(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．４５〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％及びＮｂ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０２５％以下、Ｓは０．０２５％以下、Ａｌは０．０００８％以下、Ｎは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下で、長手方向縦断面において、幅２．５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＳｉＯ２：７５％超、Ａｌ２Ｏ３：１５％未満（０％を除く）、ＭｎＯ：１０％未満（０％を除く）、ＣａＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｇＯ：１０％未満（０％を除く）で、しかも、これらの総量が１００％である耐疲労特性に優れたばね鋼。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、耐疲労特性に優れたばね鋼に関し、詳しくは例えば、自動車のエンジン用弁ばねや懸架ばねなどの用途に好適な耐疲労特性に優れたばね鋼に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の軽量化、エンジンの高出力化が進み、これに対処するために、エンジン用弁ばねや懸架ばねに用いられるばね鋼の疲労強度向上に対する要望が大きくなっている。例えば、コイル状に巻いたばねの内径側に存在する表皮下の非金属介在物（以下、「非金属介在物」を単に「介在物」という）が、ばねの疲労破壊の１原因となるため、上記要望に対して、介在物組成を制御して低融点化し、熱間圧延及び冷間伸線時に介在物を微細化して無害化する技術が、特公平７−６０３７号公報や特許第２６８７８３９号公報に開示されている。
【０００３】
しかしながら、前記各公報で提案されているような低融点の介在物は、鋼の精錬段階で凝集粗大化する傾向があり、介在物と鋼の間の濡れ性が低い場合には、熱間圧延、冷間伸線の工程を経てもなお微細化されずに残存し、これが起点となってばねが疲労破壊することが想定される。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、その目的は、自動車のエンジン用弁ばねや懸架ばねなどの用途に好適な耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することである。
【０００５】
【課題を解決するための手段】
本発明の要旨は、下記に示す耐疲労特性に優れたばね鋼にある。
【０００６】
すなわち、「質量％で、Ｃ：０．４５〜０．８％、Ｓｉ：０．１〜２．０％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．５％、Ｃｕ：０〜０．５％、Ｎｉ：０〜０．５％、Ｍｏ：０〜０．５％、Ｖ：０〜０．２％及びＮｂ：０〜０．２％を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＰは０．０２５％以下、Ｓは０．０２５％以下、Ａｌは０．０００８％以下、Ｎは０．００５％以下、Ｏ（酸素）は０．００２５％以下で、長手方向縦断面において、幅２．５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成が質量％で、ＳｉＯ２：７５％超、Ａｌ２Ｏ３：１５％未満（０％を除く）、ＭｎＯ：１０％未満（０％を除く）、ＣａＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｇＯ：１０％未満（０％を除く）で、しかも、これらの総量が１００％である耐疲労特性に優れたばね鋼」である。
【０００７】
なお、本発明でいう「長手方向縦断面」（以下「Ｌ断面」という）とは、鋼材を圧延方向（又は鍛錬軸）に平行にその中心線を通って切断した面をいう。又、介在物の「幅」とは、Ｌ断面における圧延方向（又は鍛錬軸）に垂直な方向の最大長さのことを指す。介在物形態が粒形であった場合も、同一定義とする。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明者らは、耐疲労特性に優れたばね鋼を提供することを目的として種々の調査・研究を行った。すなわち、前記した課題を解決するために、ばね鋼中の酸化物系介在物を調整し、耐疲労特性に関して調査・研究を重ねた。その結果、下記（ａ）及び（ｂ）の知見を得た。
【０００９】
（ａ）溶解原料である合金鉄や耐火物などからばね鋼に不可避的に混入する不純物としてのＡｌの量を厳しく管理することで、凝集粗大化しやすいＡｌ２Ｏ３系介在物の割合を低減することができ、ばね鋼の耐疲労特性を高めることができる。
【００１０】
（ｂ）上記（ａ）のばね鋼に不可避的に混入する不純物としてのＡｌの量を厳しく管理したうえで、Ｌ断面において、幅２．５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成を質量％で、ＳｉＯ２：７５％超、Ａｌ２Ｏ３：１５％未満（０％を除く）、ＭｎＯ：１０％未満（０％を除く）、ＣａＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｇＯ：１０％未満（０％を除く）で、しかも、これらの総量が１００％とすれば、従来、耐疲労特性に悪影響を及ぼす「硬質介在物」として避けられてきた高融点のＳｉＯ２介在物が、却って疲労破壊の起点となる介在物の発生を防止することになり、耐疲労特性の低下を抑制できる。
【００１１】
本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものである。
【００１２】
以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、成分（組成）含有量の「％」表示は「質量％」を意味する。
（Ａ）鋼の化学組成
Ｃ：０．４５〜０．８％
Ｃは、強度を確保するのに有効な元素である。しかし、その含有量が０．４５％未満の場合には、最終製品であるばねに高い強度を付与させることが困難であるため耐疲労特性が低下する。一方、その含有量が０．８％を超えると、靱性の低下が著しくなるので耐疲労特性が低下する。したがって、Ｃの含有量を０．４５〜０．８％とした。なお、Ｃの含有量は０．５〜０．７％とすることが好ましい。
【００１３】
Ｓｉ：０．１〜２．０％
Ｓｉは、脱酸に有効な元素であり、その含有量が０．１％未満ではその効果を発揮させることができない。脱酸効果が十分得られない場合には、介在物個数の増加を招き、耐疲労特性が低下する。一方、２．０％を超えると、パーライト相中のフェライト相の延性が低下して、冷間での加工性の低下をきたすとともに、合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量も増加して、耐疲労特性の低下を生じさせるＡｌ２Ｏ３系介在物を増大させることになる。したがって、Ｓｉの含有量を０．１〜２．０％とした。なお、特に合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量を低減して耐疲労特性を高めるために、Ｓｉの含有量の上限は１．７％とすることが好ましい。
【００１４】
Ｍｎ：０．１〜１．０％
Ｍｎは、脱酸に有効な元素であり、その含有量が０．１％未満ではこの効果を発揮させることができない。脱酸効果が十分得られない場合には、介在物個数の増加を招き、耐疲労特性が低下する。一方、１．０％を超えると、焼入れ性が増大して熱間での加工後にベイナイト相やマルテンサイト相の低温変態生成物が生じて、冷間での加工性の低下をきたすとともに、合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量も増加して、耐疲労特性の低下を生じさせるＡｌ２Ｏ３系介在物を増大させることになる。したがって、Ｍｎの含有量を０．１〜１．０％とした。なお、特に合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量を低減して耐疲労特性を高めるために、Ｍｎの含有量の上限は０．８％とすることが好ましい。
【００１５】
Ｃｒ：０．１〜１．５％
Ｃｒは、強度を高める作用や脱炭を抑制する作用を有する。しかし、その含有量が０．１％未満では前記効果が得難い。特に、強度が低いことは耐疲労特性の低下につながる。一方、１．５％を超えると、粗大な炭化物が生成して耐疲労特性の低下をきたすとともに、合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量も増加して、耐疲労特性の低下を生じさせるＡｌ２Ｏ３系介在物を増大させることになる。したがって、Ｃｒの含有量を０．１〜１．５％とした。なお、特に合金鉄から混入する不純物としてのＡｌの量を低減して耐疲労特性を高めるために、Ｃｒの含有量の上限は０．７５％とすることが好ましい。
【００１６】
本発明のばね鋼が含有するＦｅと不純物以外の成分元素は、上記のＣ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒだけであってもよい。しかし、上記の成分に加え、必要に応じて、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂのいずれか１種以上を選択的に含有させることができる。すなわち、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ及びＮｂの各元素を任意添加元素として添加し、含有させてもよい。
以下、上記の任意添加元素に関して説明する。
【００１７】
Ｃｕ：０〜０．５％
Ｃｕは、添加すれば、鋼の耐食性を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｃｕは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると、熱間加工時に生成したスケールの除去性が低下するし、熱間加工性の低下もきたす。したがって、Ｃｕの含有量を０〜０．５％とした。なお、Ｃｕを添加する場合、その含有量は、０．０１〜０．５％とするのがよい。
【００１８】
Ｎｉ：０〜０．５％
Ｎｉは、添加すれば、フェライト中に固溶してフェライトの靱性を高める作用を有する。この効果を得るには、Ｎｉは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｎｉの含有量が０．５％を超えるとコストが嵩み経済的に不利となる。したがって、Ｎｉの含有量を０〜０．５％とした。なお、添加する場合のＮｉの含有量は、０．０１〜０．５％とするのがよい。
【００１９】
Ｍｏ：０〜０．５％
Ｍｏは、添加すれば、鋼の焼入れ性を高めるとともに熱処理で微細な炭化物として析出して強度を高める作用がある。これらの効果を得るには、Ｍｏは０．０１％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると、焼入れ性が大きくなりすぎて熱間での加工後にベイナイト相やマルテンサイト相の低温変態生成物が生じて、冷間での加工性の低下をきたす。したがって、Ｍｏの含有量を０〜０．５％とした。なお、Ｍｏを添加する場合、その含有量は、０．０１〜０．５％とするのがよい。
【００２０】
Ｖ：０〜０．２％及びＮｂ：０〜０．２％
Ｖ及びＮｂは、添加すれば、いずれもオーステナイト結晶粒を微細化して靱性を高める作用を有する。更に、微細な炭化物として析出して強度を高める作用も有する。これらの効果を得るには、ＶとＮｂのいずれについても０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。しかし、いずれの元素も０．２％を超えて含有させても前記の効果は飽和し、コストが嵩むばかりである。したがって、Ｖ及びＮｂの含有量をいずれも０〜０．２％とした。なお、これらの元素を添加する場合、Ｖの含有量は、０．００５〜０．２％とするのがよく、Ｎｂの含有量も、０．００５〜０．２％とするのがよい。なお、これらの元素はいずれか１種のみ又は２種の複合で添加することができる。
【００２１】
以下、不純物元素に関して説明する。
【００２２】
Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ及びＯ（酸素）は、ばね鋼中に不純物として含まれ、靱性、延性や耐疲労特性に有害である。以下、各不純物元素について述べる。
【００２３】
Ｐ：０．０２５％以下
Ｐは、ばね鋼の偏析を助長するとともに靱性の低下を招く。特に、その含有量が０．０２５％を超えると、ばね鋼の偏析が著しくなるし、靱性の低下も著しくなるため耐疲労特性が低下する。したがって、不純物としてのＰの含有量を０．０２５％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。
【００２４】
Ｓ：０．０２５％以下
Ｓは、鋼中で硫化物を形成して耐疲労特性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．０２５％を超えると、耐疲労特性の低下が著しくなる。したがって、不純物としてのＳの含有量を０．０２５％以下とした。なお、Ｓの含有量は０．０１５％以下とすることが好ましい。
【００２５】
Ａｌ：０．０００８％以下
Ａｌは、凝集粗大化しやすいＡｌ２Ｏ３系介在物の生成主体となる元素で、耐疲労特性を低下させてしまう。特に、その含有量が０．０００８％を超えると耐疲労特性の劣化が大きくなる。したがって、不純物としてのＡｌの含有量を０．０００８％以下とした。なお、不純物としてのＡｌの含有量は、０．０００５％以下とすることが好ましい。
【００２６】
Ｎ：０．００５％以下
Ｎは、歪時効によって延性を低下させる。特に、本発明のばね鋼においては、Ａｌの含有量を０．０００８％以下に抑えているため、Ｎの含有量が０．００５％を超えると歪時効による延性の低下が極めて著しくなり、耐疲労特性が低下する。したがって、不純物としてのＮの含有量を０．００５％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００３％以下とすることが好ましい。
【００２７】
Ｏ（酸素）：０．００２５％以下
Ｏの含有量が０．００２５％を超えると酸化物系介在物の個数と幅が増大し、耐疲労特性が著しく低下する。このため、不純物としてのＯの含有量を０．００２５％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００１５％以下とすることが好ましい。
（Ｂ）酸化物系介在物の幅
Ｌ断面における幅２．５μｍ未満の酸化物系介在物が耐疲労特性に及ぼす影響は小さい。更に、上記した幅２．５μｍ未満の介在物は微小であるため、ＥＰＭＡ法など物理的な分析方法で組成分析を行うとマトリックス部が含まれてしまう場合があり、精度よく測定を行うことが困難である。したがって、Ｌ断面における酸化物系介在物の幅を２．５μｍ以上とした。
（Ｃ）Ｌ断面における幅２．５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成
ばね鋼に混入する不純物としてのＡｌの量（含有量）を０．０００８％以下に抑えたうえで、Ｌ断面における幅２．５μｍ以上の酸化物系介在物の平均組成（以下、単に「平均組成」という）を既に述べたＳｉＯ２：７５％超、Ａｌ２Ｏ３：１５％未満（０％を除く）、ＣａＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｎＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｇＯ：１０％未満（０％を除く）で、しかも、これらの総量を１００％に規定することで、高融点のＳｉＯ２介在物が却って疲労破壊の起点となる介在物の発生を防止することになり、従来提案されている技術のように低融点化を図らなくとも、耐疲労特性の低下を抑制できる。
【００２８】
本発明においては、溶鋼段階でのＡｌの含有量を厳しく管理して介在物の凝集粗大化の起点となりやすいＡｌ２Ｏ３の生成を抑制することと、疲労破壊の起点となる介在物の発生を防止する高融点のＳｉＯ２ の作用を利用することが極めて重要である。
【００２９】
すなわち、「平均組成」におけるＡｌ２Ｏ３の量を１５％未満（０％を除く）、ＳｉＯ２の量を７５％超として、これらを前記した量のＭｎＯ、ＣａＯ及びＭｇＯと複合して存在させることで初めて、介在物の凝集粗大化が生じなくなって、耐疲労特性の低下を防止することができる。逆に言えば、「平均組成」におけるＡｌ２Ｏ３の量が１５％以上の場合には、これを起点とした介在物の凝集粗大化が極めて容易に生じ、凝集粗大化した介在物が疲労破壊の起点となってしまう。又、「平均組成」におけるＳｉＯ２の量が７５％以下の場合には、ＳｉＯ２の作用としての疲労破壊の起点となる介在物の発生を防止する効果が得難く、介在物の凝集粗大化が容易に生じ、やはり凝集粗大化した介在物が疲労破壊の起点となってしまう。
【００３０】
したがって、「平均組成」におけるＳｉＯ２の量を７５％超、Ａｌ２Ｏ３の量を１５％未満（０％を除く）とした。
【００３１】
なお、「平均組成」におけるＡｌ２Ｏ３の量は１０％以下（０％を除く）であることが好ましく、８％以下（０％を除く）であれば一層好ましい。
【００３２】
「平均組成」におけるＭｎＯの量が１０％以上の場合には、低級酸化物の増加により耐疲労特性の低下が生じる。したがって、「平均組成」におけるＭｎＯの量を１０％未満（０％を除く）とした。なお、「平均組成」におけるＭｎＯの量は８％以下（０％を除く）であることが好ましく、５％以下（０％を除く）であれば一層好ましい。
【００３３】
又、ＣａＯとＭｇＯは、耐火物やスラグから不可避的に混入するが、これらが多量に存在すると、疲労強度の改善に悪影響を及ぼすため、「平均組成」におけるＣａＯとＭｇＯの量をいずれも１０％未満（０％を除く）とした。
【００３４】
なお、「平均組成」におけるＣａＯの量は８％以下（０％を除く）であることが好ましく、５％以下（０％を除く）であれば一層好ましい。又、「平均組成」におけるＭｇＯの量も８％以下（０％を除く）であることが好ましく、５％以下（０％を除く）であれば一層好ましい。
【００３５】
本発明の耐疲労特性に優れたばね鋼は、「平均組成」を上記のように規定することによって、すなわち、質量％で、ＳｉＯ２ ：７５％超、Ａｌ２Ｏ３：１５％未満（０％を除く）、ＭｎＯ：１０％未満（０％を除く）、ＣａＯ：１０％未満（０％を除く）、ＭｇＯ：１０％未満（０％を除く）で、しかも、これらの総量が１００％と規定することによって得られる。
【００３６】
酸化物系介在物の組成を精度よく短時間で容易に測定するためには、例えば、鋼材から採取した試験片を鏡面研磨し、その研磨面を被検面としてＥＰＭＡ装置で分析すればよい。
（Ｄ）ばね鋼の溶製方法及び鋳造方法
本発明に係るばね鋼は、「転炉による１次精錬−２次精錬−連続鋳造」のプロセスで鋼塊にするのがよい。転炉溶製及び２次精錬の工程は、鋼中の不純物元素の低減に極めて有効で、更に、連続鋳造することによって製造コストを比較的低く抑えることができるからである。
【００３７】
なお、「２次精錬」とは、ガスバブリングやアーク式加熱方式などを有するとりべ精錬法、真空処理装置を使用する精錬法といった「清浄化のための転炉外での精錬法」で通常「炉外精錬」と称されるものを指す。
（Ｅ）ばねへの加工
本発明に係るばね鋼をばねにするための加工方法は特に規定する必要はなく、例えば、上記（Ｄ）項で述べた方法で製造した鋼塊を通常行われている熱間圧延や熱間鍛造の方法で鋼材にし、これを素材として通常の加工方法で所定のばねに加工すればよい。
【００３８】
以下、実施例により本発明の効果を更に具体的に説明する。
【００３９】
【実施例】
表１〜５に示す化学組成を有する鋼のうち鋼Ｂ９及び鋼Ｂ１０を除いたものについて、溶銑予備処理によって溶銑中のＰ及びＳの含有量を低減した後、７０トン転炉にて脱炭処理し、次いで、Ａｌ２Ｏ３の含有量を３％以下とした耐火物で内張りされた取鍋に出鋼し、成分調整を実施した。なお、投入する合金鉄から混入する金属Ａｌの総量は、溶鋼１トン当たり１０ｇ以下に規制した。
【００４０】
鋼Ｂ９及び鋼Ｂ１０については、溶銑予備処理を施さずに脱炭処理し、上記の処理を行った。
【００４１】
次いで、炉外精錬設備にて２次精錬を実施し、処理中のスラグはスラグ更新により塩基度（つまり、ＣａＯ／ＳｉＯ２ 比）を１．２以下に制御して、介在物の組成制御を行い、ブルーム連鋳機による鋼塊製造、分塊圧延によるビレット製造の工程を経て、通常の方法で直径８ｍｍの線材に、圧延温度及び冷却速度を調整しつつ熱間圧延した。なお、表１〜３における鋼Ａ１〜Ａ４８は本発明例に係る鋼、表４及び表５における鋼Ｂ１〜Ｂ１８は比較例に係る鋼である。
【００４２】
【表１】
0003912186.tif 000002
【００４３】
【表２】
0003912186.tif 000003
【００４４】
【表３】
0003912186.tif 000004
【００４５】
【表４】
0003912186.tif 000005
【００４６】
【表５】
0003912186.tif 000006
【００４７】
上記の直径８ｍｍの各線材から切り出したサンプルのＬ断面を鏡面研磨し、その研磨面の表面から２ｍｍまでの領域を被検面としてＥＰＭＡ装置で分析して幅が２．５μｍ以上の酸化物系介在物の組成を測定した。
【００４８】
表６〜８に上記の測定結果を示す。
【００４９】
上記の直径８ｍｍに熱間圧延した各線材は、次に通常の方法で冷間伸線加工して、直径４ｍｍの鋼線に仕上げた。この後、９００℃の鉛浴でオーステナイト化してから油焼入れし、更に焼戻しして、ロックウェルＣ換算硬さで５３±２に仕上げた。
【００５０】
上記のようにして得た直径４ｍｍの鋼線を２００ｍｍに切断して、中村式回転曲げ疲労試験を行って耐疲労特性を調査した。なお、試験応力は７５０ＭＰａとした。
【００５１】
表６〜８に、上記の中村式回転曲げ疲労試験結果を併せて示す。
【００５２】
【表６】
0003912186.tif 000007
【００５３】
【表７】
0003912186.tif 000008
【００５４】
【表８】
0003912186.tif 000009
【００５５】
表６〜８から、本発明例に係る鋼Ａ１〜Ａ４８の場合には、中村式回転曲げ疲労試験で、繰返し数１０００万回でも破壊に到らず、比較例に係る鋼Ｂ１〜Ｂ１８に比べて高い疲労強度を有していることが明らかである。
【００５６】
【発明の効果】
本発明のばね鋼は耐疲労特性に優れるので、これを素材として自動車のエンジン用弁ばねや懸架ばねなどを提供することができ、したがって、自動車の軽量化、エンジンの高出力化に対処することが可能である。