JPS6041686B2 - 耐へたり性の優れたばね用鋼の製造法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】 本発明は耐へたり性に優れたばね用鋼の製造方法に関す
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
く求められるようになつてきた。

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的と
されている。日゛、−ｒｎ Ａ★：ーィで−ーｐ−尚丁
１ふフと、耐久性と、へたりが増加するという問題が生
じ、後者の「へたり」は、ばね高さの減少、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
全上人きな問題とする。

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鋼としては、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、ＳＵＰ６よりもさらにＳｉ量の高いＳＵＰ７
が多く用いられるようになつてきた。

しかるに、懸架ばねの軽量化に対する要求は厳しいもの
があり、ＳＵＰ７よりもさらに耐へたり性の優れたばね
用鋼の開発が強く望まれていた。本出願人はこのような
背景の下に、先に涜βｉばね用鋼の適量のＶ、Ｎｂ、Ｍ
ｏを１種ないし２種以上添加することにより、ＳＵＰ７
よりもさらに耐へたり性が優れ、かつ、ばね用鋼として
必要な耐疲労性、靭性についてもＳＵＰ７と同等な性能
を有するばね用鋼を開発して出願（特願昭５５−１０８
０２０号、特開昭５７−３２３５３号）した。また、比
較的大型の自動車等に使用される大物のコイルばね、ト
ーシヨンバーおよび厚物の重ね板ばねにおいては、熱処
理後、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
ルテンサイ卜組識に比べて硬さが低く、■，Ｎｂによる
耐へたり性向上効果が著しく損られれる。

本発明者等は、前記の太物または厚物のばねに対しても
十分に耐へたり性を得るべき研究を重ねた結果、？ｌば
ね用鋼に適量の■，Ｎｂ円１種ないし２種を添加すると
ともに、さらにＢ，Ｃｒのうち１種ないし２種を添加し
、ＮＯＯ．ＯＯ８Ｏ％以下とすることによつて太物のコ
イルばね、トーシヨ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識が得られ
、耐へたり性を損うことのない焼入性の優れたばね用鋼
を開発して出願（特願昭５６−７４６３９号、特開昭５
７一１８８６５１号）した。

前記の鋼における■，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、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に溶解し、焼入れによ
りマルテンサイト中に過飽和に固溶される。

これを焼もどしすると、その過程て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において転位の動
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
テナイト中の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。

このように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Ｂ？１鋼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固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、高Ｓｉばね
鋼に適量の■，Ｎｂを含有させその化学成分を後述の第
１表に示した銅において、焼入れ温度（８５０℃〜１２
００℃）と５５０℃焼もどし硬さとの関係を調べ第１図
に示した。

第１図よ・りあきらかなように高Ｓｊばね鋼であるＢ１
鋼を除いて、適量の■，Ｎｂを含有させたＡｌ，Ａ４ｌ
ＡおよびＡ５鋼においては焼入れ温度が高くなるにした
がつて焼もどし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、これによりニ次硬化
が顕著に生じたことを物語つている。すなわち、焼入れ
に際して加熱温度を従来の８３０〜８７０゜Ｃ程度から
９００〜１２０００Ｃと高くすることにより、オーステ
ナイト中に固溶する■，Ｎｂ，ＭＯの炭化物量を増加さ
せることができ、したがつて、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に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、本発明者等が研究を重
ねた結果、高Ｓｉばね用鋼に適量の■，Ｎｂを１種ない
し２種添加するとともに必要に応じてＢを含有させ、か
つ、ＮＯ．ＯＯ８Ｏ％以下とした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く■
，Ｎｂ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
ことにより焼もど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鋼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。

第１発明は重量比にしてＣＯ．５Ｏ〜０．８０％、Ｓｉ
ｌ．５Ｏ〜２．５０％、ＭｎＯ．５Ｏ〜１．５０％と、
ＶＯ．Ｏ５〜０．５０％、ＮｂＯ．Ｏ５〜０．５０％の
うち１種ないし２種を含有し、残り実質的にＦｅよりな
る鋼を、９００〜１２００℃まで急速に加熱後、焼入れ
し、ついで４００〜５８０℃で焼もどしを施するもので
、第２発明は、第１発明の鋼に、さらに、ＢＯ．ＯＯ５
〜０．０１％含有させ、ＮＯ．ＯＯ８Ｏ％以下とするこ
とにより第１発明の焼入れ性をさらに向上させたもので
ある。つぎに本発明鋼の成分限定理由について説明する
。

Ｃ量を０．５０〜０．８０％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鋼として十分
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。

Ｓ】量を１．５０〜２．５０％としたのは、１．５０％
以下ではＳｊ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
が十分に得られないためであり、２．５０％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。

Ｍｎ量を０．５０〜１．５０％としたのは、０．５０％
以ではばね用鋼としての強度が不足し、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■，Ｎｂの含有量をそれぞれ０
．０５〜０．５０％としたのは、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、０．５０％を
越えて含有させてもその効果が飽和し、かつ、オーステ
ナイト中に溶解さら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により鋼の疲
労強度を低下させる恐れがあるためである。

これらの■，Ｎｂは２種を複合添加することにより、■
，Ｎｂ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
進させることにより耐へたり性をさらに向上させるもの
である。

Ｂ量を０．０００５〜０．０１％としたのは、０．００
０５％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。Ｎ量を０．００８０％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゜Ｃ
としたのは、９００℃未満では■、Ｎｂを、特にＮｂ単
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′Ｃ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５００℃／Ｍｉ
ｎ以下では高温での加熱時間が長くなることにより、鋼
材表面に脱炭現象が生ずるとともに表面肌が荒れ、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
′Ｃ／Ｍｊｎ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゜Ｃとしたのは本
発明においては■，Ｎｂ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
とにより、第２図に示したように５８０℃という高温て
焼もどしを行つても従来鋼に比べ、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、本発明を実施例によつて具体的に説明する。

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は本発明に用いる鋼でＢ１は
従来鋼てＳＵＰ７である。

第２表は鋳造後、圧延比５０以上で熱間圧延を施した第
１表の供試鋼を、焼入れに際して５０′Ｃ／Ｍｊｎｌｌ
ＯＯＯ′Ｃ／Ｍｊｎｌ５ＯＯＯ℃／Ｍｉｎ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程度にな
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１３．５７！φコイトばねのへたり量の測定は、
第３表に示す諸元を有するコイルばねを冷間成形し、歪
取り焼鈍を行つた後、ショットピーニング処理を施し、
ついで素線の剪断応力τ＝１１５ｋｇ／ＴｒＯｉとなる
ようにセツチン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゜Ｃの一定温度で、素線の剪断
応力γ＝１０５ｋ９／ｄとなる荷重を加え、９６時間経
過（以下、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、へたり量は前記長期荷重
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Ｐ１と、前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ΔＰ
（＝Ｐ１−Ｐ２）より次式を用いて算出したもので、剪
，断ひすみの単位を有し、残留剪断ひすみと称する値を
もつて評価した。

Ｇ：横弾性率（Ｋｇｆ／Ｔｎ！ｔ） Ｄ：コイル中心径（Ｗｆｔ） ｄ：素線径（ＴｒＯｆＬ） 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）また、平行部径が３亡φのトーシヨン・バーのへ
たり量の測定は、第４表に示す諸元を有するトーシヨン
・バーを製作し、最終硬さがＨＲＣ４８程度になるよう
に焼入れ、焼もどし処理を行つた後ショットピーニング
処理を施し、へたり試験片とした。

へたり試験に先立つて、試験片平行部の表面に剪断応力
τ＝１００ｋ９ｆ／ｄが現われるようなトルクを両端に
付加し、セツチングを施した。セツチングの後剪断応力
τ＝１００ｋ９ｆ／ｄとなるトルクを加え、そのまま９
Ｃｆｆ間放置し、その後、ねじり角度の減少量からＹＲ
＝Δθ・ｄ／２′に従つて残留剪断歪量を求めた。また
、脱炭については、ＪＩＳＧＯ５関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ＪＩ
ＳＧＯ５５ｌ焼入れ、焼もどし（Ｇｈ）により測定した
ものである。

第２表により明らかなように、本発明法による熱処理条
件により製造した１３．５Ｔｒ０ｎφのコイルばねのへ
たり量は２．３〜３．８×１０−４と、従来の熱処理条
件により製造したコイルばねのへたり量４．２〜４．５
×１０−４と比べ極めて優れた値を示しており、また、
本発明法による熱処理条件により製造した３０順φのト
ーシヨンバーについても、へたり量が２．７〜２．９×
１０−４と従来の熱処理条件により製造した３０ｒｒ０
ｒＬφのトーシヨン・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、本発明の供試鋼を用いて、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、■，Ｎｂを
１種ないし２種を添加した鋼を用いて、かつ、９５０℃
、１０５０′Ｃｌｌｌ５Ｏ′Ｃという高温に〜加熱し、
■，Ｎｂの炭化物を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て微細な炭化物を
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てある。

また、Ｂを添加したＡ５，Ａ４の供試鋼を用いた場合に
は、３０Ｔｍｆｆ１φという太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、３０ＷＬφのトーシ
ヨン・バーにおいても焼入れ処理により芯部まで完全に
マル．テンサイトの硬化組識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
が固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、本発明法は９
５０〜１１５０℃という高温に加熱しても、その加熱速
度を１０００℃／Ｍｉｎｌ５ＯＯＯ℃／Ｍｉｎという高
速加熱を施したことにより、その脱炭量は０．０２〜０
．０９ｗＬと、従来法の０．１４〜０．４２Ｔ！＄Ｌ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
用いる銅が■，Ｎｂを１種ないし２種含有することによ
り９５０〜１１５０℃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７．８〜９．２と比
べて微細であり、オーステナイト結晶粒の粗大化防止に
も優れた効果を有するものてある。

また、Ａ１〜Ａ５の本発明法により、作製した上記コイ
ルばねおよびのトーシヨン・バーに対して、剪断応力６
０±５０ｋ９ｆ／ＴｒＵｉで繰り返し負荷を与え疲労試
験を行つた結果、いずれのコイルばねおよびトーシヨン
・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もないことが
確認された。上述の如く本発明は従来の高さＳ１ばね用
鋼に適量の■，Ｎｂを単独あるいは複合して添加させる
とともに必要に応じてＢを含有し、さらにＮを０．００
８０％以下とした銅を急速に９００〜１２００′Ｃとい
う高温に加熱し、焼入れ、焼もどしを行うことにより、
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、ばね用鋼として必要な耐疲労性、靭性についても
従来鋼と比べてそんな色のないもので、特に乗用車懸架
ばね用鋼の製造法として極めて高い実用性を有するもの
である。

【図面の簡単な説明】

第１図は、第１表の鋼を８５０〜１２０００Ｃの温度か
ら油中に焼入れ、ついで５５０′Ｃ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゜Ｃの
温度から油中に焼入れ後、３００〜６００゜Ｃの間で焼
もどしを行いその硬さを示した線図。

Claims (1)

1. 【特許請求の範囲】 １ 重量比にしてＣ０．５０〜０．８０％、Ｓｉ１．５
   ０〜２．５０％、Ｍｎ０．５０〜１．５０％と、Ｖ０．
   ０５〜０．５０％、Ｎｂ０．０５〜０．５０％のうち１
   種ないし２種を含有し、残り実質的にＦｅよりなる鋼を
   、９００〜１２００℃まで急速に加熱後、焼入れし、つ
   いで４００〜５８０℃で焼もどしを施することを特徴と
   する耐へたり性の優れたばね用鋼の製造法。 ２ 重量比にしてＣ０．５０〜０．８０％、Ｓｉ１．５
   ０〜２．５０％、Ｍｎ０．５０〜１．５０％と、Ｖ０．
   ０５〜０．５０％、Ｎｂ０．０５〜０．５０％のうち１
   種ないし２種と、さらにＢ０．０００５〜０．０１％と
   、Ｎ０．００８０％以下とし、残り実質的にＦｅよりな
   る鋼を、９００〜１２００℃まで急速に加熱後、焼入れ
   し、ついで４００〜５８０℃で焼もどしを施することを
   特徴とする耐へたり性の優れたばね用鋼の製造法。