WO2004087978A1 - 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね - Google Patents

加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね Download PDF

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hardness
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PCT/JP2004/004195
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Sumie Suda
Nobuhiko Ibaraki
Noritoshi Takamura
Naoki Terakado
Satoru Tendo
Tadayoshi Fujiwara
Tetsuo Jinbo
Original Assignee
Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho
Nhk Spring Co., Ltd.
Shinko Wire Co., Ltd.
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    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
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    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength spring steel wire and a high-strength spring which are not only excellent in fatigue characteristics and sag resistance but also excellent in cold workability (coiling properties).
  • Valve springs for automobile engines suspension springs for suspensions, clutch springs, brake springs, etc. have been required to be designed to be suitable for high stresses with the recent reduction in weight and output of automobiles.
  • the spring has a low sag resistance
  • the amount of sag of the spring will increase during high stress loading, and the engine speed will not increase as designed, resulting in poor response. Excellent springs are required.
  • the spring resistance can be improved by increasing the strength of the spring material.
  • the strength of the spring material is increased, the fatigue characteristics are expected to improve in terms of the fatigue limit.
  • a method for improving fatigue strength and sag resistance by adjusting chemical components and increasing tensile strength after oil quenching and tempering (after oil tempering).
  • a method of improving sag resistance by adding a large amount of an alloying element such as Si Japanese Patent No. 2898472, Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-17069). No. 937 7).
  • the method of improving the fatigue properties and the sag resistance by increasing the tensile strength has a problem that the spring is broken at the time of coiling.
  • a method to improve sag resistance by adding a large amount of alloy components In this case, the susceptibility to surface flaws and internal defects increases, and breakage is likely to occur from these defects when assembling and using the spring. Therefore, it is difficult to improve the cold workability while improving both the sag resistance and fatigue characteristics of the spring.
  • the present invention has been made in view of the above circumstances, and provides a steel wire for a high-strength spring and a high-strength spring that are excellent in both set resistance and fatigue characteristics and also excellent in workability (cold workability). . Disclosure of the invention
  • the steel wire for high-strength springs having excellent workability according to the present invention has C: 0.53 to 0.68% (mean% by mass, the same applies hereinafter), and Si: 1.2 to 2.5. %, Mn: 0.2 to 1.5% (for example, 0.5 to 1.5%), Cr: 1.4 to 2.5%, and A1: 0.05% or less (0% Ni: 0.4% or less (not including 0%), V: 0.4% or less (not including 0%), Mo: 0.05 And at least one selected from Nb: 0.05 to 0.5%, and the balance is Fe and unavoidable impurities.
  • the spring steel wire of the present invention has a tempered martensite structure, the grain size number of the prior austenite grains is 11.0 or more, and 0.2% (Sigma 0. 2) the ratio of the tensile strength ( ⁇ ⁇ ) ( ⁇ ⁇ . 2 / ⁇ ⁇ ) is also a 0.8 5 below.
  • the spring of the present invention is made of the above-mentioned steel wire for a high-strength spring.
  • the hardness of the core is about Hv 550 to 700, and the depth at which the compressive residual stress of the surface turns into tension is: It is desirable that the thickness is not less than 0.05 mm and not more than 0.5 mm.
  • the spring of the present invention may or may not be subjected to a surface hardening treatment (such as nitriding treatment), but when the surface hardening treatment is not performed, the spring residual stress on the surface of the spring should be 140 OMPa or less. desirable.
  • the compressive residual stress on the surface of the spring is not more than 800 MPa
  • the hardness is preferably about HV750 to 11550.
  • the depth of the hardened layer is, for example, 0.02 mm or more.
  • the steel wire and the spring of the present invention contain C, S i, M n, C r, A 1, and further contain at least one selected from N i, V, M o, and N b, and the balance Is Fe and inevitable impurities.
  • the amount of each component and the reason for the limitation will be described.
  • Cr has an effect of improving sag resistance and an effect of reducing defect sensitivity, and is an extremely important element for the present invention.
  • Cr has the effect of thickening the grain boundary oxidized layer and reducing the fatigue life, this point controls the atmosphere during oil tempering (specifically, it actively removes water vapor).
  • the upper limit 0.5 0 5% and preferably 0 to 4% 0.1.
  • N i 0.4% or less (excluding 0%)
  • Ni is an element that enhances hardenability and prevents low-temperature embrittlement.However, if it is too much, bainite or martensite structure is formed during hot rolling, and toughness and ductility decrease. Therefore, the upper limit is set to 0.4%, preferably 0.3%. The preferred amount of Ni is 0.1% or more.
  • V 0.4% or less (excluding 0%)
  • Mo is an element that improves the softening resistance, exhibits precipitation hardening, and is useful for increasing the resistance to heat after low-temperature annealing.
  • Mo is, for example, at least 0.05%, preferably at least 0.10%.
  • the upper limit is 0.5%, preferably 0.3%, and more preferably. Is 0.2%,
  • Nb forms Nb carbonitride having a pinning effect, it has an effect of refining crystal grains during heat treatment such as oil tempering (quenching and tempering), and can improve toughness and ductility.
  • the content is set to 0.05% or more, preferably 0.10% or more.
  • the upper limit is set to 0.5%, preferably 0.3%.
  • the structure of the spring steel wire of the present invention is usually a composite structure composed of tempered martensite and residual austenite (remaining austenite after cooling to room temperature).
  • the tempered martensite is, for example, 90 area% or more, and the residual austenite is, for example, about 5 to 10 area%.
  • the grain size number of the prior austenite grains is usually 11.0 or more (preferably 13 or more).
  • the larger the crystal grain size number that is, the smaller the crystal grain), the more effective it is in improving fatigue life and improving sag resistance.
  • the grain size number can be increased by adjusting the amount of the grain refining element (Cr, Al, V, Nb) and by increasing the heating rate during quenching in oil tempering. it can.
  • the steel wire (oil-tempered wire) and the spring of the present invention have a ratio of 0.2% resistance ( ⁇ to tensile strength ( ⁇ ⁇ )) (power resistance ratio: ⁇ ⁇ . 2 ⁇ ⁇ ) of 0 8.
  • the steel wire and the spring of the present invention as described above have high strength because the alloy components are appropriately adjusted, and further, since the crystal grain size and the power resistance ratio are also appropriately adjusted, the fatigue life, Excellent in sag resistance and cold workability.
  • the Vickers hardness of the steel wire and the core of the spring can be appropriately adjusted by heat treatment or the like in addition to the adjustment of alloy components.
  • the Vickers hardness is at least V550 or more (preferably at least V570 And more preferably ⁇ V600 or more.
  • the Pickers hardness may be, for example, about 7 ⁇ 700 or less, or about Hv 650 or less.
  • the hardness of the surface can be further increased by using surface hardening technology (such as nitriding).
  • the surface hardness of a nitridated spring (therefore, a nitriding layer is formed on the surface) is Hv750 or more (preferably Hv800 or more) and HV115 or less ( For example, HV1100 or less).
  • the spring steel wire (oil tempered wire), when the annealing temperature 4 0 0 X 2 0 minutes, 0.2% ⁇ Ka (a Q. 2) is 3 0 0 MP a or more (preferably 3 5 OMP a or more) It is desirable to increase
  • delta sigma 0. 2 also, as in the anti-mosquito ratio can be increased by the cooling rate after Oiruten per treatment (quenching and tempering) fast (for example water cooling).
  • the compressive residual stress on the surface of the spring is increased. The longer the residual stress is on the compression side, the longer the fatigue life can be. Desirable compressive residual stress depends on whether or not the spring is nitrided. If the spring is not nitrided, for example, less than 400 MPa (preferably less than 500 MPa, more preferably Is less than 60 OMPa).
  • the residual stress is a negative value, it means that it is compressive (and when it is a positive value, it means that it is tensile), and the larger the absolute value, the larger the residual stress. I do.
  • nitriding that is, when a nitriding layer is formed on the spring surface
  • the compressive residual stress on the surface of the spring can be increased, for example, by increasing the number of shot peenings (eg, by two or more times).
  • the spring of the present invention has a depth at which the compressive residual stress on the surface turns into tension.
  • the crossing point (depth) is, for example, 0.05 mm or more (preferably 0.10 mm or more, more preferably 0.15 mm or more), 0.5 mm or less (preferably 0.4 mm or less, It is more preferably about 0.35 mm or less.
  • the crossing point may be increased, for example, by increasing the number of shot peenings (for example, two or more times), or by increasing the average particle diameter of the shot grains during the shot peening (for example, one step).
  • the average grain size of the shot grains during shot peening of the eyes should be about 0.7 to 1.2 mm).
  • the spring of the present invention is subjected to a surface hardening treatment (nitriding treatment, etc.).
  • the hardened layer (the layer in which Hv is 15 or more harder than the core hardness) is preferably as deep as possible.
  • the deeper the hardened layer the more the occurrence of fatigue cracks is suppressed, and the better the fatigue properties.
  • the depth of the hardened layer is, for example, 0.02 mm or more (preferably 0.03 mm or more, more preferably 0.04 mm or more), 0.15 mm or less (preferably 0.13 mm or less, More preferably, it is 0.10 mm or less.
  • the hardened layer can be deepened by increasing the nitriding time or increasing the nitriding temperature.
  • oil tempering treatment heat treating rate during quenching: 250 ° C / sec, heating temperature: 960 ° C, quenching oil temperature: 70 ° C, tempering temperature Degree: 450 ° C, Cooling rate after tempering: 30 CTCZ seconds, Furnace atmosphere: 10% by volume H 2 ⁇ + 90% by volume N 2 ) to produce an oil-tempered line (steel wire) .
  • the cooling after tempering in the oil tempering treatment was air cooling.
  • the heating rate during quenching in the oil tempering process was set to 20 ° C / sec.
  • the characteristics of the obtained oil-tempered wire were evaluated as follows.
  • the above oil-tempered wire was cold-coiled (average coil diameter: 24.0 mm, number of turns: 6.0, effective number of turns: 3.5), and then subjected to strain relief annealing (400 ° CX2 0 minutes), seat polishing, nitriding treatment (nitriding conditions: 80% by volume NH 3 + 20% by volume N 2 , 4300. CX 3 hours), shot-piping [Number of times: 3 times, Shot Average grain size (first stage): 1.0 mm, The average grain size of the shot grains (average of the first to third stages): 0.5 mm], low-temperature annealing (230 ° C for 20 minutes), cold setting, and used as springs.
  • each of the obtained springs was subjected to a fatigue test under a load stress of 760 ⁇ 65 OMPa at a warm temperature (120 ° C), and the number of repetitions until the springs broke was measured (fatigue life). . If the spring does not break, the number of repetitions I X
  • the test was discontinued at 1 0 7 times.
  • the oil-tempered wire was used as a spring in the same manner as in (4) Fatigue life and residual shear strain.
  • the Vickers hardness (HV) of the surface of this spring was measured by measuring the Pickers hardness (300 gf) on a sample whose surface was polished and converting it into a vertical direction (code method). Is cut, and the hardness of the cross section is measured in accordance with JISZ2244 to determine the depth of the hardened layer, the Pickers hardness of the core (Hv) and the hardened layer (Hv). The depth of the layer (hv 15 or more higher than the hardness of the core) was determined. Furthermore, the residual stress was measured by the X-ray diffraction method, and the points at which the compressive residual stress on the surface of the spring and the compressive residual stress on the surface side turned into tensile residual stress (depth; crossing point) were determined.

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Abstract

本発明のばね用鋼線は、焼戻しマルテンサイト組織を有しており、必須元素としてＣ：０．５３～０．６８％、Ｓｉ：１．２～２．５％、Ｍｎ：０．２～１．５％、Ｃｒ：１．４～２．５％、Ａｌ：０．０５％以下を、選択元素としてＮｉ：０．４％以下、Ｖ：０．４％以下、Ｍｏ：０．０５～０．５％、Ｎｂ：０．０５～０．５％などを含有し、残部はＦｅ及び不可避的不純物であり、旧オーステナイト粒の結晶粒度番号が１１．０以上であり、耐力比（σ0.2／σB）が０．８５以下であるところに特徴を有する。これにより、耐へたり性と疲労特性の両方に優れ、しかも加工性（冷間加工性）にも優れた高強度ばね用鋼線が得られる。

Description

明 細 書 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね 技術分野
本発明は、 疲労特性及び耐へたり性に優れるだけでなく、 冷間加 ェ性 （コィ リ ング性） にも優れた高強度ばね用鋼線及び高強度ばね に関するものである。 背景技術
自動車エンジンの弁ばね、 サスペンショ ンの懸架ばね、 クラッチ ばね、 ブレーキばねなどは、 近年の自動車の軽量化や高出力に伴い. 高応力に適した設計が求められている。
例えば、 ばねの耐へたり性が低いと、 高応力負荷中に、 ばねのへ たり量が大きくなつて、 設計通りにエンジンの回転数が上がらず応 答性が悪くなるため、 耐へたり性に優れたばねが求められる。
ばねの耐へたり性を改善するためには-. ばね素材を高強度化すれ ばよいことが知られている。 またばね素材を高強度化すれば疲労限 の点からは、 疲労特性の向上が期待される。 例えば化学成分の調整 と、 油焼入れ · 焼戻し後 (オイルテンパー処理後) の引張強度を上 昇させることにより、 疲労強度、 耐へたり性を改善する方法が知ら れている。 また S i などの合金元素を多量に添加して、 耐へたり性 を改善する方法も知られている （特許第 2 8 9 8 4 7 2号公報、 特 開 2 0 0 0 — 1 6 9 9 3 7号公報） 。
しかし、 引張強度を上昇させて疲労特性及び耐へたり性を向上さ せる方法では、 ばねのコィ リ ング時に折損が起こるという問題が発 生する。 また合金成分を多量に添加して耐へたり性を改善する方法 では、 表面疵ゃ内部欠陥に対する感受性が高くなり、 ばねの組み付 け時や使用時にこれらの欠陥を起点として折損が起こ り易くなる。 従ってばねの耐へたり性と疲労特性の両方を向上させながら、 さ らに冷間加工性をも向上させるのは困難である。
本発明は上記事情に鑑みたものであり、 耐へたり性と疲労特性の 両方に優れ、 しかも加工性 （冷間加工性） にも優れた高強度ばね用 鋼線及び高強度ばねを提供する。 発明の開示
本発明者らは、 前記課題を解決するために鋭意研究を重ねた結果 合金元素を多量添加して疲労強度及び耐へたり性を向上させた上で 耐カ比 ( σ o.2/ひ B) を 0. 8 5以下に小さくすると、 優れたコィ リ ング性 (冷間加工性) を得られることを見出した。 しかも、 結晶 粒を小さくすれぱ、 さらなる疲労寿命の向上及び耐へたり性の向上 が達成され、 さらには C r を多量添加しても欠陥感受性を低下させ ることなく耐へたり性を向上できることを見出し、 本発明を完成し た。
すなわち本発明に係る加工性に優れた高強度ばね用鋼線は、 C ： 0. 5 3〜 0. 6 8 % (質量％の意、 以下同じ） 、 S i ： 1 . 2〜 2. 5 %、 M n ： 0. 2〜 1 . 5 % (例えば 0. 5〜 1 . 5 %) 、 C r ： 1 . 4〜 2. 5 %、 及び A 1 ： 0. 0 5 %以下 ( 0 %を含ま ない） を含有しており、 さらに N i ： 0. 4 %以下 ( 0 %を含まな い） 、 V ： 0. 4 %以下 ( 0 %を含まない） 、 M o : 0. 0 5〜 0 5 %、 及び N b : 0. 0 5〜 0. 5 %から選択される少なく とも 1 種を含み、 残部は F e及び不可避的不純物である。 しかも本発明の ばね用鋼線は、 焼戻しマルテンサイ ト組織を有しており、 旧オース テナイ ト粒の結晶粒度番号が 1 1 . 0以上であり、 0 . 2 %耐カ ( σ 0.2) と引張強さ （ σ Β) の比 （ σ ο.2/ σ Β) が 0. 8 5以下で もある。
前記ばね用鋼線は、 温度 4 0 0 °C X 2 0分の焼鈍をした際に、 0. 2 %耐カ （ σ 0.2) が 3 0 O M P a以上上昇するものであるのが好 ましい。
また本発明のばねは、 上記高強度ばね用鋼線からなるものであり . 芯部の硬さは H v 5 5 0〜 7 0 0程度、 前記表面の圧縮残留応力が 引張に転ずる深さは 0. 0 5 mm以上 0. 5 mm以下程度であるの が望ましい。 また本発明のばねは表面硬化処理 （窒化処理など） の 有無は問わないが、 表面硬化処理がされていない場合は、 ばねの表 面の圧縮残留応力が一 4 0 O M P a以下であるのが望ましい。 表面 硬化処理がされている場合 （すなわちばね表面に窒化処理層が形成 されている場合) は、 ばねの表面の圧縮残留応力が一 8 0 0 M P a 以下であるのが望ましく、 またばねの表面硬さは H V 7 5 0〜 1 1 5 0程度であるのが好ましい。 硬化層 （芯部硬さより も H v 1 5以 上硬くなつている層） の深さは、 例えば 0. 0 2 mm以上である。 発明を実施するための最良の形態
本発明の鋼線及びばねは、 C、 S i 、 M n、 C r 、 A 1 を含有し 、 さらに N i 、 V、 M o、 及び N bから選択される少なく とも 1種 を含み、 残部は F e及び不可避的不純物である。 以下、 各成分の量 及びその限定理由を説明する。
C ： 0. 5 3〜 0. 6 8 % (質量％の意、 以下同じ）
Cは高応力が負荷されるばね鋼として十分な高強度を確保し、 疲労寿命、 耐へたり性などを向上させるために不可欠な元素である ため、 下限を 0. 5 3 %とした。 しかし、 多すぎると靭延性が極端 に悪くなり、 表面疵ゃ内部欠陥を原因としてばね加工中や使用中の 割れが発生しやすくなるため、 上限を 0. 6 8 %とした。 好ましい C量は、 0. 5 8 %以上、 0. 6 5 %以下である。
S i ： 1 ■ 2〜 2. 5 %
S i は製鋼時の脱酸剤として必要な元素であ り、 また、 軟化抵 抗性を高め、 耐へたり性を向上させるのに有用な元素であるため、 下限を 1 . 2 %とした。 しかし、 多すぎると靭 · 延性が悪くなるだ けでなく、 疵が.増加したり、 熱処理の際に表面の脱炭が進行し易く なったり、 また粒界酸化層が深くなり易く疲労寿命を短く し易くな るため、 上限を 2. 5 %とした。 好ましい S i 量は、 1 . 3 %以上.
2. 4 %以下である
M n ： 0. 2〜 ： L . 5 %
M nも製鋼時の脱酸に有効な元素であり、 また、 焼入性を高めて 強度向上に寄与し、 疲労寿命向上、 耐へたり性向上などにも寄与す る元素であるため、 下限を 0. 2 %とした。 好ましい M n量は、 0
3 %以上、 特に 0. 4 %以上 (例えば、 0. 5 %以上） である。 し かし本発明の鋼線 （及びばね） は、 鋼を熱間圧延した後、 必要に応 じてパテンティ ング処理し、 次いで伸線、 オイルテンパー、 コイ リ ングなどすることによって得られるものであり、 M nが多すぎると 熱間圧延時ゃパテンティ ング処理時にペイナイ ト等の過冷組織が生 成し易くなり、 伸線性が低下し易くなるため、 上限を 1 . 5 %とし た。 好ましい M n量は、 1. 0 %以下である。
C r ： 1 . 4〜 2. 5 %
C r は耐へたり性の向上作用及び欠陥感受性低下作用を有して おり、 本発明にとって極めて重要な元素である。 なお C r は粒界酸 化層を厚く して疲労寿命を低下させる作用も有しているものの、 こ の点はオイルテンパー時の雰囲気を制御して （具体的には、 積極的 に水蒸気を約 3〜 8 0体積％程度混入させ、 表面に緻密な酸化被膜 を形成することによって） 粒界酸化層を薄くすることが可能である ため、 本発明ではかかる不具合は解消できる。 従って C rは多い程 望ましく、 1. 4 %以上、 好ましくは 1 . 4 5 %以上、 さらに好ま しくは 1. 5 %以上である。 なお C rが過剰になると、 伸線の際の パテンティ ング時間が長くなりすぎ、 また靭性ゃ延性も低下するた め、 2. 5 %以下、 好ましくは 2. 0 %以下とする。
なお本発明の鋼線及びばねでは、 粒界酸化層の深さは、 通常、 1 0 m以下程度である。
A 1 ： 0. 0 5 %以下 （ 0 %を含まない） '
A 1 はォ一ステナイ ト化時に結晶粒を微細化する作用があり、 靱 · 延性を向上させる効果がある。 しかし、 過剰に添加すると A 1
2o3 系の粗大な非金属系介在物が多くなり、 疲労特性を悪化させ るため、 上限を 0. 0 5 %、 好ましくは 0. 0 4 %とした。
N i ： 0. 4 %以下 ( 0 %を含まない）
N i は焼入性を高め、 低温脆化を防止するのに有用な元素である, しかし、 多すぎると熱間圧延時においてべィナイ トあるいはマルテ ンサイ ト組織が生成し、 靭性、 延性が低下するため、 上限を 0 . 4 %、 好ましくは 0. 3 %とした。 好ましい N i 量は、 0. 1 %以 上 (：、める。
V ： 0. 4 %以下 （ 0 %を含まない）
Vはオイルテンパー処理 （焼入れ焼戻し） 等の熱処理時に結晶粒 を微細化する作用があり、 靭 · 延性を向上させる効果がある。 また 焼入れ · 焼戻し処理およびコィ リ ング後の歪取り焼鈍時に 2次析出 硬化を起こして高強度化にも寄与する。 しかし、 過剰に添加すると 圧延時ゃパテンティ ング時にマルテンサイ トやべイナィ ト組織が生 成し、 加工性が悪く なるため、 上限を 0 . 4 %、 好ましく は 0. 3 %とした。 好ましい V量は 0. 1 %以上で る。 M o ： 0. 0 5〜 0. 5 %
M oは、 軟化抵抗を向上させるとともに、 析出硬化を発揮し、 低温焼鈍後の耐カを上昇させるのに有用な元素である。 M oは、 例 えば、 0. 0 5 %以上、 好ましくは 0. 1 0 %以上とする。 しかし. 過剰に添加すると、 オイルテンパー処理するまでの段階でマルテン サイ トやべイナイ ト組織が生成し、 加工性が悪くなるため、 上限を 0. 5 % , 好ましくは 0. 3 %、 さらに好ましくは 0. 2 %とした,
N b ： 0. 0 5〜 0. 5 %
N bはピン止め効果を有する N b炭窒化物を形成するため、 オイ ルテンパー処理 （焼入れ焼戻し） 等の熱処理時に結晶粒を微細化す る作用があり、 靭 · 延性を向上させることができる。 かかる効果を 有効に発揮するため、 0. 0 5 %以上、 好ましくは 0. 1 0 %以上 とした。 しかし、 過剰に添加すると N b炭窒化物の凝集がおこり、 かえって結晶粒が粗大化し易くなるため、 上限を 0. 5 %、 好まし くは 0. 3 %とした。
なお本発明のばね用鋼線の組織は、 通常、 焼戻しマルテンサイ トと残留オーステナイ ト （常温まで冷却後、 残っているオーステナ イ ト） などから構成される複合組織である。 焼戻しマルテンサイ ト は、 例えば、 9 0面積％以上でぁり、 残留オーステナイ トは、 例え ば、 約 5〜 1 0面積％程度である。
また本発明の鋼線およびばねは、 通常、 旧オーステナイ ト粒の 結晶粒度番号が 1 1 . 0以上 （好ましくは 1 3以上） である。 結晶 粒度番号が大きい （すなわち結晶粒が小さい） ほど、 疲労寿命の向 上及び耐へたり性の向上に有効である。 なお結晶粒度番号は、 結晶 粒微細化元素 （ C r、 A l 、 V、 N b ) の添加量を調整することに よって、 またオイルテンパー処理における焼入れ時の加熱速度を速 くすることによって大きくできる。 さらに本発明の鋼線 （オイルテンパー線） 及びばねは、 0. 2 % 耐カ （ σ と引張強さ （ σ Β) .の比 （耐カ比 ； σ ο.2Ζ σ Β) が 0 8 5以下 （好ましくは 0. 8 0以下） である。 オイルテンパー後の 耐カ比が小さいほどコィ リ ング時の折損を防止でき、 冷間加工性を 高めることができる。 耐カ比は、 例えば、 オイルテンパー処理にお ける焼戻し後の冷却速度を速く （例えば水冷） することによって小 さくできる。
上述したような本発明の鋼線及びばねは、 合金成分が適切に調整 されているため高強度となっており、 さらには結晶粒度及び耐カ比 も適切に調整されているため、 疲労寿命、 耐へたり性、 及び冷間加 ェ性のいずれにも優れている。 なお上記鋼線及びばねの芯部のビッ カース硬さは、 合金成分の調整の他、 熱処理などによっても適宜調 整できるが、 例えば、 Η V 5 5 0以上 (好ましくは Η V 5 7 0以上 さ らに好ましくは Η V 6 0 0以上） である。 また前記ピッカース硬 さは、 例えば、 Η ν 7 0 0以下程度であってもよく、 H v 6 5 0以 下程度であってもよい。 なお表面の硬さは、 表面硬化処理技術 （窒 化処理など） の利用などによってもさ らに高めることができる。 例 えば窒化処理した (従って表面に窒化処理層が形成されている） ば ねの表面硬さは、 H v 7 5 0以上 （好ましくは H v 8 0 0以上） 、 H V 1 1 5 0以下 (例えば H V 1 1 0 0以下) 程度である。
前記ばね用鋼線 （オイルテンパー線） は、 温度 4 0 0 X 2 0分 の焼鈍をした際に、 0 . 2 %耐カ （ a Q.2) が 3 0 0 M P a以上 (好ましくは 3 5 O M P a以上） 上昇するものであるのが望ましい
0 . 2 %耐力の上昇量 （ Δ ひ 0.2) が大きいほど、 耐へたり性をさ らに改善できる。 なお Δ σ 0.2 も、 前記耐カ比と同様、 オイルテン パー処理 （焼入れ焼戻し） 後の冷却速度を速く （例えば水冷） する ことによって大きくできる。 また本発明のばねは、 ばねの表面の圧縮残留応力が高められてい るのが望ましい。 残留応力が圧縮側にあるほど、 疲労寿命を高める ことができる。 望ましい圧縮残留応力はばねが窒化処理されている か否かによって異なるが、 窒化処理されていない場合は、 例えば、 一 4 0 0 M P a以下 （好ましくは _ 5 0 0 M P a以下、 さらに好ま しくは一 6 0 O MP a以下） である。 なお残留応力は負の値である ときに圧縮であることを意味し （また正の値であるときに引張であ ることを意味し） 、 絶対値が大きいほど残留応力が大きいことを意 味する。 また窒化処理されている場合 （すなわちばね表面に窒化処 理層が形成されている場合） には、 例えば、 一 8 0 0 M P a以下
(好ましくは一 1 0 0 O M P a以下、 さらに好ましくは一 1 2 0 0 M P a以下） 程度である。 ばねの表面の圧縮残留応力は、 例えば、 ショ ッ トピーニングの回数を多くすることによって (例えば 2回以 上することによって） 高めることができる。
さらに本発明のばねは、 表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さ
(クロッシングポイン ト） が深いほど望ましい。 クロッシングポィ ン トが深いほど.. 圧縮側の残留応力部分を増やすことができ、 疲労 寿命を向上できる。 クロッシングポイン 卜 (深さ） は、 例えば、 0 0 5 mm以上 （好ましくは 0. 1 0 mm以上、 さらに好ましくは 0 1 5 m m以上） 、 0. 5 m m以下 (好ましくは 0. 4 m m以下、 さ らに好ましくは 0. 3 5 mm以下) 程度である。 なおクロッシング ポイ ントは、 例えば、 ショ ッ トピーニングの回数を多くすることに よって (例えば 2回以上) 、 またショ ッ トピーニング時のショ ッ ト 粒の平均粒径を大きくする （例えば、 1段目のショ ッ トピーニング 時のショ ッ ト粒の平均粒径を 0. 7〜 1. 2 mm程度にする） こと によって深くできる。
また本発明のばねは、 表面硬化処理 （窒化処理など） されている 場合、 硬化層 （芯部硬さより も H vが 1 5以上硬くなつている層） の深さは、 深い程望ましい。 硬化層が深いほど疲労亀裂の発生を抑 制し、 疲労特性を向上させることができる。 硬化層深さは、 例えば 0. 0 2 mm以上 （好ましくは 0. 0 3 mm以上、 さらに好ましく は 0. 0 4 mm以上） 、 0. 1 5 mm以下 （好ましくは 0. 1 3 m m以下、 さらに好ましくは 0. 1 0 mm以下） である。 なお硬化層 は、 窒化時間を長くする、 あるいは窒化温度を高めることによって 深くできる。
本発明のよれば、 合金成分が適切に調整されているため高強度と なっており、 また C r を有効利用しており、 さらには結晶粒度及び 耐カ比も適切に調整されているため、 疲労寿命、 耐へたり性、 及び 冷間加ェ性のいずれにも優れているばね用鋼線及びばねを得ること ができる。 実施例
以下、 実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、 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包含される 実験例 1
表 1 に示す化学成分の鋼 A〜 R (残部は F e及び不可避的不純 物） を溶製し、 熱間圧延することによ り直径 8. 0 mmの線材を作 製した。 ついで、 軟化焼鈍、 表面皮削り、 鉛パテンティ ング処理 (加熱温度 ： 9 5 0 °C、 鉛炉温度 ： 6 2 0 °C ) 後、 直径 4. 0 mm まで伸線した。 その後、 オイルテンパー処理 （焼入れ時加熱速度.： 2 5 0 °C/秒、 加熱温度 ： 9 6 0 °C、 焼入油温度 ： 7 0 °C、 焼戻温 度 ： 4 5 0 °C、 焼戻し後の冷却速度 ： 3 0 CTCZ秒、 炉雰囲気 ： 1 0体積％ H 2〇 + 9 0体積％ N 2 ) を行い、 オイルテンパ一線 （鋼 線） を作製した。
なお鋼種 E 2ではオイルテンパー処理における焼戻し後の冷却を 空冷とした。 また鋼種 H 2では、 オイルテンパー処理における焼入 れ時の加熱速度を 2 0 °C/秒とした。
得られたオイルテンパー線 （粒界酸化層深さ ： 1 0 x m以下） の 特性を以下のようにして評価した。
( 1 ) 引張強さ （ σ Β) 、 0. 2 %耐カ ( σ 0.2) 、 結晶粒度番号 上記オイルテンパー線について引張試験を行い、 引張強さ （ ひ Β) 及び 0. 2 %耐カ （ σ 0.2) を測定し、 耐カ比 （ σ ο.2Ζ σ Β) を 算出した。 また旧オーステナイ ト粒の結晶粒度番号を J 1 S G O 5 5 1 に準拠して測定した。
( 2 ) 歪み取り焼鈍後の 0. 2 %耐力の変化量 ( Δ σ 0.2) 上記オイルテンパー線を低温焼鈍 ( 4 0 0 °C X 2 0分) した後、 該低温焼鈍後の 0 . 2 %耐カ （ σ 0.2) を測定し、 低温焼鈍後の 0 , 2 %耐力 ( σ から低温焼鈍前の 0. 2 %耐力 ( び 0.2) を差し 引く ことによって変化量 ( Δ σ。 ) を求めた。
( 3 ) 加工性
上記オイルテンパー線の巻付試験を J I S G 3 5 6 0 に準拠 して行った （巻数 ： 1 0回） 。
( 4 ) 疲労寿命、 残留せん断歪み
上記オイルテンパー線を冷間コィ リ ング成形 (コイルの平均径 ： 2 4. 0 mm、 卷数 ： 6. 0、 有効巻数 ： 3. 5 ) し、 歪み取り焼 鈍 （ 4 0 0 °C X 2 0分） 、 座研磨、 窒化処理 （窒化条件 ： 8 0体積 % N H3+ 2 0体積％ N2、 4 3 0。C X 3時間） 、 ショ ッ トピ一ニン グ [回数 ： 3回、 ショ ッ ト粒の平均粒径 （ 1段目） ： 1 . 0 mm、 ショ ッ ト粒の平均粒径 （ 1〜 3段目の平均） ： 0. 5 mm] 、 低温 焼鈍 （ 2 3 0 °C X 2 0分） 、 冷間セツチングを行い、 ばねとした。
得られた各ばねに 7 6 0 ± 6 5 O M P aの負荷応力下、 温間 （ 1 2 0 °C) で疲労試験を行い、 ばねが破断するまでの繰り返し数を測 定した （疲労寿命） 。 なおばねが破断しない場合、 繰り返し数 I X
1 07回で試験を中止した。
また上記各ばねを 1 3 7 2 M P aの応力下で 4 8時間に亘つて継 続してばねを締め付けた後 （温度 ： 1 2 0 °C) 、 応力を除去し、 試 験前後のへたり量を測定し、 残留せん断歪みを算出した。
( 5 ) 硬さ、 残留応力
上記オイルテンパー線を 「 （ 4 ) 疲労寿命、 残留せん断歪み」 と 同様にしてばねとした。 このばねの表面のビッカース硬さ ( H V ) は、 該表面を研磨したサンプル上でピッカース硬さ ( 3 0 0 g f ) を測定し、 垂直方向に換算する方法 （コード法） によって測定した また前記ばねを切断し、 J I S Z 2 2 4 4に準拠して、 断面の ピツカ一ス硬さ （H v ) を測定することにより、 硬化層深さ及び芯 部のピッカース硬さ （H v) 及び硬化層 （芯部の硬さより H v 1 5 以上高い層） の深さを求めた。 さらに X線回折法によって残留応力 を測定することにより、 ばねの表面の圧縮残留応力と、 表面側の圧 縮残留応力が引張残留応力へと転じる点 （深さ ； クロッシングポィ ント） を求めた。
結果を表 2 に示す。 8卜 OAV
Figure imgf000013_0001
日日 硬さ（Ην) ： as USの J土 クロッソンク 残留 硬化層深さ 巻付
実験例 鋼種 σα2/ σΒ 粒度 Α σ0 2 残留応力 ポイント 5#'叩 せん断歪
(mm) 試験
番号 表面 芯部 ( Pa) (mm) ( X 10U回） (%)
1 A 0.75 13.0 317 911 607 0.11 -1455 0.25 OK 100以上 0.135
2 B 0.79 14.0 329 974 615 0.10 -1591 0.24 OK 100以上 0.130
3 C 0.78 14.0 390 940 631 0.13 -1640 0.25 OK 100以上 0.123
4 D 0.74 13.5 425 815 620 0.10 —1480 0.21 OK 100以上 0.135
5 E1 0.81 14.0 375 841 617 0.13 -1457 0.22 OK 100以上 0.130
6 E2 0.89 13.0 263 830 622 0.12 -1570 0.22 折損 100以上 0.171
7 F 0.78 13.5 380 889 613 0.11 -1369 0.21 OK 100以上 0.125
8 G 0.67 13.5 442 823 618 0.10 -1499 0.24 OK 100以上 0.123
9 HI 0.67 13.5 351 817 630 0.06 一 1463 0.25 OK 100以上 0.149
10 H2 0.82 10.5 215 833 605 0.08 -1380 0.22 OK 31 0.250
11 I 0J5 12.0 320 850 571 0.12 -1464 0.19 OK 100以上 0.175
12 J 0.78 14.0 342 822 596 0.08 -1552 0.19 OK 100以上 0.128
13 K 0.81 13.5 331 905 620 0.17 -1582 0.23 OK 100以上 0.127
14 し 0.92 10.5 45 733 0.08 -1030 0.23 OK 4 0.348
15 Μ 0.91 11.0 60 738 561 0.09 -1105 0.25 OK 7 0.250
16 Ν 0.92 12.0 51 750 559 0.09 -987 0.24 OK 6 0.245
17 Ο 0.89 12.0 95 802 581 0.12 -1235 0.24 OK 18 0.215
18 Ρ 0.86 10.0 122 811 530 0.12 一 847 0.21 折損 2 0.322
19 Q 0.95 10.0 17 711 589 0.06 - 830 0.18 折損 7 0.301
20 R 0.83 13.0 357 845 625 0.12 -1489 0.23 OK 2 0.141
表 1及び表 2より明らかなように、 N o . 1 8では C量が不足し ているために所定の強度が達成されず、 疲労寿命及び耐へたり性が 不十分である。 N o . 2 0では A 1 が過剰なため酸化物系介在物が 粗大となって破壊の起点となるため、 疲労寿命が短い。 また N o . 1 4〜 1 7及び 1 9でも、 C r量が不足しているために、 疲労寿命 が不十分である。
これらに対して、 N o . 1〜 5、 7〜 9、 及び 1 1〜 ： 1 3では、 種々の化学成分が適切に調整されており、 しかも C rが所定量添加 されており、 さ らには結晶粒度及び耐カ比も適切に制御されている ため、 疲労寿命、 耐へたり性、 及び加工性のいずれにも優れている なお N o . 6から明らかなように、 耐カ比 （び 2 σ B) 及び 0 . 2 %耐力の変化量 (△ ひ の条件が不適切であると、 加工性が 悪くなる。 また前記 N o . 1 4〜 1 7 に比べれば改善されているも のの、 耐へたり性が不十分となる。
また N o . 1 0から明らかなように、 結晶粒が大きくなると （粒 度番号が小さくなると） 、 N o . 1 4〜 1 7 に比べれば改善されて いるものの、 疲労寿命及び耐へたり性が不十分となる。 産業上の利用可能性
本発明の鋼線及びばねは、 疲労特性、 耐へたり性、 及び加工性に 優れているため、 これら特性が求められる用途、 例えば、 自動車ェ ンジンの弁ばね、 サスペンショ ンの懸架ばね、 クラッチばね、 ブレ —キばねなどのような機械の復元機構に使用するばねなどに特に有 用である。
4

Claims

請 求 の 範 囲
1. 焼戻しマルテンサイ ト組織を有するばね用鋼線であって、 該ばね用鋼線は、
C ： 0. 5 3〜 0. 6 8 % (質量％の意、 以下同じ） 、
S i ： 1. 2〜 2. 5 %、
M n ： 0. 2〜 1. 5 %、
C r ： 1 . 4〜 2. 5 %、 及び
A 1 ： 0. 0 5 %以下 （ 0 %を含まない） を含有し、
さらに N i ： 0. 4 %以下 ( 0 %を含まない） 、 V ： 0 · 4 %以下
( 0 %を含まない） 、 M o : 0. 0 5〜 0. 5 %、 及び N b : 0.
0 5〜 0. 5 %から選択される少なく とも 1種を含み、
残部は F e及び不可避的不純物であり -.
旧オーステナイ ト粒の結晶粒度番号が 1 1 . 0以上であり、
0. 2 %耐力 ( σ 0.2) と引張強さ ( σ Β) の比 ( σ ο.2/ひ Β) が 0 8 5以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度ばね用鋼線
2. Μ ηが 0. 5〜 1 . 5 %である請求項 1 に記載の高強度ば ね用鋼線。
3. 前記ばね用鋼線は、 温度 4 0 0 °C X 2 0分の焼鈍をした際 に、 0. 2 %耐カ ( σ 0.2) が 3 0 0 M P a以上上昇するものであ る請求項 1 に記載の高強度ばね用鋼線。
4. 請求項 1 に記載の高強度ばね用鋼線からなる高強度ばね。 .
5. .前記ばねは、
芯部の硬さが H v 5 5 0〜 7 0 0であり、
ばねの表面の圧縮残留応力が— 4 0 0 M P a以下であり、 かつ 前記表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さが 0. 0 5 mm以上 0 5 mm以下であることを特徴とする請求項 4に記載の高強度ばね。
6. 前記ばねは表面に窒化処理層が形成されており、
表面の硬さが H v 7 5 0〜 1 1 5 0であり、
芯部の硬さが Η ν 5 5 0〜 7 0 0であり、
芯部硬さより も H v 1 5以上硬くなつている硬化層の深さが 0.
0 2 mm以上 0. 1 5 mm以下であり、
ばねの表面の圧縮残留応力が一 8 0 O M P a以下であり、 かつ 前記表面の圧縮残留応力が引張に転ずる深さが 0. 0 5 mm以上
0. 5 mm以下であることを特徴とする請求項 4に記載の高強度ば ね。
6
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