JPH036981B2 - - Google Patents
Info
- Publication number
- JPH036981B2 JPH036981B2 JP57203775A JP20377582A JPH036981B2 JP H036981 B2 JPH036981 B2 JP H036981B2 JP 57203775 A JP57203775 A JP 57203775A JP 20377582 A JP20377582 A JP 20377582A JP H036981 B2 JPH036981 B2 JP H036981B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- heating
- temperature
- cold
- sec
- steel wire
- 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.)
- Expired - Lifetime
Links
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 64
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 31
- 238000010791 quenching Methods 0.000 claims description 27
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 claims description 27
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 20
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 20
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 20
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 18
- 229910000639 Spring steel Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910000797 Ultra-high-strength steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 4
- 239000000654 additive Substances 0.000 claims description 3
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 claims description 3
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 2
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 20
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 15
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 13
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 11
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 description 6
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 5
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 4
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 3
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000008569 process Effects 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000002195 synergetic effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
Description
本発明は超高強度冷間成形ばね用鋼線およびそ
の製造方法に関する。 鋼材にバナジウムVを添加すると、V炭化物の
析出に伴う結晶核の数の増大およびこれら化合物
による粒成長抑制作用によつて、結晶粒が微細化
する。しかし当該V添加鋼材を熱処理する場合に
は、Vを含有しない鋼材に比べて炭化物等が固溶
化し難くなるため、焼入れ加熱温度を高めにする
必要があり、その程度はV添加量の増加に従う。
ところが上記焼入れ加熱温度の上昇は所要加熱時
間と相俟つて結晶粒の粗大化を招くため、前記V
添加に伴う鋼材の結晶粒微細化効果は熱処理にお
ける上記結晶粒粗大化現象に相殺され、従来で
は、Vを0.15〜0.20重量%添加した熱処理製品で
は粒度番号8〜9の結晶粒となつているにすぎな
い。 本発明は、コイルばねの高強度化が強く要請さ
れる今日、超高強度であるにも拘らず高靭性・高
耐へたり性を有する冷間成形ばね用鋼線を得るた
めには結晶粒の超微細化が極めて有効である思料
し、従来のばね用鋼種であるSAE9254相当材に
Vを添加するとともに、結晶粒の粗大化を抑制し
た熱処理を施して、V添加の効果を十分に引出し
た超高強度冷間成形ばね用鋼線およびその製造方
法を提供することを目的とする。 本願第1発明は、重量成分比C;0.50〜0.60
%、Si;1.20〜1.60%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;
0.60〜0.80%の鋼組成と、添加物V;0.10〜0.50
%を含有し、結晶粒度が10以上である超高強度冷
間成形ばね用鋼線である。 本願第2発明は、 重量成分比C;0.50〜0.60%、Si;1.20〜0.60
%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;0.60〜0.80%の鋼組
成に、V;0.10〜0.50%を添加して残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる熱間圧延材を、 (1) 引抜きしたのち、10secを超えない時間内に、
所定の焼入れ温度900〜1050℃に加熱のうえ急
冷し、 (2) つづいて100℃/sec以上の加熱・冷却速度を
もつて所定の焼戻し温度300〜650℃まで加熱し
て急冷し、 (4) 引張り強さ180Kgf/mm2以上に仕上げる超高
強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法である。 本発明を以下に詳述する。 本発明は、従来ばね用鋼種とされている線材に
比較的多量のVを添加し、当該Vの添加に伴つて
必然的に高くなる焼入れ加熱温度、また高い加熱
温度にするために要する加熱時間の延長がもたら
す結晶粒の粗大化を急速加熱・急速冷却による焼
入れによつて制御することにある。即ち引抜きに
よつて所定の線径に調えられたV添加冷間成形ば
ね用高強度線材の素材を非V含有材の焼入れ温度
より50〜100℃高めのオーステナイト化が十分達
成可能な、ほぼ900〜1.050℃での焼入れ加熱温度
まで、100℃/sec以上の加熱速度をもつて昇温せ
しめる。この加熱速度は加熱手段の許す限り高い
ことが望ましく、加熱時間は10sec以内、必要に
応じて線材中心部までオーステナイト化達成のた
めに採られる保持時間をも含めて30sec以内であ
る如き、極めて急速な加熱・高温帯域に滞留する
時間が極めて短い短時間加熱が好ましい。かくす
ることによつて結晶粒の粗大化の時間を与えずに
上記所定の焼入れ加熱温度とし、当該温度に達し
た線材を100℃/sec以上の冷却速度をもつて直ち
に急冷して、当該急冷によつてさらに結晶粒の粗
大化防止と十分な焼入れを施す。この急冷速度も
冷却手段の許す限り高いほど望ましく、後述する
実験例では、265℃/secとしている。 本発明では、上記焼入れに引き続いて施される
焼戻しにおいても、線材を加熱速度100℃/sec以
上で300〜650℃の間の所定焼戻し温度まで急速加
熱し、100℃/sec以上の冷却速度で急冷すること
によつて、マトリツクス中にV富化ゾーンを多発
させ、これによりCr炭化物の凝集および成長を
抑制せしめるとともに、当該焼戻し後に施される
冷間成形につづくひずみ取り低温焼鈍時における
析出硬化の可能性をもたせる。この場合の加熱・
冷却速度も高いほど望ましく、上記実験例におい
ては、保温時間を含めた加熱時間を15sec、冷却
速度165℃/secとしている。 この焼戻し処理は多発したVを富化的に含む領
域内のVが冷間コイルリング加工により増殖した
転移のエネルギーを得て、V炭化物の生成をより
容易とすることをねらうものである。すなわち、
VとCと転位との相互作用により、その後に実施
されるひずみ取りを目的とした低温焼鈍において
析出硬化が促進され、これが要員となつて極めて
高い軟化抵抗性を発現しうることとなる。本来ひ
ずみ取り低温焼鈍は処理温度が高い程コイルばね
の耐久性の安定化に効果的であるが、処理温度を
あまり高くとると、折角焼入れ焼戻し熱処理によ
つて線材を高強度化しても、当該焼鈍処理で強度
低下をきたす。換言すれば焼鈍処理温度が線材の
高強度化を規制するので、高い軟化抵抗性があれ
ば高い焼鈍処理温度で耐久性の安定した高強度の
コイルばねを得ることが可能となる。従つて当該
焼戻し処理により、線材には上記冷間コイリング
後の低温焼鈍時の効果をも踏まえ、Cr炭化物の
凝集および成長を抑制した結果として組織が微細
となつて冷間成形性が確保され、この冷間成形性
を背景として引張り強さ180Kgf/mm2以上、例え
ば200Kgf/mm2の如超高強度に仕上げることにあ
る。 上記各鋼組成C、Si、Mn、Crの数値%は次の
理由から定められている。 C:焼入れ性を高め、強度を上げるのに必要な
元素であり、ばね用鋼線としての強度レベルを確
保するためには、0.5%以上必要であるが、0.6%
をこえると焼入れ時より脆性的な針状マルテンサ
イトが成形し始めるので上限を0.6とする。 Si:固溶強化作用により降伏点や弾性限度を上
昇させコイルばねのへたり特性を向上させる効果
があり、1.2%以上必要であり、添加量の多い方
が望ましいが、脱炭を生じさせ易くなることか
ら、上限を1.6%とした。 Mn:Cと同様焼入れ性を高め、強度向上に必
要な元素であるため0.6%以上必要であり、0.8%
を超えると延性が劣化する。 Cr:主に焼入れ性向上を期待して添加するも
ので、炭化物を生成して、Cを安定化し、高温加
熱中のCの拡散を遅らせること、および鋼材表面
に酸化物層を作り、酸素の侵入を防ぐことから
0.6%以上必要であり、0.8%を超えても特性の大
幅な向上は期待できないので上限を0.8%とした。 以上発明の技術思想の実施によつて、ばね線材
へのV添加の効果が最大限に引き出されて結晶粒
の超微細化ならびに組織の微細化が達成され、高
靭性・高耐久性・高耐へたり性を有する冷間成形
性に富んだ超高強度ばね用鋼線を得るものであ
る。 本発明者は、上記本発明のばね線材へのV添加
と急速加熱・急速冷却による焼入れとが如何に効
果的に相互作用し合うか、また急速加熱・急速冷
却による焼戻しが当該V添加急速焼入れ実施線材
に対して如何に相乗的な効果をもたらすかを確認
するため下記実験1および実験2を行なつた。 実験1 (1) 実験方法;ばね鋼として知られている
SAE9254相当材と当該相当材にVをそれぞれ
0.12、1.24、0.37、0.53重量%づつ添加した第
1表に示す5種類の熱間圧延線材を供試体とし
て使用し、これら供試体それぞれを引抜きによ
つて10mmψに整寸し、それぞれに急速加熱・急
速冷却からなる焼入れ焼戻し熱処理を施し、得
られた熱処理済鋼線の結晶粒度を調べた。
の製造方法に関する。 鋼材にバナジウムVを添加すると、V炭化物の
析出に伴う結晶核の数の増大およびこれら化合物
による粒成長抑制作用によつて、結晶粒が微細化
する。しかし当該V添加鋼材を熱処理する場合に
は、Vを含有しない鋼材に比べて炭化物等が固溶
化し難くなるため、焼入れ加熱温度を高めにする
必要があり、その程度はV添加量の増加に従う。
ところが上記焼入れ加熱温度の上昇は所要加熱時
間と相俟つて結晶粒の粗大化を招くため、前記V
添加に伴う鋼材の結晶粒微細化効果は熱処理にお
ける上記結晶粒粗大化現象に相殺され、従来で
は、Vを0.15〜0.20重量%添加した熱処理製品で
は粒度番号8〜9の結晶粒となつているにすぎな
い。 本発明は、コイルばねの高強度化が強く要請さ
れる今日、超高強度であるにも拘らず高靭性・高
耐へたり性を有する冷間成形ばね用鋼線を得るた
めには結晶粒の超微細化が極めて有効である思料
し、従来のばね用鋼種であるSAE9254相当材に
Vを添加するとともに、結晶粒の粗大化を抑制し
た熱処理を施して、V添加の効果を十分に引出し
た超高強度冷間成形ばね用鋼線およびその製造方
法を提供することを目的とする。 本願第1発明は、重量成分比C;0.50〜0.60
%、Si;1.20〜1.60%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;
0.60〜0.80%の鋼組成と、添加物V;0.10〜0.50
%を含有し、結晶粒度が10以上である超高強度冷
間成形ばね用鋼線である。 本願第2発明は、 重量成分比C;0.50〜0.60%、Si;1.20〜0.60
%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;0.60〜0.80%の鋼組
成に、V;0.10〜0.50%を添加して残部がFeおよ
び不可避的不純物からなる熱間圧延材を、 (1) 引抜きしたのち、10secを超えない時間内に、
所定の焼入れ温度900〜1050℃に加熱のうえ急
冷し、 (2) つづいて100℃/sec以上の加熱・冷却速度を
もつて所定の焼戻し温度300〜650℃まで加熱し
て急冷し、 (4) 引張り強さ180Kgf/mm2以上に仕上げる超高
強度冷間成形ばね用鋼線の製造方法である。 本発明を以下に詳述する。 本発明は、従来ばね用鋼種とされている線材に
比較的多量のVを添加し、当該Vの添加に伴つて
必然的に高くなる焼入れ加熱温度、また高い加熱
温度にするために要する加熱時間の延長がもたら
す結晶粒の粗大化を急速加熱・急速冷却による焼
入れによつて制御することにある。即ち引抜きに
よつて所定の線径に調えられたV添加冷間成形ば
ね用高強度線材の素材を非V含有材の焼入れ温度
より50〜100℃高めのオーステナイト化が十分達
成可能な、ほぼ900〜1.050℃での焼入れ加熱温度
まで、100℃/sec以上の加熱速度をもつて昇温せ
しめる。この加熱速度は加熱手段の許す限り高い
ことが望ましく、加熱時間は10sec以内、必要に
応じて線材中心部までオーステナイト化達成のた
めに採られる保持時間をも含めて30sec以内であ
る如き、極めて急速な加熱・高温帯域に滞留する
時間が極めて短い短時間加熱が好ましい。かくす
ることによつて結晶粒の粗大化の時間を与えずに
上記所定の焼入れ加熱温度とし、当該温度に達し
た線材を100℃/sec以上の冷却速度をもつて直ち
に急冷して、当該急冷によつてさらに結晶粒の粗
大化防止と十分な焼入れを施す。この急冷速度も
冷却手段の許す限り高いほど望ましく、後述する
実験例では、265℃/secとしている。 本発明では、上記焼入れに引き続いて施される
焼戻しにおいても、線材を加熱速度100℃/sec以
上で300〜650℃の間の所定焼戻し温度まで急速加
熱し、100℃/sec以上の冷却速度で急冷すること
によつて、マトリツクス中にV富化ゾーンを多発
させ、これによりCr炭化物の凝集および成長を
抑制せしめるとともに、当該焼戻し後に施される
冷間成形につづくひずみ取り低温焼鈍時における
析出硬化の可能性をもたせる。この場合の加熱・
冷却速度も高いほど望ましく、上記実験例におい
ては、保温時間を含めた加熱時間を15sec、冷却
速度165℃/secとしている。 この焼戻し処理は多発したVを富化的に含む領
域内のVが冷間コイルリング加工により増殖した
転移のエネルギーを得て、V炭化物の生成をより
容易とすることをねらうものである。すなわち、
VとCと転位との相互作用により、その後に実施
されるひずみ取りを目的とした低温焼鈍において
析出硬化が促進され、これが要員となつて極めて
高い軟化抵抗性を発現しうることとなる。本来ひ
ずみ取り低温焼鈍は処理温度が高い程コイルばね
の耐久性の安定化に効果的であるが、処理温度を
あまり高くとると、折角焼入れ焼戻し熱処理によ
つて線材を高強度化しても、当該焼鈍処理で強度
低下をきたす。換言すれば焼鈍処理温度が線材の
高強度化を規制するので、高い軟化抵抗性があれ
ば高い焼鈍処理温度で耐久性の安定した高強度の
コイルばねを得ることが可能となる。従つて当該
焼戻し処理により、線材には上記冷間コイリング
後の低温焼鈍時の効果をも踏まえ、Cr炭化物の
凝集および成長を抑制した結果として組織が微細
となつて冷間成形性が確保され、この冷間成形性
を背景として引張り強さ180Kgf/mm2以上、例え
ば200Kgf/mm2の如超高強度に仕上げることにあ
る。 上記各鋼組成C、Si、Mn、Crの数値%は次の
理由から定められている。 C:焼入れ性を高め、強度を上げるのに必要な
元素であり、ばね用鋼線としての強度レベルを確
保するためには、0.5%以上必要であるが、0.6%
をこえると焼入れ時より脆性的な針状マルテンサ
イトが成形し始めるので上限を0.6とする。 Si:固溶強化作用により降伏点や弾性限度を上
昇させコイルばねのへたり特性を向上させる効果
があり、1.2%以上必要であり、添加量の多い方
が望ましいが、脱炭を生じさせ易くなることか
ら、上限を1.6%とした。 Mn:Cと同様焼入れ性を高め、強度向上に必
要な元素であるため0.6%以上必要であり、0.8%
を超えると延性が劣化する。 Cr:主に焼入れ性向上を期待して添加するも
ので、炭化物を生成して、Cを安定化し、高温加
熱中のCの拡散を遅らせること、および鋼材表面
に酸化物層を作り、酸素の侵入を防ぐことから
0.6%以上必要であり、0.8%を超えても特性の大
幅な向上は期待できないので上限を0.8%とした。 以上発明の技術思想の実施によつて、ばね線材
へのV添加の効果が最大限に引き出されて結晶粒
の超微細化ならびに組織の微細化が達成され、高
靭性・高耐久性・高耐へたり性を有する冷間成形
性に富んだ超高強度ばね用鋼線を得るものであ
る。 本発明者は、上記本発明のばね線材へのV添加
と急速加熱・急速冷却による焼入れとが如何に効
果的に相互作用し合うか、また急速加熱・急速冷
却による焼戻しが当該V添加急速焼入れ実施線材
に対して如何に相乗的な効果をもたらすかを確認
するため下記実験1および実験2を行なつた。 実験1 (1) 実験方法;ばね鋼として知られている
SAE9254相当材と当該相当材にVをそれぞれ
0.12、1.24、0.37、0.53重量%づつ添加した第
1表に示す5種類の熱間圧延線材を供試体とし
て使用し、これら供試体それぞれを引抜きによ
つて10mmψに整寸し、それぞれに急速加熱・急
速冷却からなる焼入れ焼戻し熱処理を施し、得
られた熱処理済鋼線の結晶粒度を調べた。
【表】
(2) 熱処理条件
焼入れ加熱温度は供試体()で900℃、供
試体()で1.050℃とし、それぞれVの添加
量の増加に従つて供試体()、()および
()は上記の温度の中間に設定した。 各供試体それぞれの目標温度までの昇温加熱
時間のならびに保持時間を含めて30sec以内で
行い、直に成分に応じた条件で急冷焼入れし
た。焼戻しの加熱温度・加熱速度および冷却速
度は全供試体を一定条件で処理した。 ちなみに供試体()におる熱処理条件を下
記する。 焼入れ;加熱温度;1000℃ 加熱速度;350℃/sec 保持時間;17sec 冷却速度;265℃/sec 焼戻し;加熱温度;500℃ 加熱・保持時間;15sec 冷却速度;165℃/sec (3) 組織の結晶粒度測定 上記熱処理済各供試体についてJIS規格に従
つた測定方法により結晶粒度を測定した。測定
結果を下記の第2表に粒度番号で表現した。
試体()で1.050℃とし、それぞれVの添加
量の増加に従つて供試体()、()および
()は上記の温度の中間に設定した。 各供試体それぞれの目標温度までの昇温加熱
時間のならびに保持時間を含めて30sec以内で
行い、直に成分に応じた条件で急冷焼入れし
た。焼戻しの加熱温度・加熱速度および冷却速
度は全供試体を一定条件で処理した。 ちなみに供試体()におる熱処理条件を下
記する。 焼入れ;加熱温度;1000℃ 加熱速度;350℃/sec 保持時間;17sec 冷却速度;265℃/sec 焼戻し;加熱温度;500℃ 加熱・保持時間;15sec 冷却速度;165℃/sec (3) 組織の結晶粒度測定 上記熱処理済各供試体についてJIS規格に従
つた測定方法により結晶粒度を測定した。測定
結果を下記の第2表に粒度番号で表現した。
【表】
尚、比較のためVの添加なしの供試体(1)およ
びV;0.24%添加の供試体()の結晶粒の顕
微鏡写真をそれぞれ第1図aおよびbとして示
す。倍率はともに400倍である。 上記実験1の結果から、急速加熱・急速冷却か
らなる熱処理は、従来Vを0.20%添加して結晶粒
度を8〜9程度とするのが限度であつた常識を打
破るとともに、同一条件の熱処理を施した非V添
加材である供試体()の測定結晶粒度番号10.0
をはるかに上廻る結晶粒度番号12.0という超微細
化が達成され、V添加と急速加熱・急速冷却の効
果的な相互作用が明確に確認された。 さらに本発明者は、本発明の上記実験結果を従
来のV添加熱処理材(電気炉加熱焼入れ・電気炉
加熱焼戻し)の結晶粒度と比較した。これを第2
図に示す。第2図は横軸にVの添加量をとり、縦
軸に結晶の粒度番号をとつた座標に上記実験1の
測定結果をプロツトし、実線をもつて傾向特性曲
線を画いたものを、破線で示す従来のV添加熱処
理材におけるV添加量に関する結晶粒度特性曲線
と対比した線図である。第2図によつて、0.10%
以上のV添加と急速加熱・急速冷却による本発明
の熱処理との相互作用が結晶粒の超微細化に極め
て効果的に発揮されているかが明瞭看取される。 以上の結果から本発明の技術思想の有効性は十
分に実証されたが、さらに冷間コイリング後に行
なわれる低温焼鈍時の軟化抵抗性の上昇に急速加
熱・急速冷却による焼戻しが如何に効果的に寄与
するかを実証するため、次の実験を行なつた。 実験2 (1) 実験方法;第1表に供試体No.()として示
される線材を実験1で実施したと同様の焼入れ
条件により焼入れしたのち、当該焼入れ済線材
をA・B2つの供試体群に分け、A供試体群に
は本発明のかかる急速加熱・急速冷却による焼
戻しを、またB供試体群には電気炉を用いた通
常の焼戻しをそれぞれ施して、A・B両供試体
群それぞれを引張り強さ200Kgf/mm2に仕上げ、
ついで低温焼鈍を想定した種々の温度条件
(300〜500℃)での40分間の電気炉加熱を施し
た後、各供試体ごとの引張り強さを測定した。 (2) 実験結果:第3図に示すとおりであつた。第
3図は横軸に低温焼鈍相当温度をとり、縦軸に
引張り強さをとつた座標上にA供試体群の測定
値から求めた特性曲線を実線Aで、またB供試
体群の測定から求めた特性曲線を破線Bで示し
た温度に対する引張り強さの変化を表わす関係
図である。上記実験結果から、本発明の急速加
熱・急速冷却による焼戻しのもたらす低温焼鈍
軟化抵抗性向上の結果は、焼入れ焼戻しによつ
て与えられた引張り強さ200Kgf/mm2を保持す
る限界の温度を示す本発明実施供試体の温度
(TA)が従来電気炉加熱焼戻し実施供試体の
温度(TB)よりほぼ50℃高いことから証明さ
れ、これにより、より高強度な鋼線を製造して
も冷間コイリング後のひずみ取りを十分行なう
ことが可能となるので、超鋼強度鋼線のもつ性
能を十分に引き出し得ることが確認された。 尚上記実験は冷間コイリング後の使用線材につ
いて行なえば本発明急速焼戻しのもたらす真の効
果を実証しうるものであるが、冷間コイリング後
の使用線材を引張り強さ測定のため直線状にする
のは極めて困難であるので冷間コイリングを施さ
ない供試体で測定した。それ故、上記実験は冷間
成形時の転位エネルギーのVとCとに及ぼす相互
作用効果を直接立証するものではないが、当該相
互作用効果を欠いた実験においても上記の如く軟
化性の向上が顕著であることが確認されているの
で、冷間コイリングを施すことによつて更に大き
な効果のもたらされることが当然期待され、後術
のコイルばね確性試験効果によつて証明されると
ころである。 本発明者は上記の本発明にかゝる超微細結晶で
あつて、高強度に仕上げた高靭性・高耐へたり性
を有する鋼線を冷間成形して得た圧縮コイルばね
が、所期の性能を示すや否や確性試験を行なつ
た。多数の実験の中から一例を下記に示す。 実験3 (1) 使用線材 化学成分;実験1の供試体()と同一(V;
0.24%含有) 結晶粒度番号;11.8 線径;10.0mmφ 引張り強さ;204.0Kgf/mm2 絞り;45% (2) 冷間コイル成形 上記線材を下記のコイルばねに冷間成形し、
成形によるひずみ取りのため電気炉で処理温度
を400℃として40分間低温焼鈍して仕上げた。 実施例 D/d=6 (3) コイルばねの性能 a τmax=120Kgf/mm2での応力条件で20万
回以上の耐久性能あり b 上記条件でのへたりτ<3×10-4 上記実験例から本発明を実施して得られる鋼
線は結晶粒が超微細化しているため、超高強度
に仕上げてあるにも拘らず高靭性・高耐久性・
高耐へたり性を有するので高強度を要求される
冷間成形コイルばね用鋼線として極めて優れて
いることが、これを用いて冷間成形して得たコ
イルばねの性能によつて証明された。 本発明における急速加熱手段としては誘導加熱
あるいは直接通電加熱が最適である。 また本発明では焼入れ加熱において高温帯域に
滞留する時間を極端に短時間とする900〜100℃範
囲の高音域への急速加熱要請、および焼戻し加熱
におけるCr炭化物の凝集および成長抑制と低温
焼鈍軟化抵抗性を高めるための急速加熱の要請に
応ずるためには、少なくとも加熱速度は100℃/
sec以上である必要があり、また急速加熱効果を
十分発現させるために要請される冷却速度100
℃/sec以上であることが必要であり、上記加熱
速度・冷却速度それぞれ以下ではV添加の効果を
十分引き出し得ないこと本発明者の行なつた他の
多数の実験から判明している。 さらにVの添加量が0.50%以上となると焼入れ
温度・高温域滞留時間の関係から、急速加熱・急
速冷却による焼入れにも限界が生じ、実験1にお
ける第2表でも明らかなとおり、Vの添加による
効果がやゝ低くなる傾向となるので、本発明では
V添加量を0.50%以内におさえた。 本発明はばね鋼材として最適のSAE9254相当
材にVを0.10〜0.50%範囲内で添加した熱間圧延
材を、急速加熱・急速冷却による焼入れを施して
粒度番号が12.0であるような超微細結晶としたう
えで、急速加熱・急速冷却による焼戻しを施して
組織が微細な冷間成形性の極めて高い、かつ冷間
成形後のひずみ取り低温焼鈍時に高い軟化抵抗性
を示す鋼線をえるものである。これを引張り強さ
180Kgf/mm2に仕上げても冷間成形性にすぐれて
おり、かくして成形された高強度コイルばねは超
微細化された結晶粒がもたらす高靭性・高耐へた
り性が十分に生かされることとなり、本発明はば
ね特性の顕著な超高強度のばねを工業界へ提供す
ることを可能とする冷間成形ばね用鋼線およびそ
の製造方法ならびに当該鋼線によつて得られる超
高強度冷間成形コイルばねとして貢献するところ
多大である。
びV;0.24%添加の供試体()の結晶粒の顕
微鏡写真をそれぞれ第1図aおよびbとして示
す。倍率はともに400倍である。 上記実験1の結果から、急速加熱・急速冷却か
らなる熱処理は、従来Vを0.20%添加して結晶粒
度を8〜9程度とするのが限度であつた常識を打
破るとともに、同一条件の熱処理を施した非V添
加材である供試体()の測定結晶粒度番号10.0
をはるかに上廻る結晶粒度番号12.0という超微細
化が達成され、V添加と急速加熱・急速冷却の効
果的な相互作用が明確に確認された。 さらに本発明者は、本発明の上記実験結果を従
来のV添加熱処理材(電気炉加熱焼入れ・電気炉
加熱焼戻し)の結晶粒度と比較した。これを第2
図に示す。第2図は横軸にVの添加量をとり、縦
軸に結晶の粒度番号をとつた座標に上記実験1の
測定結果をプロツトし、実線をもつて傾向特性曲
線を画いたものを、破線で示す従来のV添加熱処
理材におけるV添加量に関する結晶粒度特性曲線
と対比した線図である。第2図によつて、0.10%
以上のV添加と急速加熱・急速冷却による本発明
の熱処理との相互作用が結晶粒の超微細化に極め
て効果的に発揮されているかが明瞭看取される。 以上の結果から本発明の技術思想の有効性は十
分に実証されたが、さらに冷間コイリング後に行
なわれる低温焼鈍時の軟化抵抗性の上昇に急速加
熱・急速冷却による焼戻しが如何に効果的に寄与
するかを実証するため、次の実験を行なつた。 実験2 (1) 実験方法;第1表に供試体No.()として示
される線材を実験1で実施したと同様の焼入れ
条件により焼入れしたのち、当該焼入れ済線材
をA・B2つの供試体群に分け、A供試体群に
は本発明のかかる急速加熱・急速冷却による焼
戻しを、またB供試体群には電気炉を用いた通
常の焼戻しをそれぞれ施して、A・B両供試体
群それぞれを引張り強さ200Kgf/mm2に仕上げ、
ついで低温焼鈍を想定した種々の温度条件
(300〜500℃)での40分間の電気炉加熱を施し
た後、各供試体ごとの引張り強さを測定した。 (2) 実験結果:第3図に示すとおりであつた。第
3図は横軸に低温焼鈍相当温度をとり、縦軸に
引張り強さをとつた座標上にA供試体群の測定
値から求めた特性曲線を実線Aで、またB供試
体群の測定から求めた特性曲線を破線Bで示し
た温度に対する引張り強さの変化を表わす関係
図である。上記実験結果から、本発明の急速加
熱・急速冷却による焼戻しのもたらす低温焼鈍
軟化抵抗性向上の結果は、焼入れ焼戻しによつ
て与えられた引張り強さ200Kgf/mm2を保持す
る限界の温度を示す本発明実施供試体の温度
(TA)が従来電気炉加熱焼戻し実施供試体の
温度(TB)よりほぼ50℃高いことから証明さ
れ、これにより、より高強度な鋼線を製造して
も冷間コイリング後のひずみ取りを十分行なう
ことが可能となるので、超鋼強度鋼線のもつ性
能を十分に引き出し得ることが確認された。 尚上記実験は冷間コイリング後の使用線材につ
いて行なえば本発明急速焼戻しのもたらす真の効
果を実証しうるものであるが、冷間コイリング後
の使用線材を引張り強さ測定のため直線状にする
のは極めて困難であるので冷間コイリングを施さ
ない供試体で測定した。それ故、上記実験は冷間
成形時の転位エネルギーのVとCとに及ぼす相互
作用効果を直接立証するものではないが、当該相
互作用効果を欠いた実験においても上記の如く軟
化性の向上が顕著であることが確認されているの
で、冷間コイリングを施すことによつて更に大き
な効果のもたらされることが当然期待され、後術
のコイルばね確性試験効果によつて証明されると
ころである。 本発明者は上記の本発明にかゝる超微細結晶で
あつて、高強度に仕上げた高靭性・高耐へたり性
を有する鋼線を冷間成形して得た圧縮コイルばね
が、所期の性能を示すや否や確性試験を行なつ
た。多数の実験の中から一例を下記に示す。 実験3 (1) 使用線材 化学成分;実験1の供試体()と同一(V;
0.24%含有) 結晶粒度番号;11.8 線径;10.0mmφ 引張り強さ;204.0Kgf/mm2 絞り;45% (2) 冷間コイル成形 上記線材を下記のコイルばねに冷間成形し、
成形によるひずみ取りのため電気炉で処理温度
を400℃として40分間低温焼鈍して仕上げた。 実施例 D/d=6 (3) コイルばねの性能 a τmax=120Kgf/mm2での応力条件で20万
回以上の耐久性能あり b 上記条件でのへたりτ<3×10-4 上記実験例から本発明を実施して得られる鋼
線は結晶粒が超微細化しているため、超高強度
に仕上げてあるにも拘らず高靭性・高耐久性・
高耐へたり性を有するので高強度を要求される
冷間成形コイルばね用鋼線として極めて優れて
いることが、これを用いて冷間成形して得たコ
イルばねの性能によつて証明された。 本発明における急速加熱手段としては誘導加熱
あるいは直接通電加熱が最適である。 また本発明では焼入れ加熱において高温帯域に
滞留する時間を極端に短時間とする900〜100℃範
囲の高音域への急速加熱要請、および焼戻し加熱
におけるCr炭化物の凝集および成長抑制と低温
焼鈍軟化抵抗性を高めるための急速加熱の要請に
応ずるためには、少なくとも加熱速度は100℃/
sec以上である必要があり、また急速加熱効果を
十分発現させるために要請される冷却速度100
℃/sec以上であることが必要であり、上記加熱
速度・冷却速度それぞれ以下ではV添加の効果を
十分引き出し得ないこと本発明者の行なつた他の
多数の実験から判明している。 さらにVの添加量が0.50%以上となると焼入れ
温度・高温域滞留時間の関係から、急速加熱・急
速冷却による焼入れにも限界が生じ、実験1にお
ける第2表でも明らかなとおり、Vの添加による
効果がやゝ低くなる傾向となるので、本発明では
V添加量を0.50%以内におさえた。 本発明はばね鋼材として最適のSAE9254相当
材にVを0.10〜0.50%範囲内で添加した熱間圧延
材を、急速加熱・急速冷却による焼入れを施して
粒度番号が12.0であるような超微細結晶としたう
えで、急速加熱・急速冷却による焼戻しを施して
組織が微細な冷間成形性の極めて高い、かつ冷間
成形後のひずみ取り低温焼鈍時に高い軟化抵抗性
を示す鋼線をえるものである。これを引張り強さ
180Kgf/mm2に仕上げても冷間成形性にすぐれて
おり、かくして成形された高強度コイルばねは超
微細化された結晶粒がもたらす高靭性・高耐へた
り性が十分に生かされることとなり、本発明はば
ね特性の顕著な超高強度のばねを工業界へ提供す
ることを可能とする冷間成形ばね用鋼線およびそ
の製造方法ならびに当該鋼線によつて得られる超
高強度冷間成形コイルばねとして貢献するところ
多大である。
第1図aおよびbはそれぞれ実験1における供
試体()および()の結晶粒の顕微鏡写真
(400倍)、第2図は本発明と従来技術とを比較す
るためのVの添加量と結晶粒度との関係を示す傾
向特性曲線図、第3図は本発明の焼戻し効果の1
つである冷間成形後のひずみ取り低温焼鈍時の軟
化抵抗性を従来電気炉焼戻し線材と比較する曲線
図である。
試体()および()の結晶粒の顕微鏡写真
(400倍)、第2図は本発明と従来技術とを比較す
るためのVの添加量と結晶粒度との関係を示す傾
向特性曲線図、第3図は本発明の焼戻し効果の1
つである冷間成形後のひずみ取り低温焼鈍時の軟
化抵抗性を従来電気炉焼戻し線材と比較する曲線
図である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量成分比C;0.50〜0.60%、Si;1.20〜1.60
%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;0.60〜0.80%の鋼組
成と添加物V;0.10〜0.50%を含有し、結晶粒度
が10以上であることを特徴とする超高強度冷間成
形ばね用鋼線。 2 重量成分比C;0.50〜0.60%、Si;1.20〜1.60
%、Mn;0.60〜0.80%、Cr;0.60〜0.80%、V;
0.10〜0.50%を含有し、残部がFeおよび不可避的
不純物からなる熱間圧延材を、引抜きしたのち、
10secを超えない時間内に所定の焼入れ温度900〜
1050℃に急速加熱のうえ少なくと100℃/sec以上
の冷却速度で急冷し、つづいて100℃/sec以上の
加熱速度をもつて所定の焼戻し温度300〜650℃ま
で加熱して少なくとも100℃/sec以上の冷却速度
をもつて急冷し、引張り強さ180Kgf/mm2以上に
仕上げることを特徴とする超高強度冷間成形ばね
用鋼線の製造方法。 3 所定の焼入れ温度は非V含有材の焼入れ温度
より50〜100℃高温に設定した温度であることを
特徴とする特許請求の範囲第2項記載の超高強度
冷間成形ばね用鋼線の製造方法。 4 焼入れ時の加熱時間は、必要に応じて採られ
る保持時間を含めて30sec以内であることを特徴
とする特許請求の範囲第2項記載の超高強度冷間
成形ばね用鋼線の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20377582A JPS5996246A (ja) | 1982-11-22 | 1982-11-22 | 超高強度冷間成形ばね用鋼線およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP20377582A JPS5996246A (ja) | 1982-11-22 | 1982-11-22 | 超高強度冷間成形ばね用鋼線およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5996246A JPS5996246A (ja) | 1984-06-02 |
JPH036981B2 true JPH036981B2 (ja) | 1991-01-31 |
Family
ID=16479582
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP20377582A Granted JPS5996246A (ja) | 1982-11-22 | 1982-11-22 | 超高強度冷間成形ばね用鋼線およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS5996246A (ja) |
Families Citing this family (7)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US4938811A (en) * | 1988-07-15 | 1990-07-03 | Sumitomo Electric Industries, Ltd. | Steel wire for a spring and method for the production thereof |
JP3233188B2 (ja) * | 1995-09-01 | 2001-11-26 | 住友電気工業株式会社 | 高靱性ばね用オイルテンパー線およびその製造方法 |
EP0974676A3 (de) * | 1998-07-20 | 2003-06-04 | Firma Muhr und Bender | Verfahren zur thermomechanischen Behandlung von Stahl für torsionsbeanspruchte Federelemente |
US20040079067A1 (en) * | 2002-03-18 | 2004-04-29 | Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha | Oil tempered wire for cold forming coil springs |
JP5014257B2 (ja) * | 2008-05-26 | 2012-08-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度高靭性マルテンサイト鋼 |
JP6460883B2 (ja) * | 2015-03-31 | 2019-01-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた熱処理鋼線の製造方法 |
CN109252103A (zh) * | 2018-11-02 | 2019-01-22 | 太仓卡兰平汽车零部件有限公司 | 一种弹簧用高抗钢丝及其加工方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5531110A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-05 | High Frequency Heattreat Co Ltd | Workable steel product with high tensile strength, very high elongation, reduction of area, and so on for cold plastic working and manufacture thereof |
JPS5687630A (en) * | 1979-12-14 | 1981-07-16 | Shinko Kosen Kogyo Kk | Production of high toughness steel wire and its device |
JPS57188651A (en) * | 1981-05-16 | 1982-11-19 | Aichi Steel Works Ltd | Spring steel with superior hardenability and wear resistance |
JPS5842754A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 耐熱性の優れたばね用鋼 |
-
1982
- 1982-11-22 JP JP20377582A patent/JPS5996246A/ja active Granted
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5531110A (en) * | 1978-08-25 | 1980-03-05 | High Frequency Heattreat Co Ltd | Workable steel product with high tensile strength, very high elongation, reduction of area, and so on for cold plastic working and manufacture thereof |
JPS5687630A (en) * | 1979-12-14 | 1981-07-16 | Shinko Kosen Kogyo Kk | Production of high toughness steel wire and its device |
JPS57188651A (en) * | 1981-05-16 | 1982-11-19 | Aichi Steel Works Ltd | Spring steel with superior hardenability and wear resistance |
JPS5842754A (ja) * | 1981-09-04 | 1983-03-12 | Kobe Steel Ltd | 耐熱性の優れたばね用鋼 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JPS5996246A (ja) | 1984-06-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3940270B2 (ja) | 耐遅れ破壊性および耐リラクセーション特性に優れた高強度ボルトの製造方法 | |
JP5521885B2 (ja) | 高強度かつ耐水素脆化特性に優れた機械部品用鋼線、および機械部品とその製造方法 | |
JP4018905B2 (ja) | 機械構造用熱間圧延線材・棒鋼およびその製造方法 | |
WO2001048258A1 (fr) | Produit en barre ou en fil a utiliser dans le forgeage a froid et procede de production de ce produit | |
WO2001048257A1 (fr) | Produit en barre ou en fil a utiliser dans le forgeage a froid et procede de production de ce produit | |
JPH0257637A (ja) | 高疲労強度ばねの製造方法及びそれに用いるばね用鋼線 | |
JPS62209B2 (ja) | ||
JP3160329B2 (ja) | 耐熱性高強度ボルトの製造方法 | |
JPH036981B2 (ja) | ||
JPH05320749A (ja) | 超高強度鋼の製造方法 | |
JPS62199718A (ja) | 機械構造用鋼の圧延材直接軟質化法 | |
JPH1180903A (ja) | 遅れ破壊特性に優れた高強度鋼部材およびその製造方法 | |
KR100951297B1 (ko) | 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법 | |
JPS6220824A (ja) | 極細線の製造方法 | |
JPH02213416A (ja) | 高延性棒鋼の製造方法 | |
JPS62253724A (ja) | 粒状セメンタイト組織を有する冷鍜用線材の製造法 | |
JPH0526850B2 (ja) | ||
JPH1025521A (ja) | 線材の球状化焼鈍方法 | |
KR20200061920A (ko) | 열처리 특성이 우수한 유정관용 열연 강판 및 그 제조방법 | |
JPH0576522B2 (ja) | ||
JPH0525941B2 (ja) | ||
JPS62280326A (ja) | 靭性のすぐれた非調質ボルト用鋼材の製造方法 | |
JPH04329824A (ja) | 冷間鍛造用マルテンサイト系ステンレス鋼の製造方法 | |
JP6093212B2 (ja) | 冷間加工性又は被削性に優れた鋼材の製造方法 | |
KR102494554B1 (ko) | 공구용 강재 및 그 제조방법 |