JP2003253391A - 冷間成形用ばね鋼 - Google Patents
冷間成形用ばね鋼Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】伸線加工性、焼入れ性などのばね鋼線の製造性
に優れ、かつ２００ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以
上の高強度を有する冷間成形用ばね鋼線を製造するに適
した鋼を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５３％、Ｓ
ｉ：１．４〜２．４％、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．３５％、Ｎｉ：０．０５〜０．４０
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、と
Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０
５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％のうちいずれか1種以上とを含
み、１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、およ
び１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％＋
３５３×Ｂ％≦２．１％の関係を満足することを特徴と
する。
に優れ、かつ２００ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以
上の高強度を有する冷間成形用ばね鋼線を製造するに適
した鋼を提供する。 【解決手段】質量％で、Ｃ：０．３８〜０．５３％、Ｓ
ｉ：１．４〜２．４％、Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｃ
ｕ：０．０５〜０．３５％、Ｎｉ：０．０５〜０．４０
％、Ｃｒ：０．０５〜０．５５％、Ｍｏ：０．０１〜
０．３０％、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、と
Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０
５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％のうちいずれか1種以上とを含
み、１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、およ
び１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％＋
３５３×Ｂ％≦２．１％の関係を満足することを特徴と
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、冷間成形法によっ
てコイルばねに成形するのに適したばね鋼に関する。
てコイルばねに成形するのに適したばね鋼に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車は燃費向上のため、軽量化
が強く要求され、懸架用コイルばねにおいても一層の軽
量化が進められている。コイルばねの軽量化を達成する
ためには、使用するばね素線の直径を細くするか、ある
いは使用するばね素線の長さを短くする必要がある。所
要のばね特性を維持しつつコイルばねの軽量化を達成す
るためにはばねの設計応力を高める必要があり、ばね素
線にはより高い材料強度が要求されるようになった。こ
のような要求に対処して、従来のばね用鋼の化学成分を
調整しさらに特殊元素を配合することによって２００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上の材料強度を有する
高強度ばね用鋼が開発されている（例えば特許第３０６
４６７２号公報）。
が強く要求され、懸架用コイルばねにおいても一層の軽
量化が進められている。コイルばねの軽量化を達成する
ためには、使用するばね素線の直径を細くするか、ある
いは使用するばね素線の長さを短くする必要がある。所
要のばね特性を維持しつつコイルばねの軽量化を達成す
るためにはばねの設計応力を高める必要があり、ばね素
線にはより高い材料強度が要求されるようになった。こ
のような要求に対処して、従来のばね用鋼の化学成分を
調整しさらに特殊元素を配合することによって２００ｋ
ｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上の材料強度を有する
高強度ばね用鋼が開発されている（例えば特許第３０６
４６７２号公報）。
【０００３】ところで、懸架用コイルばねの製造方法に
は、大別して熱間成形法と冷間成形法の二種類がある。
鋼線を熱間加工によってばね形状に成形したのち、焼入
れ焼もどしを行ってばね強度に調整する熱間成形法に対
して、あらかじめ所要のばね強度に調整された鋼線を用
い、冷間加工によってばね形状に成形する冷間成形法
は、ばねに成形したのちに焼入れなどの高温処理を要せ
ず、焼入れ変形の修正作業がなくなるなど、ばね製造に
おける設備面・工程面での簡素化効果が高い経済的なば
ね製造方法であり、自動車懸架用ばねの製造にも広く採
用されている。
は、大別して熱間成形法と冷間成形法の二種類がある。
鋼線を熱間加工によってばね形状に成形したのち、焼入
れ焼もどしを行ってばね強度に調整する熱間成形法に対
して、あらかじめ所要のばね強度に調整された鋼線を用
い、冷間加工によってばね形状に成形する冷間成形法
は、ばねに成形したのちに焼入れなどの高温処理を要せ
ず、焼入れ変形の修正作業がなくなるなど、ばね製造に
おける設備面・工程面での簡素化効果が高い経済的なば
ね製造方法であり、自動車懸架用ばねの製造にも広く採
用されている。
【０００４】冷間成形に用いるばね鋼線は、適当な組成
を有する鋼の圧延線材に対して、所定の線径まで伸線加
工を施し、その後オイルテンパー処理、高周波連続焼入
れ処理などの連続加熱処理を施して製造される。ばね鋼
線としては、前記のように高強度化が望まれているが、
一般に鋼の強度を高めると靭延性が低下する。一方、冷
間成形法によってばねを成形する上では、ばね鋼線は適
当な靭延性を有することが求められる。また鋼線の製造
過程では圧延線材に対して伸線加工を施すので、熱間圧
延後の線材は伸線加工に耐える延性を備えることも必要
である。
を有する鋼の圧延線材に対して、所定の線径まで伸線加
工を施し、その後オイルテンパー処理、高周波連続焼入
れ処理などの連続加熱処理を施して製造される。ばね鋼
線としては、前記のように高強度化が望まれているが、
一般に鋼の強度を高めると靭延性が低下する。一方、冷
間成形法によってばねを成形する上では、ばね鋼線は適
当な靭延性を有することが求められる。また鋼線の製造
過程では圧延線材に対して伸線加工を施すので、熱間圧
延後の線材は伸線加工に耐える延性を備えることも必要
である。
【０００５】従来、ばね鋼としては、強度向上の観点か
ら比較的Ｃ含有率の高い鋼が使用されている。そのた
め、熱間圧延によって製造される圧延線材の熱間圧延後
の硬さが高まり、その後の引抜きや伸線加工において割
れやカッピー状の断線が発生するとか、焼入れ時に焼割
れを生じるという問題もあった。
ら比較的Ｃ含有率の高い鋼が使用されている。そのた
め、熱間圧延によって製造される圧延線材の熱間圧延後
の硬さが高まり、その後の引抜きや伸線加工において割
れやカッピー状の断線が発生するとか、焼入れ時に焼割
れを生じるという問題もあった。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、圧延線材の
状態での伸線加工性、オイルテンパー処理・高周波連続
焼入れ処理における熱処理対応性などのばね鋼線の製造
性に優れ、かつ２００ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）
以上という高強度を有する冷間成形用ばね鋼線を製造す
るに適した鋼を提供することを目的とする。
状態での伸線加工性、オイルテンパー処理・高周波連続
焼入れ処理における熱処理対応性などのばね鋼線の製造
性に優れ、かつ２００ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）
以上という高強度を有する冷間成形用ばね鋼線を製造す
るに適した鋼を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】上記の課題を解決するた
めに、本発明の冷間成形用ばね鋼は、（１）質量％で、
Ｃ：０．３８〜０．５３％、Ｓｉ：１．４〜２．４％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．３５％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５５
％を含み、かつ、１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦
２．０％、および１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ
％）/２＋Ｍｎ％≦２．１％の関係を満足し、残余、Ｆ
ｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする。
めに、本発明の冷間成形用ばね鋼は、（１）質量％で、
Ｃ：０．３８〜０．５３％、Ｓｉ：１．４〜２．４％、
Ｍｎ：０．４〜１．４％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：
０．０１０％以下、Ｃｕ：０．０５〜０．３５％、Ｎ
ｉ：０．０５〜０．４０％、Ｃｒ：０．０５〜０．５５
％を含み、かつ、１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦
２．０％、および１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ
％）/２＋Ｍｎ％≦２．１％の関係を満足し、残余、Ｆ
ｅおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする。
【０００８】また、（２）上記（１）記載の化学成分に
加えて、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．
０２０％以下を含み、かつ、Ｖ：０．０１〜０．２０
％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０２
０〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％の
うちいずれか1種以上を含み、さらに１．２％≦Ｃ％＋
Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、および１．４％≦（Ｓｉ
％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％≦２．
１％の関係を満足することを特徴とする。（３）上記
（２）記載の化学成分に加えて、さらにＭｏ：０．０１
〜０．３０％を含有することを特徴とする。
加えて、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．
０２０％以下を含み、かつ、Ｖ：０．０１〜０．２０
％、Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０２
０〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％の
うちいずれか1種以上を含み、さらに１．２％≦Ｃ％＋
Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、および１．４％≦（Ｓｉ
％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％≦２．
１％の関係を満足することを特徴とする。（３）上記
（２）記載の化学成分に加えて、さらにＭｏ：０．０１
〜０．３０％を含有することを特徴とする。
【０００９】
【作用】本発明の冷間成形用ばね鋼は、鋼材の化学組成
分を特定することによって、圧延線材の状態での伸線加
工性に優れ、オイルテンパー処理・高周波連続焼入れ処
理において焼割れなどの障害を生じることなく十分に焼
入れができるなど、ばね鋼線の製造性に優れ、かつ２０
０ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上の高強度を具備
する冷間成形用ばね鋼線を製造するに適した鋼を得るこ
とに成功したものである。以下、各化学成分の含有率を
定めた理由について説明する。
分を特定することによって、圧延線材の状態での伸線加
工性に優れ、オイルテンパー処理・高周波連続焼入れ処
理において焼割れなどの障害を生じることなく十分に焼
入れができるなど、ばね鋼線の製造性に優れ、かつ２０
０ｋｇｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上の高強度を具備
する冷間成形用ばね鋼線を製造するに適した鋼を得るこ
とに成功したものである。以下、各化学成分の含有率を
定めた理由について説明する。
【００１０】Ｃ：０．３８〜０．５３％
Ｃは、焼入れ焼もどし後の鋼の強度を高めるために必須
の元素である。その含有率が０．３８％未満では焼入れ
によって十分な硬さが得られないのでＣ含有率の下限を
０．３８％とする。０．５３％を超えてＣを含有すると
焼入れ時に割れを生じたり、焼入れ焼もどし後の鋼の靭
性が低下したりするうえ、疲労強度、耐遅れ破壊性が劣
化する。また、熱間圧延後の鋼の硬さが高くなりすぎ、
その後の引抜きや伸線加工工程において割れやカッピー
状の断線が発生するなどの障害をもたらす。それゆえＣ
含有率の上限を０．５３％とする。
の元素である。その含有率が０．３８％未満では焼入れ
によって十分な硬さが得られないのでＣ含有率の下限を
０．３８％とする。０．５３％を超えてＣを含有すると
焼入れ時に割れを生じたり、焼入れ焼もどし後の鋼の靭
性が低下したりするうえ、疲労強度、耐遅れ破壊性が劣
化する。また、熱間圧延後の鋼の硬さが高くなりすぎ、
その後の引抜きや伸線加工工程において割れやカッピー
状の断線が発生するなどの障害をもたらす。それゆえＣ
含有率の上限を０．５３％とする。
【００１１】Ｓｉ：１．４〜２．４％
Ｓｉは、固溶強化元素として鋼の強度および耐へたり性
を向上するために添加するが、その効果を十分に発揮す
るためには１．４％以上を含有する必要がある。しか
し、過剰に含有すると製造工程中の高温加熱時に鋼表面
に脱炭を生じ疲労強度の低下を招くのでＳｉ含有率の上
限を２．４％とする。
を向上するために添加するが、その効果を十分に発揮す
るためには１．４％以上を含有する必要がある。しか
し、過剰に含有すると製造工程中の高温加熱時に鋼表面
に脱炭を生じ疲労強度の低下を招くのでＳｉ含有率の上
限を２．４％とする。
【００１２】Ｍｎ：０．４〜１．４％
鋼溶製時の脱酸を促し、ＭｎＳ形成による赤熱脆性を防
止し、また、鋼の焼入れ性を高めるために０．４％以上
含有せしめる。しかし過剰に含有すると熱間圧延後の鋼
の硬さを高め、また焼入れ時には焼割れを生じるなど鋼
の製造性を損なうので含有率の上限を１．４％とする。
止し、また、鋼の焼入れ性を高めるために０．４％以上
含有せしめる。しかし過剰に含有すると熱間圧延後の鋼
の硬さを高め、また焼入れ時には焼割れを生じるなど鋼
の製造性を損なうので含有率の上限を１．４％とする。
【００１３】Ｐ：０．０１５％以下
Ｐは、鋼の結晶粒界に偏析して結晶粒界を脆弱化させ、
遅れ破壊の発生を助長するので、その含有量は少ないほ
ど好ましいが、経済性を考慮して含有率の上限を０．０
１５％とする。
遅れ破壊の発生を助長するので、その含有量は少ないほ
ど好ましいが、経済性を考慮して含有率の上限を０．０
１５％とする。
【００１４】Ｓ：０．０１０％以下
Ｓは、鋼中でＭｎと結合してＭｎＳを形成し非金属介在
物となり鋼の疲労強度を低下するので、その含有量は極
力低減することが好ましいが、経済性を考慮して含有率
の上限を０．０１０％とする。
物となり鋼の疲労強度を低下するので、その含有量は極
力低減することが好ましいが、経済性を考慮して含有率
の上限を０．０１０％とする。
【００１５】Ｃｕ：０．０５〜０．３５％
Ｃｕは、鋼の耐食性の向上に対して有効であり、またフ
ェライト脱炭の防止効果を有する。その効果を発揮する
ためには０．０５％以上を含有させる必要がある。しか
し過剰に含有すると鋼の熱間加工性を損なうので含有率
の上限を０．３５％とする。
ェライト脱炭の防止効果を有する。その効果を発揮する
ためには０．０５％以上を含有させる必要がある。しか
し過剰に含有すると鋼の熱間加工性を損なうので含有率
の上限を０．３５％とする。
【００１６】Ｎｉ：０．０５〜０．４０％
Ｎｉは、鋼の耐食性を高め、またフェライト脱炭の防止
効果を有するので０．０５％以上を含有させる。しかし
過剰に含有すると鋼のコストを高めるので含有率の上限
を０．４０％とする。
効果を有するので０．０５％以上を含有させる。しかし
過剰に含有すると鋼のコストを高めるので含有率の上限
を０．４０％とする。
【００１７】Ｃｒ：０．０５〜０．５５％
Ｃｒは、鋼の焼入れ性を高めるために０．０５％以上を
含有させる。しかし過剰に含有すると熱間圧延後の鋼の
硬さが高くなりすぎ、伸線加工において割れを生じるな
どの弊害をもたらすので、Ｃｒ含有率の上限を０．５５
％とする。
含有させる。しかし過剰に含有すると熱間圧延後の鋼の
硬さが高くなりすぎ、伸線加工において割れを生じるな
どの弊害をもたらすので、Ｃｒ含有率の上限を０．５５
％とする。
【００１８】Ｂ：０．０００５〜０．００３０％
Ｂは、鋼の結晶粒界に優先析出し、Ｐ、Ｓの結晶粒界偏
析を防止して鋼の遅れ破壊強度を向上させる。この効果
を得るためには０．０００５％以上のＢを含有する必要
がある。しかし過剰に含有すると結晶粒界にＢ構成物を
形成して鋼の焼入れ性を低減し、鋼の靭性を損なうの
で、Ｂ含有率の上限は０．００３０％とする。
析を防止して鋼の遅れ破壊強度を向上させる。この効果
を得るためには０．０００５％以上のＢを含有する必要
がある。しかし過剰に含有すると結晶粒界にＢ構成物を
形成して鋼の焼入れ性を低減し、鋼の靭性を損なうの
で、Ｂ含有率の上限は０．００３０％とする。
【００１９】Ｎ：０．０２０％以下Ｎは、鋼中で窒化物
あるいは炭窒化物を形成し、非金属介在物として鋼の疲
労強度を低下させるので、その含有率は低いほど好まし
いが、経済性を考慮して含有率の上限を０．０２０％と
する。
あるいは炭窒化物を形成し、非金属介在物として鋼の疲
労強度を低下させるので、その含有率は低いほど好まし
いが、経済性を考慮して含有率の上限を０．０２０％と
する。
【００２０】Ｖ：０．０１〜０．２０％、Ｎｂ：０．０
２０〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００
％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％のうちいずれか１
種以上これらの元素は、いずれも鋼のオーステナイト結
晶粒の微細化効果を有し鋼の靭性向上に寄与するので、
これらの元素のうちいずれか１種以上を添加する。特
に、高周波誘導加熱による焼入れを行う場合に優れた結
晶粒微細化効果が得られ、高強度とした鋼の靭延性の向
上に著しく寄与する。このような効果を得るために、そ
れぞれＶは０．０１％以上、Ｔｉは０．０２％以上、Ｎ
ｂは０．０２％以上、Ａｌは０．００５％以上を含有す
る必要がある。
２０〜０．０５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００
％、Ａｌ：０．００５〜０．０４０％のうちいずれか１
種以上これらの元素は、いずれも鋼のオーステナイト結
晶粒の微細化効果を有し鋼の靭性向上に寄与するので、
これらの元素のうちいずれか１種以上を添加する。特
に、高周波誘導加熱による焼入れを行う場合に優れた結
晶粒微細化効果が得られ、高強度とした鋼の靭延性の向
上に著しく寄与する。このような効果を得るために、そ
れぞれＶは０．０１％以上、Ｔｉは０．０２％以上、Ｎ
ｂは０．０２％以上、Ａｌは０．００５％以上を含有す
る必要がある。
【００２１】Ｖは、鋼中で炭化物、炭窒化物を形成して
オーステナイト結晶粒の微細化に寄与するが、さらに析
出硬化に寄与してばねの耐へたり性を向上する。しかし
Ｖ炭化物は、鋼表面で局部電極となり、腐食ピットを形
成し疲労亀裂の起点となり、また過剰に含有すると熱間
圧延後の鋼の硬さを高め、加工性を損なうのでＶ含有率
の上限を０．２％とする。
オーステナイト結晶粒の微細化に寄与するが、さらに析
出硬化に寄与してばねの耐へたり性を向上する。しかし
Ｖ炭化物は、鋼表面で局部電極となり、腐食ピットを形
成し疲労亀裂の起点となり、また過剰に含有すると熱間
圧延後の鋼の硬さを高め、加工性を損なうのでＶ含有率
の上限を０．２％とする。
【００２２】Ｎｂは、Ｖと同様に鋼中で炭化物、炭窒化
物を形成し、さらに析出硬化に寄与してばねの耐へたり
性を向上する。しかし過剰に含有してもその効果は飽和
し、むしろ鋼の熱間加工性および冷間加工性を低下させ
るので、Ｎｂ含有率の上限を０．０５０％とする。
物を形成し、さらに析出硬化に寄与してばねの耐へたり
性を向上する。しかし過剰に含有してもその効果は飽和
し、むしろ鋼の熱間加工性および冷間加工性を低下させ
るので、Ｎｂ含有率の上限を０．０５０％とする。
【００２３】Ｔｉは、Ｎｂ、Ｖと同様に鋼中で炭窒化物
を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化するとともに
析出硬化に寄与する。しかし過剰にＴｉを含有すると、
鋼の焼入れ加熱時に未溶解化合物として残留し、そのサ
イズが比較的大きいため、破壊の起点となって疲労強度
の低下をもたらすので、Ｔｉ含有率の上限を０．１００
％とする。
を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化するとともに
析出硬化に寄与する。しかし過剰にＴｉを含有すると、
鋼の焼入れ加熱時に未溶解化合物として残留し、そのサ
イズが比較的大きいため、破壊の起点となって疲労強度
の低下をもたらすので、Ｔｉ含有率の上限を０．１００
％とする。
【００２４】Ａｌは、鋼中で窒化物を形成してオーステ
ナイト結晶粒の微細化に寄与するが、酸化物形成傾向の
強い元素なので多量に含有すると鋼中の酸化物系介在物
量を増し、鋼の清浄度を損なう。それゆえ、Ａｌ含有率
の上限を０．０４０％とする。また、鋼中の酸素（Ｏ）
含有率の上限は１２ｐｐｍとすることが好ましい。
ナイト結晶粒の微細化に寄与するが、酸化物形成傾向の
強い元素なので多量に含有すると鋼中の酸化物系介在物
量を増し、鋼の清浄度を損なう。それゆえ、Ａｌ含有率
の上限を０．０４０％とする。また、鋼中の酸素（Ｏ）
含有率の上限は１２ｐｐｍとすることが好ましい。
【００２５】Ｍｏ：０．０１〜０．３０％
Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上するとともに焼もどし軟化
抵抗性を高める元素であり、高強度における靭性や遅れ
破壊特性の改善に効果がある。これらの効果を発揮する
ためにはＭｏ含有率を０．０１％以上とする必要があ
る。しかし過剰に含有すると上記の効果は飽和するばか
りでなく、熱間圧延後の鋼の硬さを上昇させ、伸線加工
を困難にするので、Ｍｏ含有率の上限を０．３０％とす
る。
抵抗性を高める元素であり、高強度における靭性や遅れ
破壊特性の改善に効果がある。これらの効果を発揮する
ためにはＭｏ含有率を０．０１％以上とする必要があ
る。しかし過剰に含有すると上記の効果は飽和するばか
りでなく、熱間圧延後の鋼の硬さを上昇させ、伸線加工
を困難にするので、Ｍｏ含有率の上限を０．３０％とす
る。
【００２６】１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０
％ 種々研究の結果、焼入れ硬化した状態で２００ｋｇｆ/
ｍｍ2（ＨＲＣ５３）以上の材料強度を確保するために
はＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有率がそれぞれ本発明の特定する
範囲にあるほか、さらに（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値
が１．２％以上である必要があることが判った。しかし
（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値が２．０％を超えると圧
延材の伸線加工時にカッピー状割れあるいは破断を生じ
る。それゆえ（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値は１．２〜
２．０％とする。
％ 種々研究の結果、焼入れ硬化した状態で２００ｋｇｆ/
ｍｍ2（ＨＲＣ５３）以上の材料強度を確保するために
はＣ、Ｍｎ、Ｃｒの含有率がそれぞれ本発明の特定する
範囲にあるほか、さらに（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値
が１．２％以上である必要があることが判った。しかし
（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値が２．０％を超えると圧
延材の伸線加工時にカッピー状割れあるいは破断を生じ
る。それゆえ（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値は１．２〜
２．０％とする。
【００２７】１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２
＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％≦２．１％ 種々検討の結果、鋼の焼入れ後２００ｋｇｆ/ｍｍ2（Ｈ
ＲＣ５３）以上の材料強度を確保するためにはＳｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｂの含有率がそれぞれ本発明の特定する範囲
にあるほか、さらに（（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋
Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％）の値が１．４％以上である必要
があることが判った。しかしその値が２．１％を超える
と鋼の焼入れ性が過剰となり、鋼の焼入れ時に焼割れを
生じることがある。それゆえ（（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ
％）/２＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％）の値は１．４〜２．
１％とする。
＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％≦２．１％ 種々検討の結果、鋼の焼入れ後２００ｋｇｆ/ｍｍ2（Ｈ
ＲＣ５３）以上の材料強度を確保するためにはＳｉ、Ｃ
ｒ、Ｍｎ、Ｂの含有率がそれぞれ本発明の特定する範囲
にあるほか、さらに（（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋
Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％）の値が１．４％以上である必要
があることが判った。しかしその値が２．１％を超える
と鋼の焼入れ性が過剰となり、鋼の焼入れ時に焼割れを
生じることがある。それゆえ（（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ
％）/２＋Ｍｎ％＋３５３×Ｂ％）の値は１．４〜２．
１％とする。
【００２８】本発明の冷間成形用ばね鋼は、上述のよう
に化学成分を特定し、化学組成を調整することによっ
て、熱間圧延後の線材の硬さを制御し、焼なましなどの
熱処理を施すことなく引抜き加工あるいは伸線加工を行
える。さらに、焼入れ焼もどしを施すことによって２０
０ｋｇｆ/ｍｍ2（ＨＲＣ５３）以上の材料強度を示し、
かつ、前記材料強度において冷間成形法によってコイル
ばねに成形することができる十分な靱延性と、優れた耐
へたり性、耐食性、耐疲労性、遅れ破壊特性を兼備す
る。
に化学成分を特定し、化学組成を調整することによっ
て、熱間圧延後の線材の硬さを制御し、焼なましなどの
熱処理を施すことなく引抜き加工あるいは伸線加工を行
える。さらに、焼入れ焼もどしを施すことによって２０
０ｋｇｆ/ｍｍ2（ＨＲＣ５３）以上の材料強度を示し、
かつ、前記材料強度において冷間成形法によってコイル
ばねに成形することができる十分な靱延性と、優れた耐
へたり性、耐食性、耐疲労性、遅れ破壊特性を兼備す
る。
【００２９】なお、本発明の請求項２および請求項３に
提示する鋼については、２００ｋｇｆ/ｍｍ2（ＨＲＣ５
３）以上の材料強度を得るために行う焼入れとして、高
周波誘導加熱焼入れを行うことにより、一層優れた強靭
化の効果を得ることができる。
提示する鋼については、２００ｋｇｆ/ｍｍ2（ＨＲＣ５
３）以上の材料強度を得るために行う焼入れとして、高
周波誘導加熱焼入れを行うことにより、一層優れた強靭
化の効果を得ることができる。
【００３０】
【実施例】表１に示す化学組成を有する鋼を溶製して得
た鋼塊を分塊圧延し、さらに線材圧延によってφ１３ｍ
ｍの圧延線材とした。線材圧延は鋼片を１，１００℃に
加熱し圧延終了温度８６９℃として行った。圧延終了後
は空冷とした。
た鋼塊を分塊圧延し、さらに線材圧延によってφ１３ｍ
ｍの圧延線材とした。線材圧延は鋼片を１，１００℃に
加熱し圧延終了温度８６９℃として行った。圧延終了後
は空冷とした。
【００３１】
【表１】
【００３２】前記圧延線材の横断面について金属組織を
観察し、フェライト脱炭層の厚さを測定した。その結果
を「脱炭深さ」として表２に示す。また、該横断面につ
いて硬さを測定した。ロックウエルＣスケール硬さを３
０点測定し、（平均値＋６σ）の値を「圧延線材の最大
硬さ」として表２に示す。
観察し、フェライト脱炭層の厚さを測定した。その結果
を「脱炭深さ」として表２に示す。また、該横断面につ
いて硬さを測定した。ロックウエルＣスケール硬さを３
０点測定し、（平均値＋６σ）の値を「圧延線材の最大
硬さ」として表２に示す。
【００３３】
【表２】
【００３４】前記圧延線材にボンダ皮膜処理を施し、伸
線加工してφ１２ｍｍの伸線材とした。前記伸線加工に
おける破断の発生の有無を「伸線時の破断」として表２
に示す。前記伸線材を高周波コイル中に通して周波数３
０ｋＨｚ、３００Ａの条件で加熱し、加熱後直ちに水冷
して焼入れを行い、焼入れ材を得た。該焼入れ材ににつ
いて割れの発生の有無を調べ、その結果を「焼割れ」と
して表２に示す。また、焼入れ材の横断面についてロッ
クウエルＣスケール硬さを２０点測定し、その平均値を
「焼入れ硬さ」として表２に示す。
線加工してφ１２ｍｍの伸線材とした。前記伸線加工に
おける破断の発生の有無を「伸線時の破断」として表２
に示す。前記伸線材を高周波コイル中に通して周波数３
０ｋＨｚ、３００Ａの条件で加熱し、加熱後直ちに水冷
して焼入れを行い、焼入れ材を得た。該焼入れ材ににつ
いて割れの発生の有無を調べ、その結果を「焼割れ」と
して表２に示す。また、焼入れ材の横断面についてロッ
クウエルＣスケール硬さを２０点測定し、その平均値を
「焼入れ硬さ」として表２に示す。
【００３５】前記焼入れ材を焼もどしして硬さＨＲＣ５
３の焼もどし材とした。該焼もどし材から試験片を切り
出し、重錘式ねじりクリープ試験機を用い、負荷応力１
０５０ＭＰａとし、７０℃で９６ｈ負荷後、残留する歪
を測定した。その結果を「残留せん断歪」として表２に
示す。
３の焼もどし材とした。該焼もどし材から試験片を切り
出し、重錘式ねじりクリープ試験機を用い、負荷応力１
０５０ＭＰａとし、７０℃で９６ｈ負荷後、残留する歪
を測定した。その結果を「残留せん断歪」として表２に
示す。
【００３６】前記焼もどし材から採取した試験片に対し
て塩水噴霧試験機を用いて、３５℃で５％ＮａＣｌ水溶
液を２ｈ噴霧、相対湿度５０％で６０℃の環境において
４ｈ乾燥、相対湿度９５％で３５℃の環境において２ｈ
保持のサイクルを６回繰り返した後、応力振幅を７００
ＭＰａとして両振りねじり疲労試験を行い、破断繰り返
し数を測定した。比較例８（ＪＩＳ ＳＵＰ７相当鋼）
の破断繰り返し数を１として各試験片の破断繰り返し数
との比を求め、「腐食強度比」として表２に示す。
て塩水噴霧試験機を用いて、３５℃で５％ＮａＣｌ水溶
液を２ｈ噴霧、相対湿度５０％で６０℃の環境において
４ｈ乾燥、相対湿度９５％で３５℃の環境において２ｈ
保持のサイクルを６回繰り返した後、応力振幅を７００
ＭＰａとして両振りねじり疲労試験を行い、破断繰り返
し数を測定した。比較例８（ＪＩＳ ＳＵＰ７相当鋼）
の破断繰り返し数を１として各試験片の破断繰り返し数
との比を求め、「腐食強度比」として表２に示す。
【００３７】前記焼もどし材から直径６ｍｍ、長さ８０
ｍｍで、中央部に深さ１ｍｍで先端部半径０．１ｍｍの
Ｖ型切欠きを有する遅れ破壊試験片を切り出した。該遅
れ破壊試験片に所定の曲げモーメントを加えつつ、切欠
き部にｐＨ２の塩酸水溶液（試験液）を滴下して破断に
いたるまでの時間を測定し、３０ｈで破断しない最大の
曲げ応力（遅れ破壊強度）を求めた。他方、同形の試験
片について試験液を滴下することなく漸増曲げモーメン
トを加えて破断した時の最大曲げ応力（曲げ破断強度）
を求めた。（遅れ破壊強度）/（曲げ破断強度）の比の
値を遅れ破壊強度比として表２に示す。
ｍｍで、中央部に深さ１ｍｍで先端部半径０．１ｍｍの
Ｖ型切欠きを有する遅れ破壊試験片を切り出した。該遅
れ破壊試験片に所定の曲げモーメントを加えつつ、切欠
き部にｐＨ２の塩酸水溶液（試験液）を滴下して破断に
いたるまでの時間を測定し、３０ｈで破断しない最大の
曲げ応力（遅れ破壊強度）を求めた。他方、同形の試験
片について試験液を滴下することなく漸増曲げモーメン
トを加えて破断した時の最大曲げ応力（曲げ破断強度）
を求めた。（遅れ破壊強度）/（曲げ破断強度）の比の
値を遅れ破壊強度比として表２に示す。
【００３８】表２から明らかなように、本発明が特定す
る範囲を超えてＳｉ含有率の高い比較例２はフェライト
脱炭を生じているが、本発明の実施例は、いずれも脱炭
深さが０であり、フェライト脱炭が認められない。
る範囲を超えてＳｉ含有率の高い比較例２はフェライト
脱炭を生じているが、本発明の実施例は、いずれも脱炭
深さが０であり、フェライト脱炭が認められない。
【００３９】（Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％）の値が本発明の
特定する範囲を超えて高い比較例４および９〜１４は、
圧延材の最大硬さがＨＲＣ３７以上と高く、伸線時に破
断を生じているが、本発明の実施例においては圧延材の
最大硬さはいずれもＨＲＣ３３以下となり、φ１３ｍｍ
の圧延線材からφ１２ｍｍに伸線加工した結果において
も伸線時の破断は発生していない。本発明材では焼なま
しなどの軟化処理を行わなくても十分に冷間伸線によっ
て加工可能であることを示している。
特定する範囲を超えて高い比較例４および９〜１４は、
圧延材の最大硬さがＨＲＣ３７以上と高く、伸線時に破
断を生じているが、本発明の実施例においては圧延材の
最大硬さはいずれもＨＲＣ３３以下となり、φ１３ｍｍ
の圧延線材からφ１２ｍｍに伸線加工した結果において
も伸線時の破断は発生していない。本発明材では焼なま
しなどの軟化処理を行わなくても十分に冷間伸線によっ
て加工可能であることを示している。
【００４０】（（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％
＋３５３×Ｂ％）の値が本発明の特定する範囲を超えて
高い比較例４および５では高周波焼入れ工程で焼割れが
発生しているが、本発明の実施例では高周波焼入れにお
いても焼割れの発生は認められず、焼入れ硬さもＨＲＣ
５５以上の高い値を示し、焼もどし後にも十分ＨＲＣ５
３の硬さを維持することを示している。
＋３５３×Ｂ％）の値が本発明の特定する範囲を超えて
高い比較例４および５では高周波焼入れ工程で焼割れが
発生しているが、本発明の実施例では高周波焼入れにお
いても焼割れの発生は認められず、焼入れ硬さもＨＲＣ
５５以上の高い値を示し、焼もどし後にも十分ＨＲＣ５
３の硬さを維持することを示している。
【００４１】残留せん断歪は材料の耐へたり性の指標と
なり、その値が小さい程耐へたり性が高いことを示す。
表２より明らかなように、本発明の実施例はいずれも比
較例に比べて耐へたり性が優れていることを示してい
る。腐食強度比は、腐食作用を蒙った鋼の疲労強度の指
標となるもので、標準的なばね鋼であるＪＩＳ ＳＵＰ
７を基準として比較している。表２から明らかなよう
に、本発明の実施例はいずれも腐食後の疲労強度がＪＩ
Ｓ ＳＵＰ７より優れていることを示している。
なり、その値が小さい程耐へたり性が高いことを示す。
表２より明らかなように、本発明の実施例はいずれも比
較例に比べて耐へたり性が優れていることを示してい
る。腐食強度比は、腐食作用を蒙った鋼の疲労強度の指
標となるもので、標準的なばね鋼であるＪＩＳ ＳＵＰ
７を基準として比較している。表２から明らかなよう
に、本発明の実施例はいずれも腐食後の疲労強度がＪＩ
Ｓ ＳＵＰ７より優れていることを示している。
【００４２】遅れ破壊強度比は、鋼の遅れ破壊に対する
感受性を示す指標であって、その数値が高いほど遅れ破
壊を生じにくいことを示す。表２から判るように、本発
明の実施例は、いずれも比較例より遅れ破壊感受性が低
く、遅れ破壊に対して安定であることを示している。
感受性を示す指標であって、その数値が高いほど遅れ破
壊を生じにくいことを示す。表２から判るように、本発
明の実施例は、いずれも比較例より遅れ破壊感受性が低
く、遅れ破壊に対して安定であることを示している。
【００４３】以上実施例によって示すごとく、本発明が
特定する化学組成を有する鋼は、熱間圧延による脱炭も
なく、圧延材の伸線加工性にも優れ、焼入れにおいても
割れを生じることがなく、製造製に優れている。また、
焼入れ材の強度もＨＲＣ５３（２００ｋｇｆ/ｍｍ2）を
超えることが明らかである。このような高強度を保持し
つつ、耐へたり性、疲労強度、遅れ破壊特性など、ばね
鋼として所用の諸特性も優れている。
特定する化学組成を有する鋼は、熱間圧延による脱炭も
なく、圧延材の伸線加工性にも優れ、焼入れにおいても
割れを生じることがなく、製造製に優れている。また、
焼入れ材の強度もＨＲＣ５３（２００ｋｇｆ/ｍｍ2）を
超えることが明らかである。このような高強度を保持し
つつ、耐へたり性、疲労強度、遅れ破壊特性など、ばね
鋼として所用の諸特性も優れている。
【００４４】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明の冷間成
形用ばね鋼は、圧延線材の状態での伸線加工性、オイル
テンパー処理・高周波連続焼入れ処理における熱処理対
応性などのばね鋼線の製造性に優れ、かつ、２００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上という高強度を保持し
つつ、耐へたり性、疲労強度、遅れ破壊特性など、優れ
たばね特性を示す冷間成形用ばね鋼線を製造を可能とす
るもので、その経済効果は極めて大きいといえる。
形用ばね鋼は、圧延線材の状態での伸線加工性、オイル
テンパー処理・高周波連続焼入れ処理における熱処理対
応性などのばね鋼線の製造性に優れ、かつ、２００ｋｇ
ｆ／ｍｍ2（ＨＲＣ：５３）以上という高強度を保持し
つつ、耐へたり性、疲労強度、遅れ破壊特性など、優れ
たばね特性を示す冷間成形用ばね鋼線を製造を可能とす
るもので、その経済効果は極めて大きいといえる。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成１４年３月２８日（２００２．３．２
８）
８）
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】請求項２
【補正方法】変更
【補正内容】
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】また、（２）上記（１）記載の化学成分に
加えて、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．
０２０％以下を含み、かつ、Ｎｂ：０．０２０〜０．０
５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％のうちいずれか1種以上を含み、
さらに１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、お
よび１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％
＋３５３×Ｂ％≦２．１％の関係を満足することを特徴
とする。（３）上記（２）記載の化学成分に加えて、さ
らにＭｏ：０．０１〜０．３０％を含有することを特徴
とする。
加えて、Ｂ：０．０００５〜０．００３０％、Ｎ：０．
０２０％以下を含み、かつ、Ｎｂ：０．０２０〜０．０
５０％、Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．
００５〜０．０４０％のうちいずれか1種以上を含み、
さらに１．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、お
よび１．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％
＋３５３×Ｂ％≦２．１％の関係を満足することを特徴
とする。（３）上記（２）記載の化学成分に加えて、さ
らにＭｏ：０．０１〜０．３０％を含有することを特徴
とする。
【手続補正３】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％、Ｔｉ：
０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０
４０％のうちいずれか１種以上 これらの元素は、いずれも鋼のオーステナイト結晶粒の
微細化効果を有し鋼の靭性向上に寄与するので、これら
の元素のうちいずれか１種以上を添加する。特に、高周
波誘導加熱による焼入れを行う場合に優れた結晶粒微細
化効果が得られ、高強度とした鋼の靭延性の向上に著し
く寄与する。このような効果を得るために、それぞれＴ
ｉは０．０２％以上、Ｎｂは０．０２％以上、Ａｌは
０．００５％以上を含有する必要がある。
０．０２０〜０．１００％、Ａｌ：０．００５〜０．０
４０％のうちいずれか１種以上 これらの元素は、いずれも鋼のオーステナイト結晶粒の
微細化効果を有し鋼の靭性向上に寄与するので、これら
の元素のうちいずれか１種以上を添加する。特に、高周
波誘導加熱による焼入れを行う場合に優れた結晶粒微細
化効果が得られ、高強度とした鋼の靭延性の向上に著し
く寄与する。このような効果を得るために、それぞれＴ
ｉは０．０２％以上、Ｎｂは０．０２％以上、Ａｌは
０．００５％以上を含有する必要がある。
【手続補正４】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２１
【補正方法】削除
【手続補正５】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２２
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２２】Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、さらに
析出硬化に寄与してばねの耐へたり性を向上する。しか
し過剰に含有してもその効果は飽和し、むしろ鋼の熱間
加工性および冷間加工性を低下させるので、Ｎｂ含有率
の上限を０．０５０％とする。
析出硬化に寄与してばねの耐へたり性を向上する。しか
し過剰に含有してもその効果は飽和し、むしろ鋼の熱間
加工性および冷間加工性を低下させるので、Ｎｂ含有率
の上限を０．０５０％とする。
【手続補正６】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２３
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２３】Ｔｉは、Ｎｂと同様に鋼中で炭窒化物を形
成し、オーステナイト結晶粒を微細化するとともに析出
硬化に寄与する。しかし過剰にＴｉを含有すると、鋼の
焼入れ加熱時に未溶解化合物として残留し、そのサイズ
が比較的大きいため、破壊の起点となって疲労強度の低
下をもたらすので、Ｔｉ含有率の上限を０．１００％と
する。
成し、オーステナイト結晶粒を微細化するとともに析出
硬化に寄与する。しかし過剰にＴｉを含有すると、鋼の
焼入れ加熱時に未溶解化合物として残留し、そのサイズ
が比較的大きいため、破壊の起点となって疲労強度の低
下をもたらすので、Ｔｉ含有率の上限を０．１００％と
する。
【手続補正７】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００３１
【補正方法】変更
【補正内容】
【００３１】
【表１】
Claims (3)
- 【請求項１】 質量％で、 Ｃ ：０．３８〜０．５３％、 Ｓｉ：１．４〜２．４％、 Ｍｎ：０．４〜１．４％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．０５〜０．３５％、 Ｎｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５５％ を含み、かつ、 １．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、および １．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％≦
２．１％ の関係を満足し、残余、Ｆｅおよび不可避的不純物より
なることを特徴とする冷間成形用ばね鋼。 - 【請求項２】 質量％で、 Ｃ ：０．３８〜０．５３％、 Ｓｉ：１．４〜２．４％、 Ｍｎ：０．４〜１．４％、 Ｐ ：０．０１５％以下、 Ｓ ：０．０１０％以下、 Ｃｕ：０．０５〜０．３５％、 Ｎｉ：０．０５〜０．４０％、 Ｃｒ：０．０５〜０．５５％、 Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％、 Ｎ ：０．０２０％以下 を含み、かつ、 Ｖ ：０．０１〜０．２０％、 Ｎｂ：０．０２０〜０．０５０％ Ｔｉ：０．０２０〜０．１００％、 Ａｌ：０．００５〜０．０４０％ のうちいずれか1種以上を含み、さらに １．２％≦Ｃ％＋Ｍｎ％＋Ｃｒ％≦２．０％、および １．４％≦（Ｓｉ％）/３＋（Ｃｒ％）/２＋Ｍｎ％＋３
５３×Ｂ％≦２．１％ の関係を満足し、残余Ｆｅおよび不可避的不純物よりな
ることを特徴とする冷間成形用ばね鋼。 - 【請求項３】 質量％で、 Ｍｏ：０．０１〜０．３０％ を含むことを特徴とする請求項１または２記載の冷間成
形用ばね鋼。
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|---|---|---|---|
| JP2002061805A JP3918587B2 (ja) | 2002-03-07 | 2002-03-07 | 冷間成形用ばね鋼 |
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|---|---|---|---|
| JP2002061805A JP3918587B2 (ja) | 2002-03-07 | 2002-03-07 | 冷間成形用ばね鋼 |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003253391A true JP2003253391A (ja) | 2003-09-10 |
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ID=28670453
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|---|---|---|---|
| JP2002061805A Expired - Fee Related JP3918587B2 (ja) | 2002-03-07 | 2002-03-07 | 冷間成形用ばね鋼 |
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| WO2006022009A1 (ja) * | 2004-08-26 | 2006-03-02 | Daido Tokushuko Kabushiki Kaisha | 高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法 |
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| WO2012063620A1 (ja) * | 2010-11-11 | 2012-05-18 | 日本発條株式会社 | 高強度ばね用鋼、高強度ばねの製造方法及び高強度ばね |
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| WO2013133070A1 (ja) * | 2012-03-07 | 2013-09-12 | 株式会社神戸製鋼所 | ばね加工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 |
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| CN114959486A (zh) * | 2022-06-13 | 2022-08-30 | 杭州兴发弹簧有限公司 | 用于大型挖掘机上大线径热卷弹簧的42SiCrV6弹簧钢 |
-
2002
- 2002-03-07 JP JP2002061805A patent/JP3918587B2/ja not_active Expired - Fee Related
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