JP2932943B2 - 高耐食性高強度ばね用鋼材 - Google Patents
高耐食性高強度ばね用鋼材Info
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Description
架ばね等として使用される高強度ばね用鋼材に関し、特
に、熱間圧延後焼鈍を行うことなくそのままで引抜加工
やピーリング加工を行うことができ、しかも、重要なば
ね特性の一つとして要求される焼入れ焼戻し後の強度
(硬さ)を十分に満足すると共に、懸架ばね等として使
用する場合に要求される耐食性にも優れた高強度ばねを
与えるばね用鋼材に関し、本明細書において該鋼材と
は、ばね状に加工する前の原料である棒や線材、および
ばね状に加工された最終製品としてのばねを包含するも
のである。
5〜G3567,G4801等に規定されており、それ
らから製造された熱間圧延線材や棒鋼(以下、圧延材と
いう)に対して所定の直径まで引抜加工し、オイルテン
パー処理を施してからばね加工(冷間ばね成形)した
り、あるいは圧延材を引抜加工し或はピーリング加工や
直線加工してから、加熱しばね成形後に焼入れ焼戻し
(熱間ばね成形)を行なう等により、各種ばねが製造さ
れている。また近年におけるばねに対する要求特性は一
段と厳しくなってきており、こうした状況の下で、各種
の合金鋼に熱処理を施したものも多く利用されている。
を脱スケール処理した後直接引抜加工することもある
が、圧延材強度が約1350MPaを超える高強度のも
のになると、引抜加工中に断線や焼付き、曲がり等の問
題が生じ、またピーリング加工においては工具寿命の低
下等の問題が生じるため、焼鈍等の軟化熱処理が必要と
なる。しかし、焼鈍等の軟化熱処理を施すと、工程数の
増加により製造コストが上昇するという問題が生じてく
る。
ねにおいては、排ガスや燃費低減のための軽量化対策の
一環としてばねの高応力化が指向されており、そのため
には焼入れ焼戻し後の強度で1900MPa以上を示す
様な高強度のばね用鋼材が要望されている。ところが、
一般的にばねの強度が高くなるにつれて欠陥感受性が高
まる傾向があり、特に腐食環境下で使用されるばねにお
いては腐食疲労寿命が悪くなるので、早期折損を起こす
ことが懸念される。腐食疲労寿命の低下原因は、表面の
腐食ピットが応力集中源となって疲労亀裂の発生・進展
が促進されるためと考えられており、腐食疲労寿命の低
下を防止するにはSi,Cr,Ni等を添加して耐食性
を向上させる必要がある。しかし、これらの添加元素は
焼入性向上効果も大きいため、多量に添加すると圧延材
中に過冷却組織(マルテンサイトやベイナイト、以下省
略)が生成して焼鈍等の軟化熱処理が必要となり、工程
数の増加やそれに伴なう製造コストの増大および生産性
の低下といった問題が回避できない。
題点に着目してなされたものであって、その目的は、熱
間圧延後の焼鈍省略が可能で、直接引抜加工やピーリン
グ加工等の冷間加工を行うことができ、しかも重要なば
ね特性の1つである焼入れ焼戻し後の強度で1900MP
a 以上の高い値を示し、且つ耐食性においても優れた性
能を示す高強度ばね用鋼材を提供しようとするものであ
る。
のできた本発明に係る高耐食性高強度ばね用鋼材の構成
は、C :0.3〜0.6%、Si:1.0〜3.0
%、Mn:0.1〜0.5%、Cr:0.5〜1.5
%、を含有すると共に、Ni:1.0%以下(0を含ま
ない)および/またはMo:0.1〜0.5%を含有
し、あるいはこれらに加えてCu:0.1〜1.0%を
含有し、もしくは更に他の成分としてV :0.01〜
0.5%、Nb:0.01〜1.0%、Al:0.01
〜1.0%およびTi:0.01〜1.0%よりなる群
から選択される少なくとも1種の元素を含有し、もしく
は更に他の元素としてCo:0.1〜3.0%および/
またはW:0.1〜1.0%を含有し、もしくは更に他
の元素として、Ca:0.001〜0.1%、La:
0.001〜1.0%およびCe:0.001〜1.0
%よりなる群から選択される少なくとも1種を含有し、
残部Feおよび不可避不純物からなり、且つ下記(I
a)式の要件を満たすものであるところに要旨を有する
ものである。 2.5≦FP≦4.5 … (Ia) 式中、FP=(0.23[C]+0.1) ×(0.7[Si]+1) ×(3.5[Mn]
+1) × (2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1) ×(3[Mo]+1) (但し、[元素]は各元素のmass%を表わす)
られる棒・線材である場合は、熱間圧延後の直径をD
(mm)としたとき、下記(Ib)式の関係を満たす様
に成分調整することによって、その性能を一層確実に発
揮させることができる。 2.0≦(FP/log D)≦4.0 … (Ib)
ばね用鋼材においては、特に圧延材としての引張強度が
1350MPa以下で且つ金属組織の横断面の90面積
%以上がフェライト・パーライトまたはパーライト組織
からなり、該パーライトのノジュールサイズ番号が6以
上であるものは、格別優れた冷間加工性を示し、熱間圧
延後焼鈍を行なうことなくそのままで引抜加工、ピーリ
ング加工等が行えると共に、焼入れ焼戻し後の強度や耐
食性の非常に優れたばねを与える。そしてこの様な引張
強度、金属組織およびノジュールサイズの圧延鋼材は、
熱間圧延の開始温度を850〜1050℃、熱間圧延後
の冷却開始温度を700〜900℃の範囲とし、500
℃までを平均冷却速度0.5〜3.0℃/secで冷却
することによってより確実に得ることができる。
材の焼入れ焼戻し後の強度向上を図ると共に素材の靭性
向上を増進する必要がある。従来のばね用鋼材では、焼
入れ焼戻し後の弾性限を高めるという観点から炭素含有
量の比較的高い鋼材が用いられてきたのであるが、素材
の靭性確保あるいは向上という観点からすると、炭素量
を逆に減少させることが有効であることは明らかであ
る。ところが炭素量を減少すると焼入れ焼戻し後の強度
(硬さ)が低下し、1900MPa以上といった要求を
満足できなくなるので、炭素量の低減には自ずと限界が
あり、しかもSi,Cr等の合金元素の添加が必要とな
る。
後の強度が上がるにつれて腐食疲労寿命が低下すること
が知られている。ばねの腐食疲労は、腐食環境(塩分、
水分、泥等)下でばね表面に腐食ピットが生成し、該ピ
ット底部に生じる応力集中によって疲労亀裂が発生し伝
播していくためと考えられる。従って腐食疲労寿命を向
上させるには、ばね用鋼材としての耐食性を高めて腐食
ピットの生成・成長を抑制する必要があり、そのために
はSi,Cr,Ni等の耐食性向上元素の添加が必要と
なる。
焼戻し後の強度(硬さ)や耐食性の向上には有効である
が、多量に添加すると熱間圧延時に過冷却組織(マルテ
ンサイトやベイナイト)が出現して圧延後の強度が13
50MPa以上に高まり、その後の引抜加工で断線や焼
き付き、曲がり等が生じ易くなり、またピーリング加工
においては、工具寿命が低下するといった問題が生じて
くる。そのため、前述の如く熱間圧延の後に焼鈍等の軟
化熱処理を施すことが必要となり、製造工程が増加する
と共に製造コストも増大してくる。そこで、圧延後の強
度は1350MPa以下(圧延材組織がフェライト・パ
ーライトあるいはパーライト)に抑える必要があり、こ
うした観点から合金元素の添加量には自ずと限界が生
じ、適正な成分調整が極めて重要になってくる。
耐食性向上元素を含む成分系において、熱間圧延後の金
属組織をフェライト・パーライトもしくはパーライト主
体の組織とすることにより、圧延材としての引張強度を
1350MPa以下に抑え、引抜加工やピーリング加工
等の冷間加工前に行なわれる軟化熱処理を省略可能にす
ると共に、その後の焼入れ焼戻しにより1900MPa
レベル以上の高強度を示し且つ高耐食性を確保するため
の要件として、以下に詳述する如く鋼材の化学成分を特
定すると共に、殊に熱間圧延時の過冷却組織を抑制する
という観点から、前記(Ia),(Ib)式の関係を定
めたものである。
た理由を説明する。 C:0.3〜0.6% Cは焼入れ焼戻し後の強度(硬さ)を確保するために必
要な元素であり、C量が0.3%未満では、焼入れ焼戻
し後の強度(硬さ)が不十分となる。一方、0.6%を
超えて過多に添加すると、焼入れ焼戻し後の靭延性が劣
化するばかりでなく、耐食性にも悪影響が現れてくるの
で、0.6%を上限とした。強度と耐食性を加味したC
のより好ましい範囲は0.3〜0.5%の範囲である。
は焼入れ焼戻し後のマトリックスの強度が不十分とな
る。しかし3.0%を超えて過多に添加すると、焼入れ
加熱時に炭化物の溶け込みが不十分となり、均一にオー
ステナイト化させるのにより高温の加熱が必要となって
表面の脱炭が過度に進み、ばねの疲労特性が悪くなる。
Siのより好ましい範囲は1.4〜2.5%の範囲であ
る。
なければならない。しかし0.5%を超えると、焼入れ
性が上がり過ぎて圧延時に過冷却組織が出易くなる。
密なものとし、耐食性の向上に寄与する他、Mnと同様
に焼入れ性向上にも有効に作用する。こうした効果は
0.5%以上の添加で有効に発揮されるが、1.5%を
超えて過度に添加すると、焼入れ性が増大し過ぎて圧延
後の組織に過冷却組織が出現し易くなる。Crのより好
ましい範囲は0.7〜1.3%の範囲である。
生成する錆を非晶質で緻密なものとして耐食性を高める
作用があり、更にばね特性として重要なへたり特性を改
善する作用も有している。こうした作用は極少量のNi
によって発揮されるが、好ましくは0.1%以上とする
のがよい。しかし、1.0%を超えて過多に含有させる
と焼入れ性が過度に増大し、圧延後に過冷却組織が出易
くなる。Niのより好ましい範囲は0.3〜0.8%の
範囲である。
するモリブデートイオンの吸着作用によって耐食性を高
める作用も有しており、これらの作用は0.1%以上含
有させることによって有効に発揮される。しかし、0.
5%を超えると焼入れ性が過度に増大し、圧延後に過冷
却組織が出現して引抜加工性やピーリング加工性等に悪
影響が現れてくる。Moのより好ましい範囲は0.1〜
0.3%の範囲である。
からすると同効元素であり、いずれか一方もしくは両方
を含有させることができるが、耐食性向上効果はNiの
方が優れているので、耐食性を重視する場合はNiを含
有させることが望ましい。
元素を基本成分とし、残部および不可避不純物からなる
ものであるが、更に(1) 適量のCu、(2) V,Nb,A
l,Tiの少なくとも1種、(3) Coおよび/もしくは
W、(4) Ca,La,Ceの少なくとも1種、を夫々単
独で若しくは任意の組み合わせで含有させることによ
り、その特性を一段と改善することが可能である。これ
らの元素を添加するときの好ましい含有量は下記の通り
である。
める作用がある。こうした作用は0.1%以上の添加で
有効に発揮されるが、1.0%を超えてもそれ以上の耐
食性向上効果は期待できず、むしろ熱間圧延による素材
の脆化を引き起こす恐れが生じてくる。Cuのより好ま
しい範囲は0.1〜0.3%の範囲である。
改善するのに有効である。こうした効果を有効に発揮さ
せるには0.01%以上の添加が必要である。しかし、
0.5%を超えて添加すると、焼入れ加熱時にオーステ
ナイト中に固溶されない合金炭化物量が増大し、これが
大きな塊状物となって残存し疲労寿命を低下させる。V
のより好ましい範囲は0.05〜0.2%の範囲であ
る。
せ、耐へたり性を高める作用があり、その効果は0.0
1%以上含有させることによって有効に発揮される。し
かし、1.0%を超えて含有させてもそれ以上の効果は
得られず、むしろ焼入れ加熱時に粗大な炭窒化物が生成
して耐疲労寿命に悪影響を及ぼす様になる。Nbのより
好ましい範囲は0.01〜0.3%の範囲である。
たり性を高めるという点でNbと同効元素であり、その
効果は、0.01%以上含有させることによって有効に
発揮される。しかし、1.0%を超えて含有させてもそ
れ以上の効果は得られず、むしろ酸化物系介在物(Al
2 O3 等)の生成量が増加すると共に粗大化し、かえっ
て耐疲労寿命を劣化させる。Alのより好ましい範囲は
0.01〜0.3%の範囲である。
耐力比を向上させ、耐へたり性を高める作用があり、そ
の効果は、0.01%以上含有させることによって有効
に発揮される。しかし、1.0%を超えて含有させる
と、粗大な炭窒化物の生成によって疲労寿命に悪影響が
現れてくる。Tiのより好ましい範囲は0.01〜0.
3%の範囲である。
に有効な元素であり、また耐食性の向上にも寄与する。
こうした効果は0.1%以上含有させることによって有
効に発揮されるが、それらの効果は約3.0%で飽和
し、それ以上の添加は経済的に望ましくない。Coのよ
り好ましい範囲は0.3〜2.0%の範囲である。
あり、その効果は0.1%以上添加することによって有
効に発揮される。しかし多量に添加し過ぎると、素材の
靭性が劣化するので1.0%以下に抑えなければならな
い。Wのより好ましい範囲は0.2〜0.5%の範囲で
ある。
001〜1.0%およびCe:0.001〜1.0%よ
りなる群から選択される1種以上 Caは強脱酸性元素であり、鋼中の酸化物系介在物を微
細化すると共に鋼を清浄化する作用がある他、耐食性向
上にも有効に作用し、それらの作用は0.001%以上
含有させることによって有効に発揮される。しかし0.
1%を超えて添加してもそれ以上の効果は得られず、む
しろ製鋼時に炉壁を損傷する危険が生じてくる。
に作用する。該耐食性改善効果は次の様に考えられる。
即ち鋼の腐食が進行しているとき、腐食疲労の起点とな
る腐食ピット内では、 Fe→Fe2++2e- Fe2++2H2 O→Fe(OH)2 +2H+ の反応が起こり、腐食ピット内部が酸性化すると共に、
電気的中性を保つために外部よりCl- イオンが集ま
り、腐食ピット内部の液性が厳しくなって腐食ピットの
成長が促進される。ところが鋼中にLaやCeが存在す
るとこれらは鉄と共に溶解するが、これらの元素は塩基
性元素であるため液性も塩基性化し、その結果、腐食ピ
ット内部の液が中性化されて腐食疲労の起点となる腐食
ピットの成長が著しく抑制されるためと考えられる。こ
うした効果は、夫々0.001%以上添加することによ
って有効に発揮されるが、1.0%を超えて添加しても
それ以上の効果は得られないので、経済的に無駄であ
る。Ca,LaおよびCeのより好ましい範囲は、夫々
0.002〜0.05%、0.005〜0.2%および
0.005〜0.2%である。
うまく制御して強度を適度に抑え、熱間圧延のままで優
れた引抜やピーリング等の冷間加工性を与えると共に、
焼入れ焼戻し後の強度および耐食性を満足のいく程度に
まで高めるには、上記化学成分の要件に加えて前記(I
a),(Ib)式で定める要件が極めて重要となる。
に棒・線材に加工する時の過冷却組織の生成を抑えると
共に、引抜やピーリング等の冷間加工後に行なわれる焼
入れ焼戻し時における焼入れ性とその均一性を高めるう
えで欠くことのできない要件であり、(FP)の値が
2.5未満では、焼入れ焼戻し時に均一な焼きが入らな
くなり、たとえ前記化学成分の要件を満たすものであっ
ても十分な強度が得られなくなる。一方、(FP)の値
が4.5を超えると、熱間圧延後の組織に過冷却組織が
出現し圧延材としての引張強度が1350MPa以上と
なり、その後に行なわれる冷間加工に先立って軟化熱処
理が必要となり、本発明の目的が果たせなくなる。しか
しながら、(FP)が2.5〜4.5の適正な範囲にあ
るものであれば、熱間圧延後の組織中に過冷却組織が出
現することなく、圧延後の強度は冷間加工の容易な13
50MPa程度以下に抑えられ、軟化熱処理等を要する
ことなくそのままで円滑に冷間加工し得ると共に、その
後の焼入れ焼戻しにより均一且つ十分な焼きが入り、焼
入れ焼戻し後の強度で1900MPaレベル以上を達成
することができる。
D(mm)を鋼材の成分組成を決定する際の要素として
組み込んだのは、熱間圧延時の冷却速度、ひいては得ら
れる圧延材の金属組織などに該圧延材の直径が少なから
ぬ影響を及ぼすからであり、本発明者等が確認したとこ
ろによると、(Ib)式で規定する(FP/logD)
の値が2.0〜4.0の範囲となる様に鋼材の成分組成
をうまくコントロールすれば、得られるばね用棒・線材
の性能を一段と安定したものにできることが確認され
た。
の強度および金属組織の面から見ると、引張強度が上記
の様に1350MPa以下であり、且つ圧延材組織にお
ける横断面の90%以上、より好ましくは95%以上が
フェライト・パーライトまたはパーライト組織で、パー
ライトのノジュールサイズ番号が6以上のものであり、
上記以外の金属組織、例えばマルテンサイトやベイナイ
ト等の過冷却組織主体のものでは、圧延材としての強度
が過度に高まってそのままで冷間加工することが困難に
なり、中間工程として軟化熱処理が不可欠となる。
未満のものでは、圧延材の延性が低下して良好な冷間加
工性が得られにくくなる傾向があり、本発明の目的を果
たすことができなくなる。
と共に、上記の様な好ましい金属組織を得るには、上記
式(Ia),(Ib)に示す関係を含めて成分組成の要
件を満たす鋼材を使用し、熱間圧延条件を適正にコント
ロールすることが極めて有効である。好ましい熱間圧延
条件としては、熱間圧延の開始温度を850〜1050
℃、より好ましくは900〜1050℃、圧延後の冷却
開始温度を700〜900℃、より好ましくは750〜
850℃に夫々設定し、更にその後500℃までを0.
5〜3.0℃/secの平均冷却速度で冷却するのがよ
い。
0℃未満の低温では、熱間圧延時の変形抵抗が大きくな
るため圧延材の表面にしわ疵等の表面疵が発生し、最終
製品として得られるばねの疲労特性を悪化させる原因と
なる。逆に1050℃を超える高温になると、熱間圧延
時の表面脱炭が著しくなって結果的に圧延材の表面が脱
炭過剰となり、やはり疲労特性を劣化させる。
書では、熱間圧延終了の後水冷され、その後、鋼線材で
はループ状に巻取られて冷却が開始されるときの温度
を、また棒鋼の場合は、冷却床に載置されて冷却が開始
されるときの温度をいう)を定めたのは、圧延材の表面
に過冷却組織が出現するのを防止すると共に、結晶粒の
粗大化による焼入れ性の増大を抑えるためであり、該温
度が700℃未満の低温を得ようとすると、圧延終了後
の冷却速度を高める必要があり、表面に過冷却組織が出
易くなったり或は低温圧延が必要となって圧延材にしわ
疵等の表面疵が発生し易くなる。
ステナイト結晶粒が粗大化し、その結果焼入れ性の増大
によりその後の冷却工程で過冷却組織が生じ易くなる。
更に、500℃までの平均冷却速度が0.5℃/sec
未満では、圧延材の表面にフェライト脱炭が起こって最
終的に得られるばねの疲労特性に悪影響を及ぼす様にな
り、逆に3.0℃/secを超える高速になると圧延材
の横断面における面積率で10%以上の過冷却組織(マ
ルテンサイトやベイナイト)が出現して引抜加工性が悪
化し、軟化熱処理等の熱処理が必要となる。
始温度、圧延後の冷却開始温度および該冷却開始温度か
ら500℃までの平均冷却速度を適正に設定してやれ
ば、圧延材の表面に過度の脱炭層を形成することなく、
しかも組織を過冷却組織の殆ど出現しておらない適正な
ものとすると共に、適正なパーライトノジュールサイズ
を得ることができ、熱間圧延の後、軟化焼鈍等の熱処理
を行なうことなくそのまま冷間加工できると共に、表面
疵がなく且つ腐食疲労特性に優れたばねを与える圧延材
を得ることができる。
を特定すると共に、前記(Ia)式で定める要件を規定
し、また該鋼材を棒・線材とする場合は(Ib)式で定
める要件を規定し、更にはこれらの要件に加えて、熱間
圧延条件並びにその後の冷却条件などを適正に設定し、
過冷却組織の少ない適正な金属組織とノジュールサイズ
を得ることによって、焼鈍等の軟化熱処理を要すること
なく円滑に冷間加工を行なうことができ、その後の焼入
れ焼戻し処理により高強度で耐食性の良好なばねを与
え、或はそれ自体でばねとして優れた性能を示す鋼材を
提供し得ることになった。
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
技術的範囲に含まれる。
S−SUP7の化学成分鋼を溶製した後、鍛造により1
55mmの角ビレットを製作し、熱間圧延により直径14
mmあるいは30mmの線材とした。尚、No.11〜
15の供試鋼については、直径8mmの線材も製作し
た。そして、圧延材としての材質確認のため、引張試験
を行なうと共に、各圧延材について軟化熱処理などを全
く施すことなく直径8,14および30mmのものを夫
々直径7.2mm,12.5mm,27mmまで引抜加
工して引抜性を調べた。尚熱間圧延条件は、熱間圧延の
開始温度を950℃、熱間圧延終了後の冷却開始温度を
775℃、該温度から500℃までの平均冷却速度を
1.0℃/secとした。
め、夫々12.5mm,27mmの引抜材からサンプル
を切り出して焼入焼戻処理を行ない、機械加工によって
平行部が直径11mm×400mmの引張試験片を作成
した。尚、焼入条件は925℃×10分とし油焼入を行
なった後、400℃で1時間の焼戻処理を行なってか
ら、引張試験に供した。
5mm,27mmの引抜材からサンプルを切り出して、
引張試験片と同様の条件で焼入焼戻処理を行ない、機械
加工によって11mm×60mmの試験片を作成して下
記の腐食試験に供し、腐食試験後の腐食ピット深さを測
定した。結果を表3,4に示す。 (耐食性評価法) 腐食条件 :8hr塩水噴霧→16hr放置(35
℃,60%RH)を1サイクルとして7サイクル 腐食ピット深さ:極値解析法により試験片内の最大腐食
ピット深さを推定
る。まず、No.1〜30は本発明の規定要件を満たす実
施例であり、熱間圧延後の組織中に過冷却組織は認めら
れず、強度はいずれも1350MPa以下であって優れ
た引抜加工性を有しており、しかも焼入れ焼戻し後の強
度は1900MPa以上を達成すると共に、従来材であ
るJIS−SUP7に比較しても格段に優れた耐食性を
有している。
す如く本発明で定める成分含有率および(FP),(F
P/logD)値のいずれかの要件を欠く比較例であ
り、いずれかの性能に問題がある。No.31はC量が不
足するため、焼入れ焼戻し後の強度が不十分であり、逆
にC量が多過ぎるNo.32では強度は向上するものの耐
食性が極端に低下している。
P),(FP/logD)の値が低過ぎるため、焼入れ
焼戻し後の強度が低く、逆にSi量および(FP),
(FP/logD)の値が規定範囲を超えるNo.34で
は、圧延材組織中に過冷却組織が出現して圧延材の強度
が高くなり過ぎ、伸線加工性が悪い。No.35はMn量
が不足すると共に(FP),(FP/logD)の値が
低過ぎる為、焼入れ焼戻し後の強度が低い。一方、Mn
量および(FP),(FP/logD)の値が規定範囲
を超えるNo.36では、圧延材組織に過冷却組織が出現
して圧延材の強度が上がり過ぎ、引抜加工性が低下して
いる。
いないため耐食性が悪く、またNo.38はNi量および
(FP),(FP/logD)の値が規定範囲を超えて
いるため、圧延材の強度が上がり過ぎて引抜加工性が悪
くなっている。No.39はCr量が含まれていないため
耐食性が不十分である。またNo.40〜48はいずれ
も(FP),(FP/logD)の値が高過ぎる比較例
であり、圧延材中に過冷却組織が出現して圧延材の強度
が上がり過ぎ、引抜加工性が悪化している。またNo.4
9は(FP),(FP/logD)の値が低い為、焼入
れ焼戻し後の強度が目標値に達していない。
実施例に対応し、Ca,La,Ceが何れも含まれてい
ない参考例であり、No.18〜25の実施例に比べる
と若干耐食性に劣ることが分かる。
施例の中から鋼材の(FP)および(FP/logD)
の値と圧延後強度の関係をグラフ化して示したものであ
り、(FP)値が2.5〜4.5の範囲にあるもの、お
よび(FP/logD)値が2.0〜4.0の範囲にあ
るものの圧延後強度は、軟化熱処理を要することなく冷
間加工の可能な1350MPa以下の強度レベルに抑え
られていることが分かる。
鋼材とこれらを含まない鋼材について腐食ピット深さを
比較して示したものであり、Ca,La,Ceを添加す
ることによって耐食性を有意に高め得ることが分かる。
ついて、表5,7に示す如く熱間圧延時の加熱開始温
度、圧延後の冷却開始温度およびその後の冷却速度を種
々変更した場合について、圧延材(直径14mm)とし
ての材質確認のため、引張試験、横断面の組織観察、表
面の脱炭状況、表面疵の観察を行なった。尚、パーライ
トノジュールサイズは、図4に示す組織を単位とし、横
断面を2%硝酸アルコール溶液でエッチングした後光学
顕微鏡で観察し、JIS G 0551で規定されるり
オーステナイト結晶粒度測定法に従って測定した。ま
た、組織における過冷却組織の面積率は、光学顕微鏡で
表層部、1/4 D部、1/2 D部(Dは圧延材の直径を表わ
す)を任意の倍率で観察し、画像解析装置により測定し
た。また、各圧延材について軟化熱処理などを全く施す
ことなく直径12.5mmまで引抜加工し、断線や曲が
りの有無を調べ、更には夫々を焼入れ焼戻しした後の強
度および耐食性等を調べ、表6,8に示す結果を得た。
る。まず表5,6は、熱間圧延後における冷却速度の影
響を調べるために行なった実験結果を示したものであ
り、(平均)冷却速度が0.5℃/sec未満の比較例
では、金属組織やのジュールサイズ等は良好であるもの
の、フェライト脱炭が見られ、一方3.0℃/secを
超えると、金属組織にベイナイトが生成してフェライト
+マルテンサイト面積率が好適要件を満たさなくなり、
強度が高くなり過ぎて引抜加工性が悪くなっている。し
かし、冷却速度を0.5〜3.0℃/secの適性範囲
に設定したものでは、表面脱炭も起こらず、金属組織や
ノジュールサイズも適性で強度が1350MPa以下に
抑えられ、優れた引抜性が確保されている。
適正であるが鋼材の成分組成あるいは(FP),(FP
/logD)の値が規定要件を外れる比較例であり、金
属組織にベイナイトやマルテンサイトが生成して適正な
フェライト+マルテンサイト面積率が得られず、いずれ
も高強度となって良好な引抜加工性が得られない。
logD)の値を含めて成分組成の要件は全て満足する
鋼種26〜29を選択し、圧延条件のうち熱間圧延開始
温度と冷却開始温度の影響を調べた結果を示したもので
あり、熱延開始温度が850℃未満の比較例では表面疵
が著しくなり、一方、熱延開始温度が1050℃を超
え、あるいは熱延終了後の冷却開始温度が900℃を超
えると、金属組織中にベイナイトやマルテンサイトが生
成し、強度が高くなり過ぎるか或はノジュールサイズ番
号が6未満となり、延性が低下して引抜加工性が著しく
悪化する。これらに対し、熱延開始温度およびその後の
冷却開始温度を本発明で定める適正な温度範囲に設定し
たものでは、金属組織はフェライト・パーライトまたは
パーライトとなり且つ適正なノジュールサイズを有する
ものとなり、脱炭や表面疵の発生を招くことなく、引抜
加工性の良好な圧延材が得られている。
鈍等の軟化熱処理なしで優れた引抜加工性を示し、且つ
焼入れ焼戻し処理により1900MPaレベル以上の高
強度を有すると共に耐食性にも優れたばね用鋼材を提供
し得ることになった。
示すグラフである。
度の関係を示すグラフである。
種の腐食ピット深さを対比して示すグラフである。
る。
Claims (8)
- 【請求項1】C :0.3〜0.6%(mass%を意
味する、以下同じ)、 Si:1.0〜3.0%、 Mn:0.1〜0.5%、 Cr:0.5〜1.5%、 を含有すると共に、Ni:1.0%以下(0を含まな
い)および/またはMo:0.1〜0.5%を含有し、
残部Feおよび不可避不純物からなり、且つ下記(I
a)式の要件を満たすことを特徴とする高耐食性高強度
ばね用鋼材。 2.5≦(FP)≦4.5 … (Ia) 式中、FP=(0.23[C]+0.1) ×(0.7[Si]+1) ×(3.5[Mn]
+1) × (2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1) ×(3[Mo]+1) (但し、[元素]は各元素のmass%を表わす) - 【請求項2】 熱間圧延後の引張強度が1350MPa
以下、金属組織の横断面の90面積%以上がフェライト
・パーライトまたはパーライト組織からなり、該パーラ
イトのノジュールサイズ番号が6以上である請求項1に
記載の高耐食性高強度ばね用鋼材。 - 【請求項3】 鋼材が棒・線材であり、熱間圧延後の直
径をD(mm)としたとき、下記(Ib)式の要件を満
たす様に成分調整のなされたものである請求項1または
2に記載の高耐食性高強度ばね用鋼材。 2.0≦(FP/log D)≦4.0 … (Ib) 式中、FP=(0.23[C]+0.1) ×(0.7[Si]+1) ×(3.5[Mn]
+1) × (2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1) ×(3[Mo]+1) - 【請求項4】 熱間圧延時における熱間圧延の開始温度
を850〜1050℃、熱間圧延終了後の冷却開始温度
を700〜900℃とし、500℃までを平均冷却速度
0.5〜3.0℃/secで冷却したものである請求項
2または3に記載の高耐食性高強度ばね用鋼材。 - 【請求項5】 更に他の元素として、Cu:0.1〜
1.0%を含有するものである請求項1〜4のいずれか
に記載の高耐食性高強度ばね用鋼材。 - 【請求項6】 更に他の元素として、V:0.01〜
0.5%、Nb:0.01〜1.0%、Al:0.01
〜1.0%およびTi:0.01〜1.0%よりなる群
から選択される少なくとも1種を含有するものである請
求項1〜5のいずれかに記載の高耐食性高強度ばね用鋼
材。 - 【請求項7】 更に他の元素として、Co:0.1〜
3.0%および/またはW:0.1〜1.0%を含有す
るものである請求項1〜6のいずれかに記載の高耐食性
高強度ばね用鋼材。 - 【請求項8】 更に他の元素として、Ca:0.001
〜0.1%、La:0.001〜1.0%およびCe:
0.001〜1.0%よりなる群から選択される少なく
とも1種を含有し、耐食性を更に高めたものである請求
項1〜7のいずれかに記載の高耐食性高強度ばね用鋼
材。
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DE69410223T DE69410223T2 (de) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Federstahl von hoher Festigkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit |
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ES94117353T ES2116506T3 (es) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Acero para muelles de alta resistencia mecanica y de resistencia a la corrosion elevada. |
CA002135035A CA2135035C (en) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
US08/592,546 US5846344A (en) | 1993-11-04 | 1996-01-26 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
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Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011121887A1 (ja) | 2010-03-29 | 2011-10-06 | Jfeスチール株式会社 | ばね鋼およびその製造方法 |
KR101867709B1 (ko) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 주식회사 포스코 | 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법 |
Families Citing this family (35)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2932943B2 (ja) * | 1993-11-04 | 1999-08-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 高耐食性高強度ばね用鋼材 |
JPH08158013A (ja) * | 1994-10-03 | 1996-06-18 | Daido Steel Co Ltd | 耐食性バネ用鋼 |
US5776267A (en) * | 1995-10-27 | 1998-07-07 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Spring steel with excellent resistance to hydrogen embrittlement and fatigue |
EP0974676A3 (de) * | 1998-07-20 | 2003-06-04 | Firma Muhr und Bender | Verfahren zur thermomechanischen Behandlung von Stahl für torsionsbeanspruchte Federelemente |
JP3595901B2 (ja) * | 1998-10-01 | 2004-12-02 | 鈴木金属工業株式会社 | 高強度ばね用鋼線およびその製造方法 |
KR100368530B1 (ko) | 1998-12-21 | 2003-01-24 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 가공성이 우수한 스프링용 강 |
US6632301B2 (en) | 2000-12-01 | 2003-10-14 | Benton Graphics, Inc. | Method and apparatus for bainite blades |
KR100682150B1 (ko) * | 2000-12-20 | 2007-02-12 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 경인발스프링용 강선재, 경인발스프링용 신선재와 경인발스프링 및 경인발스프링의 제조방법 |
WO2003083151A1 (fr) | 2002-04-02 | 2003-10-09 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Fil d'acier pour un ressort etire presentant d'excellentes caracteristiques de resistance a la fatigue et au tassement |
US7615186B2 (en) * | 2003-03-28 | 2009-11-10 | Kobe Steel, Ltd. | Spring steel excellent in sag resistance and fatigue property |
FR2866352B3 (fr) * | 2004-02-12 | 2005-12-16 | Trefileurope | Fil de forme en acier trempe-revenu pour conduites en mer |
JP4476846B2 (ja) | 2005-03-03 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼 |
JP4476863B2 (ja) * | 2005-04-11 | 2010-06-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線 |
JP4369415B2 (ja) * | 2005-11-18 | 2009-11-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 酸洗い性に優れたばね用鋼線材 |
JP4283856B2 (ja) * | 2006-06-12 | 2009-06-24 | 株式会社神戸製鋼所 | リングギア用平線の製造方法 |
CN102268604A (zh) * | 2007-07-20 | 2011-12-07 | 株式会社神户制钢所 | 弹簧用钢线材及其制造方法 |
JP5653022B2 (ja) * | 2009-09-29 | 2015-01-14 | 中央発條株式会社 | 腐食疲労強度に優れるばね用鋼、及びばね |
US8936236B2 (en) | 2009-09-29 | 2015-01-20 | Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha | Coil spring for automobile suspension and method of manufacturing the same |
JP5653021B2 (ja) * | 2009-09-29 | 2015-01-14 | 中央発條株式会社 | 腐食疲労強度に優れるばね用鋼、及びばね |
KR101271899B1 (ko) * | 2010-08-06 | 2013-06-05 | 주식회사 포스코 | 고탄소 크롬 베어링강 및 그 제조방법 |
KR101600146B1 (ko) * | 2010-08-30 | 2016-03-04 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 고강도 스프링 |
JP5250609B2 (ja) | 2010-11-11 | 2013-07-31 | 日本発條株式会社 | 高強度ばね用鋼、高強度ばねの製造方法及び高強度ばね |
JP5711539B2 (ja) | 2011-01-06 | 2015-05-07 | 中央発條株式会社 | 腐食疲労強度に優れるばね |
KR101325317B1 (ko) * | 2011-07-15 | 2013-11-08 | 주식회사 포스코 | 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법 |
DE102012111679A1 (de) | 2012-01-19 | 2013-07-25 | Gesenkschmiede Schneider Gmbh | Niedrig legierter Stahl und damit hergestellte Bauteile |
JP5796782B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2015-10-21 | 株式会社神戸製鋼所 | 皮削り性に優れた高強度ばね用鋼線材および高強度ばね |
IN2015DN00727A (ja) * | 2012-08-31 | 2015-07-10 | Jfe Steel Corp | |
JP6458927B2 (ja) * | 2014-10-07 | 2019-01-30 | 大同特殊鋼株式会社 | 線材圧延性に優れた高強度ばね鋼 |
CN104878301B (zh) * | 2015-05-15 | 2017-05-03 | 河冶科技股份有限公司 | 喷射成形高速钢 |
KR102020385B1 (ko) * | 2017-09-29 | 2019-11-04 | 주식회사 포스코 | 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
KR102120699B1 (ko) * | 2018-08-21 | 2020-06-09 | 주식회사 포스코 | 인성 및 부식피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
KR102355675B1 (ko) * | 2019-07-12 | 2022-01-27 | 주식회사 포스코 | 고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법 |
FI3783120T3 (fi) * | 2019-08-23 | 2023-11-15 | Vossloh Fastening Systems Gmbh | Jousilanka, siitä muodostettu puristin ja menetelmä tällaisen jousilangan valmistamiseksi |
SE544951C2 (en) * | 2021-06-29 | 2023-02-07 | Sandvik Materials Tech Emea Ab | A new super bainite steel, method for manufacturing an object of said steel and an object manufactured by the method |
CN115896608B (zh) * | 2021-09-30 | 2024-07-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种贝氏体钢及其制备方法 |
Family Cites Families (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5827957A (ja) * | 1981-08-11 | 1983-02-18 | Aichi Steel Works Ltd | 耐へたり性の優れたばね用鋼 |
JPH0796697B2 (ja) * | 1986-10-24 | 1995-10-18 | 大同特殊鋼株式会社 | 高強度ばね用鋼 |
JP2505235B2 (ja) * | 1988-01-18 | 1996-06-05 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度ばね鋼 |
AU633737B2 (en) * | 1990-06-19 | 1993-02-04 | Nisshin Steel Company, Ltd. | Method of making steel for springs |
CA2057190C (en) * | 1991-02-22 | 1996-04-16 | Tsuyoshi Abe | High strength spring steel |
JPH04311529A (ja) * | 1991-04-10 | 1992-11-04 | Sugita Seisen Kojo:Kk | 高強度高靱性ばね用オイルテンパー鋼線の連続熱処理方法 |
JP2842579B2 (ja) * | 1991-10-02 | 1999-01-06 | 株式会社 神戸製鋼所 | 疲労強度の優れた高強度ばね用鋼 |
JP2932943B2 (ja) * | 1993-11-04 | 1999-08-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 高耐食性高強度ばね用鋼材 |
-
1994
- 1994-08-29 JP JP6203719A patent/JP2932943B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1994-11-03 CA CA002135035A patent/CA2135035C/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-11-03 US US08/335,346 patent/US5508002A/en not_active Expired - Lifetime
- 1994-11-03 ES ES94117353T patent/ES2116506T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1994-11-03 DE DE69410223T patent/DE69410223T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1994-11-03 EP EP94117353A patent/EP0657557B1/en not_active Expired - Lifetime
-
1996
- 1996-01-26 US US08/592,546 patent/US5846344A/en not_active Expired - Lifetime
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2011121887A1 (ja) | 2010-03-29 | 2011-10-06 | Jfeスチール株式会社 | ばね鋼およびその製造方法 |
US8608874B2 (en) | 2010-03-29 | 2013-12-17 | Jfe Steel Corporation | Spring steel and method for manufacturing the same |
US9618070B2 (en) | 2010-03-29 | 2017-04-11 | Jfe Steel Corporation | Spring steel and method for manufacturing the same |
KR101867709B1 (ko) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 주식회사 포스코 | 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CA2135035C (en) | 1999-07-20 |
CA2135035A1 (en) | 1995-05-05 |
EP0657557A1 (en) | 1995-06-14 |
US5508002A (en) | 1996-04-16 |
DE69410223T2 (de) | 1999-02-04 |
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US5846344A (en) | 1998-12-08 |
DE69410223D1 (de) | 1998-06-18 |
EP0657557B1 (en) | 1998-05-13 |
ES2116506T3 (es) | 1998-07-16 |
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