WO2007114491A1 - 高強度ばね用熱処理鋼 - Google Patents

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WO2007114491A1
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steel
less
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Masayuki Hashimura
Tatsurou Ochi
Takayuki Kisu
Hiroshi Hagiwara
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Nippon Steel Corporation
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    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to a steel for high-temperature heat treatment springs, which is hot-coiled or cold-coiled, has high strength and high toughness, and is particularly cold-coiled and nitrided.
  • springs With the reduction in weight and performance of automobiles, springs have also been strengthened, and high-strength steel with a tensile strength exceeding 1500 MPa after heat treatment is used for the springs. In recent years, steel wires with a tensile strength exceeding 2 100 MPa are also required. This is to ensure a material hardness that does not hinder the spring even if it is softened slightly by heating, such as nitriding during stress removal annealing.
  • nitriding and shot peening are known to increase the surface hardness and dramatically improve durability against spring fatigue, but the sag characteristics of springs are not determined by the surface hardness. The strength or hardness inside the spring material is greatly affected. Therefore, it is important to finish the component with a very high internal hardness.
  • elements such as V, Nb, and Mo are added to form fine carbides that are solid-dissolved by quenching and precipitate by tempering, thereby restricting the movement of dislocations and providing sag resistance characteristics.
  • elements such as V, Nb, and Mo are added to form fine carbides that are solid-dissolved by quenching and precipitate by tempering, thereby restricting the movement of dislocations and providing sag resistance characteristics.
  • hot coiling is performed by heating to the austenite region of the steel, followed by quenching and tempering, and high strength steel wire that has been previously quenched and tempered.
  • T There is a cold coiling to fill.
  • Cold coiling can use oil temper treatment or high frequency treatment, which can be rapidly heated and cooled quickly when producing steel wire, so it is possible to reduce the old austenite grain size of the spring material, resulting in failure.
  • a spring with excellent characteristics can be manufactured.
  • the equipment such as the heating furnace in the spring production line can be simplified, it has the advantage of reducing the equipment cost for the spring manufacturer.
  • the suspension spring also uses a thicker steel wire than the valve spring, but cold coiling has been introduced for the above advantages.
  • the present invention provides a heat-treated steel for springs that is cold-coiled and has a tensile strength of 2000 MPa or more that can achieve both sufficient room temperature strength and coiling workability, and can improve the performance as a spring by heat treatment after spring forming. Is an issue.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • V More than 0.1 to 1.0%
  • the balance consists of iron and unavoidable impurities.
  • Figure 1 is a schematic diagram illustrating the filtrate that has passed through a 0.2 / im filter in V analysis by electrolysis (speed method).
  • Fig. 2 is a graph showing the relationship between annealing temperature and tensile properties (tensile strength, yield point) to show the effect of [V content (% by mass) in the filtrate filtered through a 0.2 m filter].
  • the present inventors While prescribing chemical components to obtain high strength, the present inventors controlled the shape of carbides in steel by heat treatment to ensure sufficient coiling characteristics to produce a spring, and after spring processing. By heat treatment such as annealing Thus, the inventors have invented a heat-treated steel for springs that can improve spring performance. Details are shown below. First, the chemical composition of steel will be explained.
  • C is an element that has a great influence on the basic strength of steel, and is set to 0.4 to 0.9% so that sufficient strength can be obtained. If it is less than 0.4%, sufficient strength cannot be obtained. In particular, even if nitriding is omitted to improve spring performance, 0.4% or more of C is required to ensure sufficient spring strength. If it exceeds 0.9%, substantial hypereutectoid precipitation occurs, and a large amount of coarse cementite is precipitated, resulting in a significant reduction in toughness. This simultaneously reduces the coiling characteristics. Therefore, the upper limit of C content was set to 0.9%.
  • the relationship with the microstructure is also close, and since the number of carbides is less at less than 0.4%, the area of the area where the carbide distribution is locally smaller than the other parts (hereinafter referred to as the carbide lean area)
  • the rate tends to increase, and it is difficult to obtain sufficient strength and toughness or coiling (ductility). Therefore, it is preferably 0.55% or more, and more preferably 0.6% or more from the viewpoint of balance between strength and coiling.
  • undissolved carbide also affects the carbide dilution region, and if C in steel forms undissolved carbide, the distribution of carbide is less than in other places because the real C in the matrix decreases.
  • the so-called carbide dilute area ratio may increase.
  • This carbide dilute region deteriorates mechanical properties, so it is necessary to avoid it as much as possible. For this reason, it is preferable to avoid inhomogeneous distribution of C in steel such as undissolved carbide.
  • the martensite form during tempering is a typical lath martensite in medium carbon steel, whereas when the amount of C is large, the form is changed to lens martensite. It has been known.
  • the carbide distribution in the tempered martensite cocoon structure produced by tempering lens martensite was lower than that in the case of las tempered martensite. Therefore, by increasing the C content, the carbide dilution region may increase due to the increase in lens martensite and undissolved carbides.
  • it is preferably 0.7% or less, and more preferably 0.65% or less, so that undissolved carbides and carbide lean regions can be reduced relatively easily.
  • Si is an element necessary to ensure the strength, hardness and sag resistance of the spring. If it is small, the required strength and sag resistance are insufficient, so 1.0% was set as the lower limit.
  • Si has the effect of spheroidizing and refining the iron carbide-based precipitates at the grain boundaries, and has the effect of reducing the grain boundary occupation area ratio of the grain boundary precipitates as well as making the iron-based carbides finer. However, adding too much will not only cure the material, but will also make it II. Therefore, to prevent embrittlement after quenching and tempering, the upper limit was 3.0%.
  • Fe 2 called ⁇ one carbide - including 3 C and the like.
  • Si is an element that contributes to temper softening resistance, and is preferably added in a certain amount in order to produce a high-strength wire. Specifically, it is preferable to add 2% or more. On the other hand, in order to obtain stable coiling properties, it is preferably 2.6% or less.
  • Mn deoxidizes and fixes S in steel as MnS and has high hardenability. Often used to obtain sufficient hardness after heat treatment. To ensure this stability, the lower limit is 0.1%. In order to prevent embrittlement due to Mn, the upper limit was set to 2.0%. Further, in order to achieve both strength and coiling properties, it is preferably 0.3 to 1%. When giving priority to coiling, it is effective to make it 1.0% or less.
  • V More than 0.1 to 1.0%
  • control of V is a major point.
  • V can be used to harden the surface layer during nitriding if the steel wire is hardened at the tempering temperature because of secondary precipitation hardening that precipitates and hardens carbides during tempering. Furthermore, it is effective in suppressing the coarsening of the austenite particle size due to the formation of nitrides, carbides and carbonitrides, and it is preferable to add them. However, since nitrides, carbides, and carbonitrides of V are generated even at austenization temperature of steel of 3 points or higher, they remain as undissolved carbides (nitrides) when their solid solution is insufficient. It was easy to do.
  • V isted
  • the amount of N by controlling the amount of N, the formation of V-based nitrides, carbides, and carbonitrides at the austenization temperature A of 3 points or more can be suppressed, so that a large amount of V is added accordingly.
  • the amount of V added exceeds 0.1% and is below 1.0%. If the added amount is 0.1% or less, the effect of adding V, such as increasing the hardness of the nitrided layer if the nitrided layer is hardened, is less effective, so it exceeds 0.1%, and further 0.15 It is desirable to add more than%. If the added amount exceeds 1.0%, coarse undissolved inclusions are formed, and the toughness is lowered. W It is easy to bend and easily cause breakage at the time of cracking or wire drawing. For this reason, the upper limit was set at 1.0%, which is industrially stable and easy to handle.
  • V nitrides, carbides, and carbonitrides are formed even at austenization temperature A of the steel of 3 points or higher, so if the solid solution is insufficient, they tend to remain as undissolved carbides (nitrides). Therefore, considering the current industrial nitrogen content control capability, it is industrially preferably 0.5% or less, and more preferably 0.4% or less.
  • N a strict limit value is defined as N ⁇ 0.007%.
  • the effects of N in steel are as follows: (1) Solid solution N exists in the ferrite, and the ferrite is hardened by suppressing the movement of dislocations in the ferrite. (2) Ti, Nb, V, Al , B and other alloying elements and nitrides are produced, affecting steel performance. The mechanism will be described later. (3) It affects the precipitation behavior of ferrous carbides such as cementite and affects steel performance.
  • V forms precipitates in steel at high temperatures. Its chemical composition is mainly nitride at high temperatures, cooling and Both W change its form to carbonitride and carbide. Therefore, nitrides formed at high temperatures tend to become V carbide precipitation nuclei. This is easy to produce undissolved carbides during heating in the patenting quenching process, and since it becomes a nucleus, it is easy to grow its size.
  • a high-strength spring like the present invention is tempered at a tempering temperature of 300 to 500 from the required strength.
  • the iron-based carbides produced during tempering due to their characteristic compositional system change ⁇ monocarbides and ⁇ -carbides (so-called cementite Fe 3 C) and their forms in a complex manner. Therefore, it affects the mechanical properties such as the ductility of steel.
  • N also affects the formation of carbides and improves ductility and toughness at 350-500 ° C, where N content is low.
  • N exceeds 0.007%
  • V-based nitrides are likely to be formed, a large amount of undissolved carbides are formed, and the steel becomes brittle depending on the form of ferri iron and carbides.
  • the amount of N is limited to N ⁇ 0.007% in order to reduce the harmfulness of such N. Furthermore, it is preferable to suppress the N content to 0.004% or less. Furthermore, as described later, it is also effective to add a trace amount of any one or more of Ti, Ta, and Nb. ,
  • N content can be suppressed to 0.004% or less, good performance may be obtained without adding one or more of T i, Ta and Nb, but it is industrially stable. Therefore, it may be difficult to make it below 0.004% or it may be disadvantageous in terms of manufacturing cost. Therefore, it is a realistic technique to add a trace amount of any one or more of Ti, Ta, and Nb.
  • the upper limit of the amount of N added may be increased.
  • the amount of N exceeds 0.007%, the amount of nitrides of V, Nb, or Ti increases too much, resulting in an increase in undissolved carbides and an increase in hard inclusions such as soot. Since the fatigue endurance characteristics and the coiling characteristics decreased, the upper limit of N content was limited to 0.007%.
  • the amount of N is too large, or the amount of addition of one or more of Ti, Ta, and Nb is too large.
  • coarse nitrides of Ti, Ta, and Nb are also formed and become harmful. Therefore, the amount of addition of one or more of Ti, Ta, and Nb must be made very small.
  • the upper limit of the N amount is preferably 0.005% or less, and more preferably 0.004% or less.
  • Such precise N control suppresses the embrittlement of the ferrite and suppresses the formation and growth of undissolved carbides by suppressing the formation of V-based nitrides.
  • toughness can be improved by controlling the form of iron-based carbides.
  • the N content is preferably 0.005% or less in consideration of the ease of heat treatment and the like.
  • the amount of N is preferably small, and although it may be substantially 0%, 0.0015% or more is preferable in consideration of the ease of the production cost in the denitrification process because it is likely to be mixed from the atmosphere such as the steelmaking process. .
  • a smaller austenite grain size provides better fatigue durability, so it is effective to lower the heating temperature during quenching.
  • it since it simultaneously increases undissolved carbides, it is necessary to form effective fine precipitates or solid solution V after annealing as in the present invention. For this reason, care must be taken for the heat treatment conditions of the previous processes up to quenching such as rolling and patenting so that they can be sufficiently dissolved even at relatively low heating temperatures that can reduce the austenite grain size.
  • the inventor filtered the liquid electrolyzed at a constant potential through a filter, and the V-based carbide remaining on the filter is undissolved carbide or similar coarse carbide.
  • V which improves the properties of steel after quenching and tempering, has a high probability of passing through the filter.
  • the amount of V (mass%) in the filtrate filtered through a 0.2 / m filter is greater than the amount of V in steel (mass%) X 0.4. If so, strength and workability can be achieved before annealing without sacrificing spring workability, and there is a large amount of solid solution V or fine V-based precipitates that precipitate during heat annealing such as nitriding. It was found that the mechanical properties (yield point) are large and the spring performance is excellent.
  • Fig. 1 is a schematic diagram illustrating the filtrate that has passed through a 0.2 m filter in V analysis by electrolysis (speed method).
  • the heat-treated steel wire after quenching and tempering is electrolyzed to dissolve the ferrite and the speed method is applied.
  • Extraction residue 4 is obtained on filtration filter 3 by using electrolyte solution 1 with W 200 and filtering 2 the solution.
  • V is also present in filtrate 5 filtered with a 0.2 m filter.
  • the so-called speed method is used for electrolysis, and this method is also used for the preparation of a transmission electron microscope reproducible sample for observing steel materials.
  • the ferrite content can be reduced. It is said that it can be electrolyzed preferentially.
  • a constant potential electrolyzer using an electrolyzer FY-138 manufactured by Fujiwara Seisakusho is used.
  • the solution is a commercially available electrolytic solution for speed method (trade name: Electrite Light A).
  • the [electrolytic amount (mass)] can be measured.
  • the amount of V in the residue on the filter and dividing it by the amount of electrolysis the amount of relatively coarse V-based carbide (mass%) remaining on the filter out of the amount of added V can be determined. Can do.
  • the amount of V in the residue on the filter can be measured by issuance spectroscopic analysis (ICP) according to JISG 1258-1999 Annex 1.
  • ICP issuance spectroscopic analysis
  • X 1 00 [Amount of V-based carbide (mass%) remaining on the fill layer] The value subtracted from the amount added (mass%) was taken as [0.2 V amount (mass%) in the filtrate filtered through 0.2% filter].
  • V that has passed through such a 0.2 m filtration filter does not deteriorate the workability during spring forming, despite increasing the strength of the heat-treated steel wire.
  • solute V forms very fine precipitates, so even if it is heated to the extent of nitriding, the yield point of the material is raised, and the effect is large.
  • the tensile strength and hardness are increased.
  • the spring performance can be improved by keeping the amount of V inside the spring as specified. This is very important not only for suppressing deterioration factors such as preventing processability deterioration as in the previous inventions but also for positively improving spring performance.
  • Cr is an effective element for improving hardenability and temper softening resistance. Furthermore, it is an element effective not only for ensuring tempering hardness but also for increasing the surface hardness after nitriding and the depth of the hardened layer in the nitriding treatment as seen in recent high-strength valve springs.
  • adding a large amount not only causes an increase in cost, but also makes the cementite seen after quenching and tempering coarse. It also has the effect of stabilizing and coarsening the alloy carbide. As a result, the wire rod becomes brittle, so when coiling There is also an adverse effect of making breakage easier. Therefore, when Cr is added, the effect is not clear unless it is 0, 5% or more.
  • the upper limit was set at 2.5%, at which embrittlement becomes prominent.
  • addition of Cr can deepen the hardened layer by nitriding. Therefore, addition of 1.1% or more is preferable, and addition of 1.2% or more is preferable in order to make it suitable for nitriding for unprecedented high strength springs.
  • the amount added is 2.0% or less. More preferably, it is about 1.7% or less.
  • Nb 0.001 to less than 0.05%
  • Nb forms nitrides, carbides, and carbonitrides, and nitrides are produced at higher temperatures than V. For this reason, Nb nitride is generated during cooling, which is combined with N in the steel to lower the V-type nitride formation temperature. As a result, coarsening of V-based carbonitrides can be suppressed even in many heat treatments applied to the material before spring formation, and solid solution can be promoted in the heating process above the transformation point. As a result, the formation of V-based undissolved carbide can be suppressed, so that the spring workability of high-strength steel wire and the resistance to temper softening due to the V-based precipitates after being processed as a spring can be effectively secured.
  • Nb-based carbonitrides In addition to suppressing the coarsening of the austenite grain size by Nb-based carbonitrides, it can be used for hardening the steel wire at the tempering temperature and for hardening the surface layer during nitriding.
  • the amount added is too large, undissolved with Nb-based nitride as the core Addition of large amounts should be avoided to make it easier for carbides to remain.
  • the amount of Nb added is less than 0.001%, the added effect is hardly recognized. If it is 0.05% or more, the addition of a large amount generates coarse undissolved inclusions and lowers the toughness. Like Mo, it tends to cause a supercooled structure and easily causes breakage during cracking and wire drawing. For this reason, it was made less than 0.05%, which is easy to handle industrially.
  • Nb itself also decreases the hot ductility and is liable to cause defects in the rolling process, so the minimum necessary addition is preferable.
  • the addition amount is preferably 0.03% or less, and more preferably 0.015% or less.
  • the addition amount is 0.001% or more and less than 0.05%.
  • Ti is a deoxidizing element as well as a nitride and sulfide-generating element, which affects the formation of oxides, nitrides, and sulfides. Therefore, if a large amount is added, hard oxides and nitrides are likely to be formed. If added inadvertently, hard carbides are formed and fatigue durability is reduced. As with A1, especially for high-strength springs, the stability of variation in fatigue strength is reduced compared to the fatigue limit of the spring itself, and if the Ti content is large, the fracture occurrence rate due to inclusions increases. It is necessary to control, and it was made less than 0.05%.
  • Ti produces TiN at a high temperature in the molten steel, so it works to reduce sol. N in the molten steel.
  • N it is a technical point to suppress the formation of V-based nitrides and further suppress the growth of V-based undissolved carbides. Therefore, if N is consumed at a temperature equal to or higher than the V-based nitride formation temperature, the growth of V-based nitrides and V-based carbonitrides that grow during cooling can be suppressed.
  • the addition of Ti substantially reduces the amount of N that binds to V. Reduces the formation temperature and further suppresses V-based undissolved carbides.
  • Undissolved carbides can be reduced.
  • the added amount is 0.001% or more, and if it is less than 0.001%, there is no effect of N consumption, no effect of suppressing V-based undissolved carbides, and no effect of improving workability.
  • the amount of Ti added is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less.
  • W is effective in imparting resistance to temper softening because it enhances hardenability and also produces carbides in steel and increases strength. Therefore, it is preferable to add as much as possible.
  • W forms carbides at low temperatures, including Ti and Nb, it is difficult to form undissolved carbides, but it can provide resistance to temper softening by precipitation hardening. In other words, it remains difficult to remain as an undissolved carbide that causes harmful effects even in the heat treatment up to spring formation.
  • nitridation processed at a relatively low temperature does not significantly reduce internal hardness even in strain relief annealing.
  • the added amount of W is set to 0.05 to 0.5%. Furthermore, if considering the ease of heat treatment, etc., 0.1 to 0.4% is preferable. In order to obtain the maximum temper softening resistance while avoiding adverse effects such as a supercooled structure immediately after rolling, the addition of 0.15% or more is more preferable.
  • Mo enhances hardenability and precipitates as carbides at a relatively low heat treatment temperature, such as the tempering nitriding temperature, making it easy to soften tempering. Can give resistance. Therefore, even after tempering at a high temperature and heat treatment such as nitriding, which is processed as necessary before spring production, it does not soften and can exhibit high strength. This can suppress the decrease in the internal hardness of the spring after nitriding, thus enhancing the effects of hot setting and strain relief annealing and improving the final fatigue characteristics of the spring.
  • the tempering temperature when controlling the strength can be increased. This high tempering temperature has the effect of reducing the grain boundary area by tempering the grain boundary carbides precipitated in a film at a high temperature, thereby ensuring the grain boundary strength and delaying. It is advantageous for improving fracture and brittle fracture characteristics.
  • Mo forms Mo-based carbides separately from cementite in steel.
  • its precipitation temperature is lower than that of V and so on, which has the effect of suppressing the coarsening of carbides. If the amount added is less than 0.05%, no effect is observed. However, if the amount added is large, it is preferable to wire the steel material in advance after drawing it into a ferri-toperite structure at the time of wire drawing, but the supercooled structure can be formed by rolling or softening heat treatment before wire drawing. It is likely to occur and cause breakage during cracking and wire drawing.
  • Mo is an element that greatly imparts hardenability, so if the amount of addition increases, the time until the end of the perlite transformation becomes longer, and the temperature can be maintained until the end of the transformation during cooling after rolling or in the patenting process. If it is not possible, an overcooled structure is likely to occur, causing wire breakage at the time of wire drawing, or if it does not break and exists as an internal crack, the properties of the final product are greatly degraded. For this reason, if Mo exceeds 0.5%, the hardenability increases, making it difficult to industrially make a ferrite toprite structure, so this is the upper limit.
  • the content should be 0.4% or less. Preferably further Preferably, it is about 0.2%.
  • V, Nb, and T i which have the same effect of strengthening temper softening resistance as W and Mo
  • V, Nb, and T i generate nitrides as described above, and also use them as nuclei for carbides. While it is easy to grow, W and Mo hardly generate nitrides, so they can be added to strengthen the softening resistance without being affected by the amount of N. In other words, the softening resistance can be strengthened even with V, Nb, and Ti, but the amount added is naturally limited to strengthen the softening resistance while avoiding undissolved carbides.
  • Ta forms nitrides, carbides and their composite precipitates, and is effective for imparting temper softening resistance and ensuring toughness by reducing the grain size. If the amount added is less than 0.001%, the effect is not clear, and if it exceeds 0.5%, coarse nitrides, carbides and composite precipitates thereof are formed, which adversely affects workability. This was the upper limit.
  • Ni, Cu, Co, and B are used to achieve both strength and flexibility, the optimum balance between softening resistance and workability due to carbide control cannot be obtained. It is added to ensure strength by strengthening the matrix.
  • Ni does not produce precipitates such as carbides, but it can improve hardenability, increase the strength stably by heat treatment, improve the ductility of the matrix, and improve the coating properties.
  • quenching and tempering increase residual austenite, so that the sag and material are uniform after spring forming. Inferior in terms of sex. If the added amount is less than 0.05%, no effect is observed in increasing strength and improving ductility. On the other hand, the addition of a large amount of Ni is not preferable, and if it exceeds 3.0%, the residual austenite increases, and the effects of improving hardenability and ductility become saturated, which is disadvantageous in terms of cost.
  • Addition of Cu is effective in preventing decarburization, which reduces the spring fatigue life after spring processing. It also has the effect of improving corrosion resistance, similar to Ni.
  • the surface layer is removed by a peeling process called “pilling”. By suppressing the decarburized layer, the fatigue life of the spring can be improved and the peeling process can be omitted.
  • the effect of suppressing decarburization and improving corrosion resistance of Cu can be exerted at 0.05% or more, and even if Ni is added as described later, if it exceeds 0.5%, it tends to cause rolling flaws due to embrittlement. Therefore, we set the lower limit to 0.05% and the upper limit to 0.5%.
  • the mechanical properties at room temperature are hardly impaired by the addition of Cu.
  • Cu when Cu is added in excess of 0.3%, cracks may occur on the surface of the billet ⁇ ⁇ during rolling in order to deteriorate the hot ductility. . Therefore, it is preferable that the amount of Ni added to prevent cracking during rolling is set to [Cu%] [Ni%] according to the amount added. Since there are no rolling flaws in the range of CuO.3% or less, it is not necessary to regulate the amount of Ni added to prevent rolling flaws.
  • Co may reduce hardenability, but improves high temperature strength W can be. Further, since it inhibits the formation of carbides, it functions to suppress the formation of coarse carbides that are a problem in the present invention. Therefore, coarsening of carbides including cementite can be suppressed. Therefore, it is preferable to add. When added, the effect is small at less than 0.05%. When added in a large amount, the hardness of the ferrite phase increases and the ductility decreases, so the upper limit was made 3.0%. Industrially, stable performance can be obtained at 0.5% or less.
  • B is effective in improving the hardenability improving element and the austenite grain boundary.
  • elements such as P and S that decrease the toughness by praying to the grain boundaries, the fracture characteristics are improved.
  • the amount of addition was set to 0.0005% as the lower limit where the effect becomes clear, and 0.0006% as the upper limit where the effect was saturated.
  • it is preferably 0.003 or less, and more preferably it is effective to fix free N by a nitride-forming element such as Ti or Nb so that B: 0.0010 to 0.0010%.
  • Ni, Cu, Co and B are mainly effective for strengthening the matrix ferrite phase.
  • this element is effective in securing strength by matrix strengthening when the optimum balance between softening resistance and workability by carbide control cannot be obtained.
  • A1 is a deoxidizing element and affects oxide formation. Especially for high-strength valve springs, hard oxides centered on A 1 2 0 3 tend to be the starting point of fracture, so this must be avoided. To that end, it is important to strictly control the amount of A1. In particular, when the tensile strength of heat-treated steel wire exceeds OOMPa, strict oxides are also used to reduce the variation in fatigue strength. Control of the generated elements is essential.
  • A1 is defined as 0.005% or less. Since this tends to produce an oxide of A 1 2 0 3 principal exceeds 005% 0., because not enough fatigue strength and quality stability caused a folding loss of oxides caused. Further, when high fatigue strength is required, the content is preferably 0.003% or less.
  • Te, Sb, Mg, Zr, Ca, and Hf can be used to control the form of oxides and sulfides when further improvement in performance and stabilization of performance are required. Add as an element.
  • Te has the effect of spheroidizing MnS. The effect is not clear if it is less than 0.0002%, and if it exceeds 0.01%, the toughness of the matrix decreases, hot cracking occurs, and fatigue durability decreases. The upper limit is 0.01%.
  • Sb has the effect of spheroidizing MnS, and if it is less than 0.0002%, the effect is not clear, and if it exceeds 0.01%, the toughness of the matrix is reduced, hot cracking occurs, and fatigue durability is reduced. Since the harmful effect of lowering becomes significant, the upper limit is 0.01%.
  • Mg forms oxides in molten steel that is higher than the MnS formation temperature, and already exists in molten steel when MnS is formed. Therefore, it can be used as MnS precipitation nuclei, which can control the distribution of MnS.
  • the number distribution of Mg-based oxides is more finely dispersed in molten steel than the Si and A1-based oxides often found in conventional steels. Therefore, MnS with Mg-based oxides as the core is finely dispersed in the steel. Will be. Therefore, even with the same S content, the MnS distribution differs depending on the presence or absence of Mg, and the addition of these results in a finer MnS particle size. Become.
  • the effect can be obtained even in a small amount, and if Mg is added, MnS is refined. However, when it exceeds 0.0005%, hard oxides are more likely to be produced, and sulfides such as MgS also start to be produced. If the fatigue strength is lowered, the coiling property is lowered. Therefore, the amount of Mg added is set to 0.001 to 0.0005%. When used for a high-strength spring, the content is preferably 0.0003% or less. Although these elements are in trace amounts, they can be added to about 0.001% by using Mg-based refractories. In addition, it is possible to control the amount of Mg added by carefully selecting auxiliary materials and using auxiliary materials with low Mg content.
  • Zr is an oxide and sulfide-forming element.
  • oxides are finely dispersed, and like Mg, they become precipitation nuclei for MnS. This improves fatigue durability and improves coiling by increasing ductility. If less than 0.001%, the effect is not seen, and even if added over 0.0005%, the formation of hard oxide is promoted, so even if the sulfide is finely dispersed, troubles due to oxide occur. It becomes easy.
  • nitrides and sulfides such as ZrN and ZrS are generated in addition to oxides, which reduces manufacturing troubles and fatigue durability of springs. Further, when used for a high-strength spring, the amount added is preferably 0.0003% or less. Although these elements are in trace amounts, they can be controlled by carefully selecting by-products and precisely controlling refractories.
  • Zr refractories are used frequently in places such as ladle, tundish, and nozzle that are in contact with molten steel for a long time, so about 1 ppm can be added to about 200 t of molten steel.
  • auxiliary materials it is only necessary to add auxiliary materials so that the specified range is not exceeded.
  • Ca is an oxide and sulfide-forming element.
  • spheroidizing MnS suppresses the length of MnS as a starting point for fatigue and other fractures, making it harmless.
  • the effect is not clear at less than 0.00002%, and even if added over 0.01%, not only the yield is poor, but also oxides and sulfides such as CaS are produced, manufacturing troubles and springs
  • the fatigue endurance characteristics of the steel were reduced, so the content was made 0.01% or less.
  • the amount added is preferably 0.001% or less.
  • Hf is an oxide-forming element and serves as a precipitation nucleus for MnS. Therefore, Hf is an oxide and sulfide-forming element when finely dispersed. In spring steel, oxides are finely dispersed, and like Mg, they become MnS precipitation nuclei. This improves fatigue durability and improves ductility by increasing ductility. The effect is not clear at less than 0.0002%, and even if added over 0.01%, the yield is not only poor, but also oxides, nitrides such as HiN and HfS, and sulfides are produced. To reduce manufacturing fatigue and spring fatigue durability, the content was set to 0.01% or less. The amount added is preferably 0.003% or less.
  • P and S are not included in the claims, but restrictions are necessary. P hardens the steel but further segregates and embrittles the material. In particular, P, who prayed to the austenite grain boundaries, causes delayed fracture due to a decrease in impact value and hydrogen penetration. Therefore, it is better to have less. Therefore, the embrittlement tendency becomes remarkable.
  • P It is preferable to set the content to 0.015% or less. Furthermore, the tensile strength of the heat-treated steel wire is high enough to exceed 2150 MPa. In the case of strength, the content is preferably less than 0.01%.
  • the tensile strength of the heat-treated steel wire is as high as 2 150 MPa, it is preferable to make it less than 0.01%.
  • the upper limit is preferably made 0.01%. Further, it is sufficient if the amount of oxygen is small, but even if it is less than 0.0002%, the effect is saturated.
  • the prior austenite grain size has a great influence on the basic properties of steel wires as well as carbides. You In other words, the smaller the old austenite particle size, the better the fatigue characteristics. However, no matter how small the austenite particle size, the effect is small if the above-mentioned carbide is contained more than specified. In general, it is effective to reduce the heating temperature during quenching in order to reduce the austenite particle size, but this increases the amount of undissolved spherical carbide. Therefore, it is important to finish the steel wire with a balance between the amount of carbide and the grain size of the previous austenite.
  • the carbide satisfies the above requirements, if the old austenite grain size number is less than 10 then sufficient fatigue properties cannot be obtained, so the old austenite grain size number 10 It was defined as above.
  • finer particles are preferable for application to high-strength springs.
  • the number 11 or even 12 or more it is possible to achieve both high strength and coiling properties.
  • Residual austenite is 15 mass% or less
  • Residual austenite often remains in the segregation area near the area between the old austenite grain boundaries and the sub-drain. Residual austenite wrinkles become martensitic wrinkles due to work-induced transformation, and when induced and transformed during spring forming, local high-hardness parts are generated in the material, and rather the coiling characteristics as a spring are degraded.
  • recent springs perform surface strengthening by plastic deformation such as shot peening and settling, but when there is a manufacturing process that includes multiple processes of applying plastic deformation in this way, the work-induced martensite that occurs at an early stage is fracture strain. Reduces the breaking characteristics of the spring in use. Also, if an inevitable deformation such as flaws is introduced, it easily breaks during coiling.
  • the residual austenite is reduced as much as possible, and the processability is improved by suppressing the formation of process-induced martensite. Specifically, if the amount of residual austenite exceeds 15% (mass%), the sensitivity to crushing and so on increases, and breakage easily occurs during coiling and other handling, so it is limited to 15% or less. did.
  • the amount of residual austenite varies depending on the amount of alloying elements such as C and Mn and the heat treatment conditions. Therefore, it is important to enhance not only the component design but also the heat treatment conditions.
  • the martensite generation temperature (start temperature M s point, end temperature M f point) is low, martensite will not be generated unless the temperature is sufficiently low during quenching, and residual austenite tends to remain. Water or oil is used in industrial quenching, but high heat treatment control is required to suppress residual rustiness. Specifically, it is necessary to maintain the cooling refrigerant at a low temperature, maintain a low temperature as much as possible after cooling, and ensure a long transformation time to martensite. Since it is processed in a continuous line industrially, the temperature of the cooling refrigerant easily rises to nearly 100 ° C, but it is preferable to maintain it at 60 ° C or less, and it is as low as 40 ° C or less. Is more preferable. Furthermore, in order to sufficiently promote the martensite transformation, it is necessary to hold it in the cooling medium for 1 s or more, and it is important to secure the holding time after cooling.
  • the distribution of carbides is less than in other parts. Specifically, the distribution of carbide in the lens martensite and its tempered structure is smaller than in other parts, and the microstructure is inhomogeneous, which adversely affects fatigue strength and workability.
  • Table 1 Steels with the chemical components shown in Table 1 were melted and forged in a 16 kg vacuum melting furnace, and then subjected to normalization, patenting, and quenching and tempering.
  • the materials (A) and (B) were annealed at 450, 475, and 500 X 15 min, respectively, and their tensile properties were evaluated including those without annealing.
  • a total of eight types of heat-treated steels were prepared, including those with (A) and (B) that had different normalizing temperatures, including those without annealing, and their tensile properties were evaluated.
  • Figure 2 shows the tensile properties of the tensile strength (indicated by the solid line) and the yield point (indicated by the dotted line) of the ⁇ 10 mm wire obtained by subjecting the materials in Table 1 to the above heat treatment.
  • Example (A) is a material that has been subjected to normalization (soaking conditions 1250 ° CX 3 hr or more) so that a large amount of V remains in the filtrate after filtration as in the present invention, and (B) is undissolved. It is a material that has been standardized (soaking conditions 900 ° C X30 min) so that carbides are likely to remain.
  • both (A) and (B) have almost the same strength immediately after quenching and tempering.
  • the yield point is relatively low and the coiling is easy.
  • the increase in yield point is particularly significant in (A), and when used as a spring, the yield point is high even though it seems to have low hardness and tensile strength. It was shown to be excellent in durability. In other words, it was shown that spring processing was easy and the strength was increased by subsequent nitriding.
  • (B) is the strength after spring processing, and the yield point decreases with nitriding, so even if a nitrided layer is formed on the surface layer, the inside is soft and local yielding easily occurs, resulting in poor durability. It was shown that.
  • Tables 2 to 7 list examples and their evaluation results. In the following, the thermal history of the inventive examples is shown, but in some comparative examples, heat treatments different from the above were performed, such as intentionally treating them under conventional general conditions in order to show the effects of the invention. These detailed conditions are described in Tables 2-7.
  • the material of the present invention is (a) 270 t converter (Example 5), (b) 2 t vacuum melting furnace (Examples 19, 39, 59) and (c) 16 kg vacuum melting furnace (other implementations) Example)
  • the material melted by the 270 t converter and 2 t-vacuum melting furnace was heated to 1250-1300 ° C and rolled to create a billet. At this time, the temperature was sufficiently raised to homogenize the flake structure, and carbide-forming elements such as V were sufficiently dissolved.
  • the steel wire material for the spring was created by rolling the billet.
  • the temperature was maintained at a high temperature of 1200 ° C. or higher for a predetermined time. After that, in each case, the billet was rolled to ⁇ 8 mm.
  • Patenting temperature 950 ° C X 20ffl in Heated then put into 600 ° C Pb bath to make ferrite perlite structure. At this time, the partial transformation was completed in the patenting tank as quickly as possible.
  • Quenching and tempering W Quenching and tempering are performed by (1) radiant furnace heating and (2) high-frequency heating.
  • materials can be placed in the coil and heated to 900-1000 ° C. It can be tempered by immediately cooling to water after heating and then heating again to 400-600 in the coil.
  • induction tempering can be processed at a higher temperature. After tempering, it was cooled with water.
  • part of the drawing was measured by a tensile test, which is an indicator of tensile strength and workability.
  • the tempering temperature was controlled so that the tensile strength exceeded 2 100 MPa.
  • the tensile test after quenching and tempering is a drawing that is an index of tensile strength and spring workability. 2 After quenching and tempering so as to exceed 100 MPa, it was prepared using a J I S Z 220 19 test piece, tested in accordance with J I S Z 2241, and the tensile strength was calculated from the breaking load.
  • the surface layer is often hardened by nitriding to increase the strength of the spring.
  • nitriding the surface layer is hardened by heating the spring to 400-500 ° C in a nitriding atmosphere and holding it for several minutes to 1 hour. At that time, since the inside into which nitrogen does not enter is heated, it is annealed and softened. Since it is important to suppress this softening, the hardness after annealing (index of softening resistance), tensile strength, and yield point were simulated.
  • the steel after nitridation annealing is made of the same material as the inside of the spring, and a high yield point means excellent spring durability. Furthermore, in actual springs, it is becoming common to apply compressive residual stress by shot pinning, but the compressive residual stress increases in proportion to the yield point, and the higher the yield point, the compressive residual stress. The stress is large and the residual stress layer is also deepened. The tendency for residual compressive stress to remain in this way is another factor that increases the durability of actual springs. As described above, measure the amount of V on the filter after electrolysis and filtration, and subtract it from the amount of added V, as described above for the amount of V in the filtrate filtered by 0.2 ⁇ m filter (mass%). Calculated.
  • the tensile test was conducted in accordance with J I S, and both the yield point and the tensile strength were measured by attaching a stretcher and pulling. When the yield point was unclear, 0.2% resistance was measured as the yield point. In addition, the drawing was measured and used as an index for evaluating workability.
  • the steel wire according to the present invention that can raise the yield point by annealing can be adjusted to a material suitable for shop peening by heat treatment.
  • the invention examples are within the chemical component ranges shown in the claims, and the amount of V can be stably increased by keeping N low, and as a result, [0. 2 In the filtrate filtered with im filter As shown in the measured value of V amount (mass%), V-based undissolved carbides can be suppressed. Therefore, there is an effect on the tensile strength and yield point after annealing, and the Young's Thickness tends to be higher than in the comparative example. Even if the tensile strength is the same, the yield point of the invention example tends to be higher.
  • the heating temperature is maintained as high as possible in rolling (bundling rolling) at the time of forming a billet, rolling to a bar wire product (wire rolling), patenting for wire drawing, and quenching and tempering to provide strength.
  • the amount of V (mass%) in the filtrate filtered through a 0.2 m filter is about 50% of the amount of added V, and can be deposited during annealing.
  • Tables 2 to 7 since the measurement is performed after annealing, the sum of the amount of solute V and the amount of V in fine precipitates is measured. Since V-based precipitates are formed by annealing, a larger amount of solute V exists before annealing, so a larger amount of V is detected.
  • W Examples 64 to 80 are examples in which the heating temperature for partial rolling, patenting and strength imparting is low, and the V-type carbides are not sufficiently dissolved. The heating temperature differs between the radiant furnace heating and the high-frequency heating because the holding time during heating is different.
  • High-frequency heating tends to heat to a higher temperature, which is about 9 10 in a radiation furnace, whereas high-frequency heating needs to be dissolved in a short time at a higher temperature than in a 950 ° C radiation furnace. There is. On the other hand, since the heating can be completed in a short time in the tempering process, the tempering can be completed at a higher temperature and in a shorter time than the radiation furnace heating.
  • Example 81 even if [V amount (mass%) in the filtrate filtered through a 0.2 ⁇ m filter] is within the specified amount range, it is forcibly heated to high temperature by heating during quenching. When dissolved, the former austenite grain size becomes large, and the drawing value after quenching and tempering and the yield point after annealing cannot be secured sufficiently, which is inferior to the invention example in terms of both workability and spring performance.
  • the steel of the present invention has a small austenite grain size and a small amount of residual austenite.
  • the steel wire whose strength has been increased to 2000 MPa or higher by suppressing fine V-based carbides of 0.2 m or less, which are likely to be overlooked, is nitrided after spring forming.
  • spring performance can be realized by heat treatment. As a result, it is possible to manufacture a spring having a high performance by securing heating, nitriding and the like, while ensuring the coiling property and high strength. Therefore, the steel according to the present invention has excellent properties for the spring even after being processed into a spring, and has the remarkable effect that the material characteristics can be exhibited.

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Abstract

本発明は、冷間でコイリングされ、十分な大気強度でコイリング加工性を両立できる引張強度2000MPa以上でばね成形後の熱処理でばねとしての性能を高めることの出来るばね用熱処理鋼を提供するもので、質量％で、Ｃ：0.4～0.9％、Si：1.0～3.0％、Mn：0.1～2.0％、Ｖ：0.1超～1.0％以下を含有し、Ｎ：0.007％以下に制限し、残部が鉄と不可避的不純物とからなり、熱処理後の抽出残渣分析値で、［0.2μｍフィルターでろ過したろ液中のＶ量（質量％）］≧［鋼中Ｖ量（質量％）］×0.4であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。

Description

高強度ばね用熱処理鋼
技術分野
本発明は、 熱間または冷間でコィ リングされ、 高強度で、 かつ高 靭性を有する、 特に冷間でコイ リングされ窒化処理され高強度熱処 理ばね用鋼に関する。 明 背景技術
書
自動車の軽量化、 高性能化に伴い、 ばねも高強度化され、 熱処理 後に引張強度 1500MP aを超えるような高強度鋼がばねに供されてい . る。 近年では引張強度 2 100MP aをこえる鋼線も要求されている。 そ れはばね製造時の歪取り焼鈍ゃ窒化処理など、 加熱によって少々軟 化してもばねとして支障のない材料硬度を確保するためである。
また、 窒化処理やショ ッ トピーニングでは表層硬度が高まり、 ば ね疲労における耐久性が格段に向上することが知られているが、 ば ねのへたり特性については表層硬度で決まるものではなく、 ばね素 材内部の強度または硬度が大きく影響する。 従って、 内部硬度を非 常に高く維持できる成分に仕上げることが重要である。
その手法としては、 V， Nb , Mo等の元素を添加することで焼入れ で固溶し、 焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、 それによつ て転位の動きを制限し、 耐へたり特性を向上させた発明がある （例 えば、 特開昭 57— 32353号公報参照） 。
一方、 鋼のコイルばねの製造方法では鋼のオーステナイ ト域まで 加熱してコィリングし、 その後、 焼入れ焼戻しを行う熱間コィ リン グとあらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線を冷間にてコ ィ リ ングする冷間コィ リングがある。 冷間コィリングでは鋼線の製 造時に急速加熱急速冷却が可能なオイルテンパー処理や高周波処理 などを用いることができるため、 ばね材の旧オーステナイ ト粒径を 小さくすることが可能で、 結果として破壊特性に優れたばねを製造 できる。 また、 ばね製造ラインにおける加熱炉などの設備を簡略化 できるため、 ばねメーカーにとっても設備コストの低減につながる などの利点があり、 最近ではばねの冷間化が進められている。 懸架 ばねにおいても弁ばねに比べ線材は太い鋼線を使用するものの、 上 記の利点のために冷間コィ リ ングが導入されている。
しかし、 冷間コィリングばね用鋼線の強度が大きくなると、 冷間 コィ リ ング時に折損し、 ばね形状に成形できない場合も多い。 これ までは強度と加工性が両立しないために工業的には不利ともいえる 加熱コィ リ ングゃコィリ ング後の焼入れ焼戻しなどの手法で強度と 加工性を両立せざるを得なかつた。
また、 高強度の熱処理鋼線を冷間コィ リ ング加工し、 窒化して強 度を確保する場合には、 鋼中に微細な炭化物を析出する V , Nbなど いわゆる合金元素を多量に添加することが有効と考えられてきた。 しかし、 現実には多量に添加すると焼入れ時の加熱では固溶できず 、 粗大に成長し、 いわゆる未溶解炭化物となり、 冷間でのコィ リン グ時の折損原因となる。 そのため未溶解炭化物に注目した技術も見 られる。
このような合金元素だけでなく、 鋼中に多く存在するセメンタイ トを中心とした炭化物も制御することで性能向上を図った発明があ る （例えば、 特開 2002— 180 198号公報参照） 。
これらの特許では詳細に球状炭化物について規定し、 加工性とば ね高強度化の両立を図っているが、 そのような比較的明確な球状炭 化物 （合金系、 セメンタイ ト系） の炭化物を抑制してもさらなる高 強度化やばね性能の向上には限界がある。 すなわち、 これらの規定 は 「欠陥」 を抑制し、 加工性劣化を抑制するという側面が強く、 ば ね性能の直接的な強化にも限界があつた。 発明の開示
本発明は、 冷間でコィリングされ、 十分な常温強度とコィ リング 加工性を両立できる引張強度 2000MPa以上でばね成形後の熱処理で ばねとしての性能を高めることの出来るばね用熱処理鋼を提供する ことを課題としている。
本発明者らは、 いままで注目されていなかった Nを制御すること によって、 合金元素を添加しても未溶解炭化物の生成を抑制でき、 靭性ゃ加工性として高強度とコィ リング性を両立させ、 その後の窒 化などの加熱処理を用いて、 従来問題とされていなかった析出型微 細炭化物を最大限に利用して、 ばね性能を向上させることのできる 熱処理鋼を開発するに至った。
• すなわち本発明の要旨は以下のとおりである。
( 1 ) 質量％で、
C ： 0. 4〜0. 9 %、
S i ： 1. 0〜3. 0 %、
Mn： 0. 1〜2. 0 %、
V ： 0. 1超〜 1. 0 %
を含有し、
N ： 0. 007 %以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物とからなり、 熱処理後の抽出残渣分析 値で
[ 0. 2 ΠΙフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) ] ≥ [ 鋼中 V量 （質量％) ] X 0. 4であることを特徴とする高強度ばね用 熱処理鋼。
( 2 ) さらに、 質量％で、
Cr ·· 0.5〜2.5%、 Nb： 0.001〜0.05%未満、 T i： 0.001〜 0.05 %未 満、 W : 0.05〜0.5%、 Mo： 0.05〜0.5%、 Ta： 0.001〜0.5%、 Ni： 0.05〜3.0%、 Cu： 0.05〜0.5%、 Co： 0.05〜 3.0 %、 B ： 0.0005〜0 .006 % Te： 0.0002〜0.01%、 Sb： 0.0002〜 0.01 %、 Mg : 0.0001〜 0.0005 %、 Zr： 0.0001〜0.0005 %、 Ca： 0.0002〜 0.01 %、 Hf ： 0.00 02〜0.01%、 の内の 1種または 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熱処理鋼。
( 3) さらに、 質量％で、 A1： 0.005 %以下に制限することを特 徴とする上記 （ 1 ) または （ 2) に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
(4) 上記 （ 1 ) 〜 （ 3) のいずれかに記載の鋼成分を有し、 焼 入れ焼戻し後の旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上、 残留ォ一ス テナイ トが 15質量％以下であることを特徴とする高強度ばね用熱処 理鋼。 図面の簡単な説明
図 1は、 電解 （スピード法） による V分析における 0.2/i mフィ ルターを通過したろ液を説明する模式図である。
図 2は、 [0.2 mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％ ) ] の効果を示すための焼鈍温度と引張特性 （引張強度、 降伏点） の関係を示す図である。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 高強度を得るために化学成分を規定しつつ、 熱処 理によって鋼中炭化物形状を制御し、 ばねを製造するに十分なコィ リング特性を確保するとともに、 ばね加工後の焼鈍等の熱処理によ つてばね性能を向上することのできるばね用熱処理鋼を発明するに 至った。 その詳細を以下に示す。 まず鋼の化学成分について説明す る。
C ： 0. 4〜0. 9 %
Cは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、 従来より 十分な強度を得られるように 0. 4〜0. 9 %とした。 0. 4 %未満では十 分な強度を得られない。 特にばね性能向上のための窒化を省略した 場合でも十分なばね強度を確保するには 0. 4 %以上の Cが必要であ る。 0. 9 %超では実質過共析となり、 粗大セメン夕イ トを多量に析 出するため、 靭性を著しく低下させる。 このことは同時にコィリン グ特性を低下させる。 よって C量の上限を 0. 9 %とした。
さらに、 ミクロ組織への関係も密接であり、 0. 4 %未満では炭化 物数が少ないため、 炭化物分布が局部的に他の部分よりも少ない領 域 （以後、 炭化物希薄域と記す） の面積率が増加しやすく、 十分な 強度と靭性あるいはコィ リ ング性 （延性） が得られにくい。 そこで 好ましくは 0. 5 5 %以上、 強度ーコィ リングのバランス観点からさら に好ましくは 0. 6 %以上とするのがよい。
一方、 C量が多い場合には合金系やセメンタイ ト系の炭化物が焼 入れ時の加熱で固溶が困難になる傾向にあり、 熱処理における加熱 温度が高い場合や加熱時間が短い場合には強度ゃコィ リング性が不 足する場合も多い。
また、 未溶解炭化物は炭化物希薄域にも影響し、 鋼中 Cが未溶解 炭化物を形成していると、 マトリ ックス中の実質 Cが減少するため に、 炭化物の分布が他の場所よりも少ない、 いわゆる炭化物希薄域 面積率が増加する事もある。 この炭化物希薄域は機械的性質を低下 させるため、 極力避ける必要があり、 そのためにも未溶解炭化物等 の鋼中 C分布の不均質を避けることが好ましい。 さらに c量が増加すると、 焼戻し時のマルテンサイ ト形態が中炭 素鋼では一般的なラスマルテンサイ 卜であるのに対して、 C量が多 い場合にはレンズマルテンサイ 卜にその形態を変化させることが知 られている。 研究開発の結果、 レンズマルテンサイ トを焼戻して生 成させた焼戻しマルテンサイ 卜組織の炭化物分布はラスマルテンサ ィ トを焼戻した場合のそれと比較して、 炭化物密度が低いことを見 出した。 したがって C量を増加することでレンズマルテンサイ 卜や 未溶解炭化物の増加により、 炭化物希薄域が増加する場合もある。
そのため、 好ましくは 0. 7 %以下、 さらに好ましくは 0. 65 %以下 とすることで、 比較的容易に未溶解炭化物や炭化物希薄域を減少さ せることができる。
S i ： 1. 0〜3. 0 %
S iはばねの強度、 硬度と耐へたり性を確保するために必要な元素 であり、 少ない場合、 必要な強度、 耐へたり性が不足するため、 1. 0 %を下限とした。 また S iは粒界の鉄炭化物系析出物を球状化、 微 細化する効果があり、 鉄系炭化物を微細化するとともに粒界析出物 の粒界占有面積率を小さくする効果がある。 しかし多量に添加しす ぎると、 材料を硬化させるだけでなく、 II化する。 そこで焼入れ焼 き戻し後の脆化を防ぐために 3. 0 %を上限とした。 ここで鉄系炭化 物とはいわゆるセメンタイ トに加え、 ε 一炭化物と呼ばれる Fe2-3C 等も含む。
さらに S iは焼戻し軟化抵抗にも寄与する元素であり、 高強度線材 を作成するにはある程度多量に添加することが好ましい。 具体的に は 2 %以上添加することが好ましい。 一方、 安定的なコィ リング性 を得るためには好ましくは 2. 6 %以下とすることが好ましい。
Mn： 0. 1〜2. 0 %
Mnは脱酸や鋼中 Sを MnSとして固定するとともに、 焼入れ性を高 めて熱処理後の硬度を十分に得るため、 多用される。 この安定性を 確保するために 0. 1 %を下限とする。 また、 Mnによる脆化を防止す るために上限を 2. 0 %とした。 さらに強度とコィ リング性を両立さ せるには、 好ましくは 0. 3〜 1 %が好ましい。 またコィ リングを優 先させる場合には 1. 0 %以下にすることが有効である。
V ： 0. 1超〜 1. 0 %
本発明では Vの制御が大きなポイントである。 ここでは V添加量 について述べる。 Vは焼戻し時の炭化物を析出して硬化する 2次析 出硬化などのため、 焼戻し温度での鋼線の硬化ゃ窒化時の表層の硬 化に利用することができる。 さらに窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生 成によるオーステナイ ト粒径の粗大化抑制に効果があり、 添加する ことが好ましい。 しかし、 Vの窒化物、 炭化物、 炭窒化物は鋼のォ ーステナイ ト化温度 A 3点以上でも生成しているため、 その固溶が 不十分な場合には未溶解炭化物 （窒化物） として残留しやすくなつ ていた。 この未溶解炭化物は、 ばねコィ リング時の折損原因になる だけでなく、 「Vを無駄に消費」 することになり、 添加した Vによ る焼き戻し軟化抵抗や 2次析出硬化の改善効果を低減させ、 ばねの 性能を低減させてしまう。 従ってこれま Vの添加量は工業的には 0. 1 %以下とすることが好ましいとされていた。
しかし、 本発明では N量を制御することでオーステナイ ト化温度 A 3点以上での V系の窒化物、 炭化物、 炭窒化物の生成を抑制でき るため、 その分、 Vを多量に添加することが可能になり、 V添加量 を 0. 1 %を超え、 1. 0 %以下とした。 その添加量が 0. 1 %以下では窒 化層の硬さ向上ゃ窒化層の深さ増加をするなどの Vを添加した効果 が少ないため、 0. 1 %を超え、 さらには 0. 1 5 %以上を添加すること が望ましい。 またその添加量が 1. 0 %を超えると粗大な未固溶介在 物を生成し、 靭性を低下させるとともに、 Moと同様、 過冷組織を生 W じ易く、 割れや伸線時の断線の原因となりやすい。 そのため工業的 に安定した取り扱いが容易な 1.0%を上限とした。
Vの窒化物、 炭化物、 炭窒化物は鋼のオーステナイ ト化温度 A 3 点以上でも生成しているため、 その固溶が不十分な場合には未溶解 炭化物 （窒化物） として残留しやすい。 従って現状の工業的窒素量 制御能力を考慮すると工業的には 0.5%以下にすることが好ましく 、 さらに 0.4%以下とすることが好ましい。
一方、 窒化による表面硬化処理では 300で以上の温度に再加熱さ れるため、 窒化による最表層の硬化や内部硬度の軟化を抑制するた めには 0.1%を超える添加が必要であり、 0.15%以上が好ましく、 さらには 0.2%以上の添加が好ましい。 これらの点についてはさら にフィルター上の V量の規定の説明の項でさらに詳しく述べる。
N ： 0.007%以下に制限
本発明では N≤ 0.007%と、 厳密な制限値を規定している。 鋼中 では Nの影響は （ 1 ) フェライ ト中に固溶 Nとして存在し、 フェラ ィ ト中の転位の動きを抑制することでフェライ トを硬化させる、 （ 2 ) Ti, Nb， V， Al, Bなどの合金元素と窒化物を生成し、 鋼材性 能に影響を及ぼす。 そのメカニズムなどは後述する。 （ 3 ) セメン タイ トなどの鉄系炭化物の析出挙動に影響し、 鋼材性能に影響を及 ぼす。
ばね鋼では C , Si, Vのような合金元素により強度を確保してい るため、 固溶 Nの硬化の効果は大きくない。 一方、 ばねの冷間加工 (コィ リング加工） を考慮した場合には転位の動きを抑制すること で、 加工部の変形を抑制し、 加工部を脆化させることになるので、 コィ リング加工特性を低下させる。
また、 請求項 1での規定元素の中で Vは鋼中において高温で析出 物を生成する。 その化学成分は高温では窒化物主体であり、 冷却と W ともに炭窒化物、 炭化物へとその形態を変化させる。 したがって高 温で生成した窒化物は V炭化物の析出核になりやすい。 このことは パテンチングゃ焼き入れ過程での加熱時に未溶解炭化物を生成しや すく、 さらにそれが核になるため、 その大きさを成長させやすい。
さらにセメン夕イ トの観点からみると、 本発明のような高強度ば ねではその要求強度から焼戻し温度は 300〜 500 で焼戻する。 ばね 鋼ではその特徴的な成分系から焼戻し時に生成する鉄系炭化物は ε 一炭化物や Θ —炭化物 （いわゆるセメンタイ ト Fe 3C) とその形態を 複雑に変化させる。 そのため鋼の延性など機械的性質に影響を与え る。 Nはその炭化物生成にも影響し、 N量が少ないほう力 350〜500 °Cにおける延性および靭性を向上させる。
さらに Nが 0. 007 %を超えると、 V系窒化物が生成しやすく、 未 溶解炭化物が多く生成したり、 フェライ 卜や炭化物の形態により鋼 が脆化する。
本発明ではそのような Nを有害性を減じるために N量を N≤0. 00 7 %に制限した。 さらに N量は 0. 004 %以下に抑制することが好まし い。 さらに後述するように T i， T a , Nbのいずれか 1種または 2種以 上を微量添加することも有効である。 ，
本来 N量を 0. 004 %以下に抑制できれば、 T i , Ta , Nbのいずれか 1種または 2種以上を添加することなく、 良好な性能を得られる場 合もあるが、 工業的に安定して 0. 004 %以下とすることが困難であ つたり、 製造コス トの点で不利になる場合もある。 そこであえて T i , Ta, Nbのいずれか 1種または 2種以上を微量添加することも現実 的な手法である。
T i , Ta , Nbのいずれか 1種または 2種以上を微量添加すると、 こ れらの元素が高温で窒化物を生成するために実質上の固溶窒素を低 減させるため、 N添加量を低減させたものと同様の効果を得ること ができる。 そのため N量の添加量の上限を増加させても良い。 ただ し、 N量が 0.007%を超えると、 V， Nbまたは Tiの窒化物生成量が 多くなりすぎ、 結果的に未溶解炭化物が多くなつたり、 ΠΝなどの 硬質介在物が増加するために靭性が低下して、 疲労耐久特性ゃコィ リング特性が低下するため、 N量の上限を 0.007%に制限した。 つまり Ti， Ta, Nbのいずれか 1種または 2種以上を添加する場合 でも、 N量が多すぎたり、 Ti, Ta, Nbのいずれか 1種または 2種以 上の添加量が多すぎたりすると、 やはり Ti， Ta, Nbの粗大窒化物を 生成して逆に有害になるため、 Ti, Ta, Nbのいずれか 1種または 2 種以上の添加量はあえて微量にする必要がある。
このような理由から N量の上限は好ましくは 0.005 %以下、 さら には 0.004%以下であることが好ましい。
このような精密な N制御により、 フェライ トの脆化を抑制すると 共に、 V系窒化物の生成を抑制することで未溶解炭化物の生成と成 長を抑制する。 また鉄系炭化物の形態を制御することで靭性を向上 できる。
このように Ti, Taまたは Nbを添加する場合でも熱処理などの容易 性を考慮すると N量は 0.005 %以下が好ましい。 N量は少ない方が 好ましく、 実質 0 %でも良いとはいうものの、 製鋼工程など大気中 からの混入しやすいことから、 製造コス トゃ脱窒工程での容易性を 考慮すると 0.0015%以上が好ましい。
熱処理後の抽出残渣分析値で [0.2^1 mフィル夕一でろ過したろ 液中の V量 （質量％) ] ≥ [鋼中 V量 （質量％) ] X0.4と規定し たことについて説明する。
本規定が本発明のポイントである。 従来、 明確に認められる球状 未溶解炭化物を主に規定していたが、 本規定ではそれだけではなく 、 最終的なばね性能に有効な析出 V炭化物を極力多く得るために、 球状 非球状の形状や固溶 z未固溶の析出履歴に関わらず、 粗大な
V系炭化物を抑制することで、 ばね成形後の微細 V系炭化物の多量 分散を促進し、 ばね性能の向上を図れるように鋼を制御するもので める。
オーステナイ ト粒径が小さい方が疲労耐久性に優れるため、 焼入 れ時の加熱温度を低くすることが有効である。 しかしそれは同時に 未溶解炭化物を増加させるため、 本発明のように焼鈍後にも有効な 微細析出物あるいは固溶状態の Vを形成することが必要である。 そ のため、 オーステナイ ト粒径を小さくできるような比較的低温の加 熱温度でも十分固溶させるよう、 圧延、 パテンチングなどの焼入れ まで以前の工程の熱処理条件についても注意を要する。
このような未溶解炭化物が存在することを考慮して、 発明者は定 電位で電解した液をフィルターでろ過するとフィルター上に残留す る V系炭化物は未溶解炭化物またはそれに類する粗大な炭化物であ り、 焼入れ焼戻し後の鋼の性質を向上させる Vはフィルターを通り 抜ける確率が高いことを見出した。
具体的には、 焼入れ焼戻し後の [ 0. 2 / mフィルタ一でろ過した ろ液中の V量 （質量％) ] が [鋼中 V量 （質量％) ] X 0. 4よりも 多量であれば、 焼鈍前にはばね加工性を損なうことなく強度と加工 性を両立でき、 また窒化等の加熱焼鈍時には析出する固溶 V量また は微細な V系析出物が多く、 焼鈍後の機械的性質 （降伏点） が大き く、 ばね性能が優れることを見出した。
ここで [ 0. フィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％)
] を測定する方法について説明する。 図 1 は、 電解 （スピード法） による V分析において、 0. 2 mフィルターを通過したろ液を説明 する模式図である。 図 1 に示すように、 本発明では焼入れ焼戻し後 の熱処理鋼線について電解してフェライ ト分を溶かしスピ一ド法に W 200 よる電解液 1 とし、 その溶液をろ過 2することで、 ろ過フィルター 3上に抽出残渣 4を得る。 また、 0. 2 mフィルターでろ過したろ 液 5中にも Vが存在する。
電解にはいわゆるスピ一ド法を用い、 この方法は鉄鋼材料を観察 するための透過電子顕微鏡レプリ力試料作成にも用いられ、 電位と 溶液を厳密に制御しながら電解することでフェライ ト分を優先的に 電解できるとされている。 具体的には （株） 藤原製作所製電解装置 FY - 138を用いた定電位電解装置を用いる。 溶液は市販のスピード 法用電解液 （商品名エレク ト口ライ ト A ) である。 2000クーロンの 電解を終了すると、 得られた電解液をメッシュ間隔 0. 2 mのフィ ルターで吸引ろ過し、 その残渣を得る。 また鋼線の電解前後の質量 を精密に測定することで、 [電解量 （質量） ] が測定できる。 フィ ルター上残渣中の V量を測定し、 それを電解量で除することで、 添 加 V量のうち、 フィルター上に残留した比較的粗大な V系炭化物量 (質量％) を把握することができる。
上記のフィルター上残渣中の V量は、 J I S G 1258— 1999付属書 1 に準じて発行分光分析 （I CP) によって測定できる。 [フィルター 残渣中の V量 （質量） ] / [電解量 （質暈） ] X 1 00 = [フィル夕 一上に残留する V系炭化物量 （質量％) ] であるから、 それを鋼中 V添加量 （質量％) から減じた値を [ 0. 2 ΠΙフィルターでろ過し たろ液中の V量 （質量％) ] とした。
Figure imgf000014_0002
0. 2 t mフィルタ一を通過したろ液中 V量
Figure imgf000014_0001
(質量％) 一般にメッシュ間隔が小さいほど粗大な晶析出物がフィルタ一上 に残渣として残るが、 実際にはたとえフィルターが 0. 2 mであつ ても、 0. 以下の晶析出物が残留して採取されている。 このこ とから本発明では 0. 2 ^ m以下の析出物にも注目し、 より微細な炭 化物の制御を行っている。 したがって 0. 2 mのフィルタ一を通過 した液の分析では固溶状態またはフィルターメッシュサイズよりも 非常に微細な小析出物に含まれる V量を測定している。
このような 0. 2 mろ過フィル夕一を通過した Vは熱処理鋼線の 強度を高めるにもかかわらず、 ばね成形時に加工性を劣化させない 。 またばね成形後の窒化においても固溶 Vは非常に微細な析出物を 形成するため、 窒化程度の加熱されているにもかかわらず、 材料の 降伏点を上昇させ、 その効果が大きい場合には引張強度や硬度を高 める場合もある。 特に 450〜 650°Cに鋼を焼入れ後に再加熱すると 0. 2 mを通過できる非常に微細な V系炭化物を多く析出させること ができる。 窒化工程の加熱も利用していることから、 ばね内部の V 量を規定どおりにすることで、 ばねの性能を高めることができる。 このことはこれまでの発明の様に単に加工性劣化を防止するという 劣化要因の抑制だけでなく、 ばね性能を積極的に高めるために非常 に重要である。
Cr： 0. 5〜2. 5 %
Crは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるために有効な元 素である。 さらに最近の高強度弁ばねで見られるような窒化処理に おいて、 焼戻し硬度を確保するだけでなく、 窒化後の表層硬度とそ の硬化層深さを大きくするのに有効な元素である。 しかし添加量が 多いとコス ト増を招くだけでなく、 焼入れ焼戻し後に見られるセメ ン夕イ トを粗大化させる。 また合金系炭化物を安定化させ、 粗大化 させる効果もある。 結果として線材は脆化するためにコィリ ング時 に折損を生じやすくするという弊害もある。 したがって C rを添加す る場合、 0 , 5 %以上でなければその効果が明確ではない。 また脆化 が顕著となる 2. 5 %を上限とした。
しかし、 本発明では Nを規定することにより炭化物を微細に制御 することから、 多量の C rを添加可能であるため、 髙強度を容易に得 る添加量とした。
また、 窒化処理を行う場合には C rが添加されている方が窒化によ る硬化層を深くできる。 そのため 1. 1 %以上の添加が好ましく、 さ らに従来にない高強度ばね向けの窒化に適するようにするには 1. 2 %以上の添加が好ましい。
C rはセメン夕ィ 卜の加熱による溶解を阻害するため、 特に C > 0. 5 5 %と C量が多くなると C r量を抑制した方が粗大炭化物生成を抑制 でき、 強度とコィ リング性を両立しやすい。 従って、 好ましくはそ の添加量を 2. 0 %以下にすることがこのましい。 さらに好ましくは 1 . 7 %以下程度である。
Nb： 0. 00 1〜0. 0 5 %未満
Nbは窒化物、 炭化物、 炭窒化物を生成し、 窒化物は Vよりも高温 で生じる。 そのため、 冷却時に Nb窒化物を生成することで鋼中 Nと 結びつく ことで、 V系窒化物生成温度を低下させる。 そのためばね 作成までに素材に施される数多くの熱処理においても V系炭窒化物 の粗大化を抑制し、 変態点以上の加熱工程においては固溶を促進で きる。 その結果、 V系未溶解炭化物の生成を抑制できるため、 高強 度鋼線のばね加工性とばねとして加工された後の V系析出物による 焼戻し軟化抵抗を有効に確保できる。
さらに、 Nb系炭窒化物によるオーステナイ ト粒径の粗大化抑制の ほかに焼戻し温度での鋼線の硬化ゃ窒化時の表層の硬化に利用でき る。 しかしその添加量が多すぎると、 Nb系窒化物を核とした未溶解 炭化物が残留しやすくするため、 多量の添加は避けるべきである。 具体的には N b添加量は 0.001 %未満では添加した効果がほとんど認 められない。 また 0.05%以上では多量添加は粗大な未固溶介在物を 生成し、 靭性を低下させるとともに、 Moと同様、 過冷組織を生じ易 く、 割れや伸線時の断線の原因となりやすい。 そのため工業的に安 定した取り扱いが容易な 0.05%未満とした。
また、 Nbそのものも熱間延性を低下させて圧延工程においても疵 の原因になりやすいため、 必要最低限の添加が好ましい。 好ましく は 0.03%以下であり、 さらに好ましくは 0.015%以下の添加量が好 ましい。
Ti ： 0.001〜0.05%未満
本発明では Tiを添加する場合には、 その添加量は 0.001%以上、 0 .05%未満である。 Tiは脱酸元素であるとともに窒化物、 硫化物生 成元素であるため、 酸化物および窒化物、 硫化物生成に影響する。 したがって多量の添加は硬質酸化物、 窒化物を生成しやすいために 不用意に添加すると硬質炭化物を生成し、 疲労耐久性を低下させる 。 A 1と同様に特に高強度ばねにおいてはばねの疲労限度そのものよ りも疲労強度のばらつき安定性を低下させ、 Ti量が多いと介在物起 因の破断発生率が多くなるため、 その量を制御する必要があり、 0. 05%未満とした。
一方、 Tiは溶鋼中の高温で TiNを生成するため、 溶鋼中の sol. N を低減させる働きがある。 本発明では Nを制限することで、 V系窒 化物の生成を抑制し、 さらに V系未溶解炭化物の成長を抑制するこ とが技術のポイントである。 そのため、 V系窒化物生成温度以上の 温度で Nを消費しておけば V系窒化物およびそれを核に冷却時に成 長する V系炭窒化物の成長を抑制できる。 すなわち Tiを添加するこ とで実質的に Vと結合する N量を低減させるため、 V系窒化物の生 成温度を低下し、 さらには V系未溶解炭化物を抑制できる。
したがって、 T iの多量添加は T i系未溶解炭窒化物と酸化物生成の 観点から'避ける方がよいが、 微量の添加は V系窒化物生成温度を低 めることができるため、 むしろ未溶解炭化物を低減できる。 その添 加量は 0. 001 %以上であり、 0. 001 %未満では N消費の効果が無く、 V系未溶解炭化物抑制効果がなく、 加工性改善効果が見られない。 ただし T i添加量は 0. 02 %以下、 さらには 0. 01 %以下が好ましい。
W ： 0. 05〜0. 5 %
Wは焼入れ性を向上させるとともに、 鋼中で炭化物を生成し、 強 度を高める働きがあるため、 焼戻し軟化抵抗の付与に有効である。 従って極力添加する方が好ましい。
Wは炭化物を T i， Nbなどにく らべて低温で生成するため、 未溶解 炭化物を生成しにくいが、 析出硬化により焼戻し軟化抵抗を付与で きる。 すなわちばね作成までの熱処理においても弊害を生じる未溶 解炭化物として残りにくい。 一方、 比較的低温で処理される窒化ゃ ひずみ取り焼鈍においても大きく内部硬度を低下させることが無い
'その添加量が 0. 05 %未満では効果は見られず、 0. 5 %超では過冷 組織を生じやすくなつたり、 工業的熱処理を施した場合にはかえつ て延性などの機械的性質を損なう恐れがあるので Wの添加量を 0. 05 〜0. 5 %とした。 さらに熱処理の容易性などを考慮すると 0. 1〜0. 4 %が好ましい。 特に圧延直後の過冷組織などの弊害を避けつつ、 最 大限の焼戻し軟化抵抗を得るためには 0. 15 %以上の添加がさらに好 ましい。
Mo： 0. 05〜0. 5 %
Moは焼入れ性を高めるとともに、 焼戻しゃ窒化温度程度の比較的 低温の熱処理温度で炭化物として析出するため、 容易に焼戻し軟化 抵抗を与えることができる。 従って高温での焼戻しやばね製造まで に必要に応じて処理されるひずみ取り焼鈍ゃ窒化などの熱処理を経 ても軟化せず高強度を発揮させることができる。 この事は窒化後の ばね内部硬度の低下を抑制できるため、 ホッ トセツチングやひずみ 取り焼鈍の効果を高め、 最終的なばねの疲労特性を向上させること となる。 具体的には強度を制御する際の焼戻し温度を高温化させる ことができる。 この焼戻し温度の高温化はフィルム状に析出する粒 界炭化物を高温で焼き戻すことで球状化させ、 粒界面積率を低減す ることに効果があり、 そのことによって粒界強度の確保、 遅れ破壊 や脆性破壊特性を改善するのに有利である。
Moは鋼中ではセメン夕イ トとは別に Mo系炭化物を生成する。 特に V等に比べその析出温度が低いので炭化物の粗大化を抑制する効果 がある。 その添加量は 0. 05 %未満では効果が認められない。 ただし その添加量が多いと、 伸線時にはあらかじめ鋼材をパテンチング処 理によってフェライ トーパーライ ト組織としてから伸線することが 好ましいにもかかわらず、 圧延や伸線前の軟化熱処理などで過冷組 織を生じ易く、 割れや伸線時の断線の原因となりやすい。 これは Mo は焼入れ性を大きく付与する元素であるため、 添加量が多くなると パーライ ト変態終了までの時間が長くなり、 圧延後の冷却時やパテ ンチング工程では変態終了まで温度を維持することが出来ず、 過冷 組織を生じやすく、 伸線時に断線の原因になったり、 断線せず、 内 部クラックとして存在した場合には、 最終製品の特性を大きく劣化 させる。 このことから Moが 0. 5 %を超えると、 焼入れ性が大きくな り、 工業的にフェライ トーパーライ ト組織にすることが困難になる ので、 これを上限とする。 圧延や伸線などの製造工程で製造性を低 下させるマルテンサイ 卜組織の生成を抑制し、 工業的に安定して圧 延、 伸線を容易にするには 0. 4 %以下とすることが好ましく、 さら に好ましくは 0. 2 %程度である。
Wおよび Moと同じく焼戻し軟化抵抗を強化する効果をもつ V， Nb ， T iと比較すると、 V， Nb, T iは前述のように窒化物を生成し、 さ らにそれを核として炭化物を成長させやすいのに対して、 Wおよび Moは窒化物をほとんど生成しないため、 N量の影響を受けることな く、 添加して軟化抵抗を強化することが出来る。 つまり、 V， Nb, T iでも軟化抵抗の強化は可能であるが、 未溶解炭化物を避けつつ軟 化抵抗を強化するために添加するにはおのずと添加量が制限されて しまう。 従って未溶解炭化物を生成せず、 さらに高い軟化抵抗を必 要とする場合には窒化物を生成せず、 比較的低温で炭化物を析出し て、 析出強化元素として機能する Wまたは Moの添加が極めて有効で ある。
Ta ： 0. 00ト 0. 5 %
Taは窒化物、 炭化物およびその複合析出物を生成し、 ァ粒径の微 細化などにより焼戻し軟化抵抗に付与と靭性の確保に有効である。 その添加量は 0. 00 1 %未満ではその効果が明確ではなく、 0. 5 %を超 えると粗大な窒化物、 炭化物およびその複合析出物を生成し、 加工 性などに弊害を及ぼすため、 これを上限とした。
さらに、 N i , Cu， Co , Bの内の 1種または 2種以上を、 強度と加 ェ性を両立させる上で、 炭化物制御による軟化抵抗と加工性の最適 バランスが得られない場合にはマトリ ックス強化によって強度確保 するために添加する。
N i ： 0. 05〜3. 0 %
N iは炭化物などの析出物を生成しないが、 焼入れ性を向上させ、 熱処理によって安定して高強度化でき、 マトリ ックスの延性を向上 させてコィ リング性を向上できる。 しかし焼入れ焼戻しでは残留ォ ーステナイ トを増加させるので、.ばね成形後にへたりや材質の均一 性の点で劣る。 その添加量は 0.05%未満では高強度化や延性向上に 効果が認められない。 一方、 Niの多量添加は好ましくなく、 3.0% 超では残留オーステナイ トが多くなる弊害が顕著になるとともに、 焼入れ性や延性向上効果が飽和し、 コスト等の点で不利になる。 残 留オーステナイ トは変形が導入されると加工誘起変態によりマルテ ンサイ トに変化したり、 比較的低温の処理でも分解するため、 安定 した材質を維持しにくいため、 少ない方が好ましい。 そのため、 残 留オーステナイ トを残留させやすくなる Niを過剰に添加することは 好ましくない。
Cu： 0.05〜0.5%
Cu添加はばね加工後にばね疲労寿命を低下させる脱炭を防止する ことに有効である。 また Niと同様に耐食性を向上させる効果もある 。 通常、 線径を安定させるとともに脱炭層を除去するためにはピ一 リングとよばれる皮むき加工によって表層を除去する。 脱炭層を抑 制することでばねの疲労寿命向上やピーリング工程の省略すること ができる。 Cuの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は 0.05%以上で発揮 することができ、 後述するように Niを添加したとしても 0.5%を越 えると脆化により圧延きずの原因となりやすい。 そこで下限を 0.05 %、 上限を 0.5%とした。 Cu添加によって室温における機械的性質 を損なうことはほとんどないが、 Cuを 0.3 %を越えて添加する場合 には熱間延性を劣化させるために圧延時にビレツ 卜表面に割れを生 じる場合がある。 そのため圧延時の割れを防止する Ni添加量を の 添加量に応じて [Cu%] く [Ni%] とすることが好ましい。 CuO.3 %以下の範囲では圧延きずが生じないことから、 圧延きず防止を目 的として Ni添加量を規制する必要がない。
Co： 0.05〜3.0%
Coは焼入れ性を低下させる場合もあるが、 高温強度を向上させる W ことができる。 また炭化物の生成を阻害するため、 本発明で問題と なる粗大な炭化物の生成を抑制する働きがある。 したがってセメン タイ トを含む炭化物の粗大化を抑制できる。 従って、 添加すること が好ましい。 添加する場合、 0. 05 %未満ではその効果が小さい。 多 量に添加するとフェライ ト相の硬度が増大し延性を低下させるので 、 その上限を 3. 0 %とした。 この工業的には 0. 5 %以下で安定した性 能を得られる。
B ： 0. 0005〜0. 006 %
Bは焼入れ性向上元素とオーステナイ 卜粒界の清浄化に効果があ る。 粒界に偏祈して靱性を低下させる P， S等の元素を Bを添加す ることで無害化し、 破壊特性を向上させる。 その際、 Bが Nと結合 して BNを生成するとその効果は失われる。 添加量はその効果が明確 になる 0. 0005 %を下限とし、 効果が飽和する 0. 0060 %を上限とした 。 ただしわずかでも BNが生成すると脆化させるため BNを生成しない よう十分な配慮が必要である。 したがって好ましくは 0. 003以下で あり、 さらに好ましくは T i， Nb等の窒化物生成元素によってフリー の Nを固定して、 B ： 0. 0010〜0. 0020 %にすることが有効である。
これら N i， Cu, Coおよび Bは主にマトリックスのフェライ ト相の 強化に有効である。 強度と加工性を両立させる上で、 炭化物制御に よる軟化抵抗と加工性の最適バランスが得られない場合にはマトリ ックス強化によって強度確保する場合に有効な元素である。
A1 ： 0. 005 %以下に制限
A1は脱酸元素であり酸化物生成に影響する。 特に高強度弁ばねで は A 1203を中心とする硬質酸化物は破壊起点になりやすいため、 こ れを避ける必要がある。 そのためには A1量を厳密に制御することが 重要である。 特に熱処理鋼線として引張強度が OOMPaを超えるよ うな場合には疲労強度ばらつきを低減させるためにも厳密な酸化物 生成元素の制御が必須である。
本発明においては A1 ： 0. 005 %以下と規定した。 これは 0. 005 %を 超えると A 1203主体の酸化物を生成しやすいため、 酸化物起因の折 損を生じて十分な疲労強度や品質安定性を確保できないからである 。 さらに高疲労強度を要求する場合には 0. 003 %以下にすることが 好ましい。
さらに、 Te, Sb, Mg, Z r, Ca， Hfの内の 1種または 2種以上を、 さらなる高性能化、 性能の安定化が求められた場合に酸化物および 硫化物の形態を制御する元素として添加する。
Te ： 0. 000ト 0. 01 %
Teは MnSを球状化させる効果がある。 0. 0002 %未満ではその効果 が明確ではなく、 0. 01 %を超えるとマトリ ックスの靭性を低下させ 、 熱間割れを生じたり、 疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著 となるため、 0. 01 %を上限とする。
Sb： 0. 0002〜0. 01 %
Sbは MnSを球状化する効果があり、 0. 0002 %未満ではその効果が 明確ではなく、 0. 01 %を超えるとマトリ ックスの靭性を低下させ、 熱間割れを生じたり、 疲労耐久性を低下させたりする弊害が顕著と なるため、 0. 01 %を上限とする。
Mg： 0. 0001〜0. 0005 %
Mgは MnS生成温度よりも高い溶鋼中で酸化物を生成し、 MnS生成時 には既に溶鋼中に存在している。 従って MnSの析出核として用いる ことができ、 これにより MnSの分布を制御できる。 またその個数分 布も Mg系酸化物は従来鋼に多く見られる S i， A1系酸化物より微細に 溶鋼中に分散するため、 Mg系酸化物を核とした MnSは鋼中に微細に 分散することとなる。 従って同じ S含有量であっても Mgの有無によ つて MnS分布が異なり、 それらを添加する方が MnS粒径はより微細に なる。 その効果は微量でも十分得られ、 Mgを添加すれば MnSは微細 化する。 しかし 0. 0005 %を超えると硬質酸化物を生じやすくするほ か、 MgSなどの硫化物も生じ始め、 疲労強度の低下ゃコィリング性 の低下を招く。 そこで Mg添加量を 0. 000 1〜0. 0005 %とした。 高強度 ばねに用いる場合には 0. 0003 %以下とすることが好ましい。 これら の元素は微量ではあるが、 Mg系耐火物を多用することで 0. 000 1 %程 度添加できる。 また副原料を厳選し、 Mg含有量の少ない副原料を用 いることで Mg添加量を制御できる。
Z r： 0. 000 1〜0. 0005 %
Z rは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼においては酸化 物を微細に分散するため、 Mgと同様、 MnSの析出核となる。 それに より疲労耐久性を向上させたり、 延性を増すことでコィリング性を 向上させる。 0. 000 1 %未満ではその効果は見られず、 また 0. 0005 % を超えて添加しても硬質酸化物生成を助長するため、 硫化物が微細 分散しても酸化物起因のトラブルを生じやすくなる。 また多量添加 では酸化物以外にも Z rN, Z rSなどの窒化物、 硫化物を生成し、 製造 上のトラブルやばねの疲労耐久特性を低下させるので 0. 0005 %以下 とした。 さらに高強度ばねに用いる場合にはこの添加量を 0. 0003 % 以下にすることが好ましい。 これらの元素は微量ではあるが、 副原 料を厳選し、 耐火物などを精密に制御することで制御可能である。
たとえば、 取鍋、 タンディ ッシュ、 ノズルなど溶鋼と長時間接す る場合のような場所に Z r耐火物が多用することにより 200 t程度の 溶鋼に対して 1 ppm程度添加することができる。 さらにそれを考慮 しつつ規定範囲を超えないように副原料を添加すれば良い。
鋼中 Z rの分析方法は測定対象鋼材の表層スケールの影響を受けな い部分から 2 gを採取し、 ； [ I S G 1237— 1997付属書 3 と同様の方法 でサンプルを処理した後、 I CPによって測定できる。 その際、 I CPに おける検量線は微量 Z rに適するように設定する。
Ca： 0. 0002〜0. 01 %
Caは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼においては MnS を球状化させることで、 疲労等の破壊起点としての MnSの長さを抑 制し、 無害化することができる。 その効果は 0. 0002 %未満では明確 ではなく、 また 0. 0 1 %を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか 、 酸化物や CaSなどの硫化物を生成し、 製造上のトラブルやばねの 疲労耐久特性を低下させるので 0. 01 %以下とした。 この添加量は好 ましくは 0. 001 %以下であることが好ましい。
Hf ： 0. 0002〜0. 01 %
Hfは酸化物生成元素であり、 MnSの析出核となる。 そのため微細 分散することで Hfは酸化物および硫化物生成元素である。 ばね鋼に おいては酸化物を微細に分散するため、 Mgと同様、 MnSの析出核と なる。 それにより疲労耐久性を向上させたり、 延性を増すことでコ ィリング性を向上させる。 その効果は 0. 0002 %未満では明確ではな く、 また 0. 01 %を超えて添加しても歩留まりが悪いばかりか、 酸化 物や HiN， Hf Sなどの窒化物、 硫化物を生成し、 製造上の卜ラブルや ばねの疲労耐久特性を低下させるので 0. 01 %以下とした。 この添加 量は好ましくは 0. 003 %以下であることが好ましい。
以下に、 その他の成分の好ましい含有範囲を説明する。
P ： 0. 015 %以下
P , Sについては請求項の規定には加えていないものの、 制限は 必要である。 Pは鋼を硬化させるが、 さらに偏析を生じ、 材料を脆 化させる。 特にオーステナイ ト粒界に偏祈した Pは衝撃値の低下や 水素の侵入により遅れ破壊などを引き起こす。 そのため少ない方が よい。 そこで脆化傾向が顕著となる P ： 0. 015 %以下とするのが好 ましい。 さらに熱処理鋼線の引張強度が 2150MP aを超えるような高 強度の場合には 0. 01 %未満にすることが好ましい。
S ： 0. 015 %以下
Sも Pと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化させる。 Mnによって極 力その影響を小さくするが、 MnSも介在物の形態をとるため、 破壊 特性は低下する。 特に高強度鋼では微量の MnSから破壊を生じるこ ともあり、 Sも極力少なくすることが望ましい。 その悪影響が顕著 となる 0. 015 %以下とするのが好ましい。
さらに、 熱処理鋼線の引張強度が 2 150MPaを超えるような高強度 の場合には 0. 01 %未満にすることが好ましい。
t - O ： 0. 0002〜0. 0 1
鋼中には脱酸工程を経て生じた酸化物や固溶した 0が存在してい る。 しかし、 この合計酸素量 （ t—O ) が多い場合には酸化物系介 在物が多いことを意味する。 酸化物系介在物の大きさが小さければ ばね性能に影響しないが、 大きい酸化物が大量に存在しているとば ね性能に大きな影響を及ぼす。
酸素量が 0. 01 %を超えて存在するとばね性能を著しく低下させる ので、 その上限を 0. 01 %とするのが好ましい。 また酸素が少なけれ ば良いが 0. 0002 %未満にしても、 その効畢が飽和するので、 これを 下限とするのが好ましい。
実用上の脱酸工程などの容易性を考慮すると 0. 0005〜0. 005 %に 調整することが望ましい。
そこでこの検鏡面に占める合金系球状炭化物およびセメンタイ ト 系球状炭化物に関して以下の規定を加え、 これらによる弊害を排除 するためには下記の規制が重要である。
旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上
焼戻しマルテンサイ ト組織を基本とする鋼線では旧オーステナイ ト粒径は炭化物と並んで鋼線の基本的性質に大きな影響をもつ。 す なわち旧オーステナイ ト粒径が小さい方が疲労特性ゃコィ リ ング性 に優れる。 しかし、 いく らオーステナイ ト粒径が小さく とも上記炭 化物が規定以上に多く含まれていると、 その効果は少ない。 一般に オーステナイ ト粒径を小さくするには焼入れ時の加熱温度を低くす ることが有効であるが、 そのことは逆に上記の未溶解球状炭化物を 増加させることになる。 従って炭化物量と旧オーステナイ ト粒径の バランスのとれた鋼線に仕上げることが重要である。 ここで炭化物 が上記規定を満たしている場合について旧オーステナイ ト粒径番号 が 1 0番未満であると十分な疲労特性ゃコィ リ ング性を得られないの で旧オーステナイ 卜粒径番号 1 0番以上と規定した。
さらに高強度ばねに適用するにはさらに細粒の方が好ましく、 1 1 番、 さらには 1 2番以上とすることで高強度とコィリング性を両立さ せることが可能になる。
残留オーステナイ トが 1 5質量％以下
残留オーステナイ トは偏析部ゃ旧オーステナイ ト粒界やサブダレ インに挟まれた領域付近に残留することが多い。 残留オーステナイ 卜は加工誘起変態によってマルテンサイ 卜となり、 ばね成形時に誘 起変態すると材料に局部的な高硬度部が生成され、 むしろばねとし てのコィ リ ング特性を低下させる。 また最近のばねはショッ 卜ピー ニングゃセツチングなど塑性変形による表面強化を行うが、 このよ うに塑性変形を加える工程を複数含む製造工程を有する場合、 早い 段階で生じた加工誘起マルテンサイ トが破壊ひずみを低下させ、 加 ェ性ゃ使用中のばねの破壊特性を低下させる。 また打ちきず等のェ 業的に不可避の変形が導入された場合にもコィリング中に容易に折 損する。
さらには窒化やひずみ取り焼鈍などの熱処理においても徐々に分 解することで機械的性質を変化させ、 強度を低下させたりコィ リ ン グ性が低下するなどの弊害をもたらす。
従って、 残留オーステナイ トを極力低減し、 加工誘起マルテンサ イ トの生成を抑制することで、 加工性を向上させる。 具体的には残 留オーステナイ ト量が 1 5 % (質量％) を超えると、 打ち疵などの感 受性が高くなり、 コィ リングやその他取り扱いにおいて容易に折損 するため、 1 5 %以下に制限した。
C， Mnなどの合金元素添加量や熱処理条件によって残留オーステ ナイ ト量は変化する。 そのため、 成分設計だけでなく熱処理条件の 充実が重要である。
マルテンサイ ト生成温度 （開始温度 M s点、 終了温度 M f点） が低温 になると、 焼入れ時にかなりの低温にしなければマルテンサイ 卜を 生成せず、 残留オーステナイ トが残留しやすい。 工業的な焼入れで は水またはオイルが用いられるが、 残留ォ一ステナイ 卜の抑制は高 度な熱処理制御が必要となる。 具体的には冷却冷媒を低温に維持し たり、 冷却後も極力低温を維持し、 マルテンサイ トへの変態時間を 長く確保するなどの制御が必要となる。 工業的には連続ラインで処 理されるため、 冷却冷媒の温度は容易に 1 00 °C近くまで上昇するが 、 60 °C以下に維持することが好ましく、 きらには 40 °C以下と低温が より好ましい。 さらにマルテンサイ ト変態を十分に促進するために 1 s以上冷却媒体内に保持する必要があり、 冷却後の保持時間を確 保することも重要である。
さらにこれらの炭化物等の規定に加え、 炭化物の分布が他の部分 に比べ、 少なくなつた組織を避けるべきである。 具体的にはレンズ マルテンサイ 卜およびその焼戻し組織では炭化物分布が他の部分に 比べて少なく、 ミクロ組織の不均質を生じるため、 疲労強度および 加工性に悪影響を及ぼす。 実施例
以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
本発明の効果を明確にするために 16kg真空溶解炉で作成した材料 の特性試験を実施した。
表 1
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表 1に示す化学成分の鋼を 16kg真空溶解炉で溶製、 鍛造し、 その 後、 焼準、 パテンチング、 焼入れ焼戻しを行った。 焼準温度を （A ) 1250°C X 1 hr→徐冷、 （B) 1150°C X 1 冷の 2水準作成、 その後、 それぞれ 950°Cで加熱してパテンチングを行い、 焼入れ温 度 910°C、 焼戻し温度 500°Cで焼入れ焼戻しを行った。 その後、 さら に （A) , ( B ) の材料ともそれぞれ 450， 475, 500 X 15minの焼 鈍を行い、 それらの引張特性を焼鈍なし材も含めて評価した。 すな わち焼準温度の異なる （A) , (B ) の材料に焼鈍なしを含めて計 8種類の熱処理鋼を作成し、 その引張特性を評価した。
図 2に表 1 の材料に上記熱処理を施した Φ 10mm線材の引張強度 （ 実線で示している） と降伏点 （点線で示している） との引張特性を 示す。 実施例 （A) は本発明のようにろ過後のろ液中に多量の Vが 残留するように焼準 （均熱条件 1250°C X 3 hr以上） した材料であり 、 (B ) は未溶解炭化物の残留しやすいように焼準 （均熱条件 900 °C X30min) した材料である。
その結果、 （A) と （B ) は焼鈍前の引張強度や降伏点はほとん ど同一にもかかわらず、 [0.2 mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) ] は （A) では 0.098 %、 ( B ) では 0.058 %であり 、 (A) では焼鈍により引張強度、 降伏点ともに焼鈍前と同等以上 に高くなる傾向にあつたのに対して、 （B ) では焼鈍温度が高くな ると引張強度、 降伏点ともに低下する結果となった。
( A ) , ( B ) ともに焼入れ焼戻し直後にはほぼ同一の強度で、 本例では降伏点が比較的低く、 コィ リングが容易である。 しかしば ね加工後の窒化によって （A ) では特に降伏点の上昇が顕著であり 、 ばねとして使用する際にはたとえ硬度や引張強度が低いように見 えても降伏点が高いために、 ばねとしての耐久性に優れることが示 された。 すなわちばね加工は容易でその後の窒化によって高強度化 されることが示された。
一方、 （B ) はばね加工後の強度、 降伏点は窒化とともに低下す るために、 表層に窒化層を形成したとしても内部が軟質であり、 容 易に局部降伏が生じて耐久性が劣ることが示された。
素材作成と熱履歴
表 2〜 7に実施例とその評価結果の一覧を示す。 以後、 発明例の 熱履歴を示すが、 一部比較例では発明の効果を示すために故意に従 来の一般的条件で処理するなど、 上記とは異なる熱処理を施した。 それらの詳細条件については表 2〜 7中に記述した。
表 2
化学成分 （mass%)
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表 3
Figure imgf000032_0001
表 4
Figure imgf000033_0001
表 5
Figure imgf000034_0001
表 6
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表 7
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本発明の素材は （ a ) 270 t転炉 （実施例 5 ) 、 ( b ) 2 t 一真 空溶解炉 （実施例 19， 39 , 59) および （ c ) 16kg真空溶解炉 （その 他の実施例） で溶製した。 270 t転炉と 2 t—真空溶解炉によって 溶製された材料は 1250〜 1300°Cに加熱し、 圧延することでビレツ ト を作成した。 この際、 十分に温度を上げることにより踌片組織の均 質化を図ると共に、 V等の炭化物生成元素を十分に固溶させた。
さらにビレッ トを圧延することで、 ばね用の鋼線素材を作成した 。 その際、 発明例では 1200°C以上の高温に一定時間保定した。 その 後いずれの場合もビレツ 卜から Φ 8 mmに圧延した。
その他の実施例では 16kg真空溶解炉で溶解後、 鍛造により φ 13mm X 600mmに鍛造し、 その後熱処理した。 その後、 1300°C X 3 h r以上 保定することで、 やはり V等の炭化物生成元素を十分に固溶させた 。 その後、 再度 1200°C以上の高温に一定時間保定した。
圧延時または圧延シミュレート後の冷却過程においてはマルテン サイ トなど硬質で割れやすい過冷組織の生成を抑えるため、 温度が 圧延時の高温から 450°Cまで冷却されたら、 それ以降の冷却はカバ 一をかけるなどの徐冷を行った。 これによりたとえ過冷組織が生じ ても軟質化することができ、 後工程でもわれゃ疵を生じることなく 、 取り扱うことが出来る。
線材熱処理 （前処理）
上記の様に圧延または鍛造し、 熱履歴を経た材料をパテンチング 一伸線一焼入れ焼戻しを施した。
パテンチング温度 950°C X 20ffl i n加熱し、 その後、 600°Cの Pb槽に 投入し、 フェライ トパーライ ト組織とした。 この際、 パテンチング 槽では極力短時間でパーライ ト変態を終了させた。
その状態でダイスにより伸線し、 Ψ 4 πιπιとした。
焼入れ焼戻し W 焼入れ焼戻しは （ 1 ) 輻射炉加熱、 （ 2 ) 高周波加熱と両方で行 つに。
( 1 ) 輻射炉加熱
920 :に加熱した輻射炉に投入し、 10分後に 50でのオイル槽に投 入して焼き入れた。 5分後に引き上げそのまま所定の温度に調整し た Pb槽に投入することで焼き戻した。 鉛槽の温度は 450〜 550°Cであ るが、 発明例はおおむね 500°Cである。 これは未溶解炭化物を避け つつ、 非常に微細な V系炭化物を多量に析出させるためであり、 V の析出温度である 450〜 650°Cでの保定時間を極力長くするためであ る。
( 2 ) 高周波加熱
高周波加熱ではコイル中に素材を配置し、 900〜 1000°Cまで加熱 できる。 加熱後即座に水冷し、 さらに再度コイル中で 400〜600 に 加熱することで焼戻すことができる。
同一の強度を得るのに高周波焼戻しの方が高温で処理することが できる。 焼戻し後は水冷した。
焼入れ焼戻し後、 一部は引張試験により引張強度と加工性の指標 である絞りを測定した。
その際、 焼戻し温度を制御し、 引張強度が 2 100MPaを超えるよう にした。
窒化焼鈍
焼入れ焼戻し後、 窒化を想定した焼鈍を行った。 特に明示がない 場合には 500°C X 2 hr保定した。 その後、 フィルターを用いた V量 の測定を行った。 窒化を想定した焼鈍により V系炭化物は大きくな るため、 フィルター上の V量は焼鈍前のそれに比べて多く検出され る。 従って焼鈍前に検出される 0. 2 z mフィルターでろ過したろ液 中の V量 （質量％) は焼入れ焼戻し後それよりも多く、 焼鈍後の 0. 2 ^ mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) 測定で本発明 の規定を満たす場合には焼鈍前の熱処理鋼も本発明の規定を満たす 評価項目
評価項目は以下のとおり ；
( 1 ) 焼入れ焼戻し後 ： 引張強度、 絞り （加工性） 、 旧オーステナ ィ ト粒径、 残留オーステナイ ト量
( 2 ) 焼鈍後 ： [ 0. 2 ^ mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質 量％) ] 、 硬度、 引張強度、 降伏点
焼入れ焼戻し後の引張試験は、 引張強度およびばね加工性の指標 である絞りである。 2 100MPaを超えるように焼入れ焼戻し処理を行 つた後、 J I S Z 220 1 9号試験片により作成し、 J I S Z 2241に準拠し て試験を行い、 その破断荷重から引張強度を算出した。
また近年、 ばねの高強度化のために表層に窒化による硬化処理を 施すことが多い。 窒化は窒化雰囲気ガス中でばねを 400〜 500°Cに加 熱し、 数分〜 1時間程度保持することで表層を硬化させる。 その際 、 窒素が侵入しない内部は加熱されているために焼鈍されて軟化す る。 この軟化を抑制することが重要であるため、 窒化をシミュレ一 トした焼鈍後の硬さ （軟化抵抗の指標） 、 引張強度、 降伏点を評価 項目とした。
窒化焼鈍後の鋼はばねの内部と同様の材質であり、 降伏点が高い ことは、 ばね耐久性に優れることを意味する。 さらに実ばねではシ ョ ッ トピ一ニングにより圧縦残留応力を付与することが一般的にな りつつあるが、 圧縮残留応力は降伏点に比例して大きくなり、 降伏 点が大きい方が圧縮残留応力が大きく、 さらに残留応力層も深くな る。 このように圧縮残留応力が残りやすいことも実ばねの耐久性を 高める一因である。 [ 0. 2 ^ mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) ] につ いては既に述べたとおり、 電解およびろ過後のフィルター上の V量 を測定し、 添加 V量より差し引きして算出した。
引張試験方法
引張試験は J I Sに準拠して行い、 のび計を取り付けて引張ること により降伏点と引張強度の両方を測定した。 降伏点が不明確な場合 には 0. 2 %耐カを降伏点として測定した。 また絞りを測定し、 加工 性を評価する指標とした。
降伏点に関する解説
これまで強度を高めることがすなわちばね耐久性を高めると考え られていたが、 実際には破壊の初期成長には材料の降伏に依存する ために引張試験における引張強度だけではなく、 降伏点に依存する ことに着目した。 このことにより、 例えば、 村上、 大南 「破壊力学 入門」 オーム社、 昭和 59年 12月 10日発行、 第一版第 6刷、 P 102に も示されているように、 たとえ引張強度が低く とも降伏点が高い場 合には高いばね耐久性を得ることができる。
また最近のばね鋼ではショ ッ 卜ピーニングによって最表層に圧縮 残留応力を付与することが多い。 残留応力は表層の高ひずみ部分が 内部のひずみの少ない部分との不均質によって生じる。 そのため残 留応力の大きさは降伏点の大きさが実質的な残留応力の最大値と考 えられる。 したがって焼鈍によって降伏点を高めることの出来る本 発明による鋼線は熱処理によってショッ 卜ピーニングに適した素材 に調整できる。
結果の解説
表 2〜 7の結果を要約すると、 発明例は請求項に示す化学成分の 範囲であり、 Nを低く抑制することで V添加量を安定して増加する ことができ、 その結果、 [ 0. 2 i mフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) ] の測定値に示されるとおり、 V系未溶解炭化物を 抑制することができる。 したがって焼鈍後の引張強度および降伏点 に効果があらわれ、 比較例とく らべ、 若千引張強度が高い傾向にあ る。 またたとえ引張強度が同等であっても降伏点は発明例の方が高 い傾向にある。
この差を生じたのは実施例 6 1〜63のように N等の化学成分の影響 もあるが、 熱処理の影響も大きい。 すなわち鋼製造において、 铸造 以後では冷却時に V系炭化物が析出する。 しかし加熱時には冷却時 の析出温度よりも高い温度に加熱しなければ、 一度析出した析出物 は固溶しない。 そのため、 未溶解炭化物が残留するのであるが、 こ れを避けるためには次工程での加熱温度で固溶しやすい状態に維持 することが重要である。 したがって、 铸造以降の圧延等の加熱にお いて極力高温で処理することが必要である。
本発明ではそのために、 ビレッ ト作成時の圧延 （分塊圧延） 、 棒 線製品への圧延 （線材圧延） 、 伸線のためのパテンチングおよび強 度を付与する焼入れ焼戻しにおける加熱温度を極力高く維持するこ とで各工程における未溶解炭化物の固溶を促進、 成長を抑制した。 具体的には表にあるように各工程とも高温で加熱した。
そのため焼入れ焼戻し後の強度を確保できることは勿論であるが 、 ばね加工に問題のない絞り値となった。 φ 4 mmの熱処理鋼線では 絞りが 45 %を超えるとコイ リ ング加工が可能である。
さらに [ 0. 2 mフィルタ一でろ過したろ液中の V量 （質量％) ] が添加された V量の 50 %程度になり、 焼鈍時に析出することがで きる。 表 2〜 7では焼鈍後の測定時なので固溶 V量と微細析出物中 の V量の和が測定されている。 焼鈍により V系析出物が生成するこ とから、 焼鈍前にはさらに多くの固溶 V量が存在するため、 さらに 多くの V量が検出される。 W 実施例 64〜 80は分塊圧延、 パテンチングおよび強度付与のための 加熱温度が低く、 十分に V系炭化物が固溶しなかった例である。 輻射炉加熱と高周波加熱で加熱時の保定時間が異なるため加熱温 度は異なる。 高周波加熱のほうが高温に加熱する傾向にあり、 輻射 炉では 9 10で程度であるのに対して、 高周波加熱では 950°C程度の輻 射炉加熱よりも高温短時間の加熱によって固溶させる必要がある。 一方、 焼戻し過程では短時間で加熱を終了できるため、 焼戻しも輻 射炉加熱より も高温、 短時間で完了することが出来る。
このように異なる熱履歴を与えた場合、 圧延〜焼入れまでの加熱 では極力高温加熱を維持しないと、 未溶解炭化物が成長するために 次工程で十分に固溶させることができない。 その結果、 焼入れ焼戻 し後の絞りが発明例よりもおとる。 このことはばね加工が困難であ ることを示している。 また焼鈍後には [ 0. 2 mフィルターでろ過 したろ液中の V量 （質量％) ] は発明例よりも少なく、 焼鈍後の引 張強度や降伏点が低い傾向にある。 このような降伏点が低いことか ら、 ばねの耐久性も不足し、 発明例ほどの耐久性を得られない。 また実施例 8 1のようにたとえ [ 0. 2 ^ mフィルターでろ過したろ 液中の V量 （質量％) ] が規定量の範囲であっても焼入れ時の加熱 で無理に高温加熱して固溶させると、 旧オーステナイ ト粒径が大き くなり、 焼入れ焼戻し後の絞り値や焼鈍後の降伏点を十分に確保で きず、 加工性とばね性能の両面で発明例に劣る。
同様の傾向は実施例 82のように残留オーステナイ 卜が多く残留し た場合にも焼鈍による軟化が激しく、 十分な降伏点を得られなくな る。 産業上の利用可能性
本発明鋼は、 オーステナイ ト粒径、 残留オーステナイ 卜量を小さ くするだけでなく、 規定された従来見逃される可能性の高い 0. 2 m以下の微細な V系炭化物も抑制することで、 強度を 2000MPa以上 に高強度化した鋼線がばね成形後の窒化等の加熱処理によってさら にばね性能を現出できるようにした。 このことにより、 コィ リング 性を確保し高強度かつ破壊特性に優れ、 窒化等の加熱によって高い 性能を有するばねを製造できる。 そのため、 本発明鋼はばねに加工 された後もばねにとって良好な性質を有し、 その素材特性を発揮す ることができるという顕著な効果を奏する。

Claims

1. 質量％で、
C ： 0.4〜0.9%、
Si ： 1.0〜3.0%
Mn： 0. 1〜2.0%、
V ： 0.1超〜 1.0% 請 を含有し、
N ： 0.007 %以下に制限し、
残部が鉄と不可避的不純物とからなり、 熱処理後の抽出残渣分析 範
値で、
[0.2 ΠΙフィルターでろ過したろ液中の V量 （質量％) ] ≥ [ 鋼中 V量 （質量％) ] X0.4であることを特徴とする高強度ばね用 熱処理鋼
2. さらに、 質量％で、
Cr： 0. 5〜2.5%、
Nb： 0. 001〜0.05%未満、
Ti ： 0. 001〜0.05%未満、
W ： 0. 05〜0.5% ,
Mo ： 0. 05〜0.5%、
Ta： 0. 00ト 0.5%、
Ni ： 0. 05〜3.0%、
Cu： 0. 05〜0.5%、
Co： 0. 05〜3.0%、
B ： 0. 0005〜0.006 % ,
Te ·· 0. 0002〜0.01%、
Sb： 0. 0002〜0.01%、 Mg： 0.0001〜 0.0005 %、
Zr： 0.0001〜 0.0005 %、
Ca： 0.000ト 0.01%、
Hi ： 0.0002-0.01%
の内の 1種または 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熱処理鋼。
3. さらに、 質量％で、 A1 ： 0.005 %以下に制限することを特徴 とする請求項 1 または 2に記載の高強度ばね用熱処理鋼。
4. 請求項 1〜 3のいずれかに記載の鋼成分を有し、 焼入れ焼戻 し後の旧オーステナイ ト粒度番号が 10番以上、 残留オーステナイ ト が 15質量％以下、 であることを特徴とする高強度ばね用熱処理鋼。
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