(57)【要約】【課題】  冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼を提供する。【解決手段】  質量％で、Ｃ：０．３５〜０．６５％、Ｓｉ：１．４〜２．５％、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）、Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、  鋼中Ｆｅ含有析出物を構成するＦｅ量： Ｗp(Fe)（質量％）と  鋼中の炭素含有量：Ｗ(C)（質量％）が、      Ｗp(Fe)＞５×Ｗ(C)を満たすことを特徴とする冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼。【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６５％、
Ｓｉ：１．４〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．００６％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
鋼中Ｆｅ含有析出物を構成するＦｅ量： Ｗp(Fe)（質量％）と
鋼中の炭素含有量：Ｗ(C)（質量％）が、
Ｗp(Fe)＞５×Ｗ(C)
を満たすことを特徴とする冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼。
【請求項２】
金属組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の
平均結晶粒径Ｄaveが２０μｍ以下であり、且つ
最大結晶粒径Ｄmaxが８０μｍ以下である
請求項１に記載の高強度ばね用鋼。
【請求項３】
更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．３％以下（０％を含まない）、及び
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含み、
鋼中(Ti，V，Nb)含有析出物を構成するＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量：Ｗp(M)（質量％）と
鋼中のＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量：Ｗ(M)（質量％）が、
Ｗp(M)＞0.5×Ｗ(M)
を満たす請求項１または２に記載の高強度ばね用鋼。
【請求項４】
更に、質量％で、
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｂ  ：０．００１％以下（０％を含まない）
を含む請求項１〜３のいずれかに記載の高強度ばね用鋼。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼に関するものであり、殊に、冷間加工性に優れると共に、ばね製造工程において焼入れ焼戻した後の品質安定性に優れた高強度ばね用鋼に関するものである。尚、本発明のばね用鋼は、自動車分野、船舶分野等の輸送機分野や産業機械分野等の様々な分野における鋼部品の製造に用い得るが、以下では代表的な用途例として、自動車部品に適用した場合について説明する。
【背景技術】
【０００２】
自動車の軽量化ニーズに伴う自動車部品の小型化、薄肉化の要求を受けて、弁ばね、懸架ばね等の自動車部品を構成する鋼材にも高強度化が求められている。該鋼材の高強度化の具体的な達成手段として、合金元素の増量添加が一般的であるが、合金元素を増量すると、ばね製造工程での加工性が低下するという問題がある。一般的なばねの製造工程を下記に示すが、鋼材の合金元素を増量すると、線径調整や表面欠陥除去のために行う伸線・皮むき工程（以下、これらの工程を、ばね巻き加工工程に対して「前加工工程」ということがある）で断線が生じ易くなる。
【０００３】
＜熱間巻きばね製造工程＞
ばね用鋼 → 酸洗・皮膜処理 → 伸線・皮むき→ 加熱→ 熱間ばね巻き加工
→焼入れ → 焼戻し→セッチング・ショットピーニング→塗装→製品
＜冷間巻きばね製造工程＞
ばね用鋼 → 酸洗・皮膜処理 →伸線・皮むき → 加熱→ 焼入れ → 焼戻し
→ 冷間ばね巻き加工→ 歪取焼鈍→セッチング・ショットピーニング→塗装→製品
この様な課題に対し、例えば特許文献１では、合金元素量をコントロールして圧延材の硬さを制限することで、伸線加工での断線を防止する技術が提案されている。また特許文献２では、鋼材の成分偏析を制御することで冷間加工性を確保する手法が開示されている。
【０００４】
ところで自動車に使用されるばね部品は、安全上の観点から重要な部品であり、折損等が生じないよう長期にわたり高品質が維持されていることも要求される。該要求を満たすには、ばね製造工程における焼入れ焼戻し後にも優れた特性が維持されていることが必要であるが、前述の従来技術では、伸線加工時の加工性改善について検討されているものの、上記焼入れ焼戻し後の品質安定性までは十分に検討されていないものと考えられる。
【特許文献１】特開２００４−２６３２４７号公報
【特許文献２】特開平０６−１８４６９７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、ばね製造工程での伸線・皮むき加工といった前加工（冷間加工）工程で優れた冷間加工性を発揮すると共に、焼入れ焼戻し後の品質安定性に優れた高強度ばね用鋼を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
本発明に係る冷間加工性と品質安定性に優れた高強度ばね用鋼は、質量％で、
Ｃ  ：０．３５〜０．６５％、
Ｓｉ：１．４〜２．５％、
Ｍｎ：０．１〜１．０％、
Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）、
Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）、
Ｐ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｓ  ：０．０２０％以下（０％を含まない）、
Ｎ  ：０．００６％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）
を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなるものであって、
鋼中のＦｅ含有析出物（セメンタイトを主とするＦｅ系炭化物）を構成するＦｅ量： Ｗp(Fe)（質量％）と、鋼中の炭素含有量：Ｗ(C)（質量％）が、
Ｗp(Fe)＞５×Ｗ(C)
を満たすところに特徴がある。
【０００７】
上記本発明の高強度ばね用鋼は、更に、金属組織におけるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の
平均結晶粒径Ｄaveが２０μｍ以下であり、且つ
最大結晶粒径Ｄmaxが８０μｍ以下であるものがよい。
【０００８】
また本発明の高強度ばね用鋼は、更に、質量％で、
Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｖ  ：０．３％以下（０％を含まない）、及び
Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）
よりなる群から選択される１種以上を含み、
鋼中の(Ti，V，Nb)含有析出物（Ｔｉ、Ｖ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上を含む析出物）を構成するＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量：Ｗp(M)（質量％）と
鋼中のＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量：Ｗ(M)（質量％）が、
Ｗp(M)＞0.5×Ｗ(M)
を満たすものがよい。
【０００９】
更に他の元素として、質量％で、
Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、及び／又は
Ｂ  ：０．００１％以下（０％を含まない）
を含んでいてもよい。
【発明の効果】
【００１０】
本発明のばね用鋼を、例えば自動車用ばね部品の製造に用いれば、長期間にわたり安定した特性を発揮するばね部品を、製造工程で断線することなく効率よく製造することができる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１１】
本発明者らは、ばね製造工程での伸線・皮むき加工といった前加工（冷間加工）工程で優れた冷間加工性を発揮すると共に、焼入れ焼戻し後にも安定した特性を発揮する高強度ばね用鋼を得るべく鋭意研究を行った。
【００１２】
まず本発明者らは、ばね製造工程の前加工工程における鋼材特性と、更に焼入れ焼戻した後の鋼材特性の関係に着目して詳細に調査した結果、前加工工程で断線に至らずとも鋼材内部にクラック等の微小欠陥（加工欠陥ともいう）が生じた場合には、該微小欠陥が、焼入れ焼戻し後の鋼材特性の低下を招き、製品の早期破断に至る場合があること、そしてこの様な傾向は、鋼材の高強度化に伴い著しくなることがわかった。
【００１３】
上記微小欠陥について調査したところ、圧延材（ばね用鋼材）の金属組織は、一般に加工性を考慮してフェライトとパーライトの混合組織に制御され、マルテンサイトやベイナイトといった破断の原因となる過冷組織は抑制されるが、金属組織をフェライトとパーライトのほぼ二相組織に制御しても、前加工中に微小欠陥が発生する場合があることがわかった。
【００１４】
そこで本発明者らは、微小欠陥の発生要因について更に調査したところ、高強度ばね用鋼では上述の通り合金元素を比較的多く含むため、特にパーライト中のＦｅ含有析出物（セメンタイトを主とするＦｅ系炭化物）に種々の合金元素が濃化し易く、該Ｆｅ含有析出物の塑性変形能が低下することがその主な要因であると突き止めた。そしてこのことから、上記微小欠陥を抑制するには、該鋼中Ｆｅ含有析出物に占めるＦｅ量を増加させて塑性変形能を向上させることが重要であることを見出した。
【００１５】
上記鋼中Ｆｅ含有析出物に占めるＦｅ量を増加させるにあたっては、次の様な点を考慮した。
【００１６】
・圧延材の組織がフェライトとパーライトの混合組織であると仮定すると、パーライトを構成するＦｅ含有析出物の析出量は、鋼中のＣ含有量により決定される。しかし上記フェライトとパーライト以外に過冷組織が存在する場合には、該Ｆｅ含有析出物の析出量はＣ含有量から計算される析出量よりも極端に低くなること。
【００１７】
・上記鋼中Ｆｅ含有析出物に占めるＦｅ量は、種々の合金元素を添加すると低下すること。
【００１８】
以上を考慮して、前加工工程での加工性を確保すると共に、該前加工で発生する微小欠陥を抑制して焼入れ焼戻し後の特性低下を防止するには、上記鋼中Ｆｅ含有析出物を構成するＦｅ量と鋼中Ｃ含有量との関係を制御することが重要であり、本発明者らは、鋼中のＦｅ含有析出物（セメンタイトを主とするＦｅ系炭化物）を構成するＦｅ量をＷp(Fe)（質量％）とし、鋼中の炭素含有量をＷ(C)（質量％）としたときに、
Ｗp(Fe)＞５×Ｗ(C)
を満たすようにすればよいことを見出した。この様に鋼中Ｆｅ含有析出物を構成するＦｅ量と鋼中Ｃ含有量を制御すれば、過冷組織の極力低減された組織が得られると共に、上記鋼中Ｆｅ含有析出物のＦｅ比が高く、前加工工程での冷間加工性向上と微小欠陥の抑制を同時に達成し得るばね用鋼が得られる。好ましくは、
Ｗp(Fe)＞７×Ｗ(C)
を満たすものがよい。
【００１９】
更に、鋼中にＴｉ、Ｖ、Ｎｂが含まれる場合には、これらの元素も考慮することが推奨される。鋼中に固溶Ｎが存在すると鋼材の変形能が劣化するため、特にＮと窒化物を形成しやすいＴｉ、Ｎｂを添加し、該固溶Ｎを窒化物として固定すれば、鋼材の塑性変形能を向上できる。また、これらＴｉ、Ｖ、Ｎｂの炭窒化物は、組織の微細化に有効であり、延性向上に寄与する。更に、ＴｉはＳと硫化物を形成してＳを無害化する効果も有する。しかしＴｉ、Ｖ、Ｎｂが固溶状態で存在すると過冷組織が発生しやすくなる。
【００２０】
以上のことからＴｉ、Ｖ、Ｎｂを添加する場合には、そのほとんどが炭窒化物等の析出物を形成している状態が、上記元素による過冷組織の発生を抑制すると共に、冷間加工性を確保し且つ微小欠陥を抑制する上で有用なのである。そこで本発明では、鋼中にＴｉ、Ｖ、Ｎｂが含まれる場合、鋼中の(Ti，V，Nb)含有析出物（Ｔｉ、Ｖ及びＮｂよりなる群から選択される１種以上を含む析出物）を構成するＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量をＷp(M) （質量％）、鋼中のＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量をＷ(M) （質量％）としたときに、
Ｗp(M)＞0.5×Ｗ(M)
を満たすようにした。好ましくは、
Ｗp(M)＞0.7×Ｗ(M)
を満たすものがよい。
【００２１】
上記前加工（冷間加工）での断線や微小欠陥の発生を確実に抑制するには、上記の通り析出物の制御を行なうと共に、母相の組織形態も制御して応力集中を緩和することが推奨される。本発明者らは、母材の粗大な結晶粒が伸線加工時の断線の起点や微小欠陥の原因となること、また結晶粒径の平均値が小さくても粗大な結晶粒が存在すれば、断線や微小欠陥が発生し易いことから、母相の結晶粒の平均結晶粒径と最大結晶粒径を併せて制御することとした。
【００２２】
具体的には、金属母相組織であるｂｃｃ−Ｆｅ結晶粒の
・平均結晶粒径Ｄaveを２０μｍ以下に抑えると共に、
・最大結晶粒径Ｄmaxを８０μｍ以下に抑えれば、前加工（冷間加工）時の断線や微小欠陥の発生を抑えて焼入れ焼戻し後の高特性を維持できることがわかった。平均結晶粒径Ｄaveと最大結晶粒径Ｄmaxが共に微細であるほど上記効果が向上するため、平均結晶粒径Ｄaveは１５μｍ以下であることがより好ましい。また最大結晶粒径Ｄmaxは６０μｍ以下であることがより好ましい。
【００２３】
本発明は、上述の通り特に析出物や母材組織の形態を制御する点に特徴があるが、この様な形態を容易に実現させるには、下記の通り成分組成を制御することが必要である。
【００２４】
〈Ｃ：０．３５〜０．６５％〉
Ｃは、高強度を確保するのに必要な元素であり０．３５％以上含有させる。好ましくは０．３８％以上、より好ましくは０．４０％以上である。しかしＣ量が過剰になると、延性の確保が困難になる。よって本発明ではＣ量を０．６５％以下とした。好ましくは０．６１％以下、より好ましくは０．６０％以下である。
【００２５】
〈Ｓｉ：１．４〜２．５％〉
Ｓｉは、ばねに必要な耐へたり性の向上に有効な元素であり、本発明で対象とする強度レベルのばねに必要な耐へたり性を得るには、Ｓｉ量を１．４％以上とする必要がある。好ましくは１．７％以上、より好ましくは１．８％以上である。しかし、Ｓｉは脱炭を促進させる元素でもあるため過度のＳｉは鋼材表面の脱炭層形成を促進させる。その結果、脱炭層削除のためのピーリング工程が必要となるので、製造コストの面で不都合である。よって、本発明ではＳｉ量の上限を２．５％とした。好ましくは２．３％以下、より好ましくは２．２％以下である。
【００２６】
〈Ｍｎ：０．１〜１．０％〉
Ｍｎは、脱酸元素として利用されると共に、鋼中の有害元素であるＳとＭｎＳを形成して無害化する有益な元素である。この様な効果を有効に発揮させるにはＭｎを０．１％以上含有させる。好ましくは０．１５％以上、より好ましくは０．２０％以上である。しかしＭｎが過剰に含まれると、偏析帯が形成されて材質のばらつきが生じる。また過冷組織を形成しやすくなる。更に、セメンタイトに濃化しやすいことが知られており、上述の通りセメンタイトの塑性変形能を低下させる。これらの理由から、本発明ではＭｎ量を１．０％以下とする。好ましくは０．７％以下であり、より好ましくは０．４％以下である。
【００２７】
〈Ｃｒ：２．０％以下（０％を含まない）〉
冷間加工性を向上させる観点からは、Ｃｒ量が少ない程好ましいが、Ｃｒは焼戻し後の強度確保や耐食性向上に有効な元素であり、特に高レベルの耐食性が要求される懸架ばねに重要な元素である。従って、この様な効果を優先的に発揮させる場合には、Ｃｒを０．２％以上含有させることが好ましい。しかしＣｒ量が過剰になると、過冷組織が発生し易くなると共に、セメンタイトに濃化して塑性変形能を低下させ、冷間加工性の劣化を招く。またＣｒが過度に含まれると、セメンタイトとは異なるＣｒ炭化物が形成されやすくなり、強度と延性のバランスが悪くなる。よって本発明では、Ｃｒ量を２．０％以下に抑える。好ましくは１．８％以下、より好ましくは１．７％以下である。
【００２８】
〈Ｎｉ：１．０％以下（０％を含まない）〉
Ｎｉは、コスト低減を考慮した場合には添加を控えるためその下限を特に設けないが、表層脱炭を抑制したり耐食性を向上させる場合には、０．１％以上含有させることが好ましい。しかしＮｉ量が過剰になると、圧延材に過冷組織が発生したり、焼入れ後に残留オーステナイトが存在し、鋼材の特性が劣化する場合がある。よって、本発明では上限を１．０％とする。コスト低減の観点からは０．７％以下、より好ましくは０．６％以下とするのが好ましい。
【００２９】
〈Ｃｕ：１．０％以下（０％を含まない）〉
Ｃｕは、上記Ｎｉと同様に表層脱炭を抑制したり耐食性を向上するのに有効な元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｃｕを０．１％以上含有させることが好ましい。しかし過度に含まれると、過冷組織が発生したり、熱間加工時に割れが生じる場合がある。よって本発明ではＣｕ量の上限を１．０％とした。コスト低減の観点からは０．５％以下、より好ましくは０．４％以下とするのが好ましい。
【００３０】
〈Ｐ：０．０２０％以下（０％を含まない）〉
Ｐは、鋼材の靭延性を劣化させる有害元素であるため極力低減することが重要であり、本発明ではその上限を０．０２０％とする。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下に抑える。
【００３１】
〈Ｓ：０．０２０％以下（０％を含まない）〉
Ｓも、上記Ｐと同様に鋼材の靭延性を劣化させる有害元素であるため極力低減することが重要であり、本発明では０．０２０％以下に抑える。好ましくは０．０１０％以下、より好ましくは０．００８％以下である。
【００３２】
〈Ｎ：０．００６％以下（０％を含まない）〉
Ｎは、Ａｌ、Ｔｉ等が存在すると窒化物を形成して組織を微細化させる効果があるが、固溶状態で存在すると、鋼材の靭延性及び耐水素脆化特性を劣化させる。本発明では、固溶Ｎを低減させる観点からＮ量の上限を０．００６％とする。好ましくは０．００５％以下、より好ましくは０．００４％以下である。
【００３３】
〈Ａｌ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ａｌは、主に脱酸元素として添加される。また、ＮとＡｌＮを形成して固溶Ｎを無害化すると共に組織の微細化にも寄与する。特に固溶Ｎを固定させるには、Ｎ量（質量％）の２倍を超えるようＡｌを含有させることが好ましい。しかし、ＡｌはＳｉと同様に脱炭を促進させる元素でもあるため、Ｓｉを多く含有するばね鋼ではＡｌの多量添加を抑える必要があり、本発明では０．１％以下とした。好ましくは０．０７％以下、より好ましくは０．０５％以下である。
【００３４】
本発明で規定する含有元素は上記の通りであり、残部成分は実質的にＦｅであるが、鋼中に、原料、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の混入が許容されるのは勿論のこと、前記本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、下記の如く、更に他の元素を積極的に含有させることも可能である。
【００３５】
〈Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｔｉは、ＣやＮ、Ｓと炭窒化物、硫化物を形成してこれらの元素を無害化する作用を有する。また上記炭窒化物を形成して組織を微細化する効果も有する。これらの効果を発揮させるには、０．０２％以上かつ［３．５×Ｎ（質量％）］超のＴｉを存在させるのがよい。しかしＴｉ量が過剰になると、粗大なＴｉ炭窒化物が形成されて靭延性が劣化する場合がある。よって本発明では、Ｔｉ量の上限を０．１％とすることが好ましい。より好ましくは０．０８％以下である。
【００３６】
〈Ｖ：０．３％以下（０％を含まない）〉
Ｖは、主にＣやＮと炭窒化物を形成し、組織の微細化に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｖを０．０２％以上含有させるのが好ましく、より好ましくは０．０５％以上である。しかしＶが過度に含まれると過冷組織の発生を招く。よってＶ量の上限を０．３％とすることが好ましい。コスト低減の観点からは０．２％以下に抑えることがより好ましい。
【００３７】
〈Ｎｂ：０．１％以下（０％を含まない）〉
Ｎｂも、ＣやＮと炭窒化物を形成して組織の微細化に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、Ｎｂ量を０．００３％以上とするのが好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかしＮｂ量が過剰になると、粗大炭窒化物が形成されて鋼材の靭延性が劣化する。そのためＮｂ量の上限を０．１％とすることが好ましい。コスト低減の観点からは０．０７％以下に抑えることがより好ましい。
【００３８】
〈Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）〉
Ｍｏも、ＣやＮと炭窒化物を形成し、組織微細化に寄与する元素である。この様な効果を発揮させるには、０．１％以上とするのが好ましい。しかしＭｏ量が過剰になると過冷組織の発生を招く。よってＭｏ量の上限を０．５％とすることが好ましい。過冷組織の発生を十分に抑えるには０．３％以下とすることがより好ましい。
【００３９】
〈Ｂ：０．００１％以下（０％を含まない）〉
ＢはＮと窒化物を形成し、Ｎを無害化する。また固溶状態で存在させると、焼入れ焼戻し後において旧オーステナイト粒界からの破壊を抑制する効果がある。この様な効果を発現させるには、Ｂを０．０００３％以上含有させるのがよい。しかし過度に添加すると、粗大な炭硼化物を形成して鋼材の特性を害する。またＢは、焼入れ性を顕著に向上させる元素であり、必要以上に添加すると圧延材に過冷組織が発生し易くなる。従って、Ｂ量の上限を０．００１％とするのがよい。過冷抑制の観点からは０．０００８％以下に抑えることがより好ましい。
【００４０】
本発明は製造条件まで規定するものではなく、本発明のばね用鋼として、例えば溶製して得られる鋼材や更に圧延して得られる圧延材が挙げられる。規定する組織を得るべく鋼材の組織制御を行い、上述の通り鋼中Ｆｅ含有析出物を形成するＦｅ比を増加させると共に過冷組織を低減させるには、下記要領で熱処理を行なうことが推奨される。
【００４１】
即ち、熱間圧延を行う場合には、熱間圧延後に線材温度を９００〜１０５０℃に制御した後、過冷組織の発生を低減するため、６５０℃までの冷却を平均冷却速度：２０℃／秒以下で行うことが推奨される。該平均冷却速度が２０℃／秒を超えると、前記成分組成の鋼材では過冷組織が発生し易いためである。過冷組織を低減する観点からは、上記平均冷却速度を１０℃／秒以下とすることがより好ましい。ただし冷却速度を必要以上に遅くすると、母材の結晶粒が粗大化したり、表層脱炭が発生し易くなりばね製造工程において製造性が悪くなるため、上記平均冷却速度は２℃／秒以上とすることが好ましい。上記冷却速度での冷却は、６５０℃までの冷却に適用する。６５０℃よりも低い温度域まで該冷却速度で冷却すると、セメンタイト等のＦｅ含有析出物や(Ti，V，Nb)含有析出物といった析出物が得られ難くなるからである。
【００４２】
上記の通り、６５０℃まで上記冷却速度範囲で制御冷却した後は、析出物制御のために冷却制御を行うことが推奨される。具体的には、６５０℃以下５８０℃以上の温度域で温度を保持することが推奨される。セメンタイト（Ｍ3Ｃ  Ｍ：Ｆｅ，各種合金元素）を主体とする上記析出物は、熱間圧延後の冷却工程における６５０℃から５８０℃の温度域で析出し易いからである。前記成分組成の本発明鋼材では、析出物の析出速度が遅いため、析出物を確保すべく該温度域で１００秒間以上保持することが推奨される。より多くの析出物を確保するには、該温度域での保持時間を１２０秒以上とすることが好ましく、より好ましくは６００秒以上である。
【００４３】
一方、該温度域での保持時間は、鋼中Ｆｅ含有析出物の合金元素構成比に影響を及ぼし、保持時間を長くしすぎると、特に鋼中Ｆｅ含有析出物のＦｅ比が減少する傾向にある。また、保持時間が過度に長いと、セメンタイトとは構造の異なるＭ7Ｃ3（Ｍ：Ｆｅ，各種合金元素）等の合金析出物が析出しやすくなり、特性を悪化させる。よって、上記温度域での保持時間を１２００秒以下に抑えるのがよい。より好ましくは１０００秒未満に抑える。
【００４４】
またＴｉ、Ｖ、Ｎｂを含む場合に、これらの元素の析出物：ＭＸ（Ｍ：Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ  Ｘ：Ｃ、Ｎ）も上記温度域で析出させるには、保持時間を６００秒以上とすることが好ましい。しかし長時間保持の場合は、上述の通りセメンタイト中のＦｅ比が減少するため、この場合も上記温度域での保持時間を１２００秒以下に抑えることが推奨される。
【００４５】
尚、上記では、熱間圧延工程において冷却制御を行なった例を示すが、該冷却制御は、熱間圧延工程で行わなくとも、鋼材を加熱して同様の冷却制御を行なえば同様の効果が得られる。
【００４６】
また、熱間圧延における鋼片の加熱や仕上圧延は通常通り行えばよく、例えば１１００℃以上１２５０℃以下に鋼片を加熱して熱間圧延を行い、仕上圧延温度を９００℃以下とすればよい。
【００４７】
本発明のばね用鋼は、前加工工程における加工性に優れていると共に、焼入れ焼戻し後に、引張強度：１９００ＭＰａ以上の高強度を示すと共に品質安定性にも優れているため、例えば自動車分野、産業機械分野等で用いられるばねの製造に有用である。特に、サスペンションの懸架ばね、自動車エンジンの弁ばね、クラッチばね、ブレーキばね等のような機械の復元機構に使用するばね等の製造に最適である。
【００４８】
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可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【実施例】
【００４９】
表１に記載の成分組成からなる鋼材を溶製し、熱間圧延を行った。熱間圧延は、加熱炉にて１１５０℃以上１２５０℃以下で鋼片を加熱し、仕上げ圧延温度：約１１００℃の条件で直径１３〜１４ｍｍまで圧延した。熱間圧延後は水冷により線材温度を９５０〜１０５０℃に制御した後、コンベア上に載置して制御冷却を行った。制御冷却では、表２に示す条件で載置後６５０℃まで冷却すると共に、６５０℃以下５８０℃以上の温度域で保持した。この様にして得られた線材（圧延材）を用いて、下記の通り析出物評価と組織評価を行なった。
【００５０】
【表１】
2006241528.tif 000002
【００５１】
【表２】
2006241528.tif 000003
【００５２】
［析出物評価・組織評価］
析出物評価および組織評価用サンプルとして、熱間圧延線材コイルの長さ方向中央部から２リングを採取した。
【００５３】
析出物評価では、電解抽出法を採用して鋼中析出物を採取した。まず上記サンプルを用いて更に湿式切断加工、線材表面の切削加工を施し、直径８ｍｍ、長さ２０ｍｍの円柱状の析出物評価サンプルを作成した。そして該サンプルを電解液（１０％ＡＡ系電解液）中に浸漬させ１００ｍＡの電流を５時間流して、母相の金属Ｆｅを電気分解し、電解液に存在する鋼中析出物を残渣として採取した。このとき、残渣を採取するためのフィルターとして、メッシュ直径０．１μｍのアドバンテック東洋（株）製メンブランフィルターを使用した。
【００５４】
採取した析出物の析出物種の同定は、Ｘ線回折とＩＣＰ発光分光分析法による元素分析を実施して行った。Ｘ線回折は、（株）リガク製ＲＩＮＴ１５００Ｘ線回折装置を用い、ターゲット：Ｃｕ、走査速度：２°／分、サンプリング幅：０．０２°、測定範囲：２θ＝１０〜９０°の条件で実施した。
【００５５】
また元素分析で採取された残渣（析出物）のＦｅ量：wFe（ｇ）を測定すると共に、電解抽出前後のサンプルの質量変化ΔＷ（ｇ）を測定して、析出物を構成するＦｅ量：Ｗp(Fe)を、
Ｗp(Fe)＝wFe／ΔＷ×１００（質量％）
から算出した。本実施例では、上記リング状サンプルから析出物評価サンプルを３個以上作製して上記測定を実施し、得られたＷp(Fe)の平均値を求めた。
【００５６】
Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂを含むサンプルについても、上記と同様に電解抽出後の残渣として析出物を採取し、上記析出物を構成するＦｅ量：Ｗp(Fe)と共に、析出物を構成するＴｉ、Ｖ及びＮｂの総量：Ｗp(M)（質量％）を測定した。
【００５７】
また、組織評価として結晶粒サイズ分布を、ＳＥＭ／ＥＢＳＰ（Electron Back Scattering Pattern）法を用いて測定した。詳細には、上記リング状サンプルを用いて湿式切断加工を行い、組織評価用サンプルとして長さ１０ｍｍの試料を得た後、ＥＢＳＰ測定用の試料調整として、湿式研磨、バフ研磨、化学研磨を行い、研磨加工の歪みと凹凸を極力低減した試料を作成した。このとき、観察面として鋼線材の圧延方向の直径面中心部を観察できるように研磨加工した。そして得られた試料を用い、鋼線材の線径中心部を測定した。このとき測定ステップを０．５μｍ以下とし、かつ各鋼線材につき総測定面積（サンプル３個以上の総測定面積）が６００００μｍ2以上となるようにした。測定後に結晶方位解析を行ったが、解析の信頼性を高くするため、平均ＣＩ（Confidence Index）値が０．３以上である測定結果を用い、ＣＩ値が０．１以上であるデータ点を使用して解析を行った。ｂｃｃ−Ｆｅの結晶方位解析により、方位角度差が１５°以上である境界線に囲まれる領域を「結晶粒」として解析結果（バウンダリーマップ）を得た。解析結果の一例を図１に示す。
【００５８】
そして上記図１の様なバウンダリーマップを、画像解析ソフト「Image-Pro」を用いて処理し、結晶粒サイズの計算・評価を行った。詳細には、まずImage-Proでバウンダリーマップにおける境界線で囲まれた個々の領域（結晶粒）の面積を求めた。次に、個々の結晶粒について、結晶粒の測定面積と同一の面積を持つ円として近似計算した円直径を個々の結晶粒の結晶粒径とみなした。
【００５９】
この組織評価では、上記リング状サンプルから組織評価用サンプルを３個以上作製して上記測定を実施し、全測定データを基に各鋼材の平均結晶粒径Ｄave及び最大結晶粒径Ｄmaxを求めた。これらの結果を表３に示す。
【００６０】
【表３】
2006241528.tif 000004
【００６１】
次に、各種類の熱間圧延線材コイル１５０ｋｇずつに伸線加工および皮むき加工を施した。詳細には、得られた熱間圧延線材を酸洗してスケールを除去した後、潤滑皮膜として鋼材表面に燐酸亜鉛皮膜を形成させ、それから加工前後の線径に応じて総減面率が１４．７〜２１．７％の伸線加工を行い、その後、皮むき加工を行って直径１１．５〜１２．５ｍｍの伸線材を得た。伸線加工は７０ｍ／分で実施した。そして冷間加工（伸線加工と皮むき加工）時の断線の有無で冷間加工性（前工程での加工性）を評価した。
【００６２】
更に、電気炉もしくは高周波加熱炉を用い、伸線材に焼入れ焼戻しを施した。本実施例では、焼戻し後の引張強度が１９００〜２２００ＭＰａの範囲内となるように処理条件（焼入れ加熱温度、焼戻し加熱温度）を調整した。そして焼入れ焼戻し後の伸線材を用いて、下記の通り引張試験を行った。
【００６３】
［引張試験］
焼入れ焼戻し後の鋼材を長さ４００ｍｍに切断したものを、各鋼材につき５０本ずつ引張試験用サンプルとして採取した。引張試験ではチャック間距離を１５０ｍｍとし、クロスヘッドスピードを１０ｍｍ／ｍｉｎとして、引張強度及び絞り値を測定した。そして各鋼材につきサンプル５０本の引張試験を行い、引張強度と絞りのそれぞれについて、最小値で品質安定性を評価した。具体的には、引張強度の最低値が１９００ＭＰａ以上でかつ絞りの最低値が２０％以上のものを品質安定性に優れると評価し、引張強度の最低値が１９００ＭＰａ以上でかつ絞りの最低値が３０％以上のものを品質安定性により優れると評価した。
【００６４】
これらの結果を表４に示す。
【００６５】
【表４】
2006241528.tif 000005
【００６６】
表１〜４から、次の様に考察することができる（尚、下記Ｎｏ．は、表１〜４の実験Ｎｏ．を示す）。本発明で規定する要件を満たすＮｏ．１，２，５，６，８〜１２、１４〜１６及び１９〜２４の鋼材は、冷間加工時に断線が生じず、更に焼入れ焼戻し後の特性劣化もなく安定した特性を示すことがわかる。
【００６７】
これに対し、本発明の規定を満足しない鋼材は冷間加工時に断線が発生するか、断線しない場合でも焼入れ焼戻し後の特性劣化が認められる。詳細にはＮｏ．２７〜４２（鋼種Ａ１５〜Ａ２７）は成分が要件範囲外であるため、過冷による断線や、析出物制御ができず延性が劣化している。特にＮｏ．２７は強度が不足しており、Ｎｏ．２９、３１は延性が低く、ばねの疲労特性を十分確保できないと考えられる。またＮｏ．３３は絞り値が小さく、製品の早期破断が考えられる。
【００６８】
また、Ｎｏ．３、４，７，１３，１７，１８，２５，２６は、成分は要件範囲内にあるが、冷却制御を推奨される条件で行わなかったため、過冷発生や特性劣化が生じている。特にＮｏ．４，７，１７、２５では絞り値が小さく、製品の早期破断が考えられる。
【００６９】
尚、図２は、上記実施例を整理して得た引張強度と絞り値の関係を示すグラフであるが、この図２から、本発明のばね用鋼は、焼入れ焼戻し後においても高い引張強度と絞り値を示しており、優れた品質安定性を示すことがわかる。
【図面の簡単な説明】
【００７０】
【図１】本発明鋼のＳＥＭ／ＥＢＳＰ解析例として示すバウンダリーマップである。
【図２】実施例における引張強度と絞り値の関係を示すグラフである。
【図１】
2006241528.tif 000006
【図２】
2006241528.tif 000007