JP5520591B2 - 高疲労強度板ばね用鋼及び板ばね部品 - Google Patents
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Description
本発明は、高強度ショットピーニング処理を施した板ばねにおいて安定した優れた疲労強度を示すことができ、かつ高強度での靱性及び水素脆化特性に優れた高疲労強度板ばね用鋼及びこれからなる板ばね部品に関する。
自動車用の懸架ばねとしては、板ばねや、丸棒を素材としたばねでねじり応力が負荷されるばね（トーションバー、スタビライザ、（太径）コイルばね等。以下、適宜、丸棒ばねという。）が使用されている。コイルばねは一般的に乗用車に多く使用されており、板ばねはトラックに多く使用されている。この板ばねや丸棒ばねは、自動車の足廻り部品の中では重量的に大きい部品の中の１つであり、従来から軽量化のために高強度化の検討が継続して続けられている部品である。
この高強度化においては疲労強度の向上が特に重要であり、そのための対策の一つとして、材料の高硬度化がある。
この高強度化においては疲労強度の向上が特に重要であり、そのための対策の一つとして、材料の高硬度化がある。
ところが、丸棒ばねでも板ばねでも、高硬度化により引張強さを高めると通常環境では疲労強度向上に効果があるが、腐食環境下においては逆に疲労強度が大幅に低下することが知られている。そのため、単純に高硬度化して引張強さを高めるという対策では、問題が解決できないことが、従来の開発において最も大きな課題であった。また、通常、板ばねや丸棒ばねは、塗装して用いられるが、地面に近い部分に取り付けて使用されるため、運転中に石などが当たって表面の塗装が損傷し、そこから腐食が進行して、折損に到る可能性がある。また、冬季には路面凍結を防止するために、腐食の原因となる融雪剤がまかれる場合がある。
このような理由から、高硬度化しても腐食疲労強度が低下しにくい鋼材の開発が強く望まれていた。
このような理由から、高硬度化しても腐食疲労強度が低下しにくい鋼材の開発が強く望まれていた。
腐食環境下での強度、特に疲労特性の低下は、従来から様々な研究が行われており、腐食反応の進行とともに発生する水素が、鋼中に侵入し、その水素によって材料が脆化することが原因であることが、多数の文献等によって明らかにされてきている。そして、そのための対策として、例えば特許文献１〜３に示されるような技術が報告されている。
しかしながら、水素脆性対策として提案されている従来のばね鋼は、上記した特許文献等のように、大部分が弁ばねや懸架ばね等のコイルばね、スタビライザーやトーションバー等の丸棒を素材とした丸棒ばねへの適用を前提としたものであり、板ばねへの適用を前提とするばね鋼の開発はほとんどなされていなかった。
したがって、丸棒ばねでは顕著に生じないが板ばねでは顕著に生じる板ばね特有の問題を解決できる最適な成分系とはなっていなかった。
したがって、丸棒ばねでは顕著に生じないが板ばねでは顕著に生じる板ばね特有の問題を解決できる最適な成分系とはなっていなかった。
特に、最近、板ばねにおいては、疲労強度向上のため、例えば１５０〜３５０℃の温度域で、かつ板ばねに曲げ歪を付与して曲げ応力が負荷された状態でショットピーニングを行うという試みがなされている（以下、この処理を適宜「高強度ショットピーニング」と記す））。この高強度ショットピーニングは、板ばねの疲労強度向上に効果を上げているが、この処理を行った板ばねについて疲労試験を行ったところ、一部の板ばねにおいて十分に寿命向上効果が得られない場合があることがわかった。
また、板ばねにおいては、丸棒ばねの素材と比較して最終製品の断面積がかなり大きいため、棒鋼や線材等からなる丸棒ばねに比較して圧延後の冷却速度が小さくなると共に、圧延による断面積の減少率も小さいため、脱炭が最終製品に残りやすいという点を考慮する必要がある。
さらに、板ばねにおいては、丸棒ばねと共通の課題である耐水素脆性の向上や高硬さ域での靱性向上も含めて解決する必要があり、その点について考慮した上で最適な板ばね用鋼を提供する必要がある。
さらに、板ばねにおいては、丸棒ばねと共通の課題である耐水素脆性の向上や高硬さ域での靱性向上も含めて解決する必要があり、その点について考慮した上で最適な板ばね用鋼を提供する必要がある。
本発明は、かかる問題点を解決するためになされたものであって、高強度化のために硬さを高め、水素脆化が問題となる硬さ領域においても優れた靱性を確保することができ、高強度ショットピーニングにより確実に寿命向上を図ることができる高疲労強度板ばね用鋼及び板ばね部品を提供しようとするものである。
本願発明者らは、高強度ショットピーニング処理を行った場合に、一部の板ばねに早期折損が生じる原因について鋭意研究を行った結果、早期折損が起こる板ばねにおいて、破壊の起点は、疲労試験中に最も応力が高くなる表面ではなく内部にあり、内部起点に粗大なベイナイト組織の存在を確認し、このベイナイト組織が寿命低下の原因になっていると考えられることを見出した。そして、後述のごとくＴｉ／Ｎ≧１０の条件を満足するようにＴｉを０．０７〜０．１５％の範囲で積極的に添加するすることにより、ベイナイト組織の発生を抑制でき、その結果高強度ショットピーニング処理を行った倍でも安定して優れた疲労寿命が得られることを見出した。
また、本願発明者らは、後述の通り、板ばね製造時においてもフェライト脱炭が生じ難く、かつ高硬度域で優れた特性を確保できる成分系を見出した。上述したＴｉ添加と組み合わせて対策を実施することにより、高硬度域で優れた疲労寿命を安定して確保できる板ばね部品を製造できることを見出し、本願発明を完成させた。
また、本願発明者らは、後述の通り、板ばね製造時においてもフェライト脱炭が生じ難く、かつ高硬度域で優れた特性を確保できる成分系を見出した。上述したＴｉ添加と組み合わせて対策を実施することにより、高硬度域で優れた疲労寿命を安定して確保できる板ばね部品を製造できることを見出し、本願発明を完成させた。
すなわち、本発明の一態様は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼にある。
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼にある。
本発明の他の態様は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼にある。
さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼にある。
本発明の他の態様は、上記各高疲労強度板ばね用鋼を用いて成形されたことを特徴とする板ばね部品にある。
上記高疲労強度板ばね用鋼は、上記特定組成を有している。
特に、Ｔｉ及びＴｉ／Ｎの範囲を上記のごとく規定しているため、微細なＴｉＣを析出させ、焼入加熱時に微細なオーステナイト結晶粒を得ることができる。そのため、上記板ばね用鋼においては、焼入焼戻し時に発生しうる粗大なベイナイトの生成を抑制することができる。それ故、上記板ばね用鋼は、これを用いて高強度ショットピーニング処理を施した板ばね部品を作製しても、粗大なベイナイトを起点とする早期折損を防止することができ、優れた疲労強度を発揮することができる。
特に、Ｔｉ及びＴｉ／Ｎの範囲を上記のごとく規定しているため、微細なＴｉＣを析出させ、焼入加熱時に微細なオーステナイト結晶粒を得ることができる。そのため、上記板ばね用鋼においては、焼入焼戻し時に発生しうる粗大なベイナイトの生成を抑制することができる。それ故、上記板ばね用鋼は、これを用いて高強度ショットピーニング処理を施した板ばね部品を作製しても、粗大なベイナイトを起点とする早期折損を防止することができ、優れた疲労強度を発揮することができる。
また、微細なＴｉＣは、水素トラップサイトとなりうる。そのため、鋼中に水素が侵入しても水素脆化が起こり難くなり、上記板ばね用鋼は優れた耐水素脆化特性を示すことができる。
また、上記板ばね用鋼においては、上記のごとく、Ｃ含有率を比較的低くしながら脱炭量の増加に問題が生じない上記特定範囲でＳｉを含有させることにより、焼もどし軟化抵抗を高め、より高い温度での焼き戻しを可能にする。さらに、Ｔｉ及びＢを必須成分として添加することにより、耐水素脆性を高めると共に粒界強度の向上を図っている。
その結果、高硬度域において、優れた靱性を示すことができる。特に、ＨＶ５１０以上の高硬度域においてはその効果が顕著になる。
また、上記板ばね用鋼においては、上記のごとく、Ｃ含有率を比較的低くしながら脱炭量の増加に問題が生じない上記特定範囲でＳｉを含有させることにより、焼もどし軟化抵抗を高め、より高い温度での焼き戻しを可能にする。さらに、Ｔｉ及びＢを必須成分として添加することにより、耐水素脆性を高めると共に粒界強度の向上を図っている。
その結果、高硬度域において、優れた靱性を示すことができる。特に、ＨＶ５１０以上の高硬度域においてはその効果が顕著になる。
このように、高強度化のために硬さを高め、水素脆化が問題となる硬さ領域においても優れた靱性を確保することができ、高強度ショットピーニングにより確実に寿命向上を図ることができる高疲労強度板ばね用鋼を提供することができる。
また、上記板ばね部品は、上記高疲労強度板ばね用鋼を用いて成形されたものである。具体的には、上記板ばね部品は、上記板ばね用鋼をばね形状に成形し、焼入及び焼戻しを行って作製することができる。
上記板ばね部品は、上記高疲労強度板ばね用鋼を用いているため、高強度化のために硬さを高め、水素脆化が問題となる硬さ領域においても優れた靱性を確保することができ、高強度ショットピーニングにより確実に寿命向上を図ることができる。
特に、ＨＶ５１０以上の高硬度域においては、靱性の向上効果が顕著になる。
上記板ばね部品は、上記高疲労強度板ばね用鋼を用いているため、高強度化のために硬さを高め、水素脆化が問題となる硬さ領域においても優れた靱性を確保することができ、高強度ショットピーニングにより確実に寿命向上を図ることができる。
特に、ＨＶ５１０以上の高硬度域においては、靱性の向上効果が顕著になる。
本発明の板ばね用鋼は、上記のごとく、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮを上記特定の組成範囲で含有する。
以下、各成分毎に含有率の範囲を限定した理由について説明する。
以下、各成分毎に含有率の範囲を限定した理由について説明する。
Ｃ：０．４０〜０．５４％
Ｃは、焼入焼戻し処理後に十分に優れた強度及び硬さを確保するために不可欠な元素である。
Ｃの含有率が０．４％未満の場合には、ばねとしての強度が不十分になるおそれがある。また、Ｃ含有率が低下すると、高硬度、特にＨＶ５１０以上の硬さを得るのに低い温度での焼き戻しを行わなければならなくなる。その結果、水素脆化強度比が低くなり、水素脆化が起こりやすくなるおそれがある。
一方、０．５４％を越える場合には、高硬度域における靱性が、Ｔｉ、Ｂを添加しても低下傾向になると共に、水素脆化が起こりやすくなるおそれがある。靱性を特に向上させるためには、上限を０．５０％未満とすることがが好ましい。
Ｃは、焼入焼戻し処理後に十分に優れた強度及び硬さを確保するために不可欠な元素である。
Ｃの含有率が０．４％未満の場合には、ばねとしての強度が不十分になるおそれがある。また、Ｃ含有率が低下すると、高硬度、特にＨＶ５１０以上の硬さを得るのに低い温度での焼き戻しを行わなければならなくなる。その結果、水素脆化強度比が低くなり、水素脆化が起こりやすくなるおそれがある。
一方、０．５４％を越える場合には、高硬度域における靱性が、Ｔｉ、Ｂを添加しても低下傾向になると共に、水素脆化が起こりやすくなるおそれがある。靱性を特に向上させるためには、上限を０．５０％未満とすることがが好ましい。
また、本願発明においては、Ｃ含有率を上記特定範囲に制限しつつ、Ｔｉ及びＢを含有している。そのため、上記ばね用鋼は、硬度と靱性をより高いレベルで兼ね備えることができる。
即ち、通常、低硬度域においてはＣ含有率が低い方が靱性は大きくなる。しかし、本発明の対象としているばね部品は、高硬度（好ましくはＨＶ５１０以上）を狙いとするため、Ｃ含有率が０．４０％台の場合には高硬度を得るために焼き戻し温度を低くする必要が生じ、低温焼き戻し脆性域になる可能性が高くなる。その結果、Ｃ含有率が０．５０％台の場合に比べてかえって靱性が低下するという逆転現象が生じてしまう。しかし、本発明のように、Ｔｉ、Ｂの両方を必須成分として添加することにより、０．４０％台というばね用鋼としては低いＣ含有率にしても高硬度域における靱性が向上し、Ｃ含有率が０．５４％を超える場合と比較してさらに靱性を向上させることができる。特に、Ｃ含有率を０．５０％未満とした場合に靱性の向上効果が顕著になる。
即ち、通常、低硬度域においてはＣ含有率が低い方が靱性は大きくなる。しかし、本発明の対象としているばね部品は、高硬度（好ましくはＨＶ５１０以上）を狙いとするため、Ｃ含有率が０．４０％台の場合には高硬度を得るために焼き戻し温度を低くする必要が生じ、低温焼き戻し脆性域になる可能性が高くなる。その結果、Ｃ含有率が０．５０％台の場合に比べてかえって靱性が低下するという逆転現象が生じてしまう。しかし、本発明のように、Ｔｉ、Ｂの両方を必須成分として添加することにより、０．４０％台というばね用鋼としては低いＣ含有率にしても高硬度域における靱性が向上し、Ｃ含有率が０．５４％を超える場合と比較してさらに靱性を向上させることができる。特に、Ｃ含有率を０．５０％未満とした場合に靱性の向上効果が顕著になる。
Ｓｉ：０．４０〜０．９０％
Ｓｉは、焼き戻し軟化抵抗を高める効果を有し、高硬度を狙う場合でもより高い焼き戻し温度への設定を可能にする。その結果、高強度及び高靱性を確保すると共に、水素による脆化を防止して、腐食疲労強度の改善を可能にする元素である。
Ｓｉの含有率が０．４０％未満の場合には、焼き戻し温度を低くしないと狙いの硬さが得られなくなり、靱性を十分に向上できなくなるおそれがある。また、この場合には、水素脆化を十分に抑制することができなくなるおそれがある。一方、０．９０％を超える場合には、丸棒を素材とするばねに比べて断面積が大きく、圧延後の冷却速度が小さくなる板ばね用鋼においてはフェライト脱炭を助長させ、疲労強度の低下の原因となる。
また、靱性をより向上できるという観点から、Ｓｉ含有率は０．５０％を超えて含有させることが好ましい。
Ｓｉは、焼き戻し軟化抵抗を高める効果を有し、高硬度を狙う場合でもより高い焼き戻し温度への設定を可能にする。その結果、高強度及び高靱性を確保すると共に、水素による脆化を防止して、腐食疲労強度の改善を可能にする元素である。
Ｓｉの含有率が０．４０％未満の場合には、焼き戻し温度を低くしないと狙いの硬さが得られなくなり、靱性を十分に向上できなくなるおそれがある。また、この場合には、水素脆化を十分に抑制することができなくなるおそれがある。一方、０．９０％を超える場合には、丸棒を素材とするばねに比べて断面積が大きく、圧延後の冷却速度が小さくなる板ばね用鋼においてはフェライト脱炭を助長させ、疲労強度の低下の原因となる。
また、靱性をより向上できるという観点から、Ｓｉ含有率は０．５０％を超えて含有させることが好ましい。
Ｍｎ：０．４０〜１．２０％
Ｍｎは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要不可欠な元素である。
Ｍｎの含有率が０．４０％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保することが困難になるおそれがある。一方、１．２０％を超える場合には、焼入性が過剰になり、焼割れが発生し易くなるおそれがある。
Ｍｎは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要不可欠な元素である。
Ｍｎの含有率が０．４０％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保することが困難になるおそれがある。一方、１．２０％を超える場合には、焼入性が過剰になり、焼割れが発生し易くなるおそれがある。
Ｃｒ：０．７０〜１．５０％
Ｃｒは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要不可欠な元素である。
Ｃｒの含有率が０．７０％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性及び焼戻し軟化抵抗性を確保することが困難になるおそれがある。一方、１．５０％を超える場合には、焼入性が過剰になり、焼割れが発生し易くなるおそれがある。
Ｃｒは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要不可欠な元素である。
Ｃｒの含有率が０．７０％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性及び焼戻し軟化抵抗性を確保することが困難になるおそれがある。一方、１．５０％を超える場合には、焼入性が過剰になり、焼割れが発生し易くなるおそれがある。
Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％
Ｔｉは、水素のトラップサイトとなりうるＴｉＣとなって鋼中に存在し、耐水素脆性を向上させる効果がある。また、鋼中のＣと共に微細なＴｉＣを形成し、焼入焼戻し組織を微細化し、粗大ベイナイトの生成を抑制することができる。また、Ｎと結合してＴｉＮとなることにより、ＢＮの生成を抑制し、Ｂを添加することによる後述の効果が得られなくなることを防止する効果がある。
Ｔｉの含有率が０．０７０％未満の場合には、Ｔｉ添加による上述の効果が十分に得られなくなるおそれがある。一方、０．１５％を超える場合には、ＴｉＣが粗大化し易くなるおそれがある。
Ｔｉは、水素のトラップサイトとなりうるＴｉＣとなって鋼中に存在し、耐水素脆性を向上させる効果がある。また、鋼中のＣと共に微細なＴｉＣを形成し、焼入焼戻し組織を微細化し、粗大ベイナイトの生成を抑制することができる。また、Ｎと結合してＴｉＮとなることにより、ＢＮの生成を抑制し、Ｂを添加することによる後述の効果が得られなくなることを防止する効果がある。
Ｔｉの含有率が０．０７０％未満の場合には、Ｔｉ添加による上述の効果が十分に得られなくなるおそれがある。一方、０．１５％を超える場合には、ＴｉＣが粗大化し易くなるおそれがある。
Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
Ｂは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要な元素であるが、さらに粒界強度の向上にも効果がある。
Ｂの含有率が０．０００５％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性の確保及び粒界強度の向上が困難になるおそれがある。また、Ｂは、極めて少量の含有で効果を得られる元素であり、多量に含有させてもその効果が飽和する。よって、Ｂ含有率の上限は上述のごとく０．００５０％とすることができる。
Ｂは、板ばね用鋼として必要な焼入性を確保するために必要な元素であるが、さらに粒界強度の向上にも効果がある。
Ｂの含有率が０．０００５％未満の場合には、板ばね用鋼として必要な焼入性の確保及び粒界強度の向上が困難になるおそれがある。また、Ｂは、極めて少量の含有で効果を得られる元素であり、多量に含有させてもその効果が飽和する。よって、Ｂ含有率の上限は上述のごとく０．００５０％とすることができる。
Ｎ：０．０１００％以下
上述のＢは、Ｎと非常に結合しやすい元素であり、不純物として含有するＮと結合し、ＢＮとなって存在した場合には、Ｂによる上述の効果が十分に得られなくなるおそれがある。よって、Ｎの含有率は、０．０１００％以下とする。
上述のＢは、Ｎと非常に結合しやすい元素であり、不純物として含有するＮと結合し、ＢＮとなって存在した場合には、Ｂによる上述の効果が十分に得られなくなるおそれがある。よって、Ｎの含有率は、０．０１００％以下とする。
ＴｉとＮの含有率はＴｉ／Ｎ≧１０を満足する。これにより粗大なＴｉＮの生成を抑制し、微細なＴｉＣを生成させることができる。その結果、結晶粒を微細化させ、疲労強度を向上させることができる。また、耐水素脆化特性を向上させることができる。
Ｔｉ／Ｎ＜１０の場合には、ＴｉＣの生成が不十分なため、結晶粒が粗大化し、疲労強度が低下したり、耐水素脆化特性が劣化したりするおそれがある。
また、後述する実施例に示すように、Ｔｉ≧０．０７、Ｔｉ／Ｎ≧１０とした鋼は、水素チャージによる強度低下を大きく抑制することができる。
Ｔｉ／Ｎ＜１０の場合には、ＴｉＣの生成が不十分なため、結晶粒が粗大化し、疲労強度が低下したり、耐水素脆化特性が劣化したりするおそれがある。
また、後述する実施例に示すように、Ｔｉ≧０．０７、Ｔｉ／Ｎ≧１０とした鋼は、水素チャージによる強度低下を大きく抑制することができる。
上記第１の発明の板ばね用鋼は、上記のごとくＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮを上記特定の組成範囲で含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる。
一方、上記第２の発明の板ばね用鋼は、上記第１の発明と同様にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮを上記特定量含有し、さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる。
このようにＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、及びＮｂから選ばれる１種以上を上記特定の含有率で含有する場合には、硬度域における靱性、及び耐食性をより向上させることができる。
以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、及びＮｂの各成分毎に含有率の範囲を限定した理由について説明する。
一方、上記第２の発明の板ばね用鋼は、上記第１の発明と同様にＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｂ、及びＮを上記特定量含有し、さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなる。
このようにＣｕ、Ｎｉ、Ｖ、及びＮｂから選ばれる１種以上を上記特定の含有率で含有する場合には、硬度域における靱性、及び耐食性をより向上させることができる。
以下、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｖ、及びＮｂの各成分毎に含有率の範囲を限定した理由について説明する。
Ｃｕ及びＮｉは、腐食環境において生成する腐食ピットの成長を抑制し、耐食性を向上させる効果を有する。
Ｃｕ及びＮｉの含有率が０．２０％未満の場合には、これらの添加元素による耐食性の向上効果が十分に得られなくなるおそれがある。また、Ｃｕを多量に含有させると耐食性の向上効果が飽和すると共に、熱間加工性が悪くなるおそれがあるため、Ｃｕ含有率の上限は０．５０％が好ましい。また、Ｎｉを多量に含有させても耐食性の効果が飽和し、高コストの原因となるため、Ｎｉ含有率の上限は１．００％が好ましい。
Ｃｕ及びＮｉの含有率が０．２０％未満の場合には、これらの添加元素による耐食性の向上効果が十分に得られなくなるおそれがある。また、Ｃｕを多量に含有させると耐食性の向上効果が飽和すると共に、熱間加工性が悪くなるおそれがあるため、Ｃｕ含有率の上限は０．５０％が好ましい。また、Ｎｉを多量に含有させても耐食性の効果が飽和し、高コストの原因となるため、Ｎｉ含有率の上限は１．００％が好ましい。
また、Ｖ及びＮｂは、焼入焼戻し組織を微細化させ、強度及び靱性をバランス良く向上させる効果がある。
Ｖの含有率が０．０５％未満の場合又はＮｂの含有率が０．０１％未満の場合には、これらの添加元素による結晶粒の微細化効果が十分に得られなくなるおそれがある。また、Ｖ及びＮｂを多量に含有させても靱性の効果が飽和し、高コストの原因となるため、Ｖ及びＮｂの含有率の上限は０．３０％が好ましい。
Ｖの含有率が０．０５％未満の場合又はＮｂの含有率が０．０１％未満の場合には、これらの添加元素による結晶粒の微細化効果が十分に得られなくなるおそれがある。また、Ｖ及びＮｂを多量に含有させても靱性の効果が飽和し、高コストの原因となるため、Ｖ及びＮｂの含有率の上限は０．３０％が好ましい。
なお、上記板ばね用鋼は、鋼の製造時に必須の工程である脱酸処理に必要な量のＡｌ（０．０４０％以下程度）を不純物として含有してもよい。
上記板ばね部品は、上記板ばね用鋼を成形し、焼入及び焼戻しを施すことにより作製することができる。これにより焼戻しマルテンサイト組織とすることができる。
また、上記板ばね部品には、曲げ応力６５０〜１９００ＭＰａを負荷した状態で、かつ室温〜４００℃の温度域で行うショットピーニング処理が施されていることが好ましい。
即ち、上記板ばね部品には、高強度ショットピーニングが施されていることが好ましい。この場合には、優れた疲労強度を発揮することができる。
即ち、上記板ばね部品には、高強度ショットピーニングが施されていることが好ましい。この場合には、優れた疲労強度を発揮することができる。
また、好ましくは、上記板ばね部品は、ビッカース硬さがＨＶ５１０以上であることがよい。
本発明の板ばね用鋼は、高硬度の板ばね部品に適用したときに、優れた靱性及び疲労強度を発揮することができ、上述のようにビッカース硬さがＨＶ５１０以上という高硬度域においては、かかる作用効果が顕著になる。
ビッカース硬さは、焼入後に行う焼戻しの温度を例えば低く制御することにより、上述のごとくＨＶ５１０以上に調整することができる。
本発明の板ばね用鋼は、高硬度の板ばね部品に適用したときに、優れた靱性及び疲労強度を発揮することができ、上述のようにビッカース硬さがＨＶ５１０以上という高硬度域においては、かかる作用効果が顕著になる。
ビッカース硬さは、焼入後に行う焼戻しの温度を例えば低く制御することにより、上述のごとくＨＶ５１０以上に調整することができる。
（実施例１）
本例は、本発明の板ばね用鋼にかかる実施例及び比較例について説明する。
まず、表１に示す化学成分を有する板ばね用鋼（試料Ｅ１〜試料Ｅ１３、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０）を複数種類用意した。なお、表１に記載の成分のうちＣｕ、Ｎｉについては、これらの一部は不純物としての含有率を示してある。
表１に示す板ばね用鋼のうち、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ１３は本発明鋼であり、上記試料Ｃ１〜試料Ｃ７はＣ、Ｓｉ、Ｔｉ、ＴｉＮ等の一部成分含有率が本発明鋼とは異なる比較鋼であり、試料Ｃ８は従来鋼であるＳＵＰ１０、試料Ｃ９は従来鋼であるＳＵＰ１１Ａ、試料Ｃ１０は従来鋼であるＳＵＰ６である。
本例は、本発明の板ばね用鋼にかかる実施例及び比較例について説明する。
まず、表１に示す化学成分を有する板ばね用鋼（試料Ｅ１〜試料Ｅ１３、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０）を複数種類用意した。なお、表１に記載の成分のうちＣｕ、Ｎｉについては、これらの一部は不純物としての含有率を示してある。
表１に示す板ばね用鋼のうち、上記試料Ｅ１〜試料Ｅ１３は本発明鋼であり、上記試料Ｃ１〜試料Ｃ７はＣ、Ｓｉ、Ｔｉ、ＴｉＮ等の一部成分含有率が本発明鋼とは異なる比較鋼であり、試料Ｃ８は従来鋼であるＳＵＰ１０、試料Ｃ９は従来鋼であるＳＵＰ１１Ａ、試料Ｃ１０は従来鋼であるＳＵＰ６である。
表１に示す成分の鋼材は、真空誘導溶解炉を用いて溶製し、得られた鋼塊からφ１８ｍｍの丸棒に鍛伸加工した後、焼きならし処理を施すことにより丸棒に加工し、後述する試験用の供試材とした。また、実際の板ばねと同一形状で行う試験については、上記鋼塊を鋼片に圧延し、さらに幅７０ｍｍ、厚さ２０ｍｍに熱間圧延した後、焼ならし処理を施すことにより試験片を準備した。
このようにして得られた丸棒及び板材を用いて、後述の各種評価試験に用いる試験片（丸棒試験片又は板材試験片）を作製し、各種評価を行った。具体的には、丸棒については、後述の衝撃試験、脱炭試験、旧オーステナイト結晶粒径測定、及び水素脆化特性試験を実施し、板材については、後述の圧延材脱炭試験、耐久試験、及び耐食性評価を実施した。
このようにして得られた丸棒及び板材を用いて、後述の各種評価試験に用いる試験片（丸棒試験片又は板材試験片）を作製し、各種評価を行った。具体的には、丸棒については、後述の衝撃試験、脱炭試験、旧オーステナイト結晶粒径測定、及び水素脆化特性試験を実施し、板材については、後述の圧延材脱炭試験、耐久試験、及び耐食性評価を実施した。
次に、評価方法について説明する。
＜衝撃試験＞
上述の丸棒からＵノッチ試験片を作製し、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように成分の違いによる焼き戻し軟化抵抗の違いを考慮し、焼き戻し温度を調整して焼入及び焼戻しを施し（以下に記載の「焼入焼戻し」も同様）、組織を焼戻しマルテンサイト組織とした。その後、室温にて衝撃試験を実施した。
＜衝撃試験＞
上述の丸棒からＵノッチ試験片を作製し、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように成分の違いによる焼き戻し軟化抵抗の違いを考慮し、焼き戻し温度を調整して焼入及び焼戻しを施し（以下に記載の「焼入焼戻し」も同様）、組織を焼戻しマルテンサイト組織とした。その後、室温にて衝撃試験を実施した。
このようにして各試料（試料Ｅ１〜試料Ｅ１３、及び試料Ｃ１〜試料Ｃ１０）の衝撃値を測定した。その結果を表２に示す。
また、炭素（Ｃ）含有率と衝撃値、及びケイ素（Ｓｉ）含有率と衝撃値との関係をグラフにプロットした。Ｃ含有率と衝撃値との関係を図１に示し、Ｓｉ含有率と衝撃値との関係を図２に示す。
また、炭素（Ｃ）含有率と衝撃値、及びケイ素（Ｓｉ）含有率と衝撃値との関係をグラフにプロットした。Ｃ含有率と衝撃値との関係を図１に示し、Ｓｉ含有率と衝撃値との関係を図２に示す。
＜脱炭試験＞
まず、φ１８ｍｍの丸棒から切削により直径φ８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱型試験片を作製（試験前の脱炭量は０）した。次いで、円柱型試験片を真空中で昇温速度９００℃／分で加熱し、温度９００℃で５分間保持した。その後、大気雰囲気にて、予め測定しておいた上述の板材作製時における熱間圧延後の冷却曲線と同等の冷却速度で冷却した。次いで、試験片を切断し、研磨した後、ナイタールによりエッチングした。その後、光学顕微鏡により表層の脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。
また、ケイ素（Ｓｉ）含有率と脱炭深さとの関係をグラフにプロットした。これを図３に示す。
まず、φ１８ｍｍの丸棒から切削により直径φ８ｍｍ、高さ１２ｍｍの円柱型試験片を作製（試験前の脱炭量は０）した。次いで、円柱型試験片を真空中で昇温速度９００℃／分で加熱し、温度９００℃で５分間保持した。その後、大気雰囲気にて、予め測定しておいた上述の板材作製時における熱間圧延後の冷却曲線と同等の冷却速度で冷却した。次いで、試験片を切断し、研磨した後、ナイタールによりエッチングした。その後、光学顕微鏡により表層の脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。
また、ケイ素（Ｓｉ）含有率と脱炭深さとの関係をグラフにプロットした。これを図３に示す。
＜旧オーステナイト結晶粒径測定＞
φ１８ｍｍ×３０ｍｍの丸棒試験片を、温度９５０℃で加熱し、油焼入してマルテンサイト組織とした。次いで、試験片を切断研磨した後、ピクリン酸水溶液中に浸漬して旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、光学顕微鏡にて結晶粒径（旧γ結晶粒径）を測定した。その結果を表２に示す。
また、チタン（Ｔｉ）含有率と旧γ結晶粒径、及びＴｉ／Ｎ率と旧γ結晶粒径との関係をグラフにプロットした。Ｔｉ含有率と旧γ結晶粒径との関係を図４に示し、Ｔｉ／Ｎ率と旧γ結晶粒径との関係を図５に示す。
φ１８ｍｍ×３０ｍｍの丸棒試験片を、温度９５０℃で加熱し、油焼入してマルテンサイト組織とした。次いで、試験片を切断研磨した後、ピクリン酸水溶液中に浸漬して旧オーステナイト結晶粒界を現出させ、光学顕微鏡にて結晶粒径（旧γ結晶粒径）を測定した。その結果を表２に示す。
また、チタン（Ｔｉ）含有率と旧γ結晶粒径、及びＴｉ／Ｎ率と旧γ結晶粒径との関係をグラフにプロットした。Ｔｉ含有率と旧γ結晶粒径との関係を図４に示し、Ｔｉ／Ｎ率と旧γ結晶粒径との関係を図５に示す。
＜水素脆化特性試験＞
円柱形状の試験片（φ８ｍｍ×７５ｍｍ）の平行部に深さ１ｍｍの環状ノッチを付与した丸棒試験片を作製し、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように焼入及び焼戻しを施し、焼戻しマルテンサイト組織とした。次いで、この試験片を５ｗｔ％チオシアン酸アンモニウム水溶液（温度５０℃）に３０分間浸漬させることにより、水素チャージを実施した。次いで、試験片を水溶液中から引上げて５分後に引張試験を実施した。
引張試験は、歪速度２×１０-5／ｓｅｃの条件で行い、破断時の荷重により評価した。比較のため、水素チャージを行っていない試験片についても同様の試験を行った。
円柱形状の試験片（φ８ｍｍ×７５ｍｍ）の平行部に深さ１ｍｍの環状ノッチを付与した丸棒試験片を作製し、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように焼入及び焼戻しを施し、焼戻しマルテンサイト組織とした。次いで、この試験片を５ｗｔ％チオシアン酸アンモニウム水溶液（温度５０℃）に３０分間浸漬させることにより、水素チャージを実施した。次いで、試験片を水溶液中から引上げて５分後に引張試験を実施した。
引張試験は、歪速度２×１０-5／ｓｅｃの条件で行い、破断時の荷重により評価した。比較のため、水素チャージを行っていない試験片についても同様の試験を行った。
各試験片について、水素チャージを実施した場合の破断荷重（ＷA）及び水素チャージを実施してない場合の破断荷重（ＷB）を測定し、水素脆化強度比（Ｗ）を式Ｗ＝ＷA／ＷBにより算出した。その結果を表２に示す。
また、チタン（Ｔｉ）含有率と水素脆化強度比、及びＴｉ／Ｎ率と水素脆化強度比との関係をグラフにプロットした。Ｔｉ含有率と水素脆化強度比との関係を図６に示し、Ｔｉ／Ｎ率と水素脆化強度比との関係を図７に示す。
また、チタン（Ｔｉ）含有率と水素脆化強度比、及びＴｉ／Ｎ率と水素脆化強度比との関係をグラフにプロットした。Ｔｉ含有率と水素脆化強度比との関係を図６に示し、Ｔｉ／Ｎ率と水素脆化強度比との関係を図７に示す。
＜圧延材脱炭試験＞
圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材を長手方向に垂直な断面で切断し、光学顕微鏡により脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。また、板材との形状・断面積等の違いによる脱炭深さへの影響を明確するため、板材製造に用いた鋼塊と同じ鋼塊を圧延してφ１２ｍｍの丸棒を作製し、同様に断面を切断して脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。
圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材を長手方向に垂直な断面で切断し、光学顕微鏡により脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。また、板材との形状・断面積等の違いによる脱炭深さへの影響を明確するため、板材製造に用いた鋼塊と同じ鋼塊を圧延してφ１２ｍｍの丸棒を作製し、同様に断面を切断して脱炭深さ（ＤＭ−Ｆ）を測定した。その結果を表２に示す。
＜耐久試験＞
熱間圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材を板ばね形状に成形加工した。次いで、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように焼入及び焼戻しを施し、焼戻しマルテンサイト組織とした後、高強度ショットピーニング処理を施した。高強度ショットピーニングは、温度３００℃、曲げ応力１４００ＭＰａの条件で行った。このようにして得られたショットピーニング処理を施した板ばね部品について、７６０±６００ＭＰａの応力で破断するまで耐久試験を実施し、各試料から得られた板ばね部品の破断寿命及び破壊起点を測定した。
破断寿命は、破断が生じるまでの回数を測定し、４０万回を超える場合を「○」として評価し、４０万回以下の場合を「×」として評価した。その結果を表２に示す。また、破断面を観察し、破壊起点を調べた。破壊起点が表面にある場合には「表面」とし、内部にある場合には「内部」としてその結果を表２に示す。さらに破壊起点が内部にあった場合には、破壊起点が粗大組織にあるか介在物にあるかを顕微鏡で確認した。その結果を表２に示す。
熱間圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材を板ばね形状に成形加工した。次いで、ねらい硬さＨＶ５４０（ビッカース硬さ）になるように焼入及び焼戻しを施し、焼戻しマルテンサイト組織とした後、高強度ショットピーニング処理を施した。高強度ショットピーニングは、温度３００℃、曲げ応力１４００ＭＰａの条件で行った。このようにして得られたショットピーニング処理を施した板ばね部品について、７６０±６００ＭＰａの応力で破断するまで耐久試験を実施し、各試料から得られた板ばね部品の破断寿命及び破壊起点を測定した。
破断寿命は、破断が生じるまでの回数を測定し、４０万回を超える場合を「○」として評価し、４０万回以下の場合を「×」として評価した。その結果を表２に示す。また、破断面を観察し、破壊起点を調べた。破壊起点が表面にある場合には「表面」とし、内部にある場合には「内部」としてその結果を表２に示す。さらに破壊起点が内部にあった場合には、破壊起点が粗大組織にあるか介在物にあるかを顕微鏡で確認した。その結果を表２に示す。
＜耐食性評価＞
圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材に焼入及び焼戻しを施してマルテンサイト組織とした後、切削により幅３０ｍｍ×厚さ８ｍｍ×長さ１００ｍｍの板状試験片を作製した。次いで、板状試験片に、濃度５ｗｔ％、温度３５℃の塩化ナトリウム水溶液（塩水）を２時間噴霧し（塩水噴霧処理）、温度６０℃の熱風で４時間乾燥させ（乾燥処理）、さらに温度５０℃、湿度９５％以上の条件で２時間湿潤させた（湿潤処理）。これらの塩水噴霧処理、乾燥処理、及び湿潤処理を１サイクルとし、これを合計６０サイクル繰り返し行った。その後、試験片表面に生成した腐食生成物を除去し、腐食部の断面に現れる最大の腐食ピット深さを光学顕微鏡を用いて測定した。その結果を表２に示す。
圧延により作製した幅７０ｍｍ×厚さ２０ｍｍの圧延材に焼入及び焼戻しを施してマルテンサイト組織とした後、切削により幅３０ｍｍ×厚さ８ｍｍ×長さ１００ｍｍの板状試験片を作製した。次いで、板状試験片に、濃度５ｗｔ％、温度３５℃の塩化ナトリウム水溶液（塩水）を２時間噴霧し（塩水噴霧処理）、温度６０℃の熱風で４時間乾燥させ（乾燥処理）、さらに温度５０℃、湿度９５％以上の条件で２時間湿潤させた（湿潤処理）。これらの塩水噴霧処理、乾燥処理、及び湿潤処理を１サイクルとし、これを合計６０サイクル繰り返し行った。その後、試験片表面に生成した腐食生成物を除去し、腐食部の断面に現れる最大の腐食ピット深さを光学顕微鏡を用いて測定した。その結果を表２に示す。
表２及び図１〜図７より知られるごとく、Ｃの含有率が低すぎる試料Ｃ１及びＳｉの含有率が低すぎる試料Ｃ３は、ＨＶ５４０を確保するために焼き戻し温度を低くする必要があるため、その影響により水素脆化が起こり易くなる。また、Ｃの含有率が高すぎる試料Ｃ２は、水素脆化特性が劣化するだけでなく、靱性が悪くなる。
また、Ｓｉの含有率が高すぎる試料Ｃ４は、フェライト脱炭量が増加し、疲労寿命が低下した。ここで、試料Ｃ４においては、比較のため、自動車のコイルばねの形状及び寸法に相当するφ１２ｍｍの棒鋼についての脱炭深さも同時に示したが、Ｓｉ含有量が高いにもかかわらず、フェライト脱炭は確認できなかった。この結果より、φ１０〜φ２０ｍｍ程度で用いられる自動車等のコイルばねやさらに細い弁ばね等では問題のない高Ｓｉ材も板ばね用としては使用時に脱炭による疲労強度低下の可能性が高いことがわかる。
また、Ｔｉ含有率が低すぎる試料Ｃ５は、水素脆化特性が劣化することがわかる。さらに、試料Ｃ５においては、旧γ結晶粒径が大きくなり、内部の粗大組織で破壊が起こりやすくなり、耐久性が悪くなる。一方、Ｔｉ含有率が高すぎる試料Ｃ６は、内部組織に介在物が発生し、この介在物において破断し易くなり、やはり耐久性が悪くなる。
また、Ｔｉ／Ｎ率が低すぎる試料Ｃ７においては、旧γ結晶粒径が大きくなり、内部の粗大組織で破壊が起こりやすくなり、耐久性が悪くなる。
また、Ｔｉ／Ｎ率が低すぎる試料Ｃ７においては、旧γ結晶粒径が大きくなり、内部の粗大組織で破壊が起こりやすくなり、耐久性が悪くなる。
また、従来鋼である試料Ｃ８及び試料Ｃ９は、本例のように硬度を高くした場合の衝撃値が低く、靱性が悪い。また、水素脆化特性も低く、さらに旧γ結晶粒径が大きく、内部の粗大組織で破壊が起こりやすくなり、耐久性も悪い。また、従来鋼である試料Ｃ１０は、フェライト脱炭量が多い。
これに対し、本願発明の試料Ｅ１〜試料Ｅ１２は、曲げ応力を負荷し、室温より高い温度においてショットピーニングを施した場合（即ち、高強度ショットピーニングを施した場合）であっても、内部起点による破断が生じにくく、耐久性に優れ、優れた疲労強度を発揮することができる。また、水素脆化特性に優れ、鋼中に水素が侵入しても脆化し難い。さらに、強度及び靱性をバランス良く兼ね備え、耐久性にも優れている。そのため、例えばトラック等の自動車用の板ばね等に好適に用いることができる。
また、本発明ではＳｉの含有率の下限を０．４０％としているが、表２及び図２より知られるごとく、高硬度域における衝撃値を高くして靱性をより向上させるためには、Ｓｉ含有率を０．５０％を超える量まで高めることが好ましい。
また、本発明ではＳｉの含有率の下限を０．４０％としているが、表２及び図２より知られるごとく、高硬度域における衝撃値を高くして靱性をより向上させるためには、Ｓｉ含有率を０．５０％を超える量まで高めることが好ましい。
以上のように、例えばビッカース硬さ５１０以上という高硬度の板ばね部品においては、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、Ｔｉ／Ｎ≧１０を満足する板ばね用鋼（試料Ｅ１〜試料Ｅ１３）が好適であることがわかる。かかる板ばね用鋼を採用することにより、高強度化のために硬さを高め、水素脆化が問題となる硬さ領域においても優れた靱性を確保することができ、高強度ショットピーニングにより確実に寿命向上を図ることができる板ばね部品の実現が可能になる。
（実施例２）
実施例１においては、ＨＶ５４０を狙い硬さとしたが、本例においては、狙い硬さを変更した試験片について衝撃試験を行い、硬さと衝撃値との関係を調べた。
即ち、実施例１の試料Ｅ１、試料Ｅ１２、試料Ｃ３、及び試料Ｃ８について、狙い硬さを変えて焼入及び焼戻しを施して試験片を作製し、実施例１と同様に衝撃試験を行った。その結果を表３及び図８に示す。図８は、横軸に各試料のビッカース硬さ（ＨＶ）をとり、縦軸に各試料の衝撃値をとり、硬さと衝撃値との関係を示すものである。
実施例１においては、ＨＶ５４０を狙い硬さとしたが、本例においては、狙い硬さを変更した試験片について衝撃試験を行い、硬さと衝撃値との関係を調べた。
即ち、実施例１の試料Ｅ１、試料Ｅ１２、試料Ｃ３、及び試料Ｃ８について、狙い硬さを変えて焼入及び焼戻しを施して試験片を作製し、実施例１と同様に衝撃試験を行った。その結果を表３及び図８に示す。図８は、横軸に各試料のビッカース硬さ（ＨＶ）をとり、縦軸に各試料の衝撃値をとり、硬さと衝撃値との関係を示すものである。
表３及び図８より知られるごとく、Ｓｉ含有率の低い試料Ｃ３及び従来鋼ＳＵＰ１０である試料Ｃ８は、硬さを高くすると、衝撃値が低下し、靱性が劣化することがわかる。
これに対し、本願発明の組成範囲にある試料Ｅ１及び試料Ｅ１２は、硬さを高くしても、高い衝撃値を維持しており、優れた強度と靱性を兼ね備えることがわかる。
これに対し、本願発明の組成範囲にある試料Ｅ１及び試料Ｅ１２は、硬さを高くしても、高い衝撃値を維持しており、優れた強度と靱性を兼ね備えることがわかる。
例えばトラックにおいて板ばねは、他の部品と比較してもかなり重量の大きな部品であり、軽量化が可能となる技術を開発すればその効果は大きい。軽量化効果を大きくするためには、単に高硬度域での靱性向上や耐水素脆性向上のみでは十分でなく、曲げ応力を負荷しつつ室温より高い温度で行うショットピーニング、即ち高強度ショットピーニングによって効果が高められる材料の開発が必要であった。本発明はそのニーズを完全に満足するものであり、大きな効果が期待できるものである。
Claims (6)
- 質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足する板ばね用鋼を用いて成形された板ばね部品であって、
ビッカース硬さがＨＶ４８６以上であることを特徴とする高疲労強度板ばね部品。 - 質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足する板ばね用鋼を用いて成形された板ばね部品であって、
ビッカース硬さがＨＶ４８６以上であることを特徴とする高疲労強度板ばね部品。 - 旧γ結晶粒径が１３．２μｍ以下である焼戻しマルテンサイトからなる鋼組織を有することを特徴とする請求項１又は２に記載の高疲労強度板ばね部品。
- 請求項１〜３のいずれか１項に記載の板ばね部品には、曲げ応力６５０〜１９００ＭＰａを負荷した状態で、かつ室温〜４００℃の温度域で行うショットピーニング処理が施されていることを特徴とする高疲労強度板ばね部品。
- 請求項１に記載の高疲労強度板ばね部品に用いられる板ばね用鋼であって、
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼。 - 請求項２に記載の高疲労強度板ばね部品に用いられる板ばね用鋼であって、
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５４％、Ｓｉ：０．４０〜０．９０％、Ｍｎ：０．４０〜１．２０％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｔｉ：０．０７０〜０．１５０％、Ｂ：０．０００５〜０．００５０％、Ｎ：０．０１００％以下を含有し、
さらに質量％で、Ｃｕ：０．２０〜０．５０％、Ｎｉ：０．２０〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、及びＮｂ：０．０１〜０．３０％から選ばれる１種以上を含有し、
残部がＦｅ及び不純物元素からなり、
ＴｉとＮの含有率がＴｉ／Ｎ≧１０を満足することを特徴とする高疲労強度板ばね用鋼。
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