JP2650225B2 - ばね用鋼 - Google Patents
ばね用鋼Info
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Description
【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） この発明は、自動車、航空機、各種産業機械等におい
て使用される高強度ばねの製造に適用されるばね用鋼に
関する。
て使用される高強度ばねの製造に適用されるばね用鋼に
関する。
（従来の技術） 内燃機関等に使用される弁ばねは150℃近傍の温度下
で使用されることが多く、しかも、高速圧縮による繰り
返し荷重を受けており、最も苛酷な使い方をされるばね
のひとつである。従来、内燃機関のばねに使用されるば
ね用鋼としては、例えばオイルテンパー線が一般的であ
り、日本工業規格（JIS）においても、SWO−Ｖ（弁ばね
用炭素鋼オイルテンパー線;JIS G3561）、SWOCV−Ｖ
（弁ばね用クロムバナジウム鋼オイルテンパー線;JIS G
3565）、SWOSC−Ｖ（弁ばね用シリコンクロム鋼オイル
テンパー線;JIS G3566）が規定されている。
で使用されることが多く、しかも、高速圧縮による繰り
返し荷重を受けており、最も苛酷な使い方をされるばね
のひとつである。従来、内燃機関のばねに使用されるば
ね用鋼としては、例えばオイルテンパー線が一般的であ
り、日本工業規格（JIS）においても、SWO−Ｖ（弁ばね
用炭素鋼オイルテンパー線;JIS G3561）、SWOCV−Ｖ
（弁ばね用クロムバナジウム鋼オイルテンパー線;JIS G
3565）、SWOSC−Ｖ（弁ばね用シリコンクロム鋼オイル
テンパー線;JIS G3566）が規定されている。
これらのオイルテンパー線は鋼線を連続加熱炉によっ
て連続的に焼入れ焼きもどしを行い、所要の強度に調整
している。そして、高い疲労強度が要求される場合に
は、この鋼に窒化あるいは軟窒化処理を施し、表面硬度
を高めて疲労強度の改善を図っている。
て連続的に焼入れ焼きもどしを行い、所要の強度に調整
している。そして、高い疲労強度が要求される場合に
は、この鋼に窒化あるいは軟窒化処理を施し、表面硬度
を高めて疲労強度の改善を図っている。
（発明が解決しようとする問題点） ところが最近の内燃機関の開発動向をみると、従来よ
りもさらに高出力であってしかも軽量であることが要求
されてきている。そのため、弁ばねにおいても、より一
層高強度化、長寿命化が要求されている。
りもさらに高出力であってしかも軽量であることが要求
されてきている。そのため、弁ばねにおいても、より一
層高強度化、長寿命化が要求されている。
弁ばねの高強度化を図るには焼もどし温度を低く設定
して線材の硬さを増せばよいが、疲労強度を高めるため
の窒化処理は500℃前後の雰囲気中で行われるので線材
熱処理時の焼もどし温度を低く設定しても窒化処理時に
線材内部の硬さが低下してしまい、窒化処理を行う弁ば
ねにおいては窒化処理温度により弁ばねの強度が規定さ
れることになる。窒化処理に伴う母材中心部の硬度低下
を阻止するには、500℃焼もどし後の中心部硬さが少な
くともＨRC45以上でなければならないが、従来のばね用
鋼ではこの条件を満たさず、高強度化が図れないという
問題があった。
して線材の硬さを増せばよいが、疲労強度を高めるため
の窒化処理は500℃前後の雰囲気中で行われるので線材
熱処理時の焼もどし温度を低く設定しても窒化処理時に
線材内部の硬さが低下してしまい、窒化処理を行う弁ば
ねにおいては窒化処理温度により弁ばねの強度が規定さ
れることになる。窒化処理に伴う母材中心部の硬度低下
を阻止するには、500℃焼もどし後の中心部硬さが少な
くともＨRC45以上でなければならないが、従来のばね用
鋼ではこの条件を満たさず、高強度化が図れないという
問題があった。
本発明は斯かる問題点を解決するためになされたもの
で、疲労強度を確保するための窒化処理を行ってもばね
の高強度化が図れるばね用鋼を提供することを目的とす
る。
で、疲労強度を確保するための窒化処理を行ってもばね
の高強度化が図れるばね用鋼を提供することを目的とす
る。
（問題点を解決するための手段） 本発明者等は、ばね材の結晶粒度を細かくすると降伏
点を高めるように作用し、ばねの耐へたり性が向上する
こと、及びある種の化学組成を有するばね鋼は500℃前
後の窒化処理温度における焼もどし２次硬化が顕著であ
り、この焼もどし２次硬化を利用すればばね材の内部硬
さが改善されることを見出した。本発明は斯かる知見に
基づくもので、本発明によるばね用鋼は、重量％でC:0.
40〜0.75％、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.5〜1.5％、Cr:0.1〜
5.0％、Mo:0.1〜1.0％、V:0.4％を超え2.0％以下を含有
し、残部Fe及び不純物から成る窒化処理をするばね用鋼
であって、500℃焼きもどし後の硬さがＨRC45以上を満
たして窒化処理に伴う硬度低下を阻止し、且つ、降伏比
0.95以上を満たすことを特徴としている。又、必要に応
じ、上記合金組成の不純物の内［Ｏ］:0.0015％以下、
〔Ｎ〕:0.005％以下、Ti:0.005％以下、Al:0.01％以下
に規制するものである。
点を高めるように作用し、ばねの耐へたり性が向上する
こと、及びある種の化学組成を有するばね鋼は500℃前
後の窒化処理温度における焼もどし２次硬化が顕著であ
り、この焼もどし２次硬化を利用すればばね材の内部硬
さが改善されることを見出した。本発明は斯かる知見に
基づくもので、本発明によるばね用鋼は、重量％でC:0.
40〜0.75％、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.5〜1.5％、Cr:0.1〜
5.0％、Mo:0.1〜1.0％、V:0.4％を超え2.0％以下を含有
し、残部Fe及び不純物から成る窒化処理をするばね用鋼
であって、500℃焼きもどし後の硬さがＨRC45以上を満
たして窒化処理に伴う硬度低下を阻止し、且つ、降伏比
0.95以上を満たすことを特徴としている。又、必要に応
じ、上記合金組成の不純物の内［Ｏ］:0.0015％以下、
〔Ｎ〕:0.005％以下、Ti:0.005％以下、Al:0.01％以下
に規制するものである。
（成分限定理由） 次に、本発明のばね用鋼の成分範囲（重量％）の限定
理由を説明する。
理由を説明する。
Ｃ（炭素）は鋼の強度を高めるのに有効な元素である
が、0.40％未満ではばねとしての必要な強度を得ること
ができず、0.75％を超えると網状のセメンタイトが出や
すくなり、ばねの疲労強度が損なわれるので、0.40〜0.
75％の範囲とした。
が、0.40％未満ではばねとしての必要な強度を得ること
ができず、0.75％を超えると網状のセメンタイトが出や
すくなり、ばねの疲労強度が損なわれるので、0.40〜0.
75％の範囲とした。
Si（けい素）はフェライト中に固溶することにより鋼
の強度を向上し、ばねの耐へたり性を向上させるのに有
効な元素であるが、1.0％未満ではばねとして必要な耐
へたり性を得ることができず、3.0％を超えると靭性が
劣化し、且つ熱処理により遊離炭素を生じる恐れがある
ため、1.0〜3.0％の範囲とした。
の強度を向上し、ばねの耐へたり性を向上させるのに有
効な元素であるが、1.0％未満ではばねとして必要な耐
へたり性を得ることができず、3.0％を超えると靭性が
劣化し、且つ熱処理により遊離炭素を生じる恐れがある
ため、1.0〜3.0％の範囲とした。
Mn（マンガン）は鋼の脱酸に有効であると共に鋼の焼
入性を向上させるのに有効な元素であり、このためには
0.5％以上含有させることが必要である。しかし、1.5％
を超えると焼入性が過大になって靭性を劣化すると共に
焼入れ時の変形の原因となりやすいので、0.5〜1.5％の
範囲とした。
入性を向上させるのに有効な元素であり、このためには
0.5％以上含有させることが必要である。しかし、1.5％
を超えると焼入性が過大になって靭性を劣化すると共に
焼入れ時の変形の原因となりやすいので、0.5〜1.5％の
範囲とした。
Cr（クロム）は高炭素鋼の脱炭およい黒鉛化を防止す
るのに有効な元素であるが、0.1％未満ではこれらの効
果を十分に期待することができず、5.0％を超えると靭
性が劣化するので、0.1〜5.0％の範囲とした。
るのに有効な元素であるが、0.1％未満ではこれらの効
果を十分に期待することができず、5.0％を超えると靭
性が劣化するので、0.1〜5.0％の範囲とした。
Mo（モリブデン）はばねの耐へたり性を改善するのに
有効な元素であり、0.1％未満ではそのような効果が十
分に得られず、また1.0％を超えるとその効果が飽和し
かつオーステナイト中に溶解されない複合炭化物が形成
される。そして、この複合炭化物の量が増加して大きな
塊状となった場合には、非金属介在物と同等の害をもた
らすので鋼の疲労強度を低下させる恐れがある。したが
って、Moは0.1〜1.0％の範囲とした。
有効な元素であり、0.1％未満ではそのような効果が十
分に得られず、また1.0％を超えるとその効果が飽和し
かつオーステナイト中に溶解されない複合炭化物が形成
される。そして、この複合炭化物の量が増加して大きな
塊状となった場合には、非金属介在物と同等の害をもた
らすので鋼の疲労強度を低下させる恐れがある。したが
って、Moは0.1〜1.0％の範囲とした。
Ｖ（バナジウム）は低温圧延時における結晶粒微細化
効果が大きく、ばね特性の向上および信頼性の増大を得
ることができ、また焼入れ・焼もどし時の析出硬化にも
寄与する元素であり、このような硬化を得るためには0.
4％を超えて含有させることが必要である。しかし、2.0
％を超えると靭性が劣化すると共にばね特性を低下させ
るので、0.4％を超え2.0％以下の範囲とした。
効果が大きく、ばね特性の向上および信頼性の増大を得
ることができ、また焼入れ・焼もどし時の析出硬化にも
寄与する元素であり、このような硬化を得るためには0.
4％を超えて含有させることが必要である。しかし、2.0
％を超えると靭性が劣化すると共にばね特性を低下させ
るので、0.4％を超え2.0％以下の範囲とした。
又、不純物中の〔Ｏ〕，〔Ｎ〕,Ti,Alはばね鋼の疲労
強度に影響を与え有害なものであり、〔Ｏ〕は酸化物形
の介在物を生成し、これが疲労破壊の起点となりやすい
ので、使用目的等に応じてその上限を0.0015％に規制す
ることも望ましく、〔Ｎ〕及びTiはTiN系の介在物を生
成して鋼の疲労強度を低下させるので、使用目的等に応
じてその上限を夫々0.005％に規制することも望まし
い。又、A1は前記酸素原子と結び付いてA1酸化物を生成
して鋼の疲労強度を低下させるので、使用目的等に応じ
てその上限を0.01％に規制することも望ましい。
強度に影響を与え有害なものであり、〔Ｏ〕は酸化物形
の介在物を生成し、これが疲労破壊の起点となりやすい
ので、使用目的等に応じてその上限を0.0015％に規制す
ることも望ましく、〔Ｎ〕及びTiはTiN系の介在物を生
成して鋼の疲労強度を低下させるので、使用目的等に応
じてその上限を夫々0.005％に規制することも望まし
い。又、A1は前記酸素原子と結び付いてA1酸化物を生成
して鋼の疲労強度を低下させるので、使用目的等に応じ
てその上限を0.01％に規制することも望ましい。
（実施例） 次に、本発明の実施例を比較例とともに説明する。
第１表は本発明鋼の実施化学成分例及び比較鋼の化学
成分を示す。
成分を示す。
従来、ばね鋼の高強度化を判定する尺度としては、実
際にばねを成形してこれを所定の荷重で所定時間締め付
けておき、締め付け前後のへたり量で判定する方法があ
る。このへたり量は材料の硬さと強い相関があり、材料
の硬さが高くなる程へたり量は少なくなる傾向を示す。
一方、引張強さと硬さとの間にも強い相関のあることが
知られている。従って、ばねのへたり量を測定する代わ
りに焼もどし２次硬化特性を比較することによってばね
の高強度化の程度を評価した。次にばねの適用可否を評
価するために、各供試鋼の焼入れ硬さと焼入れ温度との
関係、オーステナイト結晶粒度と焼入れ温度との関係、
更に、各供試鋼の500℃焼もどししたものの降伏比（σ
0.2／σＢ）、耐久限（σWB、kg f/mm2）を夫々比較す
ることにした。
際にばねを成形してこれを所定の荷重で所定時間締め付
けておき、締め付け前後のへたり量で判定する方法があ
る。このへたり量は材料の硬さと強い相関があり、材料
の硬さが高くなる程へたり量は少なくなる傾向を示す。
一方、引張強さと硬さとの間にも強い相関のあることが
知られている。従って、ばねのへたり量を測定する代わ
りに焼もどし２次硬化特性を比較することによってばね
の高強度化の程度を評価した。次にばねの適用可否を評
価するために、各供試鋼の焼入れ硬さと焼入れ温度との
関係、オーステナイト結晶粒度と焼入れ温度との関係、
更に、各供試鋼の500℃焼もどししたものの降伏比（σ
0.2／σＢ）、耐久限（σWB、kg f/mm2）を夫々比較す
ることにした。
そこで、第１表に示す化学成分の各鋼を50kg真空誘導
炉で溶解した後造塊し、径65mm鋼片に鍛伸し、これを更
に径12mm長さ5000mmに棒材圧延して、各供試鋼を製造し
た。次いで、これらの各供試鋼から後述する種々の試験
に適した試験片を切り出し、後述の熱処理等を施して試
験片に仕上げた。
炉で溶解した後造塊し、径65mm鋼片に鍛伸し、これを更
に径12mm長さ5000mmに棒材圧延して、各供試鋼を製造し
た。次いで、これらの各供試鋼から後述する種々の試験
に適した試験片を切り出し、後述の熱処理等を施して試
験片に仕上げた。
第１図及び第２図は本発明鋼No.1〜９及び比較鋼No.1
0の焼入れ硬さ（ＨRC）と焼入れ温度、及びオーステナ
イト結晶粒度（Go）と焼入れ温度との関係を示し、供試
片を焼入れ温度850〜1100℃×30分で加熱後油冷してこ
れらの関係を調べた。
0の焼入れ硬さ（ＨRC）と焼入れ温度、及びオーステナ
イト結晶粒度（Go）と焼入れ温度との関係を示し、供試
片を焼入れ温度850〜1100℃×30分で加熱後油冷してこ
れらの関係を調べた。
第１図において、本発明鋼のNo.1,5,9を除き他のもの
は経済的焼入れ温度である850〜900℃で略一定の硬さに
飽和し、特に高温に焼入れする必要もなく、比較鋼と同
程度乃至はそれ以上の硬さが得られる。No.1,5,9の本発
明鋼の硬さが飽和する焼入れ温度は他の発明鋼に比べて
高いが、後述する所定の焼もどし硬さを得るにはこれら
の発明鋼No.1,5,9を900〜1000℃に焼入れしておけばよ
い。
は経済的焼入れ温度である850〜900℃で略一定の硬さに
飽和し、特に高温に焼入れする必要もなく、比較鋼と同
程度乃至はそれ以上の硬さが得られる。No.1,5,9の本発
明鋼の硬さが飽和する焼入れ温度は他の発明鋼に比べて
高いが、後述する所定の焼もどし硬さを得るにはこれら
の発明鋼No.1,5,9を900〜1000℃に焼入れしておけばよ
い。
オーステナイト結晶粒度GoはJIS G 0551に規定の酸化
法により測定した。第２図より明らかなように、本発明
鋼はいずれも、経済的焼入れ温度である900℃以下の温
度で粒度番号Goで10以上の値を示し、比較鋼に比べ粒度
番号Goにして略２程度結晶粒が細かい。微細な結晶粒は
ばねの必要特性である耐へたり性に対して有利に作用す
る。
法により測定した。第２図より明らかなように、本発明
鋼はいずれも、経済的焼入れ温度である900℃以下の温
度で粒度番号Goで10以上の値を示し、比較鋼に比べ粒度
番号Goにして略２程度結晶粒が細かい。微細な結晶粒は
ばねの必要特性である耐へたり性に対して有利に作用す
る。
第３図乃至第６図は各供試鋼の焼もどし温度に対する
硬さ特性を示す。
硬さ特性を示す。
第３図は焼もどし硬さに対するＣ含有量の影響を調べ
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（C:0.66％）に対してＣの含有量を重量％で本発明
の規定範囲内の0.40％（No.1）、0.73％（No.3）に変化
させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷し
て試験片とした。本発明鋼はＣ量の増加に伴い硬さが増
加するとともに、窒化処理温度の500℃近傍で焼もどし
２次硬化が見られ、所要の硬さ45HRC以上の条件を満た
している。一方、比較鋼である供試鋼No.10は窒化処理
温度の500℃近傍で硬さ45HRC以上の条件を満たさず、比
較鋼ではその窒化橇後に必要な内部硬さを確保すること
が出来ない。尚、供試鋼No.1の焼入れ温度は1000℃であ
り、他の供試鋼及び比較鋼No.10の焼入れ温度は900℃で
ある。No.1の供試鋼は、その焼入れ温度が高くなること
を我慢すれば500℃の窒化処理をしても十分な内部硬さ
を得ることが出来る。
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（C:0.66％）に対してＣの含有量を重量％で本発明
の規定範囲内の0.40％（No.1）、0.73％（No.3）に変化
させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷し
て試験片とした。本発明鋼はＣ量の増加に伴い硬さが増
加するとともに、窒化処理温度の500℃近傍で焼もどし
２次硬化が見られ、所要の硬さ45HRC以上の条件を満た
している。一方、比較鋼である供試鋼No.10は窒化処理
温度の500℃近傍で硬さ45HRC以上の条件を満たさず、比
較鋼ではその窒化橇後に必要な内部硬さを確保すること
が出来ない。尚、供試鋼No.1の焼入れ温度は1000℃であ
り、他の供試鋼及び比較鋼No.10の焼入れ温度は900℃で
ある。No.1の供試鋼は、その焼入れ温度が高くなること
を我慢すれば500℃の窒化処理をしても十分な内部硬さ
を得ることが出来る。
第４図は焼もどし硬さに対するCr含有量の影響を調べ
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（Cr:0.50％）に対してCrの含有量を重量％で本発
明の規定範囲内の1.01％（No.4）、4.00％（No.5）に変
化させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷
して試験片とした。尚、供試験鋼No.5の焼入れ温度は10
00℃であり、他の供試鋼及び比較鋼No.10の焼入れ温度
は900℃である。本発明鋼のいずれの供試鋼も窒化処理
温度の500℃近傍で所要の硬さ45HRC以上の条件を満たし
ている。No.5の供試鋼500℃の焼もどし温度で焼もどし
２次硬化が顕著であり、その焼入れ温度が高くなること
を我慢すれば、550〜600℃の高温で窒化処理をしても十
分な内部硬さが得られる。
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（Cr:0.50％）に対してCrの含有量を重量％で本発
明の規定範囲内の1.01％（No.4）、4.00％（No.5）に変
化させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷
して試験片とした。尚、供試験鋼No.5の焼入れ温度は10
00℃であり、他の供試鋼及び比較鋼No.10の焼入れ温度
は900℃である。本発明鋼のいずれの供試鋼も窒化処理
温度の500℃近傍で所要の硬さ45HRC以上の条件を満たし
ている。No.5の供試鋼500℃の焼もどし温度で焼もどし
２次硬化が顕著であり、その焼入れ温度が高くなること
を我慢すれば、550〜600℃の高温で窒化処理をしても十
分な内部硬さが得られる。
第５図は焼もどし硬さに対するMo含有量の影響を調べ
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（Mo:0.16％）に対してMoの含有量を重量％で本発
明の規定範囲内の0.30％（No.6）、1.00％（No.7）に変
化させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷
して試験片とした。尚、各供試鋼は900℃で焼入れして
ある。Moの場合にもMo量の増加に伴い窒化処理温度の50
0℃近傍で焼もどし２次硬化が顕著であり、550〜600℃
の高温で窒化処理をしても十分な内部硬さが得られる。
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（Mo:0.16％）に対してMoの含有量を重量％で本発
明の規定範囲内の0.30％（No.6）、1.00％（No.7）に変
化させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷
して試験片とした。尚、各供試鋼は900℃で焼入れして
ある。Moの場合にもMo量の増加に伴い窒化処理温度の50
0℃近傍で焼もどし２次硬化が顕著であり、550〜600℃
の高温で窒化処理をしても十分な内部硬さが得られる。
第６図は焼もどし硬さに対するＶ含有量の影響を調べ
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（V:0.50％）に対してＶの含有量を重量％で本発明
の規定範囲内の1.00％（No.8）、1.99％（No.8）に変化
させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷し
て試験片とした。尚、No.8及びNo.9の供試鋼を1000℃で
焼入れし、ベース鋼No.2を900℃で夫々焼入れしてあ
る。Ｖの場合にもＶ量の増加に伴い窒化処理温度の500
℃近傍で焼もどし２次硬化が顕著であり、特に、1000℃
で焼入れたNo.9の供試鋼はＶが十分に固溶して焼もどし
２次硬化が顕著であり、550〜600℃の高温で窒化処理を
しても十分な内部硬さが得られる。
たもので、本発明鋼のベース鋼である供試鋼No.2の化学
成分（V:0.50％）に対してＶの含有量を重量％で本発明
の規定範囲内の1.00％（No.8）、1.99％（No.8）に変化
させ、各供試鋼を各焼もどし温度に１時間加熱後空冷し
て試験片とした。尚、No.8及びNo.9の供試鋼を1000℃で
焼入れし、ベース鋼No.2を900℃で夫々焼入れしてあ
る。Ｖの場合にもＶ量の増加に伴い窒化処理温度の500
℃近傍で焼もどし２次硬化が顕著であり、特に、1000℃
で焼入れたNo.9の供試鋼はＶが十分に固溶して焼もどし
２次硬化が顕著であり、550〜600℃の高温で窒化処理を
しても十分な内部硬さが得られる。
第２表は以上の試験結果の内500℃焼もどしのみに着
目して焼もどし硬さ、降伏比（σ0.2／σＢ）及び回転
曲げ疲労試験で求めた耐久限σWBと共に一覧にしたもの
で、No.1〜９の本発明鋼は、比較鋼No.10（SUP12）、比
較鋼No.11（SUP10）、及び比較鋼No.12（SUP7）のいず
れと比べても焼もどし硬さ、降伏比、及び耐久限のいず
れの点においても優れている。
目して焼もどし硬さ、降伏比（σ0.2／σＢ）及び回転
曲げ疲労試験で求めた耐久限σWBと共に一覧にしたもの
で、No.1〜９の本発明鋼は、比較鋼No.10（SUP12）、比
較鋼No.11（SUP10）、及び比較鋼No.12（SUP7）のいず
れと比べても焼もどし硬さ、降伏比、及び耐久限のいず
れの点においても優れている。
次に、本発明鋼の化学成分に含まれる不純物である
〔Ｏ〕、〔Ｎ〕、Al、及びTiの含有量を変化させて、こ
れらの不純物の500℃焼もどし硬さ、降伏比、及び耐久
限に与える影響を調べた。供試鋼No.13は〔Ｏ〕、Alの
含有量を夫々規定範囲内である0.0008％,0.008％に、供
試鋼No.14は〔Ｏ〕、Al、〔Ｎ〕、Tiの含有量を夫々規
定範囲内である0.0008％,0.008％,0.004％,0.003％に、
供試鋼No.15は〔Ｎ〕、Tiの含有量を夫々規定範囲内で
ある0.004％,0.002％に夫々設定してある。これらの不
純物は互いに結び付いて酸化物や窒化物の介在物を生成
し、これらが疲労破壊の起点となり易いために、必要に
応じこれらの不純物の含有量を規制してもよく、これら
の不純物を規制した供試鋼No.13乃至15は規制しないベ
ース鋼No.2に比較して焼もどし硬さ及び降伏比について
は殆ど変わりがないが、耐久限については明確な改善が
見られる。
〔Ｏ〕、〔Ｎ〕、Al、及びTiの含有量を変化させて、こ
れらの不純物の500℃焼もどし硬さ、降伏比、及び耐久
限に与える影響を調べた。供試鋼No.13は〔Ｏ〕、Alの
含有量を夫々規定範囲内である0.0008％,0.008％に、供
試鋼No.14は〔Ｏ〕、Al、〔Ｎ〕、Tiの含有量を夫々規
定範囲内である0.0008％,0.008％,0.004％,0.003％に、
供試鋼No.15は〔Ｎ〕、Tiの含有量を夫々規定範囲内で
ある0.004％,0.002％に夫々設定してある。これらの不
純物は互いに結び付いて酸化物や窒化物の介在物を生成
し、これらが疲労破壊の起点となり易いために、必要に
応じこれらの不純物の含有量を規制してもよく、これら
の不純物を規制した供試鋼No.13乃至15は規制しないベ
ース鋼No.2に比較して焼もどし硬さ及び降伏比について
は殆ど変わりがないが、耐久限については明確な改善が
見られる。
（発明の効果） 以上詳述したように、本発明のばね用鋼に依れば、重
量％でC:0.40〜0.75％、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.5〜1.5
％、Cr:0.1〜5.0％、Mo:0.1〜1.0％、V:0.4％を超え2.0
％以下を含有し、残部Fe及び不純物から成るようにした
ので、500℃焼もどし後の硬さがＨRC45以上の値を示し
て窒化処理に伴う内部硬度低下を阻止し、且つ、降伏比
0.95以上を満たした高強度のばね用鋼が得られるため、
例えば、内燃機関の弁ばね材に適用して、同機関の高回
転・高出力化に対処することを可能にし、高応力及び長
寿命の弁ばねが得られるという優れた効果を奏する。
量％でC:0.40〜0.75％、Si:1.0〜3.0％、Mn:0.5〜1.5
％、Cr:0.1〜5.0％、Mo:0.1〜1.0％、V:0.4％を超え2.0
％以下を含有し、残部Fe及び不純物から成るようにした
ので、500℃焼もどし後の硬さがＨRC45以上の値を示し
て窒化処理に伴う内部硬度低下を阻止し、且つ、降伏比
0.95以上を満たした高強度のばね用鋼が得られるため、
例えば、内燃機関の弁ばね材に適用して、同機関の高回
転・高出力化に対処することを可能にし、高応力及び長
寿命の弁ばねが得られるという優れた効果を奏する。
第１図は本発明鋼の焼入れ温度と硬さとの関係を示すグ
ラフ、第２図は本発明鋼の焼入れ温度とオーステナイト
結晶粒度との関係を示すグラフ、第３図は本発明鋼の化
学成分中Ｃ量の焼もどし硬さに与える影響を調べた、焼
もどし温度と硬さとの関係を示すグラフ、第４図は本発
明鋼の化学成分中Cr量の焼もどし硬さに与える影響を調
べた、焼もどし温度と硬さとの関係を示すグラフ、第５
図は本発明鋼の化学成分中Mo量の焼もどし硬さに与える
影響を調べた、焼もどし温度と硬さとの関係を示すグラ
フ、第６図は本発明鋼の化学成分中Ｖ量の焼もどし硬さ
に与える影響を調べた、焼もどし温度と硬さとの関係を
示すグラフである。
ラフ、第２図は本発明鋼の焼入れ温度とオーステナイト
結晶粒度との関係を示すグラフ、第３図は本発明鋼の化
学成分中Ｃ量の焼もどし硬さに与える影響を調べた、焼
もどし温度と硬さとの関係を示すグラフ、第４図は本発
明鋼の化学成分中Cr量の焼もどし硬さに与える影響を調
べた、焼もどし温度と硬さとの関係を示すグラフ、第５
図は本発明鋼の化学成分中Mo量の焼もどし硬さに与える
影響を調べた、焼もどし温度と硬さとの関係を示すグラ
フ、第６図は本発明鋼の化学成分中Ｖ量の焼もどし硬さ
に与える影響を調べた、焼もどし温度と硬さとの関係を
示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (73)特許権者 999999999 中央発條株式会社 愛知県名古屋市緑区鳴海町字上汐田68番 地 (72)発明者 飯久保 知人 名古屋市緑区青山１丁目28 (72)発明者 伊藤 幸生 四日市市中町９番18号 (56)参考文献 特開 昭58−6923（ＪＰ，Ａ) 特開 昭59−170241（ＪＰ，Ａ) 特公 昭33−6454（ＪＰ，Ｂ１) 特公 昭46−15211（ＪＰ，Ｂ１)
Claims (2)
- 【請求項１】重量％でC:0.40〜0.75％、Si:1.0〜3.0
％、Mn:0.5〜1.5％、Cr:0.1〜5.0％、Mo:0.1〜1.0％、
V:0.4％を超え2.0％以下を含有し、残部Fe及び不純物か
ら成る窒化処理をするばね用鋼であって、500℃焼きも
どし後の硬さがHRC45以上を満たして窒化処理に伴う硬
度低下を阻止し、且つ、降伏比0.95以上を満たすことを
特徴とするばね用鋼。 - 【請求項２】前記不純物中において、［Ｏ］:0.0015％
以下、［Ｎ］:0.005％以下、Ti:0.005％以下、Al:0.01
％以下に規制したことを特徴とする特許請求の範囲第１
項記載のばね用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61018315A JP2650225B2 (ja) | 1986-01-30 | 1986-01-30 | ばね用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP61018315A JP2650225B2 (ja) | 1986-01-30 | 1986-01-30 | ばね用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS62177152A JPS62177152A (ja) | 1987-08-04 |
| JP2650225B2 true JP2650225B2 (ja) | 1997-09-03 |
Family
ID=11968177
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP61018315A Expired - Lifetime JP2650225B2 (ja) | 1986-01-30 | 1986-01-30 | ばね用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2650225B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004087977A1 (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐へたり性及び疲労特性に優れたばね用鋼 |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS62274051A (ja) * | 1986-05-21 | 1987-11-28 | Kobe Steel Ltd | 耐疲労性、耐へたり性に優れた弁ばね用鋼線 |
| JP3998733B2 (ja) * | 1995-10-20 | 2007-10-31 | 日本発条株式会社 | 高耐へたり高耐疲労コイルばね |
| JP5251632B2 (ja) * | 2008-05-13 | 2013-07-31 | 新日鐵住金株式会社 | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材、高強度ボルト及びその製造方法 |
| KR101603485B1 (ko) | 2011-08-18 | 2016-03-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 스프링 강 및 스프링 |
| CN105814226B (zh) * | 2013-12-12 | 2018-01-19 | 爱知制钢株式会社 | Cvt用环部件及其制造方法 |
| JP6410612B2 (ja) * | 2015-01-08 | 2018-10-24 | 日産自動車株式会社 | 窒化部材及びそれを用いた摩擦伝動変速機 |
| KR101819343B1 (ko) * | 2016-07-01 | 2018-01-17 | 주식회사 포스코 | 신선가공성이 우수한 선재 및 그 제조방법 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6041686B2 (ja) * | 1981-07-07 | 1985-09-18 | 愛知製鋼株式会社 | 耐へたり性の優れたばね用鋼の製造法 |
| JPS59170241A (ja) * | 1983-03-18 | 1984-09-26 | Daido Steel Co Ltd | 高強度・高靭性ばね用鋼 |
-
1986
- 1986-01-30 JP JP61018315A patent/JP2650225B2/ja not_active Expired - Lifetime
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004087977A1 (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐へたり性及び疲労特性に優れたばね用鋼 |
| US7615186B2 (en) | 2003-03-28 | 2009-11-10 | Kobe Steel, Ltd. | Spring steel excellent in sag resistance and fatigue property |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS62177152A (ja) | 1987-08-04 |
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