JP2016074949A - 線材圧延性に優れた高強度ばね鋼 - Google Patents

線材圧延性に優れた高強度ばね鋼 Download PDF

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Abstract

【課題】線材圧延性に優れた高強度ばね鋼の提供。【解決手段】質量％でC:0.40-0.65%、Si:1.20-2.80%、Mn:0.30-1.20%、P:0.020%以下、S:0.020%以下、Cu:0.40%以下、Ni:0.80%以下、Cr:0.70%以下、Ti:0.060-0.140%、Al:0.10%以下、N:0.010%以下、O:0.0015%以下を含有し、残部がFe及び不可避不純物からなり、かつ化学成分の含有質量％が所定の関係式を満たす線材圧延性に優れた高強度ばね鋼。【選択図】図１

Description

本発明は線材圧延性に優れた高強度ばね鋼に関する。
車両（自動車）の軽量化の要請に対して、懸架ばねの軽量化を図るにあたり、高い設計応力を可能とするばねの開発が進められている。ばねの設計応力を高めるには各種ばね特性の向上を図ることが必要であり、具体的には合金元素の添加が必須である。例えば、へたり性を改善するのであればＳｉを添加し、耐食性を改善するのであればＣｕ，Ｎｉ，Ｃｒ等の元素を添加することが考えられる。
ところで、ばね特性の向上を図るために合金元素を増量すると、フェライト脱炭が発生し、線材圧延後の冷却時にベイナイトが生成するというような弊害が生じやすくなる。前者はショットピーニングを施すばねにとっては致命的であり、後者は２次加工時に有害な要素となり得るため、両者の発生を回避することが重要となる。このような両者の発生を回避する技術としては、例えば下記特許文献１、２に記載の技術が知られている。
下記特許文献１には、熱間圧延時に１１７０℃以上で少なくとも２分間鋼材を加熱し、圧延後の７５０〜６００℃の温度域を平均冷却速度５〜３００℃／分で冷却し、さらに脱スケール工程を取り入れた技術が開示されている。下記特許文献２には、加熱炉抽出後、仕上前温度を１０００℃未満として熱間圧延し、仕上圧延後、１０００〜１１５０℃の範囲に５秒以下保持して巻き取った後に冷却速度２〜８℃／秒で７５０℃以下に冷却し、その後巻き取りから１５０秒以上かけて６００℃まで徐冷するようにした技術が開示されている。
特許第４０３１２６７号公報 特許第５３３０１８１号公報
しかし、上記特許文献１、２に記載されたいずれの技術も、特殊な圧延工程を実施しなければならない。このため、特殊な圧延工程を設ける手法ではなく、鋼材の化学成分を調整することで、フェライト脱炭の発生及びベイナイトの生成を回避し、ひいては線材圧延性に優れることとなる高強度ばね鋼の開発が望まれていた。
本発明は以上のような事情を背景としてなされたものであり、その目的はフェライト脱炭の発生及びベイナイトの生成が回避されるように鋼材の化学成分を調整することより、線材圧延性に優れた高強度ばね鋼を提供することにある。
課題を解決するための手段及び発明の効果
上記目的を達成するために本発明の高強度ばね鋼は、質量％で、Ｃ：０．４０〜０．６５％、Ｓｉ：１．２０〜２．８０％、Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｕ：０．４０％以下、Ｎｉ：０．８０％以下、Ｃｒ：０．７０％以下、Ｔｉ：０．０６０〜０．１４０％、Ａｌ：０．１０％以下、Ｎ：０．０１０％以下、Ｏ：０．００１５％以下、を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ所定の化学成分の含有質量％が下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする。
Ｘ１＝０．１４×［Ｓｉ］−０．１１×［Ｍｎ］−０．０５×［Ｃｕ］
−０．１１×［Ｎｉ］−０．０３×［Ｃｒ］＋０．０２≦０．２…式（１）
Ｘ２＝（α−５００）／β≧３．０ …式（２）
α＝９１２−２３１×［Ｃ］＋３２×［Ｓｉ］−２０×［Ｍｎ］
−４０×［Ｃｕ］−１８×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］
β＝１０^（０．３２２−０．５３８×［Ｃ］＋０．０１８×［Ｓｉ］
＋１．２９４×［Ｍｎ］＋０．６９３×［Ｃｕ］＋０．６０９×［Ｎｉ］
＋０．８４７×［Ｃｒ］）
Ｘ３＝３１×［Ｃ］＋２．３×［Ｓｉ］＋２．３×［Ｍｎ］
＋１．２５×［Ｃｕ］＋２．６８×［Ｎｉ］＋３．５７×［Ｃｒ］
−６×［Ｔｉ］≧２４ …式（３）
本発明の発明者らは、フェライト脱炭深さとそれに対する鋼材の各化学成分の寄与度を数値化したパラメータ（Ｘ１）との関係を定式化できること（式（１））、線材圧延後に通常の冷却速度で冷却した場合におけるベイナイト生成とそれに対する鋼材の各化学成分の寄与度を数値化したパラメータ（Ｘ２）との関係を定式化できること（式（２））、４００℃で焼戻し処理を施した場合における硬さとそれに対する鋼材の各化学成分の寄与度を数値化したパラメータ（Ｘ３）との関係を定式化できること（式（３））、を見出した。すなわち、上記式（１）〜（３）を満たすように鋼材の各化学成分の含有量を調整することで、線材圧延性に優れた高強度ばね鋼を得ることができる。
式（１）の条件を説明するためのグラフ。 式（２）の条件を説明するためのグラフ。 式（３）の条件を説明するためのグラフ。 Ｔｉ含有量の下限を０．０６０質量％とした根拠を示すグラフ。
以下、本発明の高強度ばね鋼における各化学成分（元素）の組成限定理由及び限定条件について説明する。
（１）Ｃ：０．４０〜０．６５％
Ｃはばね鋼の強度を確保するための必須元素である。Ｃ含有量が０．４０％未満では所望のばね強度が得られない一方、０．６５％を超えて添加すると靭性及び疲労特性の低下を招くため、上限を０．６５％とする。好ましくは０．４５〜０．６０％である。
（２）Ｓｉ：１．２０〜２．８０％
Ｓｉはばね鋼の耐へたり性を高めるのに有効な元素である。このために１．２０％以上添加する。ただし、２．８０％を超えて添加すると靭性の低下のみならずフェライト脱炭が生じやすくなるので、上限を２．８０％とする。好ましくは１．５０超〜２．５０％、更に好ましくは２．００超〜２．５０％である。
（３）Ｍｎ：０．３０〜１．２０％
ＭｎはＭｎＳの形で靭性劣化元素であるＳを固定する働きをする。また、焼入れ性を改善する働きもする。これらのために０．３０％以上添加する。ただし、１．２０％を超えて添加すると靭性の低下を招くので、上限を１．２０％とする。好ましくは０．５０超〜１．１０％、更に好ましくは１．００％未満である。
（４）Ｐ：０．０２０％以下
Ｐは結晶粒界を脆化させるため、その含有量の最小化が求められる。０．０２０％以下の含有量であれば粒界強度低下の効果は軽微である一方、含有量を極度に抑制することは精錬プロセスの延長を招き、コスト増を伴うため工業上好ましくない。
（５）Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは不可避に鋼中に存在し、上記したようにＭｎと結合して応力集中の起点となるＭｎＳ介在物を生成する。過度の含有はＭｎＳ介在物の量を増加させ、ひいては疲労強度の低下を招く。ただし、０．０２０％以下の含有量であれば疲労強度の低下は極めて軽微である。
（６）Ｃｕ：０．４０％以下
Ｃｕは耐食性を改善するのに有効な元素である。また、フェライト脱炭の防止にも有効である。好ましくは０．２０〜０．３７％である。
（７）Ｎｉ：０．８０％以下
Ｎｉは耐食性を改善するのに有効な元素である。また、フェライト脱炭の防止にも有効である。ただし、コストの増加を招くので、上限を０．８０％とする。好ましくは０．５０〜０．７５％である。
（８）Ｃｒ：０．７０％以下
Ｃｒは耐食性を改善するのに有効な元素である。また、焼入れ性の調整にも有効である。ただし、過度の添加は形成される腐食ピットが鋭利になるので、上限を０．７０％とする。好ましくは０．２０〜０．５０％である。
（９）Ｔｉ：０．０６０〜０．１４０％
Ｔｉは炭化物を形成しやすい元素である。Ｔｉ系の炭化物は結晶粒微細化に寄与し、疲労特性、遅れ破壊特性、耐へたり性を向上させる。これらのために０．０６０％以上添加する。ただし、０．１４０％を超えるとその効果は飽和し、却って圧延性を低下させるので、上限を０．１４０％とする。好ましくは０．０８０〜０．１２０％である。Ｔｉ含有量の下限を０．０６０％に設定した理由については後述する。
（１０）Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは溶鋼処理時の脱酸剤として作用する元素である。ただし、０．１０％を超えて添加すると介在物が増加し、却って疲労強度の低下を招くため、上限を０．１０％とする。
（１１）Ｎ：０．０１０％以下
ＮはＴｉと結合して窒化物を形成し、疲労強度の低下を招くため、上限を０．０１０％とする。
（１２）Ｏ：０．００１５％以下
Ｏは酸化物系の介在物を生成するため、０．００１５％以下とするのが望ましい。
（１３）残部：Ｆｅ及び不可避不純物
なお、表１ではＦｅ及び不可避不純物の記載を省略してある。
（１４）下記式（１）を満たすこと
Ｘ１＝０．１４×［Ｓｉ］−０．１１×［Ｍｎ］−０．０５×［Ｃｕ］
−０．１１×［Ｎｉ］−０．０３×［Ｃｒ］＋０．０２≦０．２…式（１）
式（１）の妥当性を検討するためフェライト脱炭模擬試験を行った。この模擬試験では、表１に示す化学成分の鋼を溶製して鋼種毎に熱間圧延を行い、２２ｍｍφの棒材とし、その後１４ｍｍφ×２０ｍｍに機械加工を施した試料に対して９００℃、１００分間保持の条件で加熱処理し、油冷を施した。そして、加熱処理後の試料においてフェライト脱炭深さを測定した。表１及び図１にその結果を示す。
Figure 2016074949
図１は、フェライト脱炭深さを縦軸とし、式（１）中のＸ１を横軸として、鋼種毎に得られた座標データをプロットしたものである。Ｘ１は所定の化学成分（Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ）に各々独自の係数を乗算した各成分項を加算あるいは減算した多項式からなり、図１から明らかなようにフェライト脱炭深さとほぼ線形の対応関係をなしている。
一方、上記とは別に、鋼種毎に溶製、分塊圧延を行った後、引き続いて実機を用いて圧延温度９００℃で線材圧延（１３．５ｍｍφ）を行った。この時の冷却速度は０．５℃／秒とした。そして、各線材圧延材におけるフェライト脱炭の実績、すなわちフェライト脱炭が生じているか（フェライト脱炭有り）、生じていないか（フェライト脱炭無し）を判定した。判定の結果は、図１に示された鋼種毎の座標データにおいて、「フェライト脱炭無し」を白丸で示し、「フェライト脱炭有り」を黒丸で示した。なお、表１では、「フェライト脱炭無し」を白丸で示し、「フェライト脱炭有り」を「×」で示してある。
図１に示されるように、フェライト脱炭深さを式（１）のＸ１で整理することが妥当であることが分かる。そして、実際の線材圧延時におけるフェライト脱炭の実績に鑑みて、フェライト脱炭有り無しを判定するためのＸ１の閾値を０．２に決定した。つまり、Ｘ１を０．２以下に設定することで、フェライト脱炭無しの組織を得ることができる。
（１５）下記式（２）を満たすこと
Ｘ２＝（α−５００）／β≧３．０ …式（２）
α＝９１２−２３１×［Ｃ］＋３２×［Ｓｉ］−２０×［Ｍｎ］
−４０×［Ｃｕ］−１８×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］
β＝１０^（０．３２２−０．５３８×［Ｃ］＋０．０１８×［Ｓｉ］
＋１．２９４×［Ｍｎ］＋０．６９３×［Ｃｕ］＋０．６０９×［Ｎｉ］
＋０．８４７×［Ｃｒ］）
式（２）の妥当性を検討するために、上記と同様、鋼種毎に分塊圧延を行った後、実機を用いて圧延温度９００℃で線材圧延（１３．５ｍｍφ）を行った。この場合、１．５℃／秒と０．５℃／秒の二つの冷却速度で実施した。そして、各線材圧延材におけるベイナイト生成の実績、すなわちベイナイトが生じているか（ベイナイト生成有り）、生じていないか（ベイナイト生成無し）を判定した。なお、表１及び図２には、冷却速度の単位を℃／ｓと表示してある。
表１及び図２にその結果を示す。図２は、冷却速度を縦軸とし、式（２）中のＸ２を横軸として、鋼種毎に得られた座標データをプロットしたものである。Ｘ２はα、βを変数として含むが、等式自体の考え方は公知である（例えば、「まてりあ 第３６巻第６号（１９９７） Ｐ６０３〜６０８」参照）。αは所定の化学成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ）に各々独自の係数を乗算した各成分項を加算あるいは減算した多項式からなり、βはそのような多項式を１０のベキ指数としたものである。そして、図２に示されるように、実際の線材圧延時におけるベイナイト生成の実績に鑑みて、ベイナイト生成有り無しを判定するためのＸ２の閾値を３．０に決定した。つまり、Ｘ２を３．０以上に設定することで、通常実施される冷却速度の範囲内であれば、ベイナイト生成無しの組織を得ることができる。
（１６）下記式（３）を満たすこと
Ｘ３＝３１×［Ｃ］＋２．３×［Ｓｉ］＋２．３×［Ｍｎ］
＋１．２５×［Ｃｕ］＋２．６８×［Ｎｉ］＋３．５７×［Ｃｒ］
−６×［Ｔｉ］≧２４ …式（３）
式（３）の妥当性を検討するために、鋼種毎に溶製、熱間鍛造を行い、２２ｍｍφの棒鋼とし、その後２０ｍｍφ×１０ｍｍに機械加工を施した試料に対して９５０℃、６０分間保持後、油焼入れを実施し、続いて４００℃、３０分間保持後、空冷する条件で焼戻し後の硬さ（ＨＲＣ）を測定した。
表１及び図３にその結果を示す。図３は、硬さを縦軸とし、式（３）中のＸ３を横軸として、鋼種毎に得られた座標データをプロットしたものである。Ｘ３は所定の化学成分（Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｎｉ，Ｃｒ，Ｔｉ）に各々独自の係数を乗算した各成分項を加算あるいは減算した多項式からなる。
図３に示されるように、硬さを式（３）のＸ３で整理することが妥当であることが分かる。そして、本発明における高強度ばね鋼では、焼戻し温度を４００℃とした場合に、少なくとも硬さ５３．０（ＨＲＣ）が得られるよう、Ｘ３の閾値を２４．０に決定した。つまり、Ｘ３を２４．０以上に設定することで、焼戻し温度を４００℃とした場合の硬さを５３．０（ＨＲＣ）以上とする高強度の組織を得ることができる。
（その他）Ｔｉ含有量の下限を０．０６０％とした理由
上記した熱間鍛造後に９５０℃より焼入れ、４００℃焼戻しを実施した試料において、オーステナイト結晶粒度試験方法（ＪＩＳ Ｇ ０５５１）により結晶粒度（オーステナイト結晶粒度）を測定した。表１及び図４にその結果（結晶粒度番号）を示す。図４は、結晶粒度番号を縦軸とし、Ｔｉ含有量を横軸として、鋼種毎に得られた座標データをプロットしたものである。
オーステナイト結晶粒度は、各種特性（疲労特性、遅れ破壊特性、へたり性）に影響を及ぼすものであり、一般に微細にすることで、上記各特性を向上させることができる。本発明における高強度ばね鋼では、焼入れ・焼戻し後の結晶粒度が９番以上となるよう、図４に基づいてＴｉ含有量の下限を０．０６０に決定した。つまり、Ｔｉ含有量を０．０６０％以上に設定することで、結晶粒度番号が９番以上の微細化した組織を得ることができる。
表１に、各鋼種（実施例１〜１２、比較例１〜１７）に対応する式（１）〜（３）の計算結果、測定結果及び判定結果を示す。実施例１〜１２に示されるように、各化学成分が所定の範囲にあり、しかも式（１）〜（３）を満たすことにより、線材圧延性に優れた高強度ばね鋼、すなわち線材圧延時においてフェライト脱炭もベイナイト生成も無く、４００℃焼戻し硬さが５３．０以上、かつ結晶粒度番号が９番以上となる鋼を得ることができる。
他方、比較例１，６，１０，１１，１４，１５，１７は式（３）を満たさないため、４００℃焼戻し硬さが５３．０ＨＲＣを下回ることとなった。また、比較例４〜１１は式（１）を満たさないため、線材圧延時にてフェライト脱炭が発生することとなった。
また、比較例２，３，１５〜１７はＴｉ含有量の下限が０．０６０質量％を下回ったため、結晶粒度番号が９番を下回ることとなった。さらに、比較例１０，１２〜１４は式（２）を満たさないため、線材圧延時にてベイナイトが生成することとなった。
以上の説明からも明らかなように、本発明によれば、線材圧延性に優れた高強度ばね鋼を得ることができる。なお、本発明は上記実施例に限らず、その趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えた態様で実施することが可能である。

Claims (4)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．４０〜０．６５％、
    Ｓｉ：１．２０〜２．８０％、
    Ｍｎ：０．３０〜１．２０％、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｃｕ：０．４０％以下、
    Ｎｉ：０．８０％以下、
    Ｃｒ：０．７０％以下、
    Ｔｉ：０．０６０〜０．１４０％、
    Ａｌ：０．１０％以下、
    Ｎ：０．０１０％以下、
    Ｏ：０．００１５％以下、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、かつ所定の化学成分の含有質量％が下記式（１）〜（３）を満たすことを特徴とする線材圧延性に優れた高強度ばね鋼。
    Ｘ１＝０．１４×［Ｓｉ］−０．１１×［Ｍｎ］−０．０５×［Ｃｕ］
    −０．１１×［Ｎｉ］−０．０３×［Ｃｒ］＋０．０２≦０．２…式（１）
    Ｘ２＝（α−５００）／β≧３．０ …式（２）
    α＝９１２−２３１×［Ｃ］＋３２×［Ｓｉ］−２０×［Ｍｎ］
    −４０×［Ｃｕ］−１８×［Ｎｉ］−１５×［Ｃｒ］
    β＝１０^（０．３２２−０．５３８×［Ｃ］＋０．０１８×［Ｓｉ］
    ＋１．２９４×［Ｍｎ］＋０．６９３×［Ｃｕ］＋０．６０９×［Ｎｉ］
    ＋０．８４７×［Ｃｒ］）
    Ｘ３＝３１×［Ｃ］＋２．３×［Ｓｉ］＋２．３×［Ｍｎ］
    ＋１．２５×［Ｃｕ］＋２．６８×［Ｎｉ］＋３．５７×［Ｃｒ］
    −６×［Ｔｉ］≧２４ …式（３）
  2. 質量％で、
    Ｂ：０．０００５〜０．００５０％
    をさらに含むことを特徴とする請求項１に記載の線材圧延性に優れた高強度ばね鋼。
  3. ４００℃焼戻し硬さが５３．０ＨＲＣ以上に設定されていることを特徴とする請求項１又は２に記載の線材圧延性に優れた高強度ばね鋼。
  4. 結晶粒度番号が９番以上に設定されていることを特徴とする請求項１ないし３のいずれか１項に記載の線材圧延性に優れた高強度ばね鋼。
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