JPS5827956A - 耐へたり性の優れたばね用鋼 - Google Patents
耐へたり性の優れたばね用鋼Info
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- JPS5827956A JPS5827956A JP56126282A JP12628281A JPS5827956A JP S5827956 A JPS5827956 A JP S5827956A JP 56126282 A JP56126282 A JP 56126282A JP 12628281 A JP12628281 A JP 12628281A JP S5827956 A JPS5827956 A JP S5827956A
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- fatigue
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- spring steel
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- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/02—Hardening by precipitation
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
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- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Springs (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
本発明は耐へたり性の優れたばね用鋼に関するものであ
る。
る。
近年、自動車軽量化の一環として懸架ばねの軽量化が強
く求められるようになってきた。この要求に対して、ば
ねの設計応力を上昇させ、高応力状態で使用することに
より軽量化を図ることが効果的とされている。
く求められるようになってきた。この要求に対して、ば
ねの設計応力を上昇させ、高応力状態で使用することに
より軽量化を図ることが効果的とされている。
じ、後者の「へたり」は、ばね高さの減少、しいては車
高の減少として現われ、バンパー高さが低下するため安
全上大きな問題となる。
高の減少として現われ、バンパー高さが低下するため安
全上大きな問題となる。
そこで、近年高応力設計を可能とする耐へたり性の優れ
たばね用鋼が求められている。
たばね用鋼が求められている。
従来、耐へたり性の優れたばね用鋼としては、ばね鋼中
のSiが耐へたり性に有効な元素であることが知られる
につれて、5UP6よりもさらにSi量の高い5UP7
が多く用いられるようになってきた。しかるに、懸架ば
ねの軽量化に対する要求は厳しいものがあり、5UP7
よりもさらに耐へたり性の優れたばね用鋼の開発が強く
望まれていた。
のSiが耐へたり性に有効な元素であることが知られる
につれて、5UP6よりもさらにSi量の高い5UP7
が多く用いられるようになってきた。しかるに、懸架ば
ねの軽量化に対する要求は厳しいものがあり、5UP7
よりもさらに耐へたり性の優れたばね用鋼の開発が強く
望まれていた。
本願出願人はこのような背景の下に、先に高Siばね用
鋼に適量のV、Nbを1種ないし2種添加すること(こ
より、5UP7よりもさらに而1へたり1生が優れ、か
つ、ばね用鋼として必要な耐疲労性、靭性についても5
UP7と同等な性能を有するばね用鋼を開発して出願(
特願昭55−108020号)した。
鋼に適量のV、Nbを1種ないし2種添加すること(こ
より、5UP7よりもさらに而1へたり1生が優れ、か
つ、ばね用鋼として必要な耐疲労性、靭性についても5
UP7と同等な性能を有するばね用鋼を開発して出願(
特願昭55−108020号)した。
一方、上記のような高Siばね鋼を製造する際、溶解後
取鍋(こ注いだあと再び別の取鍋に移しかえるというい
わゆるリレードルという操作が必要な場合があり、コス
ト上昇の要因となっている。またSI含有量の増加は鋼
表面の脱炭を促進させる要因となることが知られており
、特に圧延肌のまま使用される場合には、製造に際して
細心の注意を払う必要がある。
取鍋(こ注いだあと再び別の取鍋に移しかえるというい
わゆるリレードルという操作が必要な場合があり、コス
ト上昇の要因となっている。またSI含有量の増加は鋼
表面の脱炭を促進させる要因となることが知られており
、特に圧延肌のまま使用される場合には、製造に際して
細心の注意を払う必要がある。
本発明は1以上の点を考慮して、製造が容易でかつ、耐
へたり性にすぐれたばね鋼を主眼に開発されたものであ
る。
へたり性にすぐれたばね鋼を主眼に開発されたものであ
る。
また、本発明は必要に応じてB、Cr、Ni、希土類元
素を加えて焼入性を向上させ、また、l。
素を加えて焼入性を向上させ、また、l。
Tj Zrを添加して結晶粒を微細化させることにより
、あるいはCu、Co、Bo を添加して固溶強化を利
用することによりさらに耐へたり性を向上させたもので
ある。
、あるいはCu、Co、Bo を添加して固溶強化を利
用することによりさらに耐へたり性を向上させたもので
ある。
以下に本発明鋼について詳述する。第1発明鋼は重量比
にしてC0,50〜0.80%、Si0.50〜1.4
0%、Mn 0.50〜1.50%含有し、さらにVo
、05〜0.50%、NbO,05〜050%、Mo0
.05〜0.50%のうち1種ないし2種以上を含有し
たものである。第2発明鋼は、上記第1発明鋼にさらに
、Bo、0005〜0.0100%、Cr 0.20−
1.00%、N i O,20〜2.00%、希土類元
素0,80%以下のうち1種ないし2種以上を含有させ
、第1発明鋼の焼入性、靭性を向上させたものである。
にしてC0,50〜0.80%、Si0.50〜1.4
0%、Mn 0.50〜1.50%含有し、さらにVo
、05〜0.50%、NbO,05〜050%、Mo0
.05〜0.50%のうち1種ないし2種以上を含有し
たものである。第2発明鋼は、上記第1発明鋼にさらに
、Bo、0005〜0.0100%、Cr 0.20−
1.00%、N i O,20〜2.00%、希土類元
素0,80%以下のうち1種ないし2種以上を含有させ
、第1発明鋼の焼入性、靭性を向上させたものである。
第3発明鋼は第1発明鋼に、さらに、At 0.08〜
0.10%、T i 0.02〜0.10%、2100
2〜010%のうち1種ないし2種以上を含有させたも
ので、第1発明鋼の結晶粒を微細化することによ0.0
100%、Cr O,20〜1.00%、N i O,
20〜2.00%、希土類元素0.30%以下のうち1
種ないし2種以上を含有させ第3発明鋼の焼入性、靭性
を向上させたものである。第5発明鋼は、第1発明鋼に
さらに、Cu O,20〜8.00%、Co 0.05
〜1.00%、13eo、oi〜2.00%のうち1種
ないし2種以上を含有させたもので、これらの元素の固
溶強化作用により、第1発明鋼の耐へたり性をさらに向
上させたものである。
0.10%、T i 0.02〜0.10%、2100
2〜010%のうち1種ないし2種以上を含有させたも
ので、第1発明鋼の結晶粒を微細化することによ0.0
100%、Cr O,20〜1.00%、N i O,
20〜2.00%、希土類元素0.30%以下のうち1
種ないし2種以上を含有させ第3発明鋼の焼入性、靭性
を向上させたものである。第5発明鋼は、第1発明鋼に
さらに、Cu O,20〜8.00%、Co 0.05
〜1.00%、13eo、oi〜2.00%のうち1種
ないし2種以上を含有させたもので、これらの元素の固
溶強化作用により、第1発明鋼の耐へたり性をさらに向
上させたものである。
本発明鋼における添加元素の作用効果を以下に述べる。
v、Nb、MOは鋼中において炭化物を形成し、このバ
ナジウム・カーパイトノニオブφカーバイトおよびモリ
ブデン・カーバイト(以下、合金法い〕 化物と)砕)は焼入れ時の加熱に際して、オーステナイ
ト中に溶解する。これを急冷して焼入れするとこれら元
素を過飽和に固溶したマルテンサイトが得られる。これ
を焼もどしするとその過程で微細な合金炭化物が釘析出
を始め、これが鋼中において転位の動きを阻止し、二次
硬化を生じ、■、N b、 M oを添加しないばね用
銅にりも硬さを上昇させ、さらに耐へたり性を向上させ
る働きをする。
ナジウム・カーパイトノニオブφカーバイトおよびモリ
ブデン・カーバイト(以下、合金法い〕 化物と)砕)は焼入れ時の加熱に際して、オーステナイ
ト中に溶解する。これを急冷して焼入れするとこれら元
素を過飽和に固溶したマルテンサイトが得られる。これ
を焼もどしするとその過程で微細な合金炭化物が釘析出
を始め、これが鋼中において転位の動きを阻止し、二次
硬化を生じ、■、N b、 M oを添加しないばね用
銅にりも硬さを上昇させ、さらに耐へたり性を向上させ
る働きをする。
また、焼入れ時の加熱においてオーステナイ1−中に溶
解されない合金炭化物は、オーステナイト結晶粒を微細
化するとともにその粗大化を防止する。このようVこ微
細化した結晶粒界は転位の移動量を少なくすることによ
り耐へたり性を向上させる。
解されない合金炭化物は、オーステナイト結晶粒を微細
化するとともにその粗大化を防止する。このようVこ微
細化した結晶粒界は転位の移動量を少なくすることによ
り耐へたり性を向上させる。
さらに、本発明鋼はNb、 V、MOを含有することに
より、通常のばね用銅の焼入れ温度である900℃から
焼入れた場合においても、その後の焼もどし過程で再析
出し、2次硬化を生ずる。これは同−焼もどし硬さ範囲
を狙う場合、従来鋼に比較して焼もどし流度範囲をより
広い範囲とすることが可能゛であり、狙いの硬さが安定
して得られることになる。
より、通常のばね用銅の焼入れ温度である900℃から
焼入れた場合においても、その後の焼もどし過程で再析
出し、2次硬化を生ずる。これは同−焼もどし硬さ範囲
を狙う場合、従来鋼に比較して焼もどし流度範囲をより
広い範囲とすることが可能゛であり、狙いの硬さが安定
して得られることになる。
また、Slについては050〜1.40%とその含有量
を低くすることにより製鋼、圧延作業を容易にするもの
である。
を低くすることにより製鋼、圧延作業を容易にするもの
である。
さらに、B、Cr、Ni、希土類元素は鋼の焼入性を高
める元素で、大物、厚物のばねへの適用を可能とするも
のである。
める元素で、大物、厚物のばねへの適用を可能とするも
のである。
これを明らかにするために後述の0.28%の■と0.
0041%のBを含有するA31ii、0.16 %ノ
V 1A6鋼および従来鋼のSUP 7であるBl鋼に
ついて焼入性を比較した結果を第1図に示す、第1図か
ら明らかなようにB、Cr等の焼入性向上元素の添加に
よって、従来鋼以」二の焼入性が得られることがわかる
。
0041%のBを含有するA31ii、0.16 %ノ
V 1A6鋼および従来鋼のSUP 7であるBl鋼に
ついて焼入性を比較した結果を第1図に示す、第1図か
ら明らかなようにB、Cr等の焼入性向上元素の添加に
よって、従来鋼以」二の焼入性が得られることがわかる
。
さらに、A7XTi、Zrはいずれも鋼中で多くの場合
、Nと結合して窒化物を形成し、熱間圧延段階でオース
テナイト結晶粒を微細化し、オーステナイト化温度に加
熱した時にはオーステナイト結晶粒の粗大化を阻止する
働きを有する。結晶粒が微細化した組織中では転位の移
動量が少ないことから鋼の耐へたり性を向」ニすること
ができる。
、Nと結合して窒化物を形成し、熱間圧延段階でオース
テナイト結晶粒を微細化し、オーステナイト化温度に加
熱した時にはオーステナイト結晶粒の粗大化を阻止する
働きを有する。結晶粒が微細化した組織中では転位の移
動量が少ないことから鋼の耐へたり性を向」ニすること
ができる。
第2図に、AtとTIを添加した後述のA7〜AIO鋼
と従来鋼のBl鋼について850〜1100℃の各オー
ステナイト化温度に加熱、保持した時のオーステナイト
結晶粒の大きさを示したように、結晶粒の微細化元素の
添加による効果が明瞭に認められる。
と従来鋼のBl鋼について850〜1100℃の各オー
ステナイト化温度に加熱、保持した時のオーステナイト
結晶粒の大きさを示したように、結晶粒の微細化元素の
添加による効果が明瞭に認められる。
さらにCu、Co、Beはいずれも鋼中において81と
同様に置換型に固溶して鋼を強化し、耐へたり性を向上
させる元素である。
同様に置換型に固溶して鋼を強化し、耐へたり性を向上
させる元素である。
以下に本発明鋼の成分限定理由について説明する。
C量を0.50〜0.80%としたのは、050% 以
下では焼入れ、焼もどしにより高応力ばね用銅として十
分な強度が得られないためであり、0.80%を越えて
、含有させると過共析鋼となり靭性の低下が著しくなる
ためである。
下では焼入れ、焼もどしにより高応力ばね用銅として十
分な強度が得られないためであり、0.80%を越えて
、含有させると過共析鋼となり靭性の低下が著しくなる
ためである。
Sl量を0.50〜1.40%としたのは、050%以
下ではSlの有するフェライト中に固溶することにより
素地の強度を上げ、耐へたり性を向上させるという効果
が十分に得られないためであり、1.40%を越えて含
有させると、前述の通り製鋼、圧延において困難をとも
なうためである。
下ではSlの有するフェライト中に固溶することにより
素地の強度を上げ、耐へたり性を向上させるという効果
が十分に得られないためであり、1.40%を越えて含
有させると、前述の通り製鋼、圧延において困難をとも
なうためである。
Mn量を0.50〜1.50%としたのは、0.50%
以下ではばね用銅としての強度が不足し、さらに焼入性
の点でも不十分であるためであり、1.50%を越えて
含有させると靭性な阻害するためである。
以下ではばね用銅としての強度が不足し、さらに焼入性
の点でも不十分であるためであり、1.50%を越えて
含有させると靭性な阻害するためである。
VSNl)、Moはいずれも本発明鋼においては耐へた
り性を改善する元素である。
り性を改善する元素である。
このような働きを奏するV、Nl)SMoの含有量をそ
れぞれ0.05〜0.50%としたのは、0.05%以
下では上記の効果が十分に得られないためであり、05
0%を越えて含有させてもその効果が飽和し、かつオー
ステナイト中に溶解されない合金炭化物量が増加し、大
きな塊となることにより非金属介在物的な作用により鋼
の疲労強度を低下させる恐れがあるためである。
れぞれ0.05〜0.50%としたのは、0.05%以
下では上記の効果が十分に得られないためであり、05
0%を越えて含有させてもその効果が飽和し、かつオー
ステナイト中に溶解されない合金炭化物量が増加し、大
きな塊となることにより非金属介在物的な作用により鋼
の疲労強度を低下させる恐れがあるためである。
これらの■、Nl)、MOはそれぞれを単独で添加する
ほかに、2種ないし3種を複合添加することにより、■
、N b、 M oを単独で添加した場合に比べ、より
低い高度でオーステナイト中への溶解を開始させ、また
焼もどし過程において微細な合金炭化物の析出は、二次
硬化をより促進させることによ下では焼入性向上効果お
よび耐へたり性向上効果が十分に得られないためであり
、0.0100%を越えて含有させるとボロン化合物が
析出し、熱間脆性が現われるためである。
ほかに、2種ないし3種を複合添加することにより、■
、N b、 M oを単独で添加した場合に比べ、より
低い高度でオーステナイト中への溶解を開始させ、また
焼もどし過程において微細な合金炭化物の析出は、二次
硬化をより促進させることによ下では焼入性向上効果お
よび耐へたり性向上効果が十分に得られないためであり
、0.0100%を越えて含有させるとボロン化合物が
析出し、熱間脆性が現われるためである。
Cr量を0.20−1.00%としたのは、0.20%
以下では十分な焼入性効果がないためであり、]、、O
O%を越えて含有させると、本発明のように高81鋼で
は組織の均一性が損なわれ、耐へたり性を阻害するため
である。
以下では十分な焼入性効果がないためであり、]、、O
O%を越えて含有させると、本発明のように高81鋼で
は組織の均一性が損なわれ、耐へたり性を阻害するため
である。
N1、希土類元素は本発明鋼においては焼入性および靭
性を改善する元素である。
性を改善する元素である。
N1を0.20〜200%としたのは、0620%以下
では焼入性および靭性改善効果が不十分であり、N12
00%を越えて含有させると、焼入れに際して残゛ 留
オーヌテナイトが多量に形成される恐れがあるためであ
る。希土類元素はN1と同様に焼入性および靭性を改善
する元素であり、0.80%以下としたのはそれ以上含
有させると結晶粒が粗大化する恐れがあるためである。
では焼入性および靭性改善効果が不十分であり、N12
00%を越えて含有させると、焼入れに際して残゛ 留
オーヌテナイトが多量に形成される恐れがあるためであ
る。希土類元素はN1と同様に焼入性および靭性を改善
する元素であり、0.80%以下としたのはそれ以上含
有させると結晶粒が粗大化する恐れがあるためである。
ACTi、Zrは本発明鋼においては結晶粒を微細化し
耐へたり性を改善する元素である。
耐へたり性を改善する元素である。
AJ O,08〜0.10%、T i O,02〜0.
10%、ZrO,02〜010%としたのは、下限以下
ではそれぞれ耐へたり性向上効果が不十分であり、上限
を越えて含有させた場合にはAl、 T i 、 Z
rの窒化物量が増加し、大きな塊となることにより非金
属介在物的な作用により鋼の疲労強度を低下させる恐れ
があるためである。
10%、ZrO,02〜010%としたのは、下限以下
ではそれぞれ耐へたり性向上効果が不十分であり、上限
を越えて含有させた場合にはAl、 T i 、 Z
rの窒化物量が増加し、大きな塊となることにより非金
属介在物的な作用により鋼の疲労強度を低下させる恐れ
があるためである。
またCIl、C01Beはそれぞれ鋼中において置換型
に固溶して鋼を強化し、耐へたり性を改善する元素であ
る。Cuの含有量を0.20〜3.00%としたのは、
020%以下では固溶強化として不足するためであり、
8.00%を越えて添加すると熱間圧延性を阻害する恐
れがあるためである。またCOの含有量を005〜1.
00%としたのは、005% 以下では効果が不十分で
あり、100%を越えると靭性を劣化する恐れがあるた
めである。同様にBeの含有量を001〜2.00%と
したのは、f3eは固溶強化能力が大きい元素だが、0
01%以下では」1記の効果が得られないためであり、
2.00%を越えて含有させてもSiの場合と同様効果
が飽和するためである。
に固溶して鋼を強化し、耐へたり性を改善する元素であ
る。Cuの含有量を0.20〜3.00%としたのは、
020%以下では固溶強化として不足するためであり、
8.00%を越えて添加すると熱間圧延性を阻害する恐
れがあるためである。またCOの含有量を005〜1.
00%としたのは、005% 以下では効果が不十分で
あり、100%を越えると靭性を劣化する恐れがあるた
めである。同様にBeの含有量を001〜2.00%と
したのは、f3eは固溶強化能力が大きい元素だが、0
01%以下では」1記の効果が得られないためであり、
2.00%を越えて含有させてもSiの場合と同様効果
が飽和するためである。
つぎに本発明鋼の特徴を、従来鋼と比べ実施例でもって
明らかにする。
明らかにする。
第1表はこれらの供試鋼の化学成分を示すものである。
〕)ノ、”に范へ1
第 1 表
第1表においてA1−A18鋼は本発明鋼で、A1−A
2鋼は第1発明鋼、へ8〜八6鋼は第2発明鋼、A7〜
AIO鋼は第3発明鋼、AIl〜A14鋼は第4発明鋼
、A15〜A18鋼は第5発明鋼で、B1鋼は従来鋼で
5UP7である。
2鋼は第1発明鋼、へ8〜八6鋼は第2発明鋼、A7〜
AIO鋼は第3発明鋼、AIl〜A14鋼は第4発明鋼
、A15〜A18鋼は第5発明鋼で、B1鋼は従来鋼で
5UP7である。
弁字≠#鋳造後、EE延比50以−1−で熱間圧延をA
、 15〜A18鋼およびBl鋼を素材として第2表に
示す諸元を有するフィルバネを成形し、最終硬さがHr
tC45〜55となるように焼入・焼もどし処理を行っ
た後、素線の剪断応力τ−1,15kq/mm2となる
ようにセノチングを加えてへたり試験片を作製した。そ
してこの試験片を20℃の一定l晶度で、素線の剪断応
力τ−105kg7ms2となる荷重を加え、96時間
経過(以下、これを長期荷重という)した後のコイルば
ねのへたり量を測定した。
、 15〜A18鋼およびBl鋼を素材として第2表に
示す諸元を有するフィルバネを成形し、最終硬さがHr
tC45〜55となるように焼入・焼もどし処理を行っ
た後、素線の剪断応力τ−1,15kq/mm2となる
ようにセノチングを加えてへたり試験片を作製した。そ
してこの試験片を20℃の一定l晶度で、素線の剪断応
力τ−105kg7ms2となる荷重を加え、96時間
経過(以下、これを長期荷重という)した後のコイルば
ねのへたり量を測定した。
第 2 表
そして、」1記試験片の硬さに対するへたり量を第8〜
5図に示した。第8〜5図より明らかなように本発明鋼
であるV、Nbを添加するとともにlTiを含有させた
鋼、また、Cu、COを含有させた鋼はいずれも従来鋼
であるB1鋼に比べて優れた耐へたり性を有しているこ
とが認められた。
5図に示した。第8〜5図より明らかなように本発明鋼
であるV、Nbを添加するとともにlTiを含有させた
鋼、また、Cu、COを含有させた鋼はいずれも従来鋼
であるB1鋼に比べて優れた耐へたり性を有しているこ
とが認められた。
なお、へたり量は前記長期荷重を加える前にコイルばね
を一定の高さまで圧縮するに要した荷重P1と、前記長
期荷重を加えた後に同一の高さまで圧縮するに要した荷
重P2とを測定し、その差△P(−P+ P2)より
次式を用いて算出したもので、剪断O・ずみの単位を有
し、残留j剪断ひずみと称する値をもって評価した。
を一定の高さまで圧縮するに要した荷重P1と、前記長
期荷重を加えた後に同一の高さまで圧縮するに要した荷
重P2とを測定し、その差△P(−P+ P2)より
次式を用いて算出したもので、剪断O・ずみの単位を有
し、残留j剪断ひずみと称する値をもって評価した。
G:横弾性率Ckqr/mm2) D : コイtv
中心径(龍)d:素線径(問) K:ワールの修正係数(コイルばねの形状により定まる
定数) また本発明鋼のAI、A2、A7んAl01A15〜A
18鋼、Bl鋼について前記と同じ諸元を有するコイル
はね素線に、剪断応力が10〜110に9 r/m2と
変動する負荷を繰返し与え疲労試験を行った結果、いず
れのコイルはねも20万回繰り返しをしても折損しなか
った。
中心径(龍)d:素線径(問) K:ワールの修正係数(コイルばねの形状により定まる
定数) また本発明鋼のAI、A2、A7んAl01A15〜A
18鋼、Bl鋼について前記と同じ諸元を有するコイル
はね素線に、剪断応力が10〜110に9 r/m2と
変動する負荷を繰返し与え疲労試験を行った結果、いず
れのコイルはねも20万回繰り返しをしても折損しなか
った。
つぎに第1表の供試鋼のうちA3〜A6、AIl〜A1
4およびB1鋼を素材として、第3表に示す諸元を有す
る平行部径30IIIlφの1・−ジョン・バーを製作
し、最終硬さがHRC45〜55となるように焼入れ、
焼もどし処理を行った後、ショ17)ピーニング処理を
施し、へたり試験片とした。へたり試験に先立って、試
験片平行部の表面に剪断応力τ−110kyr/”−が
現われるようなトルりを両端に付加し、セソチングを施
した。セノチングの後剪断応力τ−100kgf/lR
”2となるトルクを加え、そのまま96時間放置し、そ
の後、ねじり角度の減少量からYR−△θ・d/2ノ
に従って残留剪断歪計を求めた。
4およびB1鋼を素材として、第3表に示す諸元を有す
る平行部径30IIIlφの1・−ジョン・バーを製作
し、最終硬さがHRC45〜55となるように焼入れ、
焼もどし処理を行った後、ショ17)ピーニング処理を
施し、へたり試験片とした。へたり試験に先立って、試
験片平行部の表面に剪断応力τ−110kyr/”−が
現われるようなトルりを両端に付加し、セソチングを施
した。セノチングの後剪断応力τ−100kgf/lR
”2となるトルクを加え、そのまま96時間放置し、そ
の後、ねじり角度の減少量からYR−△θ・d/2ノ
に従って残留剪断歪計を求めた。
第 8 表
上記試験片の硬さに対するへたり量を第6〜7図に示し
た。第6〜7図から明らかなようにB、Cr希土類元素
を含有する本発明鋼A3〜A 6 、AIl〜A14鋼
から作製した平行部径301IIIφの試験片のへたり
量は、従来鋼であるBI鋼よりも非常に優れている。
た。第6〜7図から明らかなようにB、Cr希土類元素
を含有する本発明鋼A3〜A 6 、AIl〜A14鋼
から作製した平行部径301IIIφの試験片のへたり
量は、従来鋼であるBI鋼よりも非常に優れている。
これはB5Cr、希土類元素を含有させたことにより、
30IIIllφのトーション・バーにおいても焼入れ
処理により芯部まで完全にマルテンサイトの硬化組織を
得ることができ耐へたり性が損なわれなかったことと、
Bが侵入型として結晶内、転位付近に侵入し、転位の移
動が困難となることによりへたり減少に効果があったも
のと考えられる。
30IIIllφのトーション・バーにおいても焼入れ
処理により芯部まで完全にマルテンサイトの硬化組織を
得ることができ耐へたり性が損なわれなかったことと、
Bが侵入型として結晶内、転位付近に侵入し、転位の移
動が困難となることによりへたり減少に効果があったも
のと考えられる。
さらに、本発明鋼である八3〜A6、AI 1〜A14
鋼、従来鋼であるB1鋼から作製した上記トーション・
バーに対して、剪断応力60 志50kqr/”で繰り
返し負荷を与え疲労試験を行った結果、いずれのトーシ
ョン・バーも20万回繰り返し負荷を与えても折損なく
B添加による疲れ寿命に対する影響のないことが確認さ
れた。
鋼、従来鋼であるB1鋼から作製した上記トーション・
バーに対して、剪断応力60 志50kqr/”で繰り
返し負荷を与え疲労試験を行った結果、いずれのトーシ
ョン・バーも20万回繰り返し負荷を与えても折損なく
B添加による疲れ寿命に対する影響のないことが確認さ
れた。
上述の如く本発明鋼は従来のばね用銅に適量のV、Nl
)、Moを単独あるいは複合して添加させるとともに必
要に応じてB、Cr、N;、希土類元素のうち1種ない
し2種以」二を含有し、さらにAi、 T ;、Zrあ
るいはCu、Co、Beを含有することにより、従来の
ばね用銅の耐へたり性、焼入性を大[1]に改善するこ
とに成功したもので、かつ、ばね用銅として必要な耐疲
労性、憚性についても従来鋼と比べそん色のないもので
、特に東用車懸架ばね用銅として極めて高い実用性を有
するものである。
)、Moを単独あるいは複合して添加させるとともに必
要に応じてB、Cr、N;、希土類元素のうち1種ない
し2種以」二を含有し、さらにAi、 T ;、Zrあ
るいはCu、Co、Beを含有することにより、従来の
ばね用銅の耐へたり性、焼入性を大[1]に改善するこ
とに成功したもので、かつ、ばね用銅として必要な耐疲
労性、憚性についても従来鋼と比べそん色のないもので
、特に東用車懸架ばね用銅として極めて高い実用性を有
するものである。
第1図は本発明鋼、従来鋼について焼入性を示した線図
、第2図はA7〜A、 10鋼、Bl鋼について850
〜1100℃の焼入れ?黒度で加熱した場合のオーステ
ナイト結晶粒度を示した線図、第3〜7図は本発明鋼、
従来鋼について焼入れ、焼もどし処理後、HnC45〜
55の硬さの試験片のへたり量を示した線図である。 代表特許出願人 中央発條株式会社 代表者箕浦雅治 第1図 オー人テ1/l)う(見J(・す
、第2図はA7〜A、 10鋼、Bl鋼について850
〜1100℃の焼入れ?黒度で加熱した場合のオーステ
ナイト結晶粒度を示した線図、第3〜7図は本発明鋼、
従来鋼について焼入れ、焼もどし処理後、HnC45〜
55の硬さの試験片のへたり量を示した線図である。 代表特許出願人 中央発條株式会社 代表者箕浦雅治 第1図 オー人テ1/l)う(見J(・す
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 1 重量比にして0050〜080%、S i O,5
0〜1.40%、Mn 0.50〜1.50%を含有し
、さらにV O,05〜0.50%、Nl) 0.05
−0.50%、Mo 0.05〜050%のうち1種な
いし2種以上を含有し、残り実質的にFeよりなること
を特徴とする耐へたり性の優れたばね用銅。 2 重量比にしてC0,50〜0.80%、s;o、5
o〜1.40%、Mn 0.50〜1.50%と、 V
O,05〜0.50%、Cr O,20〜1.00%
、Ni O,20〜2.00%、希土類元素0.30%
以下のうち1種ないし2種以上を含有させ、残り実質的
にFeよりなることを特徴とする耐へたり性の優れたば
ね用銅。 6 重量比ニI、 T: CO,50〜0.80%、5
iQ50〜1.40%、M n 0.50〜1.50%
と、Vo、05〜0.50%、Nb O,05−0,5
0%、Mo o、o 5〜0.50%のうち1種ないし
2種以」二を含有し、さらにA10.08〜0.10%
、T i O,02−0,10%、Z r 0.02〜
0.10%のうち1種ないし2種以上を含有させ、残り
実質的にFeよりなることを特徴とする耐へた父性の優
れたばね用銅。 4、 重量比にしてC050〜080%、Si0.50
〜1.40%、Mn 0.50〜1.50%と、V O
,05〜0.50%、Nl) 0.05〜0.50%、
Mo 0.05〜0.50%のうち1種ないし2種以上
を含有し、さらにA10.08〜010%、1.00%
、Nip、20〜2.00%、希土類元素0.80%以
下のうち1種ないし2種以上を含有させ、残り実質的に
Feよりなることを特徴とする耐へたり性の優れたばね
用銅。 5 重量比ニL テCO,50〜0.80%、sio、
50〜1.40%、Mn 0.50〜1.50%と、V
O,05〜0.50%、N b O,05〜0.50
%、Mo 0.05〜0.50%のうち1種ないし2種
以上を含有し、さらにCuO,20〜a、OO%、こと
を特徴とする耐へたり性の優れたばね用鋼。
Priority Applications (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56126282A JPS5827956A (ja) | 1981-08-11 | 1981-08-11 | 耐へたり性の優れたばね用鋼 |
AU86925/82A AU551655B2 (en) | 1981-08-11 | 1982-08-06 | Sag-resistant spring steel alloy |
IT8222795A IT1207964B (it) | 1981-08-11 | 1982-08-10 | Acciaio per molle avente buona resistenza all'incurvamento. |
US06/894,156 US4770721A (en) | 1981-08-11 | 1986-08-07 | Process of treating steel for a vehicle suspension spring to improve sag-resistance |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP56126282A JPS5827956A (ja) | 1981-08-11 | 1981-08-11 | 耐へたり性の優れたばね用鋼 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS5827956A true JPS5827956A (ja) | 1983-02-18 |
JPS6327422B2 JPS6327422B2 (ja) | 1988-06-02 |
Family
ID=14931349
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP56126282A Granted JPS5827956A (ja) | 1981-08-11 | 1981-08-11 | 耐へたり性の優れたばね用鋼 |
Country Status (4)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US4770721A (ja) |
JP (1) | JPS5827956A (ja) |
AU (1) | AU551655B2 (ja) |
IT (1) | IT1207964B (ja) |
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-
1981
- 1981-08-11 JP JP56126282A patent/JPS5827956A/ja active Granted
-
1982
- 1982-08-06 AU AU86925/82A patent/AU551655B2/en not_active Ceased
- 1982-08-10 IT IT8222795A patent/IT1207964B/it active
-
1986
- 1986-08-07 US US06/894,156 patent/US4770721A/en not_active Expired - Fee Related
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AU551655B2 (en) | 1986-05-08 |
JPS6327422B2 (ja) | 1988-06-02 |
IT8222795A0 (it) | 1982-08-10 |
AU8692582A (en) | 1983-02-17 |
US4770721A (en) | 1988-09-13 |
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