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WO2011078165A1 - 高強度ばね用鋼 - Google Patents

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Publication number
WO2011078165A1
WO2011078165A1 PCT/JP2010/073003 JP2010073003W WO2011078165A1 WO 2011078165 A1 WO2011078165 A1 WO 2011078165A1 JP 2010073003 W JP2010073003 W JP 2010073003W WO 2011078165 A1 WO2011078165 A1 WO 2011078165A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
spring steel
strength
spring
steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2010/073003
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
清佳 永松
知忠 丸尾
吉原　直
Original Assignee
株式会社神戸製鋼所
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 株式会社神戸製鋼所 filed Critical 株式会社神戸製鋼所
Priority to BR112012014178A priority Critical patent/BR112012014178A2/pt
Priority to ES10839395T priority patent/ES2709515T3/es
Priority to CN201080039360.2A priority patent/CN102482743B/zh
Priority to US13/511,541 priority patent/US20120285585A1/en
Priority to EP10839395.0A priority patent/EP2518175B1/en
Publication of WO2011078165A1 publication Critical patent/WO2011078165A1/ja
Priority to US15/286,065 priority patent/US20170022580A1/en

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    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like

Definitions

  • the present invention relates to a spring steel (spring steel) useful as a material for a coil spring, and more particularly to a spring steel used when manufacturing a coil spring, which has a tensile strength as it is quenched.
  • the present invention relates to a steel for springs of 1900 MPa class.
  • Such a coil spring is generally manufactured by drawing spring steel (wire), polishing, heating, coiling hot, quenching and tempering, and setting.
  • the quenching and tempering treatment after hot coiling is performed to adjust the strength of the spring.
  • heat treatment such as quenching and tempering, a large amount of CO 2 is exhausted.
  • CO 2 reduction has been strongly demanded as one of the measures for preventing global warming for the purpose of reducing the burden on the global environment. Therefore, it is required to reduce the CO 2 emission amount even in the manufacturing process of the coil spring.
  • Patent Document 1 proposes a steel for a stabilizer that is water-quenched immediately after hot forming and has improved normal temperature toughness and low temperature toughness while still being water-quenched without tempering.
  • the component composition is adjusted to a low C-high Mn-Cr system or a low C-high Mn-B-Cr system with one or more of Ti, V, and Nb added.
  • the stabilizer that is the subject of this Patent Document 1 is different from the coiling spring in the technical field.
  • the strength level is an 800 MPa class in which corrosion fatigue characteristics do not become a problem, and a high strength region where compatibility with the corrosion fatigue characteristics is required. (For example, a 1900 MPa class) spring is not related.
  • the strength of steel materials increases with increasing hardness, and toughness decreases with increasing hardness.
  • the toughness decreases when the strength of the steel material increases, but the spring material is required to have fracture characteristics that can withstand the severe use environment of the spring, and even in springs such as suspension springs with increased strength, In particular, it is necessary to ensure low temperature toughness, which is important for use in cold regions.
  • Patent Document 2 discloses that ductility and toughness have been improved in high-strength spring steel by adjusting various components
  • Patent Document 3 has improved hardness and toughness by adjusting various components. It is disclosed that a combined spring steel is obtained.
  • both Patent Documents 2 and 3 focus only on toughness at room temperature, and do not consider low-temperature toughness.
  • the toughness at low temperature is usually inferior to the toughness at normal temperature, and considering the normal temperature toughness disclosed in Patent Documents 2 and 3, the low-temperature toughness in the techniques of Patent Documents 2 and 3 is insufficient.
  • the present invention has been made paying attention to the above circumstances, and its purpose is to provide high strength and good corrosion fatigue characteristics even when tempering after quenching is omitted when processing into a coil spring.
  • An object of the present invention is to provide a spring steel that can produce a coil spring that is compatible and has excellent low-temperature toughness.
  • Another object of the present invention is to provide a spring obtained from this spring steel.
  • the high-strength spring steel according to the present invention that can solve the above-mentioned problems is C: 0.15 to 0.40% (meaning mass%, the same applies hereinafter), Si: 1 to 3.5%, Selected from the group consisting of Mn: 0.20 to 2.0%, Ti: 0.005 to 0.10%, Nb: 0.005 to 0.05%, and V: 0.25% or less At least one selected from the group consisting of Cr: 0.05 to 1.20%, P: 0.030% or less, S: 0.02% or less, the balance being iron and inevitable impurities, ), The carbon equivalent Ceq 1 is 0.55 or less.
  • the spring steel according to the present invention includes (a) Ni: 0.05 to 2% and Cu: 0.05 to 0.50%, (b) Ni: 0.15 to 2% and Cu: 0 as necessary. 0.05 to 0.50%, (c) B: 0.005% or less and / or Mo: 0.60% or less may be contained.
  • the spring steel of the present invention is selected from the group consisting of Ti: 0.035 to 0.10%, Nb: 0.005 to 0.05%, and V: 0.05 to 0.25%. It is also preferable that at least one kind is contained and the crystal grain size after quenching is 7.5 or more.
  • the spring steel is hot-coiled, quenched and quenched, and then set with the temper omitted, a spring that can achieve both of the above characteristics can be manufactured.
  • the spring steel of the present invention appropriately controls the element amount and blending balance of a specific alloy element, the tempering process after quenching is omitted when a coil spring is manufactured using this spring steel. Thus, it is possible to manufacture a spring having both high strength and good corrosion fatigue properties while still being quenched, and further having good low temperature toughness.
  • FIG. 1 is a graph showing the relationship between the carbon equivalent (Ceq 1 ) of the test piece obtained in Example 1 and the hydrogen embrittlement crack life.
  • FIG. 2 is a graph showing the relationship between the tensile strength and the low temperature toughness (vE- 50 ) of the test piece obtained in Example 2.
  • the present inventors When producing springs by coiling spring steel, the present inventors omit the tempering after quenching performed after coiling to achieve both high strength and good corrosion fatigue properties, and are excellent in low temperature toughness.
  • the types of basic alloy elements to be contained in the spring steel are limited to at least one of C, Si, Mn, Cr and Ti, Nb and V, or (i) Ni and Cu are further added to these element groups.
  • the spring steel of the present invention is particularly characterized in that the amount of C is lower than the amount of C used in ordinary spring steel.
  • the amount of C is lower than the amount of C used in ordinary spring steel.
  • the amount of carbide precipitated in the steel can be reduced, so that tempering after quenching that is performed in a normal spring manufacturing process can be omitted. That is, as described above, the spring is usually manufactured by drawing and polishing spring steel (wire rod), heating, hot coiling, quenching and tempering, and setting. After the setting, if necessary, coating is performed after shot peening.
  • the spring steel of the present invention has a reduced amount of C, the strength of the spring can be secured even if setting is performed without the tempering after quenching.
  • Si and Mn are positively added.
  • Si and Mn are easily available elements, and stable supply can be maintained even if the amount of Si and Mn is increased.
  • Si and Mn have the effect
  • the component composition of the spring steel is designed as follows, and the carbon equivalent Ceq 1 represented by the following formula (1) is set to 0.55 or less.
  • [] represents the content (% by mass) of each element in the steel.
  • the reason for setting the addition amount of each element and the reason for defining the carbon equivalent Ceq 1 are as follows.
  • the reason why C is 0.15% or more is to improve the hardenability and ensure the strength.
  • the reason why C is set to 0.40% or less is to prevent deterioration of toughness and corrosion fatigue characteristics.
  • the lower limit of the C amount is preferably 0.2% or more, more preferably 0.25% or more, and the upper limit of the C amount is preferably 0.35% or less, more preferably 0.34% or less, particularly preferably. It is 0.33% or less.
  • Si is 1% or more
  • Si is preferably 1.5% or more and 3.0% or less, more preferably 1.80% or more and 2.5% or less.
  • Mn is 0.20% or more
  • the hardenability is improved and the strength can be secured.
  • the formation of sulfide inclusions can suppress grain boundary embrittlement due to S and improve toughness and corrosion fatigue characteristics.
  • Mn is 2.0% or less, it is possible to prevent a supercooled structure from being generated and deteriorate toughness and corrosion fatigue characteristics.
  • production and coarsening of an excessive sulfide type inclusion can be suppressed, and it can prevent that toughness and a corrosion fatigue characteristic deteriorate.
  • the lower limit of the Mn amount is preferably 0.5% or more, more preferably 0.80% or more
  • the upper limit of the Mn amount is preferably 1.8% or less, particularly preferably 1.5% or less.
  • Ti is made 0.005% or more is to refine the prior austenite crystal grains after quenching, improve the strength and yield ratio, and improve the toughness and corrosion fatigue characteristics. By improving toughness, sag resistance can be improved.
  • the reason why Ti is made 0.10% or less is to prevent coarse inclusions (for example, Ti nitride) from precipitating and to suppress deterioration of corrosion fatigue characteristics.
  • the lower limit of the Ti amount is preferably 0.01% or more (particularly preferably 0.05% or more), and the upper limit of the Ti amount is preferably 0.080% or less, more preferably 0.07% or less. .
  • V is an element that effectively acts to further enhance the hardenability and increase the strength. In addition to enhancing toughness and improving sag resistance, it is an element that refines crystal grains to improve strength and proof stress ratio. In order to exert such an action, V is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.1% or more. However, when V is excessive, coarse carbonitrides are formed, and toughness and corrosion fatigue properties are deteriorated. Therefore, V is 0.25% or less, preferably 0.22% or less, more preferably 0.2% or less.
  • Nb is an element that contributes to improvement in sag resistance by increasing toughness, and is an element that refines crystal grains to improve strength and proof stress ratio.
  • the Nb amount is set to 0.005% or more.
  • the amount of Nb is preferably 0.008% or more, and more preferably 0.01% or more.
  • the Nb content is 0.05% or less.
  • the Nb amount is preferably 0.04% or less, more preferably 0.03% or less.
  • Ti, V and Nb may be added alone or in combination of two or more.
  • the contents of Ti, V, and Nb are Ti: 0.035 to 0.10%, Nb: 0.005 to 0.05%, and V: 0.05 to 0.25%, respectively. It is preferable to contain. Further, by containing Ti, V and Nb in such a range, the effect of crystal grain refinement can be effectively exhibited, and the crystal grain size after quenching can be set to 7.5 or more, Good low temperature toughness can be exhibited.
  • the grain size after quenching is more preferably 8.0 or more, and even more preferably 9.0 or more.
  • the low temperature toughness of the spring steel of the present invention is, for example, that Charpy absorbed energy at ⁇ 50 ° C. is 50 J / cm 2 or more, preferably 70 J / cm 2 or more, more preferably 80 J / cm 2 or more.
  • Cr When Cr is 0.05% or more, the steel matrix is strengthened by solid solution strengthening, and the hardenability is improved and the strength can be secured. Further, it is an element that contributes to the improvement of corrosion resistance by making the rust generated in the surface layer portion under the corrosive condition amorphous and dense.
  • Cr when Cr is 1.20% or less, the Ms point is lowered to prevent formation of a supercooled structure, and toughness and corrosion fatigue characteristics can be secured, and strength due to insufficient penetration of Cr carbide during quenching. And a decrease in hardness can be prevented.
  • Cr is preferably 0.1% or more and 1.10% or less, more preferably 0.5% or more and 1.05% or less.
  • the balance of the spring steel of the present invention is substantially iron.
  • steel contains unavoidable impurities brought in depending on the situation of materials such as iron raw materials (including scrap) and auxiliary materials, manufacturing equipment, and the like.
  • unavoidable impurities P is defined as 0.030% or less and S is defined as 0.02% or less. The reason for setting such a range is as follows.
  • P is set to 0.030% or less. The reason why P is set to 0.030% or less is to prevent segregation at the prior austenite grain boundaries and embrittle the grain boundaries, and to prevent deterioration of toughness and corrosion fatigue characteristics.
  • P is preferably 0.02% or less, more preferably 0.01% or less. The smaller the amount of P, the better. However, it is usually contained in an amount of about 0.001%.
  • S is set to 0.02% or less.
  • S is preferably 0.015% or less, particularly 0.01% or less.
  • P is preferably as small as P, but is usually contained in an amount of about 0.001%.
  • the total amount of P and S is preferably 0.015% or less, more preferably 0.010% or less.
  • the reason why the carbon equivalent Ceq 1 is 0.55 or less is that, when coiled spring steel is manufactured to produce a coil spring, the strength and corrosion fatigue characteristics of the spring are compatible even if the tempering treatment after quenching is omitted. Because. That is, the carbon equivalent Ceq 1 indicates the contribution of the alloy element that affects the hardness after quenching. By reducing this numerical value and omitting the tempering treatment after quenching, the core portion of the spring is obtained. Hardness can be secured and high strength can be achieved. In addition, by suppressing the carbon equivalent Ceq 1 to 0.55 or less, the dependence of the alloy elements can be reduced, and the stable supply ability can be improved.
  • the carbon equivalent Ceq 1 is preferably 0.53 or less, more preferably 0.50 or less.
  • the carbon equivalent Ceq 1 can be reduced in cost by designing the component so as to be as small as possible. However, in order to achieve both high strength and corrosion fatigue characteristics, it is necessary to add an alloy element to some extent. Therefore, the lower limit value of the carbon equivalent Ceq 1 is 0.30. In addition, in calculating the following formula (1), when there is an element that is not contained, the content of the element is assumed to be 0% by mass.
  • the spring steel of the present invention satisfies the above chemical composition and the carbon equivalent Ceq 1 , but contains Ni and Cu, or contains B and / or Mo with the aim of further improving the characteristics. It may be contained.
  • Ni and Cu When Ni and Cu are contained (that is, when Ni and Cu are used in combination), the Ni content is 0.05 to 2% and the Cu content is 0.05 to 0.50%.
  • the reason why Ni is set to 0.05% or more is to increase toughness, reduce defect sensitivity, and improve corrosion fatigue characteristics. Further, Ni has an effect of improving corrosion resistance by forming amorphous rust that is amorphous and dense, and also has an effect of improving the sag characteristic important as a spring characteristic.
  • Ni is preferably 0.15% or more and 2% or less, more preferably 0.18% or more and 1.5% or less, further preferably 0.20% or more and 1% or less, particularly 0.5%. It is as follows.
  • Cu is an element that is electrochemically noble than iron (noble) and therefore has the effect of densifying rust and improving corrosion resistance. Therefore, when Cu is contained, the amount of Cu is set to 0.05% or more. However, even if added excessively, the effect is saturated, and there is a possibility of causing embrittlement of the material due to hot rolling. Therefore, the upper limit of Cu content is 0.50% or less. Cu is preferably 0.1% or more and 0.4% or less, more preferably 0.15% or more (particularly 0.18% or more) and 0.3% or less.
  • B is an element that further enhances hardenability to increase grain boundary strength, enhance toughness and improve sag resistance, and further densify rust generated on the surface to improve corrosion resistance.
  • B is preferably contained in an amount of 0.0005% or more, more preferably 0.001% or more, and further preferably 0.0015% or more.
  • B is 0.005% or less, preferably 0.004% or less, more preferably 0.003% or less.
  • Mo is an element that increases toughness and contributes to improvement in sag resistance, and also ensures hardenability and increases the strength and toughness of steel.
  • the Mo amount is preferably 0.05% or more, more preferably 0.08% or more, and further preferably 0.10% or more.
  • the Mo content is preferably 0.60% or less, more preferably 0.50% or less, and still more preferably 0.35% or less.
  • B and Mo may be contained alone or in combination.
  • the spring steel according to the present invention is characterized in that the amount of each alloying element is strictly defined and the relationship between them is specified. If this spring steel is used, it is performed after coiling. A tempering treatment after quenching can be omitted, and a spring having both high strength with a tensile strength of 1900 MPa or more and good corrosion fatigue characteristics can be produced even when quenched. Moreover, low temperature toughness can be improved by controlling the content of elements (Ti, Nb and V) having a grain refinement action more strictly.
  • elements Ti, Nb and V
  • tempering means that the material is not heated to a temperature exceeding 350 ° C. after quenching.
  • the above setting may be performed cold or warm.
  • the temperature at the time of cold setting may be normal temperature, and the temperature at the time of cold setting may be about 200 to 250 ° C.
  • the conditions for shot peening and painting are not particularly limited, and conventional conditions can be adopted.
  • the spring thus obtained can achieve both high strength and good corrosion fatigue properties, and is also excellent in low temperature toughness.
  • the production conditions of the spring steel according to the present invention are not particularly limited, but in order to make the crystal grain size 7.5 or more which is a preferred embodiment of the present invention, for example, the heating temperature at the time of quenching is set to 925 ° C. or less, and the heating is performed. It is recommended that the time be 15 minutes or less.
  • the lower limit of the heating temperature and the heating time at the time of quenching is not particularly limited, the lower limit of the heating temperature is usually about 850 ° C., and the lower limit of the heating time is about 10 minutes.
  • Example 1 The steel of the chemical composition shown in Table 1 below (the balance is iron and inevitable impurities) was melted in a 150 kg vacuum melting furnace and held at 1200 ° C., then hot forged into a 155 mm square billet, This billet was hot-rolled to produce a spring steel (spring wire) having a diameter of 13.5 mm. The spring wire was subjected to a polishing rod process so that the diameter was 12.5 mm, and was then quenched after being cut to a length of 70 mm. Quenching was performed by heating at a temperature of 925 ° C. for 10 minutes and then placing in an oil bath at a temperature of 50 ° C. After quenching, a test piece having a width of 10 mm, a thickness of 1.5 mm and a length of 65 mm was cut out by machining.
  • Table 1 The steel of the chemical composition shown in Table 1 below (the balance is iron and inevitable impurities) was melted in a 150 kg vacuum melting furnace and held at 1200 ° C., then hot
  • Table 1 shows the results of calculating the amount of chemical components in the steel and the carbon equivalent (Ceq 1 ) calculated from the above formula (1).
  • the strength and corrosion fatigue properties of the test specimens were measured by simulating the setting performed cold or warm. That is, when simulating cold setting, the test piece was used for each test as it was, and when simulating warm setting, the test piece heated at 200 ° C. for 60 minutes was used for each test. Table 2 below shows which of the cold setting and the warm setting is simulated.
  • the corrosion fatigue characteristics were evaluated by conducting a hydrogen embrittlement cracking test.
  • a stress of 1400 MPa was applied to the above test piece by four-point bending, and this test piece was treated with sulfuric acid (0.5 mol / L) and potassium thiocyanate (KSCN; 0.01 mol / L).
  • the sample was immersed in a mixed aqueous solution, and a voltage of ⁇ 700 mV, which is lower than the SCE electrode, was applied using a potentiostat, and the time until cracking occurred (hereinafter referred to as hydrogen embrittlement crack life) was measured. did.
  • the measurement results of the hydrogen embrittlement cracking test are shown in Table 2 below. In the present invention, a case where the time until occurrence of cracking is 600 seconds or more is regarded as acceptable.
  • FIG. 1 shows the relationship between the carbon equivalent (Ceq 1 ) and the hydrogen embrittlement crack life (seconds).
  • the results of 1 to 15, 31, and 33 are indicated by ⁇ and No.
  • the results of 16 to 29, 32 are indicated by ⁇ and No.
  • the result of 30 (with tempering) is indicated by ⁇ .
  • No. 30 is an example of tempering after quenching.
  • the core hardness can be secured, the strength is high, the hydrogen embrittlement crack life is good, and the corrosion fatigue characteristics can be improved.
  • tempering is performed after quenching, CO 2 emissions cannot be reduced.
  • No. The component composition of No. 29 is the above No. This is an example similar to 30, but without tempering after quenching. In this example, the tempering process is omitted, so that the CO 2 emission can be reduced. However, since the carbon equivalent exceeds 0.55 and the alloy element amount is large, the tempering is omitted. The partial hardness becomes too hard, the toughness is lowered, the hydrogen embrittlement crack life is shortened, and the corrosion fatigue characteristics are deteriorated.
  • No. Nos. 16 to 28 and 32 are examples that do not satisfy the requirements defined in the present invention, and cannot achieve both high strength and good corrosion fatigue characteristics. That is, the carbon equivalent (Ceq 1 ) of the spring steel exceeds the range specified in the present invention, and the tempering after quenching is omitted, so that the CO 2 emission can be reduced, but the core hardness is hard. As a result, the toughness is lowered, the hydrogen embrittlement crack life is shortened, and the corrosion fatigue characteristics are deteriorated.
  • No. Nos. 1 to 15 and 33 are examples that satisfy the requirements defined in the present invention, and both high strength and good corrosion fatigue characteristics can be achieved. That is, after suppressing the carbon equivalent (Ceq 1 ) to 0.55 or less, and tempering after quenching is omitted, CO 2 emission can be reduced, and the core hardness can be appropriately secured. High strength can be achieved. In addition, the hydrogen embrittlement crack life is long, and the corrosion fatigue characteristics can be improved. Moreover, since the carbon equivalent (Ceq 1 ) of the spring steel is suppressed to 0.55 or less, the dependence of the alloy elements can be reduced, and stable supply can be realized. Therefore, when the spring steel of the present invention is used, the above No. 1 simulating the “UHS1900”. It can be seen that a spring exhibiting characteristics comparable to or higher than 30 can be provided.
  • Example 2 Steel materials having the chemical composition shown in Table 3 (the balance being iron and inevitable impurities) were melted in a 150 kg vacuum melting furnace, then cast by the ingot-making method or continuous casting method, and then 155 mm square by split rolling.
  • the billet was prepared, further hot-rolled, and processed into a wire having a diameter of 13.5 mm to obtain a test material.
  • These specimens were heated at a temperature of 925 ° C. for 10 minutes and then quenched in an oil bath at 50 ° C. No. Only 2-24 was tempered at 400 ° C. for 1 hour after the quenching.
  • No. in Table 4 2-1. No. 2-14 satisfies the requirements of the present invention, and in particular, the Ti, Nb, and V contents are appropriately adjusted, so that a steel having high strength and excellent low-temperature toughness could be realized.
  • No. 2-15 ⁇ No. No. 2-24 did not satisfy at least one of the requirements of the present invention, and thus toughness was insufficient.
  • No. 2-15 ⁇ No. No. 2-19 was an example in which the amount of C was excessive, and the low temperature toughness decreased due to the excessive increase in strength.
  • No. 2-23 and no. No. 2-24 is a steel grade corresponding to standard steel 9254.
  • No. 2-24 has been tempered after quenching.
  • No. No. 2-23 had a large amount of C and an excessively high strength, and did not contain any of Ti, Nb and V, so that the low temperature toughness decreased.
  • FIG. FIG. 2 is a graph showing the relationship between strength and low temperature toughness (Charpy absorbed energy at ⁇ 50 ° C.) for 2-1 to 2-24.
  • the results of 2-1 to 2-14 and 2-25 are indicated by ⁇ and No. 2-15 ⁇ No.
  • the results of Nos. 2-23 and 2-26 are indicated by ⁇ ,
  • the result of 2-24 was indicated by ⁇ .
  • all the steels satisfying the requirements of the present invention (indicated by ⁇ in FIG. 2) have a Charpy absorbed energy of 50 J / cm 2 or more and steels that do not satisfy any of the requirements of the present invention ( In FIG. 2, it can be seen that high toughness is achieved when compared at the same strength as indicated by ⁇ and ⁇ .

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Abstract

　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％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０２％以下を含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、下記式（１）で示される炭素当量Ｃｅｑ1が０．５５以下であるばね用鋼。 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。）

Description

高強度ばね用鋼
　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。
　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。
　こうしたコイルばねは、一般的に、ばね用鋼（線材）を引抜き、磨棒した後、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(setting)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。
　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。
　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。
　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。
特許第４４０６３４１号公報 特許第３５７７４１１号公報 特許第３２４６７３３号公報
　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。
　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。
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。）
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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、磨棒した後、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。
　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。
　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。
＜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。
　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。
　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。
　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。
　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(sag resistance)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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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、Ｓは０．０２％以下と定めた。このような範囲を定めた理由は以下の通りである。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　Ｃｕは電気化学的に鉄より貴な(Noble)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。
　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。
　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。
　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。
　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、磨棒した後、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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
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となるように磨棒加工を施した後、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。
　表１に示したＮｏ．２９とＮｏ．３０は、神戸製鋼所(KOBE STEEL,LTD)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。
　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。
　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。
　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。
＜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。
＜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(Lower)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。
　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。
　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。
　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。
　表２から次のように考察できる。
　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。
　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。
　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。
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
＜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。
＜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。
　結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。

Claims (6)

  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：０．００５～０．１０％、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焼戻しを省略した高強度ばね用鋼。
    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。）
  2. 　更に、
    　Ｎｉ：０．０５～２％およびＣｕ：０．０５～０．５０％を含有する請求項１に記載の高強度ばね用鋼。
  3. 　Ｎｉ：０．１５～２％を含有する請求項２に記載の高強度ばね用鋼。
  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に記載の高強度ばね用鋼。
  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に記載の高強度ばね用鋼。
  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。
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