞれ引張試験、シャルピー衝撃試験に供した。
引張試験では引張強さ、０．２％耐力を測定し、降伏比を求めた。懸架ばねとして好適な引張強さ及び降伏比は、それぞれ、１８００ＭＰａ以上及び０．８５以下とした。これを満足すれば、懸架ばねとして使用する際に、強度及びへたり特性が良好である、と判定した。シャルピー衝撃試験の試験温度は２０℃とした。また、衝撃値が７５Ｊ／ｃｍ2以上のものを良好とし、これにより、腐食疲労特性が改善されると判定した。
また、ばね形状材から示差走査熱量測定用の試験片（長さ３×幅３×厚さ１ｍｍ）を採取した。示差走査熱量の測定条件は雰囲気ガス：Ｎ2（３０ｍｌ／分）、測定温度範囲：５０〜６００℃、セル：アルミニウム製、リファレンス：α−Ａｌ2Ｏ3とし、昇温速度を０．２５℃／ｓとしてＤＳＣ曲線を測定し、発熱ピーク頂点の温度を求めた。これらの試験結果を表２にまとめて示した。なお、表２のＤＳＣ発熱ピークが「−」のものは、明瞭なピークが見られないことを意味する。また、直棒材をばね形状に冷間成形した後、同様の機械試験及びＤＳＣ曲線の測定を行い、表２に示す結果と同等の特性が得られることを確認した。
表２に示したように、本発明の製造Ｎｏ．１〜４、９〜１０の鋼材は、比較例に比べて靭性、及び懸架ばねとしての特性に優れている。一方、製造Ｎｏ．１１はＣ量が本発明の範囲を超えているので高い衝撃値が得られない。製造Ｎｏ．１２はＣ量が本発明の範囲に満たないので焼入れのままで引張強さが低くなり、懸架ばねとしての引張強さを得ることができない。製造Ｎｏ．１３〜１５はＳｉ量が本発明の範囲に満たないため、第２ピークの温度が低く、鋼中にθが生成しており、高い衝撃値が得られない。
製造Ｎｏ．１６はＭｎ量が本発明の範囲を超えているため高い衝撃値が得られない。Ｎｏ．１７及び１９は焼戻し温度が高く、焼戻し条件が本発明の範囲を超えているため、セメンタイトが析出し、ＤＳＣの発熱ピークが明瞭ではなく、高い衝撃値が得られない。製造Ｎｏ．１８は、焼戻し温度が低く、焼戻し条件が本発明の範囲に達していないため焼戻しが不十分であり、ε炭化物の生成が不十分であるため、３００℃未満にも発熱ピークを生じ、降伏比が低く、懸架ばねとしては使用できない。
Figure 0005064060
Figure 0005064060
実施例１と同様にして熱間圧延した、表１に示した鋼Ｎｏ．Ａ及びＪの、直径１３ｍｍの線材を用いて、Ｓｂ添加による脱炭抑制効果を評価した。線材を矯直後、外周切削によって初期表層の影響を除去し、１２φの丸棒試験片とした。試験片を８７０℃に加熱後３０分保持し、続いて７５０℃の炉に移し、６０分保持した後空冷した。熱処理は全て大気中で行った。この熱処理条件は非常に脱炭を生じやすい熱処理条件である。熱処理を行った後、丸棒試験片のＣ断面を切断、研磨、ナイタール腐食を行い、表層の脱炭層の深さを測定した。
結果を表３に示す。鋼ＡはＳｂを添加していないものであり、鋼Ｊは鋼Ａとほぼ同一の成分であるが、Ｓｂを添加したものである。表３から明らかなように、Ｓｂ添加により脱炭層の深さが半分以下になっており、脱炭が抑制されていることがわかる。
Figure 0005064060
焼入れ後、焼戻し前の試験片の示差走査熱量測定結果の一例である。 焼戻し後の試験片の示差走査熱量測定結果の一例である。

Claims (12)

  1. 質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、さらに、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量がＴｉ≧３．５Ｎを満足し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり，５０℃から６００℃までの温度範囲を０．２５℃／ｓで昇温して示差走査熱量を測定した際に、発熱反応のピークが４５０℃以上のみに存在することを特徴とする高強度ばね用鋼線。
  2. さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％のうちの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に記載の高強度ばね用鋼線。
  3. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．２０％の一方又は双方を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度ばね用鋼線。
  4. さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項１〜３の何れか１項に記載の高強度ばね用鋼線。
  5. 請求項１〜４の何れか１項に記載の高強度ばね用鋼線を素材とすることを特徴とする高強度ばね。
  6. 質量％で、Ｃ：０．３５〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．１０〜２．００％を含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１５％以下に制限し、さらに、Ｔｉ：０．１００％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％を含有し、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、ＴｉとＮの含有量がＴｉ≧３．５Ｎを満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり，５０℃から６００℃までの温度範囲を０．２５℃／ｓで昇温して示差走査熱量を測定した際に、発熱反応のピークが４５０℃以上のみに存在することを特徴とする高強度ばね。
  7. さらに、質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｃｒ：０．０５〜１．５０％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％のうちの１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項６に記載の高強度ばね。
  8. さらに、質量％で、Ｎｂ：０．０１０〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．２０％の一方又は双方を含有する含有することを特徴とする請求項６または７に記載の高強度ばね。
  9. さらに、質量％で、Ｓｂ：０．００１〜０．０５０％を含有することを特徴とする請求項６〜８の何れか１項に記載の高強度ばね。
  10. 請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋼線を８５０〜１０００℃に加熱し、焼入れ処理を行った後、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばね用鋼線の製造方法。
    １６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
    ・・・・（式１）
  11. 請求項６〜９の何れか１項に記載の成分からなる鋼線をばね形状に冷間成形した後、８５０〜１０００℃に加熱し、焼入れ処理を行った後、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばねの製造方法。
    １６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
    ・・・・（式１）
  12. 請求項６〜９の何れか１項に記載の成分からなる鋼線を８５０〜１０００℃に加熱し、ばね形状に熱間成形した後、焼入れ処理を行い、焼戻し温度Ｔ［Ｋ］、焼戻し時間ｔ［ｓ］及びＳｉの含有量［質量％］が下記（式１）を満足する条件で、焼戻し処理を行うことを特徴とする高強度ばねの製造方法。
    １６０００≦（Ｔ−４０×〔Ｓｉ％〕）×（３１．７＋ｌｏｇｔ）≦２３０００
    ・・・・（式１）
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