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技術 高強度ばね用鋼及びばね

出願人 日本製鉄株式会社
発明者 鈴木崇久
出願日 2016年3月17日 (4年9ヶ月経過) 出願番号 2016-053722
公開日 2017年9月21日 (3年3ヶ月経過) 公開番号 2017-166037
状態 特許登録済
技術分野 磁性鉄合金の熱処理 ばね 物品の熱処理
主要キーワード 外周面位置 ひずみ取り 下もも 元素偏析 腐食ピット 光学的顕微鏡 サブサイズ コイリング
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課題

強度と靭性を兼ね備え、かつ、ばね製造時のひずみ取り焼鈍後も強度低下が起きない高強度ばね用鋼と、ばねを提供する。

課題手段

鋼成分が質量%で、C:0.40〜0.80%、Si:0.8〜3.0%、Mn:0.1〜1.5%、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜1.0%、Ti:0.03〜0.10%、N:0.0010〜0.0070%を含み、P:0.030%以下、S:0.030%以下に制限し、残部がFeと不可避的不純物からなり、任意の断面におけるミクロ組織において、旧オーステナイト粒度番号が8以上であり、ベイナイト体積分率で70%以上、残留オーステナイトが体積分率で5%以上15%以下、残部がマルテンサイトである高強度ばね用鋼を採用する。

概要

背景

自動車高性能化に伴い、懸架ばね高強度化が求められている。最近では、熱処理後において引張強度1800MPaを越えるような高強度のばね用鋼が懸架ばねに供されており、近年では引張強度2000MPaを超えるばね鋼も使用されている。このような高強度のばね用鋼は、一般に焼戻しマルテンサイト組織を有しているが、焼戻しマルテンサイト組織では強度に対して延性靭性トレードオフの関係にあるため、強度・延性・靭性のバランスを維持したまま高強度化を進めることが徐々に難しくなっている。

これに対して、特許文献1には、熱処理後のばね鋼組織ベイナイトとすることで、焼戻しマルテンサイト組織とは異なる強度・延性・靭性バランスが追求したばね鋼が提案されている。一般に、Siを多く含むばね用鋼においてベイナイト組織を得ようとすると、熱処理後に比較的大量の残留オーステナイトが生じるが、特許文献1では、この残留オーステナイトによるTRIP効果を活用することで、従来の焼戻しマルテンサイト組織のばね用鋼では為し得なかった高強度かつ高延性なばね用鋼を実現している。

また、特許文献2には、FCC構造の残留オーステナイトがBCC構造焼戻しマルテンサイトやベイナイトと比較して水素吸蔵能力が高いことに着目し、残留オーステナイトにより耐水素脆化特性を向上させたばね鋼が提案されている。

一方で、ベイナイト組織を有するばね用鋼にもいくつかの課題がある。その一つが加熱による硬さの低下が大きいことである。ベイナイトばね鋼の強度を高めるには、ベイナイト変態温度を低下させる必要がある。たとえば特許文献1では、250〜350℃でベイナイト変態させることで、ばね鋼ワイヤ状態で引張強さ1800〜2100MPaを達成している。しかし実際にばねとして使用する際には、このワイヤをばね加工し、更に加工による残留応力を除去するために通常は約350℃のひずみ取り焼鈍を行う必要がある。この場合、ベイナイトの変態温度よりも高温でひずみ取り焼鈍を行うため、ベイナイト組織が焼戻されてしまい、ばねとして使用する際にはばね加工前のワイヤの強度よりも低下してしまう。

なお、従来の焼戻しマルテンサイト組織のばね鋼では、焼戻し時点で350℃以上の熱処理を受けているために、ひずみ取り焼鈍後も強度がほとんど劣化しない。従って、ひずみ取り焼鈍後の強度低下は、ベイナイト組織を有するばね用鋼に特有な課題である。

また、マルテンサイト変態組織やベイナイト変態組織は、旧オーステナイト粒の内部がパケットブロックと呼ばれる下部組織に分割されるが、パケットやブロックが大きいほど脆性破壊に対する抵抗が低下することが知られている。パケットやブロックは変態温度が高いほど大きくなる傾向があり、ばね鋼ではマルテンサイトがおよそ250℃で変態するのに対し、ベイナイトは300〜400℃で変態するために、パケットやブロックサイズが大きくなって靭性が低下しやすい傾向にある。

従来は、変態温度が高くなることでベイナイト組織の硬さが低下し、靭性が改善する傾向にあった。しかしベイナイト組織の高強度化が進むにつれて、ベイナイト組織サイズの粗大化による靭性低下は顕著な問題になりつつある。

概要

強度と靭性を兼ね備え、かつ、ばね製造時のひずみ取り焼鈍後も強度低下が起きない高強度ばね用鋼と、ばねを提供する。鋼成分が質量%で、C:0.40〜0.80%、Si:0.8〜3.0%、Mn:0.1〜1.5%、Cr:0.1〜2.0%、Mo:0.1〜1.0%、Ti:0.03〜0.10%、N:0.0010〜0.0070%を含み、P:0.030%以下、S:0.030%以下に制限し、残部がFeと不可避的不純物からなり、任意の断面におけるミクロ組織において、旧オーステナイト粒度番号が8以上であり、ベイナイトが体積分率で70%以上、残留オーステナイトが体積分率で5%以上15%以下、残部がマルテンサイトである高強度ばね用鋼を採用する。なし

目的

従って、ひずみ取り焼鈍後の強度低下は、ベイナイト組織を有するばね用鋼に特有な課題である

効果

実績

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請求項1

鋼成分が質量%で、C:0.40〜0.80%、Si:0.80〜3.00%、Mn:0.10〜1.50%、Cr:0.10〜2.00%、Mo:0.10〜1.00%、Ti:0.030〜0.100%、N:0.0010〜0.0070%を含み、P:0.030%以下、S:0.030%以下に制限し、残部がFeと不純物からなり、任意の断面におけるミクロ組織において、旧オーステナイト粒度番号が8以上であり、ベイナイト体積分率で70%以上、残留オーステナイトが体積分率で5%以上15%以下、残部がマルテンサイトであることを特徴とする高強度ばね用鋼

請求項2

前記鋼成分がさらに[Ti質量%]、[N質量%]及び[S質量%]それぞれがTi含有量、N含有量およびS含有量を単位質量%で表す場合、前記化学成分が([Ti質量%]−3.43[N質量%])/[S質量%]>3.0を満たす請求項1に記載の高強度ばね用鋼。

請求項3

前記鋼成分に、さらにV:0.05〜1.00%を含む、請求項1または請求項2に記載の高強度ばね用鋼。

請求項4

前記鋼成分に、さらにNi:0.10〜1.00%、Cu:0.10〜0.50%、W:0.10〜0.50%、Nb:0.020〜0.100%、Al:0.050%未満、B:0.0010〜0.0060%、のうち1種または2種以上を含む、請求項1ないし請求項3のいずれか一項に記載の高強度ばね用鋼。

請求項5

請求項1ないし請求項4のいずれか一項に記載の高強度ばね用鋼からなるばね。

技術分野

0001

本発明は、高強度ばね用鋼及びばねに関するものであり、特に、熱間または冷間でコイリングされ、熱処理後に高強度かつ高靭性を有する懸架ばねに供される高強度ばね用鋼に関する。

背景技術

0002

自動車高性能化に伴い、懸架ばねの高強度化が求められている。最近では、熱処理後において引張強度1800MPaを越えるような高強度のばね用鋼が懸架ばねに供されており、近年では引張強度2000MPaを超えるばね鋼も使用されている。このような高強度のばね用鋼は、一般に焼戻しマルテンサイト組織を有しているが、焼戻しマルテンサイト組織では強度に対して延性や靭性がトレードオフの関係にあるため、強度・延性・靭性のバランスを維持したまま高強度化を進めることが徐々に難しくなっている。

0003

これに対して、特許文献1には、熱処理後のばね鋼組織ベイナイトとすることで、焼戻しマルテンサイト組織とは異なる強度・延性・靭性バランスが追求したばね鋼が提案されている。一般に、Siを多く含むばね用鋼においてベイナイト組織を得ようとすると、熱処理後に比較的大量の残留オーステナイトが生じるが、特許文献1では、この残留オーステナイトによるTRIP効果を活用することで、従来の焼戻しマルテンサイト組織のばね用鋼では為し得なかった高強度かつ高延性なばね用鋼を実現している。

0004

また、特許文献2には、FCC構造の残留オーステナイトがBCC構造焼戻しマルテンサイトやベイナイトと比較して水素吸蔵能力が高いことに着目し、残留オーステナイトにより耐水素脆化特性を向上させたばね鋼が提案されている。

0005

一方で、ベイナイト組織を有するばね用鋼にもいくつかの課題がある。その一つが加熱による硬さの低下が大きいことである。ベイナイトばね鋼の強度を高めるには、ベイナイト変態温度を低下させる必要がある。たとえば特許文献1では、250〜350℃でベイナイト変態させることで、ばね鋼ワイヤ状態で引張強さ1800〜2100MPaを達成している。しかし実際にばねとして使用する際には、このワイヤをばね加工し、更に加工による残留応力を除去するために通常は約350℃のひずみ取り焼鈍を行う必要がある。この場合、ベイナイトの変態温度よりも高温でひずみ取り焼鈍を行うため、ベイナイト組織が焼戻されてしまい、ばねとして使用する際にはばね加工前のワイヤの強度よりも低下してしまう。

0006

なお、従来の焼戻しマルテンサイト組織のばね鋼では、焼戻し時点で350℃以上の熱処理を受けているために、ひずみ取り焼鈍後も強度がほとんど劣化しない。従って、ひずみ取り焼鈍後の強度低下は、ベイナイト組織を有するばね用鋼に特有な課題である。

0007

また、マルテンサイト変態組織やベイナイト変態組織は、旧オーステナイト粒の内部がパケットブロックと呼ばれる下部組織に分割されるが、パケットやブロックが大きいほど脆性破壊に対する抵抗が低下することが知られている。パケットやブロックは変態温度が高いほど大きくなる傾向があり、ばね鋼ではマルテンサイトがおよそ250℃で変態するのに対し、ベイナイトは300〜400℃で変態するために、パケットやブロックサイズが大きくなって靭性が低下しやすい傾向にある。

0008

従来は、変態温度が高くなることでベイナイト組織の硬さが低下し、靭性が改善する傾向にあった。しかしベイナイト組織の高強度化が進むにつれて、ベイナイト組織サイズの粗大化による靭性低下は顕著な問題になりつつある。

先行技術

0009

特開2010−222671号公報
特開平5−255733号公報

発明が解決しようとする課題

0010

本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、強度及び延性を兼ね備え、かつ、ばね製造時のひずみ取り焼鈍後も強度低下が起きないと同時に、組織粗大化による靭性低下を抑制した、高強度ばね用鋼及びばねを提供することを課題とする。

課題を解決するための手段

0011

ひずみ取り焼鈍後の強度低下を起こさせないためには、ベイナイトの変態温度をひずみ取り焼鈍温度と同等以上にする必要がある。さらに、ベイナイト変態によって焼戻しマルテンサイト組織と同等以上の強度・延性バランスを発揮させる必要がある。

0012

一般に、焼入れ後に温度T1で焼戻ししたマルテンサイト組織と比較して、温度T1でベイナイト変態させた組織では炭化物が粗大に析出するために、鋼の強度が低下する懸念がある。

0013

そこで、ベイナイト変態温度を高くしても高強度を得る方法について研究した結果、本発明では、ベイナイト変態に特徴的な変態界面での炭素濃化と、微細な炭化物を析出させる合金元素を、組み合わせて活用することで、従来よりも少ない合金元素の添加で炭化物を析出させることが可能となり、ベイナイト組織でもひずみ取り焼鈍温度でも強度低下を抑制できることを見出した。

0014

さらに、同一の加熱温度、同一のオーステナイト粒径から変態させても、変態温度の高いベイナイトのパケット・ブロックサイズの方が大きく、変態温度の低いマルテンサイトのパケット・ブロックサイズの方が小さくなる。ベイナイトのパケット・ブロックサイズを微細化するためには、オーステナイト中に微細な析出粒子を分散させてオーステナイト粒成長を抑制し、オーステナイト粒径を微細化することが有効であり、そのための粒子分散条件を見出した。

0015

(1) 鋼成分が質量%で、C:0.40〜0.80%、Si:0.80〜3.00%、Mn:0.10〜1.50%、Cr:0.10〜2.00%、Mo:0.10〜1.00%、Ti:0.030〜0.100%、N:0.0010〜0.0070%を含み、P:0.030%以下、S:0.030%以下に制限し、残部がFeと不純物からなり、
任意の断面におけるミクロ組織において、旧オーステナイト粒度番号が8以上であり、ベイナイトが体積分率で70%以上、残留オーステナイトが体積分率で5%以上15%以下、残部がマルテンサイトであることを特徴とする高強度ばね用鋼。
(2) 前記鋼成分で、さらに[Ti質量%]、[N質量%]及び[S質量%]それぞれがTi含有量、N含有量およびS含有量を単位質量%で表す場合、前記化学成分が([Ti質量%]−3.43[N質量%])/[S質量%]>3.0を満たす(1)に記載の高強度ばね用鋼。
(3) 前記鋼成分に、さらにV:0.05〜1.00%を含む(1)または(2)に記載の高強度ばね用鋼。
(4) 前記鋼成分に、さらにNi:0.10〜1.00%、Cu:0.10〜0.50%、W:0.10〜0.50%、Nb:0.020〜0.100%、Al:0.050%未満、B:0.0010〜0.0060%、のうち1種または2種以上を含む(1)ないし(3)のいずれか一項に記載の高強度ばね用鋼。
(5) (1)ないし(4)のいずれか一項に記載の高強度ばね用鋼からなるばね。

発明の効果

0016

本発明によれば、強度及び延性を兼ね備え、かつ、ばね製造時のひずみ取り焼鈍後も強度低下が起きず、靱性の低下も少ないばね用鋼及びばねを提供できる。

0017

発明者は、ベイナイト変態と合金元素の添加を組み合わせて活用することにより、従来のベイナイト組織のばね鋼の高強度・高延性を維持しつつ、さらに焼戻し軟化抵抗にも優れるばね鋼を発明するに至った。

0018

また、鋼中のMnSは、水と接した際に溶解し、局部電池を形成して鋼材腐食を促進することが知られている。これに対し、Ti4C2S2などのTi系硫化物は水に対して安定である。そこで本発明では、Ti、Mn、Sの鋼中含有量を制御することでTi4C2S2などのTi系硫化物を形成させるようにする。これにより、鋼の耐食性が高まる。また、腐食ピットの形成や鋼材への水素侵入が抑制されるため、懸架ばねに要求される腐食疲労特性も向上する。

0019

以下、本実施形態のばね用鋼の化学成分について説明する。

0020

[C:0.40〜0.80%]
Cは、鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、ばね鋼として十分な強度を得るためには0.40%以上のC添加が必要である。一方でCを過剰に添加するとベイナイト変態後に粗大な炭化物が生成して延性・靭性が著しく低下する。このため、C添加量の上限を0.80%とした。

0021

[Si:0.80〜3.00%]
Siは、ばねの強度と耐へたり性を確保するために必要な元素であると同時に、セメンタイトの粗大化を抑制してベイナイト強度を向上させる働きもある。これらの効果を得るためには、0.80%以上のSi添加が必要である。一方で、Siを過剰に添加すると鋼材の延性を著しく低下させ鋼材の脆化をもたらす。このため、Si添加量の上限を3.00%とした。

0022

[Mn:0.10〜1.50%]
Mnは、鋼材の焼入れ性を向上させる元素であり、また鋼中に存在するSをMnSとして固定するために必要な元素である。これらの効果を得るためには、0.10%以上のMn添加が必要である。より好ましくは0.20%以上である。一方で、Mnを過剰に添加すると鋼材中成分偏析を著しく悪化させ、残留オーステナイト量を過剰にする働きがあるため、鋼材の靭性や疲労特性を劣化させる。このため、Mn添加量の上限を1.50%とした。

0023

[Cr:0.10〜2.00%]
Crは、鋼材の焼入れ性の向上や、セメンタイト析出を微細化して、ベイナイトの強度を向上させるために有効な元素である。これらの効果を得るためには、0.10%以上のCr添加が必要である。一方でCrを過剰に添加すると、焼入れ時に未溶解炭化物が増加して鋼材の焼入れ性が低下すると同時に、これらの炭化物が破壊起点として働いて疲労特性を低下させる。このため、鋼材強度も低下する。このため、Cr添加量の上限を2.00%とした。

0024

[Mo:0.10〜1.00%]
Moは、Crと複合添加することでセメンタイトを微細に析出させるとともに、微細なCrMo炭化物(CrとMoを含む炭化物)も析出させることで、ベイナイトの強度向上に有効な元素である。これらの効果を得るためには、0.10%以上のMo添加が必要である。一方で過剰なMoを添加するとオーステナイト温度域で粗大な炭化物を形成してしまい、ベイナイト変態時の強度上昇に貢献しないだけでなく、これらの粗大な炭化物が疲労破壊の起点として働く。このため、Mo添加量の上限を1.00%とした。

0025

[Ti:0.030〜0.100%]
Tiは、オーステナイト中でピン止め粒子として働く微細なTiNやTi(C,N)を析出させる元素であり、熱処理中のオーステナイト粒粗大化を抑制する働きがある。またTiはTi系硫化物(TiS、Ti4C2S2)を形成してSを無害化する働きもある。この効果を得るためには、0.030%以上のTi添加が必要である。一方でTi添加量が過剰であると、凝固直後から粗大なTiNが生成し、破壊起点として疲労寿命を低下させる。このため、Ti添加量の上限を0.100%とした。

0026

[N:0.0010〜0.0070%]
Nは、鋼中で各種窒化物を生成する元素であり、高温でも安定な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効果を発揮する。これらの効果を得るためには、0.001%以上のN添加が必要である。一方で、N量が過剰であるとCrNやTiNなどの粗大な窒化物粒子が生成し、靭性低下や疲労特性低下をもたらす。このため、N添加量の上限を0.007%とした。

0027

[P:0.030%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偏析したPは、衝撃値の低下、および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は、P含有量を0.030%未満に制限する必要がある。

0028

[S:0.030%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、これにより鋼の破壊特性を劣化させる。また、MnSは腐食の起点にもなりうるため、過剰のSは耐食性の低下ももたらす。これらの悪影響を抑制するためには、S含有量を0.030%未満に制限する必要がある。

0029

また、本実施形態に係るばね用鋼では、腐食の起点となるMnSの低減を目的に、上述のようにTiをSの固定に活用することで、Mn含有量を低下させることができる。このため、本実施形態に係るばね鋼は、Sを固定するのに必要十分なTi量を確保するために、化学成分が下記の数式1を満たしてもよい。
([Ti質量%]−3.43×[N質量%])/[S質量%]>3.0 ・・(数式1)

0030

数式1において、左辺分子部の「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質量%]”は、TiNの形成によって消費されうる最大のTi量である。よって数式の左辺は、「Nによって消費されずに残っているTi量」と「S量」の比である。Ti系硫化物としてTi4C2S2を想定した場合、TiとSの重量比は、分子式とそれぞれの原子量から、Ti:S=3:1となるため、「Nによって消費されずに残ったTiが、Ti4C2S2としてSを固定するのに十分である」ためには、数式1の左辺の下限値は3.0超であることが好ましい。

0031

本実施形態に係る鋼の化学成分は、さらに、Vを含んでもよい。また、Ni、Cu、W、Nb,Al、Bのうち1種または2種以上を含有してもよい。ただし、V、Ni、Cu、W、Nb,Al、Bは任意元素であり、本実施形態に係る鋼の化学成分はこれらを含有する必要は無い。

0032

[V:0.05〜1.00%]
Vは、セメンタイトや析出炭化物を微細化させることでベイナイト強度を向上させると同時に、オーステナイト域で析出するVNやV(N,C)粒子がピン止め粒子としてオーステナイト粒成長を抑制し、ばね鋼の高靭性化にも寄与する。これらの効果を得るためには、Vを0.05%以上添加することが望ましい。一方で、Vを過剰に添加すると、粗大な炭化物を形成してしまい、疲労特性を低下させる。このためVの添加量は1.00%以下が望ましい。

0033

[Ni:0.10〜1.00%]
Niは鋼材の耐食性と靭性を向上させる元素であり、これらの効果を得るためには、0.10%以上のNi添加が望ましい。一方で、Niを過剰に添加すると残留オーステナイトの増加を招き、耐へたり性やばね疲労特性の低下をもたらす。このため、Niの添加量は1.00%以下が望ましい。

0034

[Cu:0.10〜0.50%]
Cuは、Niと同様にiは鋼材の耐食性と靭性を向上させる元素であり、これらの効果を得るためには、0.10%以上のCu添加が望ましい。一方で、Cuを過剰に添加すると熱間圧延時の脆化をもたらし、製造性を著しく低下させる。このため、Cuの添加量は0.50%以下が望ましい。

0035

[W:0.10〜0.50%]
Wは、析出炭化物を微細化させることでベイナイト強度を向上させる元素であり、この効果を得るためには0.10%以上のW添加が望ましい。一方で過剰なW添加は鋼材を脆化させるため、Wの添加量は0.50%以下が望ましい。

0036

[Nb:0.020〜0.100%]
Nbは、オーステナイト中でピン止め粒子として働く微細なNbNやNb(C,N)を析出させる元素であり、熱処理中のオーステナイト粒粗大化を抑制する働きがある。この効果を得るためには、0.020%以上のNb添加が望ましい。一方でNb添加量が過剰であると、凝固直後から粗大なNbNが生成し、破壊起点として疲労寿命を低下させるため、Nb添加量は0.100%以下が望ましい。

0037

[Al:0.050%未満]
Alは脱酸元素として使用される元素であり、通常の脱酸工程後のAl含有量は約0.050%未満である。過剰なAlは粗大介在物が発生する原因となり、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は、Al含有量を0.050%未満に制限することが望ましい。

0038

[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。これらの効果を得るためには、0.0010%以上のB添加が望ましい。一方、過剰にBを含有させてもこれら効果は飽和し、さらに鋼の靱性が損なわれるおそれがあるため、B添加量は0.006%以下が望ましい。

0039

鋼成分の残部は、鉄及び不純物である。不純物には、前述のP、Sの他に、原料や製造工程中から不可避的に混入する微量元素が含まれる。

0040

次に、本実施形態のばね用鋼の金属組織は、任意の断面におけるミクロ組織において、ベイナイトが70%以上、残部がマルテンサイト及び残留オーステナイトである。

0041

ベイナイト組織を主体とすることで、せん断変態による高転位密度・高強度の組織が得られ、熱処理後の強度を高めることができる。また旧オーステナイト粒界から内部に向けて変態が進むために、粒界への脆化元素偏析粒界炭化物の析出を抑制できるために、延性も向上させることができる。ベイナイトの体積分率は70%以上が好ましい。

0042

ベイナイト以外の残部は、マルテンサイト及び残留オーステナイトである。それぞれの体積分率は、マルテンサイトが0〜25%の範囲であり、残留オーステナイトが5〜15%の範囲である。本実施形態のばね用鋼においては、残留オーステナイトが5%以上存在していることが延性を向上できる点で好ましい。ただし、残留オーステナイトの体積分率が高いと鋼が軟化するので、高強度を維持するには残留オーステナイト量を15%以下に制限する必要がある。

0043

ベイナイトは、Ac3点以上に加熱された鋼がベイナイト変態開始温度Bs点)以下まで冷却されることで生成する組織である。なお、Ac3点は、加熱によりフェライト相からオーステナイト相への変態が完了する温度であり、Bs点は、Ac3点以上の温度から冷却してベイナイト変態が開始する上限温度である。ベイナイトはラスと呼ばれる微細な板状の組織の集合であり、ベイナイト変態が進むにつれて、ベイナイトラス間にオーステナイト中の炭素が濃化される。この濃化した炭素が、鋼に固溶していたMoと結合してMo炭化物を生成させる。

0044

本実施形態のばね用鋼の金属組織中には、CrMo炭化物が析出していることが望ましい。鋼中にCr及びMoが含まれることでCrMo炭化物が多量に微細析出し、これにより、ベイナイト組織が析出強化されて、強度が高められる。また、Mo炭化物は、加熱を受けた際にCr炭化物に比べて比較的安定しているので、ばねの製造時にひずみ取り焼鈍が実施されても粗大化・消失することなく存在し続けることができ、これにより、ばねにした場合であっても強度低下が抑制される。Cr炭化物のみの場合は、ばねの製造時にひずみ取り焼鈍が実施されると、粒成長が起きるとともにCr酸化物個数密度が低減してしまい、析出強化能が低下して強度を保つことが困難になる。

0045

本実施形態のばね用鋼では、旧オーステナイト粒に内部に存在するパケットやブロックのサイズを小さくして靱性を向上させるために、旧オーステナイト粒を微細化させる。この効果は旧オーステナイト粒度番号が8番以上となるように微細化することによって、特に大きくなる。そこで旧オーステナイト粒度番号を8.0番以上と規定する。好ましくは、旧オーステナイト粒度番号は9.0番以上である。

0046

なお旧オーステナイト粒度番号は、ピクリン酸飽和水溶液等の適切な腐食液によって腐食させることにより、旧オーステナイト粒界を現出させ、光学的顕微鏡などによって観察して測定すればよく、代表的には、JIS G 0551に準拠すればよい。またここで、旧オーステナイト粒度の測定は、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線における長さ方向に直交する断面(C断面)で行えば良く、実際上は、例えば後述する実施例で示しているように、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線のC断面における、鋼線外周面位置から直径Dの1/4の位置で測定した値で代表すればよい。

0047

本実施形態のばね用鋼は、上記組成の鋼材を、Ac3点を超え(Ac3点+200℃)以下の温度でオーステナイト化後、10℃/s以上の速度で冷却し、(Bs点−250℃)を超えBs点以下の温度で300〜3600s保持し、その後10℃/s以上の冷却速度で室温まで冷却することにより得られる。

0048

上記成分を有する鋼材をベイナイト変態させ、かつ合金元素を有効に活用するためには、ベイナイト変態の温度条件の制御が必要である。その詳細を以下に示す。なお、鋼材は、成分調整した溶鋼連続鋳造してビレットとし、このビレットを熱間圧延することにより鋼線材として得られる。その後、酸洗や、必要に応じて伸線を経てからベイナイト組織を得るための熱処理が行われる。熱間圧延の条件は特に制限されるものではない。

0049

ベイナイト組織を得るためには、鋼材を加熱してオーステナイト相に変態させた後に、冷却してベイナイト変態させる必要がある。オーステナイト相に変態させる温度は、Ac3点を超え(Ac3点+200℃)以下の温度が適切である。Ac3点より低温ではオーステナイト単相が得られないので、最終組織に未変態の初析フェライトが残存するため、必要な強度が得られない。一方、(Ac3点+200℃)より高温では、オーステナイト粒成長をピン止めして抑制するTi(C,N)が粗大化しやすく、ピン止め効果が失われてオーステナイト粒が粗大化しやすい。オーステナイト粒径が粗大化すると、熱処理後の靭性が低下するため、オーステナイト域の加熱温度は(Ac3点+200℃)を上限とする。

0050

オーステナイト相に加熱後、オーステナイト粒制御のために適切な時間保持した後に、冷却してベイナイト組織を得る。本発明の高強度ベイナイトを得るためには、Ac3点以上の温度から冷却してベイナイト変態が開始する上限温度をBs点とすると、Ac3点以上から10℃/s以上の速度で冷却し、(Bs点−250℃)を超えBs点以下の温度で300〜3600s保持し、その後10℃/s以上の冷却速度で室温まで冷却することが必要である。

0051

Ac3点からの冷却速度が小さいと、初析フェライトが析出するために、必要な強度が得られない場合がある。保持温度がBs点より高温ではベイナイト組織が得られない。保持温度が(Bs点−250℃)より低温では、ばね加工後のひずみ取り焼鈍温度に近接しすぎるため、最終ばねに加工時の強度を維持できない。(Bs点−250℃)を超えBs点以下の温度での保持時間が300sより短いと、ベイナイト変態が未完了のためにマルテンサイトの分率が高くなりすぎて、熱処理後の靭性が不足する。保持時間が3600sより長い、または保持後の冷却速度が10℃/sより小さいと、ベイナイト変態した組織が軟化するために必要な強度を維持できない。

0052

以上のようにして、本実施形態のばね用鋼が製造される。
更に、得られたばね用鋼をばねの形状に加工し、更に加工による残留応力を除去するために約350℃のひずみ取り焼鈍を行う。本実施形態では、ベイナイトさせる温度が、ひずみ取り焼鈍の温度よりも高温であるため、ひずみ取り焼鈍時にベイナイト組織が焼戻されることがなく、ばねとして使用する際にはばね加工前のワイヤと同等の強度を発揮できる。

0053

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ものである。

0054

実施例および比較例の各成分、Ac3点、Bs点、(Ti−3.43N)/Sの値を表1に、ベイナイト変態後のベイナイト(B)、マルテンサイト(M)及び残留オーステナイト(γR)の体積分率、旧オーステナイト粒度番号(γ粒度)、引張強度(TS)、伸び(EL)、シャルピー衝撃値、組織中のCrMo炭化物の析出の有無、1週間の恒温恒湿試験(温度35℃、湿度95%)における発錆の有無を表2に示す。

0055

Ac3点とBs点は、それぞれ以下の数式から計算した値である。なお、[C]等の表記は各合金元素のmass%を意味する。
いずれの実施例および比較例も、φ14〜16mmの鋼を1900〜2000MPaになるようにベイナイト変態させ、試験片採取した。引張試験は、「JIS Z 2201」に準拠して、平行部径8mmの14号試験片を作製して実施した。シャルピー衝撃試験は、「JIS Z 2204」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)を作製して実施した。
また、組織中のCrMo炭化物の析出の有無は、鋼中の炭化物を透過型電子顕微鏡で観察し、100μm四方矩形の領域においてCr及びMoを同時に含む炭化物が見つかった場合を○、見つからなかった場合を×とした。
また、恒温恒湿試験後の発錆の有無は目視で判断した。
旧オーステナイト粒度番号は、JIS G 0551に準拠し、ピクリン酸飽和水溶液等の適切な腐食液によって腐食させることにより、旧オーステナイト粒界を現出させ、光学的顕微鏡などによって観察して測定した。旧オーステナイト粒度の測定は、焼入れ焼戻し後のばね用鋼線のC断面における、鋼線外周面位置から直径Dの1/4の位置で測定した。

0056

Ac3(℃)=910−203×√[C]—15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
Bs(℃) =830−270[C]−90[Mn]−37[Ni]−70[Cr]−83[Mo]

0057

これら実施例および比較例は、熱間圧延前鋼塊を950℃以上1200℃以下の温度で、120minを超えない時間だけ加熱後に熱間圧延する工程と、Ac3(℃)を超え(Ac3+200)(℃)以下の温度で加熱後に10℃/s以上の速度で冷却し、(Bs−250)(℃)を超えBs(℃)以下の温度で300〜3600秒間等温保持し、その後、10℃/s以上の速度で室温まで冷却してベイナイト変態させる工程によって製造された。製造条件の詳細を表3に示す。

0058

0059

0060

0061

実施例はいずれも、70%以上のベイナイトと5%以上15%以下の残留オーステナイトと残部マルテンサイトからなる組織を有しており、引張強度(TS)1800MPa以上、伸び(EL)6%以上、シャルピー衝撃値が50J/cm2以上を有していた。これは、全ての発明がベイナイト主体の組織で強度−延性を高い水準で満たしていることを示している。

0062

一方、比較例のうち20、22、25は、それぞれC、Si、Moが不足しているためにベイナイト変態後の強度が不足している。

0063

また、比較例のうち21、23、24、26、33、34、35は、それぞれC、Mn、Cr、Mo、Ni、Cu、Wが過剰であるためにベイナイト変態が進まず、硬質な焼入れマルテンサイトが過剰に生じているために、延性が低下している。

0064

比較例のうち32は、Vが過剰であるために残留オーステナイト分率が不足し、TRIP効果が発現せず延性が低下している。

0065

比較例のうち30、31、38は、それぞれP、S、Bが過剰であるために延性が低下している。また、28、29、36、37は、それぞれTi、N、Nb、Alが過剰で窒化物等の析出物が粗大となるために、それぞれ延性が低下する。更に、比較例35は、Wが過剰のために鋼が脆化し、その結果、延性が低下する。

0066

また、比較例のうち27、29、31は、それぞれTi不足、N過剰、S過剰のため、([Ti質量%]−3.43[N質量%])/[S質量%]>3.0を満たさずに、Ti系硫化物以外にMnSも析出する。このため恒温恒湿試験で発錆し、耐食性の向上が認められない。

実施例

0067

また、比較例39は加熱温度が(Ac3+200)℃を超えるために、旧オーステナイト粒度が低下した。
また、比較例40は保持温度が低く、比較例41は保持時間が短いため、それぞれベイナイトの体積分率が低下し、マルテンサイトの体積分率が過剰となることで、延性ELが低下する。
更に、比較例42は、保持時間が長いため、強度TSが不足する。

0068

本発明に係るばね用鋼は、オーステナイトに加熱後に適切な温度でベイナイト変態させることによって、強度と延性を高い水準で両立させることができる。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延性を有する、ベイナイト組織のばね鋼を得ることができる。

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