JP2001181794A - 高強度ばね用鋼材 - Google Patents
高強度ばね用鋼材Info
- Publication number
- JP2001181794A JP2001181794A JP36061199A JP36061199A JP2001181794A JP 2001181794 A JP2001181794 A JP 2001181794A JP 36061199 A JP36061199 A JP 36061199A JP 36061199 A JP36061199 A JP 36061199A JP 2001181794 A JP2001181794 A JP 2001181794A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- strength
- grain boundary
- steel
- precipitates
- area ratio
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Springs (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度においても水素環境下での遅れ破壊特
性に優れたばね用鋼材を提供する。 【解決手段】 質量％において、Ｃ：０．３５〜０．８
５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．０
０７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．
０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物からなり、
引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイ
ト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下である
ことを特徴とする高強度ばね用鋼材。
性に優れたばね用鋼材を提供する。 【解決手段】 質量％において、Ｃ：０．３５〜０．８
５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．０
０７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．
０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物からなり、
引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイ
ト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下である
ことを特徴とする高強度ばね用鋼材。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は熱間または冷間でコ
イリングされ、高強度かつ高靱性を有するばね用鋼材、
特にばね用鋼線に関するものである。
イリングされ、高強度かつ高靱性を有するばね用鋼材、
特にばね用鋼線に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の軽量化、高性能化に伴い、ばね
も高強度化され、熱処理後に引張強度１４７０ＭＰａ
（１５０ｋｇｆ／ｍｍ2）を超えるような高強度鋼がば
ねに供されている。近年では引張強度１９６０ＭＰａ
（２００ｋｇｆ／ｍｍ2）を超える鋼も使用されてい
る。その手法としては特開昭５７−３２３５３号公報で
はＶ、Ｎｂ、Ｍｏ等の元素を添加することで焼入れで固
溶し、焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、それ
によって転位の動きを制限し、耐へたり特性を向上させ
るとしている。
も高強度化され、熱処理後に引張強度１４７０ＭＰａ
（１５０ｋｇｆ／ｍｍ2）を超えるような高強度鋼がば
ねに供されている。近年では引張強度１９６０ＭＰａ
（２００ｋｇｆ／ｍｍ2）を超える鋼も使用されてい
る。その手法としては特開昭５７−３２３５３号公報で
はＶ、Ｎｂ、Ｍｏ等の元素を添加することで焼入れで固
溶し、焼き戻しで析出する微細炭化物を生成させ、それ
によって転位の動きを制限し、耐へたり特性を向上させ
るとしている。
【０００３】しかしばね用材料としてはばねの過酷な使
用環境に耐えうる破壊特性が重要である。特に腐食など
により水素が侵入すると、通常の大気環境よりもはるか
に低い負荷で破断に至ることが知られている。この特性
は大気強度が高いほど顕著で、実ばねの高強度化のため
には、それに供するばね鋼の大気強度の高強度化だけで
なく、水素の侵入する環境での強度向上が不可欠であ
る。これに対して従来はたとえば特開平９−１２５１９
７号公報のように、腐食そのものを抑制することを目的
としたＣｕ添加およびＳ低減、Ｐ低減などの粒界不純物
の低減などが考えられてきた。しかしこれらの対策は一
般論として知られた手法であり、ばねのような高強度材
の水素侵入による破壊特性の低下を抑制するのに十分で
なく、根本的な対策を必要とした。
用環境に耐えうる破壊特性が重要である。特に腐食など
により水素が侵入すると、通常の大気環境よりもはるか
に低い負荷で破断に至ることが知られている。この特性
は大気強度が高いほど顕著で、実ばねの高強度化のため
には、それに供するばね鋼の大気強度の高強度化だけで
なく、水素の侵入する環境での強度向上が不可欠であ
る。これに対して従来はたとえば特開平９−１２５１９
７号公報のように、腐食そのものを抑制することを目的
としたＣｕ添加およびＳ低減、Ｐ低減などの粒界不純物
の低減などが考えられてきた。しかしこれらの対策は一
般論として知られた手法であり、ばねのような高強度材
の水素侵入による破壊特性の低下を抑制するのに十分で
なく、根本的な対策を必要とした。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は熱間または冷
間でコイリングされ、十分な大気強度と水素の侵入する
環境における耐破壊特性を両立できるばね用鋼材、特に
ばね用鋼線を提供することを課題としている。
間でコイリングされ、十分な大気強度と水素の侵入する
環境における耐破壊特性を両立できるばね用鋼材、特に
ばね用鋼線を提供することを課題としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】発明者らは従来のばね鋼
では見られなかった粒界の析出物の粒界における占有率
を制限することによって旧オーステナイト粒界の粒界強
度を強化することで水素侵入時の耐水素破壊特性を向上
させた鋼材を開発するに至った。
では見られなかった粒界の析出物の粒界における占有率
を制限することによって旧オーステナイト粒界の粒界強
度を強化することで水素侵入時の耐水素破壊特性を向上
させた鋼材を開発するに至った。
【０００６】すなわち本発明は次に示す鋼材を要旨とす
る。
る。
【０００７】（１） 質量％において、Ｃ：０．３５〜
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜
０．００７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ
＜０．０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物から
なり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オース
テナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下
であることを特長とする高強度ばね用鋼材。
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜
０．００７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ
＜０．０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物から
なり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オース
テナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下
であることを特長とする高強度ばね用鋼材。
【０００８】（２） 質量％において、Ｃ：０．３５〜
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．
００５〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％の内の１種または２種以上、およ
び、Ｎ：０．００１〜０．００７％を含み、ＰおよびＳ
を、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．０２に制限して残部がＦｅ
と不可避的不純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ
以上であり、旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占
有面積率が７０％以下であることを特長とする高強度ば
ね用鋼材。
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．
００５〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％の内の１種または２種以上、およ
び、Ｎ：０．００１〜０．００７％を含み、ＰおよびＳ
を、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．０２に制限して残部がＦｅ
と不可避的不純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ
以上であり、旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占
有面積率が７０％以下であることを特長とする高強度ば
ね用鋼材。
【０００９】（３） 質量％において、Ｃ：０．３５〜
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．
００５〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％の内の１種または２種以上、およ
び、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ｎ：０．００１
〜０．００７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、
Ｓ＜０．０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物か
らなり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オー
ステナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以
下であることを特長とする高強度ばね用鋼材。
０．８５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜
１．２％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．
００５〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：
０．０１〜０．１％の内の１種または２種以上、およ
び、Ｂ：０．０００５〜０．００６％、Ｎ：０．００１
〜０．００７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、
Ｓ＜０．０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物か
らなり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オー
ステナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以
下であることを特長とする高強度ばね用鋼材。
【００１０】（４） 上記（１）〜（３）のいずれかに
規定した化学成分に、さらに、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％を含み、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、引張
強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト粒
界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下であること
を特長とする高強度ばね用鋼材。
規定した化学成分に、さらに、Ｍｏ：０．０５〜１．０
％を含み、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、引張
強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト粒
界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下であること
を特長とする高強度ばね用鋼材。
【００１１】（５） 上記（１）〜（４）のいずれかに
規定した化学成分に、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５
％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種を含
み、Ｃｕ＞０．３％の場合にはＣｕおよびＮｉの含有率
を質量％で［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とし、残部がＦｅと
不可避的不純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ以
上であり、旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占有
面積率が７０％以下であることを特長とする高強度ばね
用鋼材。
規定した化学成分に、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５
％、Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種を含
み、Ｃｕ＞０．３％の場合にはＣｕおよびＮｉの含有率
を質量％で［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とし、残部がＦｅと
不可避的不純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ以
上であり、旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占有
面積率が７０％以下であることを特長とする高強度ばね
用鋼材。
【００１２】
【発明の実施の形態】発明者は多くの従来の技術に見ら
れるように多量に合金成分を投入することを避けつつ、
焼入れ焼戻し後に高強度かつ水素環境下での破壊特性の
優れる鋼材、特に鋼線を発明するに至った。
れるように多量に合金成分を投入することを避けつつ、
焼入れ焼戻し後に高強度かつ水素環境下での破壊特性の
優れる鋼材、特に鋼線を発明するに至った。
【００１３】その詳細を以下に示す。
【００１４】まず、本発明で鋼成分を限定した理由を説
明する。
明する。
【００１５】Ｃは鋼材の基本強度に大きな影響を及ぼす
元素であり、十分な強度を得るために０．３５〜０．８
５％とした。０．３５％以下では十分な強度を得られ
ず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、
０．８５％以上では過共析に近くなり、靱性を著しく低
下させる。
元素であり、十分な強度を得るために０．３５〜０．８
５％とした。０．３５％以下では十分な強度を得られ
ず、他の合金元素をさらに多量に投入せざるを得ず、
０．８５％以上では過共析に近くなり、靱性を著しく低
下させる。
【００１６】Ｓｉはばねの強度、硬度と耐へたり性を確
保するために必要な元素であり、少ない場合、必要な強
度、耐へたり性が不足するため、０．９％を下限とし
た。またＳｉは粒界の炭化物系析出物を球状化、微細化
する効果があり、積極的に添加することで粒界析出物の
粒界占有面積率を小さくする効果がある。しかし多量に
添加しすぎると、材料を硬化させるだけでなく、脆化す
る。そこで焼入れ焼戻し後の脆化を防ぐために２．５％
を上限とした。
保するために必要な元素であり、少ない場合、必要な強
度、耐へたり性が不足するため、０．９％を下限とし
た。またＳｉは粒界の炭化物系析出物を球状化、微細化
する効果があり、積極的に添加することで粒界析出物の
粒界占有面積率を小さくする効果がある。しかし多量に
添加しすぎると、材料を硬化させるだけでなく、脆化す
る。そこで焼入れ焼戻し後の脆化を防ぐために２．５％
を上限とした。
【００１７】Ｍｎは硬度を十分に得るため、また鋼中に
存在するＳをＭｎＳとして固定し、強度低下を抑制する
ために０．１％を下限とする。またＭｎによる脆化を防
止するために上限を１．２％とした。
存在するＳをＭｎＳとして固定し、強度低下を抑制する
ために０．１％を下限とする。またＭｎによる脆化を防
止するために上限を１．２％とした。
【００１８】Ｃｒは耐熱性、焼入れ性を向上させるため
に有効な元素であるが、添加量が多いとコスト増を招く
だけでなく、脆化するために伸線時に割れを生じやすく
する。そこで焼入れ性の確保のために０．１％を下限と
し、脆化が顕著となる２．０％を上限とした。
に有効な元素であるが、添加量が多いとコスト増を招く
だけでなく、脆化するために伸線時に割れを生じやすく
する。そこで焼入れ性の確保のために０．１％を下限と
し、脆化が顕著となる２．０％を上限とした。
【００１９】Ｔｉ、ＶおよびＮｂのこれらの元素が鋼中
で窒化物、炭化物、炭窒化物として析出する。したがっ
てこれらの元素を１種または２種以上を添加すれば、オ
ーステナイト粒微細化効果があり、安定して靱性を高め
ることができる。さらにＶまたはＮｂの析出物には腐食
環境下で侵入してきた水素をトラップする効果があり、
耐水素遅れ破壊特性も向上する。しかしＴｉ、Ｖおよび
Ｎｂは添加量が多すぎると、それらの析出物が大きくな
りすぎ、オーステナイト粒微細化効果を失うとともに、
破壊特性に悪影響を及ぼす。
で窒化物、炭化物、炭窒化物として析出する。したがっ
てこれらの元素を１種または２種以上を添加すれば、オ
ーステナイト粒微細化効果があり、安定して靱性を高め
ることができる。さらにＶまたはＮｂの析出物には腐食
環境下で侵入してきた水素をトラップする効果があり、
耐水素遅れ破壊特性も向上する。しかしＴｉ、Ｖおよび
Ｎｂは添加量が多すぎると、それらの析出物が大きくな
りすぎ、オーステナイト粒微細化効果を失うとともに、
破壊特性に悪影響を及ぼす。
【００２０】さらにこれら元素は焼戻し軟化抵抗を高め
るため、強度を制御するために焼戻しを行う場合、その
温度を高めることができる。焼戻し温度を高温化すれば
粒界炭化物の形状を球状化するので、析出物の粒界占有
面積率が低下し、水素環境下での破壊特性を高めること
ができる。
るため、強度を制御するために焼戻しを行う場合、その
温度を高めることができる。焼戻し温度を高温化すれば
粒界炭化物の形状を球状化するので、析出物の粒界占有
面積率が低下し、水素環境下での破壊特性を高めること
ができる。
【００２１】Ｔｉについては窒化物の析出温度は高く、
溶鋼中で既に析出している。またその結合力は強いの
で、鋼中のＮを固定する場合にも用いる。Ｂを添加する
場合にはＢをＢＮとさせないためにも、Ｎを十分に固定
できるだけ添加する必要がある。
溶鋼中で既に析出している。またその結合力は強いの
で、鋼中のＮを固定する場合にも用いる。Ｂを添加する
場合にはＢをＢＮとさせないためにも、Ｎを十分に固定
できるだけ添加する必要がある。
【００２２】そこでＴｉはＮを固定し、オーステナイト
粒径が微細化できる最低限の必要添加量０．００５％を
下限とし、析出物寸法が破壊特性に悪影響を及ぼさない
最大量０．０７％を上限とした。またＶについては０．
０５％以下では添加した効果がほとんど認められず、
０．５％以上では粗大な未固溶介在物を生成し、靱性を
低下させる。Ｎｂも同様に０．０１％以下では効果がほ
とんど認められず、０．１％以上では粗大な未固溶介在
物を生成し、靱性を低下させる。
粒径が微細化できる最低限の必要添加量０．００５％を
下限とし、析出物寸法が破壊特性に悪影響を及ぼさない
最大量０．０７％を上限とした。またＶについては０．
０５％以下では添加した効果がほとんど認められず、
０．５％以上では粗大な未固溶介在物を生成し、靱性を
低下させる。Ｎｂも同様に０．０１％以下では効果がほ
とんど認められず、０．１％以上では粗大な未固溶介在
物を生成し、靱性を低下させる。
【００２３】Ｂは焼入れ性向上元素として知られてい
る。さらにオーステナイト粒界の清浄化に効果がある。
すなわち、粒界に偏析して靱性を低下させるＰ、Ｓ等の
元素をＢを添加することで無害化し、破壊特性を向上さ
せる。その際、ＢがＮと結合してＢＮを生成するとその
効果は失われる。添加量はその効果が明確になる０．０
００５％を下限とし、効果が飽和する０．００６％を上
限とした。
る。さらにオーステナイト粒界の清浄化に効果がある。
すなわち、粒界に偏析して靱性を低下させるＰ、Ｓ等の
元素をＢを添加することで無害化し、破壊特性を向上さ
せる。その際、ＢがＮと結合してＢＮを生成するとその
効果は失われる。添加量はその効果が明確になる０．０
００５％を下限とし、効果が飽和する０．００６％を上
限とした。
【００２４】ＮはＴｉを添加する鋼ではその大部分がＴ
ｉＮを生成する。生成したＴｉＮはその後のオーステナ
イト化温度においても固溶しない。そのため、炭窒化物
の生成が容易になり、オーステナイト粒微細化のピン止
め粒子となるＴｉ系析出物の析出サイトになりやすい。
そのためばね製造までに施される様々な熱処理条件で安
定的にピン止め粒子を生成することができる。このよう
な目的から０．００１％以上のＮを添加させる。また粗
大なＴｉＮを析出し、破壊特性を損なわない０．００７
％を上限とする。
ｉＮを生成する。生成したＴｉＮはその後のオーステナ
イト化温度においても固溶しない。そのため、炭窒化物
の生成が容易になり、オーステナイト粒微細化のピン止
め粒子となるＴｉ系析出物の析出サイトになりやすい。
そのためばね製造までに施される様々な熱処理条件で安
定的にピン止め粒子を生成することができる。このよう
な目的から０．００１％以上のＮを添加させる。また粗
大なＴｉＮを析出し、破壊特性を損なわない０．００７
％を上限とする。
【００２５】Ｐは鋼を硬化させるが、さらに偏析を生
じ、材料を脆化させる。特にオーステナイト粒界に偏析
したＰは衝撃値の低下や水素の侵入により遅れ破壊など
を引き起こす。そのため少ない方がよい。そこで脆化傾
向が顕著となるＰ＜０．０２％と制限した。
じ、材料を脆化させる。特にオーステナイト粒界に偏析
したＰは衝撃値の低下や水素の侵入により遅れ破壊など
を引き起こす。そのため少ない方がよい。そこで脆化傾
向が顕著となるＰ＜０．０２％と制限した。
【００２６】ＳもＰと同様に鋼中に存在すると鋼を脆化
させる。Ｍｎによって極力その影響を小さくするが、Ｍ
ｎＳも介在物の形態をとるため、破壊特性は低下する。
特にＭｎＳから腐食を発生することが多く、水素発生源
の腐食を誘起しやすいため、Sも極力少なくすることが
望ましい。その悪影響が顕著となる０．０２％を上限と
した。
させる。Ｍｎによって極力その影響を小さくするが、Ｍ
ｎＳも介在物の形態をとるため、破壊特性は低下する。
特にＭｎＳから腐食を発生することが多く、水素発生源
の腐食を誘起しやすいため、Sも極力少なくすることが
望ましい。その悪影響が顕著となる０．０２％を上限と
した。
【００２７】Ｍｏ：０．０５〜１．０％を添加すること
で焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗を与
えることができる。すなわち強度を制御する際の焼戻し
温度を高温化させることができる。この点は粒界炭化物
の粒界占有面積率を低下させるのに有利である。すなわ
ちフィルム状に析出する粒界炭化物を高温で焼戻すこと
で球状化させ、粒界面積率を低減することに効果があ
る。その添加量は０．０５％以下では効果が認められ
ず、１．０％以上では効果が飽和する。
で焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化抵抗を与
えることができる。すなわち強度を制御する際の焼戻し
温度を高温化させることができる。この点は粒界炭化物
の粒界占有面積率を低下させるのに有利である。すなわ
ちフィルム状に析出する粒界炭化物を高温で焼戻すこと
で球状化させ、粒界面積率を低減することに効果があ
る。その添加量は０．０５％以下では効果が認められ
ず、１．０％以上では効果が飽和する。
【００２８】Ｎｉは焼入れ性を向上させ、熱処理によっ
て安定して高強度化することができる。また耐食性を向
上させる効果もあり、水素発生源である錆の発生を抑制
し、腐食環境下での破壊特性を向上させる。その添加量
は０．０５％以下では効果が認められず、１．０％以上
では効果が飽和する。
て安定して高強度化することができる。また耐食性を向
上させる効果もあり、水素発生源である錆の発生を抑制
し、腐食環境下での破壊特性を向上させる。その添加量
は０．０５％以下では効果が認められず、１．０％以上
では効果が飽和する。
【００２９】Ｃｕについては、Ｃｕを添加することで脱
炭を防止できる。脱炭層はばね加工後に疲労寿命を低下
させるため、極力少なくする努力が成されている。また
脱炭層が深くなった場合にはピーリングとよばれる皮む
き加工によって表層を除去する。またＮｉと同様に耐食
性を向上させる効果もある。
炭を防止できる。脱炭層はばね加工後に疲労寿命を低下
させるため、極力少なくする努力が成されている。また
脱炭層が深くなった場合にはピーリングとよばれる皮む
き加工によって表層を除去する。またＮｉと同様に耐食
性を向上させる効果もある。
【００３０】したがって、脱炭層を抑制することでばね
の疲労寿命向上やピーリング工程の省略することができ
る。Ｃｕの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は０．０５％
以上で発揮することができ、後述するようにＮｉを添加
したとしても０．５％を超えると脆化により圧延きずの
原因となりやすい。そこで下限を０．０５％、上限を
０．５％とした。Ｃｕ添加によって室温における機械的
性質を損なうことはほとんどないが、Ｃｕを０．３％を
超えて添加する場合には熱間延性を劣化させるために圧
延時にビレット表面に割れを生じる場合がある。そのた
め圧延時の割れを防止するＮｉ添加量をＣｕの添加量に
応じて［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とすることが重要であ
る。Ｃｕ：０．３％以下の範囲では圧延きずが生じない
ことから、圧延きず防止を目的としてＮｉ添加量を規制
する必要がない。
の疲労寿命向上やピーリング工程の省略することができ
る。Ｃｕの脱炭抑制効果や耐食性向上効果は０．０５％
以上で発揮することができ、後述するようにＮｉを添加
したとしても０．５％を超えると脆化により圧延きずの
原因となりやすい。そこで下限を０．０５％、上限を
０．５％とした。Ｃｕ添加によって室温における機械的
性質を損なうことはほとんどないが、Ｃｕを０．３％を
超えて添加する場合には熱間延性を劣化させるために圧
延時にビレット表面に割れを生じる場合がある。そのた
め圧延時の割れを防止するＮｉ添加量をＣｕの添加量に
応じて［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とすることが重要であ
る。Ｃｕ：０．３％以下の範囲では圧延きずが生じない
ことから、圧延きず防止を目的としてＮｉ添加量を規制
する必要がない。
【００３１】次に粒界の析出物の粒界占有面積率に関し
て説明する。水素が侵入した場合、粒界強度が低下し、
その破面に粒界破面が認められるようになる。腐食環境
では化学反応によって生じた水素の一部が鋼中に侵入す
ることで鋼を脆化させ、破壊に至るとされている。その
ため粒界強度の強化が必須であるが、通常のばね鋼にお
いて、ばねに要求される高強度を達成するためには焼入
れ焼戻し処理が施される。その際、オーステナイト化し
て焼き入れた場合、焼戻し過程で旧オーステナイト粒界
に炭化物を主体とする析出物が析出する。この旧オース
テナイト粒界の炭化物の形状を制御することが水素環境
下における破壊を抑制するのに重要であることを見出し
た。そのため、鋼の成分を調整し、粒界に生じる析出物
を微細化させるように粒界を清浄化し、さらに積極的に
粒界の析出物を球状化するＭｏ、Ｓｉ等の元素を添加し
たり、析出物の成長を抑制する熱処理方法を選択するこ
とで粒界の析出物の粒界占有面積率を７０％以下、好ま
しくは６０％以下に小さくしたものである。なお、粒界
占有面積率の下限は、特に限定するものではないが２０
％程度が製造上現実的である。
て説明する。水素が侵入した場合、粒界強度が低下し、
その破面に粒界破面が認められるようになる。腐食環境
では化学反応によって生じた水素の一部が鋼中に侵入す
ることで鋼を脆化させ、破壊に至るとされている。その
ため粒界強度の強化が必須であるが、通常のばね鋼にお
いて、ばねに要求される高強度を達成するためには焼入
れ焼戻し処理が施される。その際、オーステナイト化し
て焼き入れた場合、焼戻し過程で旧オーステナイト粒界
に炭化物を主体とする析出物が析出する。この旧オース
テナイト粒界の炭化物の形状を制御することが水素環境
下における破壊を抑制するのに重要であることを見出し
た。そのため、鋼の成分を調整し、粒界に生じる析出物
を微細化させるように粒界を清浄化し、さらに積極的に
粒界の析出物を球状化するＭｏ、Ｓｉ等の元素を添加し
たり、析出物の成長を抑制する熱処理方法を選択するこ
とで粒界の析出物の粒界占有面積率を７０％以下、好ま
しくは６０％以下に小さくしたものである。なお、粒界
占有面積率の下限は、特に限定するものではないが２０
％程度が製造上現実的である。
【００３２】また、鋼材の引張強度は、本発明の鋼成分
の範囲内に調整し、焼入れ焼戻し処理を施すことにより
１８００ＭＰａ以上のばねに要求される高強度を達成で
き、かつ、析出物の粒界占有面積率を７０％以下に制御
することにより引張強度１８００ＭＰａ以上の高強度に
おいても十分な遅れ破壊特性を有するばね用鋼材とする
ことができる。
の範囲内に調整し、焼入れ焼戻し処理を施すことにより
１８００ＭＰａ以上のばねに要求される高強度を達成で
き、かつ、析出物の粒界占有面積率を７０％以下に制御
することにより引張強度１８００ＭＰａ以上の高強度に
おいても十分な遅れ破壊特性を有するばね用鋼材とする
ことができる。
【００３３】さらに、本発明の高強度ばね用鋼材（棒鋼
・線材）は、線材製造のオンラインで熱処理して製造す
ることが好ましいが、オンラインに限らずオフラインで
熱処理して製造することもできる。
・線材）は、線材製造のオンラインで熱処理して製造す
ることが好ましいが、オンラインに限らずオフラインで
熱処理して製造することもできる。
【００３４】
【実施例】表１に本発明と比較鋼の化学成分、熱処理条
件、炭化物の粒界占有面積率、引張強度および遅れ破壊
強度、ばねにおける遅れ破壊試験結果を示す。表２に実
験条件の詳細を示す。
件、炭化物の粒界占有面積率、引張強度および遅れ破壊
強度、ばねにおける遅れ破壊試験結果を示す。表２に実
験条件の詳細を示す。
【００３５】本発明の実施例１〜１３、２２、２３は２
５０ｔ転炉によって精錬したものを連続鋳造によってビ
レットを作成した。またその他の実施例は２ｔ−真空溶
解炉で溶製後、圧延によってビレットを作成した。その
後いずれの場合もビレットからφ１２ｍｍに圧延した。
圧延条件は表２に示す。
５０ｔ転炉によって精錬したものを連続鋳造によってビ
レットを作成した。またその他の実施例は２ｔ−真空溶
解炉で溶製後、圧延によってビレットを作成した。その
後いずれの場合もビレットからφ１２ｍｍに圧延した。
圧延条件は表２に示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】熱処理はバッチ炉処理、高周波熱処理、オ
イルテンパー処理および圧延ライン後端の水槽を利用し
たオンライン熱処理に分かれ、実施例２、４、８、１
１、１４〜２５はバッチ炉処理、実施例１、７、１２は
高周波熱処理、実施例３、６、１３はオイルテンパー処
理、実施例９、１０は圧延ライン後端に設置した水槽に
投入することによってオンライン急冷、その後、焼鈍炉
によって焼戻したオンライン熱処理である。
イルテンパー処理および圧延ライン後端の水槽を利用し
たオンライン熱処理に分かれ、実施例２、４、８、１
１、１４〜２５はバッチ炉処理、実施例１、７、１２は
高周波熱処理、実施例３、６、１３はオイルテンパー処
理、実施例９、１０は圧延ライン後端に設置した水槽に
投入することによってオンライン急冷、その後、焼鈍炉
によって焼戻したオンライン熱処理である。
【００３９】バッチ炉処理では１ｍの試験片を矯直後、
加熱炉に投入して加熱し、６０℃のオイル槽に投入して
焼き入れた。加熱時間は３０ｍｉｎで、熱間コイリング
して製造する熱間ばねの温度履歴と対応するようにし
た。その後、再度加熱炉に投入して焼戻し、大気雰囲気
における引張強度を調整した。焼入れおよび焼戻し時の
加熱温度およびその結果得られた大気雰囲気での引張強
度は表１中に明記したとおりである。
加熱炉に投入して加熱し、６０℃のオイル槽に投入して
焼き入れた。加熱時間は３０ｍｉｎで、熱間コイリング
して製造する熱間ばねの温度履歴と対応するようにし
た。その後、再度加熱炉に投入して焼戻し、大気雰囲気
における引張強度を調整した。焼入れおよび焼戻し時の
加熱温度およびその結果得られた大気雰囲気での引張強
度は表１中に明記したとおりである。
【００４０】オイルテンパー処理では加熱炉にφ１２に
圧延した鋼を連続的に加熱炉を通過させ、鋼内部温度が
十分に加熱されるよう、加熱炉通過時間を設定した。本
実施例ではでは５００ｓｅｃで加熱炉を通過し即在に５
０℃のオイル槽に連続的に投入された。さらに焼戻し温
度に調整されたＰｂ層に投入したパテンティング処理を
行い、強度を調整した。本実施例ではＰｂ槽内を２００
ｓｅｃで通過させた。焼入れおよび焼戻し時の加熱温度
およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度は表１
中に明記したとおりである。
圧延した鋼を連続的に加熱炉を通過させ、鋼内部温度が
十分に加熱されるよう、加熱炉通過時間を設定した。本
実施例ではでは５００ｓｅｃで加熱炉を通過し即在に５
０℃のオイル槽に連続的に投入された。さらに焼戻し温
度に調整されたＰｂ層に投入したパテンティング処理を
行い、強度を調整した。本実施例ではＰｂ槽内を２００
ｓｅｃで通過させた。焼入れおよび焼戻し時の加熱温度
およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度は表１
中に明記したとおりである。
【００４１】高周波熱処理では図１（ａ）に示すような
３５０ｍｍ長に配置され、３０ｋＨｚ、２５０Ａの条件
で高周波加熱するコイル（３５巻）１内部に線材２を通
線することで加熱し、コイル通過後即座に水冷３して焼
入れ処理を行った。さらに図１（ｂ）に示すように、再
度２５０ｍｍ長に配置され、１０ｋＨｚ、２００Ａの条
件で高周波加熱する焼戻し処理を行った。その際の加熱
温度、およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度
は表１中に明記したとおりである。加熱温度は加熱コイ
ル通過直後に計測された温度で、条件設定は加熱温度に
よって行った。
３５０ｍｍ長に配置され、３０ｋＨｚ、２５０Ａの条件
で高周波加熱するコイル（３５巻）１内部に線材２を通
線することで加熱し、コイル通過後即座に水冷３して焼
入れ処理を行った。さらに図１（ｂ）に示すように、再
度２５０ｍｍ長に配置され、１０ｋＨｚ、２００Ａの条
件で高周波加熱する焼戻し処理を行った。その際の加熱
温度、およびその結果得られた大気雰囲気での引張強度
は表１中に明記したとおりである。加熱温度は加熱コイ
ル通過直後に計測された温度で、条件設定は加熱温度に
よって行った。
【００４２】オンライン処理では温度は１２００℃まで
加熱、抽出し圧延全域にわたって９００〜１０００℃と
なるように調整し、オンラインで圧延機後端の水冷槽に
投入して急冷したのち巻き取り、即座に焼戻し用焼鈍炉
に投入した。表１の焼入れ温度は水冷槽投入直前の温
度、焼戻し温度は焼鈍炉の設定温度である。その結果得
られた大気雰囲気での引張強度は表１中に明記したとお
りである。
加熱、抽出し圧延全域にわたって９００〜１０００℃と
なるように調整し、オンラインで圧延機後端の水冷槽に
投入して急冷したのち巻き取り、即座に焼戻し用焼鈍炉
に投入した。表１の焼入れ温度は水冷槽投入直前の温
度、焼戻し温度は焼鈍炉の設定温度である。その結果得
られた大気雰囲気での引張強度は表１中に明記したとお
りである。
【００４３】図２に遅れ破壊強度評価試験方法を示す。
図２（ａ）は試験片５の形状を示し、図２（ｂ）は試験
方法を示す図である。図２（ｂ）に示すように、装置は
ノッチ付き試験片５をｐＨ３．０の硫酸浴の容器内にセ
ットし、定電流電源７から電流密度１０ｍＡ／ｃｍ2の
電流を通電し、試験片５をカソードとし、Ｐｔ電極８を
アノードとして硫酸を電気分解すると、水素が発生す
る。試験片５に容器内でこの水素をチャージをしながら
荷重６を負荷し、その際の破断時間を計測できるように
構成されている。なお、バンドヒーター９により浴温を
３０℃に保持できるようになっている。そのような試験
において負荷荷重を変化させた場合、２００ｈｒ経過後
も破断しない最大荷重Ｗが計測できる。それをノッチ底
断面積Ｓで除した公称応力（すなわちＷ／Ｓ）を遅れ破
壊強度とした。
図２（ａ）は試験片５の形状を示し、図２（ｂ）は試験
方法を示す図である。図２（ｂ）に示すように、装置は
ノッチ付き試験片５をｐＨ３．０の硫酸浴の容器内にセ
ットし、定電流電源７から電流密度１０ｍＡ／ｃｍ2の
電流を通電し、試験片５をカソードとし、Ｐｔ電極８を
アノードとして硫酸を電気分解すると、水素が発生す
る。試験片５に容器内でこの水素をチャージをしながら
荷重６を負荷し、その際の破断時間を計測できるように
構成されている。なお、バンドヒーター９により浴温を
３０℃に保持できるようになっている。そのような試験
において負荷荷重を変化させた場合、２００ｈｒ経過後
も破断しない最大荷重Ｗが計測できる。それをノッチ底
断面積Ｓで除した公称応力（すなわちＷ／Ｓ）を遅れ破
壊強度とした。
【００４４】粒界上の析出物の粒界占有面積率の測定を
以下の手順で行った。（１）粒界破面を有する破面を現
出せしめる。（２）電解により破面を腐食（エッチン
グ）、（３）粒界破壊部を電子顕微鏡によって写真撮
影、（４）画像処理装置によって析出物を二値化して粒
界破面における面積率を測定する。この操作を粒界破面
１０個において実施し、析出物の粒界占有面積率を算出
した。
以下の手順で行った。（１）粒界破面を有する破面を現
出せしめる。（２）電解により破面を腐食（エッチン
グ）、（３）粒界破壊部を電子顕微鏡によって写真撮
影、（４）画像処理装置によって析出物を二値化して粒
界破面における面積率を測定する。この操作を粒界破面
１０個において実施し、析出物の粒界占有面積率を算出
した。
【００４５】ここで電解腐食が重要であるが、オーバー
エッチングになると粒界破面の判別がつかなくなり、粒
界占有面積率を測定できなくなる可能性がある。本実施
例の場合、その条件は通常観察の１／１０程度を目安と
した。すなわち電解液として１０％アセチルアセトン−
１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール
を用い、電解電位−１００ｍＶSCEとして電解量は０．
１３〜０．１５クーロン／ｃｍ2と設定した。
エッチングになると粒界破面の判別がつかなくなり、粒
界占有面積率を測定できなくなる可能性がある。本実施
例の場合、その条件は通常観察の１／１０程度を目安と
した。すなわち電解液として１０％アセチルアセトン−
１％テトラメチルアンモニウムクロライド−メタノール
を用い、電解電位−１００ｍＶSCEとして電解量は０．
１３〜０．１５クーロン／ｃｍ2と設定した。
【００４６】エッチング後の粒界破面観察には高分解能
走査型電子顕微鏡（日立製作所製Ｓ４１００）を用い、
加速電圧１５ｋＶで観察した。占有率の計測には１００
００倍の倍率で撮影した写真を用いた。その観察例を図
３（ａ）〜（ｃ）に示す。電解腐食ではＦｅ部が腐食さ
れるため、（ａ）では羽毛のように析出物が粒界のほぼ
全面を覆っているのが観察された。（ｂ）では板状、針
状の析出物が認められ粒界全域に分布している。（ｃ）
では析出物は粒状で粒界占有面積率が極端に小さい。こ
れらの写真を１００００倍で撮影し、粒界あたり３０μ
ｍ2以上、１０個の粒界について面積率を算出した。
走査型電子顕微鏡（日立製作所製Ｓ４１００）を用い、
加速電圧１５ｋＶで観察した。占有率の計測には１００
００倍の倍率で撮影した写真を用いた。その観察例を図
３（ａ）〜（ｃ）に示す。電解腐食ではＦｅ部が腐食さ
れるため、（ａ）では羽毛のように析出物が粒界のほぼ
全面を覆っているのが観察された。（ｂ）では板状、針
状の析出物が認められ粒界全域に分布している。（ｃ）
では析出物は粒状で粒界占有面積率が極端に小さい。こ
れらの写真を１００００倍で撮影し、粒界あたり３０μ
ｍ2以上、１０個の粒界について面積率を算出した。
【００４７】この析出物の粒界占有面積率と遅れ破壊強
度の関係を図４に示す。一般的に大気強度が高いほど遅
れ破壊強度は低い傾向にあるため、図４では大気強度が
約１９００ＭＰａの実施例５〜２５を示した。粒界占有
面積率が７０％を境に遅れ破壊強度が大きく変化してい
ることがわかる。
度の関係を図４に示す。一般的に大気強度が高いほど遅
れ破壊強度は低い傾向にあるため、図４では大気強度が
約１９００ＭＰａの実施例５〜２５を示した。粒界占有
面積率が７０％を境に遅れ破壊強度が大きく変化してい
ることがわかる。
【００４８】これらの実施例についてばねを製作し、１
％硫酸水溶液中にせん断応力１２００ＭＰａを負荷して
保持し、２００ｈｒ後の折損の有無を確認した。バッチ
炉処理材は熱間コイリングによって成形され、オイルテ
ンパー処理、高周波熱処理およびオンライン処理材は冷
間コイリングにより成形された。それぞれコイリング後
にφ０．５ｍｍ硬球を５０ｍ／ｓで投射しするショット
ピーニングを行ったのち、セッチングした。塗装は施さ
なかった。それによると粒界占有面積率の小さな発明例
は折損しなかった。
％硫酸水溶液中にせん断応力１２００ＭＰａを負荷して
保持し、２００ｈｒ後の折損の有無を確認した。バッチ
炉処理材は熱間コイリングによって成形され、オイルテ
ンパー処理、高周波熱処理およびオンライン処理材は冷
間コイリングにより成形された。それぞれコイリング後
にφ０．５ｍｍ硬球を５０ｍ／ｓで投射しするショット
ピーニングを行ったのち、セッチングした。塗装は施さ
なかった。それによると粒界占有面積率の小さな発明例
は折損しなかった。
【００４９】
【発明の効果】本発明鋼は、ばね鋼を１８００ＭＰａ以
上に高強度化するとともに、鋼成分または熱処理を調整
することによって旧オーステナイト粒界に生成する析出
物の粒界占有面積率を小さくすることで、水素環境下に
おける強度、いわゆる遅れ破壊強度を向上され、腐食環
境下においても優れた破壊特性を発揮できる。よって本
発明鋼を用いることで高強度かつ破壊特性に優れたばね
を製造可能になる。
上に高強度化するとともに、鋼成分または熱処理を調整
することによって旧オーステナイト粒界に生成する析出
物の粒界占有面積率を小さくすることで、水素環境下に
おける強度、いわゆる遅れ破壊強度を向上され、腐食環
境下においても優れた破壊特性を発揮できる。よって本
発明鋼を用いることで高強度かつ破壊特性に優れたばね
を製造可能になる。
【００５０】さらに本発明鋼は強度の変化によって延性
や衝撃値が損なわれることがないため、広い範囲の強度
のばねに対応可能であり、様々な強度のばねを信頼性を
損なうことなく容易に製造できる。
や衝撃値が損なわれることがないため、広い範囲の強度
のばねに対応可能であり、様々な強度のばねを信頼性を
損なうことなく容易に製造できる。
【図１】高周波による熱処理方法を示す図である。
【図２】遅れ破壊強度評価試験方法を示す図である。
【図３】粒界の析出物を観察した顕微鏡写真である。
【図４】析出物の粒界占有面積率と遅れ破壊強度の関係
を示す図である。
を示す図である。
１ コイル（３５巻） ２ 線材 ３ 水冷 ４ コイル（２５巻） ５ 試験片 ６ 荷重 ７ 定電流電源 ８ Ｐｔ電極 ９ バンドヒーター
フロントページの続き (72)発明者 宮木 隆成 室蘭市仲町12番地 新日本製鐵株式会社室 蘭製鐵所内 Ｆターム(参考） 3J059 AB06 BA01 BC02 BC19 EA09 GA01
Claims (5)
- 【請求項１】 質量％において、Ｃ：０．３５〜０．８
５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ｎ：０．００１〜０．０
０７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．
０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物からなり、
引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイ
ト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下である
ことを特徴とする高強度ばね用鋼材。 - 【請求項２】 質量％において、Ｃ：０．３５〜０．８
５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．００５
〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０
１〜０．１％の内の１種または２種以上、および、Ｎ：
０．００１〜０．００７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜
０．０２、Ｓ＜０．０２に制限して残部がＦｅと不可避
的不純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であ
り、旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率
が７０％以下であることを特長とする高強度ばね用鋼
材。 - 【請求項３】 質量％において、Ｃ：０．３５〜０．８
５％、Ｓｉ：０．９〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．２
％、Ｃｒ：０．１〜２．０％に加え、Ｔｉ：０．００５
〜０．０７％、Ｖ：０．０５〜０．５％、Ｎｂ：０．０
１〜０．１％の内の１種または２種以上、および、Ｂ：
０．０００５〜０．００６％、Ｎ：０．００１〜０．０
０７％を含み、ＰおよびＳを、Ｐ＜０．０２、Ｓ＜０．
０２に制限して残部がＦｅと不可避的不純物からなり、
引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、旧オーステナイ
ト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７０％以下である
ことを特長とする高強度ばね用鋼材。 - 【請求項４】 請求項１〜３のいずれかに規定した化学
成分に、さらに、Ｍｏ：０．０５〜１．０％を含み、残
部がＦｅと不可避的不純物からなり、引張強度が１８０
０ＭＰａ以上であり、旧オーステナイト粒界中の析出物
の粒界占有面積率が７０％以下であることを特長とする
高強度ばね用鋼材。 - 【請求項５】 請求項１〜４のいずれかに規定した化学
成分に、さらに、Ｃｕ：０．０５〜０．５％、Ｎｉ：
０．０５〜１．０％の１種または２種を含み、Ｃｕ＞
０．３％の場合にはＣｕおよびＮｉの含有率を質量％で
［Ｃｕ％］＜［Ｎｉ％］とし、残部がＦｅと不可避的不
純物からなり、引張強度が１８００ＭＰａ以上であり、
旧オーステナイト粒界中の析出物の粒界占有面積率が７
０％以下であることを特長とする高強度ばね用鋼材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36061199A JP4451951B2 (ja) | 1999-12-20 | 1999-12-20 | 高強度ばね用鋼材 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP36061199A JP4451951B2 (ja) | 1999-12-20 | 1999-12-20 | 高強度ばね用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001181794A true JP2001181794A (ja) | 2001-07-03 |
| JP4451951B2 JP4451951B2 (ja) | 2010-04-14 |
Family
ID=18470161
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP36061199A Expired - Fee Related JP4451951B2 (ja) | 1999-12-20 | 1999-12-20 | 高強度ばね用鋼材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4451951B2 (ja) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007114490A1 (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-11 | Nippon Steel Corporation | 高強度ばね用熱処理鋼 |
| EP2096184A1 (en) * | 2006-10-31 | 2009-09-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel wire for spring excellent in fatigue property and drawing property |
| CN101928892A (zh) * | 2010-08-27 | 2010-12-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种弹簧钢圆钢及其生产工艺 |
| CN106011634A (zh) * | 2016-07-26 | 2016-10-12 | 路望培 | 一种弹簧机械材料及其制备方法 |
| JP2017166037A (ja) * | 2016-03-17 | 2017-09-21 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ばね用鋼及びばね |
| US10385430B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-08-20 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel material having excellent fatigue properties |
| WO2021240740A1 (ja) * | 2020-05-28 | 2021-12-02 | 日本製鉄株式会社 | ばね用鋼線、ばね及びそれらの製造方法 |
| US11355897B2 (en) | 2016-04-14 | 2022-06-07 | Osram Oled Gmbh | Light-emitting component |
-
1999
- 1999-12-20 JP JP36061199A patent/JP4451951B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8845825B2 (en) | 2006-03-31 | 2014-09-30 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High strength spring-use heat treated steel |
| US20090092516A1 (en) * | 2006-03-31 | 2009-04-09 | Masayuki Hashimura | High strength spring-use heat treated steel |
| WO2007114490A1 (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-11 | Nippon Steel Corporation | 高強度ばね用熱処理鋼 |
| JP5200540B2 (ja) * | 2006-03-31 | 2013-06-05 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ばね用熱処理鋼 |
| EP2096184A1 (en) * | 2006-10-31 | 2009-09-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Steel wire for spring excellent in fatigue property and drawing property |
| EP2096184A4 (en) * | 2006-10-31 | 2011-04-20 | Kobe Steel Ltd | STEEL WIRE FOR SPRINGS WITH EXCELLENT FATIGUE AND PULL PROPERTIES |
| US8192562B2 (en) | 2006-10-31 | 2012-06-05 | Kobe Steel, Ltd. | Spring steel wire excellent in fatigue characteristic and wire drawability |
| CN101928892A (zh) * | 2010-08-27 | 2010-12-29 | 南京钢铁股份有限公司 | 一种弹簧钢圆钢及其生产工艺 |
| US10385430B2 (en) | 2014-03-31 | 2019-08-20 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel material having excellent fatigue properties |
| JP2017166037A (ja) * | 2016-03-17 | 2017-09-21 | 新日鐵住金株式会社 | 高強度ばね用鋼及びばね |
| US11355897B2 (en) | 2016-04-14 | 2022-06-07 | Osram Oled Gmbh | Light-emitting component |
| CN106011634A (zh) * | 2016-07-26 | 2016-10-12 | 路望培 | 一种弹簧机械材料及其制备方法 |
| WO2021240740A1 (ja) * | 2020-05-28 | 2021-12-02 | 日本製鉄株式会社 | ばね用鋼線、ばね及びそれらの製造方法 |
| JPWO2021240740A1 (ja) * | 2020-05-28 | 2021-12-02 | ||
| JP7260838B2 (ja) | 2020-05-28 | 2023-04-19 | 日本製鉄株式会社 | ばね用鋼線、ばね及びそれらの製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4451951B2 (ja) | 2010-04-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1347069B1 (en) | High-strength spring steel and spring steel wire | |
| JP3595901B2 (ja) | 高強度ばね用鋼線およびその製造方法 | |
| JP3577411B2 (ja) | 高靭性ばね鋼 | |
| JP5114665B2 (ja) | 高強度ばね用熱処理鋼 | |
| EP2465963B1 (en) | High strength spring steel and steel wire | |
| JP5200540B2 (ja) | 高強度ばね用熱処理鋼 | |
| EP2058414B1 (en) | High-strength spring steel wire, high-strength springs and processes for production of both | |
| KR102401569B1 (ko) | 추가 처리를 위한 향상된 특성을 갖는 고강도 강 스트립을 제조하기 위한 방법 및 이 유형의 강 스트립 | |
| JP3851095B2 (ja) | 高強度ばね用熱処理鋼線 | |
| JP2008133539A (ja) | 疲労特性と伸線性に優れた硬引きばね用鋼線 | |
| JP5913214B2 (ja) | ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法 | |
| WO2013179934A1 (ja) | コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法 | |
| JP3971571B2 (ja) | 高強度ばね用鋼線 | |
| JP4559959B2 (ja) | 高強度ばね用鋼 | |
| CN110494582B (zh) | 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法 | |
| JP3403913B2 (ja) | 高強度ばね用鋼 | |
| JP6798557B2 (ja) | 鋼 | |
| JP4451951B2 (ja) | 高強度ばね用鋼材 | |
| JPH09249940A (ja) | 耐硫化物応力割れ性に優れる高強度鋼材およびその製造方法 | |
| JP3474545B2 (ja) | 機械部品 | |
| JP6728817B2 (ja) | 高強度ばね用鋼及びばね | |
| JP3971569B2 (ja) | 高強度ばね用熱間圧延線材 | |
| JPH09202921A (ja) | 冷間鍛造用ワイヤーの製造方法 | |
| WO2021240740A1 (ja) | ばね用鋼線、ばね及びそれらの製造方法 | |
| JP3971570B2 (ja) | 高強度ばね用熱間圧延線材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050915 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20070730 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20081028 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20100126 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20100129 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4451951 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130205 Year of fee payment: 3 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130205 Year of fee payment: 3 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140205 Year of fee payment: 4 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |