JPH11100644A - 高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法 - Google Patents
高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法Info
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- JPH11100644A JPH11100644A JP27794797A JP27794797A JPH11100644A JP H11100644 A JPH11100644 A JP H11100644A JP 27794797 A JP27794797 A JP 27794797A JP 27794797 A JP27794797 A JP 27794797A JP H11100644 A JPH11100644 A JP H11100644A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 準安定オーステナイト状態での塑性加工が容
易であり、その後の冷却によってマルテンサイト変態を
することによって高強度・高靱性ばね鋼およびこのばね
鋼を使用した高強度・高靱性のばねの製造方法を提供す
ること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：
≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更にＭｎ：≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦
１．０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％および
Ｖ：≦０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｍｎ等量＝Mn
％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝3.5 〜6.0 ％
の式を満たす高強度・高靱性ばね用鋼。
易であり、その後の冷却によってマルテンサイト変態を
することによって高強度・高靱性ばね鋼およびこのばね
鋼を使用した高強度・高靱性のばねの製造方法を提供す
ること。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：０．２５〜０．４０％、
Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：
≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、
更にＭｎ：≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦
１．０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％および
Ｖ：≦０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、Ｍｎ等量＝Mn
％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝3.5 〜6.0 ％
の式を満たす高強度・高靱性ばね用鋼。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、高強度・高靱性ば
ね用鋼およびこのばね用鋼を用いたばねの製造方法、詳
細には自動車などの輸送機器、建設機器、産業機械など
のサスペンション装置に用いるばねの製造に好適な高強
度・高靱性ばね用鋼およびこのばね用鋼を用いたばねの
製造方法に関する。
ね用鋼およびこのばね用鋼を用いたばねの製造方法、詳
細には自動車などの輸送機器、建設機器、産業機械など
のサスペンション装置に用いるばねの製造に好適な高強
度・高靱性ばね用鋼およびこのばね用鋼を用いたばねの
製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年排ガスや燃費低減などのための軽量
化が強く要望されており、その一貫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以上を示すような高強度・高靱性の
ばねが求められている。従来のばねの成形方法では高靱
性を確保するために４５０〜５５０℃の高温焼戻しをし
ていたので、高強度のものとすることができなかった。
最近、各種合金元素を添加して高強度のばねを製造する
ことが提案されているが、引張強度が１２００ＭＰａを
超えるような高強度材料は遅れ破壊に対する感受性が高
くなり、耐遅れ破壊性の優れた高強度・高靱性のばねを
製造するのが困難であった。
化が強く要望されており、その一貫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以上を示すような高強度・高靱性の
ばねが求められている。従来のばねの成形方法では高靱
性を確保するために４５０〜５５０℃の高温焼戻しをし
ていたので、高強度のものとすることができなかった。
最近、各種合金元素を添加して高強度のばねを製造する
ことが提案されているが、引張強度が１２００ＭＰａを
超えるような高強度材料は遅れ破壊に対する感受性が高
くなり、耐遅れ破壊性の優れた高強度・高靱性のばねを
製造するのが困難であった。
【０００３】また、強度と靱性を高くする成形方法の１
つとしてオースフォーミングが提案されていた。この方
法は、準安定オーステナイト状態で加工した後で焼き入
れる方法であるが、加工中にフェライトが現れやすい問
題があり、また鍛造温度が低いため、変形抵抗が高く、
鍛造が難しいという問題もある。そこで、鍛造性を改善
するために改良オースフォーミングが提案され、重ね板
ばねで一部実用化されている。この方法は、加熱してオ
ーステナイト化した後、焼入れ途中で、再結晶温度以上
の温度領域で加工を加えた後、フェライト・ベイナイト
ノーズを避けて急冷するものであるが、再結晶がかなり
進行した状態で焼入れをするので、オースフォーミング
による強靱化の効果を発揮しきれないという問題点があ
る。
つとしてオースフォーミングが提案されていた。この方
法は、準安定オーステナイト状態で加工した後で焼き入
れる方法であるが、加工中にフェライトが現れやすい問
題があり、また鍛造温度が低いため、変形抵抗が高く、
鍛造が難しいという問題もある。そこで、鍛造性を改善
するために改良オースフォーミングが提案され、重ね板
ばねで一部実用化されている。この方法は、加熱してオ
ーステナイト化した後、焼入れ途中で、再結晶温度以上
の温度領域で加工を加えた後、フェライト・ベイナイト
ノーズを避けて急冷するものであるが、再結晶がかなり
進行した状態で焼入れをするので、オースフォーミング
による強靱化の効果を発揮しきれないという問題点があ
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、オースフォ
ーミングによる成形方法において、準安定オーステナイ
ト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷却によっ
てマルテンサイト変態をする高強度・高靱性ばね用鋼お
よびこのばね用鋼を用いた高強度・高靱性のばねの製造
方法を提供することを目的としている。
ーミングによる成形方法において、準安定オーステナイ
ト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷却によっ
てマルテンサイト変態をする高強度・高靱性ばね用鋼お
よびこのばね用鋼を用いた高強度・高靱性のばねの製造
方法を提供することを目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】上記目的を達成するた
め、本発明者は、高強度・高靱性ばね用鋼および高強度
・高靱性のばねの製造方法を得るため、準安定オーステ
ナイト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷却に
よってマルテンサイト変態をする鋼について研究をして
いたところ、Ｃ含有量を抑えることによって準安定オー
ステナイト状態での変形抵抗を低くすることができ、ま
た鋼の焼入性を高めることによって塑性加工後のマルテ
ンサイト変態を容易にすることができるとの知見を得て
本発明をなしたものである。
め、本発明者は、高強度・高靱性ばね用鋼および高強度
・高靱性のばねの製造方法を得るため、準安定オーステ
ナイト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷却に
よってマルテンサイト変態をする鋼について研究をして
いたところ、Ｃ含有量を抑えることによって準安定オー
ステナイト状態での変形抵抗を低くすることができ、ま
た鋼の焼入性を高めることによって塑性加工後のマルテ
ンサイト変態を容易にすることができるとの知見を得て
本発明をなしたものである。
【０００６】すなわち、本発明の高強度・高靱性ばね用
鋼においては、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更にＭｎ：
≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎ
ｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％およびＶ：≦０．５
％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなり、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋
Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝3.5 〜6.0 ％の式を満た
すものとしたことである。
鋼においては、Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更にＭｎ：
≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎ
ｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％およびＶ：≦０．５
％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなり、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋
Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝3.5 〜6.0 ％の式を満た
すものとしたことである。
【０００７】さらに、上記目的を達成するため、本発明
の高強度・高靱性ばね用鋼においては、Ｃ：０．２５〜
０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｐ：≦０．
０３％、Ｓ：≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％およびＢ：０．０００
５〜０．０１％を含有し、更にＭｎ：≦３．０％、Ｃ
ｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎｉ：≦２．０
％、Ｃｕ：≦０．５％およびＶ：≦０．５％のうちの１
種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不
純物からなり、Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni
／２％＋Ｖ％＋0.5 ％＝3.3 〜6.0 ％の式を満たすもの
としたことである。
の高強度・高靱性ばね用鋼においては、Ｃ：０．２５〜
０．４０％、Ｓｉ：０．０５〜０．４５％、Ｐ：≦０．
０３％、Ｓ：≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％、Ｔｉ：０．０２〜０．０５％およびＢ：０．０００
５〜０．０１％を含有し、更にＭｎ：≦３．０％、Ｃ
ｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎｉ：≦２．０
％、Ｃｕ：≦０．５％およびＶ：≦０．５％のうちの１
種または２種以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不
純物からなり、Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni
／２％＋Ｖ％＋0.5 ％＝3.3 〜6.0 ％の式を満たすもの
としたことである。
【０００８】また、上記目的を達成するため、本発明の
高強度・高靱性のばねの製造方法においては、上記成分
組成の高強度・高靱性ばね用鋼の素材を８００℃以上に
加熱してオーステナイト化した後、この温度から冷却途
中の準安定オーステナイト状態で塑性加工によるばね加
工などを行い、その後油冷または水冷で３００℃以下に
冷却してマルテンサイト化し、更に２５０〜４００℃の
温度域で焼戻し処理を行い、必要に応じてショットピー
ニングを施したことである。
高強度・高靱性のばねの製造方法においては、上記成分
組成の高強度・高靱性ばね用鋼の素材を８００℃以上に
加熱してオーステナイト化した後、この温度から冷却途
中の準安定オーステナイト状態で塑性加工によるばね加
工などを行い、その後油冷または水冷で３００℃以下に
冷却してマルテンサイト化し、更に２５０〜４００℃の
温度域で焼戻し処理を行い、必要に応じてショットピー
ニングを施したことである。
【０００９】
【作用】本発明の高強度・高靱性ばね鋼およびばねの製
造方法は、成分組成および熱処理条件を上記の条件に限
定しているが、その理由は次のようなものである。 Ｃ：０．２５〜０．４０％ Ｃは、強度およびマルテンサイト硬さを高めるために有
効な元素であるが、０．２５％未満では高強度・高靱性
ばね鋼に必要な強度および硬度を得ることができず、
０．４０％を超えると準安定オーステナイト状態での変
形抵抗を高くするので、その含有量の範囲を０．２５〜
０．４０％とする。
造方法は、成分組成および熱処理条件を上記の条件に限
定しているが、その理由は次のようなものである。 Ｃ：０．２５〜０．４０％ Ｃは、強度およびマルテンサイト硬さを高めるために有
効な元素であるが、０．２５％未満では高強度・高靱性
ばね鋼に必要な強度および硬度を得ることができず、
０．４０％を超えると準安定オーステナイト状態での変
形抵抗を高くするので、その含有量の範囲を０．２５〜
０．４０％とする。
【００１０】Ｓｉ：０．１０〜０．４０％ Ｓｉは、焼入性を高めるために有効な元素であるが、
０．１０％未満ではその効果がなく、また０．４０％を
超えると準安定オーステナイト状態での変形抵抗を高く
するので、その含有量の範囲を０．１０〜０．４０％と
する。 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ａｌは、Ｎと結合して安定な窒化物を形成して結晶粒の
粗大化を防止する元素であるが、０．００５％未満では
その効果がなく、また０．１％を超えると鍛造性を悪化
するので、その含有量の範囲を０．００５〜０．１％と
する。
０．１０％未満ではその効果がなく、また０．４０％を
超えると準安定オーステナイト状態での変形抵抗を高く
するので、その含有量の範囲を０．１０〜０．４０％と
する。 Ａｌ：０．００５〜０．１％ Ａｌは、Ｎと結合して安定な窒化物を形成して結晶粒の
粗大化を防止する元素であるが、０．００５％未満では
その効果がなく、また０．１％を超えると鍛造性を悪化
するので、その含有量の範囲を０．００５〜０．１％と
する。
【００１１】Ｍｎは、焼入性を高めるために有効な元素
であるが、３．０％を超えると準安定オーステナイト状
態での変形抵抗を高くし、また焼入性の上昇も飽和する
ので、その含有量を３．０％以下とする。 Ｃｒ：≦２．０％ Ｃｒは、焼入性を高めるためるとともに、焼もどしの際
の軟化抵抗を高める元素であり、また加工誘起析出など
によって鍛造などの塑性加工後の硬さを高める作用があ
るが、２．０％を超えると準安定オーステナイト状態で
の変形抵抗を高くするので、その含有量を２．０％以下
とする。
であるが、３．０％を超えると準安定オーステナイト状
態での変形抵抗を高くし、また焼入性の上昇も飽和する
ので、その含有量を３．０％以下とする。 Ｃｒ：≦２．０％ Ｃｒは、焼入性を高めるためるとともに、焼もどしの際
の軟化抵抗を高める元素であり、また加工誘起析出など
によって鍛造などの塑性加工後の硬さを高める作用があ
るが、２．０％を超えると準安定オーステナイト状態で
の変形抵抗を高くするので、その含有量を２．０％以下
とする。
【００１２】Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％ ＮｉおよびＣｕは、ＭｎおよびＣｒほどの効果は得られ
ないものの、変形抵抗を上げることなく焼入性を高める
ことができる元素であるが、多くなると圧延時の割れの
原因となるので、その含有量をＮｉは２．０％以下、Ｃ
ｕは０．５％以下の範囲で含有させることができる。 Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：≦０．５％、 ＭｏおよびＶは、焼入性を高めるためるとともに、焼も
どしの際の軟化抵抗を高める元素であり、またＣｒと複
合添加すると加工誘起析出などによって鍛造などの塑性
加工後の硬さをより高める作用があるが、Ｍｏは１．０
％を超えると準安定オーステナイト状態での変形抵抗を
高くし、またＶはオーステナイト状態での固溶できる量
の上限が０．５％であるので、その含有量をＭｏは１．
０％以下、Ｖは０．５％以下とする。
ないものの、変形抵抗を上げることなく焼入性を高める
ことができる元素であるが、多くなると圧延時の割れの
原因となるので、その含有量をＮｉは２．０％以下、Ｃ
ｕは０．５％以下の範囲で含有させることができる。 Ｍｏ：≦１．０％、Ｖ：≦０．５％、 ＭｏおよびＶは、焼入性を高めるためるとともに、焼も
どしの際の軟化抵抗を高める元素であり、またＣｒと複
合添加すると加工誘起析出などによって鍛造などの塑性
加工後の硬さをより高める作用があるが、Ｍｏは１．０
％を超えると準安定オーステナイト状態での変形抵抗を
高くし、またＶはオーステナイト状態での固溶できる量
の上限が０．５％であるので、その含有量をＭｏは１．
０％以下、Ｖは０．５％以下とする。
【００１３】Ｂ：０．０００５〜０．０１％ Ｂは、焼入性を高めるための元素であるが、０．０００
５未満ではその効果がなく、また０．０１％を超えると
かえって焼入性を低下するので、その含有量の範囲を
０．０００５〜０．０１％とする。 Ｔｉ：０．０２〜０．０５％ Ｔｉは、Ａｌと同様にＮと結合して安定な窒化物を形成
して結晶粒の粗大化を防止するとともに、Ｂを添加した
場合にＢＮの生成を防ぐために含有させる元素である
が、０．０２未満ではその効果がなく、０．０５％を超
えると鍛造性を低下するので、その含有量の範囲を０．
０２〜０．０５％とし、Ｎの２．５倍以上を含有させる
のが好ましい。
５未満ではその効果がなく、また０．０１％を超えると
かえって焼入性を低下するので、その含有量の範囲を
０．０００５〜０．０１％とする。 Ｔｉ：０．０２〜０．０５％ Ｔｉは、Ａｌと同様にＮと結合して安定な窒化物を形成
して結晶粒の粗大化を防止するとともに、Ｂを添加した
場合にＢＮの生成を防ぐために含有させる元素である
が、０．０２未満ではその効果がなく、０．０５％を超
えると鍛造性を低下するので、その含有量の範囲を０．
０２〜０．０５％とし、Ｎの２．５倍以上を含有させる
のが好ましい。
【００１４】Ｎ：≦０．０３％ Ｎは、不純物であり、含有量が多くなるとＢと結合して
ＢＮを生成して有効Ｂ量を減少するので、その含有量を
０．０３％以下とする。 Ｐ：≦０．０３％ Ｐは、不純物であり、多く含有すると熱間加工性を低下
するので、その含有量を０．０３％以下とした。 Ｓ：≦０．０３％ Ｓは、不純物であり、多く含有すると鍛造性および機械
的性質を低下するので、その含有量を０．０３％以下と
した。
ＢＮを生成して有効Ｂ量を減少するので、その含有量を
０．０３％以下とする。 Ｐ：≦０．０３％ Ｐは、不純物であり、多く含有すると熱間加工性を低下
するので、その含有量を０．０３％以下とした。 Ｓ：≦０．０３％ Ｓは、不純物であり、多く含有すると鍛造性および機械
的性質を低下するので、その含有量を０．０３％以下と
した。
【００１５】Ｍｎ等量（Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／
２％＋Ｖ％、またはＢを含有する場合にはMn％＋Cr％＋
Mo％＋Cu％＋Ni/2％＋Ｖ＋0.5 ％）：３．５〜６．０％ Ｍｎ等量は、焼入性を高める元素の総量を示すもので、
３．５％より少ないと安定した強度が得られず、また
６．０％を超えると鍛造性が低下し、また圧延時の置き
割れの原因となるので、その含有量の範囲３．５〜６．
０％とする。 焼もどし処理温度：２５０〜４００℃ 焼もどし処理は、靱性を高くするためのもので、２５０
℃より低いとその効果がなく、４００℃を超えると軟化
して強度および硬度が低下するので、その温度範囲を２
５０〜４００℃とする。
２％＋Ｖ％、またはＢを含有する場合にはMn％＋Cr％＋
Mo％＋Cu％＋Ni/2％＋Ｖ＋0.5 ％）：３．５〜６．０％ Ｍｎ等量は、焼入性を高める元素の総量を示すもので、
３．５％より少ないと安定した強度が得られず、また
６．０％を超えると鍛造性が低下し、また圧延時の置き
割れの原因となるので、その含有量の範囲３．５〜６．
０％とする。 焼もどし処理温度：２５０〜４００℃ 焼もどし処理は、靱性を高くするためのもので、２５０
℃より低いとその効果がなく、４００℃を超えると軟化
して強度および硬度が低下するので、その温度範囲を２
５０〜４００℃とする。
【００１６】本発明の高強度・高靱性ばね鋼は、Ｃ含有
量を低くしたことにより、鍛造などの塑性加工の際の変
形抵抗が小さく、準安定オーステナイト状態において、
すなわち低い加工温度の下でも良好な良好な塑性加工を
行うことができる。そしてそのオースフォーミングによ
って強度と靱性を高くすることができる。このオースフ
ォーミングによって強度と靱性を高くすることができる
理由は、焼入れ途中の準安定オーステナイト状態で加工
を行うと、加工硬化オーステナイトがマルテンサイト変
態によって均一で、しかも高い転移密度が受け継がれ、
しかもマルテンサイトラスは微細かつ分断された状態と
なる。この状態での引張強度は、０．２５％≦Ｃ≦０．
４０％の範囲で加工を加えず焼き入れしただけの状態よ
り約１００〜２００ＭＰａ高い１３００〜１６００ＭＰ
ａに達する。しかも高強度化のメカニズムは主として加
工時に誘起される歪みや組織の微細化に起因するもので
あるため、強度・靱性を効果的に高めるといった利点が
得られる。また、本発明の高強度・高靱性ばね鋼は、Ｍ
ｎ等量を３．５％以上にして焼入性を高くしたので、準
安定オーステナイト状態での加工中にフェライト、ベイ
ナイト変態のような拡散変態を生じることがなく、十分
な焼入れ後の強度が得られる。
量を低くしたことにより、鍛造などの塑性加工の際の変
形抵抗が小さく、準安定オーステナイト状態において、
すなわち低い加工温度の下でも良好な良好な塑性加工を
行うことができる。そしてそのオースフォーミングによ
って強度と靱性を高くすることができる。このオースフ
ォーミングによって強度と靱性を高くすることができる
理由は、焼入れ途中の準安定オーステナイト状態で加工
を行うと、加工硬化オーステナイトがマルテンサイト変
態によって均一で、しかも高い転移密度が受け継がれ、
しかもマルテンサイトラスは微細かつ分断された状態と
なる。この状態での引張強度は、０．２５％≦Ｃ≦０．
４０％の範囲で加工を加えず焼き入れしただけの状態よ
り約１００〜２００ＭＰａ高い１３００〜１６００ＭＰ
ａに達する。しかも高強度化のメカニズムは主として加
工時に誘起される歪みや組織の微細化に起因するもので
あるため、強度・靱性を効果的に高めるといった利点が
得られる。また、本発明の高強度・高靱性ばね鋼は、Ｍ
ｎ等量を３．５％以上にして焼入性を高くしたので、準
安定オーステナイト状態での加工中にフェライト、ベイ
ナイト変態のような拡散変態を生じることがなく、十分
な焼入れ後の強度が得られる。
【００１７】
【発明の実施の形態】次に、本発明の実施の形態につい
て説明する。本発明の高強度・高靱性ばねの製造方法に
用いる素材は、通常の方法で溶解した後鋳造して鋼塊を
製造し、その後熱間圧延あるいは熱間鍛造による熱間加
工によって製造する普通の方法で製造することができ
る。また、本発明の塑性加工は、上記方法で製造した素
材を準安定オーステナイト状態で圧延した後ばねに成形
することである。この塑性加工の加工率は、３０〜７０
％にするのが好ましい。またこの塑性加工は準安定オー
ステナイト状態で行うものであるが、高強度・高靱性ば
ねの製造に適した温度範囲は、素材の成分組成によって
異なるが、通常７００〜８００℃である。
て説明する。本発明の高強度・高靱性ばねの製造方法に
用いる素材は、通常の方法で溶解した後鋳造して鋼塊を
製造し、その後熱間圧延あるいは熱間鍛造による熱間加
工によって製造する普通の方法で製造することができ
る。また、本発明の塑性加工は、上記方法で製造した素
材を準安定オーステナイト状態で圧延した後ばねに成形
することである。この塑性加工の加工率は、３０〜７０
％にするのが好ましい。またこの塑性加工は準安定オー
ステナイト状態で行うものであるが、高強度・高靱性ば
ねの製造に適した温度範囲は、素材の成分組成によって
異なるが、通常７００〜８００℃である。
【００１８】
【実施例】以下、本発明の実施例について説明する。 実施例１ 下記表１に示した成分組成の鋼を溶解、鋳造した後熱間
鍛造して２４ｍｍφ×４８ｍｍの素材を製造し、この素
材を図１に示した本発明の方法、すなわち９５０℃で６
０秒間加熱した後冷却途中の７００℃において６０％の
前面押出加工（塑性加工）をした後油冷し、その後３５
０℃に１時間加熱した後空冷する焼戻した。この材料を
用いて試験片を切り出して硬度、引張強度、衝撃値、疲
労強度および曲げ応力を測定し、その結果を表２に示し
た。また比較例として図２に示した従来の方法、すなわ
ち９５０℃で６０秒間加熱した後油冷し、その後３５０
℃に１時間加熱した後空冷する焼戻しをしたものについ
て上記試験をし、その結果を表２にの比較例法の欄に示
した。この試験における曲げ応力は、耐遅れ破壊性を試
験するためののもので、図４に示した形状の試験片を図
３に示したように一端を固定し、他端側に重りをかけ、
０．１規定のＨＣｌ（塩化水素）水溶液を滴下して３０
時間で破断した場合の曲げ応力である。
鍛造して２４ｍｍφ×４８ｍｍの素材を製造し、この素
材を図１に示した本発明の方法、すなわち９５０℃で６
０秒間加熱した後冷却途中の７００℃において６０％の
前面押出加工（塑性加工）をした後油冷し、その後３５
０℃に１時間加熱した後空冷する焼戻した。この材料を
用いて試験片を切り出して硬度、引張強度、衝撃値、疲
労強度および曲げ応力を測定し、その結果を表２に示し
た。また比較例として図２に示した従来の方法、すなわ
ち９５０℃で６０秒間加熱した後油冷し、その後３５０
℃に１時間加熱した後空冷する焼戻しをしたものについ
て上記試験をし、その結果を表２にの比較例法の欄に示
した。この試験における曲げ応力は、耐遅れ破壊性を試
験するためののもので、図４に示した形状の試験片を図
３に示したように一端を固定し、他端側に重りをかけ、
０．１規定のＨＣｌ（塩化水素）水溶液を滴下して３０
時間で破断した場合の曲げ応力である。
【００１９】
【表１】
【００２０】
【表２】
【００２１】さらに、これらの結果から本発明例のＮo.
１〜６及び比較例のＮo.13〜16を使用して、引張強度と
Ｍｎ当量の関係を図５に、衝撃値とＭｎ当量の関係を図
６に、疲労強度とＭｎ当量の関係を図７に、また曲げ応
力とＭｎ当量の関係を図８に示す。また、図９〜１１に
本発明のＮo.１、６、比較例のＮo.21（JIS SUP13)材を
本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの並びに図
２に示した従来の方法で熱処理したものの衝撃値と引張
強度、疲労強度と引張強度および曲げ応力と引張強度と
の関係を示した。
１〜６及び比較例のＮo.13〜16を使用して、引張強度と
Ｍｎ当量の関係を図５に、衝撃値とＭｎ当量の関係を図
６に、疲労強度とＭｎ当量の関係を図７に、また曲げ応
力とＭｎ当量の関係を図８に示す。また、図９〜１１に
本発明のＮo.１、６、比較例のＮo.21（JIS SUP13)材を
本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの並びに図
２に示した従来の方法で熱処理したものの衝撃値と引張
強度、疲労強度と引張強度および曲げ応力と引張強度と
の関係を示した。
【００２２】これらの結果より、本発明のばね鋼は、従
来材（比較材のＮo.２1 ）及び本発明の範囲外の比較材
（比較材のＮo.14〜20）に比較して硬度、引張強度、衝
撃値、疲労強度および耐遅れ破壊性を示す曲げ応力のい
ずれも高くなっている。さらに、本発明の方法で製造し
たばね材は、図２に示した従来の方法で製造したばね材
に比較して硬度、引張強度、衝撃値、疲労強度および耐
遅れ破壊性を示す曲げ応力のいずれも高くなっている。
また、Ｍｎ当量が３．５以上になると、硬度、引張強
度、衝撃値および曲げ応力（耐遅れ破壊性）は急激に高
くなり、また疲労強度も急激ではないが高くなってい
る。なお、Ｍｎ当量が６．０を超えても硬度、引張強
度、衝撃値および曲げ応力（耐遅れ破壊性）は高い水準
にあるが、６．０％を超えると鍛造性が低下し、また圧
延時の置き割れの原因となるので、本発明ではＭｎ当量
を６．０以下にしている。
来材（比較材のＮo.２1 ）及び本発明の範囲外の比較材
（比較材のＮo.14〜20）に比較して硬度、引張強度、衝
撃値、疲労強度および耐遅れ破壊性を示す曲げ応力のい
ずれも高くなっている。さらに、本発明の方法で製造し
たばね材は、図２に示した従来の方法で製造したばね材
に比較して硬度、引張強度、衝撃値、疲労強度および耐
遅れ破壊性を示す曲げ応力のいずれも高くなっている。
また、Ｍｎ当量が３．５以上になると、硬度、引張強
度、衝撃値および曲げ応力（耐遅れ破壊性）は急激に高
くなり、また疲労強度も急激ではないが高くなってい
る。なお、Ｍｎ当量が６．０を超えても硬度、引張強
度、衝撃値および曲げ応力（耐遅れ破壊性）は高い水準
にあるが、６．０％を超えると鍛造性が低下し、また圧
延時の置き割れの原因となるので、本発明ではＭｎ当量
を６．０以下にしている。
【００２３】実施例２ 上記表１の本発明例のＮo.２およびＮ０．８の素材を用
いて９５０℃で６０秒間加熱した後冷却途中の９００〜
６００℃において６０％の前面押出加工（塑性加工）を
した後油冷し、３５０℃に１時間加熱した後空冷する焼
戻しをした。この材料を用いて試験片を切り出して硬
度、引張強度、衝撃値、疲労強度および曲げ応力を試験
し、その結果を表３に示す。
いて９５０℃で６０秒間加熱した後冷却途中の９００〜
６００℃において６０％の前面押出加工（塑性加工）を
した後油冷し、３５０℃に１時間加熱した後空冷する焼
戻しをした。この材料を用いて試験片を切り出して硬
度、引張強度、衝撃値、疲労強度および曲げ応力を試験
し、その結果を表３に示す。
【００２４】
【表３】
【００２５】これらの結果より、本発明のばね用鋼の素
材を準安定オーステナイト状態の８００℃、７００℃お
よび６００℃で塑性加工をしたものは、オーステナイト
状態で塑性加工をしたもの（９００℃で鍛造したもの）
に比較して硬度、引張強度、衝撃値および曲げ応力（耐
遅れ破壊性）が優れている。
材を準安定オーステナイト状態の８００℃、７００℃お
よび６００℃で塑性加工をしたものは、オーステナイト
状態で塑性加工をしたもの（９００℃で鍛造したもの）
に比較して硬度、引張強度、衝撃値および曲げ応力（耐
遅れ破壊性）が優れている。
【００２６】実施例３ 上記表１の本発明例のＮo.２およびＮo.８の素材を用い
て９５０℃で６０秒間加熱した後冷却途中の７００℃に
おいて６０％の前面押出加工（塑性加工）をした後油冷
し、１５０〜６００℃に１時間加熱した後空冷する焼戻
しをした。この材料を用いて試験片を切り出して硬度、
引張強度、衝撃値、疲労強度および曲げ応力を試験し、
その結果を表４に示す。
て９５０℃で６０秒間加熱した後冷却途中の７００℃に
おいて６０％の前面押出加工（塑性加工）をした後油冷
し、１５０〜６００℃に１時間加熱した後空冷する焼戻
しをした。この材料を用いて試験片を切り出して硬度、
引張強度、衝撃値、疲労強度および曲げ応力を試験し、
その結果を表４に示す。
【００２７】
【表４】
【００２８】これらの結果より、２５０〜４００℃の範
囲で焼戻しをしたものは、引張強度、衝撃値、疲労強度
および曲げ応力（耐遅れ破壊特性）がそれぞれ適度であ
り、ばね用鋼とし優れている。
囲で焼戻しをしたものは、引張強度、衝撃値、疲労強度
および曲げ応力（耐遅れ破壊特性）がそれぞれ適度であ
り、ばね用鋼とし優れている。
【００２９】
【発明の効果】本発明の高強度・高靱性ばね用鋼および
この鋼を用いる高強度・高靱性のばねの製造方法は、上
記構成にしたことにより次のような優れた効果を奏す
る。 （１）本発明の高強度・高靱性ばね用鋼は、準安定オー
ステナイト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷
却によってマルテンサイト変態をするこができるので、
高強度・高靱性ばねを製造することができる。 （２）また、本発明の高強度・高靱性ばね用鋼は、上記
好ましい組成範囲を選択することによって、高強度・高
靱性ばかりでなく、耐遅れ破壊特性の優れたばねを製造
することができる。 （３）本発明のばねの製造方法は、上記高強度・高靱性
ばね用鋼を用いることによって高強度・高靱性のばねあ
るいは耐遅れ破壊特性の優れた高強度・高靱性のばねを
製造することができる。
この鋼を用いる高強度・高靱性のばねの製造方法は、上
記構成にしたことにより次のような優れた効果を奏す
る。 （１）本発明の高強度・高靱性ばね用鋼は、準安定オー
ステナイト状態での塑性加工が容易であり、その後の冷
却によってマルテンサイト変態をするこができるので、
高強度・高靱性ばねを製造することができる。 （２）また、本発明の高強度・高靱性ばね用鋼は、上記
好ましい組成範囲を選択することによって、高強度・高
靱性ばかりでなく、耐遅れ破壊特性の優れたばねを製造
することができる。 （３）本発明のばねの製造方法は、上記高強度・高靱性
ばね用鋼を用いることによって高強度・高靱性のばねあ
るいは耐遅れ破壊特性の優れた高強度・高靱性のばねを
製造することができる。
【図１】本発明の高強度・高靱性ばねの製造方法の一実
施例を説明するための工程図である。
施例を説明するための工程図である。
【図２】比較例の高強度・高靱性ばねの製造方法の熱処
理を説明するための工程図である。
理を説明するための工程図である。
【図３】耐遅れ破壊特性を試験するための試験装置の概
念図である。
念図である。
【図４】図３に記載した試験装置に用いる試験片の説明
図である。
図である。
【図５】本発明の高強度・高靱性ばね用鋼および比較例
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
引張強度とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
引張強度とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
【図６】本発明の高強度・高靱性ばね用鋼および比較例
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
衝撃値とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
衝撃値とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
【図７】本発明の高強度・高靱性ばね用鋼および比較例
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
疲労強度とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
疲労強度とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
【図８】本発明の高強度・高靱性ばね用鋼および比較例
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
曲げ応力とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
鋼を図１に示した本発明の方法で熱処理および塑性加工
したもの並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの
曲げ応力とＭｎ当量の関係を示すグラフである。
【図９】本発明のＮo.１、６、比較例のＮo.21（従来
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの衝撃値と
引張強度との関係を示すグラフである。
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの衝撃値と
引張強度との関係を示すグラフである。
【図10】本発明のＮo.１、６、比較例のＮo.21（従来
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの疲労強度
と引張強度との関係を示すグラフである。
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの疲労強度
と引張強度との関係を示すグラフである。
【図11】本発明のＮo.１、６、比較例のＮo.21（従来
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの曲げ応力
と引張強度との関係を示すグラフである。
材）材を本発明の方法で熱処理および塑性加工したもの
並びに図２に示した従来の方法で熱処理ものの曲げ応力
と引張強度との関係を示すグラフである。
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で（以下同じ）、Ｃ：０．２５〜
０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．
０３％、Ｓ：≦０．０３％、Ａｌ：０．００５〜０．１
％を含有し、更にＭｎ：≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０
％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦
０．５％およびＶ：≦０．５％のうちの１種または２種
以上を含有し、残部がＦｅおよび不可避不純物からな
り、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝
3.5 〜6.0 ％の式を満たすことを特徴とする高強度・高
靱性ばね用鋼。 - 【請求項２】 Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０２〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有し、
更にＭｎ：≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦
１．０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％および
Ｖ：≦０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＋
0.5 ％＝3.5 〜6.0 ％の式を満たすことを特徴とする高
強度・高靱性ばね用鋼。 - 【請求項３】 Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％を含有し、更にＭｎ：
≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦１．０％、Ｎ
ｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％およびＶ：≦０．５
％のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＦｅお
よび不可避不純物からなり、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＝
3.5 〜6.0 ％の式を満たす鋼の素材を８００℃以上に加
熱してオーステナイト化した後、この温度から冷却途中
の準安定オーステナイト状態で塑性加工を行い、その後
油冷または水冷で３００℃以下に冷却してマルテンサイ
ト化し、更に２５０〜４００℃の温度域で焼もどし処理
を行うことを特徴とする高強度・高靱性ばねの製造方
法。 - 【請求項４】 Ｃ：０．２５〜０．４０％、Ｓｉ：０．
１０〜０．４０％、Ｐ：≦０．０３％、Ｓ：≦０．０３
％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｔｉ：０．０２〜
０．０５％、Ｂ：０．０００５〜０．０１％を含有し、
更にＭｎ：≦３．０％、Ｃｒ：≦２．０％、Ｍｏ：≦
１．０％、Ｎｉ：≦２．０％、Ｃｕ：≦０．５％および
Ｖ：≦０．５％のうちの１種または２種以上を含有し、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、 Ｍｎ等量＝Mn％＋Cr％＋Mo％＋Cu％＋Ni／２％＋Ｖ％＋
0.5 ％＝3.5 〜6.0 ％の式を満たす鋼の素材を８００℃
以上に加熱してオーステナイト化した後、この温度から
冷却途中の準安定オーステナイト状態で塑性加工を行
い、その後油冷または水冷で３００℃以下に冷却してマ
ルテンサイト化し、更に２５０〜４００℃の温度域で焼
もどし処理を行うことを特徴とする高強度・高靱性ばね
の製造方法。 - 【請求項５】 上記請求項３又は請求項４に記載された
方法で製造された高強度・高靱性ばねをシヨットピーニ
ング処理をすることを特徴とする高強度・高靱性ばねの
製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27794797A JPH11100644A (ja) | 1997-09-26 | 1997-09-26 | 高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27794797A JPH11100644A (ja) | 1997-09-26 | 1997-09-26 | 高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11100644A true JPH11100644A (ja) | 1999-04-13 |
Family
ID=17590499
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27794797A Pending JPH11100644A (ja) | 1997-09-26 | 1997-09-26 | 高強度・高靱性ばね用鋼およびばねの製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11100644A (ja) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007052775A1 (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-10 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2007146284A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-06-14 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2014517149A (ja) * | 2011-05-12 | 2014-07-17 | アルセロルミタル・インベステイガシオン・イ・デサロジヨ・エセ・エレ | 非常に高い強度のマルテンサイト鋼およびこれにより得た鋼板または部品の製造方法 |
-
1997
- 1997-09-26 JP JP27794797A patent/JPH11100644A/ja active Pending
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2007052775A1 (ja) * | 2005-10-31 | 2007-05-10 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2007146284A (ja) * | 2005-10-31 | 2007-06-14 | Jfe Steel Kk | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼および金属ボルト |
| JP2014517149A (ja) * | 2011-05-12 | 2014-07-17 | アルセロルミタル・インベステイガシオン・イ・デサロジヨ・エセ・エレ | 非常に高い強度のマルテンサイト鋼およびこれにより得た鋼板または部品の製造方法 |
| US10337090B2 (en) | 2011-05-12 | 2019-07-02 | Arcelormittal Investigaciòn Y Desarrollo, S.L. | Method for the production of very high strength martensitic steel and sheet or part thus obtained |
| US10895003B2 (en) | 2011-05-12 | 2021-01-19 | Arcelormittal | Very high strength martensitic steel or part and method of fabrication |
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