JP4097151B2 - 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね - Google Patents
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Description
本発明は、疲労特性及び耐へたり性に優れるだけでなく、冷間加工性（コイリング性）にも優れた高強度ばね用鋼線及び高強度ばねに関するものである。
自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばね、ブレーキばねなどは、近年の自動車の軽量化や高出力に伴い、高応力に適した設計が求められている。
例えば、ばねの耐へたり性が低いと、高応力負荷中に、ばねのへたり量が大きくなって、設計通りにエンジンの回転数が上がらず応答性が悪くなるため、耐へたり性に優れたばねが求められる。
ばねの耐へたり性を改善するためには、ばね素材を高強度化すればよいことが知られている。またばね素材を高強度化すれば疲労限の点からは、疲労特性の向上が期待される。例えば化学成分の調整と、油焼入れ・焼戻し後（オイルテンパー処理後）の引張強度を上昇させることにより、疲労強度、耐へたり性を改善する方法が知られている。またＳｉなどの合金元素を多量に添加して、耐へたり性を改善する方法も知られている（特許文献１，２参照）。
しかし、引張強度を上昇させて疲労特性及び耐へたり性を向上させる方法では、ばねのコイリング時に折損が起こるという問題が発生する。また合金成分を多量に添加して耐へたり性を改善する方法では、表面疵や内部欠陥に対する感受性が高くなり、ばねの組み付け時や使用時にこれらの欠陥を起点として折損が起こり易くなる。
従ってばねの耐へたり性と疲労特性の両方を向上させながら、さらに冷間加工性をも向上させるのは困難である。
特許第２８９８４７２号公報（請求項１，段落００１５）
特開２０００−１６９９３７号公報（請求項１，段落００１８，段落００２８）
本発明は上記事情に鑑みたものであり、耐へたり性と疲労特性の両方に優れ、しかも加工性（冷間加工性）にも優れた高強度ばね用鋼線及び高強度ばねを提供する。
本発明者らは、前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果、合金元素を多量添加して疲労強度及び耐へたり性を向上させた上で、耐力比（σ0.2／σB）を０．８５以下に小さくすると、優れたコイリング性（冷間加工性）を得られることを見出した。しかも、結晶粒を小さくすれば、さらなる疲労寿命の向上及び耐へたり性の向上が達成され、さらにはＣｒを多量添加しても欠陥感受性を低下させることなく耐へたり性を向上できることを見出し、本発明を完成した。
すなわち本発明に係る加工性に優れた高強度ばね用鋼線は、Ｃ：０．５３〜０．６８％（質量％の意、以下同じ）、Ｓｉ：１．２〜２．５％、Ｍｎ：０．２〜１．５％（例えば０．５〜１．５％）、Ｃｒ：１．４〜２．５％、及びＡｌ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有しており、さらにＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、及びＮｂ：０．０５〜０．５％から選択される少なくとも１種を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。しかも本発明のばね用鋼線は、焼戻しマルテンサイト組織を有しており、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１１．０以上であり、０．２％耐力（σ0.2）と引張強さ（σB）の比（σ0.2／σB）が０．８５以下でもある。
前記ばね用鋼線は、温度４００℃×２０分の焼鈍をした際に、０．２％耐力（σ0.2）が３００ＭＰａ以上上昇するものであるのが好ましい。
また本発明のばねは、上記高強度ばね用鋼線からなるものであり、芯部の硬さはＨｖ５５０〜７００程度、前記表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さは０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下程度であるのが望ましい。また本発明のばねは表面硬化処理（窒化処理など）の有無は問わないが、表面硬化処理がされていない場合は、ばねの表面の圧縮残留応力が−４００ＭＰａ以下であるのが望ましい。表面硬化処理がされている場合（すなわちばね表面に窒化処理層が形成されている場合）は、ばねの表面の圧縮残留応力が−８００ＭＰａ以下であるのが望ましく、またばねの表面硬さはＨｖ７５０〜１１５０程度であるのが好ましい。硬化層（芯部硬さよりもＨｖ１５以上硬くなっている層）の深さは、例えば０．０２ｍｍ以上である。
本発明のよれば、合金成分が適切に調整されているため高強度となっており、またＣｒを有効利用しており、さらには結晶粒度及び耐力比も適切に調整されているため、疲労寿命、耐へたり性、及び冷間加工性のいずれにも優れているばね用鋼線及びばねを得ることができる。
本発明の鋼線及びばねは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ａｌを含有し、さらにＮｉ、Ｖ、Ｍｏ、及びＮｂから選択される少なくとも１種を含み、残部はＦｅ及び不可避的不純物である。以下、各成分の量及びその限定理由を説明する。
Ｃ：０．５３〜０．６８％（質量％の意、以下同じ）
Ｃは高応力が負荷されるばね鋼として十分な高強度を確保し、疲労寿命、耐へたり性などを向上させるために不可欠な元素であるため、下限を０．５３％とした。しかし、多すぎると靭延性が極端に悪くなり、表面疵や内部欠陥を原因としてばね加工中や使用中の割れが発生しやすくなるため、上限を０．６８％とした。好ましいＣ量は、０．５８％以上、０．６５％以下である。
Ｃは高応力が負荷されるばね鋼として十分な高強度を確保し、疲労寿命、耐へたり性などを向上させるために不可欠な元素であるため、下限を０．５３％とした。しかし、多すぎると靭延性が極端に悪くなり、表面疵や内部欠陥を原因としてばね加工中や使用中の割れが発生しやすくなるため、上限を０．６８％とした。好ましいＣ量は、０．５８％以上、０．６５％以下である。
Ｓｉ：１．２〜２．５％
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、また、軟化抵抗性を高め、耐へたり性を向上させるのに有用な元素であるため、下限を１．２％とした。しかし、多すぎると靭・延性が悪くなるだけでなく、疵が増加したり、熱処理の際に表面の脱炭が進行し易くなったり、また粒界酸化層が深くなり易く疲労寿命を短くし易くなるため、上限を２．５％とした。好ましいＳｉ量は、１．３％以上、２．４％以下である。
Ｓｉは製鋼時の脱酸剤として必要な元素であり、また、軟化抵抗性を高め、耐へたり性を向上させるのに有用な元素であるため、下限を１．２％とした。しかし、多すぎると靭・延性が悪くなるだけでなく、疵が増加したり、熱処理の際に表面の脱炭が進行し易くなったり、また粒界酸化層が深くなり易く疲労寿命を短くし易くなるため、上限を２．５％とした。好ましいＳｉ量は、１．３％以上、２．４％以下である。
Ｍｎ：０．２〜１．５％
Ｍｎも製鋼時の脱酸に有効な元素であり、また、焼入性を高めて強度向上に寄与し、疲労寿命向上、耐へたり性向上などにも寄与する元素であるため、下限を０．２％とした。好ましいＭｎ量は、０．３％以上、特に０．４％以上（例えば、０．５％以上）である。しかし本発明の鋼線（及びばね）は、鋼を熱間圧延した後、必要に応じてパテンティング処理し、次いで伸線、オイルテンパー、コイリングなどすることによって得られるものであり、Ｍｎが多すぎると熱間圧延時やパテンティング処理時にベイナイト等の過冷組織が生成し易くなり、伸線性が低下し易くなるため、上限を１．５％とした。好ましいＭｎ量は、１．０％以下である。
Ｍｎも製鋼時の脱酸に有効な元素であり、また、焼入性を高めて強度向上に寄与し、疲労寿命向上、耐へたり性向上などにも寄与する元素であるため、下限を０．２％とした。好ましいＭｎ量は、０．３％以上、特に０．４％以上（例えば、０．５％以上）である。しかし本発明の鋼線（及びばね）は、鋼を熱間圧延した後、必要に応じてパテンティング処理し、次いで伸線、オイルテンパー、コイリングなどすることによって得られるものであり、Ｍｎが多すぎると熱間圧延時やパテンティング処理時にベイナイト等の過冷組織が生成し易くなり、伸線性が低下し易くなるため、上限を１．５％とした。好ましいＭｎ量は、１．０％以下である。
Ｃｒ：１．４〜２．５％
Ｃｒは耐へたり性の向上作用及び欠陥感受性低下作用を有しており、本発明にとって極めて重要な元素である。なおＣｒは粒界酸化層を厚くして疲労寿命を低下させる作用も有しているものの、この点はオイルテンパー時の雰囲気を制御して（具体的には、積極的に水蒸気を約３〜８０体積％程度混入させ、表面に緻密な酸化被膜を形成することによって）粒界酸化層を薄くすることが可能であるため、本発明ではかかる不具合は解消できる。従ってＣｒは多い程望ましく、１．４％以上、好ましくは１．４５％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。なおＣｒが過剰になると、伸線の際のパテンティング時間が長くなりすぎ、また靭性や延性も低下するため、２．５％以下、好ましくは２．０％以下とする。
Ｃｒは耐へたり性の向上作用及び欠陥感受性低下作用を有しており、本発明にとって極めて重要な元素である。なおＣｒは粒界酸化層を厚くして疲労寿命を低下させる作用も有しているものの、この点はオイルテンパー時の雰囲気を制御して（具体的には、積極的に水蒸気を約３〜８０体積％程度混入させ、表面に緻密な酸化被膜を形成することによって）粒界酸化層を薄くすることが可能であるため、本発明ではかかる不具合は解消できる。従ってＣｒは多い程望ましく、１．４％以上、好ましくは１．４５％以上、さらに好ましくは１．５％以上である。なおＣｒが過剰になると、伸線の際のパテンティング時間が長くなりすぎ、また靭性や延性も低下するため、２．５％以下、好ましくは２．０％以下とする。
なお本発明の鋼線及びばねでは、粒界酸化層の深さは、通常、１０μｍ以下程度である。
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ａｌはオーステナイト化時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させる効果がある。しかし、過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3系の粗大な非金属系介在物が多くなり、疲労特性を悪化させるため、上限を０．０５％、好ましくは０．０４％とした。
Ａｌはオーステナイト化時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させる効果がある。しかし、過剰に添加するとＡｌ2Ｏ3系の粗大な非金属系介在物が多くなり、疲労特性を悪化させるため、上限を０．０５％、好ましくは０．０４％とした。
Ｎｉ：０．４％以下（０％を含まない）
Ｎｉは焼入性を高め、低温脆化を防止するのに有用な元素である。しかし、多すぎると熱間圧延時においてベイナイトあるいはマルテンサイト組織が生成し、靭性、延性が低下するため、上限を０．４％、好ましくは０．３％とした。好ましいＮｉ量は、０．１％以上である。
Ｎｉは焼入性を高め、低温脆化を防止するのに有用な元素である。しかし、多すぎると熱間圧延時においてベイナイトあるいはマルテンサイト組織が生成し、靭性、延性が低下するため、上限を０．４％、好ましくは０．３％とした。好ましいＮｉ量は、０．１％以上である。
Ｖ：０．４％以下（０％を含まない）
Ｖはオイルテンパー処理（焼入れ焼戻し）等の熱処理時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させる効果がある。また、焼入れ・焼戻し処理およびコイリング後の歪取り焼鈍時に２次析出硬化を起こして高強度化にも寄与する。しかし、過剰に添加すると圧延時やパテンティング時にマルテンサイトやベイナイト組織が生成し、加工性が悪くなるため、上限を０．４％、好ましくは０．３％とした。好ましいＶ量は０．１％以上である。
Ｖはオイルテンパー処理（焼入れ焼戻し）等の熱処理時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させる効果がある。また、焼入れ・焼戻し処理およびコイリング後の歪取り焼鈍時に２次析出硬化を起こして高強度化にも寄与する。しかし、過剰に添加すると圧延時やパテンティング時にマルテンサイトやベイナイト組織が生成し、加工性が悪くなるため、上限を０．４％、好ましくは０．３％とした。好ましいＶ量は０．１％以上である。
Ｍｏ：０．０５〜０．５％
Ｍｏは、軟化抵抗を向上させるとともに、析出硬化を発揮し、低温焼鈍後の耐力を上昇させるのに有用な元素である。Ｍｏは、例えば、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とする。しかし、過剰に添加すると、オイルテンパー処理するまでの段階でマルテンサイトやベイナイト組織が生成し、加工性が悪くなるため、上限を０．５％、好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．２％とした。
Ｍｏは、軟化抵抗を向上させるとともに、析出硬化を発揮し、低温焼鈍後の耐力を上昇させるのに有用な元素である。Ｍｏは、例えば、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とする。しかし、過剰に添加すると、オイルテンパー処理するまでの段階でマルテンサイトやベイナイト組織が生成し、加工性が悪くなるため、上限を０．５％、好ましくは０．３％、さらに好ましくは０．２％とした。
Ｎｂ：０．０５〜０．５％
Ｎｂはピン止め効果を有するＮｂ炭窒化物を形成するため、オイルテンパー処理（焼入れ焼戻し）等の熱処理時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させることができる。かかる効果を有効に発揮するため、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とした。しかし、過剰に添加するとＮｂ炭窒化物の凝集がおこり、かえって結晶粒が粗大化し易くなるため、上限を０．５％、好ましくは０．３％とした。
Ｎｂはピン止め効果を有するＮｂ炭窒化物を形成するため、オイルテンパー処理（焼入れ焼戻し）等の熱処理時に結晶粒を微細化する作用があり、靭・延性を向上させることができる。かかる効果を有効に発揮するため、０．０５％以上、好ましくは０．１０％以上とした。しかし、過剰に添加するとＮｂ炭窒化物の凝集がおこり、かえって結晶粒が粗大化し易くなるため、上限を０．５％、好ましくは０．３％とした。
なお本発明のばね用鋼線の組織は、通常、焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイト（常温まで冷却後、残っているオーステナイト）などから構成される複合組織である。焼戻しマルテンサイトは、例えば、９０面積％以上であり、残留オーステナイトは、例えば、約５〜１０面積％程度である。
また本発明の鋼線およびばねは、通常、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１１．０以上（好ましくは１３以上）である。結晶粒度番号が大きい（すなわち結晶粒が小さい）ほど、疲労寿命の向上及び耐へたり性の向上に有効である。なお結晶粒度番号は、結晶粒微細化元素（Ｃｒ、Ａｌ、Ｖ、Ｎｂ）の添加量を調整することによって、またオイルテンパー処理における焼入れ時の加熱速度を速くすることによって大きくできる。
さらに本発明の鋼線（オイルテンパー線）及びばねは、０．２％耐力（σ0.2）と引張強さ（σB）の比（耐力比；σ0.2／σB）が０．８５以下（好ましくは０．８０以下）である。オイルテンパー後の耐力比が小さいほどコイリング時の折損を防止でき、冷間加工性を高めることができる。耐力比は、例えば、オイルテンパー処理における焼戻し後の冷却速度を速く（例えば水冷）することによって小さくできる。
上述したような本発明の鋼線及びばねは、合金成分が適切に調整されているため高強度となっており、さらには結晶粒度及び耐力比も適切に調整されているため、疲労寿命、耐へたり性、及び冷間加工性のいずれにも優れている。なお上記鋼線及びばねの芯部のビッカース硬さは、合金成分の調整の他、熱処理などによっても適宜調整できるが、例えば、Ｈｖ５５０以上（好ましくはＨｖ５７０以上、さらに好ましくはＨｖ６００以上）である。また前記ビッカース硬さは、例えば、Ｈｖ７００以下程度であってもよく、Ｈｖ６５０以下程度であってもよい。なお表面の硬さは、表面硬化処理技術（窒化処理など）の利用などによってもさらに高めることができる。例えば窒化処理した（従って表面に窒化処理層が形成されている）ばねの表面硬さは、Ｈｖ７５０以上（好ましくはＨｖ８００以上）、Ｈｖ１１５０以下（例えばＨｖ１１００以下）程度である。
前記ばね用鋼線（オイルテンパー線）は、温度４００℃×２０分の焼鈍をした際に、０．２％耐力（σ0.2）が３００ＭＰａ以上（好ましくは３５０ＭＰａ以上）上昇するものであるのが望ましい。０．２％耐力の上昇量（Δσ0.2）が大きいほど、耐へたり性をさらに改善できる。なおΔσ0.2も、前記耐力比と同様、オイルテンパー処理（焼入れ焼戻し）後の冷却速度を速く（例えば水冷）することによって大きくできる。
また本発明のばねは、ばねの表面の圧縮残留応力が高められているのが望ましい。残留応力が圧縮側にあるほど、疲労寿命を高めることができる。望ましい圧縮残留応力はばねが窒化処理されているか否かによって異なるが、窒化処理されていない場合は、例えば、−４００ＭＰａ以下（好ましくは−５００ＭＰａ以下、さらに好ましくは−６００ＭＰａ以下）である。なお残留応力は負の値であるときに圧縮であることを意味し（また正の値であるときに引張であることを意味し）、絶対値が大きいほど残留応力が大きいことを意味する。また窒化処理されている場合（すなわちばね表面に窒化処理層が形成されている場合）には、例えば、−８００ＭＰａ以下（好ましくは−１０００ＭＰａ以下、さらに好ましくは−１２００ＭＰａ以下）程度である。ばねの表面の圧縮残留応力は、例えば、ショットピーニングの回数を多くすることによって（例えば２回以上することによって）高めることができる。
さらに本発明のばねは、表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さ（クロッシングポイント）が深いほど望ましい。クロッシングポイントが深いほど、圧縮側の残留応力部分を増やすことができ、疲労寿命を向上できる。クロッシングポイント（深さ）は、例えば、０．０５ｍｍ以上（好ましくは０．１０ｍｍ以上、さらに好ましくは０．１５ｍｍ以上）、０．５ｍｍ以下（好ましくは０．４ｍｍ以下、さらに好ましくは０．３５ｍｍ以下）程度である。なおクロッシングポイントは、例えば、ショットピーニングの回数を多くすることによって（例えば２回以上）、またショットピーニング時のショット粒の平均粒径を大きくする（例えば、１段目のショットピーニング時のショット粒の平均粒径を０．７〜１．２ｍｍ程度にする）ことによって深くできる。
また本発明のばねは、表面硬化処理（窒化処理など）されている場合、硬化層（芯部硬さよりもＨｖが１５以上硬くなっている層）の深さは、深い程望ましい。硬化層が深いほど疲労亀裂の発生を抑制し、疲労特性を向上させることができる。硬化層深さは、例えば、０．０２ｍｍ以上（好ましくは０．０３ｍｍ以上、さらに好ましくは０．０４ｍｍ以上）、０．１５ｍｍ以下（好ましくは０．１３ｍｍ以下、さらに好ましくは０．１０ｍｍ以下）である。なお硬化層は、窒化時間を長くする、あるいは窒化温度を高めることによって深くできる。
本発明の鋼線及びばねは、疲労特性、耐へたり性、及び加工性に優れているため、これら特性が求められる用途、例えば、自動車エンジンの弁ばね、サスペンションの懸架ばね、クラッチばね、ブレーキばねなどのような機械の復元機構に使用するばねなどに特に有用である。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
実験例１
表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｒ（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を溶製し、熱間圧延することにより直径８．０ｍｍの線材を作製した。ついで、軟化焼鈍、表面皮削り、鉛パテンティング処理（加熱温度：９５０℃、鉛炉温度：６２０℃）後、直径４．０ｍｍまで伸線した。その後、オイルテンパー処理（焼入れ時加熱速度：２５０℃／秒、加熱温度：９６０℃、焼入油温度：７０℃、焼戻温度：４５０℃、焼戻し後の冷却速度：３００℃／秒、炉雰囲気：１０体積％Ｈ2Ｏ＋９０体積％Ｎ2）を行い、オイルテンパー線（鋼線）を作製した。
表１に示す化学成分の鋼Ａ〜Ｒ（残部はＦｅ及び不可避的不純物）を溶製し、熱間圧延することにより直径８．０ｍｍの線材を作製した。ついで、軟化焼鈍、表面皮削り、鉛パテンティング処理（加熱温度：９５０℃、鉛炉温度：６２０℃）後、直径４．０ｍｍまで伸線した。その後、オイルテンパー処理（焼入れ時加熱速度：２５０℃／秒、加熱温度：９６０℃、焼入油温度：７０℃、焼戻温度：４５０℃、焼戻し後の冷却速度：３００℃／秒、炉雰囲気：１０体積％Ｈ2Ｏ＋９０体積％Ｎ2）を行い、オイルテンパー線（鋼線）を作製した。
なお鋼種Ｅ２ではオイルテンパー処理における焼戻し後の冷却を空冷とした。また鋼種Ｈ２では、オイルテンパー処理における焼入れ時の加熱速度を２０℃／秒とした。
得られたオイルテンパー線（粒界酸化層深さ：１０μｍ以下）の特性を以下のようにして評価した。
（１）引張強さ（σB）、０．２％耐力（σ0.2）、結晶粒度番号
上記オイルテンパー線について引張試験を行い、引張強さ（σB）及び０．２％耐力（σ0.2）を測定し、耐力比（σ0.2／σB）を算出した。また旧オーステナイト粒の結晶粒度番号をＪ１Ｓ Ｇ０５５１に準拠して測定した。
上記オイルテンパー線について引張試験を行い、引張強さ（σB）及び０．２％耐力（σ0.2）を測定し、耐力比（σ0.2／σB）を算出した。また旧オーステナイト粒の結晶粒度番号をＪ１Ｓ Ｇ０５５１に準拠して測定した。
（２）歪み取り焼鈍後の０．２％耐力の変化量（Δσ0.2）
上記オイルテンパー線を低温焼鈍（４００℃×２０分）した後、該低温焼鈍後の０．２％耐力（σ0.2）を測定し、低温焼鈍後の０．２％耐力（σ0.2）から低温焼鈍前の０．２％耐力（σ0.2）を差し引くことによって変化量（Δσ0.2）を求めた。
上記オイルテンパー線を低温焼鈍（４００℃×２０分）した後、該低温焼鈍後の０．２％耐力（σ0.2）を測定し、低温焼鈍後の０．２％耐力（σ0.2）から低温焼鈍前の０．２％耐力（σ0.2）を差し引くことによって変化量（Δσ0.2）を求めた。
（３）加工性
上記オイルテンパー線の巻付試験をＪＩＳ Ｇ ３５６０に準拠して行った（巻数：１０回）。
上記オイルテンパー線の巻付試験をＪＩＳ Ｇ ３５６０に準拠して行った（巻数：１０回）。
（４）疲労寿命、残留せん断歪み
上記オイルテンパー線を冷間コイリング成形（コイルの平均径：２４．０ｍｍ、巻数：６．０、有効巻数：３．５）し、歪み取り焼鈍（４００℃×２０分）、座研磨、窒化処理（窒化条件：８０体積％ＮＨ3＋２０体積％Ｎ2、４３０℃×３時間）、ショットピーニング［回数：３回、ショット粒の平均粒径（１段目）：１．０ｍｍ、ショット粒の平均粒径（１〜３段目の平均）：０．５ｍｍ］、低温焼鈍（２３０℃×２０分）、冷間セッチングを行い、ばねとした。
上記オイルテンパー線を冷間コイリング成形（コイルの平均径：２４．０ｍｍ、巻数：６．０、有効巻数：３．５）し、歪み取り焼鈍（４００℃×２０分）、座研磨、窒化処理（窒化条件：８０体積％ＮＨ3＋２０体積％Ｎ2、４３０℃×３時間）、ショットピーニング［回数：３回、ショット粒の平均粒径（１段目）：１．０ｍｍ、ショット粒の平均粒径（１〜３段目の平均）：０．５ｍｍ］、低温焼鈍（２３０℃×２０分）、冷間セッチングを行い、ばねとした。
得られた各ばねに７６０±６５０ＭＰａの負荷応力下、温間（１２０℃）で疲労試験を行い、ばねが破断するまでの繰り返し数を測定した（疲労寿命）。なおばねが破断しない場合、繰り返し数１×１０7回で試験を中止した。
また上記各ばねを１３７２ＭＰａの応力下で４８時間に亘って継続してばねを締め付けた後（温度：１２０℃）、応力を除去し、試験前後のへたり量を測定し、残留せん断歪みを算出した。
（５）硬さ、残留応力
上記オイルテンパー線を「（４）疲労寿命、残留せん断歪み」と同様にしてばねとした。このばねの表面のビッカース硬さ（Ｈｖ）は、該表面を研磨したサンプル上でビッカース硬さ（３００ｇｆ）を測定し、垂直方向に換算する方法（コード法）によって測定した。また前記ばねを切断し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、断面のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定することにより、硬化層深さ及び芯部のビッカース硬さ（Ｈｖ）及び硬化層（芯部の硬さよりＨｖ１５以上高い層）の深さを求めた。さらにＸ線回折法によって残留応力を測定することにより、ばねの表面の圧縮残留応力と、表面側の圧縮残留応力が引張残留応力へと転じる点（深さ；クロッシングポイント）を求めた。
上記オイルテンパー線を「（４）疲労寿命、残留せん断歪み」と同様にしてばねとした。このばねの表面のビッカース硬さ（Ｈｖ）は、該表面を研磨したサンプル上でビッカース硬さ（３００ｇｆ）を測定し、垂直方向に換算する方法（コード法）によって測定した。また前記ばねを切断し、ＪＩＳ Ｚ ２２４４に準拠して、断面のビッカース硬さ（Ｈｖ）を測定することにより、硬化層深さ及び芯部のビッカース硬さ（Ｈｖ）及び硬化層（芯部の硬さよりＨｖ１５以上高い層）の深さを求めた。さらにＸ線回折法によって残留応力を測定することにより、ばねの表面の圧縮残留応力と、表面側の圧縮残留応力が引張残留応力へと転じる点（深さ；クロッシングポイント）を求めた。
結果を表２に示す。
表１及び表２より明らかなように、Ｎｏ．１８ではＣ量が不足しているために所定の強度が達成されず、疲労寿命及び耐へたり性が不十分である。Ｎｏ．２０ではＡｌが過剰なため酸化物系介在物が粗大となって破壊の起点となるため、疲労寿命が短い。またＮｏ．１４〜１７及び１９でも、Ｃｒ量が不足しているために、疲労寿命が不十分である。
これらに対して、Ｎｏ．１〜５、７〜９、及び１１〜１３では、種々の化学成分が適切に調整されており、しかもＣｒが所定量添加されており、さらには結晶粒度及び耐力比も適切に制御されているため、疲労寿命、耐へたり性、及び加工性のいずれにも優れている。
なおＮｏ．６から明らかなように、耐力比（σ0.2／σB）及び０．２％耐力の変化量（Δσ0.2)の条件が不適切であると、加工性が悪くなる。また前記Ｎｏ．１４〜１７に比べれば改善されているものの、耐へたり性が不十分となる。
またＮｏ．１０から明らかなように、結晶粒が大きくなると（粒度番号が小さくなると）、Ｎｏ．１４〜１７に比べれば改善されているものの、疲労寿命及び耐へたり性が不十分となる。
Claims (6)
- 焼戻しマルテンサイト組織を有するばね用鋼線であって、該ばね用鋼線は、
Ｃ ：０．５３〜０．６８％（質量％の意、以下同じ）、
Ｓｉ：１．２〜２．５％、
Ｍｎ：０．２〜１．５％、
Ｃｒ：１．４〜２．５％、及び
Ａｌ：０．０５％以下（０％を含まない）を含有し、
さらにＮｉ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｖ：０．４％以下（０％を含まない）、Ｍｏ：０．０５〜０．５％、及びＮｂ：０．０５〜０．５％から選択される少なくとも１種を含み、
残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、
旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１１．０以上であり、
０．２％耐力（σ0.2）と引張強さ（σB）の比（σ0.2／σB）が０．８５以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度ばね用鋼線。 - Ｍｎが０．５〜１．５％である請求項１に記載の高強度ばね用鋼線。
- 前記ばね用鋼線は、温度４００℃×２０分の焼鈍をした際に、０．２％耐力（σ0.2）が３００ＭＰａ以上上昇するものである請求項１又は２に記載の高強度ばね用鋼線。
- 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼線からなる高強度ばね。
- 前記ばねは、
芯部の硬さがＨｖ５５０〜７００であり、
ばねの表面の圧縮残留応力が−４００ＭＰａ以下であり、かつ
前記表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さが０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載の高強度ばね。 - 前記ばねは表面に窒化処理層が形成されており、
表面の硬さがＨｖ７５０〜１１５０であり、
芯部の硬さがＨｖ５５０〜７００であり、
芯部硬さよりもＨｖ１５以上硬くなっている硬化層の深さが０．０２ｍｍ以上０．１５ｍｍ以下であり、
ばねの表面の圧縮残留応力が−８００ＭＰａ以下であり、かつ
前記表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さが０．０５ｍｍ以上０．５ｍｍ以下であることを特徴とする請求項４に記載の高強度ばね。
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