(57)【要約】      （修正有）【課題】引張強さが１８００ＭＰａ以上と高強度でありかつ高い延性を有するばね用鋼、ばねおよびその製造方法を提供すること。【解決手段】全体組成が、質量％で、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるばね用鋼であって、任意の断面における内部組織の面積比率で、ベイナイトが６５％以上、残留オーステナイトが６〜１３％、および残部（０％を含む）がマルテンサイトであり、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５〜１．７％であることを特徴とする高強度高延性ばね用鋼。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
全体組成が、質量％で、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなるばね用鋼であって、
任意の断面における内部組織の面積比率で、ベイナイトが６５％以上、残留オーステナイトが６〜１３％、および残部（０％を含む）がマルテンサイトであり、
残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５〜１．７％であることを特徴とする高強度高延性ばね用鋼。
【請求項２】
前記ばね用鋼は、引張強さが１８００ＭＰａ以上であり、以下に定義するパラメータＺが１５０００以上であることを特徴とする請求項１に記載のばね用鋼。
パラメータＺ＝（引張強さ（ＭＰａ））×（破断伸び（％））
【請求項３】
前記ばね用鋼は、直径が１．５〜１５ｍｍであることを特徴とする請求項１または２に記載のばね用鋼。
【請求項４】
請求項１〜３のいずれかに記載のばね用鋼からなるばね。
【請求項５】
全体組成が、質量％で、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材を用い、
加熱中に観察されるオーステナイト単相域とフェライト＋オーステナイトの２相域との境界温度をＡｃ３点とし、冷却中に過冷オーステナイトからマルテンサイトが生成を開始する温度をＭｓ点としたときに、前記鋼材を、Ａｃ３点を超え（Ａｃ３点＋２５０℃）以下の温度でオーステナイト化後、２０℃／ｓ以上の速度で冷却し、Ｍｓ点を超え（Ｍｓ点＋７０℃）以下の温度で４００〜１０８００秒間保持し、次いで２０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とするばね用鋼の製造方法。
【請求項６】
請求項５に記載の製造方法により作製したばね。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、強度と延性とのバランスに優れたばね用鋼およびばねに関し、特に、引張強さが１８００ＭＰａ以上のばね用鋼で問題となる延性の低下を抑制したばね用鋼およびその製造方法並びにばねに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車用懸架ばねは、自動車の燃費向上のため一層の軽量化が要求されており、近年では鋼材の引張強さが１８００ＭＰａ以上のばねも実現されている。しかしながら、鋼の組織が焼戻しマルテンサイトの場合、一般に鋼材の高強度化に伴い切欠き感受性が増加するため、腐食環境下での耐久性等、ばね特性に悪影響を及ぼすことが懸念されており、高強度と高延性を併せ持つき裂の進展し難い鋼材が求められている。
【０００３】
このような課題を解決するため、ＪＩＳに規定されたばね鋼の基本的な鋼成分にＮｉやＮｂ等を添加した鋼を用いることにより、靭性を改善し、耐遅れ破壊性を向上させた懸架ばね鋼が提案されている（特許文献１）。また、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｈｆのいずれか１種以上を添加した鋼を用いて、鋼中に侵入する水素による脆化を防止し、耐腐食疲労性を改善したばね用鋼が提案されている（特許文献２）。しかしながら、これらの添加元素は高価であり、鋼材コストが高くなるという欠点があった。
【０００４】
また、焼戻しマルテンサイト組織を主体とし、ＮｉやＣｒ等を多量に添加する必要のない高強度高靭性鋼が提案されている（特許文献３）。この鋼は、旧オーステナイト粒の平均粒径やそのアスペクト比、炭化物の大きさと観察単位断面積当たりの個数等を規定することにより得られる。しかしながら、焼入れ工程前に５００℃以下で真ひずみ０．２以上の冷間加工を施す工程を必要とするため、工程が複雑になることや生産性の低下が問題になることがあった。
【０００５】
さらに、合金元素を多量に添加することや特殊な加工熱処理の必要がない高強度高靭性鋼が提案されており、オーステナイト中の微細炭化物を分散析出させ、マルテンサイトの下部組織を微細化することにより、靭性を向上させている（特許文献４）。しかしながら、焼入れ工程で加熱する際、未溶解炭化物を残存させるために加熱の温度と時間を正確に制御する必要があり、工程管理が複雑になるという問題があった。
【０００６】
一方、焼入れ焼戻し処理によらない高強度鋼の強化法を用いたベイナイト組織の高靭鋼板が提案されている（特許文献５）。この鋼板は、低合金中炭素鋼（Ｎｂ：０．００５〜０．２％含有）をオーステナイト域に加熱後、Ｍｓ点以上の温度に等温保持（オーステンパー処理）することにより得られる。しかしながら、得られる鋼板の引張強さは最大１５３０ＭＰａ程度で伸びが９．０％と記載されており、十分な強度と伸びが得られていない。この原因は、特許文献５の技術では、曲げや絞り等の後加工を前提としたビッカース硬さ４００ＨＶ程度の鋼板を対象としており、オーステンパー処理条件の検討が比較的高温のみだったためと推定される。
【０００７】
また、ベイナイトまたはマルテンサイト組織を主体とし、残留オーステナイトの含有量と結晶粒のアスペクト比を規定することにより、耐水素脆化特性を向上させたばね用鋼が提案されている（特許文献６）。ここで、特許文献６には、鋼自体の靭性の増加量や、引張試験における延びや絞り等の延性の特性値が記載されていない。また、後述するように、高強度と高延性を併せ持つための組織的重要因子の１つは、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が高いことである。特許文献６ではこの因子が考慮されておらず、残留オーステナイトの量とその形状の制御だけでは高強度は得られても高い延性は実現し難いと予想される。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特許第３７８３３０６号公報
【特許文献２】特開２００５−２３４０４号公報
【特許文献３】特開２００１−２８８５３０号公報
【特許文献４】特開２００２−２１２６６５号公報
【特許文献５】特公昭５１−２９４９２号公報
【特許文献６】特開２００７−１００２０９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、引張強さが１８００ＭＰａ以上と高強度でありかつ高い延性を有するばね用鋼およびその製造方法並びにばねを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、ばね用鋼の延性を改善する方法について鋭意研究した結果、焼戻しマルテンサイトを主体とする組織では強度を高くすることは可能であるが、それに伴う延性の大幅な低下は根本的に避けられないこと、そしてその問題は、オーステンパー処理により得られるベイナイトを主体とする組織を用いることにより解決可能であるとの知見を得て、本発明をなすに至った。すなわち、本発明のばね用鋼は、全体組成が、質量％で、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなり、任意の断面における内部組織の面積比率で、ベイナイトが６５％以上、残留オーステナイトが６〜１３％、残部（０％を含む）がマルテンサイトであり、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が０．６５〜１．７％であることを特徴とする。本発明のばね用鋼は、引張強さが１８００ＭＰａ以上であり、下に定義するパラメータＺが１５０００以上であることが望ましい。
パラメータＺ＝（引張強さ（ＭＰａ））×（破断伸び（％））
なお、本発明のばね用鋼を直径１．５〜１５ｍｍとして用いることが好ましい。
【００１１】
また、本発明のばね用鋼の製造方法は、全体組成が、質量％で、Ｃ：０．５〜０．６％、Ｓｉ：１．０〜１．８％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下を満たし、残部が鉄および不可避不純物からなる鋼材を、Ａｃ３点を超え（Ａｃ３点＋２５０℃）以下の温度でオーステナイト化後、２０℃／ｓ以上の速度で冷却し、Ｍｓ点を超え（Ｍｓ点＋７０℃）以下の温度で４００〜１０８００秒間保持し、次いで２０℃／ｓ以上の冷却速度で室温まで冷却することを特徴とする。ここで、Ａｃ３点とは加熱中に観察されるオーステナイト単相域とフェライト＋オーステナイトの２相域との境界温度であり、Ｍｓ点とは冷却中に過冷オーステナイトからマルテンサイトが生成を開始する温度である。さらに、本発明のばねは、上記ばね用鋼からなり、上記製造方法により作製されることを特徴としている。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、入手が容易なＪＩＳまたはＳＡＥ等の規格ばね用鋼を原料に用いることができ、高価な合金元素の添加や複雑な加工熱処理を必要としない、高強度かつ高延性のばね用鋼、ばねおよびその製造方法を提供することができる。また、本発明のばね用鋼およびばねは、合金元素量が少ないためリサイクル性に優れる。さらに、本発明のばね用鋼およびばねは、従来から広く利用されている焼入れ焼戻し処理材に比べて製造工程を簡略化できるため、省エネルギー化が可能である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
まず、本発明のばね用鋼の全体組成の限定理由について説明する。
【００１４】
Ｃ：０．５〜０．６％
Ｃは、１８００ＭＰａ以上の引張強さおよび残留オーステナイトを確保するために必要な元素である。また、Ｃは室温で所望のオーステナイト面積比率を得るために重要な元素であり、０．５％以上添加することが必要である。しかしながら、Ｃ濃度が過剰になると、軟質な残留オーステナイトの面積比率が増加し過ぎて所望の強度を得ることが困難になるため、Ｃの含有量は０．６％以下に抑える。
【００１５】
Ｓｉ：１．０〜１．８％
Ｓｉは、ベイニティックフェライトからオーステナイトへＣが排出されても鉄炭化物の析出を抑制する作用を持ち、本発明の要件にある高Ｃ濃度の残留オーステナイトを得るためには不可欠の元素である。また、Ｓｉは固溶強化元素であり、高強度を得るために有効な元素である。ただし、Ｓｉ量が過剰であると、軟質な残留オーステナイトの面積比率が高くなり、強度の低下を招くため、Ｓｉの含有量は１．８％以下に抑える。
【００１６】
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは、脱酸元素として添加するが、オーステナイトを安定化させる元素でもあるため、本発明が必須とする残留オーステナイトを得るために０．１％以上添加する。一方、Ｍｎの含有量が過剰であると、偏析が生じて加工性が低下しやすくなるため、Ｍｎの含有量は１．０％以下に抑える。
【００１７】
Ｃｒ：０．１〜１．０％
Ｃｒは、鋼材の焼入れ性を高め、強度を大きく向上させる元素である。また、パーライト変態を遅延させる作用もあり、安定してベイナイト組織を得ることができるため、０．１％以上添加する。ただし、１．０％を超えて添加すると鉄炭化物が生じやすくなり、残留オーステナイトが生じ難くなるため、Ｃｒの含有量は１．０％以下に抑える。
【００１８】
Ｐ：０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下
ＰおよびＳは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、各含有量は低いほうが望ましく、その上限は０．０３５％とする。好ましくは、０．０１％以下である。
【００１９】
次に、組織全体における相の面積比率の限定理由について説明する。
ベイナイト：６５％以上
ベイナイトとは、オーステナイト化された鋼材を金属浴や塩浴等において低温で等温変態（ベイナイト変態）させ、その後室温まで冷却することによって得られる金属組織であり、ベイニティックフェライトと鉄炭化物で構成される。ベイナイト組織の基地のベイニティックフェライトは転位密度が高く、鉄炭化物は析出強化効果があるため、ベイナイト組織を用いることにより強度を高めることができる。焼戻しマルテンサイト組織は、鉄炭化物が旧オーステナイト粒界に析出し、粒界強度が低下するため延性が低下し易い。これに対し、ベイナイト組織は、鉄炭化物がベイニティックフェライト基地に微細析出した構造であり、粒界強度の低下が少ないため延性の低下を防止できる。このように、ベイナイトは高強度と高延性を得るために不可欠な組織であり、その面積比率は高いほど好ましく、本発明に規定する高強度高延性を得るためには６５％以上が必要である。ベイナイトの面積比率が６５％未満の組織は、ベイナイト変態を初期または中期段階まで進行させた後水冷却して得られるものである。通常、上記等温保持中における未変態オーステナイトは、その後冷却されることによりマルテンサイトや残留オーステナイトとなる。ベイナイト変態の初期または中期段階での未変態オーステナイトのＣの濃縮度は小さいため、ベイナイト面積比率が６５％未満となる場合は、未変態オーステナイトは冷却により大部分がマルテンサイトとなり、一部がオーステナイトとして残留する。したがって、ベイナイト面積比率が６５％未満であると、マルテンサイトが多くなるため高強度は得られるが、延性が大きく低下するため、本発明に規定する高強度高延性を満足することができない。
【００２０】
残留オーステナイト：６〜１３％
残留オーステナイトは、ＴＲＩＰ（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ−ｉｎｄｕｃｅｄ  ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；変態誘起塑性）現象を利用した延性の増加とひずみ硬化に有効である。高延性を得るには残留オーステナイトは６％以上必要であるが、残留オーステナイトは軟質であるため、過剰であると材料強度が著しく低下する。このため、残留オーステナイトは１３％以下に抑える。
【００２１】
マルテンサイト：残部（０％を含む）
マルテンサイトは、所望の引張強さに応じて適当量存在させることができる。
【００２２】
残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度：０．６５〜１．７％
高強度で高延性を得るためには、残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度が高いことが不可欠な条件である。残留オーステナイト中のＣ濃度は、上記の等温変態中にベイニティックフェライトから周囲の過冷（結果として残留する）オーステナイトにＣが排出されることで増加するため、局所的に残留オーステナイト中のＣ濃度は異なると考えられる。また、残留オーステナイトはそのＣ濃度が高いほど変形しても相としては安定で、塑性誘起マルテンサイト相に変態し難い傾向がある。したがって、塑性変形初期では、比較的Ｃ濃度の低い残留オーステナイトがＴＲＩＰによりマルテンサイト変態しつつ硬化して延性を向上させ、塑性変形が進むと、マルテンサイト変態していないＣ濃度の高い残留オーステナイトが安定に存在することにより延性を維持する。この結果、鋼材の高延性が実現するものと考えられる。本発明に規定する高強度高延性を満足するためには、残留オーステナイト中のＣ濃度は０．６５％以上必要である。０．６５％未満では、残留オーステナイトのほとんどがＴＲＩＰにより変態硬化を示すため、塑性変形が進行したときに延性のさらなる向上が得られなくなり、本発明の高強度高延性を満足することはできない。なお、後述するように、未変態オーステナイトは、そのＣ濃度が過剰であると鉄炭化物を形成するようになるため、未変態オーステナイト中のＣ濃度はある一定以上増加しない。このため、残留オーステナイト中のＣ濃度は、現実的に１．７％程度が上限となる。
【００２３】
ばね用鋼の引張強さはばねの軽量化のために１８００ＭＰａ以上が望ましい。一般に、引張強さと、延性を表す代表的特性値の１つである破断伸びとはトレード・オフの関係にあり、引張強さが１８００ＭＰａ以上においては下記に定義するパラメータＺが１５０００以上であることが望ましい。これらを満たす本発明のばね用鋼は、従来から広く利用されている焼入れマルテンサイトに対して明らかな優位性がある。
パラメータＺ＝（引張強さ（ＭＰａ））×（破断伸び（％））
【００２４】
本発明のばね用鋼は、自動車用の懸架ばねおよび弁ばねを主要な用途としており、その要求仕様を満たすためにばね用鋼の直径は１．５〜１５ｍｍであることが望ましい。
【００２５】
以下、本発明のばね用鋼の製造方法について説明する。本発明のばね用鋼は、上記組成の鋼材をオーステナイト化後、等温保持し、その後冷却することによって組織をベイナイト化させて製造する。オーステナイト化を行う前の鋼材の組織については特に制限されない。例えば、熱間鍛造や線引き加工した条鋼材を素材として使用できる。
【００２６】
オーステナイト化の温度は、Ａｃ３点を超え（Ａｃ３点＋２５０℃）以下である必要がある。Ａｃ３点以下では鋼材がオーステナイト化せず、所望の組織を得ることができない。また、（Ａｃ３点＋２５０℃）以上では、旧オーステナイト粒径が粗大化しやすくなり、延性が低下する虞れがある。
【００２７】
オーステナイト化後、等温保持する温度までの冷却速度は速いほど良く、２０℃／ｓ以上の冷却速度で行う必要があり、好ましくは５０℃／ｓ以上である。冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、冷却途中でパーライトが生成するため所望の組織を得ることができない。
【００２８】
等温保持する温度はＭｓ点を超え（Ｍｓ点＋７０℃）以下である必要があり、ここでの温度は本発明のばね用鋼およびばねを得るための製造方法において非常に重要な制御因子である。等温保持温度がＭｓ点以下の場合、ベイナイト化の変態初期に延性の向上を阻害する硬質なマルテンサイトが生成し、所望のベイナイト面積比率を得ることができない。一方、等温保持温度が（Ｍｓ点＋７０℃）を超える場合は、ベイニティックフェライトの下部組織や炭化物が粗大となり、引張強さが低下する。等温保持を行う時間は、４００〜１０８００ｓである必要があり、この時間も本発明のばね用鋼の製造方法においては非常に重要な制御因子である。等温保持時間が４００ｓ未満であると、ベイナイト変態がほとんど進行しないため、ベイナイト面積比率が小さくなり、本発明に規定する組織を得ることができない。また、等温保持時間が１０８００ｓを超えると、ベイニティックフェライトから排出されたＣが未変態オーステナイト中において過飽和となり、未変態オーステナイトから鉄炭化物が多量に析出するため、相対的に未変態オーステナイト量は減少する。その結果、冷却後に得られる残留オーステナイトの面積比率は減少するため、本発明で規定する組織を達成することができない。
【００２９】
均一な組織を得るため、等温保持後の冷却速度は速いほど良く、２０℃／ｓ以上の冷却速度が必要であり、好ましくは５０℃／ｓ以上である。例えば、油冷や水冷により冷却を行うとよい。冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、鋼材表面と内部で組織が不均一になりやすく、本発明に規定する組織を得ることができない場合がある。
【実施例】
【００３０】
表１に示す成分組成からなるＡ〜Ｃの鋼材を用意し、各鋼材を真空高周波誘導炉で溶解して５０ｋｇの鋼塊にした後、１１８０℃で直径１２ｍｍになるように鍛造した。さらに、この棒鋼を８２０℃で３６００ｓ保持後、焼ならしを実施して前処理を行った。熱処理は、１０００℃で４００ｓ間加熱保持した後、約１００℃／ｓの速度で表２に示す温度Ｔ（℃）まで冷却し、表２に示す時間ｔ（ｓ）保持してから、水冷により約５０℃／ｓの速度で室温まで冷却した。このようにして得られた鋼に対し、以下の要領で相の区別、引張強さおよび破断伸びを調べた。
【００３１】
【表１】
2010222671.tif 000002
【００３２】
［相の区別］
相の区別は、同一箇所の光学顕微鏡写真とＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ  Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法により求めた結晶方位マップの照合により、光学顕微鏡写真において黒色および灰色部がベイナイト、白色部がマルテンサイトまたは残留オーステナイトであることを確認した。そして、画像処理により、ベイナイト面積比率と、マルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積比率を求めた。また、残留オーステナイトの面積比率は、バフ研磨仕上げの試料を用いてＸ線回折法により求めた。マルテンサイトの面積比率は、光学顕微鏡写真から求めたマルテンサイトと残留オーステナイトとの合計面積比率から、Ｘ線回折から求めた残留オーステナイト面積比率を差し引くことにより求めた。残留オーステナイト中の平均Ｃ濃度は、Ｘ線回折でオーステナイトの（１１１）、（２００）、（２２０）、および（３１１）の各回折ピーク角度から求めた格子定数ａ（ｎｍ）を用い、以下に示す関係式により算出した。これらの結果を表２に併記する。
ａ（ｎｍ）＝０．３５７３＋０．００３３×（ｍａｓｓ％Ｃ）
【００３３】
［引張強さおよび破断伸び］
平行部が直径６ｍｍ、標点間距離３０ｍｍの丸棒状試験片（ＪＩＳ  １４Ａ号）を切削加工により作製し、この試験片に対して引張試験を実施して引張強さを求めた。また、破断後の試験片から破断伸びを求めた。これらの結果を表２に併記する。
【００３４】
【表２】
2010222671.tif 000003
【００３５】
表２から明らかなように、全体組成および製造条件が本発明で規定した範囲内であるＮｏ．６〜１０の試験片は、引張強さが１８００ＭＰａ以上であり、パラメータＺが１５０００以上と高強度高延性を示す。
【００３６】
これに対し、全体組成または製造条件が本発明で規定した範囲外であるＮｏ．１〜５および１１〜２０の試験片は、引張強さおよび／またはパラメータＺの基準値を満たしていない。すなわち、Ｎｏ．１〜５の試験片では、残留オーステナイト中のＣ濃度が低く、本発明で設定したパラメータＺの基準値が確保されていない。さらに、Ｎｏ．４の試験片では、ベイナイト面積比率が著しく低いため、本発明で設定した引張強さの基準値も確保されていない。Ｎｏ．１１の試験片では、ベイナイト面積比率が低いため、本発明で設定したパラメータＺの基準値が確保されていない。Ｎｏ．１２〜１４の試験片では、残留オーステナイト面積比率が高すぎるため、本発明で設定した引張強さの基準値を満たしていない。鋼材のＳｉ含有量が本発明の規定の上限を超えるＮｏ．１５〜１７の試験片では、ベイナイト面積比率が低いためパラメータＺの基準値を満たさないか（Ｎｏ．１５、１６）、または、残留オーステナイト面積比率が高すぎるため本発明で設定した引張強さの基準値を満たしていない（Ｎｏ．１７）。また、鋼材のＳｉ含有量が本発明の規定の下限を下回るＮｏ．１８〜２０の試験片については、残留オーステナイト中のＣ濃度が低いため破断伸びが小さく、パラメータＺの基準値を満たさないか（Ｎｏ．１８）、使用した鋼材自体の強度が低いため、本発明の引張強さの基準値を満たさない（Ｎｏ．１９、２０）。