JPH08170152A - 疲労特性の優れたばね - Google Patents
疲労特性の優れたばねInfo
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- JPH08170152A JPH08170152A JP31384294A JP31384294A JPH08170152A JP H08170152 A JPH08170152 A JP H08170152A JP 31384294 A JP31384294 A JP 31384294A JP 31384294 A JP31384294 A JP 31384294A JP H08170152 A JPH08170152 A JP H08170152A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒ等の含有量を規定する
と共に、下記式の関係を満足する鋼材をばね状に形成し
てなり、 130-110(C%)-20(Si%)+3(Ni%)+3(Cr%)+30(Mo%)+4(V%)+4
(Nb%)≧40 表面から１０μｍ以内の表層部のビッカース硬さが８５
０以上、芯部のビッカース硬さが４５０〜５７０である
疲労特性の優れたばねを開示する。 【効果】 介在物にに起因する割れ感受性の増大を抑
え、疲労特性の著しく高められたばねを提供できる。
と共に、下記式の関係を満足する鋼材をばね状に形成し
てなり、 130-110(C%)-20(Si%)+3(Ni%)+3(Cr%)+30(Mo%)+4(V%)+4
(Nb%)≧40 表面から１０μｍ以内の表層部のビッカース硬さが８５
０以上、芯部のビッカース硬さが４５０〜５７０である
疲労特性の優れたばねを開示する。 【効果】 介在物にに起因する割れ感受性の増大を抑
え、疲労特性の著しく高められたばねを提供できる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、例えば自動車用エンジ
ン等の弁ばねの如く、高い疲労寿命が要求される用途に
有用な疲労特性の改善されたばねに関するものである。
ン等の弁ばねの如く、高い疲労寿命が要求される用途に
有用な疲労特性の改善されたばねに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の軽量化や高出力化が進む
につれて、エンジンやサスペンション等に使用される弁
ばねや懸架ばね等のばねにおいても、高応力設計が指向
されており、負荷応力の増加に対応するため、耐疲労性
や耐ヘタリ性においても優れたものが強く望まれてい
る。
につれて、エンジンやサスペンション等に使用される弁
ばねや懸架ばね等のばねにおいても、高応力設計が指向
されており、負荷応力の増加に対応するため、耐疲労性
や耐ヘタリ性においても優れたものが強く望まれてい
る。
【０００３】特に弁ばねにおいてはとりわけ高い疲労強
度が要求されており、ＪＩＳに規定されている従来のば
ね鋼のうち疲労強度の優れたＳＷＯＳＣ−Ｖ（ＪＩＳ
Ｇ３５６６）でも対応が困難になってきた。そこでこう
した問題に対処するため、素材の高強度化に加えて非金
属介在物の小型化等によって疲労強度を高める方法が提
案されている（例えば特開昭６３−２１６９５１号）。
また特開昭５２−１０８３３号には、表層硬さの大幅増
大を狙って窒化等の表面硬化処理を施す方法も提案され
ている。
度が要求されており、ＪＩＳに規定されている従来のば
ね鋼のうち疲労強度の優れたＳＷＯＳＣ−Ｖ（ＪＩＳ
Ｇ３５６６）でも対応が困難になってきた。そこでこう
した問題に対処するため、素材の高強度化に加えて非金
属介在物の小型化等によって疲労強度を高める方法が提
案されている（例えば特開昭６３−２１６９５１号）。
また特開昭５２−１０８３３号には、表層硬さの大幅増
大を狙って窒化等の表面硬化処理を施す方法も提案され
ている。
【０００４】ところで一般的に鋼材の疲労は、材料の表
面または内部に存在する介在物等の欠陥を起点としてク
ラックが発生・進展し破壊に至る。そこで、素材を高強
度化することにより表面硬さを高めたり、あるいは窒化
等の表面硬化処理を施すことによって、表層部を起点と
する疲労破壊を改善する方法が採用されてきた。ところ
が、内部に介在物等が存在すると、素材が高強度化する
につれて介在物に起因する割れ感受性が高まり、窒化等
の表面処理によって表層部を硬質化したとしても、介在
物を起点とする疲労破壊が起こり、疲労特性を十分に高
めることができない。即ち従来のばね用鋼材では、素材
の高強度化や表面硬質化処理のみによる疲労特性の改善
には自ずと限界があり、その最大の理由は、上記の様に
高強度化や表面硬質化を進めるにつれて介在物による割
れ感受性が高まるためと思われる。
面または内部に存在する介在物等の欠陥を起点としてク
ラックが発生・進展し破壊に至る。そこで、素材を高強
度化することにより表面硬さを高めたり、あるいは窒化
等の表面硬化処理を施すことによって、表層部を起点と
する疲労破壊を改善する方法が採用されてきた。ところ
が、内部に介在物等が存在すると、素材が高強度化する
につれて介在物に起因する割れ感受性が高まり、窒化等
の表面処理によって表層部を硬質化したとしても、介在
物を起点とする疲労破壊が起こり、疲労特性を十分に高
めることができない。即ち従来のばね用鋼材では、素材
の高強度化や表面硬質化処理のみによる疲労特性の改善
には自ずと限界があり、その最大の理由は、上記の様に
高強度化や表面硬質化を進めるにつれて介在物による割
れ感受性が高まるためと思われる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼素
材自体の成分組成をうまく調整することによって介在物
に起因する割れ感受性の増大を抑え、疲労特性の著しく
高められたばねを提供しようとするものである。
情に着目してなされたものであって、その目的は、鋼素
材自体の成分組成をうまく調整することによって介在物
に起因する割れ感受性の増大を抑え、疲労特性の著しく
高められたばねを提供しようとするものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明に係るばねの構成は、重量％で Ｃ：０．３０〜０．７０％ Ｓｉ：０．８〜４．０％ Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｃｒ：０．４〜３％ を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．００％よりなる群から選ばれる少
なくとも１種の元素を含有すると共に、下記（Ｉ）式の
関係 130-110(C%)-20(Si%)+3(Ni%)+3(Cr%)+30(Mo%)+4(V%)+4(Nb%)≧40……（Ｉ） を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材か
らなり、表面から１０μｍ以内の表層部のビッカース硬
さが８５０以上、芯部のビッカース硬さが４５０〜５７
０であるところに要旨を有するものである。
のできた本発明に係るばねの構成は、重量％で Ｃ：０．３０〜０．７０％ Ｓｉ：０．８〜４．０％ Ｍｎ：０．２〜２．０％ Ｃｒ：０．４〜３％ を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．００％よりなる群から選ばれる少
なくとも１種の元素を含有すると共に、下記（Ｉ）式の
関係 130-110(C%)-20(Si%)+3(Ni%)+3(Cr%)+30(Mo%)+4(V%)+4(Nb%)≧40……（Ｉ） を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材か
らなり、表面から１０μｍ以内の表層部のビッカース硬
さが８５０以上、芯部のビッカース硬さが４５０〜５７
０であるところに要旨を有するものである。
【０００７】
【作用】上記の様に本発明では、使用する鋼材の各化学
成分を特定すると共に、靭性を表わすファクターとして
上記（Ｉ）式の関係を規定することによって介在物によ
る割れ感受性を抑え、更には表層部と芯部側の硬さを規
定することにより、従来の鋼製ばねに比べて卓越した疲
労寿命を有するばねを得ることに成功したものであり、
以下、本発明で定める各構成要件を定めた理由を詳細に
説明する。
成分を特定すると共に、靭性を表わすファクターとして
上記（Ｉ）式の関係を規定することによって介在物によ
る割れ感受性を抑え、更には表層部と芯部側の硬さを規
定することにより、従来の鋼製ばねに比べて卓越した疲
労寿命を有するばねを得ることに成功したものであり、
以下、本発明で定める各構成要件を定めた理由を詳細に
説明する。
【０００８】まず、鋼材の化学成分を定めた理由につい
て述べる。Ｃは、高応力が負荷されるばね鋼として十分
な強度を付与するために不可欠の元素であり、０．３％
以上含有させなければならない。しかし、多過ぎると靭
延性が極端に劣化し、伸線加工時に断線を起こしたりば
ね成形時に折損し易くなると共に割れ感受性も高まり、
更には表面硬質化のための熱処理時に適正な内部硬さを
得やすくするため、０．７％以下に抑えなければならな
い。Ｃのより好ましい含有量は０．３５〜０．５５％の
範囲である。
て述べる。Ｃは、高応力が負荷されるばね鋼として十分
な強度を付与するために不可欠の元素であり、０．３％
以上含有させなければならない。しかし、多過ぎると靭
延性が極端に劣化し、伸線加工時に断線を起こしたりば
ね成形時に折損し易くなると共に割れ感受性も高まり、
更には表面硬質化のための熱処理時に適正な内部硬さを
得やすくするため、０．７％以下に抑えなければならな
い。Ｃのより好ましい含有量は０．３５〜０．５５％の
範囲である。
【０００９】Ｓｉは、製鋼時の脱酸に必要であり、しか
も窒化処理などにおける軟化抵抗を上げてばねの耐ヘタ
リ性を高めるのに必要な元素であるが、０．８％未満で
はその効果が有効に発揮されない。しかし４％を超える
と靭延性の低下が顕著になるので、Ｓｉ含有量は０．８
〜４％とした。Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は１．０
〜２．５である。
も窒化処理などにおける軟化抵抗を上げてばねの耐ヘタ
リ性を高めるのに必要な元素であるが、０．８％未満で
はその効果が有効に発揮されない。しかし４％を超える
と靭延性の低下が顕著になるので、Ｓｉ含有量は０．８
〜４％とした。Ｓｉ含有量のより好ましい範囲は１．０
〜２．５である。
【００１０】Ｍｎも鋼の脱酸に有効であり、また焼入れ
性を高めて素線の内部硬さを確保するのに必要な元素で
あり、０．２％未満ではその効果が不十分であり、一方
１．５％を超えると製線時の熱処理工程でベイナイト等
の過冷却組織が生成し易くなって伸線性が劣化するの
で、Ｍｎ含有量は０．２〜２．０％の範囲とした。Ｍｎ
含有量のより好ましい範囲は０．６〜１．３である。
性を高めて素線の内部硬さを確保するのに必要な元素で
あり、０．２％未満ではその効果が不十分であり、一方
１．５％を超えると製線時の熱処理工程でベイナイト等
の過冷却組織が生成し易くなって伸線性が劣化するの
で、Ｍｎ含有量は０．２〜２．０％の範囲とした。Ｍｎ
含有量のより好ましい範囲は０．６〜１．３である。
【００１１】Ｃｒは、Ｃの活量を低下させて圧延時ある
いは熱処理時の脱炭や炭化物の黒鉛化を防止するのに有
効であり、またＭｎと同様に焼入性を向上させるのに有
効な元素であり、０．４％未満ではこれらの効果を十分
に発揮させることができない。しかし、３％を超えると
靭延性が劣化するので、その範囲は０．４〜３％の範囲
とした。Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．８〜２．
５である。
いは熱処理時の脱炭や炭化物の黒鉛化を防止するのに有
効であり、またＭｎと同様に焼入性を向上させるのに有
効な元素であり、０．４％未満ではこれらの効果を十分
に発揮させることができない。しかし、３％を超えると
靭延性が劣化するので、その範囲は０．４〜３％の範囲
とした。Ｃｒ含有量のより好ましい範囲は０．８〜２．
５である。
【００１２】本発明で用いる鋼材は上記４元素に加え
て、下記の特徴を与えるためＶ，Ｎｂ，ＮｉおよびＭｏ
よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有
させることが必要である。
て、下記の特徴を与えるためＶ，Ｎｂ，ＮｉおよびＭｏ
よりなる群から選択される少なくとも１種の元素を含有
させることが必要である。
【００１３】ＶおよびＮｂは、焼入れ・焼戻し等の熱処
理において結晶粒を微細化し、靭延性の向上に寄与す
る。更に窒化処理等の後の表面硬さを高める作用も有し
ており、それらの効果は夫々０．０５％以上含有させる
ことによって有効に発揮される。しかし夫々０．５％を
超えて過剰に含有させると、鋼材の段階で粗大な炭化物
や窒化物が析出し易くなって疲労特性に悪影響を及ぼす
様になる。これら元素のより好ましい含有量は、夫々
０．０５〜０．３％の範囲である。
理において結晶粒を微細化し、靭延性の向上に寄与す
る。更に窒化処理等の後の表面硬さを高める作用も有し
ており、それらの効果は夫々０．０５％以上含有させる
ことによって有効に発揮される。しかし夫々０．５％を
超えて過剰に含有させると、鋼材の段階で粗大な炭化物
や窒化物が析出し易くなって疲労特性に悪影響を及ぼす
様になる。これら元素のより好ましい含有量は、夫々
０．０５〜０．３％の範囲である。
【００１４】Ｎｉも、焼入れ・焼戻し後の靭延性の向上
に有効な元素であり、０．１％以上含有させることによ
ってばね成形性の向上にも寄与する。しかし、それらの
効果は約３％で飽和し、しかも熱間圧延時にベイナイト
あるいはマルテンサイト組織が発生し易くなるため、そ
れ以上の添加は不利益となる。Ｎｉ含有量のより好まし
い範囲は０．２〜２．０％である。
に有効な元素であり、０．１％以上含有させることによ
ってばね成形性の向上にも寄与する。しかし、それらの
効果は約３％で飽和し、しかも熱間圧延時にベイナイト
あるいはマルテンサイト組織が発生し易くなるため、そ
れ以上の添加は不利益となる。Ｎｉ含有量のより好まし
い範囲は０．２〜２．０％である。
【００１５】Ｍｏも、焼入れ・焼戻しや窒化処理等の熱
処理時に二次析出強化して内部硬さを高める作用があ
り、それらの効果は０．０５％以上の添加によって有効
に発揮される。しかし、１．０％を超えると熱処理時に
ベイナイトあるいはマルテンサイト組織が生成し易くな
り却って靭延性が低下し、伸線加工時に断線を起こした
りばね成形時に破損を起こし易くなる。しかも、後述す
る様な理由から、窒化処理等の熱処理時における内部硬
さが低下しにくくなる。Ｍｏ含有量のより好ましい範囲
は０．１〜０．５％である。
処理時に二次析出強化して内部硬さを高める作用があ
り、それらの効果は０．０５％以上の添加によって有効
に発揮される。しかし、１．０％を超えると熱処理時に
ベイナイトあるいはマルテンサイト組織が生成し易くな
り却って靭延性が低下し、伸線加工時に断線を起こした
りばね成形時に破損を起こし易くなる。しかも、後述す
る様な理由から、窒化処理等の熱処理時における内部硬
さが低下しにくくなる。Ｍｏ含有量のより好ましい範囲
は０．１〜０．５％である。
【００１６】尚本発明では特に規定しなかったが、Ａｌ
は疲労破壊の起点となる介在物（Ａｌ2 Ｏ3 ）の生成原
因になるので極力抑えるべきであり、好ましくは０．０
５％以下とすることが望ましい。
は疲労破壊の起点となる介在物（Ａｌ2 Ｏ3 ）の生成原
因になるので極力抑えるべきであり、好ましくは０．０
５％以下とすることが望ましい。
【００１７】次に前記（Ｉ）式で定める値は、鋼材の靭
性の指標として規定するものであり、個々の元素が上記
の要件を満たすものであっても、該（Ｉ）式で与えられ
る値が４０未満のものでは、前述の如く鋼中に不可避的
に混入あるいは生成する不純介在物（主としてＡｌ2 Ｏ
3 等）に起因する疲労寿命の劣化が顕著に現われ、早期
破損を起こしたり疲労寿命のばらつきが大きくなって本
発明の目的を果たすことができなくなる。しかしながら
上記の値が４０以上の鋼材から製造したばねでは、それ
ら介在物を起点とする割れ感受性が著しく低下し、多少
の介在物が存在する場合であっても優れた疲労寿命が得
られ、且つ不純物含有量の多少によってもほぼ安定して
優れた疲労寿命が得られることが確認された。特に上記
の値が５０以上のばねでは、より疲労寿命が長く且つ寿
命のバラツキも小さくなる。
性の指標として規定するものであり、個々の元素が上記
の要件を満たすものであっても、該（Ｉ）式で与えられ
る値が４０未満のものでは、前述の如く鋼中に不可避的
に混入あるいは生成する不純介在物（主としてＡｌ2 Ｏ
3 等）に起因する疲労寿命の劣化が顕著に現われ、早期
破損を起こしたり疲労寿命のばらつきが大きくなって本
発明の目的を果たすことができなくなる。しかしながら
上記の値が４０以上の鋼材から製造したばねでは、それ
ら介在物を起点とする割れ感受性が著しく低下し、多少
の介在物が存在する場合であっても優れた疲労寿命が得
られ、且つ不純物含有量の多少によってもほぼ安定して
優れた疲労寿命が得られることが確認された。特に上記
の値が５０以上のばねでは、より疲労寿命が長く且つ寿
命のバラツキも小さくなる。
【００１８】ちなみに図１は、様々の鋼を用いた実験の
中から、式（Ｉ）における左辺の値と疲労寿命の関係を
整理して示したグラフであり、この図からも明らかであ
る様に、式（Ｉ）における左辺の値が４０付近を境にし
て著しく変わり、この値が４０以上、望ましくは５０以
上である鋼材を選択使用することによって、優れた疲労
寿命のばねが得られることが分かる。
中から、式（Ｉ）における左辺の値と疲労寿命の関係を
整理して示したグラフであり、この図からも明らかであ
る様に、式（Ｉ）における左辺の値が４０付近を境にし
て著しく変わり、この値が４０以上、望ましくは５０以
上である鋼材を選択使用することによって、優れた疲労
寿命のばねが得られることが分かる。
【００１９】但し、本発明の目的を達成するには、上記
の様に鋼材の成分組成を規定するだけでは足りず、ばね
としての内部硬さ（表面から０．１５ｍｍよりも深い位
置の芯部硬さ）と表面硬さ（表面から１０μｍ以内の硬
さ）を適正に制御することが必要となる。
の様に鋼材の成分組成を規定するだけでは足りず、ばね
としての内部硬さ（表面から０．１５ｍｍよりも深い位
置の芯部硬さ）と表面硬さ（表面から１０μｍ以内の硬
さ）を適正に制御することが必要となる。
【００２０】まず内部硬さはＨｖ４５０〜５７０、より
好ましくは４５０〜５５０の範囲としなければならな
い。しかして内部硬さがＨｖ４５０未満では、芯部にお
けるマトリックス起点の疲労破壊が発生し易くなって満
足な疲労寿命が得られなくなるばかりでなく、ヘタリ量
も過大となる。一方内部硬さがＨｖ５７０を超えて過度
に硬くなると、前述の様に式（Ｉ）の値が適正な鋼材を
使用した場合でも介在物に起因する割れ感受性が高くな
り、介在物を起点とする疲労破壊が避けられなくなるか
らである。なお、内部硬さを上記の適正な範囲にするに
は、用いる鋼材の成分組成に応じて、オイルテンパー時
の焼戻し温度や窒化処理時の温度や冷却条件等を適正に
コントロールすればよい。
好ましくは４５０〜５５０の範囲としなければならな
い。しかして内部硬さがＨｖ４５０未満では、芯部にお
けるマトリックス起点の疲労破壊が発生し易くなって満
足な疲労寿命が得られなくなるばかりでなく、ヘタリ量
も過大となる。一方内部硬さがＨｖ５７０を超えて過度
に硬くなると、前述の様に式（Ｉ）の値が適正な鋼材を
使用した場合でも介在物に起因する割れ感受性が高くな
り、介在物を起点とする疲労破壊が避けられなくなるか
らである。なお、内部硬さを上記の適正な範囲にするに
は、用いる鋼材の成分組成に応じて、オイルテンパー時
の焼戻し温度や窒化処理時の温度や冷却条件等を適正に
コントロールすればよい。
【００２１】次に表層硬さは、表層部の欠陥を起点とす
る疲労破壊を抑える上で重要な要件であり、目的達成の
ためには、表面から１０μｍ以内の硬さをＨｖ８５０以
上にすることが必須であり、これ未満の表層硬さのもの
では、表層部起点の疲労破壊を抑えることができなくな
り、結果的に満足のいく疲労寿命が得られなくなる。尚
表層部の硬さを高める具体的な手段は特に制限されない
が、好ましいのは窒化処理、浸炭・窒化処理あるいはシ
ョットピーニング処理等である。
る疲労破壊を抑える上で重要な要件であり、目的達成の
ためには、表面から１０μｍ以内の硬さをＨｖ８５０以
上にすることが必須であり、これ未満の表層硬さのもの
では、表層部起点の疲労破壊を抑えることができなくな
り、結果的に満足のいく疲労寿命が得られなくなる。尚
表層部の硬さを高める具体的な手段は特に制限されない
が、好ましいのは窒化処理、浸炭・窒化処理あるいはシ
ョットピーニング処理等である。
【００２２】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明の構成および作
用効果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変更し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含ま
れる。
用効果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変更し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含ま
れる。
【００２３】実施例１ 表１に示す化学組成の鋼を溶製し、下記の工程で熱間圧
延して７ｍｍφの線材とした後３．２ｍｍφのばね用素
線を作製し、表２に示す諸元のばねを製造した。尚溶製
に当たっては、通常の転炉溶製による清浄鋼に比べて介
在物を起点とする疲労破壊を発生させ易くするため、大
気溶製を採用した。 大気溶製→圧延線材→焼鈍→皮削り→パテンティング→
伸線→焼入れ焼戻し→ばね成形
延して７ｍｍφの線材とした後３．２ｍｍφのばね用素
線を作製し、表２に示す諸元のばねを製造した。尚溶製
に当たっては、通常の転炉溶製による清浄鋼に比べて介
在物を起点とする疲労破壊を発生させ易くするため、大
気溶製を採用した。 大気溶製→圧延線材→焼鈍→皮削り→パテンティング→
伸線→焼入れ焼戻し→ばね成形
【００２４】
【表１】
【００２５】
【表２】
【００２６】表１からも明らかである様に、本発明の規
定要件を満たす鋼Ａ１〜Ａ８は、いずれも支障なくばね
状に成形できたが、Ｖ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｍｏ等が無添加の
比較鋼Ｂ５はばね成形中に折損が多発し、また各成分が
上限値を超える比較鋼Ｂ６〜１１では、伸線加工中に断
線が多発してばね成形ができなかった。ばね成形が可能
であったものについては、夫々の疲労試験を行なった
が、その結果については後述する。ただし、Ｃ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒ等の成分が下限値未満の比較鋼Ｂ１２〜１５
では、ばね成形は可能であるものの窒化処理後の状態で
所要の硬さが得られず、またヘタリ量も大きいことが確
認された。
定要件を満たす鋼Ａ１〜Ａ８は、いずれも支障なくばね
状に成形できたが、Ｖ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｍｏ等が無添加の
比較鋼Ｂ５はばね成形中に折損が多発し、また各成分が
上限値を超える比較鋼Ｂ６〜１１では、伸線加工中に断
線が多発してばね成形ができなかった。ばね成形が可能
であったものについては、夫々の疲労試験を行なった
が、その結果については後述する。ただし、Ｃ，Ｓｉ，
Ｍｎ，Ｃｒ等の成分が下限値未満の比較鋼Ｂ１２〜１５
では、ばね成形は可能であるものの窒化処理後の状態で
所要の硬さが得られず、またヘタリ量も大きいことが確
認された。
【００２７】実施例２ 上記表１に示した鋼種Ａ７から作製したばねに、表３に
示す条件で窒化処理を施したものと施していないものに
ついて、疲労試験片を作製し、その素線の硬さと疲労特
性を調べ、表３に示す結果を得た。尚、疲労試験時の負
荷応力は下記の通りとした。また表３における表層硬さ
は、表面から１０μｍ以内の深さ位置の硬さを、また内
部硬さは、表面から０．１５ｍｍよりも深い位置の芯部
の硬さを示している。 負荷応力：平均応力τｍ＝６０ｋｇｆ／ｍｍ2 応力振幅τａ＝５５ｋｇｆ／ｍｍ2
示す条件で窒化処理を施したものと施していないものに
ついて、疲労試験片を作製し、その素線の硬さと疲労特
性を調べ、表３に示す結果を得た。尚、疲労試験時の負
荷応力は下記の通りとした。また表３における表層硬さ
は、表面から１０μｍ以内の深さ位置の硬さを、また内
部硬さは、表面から０．１５ｍｍよりも深い位置の芯部
の硬さを示している。 負荷応力：平均応力τｍ＝６０ｋｇｆ／ｍｍ2 応力振幅τａ＝５５ｋｇｆ／ｍｍ2
【００２８】
【表３】
【００２９】表３からも明らかである様に、本発明の規
定要件を満足するＡ７−１のばねは１．０×１０7 回で
も折損しないのに対し、内部硬さが規定範囲を外れるＡ
７−２では、内部マトリックスを起点とする疲労破壊が
起こって疲労寿命は相対的に短くなっており、また表層
硬さが規定要件を外れるＡ７−３や窒化処理を施してお
らず表層硬さが不足するＡ７−４では、表層部を起点と
する疲労破壊が起こってやはり満足な疲労寿命が得られ
ていない。
定要件を満足するＡ７−１のばねは１．０×１０7 回で
も折損しないのに対し、内部硬さが規定範囲を外れるＡ
７−２では、内部マトリックスを起点とする疲労破壊が
起こって疲労寿命は相対的に短くなっており、また表層
硬さが規定要件を外れるＡ７−３や窒化処理を施してお
らず表層硬さが不足するＡ７−４では、表層部を起点と
する疲労破壊が起こってやはり満足な疲労寿命が得られ
ていない。
【００３０】実施例３ 前記表１に示した鋼種Ａ１〜Ａ８，Ｂ１〜Ｂ４から作製
したばねに窒化処理（４５０〜５５０℃）を行ない、そ
れぞれについて負荷応力：６０±４５ｋｇｆ／ｍｍ2 で
疲労試験を行ない、表４に示す結果を得た。この実験で
見られた疲労破壊の起点は全て介在物であり、いずれの
鋼種とも起点となった介在物の大きさは２０〜４０μ
ｍ、表面からの深さは０．１〜０．４ｍｍ、主成分はＡ
ｌ，Ｓｉの酸化物であり、いずれもほぼ同等のものであ
った。
したばねに窒化処理（４５０〜５５０℃）を行ない、そ
れぞれについて負荷応力：６０±４５ｋｇｆ／ｍｍ2 で
疲労試験を行ない、表４に示す結果を得た。この実験で
見られた疲労破壊の起点は全て介在物であり、いずれの
鋼種とも起点となった介在物の大きさは２０〜４０μ
ｍ、表面からの深さは０．１〜０．４ｍｍ、主成分はＡ
ｌ，Ｓｉの酸化物であり、いずれもほぼ同等のものであ
った。
【００３１】
【表４】
【００３２】表４からも明らかである様に、比較ばねＢ
２は、表面硬さや内部硬さは適正であるが、式（Ｉ）の
値が低いため疲労寿命が短く且つバラツキモ大きい。内
部硬さの高い比較ばねＡ８や、成分、表面硬さ、内部硬
さはいずれも適正であるが式（Ｉ）の値が低い比較ばね
Ｂ１，Ｂ３，Ｂ４は、いずれも疲労寿命が短い。中でも
式（Ｉ）の値が低くなるにつれて早期折損が顕著に現
れ、疲労寿命のバラツキも大きくなることが確認され
た。
２は、表面硬さや内部硬さは適正であるが、式（Ｉ）の
値が低いため疲労寿命が短く且つバラツキモ大きい。内
部硬さの高い比較ばねＡ８や、成分、表面硬さ、内部硬
さはいずれも適正であるが式（Ｉ）の値が低い比較ばね
Ｂ１，Ｂ３，Ｂ４は、いずれも疲労寿命が短い。中でも
式（Ｉ）の値が低くなるにつれて早期折損が顕著に現
れ、疲労寿命のバラツキも大きくなることが確認され
た。
【００３３】これらに対し、鋼材の成分組成、式（Ｉ）
の値、ばねの表層硬さ及び内部硬さの全てが規定要件を
満足する実施例では、比較例に比べていずれも非常に優
れた疲労寿命が得られている。特に式（Ｉ）の値が５０
以上であるＡ１〜Ａ７のばねは、優れた疲労寿命を示し
ており、また、式（Ｉ）の値が同程度であるＡ４とＡ５
を比較すると、内部硬さが５５０以下であるＡ５の方が
優れた疲労寿命を有していることが分かる。
の値、ばねの表層硬さ及び内部硬さの全てが規定要件を
満足する実施例では、比較例に比べていずれも非常に優
れた疲労寿命が得られている。特に式（Ｉ）の値が５０
以上であるＡ１〜Ａ７のばねは、優れた疲労寿命を示し
ており、また、式（Ｉ）の値が同程度であるＡ４とＡ５
を比較すると、内部硬さが５５０以下であるＡ５の方が
優れた疲労寿命を有していることが分かる。
【００３４】これらのことから、内部硬さはＨｖで４５
０〜５５０、より好ましくは５５０以下であり、式
（Ｉ）による計算値は４０以上、望ましくは５０以上で
あるものは、介在物感受性が小さく優れた疲労特性を発
揮することが分かる。
０〜５５０、より好ましくは５５０以下であり、式
（Ｉ）による計算値は４０以上、望ましくは５０以上で
あるものは、介在物感受性が小さく優れた疲労特性を発
揮することが分かる。
【００３５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、鋼
材の含有元素個々の量を規定すると共に式（Ｉ）で与え
られる値を特定し、更には表層部と心部の硬さを適正に
制御することにより、従来材に比べて高い疲労強度を達
成することができ、信頼性の高いばねを提供し得ること
になった。
材の含有元素個々の量を規定すると共に式（Ｉ）で与え
られる値を特定し、更には表層部と心部の硬さを適正に
制御することにより、従来材に比べて高い疲労強度を達
成することができ、信頼性の高いばねを提供し得ること
になった。
【図１】式（Ｉ）の左辺の値と疲労寿命の関係を整理し
て示したグラフである。
て示したグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 下津佐 正貴 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会 社神戸製鋼所神戸製鉄所内
Claims (1)
- 【請求項１】 重量％で Ｃ：０．３０〜０．７０％ Ｓｉ：０．８〜４．０％ Ｍｎ：０．２０〜２．０％ Ｃｒ：０．４〜３％ を含有し、更に Ｖ：０．０５〜０．５％ Ｎｂ：０．０５〜０．５％ Ｎｉ：０．１〜３．０％ Ｍｏ：０．０５〜１．００％よりなる群から選ばれる少
なくとも１種の元素を含有すると共に、下記式の関係 130-110(C%)-20(Si%)+3(Ni%)+3(Cr%)+30(Mo%)+4(V%)+4
(Nb%)≧40 を満たし、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼材か
らなり、 表面から１０μｍ以内の表層部のビッカース硬さが８５
０以上、 芯部のビッカース硬さが４５０〜５７０であることを特
徴とする疲労特性の優れたばね。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31384294A JPH08170152A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | 疲労特性の優れたばね |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP31384294A JPH08170152A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | 疲労特性の優れたばね |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08170152A true JPH08170152A (ja) | 1996-07-02 |
Family
ID=18046170
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP31384294A Withdrawn JPH08170152A (ja) | 1994-12-16 | 1994-12-16 | 疲労特性の優れたばね |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08170152A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004087977A1 (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐へたり性及び疲労特性に優れたばね用鋼 |
| WO2011115255A1 (ja) | 2010-03-18 | 2011-09-22 | 日本発條株式会社 | ばね用鋼および鋼材の表面処理方法 |
| CN103415639A (zh) * | 2011-03-04 | 2013-11-27 | 日本发条株式会社 | 弹簧及其制备方法 |
| CN105648310A (zh) * | 2016-03-30 | 2016-06-08 | 河北钢铁股份有限公司承德分公司 | 一种含钒热轧防弹钢卷及其生产方法 |
| WO2017017290A1 (es) * | 2015-07-28 | 2017-02-02 | Gerdau Investigacion Y Desarrollo Europa, S.A. | Acero para ballestas de alta resistencia y templabilidad |
-
1994
- 1994-12-16 JP JP31384294A patent/JPH08170152A/ja not_active Withdrawn
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004087977A1 (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-14 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 耐へたり性及び疲労特性に優れたばね用鋼 |
| EP1612287A1 (en) * | 2003-03-28 | 2006-01-04 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Steel for spring being excellent in resistance to setting and fatigue characteristics |
| EP1612287A4 (en) * | 2003-03-28 | 2007-11-21 | Kobe Steel Ltd | STEEL FOR SPRING WITH EXCELLENT SET RESISTANCE AND TEMPERING PROPERTIES |
| US7615186B2 (en) | 2003-03-28 | 2009-11-10 | Kobe Steel, Ltd. | Spring steel excellent in sag resistance and fatigue property |
| WO2011115255A1 (ja) | 2010-03-18 | 2011-09-22 | 日本発條株式会社 | ばね用鋼および鋼材の表面処理方法 |
| US9469895B2 (en) | 2010-03-18 | 2016-10-18 | Nhk Spring Co., Ltd. | Spring steel and surface treatment method for steel material |
| CN103415639A (zh) * | 2011-03-04 | 2013-11-27 | 日本发条株式会社 | 弹簧及其制备方法 |
| EP2682493A1 (en) * | 2011-03-04 | 2014-01-08 | NHK Spring Co.,Ltd. | Spring and manufacturing method thereof |
| EP2682493A4 (en) * | 2011-03-04 | 2014-08-27 | Nhk Spring Co Ltd | SPRING AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR |
| US9341223B2 (en) | 2011-03-04 | 2016-05-17 | Nhk Spring Co., Ltd. | Spring and manufacture method thereof |
| WO2017017290A1 (es) * | 2015-07-28 | 2017-02-02 | Gerdau Investigacion Y Desarrollo Europa, S.A. | Acero para ballestas de alta resistencia y templabilidad |
| CN105648310A (zh) * | 2016-03-30 | 2016-06-08 | 河北钢铁股份有限公司承德分公司 | 一种含钒热轧防弹钢卷及其生产方法 |
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20020305 |