JP2003105496A - 低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼 - Google Patents
低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】フェライト脱炭及び耐遅れ破壊性に優れた高強
度のばね鋼を提供することを目的とする。 【解決手段】ばね鋼を重量％でC ：０．３８〜０．４８
％，Si：１．８〜２．８％，Mn：０．２〜０．９％，P
：≦０．０１５％，S ：≦０．００５％，Cu：０．１
０〜０．５０％，Ni：０．１０〜０．４０％，０．２０
≦Cu+Ni≦０．７５，Cr：０．０３〜０．３０％，Mo：
≦０．０７％，V ：≦０．１５％，Nb：０．０２０〜
０．０５０％，Ti：０．０３０〜０．０７０％，Al：
０．０１０〜０．０４０％，N ：０．００３〜０．０１
２％，B ：０．０００５〜０．００３０％，As，Sn，Sb
の１種または２種以上の合計が０．０１〜０．１０％で
あり、残部不可避的不純物及びFeを有する組成と成す。
度のばね鋼を提供することを目的とする。 【解決手段】ばね鋼を重量％でC ：０．３８〜０．４８
％，Si：１．８〜２．８％，Mn：０．２〜０．９％，P
：≦０．０１５％，S ：≦０．００５％，Cu：０．１
０〜０．５０％，Ni：０．１０〜０．４０％，０．２０
≦Cu+Ni≦０．７５，Cr：０．０３〜０．３０％，Mo：
≦０．０７％，V ：≦０．１５％，Nb：０．０２０〜
０．０５０％，Ti：０．０３０〜０．０７０％，Al：
０．０１０〜０．０４０％，N ：０．００３〜０．０１
２％，B ：０．０００５〜０．００３０％，As，Sn，Sb
の１種または２種以上の合計が０．０１〜０．１０％で
あり、残部不可避的不純物及びFeを有する組成と成す。
Description
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明はばね鋼に関し、特
に低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年、自動車の燃費の向上が強く求めら
れており、これに伴って自動車の軽量化が求められてい
る。その一環として自動車における懸架ばねの軽量化が
求められており、そのための対策が各種講じられてい
る。 【０００３】ここで懸架ばね等の軽量化を達成するため
には、ばねの細径化，巻数減等を実現することが必要で
あるが、その場合ばねにかかる負荷応力が増大する。従
来この種懸架ばね等のための材料としてＳＵＰ７が代表
的な材料として用いられているが、負荷応力の増大に伴
ってばね鋼の強度を更に高め、また耐ヘタリ性を高める
必要がある。これを実現するためSi含有量を高めた高Si
のばね鋼が提案されている。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら高Siのば
ね鋼は製造工程の中で、例えば圧延加工の際や熱間加工
の際にフェライト脱炭を起し易く、而してフェライト脱
炭が生じるとばねとしての強度に悪影響を与える問題が
生じる。また特にばねの強度，硬さを高めると、従来そ
れ程には問題となっていなかった自動車用巻ばね等にお
ける遅れ破壊の問題が大きな問題となって来る。 【０００５】 【課題を解決するための手段】本発明の低脱炭耐遅れ破
壊性に優れたばね鋼はこのような課題を解決するために
案出されたものである。而して本発明のばね鋼は、重量
％でC ：０．３８〜０．４８％，Si：１．８〜２．８
％，Mn：０．２〜０．９％，P ：≦０．０１５％，S ：
≦０．００５％，Cu：０．１０〜０．５０％，Ni：０．
１０〜０．４０％，０．２０≦Cu+Ni≦０．７５，Cr：
０．０３〜０．３０％，Mo：≦０．０７％，V ：≦０．
１５％，Nb：０．０２０〜０．０５０％，Ti：０．０３
０〜０．０７０％，Al：０．０１０〜０．０４０％，N
：０．００３〜０．０１２％，B ：０．０００５〜
０．００３０％，As，Sn，Sbの１種または２種以上の合
計が０．０１〜０．１０％であり、残部不可避的不純物
及びFeから成ることを特徴とする。 【０００６】 【作用及び発明の効果】本発明はAs，Sn，Sbの１種また
は２種以上を合計で０．０１〜０．１０％含有させる点
を１つの特徴としている。一般にこれらAs，Sn，Sbは赤
熱脆性を起こす元素として極力低減される元素である
が、本発明ではこれらを積極的に添加する。これらの成
分は、ばね鋼に添加することでパーライトを安定化さ
せ、フェライト脱炭を抑制する働きをなす。そこで本発
明ではこれら成分を適量範囲内で添加する。 【０００７】本発明ではまた、これら成分に加えてCu+N
iを適量添加することを他の特徴としている。Cu+NiはA
s，Sn，Sbの効果を助長し、パーライトを安定化させて
フェライト脱炭を抑制する働きをなす。加えてCu+Niに
は遅れ破壊を抑制する働きがあり、従って本発明に従い
As，Sn，Sb及びCu+Niを添加することで、フェライト脱
炭を抑制し、併せて耐遅れ破壊特性を高めることができ
る。 【０００８】但しCu+Niの過度の添加は圧延時に鋼を硬
くし過ぎ、製造性を悪化させるためその添加量は一定範
囲内とする。 【０００９】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。 C ：０．３８〜０．４８％ ０．３８％未満では所望のばね強度が得られず、逆に
０．４８％を超えると焼入れ焼戻し後の靭性が低下し疲
労強度，耐遅れ破壊性が劣化する。また０．４８％を超
えると圧延後の硬さが硬くなり過ぎ製造性を低下させ
る。従って本発明ではCを０．３８〜０．４８％とす
る。 【００１０】Si：１．８〜２．８％ 耐ヘタリ性を向上させるために１．８％以上添加する。
１．８％未満では、ばねとして必要な耐ヘタリ性を確保
できず、逆に２．８％を超えると靭性が低下するばかり
でなく、脱炭の発生を伴い被削性及び加工性も劣化す
る。 【００１１】Mn：０．２〜０．９％ 鋼の脱酸に有効であり、Sによる害を阻止するため、更
には焼入れ性を確保するため０．２％以上添加する。一
方上限を０．９％としたのは脆化及び加工性の劣化を防
止するためである。 【００１２】P：≦０．０１５％ 結晶粒界に偏析し結晶粒界を脆弱化させるため０．０１
５％以下とする。Pを０．０１５％以下とすることで遅
れ破壊性を向上させることができる。 【００１３】S：≦０．００５％ ばねの疲労強度を低下させる。そこでばねの疲労強度の
劣化を防止するため０．００５％以下とする。 【００１４】Cu：０．１０〜０．５０％ Cuは耐腐食性を高める上で有効な元素である。Cuはま
た、フェライト脱炭の防止にも有効である。そこで本発
明ではCuを０．１０％以上添加し、耐腐食性の効果を得
る。但し０．５０％より多く添加すると熱間加工性が損
われるため上限を０．５０％とする。 【００１５】Ni：０．１０〜０．４０％ ０．２０≦Cu+Ni≦０．７５ 耐腐食性を高めるのに有効であり、またフェライト脱炭
の防止に有効である。そこで本発明では０．１０％以上
添加する。但し０．４０％より多く添加すると圧延後の
硬さが上がり、伸線中に割れることがあるため上限を
０．４０％にする。またCuとNiを複合して加えることに
より、フェライト脱炭を抑制し、本発明の意図した効果
が得られるばかりでなく、遅れ破壊強度劣化を抑制する
効果も得られる。 【００１６】Cr：０．０３〜０．３０％ 焼入れ性の調整に有効である。但し０．０３％未満では
焼入れ性向上効果が得られず逆に０．３％を超えると圧
延後に硬くなり過ぎ加工性を損う。 【００１７】Mo：≦０．０７％ 焼入れ性の調整に有効である。但し入れ過ぎると圧延後
硬さを増加させてしまうため０．０７％以下とする。 【００１８】V：≦０．１５％ 結晶粒微細化及び析出硬化に寄与し耐ヘタリ性を向上さ
せる。但しVの炭化物は鋼表面で局部電極となり腐食ピ
ットを形成し、亀裂破壊の起点となるため０．１５％と
する。また、０．１５％を超えると圧延後に硬くなり過
ぎ加工性を損う。 【００１９】Nb：０．０２０〜０．０５０％ 結晶粒微細化及び析出硬化に寄与し耐ヘタリ性を向上さ
せる。但しそのためには０．０２０％以上含有させる必
要がある。但し０．０５０％を超えるとその効果は飽和
し、熱間及び冷間加工性を低下させる。 【００２０】Al：０．０１０〜０．０４０％ Ti：０．０３０〜０．０７０％ Al,TiはNbと同様の働きをなし、本発明ではAlを０．０
１０％以上,Tiを０．３０％以上添加する。但しこれら
は酸化物系の介在物を生成するため、酸素（O）を２０
ｐｐｍ以下にするのが望ましい。 【００２１】N:０．００３〜０．０１２％ NはTiN系の介在物を生成し鋼の疲労強度を低下させるた
め０．０１２％以下にする。 【００２２】B：０．０００５〜０．００３０％ 鋼の結晶粒界に優先析出しP，Sの結晶粒偏析を防止し遅
れ破壊強度を向上させる。この効果を得るためには０．
０００５％以上必要である。但し０．００３％を超える
と結晶粒界にB構成物を形成し、焼入れ性を低減させ靭
性を損う。 【００２３】As，Sn，Sb：合計で０．０１〜０．１０％ 一般にはAs，Sn，Sbは赤熱脆性を起す元素として極力低
減させる。しかしパーライトを安定化させる効果も同時
に持ち合わしているので、適量範囲内（０．０１〜０．
１０％）であればフェライト脱炭を抑制し、ばねとして
の強度劣化を防止できる。０．１０％を超えると遅れ破
壊強度が低下するため０．１０％を上限とする。 【００２４】 【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表
１，表２，表３に示す化学組成の鋼を溶製して分塊圧延
を行い、更にφ１３ｍｍの線材圧延（１１００℃加熱，
圧延終了温度９００℃，冷却は１℃／secで自然放冷）
を実施した。 【００２５】そして圧延後硬さ，焼入れ焼戻し後の硬さ
の測定を行った。尚焼入れ焼戻しは以下の条件で行っ
た。 焼入れ：９８０℃×３０分 油冷 焼戻し：４００℃×６０分 空冷 【００２６】その結果が表１に示してある。尚、圧延後
の硬さが硬くなりすぎると製造性が悪化するため、ここ
では従来鋼種のＳＵＰ７レベルの硬さ（ＨＲＣ３４以
下）を目標とした。また焼入れ焼戻し後の硬さについて
は、高強度を実現するためＨＲＣ５１以上を目標にし
た。 【００２７】 【表１】【００２８】上記と併せて圧延後における脱炭の程度を
測定した。ここで脱炭の測定はコイルの端から１０ｍの
部分の横断面をＥＰＭＡ法で評価した。結果が表２に示
してある。 【００２９】 【表２】 【００３０】次に表３には耐遅れ破壊についての評価の
結果が示してある。ここで遅れ破壊の評価は以下のよう
にして行った。 ＜試験片＞棒材を機械加工により、切欠き半径０．１ｍ
ｍ深さ１ｍｍの環状Ｖ型切欠きを有する直径６ｍｍの遅
れ破壊試験片を作成し、焼入れ焼戻しを行い表３に示す
硬さとした。 ＜試験方法＞試験片に曲げモーメントを加えながら、切
欠き部に０．１ＮのHCl水溶液を滴下し破断するまでの
時間をカウントした。 ＜評価＞遅れ破壊強度比と硬さの関係で判断した。ここ
で遅れ破壊強度比は、遅れ破壊試験において破断する時
間が丁度３０時間になる負荷応力の値をσ３０、大気中
静曲げ試験したときの破断強度をσBとしたときの（σ
３０／σB）比で表した値である。遅れ破壊強度比が高
いほど遅れ破壊に対する抵抗性があることを意味する。 【００３１】 【表３】 【００３２】これら表１〜表３の結果には以下のことが
示されている。先ず表１において、比較例１はCの含有
量が本発明の上限を超えて多く含有されているもので、
その結果として圧延後の硬さが３４．２と硬く、製造性
の悪いものとなっている。また比較例２のものは、Cの
含有量が本発明の下限値よりも低いものであり、その結
果として焼入れ焼戻し後の硬さ（４９．２）が目標値よ
りも低くなっている。比較例３のものは、Siの含有量が
本発明の範囲よりも低いものであり、その結果として焼
入れ焼戻し後の硬さ（５０．８）が目標値よりも低くな
っている。 【００３３】比較例４のものは、Mnの含有量が本発明の
範囲よりも低く、そのため焼入れ焼戻し後の硬さ（５
０．６）が目標値よりも低くなっている。逆に比較例５
のものは、Mnの含有量が本発明の範囲を超えて多いもの
であり、その結果として圧延後の硬さが３５．２と高
く、製造性の悪いものとなっている。 【００３４】次に比較例６のものは、Crの含有量が本発
明の範囲を超えて多いものであり、そのため圧延後の硬
さが３５．３と高いものとなっており、製造性が悪くな
っている。 【００３５】比較例７のものは、Moの含有量が本発明の
範囲を超えて多いものであり、その結果として圧延後の
硬さが３７．２と高くなっており、製造性が悪くなって
いる。更に比較例８のものは、Vの含有量が本発明の範
囲よりも多いものであり、その結果として圧延後の硬さ
が３４．３と高くなっており、製造性が悪くなってい
る。 【００３６】更に比較例９及び比較例１０のものは、そ
れぞれCu+Niの量が本発明の範囲を超えて多いものであ
り、その結果として圧延後の硬さがそれぞれ３４．５，
４５．９と高く、製造性の悪いものとなっている。 【００３７】これに対して各化学成分が本発明の範囲内
にある実施例１１，１２，１３のものは、何れも圧延後
の硬さが目標値である３４よりも低く、製造性が良好な
ものとなっている。 【００３８】次に表２の結果について検討する。表２は
各化学成分、特にSi，As+Sn+Sb，Cu+Niの脱炭に及ぼす
影響を調べたもので、表２中比較例１はSi含有量を本発
明の範囲を超えて多量に含有させたものである。このも
のは表層からの脱炭深さが０．０３８ｍｍと多く（目標
値は０．０２５ｍｍ以下）、脱炭の程度が高くなってい
る。即ち比較例１の結果は、Siを多量に含有させるとフ
ェライト脱炭の程度が高くなることを示している。 【００３９】次に比較例２のものはAs+Sn+Sbを無添加と
したもので、その結果として同じく脱炭の程度が高くな
っている。比較例３，比較例４，比較例５，比較例６，
比較例７はそれぞれAs+Sn+Sbの添加量を順番に多くした
もので、これに伴って脱炭の程度が漸次少なくなってい
る。 【００４０】このうち比較例６及び比較例７のものは、
As+Sn+Sbが本発明の範囲を超えて多量に含有されている
ものであるが、脱炭についてだけ見ると特性的には良好
である。但し後の表３の比較例１及び比較例２に示され
るように、As+Sn+Sbが多量に含有された結果、耐遅れ破
壊性が悪くなっている。つまりAs+Sn+Sbを多量に含有さ
せたものは、フェライト脱炭については良好であるもの
の耐遅れ破壊性の点で不十分なものであり、結果として
はばね鋼として不適なものである。尚、表２の比較例６
と７とで脱炭の程度がほぼ同等となっていることから分
るように、As+Sn+Sbの添加量は０．１％でほぼ飽和し、
それ以上多量に含有させても脱炭抑制の効果は飽和して
それ以上にはあまり良くならない。むしろ耐遅れ破壊性
が悪化し、従ってAs+Sn+Sbの添加量としては０．１％以
下が良好であることがこれらの結果から理解できる。 【００４１】次の表２の実施例８及び９はAs+Sn+Sbを含
む合金成分が本発明の範囲内にあるもので、これら実施
例８，９については脱炭の程度が低く、良好なものとな
っている。 【００４２】次に比較例１０及び１１は、Cu+Niの含有
量が本発明の範囲よりも低いもので、その結果として脱
炭抑制の効果がそれ程現れていない。 【００４３】これに対して実施例１２，１３，１４のも
のは、Cu+Niを本発明の範囲内で含有させたもので、こ
れら実施例１２，１３，１４のものは、As+Sn+Sbの含有
量が比較例１０，１１と同等程度であるにも拘わらず脱
炭の程度が少なく、このことからCu+Niを本発明の範囲
内で含有させることにより脱炭抑制効果が助長されるこ
とが理解できる。 【００４４】次に表３の結果について検討する。先ず比
較例１及び２のものは、上述のようにAs+Sn+Sbを本発明
の範囲を超えて多量に含有させたもので、この場合耐遅
れ破壊の値が低くなっている。 【００４５】次に比較例３，４，５はCu+Niを無添加と
した場合の例で、その結果耐遅れ破壊性が悪くなってい
る。これに対し実施例６，７，８はそれぞれCu+Niを本
発明の下限値で含有させたもので、耐遅れ破壊特性は良
好となっている。 【００４６】一方実施例９，１０，１１はCu+Niを本発
明の上限値に近い量で含有させたもので、耐遅れ破壊は
更に良好となっている。尚、耐遅れ破壊は鋼の硬さが上
昇すると低下するため、耐遅れ破壊の欄に鋼の硬さも併
せて示してある。 【００４７】次に図１（Ａ），（Ｂ）はAs+Sn+Sb及びCu
+Niの添加効果をより明確にするため、縦軸に脱炭深さ
を、横軸にAs+Sn+Sb含有量，Cu+Ni含有量をそれぞれと
って、それらの添加量と脱炭深さとの関係を表したもの
である。尚図１（Ａ）は、表２の比較例２〜７及び実施
例８，９の計８鋼種についての結果である。また（Ｂ）
は、表２の比較例１０，１１及び実施例１２〜１４の計
５鋼種についての結果である。 【００４８】先ず（Ａ）の結果に見られるように、As+S
n+Sbを０．０１％以上添加することで脱炭抑制効果が顕
著に表れ、その効果は０．１０％程度で飽和することが
見て取れる。また（Ｂ）の結果から、Cu+Niを０．２０
％以上含有させることで脱炭抑制効果が助長されること
が分る。 【００４９】尚Cu+Niは添加量を多くするにつれて漸次
脱炭抑制効果が高まるが、次の図２（Ｄ）に示している
ようにその添加量が０．７５％を超えると、圧延後硬さ
が高くなり過ぎて製造性が悪化する。従ってその上限値
については０．７５％とする必要がある。 【００５０】図２における（Ｃ）は縦軸にCu+Niの含有
量を０％，０．２％，０．７％と増加した場合の耐遅れ
破壊性（遅れ破壊強度比）に対する効果を、横軸に焼入
れ焼戻し後の硬さをとって表したものである。この結果
から、Cu+Ni含有量を多くすることで耐遅れ破壊性が良
くなることが理解できる。 【００５１】尚、図２（Ｃ）は、表３の比較例３〜５及
び実施例６〜１１の計９鋼種についての結果である。更
にまた（Ｄ）は、表１の比較例８〜１０及び実施例１１
〜１３の計６鋼種についての結果である。 【００５２】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。 【００５３】 【発明の効果】以上のように本発明によればフェライト
脱炭が抑制され、且つ耐遅れ破壊性に優れた高強度のば
ね鋼が得られる。これによって例えば自動車における懸
架ばねの軽量化ひいては自動車の軽量化に大きく寄与す
ることができる。
に低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼に関する。 【０００２】 【従来の技術】近年、自動車の燃費の向上が強く求めら
れており、これに伴って自動車の軽量化が求められてい
る。その一環として自動車における懸架ばねの軽量化が
求められており、そのための対策が各種講じられてい
る。 【０００３】ここで懸架ばね等の軽量化を達成するため
には、ばねの細径化，巻数減等を実現することが必要で
あるが、その場合ばねにかかる負荷応力が増大する。従
来この種懸架ばね等のための材料としてＳＵＰ７が代表
的な材料として用いられているが、負荷応力の増大に伴
ってばね鋼の強度を更に高め、また耐ヘタリ性を高める
必要がある。これを実現するためSi含有量を高めた高Si
のばね鋼が提案されている。 【０００４】 【発明が解決しようとする課題】しかしながら高Siのば
ね鋼は製造工程の中で、例えば圧延加工の際や熱間加工
の際にフェライト脱炭を起し易く、而してフェライト脱
炭が生じるとばねとしての強度に悪影響を与える問題が
生じる。また特にばねの強度，硬さを高めると、従来そ
れ程には問題となっていなかった自動車用巻ばね等にお
ける遅れ破壊の問題が大きな問題となって来る。 【０００５】 【課題を解決するための手段】本発明の低脱炭耐遅れ破
壊性に優れたばね鋼はこのような課題を解決するために
案出されたものである。而して本発明のばね鋼は、重量
％でC ：０．３８〜０．４８％，Si：１．８〜２．８
％，Mn：０．２〜０．９％，P ：≦０．０１５％，S ：
≦０．００５％，Cu：０．１０〜０．５０％，Ni：０．
１０〜０．４０％，０．２０≦Cu+Ni≦０．７５，Cr：
０．０３〜０．３０％，Mo：≦０．０７％，V ：≦０．
１５％，Nb：０．０２０〜０．０５０％，Ti：０．０３
０〜０．０７０％，Al：０．０１０〜０．０４０％，N
：０．００３〜０．０１２％，B ：０．０００５〜
０．００３０％，As，Sn，Sbの１種または２種以上の合
計が０．０１〜０．１０％であり、残部不可避的不純物
及びFeから成ることを特徴とする。 【０００６】 【作用及び発明の効果】本発明はAs，Sn，Sbの１種また
は２種以上を合計で０．０１〜０．１０％含有させる点
を１つの特徴としている。一般にこれらAs，Sn，Sbは赤
熱脆性を起こす元素として極力低減される元素である
が、本発明ではこれらを積極的に添加する。これらの成
分は、ばね鋼に添加することでパーライトを安定化さ
せ、フェライト脱炭を抑制する働きをなす。そこで本発
明ではこれら成分を適量範囲内で添加する。 【０００７】本発明ではまた、これら成分に加えてCu+N
iを適量添加することを他の特徴としている。Cu+NiはA
s，Sn，Sbの効果を助長し、パーライトを安定化させて
フェライト脱炭を抑制する働きをなす。加えてCu+Niに
は遅れ破壊を抑制する働きがあり、従って本発明に従い
As，Sn，Sb及びCu+Niを添加することで、フェライト脱
炭を抑制し、併せて耐遅れ破壊特性を高めることができ
る。 【０００８】但しCu+Niの過度の添加は圧延時に鋼を硬
くし過ぎ、製造性を悪化させるためその添加量は一定範
囲内とする。 【０００９】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。 C ：０．３８〜０．４８％ ０．３８％未満では所望のばね強度が得られず、逆に
０．４８％を超えると焼入れ焼戻し後の靭性が低下し疲
労強度，耐遅れ破壊性が劣化する。また０．４８％を超
えると圧延後の硬さが硬くなり過ぎ製造性を低下させ
る。従って本発明ではCを０．３８〜０．４８％とす
る。 【００１０】Si：１．８〜２．８％ 耐ヘタリ性を向上させるために１．８％以上添加する。
１．８％未満では、ばねとして必要な耐ヘタリ性を確保
できず、逆に２．８％を超えると靭性が低下するばかり
でなく、脱炭の発生を伴い被削性及び加工性も劣化す
る。 【００１１】Mn：０．２〜０．９％ 鋼の脱酸に有効であり、Sによる害を阻止するため、更
には焼入れ性を確保するため０．２％以上添加する。一
方上限を０．９％としたのは脆化及び加工性の劣化を防
止するためである。 【００１２】P：≦０．０１５％ 結晶粒界に偏析し結晶粒界を脆弱化させるため０．０１
５％以下とする。Pを０．０１５％以下とすることで遅
れ破壊性を向上させることができる。 【００１３】S：≦０．００５％ ばねの疲労強度を低下させる。そこでばねの疲労強度の
劣化を防止するため０．００５％以下とする。 【００１４】Cu：０．１０〜０．５０％ Cuは耐腐食性を高める上で有効な元素である。Cuはま
た、フェライト脱炭の防止にも有効である。そこで本発
明ではCuを０．１０％以上添加し、耐腐食性の効果を得
る。但し０．５０％より多く添加すると熱間加工性が損
われるため上限を０．５０％とする。 【００１５】Ni：０．１０〜０．４０％ ０．２０≦Cu+Ni≦０．７５ 耐腐食性を高めるのに有効であり、またフェライト脱炭
の防止に有効である。そこで本発明では０．１０％以上
添加する。但し０．４０％より多く添加すると圧延後の
硬さが上がり、伸線中に割れることがあるため上限を
０．４０％にする。またCuとNiを複合して加えることに
より、フェライト脱炭を抑制し、本発明の意図した効果
が得られるばかりでなく、遅れ破壊強度劣化を抑制する
効果も得られる。 【００１６】Cr：０．０３〜０．３０％ 焼入れ性の調整に有効である。但し０．０３％未満では
焼入れ性向上効果が得られず逆に０．３％を超えると圧
延後に硬くなり過ぎ加工性を損う。 【００１７】Mo：≦０．０７％ 焼入れ性の調整に有効である。但し入れ過ぎると圧延後
硬さを増加させてしまうため０．０７％以下とする。 【００１８】V：≦０．１５％ 結晶粒微細化及び析出硬化に寄与し耐ヘタリ性を向上さ
せる。但しVの炭化物は鋼表面で局部電極となり腐食ピ
ットを形成し、亀裂破壊の起点となるため０．１５％と
する。また、０．１５％を超えると圧延後に硬くなり過
ぎ加工性を損う。 【００１９】Nb：０．０２０〜０．０５０％ 結晶粒微細化及び析出硬化に寄与し耐ヘタリ性を向上さ
せる。但しそのためには０．０２０％以上含有させる必
要がある。但し０．０５０％を超えるとその効果は飽和
し、熱間及び冷間加工性を低下させる。 【００２０】Al：０．０１０〜０．０４０％ Ti：０．０３０〜０．０７０％ Al,TiはNbと同様の働きをなし、本発明ではAlを０．０
１０％以上,Tiを０．３０％以上添加する。但しこれら
は酸化物系の介在物を生成するため、酸素（O）を２０
ｐｐｍ以下にするのが望ましい。 【００２１】N:０．００３〜０．０１２％ NはTiN系の介在物を生成し鋼の疲労強度を低下させるた
め０．０１２％以下にする。 【００２２】B：０．０００５〜０．００３０％ 鋼の結晶粒界に優先析出しP，Sの結晶粒偏析を防止し遅
れ破壊強度を向上させる。この効果を得るためには０．
０００５％以上必要である。但し０．００３％を超える
と結晶粒界にB構成物を形成し、焼入れ性を低減させ靭
性を損う。 【００２３】As，Sn，Sb：合計で０．０１〜０．１０％ 一般にはAs，Sn，Sbは赤熱脆性を起す元素として極力低
減させる。しかしパーライトを安定化させる効果も同時
に持ち合わしているので、適量範囲内（０．０１〜０．
１０％）であればフェライト脱炭を抑制し、ばねとして
の強度劣化を防止できる。０．１０％を超えると遅れ破
壊強度が低下するため０．１０％を上限とする。 【００２４】 【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表
１，表２，表３に示す化学組成の鋼を溶製して分塊圧延
を行い、更にφ１３ｍｍの線材圧延（１１００℃加熱，
圧延終了温度９００℃，冷却は１℃／secで自然放冷）
を実施した。 【００２５】そして圧延後硬さ，焼入れ焼戻し後の硬さ
の測定を行った。尚焼入れ焼戻しは以下の条件で行っ
た。 焼入れ：９８０℃×３０分 油冷 焼戻し：４００℃×６０分 空冷 【００２６】その結果が表１に示してある。尚、圧延後
の硬さが硬くなりすぎると製造性が悪化するため、ここ
では従来鋼種のＳＵＰ７レベルの硬さ（ＨＲＣ３４以
下）を目標とした。また焼入れ焼戻し後の硬さについて
は、高強度を実現するためＨＲＣ５１以上を目標にし
た。 【００２７】 【表１】【００２８】上記と併せて圧延後における脱炭の程度を
測定した。ここで脱炭の測定はコイルの端から１０ｍの
部分の横断面をＥＰＭＡ法で評価した。結果が表２に示
してある。 【００２９】 【表２】 【００３０】次に表３には耐遅れ破壊についての評価の
結果が示してある。ここで遅れ破壊の評価は以下のよう
にして行った。 ＜試験片＞棒材を機械加工により、切欠き半径０．１ｍ
ｍ深さ１ｍｍの環状Ｖ型切欠きを有する直径６ｍｍの遅
れ破壊試験片を作成し、焼入れ焼戻しを行い表３に示す
硬さとした。 ＜試験方法＞試験片に曲げモーメントを加えながら、切
欠き部に０．１ＮのHCl水溶液を滴下し破断するまでの
時間をカウントした。 ＜評価＞遅れ破壊強度比と硬さの関係で判断した。ここ
で遅れ破壊強度比は、遅れ破壊試験において破断する時
間が丁度３０時間になる負荷応力の値をσ３０、大気中
静曲げ試験したときの破断強度をσBとしたときの（σ
３０／σB）比で表した値である。遅れ破壊強度比が高
いほど遅れ破壊に対する抵抗性があることを意味する。 【００３１】 【表３】 【００３２】これら表１〜表３の結果には以下のことが
示されている。先ず表１において、比較例１はCの含有
量が本発明の上限を超えて多く含有されているもので、
その結果として圧延後の硬さが３４．２と硬く、製造性
の悪いものとなっている。また比較例２のものは、Cの
含有量が本発明の下限値よりも低いものであり、その結
果として焼入れ焼戻し後の硬さ（４９．２）が目標値よ
りも低くなっている。比較例３のものは、Siの含有量が
本発明の範囲よりも低いものであり、その結果として焼
入れ焼戻し後の硬さ（５０．８）が目標値よりも低くな
っている。 【００３３】比較例４のものは、Mnの含有量が本発明の
範囲よりも低く、そのため焼入れ焼戻し後の硬さ（５
０．６）が目標値よりも低くなっている。逆に比較例５
のものは、Mnの含有量が本発明の範囲を超えて多いもの
であり、その結果として圧延後の硬さが３５．２と高
く、製造性の悪いものとなっている。 【００３４】次に比較例６のものは、Crの含有量が本発
明の範囲を超えて多いものであり、そのため圧延後の硬
さが３５．３と高いものとなっており、製造性が悪くな
っている。 【００３５】比較例７のものは、Moの含有量が本発明の
範囲を超えて多いものであり、その結果として圧延後の
硬さが３７．２と高くなっており、製造性が悪くなって
いる。更に比較例８のものは、Vの含有量が本発明の範
囲よりも多いものであり、その結果として圧延後の硬さ
が３４．３と高くなっており、製造性が悪くなってい
る。 【００３６】更に比較例９及び比較例１０のものは、そ
れぞれCu+Niの量が本発明の範囲を超えて多いものであ
り、その結果として圧延後の硬さがそれぞれ３４．５，
４５．９と高く、製造性の悪いものとなっている。 【００３７】これに対して各化学成分が本発明の範囲内
にある実施例１１，１２，１３のものは、何れも圧延後
の硬さが目標値である３４よりも低く、製造性が良好な
ものとなっている。 【００３８】次に表２の結果について検討する。表２は
各化学成分、特にSi，As+Sn+Sb，Cu+Niの脱炭に及ぼす
影響を調べたもので、表２中比較例１はSi含有量を本発
明の範囲を超えて多量に含有させたものである。このも
のは表層からの脱炭深さが０．０３８ｍｍと多く（目標
値は０．０２５ｍｍ以下）、脱炭の程度が高くなってい
る。即ち比較例１の結果は、Siを多量に含有させるとフ
ェライト脱炭の程度が高くなることを示している。 【００３９】次に比較例２のものはAs+Sn+Sbを無添加と
したもので、その結果として同じく脱炭の程度が高くな
っている。比較例３，比較例４，比較例５，比較例６，
比較例７はそれぞれAs+Sn+Sbの添加量を順番に多くした
もので、これに伴って脱炭の程度が漸次少なくなってい
る。 【００４０】このうち比較例６及び比較例７のものは、
As+Sn+Sbが本発明の範囲を超えて多量に含有されている
ものであるが、脱炭についてだけ見ると特性的には良好
である。但し後の表３の比較例１及び比較例２に示され
るように、As+Sn+Sbが多量に含有された結果、耐遅れ破
壊性が悪くなっている。つまりAs+Sn+Sbを多量に含有さ
せたものは、フェライト脱炭については良好であるもの
の耐遅れ破壊性の点で不十分なものであり、結果として
はばね鋼として不適なものである。尚、表２の比較例６
と７とで脱炭の程度がほぼ同等となっていることから分
るように、As+Sn+Sbの添加量は０．１％でほぼ飽和し、
それ以上多量に含有させても脱炭抑制の効果は飽和して
それ以上にはあまり良くならない。むしろ耐遅れ破壊性
が悪化し、従ってAs+Sn+Sbの添加量としては０．１％以
下が良好であることがこれらの結果から理解できる。 【００４１】次の表２の実施例８及び９はAs+Sn+Sbを含
む合金成分が本発明の範囲内にあるもので、これら実施
例８，９については脱炭の程度が低く、良好なものとな
っている。 【００４２】次に比較例１０及び１１は、Cu+Niの含有
量が本発明の範囲よりも低いもので、その結果として脱
炭抑制の効果がそれ程現れていない。 【００４３】これに対して実施例１２，１３，１４のも
のは、Cu+Niを本発明の範囲内で含有させたもので、こ
れら実施例１２，１３，１４のものは、As+Sn+Sbの含有
量が比較例１０，１１と同等程度であるにも拘わらず脱
炭の程度が少なく、このことからCu+Niを本発明の範囲
内で含有させることにより脱炭抑制効果が助長されるこ
とが理解できる。 【００４４】次に表３の結果について検討する。先ず比
較例１及び２のものは、上述のようにAs+Sn+Sbを本発明
の範囲を超えて多量に含有させたもので、この場合耐遅
れ破壊の値が低くなっている。 【００４５】次に比較例３，４，５はCu+Niを無添加と
した場合の例で、その結果耐遅れ破壊性が悪くなってい
る。これに対し実施例６，７，８はそれぞれCu+Niを本
発明の下限値で含有させたもので、耐遅れ破壊特性は良
好となっている。 【００４６】一方実施例９，１０，１１はCu+Niを本発
明の上限値に近い量で含有させたもので、耐遅れ破壊は
更に良好となっている。尚、耐遅れ破壊は鋼の硬さが上
昇すると低下するため、耐遅れ破壊の欄に鋼の硬さも併
せて示してある。 【００４７】次に図１（Ａ），（Ｂ）はAs+Sn+Sb及びCu
+Niの添加効果をより明確にするため、縦軸に脱炭深さ
を、横軸にAs+Sn+Sb含有量，Cu+Ni含有量をそれぞれと
って、それらの添加量と脱炭深さとの関係を表したもの
である。尚図１（Ａ）は、表２の比較例２〜７及び実施
例８，９の計８鋼種についての結果である。また（Ｂ）
は、表２の比較例１０，１１及び実施例１２〜１４の計
５鋼種についての結果である。 【００４８】先ず（Ａ）の結果に見られるように、As+S
n+Sbを０．０１％以上添加することで脱炭抑制効果が顕
著に表れ、その効果は０．１０％程度で飽和することが
見て取れる。また（Ｂ）の結果から、Cu+Niを０．２０
％以上含有させることで脱炭抑制効果が助長されること
が分る。 【００４９】尚Cu+Niは添加量を多くするにつれて漸次
脱炭抑制効果が高まるが、次の図２（Ｄ）に示している
ようにその添加量が０．７５％を超えると、圧延後硬さ
が高くなり過ぎて製造性が悪化する。従ってその上限値
については０．７５％とする必要がある。 【００５０】図２における（Ｃ）は縦軸にCu+Niの含有
量を０％，０．２％，０．７％と増加した場合の耐遅れ
破壊性（遅れ破壊強度比）に対する効果を、横軸に焼入
れ焼戻し後の硬さをとって表したものである。この結果
から、Cu+Ni含有量を多くすることで耐遅れ破壊性が良
くなることが理解できる。 【００５１】尚、図２（Ｃ）は、表３の比較例３〜５及
び実施例６〜１１の計９鋼種についての結果である。更
にまた（Ｄ）は、表１の比較例８〜１０及び実施例１１
〜１３の計６鋼種についての結果である。 【００５２】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。 【００５３】 【発明の効果】以上のように本発明によればフェライト
脱炭が抑制され、且つ耐遅れ破壊性に優れた高強度のば
ね鋼が得られる。これによって例えば自動車における懸
架ばねの軽量化ひいては自動車の軽量化に大きく寄与す
ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例において得られた脱炭抑制効果
とAs+Sn+Sb含有量，Cu+Ni含有量との関係を表した図で
ある。 【図２】本発明の実施例において得られた耐遅れ破壊特
性とCu+Ni含有量との関係及び圧延後硬さとCu+Ni含有量
との関係を表した図である。
とAs+Sn+Sb含有量，Cu+Ni含有量との関係を表した図で
ある。 【図２】本発明の実施例において得られた耐遅れ破壊特
性とCu+Ni含有量との関係及び圧延後硬さとCu+Ni含有量
との関係を表した図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 【請求項１】重量％で C ：０．３８〜０．４８％ Si：１．８〜２．８％ Mn：０．２〜０．９％ P ：≦０．０１５％ S ：≦０．００５％ Cu：０．１０〜０．５０％ Ni：０．１０〜０．４０％ ０．２０≦Cu+Ni≦０．７５ Cr：０．０３〜０．３０％ Mo：≦０．０７％ V ：≦０．１５％ Nb：０．０２０〜０．０５０％ Ti：０．０３０〜０．０７０％ Al：０．０１０〜０．０４０％ N ：０．００３〜０．０１２％ B ：０．０００５〜０．００３０％ As，Sn，Sbの１種または２種以上の合計が０．０１〜
０．１０％であり、残部不可避的不純物及びFeから成る
ことを特徴とする低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね
鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001294570A JP2003105496A (ja) | 2001-09-26 | 2001-09-26 | 低脱炭及び耐遅れ破壊性に優れたばね鋼 |
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|---|---|
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