(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で（以下、同じ）Ｃ0.47〜0.85％、Ｓｉ0.9〜2.5％、Ｍｎ0.1〜 1.2％、Ｃｒ0.1〜2.0％、Ｔｉ0.005〜0.07％、Ｂ0.0019〜0.0060％、Ｎ0.0010〜0.0070％を含み、Ｔｉ重量％＞４×Ｎ重量％であり、Ｐ＜0.020％、Ｓ＜0.020％に制限して、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、焼入れ・焼戻し後の絞りが32％以上、衝撃値が 4.2kgf-m／cm２であることを特徴とする高靭性ばね鋼。
【請求項２】
請求項１に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼。
【請求項３】
請求項１に規定した化学成分に、さらにＮｉ0.05〜1.0％、Ｍｏ0.05〜1.0％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼。
【請求項４】
請求項１に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種およびＮｉ0.05〜1.0％、Ｍｏ0.05〜1.0％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼。
【請求項５】
請求項１に規定した化学成分に、さらにＣｕ0.05〜0.3％を含む高靭性ばね鋼。
【請求項６】
請求項１に規定した化学成分に、さらにＣｕ0.05〜0.5％、Ｎｉ0.05〜1.0％を含み、Ｃｕ＞0.3％の場合にはＣｕ重量％＜Ｎｉ重量％である高靭性ばね鋼。
【請求項７】
請求項５または請求項６に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼。
【請求項８】
請求項５または請求項６に規定した化学成分に、さらにＭｏ0.05〜1.0％を含む高靭性ばね鋼。
【請求項９】
請求項５または請求項６に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種およびＭｏ0.05〜1.0％を含む高靭性ばね鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は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するばね鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の高性能化に伴い、ばねも高強度化され、熱処理後に引張強度150kgf/mm２を越えるような高強度鋼がばねに供されている。近年では引張強度200kgf/mm２をこえる鋼も使用されている。その手法としては特開昭57−32353ではＶ、Ｎｂ、Ｍｏ等の元素を添加することで焼入れで固溶し、焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、それによって転位の動きを制限し、耐へたり特性を向上させるとしている。
【０００３】
しかしばね用材料としてはばねの過酷な使用環境に耐えうる破壊特性が重要である。特に強度が高くなれば、衝撃値や延性が低下することはよく知られている。特開昭57−32353で示される衝撃値はＪＩＳ３号試験片で2.2〜2.8kgf-m/cm２と決して十分な靭性を得られているとはいえなかった。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は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ばね用の鋼材の提供を課題としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
発明者らは従来のばね鋼では見られなかった析出物によるオーステナイト粒径の微細化と破壊を促進しやすいオーステナイト粒界の不純物を極力低減することによって高強度においても十分な延性と衝撃値を有する鋼を開発するに至った。
【０００６】
すなわち本発明は次に示す鋼材を要旨とする。
【０００７】
第１発明は重量％において、
Ｃ：0.47〜0.85％、Ｓｉ：0.9〜2.5％、Ｍｎ：0.1〜1.2％、Ｃｒ：0.1〜2.0％、Ｔｉ：0.005〜0.07％、Ｂ：0.0019〜0.0060％、Ｎ：0.0010〜0.0070％を含み、Ｔｉ重量％＞４×Ｎ重量％であり、Ｐ＜0.020％、Ｓ＜0.020％に制限して、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、焼入れ・焼戻し後の絞りが32％以上、衝撃値が4.2kgf-m/cm２以上であることを特徴とする高靭性ばね鋼である。
【０００８】
第２発明は重量％において、
第１発明に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼である。
【０００９】
第３発明は重量％において、
第１発明に規定した化学成分に、さらにＮｉ0.05〜1.0％、Ｍｏ0.05〜1.0％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼である。
【００１０】
第４発明は重量％において、
第１発明に規定した化学成分に、Ｖ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種およびＮｉ0.05〜1.0％、Ｍｏ0.05〜1.0％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼である。
【００１１】
第５発明は重量％において、
第１発明に規定した化学成分に、さらにＣｕ0.05〜0.3％を含む高靭性ばね鋼である。
【００１２】
第６発明は重量％において、
第１発明に規定した化学成分に、さらにＣｕ0.05〜0.5％、Ｎｉ0.05〜1.0％を含み、Ｃｕ＞0.3％の場合にはＣｕ重量％＜Ｎｉ重量％である高靭性ばね鋼である。
【００１３】
第７発明は重量％において、
第５発明または第６発明に規定した化学成分に、さらにＶ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種を含む高靭性ばね鋼である。
【００１４】
第８発明は重量％において、
第５発明または第６発明に規定した化学成分に、さらにＭｏ0.05〜1.0％を含む高靭性ばね鋼である。
【００１５】
第９発明は重量％において、
第５発明または第６発明に規定した化学成分に、Ｖ0.05〜0.15％、Ｎｂ0.01〜0.10％のうち１種ないし２種およびＭｏ0.05〜1.0％を含む高靭性ばね鋼である。
【００１６】
【発明の実施の形態】
発明者は多くの従来の技術に見られるように多量に合金成分を投入することを避けつつ、焼入れ焼き戻し後に高強度かつ衝撃値の優れる鋼線を発明するに至った。
【００１７】
その詳細を以下に示す。
Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす元素であり、十分な強度を得るために0.47〜0.85％とした。0.47％未満では十分な強度を得られず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、0.85％をこえると過共析に近くなり、靭性を著しく低下させる。
【００１８】
Ｓｉはばねの強度、硬度と耐へたり性を確保するために必要な元素であり、少ない場合、必要な強度、耐へたり性が不足するため、0.9％を下限とした。また多量に添加しすぎると、材料を硬化させるだけでなく、脆化する。そこで焼入れ焼き戻し後の脆化を防ぐために2.5％を上限とした。
【００１９】
Ｍｎは硬度を十分に得るため、また鋼中に存在するＳをＭｎＳとして固定し、強度低下を抑制するために0.1％を下限とする。またＭｎによる脆化を防止するために上限を1.2％とした。
【００２０】
Ｃｒは耐熱性、焼入れ性を向上させるために有効な元素であるが、添加量が多いとコスト増を招くだけでなく、脆化するために伸線時に割れを生じやすくする。そこで焼入れ性の確保のために0.1％を下限とし、脆化が顕著となる2.0％を上限とした。
【００２１】
Ｔｉは鋼を硬化させ、強度を向上させる。しかしその一部は鋼中で窒化物、炭化物として析出する。特に窒化物の析出温度は高く、溶鋼中で既に析出している。またその結合力は強く、鋼中のＮを固定するのに用いる。Ｂを添加する場合にはＢをＢＮとさせないためにも、Ｎを十分に固定できるだけ添加する必要がある。
【００２２】
また析出した窒化物、炭化物、炭窒化物は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。しかし添加量が多すぎると、それら析出物が大きくなりすぎ、破壊特性に悪影響を及ぼす。そこでＮを固定し、オーステナイト粒径が微細化できる最低限の必要添加量0.005％を下限とし、析出物寸法が破壊特性に悪影響を及ぼさない最大量0.07％を上限とした。
【００２３】
Ｂは焼入れ性向上元素として知られている。さらにγ粒界の清浄化に効果がある。すなわち、粒界に偏析して靭性を低下させるＰ，Ｓ等の元素をＢを添加することで無害化し、破壊特性を向上させる。その際、ＢがＮと結合してＢＮを生成するとその効果は失われる。添加量はその効果が明確になる0.0019％を下限とし、効果が飽和する0.0060％を上限した。
【００２４】
ＮはＴｉを添加する鋼ではその大部分がＴｉＮを生成する。生成したＴｉＮはその後のオーステナイト化温度においても固溶しない。そのため、炭窒化物の生成が容易になり、γ粒微細化のピン止め粒子となるＴｉ系析出物の析出サイトになりやすい。
【００２５】
そのためばね製造までに施される様々な熱処理条件で安定的にピン止め粒子を生成することができる。このような目的から0.0010％以上のＮを添加する。また粗大なＴｉＮを析出し、破壊特性を損なわない 0.0070％を上限とする。
【００２６】
さらにＴｉおよびＮの含有率が重量％でＴｉ％＞４×Ｎ％とする理由は、Ｎは熱処理による強度コントロールが困難であるので、Ｎを確実にＴｉＮとして析出させる必要がある。ＮをすべてＴｉＮとして固定した後、余剰のＴｉでγ粒の微細化に有効な微細炭化物を形成する必要があることから、実用的にはＴｉ％＞４×Ｎ％程度が妥当なので、これを規定した。さらにＴｉ添加で生じた析出物には腐食環境下で侵入してきた水素をトラップする効果があり、耐水素遅れ破壊特性も向上する。
【００２７】
Ｐは鋼を硬化させるが、さらに偏析を生じ、材料を脆化させる。特にγ粒界に偏析したＰは衝撃値の低下や水素の侵入により遅れ破壊などを引き起こす。そのため少ない方がよい。そこで脆化傾向が顕著とならないようにＰ＜0.020％と制限した。
【００２８】
ＳもＰと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Ｍｎによって極力その影響を小さくするが、ＭｎＳも介在物の形態をとるため、破壊特性は低下する。従って、Ｓも極力少なくすることが望ましく、その悪影響が顕著とならないようにＳ＜0.020％と制限した。
【００２９】
さらにＶ、Ｎｂのうち１種ないし２種を添加すれば、γ粒微細化効果が相乗されるため、さらに安定して靭性を高めることができる。しかしその効果はＶについては0.05％未満では効果がほとんど認められず、0.15％をこえると粗大な未固溶介在物を生成し、靭性を低下させる。
【００３０】
Ｎｂも同様に0.01％未満では効果がほとんど認められず、0.10％をこえると粗大な未固溶介在物を生成し、靭性を低下させる。さらにＶまたはＮｂの析出物には腐食環境下で侵入してきた水素をトラップする効果があり、耐水素遅れ破壊特性も向上する。
【００３１】
Ｍｏ0.05〜1.0％を添加することで焼入れ性を向上させ、熱処理によって安定して高強度化することができる。焼戻し軟化抵抗に優れ、高温で焼き戻しても強度が低下しないので、靭性や水素遅れ破壊特性に優れる。従ってＭｏを添加しない同一強度の鋼と比較した場合、添加した方が高温で焼き戻せるので、腐食環境下での破壊特性に優れる。その添加量は0.05％未満では効果が認められず、1.0％をこえても効果が飽和する。
【００３２】
Ｎｉも0.05〜1.0％添加することで焼入れ性を向上させ、熱処理によって安定して高強度化することができる。また耐食性を向上させる効果もあり、錆の発生を抑制し、腐食環境下での破壊特性を向上させる。その添加量は0.05％未満では効果が認められず、1.0％をこえても効果が飽和する。
【００３３】
Ｃｕについては、Ｃｕを添加することで脱炭を防止できる。脱炭層はばね加工後に疲労寿命を低下させるため、極力少なくする努力がなされている。また脱炭層が深くなった場合にはピーリングとよばれる皮むき加工によって表層を除去する。またＮｉと同様に耐食性を向上させる効果もある。
【００３４】
したがって、脱炭層を抑制することでばねの疲労寿命向上やピーリング工程の省略をすることができる。Ｃｕの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は0.05％以上で発揮することができ、後述するようにＮｉを添加したとしても0.5％をこえると脆化により圧延きずの原因となりやすい。そこで下限を0.05％、上限を0.5％とした。
【００３５】
Ｃｕ添加によって室温における機械的性質を損なうことはほとんどないが、Ｃｕを0.3％を越えて添加する場合には熱間延性を劣化させるために圧延時にビレット表面に割れを生じる場合がある。
【００３６】
そのため圧延時の割れを防止するＮｉ添加量をＣｕの添加量に応じてＣｕ％＜Ｎｉ％とすることが重要である。Ｃｕ0.3％以下の範囲では圧延きずが生じないことから、圧延きず防止を目的としてＮｉ添加量を規制する必要がない。
【００３７】
【実施例】
本発明鋼の各成分を表１に、表１の成分の鋼の引張強度、絞り、衝撃値、Ｔｉ／Ｎ等を表２に示す。また比較鋼の化学成分を表３に、表３の成分の鋼の引張強度、絞り、衝撃値、Ｔｉ／Ｎ等を表４に示す。
【００３８】
本願発明のほとんどの実施例は200ｔ転炉によって精錬したものを連続鋳造によってビレットを作成した。また一部の実施例（実施例５、９および40）については２ｔ真空溶解炉によって溶解された。
【００３９】
転炉溶製材は連続鋳造にて、２ｔ真空溶解材はインゴットを作成し、これらはいずれもビレットに分塊圧延された後、焼入れ、焼き戻しされ、各種試験片に加工された。その詳細を表５に示す。以下では熱処理条件に関し60℃のオイル焼入れをＯＱ、空冷をＡＣと記す。
【００４０】
【表１】
0003577411.tif 000002
【００４１】
【表２】
0003577411.tif 000003
【００４２】
【表３】
0003577411.tif 000004
【００４３】
【表４】
0003577411.tif 000005
【００４４】
【表５】
0003577411.tif 000006
【００４５】
表２および表４中に示した引張強度、絞りおよび衝撃値の測定に用いられた熱処理条件は焼入れ900℃×15min→ＯＱ、焼き戻し350℃×30min→ＡＣで、いずれの実施例もほぼ1900 MPa程度の引張強度が得られる。
【００４６】
発明例はいずれの場合も絞り30〜40％の範囲の十分な延性を有し、衝撃値も4.0 kgf-m/cm２以上の高い水準であることが確認された。それに対して比較例(実施例37〜49)の絞りおよび衝撃値は大きくともそれぞれ約30％と約 3.0kgf-m/cm２となり、発明例に比べて明らかに低かった。
【００４７】
なおＣｕの影響を示した比較例50、51および59については、Ｎｉとの組み合わせを本発明範囲外とするかＣｕ単独の添加量を本発明範囲外として添加したために熱間延性が低下し、圧延時に表面に網目状のクラックを生じてばね鋼としての品質が低下したので機械的性質の評価を中止した。
【００４８】
さらに実施例１、19、30、42および48については異なる強度における絞りを測定した。その結果を図１に示す。発明例（実施例19および30）は1600〜2200 MPaでは強度が異なっても絞りは33〜38％の範囲で安定していた。しかし比較例（実施例42および48）は高強度になると絞りが徐々に低下し、かつ最高の絞りでも約30％と発明例に比べて低かった。
【００４９】
図２には実施例１、５、13、19、23、42および48の各硬度における衝撃値を比較した例を示す。熱処理条件は表５に示した条件で、焼き戻し温度によって硬度を変化させた。発明例（実施例19および23）は硬度の高いすなわち高強度側においても4.0〜5.0 kgf-m/cm２と高い値であった。
【００５０】
またＰ，Ｓを低下させた実施例５では低強度側でも4.0〜5.0 kgf-m／cm２の高い衝撃値を有していた。さらにＢを添加した実施例19および23ではいずれの硬さにおいても5.0 kgf-m／cm２以上の高い水準で安定した衝撃値が得られた。それに対して比較例（実施例42および48）では硬度が低く、最高の衝撃値を示す場合でも3.0 kgf-m／cm２以下で、高強度になるとさらに衝撃値が低下した。
【００５１】
さらに実施例３、18、28、37、41および42では耐水素遅れ破壊特性を測定した。測定は水素チャージ定荷重負荷法でｐＨ３のＨ２ＳＯ４溶液中で電流密度1.0 mA／cm２で試験片に水素をチャージしながら定荷重で負荷を与え、200時間以上破断しない最大負荷応力を限界遅れ破壊強度とした。図３に大気中で測定した引張強度と限界遅れ破壊強度の結果を示す。
【００５２】
引張強度によって限界遅れ破壊強度は影響されるが、いずれの強度レベルでも発明例の方が良好な遅れ破壊特性を示した。その原因は発明例の方が比較例に比べてγ粒径が微細になったことや水素トラップサイトが増加したこと、粒界が清浄化したこと等が考えられる。
【００５３】
またＣｕの添加の効果については脱炭層が最大のポイントとなる。実施例18、33、35、39、43および46の圧延直後の脱炭層測定結果を図４に示す。圧延直後には試験片は大気放冷となる。脱炭層の測定は圧延方向と直角に切断した断面を研磨した後、２％ナイタールでエッチングしてミクロ組織を現出させ、外周部を100 倍の光学顕微鏡で観察し、フェライト粒が３個以上隣接しているところをフェライト脱炭として、その深さを測定した。
【００５４】
Ｃｕが添加されていない実施例39では20μｍ程度のフェライト脱炭が認められたが、Ｃｕが添加された実施例18、33および35の脱炭が抑制されていることがわかる。このようにＣｕを添加することで脱炭特性が改善され、より生産性の優れたばね鋼とすることができる。
【００５５】
【発明の効果】
本発明鋼は、Ｎを制御しつつＴｉを添加することでγ粒を微細化し、さらにＰ，Ｓ添加量の制限やＢ添加によってγ粒界を清浄化できるために、2000 MPaを越えるような高強度においても高い延性と衝撃値を有する。さらに焼入れ性増加元素や脱炭抑制元素を添加することで品質をさらに向上できる。よって本発明鋼を用いることで高強度かつ破壊特性に優れたばねを製造可能になる。
【００５６】
さらに本発明鋼は強度の変化によって延性や衝撃値が損なわれることがないため、広い範囲の強度のばねに対応可能であり、様々な強度のばねを信頼性を損なうことなく容易に製造できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張強度と絞りの関係の図。
【図２】硬度と衝撃値の関係の図。
【図３】引張強度と限界遅れ破壊強度の関係の図。
【図４】フェライト脱炭深さ測定結果の図。
【図１】
0003577411.tif 000007
【図２】
0003577411.tif 000008
【図３】
0003577411.tif 000009
【図４】
0003577411.tif 000010