JP2002180204A - 耐温間へたり性に優れたばね鋼 - Google Patents
耐温間へたり性に優れたばね鋼Info
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- JP2002180204A JP2002180204A JP2000383235A JP2000383235A JP2002180204A JP 2002180204 A JP2002180204 A JP 2002180204A JP 2000383235 A JP2000383235 A JP 2000383235A JP 2000383235 A JP2000383235 A JP 2000383235A JP 2002180204 A JP2002180204 A JP 2002180204A
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- tempering
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 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。 【構成】 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。
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。 【構成】 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。
Description
【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。
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。
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。
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Ｓ
ｉ、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、Ｍ
ｏ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。
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Ｓ
ｉ、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、Ｍ
ｏ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。
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。
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。
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、Ｈ
ＶS≧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。
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、Ｈ
ＶS≧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。
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。
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≧Ｈ
ＶC−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。
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≧Ｈ
ＶC−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。
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℃×５〜６
０ｍｉｎ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。
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℃×５〜６
０ｍｉｎ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８
７０℃×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℃×１
０、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、４３
０ＨＶ１０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。
７０℃×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℃×１
０、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、４３
０ＨＶ１０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】
【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。 σ＝（Ｐ0×ｌ）／Ｚ ＝（Ｐ0×ｌ）／（ｂ×ｔ2／６） 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）
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。 σ＝（Ｐ0×ｌ）／Ｚ ＝（Ｐ0×ｌ）／（ｂ×ｔ2／６） 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。
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。
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】
【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、焼割れが生じやすくな
る、靭性が劣化する、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。
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、焼割れが生じやすくな
る、靭性が劣化する、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。
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。
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、０．０
１質量％以下とする。
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、０．０
１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。
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。
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。
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。
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。
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５０μ
ｍであることを確認した。
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５０μ
ｍ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℃×５〜６０
ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、４
００〜６５０℃×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。
ンシャルが０．８％の雰囲気中で、８７０℃×５〜６０
ｍｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行った。その後、４
００〜６５０℃×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８７
０℃×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℃×２０ｍ
ｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行なった。その後、４
００℃×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。
０℃×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℃×２０ｍ
ｉｎの熱処理後、６０℃の油冷を行なった。その後、４
００℃×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】
【００３３】
【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。
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×（％Ｓ
ｉ）−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。
明範囲外の鋼である。ＨＶS≧ＨＶC−３０−８×（％Ｓ
ｉ）−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。
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
硬さのバランスの影響を示した図
フロントページの続き (72)発明者 秋月 誠 広島県呉市昭和町11番１号 日新製鋼株式 会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 3J059 AB01 BA23 BC02 BC19 EA09 GA14
Claims (2)
- 【請求項１】 質量％で、Ｃ：０．４〜１．０％、Ｓ
ｉ：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％、Ｓ
ｉ：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：０．０００５〜０．０
０６０％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。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000383235A JP4472164B2 (ja) | 2000-12-18 | 2000-12-18 | 耐温間へたり性に優れたばね鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000383235A JP4472164B2 (ja) | 2000-12-18 | 2000-12-18 | 耐温間へたり性に優れたばね鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002180204A true JP2002180204A (ja) | 2002-06-26 |
| JP4472164B2 JP4472164B2 (ja) | 2010-06-02 |
Family
ID=18850923
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000383235A Expired - Fee Related JP4472164B2 (ja) | 2000-12-18 | 2000-12-18 | 耐温間へたり性に優れたばね鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4472164B2 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011127181A (ja) * | 2009-12-18 | 2011-06-30 | Aichi Steel Works Ltd | 強度と靱性に優れた板ばね用鋼及び板ばね部品 |
| EP2514846A1 (en) * | 2009-12-18 | 2012-10-24 | Aichi Steel Corporation | Steel for leaf spring with high fatigue strength, and leaf spring component |
-
2000
- 2000-12-18 JP JP2000383235A patent/JP4472164B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2011127181A (ja) * | 2009-12-18 | 2011-06-30 | Aichi Steel Works Ltd | 強度と靱性に優れた板ばね用鋼及び板ばね部品 |
| EP2514846A1 (en) * | 2009-12-18 | 2012-10-24 | Aichi Steel Corporation | Steel for leaf spring with high fatigue strength, and leaf spring component |
| EP2514846A4 (en) * | 2009-12-18 | 2015-10-21 | Aichi Steel Corp | STEEL FOR A LEAF SPRING WITH HIGH TEMPERATURE RESISTANCE AND LEAF SPRING COMPONENT |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4472164B2 (ja) | 2010-06-02 |
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