WO2016143850A1 - 懸架ばね用鋼及びその製造方法 - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to a steel for a suspension spring used for a suspension spring of an automobile or the like and a manufacturing method thereof.
- This application claims priority on March 10, 2015 based on Japanese Patent Application No. 2015-046915 for which it applied to Japan, and uses the content here.
- the suspension spring for automobiles is the largest spring used in automobiles and is a relatively heavy part. Therefore, weight reduction is required from the viewpoint of improving the fuel efficiency of automobiles. Further, the weight reduction of the suspension spring contributes to the reduction of the so-called unsprung weight. If the unsprung weight can be reduced, it will be advantageous for absorbing the impact that the automobile receives from the road surface while driving. Therefore, the weight reduction of the suspension spring will improve the riding comfort of the automobile, and improve the grounding property during driving. It also contributes to improved handling stability. When the strength of the suspension spring is increased, sag resistance and fatigue durability are improved, and the suspension spring can be used with higher stress, so that the wire diameter of the spring can be reduced. Therefore, although the tensile strength of the suspension spring currently used for the automobile is about 1800 MPa, it is required to further increase the strength of the suspension spring because of the demand for weight reduction as described above.
- the suspension spring for automobiles is manufactured by quenching and tempering in order to achieve both high strength and high toughness. Therefore, the structure is tempered martensite, which is a structure in which martensite has been tempered. Steel with such a structure is known to be brittle at the austenite (hereinafter referred to as former ⁇ ) grain boundaries when hydrogen penetrates into the steel, resulting in brittle fracture even at stresses below the yield strength of the steel. It has been. Further, it is known that the higher the strength of a steel material, the easier it is to cause brittle fracture with a small amount of hydrogen and with low stress.
- Suspension springs are usually used in a painted state, and hydrogen penetration is suppressed in the painted part.
- the paint may be damaged due to the contact between spring stones and springs while the vehicle is running. When the paint is damaged, it may corrode from the site, and part of the hydrogen generated by the corrosion reaction enters the steel material. For this reason, it is necessary to take measures against hydrogen embrittlement in order to increase the strength even if the steel is used for a suspension spring.
- the aspect ratio of old ⁇ grains is 1.5 or more, or 2 or more, thereby improving fatigue characteristics and delayed fracture resistance when hydrogen is occluded in the steel material.
- High strength spring steel has been proposed.
- PC steel bars prestressed concrete (PC) tension materials for which improvement in hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance)
- a technique for controlling the aspect ratio of the prior ⁇ grains has also been proposed for those manufactured by quenching and tempering.
- Patent Documents 1 to 4 are such that, in hot working in the ⁇ (austenite) region, the temperature of finish rolling is controlled to be lower than usual, and quenching is performed immediately after finish rolling.
- martensite rapidly cooled from the unrecrystallized ⁇ state in the surface layer portion of the wire that is, a martensite structure having old ⁇ grains extending in the longitudinal direction of the wire is obtained.
- Such a process can be realized by using a dedicated production line for producing a steel wire for spring steel using a hot rolled wire rod as a raw material.
- a general-purpose rolling line is used, it is difficult to realize a martensite structure having elongated old ⁇ grains. The reason is as follows.
- Wire rolling is a multi-stage process with a large area reduction. Therefore, ⁇ (austenite) is rolled into a wire shape while repeating recrystallization, so that the ⁇ grain size becomes fine. If the ⁇ grain size is fine, recrystallization tends to occur after finish rolling. Since ⁇ after recrystallization has a nearly spherical shape, it is difficult to obtain elongated unrecrystallized ⁇ by wire rolling. (2) If rapid cooling is performed immediately after wire rod rolling, ⁇ recrystallization can be suppressed. However, a general-purpose wire rod rolling line cannot be cooled immediately after finishing rolling because of layout.
- a general-purpose wire rod rolling line winding is performed after finish rolling, the coiled wire rod is conveyed using a conveyor, and then put into a cooling tank containing a medium (for example, water) for rapid cooling. This is necessary. That is, a general-purpose wire rod rolling line generally requires several seconds to several tens of seconds from finish rolling to rapid cooling, and ⁇ recrystallization is likely to occur during this time. (3) On the other hand, if the finish rolling temperature is lowered to suppress recrystallization, recrystallization of ⁇ after finish rolling can be suppressed to some extent.
- suspension spring steel with excellent hydrogen embrittlement resistance which has a tempered martensite structure with old ⁇ grains stretched in the surface layer, is generated using a general-purpose wire rolling line.
- a general-purpose line for example, a general-purpose wire rolling line that manufactures a hot-rolled wire from a steel slab, a dedicated production line This equipment investment is unnecessary and can be manufactured at low cost.
- the present inventors have suppressed the recrystallization of ⁇ in the suspension spring steel, the suppression of the precipitation of ⁇ accompanying the ⁇ ⁇ ⁇ transformation, and the cracking.
- the steel components and rolling conditions to be used, and the steel components and cooling conditions for preventing the occurrence of fire cracks during rapid cooling were investigated.
- a suspension spring steel according to an aspect of the present invention is a steel material for a suspension spring, the chemical composition of which is mass%, C: more than 0.40 to 0.65%, Si: 1.00 To 3.50%, Mn: more than 2.00 to 3.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, V: 0.02 to 0.50%, Al: 0 to 0.060%, Mo : 0 to less than 0.50%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.50%, Nb: 0 to 0.015%, Ti: 0 to 0.200% or less, B: 0 to Containing 0.0050%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, the balance being Fe and impurities, defined by the following formula (a) Fe-based carbides having a Kf of 280 or more and a structure containing tempered martensite having an area ratio of 90% or more and precipitated in the tempered
- C (%), Si (%), Mn (%), Ni (%), Cr (%), Cu (%), and Mo (%) in the formula (a) are C, Si, It is the content in terms of mass% of Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo, and is 0 when not contained.
- a method for producing a steel for a suspension spring according to another aspect of the present invention is a method for producing the steel for a suspension spring according to any one of (1) to (3) above, wherein the chemical A heating step of heating the steel slab having components to a temperature range of 950 ° C. or higher and lower than 1150 ° C., and a reduction rate of 30% or more and a finish rolling temperature of 750 to 850 ° C. with respect to the heated steel slab.
- the wire rod rolling process including finish rolling to obtain a wire rod, the wire rod is wound to form a coil, and the coil is cooled to 5 to 30 seconds after the winding step.
- a cooling process in which the coil is cooled to 300 ° C. or less so that an average cooling rate between 800 to 300 ° C. is 5 to 50 ° C./s, and after the cooling process, at 410 to 500 ° C. And a tempering step for holding for 10 to 1800 seconds.
- a steel for a suspension spring having a high tensile strength of 1900 MPa or more and an excellent resistance to hydrogen embrittlement By using this suspension spring steel, the strength of the suspension spring can be increased, which can contribute to the weight reduction of the suspension spring for automobiles.
- a suspension spring steel having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be manufactured using a general-purpose wire rolling line. It can contribute to the fall of. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.
- a suspension spring steel according to an embodiment of the present invention will be described.
- the suspension spring steel according to the present embodiment has the following characteristics.
- Winding process [Cooling process] Following the finish rolling, winding is performed to make the wire into a coil (wire coil). Further, after completion of the winding, cooling is started in 5 to 30 seconds, and quenching is performed by rapidly cooling the wire coil. At the time of quenching, for example, a coiled wire is conveyed using a conveyor and then put into a cooling tank containing a medium (such as water) for rapid cooling. If the time from winding to the start of quenching exceeds 30 seconds, recrystallization occurs during this time. Therefore, it is necessary to make the time from the completion of winding to the rapid cooling within 30 seconds. Preferably, it is within 20 seconds.
- the cross-sectional temperature of the wire it is preferable to perform rapid cooling after 5 seconds or more, rather than immediately cooling after completion of winding. If the time from the completion of winding to the start of cooling is less than 5 seconds, quenching is performed while the temperature in the cross section of the wire becomes non-uniform, so non-uniformity of crystal grains is promoted, and as a result, hydrogen embrittlement resistance is improved. There is concern about the decline.
- Tempering is performed on the wire that has been subjected to the above heating process, wire rod rolling process, winding process, and cooling process.
- the tempering temperature can be appropriately changed according to the desired characteristics, but it is preferable to hold in the range of 410 to 550 ° C. for 10 seconds to 1800 seconds. More preferably, it is maintained at 430 to 520 ° C. for 10 seconds to 1800 seconds.
- the tempering temperature is lower than 410 ° C.
- Fe-based carbides are mainly ⁇ , which is not preferable.
- the tempering temperature exceeds 550 ° C., there is a concern that a desired tensile strength cannot be obtained, which is not preferable.
- a steel wire (steel for suspension spring), which is a material of a cold-formed suspension spring, is obtained by performing straightening and wire drawing on the wire coil and tempering in a single wire state.
- Suspension spring steel as described above can be processed into a suspension spring by a known processing method.
- the coil is wound in the hot state to form a coil, and then the coil is transported to the cooling tank for cooling the wire rod provided at the rear of the rolling line by the transport conveyor, Quenching was performed by removing the wire and then putting it into a cooling bath.
- the time from when the wire was wound up until it was conveyed by the conveyor and put into the cooling tank was 16 seconds.
- the cooling medium in the cooling tank water having a water temperature as shown in Table 2-1 or refrigerant oil was used. What was put into the cooling tank was cooled until it became substantially the same temperature as the temperature of the cooling medium, and what was not put into the cooling tank was cooled to 250 ° C. by blast cooling or air cooling after winding.
- the tempered martensite fraction (area ratio) was observed at a magnification of 1000 times using an optical microscope for each surface of 0.1 mm from the surface of the test piece subjected to nital corrosion and at a position 1/2 of the radius from the surface. Then, the area ratio in each field of view was obtained and evaluated by the average. In addition, when observing the structure, it was also observed whether the surface layer was decarburized. If the formation of ferrite grains by decarburization was found within a depth of 30 ⁇ m or more from the surface layer, the wire for the spring As inappropriate.
- the prior ⁇ grains were observed using a test piece that had been corroded by a solution of a small amount of sodium dodecylbenzenesulfonate in a picric acid saturated aqueous solution, and the aspect ratio of the prior austenite grains from the surface layer to a depth of 0.3 mm
- the area ratio of the prior austenite grains having an aspect ratio exceeding 3.0 was measured. Specifically, at each of the 0.1 mm depth, 0.2 mm depth, and 0.3 mm depth from the surface, five optical microscope observations at a magnification of 1000 times were performed, and then the old ⁇ grains were analyzed by image analysis.
- the aspect ratio of the diameter and the area ratio of the former ⁇ grains having an aspect ratio of more than 3.0 were measured, and the average of the five fields of view was determined.
- the aspect ratio of the former ⁇ grain size at each position and the aspect ratio were 3.0. It was defined as the area ratio of the old ⁇ grain that was super.
- the average of the area ratio of the old ⁇ grain size with an aspect ratio of more than 3.0 obtained at each position was calculated, and this was calculated as the ratio of the old ⁇ grain area ratio with an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to the depth of 3 mm. The average value was used.
- the delayed fracture test was conducted as follows. That is, using a test piece having the shape shown in FIG. 1, various amounts of hydrogen were occluded in advance by electrolytic charging in the test piece, and after that, plating for preventing hydrogen escape was performed on the test piece. A constant load of 3 times was added. By performing tests on test pieces charged with various amounts of hydrogen, the limit diffusible hydrogen amount, which is the upper limit hydrogen amount at which the test piece does not cause delayed fracture within 100 hours, was measured. As a result of the delayed fracture test, it was determined that those having a limit diffusible hydrogen content of less than 0.40 ppm were inferior in delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance). The results are shown in Table 2-3.
- B1-1 to B1-9, B31 to B37, and B39 to B41 which are comparative examples, are old chemical compositions, the area ratio of tempered martensite, and the aspect ratio from the surface layer to the depth of 0.3 mm is over 3.0. Any of the average value of the area ratio of ⁇ grains was out of the scope of the present invention. As a result, either tensile strength or delayed fracture resistance was poor.
- B1-1 is an example in which the ferrite decarburized layer was formed in the range of 30 ⁇ m or more from the surface in the spring wire because the heating temperature during rolling was too high.
- B1-2, B1-8, and B1-9 are examples in which the wire rod was burnt and cracked and the spring wire could not be manufactured because the cooling rate at the time of rapid cooling after rolling the wire rod was too high.
- B1-3 is an example in which a sufficient tempered martensite fraction could not be obtained and the tensile strength was low because the cooling rate during rapid cooling after wire rod rolling was too low.
- B1-4 is an example in which a spring wire could not be manufactured due to misrolling because the finish rolling temperature during wire rod rolling was too low.
- the finish rolling temperature was too high, so that ⁇ recrystallized during the time from winding to quenching, and the old ⁇ grains having an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to a depth of 0.3 mm
- the area ratio is low.
- B1-7 is an example in which the area ratio of the old ⁇ grain size having an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to a depth of 0.3 mm is low because the area reduction ratio during finish rolling is too small.
- the critical diffusible hydrogen amount was low.
- B1-10 had a low tempering temperature, and ⁇ precipitated as an Fe-based carbide, so that the amount of critical diffusible hydrogen was low.
- B31 is an example in which the amount of residual ⁇ increases because the C content is too high, a sufficient tempered martensite fraction cannot be obtained, and the tensile strength decreases.
- B32 is an example in which sufficient tensile strength as a spring wire was not obtained because the C content was too small.
- B33 is an example in which quenching is insufficient and tensile strength is low because Kf is a small component.
- B34 is an example in which since the Si content is too small, the softening resistance during tempering is small and the tensile strength is low.
- a suspension spring steel having a high tensile strength of 1900 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance By using this suspension spring steel, the strength of the suspension spring can be increased, which can contribute to the weight reduction of the suspension spring for automobiles.
- a suspension spring steel having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be manufactured by a general-purpose wire rolling line, which contributes to a reduction in manufacturing cost. can do. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.
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Abstract
Description
懸架ばねを高強度化すると、耐へたり性と疲労耐久性とが向上し、より高い応力で使用することが可能となるので、ばねの線径を細くすることができる。したがって、現在自動車に使用されている懸架ばねの引張強さは1800MPa程度であるが、上記のような軽量化の要請から、懸架ばねをさらに高強度化することが求められている。
例えば、特許文献1、2には、旧γ粒のアスペクト比を1.5以上または2以上とすることで、鋼材中に水素が吸蔵されたときの疲労特性や耐遅れ破壊特性を向上させた、高強度ばね用鋼が提案されている。また、特許文献3、4には、懸架ばね用鋼と同様、耐水素脆化特性(耐遅れ破壊特性)の向上が求められているPC鋼棒(プレストレストコンクリート(PC)用緊張材のうち、焼入れおよび焼戻しによって製造されるもの)についても、旧γ粒のアスペクト比を制御する技術が提案されている。
(1)線材圧延は減面率が大きく、かつ、多段の加工である。そのため、γ(オーステナイト)が再結晶を繰り返しながら線材形状に圧延されるので、γ粒径が微細になる。γ粒径が微細であると、仕上圧延の後に再結晶が起こりやすくなる。再結晶後のγは、球状に近い形状となるので、線材圧延では、伸長した未再結晶γを得ることが難しい。
(2)線材圧延後、ただちに急冷を行えば、γの再結晶を抑制することができる。しかしながら、汎用の線材圧延ラインでは、レイアウト上、仕上圧延の後にただちに急冷することができない。なぜなら、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延の後に巻取りを行い、コイル状になった線材をコンベアを用いて搬送し、その後急冷を行う媒体(たとえば水)が入った冷却槽内に投入する必要があるためである。すなわち、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延から急冷まで、一般に数秒~十数秒程度を要し、この時間にγの再結晶が起こりやすい。
(3)一方、再結晶を抑制するために仕上圧延温度を低温化すれば、仕上圧延の後のγの再結晶についてはある程度抑制することができる。しかしながら、仕上圧延温度を低下させると、γの加工によって拡散変態が促進されるので、急冷の前にフェライト(以下α)が析出して鋼の強度が低下する。強度が低下した場合、懸架ばね用鋼として使用することができない。
(4)また、懸架ばね用鋼のようなC含有量の高い鋼材では、焼割れが発生しやすい。焼割れは焼入れ時の冷却が不均一な場合に発生しやすい。単線の状態で急冷を行う場合には比較的均一に冷却を行うことが可能であるのに対して、線材圧延後に巻き取ったコイルの状態で急冷を行う場合、線材の重なり部と非重なり部、または、コイルの上部と下部といった位置の違い、冷却冷却槽内の焼入媒体の流れの不均一さ等の要因によって、コイルを均一に冷却することが難しい。そのため、汎用の線材圧延ラインにてコイルを急冷する場合には、焼割れにも留意する必要がある。
そのため、このような伸長した旧γ粒を持つマルテンサイト組織が汎用のライン、たとえば鋼片を素材として熱間圧延線材を製造するような汎用の線材圧延ラインによって製造することができれば専用の製造ラインの設備投資は不要であり、また低コストで製造できることになる。
(1)本発明の一態様に係る懸架ばね用鋼は、懸架ばね用の鋼材であって、化学成分が、質量%で、C:0.40超~0.65%、Si:1.00~3.50%、Mn:2.00超~3.00%、Cr:0.01~2.00%、V:0.02~0.50%、Al:0~0.060%、Mo:0~0.50%未満、Cu:0~1.00%、Ni:0~1.50%、Nb:0~0.015%、Ti:0~0.200%以下、B:0~0.0050%を含有し、P:0.020%以下、S:0.020%以下、N:0.0100%以下に制限し、残部がFeおよび不純物であり、下記(a)式で定義されるKfが280以上であり、組織が、面積率で90%以上の焼戻しマルテンサイトを含み、前記焼戻しマルテンサイト中に析出したFe系炭化物がセメンタイトであり、前記鋼材の表面から板厚方向に0.1mm、0.2mm、および0.3mmの深さにおける、前記鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比3.0超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、80%以上である。
Kf=10(3.288×C(%)-0.168×Si(%)+1.068×Mn(%)+0.3×Ni(%)+1.266×Cr(%)+0.626×Cu(%)+2.086×Mo(%)-1.931) (a)
ここで、前記(a)式中のC(%)、Si(%)、Mn(%)、Ni(%)、Cr(%)、Cu(%)、Mo(%)は、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moの質量%での含有量であり、含有されていない場合には、0とする。
(2)上記(1)に記載の懸架ばね用鋼は、前記化学成分が、質量%で、Mo:0.02~0.50%未満、Cu:0.02~1.0%、Ni:0.02~1.5%、Nb:0.002~0.015%のうち、1種又は2種以上を含有してもよい。
(3)上記(1)または(2)に記載の懸架ばね用鋼は、前記化学成分が、質量%で、Ti:0.010~0.200%以下、B:0.0005~0.0050%の一方または双方を含有し、前記Tiの含有量と前記Nの含有量とが、Ti≧3.5×Nを満足してもよい。
(4)本発明の別の態様に係る懸架ばね用鋼の製造方法は、上記(1)~(3)のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、前記化学成分を有する鋼片を、950℃以上1150℃未満の温度域に加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片に対して、減面率を30%以上、仕上圧延温度を750~850℃とする仕上圧延を含む線材圧延を行って線材を得る線材圧延工程と、前記線材に対して、巻取りを行ってコイルにする巻取り工程と、前記巻取り工程後、5~30秒に冷却を開始し、前記コイルを、800~300℃の間の平均冷却速度が5~50℃/sとなるようにして300℃以下まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後、410℃~500℃で、10~1800秒保持を行う焼戻し工程とを有する。
また、本発明の上記態様に係る懸架ばね用鋼の製造方法によれば、汎用の線材圧延ラインによって高強度かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼製造することができるので、製造コストの低下に寄与することができる。
そのため、本発明は、産業上の貢献が極めて大きい。
本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、以下の特徴を有する。
(a)懸架ばね用の鋼材であって、化学成分が、質量%で、C:0.40超~0.65%、Si:1.00~3.50%、Mn:2.00超~3.00%、Cr:0.01~2.00%、V:0.02~0.50%、Al:0~0.060%、Mo:0~0.50%未満、Cu:0~1.00%、Ni:0~1.50%、Nb:0~0.015%、Ti:0~0.200%以下、B:0~0.0050%を含有し、P:0.020%以下、S:0.020%以下、N:0.0100%以下に制限し、残部がFeおよび不純物であり、下記(1)式で定義されるKfが280以上である。
Kf=10(3.288×C(%)-0.168×Si(%)+1.068×Mn(%)+0.3×Ni(%)+1.266×Cr(%)+0.626×Cu(%)+2.086×Mo(%)-1.931) (1)
ここで、前記(1)式中のC(%)、Si(%)、Mn(%)、Ni(%)、Cr(%)、Cu(%)、Mo(%)は、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moの質量%での含有量であり、含有されていない場合には、0とする。
(b)組織が、面積率で90%以上の焼戻しマルテンサイトを含む。
(c)焼戻しマルテンサイト中に析出したFe系炭化物がセメンタイトである。
(d)鋼材の表面から板厚方向に0.1mm、0.2mm、および0.3mmの深さにおける、鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比3.0超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、80%以上である。
また、本実施形態に係る懸架ばね用鋼を公知の方法でばね加工すれば、高強度かつ、耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばねが得られる。
(1)焼戻しマルテンサイトを有するばね用鋼材の表層、特に表面から0.3mmまでの範囲の組織において、旧γ粒を線材の長手方向に対して伸長化させると耐水素脆化特性が向上する。
(2)Vを所定量含有させ、仕上圧延温度を850℃以下にすることによって線材圧延後の加工されたγ(加工γ)の再結晶を顕著に抑制することができる。
(3)Mnの含有量を2%超とすることによって、仕上圧延温度を850℃以下に低くした場合においても、圧延後のγの拡散変態及びαの析出を抑制することができる。
(4)線材の焼割れを防止するためには、巻取り後の線材コイルの焼入れ時の冷却速度を遅くすることによって、コイル内の温度分布を緩和することが有効である。
(5)線材の焼入れ時の冷却速度を遅くすると、マルテンサイトが生成しにくくなる。そのため、冷却後にマルテンサイト分率(面積率)を90%以上にするためには、鋼材の焼入性を高める必要がある。合金元素の含有量をある関係式に基づいた量以上にすることで90%以上のマルテンサイトを得ることができる。
Cは焼戻しマルテンサイトを有する鋼の強度を高めるために必要な元素である。懸架ばね用鋼としての強度を確保するために、C含有量を0.40%超とする必要がある。好ましいC含有量の下限は、0.50%である。他方、C含有量が0.65%を超えると鋼の延性および靭性が低下する。また、C含有量が0.65%を超えると、残留γ量が増加することで、十分な量の焼戻しマルテンサイトが得られず、その結果、懸架ばねとしての機械的特性を確保できない。そのため、C含有量の上限を0.65%とする。好ましいC含有量の上限は0.60%である。
Siは懸架ばね用鋼のような焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を向上させるために非常に有効な元素である。また、Siは、ばねの耐へたり性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るためにはSi含有量の下限を1.00%とする必要がある。好ましいSi含有量の下限は、1.20%である。他方、Si含有量が3.50%を超えると、ばね用鋼の表層の脱炭が増加するなどの問題が顕著となる。そのため、Si含有量の上限を3.50%とする。好ましいSi含有量の上限は2.50%、より好ましい上限は2.00%である。
Mnは本実施形態に係る懸架ばね用鋼において重要な元素である。仕上圧延後に未再結晶γの再結晶を抑制して伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を低くすることが有効である。しかしながら、線材圧延では、減面率が大きく、γが多段の加工を受け、再結晶を繰り返しながら線材形状に圧延されるので、γ粒径が微細になる。γ粒径が微細であると、仕上圧延後に再結晶が起こりやすくなるので、未再結晶γを得ることが難しい。加えて、汎用の線材圧延ラインの使用を想定した場合、そのレイアウト上、仕上圧延から急冷まで、数秒~十数秒を要するので、仕上圧延後にただちに冷却することができない。したがって、仕上圧延から急冷までの間に再結晶が起こりやすい。このため、汎用の線材圧延ラインで伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を通常の操業条件よりも低くする必要がある。しかしながら、γの加工は拡散変態であるα変態を促進するため、仕上圧延温度を低くすると、加工γからαが析出するという問題が起こる。αが析出すると、その後急冷を行ってもマルテンサイト中に軟質のαが混在した組織になり、マルテンサイト分率を高めることができず、その結果、懸架ばねとしての強度を得ることができなくなる。これに対し、平衡状態でαに変態しない領域では、γに加工を加えても変態は起こらない。そのため、線材中にMnを従来よりも多く含有させて、Ar3点(オーステナイトが変態を開始する温度)を下げることによってγ域を低温側に広げることが極めて有効である。また、平衡状態でαに変態する領域においても、Mnの増加によってα変態が開始する温度域が低下し、かつ変態開始時間が長時間側に移動するため、α変態の抑制に有利である。
上記の効果を得るために、本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、Mn含有量を2.00%超とする必要がある。好ましいMn含有量の下限は2.10%、より好ましいMn含有量の下限は、2.20%、さらに好ましい下限は、2.30%である。他方、Mn含有量が3.00%を超えると、残留γ量が増加し、十分な量のマルテンサイトが得られなくなるなどの欠点が顕著に現れる。そのため、Mn含有量の上限を3.00%とする。好ましいMn含有量の上限は2.60%である。
従来、ばね用鋼においてMnを2.00%超にすると、耐遅れ破壊特性が低下すると考えられてきた。しかしながら、本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、Mn含有量とともに、後述するVなどの他の元素の含有量や各成分の含有量によって決まるKfも同時に制御することで、上述の効果が得られるので、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。
Crは懸架ばね用鋼の焼入性の向上や焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。上記の効果を得るためにはCr含有量の下限を0.01%とする必要がある。好ましいCr含有量の下限は、0.20%である。他方、Cr含有量が2.00%を超えると、加熱時のγ中へのセメンタイトの溶体化を阻害するなどの問題が顕著になる。そのため、Cr含有量の上限を2.00%とする。好ましいCr含有量の上限は1.00%である。
Vは本実施形態に係る懸架ばね用鋼において重要な元素である。線材圧延後に未再結晶γの再結晶を抑制して伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を低くすることが有効である。しかしながら、上述のように、線材圧延においてはγ粒径が微細になる。また、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延から急冷まで時間を要する。そのため、仕上圧延温度を低くすると、仕上圧延から急冷までの間に再結晶が起こりやすく、未再結晶γを得ることが難しい。このため、仕上圧延温度を通常の操業条件よりも低くすることが求められるが、仕上圧延温度を過度に低温化するとミスロールが発生しやすくなる。Vは、γの再結晶を抑制するのに極めて有効であるので、Vを含有させることにより、通常の低温仕上圧延条件において未再結晶γを長時間安定して得ることが可能となり、仕上圧延温度の過度な低温化を避けることができる。上記の効果を得るためにはV含有量の下限を0.02%とする必要がある。好ましいV含有量の下限は0.05%であり、より好ましいV含有量の下限は、0.10%である。他方、Vは高価な合金元素であるため、0.50%を超えて含有させると製造コスト上不利である。そのため、V含有量の上限を0.50%とする。好ましいV含有量の上限は0.20%である。
Pは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性(耐水素脆化特性)を低下させる元素である。そのため、P含有量を0.020%以下に制限する必要がある。好ましくは0.015%以下に制限する。
Sは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性(耐水素脆化特性)を低下させる元素である。そのため、S含有量を0.020%以下に制限する必要がある。好ましくは0.015%以下、より好ましくは0.006%以下に制限する。
Nは不純物であり、鋼の熱間延性を低下させるとともに、連続鋳造時の製造性を損なう元素である。そのためN含有量を0.0100%以下に制限する必要がある。好ましくは0.0070%以下に制限する。
しかしながら、本実施形態に係る懸架ばね用鋼には、必要に応じてAl、Mo、Cu、Ni、Nbのうち、1種又は2種以上を後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は0%である。
Alは鋼の脱酸に有効な元素である。Siによって脱酸を行う場合は必ずしも含有させなくても良いが、Alによる脱酸を行う場合には、0.010%以上含有させることが好ましい。他方、Al含有量が0.060%を超えると、粗大な介在物が生成して靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Alを含有させる場合でも、Al含有量の上限は0.060%とする。
Moは少量で鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。また、Moは加工γの再結晶の抑制にも有効であり、Vの含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。上記の効果を得る場合には、Mo含有量を0.02%以上とすることが好ましい。好ましくは、0.05%以上である。他方、Moは高価な合金元素であるので、Mo含有量が0.50%以上となると製造コスト上不利である。そのため、Moを含有させる場合でも、Mo含有量を0.50%未満とする。好ましくは0.30%以下である。
Cuは耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合には、Cu含有量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは、0.05%以上である。他方、Cu含有量が1.00%を超えると、鋼の熱間延性が低下し、連続鋳造時に割れや表面きずが発生して製造歩留まりが低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Cuを含有させる場合でも、Cu含有量を1.00%以下とする。好ましくは0.20%以下である。
Niは耐食性を向上させる元素であり、また、靭性の向上にも有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ni含有量を0.02%以上とする必要がある。好ましくは、0.10%以上である。他方、Niは高価な合金元素であるため、Ni含有量が1.50%を超えると製造コスト上不利である。そのため、Niを含有させる場合でも、Ni含有量を1.50%以下とする。好ましくは0.50%以下である。
Nbは加工γの再結晶の抑制に有効な元素であり、V含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。上記の効果を得る場合には、Nb含有量を0.002%以上とすることが好ましい。より好ましくは、0.005%以上である。他方、Nb含有量が0.015%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、連続鋳造時に割れや表面きずが発生して製造歩留まりが低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Nbを含有させる場合でも、Nb含有量を0.015%以下とする。好ましくは0.010%以下である。
Tiは加工γの再結晶の抑制に有効な元素であり、V含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。また、同時にBを含有させた場合には、鋼中の固溶NをTiNの形で高温から安定的に固定することによって、BNの生成を抑制する。そのため、Tiは固溶B量の確保に有効な元素である。固溶B量が確保されると、固溶Bによる焼入性向上効果を得ることができる。上記の効果を得る場合には、Ti含有量を0.010%以上とする必要がある。好ましくは、0.015%以上である。他方、Ti含有量が0.200%を超えると、その効果が飽和するだけでなく、粗大なTi(CN)が生成することにより靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Tiを含有させる場合でも、Ti含有量を0.200%以下とする。好ましくは0.100%以下である。
Bは微量で鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。また、Bは旧γ粒界に偏析して旧γ粒界を強化することによって粒界破壊を抑制する効果を有する。上記の効果を得る場合には、B含有量を0.0005%以上とすることが好ましい。好ましくは、0.0010%以上である。他方、B含有量が0.0050%を超えると、その効果は飽和するだけでなく、BがBNあるいはFe23(C,B)6などの析出物を形成し、逆に粒界強度を低下させる。そのため、Bを含有させる場合でも、B含有量を0.0050%以下とする。好ましくは0.0030%以下である。
上述したB含有による効果を得るためには、鋼中の固溶Nを低減することによってBNの生成を抑制することが必要である。したがって、Nの含有量を低減するとともにTiを含有させることによって固溶NをTiNの形で高温から安定的に固定することが望ましい。Ti及びBを含有する場合に、Tiにより固溶Nを固定して上記の効果を得るためには、TiとNとの含有量の関係をTi≧3.5×Nとすることが好ましい。より好ましい範囲はTi≧4.0×Nである。
懸架ばね用鋼のようなC含有量が多い成分系の場合、線材に急冷を行ってマルテンサイト変態をさせるときに焼割れが生じやすい。特に、単線の状態よりもコイルを急冷する場合に、焼割れが生じやすい。線材の焼割れを防止するためには、巻取り後の線材コイルを急冷(焼入れ)する時の冷却速度を遅くすることによって、コイル内の温度分布を緩和することが有効である。しかしながら、冷却速度を遅くすると冷却中にαが析出して、懸架ばね用鋼として必要な焼戻しマルテンサイト分率(面積率)を得ることができなくなることが懸念される。これに対し、焼入れ時の冷却速度を遅くした場合でも、冷却後に所定のマルテンサイト分率を得るためには、鋼(線材)の焼入性を高める必要がある。
本発明者らは、検討の結果、下記(1)式で定義されるKfを280以上とすることで、焼割れの防止とマルテンサイト分率の確保とを両立できることを見出した。好ましいKfの範囲は300以上である。一方、Kfが高くなりすぎると、残留γが過剰に生成して懸架ばね用鋼において十分な面積率の焼戻しマルテンサイトが得られなくなる場合がある。そのため、Kfを、10000以下とすることが好ましい。
Kf=10(3.288×C(%)-0.168×Si(%)+1.068×Mn(%)+0.3×Ni(%)+1.266×Cr(%)+0.626×Cu(%)+2.086×Mo(%)-1.931) (1)
ここで、(1)式中のC(%)、Si(%)、Mn(%)、Ni(%)、Cr(%)、Cu(%)、Mo(%)は、それぞれ、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moの質量%での含有量であり、含有されていない場合には、0として計算する。
[焼戻しマルテンサイトの面積率:90%以上]
ばねは、弾性体としての復元力を利用し、弾性エネルギーを蓄積する機械要素なので、降伏強さが高いことが必要である。このため、懸架ばね用鋼は、その主な組織を、高い降伏強度を得ることができ、かつ靭性にも優れる焼戻しマルテンサイトとする必要がある。本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、組織における焼戻しマルテンサイトの割合を面積率で90%以上とする。焼戻しマルテンサイトの面積率が90%未満では、強度及び靭性の両方を十分に確保することができない。
焼戻しマルテンサイトの面積率が90%以上であれば、残部として、フェライト、パーライト、ベイナイト、または残留オーステナイトの1種以上を含んでも構わない。しかしながら、焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率はできるだけ低減することが望ましい。フェライト、パーライト、ベイナイト、または残留オーステナイトの1種以上の面積率の合計を、5%以下にすることが好ましく、すなわち、焼戻しマルテンサイトの面積率を、95%以上とすることが好ましい。残部は0%でもよく、その場合、焼戻しマルテンサイトの面積率は100%である。
焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼材の長手方向の断面を鏡面研磨した後に3%ナイタール(3%硝酸-エタノール溶液)で腐食し、光学顕微鏡で懸架ばね用鋼の表面から0.1mmの表層部、半径の1/2位置のそれぞれ3視野を1000倍で観察して各視野での面積率を求め、その平均によって評価する。本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、このような評価を行うことで、鋼材の全体における焼戻しマルテンサイトの面積率を代表して評価できる。
Fe系炭化物の同定は以下の方法で行うことができる。
示差熱分析(DSC)により300℃から430℃の温度範囲において発熱ピークが観察されるかどうかでFe系炭化物εの存在の有無を確認すると共に、薄膜TEM観察で制限視野電子線回折パターン解析を行い、Fe系炭化物がεであるのかθであるのか判別する。
その組織として、焼戻しマルテンサイトを主に含む鋼は、水素が鋼中に侵入すると旧γ粒界が脆化する。その結果、鋼材の降伏強さ以下の応力でも脆性的に破壊する。耐水素脆化特性を向上させるためには、マルテンサイトの旧γ粒を伸長させることが有効である。
また、このような旧γ粒界での破壊は、懸架ばね用鋼から製造された懸架ばねの場合、腐食による欠陥を起点として生じる。すなわち、旧γ粒界破壊は、懸架ばねの表層から発生する。このため、懸架ばねの表層から発生する旧γ粒界破壊を抑制するためには、懸架ばね用鋼の表層の旧γ結晶粒を懸架ばね用鋼の長手方向に伸長させることが極めて重要である。また、そのためには懸架ばね用鋼の素材となる線材の表層の旧γ結晶粒を線材の長手方向に伸長させることが有効である。
耐水素脆化特性を向上させるためには、表層の旧γ結晶粒の形状、特に長さ(圧延方向)と幅(半径方向)との比(アスペクト比=長さ/幅)は重要であり、アスペクト比が大きいほど旧γ粒界破壊を抑制する効果が大きい。また、アスペクト比の大きな旧γ粒径の割合が高いほど、その効果を安定的に得られる。本発明者らは、上記の効果を安定的に得るためには、アスペクト比が3.0超の旧γ粒径を、全ての旧γ粒のうち、面積率で80%以上にする必要があることを見出した。好ましくは、旧γ粒径のアスペクト比は3.5以上である。
ここで、本実施形態において、鋼材の表面から0.3mmまでの範囲におけるアスペクト比が3.0超である旧γ粒の面積率とは、例えば図2に示すように、懸架ばね用鋼1の表面から懸架ばね用鋼1の中心に向かう直線上で、かつ、懸架ばね用鋼1の表面から0.1mm深さの位置11、0.2mm深さの位置12、0.3mm深さの位置13のそれぞれにおいて、アスペクト比が3.0超である旧γ粒の面積率を測定し、これらの面積率の平均として得られる値である。
伸長化した旧γ結晶粒による旧γ粒界破壊の抑制効果をより安定的に得るためには鋼材の表面から0.3mmの深さにおいて、アスペクト比が3.0超である旧γ粒の面積率が80%以上であると好ましい。また、鋼材の表面から0.5mm深さの位置において、アスペクト比が3.0超である旧γ粒の面積率が85%以上であるとより好ましい。
アスペクト比は、それぞれの測定位置で少なくとも15以上の結晶粒について、測定し、その平均をとることで得られる。
本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、以下の工程を含む製造方法によって製造することができる。また、この製造方法は、汎用の線材圧延ラインを用いて実施することができる。
本実施形態に係る懸架ばね用鋼の素材としては、上記化学成分を有し、一般的な製鋼プロセスと分塊圧延プロセスとを経て製造された鋼片を用いることができる。
まず、この鋼片を、熱間圧延を行って線材形状にするため、鋼片をγ域に加熱する。加熱温度が950℃以下では、圧延終了温度が低くなりすぎるので、加熱温度を950℃以上にする必要がある。好ましくは1000℃以上である。他方、加熱温度が高すぎると鋼片が脱炭する。鋼片の段階で形成された表層の脱炭層は、鋼片を圧延して得られる線材、線材を焼戻して得られる懸架ばね用鋼、懸架ばね用鋼から製造される懸架ばねにまで引き継がれ、懸架ばねの疲労強度を低下させる原因となる。そのため、鋼片の加熱温度を1150℃未満にする必要がある。好ましくは1100℃以下である。
加熱された鋼片に対して、粗圧延、中間圧延、および仕上圧延からなる線材圧延を行うことによって鋼片を線材形状に成形する。本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、仕上圧延において鋼材の表層部のγ粒を長手方向に伸長させる。所望のアスペクト比を有する旧γ粒を得るためには、仕上圧延において、減面率を30%以上にする必要がある。好ましくは40%以上である。
[冷却工程]
仕上圧延に引き続いて巻取りを行い、線材をコイル(線材コイル)にする。
また、前記巻取り完了後、5~30秒に冷却を開始し、線材コイルを急冷することによって焼入れを行う。焼入れに際しては、例えば、コイル状になった線材を、コンベアを用いて搬送し、その後急冷を行う媒体(水など)が入った冷却槽内に投入する。巻取りから急冷の開始までの時間が30秒を超えると、この間に再結晶が起こる。したがって、巻取り完了から急冷までの時間を30秒以内にする必要がある。好ましくは20秒以内である。一方、線材の断面温度均一化の観点から、巻取り完了後、ただちに冷却するのではなく、5秒以上経過後、急冷を行うことが好ましい。巻取り完了~冷却開始までが5秒未満では、線材断面内の温度が不均一となったまま焼入れを行うことになるので結晶粒の不均一が助長され、その結果として耐水素脆化特性が低下することが懸念される。
線材コイルを冷却槽内に投入して急冷する場合の冷却速度は、冷却媒体の温度を変更することによって制御することができる。すなわち、例えば、冷却媒体として水を用いた場合には、水温を変更することによって、線材コイルの冷却速度を所定の範囲に制御することができる。なお、線材の径にもよるが、室温の水や、水よりも冷却能の高い油を冷却媒体として用いた場合、線材コイルの冷却速度が50℃/sを超えることが懸念されるので、冷却媒体としては、40℃以上の水(温水)を用いることが好ましく、80℃以上の水を用いることがより好ましい。
本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、V、Mnによって、γの再結晶およびαの析出を抑制しさらに、Kfを280以上として一定上の焼入性を確保しているので、800~300℃の平均冷却速度を5℃/s以上とすればよい。冷却速度を上記の範囲とする場合、線材コイルを冷却槽に投入することが好ましいが、冷却速度を5℃/s以上にできるのであれば、巻取り後に、衝風冷却によって冷却してもよい。
上記の加熱工程、線材圧延工程、巻取り工程、冷却工程を行った線材に対し、焼戻しを行う。焼戻しの温度は所望の特性に応じて適宜変更することができるが、410~550℃の範囲で10秒~1800秒保持を行うことが好ましい。更に好ましくは430~520℃の範囲で10秒~1800秒保持である。
焼戻し温度が410℃未満の場合、Fe系炭化物がε主体となるので、好ましくない。また、焼戻し温度が550℃超の場合、所望の引張強度が得られなくなることが懸念されるので好ましくない。
線材コイルに対し、矯直および伸線を行い、単線の状態で焼戻しを行うことによって冷間成形懸架ばねの素材である鋼線(懸架ばね用鋼)が得られる。
表1の3.5×Nは、Tiが含まれている場合のみ計算した。また、表1のその他元素における空欄は、含有量が検出限界未満であったことを示している
また、組織観察の際には、表層が脱炭しているかどうかも合わせて観察し、脱炭によるフェライト粒の生成が表層から深さ30μm以上の範囲に認められた場合には、ばね用ワイヤーとしては不適であると判断した。
結果を表2-3に示す。
また、本発明の懸架ばね用鋼の製造方法によれば、汎用の線材圧延ラインによって高強度かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼製造することができるので、製造コストの低下に寄与することができる。
そのため、本発明は、産業上の貢献が極めて大きい。
11 表面から0.1mm深さの位置
12 表面から0.2mm深さの位置
13 表面から0.3mm深さの位置
Claims (4)
- 懸架ばね用の鋼材であって、
化学成分が、質量%で、
C:0.40超~0.65%、
Si:1.00~3.50%、
Mn:2.00超~3.00%、
Cr:0.01~2.00%、
V:0.02~0.50%、
Al:0~0.060%、
Mo:0~0.50%未満、
Cu:0~1.00%、
Ni:0~1.50%、
Nb:0~0.015%、
Ti:0~0.200%、
B:0~0.0050%
を含有し、
P:0.020%以下、
S:0.020%以下、
N:0.0100%以下
に制限し、残部がFeおよび不純物であり、下記(1)式で定義されるKfが280以上であり、
組織が、面積率で90%以上の焼戻しマルテンサイトを含み、
前記焼戻しマルテンサイト中に析出したFe系炭化物がセメンタイトであり、
前記鋼材の表面から板厚方向に0.1mm、0.2mm、および0.3mmの深さにおける、前記鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比3.0超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、80%以上である
ことを特徴とする懸架ばね用鋼。
Kf=10(3.288×C(%)-0.168×Si(%)+1.068×Mn(%)+0.3×Ni(%)+1.266×Cr(%)+0.626×Cu(%)+2.086×Mo(%)-1.931) (1)
ここで、前記(1)式中のC(%)、Si(%)、Mn(%)、Ni(%)、Cr(%)、Cu(%)、Mo(%)は、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moの質量%での含有量であり、含有されていない場合には、0とする。 - 前記化学成分が、質量%で、
Mo:0.02~0.50%未満、
Cu:0.02~1.0%、
Ni:0.02~1.5%、
Nb:0.002~0.015%
のうち、1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の懸架ばね用鋼。 - 前記化学成分が、質量%で、
Ti:0.010~0.200%以下、
B:0.0005~0.0050%
の一方または双方を含有し、
前記Tiの含有量と前記Nの含有量とが、Ti≧3.5×Nを満足する
ことを特徴とする請求項1または2に記載の懸架ばね用鋼。 - 請求項1~3のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、
前記化学成分を有する鋼片を、950℃以上1150℃未満の温度域に加熱する加熱工程と、
加熱された前記鋼片に対して、減面率を30%以上、仕上圧延温度を750~850℃とする仕上圧延を含む線材圧延を行って線材を得る線材圧延工程と、
前記線材に対して、巻取りを行ってコイルにする巻取り工程と、
前記巻取り工程後、5~30秒に冷却を開始し、前記コイルを、800~300℃の間の平均冷却速度が5~50℃/sとなるようにして300℃以下まで冷却する冷却工程と、
前記冷却工程後、410℃~500℃で、10~1800秒保持を行う焼戻し工程と、
を有することを特徴とする懸架ばね用鋼の製造方法。
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