JP4869051B2 - ばね鋼、この鋼を用いたばねの製造方法、およびこの鋼から得られるばね - Google Patents

ばね鋼、この鋼を用いたばねの製造方法、およびこの鋼から得られるばね Download PDF

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Description

技術分野：
一般的に言えば、ばねに加える疲労応力が増加するにつれて、ばねの硬さおよび引張強度は増加し続ける。その結果、欠陥（例えば介在物またはばね製造中に発生する表面欠陥）で起こる折損に対して感受性が増大し、疲労強度が限界に達する傾向がある。他方で、厳しい腐食環境下で使用されるばね、例えば懸架ばねは、硬さおよび引張強度がより高い鋼を使用したときに、少なくとも同等（およびより優れた）腐食疲労特性を示さなければならない。そうして、そのようなばねは、大気中での繰返し疲労または腐食媒体下での繰返しで直ぐに、欠陥上で折損し易くなる。例えば腐食疲労では、欠陥が腐食孔から生じ得る。さらに、腐食孔における、ばねのコイリング製造若しくは他の操作で発生し得るばねの表面欠陥における、または非金属介在物における応力集中の影響が、ばねの硬さが増大するほど、より決定的になることを考えれば、負荷応力が増加するほど、腐食疲労寿命を改善したり、同様のレベルに維持することは、より一層困難になる。
以前の技術水準によれば、仏国特許第２７４０４７６号および（日本国）特許第３４７４３７３号は、良好な耐水素誘起脆性および耐疲労性を有するばね鋼種を記載しており、その中でＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＴａまたはＨｆの中の少なくとも１つの元素から構成される「炭窒硫化物」介在物は、平均粒度が直径で５μｍよりも小さく、且つ非常に多数（切断面上で１００００個以上）であるように制御される。
しかしこの種の鋼は、工業的なばね製造法による焼入れ焼戻し後に、たった５０ＨＲＣか、それより少し大きい硬さ（これは、１７００ＭＰａか、それより少し大きい引張強度に対応する）レベルに到達するが、１９００ＭＰａ、即ち５３．５ＨＲＣを大きく超えない。この中程度の硬さレベルでは、この鋼は中程度の耐へたり性しか示さない。耐へたり性を向上させるためには、より高い引張強度を備えた鋼の解決策が必要である。そういうわけで、この特許出願の目的であるばねに対して要求されるような、２１００ＭＰａを超える高い強度と、５５ＨＲＣを超える硬さと、大気中での高い耐疲労性と、少なくとも同等およびそれよりも良好な耐腐食疲労性との間の優れた調和は、前述の鋼では確保されていない。
仏国特許第２７４０４７６号 特許第３４７４３７３号
技術課題：
この特許出願の目的は、ばねの硬さおよび引張強度、大気中でのより高い疲労特性、少なくとも同等およびそれよりも高い腐食疲労特性、より高いばねの耐へたり性、並びにばねのコイリングまたは他の操作中に発生し得る表面欠陥に対するより少ない感度をまとめて達成する手段を提案することである。
この目的のために、予想外にも、質量％で正確に下記元素：
Ｃ ：０．４５〜０．７％、
Ｓｉ：１．６５〜２．５％、
Ｍｎ：０．２０〜０．７５％、
Ｃｒ：０．６０〜２％、
Ｎｉ：０．１５〜１％、
Ｍｏ：痕跡量〜１％、
Ｖ ：０．００３〜０．８％、
Ｃｕ：０．１０〜１％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．２０％、
Ｎｂ：痕跡量〜０．２％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｐ ：痕跡量〜０．０１５％、
Ｓ ：痕跡量〜０．０１５％、
Ｏ ：痕跡量〜０．００２０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物であるか、
または好ましくは：
Ｃ ：０．４５〜０．６５％、
Ｓｉ：１．６５〜２．２％、
Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、
Ｃｒ：０．８〜１．７％、
Ｎｉ：０．１５〜０．８０％、
Ｍｏ：痕跡量〜０．８０％、
Ｖ ：０．００３〜０．５％、
Ｃｕ：０．１０〜０．９０％、
Ｔｉ：０．０２０〜０．１５％、
Ｎｂ：痕跡量〜０．１５％、
Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
Ｐ ：痕跡量〜０．０１０％、
Ｓ ：痕跡量〜０．０１０％、
Ｏ ：痕跡量〜０．００２０％、
Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
を含有し、残部が実質的にＦｅおよび不可避不純物であり、
次式：
Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋０．１２［Ｓｉ］＋０．１７［Ｍｎ］−０．１［Ｎｉ］
＋０．１３［Ｃｒ］−０．２４［Ｖ］
〔式中、括弧［Ｘ］中の量は、質量％での元素含有量を示す。〕
で示されるＣｅｑ含有量が０．８〜１％の間に含まれ、ばね用の棒鋼または線材の表面下１．５ｍｍ±０．５ｍｍの位置の１００ｍｍ2の切断面の全ての介在物を観察し、介在物の表面積の平方根を介在物サイズであるとしたとき、Ｔｉ窒化物（または場合により炭窒化物）である介在物の最大サイズが２０μｍ未満であるばね鋼が、特定の製鋼、鋳造および圧延条件、次いで正確な焼入れ焼戻し処理で、５５ＨＲＣを超える硬さを確保でき、一方、大気中での長寿命疲労と、腐食疲労と、耐へたり性と、ばねのコイリング製造または他の操作で生ずる表面欠陥で遭遇し得る表面応力集中に対する少ない感度との優れた調和を確保することを見出した。
本発明の効果：
この特許出願で述べた技術で与えられる手段によって、微量合金元素の添加、残留元素の低減および上述の鋼分析の厳密な制御、並びに製造経路を経て、改善された大気中での疲労およびへたり特性、少なくとも同等である（およびより一層良好な）腐食疲労特性、およびばねのコイリング製造または他の操作中に発生し得る表面欠陥によってもたらされる応力集中に対する少ない感度と共に、高く改善された硬さおよび引張強度を併せ持つばね鋼が得られる。
本発明で正当とする鋼の化学分析の説明
・Ｓ：痕跡量〜最大０．０１５％まで
硫黄は、鋼の不可避不純物である。その含有量は、できるだけ少なく、痕跡量〜０．０１５％（好ましくは０．０１０％）までである。なぜなら本発明で記載する鋼の高い強度および硬さの値での耐腐食疲労性および大気中の耐疲労性に対して好ましくない硫化物を存在させないようにするためである。
・Ｎ：０．００２０〜０．０１１０％
窒素は、０．００２０〜０．０１１％の範囲に調整しなければならない。なぜならＴｉ、Ｎｂ、ＡｌまたはＶと結合して、充分な数の非常に微細で超顕微鏡的であり、結晶粒を顕著に微細化させる窒化物、炭化物または炭窒化物を形成させるためである。従ってこの目的のために、最小含有量は０．００２０％でなければならない。その最大含有量は、０．０１１％を超えてはならない。なぜなら、ばね製造に使用される棒鋼または線材の表面から１．５ｍｍ±０．５ｍｍ（この棒鋼または線材表面からの位置は、ばねの疲労荷重に関して重要な位置である。）で、前述のサイズ定義の２０μｍより大きな粗大で硬いＴｉおよび場合により（Ｖ，Ｔｉ）窒化物または炭窒化物が形成することを回避するためである。実際のところ、大気中または腐食媒体中の疲労試験では、前述のばね表面周辺にまさにそのような大きな介在物が存在する場合、そのような大きな介在物上でばねが折損することを考慮すると、本発明で記載する強度および硬さが高い鋼での大気中の耐疲労性および腐食疲労に対して、そのような大きな窒化物または炭窒化物は、非常に好ましくない。
・Ｖ：０．００３〜０．８％
バナジウムは、鋼の焼入性、焼入れ焼戻し後の引張応力および硬さを向上させることができる元素である。さらに窒素と結合してＶは、結晶粒サイズを微細化し、構造硬化を通じて引張強度レベルおよび硬さを向上させる多くの微細で超顕微鏡的なＶまたは（Ｖ，Ｔｉ）窒化物を形成できる。結晶粒微細化のために、微細で超顕微鏡的な（Ｖ，Ｔｉ）窒化物を形成させるために、バナジウムは、最低限０．００３％で存在すべきである。しかしバナジウムは、高価な元素であるので、結晶粒微細化と共にコスト削減を考えると、この下限値近くにすべきである。他方バナジウムは、０．８％（好ましくは０．５％）を超えてはならない。これらの値を超えると、ＣｒおよびＭｏと共に、粗くて非常に硬い特別なＶ含有炭化物の析出物が、焼入れの前に行われるオーステナイト化段階中に溶け残ることがあるからであり、これは、本発明で記載する強度および硬さの値が高い鋼では、大気中または腐食媒体中の疲労寿命に対して非常に好ましくない場合がある。最後に、０．８％を超えるＶの余分な添加は、いたずらに鋼のコストを増大させる。
・Ｃ：０．４５〜０．７０％
炭素は、焼入れ焼戻し後に鋼の引張強度および硬さを向上させることができる。炭素含有量が０．４５％未満である場合、ばね製造に通常使用される温度範囲での焼入れ焼戻し処理では、本発明で記載する強度および硬さの値が高い鋼は得られない。他方、Ｃ含有量が０．７０％（好ましくは０．６５％）を超える場合、Ｃｒ、ＭｏおよびＶと結合した粗くて非常に硬い特別な炭化物が、焼入れ前に行われるオーステナイト化処理中に溶け残ることがある。これは、大気中での疲労寿命、耐腐食疲労性、およびまた靱性に重大な影響を及ぼし得る。従ってＣ含有量は、０．７０％を超えてはならない。
・Ｓｉ：１．６５〜２．５％
ケイ素は、固溶することによって、高い抵抗性および硬さレベル、並びにＣｅｑ値および耐へたり性を確保できる重要な元素である。本発明で記載する鋼の引張強度および硬さの値のために、Ｓｉ含有量は１．６５％未満であってはならない。さらにケイ素は、少なくとも部分的に鋼の脱酸に寄与する。その含有量が２．５％（好ましくは２．２％）を超える場合、鋼の酸素含有量が、熱力学的反応によって０．００２０％（またはさらに０．００２５％）を超えることがあり（様々な組成の酸化物の形成を含む）、これは大気中での耐疲労性に有害である。さらに２．５％を超えるＳｉ含有量では、Ｍｎ、Ｃｒまたはその他のような異なる組合せの元素が、鋳造後の凝固段階中に偏析し得る。これらの偏析は、大気中での疲労挙動および耐腐食疲労性にとって非常に有害である。最後に、２．５％を超えるＳｉ含有量では、ばね用の棒鋼または線材表面での脱炭が、ばねの使用時の特性に対してあまりに重大になる。この理由から、Ｓｉ含有量は、２．５％（好ましくは２．２％）を超えてはならない。
・Ａｌ：０．００２〜０．０５０％
アルミニウムは、鋼の脱酸を完了させるため、および、できるだけ低くて、本発明で記載する鋼のあらゆる場合で０．００２０％未満の酸素含有量を達成するために、添加することができる。さらに窒素と結合してＡｌは、超顕微鏡的な窒化物の形成を通じて、結晶粒微細化に寄与する。これら２つの特性を確保するために、０．００２０％以上のＡｌ含有量が要求される。一方、０．０５％を超えるＡｌ含有量では、大きくて分離した酸化アルミニウムの介在物、またはより微細であるが長い細脈形態の硬くて角ばったアルミン酸塩の介在物が存在することがある。これらは、大気中の疲労寿命および鋼の清浄度に有害である。この理由から、Ａｌ含有量は０．０５％を超えてはならない。
・Ｍｎ：０．２０〜０．７５％
マンガンは、痕跡量〜０．０１５％までの残留Ｓと結合して、鋼の圧延に極めて有害な硫化鉄の形成を回避するために、Ｓ含有量の少なくとも１０倍の含有量で添加しなければならない。従って最小Ｍｎ含有量として、０．２０％が必要である。さらにＭｎは、本発明で記載する鋼の高い引張強度および硬さ並びにＣｅｑ値を得るため、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶと同様に、鋼の焼入れ中での固溶体硬化に寄与する。０．７５％（好ましくは０．６５％）を超えるＭｎ含有量では、Ｓｉ含有量と組み合わさって、製鋼および鋼の鋳造後の凝固手順中に偏析が生じ得る。これらの偏析は、鋼の稼動特性および鋼の均質性にとって有害である。この理由から、Ｍｎ含有量は０．７５％を超えてはならない。
・Ｃｒ：０．６０％〜２％（好ましくは０．８０〜１．７０％）
Ｃｒは、オーステナイト化、焼入れ焼戻し後の固溶によって高い引張強度および硬さの値を得るため、およびＣｅｑ範囲に寄与するため、また耐腐食疲労性を向上させるために添加される。これらの特性を確保するためにＣｒ含有量は、少なくとも０．６０％（好ましくは０．８０％）でなければならない。２％（好ましくは１．７％）を超えると、ＶおよびＭｏと共に、粗くて非常に硬い特別なＣｒ炭化物が、焼入れ前に行われるオーステナイト化処理後に存在し得る。そのような炭化物は、大気中の耐疲労性に大きな影響を及ぼす。この理由から、Ｃｒ含有量は２％を超えてはならない。
・Ｎｉ：０．１５〜１％
ニッケルは、鋼の焼入性、並びに焼入れ焼戻し後の引張強度および硬さを向上させるために添加される。炭化物を形成しないので、Ｎｉは鋼の硬化に寄与する。これは、焼入れ前に行われるオーステナイト化の際に溶解せずに、大気中での耐疲労性に有害であり得る、粗くて硬い特別な炭化物を形成しないＣｒ、ＭｏおよびＶと同様である。またＮｉにより、本発明で記載する鋼で、０．８〜１％の間にＣｅｑを調整できる。酸化されない元素と同様に、Ｎｉは、耐腐食疲労性を改善する。これらの作用の有効性を確保するために、Ｎｉ含有量は０．１５％未満であってはならない。一方、１％（好ましくは０．８０％）を超えると、Ｎｉは、過剰な残留オーステナイトを誘発させることがあり、その存在は、耐腐食疲労性にとって非常に有害である。さらに高いＮｉ含有量は、鋼のコストをかなり増大させる。これら全ての理由から、Ｎｉ含有量は１％を超えてはならない。
・Ｍｏ：痕跡量〜１％
モリブデンは、クロムと同様に、鋼の焼入性、並びに焼入れ焼戻し後の鋼の強度および硬さを向上させる。さらにＭｏは、酸化電位が低い元素である。これら２つの理由からＭｏは、大気中での疲労および耐腐食疲労寿命に対して好ましい。一方１％（好ましくは０．８０％）を超える値では、焼入れ前に行われるオーステナイト化処理後に、粗くて非常に硬い特別な炭化物が、単独で、またはＶおよびＣｒと組み合わさって存在し得る。これらの特別な炭化物は、大気中での耐疲労性に非常に有害である。最後に、１％を超える含有量でのＭｏの余分な添加は、いたずらに鋼のコストを増大させる。この理由から、Ｍｏの含有量は１％を超えてはならない。
・Ｃｕ：０．１０〜１％
銅は、焼入れ焼戻し処理後の固溶による鋼の硬化元素である。従って銅は、鋼の強度および硬さ向上に寄与する他の元素と共に添加できる。銅は、炭素と結合せず、大気中の耐疲労性に有害な硬くて粗い炭化物を形成しない場合、鋼を硬化させることができる。電気化学の観点から、その不動態電位は鉄よりも高く、その結果、鋼の耐腐食疲労性にとって好ましい。これらの作用の有効性を確保するために、Ｃｕ含有量は０．１０％未満であってはならない。一方、１％（好ましくは０．９％）を超える含有量では、Ｃｕは、熱間圧延特性に対して非常に有害な影響を及ぼす。この理由から、Ｃｕ含有量は１％を超えてはならない。
・Ｐ：痕跡量〜０．０１５％
リンは鋼の不可避不純物である。リンは、焼入れ焼戻し処理中に、前のオーステナイト系結晶粒界で、ＣｒまたはＭｎまたはその他のような元素と共に偏析する。この結果、結晶粒界の凝集が低下し、靱性および大気中での耐疲労性に対して非常に有害な結晶粒間の脆化が生ずる。これらの作用は、本発明で記載する引張強度および硬さの値が高い鋼に対して、より一層有害である。ばね鋼における高い引張強度および硬さ、並びに良好な耐大気疲労性および耐腐食疲労性を同時に得るために、Ｐ含有量はできるかぎり低くあるべきであり、０．０１５％（好ましくは０．０１０％）を超えてはならない。
・酸素：痕跡量〜０．００２０％
酸素も鋼の不可避不純物である。脱酸元素と結合して酸素は、分離して粗い形態、または微細であるが長い細脈形態の非常に硬くて角ばった介在物を生じることがある。これらは、大気中での耐疲労性にとって非常に有害である。これらの作用は、本発明で記載する鋼の引張強度および硬さの値が高い場合に、より一層有害である。これらの理由から、本発明で記載する鋼において、高強度／高い硬さと、耐大気疲労性および耐腐食疲労性との間で良好な調和を確保するために、酸素含有量は０．００２０％を超えてはならない。
・Ｔｉ：０．０２０〜０．２％
チタンは、窒素および／または炭素および／またはバナジウムと共に、微細で超顕微鏡的な窒化物または炭化物を形成するために添加され、これらは、焼入れ前に行われるオーステナイト化処理中にオーステナイト系結晶粒サイズを微細化できる。そのことにより、鋼中の結晶粒界面積は増大し、そうしてこれは、結晶粒界で偏析する不可避不純物（例えばＰ）量の削減につながる。そのような結晶粒間の偏析は、結晶粒界の単位面積あたりに高濃度で存在する場合、靱性および大気中での耐疲労性にとって非常に有害である。さらにチタンは、ＣおよびＮと結合して、場合によりＶおよびＮｂと共に、他の微細な窒化物または炭窒化物を形成でき、これは、耐腐食疲労性にとって極めて有害であり得るいくつかの元素（例えば腐食反応中に形成される水素）をトラップする不可逆作用をもたらす。良好な効力のために、Ｔｉ含有量は０．０２０％未満であってはならない。一方０．２％（好ましくは０．１５％）を超えるＴｉでは、大気中での耐疲労性にとって非常に有害な粗くて硬い窒化物または炭窒化物が形成され得る。この後者の作用は、本発明で記載する引張強度および硬さが高レベルである鋼に対して、より一層有害である。これらの理由から、Ｔｉ含有量は０．２％を超えてはならない。
・Ｎｂ：痕跡量〜０．２％
ニオブは、ＣおよびＮと結合して極めて微細で超顕微鏡的な窒化物および／または炭化物および／または炭窒化物析出物を形成するために添加される。これらは、特にＡｌ含有量が低い場合（例えば０．００２％）、焼入れ前に行われるオーステナイト化処理中にオーステナイト系結晶粒サイズの微細化を完了させることができる。従ってＮｂは、Ｔｉと同様に、鋼中での結晶粒界面積を増大させ、Ｐのような不可避不純物による結晶粒界脆化（その作用は靱性および耐腐食疲労性にとって有害である）に関する好ましい作用に寄与する。さらに極めて微細なＮｂ窒化物または炭窒化物析出物は、構造硬化による鋼の硬化に寄与し得る。しかしオーステナイト系結晶粒サイズの微細化を確保するため、および熱間圧延中の亀裂または裂け形成を回避するために、窒化物または炭窒化物が非常に微細なままでいるように、Ｎｂ含有量は０．２％（好ましくは０．１５％）を超えてはならない。これらの理由から、Ｎｂ含有量は０．２％を超えてはならない。
本発明によるプロセス経路の説明
本発明による製鋼プロセスおよび実施の非限定的な説明を、以下に記載する。
鋼は、転炉または電気アーク炉のいずれかで製造され、次いで取鍋精錬段階（その間に合金元素の添加が行われる）、およびまた脱酸処理、およびより一般的には、あらゆる二次精錬操作が行われる。こうして本発明による正確な鋼分析を達成し、Ｔｉおよび／またはＮｂおよび／またはＶのような元素の大きくて複雑な硫化物あるいは「炭窒硫化物」の液中での形成を回避できる。そのような粗い析出物を上記製鋼プロセス中で形成させないためには、予想外にも、全ての元素含有量、およびとりわけＴｉ、Ｎ、ＶおよびＳの含有量は、先行技術水準によるおそらく現行の鋼分析に比べて、この特許出願の上述の組成限定中で入念に制御しなければならないことを見出した。上記の製鋼プロセス後に本発明の鋼は、次いで、ブルーム若しくはブルーム−ビレットの形態にする連続鋳造を経るか、またはインゴット経路を経て鋳造される。しかし粗いチタン窒化物（場合によりチタン炭窒化物）の形成、または凝固段階中およびその後に形成されるこれら生産物（ブルーム、ブルーム−ビレットまたはインゴット）の微細なチタン窒化物若しくは炭窒化物の凝集を完全に回避するか、またはできるだけ削減するために、鋳造後のこれら生産物の平均冷却速度を、１４５０〜１３００℃の正確な温度範囲で、０．３℃／ｓと少なくとも等しいか、またはそれ以上であるようにしなければならないことを見出した。凝固および冷却段階中のこれらの条件で操作した場合、予想外にも、ばねで観察されるチタン窒化物または炭窒化物の最大サイズが、常に２０μｍよりも微細であることを見出した。これらＴｉ析出物の位置およびサイズは、この後で記載する。室温まで戻した後、本発明で記載する正確な鋼種分析と一致する生産物（ブルーム、ブルーム−ビレットまたはインゴット）を、シングルまたはダブル加熱および圧延列で、１２００／８００℃の範囲で再加熱および圧延し、線材または棒鋼の形態にする。次いで本発明で記載する鋼の特殊な特性を得るために、これらの線材または棒鋼から製造されるロッド、バー若しくはスラグまたは場合によりばねを、８５０〜１０００℃の間の温度範囲でオーステナイト化し、次いで水またはポリマーまたはオイル焼入れに供する。なぜならＡＳＴＭ結晶粒サイズスケールのＮ°９よりも粗大ないくつかの結晶粒が無い微細オーステナイト系結晶粒サイズを達成するためである。この焼入れ処理の後に、明確に３００〜５５０℃の間で焼戻し処理が行われる。なぜなら高レベルの引張強度および硬さを得るため、および一方で焼戻しマルテンサイト脆化につながる微細構造、且つ他方で過剰な残留オーステナイトを回避するためである。焼戻しマルテンサイト脆化および過剰な残留オーステナイトの存在は、本発明で記載する鋼の耐腐食疲労性に対して極めて有害であることが見出された。これらの棒鋼または線材から得られる非熱処理の棒鋼または線材またはスラグからばねが製造される場合、前述の処理（焼入れ焼戻し）は、前述の同じ条件で、ばね自体に対して行われなければならない。ばねが冷間成形を経て製造される場合、これらの熱処理は、ばね製造前に、これらの棒鋼または線材から得られる棒鋼、線材またはスラグに対して行わなければならない。
手段：
以下の表および図面に従う。
Figure 0004869051
Figure 0004869051
Ｔｉ窒化物または炭窒化物サイズの測定
Ｔｉ窒化物または炭窒化物である介在物の最大サイズは、以下のように測定される：
所定の鋼加熱から得られる棒鋼または線材の切断面の表面積１００ｍｍ2で、棒鋼または線材表面下の１．５ｍｍ±０．５ｍｍの位置で、観察を行う。これらの観察後に、介在物は正方形であり、且つ最大の表面積を有する介在物を含むこれら介在物の各サイズは、それらの表面積の平方根に等しいとみなして、最大の表面積を有するＴｉ窒化物または炭窒化物である介在物のサイズを定めた。ばね用の棒鋼または切断面の１００ｍｍ2で介在物を全て観察する。表面下１．５ｍｍ±０．５ｍｍでの１００ｍｍ2における上述の介在物の最大サイズが２０μｍよりも小さい場合、その鋼加熱は本発明と一致する。本発明および比較鋼でそのようにして得られた対応結果を、表３に示す。
Figure 0004869051
疲労試験：
疲労試験の試験片は棒で得られ、試験片のゲージ断面の最終直径は１１ｍｍであった。
疲労試験の試験片を製造するプロセスは、粗い機械加工、オーステナイト化、油焼入れ、焼戻し、研磨およびショットピーニングから構成される。これらの試験片で、大気中でねじり疲労試験が行われた。加えた剪断応力は８５６±４９４ＭＰａであり、折損までのサイクル数を数えた。試験片が破壊されない場合、試験を２×１０6サイクルで停止した。
腐食疲労試験
腐食疲労試験の試験片は棒で得られ、試験片のゲージ断面の最終直径は１１ｍｍであった。腐食疲労試験の試験片を製造するプロセスは、粗い機械加工、オーステナイト化、油焼入れ、焼戻し、研磨およびショットピーニングから構成される。これらの試験片に対して、疲労荷重と同じ時間で腐食が加えられる腐食疲労試験を行った。疲労荷重は、８５６±３００ＭＰａと等しい剪断応力であった。加えた腐食は、２つの交互段階での繰返し腐食であった：
−第１段階は、５％のＮａＣｌを含有する塩溶液の噴霧による、３５℃で５分間の湿潤段階である
−第２段階は、噴霧無しで、継続時間が３０分であり、温度が３５℃で維持される乾燥段階である。
破損までのサイクル数は、腐食疲労寿命のように折損まで数えた。
へたり試験：
耐へたり性は、円筒ピンでサイクル圧縮試験を用いて測定した。ピンの直径は７ｍｍであり、その高さは１２ｍｍであった。それらは、棒鋼で得られた。
へたり試験の試験片を製造するプロセスは、粗い機械加工、オーステナイト化、油焼入れ、焼戻し、および最終の精研磨から構成される。ピンの高さを、試験を開始する前に、コンパレータを用いて１μｍの精度で正確に測定した。ばねのプレセットを模擬するために、２２００ＭＰａの圧縮応力である前荷重を加えた。
次いでサイクル疲労荷重を加えた。この応力は１２７０±７３０ＭＰａであった。ピンの高さ損失を、１００万サイクルまでの荷重中に測定した。試験終了後に、初期高さと比べて残留高さを正確に測定することにより、全へたりを求めた。初期高さからの高さ減少（％）が大きいものほど、耐へたり性は低いとみなした。
大気中での疲労、腐食疲労およびへたり試験の結果
本発明および比較鋼での疲労、腐食疲労およびへたり試験の結果を、表４に示す。
Figure 0004869051
表４および図１〜３についてのコメント
耐へたり性は、図１で示されるように比較鋼よりも本発明鋼で高い。表４から、上述のへたり測定によれば、へたり値は、比較鋼の最良の場合（比較鋼１）と比べて本発明鋼の最悪の場合（本発明鋼１）で、少なくとも３２％低いことが明らかである。
本発明の鋼の大気中での疲労寿命は、比較鋼と比べてかなり長い（図２）。それは、（図２で示されるように）硬さの増加が原因である。しかし硬さ増加だけではない。実のところ一般的に言えば、硬さが高い鋼では硬さがより高くなるにつれて、欠陥（例えば介在物、表面欠陥、・・・）に対する感受性が、より一層高まる。それで、本発明ではそのような粗大な介在物発生を回避していることを考慮すると（表３）、本発明による鋼は、欠陥に対して、およびとりわけＴｉ窒化物または炭窒化物のような大きな介在物に対して、より感受性が低い。表３で示されるように、本発明鋼で見出される最大介在物のサイズは１４．１μｍを超えないが、比較鋼２では２０μｍよりも大きい介在物が見出される。さらに、（本発明による鋼を使用する場合にばねのコイリング製造または他の操作中に発生し得るような）表面欠陥に対して感受性が低いことは、５５ＨＲＣ以上の硬さのために熱処理された本発明および比較鋼で行われた衝撃試験を通じて、説明できる（図３）。本発明鋼で測定されたシャルピーＵノッチ衝撃値は、比較鋼で測定されるものよりも高い（図３）（なお、シャルピーＵノッチ衝撃値におけるノッチは、ばねのコイリング製造または他の操作中に生み出される表面欠陥で遭遇し得る他の応力集中のような応力集中をシミュレートするためのものである）。このことにより本発明鋼が、先行技術水準による比較鋼よりも、欠陥でのそのような表面応力集中に対して感受性が低いということが際立つ。
硬さの増加は、耐腐食疲労性を減少させることが知られている。従って明らかに、本発明による本発明鋼の利点は、その耐腐食疲労性が、とりわけ５５ＨＲｃよりも高い硬さで、先行技術水準による比較鋼のものよりも高いことである（図２）。
従って本発明は、大気中での疲労寿命と、強く増加される耐へたり性と、先行技術水準による比較鋼よりも良好な腐食疲労寿命（図２）との間で良好な調和と共に、より高い硬さを達成することができる。さらに、とりわけばねコイリング製造または他の操作中に発生し得る表面欠陥に対して低い感受性も得られる（図３）。
−Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＴｉおよびＳ含有量が、本発明による鋼の正確な組成範囲外である、
−Ｓ含有量が、大気中での疲労と、腐食疲労と、起こり得るばね表面欠陥に対する感度との間の良好な調和を確保するためには高すぎる、
−Ｍｎ含有量は、高すぎて、鋼の均質性、大気中での疲労および腐食疲労特性に対して有害である偏析を生じさせる、
−Ｔｉは、高い疲労腐食特性を確保するためには低すぎる
から比較鋼１は、本発明と適合しない。
−ＣおよびＭｎ含有量が、本発明による鋼の正確な組成範囲外であり、Ｃｅｑ．が明らかに低い、
−Ｃ含有量およびＣｅｑ．が、高い硬さおよび引張強度が得られることを確保するためには低すぎる、
−引張強度が、大気中での良好な耐疲労性を得るためには低すぎる、
−化学分析が、良好な耐へたり性のために適切ではない、
−見出されるＴｉ窒化物または炭窒化物の最大サイズが、耐疲労性および耐腐食疲労性を確保するためには高すぎる
から比較鋼２は、本発明と適合しない。
−Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＮｉおよびＴｉ含有量が、本発明による鋼の正確な組成範囲外である、
−Ｓｉ含有量が、要求される高い硬さ、良好な耐へたり性およびまた大気中での良好な疲労挙動を得るためには低すぎる、
−Ｔｉが、高い腐食疲労特性を確保するためには低すぎる
から比較鋼３は、本発明と適合しない。
必要に応じて議論される他の論証は、３つの比較鋼の特性で、言及できる。
本発明および比較鋼の耐へたり性のまとめ。 本発明および比較鋼の疲労および腐食疲労の結果（破損までのサイクル数）。 硬さに対する本発明と比較鋼と間の靱性比較（Ｕノッチ試験片で測定したシャルピー衝撃値）。

Claims (9)

  1. 正確に質量％で、
    Ｃ ：０．４５〜０．７０％、
    Ｓｉ：１．６５〜２．５０％、
    Ｍｎ：０．２０〜０．７５％、
    Ｃｒ：０．６０〜２％、
    Ｎｉ：０．１５〜１％、
    Ｍｏ：痕跡量〜１％、
    Ｖ ：０．００３〜０．８％、
    Ｃｕ：０．１０〜１％、
    Ｔｉ：０．０２０〜０．２％、
    Ｎｂ：痕跡量〜０．２％、
    Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
    Ｐ ：痕跡量〜０．０１５％、
    Ｓ ：痕跡量〜０．０１５％、
    Ｏ ：痕跡量〜０．００２０％、
    Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
    を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物であり、
    下記式：
    Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋０．１２［Ｓｉ］＋０．１７［Ｍｎ］−０．１［Ｎｉ］＋０．１３［Ｃｒ］−０．２４［Ｖ］
    〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｖ］は、これら各元素の質量％での量を示す。〕
    で表される炭素当量Ｃｅｑ．が０．８０〜１．００％であり、
    焼入れ焼戻し後のロックウェル硬さＨＲＣが５５以上であり、腐食および非腐食条件下での疲労特性並びに耐へたり性に優れたばね鋼。
  2. ばね用の棒鋼または線材の表面下１．５ｍｍ±０．５ｍｍの位置の１００ｍｍ2の切断面の全ての介在物を観察し、介在物の表面積の平方根を介在物サイズであるとしたとき、Ｔｉ窒化物または炭窒化物である介在物の最大サイズが２０μｍ未満である請求項１に記載の腐食および非腐食条件下での疲労特性並びに耐へたり性に優れたばね鋼。
  3. 正確に質量％で、
    Ｃ ：０．４５〜０．６５％、
    Ｓｉ：１．６５〜２．２０％、
    Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、
    Ｃｒ：０．８０〜１．７％、
    Ｎｉ：０．１５〜０．８０％、
    Ｍｏ：痕跡量〜０．８０％、
    Ｖ ：０．００３〜０．５％、
    Ｃｕ：０．１０〜０．９０％、
    Ｔｉ：０．０２０〜０．１５％、
    Ｎｂ：痕跡量〜０．１５％、
    Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
    Ｐ ：痕跡量〜０．０１０％、
    Ｓ ：痕跡量〜０．０１０％、
    Ｏ ：痕跡量〜０．００２０％、
    Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
    を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である、請求項１または２に記載のばね鋼。
  4. 転炉または電気炉で製造した鋼を、次いで精錬に供することによって、質量％で正確に下記元素：
    Ｃ ：０．４５〜０．７０％、
    Ｓｉ：１．６５〜２．５％、
    Ｍｎ：０．２０〜０．７５％、
    Ｃｒ：０．６０〜２％、
    Ｎｉ：０．１５〜１％、
    Ｍｏ：痕跡量〜１％、
    Ｖ ：０．００３〜０．８％、
    Ｃｕ：０．１０〜１％、
    Ｔｉ：０．０２０〜０．２％、
    Ｎｂ：痕跡量〜０．２％、
    Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
    Ｐ ：痕跡量〜０．０１５％、
    Ｓ ：痕跡量〜０．０１５％、
    Ｏ ：痕跡量〜０．００２０％、
    Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
    を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼であって、
    下記式：
    Ｃｅｑ．＝［Ｃ］＋０．１２［Ｓｉ］＋０．１７［Ｍｎ］−０．１［Ｎｉ］
    ＋０．１３［Ｃｒ］−０．２４［Ｖ］
    〔式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｎｉ］、［Ｃｒ］および［Ｖ］は、これら各元素の質量％での量を示す。〕
    で表される炭素当量Ｃｅｑ．が０．８０〜１．００である鋼を得る、５５ＨＲＣ以上の硬さを有し、腐食および非腐食条件下での疲労特性並びに耐へたり性に優れたばね鋼の製造方法。
  5. ブルーム若しくはブルーム−ビレットの形態にする連続鋳造経路を経るか、またはインゴット経路を経て鋼を鋳造し、この様にして得られた生産物は、凝固段階またはその後、１４５０〜１３００℃の範囲の平均冷却速度が０．３℃／ｓ以上となるように冷却され、室温まで冷却した後に、シングルまたはダブル再加熱および圧延列により、１２００〜８００℃の範囲で再加熱および圧延してばね用の棒鋼または線材の形態にする請求項４に記載の方法。
  6. 線材または棒鋼から生じたワイヤ、バーまたはばねを、８５０〜１０００℃の範囲でのオーステナイト化処理である熱処理に供し、次いで水、油またはポリマー媒体で焼入れし、正確に３００〜５５０℃の範囲で行われる焼戻し処理に供する請求項４又は５に記載の方法。
  7. ばね用の棒鋼または線材の表面下１．５ｍｍ±０．５ｍｍの位置の１００ｍｍ2の切断面の全ての介在物を観察し、介在物の表面積の平方根を介在物サイズであるとしたとき、Ｔｉ窒化物または炭窒化物である介在物の最大サイズが２０μｍ未満である請求項４〜６のいずれかに記載のばね鋼の製造方法。
  8. 質量％で正確に下記元素：
    Ｃ ：０．４５〜０．６５％、
    Ｓｉ：１．６５〜２．２％、
    Ｍｎ：０．２０〜０．６５％、
    Ｃｒ：０．８０〜１．７％、
    Ｎｉ：０．１５〜０．８０％、
    Ｍｏ：痕跡量〜０．８０％、
    Ｖ：０．００３〜０．５％、
    Ｃｕ：０．１０〜０．９０％、
    Ｔｉ：０．０２０〜０．１５％、
    Ｎｂ：痕跡量〜０．１５％、
    Ａｌ：０．００２〜０．０５０％、
    Ｐ ：痕跡量〜０．０１０％、
    Ｓ ：痕跡量〜０．０１０％、
    Ｏ ：痕跡量〜０．００２％、
    Ｎ ：０．００２０〜０．０１１０％
    を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼組成になる、請求項４〜７のいずれかに記載の腐食および非腐食条件下での疲労特性並びに耐へたり性に優れたばね鋼の製造方法。
  9. 請求項４〜８のいずれかにより製造された腐食および非腐食条件下での疲労特性並びに耐へたり性に優れた鋼から製造されたばねであり、該鋼の硬さが５５ＨＲＣ以上であり、疲労試験の結果、折損までのサイクル数が１７４２９６７以上であることを特徴とするばね。
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