JPWO2016186033A1

JPWO2016186033A1 - ばね鋼

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Publication number: JPWO2016186033A1
Application number: JP2017519182A
Authority: JP
Inventors: 鈴木　崇久; 崇久鈴木; 久保田　学; 学久保田; 小澤　修司; 修司小澤; 裕嗣宮本
Original assignee: Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2015-05-15
Filing date: 2016-05-13
Publication date: 2018-04-05
Anticipated expiration: 2036-05-13
Also published as: CN107614723B; US20180142333A1; KR20180004245A; WO2016186033A1; EP3296414B1; EP3296414A4; MX2017014504A; EP3296414A1; CN107614723A; JP6436232B2; US10724125B2

Abstract

このばね鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．９０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．２０％、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１００％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１０％、を含み、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、およびＡｌ：０．０５０％未満に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれがＴｉ含有量およびＮ含有量を単位質量％で表す場合、前記化学成分が（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）＞０．０３を満たし、直径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の合計個数密度が５０個／μｍ３超である。

Description

本発明は、ばね鋼に関し、特に、焼入れ焼戻し後に高強度かつ高靭性を有する懸架ばね用に好適なばね鋼に関する。
本願は、２０１５年０５月１５日に、日本に出願された特願２０１５−１００００８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。

自動車の高性能化に伴い、懸架ばねも高強度化され、せん断応力１１００ＭＰａ以上の高強度を有するばねが使用されている。そのため、熱処理後に引張強度が１８００ＭＰａを越えるようなばね鋼が、ばねの製造に供されている。例えば特許文献１では、Ｖ、Ｎｂ、及びＭｏ等の元素を鋼に添加し、且つ熱処理（焼入れ焼き戻し）後に鋼中にＶ、Ｎｂ、及びＭｏ等の元素の微細炭化物を析出させ、それによって転位の動きを制限し、鋼の耐へたり特性を向上させることにより、熱処理後に引張強度が１８００ＭＰａを超えるばね鋼が提供されている。また、近年では、熱処理後に引張強度が２０００ＭＰａを超える鋼も、ばね材料として使用されている。

加工してばねとして使用されるばね鋼には、良好な加工性を保つための延性（特に絞り）と、ばねの過酷な使用環境に耐えうる破壊特性とが求められる。しかしながら、強度が高くなれば、衝撃値（靱性）および延性等が低下することはよく知られている。上述した特許文献１に示されるばね鋼では、熱処理（焼入れ、焼戻し）を行った後に、引張強度で１８００ＭＰａ以上の高強度が得られるが、衝撃値は十分なものではない。

特許文献２では、その粒界が脆性破壊の起点となる旧オーステナイトの粒径を、Ｔｉ添加によって得られるＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物を用いて微細化することで、焼入れ焼戻し後に高強度かつ高靭性を有するばね鋼が得られることが開示されている。しかしながら、特許文献２の技術でも一定の効果は得られるものの、近年の更なる高靭性化への要求を満たすことは難しい。

また、高強度のばねは、腐食等により周囲環境から水素が侵入すると、脆化したり疲労特性が低下したりすることが知られている。これに対し、特許文献３では、ショットピーニング処理によって表層部に圧縮残留応力を付与するとともに、Ｔｉ析出物に水素をトラップさせることで、水素侵入による脆化および疲労特性の低下を抑制したばね鋼が開示されている。

しかしながら、多量のＴｉは鋼の脆化をもたらすので、Ｔｉを添加する際には、添加量を抑制したり、靭性向上のためにＮｉ、Ｍｏ、およびＶなどの高価な合金元素を併せて添加したりする必要があった。また、特許文献３のばね鋼は、製造の際に焼戻し温度が３４０℃以下に制限されるので、熱処理後の絞り値が低く、特に冷間ばね成形に適用する際にばね加工中の鋼材折損のリスクが高い。

日本国特開昭５７‐３２３５３号公報日本国特開平１１‐２９８３９号公報日本国特開２００１‐４９３３７号公報

本発明は、焼入れ焼戻し等の熱処理後に、１８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ高絞り、高衝撃値、及び高耐水素脆性を有する、ばね鋼の提供を課題としている。

本発明は次に示す鋼を要旨とする。

（１）本発明の一態様に係るばね鋼は、化学成分が、単位質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６０％、Ｓｉ：０．９０〜２．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．２０％、Ｃｒ：０．１５〜２．００％、Ｎｉ：０．１０〜１．００％、Ｔｉ：０．０３０〜０．１００％、Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、Ｃｕ：０〜０．５０％、Ｍｏ：０〜１．００％、Ｖ：０〜０．５０％、Ｎｂ：０〜０．１０％を含み、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、およびＡｌ：０．０５０％未満に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれがＴｉ含有量およびＮ含有量を単位質量％で表す場合、前記化学成分が（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）＞０．０３を満たし、直径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の合計個数密度が５０個／μｍ^３超である。
（２）上記（１）に記載のばね鋼は、前記化学成分が、更に、単位質量％で、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％を含有し、［Ｃｕ］および［Ｎｉ］それぞれがＣｕ含有量およびＮｉ含有量を単位質量％で表す場合、前記化学成分が［Ｃｕ］＜（［Ｎｉ］＋０．１）を満たしてもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載のばね鋼は、前記化学成分が、更に、単位質量％で、Ｍｏ：０．０５〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．０１〜０．１０％の１種又は２種以上を含有してもよい。
（４）上記（１）〜（３）のいずれか一項に記載のばね鋼は、焼入れ焼戻し後の、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、絞りが４０％以上であり、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ^２以上であってもよい。
（５）上記（１）〜（４）のいずれか一項に記載のばね鋼は、焼入れ焼戻し後の、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、遅れ破壊強度比が０．４０以上であってもよい。

本発明の上記態様によれば、熱処理後に引張強度で１８００ＭＰａ以上の高強度を有しながら、十分な絞りと衝撃値（靭性）とが確保され、更に耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）も高い、ばね鋼を得ることができる。また、このばね鋼は、懸架ばね用の材料として好適である。

本発明者らは、焼入れ焼戻し後に引張強度が高く、十分な靱性を有するばね鋼を得るための方法について検討した。その結果、本発明者らは、焼入れ焼戻し後に十分な靱性を有するばね鋼を得るために、Ｔｉ炭窒化物を焼入れ焼戻し前の鋼中に微細分散させることが有効であることを知見した。すなわち、Ｔｉ炭窒化物は、オーステナイトのピン止め効果を有するので、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化させることができること、Ｔｉ炭窒化物を微細分散させたばね鋼は、熱処理後に高強度、高絞りかつ高い靭性を得られることを知見した。

さらに本発明者らは、焼入れ焼戻し後に、靭性に加えて高い耐水素脆性も並立させる方法を検討した。その結果、Ｂを鋼の化学成分中に含有させることが有効であることを知見した。Ｂは、破壊起点となりやすい旧オーステナイト粒界を強化する働きを有するので、Ｂを含有させることにより焼入れ焼戻し後の鋼の耐遅れ破壊特性を向上させることができる。しかしながら、上述のＢ含有効果は、ＢとＮとが結びついてＢＮが生成され、固溶状態のＢ（固溶Ｂ）の量が減少すると損なわれる。本発明者らは、ＢとＴｉとの両方を含有させるとともに、ＢとＴｉとの含有量の比を制御すれば、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物が優先的に生成してＢＮを生成するＮの量が減少し、ＢＮの生成および固溶Ｂ量の減少を抑制できることを知見した。

さらに本発明者らは、ＴｉとＢとの両方を含有させることで、固溶Ｔｉによる脆化を抑制できることを知見した。これにより、単独で含有させた場合に脆化が問題となるおそれがある量のＴｉを、ばね鋼に含有させることができる。
本発明者らは、焼入れ焼戻し後に更に高い水準の靱性を有するばね鋼を得るために、Ｔｉ炭化物（ＴｉＣ）を焼入れ焼戻し前の鋼中に微細分散させることが有効であることを知見した。Ｔｉ炭化物は、オーステナイトのピン止め効果を有するので、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化させることができる。特にＴｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物よりも低温で析出するので、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物よりも微細かつ大量に析出させることが可能であり、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物よりも高いオーステナイト粒微細化効果を有している。

このように、本発明者らは、Ｂによる旧オーステナイト粒界の強化と、Ｔｉ炭窒化物による固溶Ｂ量の確保および旧オーステナイト粒の微細化と、Ｔｉ炭化物による旧オーステナイト粒のさらなる微細化とを用いることにより、焼入れ焼戻し後に高い引張強度、高い絞り、高い衝撃値、及び高い耐水素脆性を有する、ばね鋼が得られることを知見した。

以下に、本発明の一実施形態に係るばね鋼（本実施形態に係るばね鋼）について、説明する。まず、本実施形態に係るばね鋼の化学成分について説明する。特に断りがない限り、成分に関する％は、質量％である。

［Ｃ：０．４０〜０．６０％］
Ｃは、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素である。焼入れ焼戻し後の鋼に十分な強度を付与するためには、Ｃ含有量を０．４０％以上とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４５％、より好ましい下限は０．４８％である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、焼入れ後の鋼において未変態オーステナイト（残留オーステナイト）が増加して、Ｃの強度上昇効果が減少し、さらに靭性が著しく低下する。従って、Ｃ含有量の上限を０．６０％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％、より好ましい上限は０．５５％である。

［Ｓｉ：０．９０〜２．５０％］
Ｓｉは、ばねの強度を上昇させる。さらに、Ｓｉは、ばねの使用中の形状変化であるへたりに対する耐性（耐へたり特性）を向上させる。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｓｉ含有量を０．９０％以上とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．２０％、より好ましい下限は、１．６０％である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、鋼が顕著に脆化する。従って、Ｓｉ含有量の上限を２．５０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．３０％、より好ましい上限は２．１０％である。

［Ｍｎ：０．２０〜１．２０％］
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させて鋼の焼入れ焼戻し後の強度を向上させる。また、Ｍｎは、鋼中に存在するＳをＭｎＳとして固定することで鋼の脆化を抑制するために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｍｎ含有量を０．２０％以上とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．３０％、より好ましい下限は０．４０％である。一方、Ｍｎ含有量が過剰であると、成分偏析が助長されて鋼が脆化する。従って、Ｍｎ含有量の上限を１．２０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は１．００％、より好ましい上限は０．６０％である。

［Ｃｒ：０．１５〜２．００％］
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、炭化物の析出制御に有効なので、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を確保するために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｃｒ含有量を０．１５％以上とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％、より好ましい下限は０．４５％、さらに好ましい下限は０．６０％である。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、鋼が顕著に脆化する。従って、Ｃｒ含有量の上限を２．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は１．５０％、より好ましい上限は１．００％である。

［Ｎｉ：０．１０〜１．００％］
Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、鋼の耐食性を向上させる元素であり、腐食環境下での水素の侵入を抑制して耐遅れ破壊特性を向上させるために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼ではＮｉ含有量を０．１０％以上とする。Ｎｉ含有量の好ましい下限は０．１５％である。一方、Ｎｉ含有量が１．００％を超えてもこのような効果は飽和するため、Ｎｉ量の上限を１．００％とする。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．８０％である。

［Ｔｉ：０．０３０〜０．１００％］
Ｔｉは、鋼の強度を向上させるとともに、Ｎと結びつくことによりＴｉ窒化物（ＴｉＮ）を生成して鋼中のＮを固定する効果がある。このＮ固定効果は、後述する固溶Ｂの効果を得るために不可欠であるので、Ｎの固定のために十分な量のＴｉを含有させる必要がある。また、Ｔｉ窒化物やＴｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））はピン止め効果によりオーステナイト粒成長を抑制し、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化する効果を有する。加えて、本実施形態に係るばね鋼では、ＴｉとＣとを結合させて微細なＴｉＣを大量に析出させることにより、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒をさらに微細化させる。これら効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｔｉの含有量を０．０３０％以上とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０４５％、より好ましい下限は０．０５０％である。一方、過剰なＴｉは、破壊の起点となりやすい粗大なＴｉＮを生成させるとともに、鋼自体も脆化させる。従って、Ｔｉ含有量の上限を０．１００％とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０９０％である。

［Ｂ：０．００１０〜０．００６０％］
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する。さらにＢは、破壊の起点となりやすい旧オーステナイト粒界に優先的に偏析することで粒界へのＰ及びＳなどの偏析を抑制し、結果として粒界強度の上昇および靭性の向上に寄与する元素である。また、上述したＴｉは、ばね鋼を脆化させるおそれがある元素であるが、Ｂの靭性向上効果によりＴｉによる鋼の脆化を抑制することができる。ただし、これらの効果を得るためには、ＢＮの生成を抑制し、固溶状態のＢの量を増やす必要がある。焼入れ性の向上効果および粒界強度の向上効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｂ含有量を０．００１０％以上とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％、より好ましい下限は０．００２０％である。一方、過剰にＢを含有させてもこれら効果は飽和するだけでなく、鋼の靱性が損なわれるおそれがある。従って、Ｂ含有量の上限を０．００６０％とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５０％、より好ましい上限は０．００４０％である。

［Ｎ：０．００１０〜０．００７０％］
Ｎは、鋼中で各種窒化物、または炭素（Ｃ）とともに炭窒化物を生成する元素である。高温でも安定な窒化物粒子及び炭窒化物粒子は、オーステナイト粒成長のピン止め効果による、旧オーステナイト粒の微細化に効果を発揮する。本実施形態に係るばね鋼では、非常に安定なＴｉ炭窒化物（Ｔｉ（Ｃ，Ｎ））粒子を焼入れ焼戻し前の鋼に析出させることにより、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化するために、Ｎ含有量を０．００１０％以上とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。一方で、Ｎ含有量が過剰であるとＴｉ窒化物粒子やＴｉ炭窒化物粒子が粗大化して破壊起点となり、靭性、および／または疲労特性が低下する。さらに、Ｎ含有量が過剰である場合、ＮがＢと結びついてＢＮを生成し、固溶Ｂ量を減少させることにより、上述のＢによる焼入れ性の向上効果および粒界強度の向上効果が損なわれるおそれがある。従って、Ｎ含有量の上限を０．００７０％とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００５０％である。

［（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）＞０．０３］
本実施形態に係るばね鋼では、Ｔｉ炭化物、およびＴｉ炭窒化物を活用することで、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化する。特にＴｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物と比較して、より低温で析出するので、Ｔｉ窒化物、Ｔｉ炭窒化物よりも微細かつ大量に析出させることが可能である。従ってＴｉ炭化物は、Ｔｉ窒化物およびＴｉ炭窒化物以上の旧オーステナイト粒微細化効果を有している。このため、本実施形態に係るばね鋼は、Ｔｉ炭化物として析出するＴｉを十分に確保するために、化学成分が下記の式１を満たすことを特徴とする。
（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）＞０．０３・・・（式１）

式１において［Ｔｉ］、［Ｎ］は、単位質量％でのＴｉ含有量およびＮ含有量であり、「３．４３」との数値は、Ｔｉの原子量をＮの原子量で除することによって得られる値である。“３．４３×［Ｎ］”は、ＴｉＮの形成によって消費されうる最大のＴｉ量である。化学成分が式１を満たす場合、ＴｉＮ及びＴｉ炭窒化物として消費されないＴｉの量が０．０３質量％以上となるので、オーステナイト粒を微細化するために十分なＴｉ炭化物を得ることができる。（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の好ましい下限は０．０４質量％である。
（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の上限は特に規定する必要が無く、Ｔｉ含有量の上限である０．１００％としてもよい。

［Ｐ：０．０２０％未満］
Ｐは、不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる。特に、旧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る遅れ破壊などを引き起こす。そのため、Ｐ含有量は少ない方がよい。鋼の脆化を防ぐために、本実施形態に係るばね鋼ではＰ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。

［Ｓ：０．０２０％未満］
Ｓは、Ｐと同様に不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる。Ｓは、Ｍｎを含有させることによりＭｎＳとして固定することができるが、ＭｎＳも、粗大化すると破壊起点として働き、これにより鋼の衝撃値や耐遅れ破壊特性を劣化させる。これらの悪影響を抑制するために、本実施形態に係るばね鋼ではＳ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１０％である。

［Ａｌ：０．０５０％未満］
Ａｌは脱酸元素として使用される元素である。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰であると、粗大介在物が生成し、衝撃値が劣化する。従って、その悪影響が顕著とならないように、本実施形態に係るばね鋼ではＡｌ含有量を０．０５０％未満に制限する。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。

本実施形態に係るばね鋼の化学成分は、上述の必須成分を有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、本実施形態に係るばね鋼の化学成分は、さらに、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂのうち１種以上を後述する範囲で含有しても良い。ただし、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂは任意元素であり、本実施形態に係るばね鋼の化学成分はこれらを含有する必要が無い。従って、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂそれぞれの含有量の下限は０％である。

［Ｃｕ：０〜０．５０％］
Ｃｕは、熱間圧延中の脱炭を抑制する効果を有する。また、Ｎｉと同様に耐食性を向上させる効果もある。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼ではＣｕ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方で、Ｃｕは、鋼の熱間延性を低下させ、熱間圧延時に割れが生じる原因となるおそれがある。ＮｉはＣｕによる脆化を抑制する効果を有するので、Ｃｕを含有させる場合、下記式２を満たすようにＣｕ含有量およびＮｉ含有量を制御し、かつＣｕ含有量の上限を０．５０％とすることが好ましい。Ｃｕ含有量のより好ましい上限は０．３０％である。
［Ｃｕ］＜（［Ｎｉ］＋０．１％）・・・（式２）

［Ｍｏ：０〜１．００％］
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗も高めて、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を高める効果を有する。このような効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超える場合、その効果が飽和する。Ｍｏは高価な元素であり、必要以上に含有させることは好ましくないので、含有させる場合には、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とする。Ｍｏ含有量の好ましい上限は０．６０％である。

［Ｖ：０〜０．５０％］
Ｖは、Ｔｉと同様に窒化物および炭化物等を生成し、オーステナイト粒成長のピン止め効果を発揮し、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒を微細化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｖ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超える場合、粗大な未固溶析出物が生成して鋼が脆化する。従って、含有させる場合には、Ｖ含有量の上限を０．５０％とする。Ｖ含有量の好ましい上限は０．３０％である。

［Ｎｂ：０〜０．１０％］
Ｎｂも、Ｔｉ及びＶと同様に窒化物及び炭化物等を生成し、オーステナイト粒成長のピン止め効果を発揮し、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒を微細化する効果を有する。このような効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．０１％以上としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超える場合、粗大な未固溶析出物が生成して鋼が脆化する。従って、含有させる場合には、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６％である。

本実施形態に係るばね鋼の化学成分は、上述の必須元素を含有し、上述の任意元素を含有する場合があり、その残部がＦｅおよび不純物を含む。上述の元素以外の元素が、不純物として、原材料および製造装置等から鋼中に混入することは、その混入量が鋼の特性に影響を及ぼさない水準である限り許容される。

次に、本実施形態に係るばね鋼が含む介在物（析出物）の特徴について説明する。

［直径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の個数密度：合計５０個／μｍ^３超］
本実施形態に係るばね鋼では、焼入れ焼戻し前の鋼にＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物（以下、Ｔｉ系析出物）を微細かつ大量に分散させることで、オーステナイト粒成長を抑制し、焼入れ焼戻し後の鋼において高強度と、十分な絞りおよび十分な衝撃値とを達成している。

オーステナイト粒成長を抑制するためには、Ｔｉ系析出物の個数密度を適切に制御することが重要である。一方で、Ｔｉ含有量には上限があるので、Ｔｉ系析出物を微細に分散させることが、個数密度の増大につながり、ひいてはオーステナイト粒成長の抑制に寄与する。
本実施形態に係るばね鋼では、Ｔｉ系析出物として、Ｔｉ窒化物よりも析出温度が低く微細に分散させることのできる、Ｔｉ炭窒化物及びＴｉ炭化物の一方または両方の合計の個数密度を上述のように規定する。

本発明者らは、Ｔｉ系析出物の平均粒径と、焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒径との関係を調査した。Ｔｉ系析出物の計数は、本実施形態に係るばね鋼（焼入れ焼戻し前の鋼）について、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による抽出レプリカ法で実施する。具体的には、ＴＥＭ抽出レプリカ法では、単位面積あたりの析出粒子数Ｎｓ（個／μｍ^２）を測定することになるが、本実施形態に係るばね鋼のＴｉ系析出物の状態を評価する際には、観察倍率２０万倍で５視野以上を撮影し、析出粒子数とサイズを観察する。また、微細な析出粒子の評価には補助的に観察倍率５０万倍で撮影した写真を使用する。析出粒子がＴｉ系析出物であることは、ＥＤＳ測定にて確認する。析出粒子が均一に分布していると仮定して、観察された単位面積あたりの析出粒子数Ｎｓと粒子の平均粒径ｄとを用いて、以下の式３から単位体積中の粒子数Ｎｖを推定する。
Ｎｓ／ｄ≒Ｎｖ・・・（式３）

検討の結果、本発明者らは、直径（円相当径）５ｎｍ以上のＴｉ系析出物の個数密度と旧オーステナイト粒径との間に良い相関があることを見出した。一方、これらの微細なＴｉ系析出物の個数密度を測定するにあたり、本実施形態に係るばね鋼では、１００ｎｍ以上のＴｉ系析出物の個数はその影響が無視できるほど少ないことも本発明者らは見出した。よって本発明者らは、直径５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物の個数密度を、焼入れ焼戻し後のオーステナイト粒微細化効果を得るための指標として採用した。なお、直径５ｎｍ未満のＴｉ系析出物は、十分なピン止め効果を有しないことを本発明者らは知見したので、本実施形態に係るばね鋼において直径５ｎｍ未満のＴｉ系析出物は考慮されない。

さらに、本発明者らは、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒を微細化して、高強度且つ十分な絞り及び十分な衝撃値を有するばね鋼を得るためには、直径５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ系析出物の個数密度Ｎｖが５０個／μｍ^３超であればよいことを確認した。

以上の理由により、本実施形態に係るばね鋼では、直径５ｎｍ以上１００ｎｍ以下の微細なＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の合計個数密度Ｎｖを５０個／μｍ^３超とする。この合計個数密度Ｎｖの好ましい下限は７０個／μｍ^３である。合計個数密度Ｎｖの上限を規定する必要はないが、本実施形態に係るばね鋼の化学成分に鑑みて、合計個数密度Ｎｖを１０００個／μｍ^３以上とすることは困難である。

［焼入れ焼戻し後の絞り：好ましくは４０％以上］
［焼入れ焼戻し後の衝撃値：好ましくは７０Ｊ／ｃｍ^２以上］
［焼入れ焼戻し後の引張強度：好ましくは１８００ＭＰａ以上］
［焼入れ焼戻し後の遅れ破壊強度比：好ましくは０．４０以上］
本実施形態に係るばね鋼は上述した特徴を有しているので、Ｔｉ系析出物のピン止め効果によって、焼入れ焼戻しが行われた後に粒度番号１０程度の微細な旧オーステナイト粒径を有する。本実施形態に係るばね鋼は、焼入れ焼戻し後に（焼入れ焼戻しに供された後に）、１８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、かつ４０％以上の絞りと７０Ｊ／ｃｍ^２以上の衝撃値とを有することが好ましい。
本実施形態に係るばね鋼は、旧オーステナイト粒径が微細であるために、金属組織の一様性が高く変形時にひずみの局在化が抑制されるので、焼入れ焼戻し後に良好な加工特性を有する。焼入れ焼戻し後の引張試験において４０％以上の絞りを有すると、従来使用されている低強度の材料と同等以上の加工性が得られるので好ましい。
また、本実施形態に係るばね鋼は、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒径が微細であるために、焼入れ焼戻し後において、衝撃破壊時の亀裂伝播抵抗が高い。焼入れ焼戻し後のシャルピー衝撃試験において７０Ｊ／ｃｍ^２以上の衝撃値を有すると、従来使用されているより低強度の材料と同等以上の靭性が得られるので好ましい。これらの特性を有する場合、本実施形態に係るばね鋼を用いて製造された機械部品は高い信頼性を有する。
さらに、本実施形態に係るばね鋼は、焼入れ焼戻しが行われた後に、１８００ＭＰａ以上の引張強度および０．４０以上の遅れ破壊強度比を有することが好ましい。これらの特性を有する場合、本実施形態に係るばね鋼を用いて製造された機械部品は高い信頼性を有するとともに、高性能化に寄与する。
遅れ破壊強度比は、遅れ破壊試験によって求めることができる。遅れ破壊試験は、平行部φ８ｍｍであり、この平行部に環状Ｖノッチ（深さ１ｍｍ、頂角６０°）が形成されている試験片に対して、ｐＨ＝３のＨ_２ＳＯ_４水溶液中で陰極水素チャージ（１．０ｍＡ／ｃｍ^２）しながら定荷重試験を実施することにより行うことができる。また、遅れ破壊強度比は、この遅れ破壊試験において、２００時間経過後に破断しない最大荷重を、大気中での破断荷重で除すことにより求めることができる。

上述の通り、本実施形態に係るばね鋼は、焼入れ焼戻しが行われた場合に、４０％以上の絞り、７０Ｊ／ｃｍ^２以上の衝撃値、１８００ＭＰａ以上の引張強度、及び／または０．４０以上の遅れ破壊強度比を有することが好ましい。
本実施形態に係るばね鋼に焼入れ焼戻しを行う際には、オーステナイト粒を十分に微細化するために、焼入れ加熱温度を９００℃以上１０５０℃以下とすることが好ましく、９００℃以上１０００℃以下とすることがさらに好ましい。焼戻しは、焼戻し後の引張強度が１８００ＭＰａ以上になるように適宜条件を調整して行うことが好ましく、例えば、焼戻し温度は３５０℃〜５００℃である。

本実施形態に係るばね鋼は、懸架ばね等の材料として好適であり、本実施形態に係るばね鋼の一例としては、溶製により製造した鋼塊を熱間圧延して得られる圧延線材などが挙げられる。

次に、本実施形態に係るばね鋼の好ましい製造方法について説明する。本実施形態に係るばね鋼は、製造方法に限定されず、上述の特徴を有する限りその効果が得られる。しかしながら、以下に示す工程を含む製造方法によれば、本実施形態に係るばね鋼を容易に製造できるので、好ましい。

本実施形態に係るばね鋼は、焼入れ焼戻し前に鋼中に微細に分散させたＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物を、焼入れ熱処理時のオーステナイト粒微細化のために活用することを特徴とする。微細なＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物は、溶製後に固相中で析出する粒子を活用することにより得られるので、本実施形態に係るばね鋼の製造方法では、これらの粒子を粗大化させないよう、溶製後の各工程の温度及び処理時間を管理することが重要であり、特に高温の工程である鋼塊加熱工程および熱間圧延工程の制御が重要である。

通常、鋼塊を加熱して圧延する際には、内部不均一を軽減するために、例えば１２５０℃以上の温度範囲に１８０ｍｉｎ以上保つ熱処理のように、高温かつ長時間の加熱を行った後に熱間圧延を行う。しかしながら、本実施形態に係るばね鋼では、例えば、熱間圧延のために鋼塊を加熱する際には、鋼塊を９５０℃以上１１００℃以下の温度範囲内に加熱し、３０ｍｉｎ以上１２０ｍｉｎ以下の時間だけ当該温度域に保持する必要がある。鋼塊の加熱温度が９５０℃未満である場合、圧延抵抗が増大し生産性が低下するおそれがある。また、鋼塊の保持時間が３０ｍｉｎ未満である場合、鋼塊の均熱が不十分で圧延割れの恐れがある。一方、鋼塊の加熱温度が１１００℃超である場合、または鋼塊の保持時間が１２０ｍｉｎ超である場合、上述の析出粒子が粗大化し、これにより直径５ｎｍ以上１００ｎｍ以下の微細なＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の合計個数密度Ｎｖが不足するおそれがある。
上述の条件で加熱された鋼塊を熱間圧延することによって、ばね用鋼を得ることができる。熱間圧延に際しては、通常、鋼塊の温度は加熱温度以上にならないので、圧延時の鋼塊の温度は１１００℃以下である。しかしながら、Ｔｉ系析出粒子の粗大化を抑制するには、圧延時の鋼塊の温度を１０５０℃以下とすることが好ましい。

次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。

実施例および比較例の各成分、（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）、及び（［Ｃｕ］−［Ｎｉ］）を表１および表２に示す。表１および表２において、記号「−」は、その記号にかかる元素が含有されていないことを示す。表１および表２において、Ｃｕが含まれていない実施例および比較例の（［Ｃｕ］−［Ｎｉ］）は算出されていない。これら実施例および比較例は、熱間圧延前に鋼塊を９５０℃以上１１００℃以下の温度で、１２０ｍｉｎを超えない時間だけ加熱する工程と、加熱された鋼塊を熱間圧延する工程と、９００℃以上１０５０℃以下の温度で焼入れする工程と、引張強度が１９００〜２０００ＭＰａになるように焼戻しする工程とを含む製造方法によって製造された。

得られた実施例、比較例のばね鋼について、Ｔｉ系析出物の個数密度、焼入れ焼戻し後の機械的特性（引張強度、絞り、衝撃値、および遅れ破壊強度比）を調査した。いずれの実施例および比較例も、まず、焼入れ焼戻し前の試料からＴｉ系析出物観察用の試料を採取し、その後、φ１４〜１６ｍｍの鋼を１９００〜２０００ＭＰａになるように焼入れ焼戻しを行い、機械的特性を測定するための試験片を採取した。
Ｔｉ系析出物の計数は、透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による抽出レプリカ法で、焼入れ焼戻し前の各試料に対して実施した。なお、ＴＥＭ抽出レプリカ法では、単位面積あたりの析出粒子数Ｎｓ（個／μｍ^２）を測定することになるが、本実施形態に係るばね鋼のＴｉ系析出物の状態を評価する際には、析出粒子が均一に分布していると仮定して、単位面積あたりの析出粒子数Ｎｓと、観察された粒子の平均粒径ｄとを用いて、以下の式３から単位体積中の粒子数Ｎｖを推定した。析出粒子がＴｉ系析出物であることは、ＥＤＳ測定にて確認した。
Ｎｓ／ｄ≒Ｎｖ・・・（式３）
引張試験は、「ＪＩＳＺ２２０１」に準拠して、平行部径８ｍｍの１４号試験片を作製して実施し、引張強度及び絞りを得た。シャルピー衝撃試験は、「ＪＩＳＺ２２０４」に準拠して、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ８ｍｍ、幅５ｍｍサブサイズ）を作製して実施し、室温（２３℃）での衝撃値を得た。

遅れ破壊試験は、平行部φ８ｍｍであり、この平行部に環状Ｖノッチ（深さ１ｍｍ、頂角６０°）が形成されている試験片に対して、ｐＨ＝３のＨ_２ＳＯ_４水溶液中で陰極水素チャージ（１．０ｍＡ／ｃｍ^２）しながら定荷重試験を実施することにより行った。各鋼種において、２００時間経過後に破断しない最大荷重を、大気中での破断荷重で除すことにより、各実施例および比較例の遅れ破壊強度比を求め、これにより各実施例および比較例の耐水素脆性（耐遅れ破壊特性）を比較した。
表３及び表４に、各実施例および比較例のＴｉ系析出物の個数密度、機械的特性（引張強度、絞り、衝撃値、および遅れ破壊強度比）を示す。

実施例はいずれも、Ｔｉ析出物の析出数が５０個／μｍ^３を超えていた。また、これらの実施例では、焼入れ焼戻し後に、１８００ＭＰａ以上の引張強度、４０％以上の絞り、７０Ｊ／ｃｍ^２以上の衝撃値、および０．４０以上の遅れ破壊強度比を有していた。

一方、比較例２１、２２、２５、２７、２８、２９、３３、３４、３６、３７はそれぞれ、Ｎｉ−Ｔｉ−Ｂ不足、Ｃ不足、Ｓｉ過剰、Ｐ過剰、Ｓ過剰、Ｃｒ過剰、Ｔｉ過剰、Ｎ過剰、Ｔｉ不足、（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の不足、のために絞り値が低下している。

また、比較例２１、２２、２３、２５、２６、２７、２８、３０、３３、３４、３５、３６、３７はそれぞれ、Ｎｉ−Ｔｉ−Ｂ不足、Ｃ不足、Ｃ過剰、Ｓｉ過剰、Ｍｎ不足、Ｐ過剰、Ｓ過剰、Ｎｉ不足、Ｔｉ過剰、Ｎ過剰、Ｂ不足、Ｔｉ不足、（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の不足のために、脆化もしくは組織が粗大化して、衝撃値が低下している。

さらに、比較例２１、２２、２４、２６、２７、２８、３０、３２、３４、３５、３６、３７はそれぞれ、Ｎｉ−Ｔ−Ｂ不足、Ｃ不足、Ｓｉ不足、Ｍｎ不足、Ｐ過剰、Ｓ過剰、Ｎｉ不足、（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の不足、Ｎ過剰、Ｂ不足、Ｔｉ不足、（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）の不足のために、脆化もしくは耐腐食性不足もしくは組織粗大化により、耐遅れ破壊特性が低下している。

比較例３１はＮｉ−Ｃｕ含有量のバランスが本発明の範囲外であるため熱間延性が低下し、熱間加工時にクラックが生じたために機械試験を実施していない。

比較例３８は、圧延前に鋼塊を所定の温度以上に昇温した例であり、加熱の影響でＴｉ析出物が粗大化して析出数が不足している。このため、焼入れ時の結晶粒径が粗大となり絞り、衝撃値、耐遅れ破壊特性が低下している。

本発明に係るばね鋼は、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒が微細化され、焼入れ焼戻し後に優れた機械特性を有する。従って、本発明によれば、１８００ＭＰａ以上の高強度を有しながら十分な絞りと衝撃値とが確保され、更に耐水素脆性も高いばね鋼を得ることができる。

Claims

化学成分が、単位質量％で、
Ｃ：０．４０〜０．６０％、
Ｓｉ：０．９０〜２．５０％、
Ｍｎ：０．２０〜１．２０％、
Ｃｒ：０．１５〜２．００％、
Ｎｉ：０．１０〜１．００％、
Ｔｉ：０．０３０〜０．１００％、
Ｂ：０．００１０〜０．００６０％、
Ｎ：０．００１０〜０．００７０％、
Ｃｕ：０〜０．５０％、
Ｍｏ：０〜１．００％、
Ｖ：０〜０．５０％、
Ｎｂ：０〜０．１０％、
を含み、
Ｐ：０．０２０％未満、
Ｓ：０．０２０％未満、および
Ａｌ：０．０５０％未満
に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
［Ｔｉ］および［Ｎ］それぞれがＴｉ含有量およびＮ含有量を単位質量％で表す場合、前記化学成分が
（［Ｔｉ］−３．４３×［Ｎ］）＞０．０３
を満たし、
直径が５ｎｍ以上１００ｎｍ以下のＴｉ炭化物及びＴｉ炭窒化物の合計個数密度が５０個／μｍ^３超である
ことを特徴とするばね鋼。
前記化学成分が、更に、単位質量％で、
Ｃｕ：０．０５〜０．５０％
を含有し、
［Ｃｕ］および［Ｎｉ］それぞれがＣｕ含有量およびＮｉ含有量を単位質量％で表す場合、前記化学成分が
［Ｃｕ］＜（［Ｎｉ］＋０．１）
を満たす
ことを特徴とする請求項１に記載のばね鋼。
前記化学成分が、更に、単位質量％で、
Ｍｏ：０．０５〜１．００％、
Ｖ：０．０５〜０．５０％、
Ｎｂ：０．０１〜０．１０％、
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または２に記載のばね鋼。
焼入れ焼戻し後の、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、絞りが４０％以上であり、衝撃値が７０Ｊ／ｃｍ^２以上であることを特徴とする請求項１〜３のいずれか一項に記載のばね鋼。
焼入れ焼戻し後の、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、遅れ破壊強度比が０．４０以上であることを特徴とする請求項１〜４のいずれか一項に記載のばね鋼。