WO2017018457A1 - 懸架ばね用鋼及びその製造方法 - Google Patents

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圭介 千葉
裕嗣 宮本
岩永　健吾
司 岡村
文昭 藤原
幸夫 江花
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Nippon Steel Corp
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Neturen Co Ltd
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/021—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant characterised by their composition, e.g. comprising materials providing for particular spring properties
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • This disclosure relates to a spring steel used for a suspension spring of an automobile or the like, preferably a high-strength suspension spring steel having a tensile strength of 1800 MPa or more, and a method for manufacturing the same.
  • the spring is usually a cold spring working method in which the hot-rolled wire is drawn to a predetermined wire diameter, subjected to quenching and tempering, and then cold-formed, or the drawn wire is heated. It is manufactured by a method in which it is molded in between and subjected to quenching and tempering. In recent years, in order to cope with environmental problems, automobiles are required to be further reduced in weight and fuel consumption, and development of high-strength springs having a tensile strength of 1800 MPa or more has been promoted.
  • the cold spring processing method is a spring processing method particularly suitable for high-strength springs because it has a high degree of freedom in design of the spring shape and high accuracy.
  • both the strength and the cold workability are required for the spring steel that is a raw material.
  • the index of workability is the drawing value, which is the rate of reduction in the cross-section of the fractured part at the time of the tensile test, and spring wires with improved cold workability have been proposed by making the relationship between C content and center segregation appropriate.
  • Patent Document 1 a method of improving strength and fatigue characteristics by quenching the wire after hot working as it is and tempering to refine crystal grains has been proposed (Patent Document 2).
  • Delayed fracture resistance is evaluated by the upper limit of diffusible hydrogen content (limit diffusible hydrogen content) at which a constant load is loaded on a test piece and does not break.
  • limit diffusible hydrogen content the upper limit of diffusible hydrogen content
  • it is effective to add alloy elements such as Ni and Cu that improve the corrosion resistance, and V and Mo that form precipitates that become hydrogen trap sites (Patent Document 3).
  • Patent Document 4 Proposed steel (Patent Document 4) and spring steel (Patent Document 5) that improves delayed fracture resistance by combining elongation of prior austenite crystal grains in the surface layer and refinement of prior austenite grain size inside Has been.
  • JP 09-310151 A Japanese Patent Laid-Open No. 06-346146 JP 2002-1105023 A JP 2002-097551 A JP 2014-043612 A
  • Patent Documents 1 and 2 are effective in improving cold workability, but have a problem that they do not contribute to improving delayed fracture resistance.
  • Patent Document 3, Patent Document 4 and Patent Document 5 are effective in improving the delayed fracture resistance, but do not improve the cold workability. Therefore, there is a problem that spring formation becomes difficult. Therefore, there is a demand for a suspension spring steel having a tensile strength of 1800 MPa or more and excellent delayed fracture resistance and cold workability, and a method for producing the same, with or without the addition of expensive alloy elements. Yes.
  • the inventors control the crystal orientation of the martensite structure so that the ⁇ 011> orientation appears preferentially with respect to the rolling direction of the spring steel and the ⁇ 111> orientation is suppressed, the aperture value at the same strength is obtained. Found to improve.
  • suspension spring steel of the present disclosure and the manufacturing method thereof have been made based on the above knowledge, and the summary thereof is as follows.
  • the ratio of ⁇ 011> assembly rate / ⁇ 111> assembly rate of the martensite texture as seen from the rolling direction is 3.0 or more.
  • This is a suspension spring steel.
  • Mo 0.50% or less
  • V 0.50% or less
  • Ni 1.00% or less
  • Cu 0.50% or less
  • B Steel for suspension springs according to (1) above, containing one or more of 0.0050% or less.
  • Al 0.500% or less
  • Nb 0.100% or less
  • the steel for a suspension spring according to the above (1) or (2) characterized by containing one or more of the above.
  • the addition of expensive alloy elements is suppressed or not required, and the steel has a high tensile strength and is excellent in cold workability and delayed fracture resistance even for a high strength suspension spring steel.
  • Steel for suspension springs can be obtained.
  • the prior austenitic metal structure is the structure before martensitic transformation by quenching, and when rapidly cooled after hot working, especially the old austenite crystal grains on the surface are elongated in the rolling direction, and the major axis direction of the prior austenitic crystal grains is , Substantially coincides with the rolling direction of the spring steel, for example, the deviation between the major axis direction and the rolling direction is 15 ° or less. Delayed fracture causes cracks from the surface of the steel material and propagates along the grain boundaries of the old austenite crystal grains, so if the old austenite crystal grains in the surface layer extend in the rolling direction, the diameter direction of the wire and the plate material The growth of cracks in the thickness direction is suppressed.
  • the major axis direction of the prior austenite crystal grains after rolling substantially coincides with the rolling direction of the spring steel, and the direction perpendicular to the major axis direction substantially coincides with the direction perpendicular to the rolling direction. If the ratio (aspect ratio) of the length of the austenite crystal grains of the surface layer in the major axis direction to the length perpendicular to the major axis direction is large, the delayed fracture resistance is improved.
  • the present inventors have examined the relationship between the drawing and the texture required for improving the cold workability by the cold spring working method.
  • a method for improving the drawing it is effective to accumulate the ⁇ 011> orientation of the martensite structure with respect to the rolling direction and suppress the ⁇ 111> orientation in the martensite structure of the steel surface layer portion.
  • the aspect ratio of prior austenite is increased in the steel surface layer where delayed fracture starts, it does not affect the texture structure inside the prior austenite grains that affect the drawing and tensile strength. .
  • the hot rolling conditions in order to increase the aspect ratio of the prior austenite grains and at the same time appropriately control the martensite texture. That is, in the hot rolling process, a reduction in area of 15% or more and less than 30% is given in the temperature range of 1150 to 950 ° C., followed by a reduction in area of 20% or more in the temperature range of 950 to 750 ° C. After giving a reduction ratio of 40% or more in cumulative with the reduction ratio in the temperature range of, if the quenching is performed and 90% or more of the metal structure is martensite, the diameter or thickness of the spring steel is D.
  • the ratio of the length in the major axis direction of the prior austenite crystal grains to the length perpendicular to the major axis direction in the range of 0.1D from the surface layer (10% of the diameter or thickness from the surface), that is, the aspect ratio Becomes 1.5 or more. Furthermore, under the rolling conditions, the ⁇ 011> orientation of the martensite structure is gathered with respect to the rolling direction, and the ⁇ 111> orientation is suppressed.
  • C is an element necessary for increasing the strength of the suspension spring steel by quenching and tempering.
  • the C amount needs to be 0.40% or more.
  • the amount of C is preferably 0.45% or more, more preferably 0.48% or more.
  • the upper limit of the C amount needs to be 0.70%.
  • the amount of C is preferably 0.65% or less, more preferably 0.60% or less.
  • Si is a very important element that increases the tensile strength of the steel for a suspension spring, and particularly increases the elastic limit, and improves the resistance to sag, which is a shape change during use of the suspension spring.
  • the Si amount is set to 0.80% or more.
  • the amount of Si is preferably 1.20% or more, particularly from the viewpoint of improving the tensile strength.
  • the upper limit of Si content is set to 2.20%. From the viewpoint of improving manufacturability in the steelmaking / rolling process, the Si amount is preferably 2.00% or less.
  • Mn is an element necessary for desulfurization of the suspension spring steel, and the amount of Mn is 0.05% or more. Furthermore, Mn is an element effective for improving the hardenability at the time of quenching. From the viewpoint of obtaining this effect, the amount of Mn is preferably 0.20% or more. On the other hand, from the viewpoint of suppressing component segregation and preventing grain boundary embrittlement in the austenite temperature range, the upper limit of the Mn content is 1.50%.
  • Cr 0.05-1.00%
  • Cr is an element effective for increasing the tensile strength and improving the hardenability of the suspension spring steel.
  • the Cr content is 0.05% or more.
  • the Cr amount is preferably 0.15% or more.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00% from the viewpoint of suppressing the remaining of undissolved carbides during heating to the austenite temperature range and preventing the formation of coarse carbides that are non-uniform components and start of fracture.
  • P is an impurity, and limits the amount of P to 0.020% or less in order to suppress embrittlement of the steel material.
  • S is an impurity, and limits the amount of S to 0.020% or less in order to suppress embrittlement of the steel material.
  • the suspension spring steel may be made of Mo, V, Ni, Cu, Al, Ti, Nb, 1 and 2 or more types can be added among B and B.
  • Mo is an element that contributes to improving the hardenability by adding a small amount
  • the suspension spring steel preferably contains 0.05% or more of Mo.
  • Mo is an element effective for increasing the strength of suspension spring steel by precipitation strengthening of carbides. From the viewpoint of obtaining this effect, the suspension spring steel may contain an amount of Mo of 0.10% or more. preferable.
  • the Mo amount is preferably 0.50% or less.
  • the amount of Mo is more preferably 0.45% or less, further preferably 0.20% or less, and still more preferably not included, from the viewpoint of cost. Even when the suspension spring steel of the present disclosure does not contain Mo or contains a very small amount of steel, it can have high tensile strength, excellent delayed fracture resistance, and cold workability. When Mo is further contained, the suspension spring steel of the present disclosure can obtain better characteristics.
  • V is an element that contributes to improving the hardenability by adding a small amount
  • the suspension spring steel preferably contains 0.03% or more of V.
  • V is an element effective for increasing the strength of suspension spring steel by precipitation precipitation of carbide. From the viewpoint of obtaining this effect, the suspension spring steel more preferably contains 0.10% or more of V. .
  • the V amount is preferably 0.50% or less. Since V is an expensive alloy element, from the viewpoint of cost, the amount of V is more preferably 0.25% or less, further preferably 0.10% or less, and even more preferably not included. Even when the suspension spring steel of the present disclosure does not contain V or contains a very small amount of steel, it can have high tensile strength, excellent delayed fracture resistance, and cold workability. When V is further contained, the suspension spring steel of the present disclosure can obtain better characteristics.
  • Ni is an element that contributes to improving the toughness and hardenability of the suspension spring steel, and the suspension spring steel preferably contains 0.10% or more of Ni.
  • Ni is an element effective for improving the corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining this effect, the suspension spring steel more preferably contains 0.15% or more of Ni.
  • the above effect is obtained by adding a small amount of Ni, and even if it is added excessively, the increase in the above effect cannot be expected.
  • the Ni content is more preferably 0.60% or less, further preferably 0.30% or less, and still more preferably not included, from the viewpoint of cost.
  • the steel for a suspension spring of the present disclosure can have high tensile strength, excellent delayed fracture resistance, and cold workability even when Ni is not contained or contained in a very small amount. When Ni is further contained, the suspension spring steel of the present disclosure can obtain better characteristics.
  • Cu is an element that contributes to improving the hardenability of the suspension spring steel, and the suspension spring steel preferably contains 0.05% or more of Cu.
  • Cu is an element effective for improving corrosion resistance. From the viewpoint of obtaining this effect, the suspension spring steel more preferably contains 0.10% or more of Cu.
  • the amount of Cu is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.
  • B is an element that improves hardenability and at the same time cleans grain boundaries to improve toughness.
  • the suspension spring steel preferably contains 0.0010% or more of B.
  • the amount of B is preferably 0.0050% or less.
  • Al is a deoxidizing element, and the suspension spring steel preferably contains 0.003% or more of Al in order to increase the cleanliness of the suspension spring steel.
  • Al is also an element effective for suppressing the coarsening of austenite crystal grains during heat treatment by precipitated particles such as AlN. From the viewpoint of obtaining this effect, the Al amount is more preferably 0.020% or more. is there. On the other hand, if the amount of Al is too large, coarse inclusions that become the starting point of fracture tend to be generated, so the amount of Al is preferably 0.500% or less.
  • the suspension spring steel of the present disclosure has high tensile strength, excellent delayed fracture resistance, and cold workability even when it contains no Al or a very small amount of inevitable impurities of 0.001% or less. Can have. Even if the suspension spring steel contains 0.001% or less of Al, the effect as a deoxidizing element is not substantially obtained at an inevitable impurity level of 0.001% or less. Contains the same amount of oxygen as does not contain.
  • Ti 0.200% or less
  • Ti is an element effective for suppressing coarsening of austenite crystal grains during heat treatment by precipitated particles such as TiN, and the suspension spring steel preferably contains 0.002% or more of Ti.
  • the amount of Ti is more preferably 0.010% or more from the viewpoint of reducing the amount of dissolved N for the purpose of obtaining the effect of addition of B.
  • the Ti content is preferably 0.200% or less because excessive addition causes embrittlement of the steel material.
  • Nb is an element effective for suppressing coarsening of austenite crystal grains during heat treatment by precipitated particles such as NbN, and the suspension spring steel preferably contains 0.002% or more of Nb. Furthermore, the amount of Nb is more preferably 0.010% or more from the viewpoint of reducing the amount of dissolved N for the purpose of obtaining the effect of addition of B. However, if added in excess, the steel material becomes brittle, so the Nb content is preferably 0.100% or less.
  • Suspension springs are subjected to high loads and are required to be restored to their original shape even when deformed.
  • the main structure of the suspension spring needs to be a tempered martensite structure with high tensile strength. Therefore, when quenching and tempering the suspension spring steel, it is necessary that the phase with the largest proportion in the suspension spring steel is tempered martensite.
  • the area fraction of tempered martensite is 90% or more.
  • the balance is preferably retained austenite.
  • the area fraction of the tempered martensite is determined by corroding the L section of the steel material with mirror polishing and then corroding with 3% nital (3% nitric acid-ethanol solution), and using an optical microscope, the surface layer, half the radius or 1 / th of the thickness. The microstructure is observed at 4 positions and 3 fields of view in the center, and the average martensite area ratio is evaluated.
  • the L cross section refers to a surface cut so as to pass through the central axis of the steel material in parallel to the rolling direction.
  • the tensile strength of the suspension spring steel is preferably 1900 MPa or more, more preferably 1950 MPa or more, and further preferably 2000 MPa or more.
  • Delayed fracture is a phenomenon in which cracks generated in the surface layer of steel material break down when hydrogen enters the steel material with stress applied, and the crack propagation path is the old austenite. It is a grain boundary.
  • the ratio of the shape of the prior austenite crystal grains in the surface layer, particularly the length in the major axis direction of the former austenite crystal grains and the length in the direction perpendicular to the major axis direction is important.
  • the aspect ratio By increasing the aspect ratio, it is possible to prevent the growth direction of the crack from the surface layer portion to the inside and the extension direction of the austenite grain boundary from being coincident with each other. On the other hand, when the aspect ratio is small, the effect of suppressing the progress of cracks is reduced.
  • the aspect ratio is preferably 1.9 or more, more preferably 2.0 or more, still more preferably 2.1 or more, and even more preferably 2.2 or more.
  • the aspect ratio is preferably as large as possible from the viewpoint of suppressing the growth of cracks.
  • the upper limit of the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is preferably less than 5.0 from the relationship between the amount of processing during hot rolling and recrystallization.
  • the aspect ratio of prior austenite crystal grains refers to the average value of aspect ratios.
  • the corrosion part and surface scratches of the surface layer part are the starting point of delayed fracture
  • the region where the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is 1.5 or more, It must be continuous from the surface to a position of 10% of the diameter or thickness. Therefore, the aspect ratio of the prior austenite crystal grains of the suspension spring steel is measured at a position of 10% of the diameter or thickness from the surface, and the aspect ratio of the prior austenite crystal grains at this position is 1.5 or more.
  • the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is larger as the surface is more affected by the rolling, if the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is 1.5 or more at a position of 10% of the diameter or thickness from the surface, the surface side thereof The aspect ratio of the prior austenite crystal grains becomes 1.5 or more.
  • the aspect ratio of the prior austenite grains from the surface to the position of 10% of the diameter or thickness It is sufficient to control.
  • the structure in which the ⁇ 011> orientation gathers in the rolling direction is known as the wire drawing texture.
  • the ⁇ 011 ⁇ plane which is the martensite slip plane, is easily oriented in the maximum shear stress direction, which is advantageous for reducing the cross-sectional area by the load in the rolling direction. Slip-type exercises are easily selected. For this reason, if the ⁇ 011> orientations are gathered in the rolling direction, it is considered advantageous for drawing deformation accompanied by a reduction in cross section.
  • the ratio of ⁇ 011> assembly ratio / ⁇ 111> assembly ratio of the martensite texture viewed from the rolling direction at a position of 10% of the diameter or thickness from the surface may be 3.0 or more. is necessary.
  • the ratio of ⁇ 011> assembly rate / ⁇ 111> assembly rate is preferably 3.8 or more, more preferably 4.4 or more, still more preferably 4.5 or more, and even more preferably 4.8 or more.
  • the ratio of ⁇ 011> assembly rate / ⁇ 111> assembly rate of the martensite texture as viewed from the rolling direction is a crystal grain having ⁇ 011> orientation within 5 ° in all directions with the rolling direction as the central axis.
  • the area ratio with crystal grains having ⁇ 111> orientation within 5 ° in all directions with the rolling direction as the central axis is used for the evaluation of the martensite texture.
  • crystal orientation analysis by SEM-EBSD or pole figure analysis by XRD is used for the evaluation of the martensite texture.
  • increasing the ratio of ⁇ 011> assembly rate / ⁇ 111> assembly rate in the vicinity of the surface layer is effective in improving the aperture value.
  • the aperture value is the rate of change of the cross-sectional area due to tension, and is preferably 45% or more, more preferably 50% or more, and even more preferably 55% or more.
  • Aperture value is ⁇ (Cross sectional area of material)-(Minimum sectional area of tensile fracture) ⁇ / (Cross sectional area of material) ⁇ 100% Can be calculated.
  • the cross-sectional area is an area in a direction orthogonal to the tensile direction.
  • the critical diffusible hydrogen content is used for evaluation of delayed fracture characteristics.
  • the upper limit of hydrogen amount that does not break when a constant load test is performed with a load of 0.3 TS (tensile strength) after hydrogen precharge Is defined as the amount of limiting diffusible hydrogen.
  • the critical diffusible hydrogen amount is the upper limit of diffusivity that does not cause delayed fracture within 100 hours when hydrogen is charged into a test piece having the shape shown in FIG. 1 and a constant load test is performed with a load of 0.3 TS (tensile strength).
  • the amount of diffusible hydrogen can be measured by a curve having a peak at a temperature of about 100 ° C. in a temperature-hydrogen release rate curve obtained when a steel material is heated at a rate of 100 ° C./hour.
  • the amount of hydrogen in suspension spring steel in a general corrosive environment is estimated to be about 0.20 ppm at the maximum, so if the limit diffusible hydrogen content of the above shape is 0.30 ppm or more, the delay in the general corrosive environment It is judged that destruction can be suppressed.
  • the amount of limit diffusible hydrogen is preferably 0.40 ppm, more preferably 0.50 ppm, and still more preferably 0.60 ppm.
  • the steel for a suspension spring of the present disclosure is manufactured by using a general hot-rolled wire as a raw material and further through a hot rolling-quenching-tempering process.
  • a raw material shall be the wire of a predetermined component manufactured through the general steelmaking process and rolling process.
  • the manufacturing process from a raw material to a wire is not particularly limited.
  • the wire diameter of the material is selected in consideration of the area reduction rate of hot rolling so that a predetermined wire diameter is obtained after the subsequent hot rolling-quenching-tempering. For example, when manufacturing a suspension spring steel of ⁇ 10.0 mm after hot rolling at a surface reduction rate of 50%, the wire diameter of the wire material is 14.0 mm.
  • the area reduction rate is the rate of change of the cross-sectional area in rolling, ⁇ (Cross sectional area before rolling)-(Cross sectional area after rolling) ⁇ / (Cross sectional area before rolling) ⁇ 100% Can be calculated.
  • the cross-sectional area is an area in a direction orthogonal to the rolling direction.
  • the wire diameter of the material and the wire diameter after hot rolling are not particularly limited, but the material wire diameter is 11.5 mm or more, after hot rolling, from the viewpoint of better balancing the rolling accuracy and the amount of rolling.
  • the wire diameter is preferably 8.0 mm or more. From the viewpoint of ensuring better quenchability by cooling after rolling, the material wire diameter is preferably 20.0 mm or less, and the wire diameter after hot rolling is preferably 14.0 mm or less.
  • the prior austenite crystal grains In order to increase the aspect ratio of the prior austenite crystal grains, they are quenched and quenched after hot working and tempered. In order to increase the aspect ratio of the prior austenite crystal grains and to control the aggregation rate of the martensite structure, a sufficient reduction in area in hot rolling is required. On the other hand, since the austenite crystal grains recrystallize if the area reduction is too large, it is important to control the temperature and area reduction during hot rolling in order to obtain the structure of the suspension spring steel of the present disclosure.
  • the hot rolling temperature is a temperature range of less than 1150 ° C. and 950 ° C. or more.
  • the temperature range is less than 950 ° C. and 750 ° C. or more, and the temperature range is less than 750 ° C., and these mean each temperature range of the consistent multi-stage hot rolling process.
  • Hot rolling in a temperature range of less than 1150 ° C. and 950 ° C. or higher greatly deforms austenite crystal grains and increases the ratio of ⁇ 011> aggregation rate / ⁇ 111> aggregation rate. It is effective for.
  • recrystallization occurs easily when the area reduction in a temperature range of 950 ° C. or higher is large. Therefore, in order to obtain a large ratio of ⁇ 011> assembly rate / ⁇ 111> assembly rate, the area reduction rate at 950 ° C. or higher is controlled to 15% or more and less than 30%, preferably 20% or more and 25% or less. To do.
  • the aspect ratio of the prior austenite crystal grains can be increased by increasing the area reduction rate of 950 to 750 ° C.
  • the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is 1 .5 or more.
  • the area reduction rate in the temperature range of 950 to 750 ° C. is preferably 25% or more.
  • the cumulative area reduction is preferably 45% or more, more preferably 50% or more.
  • the upper limit of the area reduction rate in the temperature range of 950 to 750 ° C. is preferably 75% or less.
  • hot rolling in a temperature range of less than 750 ° C. there is little risk of recrystallization even if the reduction in area is increased, but proeutectoid ferrite is likely to occur due to a temperature drop during hot rolling.
  • hot rolling in this temperature range is not excluded as long as 90% or more of the metal structure can achieve a martensite structure by suppressing the formation of pro-eutectoid ferrite by optimizing the steel material components and the like.
  • the steel material provided with a reduction in area of 40% or more in the hot rolling step is quenched immediately after hot rolling, preferably within 3 seconds after final rolling, more preferably within 2 seconds after final rolling.
  • a tempering process is performed after processing.
  • the quenching conditions are not particularly limited as long as 90% or more of the metal structure can be made into a martensite structure.
  • the surface temperature of the steel material is preferably 5 ° C./second or more, more preferably 10 ° C./second.
  • the cooling rate is preferably 5 to 60 ° C., more preferably 10 to 40 ° C., for example, about 30 ° C.
  • the temperature of the tempering treatment may be set as appropriate, but is preferably 350 to 550 ° C., more preferably 460 to 510 ° C.
  • the round bar steel material which is made of a round bar steel material having the components shown in Table 1 and a diameter of 11.5 to 20.0 mm and subjected to hot rolling-quenching-tempering under the hot rolling conditions shown in Table 2, the microstructure Observation, tensile test, and delayed fracture test, martensite structure fraction (also called martensite fraction), aspect ratio of prior austenite crystal grains, ratio of ⁇ 011> / ⁇ 111> aggregation rate, tensile strength The aperture value and the limit diffusible hydrogen amount were evaluated. In all examples, the quenching conditions were cooling at a cooling rate of 50 ° C./second or more until the surface temperature reached 30 ° C. In Tables 1 and 2, Examples 1 to 19 are examples, and Examples X1 to X11 are comparative examples.
  • the martensite fraction was calculated from structural observation with an optical microscope.
  • the L cross-section obtained by cutting the round steel bar parallel to the rolling direction was mirror-polished, and then the microstructure was revealed with 3% nital, and the surface layer portion, the radius 1/2 position, And the microstructure of three visual fields and three visual fields in total at three locations in the central part was observed, and the average martensite fraction was calculated.
  • the aspect ratio of the prior austenite crystal grains was calculated from structural observation with an optical microscope. For the same L cross-section as above, after the mirror polishing, the prior austenite crystal grains were exposed with a picric acid aqueous solution-based corrosive solution, and five micrographs were taken at a magnification of 400 times at a position of 10% of the diameter from the steel surface. . For these photographs, the aspect ratio was determined from the length in the major axis direction of the prior austenite crystal grains and the length in the direction perpendicular to the major axis direction, as counted by the cutting method. ] / “Crystal grain size (width) in a direction perpendicular to the major axis direction” was calculated.
  • the ratio of ⁇ 011> assembly ratio / ⁇ 111> assembly ratio of the martensite texture as viewed from the rolling direction is the same as that of the above L-section microstructure SEM-EBSD (JSM7001-F, EDAX's OIM manufactured by JEOL Ltd.) It was calculated by analyzing with.
  • the tensile test was a round bar tensile test according to JIS Z 2201 and 2241.
  • the amount of critical diffusible hydrogen was calculated by a delayed fracture test using a hydrogen precharge method.
  • hydrogen precharge method for example, hydrogen is charged into a test piece by cathodic hydrogen charging in an aqueous solution containing NH 4 SCN, and then a delayed fracture test is performed in a state where hydrogen is sealed by HCP metal plating of Cd, Zn, etc. It is a method to do.
  • hydrogen was precharged and a constant load delayed fracture test was performed with a load 0.3 times the tensile strength (0.3 TS).
  • the amount of critical diffusible hydrogen which is the amount of hydrogen, was measured.
  • the aspect ratio of the prior austenite crystal grains is 1.5 or more, and the ratio of ⁇ 011> assembly ratio / ⁇ 111> assembly ratio of the martensite texture as viewed from the rolling direction is 3. 0 or more.
  • the tensile strength, the drawing value, and the critical diffusible hydrogen amount are compatible at a high level.
  • Example X1 since the area reduction rate in the temperature range of 950 ° C. or higher was large and the area reduction rate in the temperature range of 950 to 750 ° C. was small, the aspect ratio of the prior austenite crystal grains was reduced, and the amount of critical diffusible hydrogen was also high. It was low.
  • Example X4 the area reduction was small in the temperature range of 950 ° C. or higher and 950 to 750 ° C., the aspect ratio of the prior austenite crystal grains was small, and the aperture value and the amount of critical diffusible hydrogen were low.
  • Example X5 and Examples X7 to X11 the aperture value was insufficient.
  • the amount of critical diffusible hydrogen was also insufficient.
  • Example X5 has a high Si content
  • Example X7 has a high C content
  • Example X8 has a high Mn content
  • Example X9 has a high Cr content
  • Example X10 has a high P content
  • Example X11 has an S content The amount was high.
  • Example X12 the time from the final rolling to quenching was long, the martensite fraction was lowered, and the aspect ratio of the prior austenite crystal grains was insufficient. This is probably because ferrite nucleation progressed from the processed structure before quenching.
  • Example X6 the C content was low, and sufficient tensile strength could not be obtained.
  • the suspension spring steel of the present disclosure has high tensile strength and excellent delayed fracture resistance and drawing value.
  • the steel for suspension springs of the present disclosure is a trace amount even if it does not contain expensive alloy elements, has a tensile strength of 1800 MPa or more, and has an excellent cold workability and delayed fracture resistance, such as an automobile. Industrial effects such as reduction in weight of the suspension spring used in the present invention are extremely remarkable.

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Abstract

高価な合金元素の添加を抑制してまたは要しないで、大きな引張強度を有し且つ耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた懸架ばね用鋼を提供する。　質量％で、Ｃ：０．４０～０．７０％、Ｓｉ：０．８０～２．２０％、Ｍｎ：０．０５～１．５０％、Ｃｒ：０．０５～１．００％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、圧延方向に平行な断面において、面積率で金属組織の９０％以上が焼戻しマルテンサイトであり、圧延方向に平行な断面において、表面から直径又は厚さの１０％の範囲で、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと前記長軸方向に直交する方向の長さとの比が１．５以上であり、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が３．０以上である、ことを特徴とする懸架ばね用鋼。

Description

懸架ばね用鋼及びその製造方法
　本開示は、自動車等の懸架ばねに用いられるばね用鋼、好ましくは１８００ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度懸架ばね用鋼、及びその製造方法に関するものである。
　ばねは、通常、熱間圧延後の線材を所定の線径に引抜加工し、焼入れ処理、焼戻し処理を施して冷間で成形する、冷間ばね加工法か、又は、引抜加工の線材を熱間で成形し、焼入れ処理、焼戻し処理を行う、という方法によって製造される。近年、環境問題対応のために、自動車には、一層の軽量化・低燃費化が求められており、引張強度が１８００ＭＰａ以上の高強度ばねの開発が進められている。
　冷間ばね加工法は、ばね形状の設計の自由度が高く、精度も高いため、特に高強度ばねに適したばね加工法である。この加工法では、素材であるばね用鋼に、強度と冷間加工性との両立が要求される。加工性の指標は、引張試験時の破断箇所の断面減少率である絞り値などであり、Ｃ量と中心偏析との関係を適正にして、冷間加工性を高めたばね用線材が提案されている（特許文献１）。また、熱間加工後の線材をそのまま焼入れ、焼戻しを施して結晶粒を微細化することで、強度及び疲労特性を向上させる方法も提案されている（特許文献２）。
　また、一般に、ばねを高強度化すると、腐食環境において鋼材中に侵入する水素に対する感受性や腐食ピットなどの欠陥への感受性が高まり、遅れ破壊による折損が懸念される。耐遅れ破壊特性は、試験片に一定荷重を載荷して破断しない上限の拡散性水素量（限界拡散性水素量）で評価される。耐遅れ破壊特性の向上には、耐腐食特性を向上させるＮｉやＣｕ、水素のトラップサイトとなる析出物を形成するＶやＭｏなど、合金元素の添加が有効である（特許文献３）。
　しかし、合金元素を添加するとコストが高くなるため、表層の旧オーステナイト結晶粒を圧延方向に伸長させることによって限界拡散性水素量を増加させ、耐遅れ破壊特性や耐水素疲労特性を向上させたばね用鋼（特許文献４）や、表層での旧オーステナイト結晶粒の伸長化と内部での旧オーステナイト粒径の微細化を組み合わせて耐遅れ破壊特性の改善を図ったばね用鋼（特許文献５）が提案されている。
特開平０９－３１０１５１号公報 特開平０６－３４６１４６号公報 特開２００２－１１５０２３号公報 特開２００２－０９７５５１号公報 特開２０１４－０４３６１２号公報
　しかしながら、特許文献１及び２に記載の技術は、冷間加工性の向上には有効であるが、耐遅れ破壊特性の向上には寄与しないとの問題がある。また、特許文献３、特許文献４及び特許文献５に記載の技術は、耐遅れ破壊特性の向上には有効であるが冷間加工性は向上させないため、今後のばね鋼の更なる高強度化によって、ばね成形が困難になるとの問題がある。
　したがって、高価な合金元素の添加を抑制してまたは要しないで、１８００ＭＰａ以上の引張強度を有し且つ耐遅れ破壊特性及び冷間加工性に優れた懸架ばね用鋼及びその製造方法が望まれている。
　本発明者らは、マルテンサイト組織の結晶方位を制御して、ばね用鋼の圧延方向に対して＜０１１＞方位が優先的に現れ＜１１１＞方位が抑制されると、同一強度における絞り値が向上することを見出した。そして、旧オーステナイト結晶粒の伸長化に加え、マルテンサイト組織の結晶方位の制御を行うことにより、耐遅れ破壊特性と冷間加工性との両立が可能であるという知見を得た。更に、このような結晶方位を安定的に得るのに必要な熱間圧延条件を調査した結果、安定的に旧オーステナイト結晶粒を伸長化させ、かつ、圧延方向に対してマルテンサイト組織の＜０１１＞方位を集合させ＜１１１＞方位を抑制させることに成功した。
　本開示の懸架ばね用鋼及びその製造方法は、上記知見に基づいてなされたものであり、その要旨は、以下の通りである。
（１）質量％で、
　Ｃ：０．４０～０．７０％、
　Ｓｉ：０．８０～２．２０％、
　Ｍｎ：０．０５～１．５０％、
　Ｃｒ：０．０５～１．００％
　を含有し、
　Ｐ：０．０２０％以下、
　Ｓ：０．０２０％以下
　に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
　圧延方向に平行な断面において、面積率で金属組織の９０％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
　圧延方向に平行な断面において、表面から直径又は厚さの１０％の範囲で、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと前記長軸方向に直交する方向の長さとの比が１．５以上であり、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が３．０以上である、
　ことを特徴とする懸架ばね用鋼。
（２）更に、質量％で、
　Ｍｏ：０．５０％以下、
　Ｖ：０．５０％以下、
　Ｎｉ：１．００％以下、
　Ｃｕ：０．５０％以下、
　Ｂ：０．００５０％以下
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の懸架ばね用鋼。
（３）更に、質量％で、
　Ａｌ：０．５００％以下、
　Ｔｉ：０．２００％以下、
　Ｎｂ：０．１００％以下、
　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の懸架ばね用鋼。
（４）引張強度が１８００ＭＰａ以上、絞り値が４０％以上であり、丸棒直径の１０％深さまで６０°円環ノッチを付けた試験片に引張強度の３０％の試験荷重を負荷して測定した限界拡散性水素量が０．３０ｐｐｍ以上であることを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載の懸架ばね用鋼。
（５）上記（１）～（４）のいずれかに記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、
　上記（１）～（３）のいずれかに記載の鋼成分を有する線材に、１１５０℃未満９５０℃以上の温度域で１５％以上３０％未満の減面率を与え、次いで、９５０℃未満７５０℃以上の温度域で２０％以上の減面率及び前記１１５０℃未満９５０℃以上の温度域の減面率との累積で４０％以上の減面率を与えるように熱間圧延を施すこと、
　前記熱間圧延した鋼線を焼入れして、圧延方向に平行な断面において面積率で金属組織の９０％以上をマルテンサイトとすること、及び
　前記焼入れした鋼線に焼戻し処理を行なうこと、
　を含み、
　前記熱間圧延の終了から前記焼入れの開始までの時間が３秒以内である、
　懸架ばね用鋼の製造方法。
　本開示によれば、高価な合金元素の添加を抑制してまたは要しないで、大きな引張強度を有し、高強度懸架ばね用鋼であっても、冷間加工性及び耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばね用鋼を得ることができる。
遅れ破壊試験用の試験片の一例を説明する図である。
　旧オーステナイト金属組織は、焼入れによってマルテンサイト変態する前の組織であり、熱間加工後に急冷すると、特に表面の旧オーステナイト結晶粒は圧延方向に伸長した形状となり、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向は、ばね用鋼の圧延方向と実質的に一致し、例えば前記長軸方向と圧延方向とのずれは１５°以下である。遅れ破壊は、鋼材の表面から亀裂が発生し、旧オーステナイト結晶粒の粒界に沿って進展するので、表層の旧オースナイト結晶粒が圧延方向に伸長していると、線材の直径方向や板材の厚み方向への亀裂の進展が抑制される。圧延後の旧オーステナイト結晶粒の長軸方向は、ばね用鋼の圧延方向と実質的に一致し、前記長軸方向に直交する方向は、前記圧延方向に直交する方向に実質的に一致するため、表層の旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと前記長軸方向に直交する方向の長さの比（アスペクト比）が大きいと、耐遅れ破壊特性は向上する。
　一方、鋼の塑性変形に集合組織が影響することは、特に薄鋼鈑などで知られている。そこで、本発明者らは、冷間ばね加工法で、冷間加工性を向上させるために要求される絞りと集合組織との関係について検討を行った。その結果、絞りを向上させる方法として、鋼材表層部のマルテンサイト組織において、圧延方向に対してマルテンサイト組織の＜０１１＞方位を集積させ、＜１１１＞方位を抑制することが有効であるという知見を得た。更に、遅れ破壊の起点となる鋼材表層部で旧オーステナイトのアスペクト比を大きくしても、絞りや引張強度に影響する旧オーステナイト結晶粒内部の集合組織形態には影響を及ぼさないという知見を得た。
　鋼材表層部において、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を増大させ、同時にマルテンサイト集合組織を適切に制御するためには、熱間圧延条件を最適化する必要がある。すなわち、熱間圧延工程で、１１５０～９５０℃の温度域で１５％以上３０％未満の減面率を与え、引き続き９５０～７５０℃の温度域で２０％以上の減面率及び１１５０～９５０℃の温度域での減面率との累積で４０％以上の減面率を与えた後、焼入れして金属組織の９０％以上をマルテンサイトとすると、ばね用鋼の直径又は厚さをＤとした場合、表層から０．１Ｄの範囲（表面から直径又は厚さの１０％）で、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと長軸方向に直交する方向の長さとの比、すなわちアスペクト比が１．５以上となる。さらに上記圧延条件では、圧延方向に対してマルテンサイト組織の＜０１１＞方位が集合し、＜１１１＞方位が抑制される。
　このようにして、ばね用鋼の表層部の旧オーステナイト結晶粒の形状と、ばね用鋼の内部の集合組織の最適化とを両立することができる。その後、焼戻し処理を行うことで、引張強度が１８００ＭＰａ以上、絞り値が４０％以上であり、限界拡散性水素量が０．３０ｐｐｍ以上であるばね鋼を得ることができる。
　本開示の懸架ばね用鋼の化学成分について説明する。以下の組成の説明において、パーセント表示は、懸架ばね用鋼の全質量を基準とする質量％である。
　［Ｃ：０．４０～０．７０％］
　Ｃは、焼入れ処理及び焼戻し処理によって、懸架ばね用鋼の強度を上昇させるために必要な元素である。懸架ばね用鋼の強度を確保するために、Ｃ量は０．４０％以上にする必要がある。Ｃ量は好ましくは０．４５％以上、より好ましくは０．４８％以上である。一方、懸架ばね用鋼の靭性を確保するために、Ｃ量の上限は０．７０％である必要がある。Ｃ量は好ましくは０．６５％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
　［Ｓｉ：０．８０～２．２０％］
　Ｓｉは、懸架ばね用鋼の引張強度を上昇させるとともに、特に弾性限を上昇させ、懸架ばねの使用中の形状変化であるヘタリに対する耐性を向上させる、非常に重要な元素である。このような効果を得るために、Ｓｉ量を０．８０％以上とする。さらに、Ｓｉ添加は焼戻し軟化抵抗を高めるため、特に引張強度向上の観点から、Ｓｉ量は好ましくは１．２０％以上である。一方、鋼材の脆化を抑制するため、Ｓｉ量の上限を２．２０％とする。製鋼・圧延工程での製造性向上の観点から、Ｓｉ量は好ましくは２．００％以下である。
　［Ｍｎ：０．０５～１．５０％］
　Ｍｎは、懸架ばね用鋼の脱硫に必要な元素であり、Ｍｎ量は０．０５％以上である。さらに、Ｍｎは焼入れ時の焼入れ性向上にも有効な元素であり、この効果を得る観点から、Ｍｎ量は好ましくは０．２０％以上である。一方、成分偏析を抑制してオーステナイト温度域での粒界の脆化を防止する観点から、Ｍｎ量の上限は１．５０％である。
　［Ｃｒ：０．０５～１．００％］
　Ｃｒは、懸架ばね用鋼の引張強度上昇及び焼入れ性向上に有効な元素であり、これらの効果を得るために、Ｃｒ量を０．０５％以上とする。さらに、焼戻し軟化抵抗を高める観点から、Ｃｒ量は好ましくは０．１５％以上である。一方、オーステナイト温度域への加熱時に未溶解炭化物の残存を抑制し成分の不均一や破壊起点となる粗大炭化物の生成を防止する観点から、Ｃｒ量の上限は１．００％である。
　［Ｐ：０．０２０％以下］
　Ｐは、不純物であり、鋼材の脆化を抑制するために、Ｐ量を０．０２０％以下に制限する。
　［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｓは、不純物であり、鋼材の脆化を抑制するために、Ｓ量を０．０２０％以下に制限する。
　さらに、焼入れ性の向上、析出強化による強度上昇、脱酸による介在物制御などの目的で、懸架ばね用鋼には、必要に応じて、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、Ｔｉ、Ｎｂ、及びＢうち、１種又は２種以上を添加することができる。
　［Ｍｏ：０．５０％以下］
　Ｍｏは、微量の添加で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、懸架ばね用鋼は、０．０５％以上のＭｏを含有することが好ましい。Ｍｏは、炭化物の析出強化による懸架ばね用鋼の強度上昇にも有効な元素であり、この効果を得る観点で、懸架ばね用鋼は、０．１０％以上のＭｏ量を含有することがより好ましい。一方で、Ｍｏを過剰に添加するとオーステナイト温度域加熱時に未溶解炭化物が増加して鋼材の焼入れ性の低下を招くため、Ｍｏ量は好ましくは０．５０％以下である。Ｍｏは高価な合金元素であることから、Ｍｏ量は、コストの観点から、より好ましくは０．４５％以下、さらに好ましくは０．２０％以下、さらにより好ましくは含まれない。本開示の懸架ばね用鋼は、Ｍｏを含まないか極微量で含む場合でも、大きな引張強度と優れた耐遅れ破壊特性及び冷間加工性を有することができる。Ｍｏをさらに含有させると、本開示の懸架ばね用鋼は、より良好な特性を得ることができる。
　［Ｖ：０．５０％以下］
　Ｖは、微量の添加で焼入れ性の向上に寄与する元素であり、懸架ばね用鋼は、０．０３％以上のＶを含有することが好ましい。Ｖは、炭化物の析出強化による懸架ばね用鋼の強度上昇にも有効な元素であり、この効果を得る観点で、懸架ばね用鋼は、０．１０％以上のＶを含有することがより好ましい。一方で、Ｖを過剰に添加するとオーステナイト温度域加熱時に未溶解炭化物が増加して鋼材の焼入れ性の低下を招くため、Ｖ量は好ましくは０．５０％以下である。Ｖは高価な合金元素であることから、コストの観点から、Ｖ量は、より好ましくは０．２５％以下、さらに好ましくは０．１０％以下、さらにより好ましくは含まれない。本開示の懸架ばね用鋼は、Ｖを含まないか極微量で含む場合でも、大きな引張強度と優れた耐遅れ破壊特性及び冷間加工性を有することができる。Ｖをさらに含有させると、本開示の懸架ばね用鋼は、より良好な特性を得ることができる。
　［Ｎｉ：１．００％以下］
　Ｎｉは、懸架ばね用鋼の靭性及び焼入れ性の向上に寄与する元素であり、懸架ばね用鋼は、０．１０％以上のＮｉを含有することが好ましい。Ｎｉは、耐食性の向上にも有効な元素であり、この効果を得る観点で、懸架ばね用鋼は、０．１５％以上のＮｉ含有することがより好ましい。一方で、上記効果は微量のＮｉ添加で得られ過剰に添加しても上記効果の増加は見込めないことから、Ｎｉ量は好ましくは１．００％以下である。Ｎｉは高価な合金元素であることから、コストの観点から、Ｎｉ量は、より好ましくは０．６０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下、さらにより好ましくは含まれない。本開示の懸架ばね用鋼は、Ｎｉを含まないか極微量で含む場合でも、大きな引張強度と優れた耐遅れ破壊特性及び冷間加工性を有することができる。Ｎｉをさらに含有させると、本開示の懸架ばね用鋼は、より良好な特性を得ることができる。
　［Ｃｕ：０．５０％以下］
　Ｃｕは、懸架ばね用鋼の焼入れ性の向上に寄与する元素であり、懸架ばね用鋼は、０．０５％以上のＣｕを含有することが好ましい。Ｃｕは耐食性の向上にも有効な元素であり、この効果を得る観点で、懸架ばね用鋼は、０．１０％以上のＣｕを含有することがより好ましい。一方で、Ｃｕを過剰に添加するとオーステナイト域での圧延割れの原因になり得るため、Ｃｕ量は好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３０％以下である。
　［Ｂ：０．００５０％以下］
　Ｂは、焼入れ性を向上させると同時に、粒界を清浄化して靭性を向上させる元素であり、懸架ばね用鋼は、０．００１０％以上のＢを含有することが好ましい。ただし、Ｂを過剰に添加すると鋼材の熱間延性を低下させて製造性を悪化させるため、Ｂ量は好ましくは０．００５０％以下である。
　［Ａｌ：０．５００％以下］
　Ａｌは、脱酸元素であり、懸架ばね用鋼の高清浄度化のために、懸架ばね用鋼は、０．００３％以上のＡｌを含有することが好ましい。また、Ａｌは、ＡｌＮなどの析出粒子により熱処理中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素でもあり、この効果を得る観点で、Ａｌ量はより好ましくは０．０２０％以上である。一方、Ａｌ量が多すぎると、破壊起点となる粗大な介在物を生成しやすくなるため、Ａｌ量は好ましくは０．５００％以下である。ただし、本開示の懸架ばね用鋼は、Ａｌを含まないか０．００１％以下の不可避不純物レベルの極微量で含む場合でも、大きな引張強度と優れた耐遅れ破壊特性及び冷間加工性とを有することができる。懸架ばね用鋼が０．００１％以下のＡｌを含んだとしても、０．００１％以下の不可避不純物レベルでは、脱酸元素としての効果は実質的に得られず、懸架ばね用鋼は、Ａｌを含まない場合と同量の酸素を含有する。
　［Ｔｉ：０．２００％以下］
　Ｔｉは、ＴｉＮなどの析出粒子により熱処理中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素であり、懸架ばね用鋼は、０．００２％以上のＴｉを含有することが好ましい。さらには、Ｂ添加の効果を得る目的などで固溶Ｎ量を低下させる観点で、Ｔｉ量はより好ましくは０．０１０％以上である。ただし、過剰に添加すると鋼材を脆化させるため、Ｔｉ量は好ましくは０．２００％以下である。
　［Ｎｂ：０．１００％以下］
　Ｎｂは、ＮｂＮなどの析出粒子により熱処理中のオーステナイト結晶粒の粗大化を抑制するのに有効な元素であり、懸架ばね用鋼は、０．００２％以上のＮｂを含有することが好ましい。さらには、Ｂ添加の効果を得る目的などで固溶Ｎ量を低下させる観点で、Ｎｂ量はより好ましくは０．０１０％以上である。ただし、過剰に添加すると鋼材を脆化させるため、Ｎｂ量は好ましくは０．１００％以下である。
　次に、本開示の懸架ばね用鋼の金属組織について説明する。
　懸架ばねは高い荷重を受け、かつ変形しても元の形状に復元することが要求される。このような特性を満たすために、懸架ばねでは主たる組織を高引張強度の焼戻しマルテンサイト組織とする必要がある。したがって、懸架ばね用鋼に焼入れ及び焼戻しを施した際には、懸架ばね用鋼に占める割合が最大の相が焼戻しマルテンサイトとなることが必要である。焼戻しマルテンサイトの面積分率は９０％以上である。残部は残留オーステナイトであることが好ましい。焼戻しマルテンサイトの面積分率は、鋼材のＬ断面を鏡面研磨した後に３％ナイタール（３％硝酸―エタノール溶液）で腐食し、光学顕微鏡で表層部、半径の１／２位置または厚みの１／４位置、中心部の３視野でミクロ組織を観察して、平均のマルテンサイト組織の面積率から評価する。Ｌ断面とは、圧延方向に平行に鋼材の中心軸を通るように切断した面をいう。
　懸架ばね用鋼の引張強度は、好ましくは１９００ＭＰａ以上、より好ましくは１９５０ＭＰａ以上、さらに好ましくは２０００ＭＰａ以上である。
　遅れ破壊は、応力が付加された状態で鋼材中に水素が侵入したときに、鋼材の表層で発生した亀裂が内部に進展することで鋼材が破壊する現象であり、亀裂の進展経路は旧オーステナイト粒界である。丸棒鋼材を圧延方向に平行に切断したＬ断面について、表層部の旧オーステナイト結晶粒の形状、特に旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと長軸方向に直交する方向の長さとの比（アスペクト比＝直軸方向長さ／長軸方向と直交する方向の長さ）は重要である。アスペクト比を大きくすることにより、表層部から内部に向かう亀裂の進展方向とオーステナイト結晶粒界の伸長方向とが一致しないようにすることができるため、亀裂の進展を抑制する効果がある。一方で、アスペクト比が小さいと、亀裂の進展を抑制する効果が小さくなる。耐遅れ破壊特性を向上させるためには、懸架ばね用鋼の表層部の圧延方向に平行な断面において、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと長軸方向に直交する方向の長さとの比、すなわち幅に対する長さのアスペクト比が１．５以上であることが必要である。アスペクト比は、好ましくは１．９以上、より好ましくは２．０以上、さらに好ましくは２．１以上、さらにより好ましくは２．２以上である。亀裂の進展の抑制の観点ではアスペクト比が大きいほど好ましいが、熱間圧延時の加工量と再結晶の関係から、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比の上限は５．０未満が望ましい。本願において、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比とは、アスペクト比の平均値をいう。
　表層部の腐食部や表面傷が遅れ破壊の起点となることを考えると、遅れ破壊の抑制効果が十分に得るためには、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．５以上である領域が、表面から直径または厚さの１０％の位置まで連続している必要がある。したがって、懸架ばね用鋼の旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比は、表面から直径または厚さの１０％の位置で測定し、この位置での旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を１．５以上とする。圧延の影響を強く受ける表面ほど旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比は大きいため、表面から直径または厚さの１０％位置で旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が１．５以上であれば、それより表面側の旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比は１．５以上になる。一方で、表面から直径または厚さの１０％の位置より内部の位置まで亀裂が進展する前に鋼材が破壊するので、表面から直径または厚さの１０％の位置まで旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を制御すれば十分である。
　圧延方向に＜０１１＞方位が集合する組織は、伸線集合組織として知られている。圧延方向に＜０１１＞方位が集合していると、マルテンサイトのすべり面である｛０１１｝面が最大せん断応力方向に配向しやすくなり、圧延方向の荷重によって断面積を減少させるのに有利なすべり系の運動が選択されやすい。このため、圧延方向に＜０１１＞方位が集合していると、断面減少を伴う絞り変形にも有利であると考えられる。
　一方、圧延方向に＜１１１＞方位が集合していると、マルテンサイトのすべり方向である｛０１１｝面が最大せん断応力方向に配向しにくくなり、圧延方向の荷重に対してすべり変形が起こりにくくなる。この結果、特定の結晶粒にひずみが集積し、破断の起点となりやすくなる。このため、圧延方向に＜１１１＞方位が集合していると絞り変形に不利になると考えられる。
　したがって、絞り値を向上させるには、圧延方向への＜０１１＞方位の集合率を大きくし、＜１１１＞方位の集合率を小さくするが有効である。具体的には、表面から直径または厚さの１０％の位置で、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が３．０以上となることが必要である。＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比は、好ましくは３．８以上、より好ましくは４．４以上、さらに好ましくは４．５以上、さらにより好ましくは４．８以上である。ここで、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比とは、圧延方向を中心軸として全方位に５°以内に＜０１１＞方位を有する結晶粒と、圧延方向を中心軸として全方位に５°以内に＜１１１＞方位を有する結晶粒との面積比である。マルテンサイト集合組織の集合率の評価には、ＳＥＭ－ＥＢＳＤによる結晶方位解析、またはＸＲＤによる極点図解析を用いる。また、絞り変形は鋼材の表層ほど変形量が大きくなるため、表層近傍で、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が大きくなることが、絞り値の向上に有効である。
　絞り値は、引張りによる断面積の変化率であり、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上、さらに好ましくは５５％以上である。絞り値は、
　｛（素材の断面積）－（引張破断部の最小断面積）｝／（素材の断面積）×１００％
　によって算出することができる。断面積とは、引張方向に直交する方向の面積である。
　遅れ破壊特性の評価には限界拡散性水素量を用いる。腐食ピット等の応力集中部を模擬した図１に示す形状の試験片を用いて、水素プレチャージ後に０．３ＴＳ（引張強度）の荷重で定荷重試験を実施した際に破断しない上限の水素量を、限界拡散性水素量と定義する。
　限界拡散性水素量は、図１に示す形状の試験片に水素チャージし、０．３ＴＳ（引張強度）の荷重で定荷重試験を実施した際に、１００時間以内に遅れ破壊しない上限の拡散性水素量である。拡散性水素量は、鋼材を１００℃／時間の速度で加熱した際に得られる温度－水素放出速度の曲線において、約１００℃の温度にピークを有する曲線によって測定することができる。
　限界拡散性水素量を測定することで、一般的な腐食環境での耐遅れ破壊特性が推定される。一般的な腐食環境における懸架ばね鋼中の水素量は、最大０．２０ｐｐｍ程度と見積もられるので、上記形状の限界拡散性水素量が０．３０ｐｐｍ以上であれば、一般的な腐食環境での遅れ破壊は抑制可能と判断する。限界拡散性水素量は、好ましくは０．４０ｐｐｍ、より好ましくは０．５０ｐｐｍ、さらに好ましくは０．６０ｐｐｍである。
　次に、本開示の懸架ばね用鋼の製造方法について説明する。本開示の懸架ばね用鋼は、一般的な熱間圧延線材を素材として、さらに熱間圧延－焼入れ－焼戻し工程を経て製造する。素材は、一般的な製鋼プロセス及び圧延プロセスを経て製造された、所定の成分の線材とする。素材から線材までの製造プロセスは特に限定されない。ただし、以降の熱間圧延－焼入れ－焼戻し後に所定の線径となるよう、熱間圧延の減面率を考慮して、素材の線径を選択する。例えば、減面率５０％で熱間圧延後にφ１０．０ｍｍの懸架ばね用鋼を製造する場合は、素材となる線材の線径は１４．０ｍｍである。
　減面率は、圧延での断面積の変化率であり、
　｛（圧延前の断面積）－（圧延後の断面積）｝／（圧延前の断面積）×１００％
　によって算出することができる。断面積とは、圧延方向に直交する方向の面積である。
　素材の線径及び熱間圧延後の線径は特に限定されるものではないが、圧延の精度と圧下量をより良好に両立する観点で、素材線径は１１．５ｍｍ以上、熱間圧延後の線径は８．０ｍｍ以上が好ましい。圧延後の冷却による焼入れ性をより良好に確保する観点から、素材線径は２０．０ｍｍ以下、熱間圧延後の線径は１４．０ｍｍ以下が好ましい。
　旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を増大させるため、熱間加工後に急冷して焼入れ処理を行ない、焼戻しを施す。旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比の増大、さらにマルテンサイト組織の集合率の制御には、熱間圧延における十分な減面率が必要である。一方で、減面率が大きすぎるとオーステナイト結晶粒が再結晶するため、本開示の懸架ばね用鋼の組織を得るために、熱間圧延時の温度及び減面率の制御が重要である。
　本開示の方法では、旧オーステナイト結晶粒の大きなアスペクト比と、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の大きな比を得るために、熱間圧延温度を、１１５０℃未満９５０℃以上の温度域、９５０℃未満７５０℃以上の温度域、及び７５０℃未満の温度域に分けて制御するが、これらは一貫した多段熱間圧延工程の各温度領域を意味するものである。
　１１５０℃未満９５０℃以上（以下、９５０℃以上ともいう）の温度域での熱間圧延は、オーステナイト結晶粒を大きく変形させ、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比を大きくするのに有効である。ただし、９５０℃以上の温度域での減面率が大きいと容易に再結晶が起こる。このため、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の大きな比を得るために、９５０℃以上での減面率を１５％以上、３０％未満、好ましくは２０％以上、２５％以下に制御する。
　９５０℃未満７５０℃以上（以下、９５０～７５０℃ともいう）の温度域では再結晶が起こりにくいので、１１５０℃未満９５０℃以上での減面率との累積の減面率を増加させることが可能である。特に９５０～７５０℃の減面率を増加させることにより、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を大きくすることができる。９５０～７５０℃の温度域で２０％以上の減面率を与え、９５０℃以上の温度域からの累積で４０％以上の減面率を付与することで、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比を１．５以上にすることができる。９５０～７５０℃の温度域における減面率は、好ましくは２５％以上である。累積の減面率は、好ましくは４５％以上、より好ましくは５０％以上である。初析フェライトの生成を抑制する観点から、９５０～７５０℃の温度域における減面率の上限は、好ましくは７５％以下である。
　７５０℃未満の温度域での熱間圧延は、減面率を増加させても再結晶の恐れは少ない反面、熱間圧延中の温度低下により、初析フェライトが生じやすい。ただし、鋼材成分等の最適化により初析フェライトの生成を抑制し、金属組織の９０％以上がマルテンサイト組織を達成できる範囲では、この温度域での熱間圧延を除外するものではない。
　上記の熱間圧延工程で累積４０％以上の減面率を付与した鋼材は、熱間圧延後に速やかに、好ましくは最終圧延後３秒以内に、より好ましくは最終圧延後２秒以内に、焼入れ処理を行った後、焼戻し処理を行なう。焼入れ条件は、金属組織の９０％以上をマルテンサイト組織にすることができる条件であれば特に限定されないが、例えば鋼材の表面温度に関して、好ましくは５℃／秒以上、より好ましくは１０℃／秒以上の冷却速度で、好ましくは５～６０℃、より好ましくは１０～４０℃、例えば約３０℃に冷却する。焼戻し処理の温度は適宜設定すればよいが、好ましくは３５０～５５０℃、より好ましくは４６０℃～５１０℃である。
　表１に示す成分及び１１．５～２０．０ｍｍの直径を有する丸棒鋼材を素材とし、表２に示す熱間圧延条件で熱間圧延－焼入れ－焼戻しを行なった丸棒鋼材について、ミクロ組織観察、引張試験、及び遅れ破壊試験を実施して、マルテンサイト組織分率（マルテンサイト分率ともいう）、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比、＜０１１＞／＜１１１＞集合率の比、引張強度、絞り値、及び限界拡散性水素量を評価した。全ての例において、焼入れ条件は、冷却速度５０℃／秒以上で表面温度が３０℃になるまで冷却した。表１及び表２において、例１～１９が実施例であり、例Ｘ１～Ｘ１１が比較例である。
　マルテンサイト分率は、光学顕微鏡による組織観察から算出した。丸棒鋼材を圧延方向に平行に切断したＬ断面について、鏡面研磨を行い、次いで３％ナイタールによりミクロ組織を現出させて、倍率４００倍の光学顕微鏡で表層部、半径の１／２位置、及び中心部のそれぞれ３箇所で３視野、合計９視野のミクロ組織を観察して、平均のマルテンサイト分率を算出した。
　旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比は、光学顕微鏡による組織観察から算出した。上記と同様のＬ断面について、鏡面研磨後にピクリン酸水溶液系の腐食液により旧オーステナイト結晶粒を現出させ、鋼材の表面から直径の１０％の位置で倍率４００倍のミクロ写真を５視野撮影した。これらの写真について、切断法で計数した、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと長軸方向に直交する方向の長さとから、アスペクト比として、「長軸方向の結晶粒径（長さ）」／「長軸方向に直交する方向の結晶粒径（幅）」を算出した。
　圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比は、上記のＬ断面ミクロ組織をＳＥＭ－ＥＢＳＤ（日本電子株式会社製ＪＳＭ７００１―Ｆ、ＥＤＡＸ’ｓ　ＯＩＭ）で解析することで算出した。ＳＥＭ－ＥＢＳＤで測定したデータを、ＥＢＳＤ解析ソフトウェアであるＴＬＳ　ＳｏｌｕｔｉｏｎのＯＩＭ　Ａｎａｌｙｓｉｓを用いて、解析メッシュを５°にして、Ｉｎｖｅｒｓｅｄ　Ｐｏｌｅ　Ｆｉｇｕｒｅを解析することで、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比を算出した。
　引張試験は、ＪＩＳ　Ｚ　２２０１および２２４１に準ずる丸棒引張試験とした。
　限界拡散性水素量は、水素プレチャージ法による遅れ破壊試験によって算出した。水素プレチャージ法は、例えばＮＨ４ＳＣＮを含む水溶液中で陰極水素チャージにより試験片中に水素をチャージし、次いでＣｄ、ＺｎなどのＨＣＰ金属メッキによって水素を封入した状態で、遅れ破壊試験を実施する方法である。図１の形状の試験片を用い、水素をプレチャージして、引張強度の０．３倍（０．３ＴＳ）の荷重で定荷重遅れ破壊試験を実施し、１００時間以内に遅れ破壊しない上限の水素量である限界拡散性水素量を測定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　表２より、実施例ではいずれも旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比は１．５以上であり、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比は３．０以上である。これらの例では、引張強度、絞り値、及び限界拡散性水素量が高い水準で両立されている。
　例Ｘ１においては、９５０℃以上の温度範囲における減面率が大きく、９５０～７５０℃の温度範囲における減面率が小さかったため、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が小さくなり、限界拡散性水素量も低かった。
　例Ｘ２及びＸ３においては、９５０℃以上の温度範囲における減面率が小さかったため、＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が小さく、絞り値が不十分であった。
　例Ｘ４においては、９５０℃以上及び９５０～７５０℃の温度範囲において減面率が小さく、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比が小さく、絞り値及び限界拡散性水素量が低かった。
　例Ｘ５及び例Ｘ７～Ｘ１１においては、絞り値が不十分であった。例Ｘ１０及び例Ｘ１１においては、限界拡散性水素量も不十分であった。例Ｘ５はＳｉ含有量が高く、例Ｘ７はＣ含有量が高く、例Ｘ８はＭｎ含有量が高く、例Ｘ９はＣｒ含有量が高く、例Ｘ１０はＰ含有量が高く、例Ｘ１１はＳ含有量が高かった。
　例Ｘ１２は、最終圧延から焼入れまでの時間が長く、マルテンサイト分率が低下し、旧オーステナイト結晶粒のアスペクト比も不十分であった。焼入れ前に加工組織からフェライト核生成が進んだためと考えられる。
　例Ｘ６においては、Ｃ含有量が低く、十分な引張強度が得られなかった。
　以上の例から、本開示の懸架ばね用鋼は、高い引張強度を有し且つ優れた耐遅れ破壊特性及び絞り値を有することが分かる。
　本開示の懸架ばね用鋼は、高価な合金元素を含まないか含んでも微量であり、１８００ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ優れた冷間加工性及び耐遅れ破壊特性を有するので、自動車等に用いられる懸架ばねを軽量化できるなど、産業上の効果が極めて顕著である。

Claims (5)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．４０～０．７０％、
    　Ｓｉ：０．８０～２．２０％、
    　Ｍｎ：０．０５～１．５０％、
    　Ｃｒ：０．０５～１．００％
    　を含有し、
    　Ｐ：０．０２０％以下、
    　Ｓ：０．０２０％以下
    　に制限し、残部がＦｅ及び不可避的不純物よりなり、
    　圧延方向に平行な断面において、面積率で金属組織の９０％以上が焼戻しマルテンサイトであり、
    　圧延方向に平行な断面において、表面から直径又は厚さの１０％の範囲で、旧オーステナイト結晶粒の長軸方向の長さと前記長軸方向に直交する方向の長さとの比が１．５以上であり、圧延方向から見たマルテンサイト集合組織の＜０１１＞集合率／＜１１１＞集合率の比が３．０以上である、
    　ことを特徴とする懸架ばね用鋼。
  2. 　更に、質量％で、
    　Ｍｏ：０．５０％以下、
    　Ｖ：０．５０％以下、
    　Ｎｉ：１．００％以下、
    　Ｃｕ：０．５０％以下、
    　Ｂ：０．００５０％以下
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１に記載の懸架ばね用鋼。
  3. 　更に、質量％で、
    　Ａｌ：０．５０％以下、
    　Ｔｉ：０．２０％以下、
    　Ｎｂ：０．１０％以下、
    　の１種又は２種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の懸架ばね用鋼。
  4. 　引張強度が１８００ＭＰａ以上、絞り値が４０％以上であり、丸棒直径の１０％深さまで６０°円環ノッチを付けた試験片に引張強度の３０％の試験荷重を負荷して測定した限界拡散性水素量が０．３０ｐｐｍ以上であることを特徴とする、請求項１～３のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼。
  5. 　請求項１～４のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、
    　請求項１～３のいずれか一項に記載の鋼成分を有する線材に、１１５０℃未満９５０℃以上の温度域で１５％以上３０％未満の減面率を与え、次いで、９５０℃未満７５０℃以上の温度域で２０％以上の減面率及び前記１１５０℃未満９５０℃以上の温度域の減面率との累積で４０％以上の減面率を与えるように、熱間圧延を施すこと、
    　前記熱間圧延した鋼線を焼入れして、圧延方向に平行な断面において面積率で金属組織の９０％以上をマルテンサイトとすること、及び
    　前記焼入れした鋼線に焼戻し処理を行なうこと、
    　を含み、
    　前記熱間圧延の終了から前記焼入れの開始までの時間が３秒以内である、
    　懸架ばね用鋼の製造方法。
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MX2018001142A MX2018001142A (es) 2015-07-27 2016-07-27 Acero para muelle de suspension y metodo para fabricar el mismo.
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108179355A (zh) * 2018-01-31 2018-06-19 中钢集团郑州金属制品研究院有限公司 一种高强度高韧性弹簧钢丝及其制备工艺
WO2018230717A1 (ja) * 2017-06-15 2018-12-20 新日鐵住金株式会社 ばね鋼用圧延線材
WO2024101377A1 (ja) * 2022-11-08 2024-05-16 日本発條株式会社 鋼線材および鋼線材の製造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112063816B (zh) * 2019-06-10 2021-11-19 育材堂（苏州）材料科技有限公司 一种高强度钢的热处理方法和由此获得的产品
PL3783120T3 (pl) * 2019-08-23 2024-02-19 Vossloh Fastening Systems Gmbh Drut sprężynowy, zacisk napinający uformowany z niego i sposób wytwarzania takiego drutu sprężynowego
CN111519114B (zh) * 2020-05-14 2022-06-21 大冶特殊钢有限公司 一种弹簧扁钢材料及其制备方法
CN111961966A (zh) * 2020-07-31 2020-11-20 南京钢铁股份有限公司 一种汽车悬架弹簧钢盘条及其制备方法
KR102492641B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-30 주식회사 포스코 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법
KR102531464B1 (ko) * 2020-12-18 2023-05-12 주식회사 포스코 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
CN117004888B (zh) * 2023-08-09 2026-01-06 天津荣程联合钢铁集团有限公司 一种高强度Cr-V-Mo系中碳弹簧钢及其热处理工艺和应用
CN116770191B (zh) * 2023-08-28 2023-10-27 张家港荣盛特钢有限公司 耐腐蚀疲劳弹簧钢丝、盘条及其生产方法
WO2025210377A1 (en) * 2024-04-02 2025-10-09 Arcelormittal Steel for coil springs of automobiles and a method of manufacturing of a coil thereof

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002097551A (ja) * 2000-09-25 2002-04-02 Nippon Steel Corp 耐水素疲労特性の優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2005220422A (ja) * 2004-02-06 2005-08-18 Sumitomo Denko Steel Wire Kk ばね用鋼線
JP2009256771A (ja) * 2008-03-27 2009-11-05 Jfe Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2011011245A (ja) * 2009-07-03 2011-01-20 Nippon Steel Corp 中〜高炭素鋼線材の連続加工熱処理ライン
JP2014043612A (ja) * 2012-08-27 2014-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材
JP2014122393A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Kobe Steel Ltd 耐水素脆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

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06346146A (ja) 1993-06-07 1994-12-20 Sumitomo Metal Ind Ltd 冷間成形コイルばね用線材の製造方法と装置
JPH09310151A (ja) 1996-05-16 1997-12-02 Kobe Steel Ltd 冷間加工性に優れたばね用鋼線材
DE19637968C2 (de) * 1996-09-18 2002-05-16 Univ Freiberg Bergakademie Verfahren zur hochtemperatur-thermomechanischen Herstellung von Federblättern für Blattfedern und/oder Blattfederlenkern
JP4261760B2 (ja) * 2000-10-10 2009-04-30 新日本製鐵株式会社 耐水素疲労破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
KR100711370B1 (ko) * 2003-03-28 2007-05-02 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 고강도 스프링
JP4476863B2 (ja) * 2005-04-11 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線
JP5653020B2 (ja) * 2009-09-29 2015-01-14 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね用鋼及びばね
CN103290194B (zh) * 2013-03-19 2015-04-29 钱江弹簧（北京）有限公司 高应力悬架弹簧制作工艺
CN104313483B (zh) * 2014-10-31 2016-09-07 武汉钢铁(集团)公司 一种高碳冷轧汽车膜片弹簧钢及其生产方法
CN104313472B (zh) * 2014-10-31 2016-06-22 武汉钢铁(集团)公司 一种高碳热轧汽车膜片弹簧钢及其生产方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2002097551A (ja) * 2000-09-25 2002-04-02 Nippon Steel Corp 耐水素疲労特性の優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2005220422A (ja) * 2004-02-06 2005-08-18 Sumitomo Denko Steel Wire Kk ばね用鋼線
JP2009256771A (ja) * 2008-03-27 2009-11-05 Jfe Steel Corp 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
JP2011011245A (ja) * 2009-07-03 2011-01-20 Nippon Steel Corp 中〜高炭素鋼線材の連続加工熱処理ライン
JP2014043612A (ja) * 2012-08-27 2014-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼材
JP2014122393A (ja) * 2012-12-21 2014-07-03 Kobe Steel Ltd 耐水素脆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

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018230717A1 (ja) * 2017-06-15 2018-12-20 新日鐵住金株式会社 ばね鋼用圧延線材
JP6447799B1 (ja) * 2017-06-15 2019-01-09 新日鐵住金株式会社 ばね鋼用圧延線材
EP3640357A4 (en) * 2017-06-15 2020-09-30 Nippon Steel Corporation ROLLED WIRE FOR SPRING STEEL
US11118251B2 (en) 2017-06-15 2021-09-14 Nippon Steel Corporation Rolled wire rod for spring steel
CN108179355A (zh) * 2018-01-31 2018-06-19 中钢集团郑州金属制品研究院有限公司 一种高强度高韧性弹簧钢丝及其制备工艺
WO2024101377A1 (ja) * 2022-11-08 2024-05-16 日本発條株式会社 鋼線材および鋼線材の製造方法

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