JP6572216B2 - ステンレス鋼ばね、及びステンレス鋼ばねの製造方法 - Google Patents
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Description
更に、このステンレス鋼線を用いて、高強度の鋼ばねを加工及び製造する技術としては、「ステンレス鋼線にばね加工を施してばね形状を形成する工程と、ばね形状のステンレス鋼線を425℃〜600℃の温度で焼鈍する工程、ばね形状のステンレス鋼線に窒化処理を施す工程、ばね形状のステンレス鋼線をショットピーニングする工程とを経て、高強度ステンレス鋼ばねを製造する方法(文献4参照)」がある。
文献2:日本国特許4080321号明細書
文献3:日本国特許4245457号明細書
文献4:日本国特開2007−224366号公報
文献6:日本国特開2003−231919号公報
文献7:日本国特許第4519513号明細書
文献8:日本国特開8−281363号公報
質量%で、C:0.08%以下、Si:0.3%〜2.0%、Mn:3.0%以下、Ni:8.0%〜10.5%、Cr:16.0%〜22.0%、Mo:0.5%〜3.0%、N:0.15%〜0.23%を含み、残部がFe及び不純物からなる鋼線に対して、下記式(1)を満たす加工度εで伸線加工を施す工程と、
前記伸線加工を施した鋼線を成形し、コイル状の鋼線を得る工程と、
前記コイル状の鋼線に対して、温度500℃〜600℃、及び時間20分〜40分の条件で熱処理を施す工程と、
前記熱処理が施されたコイル状の鋼線に対して、窒化処理を施し、前記コイル状の鋼線の表面に厚さ40μm〜60μmの窒化層を形成する工程と、
前記窒化処理が施されたコイル状の鋼線に対して、ショットピーニング処理を施す工程と、
前記ショットピーニング処理が施されたコイル状の鋼線に対して、熱処理を施す工程と、
を経て得られたステンレス鋼ばね。
式(1):
−0.79×Ln(d1)+2.36≦ε≦−0.79×Ln(d1)+2.66
但し、式(1)中、εは加工度=Ln(d)×2を示す。Lnは自然対数を示す。dはd0/d1を示す。d0は伸線処理前の鋼線の線径を示す。d1は伸線処理後の鋼線の線径を示す。
前記ショットピーニング処理が、多段階のショットピーニング処理である<1>に記載のステンレス鋼ばね。
前記式(1)中のd1が2.00mm〜5.00mmである<1>又は<2>に記載のステンレス鋼ばね。
質量%で、C:0.08%以下、Si:0.3%〜2.0%、Mn:3.0%以下、Ni:8.0%〜10.5%、Cr:16.0%〜22.0%、Mo:0.5%〜3.0%、N:0.15%〜0.23%を含み、残部がFe及び不純物からなる鋼線に対して、下記式(1)を満たす加工度εで伸線加工を施す工程と、
前記伸線加工を施した鋼線を成形し、コイル状の鋼線を得る工程と、
前記コイル状の鋼線に対して、温度500℃〜600℃、及び時間20分〜40分の条件で熱処理を施す工程と、
前記熱処理が施されたコイル状の鋼線に対して、窒化処理を施し、前記コイル状の鋼線の表面に厚さ40μm〜60μmの窒化層を形成する工程と、
前記窒化処理が施されたコイル状の鋼線に対して、ショットピーニング処理を施す工程と、
前記ショットピーニング処理が施されたコイル状の鋼線に対して、熱処理を施す工程と、
を有するステンレス鋼ばねの製造方法。
式(1):
−0.79×Ln(d1)+2.36≦ε≦−0.79×Ln(d1)+2.66
但し、式(1)中、εは加工度=Ln(d)×2を示す。Lnは自然対数を示す。dはd0/d1を示す。d0は伸線処理前の鋼線の線径を示す。d1は伸線処理後の鋼線の線径を示す。
前記ショットピーニング処理が、多段階のショットピーニング処理である<4>に記載のステンレス鋼ばねの製造方法。
前記式(1)中のd1が2.00mm〜5.00mmである<4>又は<5>に記載のステンレス鋼ばねの製造方法。
また、本発明の鋼ばねは、優れた耐熱へたり特性を持ち、同一動作環境下でSWOSC−Vを用いた鋼ばねよりも荷重損失を抑えられる。
これにより、本発明の鋼ばねは、耐食性を有しつつ、軽量及び小型化が実現され、ディーゼルエンジン、又は燃料噴射ポンプ等の軽量化及び小型化に寄与することができる。
伸線加工工程では、質量%で、C:0.08%以下、Si:0.3%〜2.0%、Mn:3.0%以下、Ni:8.0%〜10.5%、Cr:16.0%〜22.0%、Mo:0.5%〜3.0%、N:0.15%〜0.23%を含み、残部がFe及び不純物からなる鋼線に対して、下記式(1)を満たす加工度εで伸線加工を施す。
Cは、結晶格子中に侵入型固溶し、歪を導入して強化する効果を有する。さらに、Cは、コットレル雰囲気を形成し、金属組織中の転位を固着させ、強度を向上させる効果がある。一方で、Cは、鋼中のCr等と結合し、炭化物を形成する傾向がある。例えば、Cr炭化物が結晶粒界に存在すると、オーステナイト中のCrの拡散速度が低いため、粒界周辺にCr欠乏層が生じ、靭性および耐食性の低下が起こる傾向がある。
そこで、靭性および耐食性の低下を抑制する点で、Cの含有量は0.08質量%以下とする。また、靭性および耐食性の低下の抑制と共に、強度向上の点から、Cの含有量は、0.04質量%〜0.08質量%が好ましい。
Siは、固溶することで積層欠陥エネルギーを下げ、機械的特性を向上させる効果を有する。また、Siは、溶解精錬時の脱酸剤としても有効である。通常のオーステナイト系ステンレスには、Siは0.6質量%〜0.7質量%程度で含有する。一方で、Siを多量に含有すると、靭性が劣化する傾向がある。
そこで、靱性の低下の抑制、及び固溶強化による機械的特性を得る点から、Siの含有量は0.3質量%〜2.0質量%とし、0.9質量%〜1.3質量%がより好ましい。
Mnは、溶解精錬時の脱酸剤として機能する。また、Mnは、オーステナイト系ステンレスのγ相(オーステナイト)の相安定にも有効で、高価なNiの代替元素となりうる。また、Mnは、オーステナイト中へのNの固溶限を上げる効果も持つ。一方で、Mnを多量に含有すると、高温での耐酸化性には悪影響を及ぼす傾向がある。
そこで、耐酸化性の点から、Mnの含有量は3.0質量%以下とする。また、γ相(オーステナイト)の相安定性に加え、Nの固溶限を上げ、Nのミクロブローホールを低減する点から、Mnの含有量は、0.5質量%〜2.0質量%が好ましい。
Niは、γ相(オーステナイト)の安定化に有効である。一方で、Niを多量に含有すると、ブローホール発生の原因となる。
そこで、γ相(オーステナイト)の安定化、ブローホール抑制、及びコスト上昇抑制の点から、Niの含有量は、8.0質量%〜10.5質量%とする。また、同じ点から、Niの含有量は、8.0質量%〜10.0質量%がより好ましい。
なお、Niは、含有量が10.5質量%以下の場合、特に溶解鋳造工程でNを容易に固溶させることが可能になるので、Nの含有により、高価な元素であるNiの使用量を極力低減することはコスト的に大きなメリットがある。
Crは、オーステナイト系ステンレスの主要な構成元素であり、耐熱特性と耐酸化性を得るために有効な元素である。一方で、Crを多量に含有すると、靱性が劣化する傾向がある。
そこで、γ相(オーステナイト)の相安定性、耐熱特性、耐酸化性、及び靱性の点から、Crの含有量は16.0質量%〜22.0質量%とする。より好ましくは18.0質量%〜20.0質量%である。
Moは、γ相(オーステナイト)中に置換型固溶し、強度の向上と耐食性の確保に大きく寄与する。さらに、Moは、Nとクラスターを形成することで、高い強度上昇を得ることができる。一方で、Moを多量に含有すると、加工性の劣化が生じる傾向があり、原料コストも上昇する。
そこで、強度の向上、加工性、及び原料コストの点から、Moの含有量は0.5質量%〜3.0質量%とする。より好ましくは0.5質量%〜1.0質量%である。
Nは、Cと同様に、侵入型固溶強化元素であり、コットレル雰囲気形成元素でもある。また、鋼中のCr,Moとクラスターを形成することにより、強度を高める効果を有する。このクラスターによる強度向上効果は、時効により得られるものである。一方で、Nを多量に含有すると、溶解または鋳造時のブローホール発生の要因となる。この現象は、Cr,MnなどのNとの親和力が高い元素を添加することで固溶限を上げ、ある程度の抑制が可能であるが、過度に添加する場合、溶解時に温度などの雰囲気制御が必要となり、コスト増加を招く恐れがある。
そこで、Nの含有によるオーステナイト相の安定性、クラスターの形成による強度上昇、ブローホールの低減、及び溶解鋳造の難易度の点から、Nの含有量は0.15質量%〜0.23質量%とする。より好ましくは0.19質量%〜0.22質量%である。
不純物は、Fe及び上記成分元素以外であって、意図せず鋼線の原料に含まれる元素、及び、意図せず鋼線の製造工程中で混入する元素である。
伸線加工は、上記特定の組成の鋼線に対して、下記式(1)を満たす加工度εで施す。加工度εが下記式(1)を満たすように、上記特定の組成の鋼線に対して、伸線加工を施すと、鋼ばねの疲労強度が向上する。
−0.79×Ln(d1)+2.36≦ε≦−0.79×Ln(d1)+2.66
但し、式(1)中、εは加工度=Ln(d)×2を示す。Lnは自然対数を示す。dはd0/d1を示す。d0は伸線処理前の鋼線の線径を示す。d1は伸線処理後の鋼線の線径を示す。
なお、線径d0及び線径d1とは、鋼線の直径を示す。鋼線が真円以外の形状の場合、線径d0及び線径d1は、最大直径と最小直径との平均値を示す。
鋼線成形工程は、伸線加工を施した鋼線を成形し、コイル状の鋼線を得る工程である。鋼線成形は、例えば、常温下で行う冷間成形がよい。鋼線成形は、例えば、ばね成形機(コイリングマシン)を用いる方法、芯金を用いる方法等を利用する。
第1熱処理工程は、コイル状の鋼線に対して、温度500℃〜600℃、及び時間20分〜40分の条件で熱処理を施す工程である。第1熱処理工程により、加工歪みの除去、及び時効硬化が進行し、鋼線の引張強さが高まり、鋼ばねの疲労強度が向上する。
熱処理の時間は、十分な加工歪みの除去、及び十分な時効硬化を実現し、鋼ばねの疲労強度を向上する点から、20分〜40分の範囲とし、30分〜40分の範囲が好ましい。
窒化処理工程は、第1熱処理が施されたコイル状の鋼線に対して、窒化処理を施し、コイル状の鋼線の表面に厚さ40μm〜60μmの窒化層を形成する工程である。この窒化処理工程により、鋼ばねの疲労強度が向上する。また、鋼ばねの耐食性も向上する。
なお、窒化層の厚さは、次に示す方法により測定する。コイル縦断面方向に水冷式精密カッターで切断、研摩樹脂に埋め込み鏡面研磨した上で、電子線プローブマイクロアナライザーを用いてEPMA(Electron Probe Microanalyzer)分析を行う。標準サンプルによる検量線法によるライン分析にて、窒素の拡散層の深さを測定する。
ショットピーニング工程は、窒化処理が施されたコイル状の鋼線に対して、ショットピーニング処理を施す工程である。ショットピーニング工程により、鋼線の表面に圧縮残留応力を付与し、鋼ばねの疲労強度が向上する。
多段階のショットピーニング処理は、鋼ばねの疲労強度を向上する点から、先の段階のショットピーニング処理よりも、後の段階のショットピーニング処理のアークハイト値が小さくなるように実施することがよい。
第2熱処理工程は、ショットピーニング処理が施されたコイル状の鋼線に対して、熱処理を施す工程である。第2熱処理工程により、ショットピーニング処理による微細な加工歪みを除去し、鋼ばねの疲労強度が向上する。
熱処理の時間は、十分な加工歪みの除去を実現し、鋼ばねの疲労強度を向上する点から、10分〜20分の範囲が好ましい。
溶解鋳造、鍛造、及び熱間圧延、伸線、熱処理を経て得られ、線径7.0mmであり、表1に示す組成の鋼線No1に対して、次の処理を行って、鋼ばねNo1を作製した。
次に、コイリングマシンにより、伸線加工を施した鋼線を冷間成形し、コイル状の鋼線を得た。
次に、コイル状の鋼線に対して、温度550℃、時間30分で熱処理を施した。その後、大気中で徐冷した。そして、コイル状の鋼線(ばね)の両端面をコイル状の鋼線(ばね)の軸芯に対して直角な平面になるように研削した。
次に、熱処理が施されたコイル状の鋼線に対して、アンモニアガス雰囲気下で、温度450℃、時間90分の条件で窒化処理を施し、コイル状の鋼線の表面に厚さ45μmの窒化層を形成した。
次に、窒化処理が施されたコイル状の鋼線に対して、表2に示す条件の3段階のショットピーニング処理を施した。
得られた鋼ばね(1−1)について、疲労試験機による疲労試験を実施した。疲労試験は、試験数を8個、平均応力τmを686MPaで一定とし、応力振幅τaを変えて実施した。なお、繰り返し回数(耐久回数)107回とした。そして、同様にして、SWOSC−Vで作製した、鋼ばね(1−1)と同じばね諸元の鋼ばねについても疲労試験を実施した。その結果を図1に示す。なお、図1中、鋼ばね(1−1)は「本発明」、SWOSC−Vで作製した鋼ばねは「SWOSC−V」と表記している。
図1に示す疲労試験の結果から、鋼ばね(1−1)[本発明]は、繰り返し回数(耐久回数)が107回まで未折損であるときの疲労限(応力振幅τa)は530MPaであった。つまり、繰り返し回数(耐久回数)107回の未折損応力振幅は、686±530MPaであった。そして、鋼ばね(1−1)[本発明]は、繰り返し回数(耐久回数)107回の未折損応力振幅がSWOSC−Vで作製した鋼ばね[比較例]と同程度、又はそれ以上であることがわかる。
図2に示す疲労試験の結果から、鋼ばね(1−1)[本発明]は、繰り返し回数(耐久回数)が5×107回まで未折損であるときの疲労限(応力振幅τa)は450MPaであった。
得られた鋼ばね(1−1)について、温間締付け試験を実施し、試験後の残留せん断歪(荷重損失)を測定した。締付け試験は、120℃、48時間の条件で、締付け応力(最大せん断応力)を895MPa〜925MPaの間で、各試験毎に変動させて実施した。また、同様にして、SWOSC−Vで作製した鋼ばねについても、温間締付け試験を実施し、試験後の残留せん断歪γを測定した。その結果を図3に示す。なお、図3中、鋼ばね(1−1)は「本発明」、SWOSC−Vで作製した鋼ばねは「SWOSC−V」と表記している。
成形前の鋼線に対して、熱処理の時間を30分と一定とし、表4に示す温度(テンパー温度)に変更して熱処理を施し、熱処理鋼線(1−1)〜(1−6)を得た。そして、得られた熱処理鋼線(1−1)〜(1−6)について、引張強さを測定した。熱処理前の鋼線についても、引張強さを測定した。引張強さの測定に使用した試験片は、JIS Z 2201に規定する9A号試験片とし、試験方法は、JIS Z 2241によるものとした。但し、試験温度は20±5℃を標準とし、引張速度(平均応力増加率)は70N/mm2・s以下として測定した。その結果を表4及び図4に示す。
表5に示す加工度εで伸線加工を実施した以外は、実施例1の鋼ばね(1−1)と同様にして、鋼ばね(2−1)〜(2−6)を作製した。
また、式(1)を満たす加工度εで伸線加工を施し、伸線加工後の鋼線の線径を4.50mmとした鋼ばね(2−5)[本発明]も、式(1)を満たさない加工度εで伸線加工を施した鋼ばね(2−6)[比較例]に比べ、折損するまでの耐久回数(繰り返し回数)が高くなっていることがわかる。
窒化処理の条件を変更し、表6に示す厚みの窒化層を形成した以外は、実施例1の鋼ばね(1−1)と同様にして、鋼ばね(3−1)〜(3−6)を作製した。但し、鋼ばね(3−1)は、窒化処理を実施せずに作製した。
また、作製した鋼ばね(3−1)〜(3−6)について、塩水噴射試験を行った。塩水噴射試験では、濃度5質量%の塩水を噴射し、500時間の錆の発生状況を調べた。その結果を表6に示す。
一方で、窒化層の厚さがが60μmを超えた鋼ばね(3−6)は、錆が全周に発生しており、耐食性に劣ることがわかる。
窒化処理を実施せず、実施例1で示したショット1段階目及び2段階目のショットピーニング処理条件で、2段階のショットピーニング処理を施した以外は、実施例1の鋼ばね(1−1)と同様にして、鋼ばね(4−1)を作製した。
また、実施例1で示したショット1段階目及び2段階目のショットピーニング処理条件で、2段階のショットピーニング処理を施した以外は、実施例1の鋼ばね(1−1)と同様にして、鋼ばね(4−2)を作製した。
更に、窒化処理を実施した後、3段階のショットピーニング処理を実施した鋼ばね(1−1)[本発明]は、窒化処理を実施した後、2段階のショットピーニング処理を実施した鋼ばね(4−2)[本発明]に比べ、折損するまでの耐久回数(繰り返し回数)が高くなっていることがわかる。
特に、本発明の鋼ばねは、窒化処理を施した後、多段階のショットピーニング処理を施すことにより、疲労強度が更に高まることがわかる。
本明細書に記載された全ての文献、特許出願、および技術規格は、個々の文献、特許出願、および技術規格が参照により取り込まれることが具体的かつ個々に記された場合と同程度に、本明細書中に参照により取り込まれる。
Claims (4)
- 質量%で、C:0.08%以下、Si:0.3%〜2.0%、Mn:3.0%以下、Ni:8.0%〜10.5%、Cr:16.0%〜22.0%、Mo:0.5%〜3.0%、N:0.15%〜0.23%を含み、残部がFe及び不純物からなる鋼線に対して、下記式(1)を満たす加工度εで伸線加工を施す工程と、
前記伸線加工を施した鋼線を成形し、コイル状の鋼線を得る工程と、
前記コイル状の鋼線に対して、温度500℃〜600℃、及び時間20分〜40分の条件で熱処理を施す工程と、
前記熱処理が施されたコイル状の鋼線に対して、窒化処理を施し、前記コイル状の鋼線の表面に厚さ40μm〜60μmの窒化層を形成する工程と、
前記窒化処理が施されたコイル状の鋼線に対して、ショットピーニング処理を施す工程と、
前記ショットピーニング処理が施されたコイル状の鋼線に対して、熱処理を施す工程と、
を有するステンレス鋼ばねの製造方法。
式(1):
−0.79×Ln(d1)+2.36≦ε≦−0.79×Ln(d1)+2.66
但し、式(1)中、εは加工度=Ln(d)×2を示す。Lnは自然対数を示す。dはd0/d1を示す。d0は伸線処理前の鋼線の線径(mm)を示す。d1は伸線処理後の鋼線の線径(mm)を示す。 - 前記ショットピーニング処理が、多段階のショットピーニング処理である請求項1に記載のステンレス鋼ばねの製造方法。
- 前記式(1)中のd1が2.00mm〜5.00mmである請求項1又は請求項2に記載のステンレス鋼ばねの製造方法。
- 前記窒化層の厚さが、45μm〜58μmである請求項1〜請求項3のいずれか1項に記載のステンレス鋼ばねの製造方法。
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