JP6208611B2 - 疲労特性に優れた高強度鋼材 - Google Patents

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Description

本発明は、疲労特性、特にはばねの疲労特性に優れた高強度鋼材に関する。前記高強度鋼材には、伸線材に焼入れ焼戻しを施して得られるばね用鋼線と;該ばね用鋼線にばね巻きを施して得られるばねと;伸線材にばね巻きを施してから焼入れ焼戻して得られるばねと;が含まれる。
自動車等の軽量化や高応力化に伴い、エンジン、クラッチ等に使用される弁ばね、クラッチばね等においても高応力化が指向されている。それによりばねへの負荷応力は増大するため、該ばねには、疲労特性と耐へたり性に優れていること、特には、内部欠陥による疲労破壊が生じ難く疲労特性に優れていることが要求される。
近年、弁ばねやクラッチばね等の大部分は、伸線材に対しオイルテンパーと呼ばれる焼入れ焼戻しを施して得られる焼戻しマルテンサイト組織の鋼線に、常温(冷間)でばね巻きを施すことによって製造されている。また少量ではあるが、伸線材に常温でばね巻きを施した後に焼入れ焼戻して得られるばねもある。いずれの方法で製造した場合も、ばねを構成する鋼材の組織は焼戻しマルテンサイトである。
上記焼戻しマルテンサイトは、高強度を得るのに都合が良く、また疲労強度や耐へたり性も高めることができるという利点があるものの、高強度化に伴う靭延性の低下により、鋼材中の介在物等の内部欠陥を起因とした折損が生じやすく、結果として、疲労特性の低下が懸念される。
組織を焼戻しマルテンサイトとした場合の上記高強度化に伴う疲労特性の低下に対し、次のような改善策が提案されている。例えば特許文献1には、total−Liを0.020ppm〜20ppm(質量基準)の範囲で含有させることによって、「製鋼時にLiは複合酸化物に取り込まれて単相の複合酸化物(例えば、CaO−Al23−SiO2−MnO−MgO−Li2O系複合酸化物など)を形成する。この鋼材を熱間温度に加熱すると、該Li含有複合酸化物系介在物は、ガラス質相と結晶質相とに相分離が進行し、ガラス質状の単相の介在物中に平衡相である結晶相が微細に析出した状態となり、この状態で分塊圧延や熱間圧延を行うと、ガラス質の部分は低融点・低粘性のために延伸性に富み、よく伸びる一方、結晶相とガラス相の界面には圧延時の応力が集中し、画期的に分断されやすくなる為、介在物は著しく微細となる」(段落[0022])。その結果、疲労特性を改善できた旨示されている。しかしながら該技術では、上記単相の複合酸化物を得るために、製鋼工程での制御が必要であり容易とは言いがたく、また製造中の加熱条件、熱処理温度等の外部因子の影響も受けやすい。
また特許文献2には、鋼材をパテンチングし、伸線した後、焼入れ焼戻しを行って得られるばね用鋼線であって、前記パテンチングは、鋼材を900〜1050℃で60〜180秒間加熱することでオーステナイト化した後、600〜750℃で20〜100秒間加熱して恒温変態させる条件で行い、焼戻しマルテンサイト組織を有し、質量%で、C:0.50〜0.75%、Si:1.80〜2.70%、Mn:0.1〜0.7%、Cr:0.70〜1.50%、Co:0.02〜1.00%を含有し、残部がFe及び不純物からなり、焼入れ焼戻し後の絞り値が40%以上であり、焼入れ焼戻し後に420℃以上480℃以下で2時間以上の熱処理を行った後のせん断降伏応力が1000MPa以上であることを特徴とするばね用鋼線が示されている。即ち、パテンティング熱処理、焼入れ・焼戻し後の絞り値、および窒化処理相当の熱処理後のせん断降伏応力を規定することによって疲労特性と高靭性を確保している。しかし上記鋼線はCoを必須としており、かつCrの添加量も多いため合金コストが高いといった問題がある。
特許第4417792号公報 特許第4357977号公報
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、疲労特性に優れた高強度ばね等の鋼材を提供すること、特には、高強度領域での疲労特性をより容易に、かつ合金コストを高めることなく向上させた高強度ばね等の鋼材を提供することにある。尚、本発明における「高強度」とは、高強度化に伴う靭延性の低下が懸念される、鋼線またはばねの内部硬さがビッカース硬さ(HV)で600以上をいうものとする。該ビッカース硬さ(HV)の上限はおおよそ670以下である。本発明は、この高強度領域において疲労特性を高めたもの、つまり高疲労負荷のかかるばね等の鋼材の疲労特性を高めたものである。
上記課題を解決し得た本発明の疲労特性に優れた高強度鋼材は、
C:0.5〜1.0%(質量%を意味する。化学成分について以下同じ)、
Si:1.5〜2.50%、
Mn:0.5〜1.50%、
P:0.020%以下(0%を含まない)、
S:0.020%以下(0%を含まない)、
Cr:0.2%以下(0%を含まない)、
Al:0.010%以下(0%を含まない)、
N:0.0070%以下(0%を含まない)、および
O:0.0040%以下(0%を含まない)
を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
前記Crと前記Siの含有量がCr×Si≦0.20を満たし、
鋼組織に占める焼戻しマルテンサイトの割合が80面積%以上であり、かつ
鋼組織に存在する円相当直径が50nm以上のCr含有炭・窒化物の個数密度が0.10個/μm2以下であるところに特徴を有する。
前記鋼材は、更に他の元素として、
Ni:0.30%以下(0%を含まない)、
V:0.30%以下(0%を含まない)、および
B:0.0100%以下(0%を含まない)
よりなる群から選択される1種以上の元素を含んでいてもよい。
本発明によれば、疲労特性に優れた高強度ばね等の鋼材を実現できる。特には、高強度領域での疲労特性をより容易に、かつ合金コストを高めることなく向上させた高強度ばね等の鋼材を実現できる。
図1は、実施例におけるCr含有炭・窒化物の測定箇所を説明する図である。 図2Aは、実施例における比較例のTEM(Transmission Electron Microscope)観察写真である。 図2Bは、実施例における本発明例のTEM観察写真である。 図3Aは、前記図2Aにおける介在物(1)のEDX分析結果である。 図3Bは、前記図2Aにおける介在物(2)のEDX分析結果である。 図4は、実施例における内部硬さの測定箇所を説明する図である。
高強度ばねにおいて、近年増加している介在物等の内部欠陥を原因とした疲労破壊を抑制して疲労特性を改善すべく、様々な角度から検討した。その結果、次のような知見が得られた。
即ち、従来よりばねの疲労破壊を抑制すべく介在物に着目した研究が多くなされている。具体的には、上記介在物として、アルミナやシリカ等の酸化物系介在物の組成や形態を制御すること等が提案されている。しかし本発明者らは、高強度領域における疲労特性向上、具体的には、焼戻しマルテンサイトが主体の組織において、介在物等の内部欠陥を起点とする疲労破壊を抑制するには、介在物等の内部欠陥から発生し進展する疲労き裂の進展速度を抑制することが有効であると考えた。具体的には、鋼組織中に析出する硬質の介在物:Crを含む炭化物や炭窒化物と、母材との界面が疲労き裂の進展経路となりやすいことに着目し、疲労き裂の進展速度を抑制すべく、上記Crを含む炭化物や炭窒化物の析出形態について鋭意研究を行った。
その結果、円相当直径が50nm以上のCr含有炭・窒化物が存在すると、このCr含有炭・窒化物と母材の界面が疲労き裂の進展経路となりやすいこと、また、上記サイズのCr含有炭・窒化物が0.10個/μm2を超えて存在すると、上記疲労き裂の進展が生じやすく疲労特性が劣化することを見出した。即ち、本発明では、上記サイズのCr含有炭・窒化物の個数密度を0.10個/μm2以下とすることによって、高強度領域における疲労破壊を抑制でき、高強度かつ疲労特性に優れたばね用鋼線やばねを提供できることを見出した。上記サイズのCr含有炭・窒化物の個数密度は、後述する実施例によれば、0.10個/μm2以下とすることで疲労破壊をゼロとすることができるが、超長寿命域(数億回の振幅)においても上記Cr含有炭・窒化物起点の疲労破壊を抑制する観点からは、0.08個/μm2以下であることが好ましく、より好ましくは0.06個/μm2以下であり、最も好ましくは0個/μm2である。
尚、本発明で対象とする上記「Cr含有炭・窒化物」とは、後述する実施例で測定の通り、炭化物または炭窒化物であって、該炭化物または炭窒化物を構成する元素をEDX(Energy Dispersive X−ray spectrometry)で定量分析したときに、Feを除く金属元素の合計に占めるCrの割合が10質量%以上であるものをいう。Cr含有炭・窒化物を構成する金属元素として、Crの他に、VやFe等を含みうる。尚、前記Cr含有炭・窒化物には、前記炭化物、炭窒化物と酸化物や硫化物等との複合介在物は含まれない。また、前記EDXの測定条件は、加速電圧:20kV、時間:60secとする。
上記介在物の制御と共に、ばねの特性として、高強度や耐へたり性、疲労特性等を確保するには、上記ばねやばね用鋼線等の鋼材の成分組成を、下記範囲とする必要がある。以下、各成分の規定理由について説明する。
[C:0.5〜1.0%]
Cは、ばねの強度、耐へたり性の向上に有効な元素である。そのためには0.5%以上含有させる必要がある。C量は、好ましくは0.55%以上、より好ましくは0.60%以上である。C含有量の増加に伴ってばねの強度や耐へたり性は向上するが、C含有量が過剰になると、粗大セメンタイトが多量に析出し、ばね加工性やばね特性に悪影響を及ぼす。よって、C含有量の上限は1.0%以下とする。C含有量は、好ましくは0.9%以下、より好ましくは0.8%以下である。
[Si:1.5〜2.50%]
Siは、鋼の脱酸、及びばねの強度、耐へたり性の向上に有効な元素である。これらの効果を発揮させるには、Siを1.5%以上含有させる必要がある。Si含有量は好ましくは1.8%以上、より好ましくは1.9%以上である。しかしながら、Si含有量が過剰になると、材料が硬化するだけでなく、延性・靭性が低下し、更には、表面の脱炭が増加して皮削り処理性と疲労特性も低下しうる。よってSi含有量は、2.50%以下とする必要がある。Si含有量は、好ましくは2.40%以下、より好ましくは2.30%以下である。
[Mn:0.5〜1.50%]
Mnは、鋼の脱酸に有効である他、鋼中SをMnSとして固定するのに有効な元素である。加えて、焼入れ性を高め、ばね強度の向上にも貢献する元素である。これらの効果を発揮させるには、Mnを0.5%以上含有させる必要がある。Mn含有量は、好ましくは0.6%以上であり、より好ましくは0.7%以上である。しかしながら、Mn含有量が過剰になると、焼入れ性が過度に向上し、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなる。よってMn含有量は1.50%以下とする必要がある。Mn含有量は、好ましくは1.40%以下、より好ましくは1.30%以下である。
[P:0.020%以下(0%を含まない)]
Pは、旧オーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させて疲労特性の低下を招く元素である。よってP含有量は、0.020%以下、好ましくは0.018%以下とする。
[S:0.020%以下(0%を含まない)]
Sも、上記Pと同様に旧オーステナイト粒界に偏析し、組織を脆化させて疲労特性の低下を招く元素である。よってS含有量は、0.020%以下、好ましくは0.015%以下とする。
[Cr:0.2%以下(0%を含まない)]
Crは、焼入れ性を向上させて、ばね強度を向上させることに加え、Cの活量を低下させて圧延時や熱処理時の脱炭を防止する効果がある。これらの効果を発揮させるには、Cr含有量を0.02%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.03%以上である。しかし上述の通り、高疲労負荷のかかる鋼材ではCr含有炭・窒化物と母材の界面が疲労き裂の進展経路となり、疲労き裂の進展速度が速くなる原因と考えられる。よって上記Cr含有炭・窒化物の生成を抑制する必要があり、そのために、Cr含有量は0.2%以下とする。Cr含有量は、好ましくは0.15%以下であり、より好ましくは0.12%以下である。
[Al:0.010%以下(0%を含まない)]
Alは、脱酸元素であるが、鋼中でAl23やAlNの介在物を形成する。これらの介在物はばねの疲労寿命を著しく低下させるため、Alは極力低減すべきである。従って、Al含有量を0.010%以下とした。Al含有量は、好ましくは0.005%以下である。
[N:0.0070%以下(0%を含まない)]
Nは、Alと結合しAlN介在物を形成する。AlN介在物はばねの疲労寿命を著しく低下させるため、AlN介在物の生成を抑制すべく、Nを極力低減する必要がある。またNは、伸線加工中の時効脆化を促進させ、二次加工を難しくする元素である。これらの観点から、N含有量を0.0070%以下とした。N含有量は、好ましくは0.0050%以下、より好ましくは0.0040%以下である。
[O:0.0040%以下(0%を含まない)]
Oは、過剰に含まれると粗大な非金属介在物を生成し疲労強度を低下させる。従ってO含有量は0.0040%以下とする。O含有量は、好ましくは0.0030%以下、より好ましくは0.0025%以下である。
本発明の鋼材の基本成分は、上記の通りであって、残部は鉄および不可避不純物からなる。該不可避不純物として、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素の混入が許容される。また、上記基本成分に加えて更に、下記量のNi、V、およびBよりなる群から選択される1種以上の元素を含有させて、靭性や延性等の更なる改善を図ることができる。
[Ni:0.30%以下(0%を含まない)]
Niは、焼入れ性を向上させ、熱処理による鋼材の高強度化に寄与する元素である。また、焼戻しによる炭化物の析出を抑制するため、靭延性の低下を抑制する効果も示す。これらの効果を発揮させるには、Ni含有量を0.05%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.10%以上である。しかしNi含有量が過剰であると、コスト面で劣ることに加え焼入れ性が過度に高まるため、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなる。またNi含有量が過剰であると、焼入れ焼戻しで残留オーステナイトが過度に生成し、ばねの耐へたり性が著しく低下する。よって、Ni含有量は0.30%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.25%以下、更に好ましくは0.20%以下である。
[V:0.30%以下(0%を含まない)]
Vは、熱間圧延および焼入れ焼戻しにおいて結晶粒を微細化する作用があり、延性や靭性の向上に寄与する元素である。また、ばね成形後の歪取焼鈍時に二次析出硬化を生じさせばねの強度向上にも寄与する。これらの効果を発揮させるには、V含有量を0.03%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.07%以上である。しかし、V含有量が多過ぎると、このVとCrを含む炭・窒化物、即ち、本発明で規定のCr含有炭・窒化物の析出が過剰となり、疲労強度が低下する。よって、V含有量は0.30%以下とすることが好ましい。V含有量は、より好ましくは0.25%以下、更に好ましくは0.20%以下である。尚、上記Vは、規定のCr含有炭・窒化物以外の硬質炭化物を生成しうるが、各成分が本発明で規定の範囲を満たし、かつ後記の推奨される条件で線材を製造する場合、皮削り処理性に悪影響を及ぼさないことを別途確認している。
[B:0.0100%以下(0%を含まない)]
Bは、焼入れ性の向上とオーステナイト結晶粒界の清浄化による延性・靭性向上の効果を有する。該効果を発揮させるには、B含有量を0.0010%以上とすることが好ましく、より好ましくは0.0015%以上、更に好ましくは0.0020%以上である。しかしBを過剰に含有させると、FeとBの複合化合物が析出し、熱間圧延時の割れを引き起こす場合がある。またBを過剰に含有させると、焼入れ性が過度に向上するため、マルテンサイトやベイナイト等の過冷組織が生成しやすくなる。そのため、B含有量は0.0100%以下とすることが好ましく、より好ましくは0.0080%以下、更に好ましくは0.0060%以下である。
[Cr×Si≦0.20]
疲労強度を確保するには鋼材の硬さを高める必要がある。しかし鋼材が硬すぎると靭延性が低下して介在物等の内部欠陥を起点とする疲労破壊が生じやすくなる。本発明では、内部硬さ増加のためにSi含有量を高めることが有効と考えるが、Si量が多くなると内部欠陥を起点とする疲労破壊が生じやすくなるため、この疲労破壊を抑制すべくSi量に応じてCr量を制御し、疲労き裂の進展経路となりうる硬質のCr含有炭・窒化物を抑制し、疲労強度を向上させる。この観点から本発明では、鋼材のSi含有量(質量%)とCr含有量(質量%)がCr×Si≦0.20を満たすようにした。前記Cr×Siは、好ましくは0.18以下、より好ましくは0.15以下である。尚、Cr×Siが低すぎても各合金元素の効果が得られないため、Cr×Siの下限は0.07以上であることが好ましい。
本発明の鋼材は、焼戻しマルテンサイトが鋼組織に占める割合で80面積%以上の、焼戻しマルテンサイト主体の組織を有する。焼戻しマルテンサイト以外の組織として、残留オーステナイトが焼戻された組織を20面積%以下含みうる。
本発明の鋼材を製造する方法として、一般的な方法で鋼塊を得た後、分塊圧延、線材圧延、巻取りを行い、次いで二次加工として、圧延材表層の脱炭層や疵等を取除く皮削り処理(以下、SV(shaving)処理ということがある)、熱処理として皮削り処理で生じた表面加工層のみの軟化を目的とする高周波加熱による焼鈍処理(IH、Induction Heating)、または表面を含む組織全部を、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織とするパテンティング処理(FBP、Fluidized Bed Patenting)、酸洗い、潤滑被膜の形成を行い、そして、下記工程Aの通り、伸線→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)→常温でばね巻きを行う工程;または下記工程Bの通り、伸線→常温でばね巻き→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)を行う工程;が挙げられる。
工程A:伸線→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)※1→常温でばね巻き※2
工程B:伸線→常温でばね巻き→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)
本発明の鋼材として、ばね用鋼線は、上記工程Aの※1、即ち、伸線→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)まで行うことによって得られる。また本発明の鋼材として、上記ばね用鋼線を用いて得られるばね(以下、ばねAということがある)は、上記工程Aの※2、即ち、伸線→焼入れ焼戻し(オイルテンパー)→ばね巻きを施して得られる。更に本発明の鋼材には、上記工程Bを経て得られるばね(以下、ばねBということがある)が含まれる。尚、ばねを製造するにあたり、ばね巻き後は、一般的に行われている通り、ブルーイング、ショットピーニング、歪取焼鈍、セッチング等を施すことが挙げられる。
上記ばね用鋼線、上記ばねA、上記ばねBのいずれにおいても、本発明で規定のCr含有炭・窒化物の個数密度を達成させるには、上記分塊圧延、線材圧延、熱処理として焼鈍処理またはパテンティング処理、焼入れ焼戻し(オイルテンパー)において、下記条件を満たすように製造することが推奨される。以下では、各工程で推奨される条件について説明する。
[分塊圧延]
分塊圧延工程では、Cr含有炭・窒化物を十分に固溶させるため、分塊圧延前に1200℃以上で加熱する必要がある。前記加熱温度は、好ましくは1220℃以上である。一方、加熱炉の耐熱温度等を考慮すると、前記加熱温度は1300℃以下とすることが好ましく、より好ましくは1280℃以下である。
[線材圧延]
線材圧延工程では、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制する一方、線材圧延後の処理工程に悪影響を及ぼす過冷組織や過度の脱炭を抑制することも重要であり、これらの観点から、下記の通り線材圧延前の加熱温度等を制御する。
(線材圧延前の加熱温度)
Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制するため、線材圧延前の加熱温度を1100℃以下、好ましくは1050℃以下とするのがよい。しかし上記加熱温度が低すぎると、鋼材の変形抵抗が高く線材圧延が困難となる。よって上記加熱温度は、800℃以上、好ましくは850℃以上とする。
(巻取り温度)
巻取り温度(「仕上げ圧延後のコンベア載置温度」ともいう)が高すぎると、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が促進されるため、巻取り温度は、1000℃以下、好ましくは950℃以下とする。一方、設備上の冷却能力に制約があるため、巻取り温度は、750℃以上、好ましくは800℃以上である。
[巻取り後の制御冷却]
巻取り後コンベア上で、下記の通り制御冷却を行うことによって、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制しつつ、二次加工処理に適した、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織とすることができる。
(巻取り後から600℃までの平均冷却速度)
巻取り後、即ちコンベア載置後から、パーライト変態の終了温度域である600℃までの平均冷却速度を1.0℃/秒(sec)以上とすることによって、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制できる。前記平均冷却速度は、より好ましくは2.0℃/秒以上である。一方、前記平均冷却速度が速すぎると、例えばマルテンサイトの様な過冷組織が生じて、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織が得られ難くなり、後工程である二次加工で断線が生じやすくなる。よって、前記平均冷却速度は、6℃/秒以下、好ましくは5℃/秒以下とする。
(600℃から300℃までの平均冷却速度)
前記600℃までの制御冷却に加えて、更に600℃から300℃までの平均冷却速度を4℃/秒以上とすることによって、この温度域での、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制できる。前記平均冷却速度は、好ましくは5℃/秒以上である。一方、この温度域の平均冷却速度が速すぎる場合も、例えばマルテンサイトの様な過冷組織が生じて、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織が得られ難くなり、後工程である二次加工で断線が生じやすくなる。よって、前記平均冷却速度は、10℃/秒以下、好ましくは9℃/秒以下とする。
(冷却速度制御方法)
上記コンベア上での冷却速度制御、即ち、上記巻取り後から600℃までの平均冷却速度と上記600℃から300℃までの平均冷却速度の制御は、圧延線速、コンベア速度、ブロアー冷却、カバー冷却等の組合せにより制御が可能である。なお、コンベア上での線材の温度測定は、コンベア上の複数個所に設けた放射温度計によって行った。この測定で得られた測定値を用いることによって、上記巻取り後から600℃までの平均冷却速度と上記600℃から300℃までの平均冷却速度を算出した。300℃から室温までの冷却は特に限定されず、例えば放冷とすることが挙げられる。
[パテンティング処理]
パテンティング処理における加熱温度は、未溶解組織の残存を防止するため、880℃以上、好ましくは900℃以上とする。一方、上記加熱温度が高すぎると、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進むため、上記加熱温度は950℃以下、好ましくは930℃以下とする。また、上記加熱温度での保持時間が短すぎても、未溶解組織が残存しやすくなるため、上記保持時間は、120秒以上、好ましくは140秒以上とする。一方、上記保持時間が長すぎると、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進むため、上記保持時間は、300秒以下、好ましくは280秒以下とする。
前記加熱保持後は、600℃までの平均冷却速度を1.0℃/秒以上とすることによって、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制できる。前記平均冷却速度は、好ましくは2.0℃/秒以上である。一方、前記平均冷却速度が速すぎると、後工程に適した、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織を得ることが困難となるため、前記平均冷却速度は6℃/秒以下、好ましくは5℃/秒以下で冷却する。600℃以下室温までの冷却速度は特に限定せず、放冷とすることができる。
[高周波加熱による焼鈍処理]
高周波加熱による焼鈍処理を行う場合、加熱温度と加熱保持時間の上限は、Cr含有炭・窒化物の生成・成長の抑制、および後工程に適した、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織を確保する観点からはパテンティング処理と同じであるが、加熱温度が高過ぎると組織が球状化するため、伸線加工工程での断線が懸念される。そのため、加熱温度の上限は、800℃以下とすることがより好ましく、更に好ましくは770℃以下である。尚、加熱温度の下限は600℃以上とすることが好ましい。また保持時間の上限は、20秒以下とすることがより好ましく、更に好ましくは15秒以下である。尚、保持時間の下限は、表層硬化層の軟化を考慮すると5秒以上とすることが好ましい。該加熱後、室温までの冷却は水冷とすればよい。
[焼入れ焼戻し(オイルテンパー)]
上記工程Aと工程Bの通り、焼入れ焼戻し後に常温でばね巻きを行う工程と、常温でばね巻き後に、焼入れ焼戻しする工程に別れるが、いずれの場合も、焼入れ処理の加熱温度は、未溶解組織の残存を防止すべく850℃以上、好ましくは870℃以上とする。一方、Cr含有炭・窒化物の生成・成長を抑制する観点から、焼入れ処理の加熱温度は、1000℃以下、好ましくは950℃以下とする。また前記加熱温度での保持時間は、未溶解組織の残存を防止すべく60秒(sec)以上、好ましくは70秒以上とする。一方、上記保持時間が長すぎる場合もCr含有炭・窒化物の生成・成長が進みやすくなるため、上記保持時間は、120秒以下、好ましくは110秒以下とする。上記加熱後に油焼入れする。その後に焼戻しを、バッチ炉にて400℃以上500℃以下の温度範囲で行い、内部硬さがビッカース硬さで600以上670以下となるようにすればよい。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。即ち、本発明では、製造工程における焼入れ焼戻しとばね巻きの処理順に関係なく、本発明で規定のCr含有炭・窒化物の個数密度制御により優れた疲労特性が発揮される。よって本実施例では、本発明の鋼材の一例として、ばね用鋼線を対象に評価しているが、これにばね巻きを施して得られるばねや、該ばねとは焼入れ焼戻しとばね巻きの処理順が異なるばねについても、上記ばね用鋼線と同じ特性が得られる。
表1に示す化学成分組成を満たす鋼塊を転炉で溶製した後、この鋼塊を用い、表2に示す「分塊圧延前加熱温度」となるように加熱し、分塊圧延にてビレットを作製した。次いで、該ビレットを表2に示す「線材圧延前加熱温度」となるように加熱した後、熱間圧延を行い、表2に示す「巻取り温度」で巻取った後、表2に示す「巻取り後から600℃までの平均冷却速度」と「600℃から300℃までの平均冷却速度」で冷却し、直径8.0mm、単重2tonの線材(コイル)を製造した。その後、SV処理にて線材表層の脱炭層や疵等を除去した。次いで熱処理として、表2に示す条件でパテンティング処理(FBP)または高周波加熱(IH)を行った。表2の「熱処理条件」における「平均冷却速度」は、前記パテンティング処理(FBP)における加熱温度から600℃までの平均冷却速度を示す。前記高周波加熱(IH)では、加熱後は室温まで水冷を行っており、表2の「熱処理条件」における「平均冷却速度」には「−」と示している。
尚、熱処理としてパテンティング処理(FBP)を行った場合、鋼組織はパーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織となり、前記高周波加熱(IH)を行った場合、鋼組織は、前記SV処理で生じた表面硬化層が焼きなまされ、かつ鋼材内部は、パーライト単相組織、または、フェライトもしくはセメンタイトとパーライトとの混合組織となった。
次いで、冷間引抜き伸線加工を行って、線径を直径4.0mmとした。更に、表2に示す焼入れの加熱温度・保持時間で加熱して、油焼入れを行った後、焼戻しを400〜500℃で行い、鋼組織が焼戻しマルテンサイト組織主体の鋼材(ばね用鋼線)を得た。尚、表2のNo.27における「−」は、熱間圧延材に割れが生じたため、その後の工程および評価を行わなかったことを示している。また、いずれの例においても、鋼組織に占める焼戻しマルテンサイト組織の割合が80面積%以上であることを、別途、焼入れ状態の組織にて、残留γ量を測定する方法(X線回折法)で確認している。
得られた鋼材を用い、Cr含有炭・窒化物の個数密度の測定と疲労特性の評価を、下記に示す要領で行った。
[Cr含有炭・窒化物の個数密度の測定]
鋼組織に存在するCr含有炭・窒化物を観察するにあたり、まず下記に示す抽出レプリカ法により顕微鏡観察用試料を作製した。即ち、図1にて白四角で示す通り、鋼線の圧延方向に垂直な断面(横断面)における最表面から300μm深さの位置であって軸芯を挟み対称に位置する2部位から、観察用サンプルを採取した。そして、サンプルを切断→機械研磨→電解研磨→エッチング→カーボン蒸着→剥離→洗浄の順に行って上記試料を作製した。前記電解研磨には、電解液として10%過塩素酸−90%エタノール、前記エッチングには、エッチング液として10%アセチルアセトン−90%メタノール−1質量%塩化テトラメチルアンモニウム、前記剥離には、剥離液として1%硝酸−99%メタノールを使用した。
Cr含有炭・窒化物の観察は、上記抽出レプリカ法で作製した試料を用い、電界放出形透過電子顕微鏡(TEM、日立製作所製HF−2000)にて、加速電圧:200kV、撮影倍率:20,000倍、総合倍率:30,000倍の条件で実施した。また、対象とするCr含有炭・窒化物であるか否かの判断は、前記TEM装置付属のEDX分析装置(Kevex製EDX分析装置Sigma)を用いて行った。該EDXの測定条件は、加速電圧:20kV、時間:60secとした。詳細には、炭化物または炭窒化物について、構成する元素を上記EDXで定量分析し、Feを除く金属元素の合計に占めるCrの割合が10質量%以上であるものを、本発明で対象とする「Cr含有炭・窒化物」とした。
TEM観察写真は、前記図1における各部位につき3枚を撮影、即ち表2の各No.につき合計6枚を撮影した。このTEM観察写真の一例、および該TEM観察写真中のCr含有炭・窒化物のEDX分析結果の一例を図2および図3に示す。
上記Cr含有炭・窒化物の同定を行った後、画像解析ソフト(Media Cybernetics社製 Image Pro Plus)を用いて円相当直径が50nm以上のCr含有炭・窒化物の個数を求め、1μm2当たりの個数に換算して、円相当直径が50nm以上のCr含有炭・窒化物の個数密度を求めた。表2の各No.につき上記6枚のTEM観察写真から個数密度を求めて平均値を算出し、Cr含有炭・窒化物の個数密度とした。
[疲労特性の評価]
得られた鋼線を用いて、中村式回転曲げ疲労試験を行い、疲労特性を評価した。まず得られた鋼線にショットピーニングを行い、鋼線表層に圧縮の残留応力を付与した後、220℃×20分のひずみ取り焼鈍を行いサンプルとした。そして、試験応力:1000MPa、試験中止回数:3,000万回の条件で、表2の各No.につきサンプル10本の試験を行った。そして、サンプル10本全てが試験中止回数:3,000万回を達成して中止した場合を、介在物折損率が0%であって疲労特性に優れると判断し、サンプル10本のうち1本でも試験中止回数:3,000万回までに折損した場合、即ち、介在物折損率が10%以上の場合を疲労特性に劣ると判断した。尚、この疲労試験にて表面割れが生じたサンプルについては、カウント外とし、再試験を実施した。
[内部硬さの評価]
図4にて白四角で示す通り、鋼線の直径(D)/4位置であって軸芯に対し90°毎に4ヶ所のビッカース硬さ(HV)を、試験荷重10kgfの条件で測定した。
これらの結果を表2に示す。
表1および表2より次のことがわかる。即ち、試験No.11は、分塊圧延前の加熱温度が低く、Cr含有炭・窒化物が十分に固溶しなかったため、Cr含有炭・窒化物が多く残存したままとなり、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.12と13は、それぞれ線材圧延前の加熱温度、巻取り温度が高く、Cr含有炭・窒化物の生成と成長が進んだため、焼入れ焼戻し後に多くのCr含有炭・窒化物が残存し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.14と15は、それぞれ巻取り後から600℃までの平均冷却速度、600℃から300℃までの平均冷却速度が遅いため、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進み、焼入れ焼戻し後に多くのCr含有炭・窒化物が残存し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.16と19は、それぞれパテンティング時の加熱温度、焼入れ時の加熱温度が高すぎたため、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進み、焼入れ焼戻し後にCr含有炭・窒化物が多く残存し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.17と20は、それぞれパテンティング時の加熱保持時間、焼入れ時の加熱保持時間が長すぎたため、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進み、焼入れ焼戻し後にCr含有炭・窒化物が多く残存し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.18は、パテンティング時の平均冷却速度が遅いため、Cr含有炭・窒化物の生成・成長が進み、焼入れ焼戻し後にCr含有炭・窒化物が多く残存し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.21、22、23は、それぞれC、Si、Mnの含有量が過剰であるため、高強度は確保できているが靭延性が低下し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.24は、Cr含有量が過剰であるため、Cr含有炭・窒化物が多く生成し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.25は、V含有量が過剰であるため、Vを含むCr含有炭・窒化物が多く生成し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.26は、Al含有量が過剰であるため、Al23系の介在物が多く生成し、疲労試験で介在物折損が生じた。
試験No.27は、B含有量が過剰であるため、熱間圧延材に割れが生じた。
試験No.28、29は、Si含有量とCr含有量のバランスが悪く、Cr×Siが規定の上限を超えているため、強度は高いが靭延性は低くなり、疲労試験で介在物折損が生じた。
本発明で得られる高強度鋼材は、優れた疲労特性が備わっているため、例えば自動車分野、産業機械分野等で用いられるばね、特には、自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばね、ブレーキばね等のような機械の復元機構に使用するばね等に最適である。

Claims (2)

  1. C:0.5〜1.0%(質量%を意味する。化学成分について以下同じ)、
    Si:1.5〜2.50%、
    Mn:0.5〜1.50%、
    P:0.020%以下(0%を含まない)、
    S:0.020%以下(0%を含まない)、
    Cr:0.2%以下(0%を含まない)、
    Al:0.010%以下(0%を含まない)、
    N:0.0070%以下(0%を含まない)、および
    O:0.0040%以下(0%を含まない)
    を含み、残部が鉄および不可避不純物からなり、
    前記Crと前記Siの含有量がCr×Si≦0.20を満たし、
    鋼組織に占める焼戻しマルテンサイトの割合が80面積%以上であり、かつ
    鋼組織に存在する円相当直径が50nm以上のCr含有炭・窒化物の個数密度が0.10個/μm2以下であり、内部硬さがビッカース硬さ(HV)で600以上であることを特徴とする疲労特性に優れた高強度鋼材。
  2. 更に他の元素として、
    Ni:0.30%以下(0%を含まない)、
    V:0.30%以下(0%を含まない)、および
    B:0.0100%以下(0%を含まない)
    よりなる群から選択される1種以上の元素を含有する請求項1に記載の疲労特性に優れた高強度鋼材。
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JP4357977B2 (ja) 2004-02-04 2009-11-04 住友電工スチールワイヤー株式会社 ばね用鋼線
JP4417792B2 (ja) 2004-06-30 2010-02-17 株式会社神戸製鋼所 疲労強度又は冷間加工性に優れた高清浄度鋼
JP4027956B2 (ja) 2006-01-23 2007-12-26 株式会社神戸製鋼所 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法
JP4593510B2 (ja) * 2006-03-31 2010-12-08 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度支圧接合部品及びその製造方法並びに高強度支圧接合部品用鋼
JP5653022B2 (ja) * 2009-09-29 2015-01-14 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね用鋼、及びばね
JP5711539B2 (ja) * 2011-01-06 2015-05-07 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね
JP5671400B2 (ja) * 2011-03-31 2015-02-18 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性および伸線後の疲労特性に優れたばね用鋼線材、ならびに疲労特性およびばね加工性に優れたばね用鋼線
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