(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．６０質量％以上１．２５質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．２０質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｃｒ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｎｂ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、
粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上７０９７個／ｍｍ２以下の密度でマトリックス中に存在し、かつ、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下に調整されており、
エメリー紙による摩耗試験における比摩耗量が１．５×１０−４ｍｍ３／Ｎ・ｍ未満である
ことを特徴とするばね用鋼。
【請求項２】
Ｔｉ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％（無添加を含む。）以上０．００５質量％以下を含有する
ことを特徴とする請求項１記載のばね用鋼。
【請求項３】
Ｍｏ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％（無添加を含む。）以上２．０質量％以下のうちのいずれか１種以上を含有する
ことを特徴とする請求項１または２記載のばね用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、耐摩耗性および疲労特性に優れるばね用鋼に関する。
【背景技術】
【０００２】
この種のばね用の材料には、主に、耐摩耗性（形状変化の抑制）、耐へたり性（ばねの形状およびばね性の維持）、および、疲労強度の３つの特性が要求される。
【０００３】
特許文献１には、例えば自動車のクラッチに組み込まれるダイヤフラムスプリング等に用いられる皿ばね等への適用を考慮した、耐温間へたり性に優れたばね鋼が示されている。
【０００４】
特許文献２には、例えば自動車の懸架装置等に用いられる板ばね等への適用を考慮した、耐へたり性にすぐれたばね用鋼が示されている。
【０００５】
特許文献３には、耐へたり性には、ばね内部の強度が大きく影響するため、高強度化することにより、耐へたり性を向上させたばね用熱処理鋼が示されている。
【０００６】
特許文献４には、ひずみ時効による転位の固着能力を向上させて、耐へたり性を向上させたばね部品用鋼が示されている。
【０００７】
特許文献５には、鋼中の炭化物の分布を制御することで、素材のプレス打抜き性と疲労特性とを向上させた炭素工具鋼鋼帯が示されている。
【０００８】
特許文献６には、引張強度が１０００ＭＰａ以上であるとともに、焼入れ焼戻しを省略することにより、省コスト化し、寸法精度を向上させたリング状ばねが示されている。
【０００９】
特許文献７には、例えば車両懸架用部品等への適用を考慮し、高周波または通電焼入れにより、高強度化するとともに、耐食性・低温靭性を向上させたばね部品用鋼が示されている。
【００１０】
このように、現状では、主に耐摩耗性、耐へたり性および疲労特性が求められるばね用の材料において、高炭素鋼を使用して硬くするか、または、潤滑しやすくして摩耗を抑制することにより耐摩耗性を向上させる方法や、材料全体の強度を向上させて転位の移動を阻害することにより耐へたり性を向上させる方法や、浸炭、窒化およびショットピーニング等で表層を硬くすることにより疲労特性を向上させる方法が知られている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開２００２−１８０２０４号公報
【特許文献２】特開昭５７−３２３５３号公報
【特許文献３】国際公開第２００７／１１４４９１号
【特許文献４】特開２０１２−１１１９９２号公報
【特許文献５】国際公開第２０１３／１３３２９５号
【特許文献６】国際公開第２０１３／１１５２６６号
【特許文献７】特開２０１２−２３７０４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
上述のように、ばねの性能劣化の主な原因には、摩耗、へたりおよび疲労破壊がある。特に皿ばねでは、小さなたわみで大きな荷重や衝撃を受けることができる反面、わずかな寸法の変化で特性が変化するため、摩耗による影響が大きい。
【００１３】
そして、作動頻度の高い皿ばねには摩耗抑制のために硬い材料が使用されるが、硬度を上げると靭性が低下して、材料が脆くなるという問題がある。
【００１４】
また、粗大な介在物や炭化物、多量のボイド等があると、疲労特性が悪化してしまう。
【００１５】
したがって、既存鋼と同等の硬さおよびばね特性で疲労特性を確保し、かつ、耐摩耗性に優れる材料があれば、その材料をばねに適用することで、既存の設計を変更することなく、その装置の長寿命化に繋がる。
【００１６】
そこで、ばね用の材料として、十分な耐摩耗性および疲労特性を確保したばね用鋼が求められていた。
【００１７】
本発明は、このような点に鑑みなされたもので、耐摩耗性および疲労特性が良好なばね用鋼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】
【００１８】
請求項１に記載されたばね用鋼は、Ｃ：０．６０質量％以上１．２５質量％以下、Ｓｉ：０．５０質量％以下、Ｍｎ：０．３０質量％以上１．２０質量％以下、Ｐ：０．０３質量％以下、Ｓ：０．０３質量％以下、Ｃｒ：０．３０質量％以上１．５０質量％以下、Ｎｂ：０．１０質量％以上０．５０質量％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上７０９７個／ｍｍ２以下の密度でマトリックス中に存在し、かつ、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下に調整されており、エメリー紙による摩耗試験における比摩耗量が１．５×１０−４ｍｍ３／Ｎ・ｍ未満であるものである。
【００１９】
請求項２に記載されたばね用鋼は、請求項１記載のばね用鋼において、Ｔｉ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｂ：０質量％（無添加を含む。）以上０．００５質量％以下を含有するものである。
【００２０】
請求項３に記載されたばね用鋼は、請求項１または２記載のばね用鋼において、Ｍｏ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｖ：０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下、Ｎｉ：０質量％（無添加を含む。）以上２．０質量％以下のうちのいずれか１種以上を含有するものである。
【発明の効果】
【００２１】
本発明によれば、所定の成分の範囲において、粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上７０９７個／ｍｍ２以下の密度でマトリックス中に存在し、かつ、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下に調整されているため、耐摩耗性および疲労特性を向上できる。
【図面の簡単な説明】
【００２２】
【図１】疲労試験片の形状を示す模式図である。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
以下、本発明の一実施の形態の構成について詳細に説明する。
【００２４】
ばね用鋼は、０．６０質量％以上１．２５質量％以下のＣ（炭素）、０．５０質量％以下のＳｉ（ケイ素）、０．３０質量％以上１．２０質量％以下のＭｎ（マンガン）、０．０３質量％以下のＰ（リン）、０．０３質量％以下のＳ（硫黄）、０．３０質量％以上１．５０質量％以下のＣｒ（クロム）、０．１０質量％以上０．５０質量％以下のＮｂ（ニオブ）を含有し、残部がＦｅ（鉄）および不可避的不純物からなる。
【００２５】
また、ばね用鋼は、必要に応じて、０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下のＴｉ（チタン）、および、０質量％（無添加を含む。）以上０．００５質量％以下のＢ（ホウ素）を含有することが好ましい。
【００２６】
さらに、ばね用鋼は、必要に応じて、０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下のＭｏ（モリブデン）、０質量％（無添加を含む。）以上０．５０質量％以下のＶ（バナジウム）、および、０質量％（無添加を含む。）以上２．０質量％以下のＮｉ（ニッケル）うちのいずれか１種以上を含有することが好ましい。
【００２７】
Ｃは、鋼板の強度の向上に必要な元素であり、ばね用鋼に使用するための強度を確保するには、含有量を０．６０質量％以上とする必要がある。しかし、Ｃの含有量が１．２５質量％を超えると粗大な未溶解炭化物が多くなり、靭性や疲労特性等の劣化要因となってしまう。したがって、Ｃの含有量は、０．６０質量％以上１．２５質量％以下とした。
【００２８】
Ｓｉは、製鋼段階で脱酸材として添加されるが、無添加でも脱酸不良は生じない。また、Ｓｉの含有量が多くなると靭性が劣化し、０．５０質量％を超えるとばね用鋼に使用するための靭性を確保できない可能性がある。したがって、Ｓｉの含有量は、０．５０質量％以下（無添加を含む。）とし、好ましくは０．３０質量％以下である。
【００２９】
Ｍｎは、鋼の焼入性向上に有効な元素であり、含有量が０．３０質量％未満では焼入性を十分に向上できない。しかし、Ｍｎの含有量が１．２０質量％を超えて多量に含有させると、硬質化を招き、製造性や靭性を損なう原因となる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．３０質量％以上１．２０質量％以下とした。
【００３０】
ＰおよびＳは、どちらも靭性に悪影響を及ぼすので、できるだけ含有量が少ないほうが好ましい。したがって、Ｐの含有量およびＳの含有量は、いずれも０．０３質量％以下とした。
【００３１】
Ｃｒは、鋼の焼入性を向上させる作用、鋼板の強度を向上させる作用、鋼板の耐摩耗性を向上させる作用、および、焼鈍の際におけるセメンタイトの粗大化を抑制する作用を有する元素である。そして、Ｃｒによる上記各作用を奏するには、Ｃｒの含有量を０．３０質量％以上とする必要がある。しかし、Ｃｒは焼入処理の加熱保持においてセメンタイトの溶体化を妨げるという悪影響を及ぼす場合があり、Ｃｒの含有量が１．５０質量％を超えると、焼入処理の際の未溶解セメンタイト量を増大させる要因となりうる。したがって、Ｃｒの含有量は、０．３０質量％以上１．５０質量％以下とした。
【００３２】
Ｎｂは、鋳造後の冷却過程にて鋼中に非常に硬質なＮｂ含有炭化物を形成し、耐摩耗性、特に耐アブレシブ摩耗性の向上に寄与する。また、Ｎｂは、焼入の際の結晶粒を微細化させて、靭性の向上に寄与する。Ｎｂによるこれら各作用を奏するには、Ｎｂの含有量を０．１０質量％以上とする必要がある。しかし、Ｎｂを多量に添加すると、Ｎｂ含有炭化物が過剰に生成され、このＮｂ含有炭化物が破壊の起点および亀裂伝播経路となり、靭性が劣化する要因となる。また、Ｃ含有レベルが比較的高い用途において調質熱処理後の良好な靭性を確保するには、Ｎｂの含有量を０．５０質量％以下に抑えることが重要である。したがって、Ｎｂの含有量は、０．１０質量％以上０．５０質量％以下とした。
【００３３】
Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋳造後の冷却過程にて鋼中に非常に硬質なＴｉ含有炭化物を形成し、耐摩耗性に寄与する。また、熱間圧延の際などに再固溶し、熱間圧延中または冷却中に析出したＴｉＣは焼入の際に結晶粒を微細化し、靭性の向上に寄与する。さらに、ＴｉとＮとの結合力が強いため、Ｂを添加した場合にＢＮの生成を防止し、Ｂの焼入性向上作用を引き出すうえで有効である。したがって、必要に応じてＴｉを添加することが好ましく、Ｔｉによる上記各作用を奏するには、Ｔｉの含有量を０．０１質量％以上とすると効果的である。しかし、Ｔｉの含有量が０．５０質量％を超えると、Ｔｉ系炭化物が鋼板中に多量に存在して靭性劣化を招きやすいため、Ｔｉを含有させる場合には、Ｔｉの含有量を０．５０質量％以下とすることが好ましい。
【００３４】
Ｂは、焼入性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが好ましい。Ｂの効果を得るには、Ｂの含有量を０．０００３質量％以上とする必要がある。なお、Ｂによる焼入性向上作用は、Ｂの含有量が０．００５質量％にて飽和する。したがって、Ｂを含有させる場合には、Ｂの含有量を０．００５質量％以下とすることが好ましい。
【００３５】
ＭｏおよびＶは、いずれも靭性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが好ましい。Ｍｏによる靭性向上作用を奏するには、Ｍｏの含有量を０．１０質量％以上とすると効果的である。また、Ｖによる靭性向上作用を奏するには、Ｖの含有量を０．０５質量％以上とすると効果的である。しかし、ＭｏおよびＶは、比較的高価な元素であり、過剰な添加はコストの増大を招くため、ＭｏおよびＶの少なくとも１種を含有させる場合には、Ｍｏの含有量およびＶの含有量を０．５０質量％以下とすることが好ましい。
【００３６】
Ｎｉは、焼入性および低温靭性の向上に有効な元素であり、必要に応じて添加することが好ましい。Ｎｉによる焼入性向上作用および低温靭性向上作用を奏するには、Ｎｉの含有量を０．１０質量％以上にすると効果的である。しかし、Ｎｉの過剰添加は経済性を損ねる要因となるため、Ｎｉを添加する場合には、Ｎｉの含有量を２．０質量％以下とすることが好ましい。
【００３７】
上記化学成分のばね用鋼にて、ばね用の材料として十分な耐摩耗性および疲労特性を確保するには、Ｎｂ含有炭化物の個数を規定して硬質なＮｂ含有炭化物によって耐摩耗性を向上させる一方で、そのＮｂ含有炭化物が疲労破壊の起点にならないように、Ｎｂ含有炭化物の最大粒径を規制することが重要である。
【００３８】
具体的には、ばね用の材料として良好な耐摩耗性を確保するには、鋼は、Ｎｂ含有炭化物が分散した調質熱処理後の金属組織において、粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上となるようにＮｂ含有炭化物の分布状態を調整する。
【００３９】
また、ばね用の材料として良好な疲労特性を確保するには、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物粒子の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下となるように、Ｎｂ含有炭化物の分布状態を調整する。
【００４０】
すなわち、マトリックス中における粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物の数が３０００個／ｍｍ２未満であると、Ｎｂ含有炭化物による耐摩耗性向上作用が不十分で、ばね用の材料として十分な耐摩耗性（エメリー紙による摩耗試験における比摩耗量が１．５×１０−４ｍｍ３／Ｎ・ｍ未満）を確保できない可能性がある。
【００４１】
また、板状の共晶炭化物が圧延工程で割れた際に発生するクラックが多量に存在したり、非常に粗大な硬質炭化物が存在したりすると、それらが疲労破壊の起点として作用するため、疲労特性を安定して改善することが難しい。これらの疲労特性に対する影響は、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍを超えると顕著になる。また、場合によっては疲労破壊によって材料の寿命が支配されることもあり、高強度材料の寿命向上のためには疲労特性の改善が重要である。
【００４２】
したがって、粒子径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上の密度でマトリックス中に存在し、かつ、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下に調整されているものとする。
【００４３】
なお、Ｔｉを含有する場合には、ＮｂとＴｉとを含有する炭化物も耐摩耗性の向上に有効である。
【００４４】
また、Ｎｂ含有炭化物とは、ＮｂＣを主成分とする硬質炭化物であり、ＮｂとＴｉとを含有する炭化物とは、（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃなどを主成分とする硬質炭化物である（以下、これらのＮｂを含有する炭化物やＮｂとＴｉとを含有する炭化物を硬質炭化物とする。）。
【００４５】
鋼中に含有される析出粒子が硬質炭化物に該当するか否かは、ＥＤＸなどによる微視的分析によって確認できる。また、このように確認した硬質炭化物について、それぞれの面積を測定して同じ面積を有する真円の直径を算出し、この直径を硬質炭化物の粒子径とする。
【００４６】
次に、上記ばね用鋼の製造方法の一例を説明する。
【００４７】
ばね用鋼は、鋳造、熱間圧延、冷間圧延および調質熱処理を経て製造される。
【００４８】
鋳片加熱処理は、一般的な熱間圧延と同様に、加熱温度Ｔを１１００℃以上１３５０℃以下に設定可能である。
【００４９】
また、鋳片加熱処理における加熱保持時間（鋳片中心部が鋼材加熱温度Ｔの−５０℃以上となる時間）は、３０分以上２４０分以下が好ましい。
【００５０】
熱間圧延は、仕上圧延の温度を例えば８００℃以上９００℃以下とし、巻取温度を例えば６３０℃以下とする。
【００５１】
また、熱間圧延後の鋼板は、焼鈍および冷間圧延に供される。
【００５２】
焼鈍は、必要に応じてその条件を調整できる。具体的には、オーステナイトが生成し始める温度であるＡｃ１点未満の温度域にて例えば１０〜５０時間加熱保持することが好ましい。
【００５３】
また、焼鈍後に必要に応じて冷間圧延し、再度焼鈍を行って、焼鈍と冷間圧延とを複数回繰り返し行ってもよい。なお、冷間圧延の条件も必要に応じて調整可能である。
【００５４】
そして、このように焼鈍および冷間圧延を行った後の鋼板は、焼鈍組織におけるマトリックスがフェライト相であり、焼入焼戻しなどの調質熱処理が施される。
【００５５】
調質熱処理は、焼鈍および冷間圧延後の鋼板を部品形状に加工した後に行われ、焼入および焼戻しによって、例えば４３〜４７ＨＲＣの硬さに調質される。
【００５６】
また、調質熱処理は、既に調整されている硬質炭化物の分布状態が崩れることがないように溶体化温度を１０００℃以下とする以外は、一般的な条件で行う。
【００５７】
なお、調質熱処理後の鋼板の金属組織は、硬質炭化物を含むマルテンサイト組織である。
【００５８】
次に、上記一実施の形態の効果を説明する。
【００５９】
上記ばね用鋼によれば、所定の成分の範囲において、Ｎｂを含有する粒子径０．５μｍ以上の炭化物が、３０００個／ｍｍ２以上の密度でマトリックス中に存在するため、Ｎｂを含有する硬質炭化物による耐摩耗性向上作用を確保できる。また、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中のＮｂ含有炭化物の最大粒径であるＤｍａｘが１６．０μｍ以下に調整されていることで硬質炭化物（Ｎｂ含有炭化物）の過剰生成による疲労特性の劣化を防止できる。したがって、上記ばね用鋼は、ばね用の材料として耐摩耗性および疲労特性が良好である。
【００６０】
ばね用鋼は、必要に応じてＴｉを含有させることにより、Ｔｉを含有する硬質炭化物による耐摩耗性向上作用および疲労特性向上作用で、耐摩耗性および疲労特性を向上できる。
【００６１】
また、ばね用鋼は、必要に応じてＢを含有させることにより、焼入性を向上できる。なお、Ｂを含有させる場合には、Ｔｉを含有させることによりＢとＮとの結合によるＢＮの生成を防止でき、Ｂによる焼入性向上作用を奏しやすい。
【００６２】
さらに、ばね用鋼は、必要に応じてＭｏ、ＶおよびＮｉの少なくとも１種を含有させることにより、疲労特性や焼入性を向上できる。
【実施例】
【００６３】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００６４】
表１には、ばねの母材となる鋼板の化学成分を示す。
【００６５】
【表１】
0006647088.tif 000002
【００６６】
この表１に示す各鋼スラブを溶製し、溶融および凝固実験用の３０ｋｇ鋼塊を切り出した。また、その鋼塊をるつぼ炉中で溶融させて溶鋼とし、鋳片を模擬した凝固塊（模擬鋳片）を得た。
【００６７】
各模擬鋳片を用いて、熱間圧延、焼鈍、冷延、焼鈍および調質熱処理の順に処理し、板厚１．５ｍｍ、調質硬さ４３〜４７ＨＲＣの供試材を得た。
【００６８】
なお、熱間圧延は、加熱温度を１２５０〜１３５０℃として６０分保持後、仕上温度を８５０℃とし、巻取温度を５９０℃として、熱延板厚３．５ｍｍ（研削加工にて３．０ｍｍに調整）の熱延板を得た。焼鈍では、６９０℃に加熱し、１８時間保持した。
【００６９】
調質熱処理は、８３０℃で１５分加熱処理した後、６０℃に油冷し、組成に応じて調質硬さを４３〜４７ＨＲＣとする調質材を得た。
【００７０】
ここで、調質熱処理前の鋼板について、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）を鏡面研磨した後、村上試薬（赤血塩のアルカリ溶液）にてエッチングし、共焦点レーザ顕微鏡にて観察した。また、その画像を処理して、視野面積中に存在するＮｂ含有炭化物（硬質炭化物）の数量を測定し、その存在密度を算出した。
【００７１】
Ｎｂを含有する硬質炭化物は、観察面積９０×６０μｍ×２０視野中に存在する粒子径０．５μｍ以上の粒子を個数をカウントし、この結果に基づいて１ｍｍ２あたりの数に換算した。Ｎｂ含有炭化物の数を表２に示す。
【００７２】
なお、粒径は粒子面積の円相当径の値であり、粒径０．５μｍ以上の粒子を画像処理にてピックアップした。
【００７３】
また、各鋼材について、組織観察を行い、極値統計法によるＮｂ含有炭化物の最大粒径Ｄｍａｘの推定を行った。
【００７４】
Ｄｍａｘは、村上敬宜、「金属疲労  微小欠陥と介在物の影響」、養賢堂、１９９３年、第Ａ３章「一定体積に含まれる最大介在物の√ａｒｅａｍａｘの推定手順」に基づき、この文献の介在物をＮｂ含有炭化物に置き換えて測定し、統計処理を実施して測定した。
【００７５】
組織観察では、光学顕微鏡を用い、観察倍率１００〜１０００倍とし、検査基準面積（Ｖ０）を１００ｍｍ２とし、検査回数（ｎ）を３０回とし、予測体積（Ｖ）を１０３ｍｍ３とした。
【００７６】
耐摩耗試験は、焼入れ焼戻し後の試料から切り出した直径５ｍｍの円板（酸化スケールを除去したもの）を試験片とし、ピンオンディスク型摩耗試験機を用いて摩耗試験を行った。
【００７７】
摩耗試験では、試験片の円板を試料ホルダに固定して、回転する♯４００エメリー研摩紙（炭化ケイ素粉末を塗布した研摩紙）に試験片表面を試験荷重Ｆ＝３０Ｎで押し付けながら、摩擦速度０．６６ｍ／秒、摩擦距離Ｌ＝２００ｍの条件とした。
【００７８】
また、摩耗試験前後の試験片の板厚差から摩耗により消失した材料の体積を算出し、これを摩耗減量Ｗ（ｍｍ３）とした。そして、比摩耗量Ｃ＝摩耗減量Ｗ／（試験荷重Ｆ×摩擦距離Ｌ）の式に基づいて比摩耗量Ｃ（ｍｍ３／Ｎ・ｍ）を求めた。
【００７９】
調質硬さ４５ＨＲＣの材料において、算出した比摩耗量Ｃが１．５×１０−４ｍｍ３／Ｎ・ｍ以下であれば、ばねに使用されている現用鋼と比べ非常に優れた耐摩耗性を有すると判断される。
【００８０】
疲労試験は、調質熱処理後の供試材から図１に示す形状の疲労試験片（板厚１．５ｍｍで、長手方向が圧延方向に一致）を作成して用いた。また、油圧サーボ式疲労試験機を用いて、周波数２０Ｈｚ、応力比−１の条件で、付与応力５００Ｎ／ｍｍ２で１０本の試験を行い、繰り返し数１０７回までに過半数が破壊したものを、ばね用の材料として疲労特性が不十分であると判断し不合格と評価した。
【００８１】
表２には、Ｎｂ含有炭化物（硬質炭化物）の測定結果、摩耗試験（耐摩耗性）の結果、および、疲労試験（疲労特性）の結果を示す。
【００８２】
【表２】
0006647088.tif 000003
【００８３】
表２に示すように、所定の化学成分にて、粒径０．５μｍ以上のＮｂ含有炭化物が３０００個／ｍｍ２以上存在し、極値統計法により推定される１０３ｍｍ３中の硬質炭化物の最大粒径Ｄｍａｘが１６．０μｍ以下である本実施例はいずれも、耐摩耗性および疲労特性に優れていた。
【００８４】
一方、比較例であるＮｏ．１７、Ｎｏ．１８およびＮｏ．２４〜３０は、Ｎｂを含有していないため、硬質炭化物が存在せず、耐摩耗性が著しく低かった。
【００８５】
比較例であるＮｏ．１９は、Ｎｂの含有量が少なかったため、硬質炭化物の個数が３０００個／ｍｍ２未満であり、耐摩耗性が不足していた。
【００８６】
比較例であるＮｏ．２０およびＮｏ．２１は、Ｎｂの含有量が過剰であるため、Ｄｍａｘが１６．０μｍ以上となり、疲労特性が劣化していた。また、疲労破壊の起点は、その多くが粗大な硬質炭化物またはその周辺のクラックであった。
【００８７】
比較例であるＮｏ．２２およびＮｏ．２３は、Ｃの含有量が過剰であるため、硬質炭化物が粗大化し、Ｄｍａｘが１６．０μｍ以上となって疲労特性が劣化していた。また、疲労破壊の起点はその多くが硬質炭化物またはその周辺のクラックであった。
【図１】
0006647088.tif 000004