JPH07173577A - 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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- JPH07173577A JPH07173577A JP6203719A JP20371994A JPH07173577A JP H07173577 A JPH07173577 A JP H07173577A JP 6203719 A JP6203719 A JP 6203719A JP 20371994 A JP20371994 A JP 20371994A JP H07173577 A JPH07173577 A JP H07173577A
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Abstract
(57)【要約】
【構成】 適量のＣ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｃｒを含有すると共
に、Ｎｉおよび／またはＭｏを適量含有し、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなり、且つ下記式の要件を満たす
耐食性に優れた高強度ばね用鋼材とその製法を開示す
る。 ２．５≦ＦＰ≦４．５ ２．０≦（ＦＰ／log Ｄ）≦４．０ 式中、ＦＰ＝(0.23[C]+0.1) ×(0.7[Si]+1) ×(3.5[Mn]
+1) ×(0.4[Ni]+1) ×(2.2[Cr]+1) ×(3[Mo]+1) （但し、［元素］は各元素の重量％を表わす） Ｄ：圧延材の直径（ｍｍ） 【効果】 熱間圧延後の軟化熱処理なしで優れた伸線性
を示し、且つ焼入れ焼戻し処理により１９００ＭＰａレ
ベル以上の強度を有すると共に耐食性にも優れたばね用
鋼材が提供される。
に、Ｎｉおよび／またはＭｏを適量含有し、残部Ｆｅお
よび不可避不純物からなり、且つ下記式の要件を満たす
耐食性に優れた高強度ばね用鋼材とその製法を開示す
る。 ２．５≦ＦＰ≦４．５ ２．０≦（ＦＰ／log Ｄ）≦４．０ 式中、ＦＰ＝(0.23[C]+0.1) ×(0.7[Si]+1) ×(3.5[Mn]
+1) ×(0.4[Ni]+1) ×(2.2[Cr]+1) ×(3[Mo]+1) （但し、［元素］は各元素の重量％を表わす） Ｄ：圧延材の直径（ｍｍ） 【効果】 熱間圧延後の軟化熱処理なしで優れた伸線性
を示し、且つ焼入れ焼戻し処理により１９００ＭＰａレ
ベル以上の強度を有すると共に耐食性にも優れたばね用
鋼材が提供される。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、内燃機関の弁ばねや懸
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。
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。
【０００２】
【従来の技術】ばね用鋼の化学成分はＪＩＳ Ｇ３５６
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。
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。
【０００３】ところでばねの製造に当たっては、圧延材
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。
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。
【０００４】他方、たとえば自動車用等に用いられるば
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。
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。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な問
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。
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。
【０００６】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
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）
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）
【０００７】上記において、鋼材が熱間圧延によって得
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）
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）
【０００８】上記要件を満たす本発明の高耐食性高強度
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。
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。
【０００９】
【作用】ばねとしての疲労寿命を高めるには、ばね用鋼
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。
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。
【００１０】また、一般のばね用鋼材は、焼入れ焼戻し
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。
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。
【００１１】しかし、Ｓｉ，Ｃｒ，Ｎｉの添加は焼入れ
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。
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。
【００１２】そこで本発明では、適量の強化元素および
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。
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。
【００１３】まず、本発明で用いる鋼の化学成分を定め
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。
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。
【００１４】Ｓｉ：１．０〜３．０％ Ｓｉは固溶強化元素として必要であり、１．０％未満で
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。
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。
【００１５】Ｍｎ：０．１〜０．５％ Ｍｎ、は焼入れ性向上元素として０．１％以上含有させ
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。
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。
【００１６】Ｃｒ：０．５〜１．５％ Ｃｒは、腐食条件下で表層部に生成する錆を非晶質で緻
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。
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。
【００１７】Ｎｉ：１％以下（０を含まない） Ｎｉは、焼入れ焼戻し後の素材の靭性を高めると共に、
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。
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。
【００１８】Ｍｏ：０．１〜０．５％ Ｍｏは、焼入性を向上させると共に、腐食溶解時に生成
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。
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。
【００１９】上記ＮｉとＭｏは、耐食性向上という観点
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。
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。
【００２０】本発明の高強度ばね用棒・線材は、以上の
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。
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。
【００２１】Ｃｕ：０．１〜１．０％ Ｃｕは電気化学的に鉄より貴な元素であり、耐食性を高
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。
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。
【００２２】Ｖ：０．０１〜０．５％ Ｖは結晶粒度を微細化して耐力比を高め、耐へたり性を
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。
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。
【００２３】Ｎｂ：０．０１〜１．０％ ＮｂはＶと同様に結晶粒度を微細化して耐力比を向上さ
せ、耐へたり性を高める作用があり、その効果は０．０
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。
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。
【００２４】Ａｌ：０．０１〜１．０％ Ａｌは、結晶粒度を微細化して耐力比を向上させ、耐へ
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。
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。
【００２５】Ｔｉ：０．０１〜１．０％ Ｔｉも、上記ＮｂやＡｌと同様に結晶粒度を微細化して
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。
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。
【００２６】Ｃｏ：０．１〜３．０％ Ｃｏは、靭性に悪影響を及ぼすことなく強度を高めるの
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。
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。
【００２７】Ｗ：０．１〜１．０％ Ｗも強度を高めるという効果においてＣｏと同効元素で
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。
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。
【００２８】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。
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。
【００２９】またＬａ，Ｃｅも同様に耐食性向上に有効
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。
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。
【００３０】本発明において、熱間圧延後の金属組織を
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。
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。
【００３１】即ち、前記（Ｉａ）式で定める要件は、特
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。
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。
【００３２】尚、前記（Ｉｂ）式において圧延材の直径
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。
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。
【００３３】本発明に係るばね用鋼材を、圧延材として
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。
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。
【００３４】またパーライトノジュールサイズ番号が６
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。
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。
【００３５】尚、ばね用棒・線材としての特性を高める
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。
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。
【００３６】しかして、まず熱間圧延の開始温度が８５
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。
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。
【００３７】また、熱間圧延後の冷却開始温度（本明細
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。
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。
【００３８】一方９００℃を超える高温になると、オー
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。
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。
【００３９】しかるに、上記の様に熱間圧延時の圧延開
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。
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。
【００４０】かくして本発明によれば、鋼材の化学成分
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。
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。
【００４１】
【実施例】次に本発明の実施例を示すが、本発明はもと
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。
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。
【００４２】実験例１ 表１，２に示すＮo.１〜５５の供試鋼および既存鋼ＪＩ
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。
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。
【００４３】また、ばね材としての性能を評価するた
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。
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。
【００４４】また、耐食性を評価するため、夫々１２．
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
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
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】表１〜４より次の様に考えることができ
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。
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。
【００５０】これらに対しＮo.３１〜４９は、以下に示
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。
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。
【００５１】Ｎo.３３は、Ｓｉ量が不足すると共に（Ｆ
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。
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。
【００５２】Ｎo.３７はＮｉとＭｏがいずれも含まれて
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。
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。
【００５３】Ｎｏ．５０〜５５は、Ｎｏ．１８〜２５の
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。
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。
【００５４】また図１，２は、上記表１〜４に示した実
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。
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。
【００５５】また図３は、Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅを添加した
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。
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。
【００５６】実験例２ 次に、上記実験例１に示したもののうち代表的な鋼種に
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。
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。
【００５７】
【表５】
【００５８】
【表６】
【００５９】
【表７】
【００６０】
【表８】
【００６１】表６〜８より次の様に考えることができ
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。
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。
【００６２】尚、Ｎｏ．３４Ａ〜４８Ａは、圧延条件は
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。
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。
【００６３】また表７，８は、（ＦＰ）および（ＦＰ／
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。
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。
【００６４】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、焼
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。
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。
【図１】鋼棒・線材の（ＦＰ）値と圧延後強度の関係を
示すグラフである。
示すグラフである。
【図２】鋼棒・線材の（ＦＰ／ｌｏｇＤ）値と圧延後強
度の関係を示すグラフである。
度の関係を示すグラフである。
【図３】Ｃａ，Ｌａ，Ｃｅ添加鋼とこれらを含まない鋼
種の腐食ピット深さを対比して示すグラフである。
種の腐食ピット深さを対比して示すグラフである。
【図４】圧延材のパーライト組織因子を示す模式図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 中山 武典 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 宮内 重明 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内 (72)発明者 山本 義則 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会 社神戸製鋼所神戸製鉄所内 (72)発明者 大河内 則夫 兵庫県神戸市灘区灘浜東町２番地 株式会 社神戸製鋼所神戸製鉄所内
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。
Priority Applications (7)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP6203719A JP2932943B2 (ja) | 1993-11-04 | 1994-08-29 | 高耐食性高強度ばね用鋼材 |
| CA002135035A CA2135035C (en) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
| EP94117353A EP0657557B1 (en) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
| DE69410223T DE69410223T2 (de) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Federstahl von hoher Festigkeit und hoher Korrosionsbeständigkeit |
| US08/335,346 US5508002A (en) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
| ES94117353T ES2116506T3 (es) | 1993-11-04 | 1994-11-03 | Acero para muelles de alta resistencia mecanica y de resistencia a la corrosion elevada. |
| US08/592,546 US5846344A (en) | 1993-11-04 | 1996-01-26 | Spring steel of high strength and high corrosion resistance |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP5-275514 | 1993-11-04 | ||
| JP27551493 | 1993-11-04 | ||
| JP6203719A JP2932943B2 (ja) | 1993-11-04 | 1994-08-29 | 高耐食性高強度ばね用鋼材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07173577A true JPH07173577A (ja) | 1995-07-11 |
| JP2932943B2 JP2932943B2 (ja) | 1999-08-09 |
Family
ID=26514079
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP6203719A Expired - Lifetime JP2932943B2 (ja) | 1993-11-04 | 1994-08-29 | 高耐食性高強度ばね用鋼材 |
Country Status (6)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5508002A (ja) |
| EP (1) | EP0657557B1 (ja) |
| JP (1) | JP2932943B2 (ja) |
| CA (1) | CA2135035C (ja) |
| DE (1) | DE69410223T2 (ja) |
| ES (1) | ES2116506T3 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
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| US7618498B2 (en) | 2005-03-03 | 2009-11-17 | (Kobe Steel, Ltd.) | Steels for high-strength springs excellent in cold workability and quality stability |
| JP2011074431A (ja) * | 2009-09-29 | 2011-04-14 | Chuo Spring Co Ltd | 腐食疲労強度に優れるばね用鋼、及びばね |
| JP2011074430A (ja) * | 2009-09-29 | 2011-04-14 | Chuo Spring Co Ltd | 腐食疲労強度に優れるばね用鋼、及びばね |
| KR101031679B1 (ko) * | 2007-07-20 | 2011-04-29 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 스프링용 강 선재의 제조 방법 |
| WO2012029812A1 (ja) * | 2010-08-30 | 2012-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸線性に優れた高強度ばね用鋼線材およびその製造方法、並びに高強度ばね |
| WO2012063620A1 (ja) | 2010-11-11 | 2012-05-18 | 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 |
| WO2013012161A1 (ko) * | 2011-07-15 | 2013-01-24 | 주식회사 포스코 | 수소지연파괴 저항성이 우수한 선재와 그 제조방법 및 이를 이용한 고강도 볼트와 그 제조방법 |
| WO2013146675A1 (ja) * | 2012-03-30 | 2013-10-03 | 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 |
| WO2014034070A1 (ja) * | 2012-08-31 | 2014-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鉄筋用鋼および鉄筋 |
| US8789817B2 (en) | 2009-09-29 | 2014-07-29 | Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha | Spring steel and spring having superior corrosion fatigue strength |
| US9068615B2 (en) | 2011-01-06 | 2015-06-30 | Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha | Spring having excellent corrosion fatigue strength |
| WO2018106016A1 (ko) * | 2016-12-06 | 2018-06-14 | 주식회사 포스코 | 부식피로 저항성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법 |
| WO2019066328A1 (ko) * | 2017-09-29 | 2019-04-04 | 주식회사 포스코 | 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 |
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