JPH10183302A - 耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼 - Google Patents
耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼Info
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- JPH10183302A JPH10183302A JP35531496A JP35531496A JPH10183302A JP H10183302 A JPH10183302 A JP H10183302A JP 35531496 A JP35531496 A JP 35531496A JP 35531496 A JP35531496 A JP 35531496A JP H10183302 A JPH10183302 A JP H10183302A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】自動車の懸架ばねに用いた場合において、腐食
ピットを起点として使用中に割れを生じる遅れ破壊に対
する耐性に優れた懸架ばね用鋼を提供する。 【解決手段】懸架ばね用鋼の化学組成を、重量％でＣ：
０．３〜０．６％，Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ｍｎ：
０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．
１〜０．３％，Ｎｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：０．１
〜０．３％，Ｓ：≦０．００５％，Ｏ：≦０．００１５
％，Ｐ：≦０．０１５％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％，Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％，残部実質的
にＦｅから成る組成とする。
ピットを起点として使用中に割れを生じる遅れ破壊に対
する耐性に優れた懸架ばね用鋼を提供する。 【解決手段】懸架ばね用鋼の化学組成を、重量％でＣ：
０．３〜０．６％，Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ｍｎ：
０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．
１〜０．３％，Ｎｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：０．１
〜０．３％，Ｓ：≦０．００５％，Ｏ：≦０．００１５
％，Ｐ：≦０．０１５％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％，Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％，残部実質的
にＦｅから成る組成とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は自動車の懸架ばね
に用いて好適な懸架ばね用鋼に関し、詳しくは耐遅れ破
壊特性に優れた懸架ばね用鋼に関する。
に用いて好適な懸架ばね用鋼に関し、詳しくは耐遅れ破
壊特性に優れた懸架ばね用鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】近年、
自動車の軽量化に伴い懸架ばねが高強度化されて負荷応
力が大きくなる傾向にあり、これに伴って従来それほど
には問題となっていなかった、自動車用巻ばねにおける
耐遅れ破壊の問題が大きな問題となってきている。
自動車の軽量化に伴い懸架ばねが高強度化されて負荷応
力が大きくなる傾向にあり、これに伴って従来それほど
には問題となっていなかった、自動車用巻ばねにおける
耐遅れ破壊の問題が大きな問題となってきている。
【０００３】例えば北米等では路面に塩を撒いて凍結防
止するといったことが行われるが、自動車走行中に石が
飛び跳ねて懸架ばねに当たると、衝突部分において、予
め防錆のために施してある塗装が部分的に剥げ落ちて地
肌が露出し、その露出部分が塩害で腐食ピットとなりや
すい。
止するといったことが行われるが、自動車走行中に石が
飛び跳ねて懸架ばねに当たると、衝突部分において、予
め防錆のために施してある塗装が部分的に剥げ落ちて地
肌が露出し、その露出部分が塩害で腐食ピットとなりや
すい。
【０００４】或いはまた自動車走行中に懸架ばねが繰り
返し撓んで、その際に巻線同士の接触、即ち線間接触を
起こして塗装の剥がれ，地肌の露出が生じ、同様にして
腐食ピットが生成する。
返し撓んで、その際に巻線同士の接触、即ち線間接触を
起こして塗装の剥がれ，地肌の露出が生じ、同様にして
腐食ピットが生成する。
【０００５】而してこのように腐食ピットが生成すると
そこに大きな応力集中が生じ、長期使用の間にその応力
集中箇所において懸架ばねが突然破壊する現象を生ず
る。これが遅れ破壊の問題であり、そしてこの遅れ破壊
は懸架ばねが高強度化するほどより発生しやすくなるの
である。
そこに大きな応力集中が生じ、長期使用の間にその応力
集中箇所において懸架ばねが突然破壊する現象を生ず
る。これが遅れ破壊の問題であり、そしてこの遅れ破壊
は懸架ばねが高強度化するほどより発生しやすくなるの
である。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本願の発明はこのような
課題を解決するためになされたものである。而して本願
の発明は、懸架ばね用鋼の化学組成を、重量％でＣ：
０．３〜０．６％，Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ｍｎ：
０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．
１〜０．３％，Ｎｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：０．１
〜０．３％，Ｓ：≦０．００５％，Ｏ：≦０．００１５
％，Ｐ：≦０．０１５％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％，Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％，残部実質的
にＦｅから成る組成としたことを特徴とする。
課題を解決するためになされたものである。而して本願
の発明は、懸架ばね用鋼の化学組成を、重量％でＣ：
０．３〜０．６％，Ｓｉ：１．０〜２．０％，Ｍｎ：
０．１〜０．５％，Ｃｒ：０．４〜１．０％，Ｖ：０．
１〜０．３％，Ｎｉ：０．５〜１．２％，Ｃｕ：０．１
〜０．３％，Ｓ：≦０．００５％，Ｏ：≦０．００１５
％，Ｐ：≦０．０１５％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３５％，Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％，残部実質的
にＦｅから成る組成としたことを特徴とする。
【０００７】
【作用及び発明の効果】上記懸架ばねにおいて起こる遅
れ破壊は、結晶粒界に有害な水素が入り込み、これによ
って粒界が脆弱化することが主要な原因の１つと考えら
れている。
れ破壊は、結晶粒界に有害な水素が入り込み、これによ
って粒界が脆弱化することが主要な原因の１つと考えら
れている。
【０００８】本発明はこの点に着眼して鋼中にＢを上記
所定量添加したもので、かかるＢの添加により、強度的
に弱い結晶粒界にＢが優先的に侵入して粒界をＢが占有
し、有害な水素の粒界への侵入を防止する。これにより
結晶粒界が強化されて、上記遅れ破壊の現象を効果的に
抑制する。
所定量添加したもので、かかるＢの添加により、強度的
に弱い結晶粒界にＢが優先的に侵入して粒界をＢが占有
し、有害な水素の粒界への侵入を防止する。これにより
結晶粒界が強化されて、上記遅れ破壊の現象を効果的に
抑制する。
【０００９】本発明は、Ｂと併せてＮｂを上記所定量添
加したことを骨子としており、このＮｂの結晶粒微細化
作用によって鋼の靱性を向上させるとともに欠陥感受性
を低下せしめ、遅れ破壊を抑制するようにしている。
尚、本発明ではＢを０．０００５〜０．００３５％添加
するものとしているが、より望ましい範囲は０．００１
０〜０．００２５％であり、特に望ましい範囲は０．０
０１０〜０．００２０％である。またＮｂについては
０．０１０〜０．０５０％としているが、より望ましい
範囲は０．０２０〜０．０３０％の範囲である。
加したことを骨子としており、このＮｂの結晶粒微細化
作用によって鋼の靱性を向上させるとともに欠陥感受性
を低下せしめ、遅れ破壊を抑制するようにしている。
尚、本発明ではＢを０．０００５〜０．００３５％添加
するものとしているが、より望ましい範囲は０．００１
０〜０．００２５％であり、特に望ましい範囲は０．０
０１０〜０．００２０％である。またＮｂについては
０．０１０〜０．０５０％としているが、より望ましい
範囲は０．０２０〜０．０３０％の範囲である。
【００１０】本発明では、また、シャルピー衝撃試験に
おける低温焼戻し脆性域での粒界破面率を１０％以下と
したときに良好な耐遅れ破壊特性が得られることを知得
した。従って本発明ではこの粒界破面率を１０％以下と
することが望ましい。
おける低温焼戻し脆性域での粒界破面率を１０％以下と
したときに良好な耐遅れ破壊特性が得られることを知得
した。従って本発明ではこの粒界破面率を１０％以下と
することが望ましい。
【００１１】懸架ばね用鋼は、低温焼戻しに際して焼戻
し温度を変化させると、図１に示しているように温度上
昇に伴ってシャルピー衝撃値が高まって行くが、ある温
度範囲内で衝撃特性が悪化する。
し温度を変化させると、図１に示しているように温度上
昇に伴ってシャルピー衝撃値が高まって行くが、ある温
度範囲内で衝撃特性が悪化する。
【００１２】上記の低温焼戻し脆性域とは、このシャル
ピー衝撃値特性曲線Ａにおける図１中Ｐの位置、即ちシ
ャルピー衝撃特性が悪化する方向に転化してその極小と
なる域Ｐを意味する。また粒界破面率とは、破断面にお
ける粒界破面の占める比率を意味する。
ピー衝撃値特性曲線Ａにおける図１中Ｐの位置、即ちシ
ャルピー衝撃特性が悪化する方向に転化してその極小と
なる域Ｐを意味する。また粒界破面率とは、破断面にお
ける粒界破面の占める比率を意味する。
【００１３】本発明では、また、オーステナイト結晶粒
度が８番以上（結晶粒径で２２μｍ以下）とすることが
望ましく、結晶粒度をこの範囲に規制したときに良好な
耐遅れ破壊特性が得られる。
度が８番以上（結晶粒径で２２μｍ以下）とすることが
望ましく、結晶粒度をこの範囲に規制したときに良好な
耐遅れ破壊特性が得られる。
【００１４】次に本発明における各化学成分の限定理由
を以下に詳述する。 Ｃ：０．３〜０．６％ Ｃは焼入れ・焼戻し後に必要な強度を得るため０．３％
以上含有させる必要がある。しかし０．６％を超えて多
く含有させると焼入れ・焼戻し後の鋼の靱性が低下し、
疲労強度，耐遅れ破壊特性が劣化するため本発明では上
限値を０．６％とする。
を以下に詳述する。 Ｃ：０．３〜０．６％ Ｃは焼入れ・焼戻し後に必要な強度を得るため０．３％
以上含有させる必要がある。しかし０．６％を超えて多
く含有させると焼入れ・焼戻し後の鋼の靱性が低下し、
疲労強度，耐遅れ破壊特性が劣化するため本発明では上
限値を０．６％とする。
【００１５】Ｓｉ：１．０〜２．０％ Ｓｉは１．０％以上添加することによって固溶強化によ
り鋼の耐へたり性を高めることができる。しかしながら
２．０％を超えて多く含有させると鋼の熱間加工時に生
じる脱炭層が厚くなり、鋼の表面品質を損なうので上限
値を２．０％とする。
り鋼の耐へたり性を高めることができる。しかしながら
２．０％を超えて多く含有させると鋼の熱間加工時に生
じる脱炭層が厚くなり、鋼の表面品質を損なうので上限
値を２．０％とする。
【００１６】Ｍｎ：０．１〜０．５％ Ｍｎは脱酸剤として必要な元素であり、また強度を確保
する上で少なくとも０．１％含有させる。ＭｎはＭｎＳ
の形でＳを固定する働きがあるが、ＭｎＳは圧延により
延伸され、腐食環境下ではそこが腐食ピットとなって亀
裂発生の起点となり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。そ
こで本発明ではＭｎＳの生成量を少なくするようにＭｎ
量の上限値を０．５％とする。
する上で少なくとも０．１％含有させる。ＭｎはＭｎＳ
の形でＳを固定する働きがあるが、ＭｎＳは圧延により
延伸され、腐食環境下ではそこが腐食ピットとなって亀
裂発生の起点となり、耐遅れ破壊特性を劣化させる。そ
こで本発明ではＭｎＳの生成量を少なくするようにＭｎ
量の上限値を０．５％とする。
【００１７】Ｃｒ：０．４〜１．０％ Ｃｒは鋼の焼入れ性を確保するため０．４％以上含有さ
せる必要がある。但し１．０％を超えて過大に含有させ
ると組織の均一性が損なわれて耐へたり性が劣化する。
そこで本発明ではＣｒの上限値を１．０％とする。
せる必要がある。但し１．０％を超えて過大に含有させ
ると組織の均一性が損なわれて耐へたり性が劣化する。
そこで本発明ではＣｒの上限値を１．０％とする。
【００１８】Ｖ：０．１〜０．３％ Ｖは０．１％以上含有させることで微細な炭化物を形成
して組織を緻密化し、耐へたり性を向上させることがで
きる。但しその含有量が０．３％を超えて多くなると炭
化物の析出量が増して靱性が低下し、耐へたり性にも悪
影響を及ぼすのでＶ含有率の上限値を０．３％とする。
して組織を緻密化し、耐へたり性を向上させることがで
きる。但しその含有量が０．３％を超えて多くなると炭
化物の析出量が増して靱性が低下し、耐へたり性にも悪
影響を及ぼすのでＶ含有率の上限値を０．３％とする。
【００１９】Ｎｉ：０．５〜１．２％ Ｎｉは鋼の焼入れ性と靱性とを高める上で０．５％以上
必要である。但し１．２％を超えて含有させてもその効
果は飽和し、コストが徒らに高くなるのでその含有量の
上限を１．２％とする。
必要である。但し１．２％を超えて含有させてもその効
果は飽和し、コストが徒らに高くなるのでその含有量の
上限を１．２％とする。
【００２０】Ｃｕ：０．１〜０．３％ Ｃｕは鋼の耐候性を高める上で有効である。その効果を
得るためには少なくとも０．１％以上添加する必要があ
る。但し含有率が０．３％を超えて過大になると鋼の熱
間加工性が損なわれるのでその上限値を０．３％とす
る。
得るためには少なくとも０．１％以上添加する必要があ
る。但し含有率が０．３％を超えて過大になると鋼の熱
間加工性が損なわれるのでその上限値を０．３％とす
る。
【００２１】Ｓ：≦０．００５％ Ｏ：≦０．００１５％ Ｓは鋼中のＭｎと結合してＭｎＳを形成する。そのＭｎ
Ｓは熱間圧延によって延伸され、鋼が腐食環境にさらさ
れたとき容易に溶解消去してそこに腐食ピットを生成さ
せる。そしてこの腐食ピットが亀裂発生起点となり、耐
遅れ破壊特性の劣化を招くことが本発明者らの研究によ
り明らかとなった。そこで本発明ではＭｎＳの生成量を
少なくすべくＳ含有量を０．００５％以下に規制する。
Ｓは熱間圧延によって延伸され、鋼が腐食環境にさらさ
れたとき容易に溶解消去してそこに腐食ピットを生成さ
せる。そしてこの腐食ピットが亀裂発生起点となり、耐
遅れ破壊特性の劣化を招くことが本発明者らの研究によ
り明らかとなった。そこで本発明ではＭｎＳの生成量を
少なくすべくＳ含有量を０．００５％以下に規制する。
【００２２】Ｏは鋼中において酸化物系非金属介在物を
形成し、疲労亀裂，遅れ破壊亀裂の起点となる。そこで
本発明ではその含有率を０．００１５％以下に規制す
る。
形成し、疲労亀裂，遅れ破壊亀裂の起点となる。そこで
本発明ではその含有率を０．００１５％以下に規制す
る。
【００２３】Ｐ：≦０．０１５％ Ｐは鋼の結晶粒界に偏析して結晶粒界を脆弱化させる。
そこで本発明では遅れ破壊特性を向上させるためＰの含
有量を０．０１５％以下に規制する。
そこで本発明では遅れ破壊特性を向上させるためＰの含
有量を０．０１５％以下に規制する。
【００２４】Ｂ：０．０００５〜０．００３５％ Ｂは鋼の結晶粒界に優先的に侵入して有害なＰやＳ、特
に水素の粒界への侵入を阻止し、鋼の結晶粒界を強化す
る。これによって懸架ばね用鋼の耐遅れ破壊特性が効果
的に向上する。但しそのような効果を得るために０．０
００５％以上鋼に含有させておく必要がある。但し０．
００３５％を超えて多く含有させると鋼の強靱性を損な
うので上限を０．００３５％とする。望ましい範囲は
０．００１０〜０．００２５％であり、更に望ましい範
囲は０．００１０〜０．００２０％の範囲である。
に水素の粒界への侵入を阻止し、鋼の結晶粒界を強化す
る。これによって懸架ばね用鋼の耐遅れ破壊特性が効果
的に向上する。但しそのような効果を得るために０．０
００５％以上鋼に含有させておく必要がある。但し０．
００３５％を超えて多く含有させると鋼の強靱性を損な
うので上限を０．００３５％とする。望ましい範囲は
０．００１０〜０．００２５％であり、更に望ましい範
囲は０．００１０〜０．００２０％の範囲である。
【００２５】Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％ Ｎｂは結晶粒を微細化する働きがあり、その作用によっ
て鋼を強靱化し、また耐遅れ破壊特性を向上させる。但
しその効果を得るために０．０１０％以上含有させる必
要がある。但し０．０５０％を超えて多く含有させる
と、効果は飽和するとともに熱間加工性や冷間加工性を
低下させる。また徒らに材料の製造コストを増加させる
ため、本発明ではその上限値を０．０５０％とする。こ
のＮｂのより望ましい範囲は０．０２０〜０．０３０％
である。
て鋼を強靱化し、また耐遅れ破壊特性を向上させる。但
しその効果を得るために０．０１０％以上含有させる必
要がある。但し０．０５０％を超えて多く含有させる
と、効果は飽和するとともに熱間加工性や冷間加工性を
低下させる。また徒らに材料の製造コストを増加させる
ため、本発明ではその上限値を０．０５０％とする。こ
のＮｂのより望ましい範囲は０．０２０〜０．０３０％
である。
【００２６】
【実施例】次に本発明の実施例を以下に詳述する。表１
に示す各種化学組成の鋼を溶製し、シャルピー衝撃試験
片を作製してシャルピー衝撃試験を実施し、その破面を
観察して粒界破面率を求めた。また遅れ破壊特性測定用
の試験片を作製して遅れ破壊特性の測定を行った。結果
が同表に併せて示してある。
に示す各種化学組成の鋼を溶製し、シャルピー衝撃試験
片を作製してシャルピー衝撃試験を実施し、その破面を
観察して粒界破面率を求めた。また遅れ破壊特性測定用
の試験片を作製して遅れ破壊特性の測定を行った。結果
が同表に併せて示してある。
【００２７】
【表１】
【００２８】尚、各測定は以下の方法で行った。 〈粒界破面率測定〉 試験片：ＪＩＳ３号シャルピー衝撃試験片（２ｍｍＵノ
ッチ）使用 熱処理：焼入れ ９００℃×３０分，ＯＱ 焼戻し 室温，２００℃，２５０℃，３００℃，３５０
℃，４００℃，４５０℃，５００℃，５５０℃，６００
℃の各温度 具体的測定方法：上記各焼戻し温度で焼き戻ししたそれ
ぞれについてシャルピー衝撃試験を行い、これに基づい
て低温焼戻し脆性温度（脆性域）を求めた。そしてその
脆性温度で焼き戻しした試験片の破面（シャルピー衝撃
試験後の破面）をＳＥＭにて観察し、粒界破面率を求め
た。
ッチ）使用 熱処理：焼入れ ９００℃×３０分，ＯＱ 焼戻し 室温，２００℃，２５０℃，３００℃，３５０
℃，４００℃，４５０℃，５００℃，５５０℃，６００
℃の各温度 具体的測定方法：上記各焼戻し温度で焼き戻ししたそれ
ぞれについてシャルピー衝撃試験を行い、これに基づい
て低温焼戻し脆性温度（脆性域）を求めた。そしてその
脆性温度で焼き戻しした試験片の破面（シャルピー衝撃
試験後の破面）をＳＥＭにて観察し、粒界破面率を求め
た。
【００２９】〈遅れ破壊特性測定〉硬さＨＲＣ５０，５
３，５６の３水準に調整した、図２に示す試験片、即ち
軸方向中間部位に切欠き１を有する棒状の試験片２を用
意し、遅れ破壊試験を行った。ここで遅れ破壊試験は、
試験片２の一端側をホルダー３で片持ち状に保持する一
方、他端側にモーメントアーム４を介してウエイト５を
吊り下げて曲げ荷重を作用させ、その状態で切欠き１に
０．１規定ＨＣｌを滴下し続け、破断までの時間を測定
した。
３，５６の３水準に調整した、図２に示す試験片、即ち
軸方向中間部位に切欠き１を有する棒状の試験片２を用
意し、遅れ破壊試験を行った。ここで遅れ破壊試験は、
試験片２の一端側をホルダー３で片持ち状に保持する一
方、他端側にモーメントアーム４を介してウエイト５を
吊り下げて曲げ荷重を作用させ、その状態で切欠き１に
０．１規定ＨＣｌを滴下し続け、破断までの時間を測定
した。
【００３０】そして耐遅れ破壊性は、曲げ応力と破断時
間を整理した遅れ破壊曲線を作成するとともに、その３
０時間経過後の曲げ強度と経過時間ゼロ、即ち静曲げ強
度との比率を縦軸にとり、また横軸に硬さをとって、図
３に示す遅れ破壊特性曲線をプロットし、その特性曲線
から実用硬さＨＲＣ５３〜５４の遅れ破壊強度比（３０
時間後曲げ強度／静曲げ強度）を求めた。
間を整理した遅れ破壊曲線を作成するとともに、その３
０時間経過後の曲げ強度と経過時間ゼロ、即ち静曲げ強
度との比率を縦軸にとり、また横軸に硬さをとって、図
３に示す遅れ破壊特性曲線をプロットし、その特性曲線
から実用硬さＨＲＣ５３〜５４の遅れ破壊強度比（３０
時間後曲げ強度／静曲げ強度）を求めた。
【００３１】表１の結果から明らかなように、比較例の
ものは粒界破面率が１０％より大きく、またオーステナ
イト粒度番号も小さく、これに伴って遅れ破壊強度比が
望ましい値の０．３０未満となっているのに対して、本
発明例のものは何れも粒界破面率が１０％以下、オース
テナイト結晶粒度番号が８以上、遅れ破壊強度比が何れ
も０．３０以上であり、耐遅れ破壊特性に優れているこ
とが分かる。
ものは粒界破面率が１０％より大きく、またオーステナ
イト粒度番号も小さく、これに伴って遅れ破壊強度比が
望ましい値の０．３０未満となっているのに対して、本
発明例のものは何れも粒界破面率が１０％以下、オース
テナイト結晶粒度番号が８以上、遅れ破壊強度比が何れ
も０．３０以上であり、耐遅れ破壊特性に優れているこ
とが分かる。
【００３２】以上本発明の実施例を詳述したがこれはあ
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
くまで一例示であり、本発明はその主旨を逸脱しない範
囲において種々変更を加えた態様で実施可能である。
【図１】焼戻し脆性域を説明するための説明図である。
【図２】本発明の実施例において行った遅れ破壊特性測
定の試験方法の説明図である。
定の試験方法の説明図である。
【図３】本発明の実施例において行った遅れ破壊特性の
評価方法の説明図である。
評価方法の説明図である。
１ 切欠き ２ 試験片 ３ ホルダー ４ モーメントアーム ５ ウエイト Ｐ 焼戻し脆性域
Claims (1)
- 【請求項１】重量％で Ｃ ：０．３〜０．６％ Ｓｉ：１．０〜２．０％ Ｍｎ：０．１〜０．５％ Ｃｒ：０．４〜１．０％ Ｖ ：０．１〜０．３％ Ｎｉ：０．５〜１．２％ Ｃｕ：０．１〜０．３％ Ｓ ：≦０．００５％ Ｏ ：≦０．００１５％ Ｐ ：≦０．０１５％ Ｂ ：０．０００５〜０．００３５％ Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％ 残部実質的にＦｅから成る耐遅れ破壊特性に優れた懸架
ばね用鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35531496A JP3783306B2 (ja) | 1996-12-20 | 1996-12-20 | 耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35531496A JP3783306B2 (ja) | 1996-12-20 | 1996-12-20 | 耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH10183302A true JPH10183302A (ja) | 1998-07-14 |
| JP3783306B2 JP3783306B2 (ja) | 2006-06-07 |
Family
ID=18443206
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35531496A Expired - Lifetime JP3783306B2 (ja) | 1996-12-20 | 1996-12-20 | 耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3783306B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1686195A1 (en) | 2005-01-28 | 2006-08-02 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength spring steel having excellent hydrogen embrittlement resistance |
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1996
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