(57)【要約】【課題】耐水素脆性、腐食耐久性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度ばねの提供。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、を含む、高強度ばね。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含む、高強度ばね。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼に対し、焼入れ温度が９５０℃以上１０００℃以下である焼入れ処理、および焼戻し温度が２５０℃以上３９０℃未満である焼戻し処理を行い、
前記焼入れ温度で、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物をＦｅ中に固溶させ、その後、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物の周囲に前記Ｖ化合物を析出させる、高強度ばねの製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含む、高強度ばね用鋼。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼に対し、焼入れ温度が９５０℃以上１０００℃以下である焼入れ処理、および焼戻し温度が２５０℃以上３９０℃未満である焼戻し処理を行い、
前記焼入れ温度で、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物をＦｅ中に固溶させ、その後、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物の周囲に前記Ｖ化合物を析出させる、高強度ばね用鋼の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度ばね、およびその製造方法、ならびに高強度ばね用鋼、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
高強度ばねは、自動車等に用いられる。高強度ばねは、高い強度を有するので、細い線材で形成でき、自動車の軽量化、ひいては自動車の燃費向上に貢献できる。しかし、ばねの強度を上げると、腐食環境下における疲労強度、耐水素脆性、耐遅れ破壊性などが低下する。
【０００３】
そこで、特許文献１に記載のばね用鋼は、Ｖなどを含有する析出物からなる水素トラップサイトにより、外部環境から鋼中に侵入する水素を捕捉し、鋼中での水素の拡散を抑制している。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００１―２８８５３９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
耐水素脆性を確保するためには、水素トラップサイトとなる析出物の数を増加させることが有効である。析出物はＶなどを含有する。
【０００６】
しかし、Ｖなどの元素の含有量を単に増やしても、粗大な析出物が形成されるだけで、析出物の数が増えないという問題があった。
【０００７】
また、高い強度を得るためには、Ｃ含有量の増加が有効であるが、Ｃ含有量が多過ぎると腐食耐久性が低下する。
【０００８】
少ないＣ含有量で高い強度を得るためには、低温での焼戻し処理が有効であるが、Ｎ含有量が多いと、低温焼戻し脆性が生じる。その結果、靱性が低下するため、耐遅れ破壊性が低下する。
【０００９】
本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、耐水素脆性、腐食耐久性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度ばねの提供を主な目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明の一態様によれば、
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含む、高強度ばねを提供する。
【発明の効果】
【００１１】
本発明によれば、耐水素脆性、腐食耐久性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度ばねならびに高強度ばね用鋼を提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１２】
【図１】実施例１による焼戻し処理の後の鋼の断面の一部のＳＥＭ写真である。
【図２】実施例１による焼戻し処理の後の鋼の断面の他の一部のＳＥＭ写真である。
【図３】実施例１および比較例１の回転曲げ疲労試験の結果を示す図である。
【図４】実施例３および比較例２の耐久試験の結果を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明を実施するための形態について説明する。
【００１４】
高強度ばねは、例えば自動車の懸架ばねとして用いられる。ここで、高強度とは、引張強度が１８００ＭＰａ以上であることを意味する。引張強度の測定に用いる試験片の形状は、日本工業規格（ＪＩＳ  Ｚ２２４１）に記載の４号試験片の形状に準拠する。
【００１５】
高強度ばねは、コイルばねであってよい。コイルばねは、熱間ばね成形や冷間ばね成形などにより製造される。熱間ばね成形は、線材をコイル状に加熱成形してから、焼入れ処理、および焼戻し処理を行う。また、冷間ばね成形は、線材の焼入れ処理や焼戻し処理を行ってから、線材を冷間でコイル状に成形する。
【００１６】
尚、高強度ばねは、本実施形態ではコイルばねであるが、板ばねなどでもよい。高強度ばねの形態は、特に限定されない。また、高強度ばねの用途も、自動車の懸架装置には限定されない。
【００１７】
高強度ばねは、高強度ばね用鋼からなる。高強度ばね用鋼は、焼入れ処理や焼戻し処理が施されたものであり、焼入れ処理によって得られるマルテンサイト組織を有する。焼入れ処理の前にはパーライト組織が支配的であり、焼入れ温度ではオーステナイト組織が支配的となり、焼入れ処理の後ではマルテンサイト組織が支配的になる。
【００１８】
高強度ばね用鋼は焼入れ処理や焼戻し処理が施されたものであればよく、その形状は特に限定されない。例えば、熱間ばね成形の場合、高強度ばね用鋼は、ばねの形状（例えばコイル状）を有してもよい。一方、冷間ばね成形の場合、高強度ばね用鋼は、ばねの形状を有してもよいし、ばねの形状に加工される前の形状（例えば棒状）を有してもよい。
【００１９】
高強度ばね用鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる。以下、各成分について説明する。各成分の説明において、「％」は質量％を意味する。
【００２０】
Ｃは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃ含有量は０．４０〜０．５０％である。Ｃ含有量が０．４０％未満であると、ばねとしての必要な強度を得ることができない。一方、Ｃ含有量が０．５０％を越えると、腐食耐久性が低下する。
【００２１】
Ｓｉは、フェライト中に固溶することにより鋼の強度を向上させるのに有効な元素である。Ｓｉ含有量は１．００〜３．００％である。Ｓｉ含有量が１．００％未満であると、ばねとしての必要な強度を得ることができない。一方、Ｓｉ含有量が３．００％を超えると、ばねを熱間で加熱成形する際、表面の脱炭が生じ易く、ばねの耐久性が低下する。
【００２２】
Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させるのに有効な元素である。Ｍｎ含有量は、０．３０〜１．２０％である。Ｍｎ含有量が０．３０％未満であると、焼入れ性を向上させる効果が十分に得られない。一方、Ｍｎ含有量が１．２０％を超えると、靱性が劣化する。
【００２３】
Ｎｉは、鋼の腐食耐久性を増すのに必要な元素である。Ｎｉ含有量は、０．０５〜０．５０％である。Ｎｉ含有量が０．０５％未満であると、鋼の腐食耐久性を増す効果が十分に期待できない。Ｎｉは高価であるため、Ｎｉ含有量の上限は０．５０％とする。
【００２４】
Ｃｒは、鋼の強度を高めるのに有効な元素である。Ｃｒ含有量は、０．３５〜１．５０％である。Ｃｒ含有量が０．３５％未満であると、鋼の強度を高める効果が十分に期待できない。一方、Ｃｒ含有量が１．５０％を超えると靭性が劣化しやすい。
【００２５】
Ｍｏは、鋼の焼入性を確保し、鋼の強度と靭性を高める元素である。Ｍｏ含有量は０．０３〜０．５０％である。Ｍｏ含有量が０．０３％未満であると、Ｍｏを添加する効果が十分に期待できない。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％を超えると、Ｍｏを添加する効果が飽和する。
【００２６】
Ｃｕは、腐食耐久性を増す成分である。Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５０％である。Ｃｕ含有量が０．０５％未満であると、腐食耐久性を増す効果が十分に表れない。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％を超えると、熱間圧延時に割れ等の問題が生じる。
【００２７】
Ａｌは、鋼の脱酸剤およびオーステナイト結晶粒度の調整を図るために必要な元素である。Ａｌ含有量は、０．００５〜０．１００％である。Ａｌ含有量が０．００５％未満であると、結晶粒の微細化が図れない。一方、Ａｌ含有量が０．１００％を超えると、鋳造性が低下しやすい。
【００２８】
Ｖは、鋼の強度を高め、また水素脆化を抑制するのに有効な元素である。Ｖ含有量は０．０５〜０．５０％である。Ｖ含有量が０．０５％未満であると、Ｖを添加する効果が十分に期待できない。一方、Ｖ含有量が０．５０％を超えると、オーステナイト中に溶解されない炭化物が増加し、ばね特性が劣化する。
【００２９】
Ｎｂは、結晶粒の微細化および微細炭化物の析出により鋼の強度と靭性を高める元素である。また、Ｎｂは、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物（以下、単に、Ｖ化合物という）の微細分散に寄与し、耐水素脆性を増大する元素でもある。Ｎｂ含有量は０．００５〜０．１５０％である。Ｎｂ含有量が０．００５％未満であると、Ｎｂを添加する効果が十分に期待できない。一方、Ｎｂ含有量が０．１５０％を超えると、オーステナイト中に溶解されない炭化物が増加し、ばね特性が劣化する。
【００３０】
Ｎは、ＡｌやＮｂと結合してＡｌＮ、ＮｂＮを形成し、オーステナイト結晶粒度の微細化に効果のある元素である。その微細化によって靭性が向上する。Ｎ含有量は０．０１００〜０．０２００％である。Ｎ含有量が０．０１００％以上であると、靱性を向上する効果が十分に表れる。一方、Ｎの過剰な添加は凝固時の鋼塊表面での気泡の発生や鋼の鋳造性の劣化を招くため、Ｎ含有量の上限は０．０２００％とする。
【００３１】
Ｐは、オーステナイト粒界に析出して粒界を脆化することにより衝撃値を低下させる要因となる。この問題を抑制するため、Ｐ含有量は０．０１５％以下に制限する。
【００３２】
Ｓは、鋼中ではＭｎＳの介在物として存在し、疲労寿命および腐食耐久性を低下させる要因となる。介在物とは、鋼が溶けた状態で既に出来ているものをいう。介在物を減らすため、Ｓ含有量は０．０１０％以下、好ましくは０．００５％以下に制限する。
【００３３】
高強度ばね用鋼は、水素トラップサイトとしてのＶ化合物を微細分散させるため、焼入れ温度でＶ化合物を鉄中に固溶させ、その後、鋼中に微細分散するＮｂ化合物の周囲にＶ化合物を析出させて製造する。従って、高強度ばね用鋼は、Ｎｂ化合物と、Ｎｂ化合物の周囲に析出するＶ化合物とを含む。Ｖ化合物は、Ｎｂ化合物に隣接して析出していればよく、Ｎｂ化合物の周囲を完全に囲んでいなくてもよいが完全に囲んでいてもよい。高強度ばね用鋼において、Ｎｂ化合物は、Ｖ化合物の内部に存在していてもよい。
【００３４】
Ｎｂ化合物は、溶鋼が凝固する途中で鉄中に析出する析出物である。Ｎｂ化合物は、Ｎｂ窒化物、Ｎｂ炭化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含む。Ｎｂ化合物は、焼入れ処理の前に鋼中に微細分散しており、焼入れ温度で鉄中に固溶することなく、焼入れ温度からの急冷や焼戻し処理でＶ化合物が析出する起点となる。Ｖ化合物が析出する起点としては、好ましくは、Ｎｂ炭化物およびＮｂ炭窒化物よりも微細に分散しているＮｂ窒化物が用いられる。
【００３５】
Ｖ化合物は、焼入れ処理の前に鋼中に粗大析出物として存在しているので、焼入れ温度で鉄中に固溶させ、その後にＮｂ化合物を起点として析出させる。Ｎｂ化合物は、微細分散しているので、Ｎｂ化合物を起点として析出するＶ化合物を微細分散できる。Ｖ化合物の微細化によってその数を増加でき、耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼が得られる。
【００３６】
Ｖ化合物が焼入れ温度で鉄中に固溶するように、焼入れ温度は９５０℃以上１０００℃以下とされる。当該焼入れ温度はＶ化合物が鉄に固溶する固溶温度よりも高く、Ｖ含有量が上述の如く０．５０％以下である場合、溶解度積の計算では、Ｖ化合物は鉄に完全に固溶する。焼入れ温度が高温であるので、結晶粒の粗大化を抑制するため、Ｎｂ、Ａｌ、Ｎなどが適量添加されている。これにより、靱性の低下が抑制でき、耐遅れ破壊性の低下が抑制できる。よって、耐遅れ破壊性に優れた高強度ばね用鋼が得られる。
【００３７】
Ｎｂ化合物と、Ｎｂ化合物の周囲に析出するＶ化合物とで、複合析出物が形成される。複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上、１μｍ以下であってよい。また、複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上、１０００００個／ｍｍ２以下であってよい。平均粒径や単位面積当たりの個数は、例えばＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）を用いて測定する。平均粒径は、１００個の複合析出物のそれぞれの面積相当径（直径）を測定し、その測定値の平均値として求める。単位面積当たりの個数は、合計の面積が１５ｍｍ２である領域に存在する複合析出物の個数を測定し、その個数を合計の面積で除して求める。
【００３８】
高強度ばね用鋼は、腐食耐久性の低下を抑制するためにＣ含有量を０．５％以下に制限しており、Ｃ含有量が０．５％以下の範囲で鋼の強度を確保するために焼戻し温度を３９０℃未満に制限してある。よって、腐食耐久性および強度に優れた高強度ばね用鋼が得られる。尚、焼戻し処理による靱性向上の効果が十分に得られるように、焼戻し温度の下限は２５０℃、より好ましくは３００℃とされる。
【００３９】
高強度ばね用鋼は、窒化物を十分に微細分散させるため、Ｎを０．０１００〜０．０２００％含んでいる。高強度ばね用鋼は、Ｎによる低温焼戻し脆性を抑制するため、ＮｂやＡｌを適量含み、Ｎの代わりにＮｂＮやＡｌＮを析出させることで、Ｎを無害化してある。これにより、靱性の低下が抑制でき、耐遅れ破壊性の低下が抑制できる。よって、耐遅れ破壊性に優れた高強度ばね用鋼が得られる。
【実施例】
【００４０】
以下、具体的な実施例や比較例などについて説明する。
【００４１】
［実施例１］
実施例１では、下記組成の鋼に対し焼入れ処理、焼戻し処理を施し、機械加工で回転曲げ疲労試験片、水素脆化試験片を作製した。
【００４２】
鋼としては、質量％で、Ｃ：０．４４％、Ｓｉ：１．７５％、Ｍｎ：０．４５％、Ｎｉ：０．２５％、Ｃｒ：０．７５％、Ｍｏ：０．０８％、Ｃｕ：０．３５％、Ａｌ：０．０２３％、Ｖ：０．２５％、Ｎｂ：０．０２０％、Ｎ：０．０１３０％含有し、Ｐ：０．０１０％以下、Ｓ：０．００３％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を用いた。
【００４３】
焼入れ温度は９５０℃とし、その保持時間は３０分とした。焼入れ温度からの冷却は、油冷とした。
【００４４】
焼戻し温度は３６０℃とし、その保持時間は１時間とした。焼戻し温度からの冷却は、空冷とした。
【００４５】
焼戻し処理の後の鋼のビッカース硬度は、５９０Ｈｖであった。
【００４６】
また、得られた鋼を電子顕微鏡で観察した。図１は、実施例１による焼戻し処理の後の鋼の断面の一部のＳＥＭ写真であり、図２は、実施例１による焼戻し処理の後の鋼の断面の他の一部のＳＥＭ写真である。図１（ａ）および図２（ａ）は反射電子像、図１（ｂ）および図２（ｂ）はＮｂの特性Ｘ線マップ、図１（ｃ）および図２（ｃ）はＮの特性Ｘ線マップ、図１（ｄ）および図２（ｄ）はＶの特性Ｘ線マップ、図１（ｅ）および図２（ｅ）はＣの特性Ｘ線マップである。なお、図１（ａ）および図２（ａ）中、反射電子像の白色部分がＮｂ化合物を示し、白色の周囲の黒色部分がＶ化合物を示す。図１（ｂ）〜（ｅ）および図２（ｂ）〜（ｅ）中、各元素の特性Ｘ線マップにおいて、色の明るさは元素量を表しており、色が明るい（白い）ほど元素量が多い。図１（ａ）および図２（ａ）の反射電子像は、電子線が鋼の断面近傍で跳ね返る反射電子の像であるため、被検面に見えるほぼそのままの大きさを表している。一方、図１（ｂ）〜（ｅ）および図２（ｂ）〜（ｅ）の特性Ｘ線マップは、電子線が鋼の断面から鋼の内部に入り込み発生した特性Ｘ線の像である。また、検出する特性Ｘ線の強度には閾値が設けられている。そのため、特性Ｘ線マップの像は、被検面に見える大きさとは異なったものとなる。
【００４７】
図１（ａ）の反射電子像から明らかなように、実施例１の鋼では、周囲よりもＶの濃度が高い部分（黒い部分）が存在し、その黒い部分の内側に、黒い部分の外側よりもＮｂの濃度が高い部分（白い部分）が存在していることが観察された。そして、図１（ｂ）〜図１（ｅ）の特性Ｘ線マップより、図１（ａ）の黒い部分と白い部分とには、ＮおよびＣの濃度が高い部分がそれぞれ存在し、Ｎの濃度が高い部分とＣの濃度が高い部分とが少なくとも重複していることが観察された。よって、実施例１の鋼は、焼戻し処理後、少なくともＮｂ炭窒化物の周囲を囲うように少なくともＶ炭窒化物が析出しているといえる。
【００４８】
図２（ａ）の反射電子像から明らかなように、実施例１の鋼の他の部分でも、周囲よりもＶの濃度が高い部分（黒い部分）が存在し、その黒い部分の内側に、黒い部分の外側よりもＮｂの濃度が高い部分（白い部分）が存在していることが観察された。そして、図２（ｂ）〜図２（ｅ）の特性Ｘ線マップより、図２（ａ）の黒い部分と白い部分とには、ＮおよびＣの濃度が高い部分がそれぞれ存在し、Ｎの濃度が高い部分とＣの濃度が高い部分とが少なくとも重複していることが観察された。よって、実施例１の鋼は、焼戻し処理後、少なくともＶ炭窒化物が少なくともＮｂ炭窒化物の周囲を囲うように析出しているといえる。
【００４９】
よって、実施例１の鋼は、焼戻し処理後、Ｎｂ化合物の周囲を囲うようにＶ化合物が析出していることが確認できた。
【００５０】
試験片の形状は、日本工業規格（ＪＩＳ  Ｚ２２７４）に記載の１号試験片の形状に準拠した。この試験片は、丸棒の中央部に、平行部と呼ばれるくびれ部を有するものである。
【００５１】
回転曲げ疲労試験片は、両端部の直径が１５ｍｍ、平行部の直径が８ｍｍ、平行部の長さが２０ｍｍとした。
【００５２】
水素脆化試験片は、両端部の直径が１０ｍｍ、平行部の直径が４ｍｍ、平行部の長さが１５ｍｍとした。
【００５３】
［比較例１］
比較例１では、下記組成の鋼に対し焼入れ処理、焼戻し処理を施し、機械加工で回転曲げ疲労試験片、水素脆化試験片を作製した。
【００５４】
鋼としては、質量％で、Ｃ：０．５２％、Ｓｉ：１．５０％、Ｍｎ：０．４５％、Ｎｉ：０．２６％、Ｃｒ：０．８０％、Ｍｏ：０．０９％、Ｃｕ：０．１２％、Ａｌ：０．０２３％、Ｖ：０．１６％、Ｎｂ：０．０２５％、Ｎ：０．０１２０％、Ｐ：０．０１０％、Ｓ：０．００９％含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼を用いた。
【００５５】
焼入れ温度は９００℃とし、その保持時間は３０分とした。焼入れ温度からの冷却は、油冷とした。
【００５６】
焼戻し温度は４２０℃とし、その保持時間は１時間とした。焼戻し温度からの冷却は、空冷とした。
【００５７】
焼戻し処理の後の鋼のビッカース硬度は、５７０Ｈｖであった。
【００５８】
試験片の形状は、実施例１の試験片の形状と同様とした。
【００５９】
［回転曲げ疲労試験］
回転曲げ疲労試験では、一定の曲げモーメントを作用させた試験片を３０００ｒｐｍで回転させることで、正弦波応力を試験片に負荷し、試験片が破断するまでの応力の繰り返し回数を調べた。
【００６０】
図３は、実施例１および比較例１の回転曲げ疲労試験の結果を示す。図３において、実線は実施例１の回転曲げ疲労試験の結果を、破線は比較例１の回転曲げ疲労試験の結果を表す。
【００６１】
図３から明らかなように、実施例１の鋼は、比較例１の鋼に比べ、曲げ疲労強度に優れていることが確認できた。
【００６２】
［水素脆化試験］
水素脆化試験では、電解液中に試験片の平行部を浸漬し、４８時間の間、電解液の電界によって発生する水素を試験片にチャージし、その後、電解液中に平行部を浸漬した状態で試験片に荷重をかけ、破断しない最大応力を調べた。電解液としては、チオシアン酸アンモニウムを５％含む、５０℃の水溶液を用いた。試験片に荷重をかける試験機としては、てこ式の定荷重試験機を用いた。破断しない最大応力（以下、「未破断応力」と呼ぶ。）を確認するための試験時間は９６時間とした。この水素脆化試験は、腐食耐久試験や耐遅れ破壊試験を兼ねており、チオシアン酸アンモニウムを５％含む水溶液は電解液と腐食液とを兼ねている。
【００６３】
実施例１の試験片の未破断応力が３２５ＭＰａであったのに対し、比較例１の試験片の未破断応力は２４０ＭＰａであった。従って、実施例１の鋼は、比較例１の鋼に比べ、耐水素脆性や腐食耐久性、耐遅れ破壊性に優れていることが確認できた。
【００６４】
水素脆化試験の後、試験片に含まれる拡散性水素量を測定した。拡散性水素量は、試験片を加熱して試験片の温度を一定速度で昇温しながら、試験片から放出される水素量をガスクロマトグラフィ法で連続測定し、そのプロファイルから求める。
【００６５】
３００℃未満の温度で放出される水素が拡散性水素であり、３００℃以上の温度で放出される水素が非拡散性水素である。試験片の温度が２２０℃に達する前に拡散性水素の放出がほぼ終わり、試験片の温度が４００℃を超えると非拡散性水素が放出され始める。水素トラップサイトで捕捉された水素は、３００℃未満の温度では放出されない。
【００６６】
実施例１の試験片の拡散性水素量が０．３６質量ｐｐｍであったのに対し、比較例１の試験片の拡散性水素量は１．８７質量ｐｐｍであった。従って、実施例１の鋼は、比較例１の鋼に比べ、水素トラップサイトが多く、耐水素脆性に優れていることが確認できた。
【００６７】
［実施例２］
実施例２では、実施例１の鋼と同一の組成の鋼に対し焼入れ処理、焼戻し処理を施し、機械加工で引張強度試験片を作製し、引張試験を行った。
【００６８】
焼入れ温度は９５０℃とし、その保持時間は３０分とした。焼入れ温度からの冷却は、油冷とした。
【００６９】
焼戻し温度は３８０℃または３５０℃とし、その保持時間は１時間とした。焼戻し温度からの冷却は、空冷とした。
【００７０】
引張試験片の形状は、日本工業規格（ＪＩＳ  Ｚ２２４１）に記載の４号試験片の形状に準拠した。
【００７１】
引張試験では、引張強度、０．２％耐力、破断伸び、絞りなどを測定した。
【００７２】
焼戻し温度、引張試験の結果、およびビッカース硬度を表１に示す。
【００７３】
【表１】
2018154914.tif 000003
表１から明らかなように、実施例２の鋼は高強度を有していることが確認できた。
【００７４】
［実施例３］
実施例３では、実施例１および実施例２の鋼と同一の組成の鋼をコイル状に加熱成形した。その後、得られた成形品を焼入れ処理、焼戻し処理、ショットピーニングおよびセッチングを施し、コイルばねを作製した。その後、得られたコイルばねの耐久試験を行った。焼入れ温度は９９０℃とし、その保持時間は２０分とした。焼入れ温度からの冷却は、油冷とした。焼戻し温度は３６０℃とし、その保持時間は１時間とした。焼戻し温度からの冷却は、空冷とした。焼戻し処理の後のコイルばねのビッカース硬度は、５８０Ｈｖであった。
【００７５】
［比較例２］
比較例２では、比較例１の鋼と同一の組成の鋼を、実施例３と同様に、コイル状に加熱成形し、実施例３と同一形状の成形品を得た。その後、得られた成形品を焼入れ処理、焼戻し処理、ショットピーニングおよびセッチングを施し、実施例３と同一形状のコイルばねを作製した。その後、得られたコイルばねの耐久試験を行った。焼入れ温度は９４０℃とし、その保持時間は２０分とした。焼入れ温度からの冷却は、油冷とした。焼戻し温度は４２０℃とし、その保持時間は１時間とした。焼戻し温度からの冷却は、空冷とした。焼戻し処理の後のコイルばねのビッカース硬度は、５６０Ｈｖであった。
【００７６】
［耐久試験］
耐久試験では、平均応力を７３５ＭＰａとして、コイルばねに種々の応力振幅で繰り返し応力を負荷し、コイルばねが破断するまでの応力の繰り返し回数を調べた。なお、実施例３は、応力振幅を、７３５ＭＰａ±６２０ＭＰａ（最大応力：１３５５ＭＰａ、最小応力：１１５ＭＰａ）と、７３５ＭＰａ±５５０ＭＰａ（最大応力：１２８５ＭＰａ、最小応力：１８５ＭＰａ）とした。比較例２は、応力振幅を、７３５ＭＰａ±５２５ＭＰａ（最大応力：１２６０ＭＰａ、最小応力：２１０ＭＰａ）と、７３５ＭＰａ±５００ＭＰａ（最大応力：１２３５ＭＰａ、最小応力：２３５ＭＰａ）とした。
【００７７】
図４は、実施例３および比較例２の耐久試験の結果を示す。なお、図４において、実線は実施例３の耐久試験の結果を、破線は比較例２の耐久試験の結果を表す。図４から明らかなように、実施例３のコイルばねは、比較例２のコイルばねに比べ、耐久性に優れていることが確認できた。
【００７８】
以上、高強度ばねの実施形態などについて説明したが、本発明は上記実施形態などに限定されず、特許請求の範囲に記載された本発明の要旨の範囲内において、種々の変形、改良が可能である。
【図１】
2018154914.tif 000004
【図２】
2018154914.tif 000005
【図３】
2018154914.tif 000006
【図４】
2018154914.tif 000007
【手続補正書】
【提出日】平成30年3月9日(2018.3.9)
【手続補正１】
【補正対象書類名】特許請求の範囲
【補正対象項目名】全文
【補正方法】変更
【補正の内容】
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含み、
前記Ｎｂ化合物と前記Ｖ化合物とで複合析出物を形成し、
前記複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上１０００００個／ｍｍ２以下である、高強度ばね。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼に対し、焼入れ温度が９５０℃以上１０００℃以下である焼入れ処理、および焼戻し温度が２５０℃以上３９０℃未満である焼戻し処理を行い、
前記焼入れ温度で、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物をＦｅ中に固溶させ、その後、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物の周囲に前記Ｖ化合物を析出させ、
前記Ｎｂ化合物と前記Ｖ化合物とで複合析出物を形成し、
前記複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上１０００００個／ｍｍ２以下である、高強度ばねの製造方法。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含み、
前記Ｎｂ化合物と前記Ｖ化合物とで複合析出物を形成し、
前記複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上１０００００個／ｍｍ２以下である、高強度ばね用鋼。
【請求項４】
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼に対し、焼入れ温度が９５０℃以上１０００℃以下である焼入れ処理、および焼戻し温度が２５０℃以上３９０℃未満である焼戻し処理を行い、
前記焼入れ温度で、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物をＦｅ中に固溶させ、その後、Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物の周囲に前記Ｖ化合物を析出させ、
前記Ｎｂ化合物と前記Ｖ化合物とで複合析出物を形成し、
前記複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上１０００００個／ｍｍ２以下である、高強度ばね用鋼の製造方法。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００１０
【補正方法】変更
【補正の内容】
【００１０】
上記課題を解決するため、本発明の一態様によれば、
質量％で、Ｃ：０．４０〜０．５０％、Ｓｉ：１．００〜３．００％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｎｉ：０．０５〜０．５０％、Ｃｒ：０．３５〜１．５０％、Ｍｏ：０．０３〜０．５０％、Ｃｕ：０．０５〜０．５０％、Ａｌ：０．００５〜０．１００％、Ｖ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．１５０％、Ｎ：０．０１００〜０．０２００％含有し、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、
Ｎｂ炭化物、Ｎｂ窒化物、およびＮｂ炭窒化物の少なくとも１つを含むＮｂ化合物と、
前記Ｎｂ化合物の周囲に析出する、Ｖ炭化物およびＶ炭窒化物の少なくとも一方を含むＶ化合物と、
を含み、
前記Ｎｂ化合物と前記Ｖ化合物とで複合析出物を形成し、
前記複合析出物の平均粒径は、０．０１μｍ以上１μｍ以下であり、かつ前記複合析出物の単位面積当たりの個数は、１００個／ｍｍ２以上１０００００個／ｍｍ２以下である、高強度ばねを提供する。