WO2004046405A1 - 焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼 - Google Patents

焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼 Download PDF

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Hidenori Hiromatsu
Motoyuki Sato
Ryo Hara
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Definitions

  • the present invention suspension spring, a leaf spring such as an automobile, and in spring to be used in various industrial machines, etc., the tensile strength 1 700MP a more high-strength in a corrosive environment and impact value 40 j / cm 2 or more high tenacity
  • the present invention relates to spring steel with improved hardenability and pitting corrosion resistance. Background art
  • steel S having high stress and high toughness as in the present invention is disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2001-234277. Is not yet developed.
  • the present invention has excellent hardenability and prevents pitting corrosion in a corrosive environment even if it is a large diameter suspension spring having a diameter of 3 Omm or more or a leaf spring having a thickness of 3 Omm or more.
  • An object of the present invention is to provide a spring steel capable of suppressing the pressure and achieving high strength and high toughness. Disclosure of the invention
  • the present invention comprises the following constitutions (1) to (3).
  • Mass 0 /. C 0.40 to 0.70%, Si: 0.05 to 0.50%, Mn: 0.60 to 1.00%, Cr: l. 00 to 2.00%, Nb: 0.01 0-0.050%, A1: 0.005-0.050%, N: 0.0045- ⁇ .0100%, T i: 0.005-0.050%, B: 0.0005 0.000% 60%, P: 0.015% or less, S: 0.010% or less, the balance consists of Fe and unavoidable impurities.
  • Tensile strength at 400 ° C tempering after quenching Saga 170 OMP a higher, has a JIS 3 No. 2 MMU notch Charpy impact value 40 j / cm 2 or more, the coefficient F ce C% + 0. 15Mn% + 0. 41 N i% + 0. 83 C r% + 0.22Mo% + 0.63 Cu% + 0.40 V% + 1.36 Sb% + 1 21 B% is 1.70 or more Hardenability and pitting resistance Improved spring steel.
  • C is an effective element to increase the strength of steel, but if it is less than 0.40%, the required strength as spring steel cannot be obtained, and if it exceeds 0.70%, the spring becomes too brittle. Therefore, the range was 0.40 to 0.70%.
  • S i is important as a deoxidizing element, and at least 0.05% or more is required to obtain a sufficient deoxidizing effect. However, if it exceeds 0.50%, the toughness is significantly reduced. Therefore, the range was 0.05 to 0.50%.
  • Mn is an effective element for improving the hardenability of steel. It is necessary to exceed at least 0.60% from both aspects of the strength and hardenability of spring steel, but 1.00% If it exceeds, the toughness is impaired, so the range was 0.60 to 1.00%.
  • Cr Cr is an element effective in improving pitting corrosion resistance and increasing the strength of steel. However, if it is less than 1.00%, the required strength cannot be obtained, and it exceeds 2.00%. Therefore, the range is set to 1.00 to 2.00%.
  • Nb is an element that increases the strength and toughness of steel by refining crystal grains and precipitating fine carbides. However, if it is less than 0.01%, its effect cannot be expected sufficiently. If it exceeds 050%, the amount of undissolved carbide in austenite increases and the spring characteristics deteriorate, so the range was set to 0.010 to 0.050%.
  • a 1 is an element necessary for adjusting the deoxidizing agent and austenite grain size 0.005 ° /. If it is less than 0.005%, the crystal grains cannot be refined. On the other hand, if it exceeds 0.050%, the formability tends to be reduced. Therefore, the range is set to 0.0005 to 0.050%.
  • N combines with A1 and Nb to form A1N and NbN, and is an element that is effective in reducing the austenite crystal grain size, and contributes to improvement in toughness through the refinement. I do. To achieve the effect, at least 0.0045% is required. In order to improve the hardenability, it is better to add as little B as possible, and excessive addition causes the generation of bubbles on the surface of the steel ingot during solidification and the structural properties of the steel. Inferior. In order to avoid this, it is necessary to set the upper limit to 0.0100%, so the range was set to 0.0045 to 0.0100%.
  • T i An element added to prevent N in steel from combining with B, which will be described later, to form BN, and to prevent B from deteriorating its pitting resistance, strengthening grain boundaries, and deteriorating hardenability. You. If it is less than 0.005%, the effect cannot be expected sufficiently. Also, if large amounts are added, large TiN may be generated and become the starting point of fatigue rupture, so the upper limit was set to 0.050% and the range was set to 0.005 to 0.050%. .
  • B B improves pitting resistance and strengthens grain boundaries by precipitating solid solution near the grain boundaries. If it is less than 0.0005%, the effect cannot be expected sufficiently. Further, even if added in excess of 0.0006%, the effect is saturated and becomes brittle, so the range is 0.0005% to 0.0060%.
  • P an element that reduces the impact value by precipitating at the austenite grain boundary and embrittles the grain boundary. 0.01 When the content exceeds 5%, such adverse effects become remarkable. . 015% or less.
  • S exists as an inclusion of MnS in steel and causes a reduction in fatigue life. Therefore, it is necessary to limit the upper limit to 0.010% in order to reduce inclusions, so the range was set to 0.010% or less.
  • Mo is an element that secures hardenability and increases the strength and toughness of steel. However, if the content is less than 0.05%, the effect cannot be expected for + minutes. Is saturated, so the range is set to 0.05 to 0.60%.
  • V is an element that enhances the strength or hardenability of steel. However, if it is less than 0.05%, its effect cannot be expected sufficiently, and if it exceeds 0.40%, it will be in austenitic steel. Since the amount of carbide that is not dissolved in the steel increases and the spring characteristics deteriorate, the range is set to 0.05 to 0.40%.
  • Ni is an element necessary to improve the corrosion resistance of steel, but if it is less than 0.05%, it is not possible to fully expect those effects, but since it is expensive, the upper limit is 0.30. % And the range was 0.05 to 0.30%.
  • Cu is a component that increases corrosion resistance, and its effect is not exhibited if it is less than 0.10%, and if it exceeds 0.50%, it causes problems such as cracking during hot rolling. 0.10 to 0.50%.
  • Sb is a component that increases corrosion resistance and its effect is not exhibited if it is less than 0.005%, and if it exceeds 0.05%, the toughness is reduced, so the range is 0.005 to 0.050%.
  • the present invention provides a spring steel which is excellent in hardenability, suppresses the occurrence of pitting corrosion even in a corrosive environment, and can achieve high weight and high stress and high toughness by taking the component ranges of the above-described elements. Can be provided.
  • FIG. 1 is a graph showing test results of (a) tensile strength and (b) impact value of the steel of the present invention and a comparative steel.
  • FIG. 2 is an explanatory diagram of a pore-potential measuring device for a polarization curve.
  • FIG. 3 is a schematic diagram of a measurement example of the pitting potential measurement device. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • Table 1 shows the chemical composition of the developed steel according to the present invention and the comparative steel compared with the developed steel in an actual furnace. These actual furnace steels (electric furnaces) were rolled into round bars with a diameter of 2 Omm and compared with conventional steels.
  • Table 2 shows the results of these tests.
  • the austenite grain size in the table is the AG S number.
  • the steel of the present invention showed a high impact value of 40 jZcm 2 or more even with a tensile strength of 170 OMPa or more. This is due to the refinement of grain size and strengthening of grain boundaries.
  • Fig. 1 (a) (tensile strength), (b) (impact) Value). From this, it can be seen that the steel of the present invention has a higher toughness value than the comparative steel.
  • FIG. 2 shows an apparatus for measuring the pitting potential of the polarization curve for reference.
  • 1 is the sample
  • 2 is a platinum electrode and 3 is a saturation rommel electrode.
  • 4 is a 5 ° / o NaC17 solution
  • tube 5 is connected to a nitrogen cylinder, degassed for 30 minutes, and left for 40 minutes to remove [O] in the solution.
  • 6 contains saturated KC1. 7, 8, and 9 are wirings connected to the automatic polarimeter.
  • FIG. 3 shows a schematic diagram of a measurement example. Fig. 3 shows that steel B has a higher potential than steel A, and steel B has better corrosion resistance.
  • Comparison of the pitting potentials in Table 2 shows that the steel of the present invention has a positive direction, that is, is more noble than the comparative steel. That is, it shows that the steel of the present invention has better corrosion resistance than the comparative steel.
  • Table 2 shows the results of a hardenability test of the steel of the present invention based on the JI SG0561 Jominy-type one-end quenching method.
  • the quenching distance J 3 Omm was higher than that of the comparative steel.
  • Mo and V exhibited a very high hardenability of HRC 60-62.
  • the steel 3 of the present invention added with Ni, Cu, and Sb has a positive That is, it indicates that you are precious.
  • the steels of the present invention to which Ni, Cu, and Sb are added are more excellent in corrosion resistance than steels 1 and 2 of the present invention.
  • the spring steel according to the present invention has excellent hardenability, suppresses the occurrence of pitting corrosion in a corrosive environment, has high tensile strength and toughness, and contributes to the weight reduction of the spring. I can do it.

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Abstract

　本発明は、焼入れ性に優れ、腐食環境下で孔食発生を抑制し、しかも高応力、高靱性を達成することができるばね用鋼を提供するものである。　具体的には、質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．０５～０．５０％、Ｍｎ：０．６０～１．００％、Ｃｒ：１．００～２．００％、Ｎｂ：０．０１０～０．０５０％、Ａｌ：０．００５～０．０５０％、Ｎ：０．００４５～０．０１００％、Ｔｉ：０．００５～０．０５０％、Ｂ：０．０００５～０．００６０％含有し、さらにＰ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下に制限し、残部はＦｅおよび不可避的不純物からなり、焼入れ後４００℃焼戻しにおける引張強さが１７００ＭＰａ以上、ＪＩＳ３号２ｍｍＵノッチシャルピー衝撃値が４０Ｊ／ｃｍ２以上を有し、係数Ｆｃｅが１．７０以上とすることを特徴とする焼入れ性と対孔食性を改善した高強度、高靭性ばね用鋼である。

Description

明細書 焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼 技術分野
本発明は、 懸架用ばね、 板ばね等自動車、 並びに各種産業機械等々において 使用されるばねにおいて、 腐食環境下でも引張強度 1 700MP a以上の高強 度と衝撃値 40 j/cm2以上の高靱性を合わせ持つ焼入れ性と耐孔食性を改 善したばね用鋼に関するものである。 背景技術
従来、 懸架用ばねや板ばね等自動車並びに各種産業機械において使用される ばね鋼は J I Sにおける SUP 1 1、 SUP 10、 SUP 9, SUP 6及びそ れらの相当する鋼が主であつたが、 近年の自動車の軽量化志向は懸架装置であ るばね自体の軽量化に対する要求を強めている。
このための設計応力の上昇とそれに対応できる高応力ばね鋼の開発が望まれ てきた。 その中で、 特に直径 3 Omm以上の太径懸架ばね又は板厚が 3 Omm 以上の厚い板ばねにおいては、 更に硬さをあげる必要があり、 そのため衝撃値 の低下を招きばねの折損に結びつくことが考えられる。又、ばねの高応力化は、 腐食環境での孔食を起点とした疲労強度や水素脆化割れに対する感受性を増加 させることが知られている。
更に、 ばね鋼の疲労寿命の向上から耐水素脆性を防止する鋼も種々存在する 力 S (例えば特開 2001— 234277号公報参照）、 本発明のように高応力、 高靱性を兼ね備えている鋼は未だ開発されていない。
本発明は上述の従来技術に鑑み、 直径 3 Omm以上の大径懸架ばね又は板厚 が 3 Omm以上の厚さの板ばねであっても、 焼入れ性に優れ、 腐食環境下で孔 食発生を抑制し、 しかも高強度、 高靱性を達成することができるばね鋼を提供 するものである。 発明の開示
本発明は下記 （1) 〜 （3) の構成よりなる。
( 1 ) 質量0/。で、 C： 0. 40〜 0. 70%、 S i ： 0. 05〜 0. 50%、 Mn ： 0. 60〜1. 00%、 C r : l. 00〜 2. 00%、 Nb : 0. 01 0〜0. 050%、 A 1 : 0. 005〜0. 050%、 N : 0. 0045〜◦. 0100%、 T i : 0. 005〜0. 050%、 B : 0. 0005〜0. 00 60%含有し、 更に P ： 0. 01 5%以下、 S ： 0. 010%以下に制限し、 残部は F eおよび不可避的不純物からなり、 焼入れ後 400 °C焼戻しにおける 引張強さが 170 OMP a以上、 J I S 3号 2 mmUノッチシャルピー衝撃値 が 40 j/cm2以上を有し、 係数 F c e=C%+0. 15Mn%+0. 41 N i %+ 0. 83 C r %+ 0. 22Mo%+ 0. 63 C u%+ 0. 40 V%+ 1. 36 S b%+ 1 21 B%が 1. 70以上とすることを特徴とする焼入れ性と耐 孔食性を改善したばね用鋼。
(2) 前記 （1) に更に質量％で、 Mo ： 0. 05〜0. 60 %、 V： 0. 0 5〜 0. 40 °/0の 1種又は 2種添加してなる焼入れ性と耐孔食性を改善したば ね用鋼。
(3) 前記 （1) 又は （2) に更に質量0/。で、 N i : 0. 05〜0. 30%、 Cu ： 0. 10〜0. 50%、 S b ： 0. 005〜0. 05%の 1種又は 2種 以上添加してなる焼入れ性と耐孔贪性を改善したばね用鋼。
本発明における成分の限定理由は次のとおりである。 ％は質量％である。 C： Cは鋼の強度を高めるのに有効な元素であるが、 0. 40%未満ではばね 鋼としての必要な強度を得ることが出来ず、 0. 70%を超えるとばねが脆く なり過ぎるので 0. 40〜0. 70%の範囲とした。
S i ： S iは脱酸元素として重要であり充分な脱酸効果を得る為には、 少なく とも 0. 05%以上必要であるが、 0. 50%を超えると靭性値の低下が著し いから、 0. 05〜0. 50%の範囲とした。
Mn ： Mnは鋼の焼入性を向上させるのに有効な元素であり、 ばね鋼の強度と 焼入れ性の両面から少なくとも 0. 60 %を超えて必要であるが、 1. 00% を超えると靭性を阻害するため、 その範囲を 0. 60〜1. 00%とした。
C r ： C rは耐孔食性を向上させると共に鋼の強度を高めるのに有効な元素で あるが、 1. 00%未満では必要な強度を得ることができず、 2. 00%を超 えると靭性が劣化するので、 その範囲を 1. 00〜 2. 00 %とした。
Nb ： Nbは結晶粒の微細化及び微細炭化物の析出により鋼の強度と靭性を高 める元素であるが、 0. 010%未満ではその効果を十分に期待することがで きず、 また、 0. 050%を超えるとオーステナイト中に溶解されない炭化物 が増加し、 ばね特性を劣化させるためその範囲を 0. 010〜0. 050%と した。
A 1 ： A 1は脱酸剤及びオーステナイト結晶粒度の調整を図るために必要な元 素であり 0. 005° /。を下まわる場合には結晶粒の微細化が図れず、一方、 0. 050%を超える場合には铸造性を低下させ易くなるから、 その範囲を 0. 0 05〜0. 050%とした。
N： Nは A 1と Nbと結合して A 1 N、 NbNを形成して、 オーステナイト結 晶粒度の微細化に効果のある元素であり、 その微細化を介して、 靭性向上に寄 与する。その効果を発揮するには、少なくとも 0. 0045 %以上必要である。 し力 し、 Bを添加し、焼入性の向上を図るためには出来るだけ少ない方が良く、 かつ、 その過剰な添加は凝固時の鋼塊表面での気泡の発生や鋼材の錄造性の劣 化を招く。 これを回避するためには上限を 0. 0100%に規定する必要があ るため、 その範囲を 0. 0045〜0. 0100%とした。
T i ：鋼中の Nが後述する Bと結合して BNを形成し、 Bの耐孔食性向上、 粒 界強化、 焼入性向上効果を劣化させることを防止するために添加する元素であ る。 0. 005%未満ではその効果は十分に期待出来ない。 又、 多量に添加す ると大型の T i Nを生成し疲労破壌の起点となる可能性があるために上限を 0. 050%とし、 その範囲を 0. 005〜0. 050%とした。
B ： Bは耐孔食性を向上させると共に、 粒界付近に析出固溶して粒界を強化す る。 0. 0005%未満だとその効果は十分に期待出来ない。 又、 0. 006 0%を超えて添加してもその効果は飽和すると共に、 脆くなるためその範囲を 0. 0005%〜0. 0060%とした。 P ：オーステナイト粒界に析出して粒界を脆化することにより衝撃値を低下す る元素であり 0. 01 5%を超えて含むとこのような弊害が顕著となるため、 その範囲を 0. 015 %以下とした。
S ： Sは鋼中では Mn Sの介在物として存在し、 疲労寿命を低下させる要因と なる。 従って、 介在物を減らすために上限を 0. 010%に限定する必要があ るため、 その範囲を 0. 010%以下とした。
(2) は懸架用ばねの太さ又は板ばねの板厚が厚く、 更に焼入れ性が要求さ れる場合であって、 Mo、 Vの組成限定理由は下記の通りである。
Mo ： Moは焼入性を確保し、 鋼の強度と靭性を高める元素であるが、 0. 0 5%未満ではそれらの効果を+分期待することができず 0. 60%を超えると 効果は飽和するので、 その範囲を 0. 05〜0. 60%とした。
V： Vは鋼の強度又は焼入性を高める元素であるが、 0. 05%未満ではそれ らの効果を十分に期待することができず、 また、 0. 40%を超えるとオース テナイト中に溶解されない炭化物が増加し、 ばね特性を劣化させるため、 その 範囲を 0. 05〜0. 40%とした。
(3) は耐食性の向上が更に要求される場合であって、 N i、 Cu、 S bの 組成限定理由は下記の通りである。
N i ： N iは鋼の耐食性を增すのに必要な元素であるが 0. 05%未満ではそ れらの効果を十分に期待することができないが高価なためその上限を 0. 3 0%としその範囲を 0. 05〜0. 30%とした。
C u ： C uは耐食性を増す成分でありその効果は 0. 10 %未満では効果が現 れなく、 0. 50%を超えると熱間圧延時割れ等の問題を生じるため、 その範 囲を 0. 10〜0. 50%とした。
S b ： S bは耐食性を増す成分でありその効果は 0. 005 %未満では効果が 現れなく、 0. 05%を超えると靭性を低下するので、 その範囲を 0. 005 〜0. 050%とした。
本発明においては、 焼入れ性と耐食性を増す成分として C、 Mn、 N i、 C r、 Mo、 B、 Cu、 V、 S bを取り上げ効率的に焼入れ性と耐食性を増すた めパラメーター F c e =C%+ 0. 15Mn%+ 0. 41 N i %+ 0. 83 C r %+ 0. 22Mo%+ 0. 63 C u%+ 0. 40 V%+ 1. 36 S b%+ 1 21 B%を導入した。 従って、 本発明の孔食防止係数を用いることにより成分 設計が容易に行えるようになった。
本発明は、 上述の各元素の成分範囲をとることにより、 焼入性に優れ、 腐食 環境下でも孔食発生を抑制し、 しかも軽量で高応力、 高靱性を達成することが できるばね鋼を提供することができる。 図面の簡単な説明
第 1図は、 本発明鋼と比較鋼の （a) 引張強さと （b) 衝撃値の試験結果を示 すグラフである。
第 2図は、 分極曲線の孔贪電位測定装置の説明図である。
第 3図は、 孔食電位測定装置の測定例の模式図である。 発明を実施するための最良の形態
次に具体的な実施例を挙げて、 本発明を更に詳細に説明する。 表 1には本発 明による開発鋼と、 それと対比する為の比較鋼の実炉で溶製した化学成分を示 す。 これらの実炉鋼 （電気炉） を、 直径 2 Ommの丸棒に圧延製造して、 従来 鋼との比較を行った。
y瞷o
Figure imgf000007_0001
これらの丸棒に下記の熱処理を行った後、 弓 I張および衝撃試験片を作成した。 ぐ試験片形状寸法 >
引張： J I S 3号 (d = 5mm0)
衝撃： J I S 4号
<熱処理条件 >
焼入： 950°CX 20分→油冷
焼戻し： 400°CX 60分→空冷
表 2にこれらの試験結果を示した。表中のオーステナイト結晶粒度は A. G. S番号である。
表 2
Figure imgf000009_0001
表 2から明らかなように、 本発明鋼は引張強さ 1 70 OMP a以上でも衝撃 値 40 jZcm2以上と高い値を示した。 これは結晶粒度の微細化と粒界強化に よるものである。 同様の効果を確認する目的から SUP 10を比較鋼として、 本宪明鋼 1の No. 5と共に焼戻し性能曲線を比較した結果が第 1図 （a) (引 張強さ）、 (b) (衝撃値） である。 これからも本発明鋼の方が比較鋼より靭性値 が高いことが判る。
本発明の耐食†生の確認には、 飽和力口メル電極を用いて電流密度 50 μ AZ c m 2における耐食性の評価を分極特性の孔食電位で測定した。 結果を表 2に示 す。 参考までに分極曲線の孔食電位測定装置を第 2図に示す。 図中、 1が試料 で、 2は白金電極、 3が飽和力ロメル電極である。 4は 5 °/o N a C 17溶液、 管 5は窒素ボンベに連り、 30分脱気、 40分放置して、 溶液中の [O] を除 去する。 6は飽和 KC 1が入っている。 7、 8、 9は自動分極測定装置へ連る 配線である。 第 3図は測定例の模式図を示す。 第 3図では A鋼より B鋼の方が 電位が高いことを示し、 B鋼の方が耐食性に優れていることを示す。
表 2の孔食電位を比較すると本発明鋼は比較鋼に比べて正の方向すなわち貴 であることを示している。 すなわち、 本発明鋼は耐食性が比較鋼より優れてい ることを示す。
本発明鋼の焼入性については本発明鋼を J I SG0561ジョミニー式一端 焼入れ法に基づき、 焼入性試験をした結果を表 2に示す。 焼入距離 J 3 Omm の比較においては比較鋼に比べて高い値を示し、 特に Mo、 V添加の本発明鋼 2は HRC60〜62と非常に高い焼入性を示していることが観察された。 本発明鋼 3のさらなる耐食性についての確 では、 表 2の孔食電位を比較す ると N i、 Cu、 S b添加の本発明鋼 3が本発明鋼 1、 2に比べて正の方向す なわち貴であることを示している。 すなわち、 N i、 Cu、 S b添加の本発明 鋼は耐食性が本発明鋼 1、 2より更に優れていることを示す。 産業上の利用可能性
以上説明したように、 本発明の構成によるばね用鋼は、 焼入性に優れ、 腐食 環境下で孔食発生を抑制し、 高い引張強さと靱性を持ち、 ばねの軽量化に寄与 することが出来る。

Claims

請求の範囲
1. 質量％で、 C： 0. 40〜 0. 7 0%、 S i ： 0. 0 5〜 0. 5 0 %、 M n： 0. 6 0— 1. 0 0%、 C r ： 1. 0 0— 2. 00%、 N b : 0. 0 1 0 〜0. 0 5 0ο/0、 Α 1 : 0. 0 0 5〜0. 0 5 0%、 Ν : 0. 004 5〜0. 0 1 0 0%、 T i : 0. 0 0 5〜0. 0 5 00/o、 B： 0. 0 0 0 5〜0. 0 0 6 0 %含有し、 更に P： 0. 0 1 5 %以下、 S： 0. 0 1 0%以下に制限し、 残部は F eおよび不可避的不純物からなり、 焼入れ後 4 0 0 °C焼戻しにおける 引張強さが 1 7 0 OMP a以上 （4 9 HRC以上）、 】 1 3 3号21111111；ノッチ シャルピー衝擊値が 40 jZcm2以上を有し、係数 F c e = C%+ 0. 1 5M n%+ 0. 4 1 N i %+ 0. 8 3 C r %+ 0. 2 2Mo %+ 0. 6 3 C u% + 0. 4 0 V%+ 1. 3 6 S b %+ 1 2 1 B%が 1. 70以上とすることを特徴 とする焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼。
2. 請求項 1に更に質量％で、 Mo : 0. 0 5〜0. 6 0%、 V : 0. 0 5〜 0. 4 0 %の 1種又は 2種添加してなる焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用 鋼。
3. 請求項 1又は請求項 2に更に質量％で、 N i : 0. 0 5〜0. 3 0%、 C u ： 0. 1 0〜0. 5 0%、 S b ： 0. 0 0 5〜0. 0 5 %の 1種又は 2種以 上添加してなる焼入れ性と耐孔食性を改善したばね用鋼。
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DE60318495T DE60318495T2 (de) 2002-11-21 2003-11-13 Federstahl mit verbesserten abschreckeigenschaften und verbesserter lochfrasskorrosionsbeständigkeit
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353767B (zh) * 2007-07-23 2012-07-04 株式会社神户制钢所 疲劳特性优异的弹簧用线材
WO2013132829A1 (ja) * 2012-03-05 2013-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね鋼
CN111349852A (zh) * 2018-12-24 2020-06-30 新疆八一钢铁股份有限公司 用于生产55CrMnBA大截面弹扁连铸坯的方法

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4310359B2 (ja) * 2006-10-31 2009-08-05 株式会社神戸製鋼所 疲労特性と伸線性に優れた硬引きばね用鋼線
CN101230441B (zh) * 2008-02-21 2010-06-09 文宇 耐低温冲击的风电变桨、偏航轴承套圈用42CrMoVNb钢
US8474805B2 (en) 2008-04-18 2013-07-02 Dreamwell, Ltd. Microalloyed spring
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20110127753A1 (en) * 2009-11-04 2011-06-02 Jack Griffin Leaf spring assembly and tandem suspension system
CN102086496B (zh) * 2009-12-02 2014-05-14 中国科学院金属研究所 一种Fe-Ni基沉淀强化型奥氏体合金及其制备方法
JP5520591B2 (ja) * 2009-12-18 2014-06-11 愛知製鋼株式会社 高疲労強度板ばね用鋼及び板ばね部品
JP5425744B2 (ja) 2010-10-29 2014-02-26 株式会社神戸製鋼所 伸線加工性に優れた高炭素鋼線材
CN102021491A (zh) * 2010-11-24 2011-04-20 东阳市中洲钢带有限公司 一种高弹性、超薄鞋底片用钢带及其生产工艺
KR101353649B1 (ko) 2011-12-23 2014-01-20 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법
JP5816391B2 (ja) 2013-09-11 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね用鋼およびばねの製造方法
CN103498103B (zh) * 2013-09-24 2016-06-15 北京科技大学 一种高淬透性大直径65MnCr磨球及其制备方法
RU2541255C1 (ru) * 2013-11-26 2015-02-10 Закрытое акционерное общество "Омутнинский металлургический завод" Конструкционная легированная сталь с повышенной прочностью и способ термоупрочнения горячекатаного проката
US10760142B2 (en) 2015-01-16 2020-09-01 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
RU2620232C1 (ru) * 2016-02-25 2017-05-23 Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Сталь
JP6356309B1 (ja) * 2016-10-19 2018-07-11 三菱製鋼株式会社 高強度ばね、およびその製造方法、ならびに高強度ばね用鋼、およびその製造方法
CN106521316B (zh) * 2016-11-15 2018-08-07 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种紧固件用高淬透性中碳低合金圆钢及其制造方法
CN108165879A (zh) * 2017-12-28 2018-06-15 东风商用车有限公司 一种汽车用钢板弹簧材料及其热处理工艺
CN110760748B (zh) * 2018-07-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 一种疲劳寿命优良的弹簧钢及其制造方法
CN111118398A (zh) * 2020-01-19 2020-05-08 石家庄钢铁有限责任公司 一种高淬透性高强度低温韧性弹簧钢及其生产方法
CN115558870B (zh) * 2022-11-04 2023-06-23 马鞍山钢铁股份有限公司 一种经济性高寿命大功率风电偏航轴承圈用钢、轴承圈及生产工艺

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02149645A (ja) * 1988-11-29 1990-06-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性高炭素薄鋼板
JPH11152519A (ja) * 1997-11-19 1999-06-08 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 塩化物による腐食に耐える懸架用ばねの製造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2867626B2 (ja) 1990-06-14 1999-03-08 株式会社東郷製作所 板ばねホースバンドおよびその製造方法
JP3226737B2 (ja) 1994-12-21 2001-11-05 三菱製鋼株式会社 低脱炭性ばね用鋼
JP2957951B2 (ja) * 1996-07-11 1999-10-06 三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社 耐食性高強度ばね用鋼
JP3577411B2 (ja) * 1997-05-12 2004-10-13 新日本製鐵株式会社 高靭性ばね鋼
JP3246733B2 (ja) * 1999-10-29 2002-01-15 三菱製鋼室蘭特殊鋼株式会社 高強度ばね用鋼
JP3817105B2 (ja) 2000-02-23 2006-08-30 新日本製鐵株式会社 疲労特性の優れた高強度鋼およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02149645A (ja) * 1988-11-29 1990-06-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 高靭性高炭素薄鋼板
JPH11152519A (ja) * 1997-11-19 1999-06-08 Mitsubishi Seiko Muroran Tokushuko Kk 塩化物による腐食に耐える懸架用ばねの製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353767B (zh) * 2007-07-23 2012-07-04 株式会社神户制钢所 疲劳特性优异的弹簧用线材
WO2013132829A1 (ja) * 2012-03-05 2013-09-12 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね鋼
CN111349852A (zh) * 2018-12-24 2020-06-30 新疆八一钢铁股份有限公司 用于生产55CrMnBA大截面弹扁连铸坯的方法

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