JP3219686B2 - 耐水素脆性および疲労特性に優れたばね鋼、当該ばね鋼の製造方法および当該ばね鋼を用いたばね - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】本発明は、自動車等の内燃機
関の弁ばねや懸架ばね、スタビライザー、トーションバ
ー等の素材として有用なばね鋼に関し、特に、重要なば
ね特性とされる耐水素脆性と疲労特性に優れたばね鋼、
その製造方法および当該ばね鋼を用いて製造したばねに
関するものである。

【０００２】

【従来の技術】ばね鋼の化学成分はＪＩＳ Ｇ３５６５
〜Ｇ３５６７，Ｇ４８０１等に規定されており、それら
の規定にしたがって製造された熱間圧延線材（以下、
「圧延材」という）を引き抜き加工した後、ばね状に加
熱成形してから焼入れ焼戻し処理（熱間ばね成形）した
り、あるいは所定の線径まで伸線加工しオイルテンパー
処理した後にばね加工（冷間ばね成形）する方法などに
より、各種のばねが製造されている。また近年における
ばねに対する要求特性は一段と厳しくなってきており、
こうした状況の下で、各種の合金鋼に熱処理を施したも
のも多く利用されている。

【０００３】一方、たとえば自動車等に用いられるばね
においては、排ガスや燃費低減のための軽量化対策の一
環としてばねの高強度化が指向されており、そのために
は焼入れ焼戻し後に１８００ＭＰａ以上を示す様な高強
度のばね用鋼が要望されている。ところが、一般的にば
ねの強度が高くなるにつれて欠陥感受性が高まる傾向に
あり、特に腐食環境下で使用されるばねにおいては腐食
反応により水素が発生するため、早期欠損を起こす可能
性がある。つまり、高強度化に伴って、耐水素脆化特性
が劣化する。

【０００４】この問題の改善策として、従来より、種々
の合金元素を多量に添加する方法が採用されてきたが、
この方法ではばね鋼がコスト高になるという経済上の問
題がある。

【０００５】一方、合金元素を多量に添加することなく
水素脆性を抑える方法として、結晶粒を微細化する方法
や微細析出物を析出させることが効果的であると考えら
れており、例えばＴｉやＮｂなどの炭窒化物形成元素を
添加する方法が採用されてきた。しかし、炭窒化物形成
元素を添加する場合には、当該元素の添加によって巨大
な介在物が出現し、ばねの重要特性のひとつである疲労
耐久性を劣化させる傾向があったため、現状ではかかる
方法を積極的に用いることに関しては懸念される状況に
ある。このように、合金元素の添加のみによって、耐水
素脆化を向上させるのみならず、疲労耐久性をも向上さ
せることは困難であった。

【０００６】そこで、従来では、Ｍｎを主成分とする硫
化物、もしくはそれをベースとした複合介在物を低減さ
せることで、単に耐水素脆化を向上させるのみならず、
疲労耐久性を同時に向上させる試みがなされていた。な
お、説明の便宜から以下においては、Ｍｎを主成分とす
る硫化物もしくはそれをベースとした複合介在物を、
「ＭｎＳ系介在物」と称する。

【０００７】上記のようにＭｎＳ系介在物を低減させる
のは、ＭｎＳ系介在物が割れの起点および伝播経路にな
るという機械的理由の他、ＭｎＳ量が多くなるにしたが
って上記腐食反応に随伴発生する水素の量が増大し、耐
水素脆性に対して悪影響を与えるという化学的理由に基
づくものである。その具体的手段としては、従来ではＳ
量の低減によってＭｎＳ系介在物を低減するという方法
が採用されてきた。

【０００８】

【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｓ量を
従来以上に低減させるためには、製鋼工程において特殊
な処理を追加する必要があり、コストの増大を招くとい
う経済上の問題がある。また、低Ｓ量のばね鋼について
の耐水素脆化特性および疲労耐久性を調べると、平均値
としてはこれらの特性は向上しているが、個々に見ると
それらの特性にばらつきが生じており、十分でかつ確実
な耐水素脆化特性および疲労耐久性が得られていないと
いうのが実情である。そこで、必然的に従来より提供さ
れている汎用のばね素材に制限され、軽量ながら疲労強
度の優れたばねを提供することが困難であった。

【０００９】この発明は、上記のような問題に鑑みてな
されたものであり、高強度化と高応力化を増進しつつ耐
水素脆性が高められるのみならず、更には疲労耐久性が
改善されたばね鋼およびばね、また当該ばね鋼を安価に
製造できる製造方法を提供することを目的とする。

【００１０】

【課題を解決するための手段】本発明にかかるばね鋼
は、上記目的を達成するため、Ｃ ：０．２５〜０．７
０％、Ｓｉ：１．０〜２．１％、Ｍｎ：０．０５〜０．
４９％、Ｃｒ：０．０５〜２．０％、Ｓ ：０．０２％
以下、Ｎ ：１０〜２００ｐｐｍ、を含有するととも
に、Ｔｉ：０．００１〜０．２％、Ｃｕ：０．０５〜
０．５％、Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、Ｚｒ：
０．００１〜０．１０％、よりなる群から選択される少
なくとも１種の元素を含有し、残部鉄および不可避的不
純物からなる。そして、下記被顕面内に存在するＭｎを
主成分とする硫化物もしくはそれをベースとする複合化
合物を制御するところに特徴を有している。

【００１１】具体的には、Ｍｎを主成分とする硫化物も
しくはそれをベースとする複合化合物であって長径８μ
ｍ以上のものが２０個以下となるようにしている（後述
するＭｎＳ系介在物のサイズの制御）。なお、被顕面と
は、表面から０．３ｍｍ以上の深さで、かつ中心部を含
まない領域から設定される２０ｍｍ² の広さの断面を意
味する。

【００１２】また、下式(2) の関係を満足するようにし
ている（後述するＭｎＳ系介在物の体積率の制御）。 Ｖf ／[S] ≦２ …(2) Ｖf ：被顕面内に存在するＭｎを主成分とする硫化物も
しくはそれをベースとする複合化合物の体積率（％）、 [S] ：Ｓの質量％、 ただし、被顕面とは、表面から０．３ｍｍ以上の深さ
で、かつ中心部を含まない領域から設定される２０ｍｍ
² の広さの断面を意味する。

【００１３】また、上記本発明のばね鋼に、さらに他の
元素として、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％ Ｍｏ：０．０５〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．２％ Ｖ ：０．０１〜０．５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される
少なくとも１種の元素をさらに含有するのが好ましい。

【００１４】また、本発明にかかるばね鋼の製造方法
は、上記各成分組成を満足する溶鋼を用いて２０℃／ｍ
ｉｎ以上の平均凝固速度で鋳造し、得られた鋳造物を圧
延または伸線することを要旨とする。さらに、本発明に
かかるばねは、上記ばね鋼から製造されることを要旨と
する。

【００１５】

【発明の実施の形態】ばね鋼においては、高強度化に伴
う耐水素脆性および疲労耐久性の劣化を抑えるために、
Ｓ量を低減させることでＭｎＳ系介在物を低減させる方
法が提案されているが、上記において指摘したように、
Ｓ量の低減化処理によるコストアップや耐水素脆化特性
などの改善効果におけるばらつきを招くという問題を有
していた。そこで、ばらつきの原因およびその解決手段
を研究したところ、同一のＳ量であってもＭｎＳ系介在
物を制御することでばね鋼の耐水素脆性および疲労耐久
性を向上させ得ることを知った。しかも、ＭｎＳ系介在
物の制御によりばね鋼の耐水素脆性および疲労耐久性の
向上を図った場合には、Ｓ量の低減による向上を図った
場合に問題となった特性のばらつきを抑制することがで
きる。

【００１６】ここで、ＭｎＳ系介在物の制御としては、
(1) ＭｎＳ系介在物のサイズの制御と、(2) ＭｎＳ系介
在物の体積率の制御とがある。以下、それぞれの制御に
ついて順番に説明する。

【００１７】(1) ＭｎＳ系介在物のサイズの制御 ＭｎＳ系介在物が大きいと、耐水素脆化特性を低下させ
る。その理由は次のように考えられる。ばね鋼におい
て、ＭｎＳ系介在物はマトリックス中に散在しており、
ＭｎＳ系介在物中の主要成分であるＭｎＳあるいはＭｎ
Ｓ周囲のマトリックスが優先的に腐食されて水素を発生
する。したがって、ＭｎＳ系介在物が大きくなればなる
ほど、その腐食反応に伴って発生する水素量も多くな
る。また、ＭｎＳ系介在物中のＭｎＳあるいはＭｎＳ周
囲のマトリックスの腐食により局所的なピットが形成さ
れるが、ＭｎＳ系介在物が大きければ、そのピットも大
きくなり、割れ感受性が高まるとともに、ＭｎＳ系介在
物を起点とした割れの発生や伝播も容易となる。このた
め、大型のＭｎＳ系介在物が存在すると、耐水素脆化特
性が低下してしまう。逆に、ＭｎＳ系介在物を小型化す
ると、上記のような問題が抑制され、耐水素脆性を向上
させることができる。また、ＭｎＳ系介在物のサイズを
小さくすることは、疲労耐久性の向上にも有効である。

【００１８】現在確認しているところでは、図１に示す
被顕面（斜線部分）１内に存在するＭｎＳ系介在物のう
ち長径８μｍ以上のＭｎＳ系介在物が２０個以下となる
ように制御することで、耐水素脆性および疲労耐久性を
効果的に改善することができる。なお、この明細書で
は、被顕面１を、熱間圧延線材、オイルテンパー線ある
いはばね素線などのばね鋼２の縦断面３における表面４
から０．３ｍｍ以上の深さｄで、かつ中心部（中心線５
の近傍）を含まない領域から設定される２０ｍｍ ² の広
さの断面をいう。また、「ＭｎＳ系介在物」とは、上記
において定義したように、Ｍｎを主成分とする硫化物も
しくはそれをベースとした複合介在物を意味するが、こ
れらの意味をさらに詳しく説明する。「Ｍｎを主成分と
する硫化物」とは、（Ｍｎ＋Ｆｅ＋Ｍ）Ｓとして一般的
に記述できる硫化物（但し、Ｍは、ＣａやＺｒ等の金
属）であって、しかも括弧内で表示された金属成分のう
ち原子パーセント（at% ）で約半分以上（好ましくは５
０％以上）がＭｎである硫化物を意味する。また、「そ
れをベースとした複合介在物」とは、「Ｍｎを主成分と
する硫化物」に少量の酸化物や他の硫化物が混在する介
在物を意味する。

【００１９】ところで、電子プローブＸ線マイクロアナ
ライザ（ＥＰＭＡ）によって小さな介在物の組成を測定
する場合には、当該組成を正確に測定することが困難な
ことがあり、この場合には次のようにして判断すればよ
い。すなわち、上記の測定手法で、マトリックス中のＦ
ｅの影響によって実際よりも多量のＦｅを含んだ組成と
して誤測定されるケースが多いが、介在物の主成分がＦ
ｅであるという測定結果が出たとしても、ＭｎとＳとの
モル比が１に近ければ、介在物の色や形態も参考とし
て、総合的にＭｎＳ系介在物として判定する方が実際に
即しており、このように判定する方が望ましい。

【００２０】また、より精度良くＭｎＳ系介在物のサイ
ズを求めるためには、複数の被顕面１を調べて各被顕面
１における大型のＭｎＳ系介在物（長径８μｍ以上のも
の）の個数を求めた後、それらの平均を求めればよい。

【００２１】(2) ＭｎＳ系介在物の体積率の制御 次に、ＭｎＳ系介在物の体積率の制御によるばね鋼の耐
水素脆性および疲労耐久性の向上について説明する。上
記(1) で説明したように、ばね鋼においてマトリックス
中に散在するＭｎＳ系介在物中の主要成分であるＭｎＳ
あるいはＭｎＳ周囲のマトリックスが優先的に腐食され
ると、水素が発生する。したがって、ばね鋼中に占める
ＭｎＳ系介在物の体積率が大きくなると、発生する水素
量も多くなり、水素脆化が促進される。また、当該Ｍｎ
ＳあるいはＭｎＳ周囲のマトリックスの腐食により形成
されるピットにより割れ感受性が高まるとともに、Ｍｎ
Ｓ系介在物を起点とした割れの発生や伝播も容易となる
ため、ＭｎＳ系介在物の体積率の増加に伴って、耐水素
脆化特性が低下してしまう。逆に、ＭｎＳ系介在物の体
積率を低減すると、上記のような問題が抑制され、耐水
素脆性を向上させることができるとともに、疲労耐久性
の向上にも有効である。

【００２２】現在確認しているところでは、図１の被顕
面（斜線部分）１内に存在するＭｎＳ系介在物の体積率
（％）をＶf とし、Ｓの質量％を[S] としたとき、次式 Ｖf ／[S] ≦２ …(3) が満足されるように制御することで、耐水素脆性および
疲労耐久性を効果的に改善することができる。より好ま
しくは次式 Ｖf ／[S] ≦１ …(4) が満足されるように制御する。なお、ここでは、倍率５
００倍の光学顕微鏡で観察し、図１に示す被顕面（斜線
部分）１内に存在するＭｎＳ系介在物の面積総和を求め
た後、その面積総和と被顕面１の面積とから、体積率Ｖ
f を求めている。なお、ここで用いた用語、つまり「被
顕面」、「ＭｎＳ系介在物」、「Ｍｎを主成分とする硫
化物」および「それをベースとした複合介在物」の定義
については、上記(1) での説明と同一である。

【００２３】ところで、上記のように倍率５００倍の光
学顕微鏡で観察する場合、小型のＭｎＳ系介在物につい
ては観察不能あるいは観察困難であり、それら小型のＭ
ｎＳ系介在物が体積率測定に合算されないことがあるの
で、この観点からいえば観察倍率を増加させるのが望ま
しい。しかしながら、上記(1) で詳細に説明したよう
に、大型のＭｎＳ系介在物は耐水素脆化特性に対して重
大な影響を及ぼすが、ＭｎＳ系介在物を小型化すると、
耐水素脆化特性への影響を軽減することができ、本発明
のように倍率５００倍の光学顕微鏡で観察できない程度
の大きさのＭｎＳ系介在物が存在しても、実際上耐水素
脆化特性に対して大きな影響を及ぼさない。このため、
観察倍率を５００倍以上に上げる必要性は乏しく、５０
０倍程度の倍率で十分な精度が得られる。

【００２４】なお、より精度良くＭｎＳ系介在物の体積
率を測定するためには、上記(1) の場合と同様に、複数
の被顕面１を調べて各被顕面１におけるＭｎＳ系介在物
の体積率を求めた後、それらの平均を求めればよい。

【００２５】次に、大型のＭｎＳ系介在物の個数や、Ｍ
ｎＳ系介在物の体積率を制御する方法について説明す
る。かかる主な方法としては、次に説明する３つの方法
がある。

【００２６】Ｍｎ量を低減するとともに、Ｔｉ，Ｃ
ｕ，Ｃａ，Ｚｒのうち少なくとも１種以上の元素を添加
することで、液相より晶出する大型のＭｎＳ系介在物を
低減させることができる。つまり、上記元素の添加によ
り、Ｓの全てを大型のＭｎＳ系介在物としてではなく、
他の金属、例えばＴｉ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｚｒなどとの小型
の硫化物として固定することができ、その結果、耐水素
脆性および疲労特性におけるＭｎＳ系介在物の悪影響を
抑制することができる。なお、上記他の元素は、ＭｎＳ
を主とした硫化物に固溶する場合も、ＭｎＳを小型化し
て悪影響を低減する働きがある。

【００２７】このようにＭｎ量を低減すると、上記効果
に加えて次のような効果も得られる。まず第１に、従来
から行われているように、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｕ等の合金元
素を添加して耐食性の改善を図ろうとすると、焼入れ性
が増大し、圧延材において過冷組織が出現し、焼鈍等の
工程を付加する必要が生じて製造コストが増大するとい
う問題があったが、Ｍｎ量の低減により圧延時の過冷組
織の出現を防止することができ、上記問題を解消するこ
とができる。また、Ｍｎ量の低減は、水素脆化に悪影響
を及ぼすＰの粒界偏析を減少させる方向に働くため、上
記した大型ＭｎＳ系介在物の抑制による効果と相まって
耐水素脆性の向上において大きな相乗効果が見込まれ
る。

【００２８】Ｚｒ，Ｃａのような硫化物形態を制御す
る成分元素を添加する。この場合、上記の効果に加え
て、硫化物を球状化させ、耐水素脆性および疲労特性を
向上させることができる。

【００２９】凝固速度とＭｎＳ系介在物の大きさや体
積率との間には密接な関連性がある。すなわち、凝固速
度を遅くするとＭｎＳ系介在物が大型化し、他方凝固速
度を速くするとＭｎＳ系介在物の大型化および体積率の
上昇を抑えることができる。その理由は以下の通りであ
る。

【００３０】凝固速度が遅いとＭｎＳ系介在物が大きく
晶出するから、ＭｎＳ系介在物の大型化および体積率の
上昇を招き、この大型のＭｎＳ系介在物は、その後の圧
延などの加工工程でも小さく分断することが難しい。し
たがって、これを避けるためには、比較的速い凝固速度
で鋳造する必要がある。平均２０℃／ｍｉｎ以下の比較
的遅い凝固速度で鋳造した場合には、次に詳述するよう
にばね鋼の各成分を調整しても熱間圧延線材または冷間
伸線材の被顕面１（図１）における長径８μｍ以上のＭ
ｎＳ系介在物の個数を２０以下に制御すること、あるい
は上記(3) 式を満足することは、困難となる。したがっ
て、平均２０℃／ｍｉｎ以上の凝固速度でばね鋼を製造
するのが好ましい。また、より好ましいの平均凝固速度
は３０℃／ｍｉｎ以上である。なお、その後の圧延や伸
線は、通常の方法でよい。

【００３１】このようにばね鋼の製造時における凝固速
度について詳しく検討した結果、耐水素脆性や疲労特性
の向上の観点から平均２０℃／ｍｉｎ以上の凝固速度で
ばね鋼を製造するのが好ましいことを明らかにしたが、
従来、これらに関しては全く検討されていなかった。

【００３２】なお、大型のＭｎＳ系介在物の個数を制御
する方法として上記３種類を挙げたが、これらの方法を
単独で用いてもよいし、あるいは組み合わせてもよい。

【００３３】以上のように、この実施の形態（ＭｎＳ系
介在物の制御）によれば、被顕面１内に存在する長径８
μｍ以上のＭｎＳ系介在物の個数を２０個以下に制御す
る、あるいは上記(3) 式を満足するように制御するよう
にしているので、ＭｎＳ系介在物あるいはＭｎＳ周囲の
マトリックスの腐食により発生する水素量を抑制するこ
とができ、大型ピットの発生を抑えて耐水素脆性を向上
させることができる。また、ＭｎＳ系介在物の大きさ、
あるいは体積率を小さくすることで、疲労耐久性を向上
させることができる。次に、本発明で用いるばね鋼の化
学成分を定めた理由を説明する。

【００３４】Ｃ：０．２５〜０．７０％ Ｃは鋼中に必須的に含まれてくる元素であり、焼入れ焼
戻し強度（硬さ）を確保するために必要な元素である。
Ｃ含有量が０．２５％未満では、焼入れ焼戻し強度（硬
さ）が不足する。一方、０．７０％を超えて含有する
と、焼入れ焼戻し後の靭性および延性が劣化するのみな
らず、耐食性にも悪影響が現れる。ばね鋼としての強度
を考慮すると０．３５％以上が望ましい。また、ばね鋼
としての靭性を考慮すると０．４５％以下が望ましい。

【００３５】Ｓｉ：１．０〜２．１％ Ｓｉは固溶強化および生成錆緻密化元素として必要であ
り、１．０％未満ではこの様な効果が不十分となる。し
かし、２．１％を越えて含有すると、圧延材や焼入れ加
熱時に炭化物の溶込みが不十分となり、均一にオーステ
ナイト化させるためにより高温の加熱が必要となって、
表面の脱炭が過度に進行し、ばねの疲労特性が悪くな
る。ばね素材としての強度と硬さおよび脱炭抑制という
観点から、Ｓｉのより好ましい範囲の下限は１．４％で
あり、一方上限は１．８％である。

【００３６】Ｍｎ：０．０５〜０．４９％ Ｍｎは焼入れ性向上元素として０．０５％以上は必要で
ある。しかし、０．４９％を越えて含有すると、圧延時
に過冷組織が出現しやすくなる。このように過冷組織が
存在すると、過冷組織を消失させるために焼鈍などの工
程を付加する必要が生じ、製造コストの上昇を招いてし
まう。さらに、粒界へのＰの偏析が助長されると同時
に、Ｓが大型のＭｎＳとして晶出しやすくなり、耐水素
脆性が劣化する。Ｍｎのより好ましい含有量の上限は
０．３５％である。

【００３７】Ｃｒ：０．０５〜２．０％ Ｃｒは脱炭防止に効果があり、また生成錆を緻密化して
耐食性を改善する元素である。さらに、Ｃｒは焼入れ性
向上にも有効である。こうした効果は０．０５％以上の
含有で有効に発揮されるが、２．０％を越えて含有する
と、圧延材に過冷組織が出現しやすくなり、Ｍｎの場合
と同様に、製造コスト上昇につながってしまう。Ｃｒの
より好ましい範囲の下限は０．５％であり、一方上限は
１．４％である。

【００３８】Ｓ：０．０２％以下（好ましくは０．０１
％以下） Ｓは、ＭｎＳを形成し、腐食の起点となり水素発生を促
すだけでなく、割れの起点や伝播経路となり、耐水素脆
性および疲労耐久性を劣化させる。従って、０．０２％
以下に抑える必要がある。Ｓのより好ましい範囲は０．
０１％以下である。

【００３９】Ｎ：１０〜２００ｐｐｍ Ｎは、Ｔｉ，Ｖ，Ａｌと窒化物を形成して結晶粒微細化
効果を発揮するが、その効果を有効に発揮させるために
は、少なくとも１０ｐｐｍ必要である。しかしながら、
２００ｐｐｍを越えて含有すると、炭・窒化物系介在物
の大きさおよび個数が増大し、疲労寿命が急激に低下す
るので、Ｎは２００ｐｐｍ以下に、好ましくは１００ｐ
ｐｍに、さらに好ましくは７０ｐｐｍ以下に抑えるべき
である。

【００４０】Ｔｉ：０．００１〜０．２％ Ｔｉは、炭窒化物形成元素であり、超微細な炭窒化物を
ばね鋼中の結晶粒内および粒界に多量に析出し、水素脆
性の原因となる水素をトラップして耐水素脆性を格段に
向上させる。また、Ｔｉは、Ｓと結合して小型の硫化物
あるいはＴｉを主成分とする硫化物（Ｔｉ＋Ｆｅ＋Ｍ）
Ｓを形成することで、大型で有害なＭｎＳの生成を抑え
て耐水素脆性を向上させる。さらに、炭窒化物の析出に
よって結晶粒微細化を図ることができ、素材靭性の向
上、ばねの耐へたり性を改善することができる。このよ
うな効果を有効に発揮させるためには、０．００１％以
上の含有が必要であり、０．００５％以上の含有がより
好ましい。しかし、Ｔｉを０．２％以上含有すると凝固
過程での粗大析出物の生成あるいはその個数の増大生じ
て、疲労強度などの種々のばね特性が劣化してしまう。
そのため、Ｔｉは０．２％以下に抑えるべきである。

【００４１】Ｃｕ：０．０５〜０．５％ Ｃｕは、Ｔｉと同様に、小型の硫化物あるいはＣｕＳを
主成分とする硫化物（Ｃｕ＋Ｆｅ＋Ｍ）Ｓを形成するこ
とにより、大型で有害なＭｎＳ系介在物の発生を抑制
し、その結果として耐水素脆性を向上させる。さらに、
Ｃｕは電気化学的にＦｅより貴な元素であり、生成錆を
緻密化して耐食性を高める作用がある。こうした作用は
Ｃｕの０．０５％以上の含有で発揮されるが、０．５％
を越えて含有させてもそれ以上の効果は得られず、むし
ろ熱間圧延時に素材の脆化を引き起こすおそれがある。
Ｃｕのより好ましい範囲の下限は０．０５％であり、一
方上限は０．３％である。

【００４２】Ｃａ：０．０００２〜０．０１％ Ｃａは、Ｓと結合して小型のＣａＳを形成するので、腐
食の起点、あるいは、割れの起点や伝播経路となる大型
ＭｎＳ系介在物の数を減少させる。この結果、ばね鋼の
耐水素脆性が向上する。このような効果を発揮するため
には、Ｃａを０．０００２％以上添加する必要がある
が、０．０１％以上のＣａの含有は、酸化物系介在物の
大型化を引き起こし、耐疲労強度のみならず耐水素脆化
特性もかえって劣化させる。Ｃａのより好ましい範囲の
下限は０．０００７％であり、一方上限は０．００３％
である。

【００４３】Ｚｒ：０．００１〜０．１０％ Ｚｒは、Ｓと結合して小型のＺｒＳあるいはＺｒＳを主
成分とする硫化物（Ｚｒ＋Ｆｅ＋Ｍ）Ｓとして固定し、
耐水素脆性を向上させる。さらに、Ｚｒは硫化物の球状
化に対して有効な元素であり、硫化物の球状化によって
耐疲労特性を向上させる。それらの効果を有効に発揮さ
せるためには、最低０．００１％以上のＺｒの添加が必
要であるが、多量に含有してもそれらの効果は飽和する
だけであり、経済的効果を考慮してＺｒの範囲の上限を
０．１０％とした。Ｚｒのより好ましい含有量の下限は
０．００２％であり、一方上限は０．０２％である。

【００４４】Ｎｉ：０．０５〜４．０％ Ｎｉは焼き入れ焼戻し後の素材靭性および耐食性を向上
させる作用があり、さらにばね特性として重要なへたり
特性を大幅に改善する作用があるが、これらの作用を有
効に発揮させるためには少なくとも０．０５％以上添加
しなければならない。しかし、Ｎｉを４．０％を越えて
含有すると、焼入れ性が増大し、圧延後に過冷組織が出
やすくなり、過冷組織を消失させるための焼鈍などの追
加工程が必要となってばね鋼の製造コスト上昇を招く。
Ｎｉのより好ましい含有量の下限は０．１％であり、一
方上限は１．０％である。

【００４５】Ｍｏ：０．０５〜３．０％ Ｍｏは、焼入れ性を向上させるとともに、腐食溶解時に
モリブデン酸イオンを形成して耐食性を高める元素であ
る。また、粒界強度を高めて耐水素脆性を改善する効果
も有している。これらの効果を有効に発揮させるために
は、Ｍｏを０．０５％以上含有する必要があるが、３．
０％以上添加しても、その効果は飽和するので、３．０
％を越えたＭｏの添加は経済的に全く無駄である。Ｍｏ
のより好ましい範囲の下限は、０．１％であり、一方上
限は１．０％である。

【００４６】Ｎｂ：０．００１〜０．２％ Ｎｂは炭窒化物形成元素であり、超微細な炭窒化物をば
ね鋼中の結晶粒内および粒界に多量に析出させる。この
炭窒化物は水素脆性に有害な水素をトラップする働きを
有しており、耐水素脆性を格段に向上させる。さらに、
炭窒化物の析出によって結晶粒微細化が図れ、素材靭性
の向上およびばねの耐へたり性を改善することができ
る。このような効果を有効に発揮させるためには、０．
００１％以上のＮｂの添加が必要であり、より好ましく
は０．００５％以上添加すべきである。しかし、Ｎｂを
０．２％以上添加すると、凝固過程で粗大な析出物が生
成、し、あるいは析出物の個数が増大し、疲労強度など
の種々のばね特性が劣化する。Ｎｂのより好ましい範囲
の上限は０．１％である。

【００４７】Ｖ：０．０１〜０．５％ Ｖは、結晶粒度を微細化して耐力比を高め、また耐へた
り性を改善する効果を有している。この効果を有効に発
揮させるには、０．０１％以上のＶの添加が必要であ
る。しかし、０．５％を越えて含有すると、Ｖの炭窒化
物の粗大化が起こり、疲労耐久性が低下する。

【００４８】Ａｌ：０．００１〜０．１％ Ａｌは結晶粒度を微細化して耐力比を向上させ、耐へた
り性を向上させる効果を有している。その効果の発揮に
は、０．０１％以上のＡｌの添加が必要である。しか
し、０．１％を越えて含有させても、それ以上の効果は
得られず、むしろアルミナ等の酸化物系介在物が多く生
成し、かつ粗大化してかえって疲労耐久性を劣化させ
る。Ａｌのより好ましい範囲の上限は０．０５％であ
る。

【００４９】なお、上記ばね鋼から最終製品であるばね
を製造すると、上記ばね鋼の優れた特性が生かされ、高
い疲労強度を有するばねが得られる。しかも、上記のよ
うに、当該ばね鋼では従来とほぼ同一のＳ量であるた
め、Ｓ量を低減するために必要な特殊処理が不要であ
り、低コストで製造することができる。したがって、そ
のばね鋼を用いて製造されるばねのコストを必然的に抑
えることができる。

【００５０】

【実施例】次に本発明の実施例を示すが、本発明はもと
より下記実施例によって制限を受けるものではなく、前
後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施
することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の
技術的範囲に含まれる。

【００５１】実施例１ 表１に示す成分の鋼を真空実験炉で溶製した後、３５℃
／ｍｉｎの平均凝固速度で鋳造した。そして、直径１４
ｍｍの線材に圧延し、さらに機械加工により試験片を作
製した後、それらの試験片に対して焼入れ焼戻し処理を
行った。なお、焼戻し処理は、３５０℃〜４５０℃×１
時間の範囲で硬さＨＲＣが５３〜５５となるように調整
した。

【００５２】

【表１】

【００５３】腐食疲労試験は、３５℃の５％ＮａＣｌ水
溶液を試験片に滴下する方式で行い、応力７８４ＭＰ
ａ、回転速度１００ｒｐｍで行った。水素脆化割れ試験
は、陰極チャージによる４点曲げで、０．５ｍｏｌ／ｌ
−Ｈ ₂ ＳＯ₄ と０．０１ｍｏｌ／ｌ−ＫＳＣＮ（チオシ
アン酸カリウム）とを混合した溶液中に試験片を浸漬
し、ポテンショスタットを用いて−７００ｍＶ ｖｓＳ
ＣＥの電圧をかけて行った。応力は、曲げ応力で１４０
０ＭＰａとした。大気中回転曲げ疲労試験は、試験片に
ショットピーニングを施した後に実施した。

【００５４】大型のＭｎＳ系介在物の個数およびＭｎＳ
系介在物の体積率の測定には、光学顕微鏡を使用した。
観察した介在物がＭｎＳ系である確認にはＥＰＭＡを使
用した。すなわち、倍率５００倍の光学顕微鏡で観察し
て試験片の被顕面１（図１）、つまり縦断面３（中心線
５を通る）の表面４から深さ０．３ｍｍよりも内部にお
いて被顕面積（長辺／短辺＞１、表層から深さ０．３ｍ
ｍの部分に長辺が接する）２０ｍｍ² 内に存在する長径
８μｍ以上の大型ＭｎＳ系介在物の数を測定するととも
に、同被顕面１内のＭｎＳ系介在物の体積率を測定し
た。また、表１に本発明および比較例の鋼材組成を、ま
た表２に試験結果を示す。

【００５５】

【表２】

【００５６】なお、表２において、「ＭｎＳ系介在物個
数」の欄は被顕面１内に存在する長径８μｍ以上のＭｎ
Ｓ系介在物の個数を示すとともに、「ＭｎＳ系介在物Ｖ
f （% ）／Ｓ（mass% ）」の欄は同被顕面１内のＭｎＳ
系介在物の体積率とＳの質量％との比を示している。表
１および表２から次のように考察することができる。

【００５７】本発明の規定要件をすべて満足するＮｏ．
１〜１７の実施例は、耐水素脆性、腐食疲労寿命、疲労
特性のいずれにおいても良好な結果が得られている。

【００５８】また、Ｎｏ．１８の比較例ではＣ量が不足
し、要求硬さが得られず、ばね鋼として条件を満足して
いない。一方、Ｃ量を過剰に含むＮｏ．１９の比較例で
は、表１の「焼鈍要否」の欄を参照することから明らか
なように伸線前に焼鈍が必要となってコストアップを招
くという問題を有しているのみならず、表２の「耐水素
脆性」の欄を参照することから明らかなように耐水素脆
性が実施例のＮｏ．１〜１７に比べて著しく低下してい
る。Ｎｏ．２０の比較例ではＳｉ量が不足しており、要
求硬さが得られず、ばね鋼として条件を満足していな
い。

【００５９】Ｎｏ．２１の比較例ではＭｎ量が過剰とな
っており、伸線前に焼鈍が必要でコストアップの問題を
有している。また、耐水素脆性についても、実施例のＮ
ｏ．１〜１７に比べて著しく低下している。Ｎｏ．２２
の比較例はＣｒ未添加であるため、耐水素脆性と腐食疲
労強度が実施例のＮｏ．１〜１７に比べて著しく低下し
ている。

【００６０】Ｎｏ．２３の比較例は多量のＳを含有して
おり、多量の大型ＭｎＳ系介在物が観察される。このた
め、Ｎｏ．２３の比較例では、耐水素脆性の平均値では
実施例に対してほとんど劣化していないが、「耐水素脆
性 最低（sec ）」の欄の試験結果が「耐水素脆性 平
均（sec ）」の欄の試験結果よりも大幅に低くなってい
ることから明らかなように耐水素脆性のばらつきが大き
く、当該特性に劣る試験片が存在することがわかった。

【００６１】Ｎｏ．２４の比較例は多量のＮを含有して
おり、その結果、実効Ｔｉ量が減少し、多量の大型Ｍｎ
Ｓ系介在物が観察された。このため、耐水素脆性、腐食
疲労寿命および疲労強度がともに実施例のＮｏ．１〜１
７に比べて大幅に低下している。Ｎｏ．２５の比較例で
は、Ｔｉ，Ｃｕ，Ｃａ，Ｚｒのいずれも添加しておらず
であり、耐水素脆性が実施例のＮｏ．１〜１７に比べて
大幅に劣化している。

【００６２】Ｎｏ．２６の比較例は、成分的には本特許
の成分範囲内であるが、成分のバランスが悪く、表２の
「ＭｎＳ系介在物個数」の欄から明らかなように大型の
ＭｎＳ系介在物の個数が多く、また同表の「ＭｎＳ系介
在物Ｖf （% ）／Ｓ（mass%）」の欄から明らかなよう
にＭｎＳ系介在物の体積率が大きくなっており、比較例
のＮｏ．２３と同様に、耐水素脆性の平均値では実施例
のＮｏ．１〜１７に比べてあまり劣化していないが、ば
らつきが大きく、当該特性に劣る試験片が存在すること
がわかる。

【００６３】実施例２ 次に、凝固速度の影響を検証した。ここでは、表１のＮ
ｏ．７の実施例と同一成分を有する試験片を、真空溶解
炉で溶製し、１０℃／ｍｉｎの平均凝固速度で鋳造した
後、上記実施例１と同様にして、試験片を作製した。そ
して、実施例１と同様の試験を行った。表３は、その試
験結果を示す。

【００６４】

【表３】

【００６５】同表から明らかなように、実施例のＮｏ．
７よりも遅い凝固速度で作製した比較例のＮｏ．２７は
大型のＭｎＳ系介在物を数多く有することとなり、耐水
素脆性、特にばらつきが劣化していることがわかる。

【００６６】

【発明の効果】以上のように、この発明によれば、大型
のＭｎＳ系介在物の個数、あるいはＭｎＳ系介在物の体
積率を制御することにより、ばね鋼の耐水素脆性および
疲労耐久性を向上させるとともに、Ｓ量の低減による改
善を図った場合に問題となった耐水素脆性のばらつきを
抑制することができ、高強度化と高応力化を増進しつつ
耐水素脆性を高め、更には疲労耐久性の改善されたばね
鋼、およびばね、また当該ばね鋼を安価で製造する製造
方法を提供することできる。

【図面の簡単な説明】

【図１】ばね鋼の縦断面を示す図である。

【符号の説明】

１ 被顕面 ２ ばね鋼 ３ 縦断面 ４ （ばね鋼の）表面

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 茨木 信彦 神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会社神 戸製鋼所 神戸製鉄所内 (72)発明者 岩田 多加志 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式 会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 中山 武典 神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式 会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (56)参考文献 特開 昭63−227748（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C22C 38/00 - 38/60 C21D 8/06 C21D 9/02

Claims (5)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】Ｃ ：０．２５〜０．７０％（質量％を意
   味する、以下同じ）、 Ｓｉ：１．０〜２．１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４９％、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｎ ：１０〜２００ｐｐｍ、を含有するとともに、 Ｔｉ：０．００１〜０．２％、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１〜０．１０％、よりなる群から選択さ
   れる少なくとも１種の元素を含有し、残部鉄および不可
   避的不純物からなり、 下記被顕面内に存在するＭｎを主成分とする硫化物もし
   くはそれをベースとする複合化合物であって長径８μｍ
   以上のものが２０個以下であることを特徴とする耐水素
   脆性および疲労特性に優れたばね鋼。 被顕面：表面から０．３ｍｍ以上の深さで、かつ中心部
   を含まない領域から設定される２０ｍｍ² の広さの断
   面。
2. 【請求項２】Ｃ ：０．２５〜０．７０％、 Ｓｉ：１．０〜２．１％、 Ｍｎ：０．０５〜０．４９％、 Ｃｒ：０．０５〜２．０％、 Ｓ ：０．０２％以下、 Ｎ ：１０〜２００ｐｐｍ、を含有するとともに、 Ｔｉ：０．００１〜０．２％、 Ｃｕ：０．０５〜０．５％、 Ｃａ：０．０００２〜０．０１％、 Ｚｒ：０．００１〜０．１０％、よりなる群から選択さ
   れる少なくとも１種の元素を含有し、残部鉄および不可
   避的不純物からなり、 下式(1) の関係を満足することを特徴とする耐水素脆性
   および疲労特性に優れたばね鋼。 Ｖf ／[S] ≦２ …(1) Ｖf ：被顕面内に存在するＭｎを主成分とする硫化物も
   しくはそれをベースとする複合化合物の体積率（％）、 [S] ：Ｓの質量％、 ただし、被顕面とは、表面から０．３ｍｍ以上の深さ
   で、かつ中心部を含まない領域から設定される２０ｍｍ
   ² の広さの断面を意味する。
3. 【請求項３】 さらに、他の元素として、 Ｎｉ：０．０５〜４．０％ Ｍｏ：０．０５〜３．０％ Ｎｂ：０．００１〜０．２％ Ｖ ：０．０１〜０．５％ Ａｌ：０．００５〜０．１％よりなる群から選択される
   少なくとも１種の元素を含有する請求項１または２に記
   載のばね鋼。
4. 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに記載のばね鋼
   を製造する方法であって、 鋳造時の平均凝固速度を、２０℃／ｍｉｎ以上とし、 得られた鋳造物を圧延または伸線することを特徴とする
   ばね鋼の製造方法。
5. 【請求項５】 請求項１〜３のいずれかに記載のばね鋼
   から製造されるばね。