(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．１５〜０．４０％（質量％の意味。以下、同じ。）、
Ｓｉ：１〜３．５％、
Ｍｎ：０．２０〜２．０％を含有するとともに、
Ｔｉ：０．０３１〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０５％および／またはＶ：０．２５％以下、
Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、
Ｐ：０．０３０％以下、
Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、
下記式（１）で示される炭素等量Ｃｅｑ1が０．３０以上、０．５５以下であることを特徴とする高強度焼戻し省略ばね用鋼。
Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１０８×［Ｓｉ］−０．０６７×［Ｍｎ］＋０．０２４×［Ｃｒ
］−０．０５×［Ｎｉ］＋０．０７４×［Ｖ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【請求項２】
更に、
Ｎｉ：０．０５〜２％およびＣｕ：０．０５〜０．５０％を含有する請求項１に記載のばね用鋼。
【請求項３】
Ｎｉ：０．１５〜２％を含有する請求項２に記載のばね用鋼。
【請求項４】
Ｔｉ：０．０３５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、およびＶ：０．０５〜０．２５％よりなる群から選択される少なくとも１種を含有し、
焼入れ後の結晶粒度が７．５番以上である請求項１〜３のいずれかに記載のばね用鋼。
【請求項５】
更に、
Ｂ：０．００５％以下および／またはＭｏ：０．６０％以下を含有する請求項１〜４のいずれかに記載のばね用鋼。
【請求項６】
請求項１〜５のいずれかに記載のばね用鋼を熱間でコイリングし、焼入れした後、焼戻しを省略したままセッチングすることを特徴とする腐食疲労特性に優れた高強度ばねの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、コイルばねの素材として有用なばね用鋼（ばね鋼）に関するものであり、詳細には、コイルばねを製造する際に用いるばね用鋼であって、焼入れままの状態で引張強度が１９００ＭＰａ級となるばね用鋼に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車等に用いられるばね（懸架ばねなど）には、排ガス低減や燃費向上のため軽量化が求められ、その一環として高強度化が指向されている。高強度化されたばねは、欠陥感受性が増し、例えば、融雪剤の付着により発生した腐食ピットからの破壊が生じやすくなり、腐食疲労による早期折損が問題となる。そこで高強度で、しかも腐食疲労特性に優れたばねが求められている。例えば、出願人がばね用鋼として先に開発した「ＵＨＳ１９００」は、ばね形状にコイリングした後、焼入れ焼戻しすることで、引張強度が１９００ＭＰａ級と高強度でありながら、良好な腐食疲労特性を達成することができる。従ってこのばね用鋼から得られるコイルばねは、高強度と良好な腐食疲労特性を両立したものとなる。
【０００３】
こうしたコイルばねは、一般的に、ばね用鋼（線材）を引抜き、摩棒した後、加熱し、熱間でコイリングした後、焼入れ、焼戻しを行い、セッチングして作製される。熱間コイリング後の焼入れ、焼戻し処理は、ばねの強度を調整するために行われる。焼入れ焼戻し処理のような熱処理時には、多くのＣＯ2が排出されている。ところが、近年では、地球環境に対する負荷を低減することを目的とし、地球温暖化防止策の１つとしてＣＯ2削減が強く求められている。そのため、コイルばねの製造工程においてもＣＯ2の排出量を低減することが求められている。
【０００４】
なお、特許文献１には、熱間成形後直ちに水焼入れし、焼戻しを行わない水焼入れままで、常温靱性と低温靱性を改善したスタビライザ用鋼が提案されている。このスタビライザ用鋼は、成分組成を低Ｃ−高Ｍｎ−Ｃｒ系、または低Ｃ−高Ｍｎ−Ｂ−Ｃｒ系にＴｉ、Ｖ、Ｎｂの一種または二種以上を添加したものに調整しているところに特徴がある。この特許文献１で対象としているスタビライザは、コイリングばねと技術分野が異なっており、例えば、強度レベルは腐食疲労特性が問題とならない８００ＭＰａ級であり、腐食疲労特性との両立が求められる高強度域（例えば、１９００ＭＰａ級）のばねとは関連がない。
【０００５】
また、一般に鉄鋼材料の強度は、硬度の上昇と共に増加し、また硬度が上昇すると靭性が低下する。つまり、鉄鋼材料の強度が増加すると靭性が低下するが、ばね用材料としては、ばねの過酷な使用環境に耐えうる破壊特性が要求され、高強度化された懸架ばね等のばねにおいても、靭性、特に寒冷地における使用で重要となる低温靭性を確保することが必要となる。
【０００６】
例えば、特許文献２は各種成分を調節することによって、高強度ばね鋼において延性と靭性が改善されたことを開示しており、また特許文献３は各種成分を調節することによって、硬度と靭性を兼ね備えたばね鋼が得られたことを開示している。しかし、特許文献２および３はいずれも常温での靭性に着目するのみで、低温靭性については考慮されていない。低温での靭性は、通常、常温での靭性よりも劣るものであり、特許文献２および３に開示された常温靭性から考慮すると、特許文献２および３の技術における低温靭性は不十分である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特許第４４０６３４１号公報
【特許文献２】特許第３５７７４１１号公報
【特許文献３】特許第３２４６７３３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は上記の様な事情に着目してなされたものであって、その目的は、コイルばねに加工する際に、焼入れ後の焼戻し処理を省略しても高強度と良好な腐食疲労特性を両立し、さらに低温靭性にも優れるコイルばねを製造できるばね用鋼を提供することにある。また、本発明の他の目的は、このばね用鋼から得られるばねを提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記課題を解決することのできる本発明に係る高強度ばね用鋼は、Ｃ：０．１５〜０．４０％（質量％の意味。以下、同じ。）、Ｓｉ：１〜３．５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％を含有するとともに、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、およびＶ：０．２５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物であり、下記式（１）で示される炭素等量Ｃｅｑ1が０．５５以下であることを特徴とする。
Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１０８×［Ｓｉ］−０．０６７×［Ｍｎ］＋０．０２４×［Ｃｒ］−０．０５×［Ｎｉ］＋０．０７４［Ｖ］  ・・・（１）
（上記式（１）中、［  ］は各元素の含有量（質量％）を表す。）
【００１０】
本発明のばね用鋼は、必要に応じて（ａ）Ｎｉ：０．０５〜２％およびＣｕ：０．０５〜０．５０％、（ｂ）Ｎｉ：０．１５〜２％およびＣｕ：０．０５〜０．５０％、（ｃ）Ｂ：０．００５％以下および／またはＭｏ：０．６０％以下を含有していてもよい。
【００１１】
また、本発明のばね用鋼は、Ｔｉ：０．０３５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、およびＶ：０．０５〜０．２５％よりなる群から選択される少なくとも１種を含有し、焼入れ後の結晶粒度が７．５番以上であることも好ましい。
【００１２】
上記ばね用鋼を用い、このばね用鋼を熱間でコイリングし、焼入れした後、焼戻しを省略したままセッチングすれば、上記特性を両立できるばねを製造できる。
【発明の効果】
【００１３】
本発明のばね用鋼は、特定の合金元素の元素量と配合バランスを適切に制御しているため、このばね用鋼を用いてコイルばねを製造する際には、焼入れ後の焼戻し処理を省略することができ、焼入れままの状態で高強度と良好な腐食疲労特性を両立し、さらに良好な低温靭性を有するばねを製造できる。
【図面の簡単な説明】
【００１４】
【図１】図１は、実施例１で得られた試験片の炭素当量（Ｃｅｑ1）と、水素脆化割れ寿命との関係を示すグラフである。
【図２】図２は、実施例２で得られた試験片の引張強度と低温靭性（ｖＥ-50）との関係を示すグラフである。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者らは、ばね用鋼をコイリングしてばねを製造するにあたり、コイリング後に行う焼入れ後の焼戻し処理を省略して高強度と良好な腐食疲労特性を両立し、さらに低温靭性にも優れるばねを製造できるばね用鋼を提供するために鋭意検討を重ねてきた。その結果、ばね用鋼に含有させる基本合金元素の種類をＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒと、Ｔｉ、ＮｂおよびＶの少なくとも１種に絞るか、これらの元素群にさらに（i）Ｎｉ、およびＣｕを加えたものか、また（ii）Ｂおよび／またはＭｏを加えたものに絞り、且つ、これらの元素のうち、Ｃ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、およびＣｕの量はできるだけ低減する一方で、ＳｉとＭｎを積極的に含有させれば、このばね用鋼をコイリングしてばねを製造する際に、焼入れ後の焼戻し処理を省略でき、焼入れままの状態で１９００ＭＰａ級の引張強度と良好な腐食疲労特性を両立し、さらにＴｉ、ＮｂおよびＶの含有量をより厳密に調整することによって低温靭性にも優れたばねを提供できることを見出し、本発明を完成した。
【００１６】
本発明のばね用鋼では、特に、Ｃ量を、通常のばね用鋼に用いられるＣ量よりも低減しているところに特徴がある。Ｃ量を低減することで、鋼中に析出する炭化物量を低減できるため、通常のばね製造過程で行われている焼入れ後の焼戻しを省略できる。即ち、ばねは、上述したように、通常、ばね用鋼（線材）を引抜き、摩棒した後、加熱し、熱間でコイリングした後、焼入れ、焼戻しを行い、セッチングして作製される。セッチング後は、必要に応じて、ショットピーニングされた後、塗装が施される。しかし本発明のばね用鋼はＣ量を低減しているため、焼入れ後の焼戻しを省略してそのままセッチングしてもばねの強度を確保できる。
【００１７】
一方、本発明のばね用鋼では、ＳｉとＭｎを積極的に添加している。ＳｉとＭｎは、入手し易い元素であり、ＳｉとＭｎを増量しても安定供給性を維持できる。また、ＳｉとＭｎは、靱性を低下させることなく強度を高める作用を有するため、ＳｉとＭｎを積極的に添加することによって高強度と良好な腐食疲労特性を両立できる。
【００１８】
以上の知見に基づきつつ、高強度と良好な腐食疲労特性を確実に両立するには、各元素の量を厳密に規定し、かつそれらの関係も規定する必要がある。即ち、本発明では、ばね用鋼の成分組成を次のように設計し、下記式（１）で示される炭素当量Ｃｅｑ1を０．５５以下とした。下記式（１）中、［  ］は鋼中の各元素の含有量（質量％）を表す。
【００１９】
＜ばね用鋼の成分組成＞
Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：１〜３．５％、Ｍｎ：０．２０〜２．０％を含有するとともに、Ｔｉ：０．００５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、およびＶ：０．２５％以下よりなる群から選択される少なくとも１種、Ｃｒ：０．０５〜１．２０％
Ｃｅｑ1＝［Ｃ］＋０．１０８×［Ｓｉ］−０．０６７×［Ｍｎ］＋０．０２４×［Ｃｒ］−０．０５×［Ｎｉ］＋０．０７４［Ｖ］  ・・・（１）
各元素の添加量設定理由と、炭素当量Ｃｅｑ1の規定理由は以下の通りである。
【００２０】
Ｃを０．１５％以上としたのは、焼入れ性を高め、強度を確保するためである。また、Ｃを０．４０％以下としたのは、靱性と腐食疲労特性の劣化を防止するためである。Ｃ量の下限は、好ましくは０．２％以上、より好ましくは０．２５％以上であり、Ｃ量の上限は好ましくは０．３５％以下、より好ましくは０．３４％以下、特に好ましくは０．３３％以下である。
【００２１】
Ｓｉを１％以上としたのは、Ｓｉを固溶強化元素として作用させ、強度を確保するためである。Ｓｉが１％未満では、マトリックス強度が不足する。一方、Ｓｉ量が過剰になると、焼入れ加熱時に炭化物の溶け込みが不十分となり、均一にオーステナイト化させるためにより高温の加熱が必要となって表面の脱炭が進み、ばねの疲労特性が悪くなる。そこで、Ｓｉを３．５％以下とすることによって、前記した脱炭の抑制や粒界酸化などの発生を抑制でき、異常組織が生成して強度が低下するのを防止できる。Ｓｉは、好ましくは１．５％以上、３．０％以下、より好ましくは１．８０％以上、２．５％以下である。
【００２２】
Ｍｎは、０．２０％以上とすることで焼入れ性を高め、強度を確保できる。さらに硫化物系介在物が生成することでＳによる粒界脆化を抑制し、靭性と腐食疲労特性を向上させることができる。また、Ｍｎは、２．０％以下とすることで過冷組織が発生し、靱性と腐食疲労特性が劣化するのを防止できる。また、過剰な硫化物系介在物の生成や粗大化を抑制し、靭性と腐食疲労特性が劣化するのを防止できる。Ｍｎ量の下限は、好ましくは０．５％以上、より好ましくは０．８０％以上であり、Ｍｎ量の上限は好ましくは１．８％以下、特に好ましくは１．５％以下である。
【００２３】
Ｔｉを０．００５％以上としたのは、焼入れ後の旧オーステナイト結晶粒を微細化し、強度や耐力比を向上させ、靱性と腐食疲労特性を向上させるためである。靭性を向上させることによって耐へたり性を向上させることができる。また、Ｔｉを０．１０％以下としたのは、粗大な介在物（例えば、Ｔｉ窒化物）が析出するのを防止し、腐食疲労特性の劣化を抑制するためである。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１％以上（特に好ましくは０．０５％以上）であり、Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０８０％以下、より好ましくは０．０７％以下である。
【００２４】
Ｖは、焼入れ性を一段と高めて強度を高めるのに有効に作用する元素である。また靭性を高めて耐へたり性の向上に寄与する他、結晶粒を微細化して強度や耐力比を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｖは０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上、更に好ましくは０．１％以上である。しかしＶが過剰になると粗大な炭窒化物を形成し、靱性と腐食疲労特性が劣化する。従ってＶは０．２５％以下、好ましくは０．２２％以下、より好ましくは０．２％以下である。
【００２５】
Ｎｂは、靭性を高めて耐へたり性の向上に寄与する元素であり、また結晶粒を微細化して強度や耐力比を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるために、Ｎｂ量は０．００５％以上とする。Ｎｂ量は好ましくは０．００８％以上であり、より好ましくは０．０１％以上である。一方、Ｎｂ量が過剰になると靭性に悪影響を及ぼす。従ってＮｂ量は０．０５％以下とする。Ｎｂ量は好ましくは０．０４％以下であり、より好ましくは０．０３％以下である。
【００２６】
Ｔｉ、ＶおよびＮｂは単独で添加しても良いし、二種以上を組み合わせて添加しても良い。Ｔｉ、ＶおよびＮｂの含有量はそれぞれ、Ｔｉ：０．０３５〜０．１０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０５〜０．２５％として、これらの少なくとも１種を含有させることが好ましい。また、この様な範囲でＴｉ、ＶおよびＮｂを含有させることによって、結晶粒微細化効果を有効に発揮することができ、焼入れ後の結晶粒度を７．５番以上とすることができる結果、良好な低温靭性を発揮することができる。焼入れ後の結晶粒度は、より好ましくは８．０番以上であり、さらに好ましくは９．０番以上である。本発明のばね用鋼の低温靭性は、例えば−５０℃でのシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ2以上であり、好ましくは７０Ｊ／ｃｍ2以上、より好ましくは８０Ｊ／ｃｍ2以上である。
【００２７】
Ｃｒは、０．０５％以上とすることで固溶強化により鋼マトリックスを強化させると共に、焼入れ性を向上させて強度を確保できる。また、腐食条件下で表層部に生成する錆を非晶質で緻密なものとし、耐食性の向上に寄与する元素である。一方Ｃｒは、１．２０％以下とすることでＭｓ点が低下して過冷組織が生成するのを防止し、靱性と腐食疲労特性を確保できまた、焼入れ時のＣｒ炭化物の溶け込み不足による強度や硬さの減少を防止することができる。Ｃｒは、好ましくは０．１％以上、１．１０％以下、より好ましくは０．５％以上、１．０５％以下である。
【００２８】
本発明のばね用鋼の残部は、実質的に鉄である。但し、鉄原料（スクラップを含む）や副原料などの資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは、当然に許容される。不可避不純物のうち、特にＰは０．０３０％以下（０％を含まない）、Ｓは０．０２％以下（０％を含まない）と定めた。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。
【００２９】
Ｐを０．０３０％以下としたのは、旧オーステナイト粒界に偏析して粒界を脆化させるのを抑制し、靱性と腐食疲労特性を劣化させるのを防止するためである。Ｐは、好ましくは０．０２％以下、より好ましくは０．０１％以下である。Ｐは少なければ少ない程好ましいが、通常０．００１％程度含まれる。
【００３０】
Ｓを０．０２％以下としたのは、鋼中に硫化物系介在物を形成し、これが粗大化して腐食疲労特性が低下するのを防止するためである。Ｓは、好ましくは０．０１５％以下、特に０．０１％以下である。ＳもＰと同様に少なければ少ない程好ましいが、通常０．００１％程度含まれる。
【００３１】
ＰとＳの合計量は０．０１５％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．０１０％以下である。
【００３２】
上記炭素当量Ｃｅｑ1を０．５５以下としたのは、ばね用鋼をコイリングしてコイルばねを製造する際に、焼入れ後の焼戻し処理を省略してもばねの強度と腐食疲労特性を両立するためである。即ち、上記炭素当量Ｃｅｑ1は、焼入れ後の硬さに影響を及ぼす合金元素の寄与度を示しており、この数値を小さくしたうえで焼入れ後の焼戻し処理を省略することで、ばねの芯部硬さを確保でき、高強度化を達成できる。また、上記炭素当量Ｃｅｑ1を０．５５以下に抑えることで、合金元素の依存度を下げることができ、安定供給性を高めることができる。上記炭素当量Ｃｅｑ1は、好ましくは０．５３以下、より好ましくは０．５０以下である。なお、上記炭素当量Ｃｅｑ1は、できるだけ小さくなるように成分設計する方がコスト削減できるが、高強度と腐食疲労特性を両立するには合金元素をある程度添加する必要がある。従って炭素当量Ｃｅｑ1の下限値は０．３０である。なお、下記式（１）を計算するにあたり、含有されない元素がある場合は、その元素の含有量は０質量％として計算するものとする。
【００３３】
本発明のばね用鋼は、上記化学成分組成と、上記炭素当量Ｃｅｑ1を満足するものであるが、更なる特性の改善を狙って、ＮｉおよびＣｕを含有したり、Ｂおよび／またはＭｏを含有しても良い。
【００３４】
ＮｉおよびＣｕを含有（すなわち、ＮｉとＣｕの併用）する場合は、Ｎｉ量を０．０５〜２％、Ｃｕ量を０．０５〜０．５０％とする。Ｎｉを０．０５％以上としたのは、靱性を高め、欠陥感受性を低減して腐食疲労特性を向上させるためである。また、Ｎｉは生成する錆を非晶質で緻密なものとして耐食性を高める作用があり、さらにばね特性として重要なへたり特性を改善する作用も有している。一方、Ｎｉを２％以下とすることでＭｓ点が低下して過冷組織が生成するのを防止し、靱性と腐食疲労特性を確保できる。Ｎｉは、好ましくは０．１５％以上、２％以下であり、より好ましくは０．１８％以上、１．５％以下、さらに好ましくは０．２０％以上、１％以下、特に０．５％以下である。
【００３５】
Ｃｕは電気化学的に鉄より貴な元素であるため錆を緻密化して耐食性を向上させる作用を有する元素である。そこでＣｕを含有する場合は、Ｃｕ量を０．０５％以上とする。しかし過剰に添加してもその効果は飽和し、むしろ熱間圧延による素材の脆化を引き起こす恐れがある。そこでＣｕ量の上限は０．５０％以下とした。Ｃｕは、好ましくは０．１％以上、０．４％以下、より好ましくは０．１５％以上（特に０．１８％以上）、０．３％以下である。
【００３６】
Ｂは、焼入れ性を一段と高めて粒界強度を高め、靭性を高めて耐へたり性を向上させ、さらに表面に生成する錆を緻密化して耐食性を向上させる元素である。こうした作用を発揮させるには、Ｂは０．０００５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．００１％以上、更に好ましくは０．００１５％以上である。しかしＢが過剰になると上記効果が飽和する他、粗大な炭窒化物を形成し、靱性と腐食疲労特性が劣化する。従ってＢは０．００５％以下、好ましくは０．００４％以下、より好ましくは０．００３％以下である。
【００３７】
Ｍｏは、靭性を高めて耐へたり性の向上に寄与する元素であり、また焼入性を確保して、鋼の強度と靭性を高める元素である。こうした作用を有効に発揮させるためＭｏ量は０．０５％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．０８％以上であり、さらに好ましくは０．１０％以上である。一方、Ｍｏ量が過剰になっても上記効果は飽和する。そこでＭｏ量は０．６０％以下とすることが好ましく、より好ましくは０．５０％以下、さらに好ましくは０．３５％以下である。ＢおよびＭｏは、単独で含有しても良いし、併用しても良い。
【００３８】
以上説明したように、本発明のばね用鋼は、各合金元素量を厳密に規定すると共に、それらの関係を規定しているところに特徴があり、このばね用鋼を用いれば、コイリング後に行う焼入れ後の焼戻し処理を省略でき、焼入れままでも引張強度が１９００ＭＰａ以上の高強度と良好な腐食疲労特性を両立したばねを製造できる。また、結晶粒微細化作用のある元素（Ｔｉ、ＮｂおよびＶ）の含有量をより厳密に制御することによって、低温靭性を向上させることができる。以下、上記ばね用鋼からばねを製造するときの方法について説明する。
【００３９】
本発明のばね用鋼からばねを製造するにあたっては、焼入れ後の焼戻しを省略する必要がある。即ち、上記化学成分組成を満足するばね用鋼（線材）を、引抜き、摩棒した後、加熱し、熱間でコイリングしてばね形状に成形し、焼入れするまでは従来と同じであるが、焼入れ後、焼戻しを省略したままセッチングする必要がある。本発明のばね用鋼は、Ｃ量を従来のばね用鋼よりも低減しているため、焼入れ後に焼戻しすると、軟化し過ぎて靱性と腐食疲労特性が劣化する。従って焼入れ後の焼戻しは省略する必要がある。
【００４０】
ここで、「焼戻しの省略」とは、焼入れ後に、３５０℃を超える温度に加熱されないことを意味している。
【００４１】
上記セッチングは、冷間で行ってもよいし、温間で行ってもよい。冷間セッチングするときの温度は、常温とすればよく、温間セッチングするときの温度は、２００〜２５０℃程度とすればよい。
【００４２】
セッチング後は、必要に応じて、ショットピーニングした後、塗装してもよい。ショットピーニングと塗装の条件は特に限定されず、常法の条件を採用できる。
【００４３】
こうして得られるばねは、高強度と良好な腐食疲労特性を両立でき、さらに低温靭性にも優れている。
【００４４】
本発明に係るばね用鋼の製造条件は特に限定されないが、本発明の好ましい態様である結晶粒度を７．５番以上とするためには、例えば焼入れ時の加熱温度を９２５℃以下とし、加熱時間を１５分以下とすることが推奨される。前記焼入れ時の加熱温度および加熱時間の下限は特に限定されないが、通常、加熱温度の下限は８５０℃程度、加熱時間の下限は１０分程度である。
【実施例】
【００４５】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。
【００４６】
実施例１
下記表１に示す化学成分組成の鋼（残部は、鉄および不可避不純物）を１５０ｋｇの真空溶解炉にて溶製してから１２００℃で保持した後、熱間鍛造して１５５ｍｍ角のビレットにし、このビレットを熱間圧延して直径１３．５ｍｍのばね用鋼（ばね用線材）を作製した。このばね用線材に、直径が１２．５ｍｍとなるように摩棒加工を施した後、長さ７０ｍｍに切断してから焼入れを行った。焼入れは、温度９２５℃で１０分間加熱した後、温度５０℃の油浴に入れて行った。焼入れ後、機械加工して幅１０ｍｍ×厚さ１．５ｍｍ×長さ６５ｍｍの試験片を切り出した。
【００４７】
表１に示したＮｏ．２９とＮｏ．３０は、神戸製鋼所製のばね用線材「ＵＨＳ１９００」を模擬したデータであり、これらのうちＮｏ．３０は、焼入れ後、４００℃で１時間保持して焼戻しを行ってから上記と同じ条件で機械加工して試験片を作製した。表２に、焼戻しの有無を示す。
【００４８】
また、鋼中の化学成分量と、上記式（１）から算出される炭素当量（Ｃｅｑ1）を算出した結果を下記表１に示す。
【００４９】
得られた試験片の強度と腐食疲労特性を以下のようにして調べた。
【００５０】
試験片の強度と腐食疲労特性は、セッチングを冷間または温間で行うことを模擬して測定した。即ち、冷間セッチングを模擬する場合は、上記試験片をそのまま各試験に用い、温間セッチングを模擬する場合は、上記試験片を２００℃で６０分間加熱したものを各試験に用いた。冷間セッチングと温間セッチングのどちらを模擬したかを下記表２に示す。
【００５１】
＜強度＞
試験片の強度は、試験片の硬さをロックウェル硬さ試験機で、Ｃスケールで測定して評価した。Ｃ硬さの測定結果を下記表２に示す。本発明では、ＨＲＣが５１以上を合格とする。
【００５２】
＜腐食疲労特性＞
腐食疲労特性は、水素脆化割れ試験を行って評価した。水素脆化割れ試験は、上記試験片に対して４点曲げによって１４００ＭＰａの応力を作用させながら、この試験片を硫酸（０．５ｍｏｌ／Ｌ）とチオシアン酸カリウム（ＫＳＣＮ；０．０１ｍｏｌ／Ｌ）の混合水溶液に浸漬し、ポテンショスタットを用いてＳＣＥ電極よりも卑である−７００ｍＶの電圧をかけ、割れが発生するまでの時間（以下、水素脆化割れ寿命と呼ぶ。）を測定した。水素脆化割れ試験の測定結果を下記表２に示す。本発明では、割れ発生までの時間が６００秒以上の場合を合格とする。
【００５３】
なお、ＨＲＣが５１以上、割れ発生までの時間が６００秒以上という基準は、焼入れ後に焼戻しを行って得られた従来の懸架ばね（下記表２のＮｏ．３０）と同等以上の特性を有していることを意味している。
【００５４】
図１に、炭素当量（Ｃｅｑ1）と水素脆化割れ寿命（秒）との関係を示す。図１では、Ｎｏ．１〜１５、３１、３３の結果を□で、Ｎｏ．１６〜２９、３２の結果を●で、Ｎｏ．３０（焼戻し有り）の結果を○で示した。
【００５５】
図１から明らかなように、炭素当量（Ｃｅｑ1）を小さくした方が、水素脆化割れ寿命を長くすることができ、腐食疲労特性を改善できる傾向が読み取れる。
【００５６】
表２から次のように考察できる。
【００５７】
Ｎｏ．３０は、焼入れ後に焼戻しを行った例である。この例では、芯部硬さを確保できており、強度が高く、また水素脆化割れ寿命も良好で、腐食疲労特性を改善できている。しかし焼入れ後に焼戻し処理しているため、ＣＯ2排出量を削減できない。
【００５８】
Ｎｏ．２９の成分組成は上記Ｎｏ．３０に類似しているが、焼入れ後の焼戻しを省略した例である。この例では、焼戻し処理を省略しているためＣＯ2排出量を削減できるが、炭素当量が０．５５を超えており、合金元素量が多いにもかかわらず焼戻しを省略しているため、芯部硬さが硬くなり過ぎて靱性が低下し、水素脆化割れ寿命が短くなって腐食疲労特性が劣化している。
【００５９】
Ｎｏ．１６〜２８、３２は、本発明で規定する要件を満足しない例であり、高強度と良好な腐食疲労特性を両立できていない。即ち、ばね用鋼の炭素当量（Ｃｅｑ1）が本発明で規定する範囲を超えており、しかも焼入れ後の焼戻しを省略しているためＣＯ2排出量を削減できるが、芯部硬さが硬くなり過ぎて靱性が低下し、水素脆化割れ寿命が短くなって腐食疲労特性が劣化している。
【００６０】
Ｎｏ．１〜１５、３３は、本発明で規定する要件を満足する例であり、高強度と良好な腐食疲労特性を両立できている。即ち、炭素当量（Ｃｅｑ1）を０．５５以下に抑えたうえで、焼入れ後の焼戻しを省略しているためＣＯ2排出量を削減でき、しかも芯部硬さを適度に確保できており、高強度を達成できている。また、水素脆化割れ寿命も長く、腐食疲労特性も改善できている。しかもばね用鋼の炭素当量（Ｃｅｑ1）を０．５５以下に抑えているため、合金元素の依存度を下げることができており、安定供給を実現できる。従って、本発明のばね用鋼を用いれば、上記「ＵＨＳ１９００」を模擬した上記Ｎｏ．３０と同程度か、それ以上の特性を発揮するばねを提供できることが分かる。
【００６１】
【表１】
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【００６２】
【表２】
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【００６３】
実施例２
表３に示す化学成分組成の鋼材（残部は、鉄および不可避不純物）を１５０ｋｇの真空溶解炉にて溶製した後、造塊法または連続鋳造法によって鋳造し、その後分塊圧延によって１５５ｍｍ角のビレットを作成し、さらに熱間圧延して直径１３．５ｍｍの線材に加工して供試材とした。これら供試材を、温度９２５℃で１０分間加熱した後、５０℃の油浴に入れて焼入れを行った。Ｎｏ．２−２４のみ、前記焼入れ後に４００℃で１時間の焼戻し処理を行った。
【００６４】
【表３】
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【００６５】
＜低温靭性＞
上記焼入れ後の供試材から、２ｍｍＵノッチ付衝撃試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｚ２２４２に従って、−５０℃でのシャルピー吸収エネルギー（ｖＥ-50）を求めた。試験は各鋼種につき２本ずつ行い、平均値を各鋼種のシャルピー吸収エネルギーとした。
【００６６】
＜結晶粒度番号＞
上記焼入れ後の供試材の、Ｄ／４位置（Ｄは線材の直径）において、任意の１５ｍｍ2の領域を光学顕微鏡で観察し（倍率：４００倍）、ＪＩＳ  Ｇ０５５１に従って結晶粒度番号を測定した。測定は２視野について行い、これらの平均値をオーステナイト結晶粒度とした。
【００６７】
結果を表４に示す。
【００６８】
【表４】
0006027302.tif 000005
【００６９】
表４のＮｏ．２−１〜Ｎｏ．２−１４は、本発明の要件を満たし、特にＴｉ、ＮｂおよびＶ量が適切に調整されているため、高強度で、かつ低温靭性に優れる鋼が実現できた。
【００７０】
一方、Ｎｏ．２−１５〜Ｎｏ．２−２４は、本発明の要件の少なくともいずれかを満たしていないため、靭性が不十分であった。
【００７１】
Ｎｏ．２−１５〜Ｎｏ．２−１９は、Ｃ量が過剰であった例であり、強度が上昇しすぎることによって低温靭性が低下した。
【００７２】
Ｎｏ．２−２０〜Ｎｏ．２−２２は、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれも含有しないため、結晶粒微細化効果が発揮されず、低温靭性が低下した。
【００７３】
Ｎｏ．２−２３およびＮｏ．２−２４はいずれも規格鋼の９２５４に相当する鋼種であり、Ｎｏ．２−２４は焼入れ後に焼戻し処理を行ったものである。Ｎｏ．２−２３はＣ量が多く強度が上昇しすぎたことと、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれも含有しないため、低温靭性が低下した。また、Ｎｏ．２−２４は、焼戻し処理をしたため強度はＮｏ．２−２３に比べて低下しているが、Ｔｉ、ＮｂおよびＶのいずれも含有しないため、低温靭性が低下した。
【００７４】
図２は、Ｎｏ．２−１〜２−２４について、強度と低温靭性（−５０℃でのシャルピー吸収エネルギー）の関係を示したグラフである。図２ではＮｏ．２−１〜２−１４、２−２５の結果を□で、Ｎｏ．２−１５〜Ｎｏ．２−２３、２−２６の結果を●で、Ｎｏ．２−２４の結果を○で示した。図２によれば本発明の要件を満たす鋼（図２中、□で示す）は、いずれもシャルピー吸収エネルギーが５０Ｊ／ｃｍ2以上であるとともに、本発明の要件のいずれかを満たさない鋼（図２中、●および○で示す）に比べて同じ強度で比較した場合に高靭性を達成していることが分かる。
【図１】
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【図２】
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