(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．４〜３．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼入れ・焼戻し後の表面硬さ（ＨＶS）と板厚中心部の硬さ（ＨＶC）が、ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）の関係を満足することを特徴とする耐温間へたり性に優れたばね用鋼。
【請求項２】
質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．４〜３．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、さらにＣｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼入れ・焼戻し後の表面硬さ（ＨＶS）と板厚中心部の硬さ（ＨＶC）が、ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）の関係を満足することを特徴とする耐温間へたり性に優れたばね用鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、焼入れ・焼戻しを施した後に、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の皿ばねのように温間雰囲気で使用される際の耐温間ヘタリ性に優れたばね用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】
従来から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の皿ばねにはＳＫ５等の炭素工具鋼が主に使用されている。しかし、炭素工具鋼では温度の上昇に伴ってばねのへたりが急速に進行する。そのため、温間における耐へたり性の改善に関しては、種々検討がなされている。
【０００３】
耐へたり性を材質面から向上させる手段として、鋼に対するＳｉ含有量を増加させればよいことが知られている。例えばＪＩＳ  Ｇ４８０１に規定されているＳＵＰ６やさらにＳｉ含有量が多いＳＵＰ７等が耐へたり性を要求されるばねとして使用されている。しかし、これらの鋼は常温での耐へたり性に優れるものの、昇温に伴って耐へたり性が低下し、温間では十分な特性を示さない。
【０００４】
これらの温間での耐へたり性を改善した例として、特公昭４６−１９４２０号公報、特開昭６３−１２８１５３号公報、特開平６−９３３３８号公報がある。
特公昭４６−１９４２０号公報および特開昭６３−１２８１５３号公報には、耐へたり性向上効果のあるＳｉ、Ａｌ、Ｎ、ＭｏおよびＶ等の成分調製により、耐へたり性に優れたばね鋼が開示されている。また、特開平４−５２２２４号公報には、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ等を適量含有させた鋼について、焼入れ・焼戻し硬さを最適化することにより、温間での耐へたり性に優れた鋼を製造することができる旨、記載されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
近年、装置の大型化、高出力化に伴って、装置に組み込まれるばねはこれまで以上の高温雰囲気に晒されるようになってきているため、温間での更なる耐へたり性向上が望まれている。一方、ばねが装置に組み込まれる場合には，耐へたり性の向上を目的として、クリープテンパー処理やホットセッティング、常温セッティングが一般的に行われているが、製造コスト低減を目的として、これらの工程の省略が検討されている。
【０００６】
例えば、自動車エンジンの高出力化、足回りの４ＷＤ化等に伴って、クラッチに加わる負荷が増大し、クラッチに組み込まれているダイヤフラムスプリング等の部品の温度は１００〜３５０℃の温間に晒されている。この点で、従来以上に温間における耐へたり性に優れるばね鋼の要求が強まっている。また、ダイヤフラムスプリング製造過程においても、温間での耐へたり性向上を目的としたクリープテンパー処理やホットセッティング、常温セッティングが一般的に行われているが、これらの工程を省略して製造コストを低減する試みが行われている。特にクリープテンパー処理はバッチ処理になるため、製造費のうちクリープテンパー処理費の占める比率が高く、クリープテンパー処理省略による製造コスト低減効果は大きい。
【０００７】
しかし、これらのクリープテンパー処理やホットセッティング、常温セッティング工程の省略は温間での耐へたり性の低下を招くため、前述したような合金成分の調整や焼入れ・焼戻し硬さの調整による耐へたり性の改善に加えて、更に温間での耐へたり性改善の必要が生じてきている。
本発明は、このような問題を解消すべく案出されたものであり、クリープテンパー処理やホットセッティング、常温セッティングを行うことなく、常温での耐へたり性だけでなく、温間においても優れた耐へたり性を有するばね用鋼を提供することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
本発明の耐温間へたり性に優れたばね鋼は、その目的を達成するため、質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓｉ：０．４〜３．０％、Ｍｎ：０．３〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下を含有し、さらに必要に応じてＣｒ：０．１〜１．５％、Ｍｏ：０．１〜０．８％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｔｉ：０．０１〜０．５％、Ｎｂ：０．０１〜０．５％、Ｂ：０．０００５〜０．００６０％の１種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼であって、焼入れ・焼戻し後の表面硬さ（ＨＶS）と板厚中心部の硬さ（ＨＶC）が、ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）の関係を満足するようにしたものである。
【０００９】
【作用】
本発明者等は、温間での耐へたり性に優れるばね用鋼を得ること目的として、詳細な検討を行った。その結果、従来技術のように耐へたり性に有効な合金の調整や焼入れ・焼戻し硬さの最適化のみならず、焼入れ・焼戻し後の表面硬さと板厚中心部の硬さのバランスを適正化することで、温間での耐へたり性が安定して向上することを見出した。
【００１０】
板ばねやダイヤフラムスプリングのような皿ばねでは、使用中に板厚方向の曲げ・曲げ戻しの繰返し応力が負荷されるが、その応力は板表面で最大になる。板厚方向で材質にバラツキがあるような材料、例えば板表面近傍が脱炭等で軟質になっている材料では、板表面近傍で弾性限近くまで負荷応力が上昇している可能性があり、耐へたり性の低下を招きかねない。
この脱炭等による表面軟化を抑制するには、熱処理時のカーボンポテンシャルを調整することが有効であることが知られている。しかし、製品間やロット間での調整は作業が煩雑になり、生産性の低下を招きかねない。
【００１１】
そこで、種々の鋼を用いて、表面硬さを変化させて、温間において曲げ式のへたり試験を行い、表面硬さと板厚中心部の硬さのバランスと耐へたり性の関係を整理した。
その結果、焼入れ・焼戻し後の表面硬さ（ＨＶS）と板厚中心部の硬さ（ＨＶC）が、ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）の関係を満足すれば、安定した温間での耐へたり性を向上させることが可能であることを見出した。
【００１２】
【実施の態様】
表１に示す化学組成の鋼を溶製した。Ｃ含有量が０．６質量％をベースとして、Ｓｉ、Ｍｏ、Ｖ含有量を変化させた。鋼Ａ１〜Ａ３は、Ｓｉ含有量が０．２〜２．０質量％、鋼Ａ３、Ｂ１、Ｂ２は、Ｍｏ含有量が０〜０．７質量％、鋼Ａ３、Ｃ１、Ｃ２は、Ｖ含有量が０〜０．５質量％と異なるものである。
【００１３】
これらの鋼塊の熱間圧延に先立って、冷延焼鈍材の表面脱炭量を約５０μｍに揃えるために、大気中で１２５０℃×３０〜１２０ｍｉｎ加熱して表面脱炭深さを調整した。その後熱間圧延により板厚４．０ｍｍの熱延板とした。熱延板を７１０℃で均熱２０ｈ焼鈍した後、圧延率５０％の冷間圧延、７１０℃で均熱２０ｈの焼鈍を施し、板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍材を得た。これらの表面脱炭量はいずれの鋼とも約５０μｍであることを確認した。これらをソルトバス中およびカーボンポテンシャルが０．８％の雰囲気中で、８７０℃×５〜６０ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、５００〜６５０℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行い、板厚中心部の硬さ（ＨＶC）を約４３０ＨＶ１０に固定して、表面硬さ（ＨＶS）を変化させた。
【００１４】
例えば、鋼Ａ３の場合、ソルトバス中で８７０℃×３０ｍｉｎ熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、５５０℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行ない、板厚中心部の硬さ（ＨＶｃ）を約４３０ＨＶ１０、表面硬さ（ＨＶｓ）を約３６０ＨＣ１０とした。また、カーボンポテンシャルが０．８％の雰囲気中で、８７０℃×１０、２０、３０ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行なった。その後、５５０℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行ない、板厚中心部の硬さ（ＨＶｃ）を約４３０ＨＶ１０、表面硬さ（ＨＶｓ）をそれぞれ約３９０、４１０、４３０ＨＶ１０と変化させた。そして、これらの供試材を曲げ式のへたり試験に供した。
【００１５】
0004472164.tif 000002
【００１６】
曲げへたり試験は、片持ち梁による試験であり、図１に示す試験片を用いて、図２に示す手順で行った。すなわち、試験片の表面最大応力σで試験を行う場合、下式により求まる初期曲げモーメントを与え、その時のたわみδを測定する。
0004472164.tif 000003
Ｐ0：初期荷重、ｌ：試験片の梁長さ（５５ｍｍ）、Ｚ：断面係数、
ｂ：板幅（１５ｍｍ）、ｔ：板厚（２．０ｍｍ）
【００１７】
ついで、このたわみδを固定ボルトにより一定に保ったまま、試験温度で１０ｈ保持する。その後、室温まで冷却した後、固定ボルトを外し、再びたわみδとなる曲げ荷重Ｐを測定する。このようにして得られた一定のたわみ位置での加熱前後の荷重低下率％［＝（Ｐ0−Ｐ）／Ｐ0×１００］をへたり率とした。条件は実使用に近い環境を想定した条件の試験温度２００℃で表面最大応力１３７０Ｎ／ｍｍ2とした。
【００１８】
表２および図３に各供試材のへたり試験結果を示す。何れの供試材においても、特定の（ＨＶS−ＨＶC）値以下になると、大きくへたり率は上昇し、温間での耐へたり性は低下する。へたり率が大きく変化する（ＨＶS−ＨＶC）値は、Ｓｉ、ＭｏおよびＶ含有量が多くなると、低くなる。このへたり率が大きく変化する（ＨＶｓ−ＨＶｃ）値と化学成分値を回帰分析した結果、ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）であれば、へたり率は低く、温間での耐へたり性に優れることが明らかになった。
【００１９】
0004472164.tif 000004
【００２０】
次に、本発明を適用する鋼の好適な組成成分について説明する。
Ｃ：０．４〜１．０質量％
Ｃは鋼の強度を高めるのに有効であるが、焼入れ・焼戻しによりばね鋼として必要な強度・靭性を得るには少なくとも０．４質量％以上含有させる必要がある。しかし、Ｃを多量に含有すると、▲１▼焼割れが生じやすくなる、▲２▼靭性が劣化する、▲３▼焼入れ・焼戻し後にオーステナイトが残留し、耐へたり性が低下する、といった弊害がある。このため上限を１．０質量％とする。
【００２１】
Ｓｉ：０．４〜３．０質量％
Ｓｉは、固溶強化により強度を上昇させ、耐へたり性を向上させるのに有効な元素であるが、その効果は０．４質量％未満ではばね鋼として必要な耐へたり性を確保できなくなるため、０．４質量％以上にする必要がある。また、前述したように、表面硬さと板厚中心部の硬さのバランスに影響するので、より多量に含有させることが望ましい。しかし、３．０質量％を超えると、ばね鋼として有害な内部酸化や脱炭が生じ易くなるので、上限は３．０質量％とした。
【００２２】
Ｍｎ：０．３〜２．０質量％
Ｍｎは、鋼板の焼入れ性を高める元素である、十分な焼入れ性を得るためには０．３質量％以上の含有が必要である。しかし、２．０質量％を超えて多量に含有させると焼入れ・焼戻し後にオーステナイト相が残留し、耐へたり性が低下するのに加えて、焼入れ・焼戻し後の靭性が低下するため、上限を２．０質量％とする。
【００２３】
Ｐ：０．０２質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下
Ｐはオーステナイト粒界に偏析し、焼入れ・焼戻し後の靭性を低下させるため、極力低くすることが望ましく、０．０２質量％以下とする。ＳはＭｎＳ系介在物を形成し、焼入れ・焼戻し後の靭性を低下させるため、０．０１質量％以下とする。
【００２４】
Ｃｒ：０．１〜１．５質量
Ｃｒは、Ｍｎと同様に焼入れ性を改善するのに有効な元素である。効果を得るには０．１質量％以上含有させる必要がある。しかし、１．５質量％を超える多量のＣｒを含有させると、焼入れ・焼戻し後の靭性劣化が著しいため、上限は１．５質量％とする。
【００２５】
Ｍｏ：０．１〜０．８質量％
Ｍｏは耐へたり性を改善するのに有効な元素であり、０．１質量％以上させる必要がある。またＭｏはＳｉと同様に表面硬さと板厚中心部の硬さのバランスに影響を及ぼすので、より多量に含有させることが望ましいが、Ｍｏの多量の含有は、焼入れ時の未溶解炭化物を増加させ、強度低下を招くため、上限は０．８質量％とする。
【００２６】
Ｖ：０．０５〜０．５質量％
Ｖは、炭窒化物を形成することで焼入れ時のオーステナイト結晶粒を微細化し、耐へたり性を向上させる。その効果は０．０５質量％未満では小さいため、０．０５質量％以上含有させる必要がある。しかし、０．５質量％を超えて含有させると、Ｍｏと同様に、焼入れ時の未溶解炭窒化物が増加し、強度低下を招くので上限は０．５質量％とする。
【００２７】
Ｔｉ：０．０１〜０．５質量％、Ｎｂ：０．０１〜０．５質量％
ＴｉおよびＮｂは炭窒化物を形成し、焼入れ処理時のオーステナイト粒径の粗大化を抑制し、温間での耐へたり性を向上させる。その添加量としては０．０１質量％以上が望ましい。しかし、０．５質量％を超えて含有させてもその効果は飽和するため、上限は０．５質量％とする。
【００２８】
Ｂ：０．０００５〜０．００６０質量％
Ｂは極く微量の添加で焼入れ性を大幅に向上させるとともに、粒界を強化して焼入れ・焼戻し後の靭性を向上させる。その効果は０．０００５質量％以上の含有で顕著になるが、０．００６０質量％を超えて含有させても、その効果は飽和するため、上限は０．００６０質量％とする。
【００２９】
【実施例】
表３に示す化学組成の本発明鋼１〜８および比較鋼９〜１１を溶製した。これらの鋼塊の熱間圧延に先立って、冷延焼鈍材の表面脱炭量を約５０μｍに揃えるため、大気中で１２５０℃×３０〜１２０ｍｉｎ加熱して表面脱炭深さを調整した。その後熱間圧延により板厚４．０ｍｍの熱延板とした。熱延板を７１０℃で均熱２０ｈ焼鈍した後、圧延率５０％の冷間圧延、７１０℃で均熱２０ｈの焼鈍を施し、板厚２．０ｍｍの冷延焼鈍材を得た。これらの表面脱炭量は何れの鋼とも約５０μｍであることを確認した。
【００３０】
これらをソルトバス中およびカーボンポテンシャルが０．８％の雰囲気中で、８７０℃×５〜６０ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、４００〜６５０℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行い、本発明鋼１、２、３〜７、８および比較鋼９〜１１は板厚中心部の硬さ（ＨＶC）を約４３０ＨＶ１０に固定して表面硬さ（ＨＶS）を変化させた。
【００３１】
例えば、鋼１の場合、ソルトバス中で８７０℃×３０ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、４００℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行ない、板厚中心部の硬さ（ＨＶｃ）を約４３０ＨＣ１０、表面硬さ（ＨＶｓ）を３６０ＨＶ１０とした。また、カーボンポテンシャルが０．８％の雰囲気中で、８７０℃×２０ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行なった。その後、４００℃×３０ｍｉｎの焼戻しを行ない、板厚中心部の硬さ（ＨＶｃ）を約４３０ＨＶ１０、表面硬さ（ＨＶｓ）をそれぞれ約４４０ＨＶ１０とした。
なお、へたり試験は前述の方法と同じ方法で行った。
【００３２】
0004472164.tif 000005
【００３３】
0004472164.tif 000006
【００３４】
本発明鋼では、いずれの鋼でも本発明例のようにＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）を満足させれば、へたり率は、比較例のへたり率の約１／２程度まで低下し、温間での耐へたり性に優れていることがわかる。また、本発明例において、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを１種または２種以上を含有する鋼４〜８、１３では、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを１種または２種以上を含有しない鋼１、２および３に比べて、へたり率は同等以下になり、温間での耐へたり性がさらに向上している。
【００３５】
比較鋼１６は、ＣおよびＳｉ含有量が本発明範囲外の鋼である。ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）は満足するものの、ＣおよびＢ含有量が少ないために、へたり率が高く、温間での耐へたり性が低い。比較鋼１７は、Ｓｉ含有量が本発明の範囲外である。ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）は満足するものの、Ｓｉを多量に含有するため、内部酸化が著しくなり、へたり率が高い。比較鋼１８はＭｎ含有量が本発明範囲外である。ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓｉ）−２０×（％Ｍｏ）−１５×（％Ｖ）は満足するものの、Ｍｎ含有量が多いため、残留オーステナイトの影響により、へたり率が高い。
【００３６】
【発明の効果】
以上に説明したように、本発明は、ばね鋼の組成を調整するとともに、焼入れ・焼戻し後の表面硬さと板厚中心部の硬さとをバランスさせることにより、従来行っていたクリープテンパー処理やホットセッティング、常温セッティングを省略しても、常温での耐へたり性のみならず、温間での耐へたり性を向上させることができるので、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の皿ばねに最適なばね鋼を製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】  へたり試験に用いた試験片形状を示した図
【図２】  へたり試験方法を示した図
【図３】  耐へたり性に及ぼす板厚中心部の硬さと表面硬さのバランスの影響を示した図
【図１】
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【図２】
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【図３】
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