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

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−Ａｌ₂Ｏ₃−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Ａｌ₂Ｏ₃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、Ａｌ₂Ｏ₃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。