JPWO2015037246A1

JPWO2015037246A1 - ばね用鋼およびばねの製造方法

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Publication number: JPWO2015037246A1
Application number: JP2015505370A
Authority: JP
Inventors: 稔本庄; 清史上井; 遠藤　茂; 茂遠藤; 勝俊山下; 高英津留; 敬一藤江; 彰丹下
Original assignee: SUMIHATSU CO., LTD.; JFE Steel Corp; NHK Spring Co Ltd
Current assignee: SUMIHATSU CO., LTD.; JFE Steel Corp; NHK Spring Co Ltd
Priority date: 2013-09-11
Filing date: 2014-09-11
Publication date: 2017-03-02
Anticipated expiration: 2034-09-11
Also published as: EP3045556A4; JP5816391B2; EP3045556B1; US20160222497A1; WO2015037246A1; US10041160B2; KR20160047489A; CN105612268A; KR101750668B1; MX2016003146A; EP3045556A1; CN105612268B

Abstract

従来の高強度ばね用鋼に対して、Ｃ、Si、MnおよびCrに加えて、SbおよびSnの添加量の適正化を行うことによって、耐脱炭性に優れ、かつスケール剥離性に優れた高強度ばね用鋼を提供する。Ｃ：0.45質量％超0.65質量％未満、Si：0.15質量％以上0.70質量％以下、Mn：0.10質量％以上1.00質量％以下、Cr：0.20質量％以上1.50質量％以下、Ｐ：0.025質量％以下、Ｓ：0.025質量％以下、Ｏ：0.0015質量％以下、Sb：0.010質量％以上0.030質量％未満およびSn：0.010質量％以上0.030質量％以下を、所定の条件下に含有する。

Description

本発明は、例えば自動車用の足回り部品である懸架ばね、トーションバーおよびスタビライザーなどの高強度ばねや、建設機械用および鉄道車両用のばねの素材として好適なばね用鋼、さらに、このばね用鋼を用いたばねの製造方法に関する。

近年、地球環境の観点から、二酸化炭素排出量の削減が要望されており、自動車、建設機械や鉄道車両の軽量化の要望がますます高くなっている。特に、これらで使用されるばねの軽量化に対する要望が強く、焼入れ−焼戻し後の強度が1800MPa程度以上となる、高強度化した素材を用いた高応力設計が適用されている。

汎用的なばね用鋼は、JIS Ｇ4801などに規定される、焼入れ−焼戻し後の強度が1600〜1800MPa程度のものであり、熱間圧延で所定の線材に製造後、熱間成形ばねの場合はばね状に加熱成形してから焼入れ−焼戻し処理を行い、冷間成形ばねの場合は、引き抜き加工後、焼入れ−焼戻し処理を行い、ばね状に成形される。

例えば、熱間成形ばねの場合は、焼入れ−焼戻し後、ショットピーニングによりばねの表面に圧縮残留応力を付与して、ばねの耐疲労特性の改善を図っている。

上述したばねにおいては、これまで一般的に使用されている素材として、JIS Ｇ4801に記載のSUP９Ａがある。SUP９Ａは熱間にてばね状に成形したのちに、耐疲労特性の向上を目的にショットピーニングによって表面に圧縮残留応力が付与される。しかしながら、SUP９Ａでは、熱間圧延で所定の線材に製造する際、また、ばね状に成形するための加熱の際に、表層のＣが減少し、全脱炭が生じることから、ばね製造後の表面の硬度が低下しやすく、ショットピーニングによる圧縮残留応力の付与が十分ではなく、その結果、ばねとしての特性（特に、疲労特性）に悪影響を与える問題が生じる。

上記のとおり、ばね鋼は、少なくとも１回以上の加熱を経て成形されるため、表層のＣが減少し脱炭が生じる。この脱炭について、JIS Ｇ 0558には、「全脱炭層深さ」、「フェライト脱炭層深さ」、「特定残炭率脱炭層深さ」、「実用脱炭深さ」の４種類の脱炭層深さが規定されている。ばね鋼の脱炭では、「フェライト脱炭層深さ」と「実用脱炭深さ」の２種類の脱炭層深さが問題となる。フェライト脱炭層深さは、Ｃ量がほぼゼロとなり、加熱後急冷してもフェライトに変態してフェライト組織となる層の表面からの深さのことであり、実用脱炭深さとは、Ｃ量はゼロにならないものの母材のＣ量に比べてＣ量が低下し、加熱後急冷した場合に母材に比べて硬さが低下するが、実用上差し支えない硬さが得られる位置までの距離（深さ）のことである。ばね鋼では、鋼材の表層にフェライト脱炭層が生成し、フェライト脱炭層の内層側に実用脱炭が生じるか、あるいは、成分系によっては、フェライト脱炭層は生成しないが、実用脱炭が生じる。本発明における「脱炭」とは、実用脱炭を示している。上述したように、このような脱炭が鋼材表面近傍に生じると、ショットピーニングによる圧縮残留応力の付与を十分に行うことができず、その結果、ばねとしての特性、特に疲労特性に悪影響を与えるという問題が生じる。

そこで、上記問題を克服するため、いくつかの提案がなされている。
特許文献１には、Ｃ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Cu、Ni、Cr、Mo、Ｖ、Nb、Ti、Al、ＮおよびＢの添加量を制御し、As、SnおよびSbの合計の添加量、ならびにCuとNiの添加量を制御することにより低脱炭および優れた耐遅れ破壊特性を実現した、高強度ばね鋼が開示されている。特許文献１には、As、SnおよびSbの合計の添加量と脱炭深さの関係が記載されているが、As、SnおよびSbの合計の添加量を適正化してもフェライト脱炭を抑制するには至っておらず、このことから、フェライト脱炭の内層側に生成する脱炭も抑制することができるとは限らない。

特許文献２には、Ｃ、Si、Mn、Sb、AsおよびSnの添加量を最適化することにより脱炭を抑制した、ばね鋼が開示されている。特許文献２には、As、SnおよびSbの添加量ならびにAs、SnおよびSbの合計の添加量と脱炭深さの関係が掲載されているが、As、SnおよびSbの合計の添加量を適正化してもフェライト脱炭を抑制するには至っておらず、このことから、フェライト脱炭の内層に生成する脱炭も抑制することができるとは限らない。

特許文献３には、Ｃ、Si、Mn、CrおよびSbの添加量を最適化することにより脱炭を抑制した、ばね鋼が開示されている。しかしながら、後述するように、Sbを必要以上に添加するとスケールの成長速度が増加し、素材加熱時のスケールが厚くなり、素材製造ならびにばね加工時にスケールが剥がれにくくなり、スケール剥離性が低下する。そのため、素材製造ならびにばね加工時にスケールが噛みこむことにより表面に噛みこみ疵が発生し、ばねの疲労特性が低下する。

特許文献４には、Ｃ、Si、Mn、Cr、Nb、Al、N、Ti、Ｂの添加量を最適化、また、選択元素としてSbを添加することにより焼入れ性と耐孔食性を改善した、ばね鋼が開示されている。しかしながら、Sb単独添加のみでは脱炭を抑制することが困難であり、また、後述するように、Sbを必要以上に添加するとスケールの成長速度が増加し、素材加熱時のスケールが厚くなり、素材製造ならびにばね加工時にスケールが剥がれにくくなり、スケール剥離性が低下する。そのため、素材製造ならびにばね加工時にスケールが噛みこむことにより素材やばねの表面に噛みこみ疵が発生し、ばねの疲労特性が低下する。

また、上述したとおり、ばね鋼は少なくとも１回以上加熱されるため、素材表面にはスケールが生成する。特許文献１から特許文献４に開示されている範囲で、As、SnおよびSbを添加すると、素材加熱時のスケールの成長速度が増加し、スケールが厚くなり、素材製造時やばね加工時に生成したスケールが剥離せず、押込み疵となりばね鋼の疲労特性が低下する問題があり、スケール剥離性に優れたばね用鋼が求められていた。

特開2003-105496号公報特開昭61-183442号公報特開平13-19650号公報特開2004-169142号公報

上述の通り、二酸化炭素排出量の削減の観点から、自動車、建設機械および鉄道車両などに供する、ばねの更なる高強度化が課題となっていた。しかしながら、熱間圧延で所定の素材を製造する際、また、ばね状に成形するための加熱の際に、表層のＣが減少し、脱炭（フェライト脱炭かつ/あるいは実用脱炭）が生じることから、ばね製造後の表面の硬度が低下しやすく、ショットピーニングによる圧縮残留応力の付与が十分に行われない結果、ばねとしての特性、特に耐疲労特性に悪影響を与えることが問題となっていた。さらに、上記したスケール剥離性も問題であった。

本発明は、このような課題を解決すべくなされたものであり、従来の高強度ばね鋼に対して、Ｃ、Si、MnおよびCrに加えて、SbおよびSnの添加量を適正化することによって、耐脱炭性に優れ、かつスケール剥離性に優れた高強度ばね鋼を提供しようとするものである。

発明者らは、脱炭を抑制するためには、脱炭抑制元素と脱炭促進元素の添加比率を調整することが重要であるとの着想を得た。そして、前記課題を解決するため、Ｃ、Si、MnおよびCrに加えて、SbおよびSnの添加量と、下記（１）式で表されるＡ値、（２）式で表されるＢ値並びに（３）式で表されるＣ値とに着目した。すなわち、C、Si、MnおよびCrの添加量の最適化によりばね鋼として必要な諸特性を確保でき、また、Ａ値ならびにＢ値により、全脱炭の促進や抑制を支配している元素の添加比率を特定することで脱炭を抑制することができ、さらに、Ｂ値ならびにＣ値により、スケール剥離性を支配している元素の添加比率を特定することでスケール剥離性の低下を抑制することができ、脱炭の抑制ならびにスケール剥離性低下の防止が図れるのではないかと考えた。
記
Ａ＝[C]/([Si]+[Sb]+[Sn]) ・・・（１）
Ｂ＝[Si]/([Sn]+[Sb]) ・・・（２）
Ｃ＝[Sb]+[Sn] ・・・（３）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）

そこで、発明者らは、前記課題を解決するため、Ｃ、Si、MnおよびCrに加えて、SbおよびSnの添加量を変化させ、かつ上記（１）式で表されるＡ値、（２）式で表されるＢ値や（３）式で表されるＣ値が異なる高強度ばね用鋼を作製し、その耐脱炭性やスケール剥離性について鋭意調査した。その結果、Ｃ、Si、Mn、Cr、SbおよびSnの添加量の最適化、並びにＡ値、Ｂ値ならびにＣ値を適正範囲に制御することによって、耐脱炭性が向上し、さらには、スケール剥離性低下を抑制できることを見出し、本発明を完成するに至った。

すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。
１．Ｃ：0.45質量％以上0.65質量％未満、
Si：0.15質量％以上0.70質量％以下、
Mn：0.10質量％以上1.00質量％以下、
Cr：0.20質量％以上1.50質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下、
Sb：0.010質量％以上0.030質量％未満および
Sn：0.010質量％以上0.030質量％以下
を、下記（１）式で算出されるＡ値が0.65以上3.50以下、下記（２）式で算出されるＢ値が3.10以上34.00以下、（３）式で算出されるＣ値が0.020質量％以上0.050質量％以下の条件下に含有し、残部が不可避的不純物およびFeからなる成分組成であるばね用鋼。
記
Ａ＝[C]/([Si]+[Sb]+[Sn]) ・・・（１）
Ｂ＝[Si]/([Sn]+[Sb]) ・・・（２）
Ｃ＝[Sb]+[Sn] ・・・（３）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）

２．前記成分組成は、さらに、
Al：0.50質量％以下、
Cu：1.0質量％以下、
Ni：2.0質量％以下、
Ｗ：2.0質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ti：0.2質量％以下、
Ｖ：0.5質量％以下、
Mo：1.0質量％以下および
Ｂ：0.005質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する前記１に記載のばね鋼。

３．前記１または２に記載の成分組成を有する鋼素材を、熱間圧延して棒鋼あるいは線材とし、次いで熱間成形によりばね形状とするばねの製造方法。

４．前記熱間成形時の加熱温度Ｔ（℃）、前記鋼素材中のSb含有量［Sb］（質量％）およびSn含有量［Sn］（質量％）に関する、下記（４）式にて算出されるＤ値が125以下である前記３に記載のばねの製造方法。
記
Ｄ＝6883.66×[Sb]−5213.09×[Sn]+0.65×Ｔ−543.76・・・（4）

本発明によれば、従来の高強度ばね用鋼に比べて遥かに優れた耐脱炭性ならびにスケール剥離性を有する高強度ばね用鋼を、安定して製造することが可能となる。

先ず、本発明の高強度ばね鋼の成分組成について説明する。
Ｃ：0.45質量％以上0.65質量％未満
Ｃは、必要な強度を確保するために必須の元素であり、0.45質量％未満では所定の強度確保が難しく、また所定強度を確保するためには、合金元素の多量添加が必要となって、合金コストの上昇を招くことから、0.45質量％以上とする。また、含有するＣ量が少ないと、脱炭を生成し易くなる。一方、0.65質量％以上の添加は靭性の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.45質量％以上0.65質量％未満とする。好ましくは、0.46質量％以上である。

Si：0.15質量％以上0.70質量％以下
Siは、脱酸剤として、また、固溶強化や焼戻し軟化抵抗を向上させることにより鋼の強度を高め、鋼の耐へたり性を向上する元素であり、0.15質量％未満では所定の強度確保が難しく、また所定強度を確保するためには、合金元素の多量添加が必要となって、合金コストの上昇を招くことから、0.15質量％以上とする。しかし、Siは脱炭を促進する元素かつスケール中にファイアライトを生成させスケール剥離性を低下させる元素である。このため、Siが0.70質量％を超えて添加されると脱炭が促進するとともに、スケールが剥離し難くなる。よって、Siの上限は0.70質量％とする。以上のことから、Si量は0.15質量％以上0.70質量％以下とする。好ましくは、0.69質量％以下である。

Mn：0.10質量％以上1.00質量％以下
Mnは、鋼の焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効であるため、0.10質量％以上添加する。しかし、1.0質量％を超える添加は、鋼を過度に高強度化するため、母材靭性の低下を招く。よって、Mnの上限は、1.00質量％とする。以上のことから、Mn量は、0.10質量％以上1.00質量％以下とする。好ましくは、0.12質量％以上である。

Ｐ：0.025質量％以下
Ｓ：0.025質量％以下
ＰおよびＳは、粒界に偏析して鋼の母材靭性の低下を招く。以上のことから、これらの元素はできるかぎり低減するのが好ましい。よって、ＰおよびＳはいずれも0.025質量％以下とする。なお、下限は特に限定しないが、0.0002質量％未満とするには、高いコストを必要とすることから、工業的には0.0002質量％までの低減とすることが好ましい。

Cr：0.20質量％以上1.50質量％以下
Crは、鋼の焼入れ性を向上させ強度を増加させる元素である。そのため、0.20質量％以上は添加する。一方で、1.50質量％超の添加は、鋼を過度に高強度化するため、母材靭性の低下を招く。また、Crは1.50質量％を超えるとスケール中に含有されるようになり、アンカー効果によりスケール剥離性が低下する。以上のことから、Cr量は0.20質量％以上1.50質量％以下とする。

Ｏ：0.0015質量％以下
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成して、ばね特性の低下を招くため、可能な限り低い方が良いが、本発明では、0.0015質量％までは許容される。なお、下限は特に限定しないが、0.0002質量％未満とするには、高いコストを必要とすることから、工業的には0.0002質量％までの低減とすることが好ましい。

Sb：0.010質量％以上0.030質量％未満
Sbは、素材を加熱した際に表層に濃化して、加熱時に表層のＣ量が低下することを抑制する作用を有する。この作用を発現させるために、Sbは0.010質量％以上にて添加する。しかし、Sbは0.030質量％以上添加すると、素材加熱時に液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、アンカー効果によりスケール剥離性を低下させる。以上のことから、Sbは0.010質量％以上0.030質量％未満とする。好ましくは、0.029質量％以下である。

Sn：0.010質量％以上0.030質量％以下
Snは、素材を加熱した際に表層に濃化して、加熱時に表層のＣ量が低下することを抑制する作用を有する。さらにSnは、鋼を加熱した際に生成するスケールの厚さを薄くする作用を有し、上述したSb添加によるスケール剥離性の低下を抑制する作用も有する。この作用を発現させるために、Snは0.010質量％以上にて添加する。しかし、Snは0.030質量％を超えて添加すると、素材加熱時に液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、アンカー効果によりスケール剥離性が低下する。以上のことから、Snは0.010質量％以上0.030質量％以下とする。好ましくは、0.029質量％以下である。

Ａ値（下記（１）式）：0.65以上3.50以下
下記（１）式で算出されるＡ値は、脱炭の抑制に影響を与える指数であり、Ａ値が3.50超になることは、添加するＣの添加量が多くなるか、添加するＣ量が同じでも添加するSb、Sn量が少なくなることである。すなわち、添加するＣ量が多くなると靭性の低下を招き、またSb、Sn量が少なくなると、脱炭の増加を招く。一方、0.65未満になると、添加するＣ量が少なくなるか、添加するSi量やSb、Sn量が多くなるため、スケール剥離性が低下する。以上のことから、Ａ値は0.65以上3.50以下とする。好ましくは、0.66以上である。
記
Ａ＝[C]/([Si]+[Sb]+[Sn]) ・・・（１）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）

Ｂ値（下記（２）式）：3.10以上34.00以下
下記（２）式で算出されるＢ値は、脱炭の抑制に影響を与える指数であり、また、スケールの厚さ、ならびにスケール組成を制御するための指標である。Ｂ値が3.10未満になると添加するSbやSnの量が多くなり、それらが素材加熱時に液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、アンカー効果によりスケール剥離性を低下する。一方、Ｂ値が34.00超になると、添加するSi量が多くなり、脱炭が促進される。以上のことから、Ｂ値は3.10以上34.00以下とする。好ましくは、3.13以上である。
記
Ｂ＝[Si]/([Sn]+[Sb]) ・・・（２）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）

Ｃ値（下記（３）式）：0.020質量％以上0.050質量％以下
下記（３）式で算出されるＣ値は、脱炭の抑制、さらに素材加熱時にSbやSnが液体金属となって旧オーステナイト粒界に侵食し、アンカー効果によりスケール剥離性を低下させることの抑制、に影響を与える指数である。このＣ値が0.020質量％未満になると、脱炭が促進する。また、0.05質量％超になると素材加熱時にSbやSnが液体金属となり、旧オーステナイト粒界に侵食し、アンカー効果によりスケール剥離性が低下するようになる。以上のことから、Ｃ値は0.020質量％以上0.050質量％以下とする。
記
Ｃ＝[Sb]+[Sn] ・・・（３）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）

さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Al： 0.50質量％以下、Cu：1.0質量％以下、Ni：2.0質量％以下、Ｗ：2.0質量％以下、Nb：0.1質量％以下、Ti：0.2質量％以下、Ｖ：0.5質量％以下、Mo：1.00質量％以下およびＢ：0.005質量％以下のうちの１種または２種以上

CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高める元素であり、選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上で添加することが好ましい。しかし、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％を超えて添加すると、却って合金コストが上昇するため、Cuは1.0質量％およびNiは2.0質量％好ましくは1.0質量％を上限として添加することが好ましい。

また、Alは脱酸剤として添加することができ、さらに、焼入れ時のオーステナイト粒成長を抑制することによって、強度の維持に有効な元素であるため、好ましくは0.01質量％以上で添加する。しかしながら、0.50質量％を超えて添加しても、その効果は飽和してコスト上昇を招く不利が生じる。また、冷間でばね形状への成形を行う場合には、Al含有量が高いと成形性が低下する。よって、Alは0.50質量％を上限として添加することが好ましい。より好ましくは、0.01質量％以上0.300質量％以下である。

Ｗ、Nb、TiおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、NbおよびTiは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上添加することが好ましい。
しかし、Ｖは0.5質量％、Nbは0.1質量％およびTiは0.2質量％を超えて添加すると、鋼中に炭化物が多量に生成し、高強度化して靭性の低下を招く。Nb、TiおよびＶは、それぞれ上記の値を上限として添加するのが好ましい。また、Ｗは2.0質量％を超えて添加すると、高強度化して靭性が低下し、合金コストの上昇を招く。よって、Ｗは、2.0質量％を上限として添加するのが好ましい。Ｗは、1.0質量％を上限として添加することがより好ましい。

Moは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高める元素であり、選択して添加することができる。このような効果を得るためには、0.01質量％以上で添加することが好ましい。しかし、1.00質量％を超えて添加すると、却って合金コストが上昇するため、1.00質量％を上限として添加するのが好ましい。より好ましくは、0.01質量％以上0.80質量％以下である。

Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高める元素であり、必要に応じて含有することができる。上記効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加するのが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、冷間での加工性が劣化する。よって、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。

次に、本発明のばね用鋼の製造方法および、ばね用鋼を用いてばねを製造する方法について説明する。
以上の成分組成を有する鋼素材は、転炉にて溶製されたものでも真空溶解にて溶製されたものでも使用できる。そして、鋼塊、スラブ、ブルームまたはビレットなどの鋼素材は、加熱されて熱間圧延に供され、好ましくは棒鋼あるいは線材に加工されてばね用鋼とされる。上記成分組成のばね用鋼は、熱間圧延時の加熱段階における脱炭が抑制されるとともに、この加熱段階において生成するスケールは剥離性がよいものとなるため、後工程においてばね形状への加工を施す際にスケールが素材表面に押込まれて押込み疵となることを防止できる。なお、熱間圧延後の棒鋼あるいは線材には必要に応じてショットピーニング等による脱スケール処理を施して、これをばね用鋼としてもよい。

このようにして製造されたばね用鋼を用いてばねを製造する方法としては、熱間成形による方法が特に好ましい。熱間成形にてばねの形状に成形する場合は、上記のようにして製造されたばね用鋼に、線巻き、ホットセッチング等の熱間成形が施されてばね形状とされ、その後、焼入れ・焼戻し処理が施される。上記した成分組成のばね用鋼を素材として熱間成形を行う場合、熱間成形時においても脱炭が抑制されるとともに、この熱間成形時において生成するスケールは剥離性がよいものとなるため、ばね形状への成形を施す際にスケールが素材表面に押込まれて押込み疵が発生することを防止できる。

なお、熱間成形時の素材の変形抵抗が大きくなり成形が困難となることを防止するためには、熱間成形時の加熱温度Ｔは850℃以上とすることが好ましい。

さらに、熱間成形時の加熱温度Ｔ（℃）は、下記（４）式で算出されるＤ値が125以下となる範囲に制御することが、熱間成形時に生成するスケールを薄くし、スケール剥離性をより向上させ、ばね形状への成形時のばね表面へのスケール押込み疵の発生をより抑制させて、これによりばねの疲労寿命をより向上させる観点から好ましい。
ここで、Ｄ値は、加熱後のスケール厚さを表す指標である。すなわち、発明者らの調査によれば、上記した成分組成の鋼では、加熱後のスケール厚さは、Sb含有量（質量％）［Sb］、Sn含有量（質量％）［Sn］および加熱温度Ｔ（℃）により変化し、下記（４）式で算出されるＤ値で示される値と相関があることがわかった。そして、Ｄ値を125以下とすることで、加熱時に生成するスケールが薄くなり、スケール剥離性がより向上することがわかった。よって、Ｄ値が125以下となる加熱温度Ｔ（℃）とすることが好ましい。より好ましくは、19以上である。
記
Ｄ＝6883.66×[Sb]−5213.09×[Sn]+0.65×T−543.76・・・（4）

ここで、Ｄ値は、Sb含有量が小さい程、Sn含有量が大きい程、さらに、加熱温度Ｔが低い程、小さい値を示すようになる。上述のとおり、Sb含有量の下限値は0.01質量％であり、Sn含有量の上限値は0.03質量％であり、また、加熱温度Ｔは850℃以上とすることが好ましいから、これらの値を下記（４）式の右辺に代入すると、Ｄ値の好適下限は−79である。

なお、焼入れ・焼戻し処理としては、オーステナイト域から焼入れを施し、200〜420℃に加熱して焼戻しを施すことが好ましい。また、焼入れ・焼戻し処理の後にショットピーニング等の周知の処理工程を追加してもよい。

かくして得られた高強度ばね鋼は、安価に製造できるにも関わらず、優れた耐脱炭性ならびにスケール剥離性を有し、例えば自動車の足回り部品である懸架ばね、建設機械や鉄道車両などで使用される懸架ばねへの適用が可能である。

表１に示す成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、これらの鋼から製造した鋼塊を、1050℃に加熱後、熱間圧延を行い、直径42mmの棒鋼にした。加熱時の雰囲気は、Ｍガス雰囲気で実施したが、他の雰囲気（例えば、大気、LNG、都市ガス、COG+BFGのような混合ガス、COG、重油、窒素、アルゴンなど）を用いて加熱しても良い。熱間圧延後の棒鋼からサンプル（直径42mm、長さ10mm）を採取し、後述する方法で耐脱炭性ならびにスケール剥離性を調査した。

［耐脱炭性］
耐脱炭性は、熱間圧延後の棒鋼から長手方向（圧延方向）に対して10mm切断して得られたサンプルに対して加熱、冷却（焼入れ）、焼戻し処理を行い、これらの処理後のサンプルに対して表層からの深さ方向への硬度変化を測定することで評価した。評価方法は次のとおりである。上記サンプルを大気雰囲気下で1000℃×30分加熱し、その後、60℃の油で冷却した。焼戻し処理としては、大気雰囲気下で400℃×60分加熱してから水冷した。その後、得られた試験片に対して、切断面（長手方向に対して垂直な（直径42mm）の断面：以下、Ｃ断面）の硬度測定を行えるように、樹脂に埋め込み、Ｃ断面の鏡面研磨後にこのＣ断面の硬度測定を行った。硬度測定は、JIS Ｇ 0558「鋼の脱炭層深さ測定方法」に記載の硬さ試験による測定方法に従い測定した。すなわち、条件は次のとおりである。株式会社アカシ製微小硬さ試験機（HM-115、ビッカース硬さ）で荷重0.98Ｎで25μmピッチで測定を実施した。得られた結果に対して、ビッカース硬さがHV400未満の領域を全脱炭深さと定義した。

［スケール剥離性］
スケール剥離性は、熱間圧延後の棒鋼をその端部から長手方向（圧延方向）に10mmの位置で切断した試験片を、表２に示す種々の温度に加熱後、直ちに水冷を行い、この水冷時に試験片より剥離したスケールを観察した。また、熱処理後の試験片の表面（42mmφの表面）にセロハンテープを接着した後にこれを剥がして、テープに付着した剥離スケールを調査し、これに前記水冷時に剥離したスケールの観察結果を併せた判定とした。評価は、水冷時のスケール剥離性およびセロハンテープによるスケール剥離性ともに、次の５段階とした。
１：剥離大（剥離したスケールの円相当径の平均が５mm以上）
２：剥離中（剥離したスケールの円相当径の平均が３mm以上５mm未満）
３：剥離小（剥離したスケールの円相当径の平均が１mm以上３mm未満）
４：剥離微量（剥離したスケールの円相当径の平均が１mm未満）
５：剥離無し（スケールの剥離が無い）
スケール剥離性は、水冷時に剥離したスケールから判定した評価結果、ならびにテープに付着した剥離スケールから判定した評価結果の総和で評価を行い、合計が６点以下の場合、良好なスケール剥離性を有すると判断した。

［引張強さ］
上述した直径42mmの棒鋼を大気雰囲気下で900℃×30分加熱し、その後、60℃の油で冷却した。焼戻し処理としては、大気雰囲気下で400℃×60分加熱してから水冷した。その後、得られた試験片に対して、表面から１/４Ｄ（Ｄは棒鋼の直径）の位置を中心としてASTM E8に記載の平行部の直径が６mmの引張試験片を採取し、評点間距離24mm、および引張速度５mm/分で試験を実施した。本発明では、引張強さが1730MPa以上あれば良好と判断した。なぜなら、引張強さが1730MPa未満では、ばねの疲労強度の低下を招くためである。

［靭性］
上述した直径42mmの棒鋼を大気雰囲気下で９７０℃×３０分加熱し、その後、６０℃の油で冷却した。焼戻し処理としては、大気雰囲気下で400℃×60分加熱してから水冷した。その後、得られた試験片に対して、表面から１/４Ｄ（Ｄは棒鋼の直径）の位置を中心としてJIS Ｚ 2242に記載のＵノッチ試験片を採取し、試験温度20℃で試験を実施した。靭性の評価は、試験温度20℃での衝撃特性が20Ｊ/cm²以上であれば良好と判断した。なぜなら、衝撃特性は、ばね鋼に求められる特性の一つであるため、本発明では、基準鋼の1.5倍以上であれば良好な靭性が得られたと判断し、20Ｊ/cm²以上の衝撃特性を良好とした。

表２に、脱炭深さ、スケール剥離性、引張強さおよび靭性の各結果を示した。本発明に従う成分組成、さらにＡ値、Ｂ値およびＣ値を満たす、Ａ−２〜Ａ−18の鋼は、脱炭の発生がなく、また、スケール剥離性も良好であることが分かる。これに対して、成分組成ならびにＡ値、Ｂ値ならびにＣ値が本発明の範囲外であるＡ−19〜Ａ−38の鋼は、脱炭が発生しているか、スケール剥離性が低下しているか、引張強さが1730MPa未満であるか、あるいは、靭性が20J/cm²未満であることが分かる。また、Ｄ値が125以下であるＡ−２〜Ａ−１８の発明鋼は、Ｄ値が125超であるＡ−39〜Ａ−43の発明鋼よりも、スケール剥離性が良好であることがわかる。

表３に示す成分組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、これらの鋼から製造した鋼塊を、1050℃に加熱後、熱間圧延を行い、直径42mmの棒鋼にした。加熱時の雰囲気は、Ｍガス雰囲気で実施したが、他の雰囲気（例えば、大気、LNG、都市ガス、COG+BFGのような混合ガス、COG、重油、窒素、アルゴンなど）を用いて加熱しても良い。熱間圧延後の線材からサンプル（直径42mm、長さ10mm）を採取し、前述した方法で耐脱炭性を調査した。ばね鋼のスケール剥離性についても前述した方法で調査した。

表４に、脱炭深さ、スケール剥離性、引張強さおよび靭性の各結果を示した。本発明に従う成分組成、さらにＡ値、Ｂ値およびＣ値を満たす、Ｂ−２、Ｂ−３、Ｂ−５〜Ｂ−７、および、Ｂ−９〜Ｂ−17の鋼は、脱炭の発生がなく、また、スケール剥離性も良好であることが分かる。これに対して、成分組成ならびにＡ値、Ｂ値ならびにＣ値が本発明の範囲外であるＢ−２、Ｂ−４、Ｂ−８、および、Ｂ−18〜Ｂ−21の鋼は、脱炭が発生しているか、スケール剥離性が低下しているか、引張強さが1730MPa未満であるか、あるいは、靭性が20J/cm²未満であることが分かる。

［スケール剥離性］
スケール剥離性は、熱間圧延後の棒鋼をその端部から長手方向（圧延方向）に10mmの位置で切断した試験片を、表２に示す種々の温度に加熱後、直ちに水冷を行い、この水冷時に試験片より剥離したスケールを観察した。また、熱処理後の試験片の表面（42mmφの表面）にセロハンテープを接着した後にこれを剥がして、テープに付着した剥離スケールを調査し、これに前記水冷時に剥離したスケールの観察結果を併せた判定とした。評価は、水冷時のスケール剥離性およびセロハンテープによるスケール剥離性ともに、次の５段階とした。
１：剥離大（剥離したスケールの円相当径の平均が５mm以上）
２：剥離中（剥離したスケールの円相当径の平均が３mm以上５mm未満）
３：剥離小（剥離したスケールの円相当径の平均が１mm以上３mm未満）
４：剥離微量（剥離したスケールの円相当径の平均が１mm未満）
５：剥離無し（スケールの剥離が無い）
スケール剥離性は、水冷時に剥離したスケールから判定した評価結果、ならびにテープに付着した剥離スケールから判定した評価結果の総和で評価を行い、合計が７点以下の場合、良好なスケール剥離性を有すると判断した。

Claims

Ｃ：0.45質量％以上0.65質量％未満、
Si：0.15質量％以上0.70質量％以下、
Mn：0.10質量％以上1.00質量％以下、
Cr：0.20質量％以上1.50質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下、
Sb：0.010質量％以上0.030質量％未満および
Sn：0.010質量％以上0.030質量％以下
を、下記（１）式で算出されるＡ値が0.65以上3.50以下、下記（２）式で算出されるＢ値が3.10以上34.00以下、（３）式で算出されるＣ値が0.020質量％以上0.050質量％以下の条件下に含有し、残部が不可避的不純物およびFeからなる成分組成であるばね用鋼。
記
Ａ＝[C]/([Si]+[Sb]+[Sn]) ・・・（１）
Ｂ＝[Si]/([Sn]+[Sb]) ・・・（２）
Ｃ＝[Sb]+[Sn] ・・・（３）
但し、［］は該括弧内成分の含有量（質量％）
前記成分組成は、さらに、
Al：0.50質量％以下、
Cu：1.0質量％以下、
Ni：2.0質量％以下、
Ｗ：2.0質量％以下、
Nb：0.1質量％以下、
Ti：0.2質量％以下、
Ｖ：0.5質量％以下、
Mo：1.0質量％以下および
Ｂ：0.005質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有する請求項１に記載のばね用鋼。
請求項１または２に記載の成分組成である鋼素材を、熱間圧延して棒鋼あるいは線材とし、次いで熱間成形によりばね形状とするばねの製造方法。
前記熱間成形時の加熱温度Ｔ（℃）、前記鋼素材中のSb含有量［Sb］（質量％）およびSn含有量［Sn］（質量％）に関する、下記（４）式にて算出されるＤ値が125以下である請求項３に記載のばねの製造方法。
記
Ｄ＝6883.66×[Sb]−5213.09×[Sn]+0.65×Ｔ−543.76・・・（4）