JPS586923A - 耐へたり性の優れたばね用鋼の製造法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は耐へたり性をこ優れたばね用銅の製造方法に関
するものである。

近年、自動車軽量化の一環として懸架ばねの軽量化が強
く求められるようｔこなってきた。この要求に対して、
ばねの設計応力を上昇させ、高応力状態で使用すること
により軽量化を図ることが効（） 果とされている。

しかし、現用のばね用銅を高応力下で使用すると、耐久
性と、へたつが増加するという問題が生じ、後者の「へ
たり」は、はね高さの減少、しいては車高の減少として
現われ、バンパー高さが低下するため安全上火きな問題
とする。

そこで、近年高応力設計を可能とする耐へたり性の優れ
たばね用銅が求められている。

従来、耐へたり性の優れたばね用銅としては。

ばね鋼中のＳｉが耐へたり性に有効な元素であることが
知られるにつれて、５ＵＰ６よりもさらにＳｌ量の高い
５ＵＰ７が多く用いられるようケこなってぎた。しかる
に、懸架ばねの軽量化に対する要求は厳しいものかあ、
す、５ＵＰ７よりもさらに耐へたり性の優れたばね用銅
の開発が強く望まれていた。

本願出願人はこのような背景の下に、先に高Ｓｉばね用
銅に適量のＶ、Ｎｂ、Ｍｏを１種ないし２１１以上添加
することにより、ＳＵＰ？よりもさらに耐へたり性が優
れ、かつ、ばね用銅として必要な耐疲労性、靭性につい
ても５ＵＰ７と同等な性能を有するばね用銅を開発して
出願（特願昭５５−１０８０２０号）した。

また、比較的大型の自動車等に使用される太物のコイル
ばね、トーン３ンバーおよび厚物の重ね板はねにおいて
は、熱処理時、芯部まで焼が入り難いことにより、芯部
の組織はベイナイトあるいはフェライト−パーライトと
なり、マルテンサイト組織に比べて硬さが低く、■、Ｎ
ｂによる耐へたり性向上効果が著しく損なわれる。

本発明暑等は、前記の太物または厚物のばね１こ対して
も十分に耐へたり性を得るべき研究を重ねた結果、高Ｓ
ｉばね用銅に適量のＶ、Ｎｂを１種ないし２種を添加す
るとともに、さらにＢ、Ｃｒのうちｉｌ！ないし２種を
添加し、Ｎ　Ｏ，００８０％以下とすることによって太
物のコイルばね、トーションバーおよび厚物の重ね板ば
ねにおいても熱処理時。

芯部までマルテンサイト組織が得られ、耐へたり　、性
を損うことのない焼入性の優れたばね用銅を開発して出
願（特願昭５６−７４６８９号）した。

前記の鋼におけるＶ、ＮｂおよびＢの耐へたり性焼入性
向上機構を以下に説明する。

Ｖ、Ｎｂは鋼中において炭化物を形成し、このＶ炭化物
、Ｎｂ炭化物（以下５合金炭化物という）は、焼入れ時
に加熱に際してオーステナイト中ｔこ　　　　　、、。

溶解し、焼入れによりマｙテンサイド中に過飽和に固溶
される。これを焼もどしすると、その過程で微細な合金
炭化物が再析出し、二次硬化を生じこれが鋼中をこおい
て転位の動きを阻止することにより耐へたり性を向上さ
せる働きをするものである。

また、焼入れ時の加熱においてオーステナイト中に溶解
されない合金炭化物は、オーステナイト結晶粒を微細化
するとともにその粗大化を防止する。このよう１こ微細
化した結晶粒界は転位の移動量を少なくすることにより
耐へたり性を向上させる。

また、原子状のＢは焼入性に有効な働きをする。

この原子状のｍ−中において侵入型として結晶内に固溶
するもので、特に転位付近に侵入し易い。

このようにＢが侵入した転位は移動が困難となることか
らへたり減少に効果を有するものである。

さらに、前記の鋼について、焼入れ温度を８５０〜１２
００℃の範囲で順次高＜　Ｌ、５５０℃で焼もどしした
時の硬さを第１図に示した。これよりＫｌ鋼を除いて、
Ａｌ、Ａ４鋼およびＡ５鋼においては焼入れ温度が高く
なるにしたがって硬さが上昇していることがわかる。こ
れは上述したオーステナイト相に溶解する合金炭化物が
焼入れ温度の上昇にともない増加し、これにより二次硬
化が顕著に生じたことを°物語っている。

すなわち、焼入れに際して加熱温度を従来の８８０〜８
７０℃程度から９００〜１２００℃と高くすることによ
り、オーステナイト中に固溶するＶ、ＮｂＭｏの炭化物
量を増加させることができ、したがって、その後の焼も
どし過程で微細な炭化物析出量が増加し、二次硬化をさ
らに促進させることにより耐へたり性をより向上させる
ことが可能である〜 しかしながら、従来の重油等の加熱方法で９００〜１２
００℃という高温で長時間加熱を施すと、鋼材表面に脱
炭現象が生ずるととも１こ表面肌が荒れ疲労寿命を大巾
に低下させ、かつオーステナイト結晶粒が粗大化するな
どの悪影響が生ずる。本発明はこのような背景の下に１
本発明者等が研究を重ねた結果、高Ｓｉばね用銅ｔこ適
量のＶ、Ｎｂ、Ｍｏを１種ないし２種以上添加するとと
もに必要に応じてＢ、Ｃｒを１種ないし２１ｍ含有させ
、かつ、ＮＯ，００８０％以下を含有する鋼の耐へたり
性をさらに向上させるため、焼入れに際して鋼材を急速
に９００〜１２００℃に加熱し、脱炭、肌荒を生ずるこ
とな（Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏの炭化物をオーステナイト中に大
量に固溶させ、焼入れし、ついで４００〜５８０℃で焼
もどしを施すことにより焼もとし過程で微細な炭化物を
大量に析出させ、二次硬化をさらに促進させることによ
り耐へたり性をより向上させたばね用銅の製造法を見い
出したものである。

以下に本発明について具体的に説明する１本発明ハを量
１ｍＬテＶ０．０５−０．５０％、Ｎｂ　Ｏ，０５−０
，５０チｌＭｏ０−０５〜０．５０チのうち１種ないし
２種以上を含有する低合金はね用銅を、９００〜１２０
０℃まで急速に加熱後、焼入れし、ついで４００〜５８
０℃で焼もどしを施すもので、第２発明は第１発明のＣ
を０．５０−０．８０チ、Ｓｉを１　、５０−２　、５
０９ｂ、　Ｍ　ｎを０．５０〜１．５０％と高Ｓｉばね
用銅とすることにより第１発明の耐へたり性をさらに向
上させたもので。

第８発明は第２発明の鋼に、さらに、Ｂ　Ｏ，０００５
７−０，０１チ、　ＣＦ　０．２０−１．０　％　）う
ち１種ないし２種と、Ｎ　Ｏ，００８０９６以下を含有
させるこ〜とにより第２発明の焼入れ性を向上させたも
のである。

つぎに本発明鋼の成分限定理由ｔこついて説明する。

Ｃ量を０．５０〜０．８０チとしたのは０．５０％以下
では焼入れ、焼もどしにより高応力ばね用銅として十分
な強度が得られないためであり、０．８０％を越えて含
有させると過共析鋼となり靭性の低下が著しくなるため
である。

Ｓｉ量を１．５０〜２．５０チとしたのは、１．５０−
以下ではＳｉの有するフェライト中に固溶することによ
り素地の強度を上げ、耐へたり性を改善するという効果
が十分ｔこ得られないためであり、２．５０チを越えて
含有させても耐へたり性向上の効果が飽和し、かつ、熱
処理により遊離炭素を生じる恐れがあるためである。

Ｍｏ量を０．５０−１．５０チとしたのは、０．５０　
％以下ではばね用銅としてφ強度が不足し、さらに焼入
性の点でも不十分であるためであり、　１．５０　％を
越えて含有させると靭性を阻害するためである。

Ｖ、Ｎｂ、Ｍｏはいずれも本発明鋼においては耐へたり
性を改善する元素である。

このような働きを奏するＶ、ＮｂｌＭｏの含有量をそれ
ぞれ０．０５−０．５０％　トしたのは、０．０５　％
以下では上記の効果が十分に得られないためであり。

０．５０１を越えて含有させてもその効果が飽和し。

かつ、オーステナイト中に溶解されない合金炭化物量が
増加し、大きな塊となることにより非金属介在物的な作
用ｔこより鋼の疲労強度を低下させる恐れがあるためで
ある。

これらのＶ、　Ｎ　ｂ、Ｍｏは２種以上を複合添加する
ことにより、Ｖ、ＮｂｌＭｏを単独で添加した場合に比
べ、より低い温度でオーステナイト中への溶解を開始さ
せ、また焼もどし過程において微細な合金炭化物の析出
は、二次硬化をより促進させることＶこより耐へたり性
をさらに向上させるものである。

Ｂ量を０．０００５〜０．Ｏｌチとしたのは、　０．０
００５−以下では焼入性向上効果および耐へたり性減少
効果が十分に得られないためであり、　０．０１％を越
えて含有させるとボロン化合物が析出し、熱間脆性が現
われるためである。

Ｃｒ量を０．２０〜１．０チとしたのは、０．２０チ以
下では十分な焼入性効果がないためであり、　１．０　
％を越えて含有させると、本発明のように高Ｓｉ鋼では
組織の均一性が損なわれ、耐へたり性を阻害するためで
ある。

Ｎ量をｏ、ｏｏｓｏチ以下としたのは、ＢがＮと結合し
、原子状のＢが減少することにより、Ｂの効果が損なわ
れるのを防止するためである。

また、焼入れに際して加熱温度を９００〜１２００℃と
したのは、９００℃未満では■、Ｎｂ、Ｍｏを、特１こ
Ｎｂ　＊独添加の場合、オーステナイト中に十分に固溶
させることができないためであり、上限を１２００℃と
したのは１２００℃を越えて加熱すると鋼材表面に脱炭
、肌荒れが生じ易くなるためである。

また、急速加熱を行うのは、加熱速度が６．００℃／ｍ
以下では高温での加熱時間が長くなることｔこより、鋼
材表面ｔこ脱炭現象が生ずると−ともしこ表面肌が荒れ
、疲労寿命を大巾に低下させ、かつ、オーステナイト結
晶粒が粗大化するなどの悪影響が現われるためであり、
５００℃／−以上の急速加熱を行うには、高周波加熱装
置又は直接通電加熱装置等を用いることが好ましい。

また、焼もどし温度を４００〜５８０℃としたのは本発
明においてはＶ、Ｎｂ、Ｍｏを含有することにより、オ
ーステナイト中に固溶されたこれらの炭化物が焼もどし
過程で微細な合金炭化物として析出し、二次硬化を生ず
ること１こより、第２図１こ示したように５８０℃とい
う高温で焼もどしを行っても従来鋼ｔこ比べ、硬さの低
下が小さく　、　ＨＲＣ４４，５以上の硬さが得られる
ためである。

つぎに１本発明を実施例によって具体的１こ説明する。

第１表は、これらの供試鋼の化学成分を示したものであ
る。

第１表においてＡ１〜Ａ５は本発明ｅこ用いる鋼でＢ１
は従来鋼でＳＵＰ　７である。

第２表は鋳造後、圧延比５０以上で熱間在廷を施した第
１表の供試鋼を、焼入れに際して５０℃／Ｗ、１０００
℃／−１６０００℃／ｍという加熱速度で、９５０℃、
１０５０℃、１１５０℃まで急速加熱後、焼入れしつい
で焼もどし硬さがＨＲＣ４８程度１こなるように焼もど
しを行い、この時のへたり量（残留剪断歪）脱炭および
オーステナイト結晶粒度を示したものである。素線径１
ａ、古　　コイルはねのへたり量の測定は、第８表ｔこ
示す諸元を有する・イルばねを　　　　　　□゛５”冷
間成形し、歪取り焼鈍を行った後、シリットピー二ング
処理を施し、ついで素線の剪断応カエニ１１５句／−と
なるようにセ・ツチングを加えてへたり試験片を作製し
た。そしてこの試験片を２０℃の一定温度で、素線の剪
断応力Ｔ：＝１０５峠／−となる荷重を加え、９６時間
経過似下、これを長期荷重という）した後のコイルばね
のへたり量を測定した。

なお、へたり量は旧訳長期荷重を加える前にコイルばね
を一定の高さまで圧縮するに要した荷重Ｐｌと、餌記長
期荷重を加えた後に同一の高さまで圧縮するに要した荷
重Ｐ２とを測定し、その差△Ｐ（二ｐ　ｌ−ｐ　ｘ）よ
り次式を用いて算出したもので、剪断ひずみの牟位を有
し、残留、剪断ひずみと称する値をもって評価した。

Ｇ：横弾性率（峠ｆ／ｄ）　　　Ｄ：コイル中心径（履
）ｄ：素線径（−） Ｋ：ワールの修正係数（コイルばねの形状により定まる
定数） マタ、平行部径が８０霧φのトークリン・バーのへたり
量の測定は、第４表１こ示す諸元を有するトークリン・
バーを製作し、最終硬さがＨＲＣ４８程度になるように
焼入れ、焼もどし処理を行った後ショットピーユング処
理を施し、へたり試験片とした。へたり試験に先立って
、試験片平行部の表面に剪断応力て＝１００ｔｇｆ／−
が現われるようなトルクを両端に付加し、セッチングを
施した。セフチングの後剪断応力τ＝１００ｔｇｆ／−
となるトルクを加え、そのまま９６時間放置し、その後
、ねじり角度の減少量からＹＲ二△θ・ｄ／２１’＜従
って残留剪断歪量を求めた。

駄Ｐ甑色 ＠１表 また、脱炭については、Ｊ　Ｉ　Ｓ　Ｇｅ２Ｓ３　　測
定法により測定したものであり、オーステナイト結晶粒
度についてはＪ　Ｉ　Ｓ　ＧＯ５６１焼入れ、焼もどし
くｃｈ）法により測定したものである。

ＩＩ！表により明らかなように、本発明法にょる熱処理
条件により製造した１８．５−φのコイ声ばねのへたり
量は２．３〜ｓ、ｓ　ｘ　ｔ　ｏ　　と、従来の熱処理
条件により１１造したコイ〃ばねのへたり量４．ｉｉ〜
４．５Ｘｌ＠−４と比べ極めて優れた値を示しておりま
た１本発明法による熱処理条件により１１造した３０−
φのトーン１ンバーについても、へたり量が！０丁−Ｌ
９　Ｘ　１０　　と従来の熱処理条件（より製造した）
　−Ｆ　＋ｗン・バーのへたり量と比べ極めて優れた値
を示している。

このことから１本発明の供試鋼を用いて１本発明の熱処
理法により製造したばねは耐へたり性に優れていること
は明らかである。

これは、本発明法においては供試鋼として、■。

種 Ｎｂを１種ないし！！亀を添加した鋼を用いて、かつ、
　９６０’Ｃ，１０６０℃、１１６０℃とい５１温に加
熱し、７％Ｎｂの炭化物なオーステナイト中に大量に固
溶させたことにより、その後の焼もどし過程で微細な炭
化物をより多く析出させ、二次硬化をさらに促進させる
ことにより耐へたり性をより向上させたものである。

また％Ｂを添加したム５．ム４の供試鋼を用いた壜台に
は、＄０１−という大物であるにもかかわらず優れた耐
へたり性を有している。これはＢを含有させたことによ
り、８ｏ−φのトーシ璽ン・パーにおいても焼入れ処理
により芯部まで完全にマ〃テンナイトの硬化組織を得る
ことができ耐へたり性が損なわれなかつたことと、Ｂが
侵入し、転位の移動が困難となることによりへたり減少
に効果があつたものと考えられる。

また、脱炭量については１本発明法は１１６０〜１１１
・℃　という高Ｉｌ＃ｃ加熱しても、その加熱速度１１
００Ｇ’Ｃ，／’ｗ　、　５０００’Ｃ／−という高速
加熱を施したことにより、その脱炭量は（１，０２〜Ｏ
，ＯＳ−と、従来法の０．１４〜０．４２調と比べて極
めて少ないものである。

さらに、オーステナイト結晶粒度については、本発明に
用いる鋼がＶ、Ｎｂを１種ないし２種含有することによ
り９５Ｇ−１０００℃という高温に加熱しても結晶粒度
は１０．６〜１１．８　　と、従来法の７．８〜−、！
と比べて微細であり、オーステナイト結晶粒る の粗大化防止にも優れた効果を有する−のであへまた、
Ａｌ〜Ａ６の大発明法により１作製した上記コイルばね
およびトーシ鱗ン・パーに対１．て、剪断応力６０±５
０　ｋｑ　ｆ　／−で繰り返し負荷を与え疲労ト 試験を行った結果、いずれのコイルばねおよびへ一ン３
ン・バーも２０万回繰り返し負荷を与えても折損しなく
本発明の熱処理による疲れ寿命に対する影響のな１１こ
とが確認された。

上述の如く本発明は従来の高Ｓｉばね用銅に適量のＶ、
Ｎｂ、、Ｍｏを単独あるいは複合して添加させるととも
に必要ｔこ応じてＢ４Ｃｒのうち１種ないし２種を含有
し、さらにＮをｏ、ｏｏｓｏチ以下とした鋼を急速に９
００〜１２００℃という高温に加熱し、焼入れ、焼もと
じを行うことにより、脱炭肌荒およびオーステナイト結
晶粒の粗大化をきたすことなく耐へたり性を向上するこ
とに成功したもので、かつ、ばね用銅として必要な耐疲
労性−ＩＪ性についても従来鋼と比べてそん色のないも
ので、特に乗用車懸架ばね用銅の製造法として極めて高
い実用性を有するものであ４゜

【図面の簡単な説明】

第１図は、第１表の鋼を８５０〜１２００℃の温度から
油中に焼入れし、ついで５５０℃で焼もどしをした時の
硬さを示した線図、第２図は上記の鋼を９５０℃の温度
から油中に焼入れ後、３００〜６００℃の間で焼もどし
を行いその硬さを示した線図、＠ｊへ” ￥７１１箱 χ２　因 犬支−もヒ・ｔ７（）（（゛シン

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １　、　重量比ｔｚ　Ｌ　テＶ　Ｏ，０５−０−５０％
   、Ｎｂ０．０５−０．５０チ、Ｍｏ　０．０５〜０．５
   ０チのうち１種ないし２種以上を含有する低合金ばね用
   銅を、９００〜１２００℃まで急速に加熱後、焼入れし
   、ついで４００〜５８０℃で焼もどしを施すことを特徴
   とする耐へたり性の優れたばね用銅の製造法。 ０．０５〜０．５０チ、ＭｏＱ、０５〜０．５０チのう
   ち１種ないし２種以上を含有し、残り実質的にＦｅ＋よ
   りなる鋼いて４００〜５８０℃で焼もどしを施すことを
   特徴とする耐へたり性の優れたばね用銅の製造法。 ８　、　重量比Ｋ　Ｌ　テＣＯ，５０％−０，８０％、
   　Ｓ　ｉ　１．５０−２．５０％、　Ｍｎ　０．５０−
   １．５０１と、Ｖ　Ｏ，０５−０，５０気Ｎｂ０．１０
   ５〜０．５０％のうち１種ないし２種と、さらにＢＯ，
   ０００５−０，０１％、Ｃ１，２０−１，Ｏ％ノうち１
   種ないし２種と、Ｎ　Ｏ，００８０％以下を含有させ、
   残り実質的にＦｅより゛なる鋼を、９００〜１２００℃
   まで急速１こ加熱後、焼入れし、ついで４００〜５８０
   ℃で焼もどしを施すことを特徴とする耐へたり性の優れ
   たばね用銅の製造法。