JP2961666B2 - 耐温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法 - Google Patents
耐温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法Info
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- JP2961666B2 JP2961666B2 JP15879090A JP15879090A JP2961666B2 JP 2961666 B2 JP2961666 B2 JP 2961666B2 JP 15879090 A JP15879090 A JP 15879090A JP 15879090 A JP15879090 A JP 15879090A JP 2961666 B2 JP2961666 B2 JP 2961666B2
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- carbides
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Description
【発明の詳細な説明】 〔産業上の利用分野〕 本発明は，温間で使用されるばね材料，例えば自動車
のクラッチに組み込まれるダイアフラムスプリング等，
に適した耐温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法に
関するものである。
のクラッチに組み込まれるダイアフラムスプリング等，
に適した耐温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法に
関するものである。
最近，装置の大型化高出力化に伴って，これらに組み
込まれるばねの使用雰囲気温度が，従来では常温であっ
たのに対し温間といえる高い温度にまで上昇しつつあ
る。一例として，自動車のクラッチに組み込まれるダイ
アフラムスプリングと呼ばれる皿ばねが挙げられる。自
動車のエンジンの高出力化，足廻りの4WD化に伴い，こ
の２つの接点であるクラッチにかけられる負荷は大きく
なりつつある。その結果，このばね材料の使用雰囲気温
度は従来最高150℃程度であったのに対して250〜350℃
程度まで上昇している。
込まれるばねの使用雰囲気温度が，従来では常温であっ
たのに対し温間といえる高い温度にまで上昇しつつあ
る。一例として，自動車のクラッチに組み込まれるダイ
アフラムスプリングと呼ばれる皿ばねが挙げられる。自
動車のエンジンの高出力化，足廻りの4WD化に伴い，こ
の２つの接点であるクラッチにかけられる負荷は大きく
なりつつある。その結果，このばね材料の使用雰囲気温
度は従来最高150℃程度であったのに対して250〜350℃
程度まで上昇している。
ダイアフラムスプリング用として，現在S70CやSK5等
の炭素鋼が多く使用されてきた。しかし，これらの鋼は
温度の上昇とともに，ばねのへたりは急激に進行する。
の炭素鋼が多く使用されてきた。しかし，これらの鋼は
温度の上昇とともに，ばねのへたりは急激に進行する。
他方，鋼中のSi含有量を増加させると耐へたり性が向
上することが知られている。このため,JIS G 4801に規
定されているSUP6や，さらにSi含有量の多いSUP7等が耐
へたり性を要求されるばね材料に使用されている。しか
し，これらの鋼は室温での耐へたり性は優れているが、
温間での耐へたり性は捗々しくない。
上することが知られている。このため,JIS G 4801に規
定されているSUP6や，さらにSi含有量の多いSUP7等が耐
へたり性を要求されるばね材料に使用されている。しか
し，これらの鋼は室温での耐へたり性は優れているが、
温間での耐へたり性は捗々しくない。
したがって，本発明の目的とするところは使用温度が
高くてもへたりが生じない耐温間へたり性に優れたばね
用鋼を提供することにある。
高くてもへたりが生じない耐温間へたり性に優れたばね
用鋼を提供することにある。
本発明者らは耐温間へたり性に及ぼす鋼中合金元素の
作用並びに製造条件の影響などを総合的に研究した結
果,C,Si,Mn,Cr,Mo等を適量に含有させた鋼について，そ
の炭化物の固溶・析出の形態制御を適切に行なうことに
より，温間での耐へたり性が非常に優れた鋼を製造でき
ることを見出した。
作用並びに製造条件の影響などを総合的に研究した結
果,C,Si,Mn,Cr,Mo等を適量に含有させた鋼について，そ
の炭化物の固溶・析出の形態制御を適切に行なうことに
より，温間での耐へたり性が非常に優れた鋼を製造でき
ることを見出した。
すなわち本発明は，重量％において,C:0.4〜0.8％,S
i:1.0〜2.5％,Mn:0.5〜2.0％,Cr:0.1〜1.5％,Mo:0.1〜
0.5％を含み，残部がFeおよび不可避的不純物からなる
焼鈍済熱延鋼帯から圧延率10〜80％の冷間圧延とAc1変
態点以下の温度での焼鈍を少なくとも１回行なう冷間圧
延工程を経て微細な球状炭化物が析出した焼鈍済冷延鋼
帯を製造し，この材料をAc3変態点以上の温度であって
該球状炭化物が固溶するに十分な時間加熱保持したあと
下部臨界冷却速度以上で冷却し，次いで450〜600℃の温
度範囲で加熱保持して炭化物を析出させたあと常温に冷
却することからなる350℃以下の使用雰囲気温度での耐
温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法を提供するも
のである。ここで下部臨界冷却速度とは、オーステナイ
ト相がマルテンサイト相に変態するか否かの境となる冷
却速度を意味し，下部臨界冷却速度以上であればマルテ
ンサイトに変態する。
i:1.0〜2.5％,Mn:0.5〜2.0％,Cr:0.1〜1.5％,Mo:0.1〜
0.5％を含み，残部がFeおよび不可避的不純物からなる
焼鈍済熱延鋼帯から圧延率10〜80％の冷間圧延とAc1変
態点以下の温度での焼鈍を少なくとも１回行なう冷間圧
延工程を経て微細な球状炭化物が析出した焼鈍済冷延鋼
帯を製造し，この材料をAc3変態点以上の温度であって
該球状炭化物が固溶するに十分な時間加熱保持したあと
下部臨界冷却速度以上で冷却し，次いで450〜600℃の温
度範囲で加熱保持して炭化物を析出させたあと常温に冷
却することからなる350℃以下の使用雰囲気温度での耐
温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法を提供するも
のである。ここで下部臨界冷却速度とは、オーステナイ
ト相がマルテンサイト相に変態するか否かの境となる冷
却速度を意味し，下部臨界冷却速度以上であればマルテ
ンサイトに変態する。
本発明法によれば，最終熱処理工程において炭化物特
にMo炭化物が微細に析出し，これによって温間へたりの
原因である転位の移動が阻止される。この最終熱処理工
程は,450〜600℃の温度範囲であって微細炭化物が析出
するに十分な時間加熱保持したあと常温に冷却する処理
であり，通常の焼戻し温度よりも高い温度に加熱し，ま
た炭化物の析出を伴う処理であるが，以後の説明におい
て，この最終熱処理工程を単に焼戻しと略称することが
ある。
にMo炭化物が微細に析出し，これによって温間へたりの
原因である転位の移動が阻止される。この最終熱処理工
程は,450〜600℃の温度範囲であって微細炭化物が析出
するに十分な時間加熱保持したあと常温に冷却する処理
であり，通常の焼戻し温度よりも高い温度に加熱し，ま
た炭化物の析出を伴う処理であるが，以後の説明におい
て，この最終熱処理工程を単に焼戻しと略称することが
ある。
この焼戻し前には，Ac3変態点以上の温度であって前
工程で析出させた球状炭化物が固溶するに十分な時間加
熱保持したあと下部臨界冷却速度以上で冷却するという
熱処理を行なうわけであるが以後の説明においてこの熱
処理を単に焼入れと略称することがある。
工程で析出させた球状炭化物が固溶するに十分な時間加
熱保持したあと下部臨界冷却速度以上で冷却するという
熱処理を行なうわけであるが以後の説明においてこの熱
処理を単に焼入れと略称することがある。
前記の成分組成になる鋼を，焼入れ時に炭化物がオー
ステナイト中に固溶しやすいように，冷間圧延，焼鈍に
より炭化物を球状にコントロールしておき，また，焼入
れた後に特定の温度範囲で焼戻して炭化物を析出させる
と温間での耐へたり性が著しく向上することがわかっ
た。
ステナイト中に固溶しやすいように，冷間圧延，焼鈍に
より炭化物を球状にコントロールしておき，また，焼入
れた後に特定の温度範囲で焼戻して炭化物を析出させる
と温間での耐へたり性が著しく向上することがわかっ
た。
数多くの実験の結果，焼戻した後の強度が同一の場
合,600℃以下の温度範囲ではより高温で焼戻して転位密
度を減少させ，温間で歪が加わった際に可動な転位を少
なくすれば耐温間へたり性は向上し，一方，強度の上昇
によっても耐温間へたり性が向上することがわかった。
また，焼戻し時に微細な炭化物を析出させることにより
転位の移動を妨げることができ，これによって耐温間へ
たり性が向上する結果が得られた。以上の３点を同時に
達成するように,S70CやSK5等に比べてより高温で焼戻
し，なおかつその際に焼戻し軟化抵抗を高め，ばねとし
ての必要な強度を持ち合わせ，同時に微細な炭化物が析
出するように，合金成分と焼戻し温度をコントロールす
ることにより，著しく耐温間へたり性に優れる鋼が得ら
れることを見出した。
合,600℃以下の温度範囲ではより高温で焼戻して転位密
度を減少させ，温間で歪が加わった際に可動な転位を少
なくすれば耐温間へたり性は向上し，一方，強度の上昇
によっても耐温間へたり性が向上することがわかった。
また，焼戻し時に微細な炭化物を析出させることにより
転位の移動を妨げることができ，これによって耐温間へ
たり性が向上する結果が得られた。以上の３点を同時に
達成するように,S70CやSK5等に比べてより高温で焼戻
し，なおかつその際に焼戻し軟化抵抗を高め，ばねとし
ての必要な強度を持ち合わせ，同時に微細な炭化物が析
出するように，合金成分と焼戻し温度をコントロールす
ることにより，著しく耐温間へたり性に優れる鋼が得ら
れることを見出した。
より高温で焼戻しても，ばねとしての必要な硬さはSi
の添加によって確保できる。Si添加による黒鉛化および
内部酸化の発生はCrを添加することにより防止できる。
またMoを添加し焼戻し時にMo炭化物を微細に析出させ，
へたりの原因である転位の移動を阻止することにより耐
へたり性を向上させることができる。焼戻し時にMo炭化
物を析出させるためには450℃以上の温度で焼戻す必要
がある。焼戻し温度については，ばねとしての必要な強
度を確保し，かつMo炭化物を析出させるためには,450〜
600℃という特定の温度範囲で行う必要がある。また,V,
Nbを添加することにより，オーステナイト粒の粗大化防
止とMo同様の焼戻し炭化物の生成により耐温間へたり性
はいっそう向上する。
の添加によって確保できる。Si添加による黒鉛化および
内部酸化の発生はCrを添加することにより防止できる。
またMoを添加し焼戻し時にMo炭化物を微細に析出させ，
へたりの原因である転位の移動を阻止することにより耐
へたり性を向上させることができる。焼戻し時にMo炭化
物を析出させるためには450℃以上の温度で焼戻す必要
がある。焼戻し温度については，ばねとしての必要な強
度を確保し，かつMo炭化物を析出させるためには,450〜
600℃という特定の温度範囲で行う必要がある。また,V,
Nbを添加することにより，オーステナイト粒の粗大化防
止とMo同様の焼戻し炭化物の生成により耐温間へたり性
はいっそう向上する。
Mo,添加による耐へたり性向上の効果を得るために
は，焼入れ前のAc3変態点以上の加熱時にこれらの合金
元素がオーステナイト中に固溶することが重要であり，
焼入れ前の冷間圧延，焼鈍により炭化物が球状化してい
るように管理することが肝要である。
は，焼入れ前のAc3変態点以上の加熱時にこれらの合金
元素がオーステナイト中に固溶することが重要であり，
焼入れ前の冷間圧延，焼鈍により炭化物が球状化してい
るように管理することが肝要である。
以下に本発明で規定する化学成分値および製造条件の
作用と限定理由について個別に説明する。
作用と限定理由について個別に説明する。
Ｃは，鋼の強度を高めるのに有効であるが，焼入れ，
焼戻しによりばね鋼として必要な強度を得るには少なく
とも0.4％以上含有させる必要がある。しかし,Cを含有
し過ぎると焼割れが生じやすくなるばかりでなく，靭性
が劣化するので上限を0.8％とする。
焼戻しによりばね鋼として必要な強度を得るには少なく
とも0.4％以上含有させる必要がある。しかし,Cを含有
し過ぎると焼割れが生じやすくなるばかりでなく，靭性
が劣化するので上限を0.8％とする。
Siは本発明において重要な元素である。すなわち本発
明法では高温で焼戻すので，高温で焼戻してもばねとし
て必要な強度を確保するために，焼戻し軟化抵抗を高め
る元素であるSiを添加する。この効果を得るためには1.
0％以上含有させる必要がある。しかし,2.5％を越えて
含有させると，ばね用鋼として有害な内部酸化や脱炭が
生じやすくなるばかりでなく，熱間圧延，焼鈍において
黒鉛化を促進するので上限を2.5％とする。
明法では高温で焼戻すので，高温で焼戻してもばねとし
て必要な強度を確保するために，焼戻し軟化抵抗を高め
る元素であるSiを添加する。この効果を得るためには1.
0％以上含有させる必要がある。しかし,2.5％を越えて
含有させると，ばね用鋼として有害な内部酸化や脱炭が
生じやすくなるばかりでなく，熱間圧延，焼鈍において
黒鉛化を促進するので上限を2.5％とする。
Mnは鋼の脱酸に有効であると同時に，鋼の焼入れ性を
向上させる元素であり，これらの効果を得るには0.5％
以上含有させる必要がある。しかし2.0％を越えて含有
させると，焼入れ，焼戻し後の靭性の劣化が著しくなる
ので上限を2.0％とする。
向上させる元素であり，これらの効果を得るには0.5％
以上含有させる必要がある。しかし2.0％を越えて含有
させると，焼入れ，焼戻し後の靭性の劣化が著しくなる
ので上限を2.0％とする。
Crは,Siを含有することにより促進される黒鉛化およ
び内部酸化を抑制すると同時に,Mnと同様に焼入れ性を
向上させるのに有効な元素である。これらの効果を得る
には0.1％以上含有させる必要がある。しかし,1.5％を
超えて含有させると，焼入れ，焼戻し後の靭性の劣化が
著しいので上限を1.5％とする。
び内部酸化を抑制すると同時に,Mnと同様に焼入れ性を
向上させるのに有効な元素である。これらの効果を得る
には0.1％以上含有させる必要がある。しかし,1.5％を
超えて含有させると，焼入れ，焼戻し後の靭性の劣化が
著しいので上限を1.5％とする。
Moは，本発明に従う冷延・焼鈍工程を経たあとにおい
て鋼中で炭化物を形成しているが，これはAc3変態点以
上の温度に加熱された際にオーステナイト中に固溶し，
したがって焼入れ後にはマルテンサイト中に固溶してい
る。そして高温焼戻し時に炭化物として微細に析出す
る。これによって耐温間へたり性を著しく向上させる。
これらの効果を得るには0.1％以上のMoを含有させる必
要がある。しかし0.5％を超えて含有させると，Ac3変態
点以上の温度に加熱された際に，オーステナイト中に固
溶されない比較的粗大な未溶解炭化物量が増大し，非金
属介在物と同様に疲労強度を低下させるので上限を0.5
％とした。
て鋼中で炭化物を形成しているが，これはAc3変態点以
上の温度に加熱された際にオーステナイト中に固溶し，
したがって焼入れ後にはマルテンサイト中に固溶してい
る。そして高温焼戻し時に炭化物として微細に析出す
る。これによって耐温間へたり性を著しく向上させる。
これらの効果を得るには0.1％以上のMoを含有させる必
要がある。しかし0.5％を超えて含有させると，Ac3変態
点以上の温度に加熱された際に，オーステナイト中に固
溶されない比較的粗大な未溶解炭化物量が増大し，非金
属介在物と同様に疲労強度を低下させるので上限を0.5
％とした。
製造条件については次のとおりである。
冷間圧延工程において，圧延率が10％未満ではAc1変
態点以下での焼鈍の際に，炭化物粒径が粗大化し，Ac3
変態点以上の温度への加熱時に炭化物をオーステナイト
に固溶させるのに長時間を要するために著しく脱炭が進
行し，ばねとしての特性が劣化する。また，圧下率が80
％を超える冷間圧延を施すと加工硬化が著しく耳割れな
どの形状不良が発生するので上限を80％とする。
態点以下での焼鈍の際に，炭化物粒径が粗大化し，Ac3
変態点以上の温度への加熱時に炭化物をオーステナイト
に固溶させるのに長時間を要するために著しく脱炭が進
行し，ばねとしての特性が劣化する。また，圧下率が80
％を超える冷間圧延を施すと加工硬化が著しく耳割れな
どの形状不良が発生するので上限を80％とする。
冷延後の焼鈍をAc1変態点以上で行うと，球状化され
た炭化物粒径は粗大になり，Ac3変態点以上の温度への
加熱時に炭化物をオーステナイトに固溶されるのに長時
間を要するために脱炭が著しく進行しばねとしての特性
が劣化する。したがって冷延後の焼鈍はAc1変態点以下
で行う。
た炭化物粒径は粗大になり，Ac3変態点以上の温度への
加熱時に炭化物をオーステナイトに固溶されるのに長時
間を要するために脱炭が著しく進行しばねとしての特性
が劣化する。したがって冷延後の焼鈍はAc1変態点以下
で行う。
冷間圧延，焼鈍を経て製造された焼鈍済冷延鋼帯は，
ばねとして必要な強度を得るために，Ac3変態点以上の
温度であって該球状炭化物が固溶するに十分な時間加熱
保持したあと下部臨界冷却速度以下で冷却（焼入れ）
し，次いで450〜600℃の温度範囲であって微細炭化物が
析出するに十分な時間加熱保持したあと常温に冷却する
（焼戻しする）。焼入れにおいては，Ac3変態点以上に
加熱することにより母相の組織をオーステナイトとし，
球状炭化物を固溶させ，下部臨界冷却速度以上の冷却速
度で冷却することにより,Cや合金元素を固溶したマルテ
ンサイトを得ることができる。次いで,450℃以上で焼戻
すと耐温間へたり性に有効であるMo,の炭化物がマルテ
ンサイトから微細に析出する。しかし,600℃を超えた温
度で焼戻しを行うとMo,の炭化物は粗大化し，へたりの
原因である転位の移動を阻止できず同時に強度の低下も
著しくなるのでそのい上限は600℃とする。
ばねとして必要な強度を得るために，Ac3変態点以上の
温度であって該球状炭化物が固溶するに十分な時間加熱
保持したあと下部臨界冷却速度以下で冷却（焼入れ）
し，次いで450〜600℃の温度範囲であって微細炭化物が
析出するに十分な時間加熱保持したあと常温に冷却する
（焼戻しする）。焼入れにおいては，Ac3変態点以上に
加熱することにより母相の組織をオーステナイトとし，
球状炭化物を固溶させ，下部臨界冷却速度以上の冷却速
度で冷却することにより,Cや合金元素を固溶したマルテ
ンサイトを得ることができる。次いで,450℃以上で焼戻
すと耐温間へたり性に有効であるMo,の炭化物がマルテ
ンサイトから微細に析出する。しかし,600℃を超えた温
度で焼戻しを行うとMo,の炭化物は粗大化し，へたりの
原因である転位の移動を阻止できず同時に強度の低下も
著しくなるのでそのい上限は600℃とする。
以上の述べた各元素の成分量と製造方法が組み合わさ
れてはじめて耐温間へたり性に優れたばね鋼を製造する
ことができる。
れてはじめて耐温間へたり性に優れたばね鋼を製造する
ことができる。
次に，本発明の実施例について説明する。
第１表に供試材の化学成分を示す。
これらの鋼のうちＡ鋼とＦ鋼について，通常の熱間圧
延により3.5mmtの熱延板とし，熱延板焼鈍を施したの
ち，圧延率５〜90％の冷間圧延を行い，その後Ac1変態
点以下の温度である700℃で均熱10時間の焼鈍を行っ
た。次いでAc3変態点以上の温度である900℃で残留炭化
物率が重量比で１％以下となる時間均熱したのち，油焼
入れを行った。冷間圧延後の耳割れ発生の有無と，焼入
れ後の脱炭深さを測定した結果を第２表に示した。
延により3.5mmtの熱延板とし，熱延板焼鈍を施したの
ち，圧延率５〜90％の冷間圧延を行い，その後Ac1変態
点以下の温度である700℃で均熱10時間の焼鈍を行っ
た。次いでAc3変態点以上の温度である900℃で残留炭化
物率が重量比で１％以下となる時間均熱したのち，油焼
入れを行った。冷間圧延後の耳割れ発生の有無と，焼入
れ後の脱炭深さを測定した結果を第２表に示した。
第２表の結果から明らかなように，圧延率が80％を超
えると耳割れが発生する。また，圧延率が10％未満であ
ると，炭化物が粗大化するために，炭化物をオーステナ
イト中に固溶させるのに長時間を要し，その結果として
脱炭深さが著しく深くなることがわかる。
えると耳割れが発生する。また，圧延率が10％未満であ
ると，炭化物が粗大化するために，炭化物をオーステナ
イト中に固溶させるのに長時間を要し，その結果として
脱炭深さが著しく深くなることがわかる。
次に,A〜Ｆの各鋼について3.5mmtの熱延板に通常の焼
鈍を施したのち，圧延率35％の冷間圧延を行って2.3mmt
の冷延板とし,700℃で10時間の焼鈍を１回行った。次い
でAc3変態点以上の温度である850〜900℃で10分間加熱
後，油焼入れし，続いて420〜630℃の温度で30分間焼戻
したのち，リラクセーション試験により温間へたり性を
評価した。リラクセーション試験は，試験温度を350
℃，初期歪を1.0％，保持時間を12時間とし，試験前後
での荷重の低下率をリラクセーション率とした。結果を
第３表に示した。また硬さ（Hv）も併せて示した。
鈍を施したのち，圧延率35％の冷間圧延を行って2.3mmt
の冷延板とし,700℃で10時間の焼鈍を１回行った。次い
でAc3変態点以上の温度である850〜900℃で10分間加熱
後，油焼入れし，続いて420〜630℃の温度で30分間焼戻
したのち，リラクセーション試験により温間へたり性を
評価した。リラクセーション試験は，試験温度を350
℃，初期歪を1.0％，保持時間を12時間とし，試験前後
での荷重の低下率をリラクセーション率とした。結果を
第３表に示した。また硬さ（Hv）も併せて示した。
第３表の結果に見られるように，比較例のＧはＣ含有
量が，同ＩはSi含有量が，同ＪはMn含有量が，また同Ｋ
はCr含有量がそれぞれ本発明で規定するよりも低いの
で，強度が低くこのためリラクセーション率は高くなっ
ている。Ｃ含有量の高い比較例Ｈもリラクセーション率
はさほど低い値とならない。比較例ＬはMoが添加されて
おらず，耐温間へたり性に有効であるMo炭化物が生成し
ないため，リラクセーション率は著しく高い。また，化
学成分値は本発明で規定する範囲にあるＡ鋼でも，焼戻
し温度が本発明範囲を外れる420℃や630℃という温度で
は，リラクセーション率はさほど低い値とはならない
（第３表の下欄の比較例）。
量が，同ＩはSi含有量が，同ＪはMn含有量が，また同Ｋ
はCr含有量がそれぞれ本発明で規定するよりも低いの
で，強度が低くこのためリラクセーション率は高くなっ
ている。Ｃ含有量の高い比較例Ｈもリラクセーション率
はさほど低い値とならない。比較例ＬはMoが添加されて
おらず，耐温間へたり性に有効であるMo炭化物が生成し
ないため，リラクセーション率は著しく高い。また，化
学成分値は本発明で規定する範囲にあるＡ鋼でも，焼戻
し温度が本発明範囲を外れる420℃や630℃という温度で
は，リラクセーション率はさほど低い値とはならない
（第３表の下欄の比較例）。
これに対して，化学成分値，焼入れ温度，焼戻し温度
がともに本発明範囲内にある時は，リラクセーション率
は比較例に比べて著しく低い値を示し，耐温間へたり性
に優れたいることは明らかである。
がともに本発明範囲内にある時は，リラクセーション率
は比較例に比べて著しく低い値を示し，耐温間へたり性
に優れたいることは明らかである。
以上の実施例から明らかなように，本発明によれば，
温間で使用されるばねとしてもっとも重要な特性の１つ
である耐へたり性が著しく優れたばねを製造することが
でき，温間での耐へたり性が要求される用途，例えば自
動車のクラッチに組み込まれるダイアフラム等の材料と
して非常に有用である。
温間で使用されるばねとしてもっとも重要な特性の１つ
である耐へたり性が著しく優れたばねを製造することが
でき，温間での耐へたり性が要求される用途，例えば自
動車のクラッチに組み込まれるダイアフラム等の材料と
して非常に有用である。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C21D 8/00 C22C 38/00 - 38/60
Claims (1)
- 【請求項１】重量％において,C:0.4〜0.8％,Si:1.0〜2.
5％,Mn:0.5〜2.0％,Cr:0.1〜1.5％,Mo:0.1〜0.5％を含
有し，残部がFeおよび不可避的不純物からなる焼鈍済熱
延鋼帯から、圧延率10〜80％の冷間圧延とAc1変態点以
下の温度での焼鈍を少なくとも１回行う冷間圧延を経て
微細な球状炭化物が析出した焼鈍済冷延鋼帯を製造し，
この材料をAc3変態点以上の温度であって該球状炭化物
が固溶するに十分な時間加熱保持したあと下部臨界冷却
速度以上で冷却し，次いで450〜600℃の温度範囲で加熱
保持して炭化物を析出させたあと常温に冷却することか
らなる350℃以下の使用雰囲気温度での耐温間へたり性
に優れたばね用鋼の製造方法。
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP15879090A JP2961666B2 (ja) | 1990-06-19 | 1990-06-19 | 耐温間へたり性に優れたばね用鋼の製造方法 |
| AU78373/91A AU633737B2 (en) | 1990-06-19 | 1991-06-13 | Method of making steel for springs |
| CA002044639A CA2044639C (en) | 1990-06-19 | 1991-06-14 | Method of making steel for springs |
| DE69121982T DE69121982T2 (de) | 1990-06-19 | 1991-06-17 | Wärmebehandlungsverfahren für Stahl, insbesondere von Stahl für Federn |
| EP91305456A EP0462779B1 (en) | 1990-06-19 | 1991-06-17 | Method of making steel useful in springs |
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