WO2012153831A1 - 車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法 - Google Patents

車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法 Download PDF

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彰 丹下
清 栗本
由利香 後藤
菊地　克彦
冨田　邦和
福岡　和明
服部　和彰
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日本発條株式会社
Ｊｆｅ条鋼株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to steel usable for vehicle suspension spring components such as stabilizers and leaf springs mainly used for automobiles, their spring components and a method for producing the same, and particularly high tensile strength of 1300 MPa or more, and
  • the present invention relates to a spring component for vehicle suspension which is excellent in corrosion resistance and low temperature toughness.
  • Stabilizers are a kind of suspension spring parts that have the function of preventing rolling when turning, while leaf springs are suspension spring parts that are used for suspension springs of a track and that guarantee traveling stability in uneven roads. . All of them are subject to repeated stress loading under natural environment conditions, so they are easily corroded, prone to set up, and exposed to low temperatures of -50 ° C to -30 ° C depending on the region. There is. Therefore, it is necessary that the characteristics such as corrosion resistance, settability and low temperature toughness be excellent.
  • carbon steels for machine structure such as JIS S48C and spring steels such as JIS G4801 SUP 9 are used, and for example, in the manufacturing process, after hot-rolled steel is cut into predetermined dimensions, it is hot-bent formed
  • the surface is adjusted to a predetermined strength and toughness by tempering treatment of quenching and tempering, and then, if necessary, shot peening is applied to the surface, and finally it is used through a coating process for anticorrosion.
  • spring parts for vehicle suspension such as stabilizers and leaf springs have been further reduced in weight to achieve low fuel consumption.
  • the tensile strength is insufficient at 1100 MPa or more, and the strength is further increased. Need to do is coming out.
  • the ductility deteriorates. The ductility deterioration further reduces the crack propagation resistance and further increases the risk of breakage.
  • plate springs and stabilizers are coated to ensure their anticorrosion performance, they are exposed to the outside of the vehicle due to their structure, so dents and peeling off of paint easily occur due to stepping stones during running.
  • the object of the present invention is to provide a steel for vehicle suspension spring parts having tensile strength of 1300 MPa or more and excellent in corrosion resistance and low temperature toughness, strength higher than conventional products, spring parts for vehicle suspension, and a method of manufacturing the same. I assume.
  • a steel for vehicle suspension spring parts characterized by having excellent corrosion resistance and low temperature toughness is provided.
  • the grain after quenching is austenite grain size number of 7.5 to Provided is a method of manufacturing a spring component for vehicle suspension, comprising obtaining a spring component excellent in corrosion resistance and low temperature toughness having a tensile strength of 1300 MPa or more and a range of 10.5.
  • (1) is a process diagram when manufacturing a stabilizer by cold forming
  • (2) and (3) are process drawings when manufacturing a stabilizer by hot forming, respectively.
  • the present inventors obtained the following findings as a result of intensive studies. That is, in the spring component for vehicle suspension, there are required, as described below, the improvement of the ductility and the improvement of the corrosion resistance as well as the increase of the strength.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • a high strength stabilizer for vehicles or a plate spring steel having high tensile strength of 1300 MPa or more and excellent corrosion resistance and low temperature toughness even in a very cold corrosive environment a method of manufacturing the same It becomes possible to provide parts, greatly reducing the weight of the vehicle by increasing the strength of the parts, and thus contributing greatly to the improvement of the global environment associated with the improvement of fuel consumption.
  • C 0.15 to 0.35%
  • C is an element necessary for the steel to secure a predetermined strength, and in order to secure a tensile strength of 1300 MPa or more, 0.15% or more is required.
  • the content of C exceeds 0.35%, carbides become excessive and both the corrosion resistance and the toughness decrease too much, so the upper limit is made 0.35%.
  • a steel material having a low carbon content as a stabilizer and a leaf spring material, it is possible to prevent corrosion cracking which has been a concern in a conventional steel manufacturing method and improve corrosion resistance to obtain a stabilizer and a leaf spring. It is considered to be safer.
  • Si more than 0.6% and 1.5% or less (0.6% ⁇ Si ⁇ 1.5%) Si is important as a deoxidizer at the time of melting. Moreover, since it is an element effective for solid solution strengthening, it is an important element for increasing the strength. In order to exert the effect, it is necessary to add Si more than 0.6%. On the other hand, when the amount of Si exceeds 1.5%, the toughness decreases, so the upper limit is made 1.5%.
  • Mn 1 to 3%
  • Mn is an element that improves hardenability and is an effective element as a solid solution strengthening element, and in the case of a low carbon steel, it is important for securing strength. Mn is also important as an element which refines the structure and improves the ductility. In order to exert the effect, it is necessary to add 1% or more of Mn. On the other hand, when Mn is added in excess of 3%, the amount of carbides precipitated from low temperature during tempering becomes excessive and both the corrosion resistance and the toughness decrease, so the upper limit is made 3%.
  • Al 0.005 to 0.080%
  • Al is an important element as a deoxidizer at the time of melting. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.005% or more of Al. On the other hand, when Al is added in excess of 0.080%, oxides and nitrides become excessive, and both corrosion resistance and toughness decrease, so the upper limit is made 0.080%.
  • Ti forms carbonitrides in steel and is an element effective for improving the strength and refining the crystal grains. In order to exert these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Ti. On the other hand, if Ti is added in excess of 0.060%, the carbonitrides become excessive and both the corrosion resistance and the toughness decrease, so the upper limit is made 0.060%.
  • Nb forms carbonitrides in steel and is an element effective for improving the strength and refining the structure. In order to exert these effects, it is necessary to add 0.005% or more of Nb. On the other hand, when Nb is added in excess of 0.060%, the carbonitrides become excessive and both the corrosion resistance and the ductility toughness decrease, so the upper limit is made 0.060%.
  • Ti and Nb form carbonitrides in steel as described above, and have the effects of enhancing strength and toughness, respectively. Demonstrate. On the other hand, if Ti and Nb are added in excess of 0.07% in the total amount of (Ti + Nb), the carbonitrides become excessive and both the corrosion resistance and the toughness decrease, so the total addition amount of (Ti + Nb) is 0. Reduce to 07% or less.
  • Cu 0.01 to 1.00% Cu is an element effective to improve the corrosion resistance. In order to exert the effect, it is necessary to add 0.01% or more of Cu. On the other hand, addition of Cu exceeding 1.00% saturates the effect and is not economical. In addition, surface defects frequently occur during hot rolling to impair manufacturability, so the upper limit is 1.00%. And
  • Ni 0.01 to 1.00% Like Cu, Ni is an element that improves the corrosion resistance, and in order to exert its effect, it is necessary to add 0.01% or more of Ni. On the other hand, even if Ni is added over 1.00%, the effect is saturated and it is not economical (Ni is a rare and expensive metal element whose production country is limited) and its upper limit is made 1.00%. .
  • P 0.035% or less P is an impurity element which is unavoidably remaining or mixed in the steelmaking process, and segregates at grain boundaries to lower the toughness. Therefore, the upper limit is made 0.035%.
  • S 0.035% or less S is, similarly to P, an impurity element which is inevitably left or mixed in the steel making process, and segregates at grain boundaries to lower the toughness. Furthermore, since the inclusions, MnS, become excessive and both the toughness and the corrosion resistance decrease, the upper limit is made 0.035%.
  • N 150 ppm or less N forms carbonitrides in steel and is an element effective for improving the strength and refining the structure, but when it is added in excess of 150 ppm, the carbonitrides become excessive. Since the toughness and corrosion resistance both decrease, the upper limit is made 150 ppm.
  • component elements such as Mo, V, B, Ca and Pb may be further added if they are a trace amount.
  • the effects of the present invention can be obtained by limiting the addition amounts thereof to Mo: 1% or less, V: 1% or less, B: 0.010% or less, Ca: 0.010% or less, and Pb: 0.5% or less. Is not particularly inhibited.
  • Mo is an element effective in improving hardenability and improving toughness. However, since the effect is saturated even if Mo is added in excess, it is desirable to limit it to at most 1% in consideration of the economics as Ni.
  • V is an effective element that can suppress the reduction in hardness when the steel is subjected to high temperature tempering treatment and can effectively increase the softening resistance of the steel.
  • V is also a rare element like Ni, price stability is low, and it is desirable not to add as much as it is likely to lead to an increase in raw material cost, and it is desirable to limit at most 1%.
  • B is an element that increases the hardenability of the steel by the addition of a small amount.
  • the effect of increasing the hardenability can be observed up to about 0.010% of the B addition amount, but the effect is saturated when the B addition amount exceeds 0.010%. Therefore, it is desirable that the addition amount of B is limited to 0.010% at the maximum.
  • Ca and Pb are elements that improve the machinability of the steel material, and if added, the machinability of the stabilizer riser end is further improved.
  • the stabilizer riser or the plate spring is once heated to the austenite region during quenching and heating, and then quenched to a cooling medium such as water or oil.
  • a cooling medium such as water or oil.
  • the desired strength is obtained by doing.
  • the ferrite-pearlite structure before quenching (hereinafter simply referred to as “pre-structure”) has a cementite penetration of pearlite structure in particular. Since it is slow, a long heating and holding time is required, resulting in a coarse and uneven austenite structure, and the toughness of the steel after quenching is reduced.
  • the forming process of the stabilizer riser or the plate spring may be either cold or hot and is not particularly limited.
  • the work may be quenched immediately after the hot forming process as shown in (2) of FIG. 2, or as shown in (3) of FIG.
  • the workpiece may be reheated after machining and then quenched.
  • the heating method in the hot forming method of forming and quenching after heating is an appropriate amount of Ti and Nb even in a conventional air heating furnace or a quenching furnace of inert gas atmosphere furnace
  • the structure is refined and sufficient toughness can be obtained with a tensile strength of 1300 MPa or more.
  • high-frequency induction heating means or direct current heating means may be used, in the case of rapid heating at a heating rate of 30 ° C./sec or more, desired characteristics can be obtained by limiting the structure before heating as described above.
  • the high frequency induction heating means includes a high frequency induction heating coil device having a coil that easily surrounds the object to be heated.
  • the direct energization heating means includes a direct energization heating device having a bipolar terminal for causing a resistance to heat by direct energization to the object to be heated.
  • the heating temperature if the lower limit is set to the austenitizing temperature + 50 ° C, and the upper limit is too high, adverse effects such as coarsening of crystal grains and decarburization are concerned, and therefore it is preferable to be less than 1050 ° C.
  • the same can be said for the case where the stabilizer or the plate spring is quenched by heating after cold forming, or when it is reheated after quenching as necessary.
  • Prior austenite grain size In the present invention, since a strength level of 1300 MPa or more is required as a desired strength, even if the crystal grain is too fine in order to obtain this strength level after quenching or after quenching and tempering. The hardenability is insufficient and the desired strength can not be obtained. On the other hand, it is necessary to secure the ductility by performing the refinement more than a certain level. As the range, it is necessary to set the former austenite grain size number in the range of 7.5 to 10.5. More preferably, it is in the range of the prior austenite grain size number 8.5 to 10.5. The crystal grain size was measured in accordance with JIS G 0551.
  • the crystal grain size number is determined by comparing the microscopically observed image with a predetermined standard view in an optical microscope field of view at a magnification of 100 times, 10 fields of view are measured per sample, and their average value is calculated. The measured value was taken.
  • the minimum unit is 1 in terms of the grain size number
  • the display of 0.5 was used when the crystal grain under the microscopic field of view corresponds to the middle of the two standard drawings. That is, when the crystal grain (observed image) under the microscopic field of view is between the standard figure of grain size number 7 and the standard figure of grain size number 8, the grain size number Gh is determined to be 7.5 (Table 3, See Table 4).
  • the grain size of the prior austenite refers to the grain size of the austenitic structure at the time of quenching and heating.
  • Tempering treatment The tempering treatment after quenching is an optional treatment in the present invention, and may or may not be conducted. Since this has reduced the amount of carbon in the steel, it is desirable that the tempering treatment after quenching is not performed (in consideration of the temperature rise at the time of coating) within the scope of the present invention limitation. This is because the strength, the effects of the invention (corrosion resistance and low temperature toughness) can be obtained in some cases.
  • the stabilizer 10 has a torsion portion 11 extending in the width direction of the vehicle body (not shown) and a pair of left and right arm portions 12 continuous from the torsion portion 11 at both ends.
  • the torsion portion 11 is fixed to the vehicle body side via a bush 14 or the like.
  • the terminal 12 a of the arm unit 12 is connected to the left and right suspension mechanisms 15 via a stabilizer link (not shown) and the like.
  • the torsion portion 11 and the arm portion 12 are usually bent at a plurality of places or more than a dozen places in order to avoid interference with other parts.
  • the stabilizer 10 When the vehicle turns, the stabilizer 10 receives the input of the upside-down phase in the suspension mechanism 15, the left and right arm parts 12 flex in the opposite direction, and the torsion part 11 is twisted to cause excessive inclination of the vehicle body (rolling Function as a spring that suppresses
  • Production Example (1) Cold Forming Process A round bar is cut into a predetermined length, cold bent into a desired shape shown in FIG. 1, and heated in a heating furnace, or a resistance heating device or a high frequency heating device After heating to the austenite temperature range using this, it was quenched, subjected to a tempering treatment after quenching, the shape was corrected if necessary, shot peened and painted using a desired paint.
  • tempering treatment can be omitted in the above manufacturing process.
  • Production Example (2) Direct quenching after hot forming processing: A round bar is cut into a predetermined length and heated in a heating furnace or heated to an austenite temperature range using a resistance heating device or a high frequency heating device, In the temperature range, it is hot-bent to the desired shape shown in FIG. 1, hardened, hardened and tempered, and if necessary, corrected in shape, shot peened it and painted using the desired paint did.
  • tempering treatment can be omitted in the above manufacturing process.
  • Production Example (3) Reheated after hot forming and quenched Quench the rod to a predetermined length and heat in a heating furnace or use a resistance heating device or a high frequency heating device to austenite temperature range It is heated and hot-bent in the desired shape shown in FIG. 1 in that temperature range. Thereafter, if necessary, reheating, hardening, hardening and tempering treatment were performed, the shape was corrected as necessary, this was shot peened, and coating was performed using a desired paint. In the present invention, tempering treatment can be omitted in the above manufacturing process. In addition, it is possible to omit the shape correction process by performing restraint quenching.
  • the hardening treatment was performed by heating for 30 minutes to the austenitizing temperature Ac 3 + 50 ° C. (rounded up at the first digit) calculated by using the chemical components of the respective steels and the following equation, and then hardening was performed.
  • the tempering temperature is adjusted so that the tensile strength is about 1500 MPa, but the minimum tempering temperature is 180 ° C. This is because the material temperature at this time is raised to about 180 ° C., although painting is finally performed in the manufacturing process of the stabilizer riser.
  • a plate-shaped test piece of 20 mm ⁇ length 50 mm ⁇ thickness 5 mm was collected from a round bar subjected to heat treatment to a predetermined strength, and further a width 15 mm ⁇ length 40 mm within the plate-shaped test piece
  • the corrosion loss test was carried out by using a dry and dry cyclic corrosion test with the area of (1) as the corroded surface (others masked).
  • the wet and dry conditions were carried out for a total of 10 cycles, including an operation of immersing in a 5% aqueous solution of NaCl at a temperature of 35 ° C for 8 hours and then storing it for 16 hours in a container kept at 50% relative humidity and 35 ° C. did.
  • the corrosion loss was measured by measuring the weight before and after the corrosion test and dividing by the corrosion area.
  • the rusting was performed with a 20% aqueous solution of ammonium hydrogen citrate at 80 ° C.
  • the corrosion resistance was evaluated as those having a corrosion weight loss value of 1000 (g / m 2 ) or more as a rejection (sign ⁇ ) and those having a value of less than 1000 (g / m 2 ) It was passed (sign ⁇ ).
  • a torsion fatigue test in a bar shape was performed to evaluate the material for the stabilizer
  • a bending fatigue test in a sheet shape was performed to evaluate the material for the leaf spring.
  • steel Nos. 22 to 50 are steel materials (examples 1 to 50) having chemical compositions, a structure before heat treatment, and prior austenite grain sizes within the scope of the present invention, and have high tensile strength of 1300 MPa or more.
  • corrosion weight loss is less than 1000 (g / m 2 ) and corrosion resistance is excellent, and impact value at an impact test temperature of -40 ° C is also excellent at low temperature toughness of 100 (J / cm 2 ) or more The results were obtained.
  • the conventional material No. 21 JIS SUP 9
  • steel No. No. 1 to 21 are steel materials (comparative examples 1 to 21) outside the scope of the present invention in chemical composition, and in particular, steel No. 1 to No. 2 among these. 21 consists of JIS SUP9.
  • Comparative Example 1 because the C content is too low, even when tempering at 180 ° C., the tensile strength is 1005 MPa, the desired strength can not be obtained, and the fatigue strength is lowered.
  • Comparative Example 14 the Al content was too large, and an Al203-based oxide and nitrides such as AlN became excessive, and both the toughness and the corrosion resistance decreased, and the fatigue strength also decreased.
  • Comparative Example 15 the Ti content is too small, and even when tempering at 180 ° C., the desired strength of 1212 MPa can not be obtained, and the structure is roughened and the toughness is also reduced. Decreased.
  • Comparative Example 21 is an example of JIS SUP 9 used as a stabilizer, but the chemical component is out of the range of the present invention, and the toughness and the corrosion resistance are inferior.
  • Table 5 below is an example showing the influence of grain size.
  • the crystal grain size is within the range of the present invention, and both the strength and the toughness are excellent, and high fatigue characteristics are obtained.
  • the crystal grain size was larger than the range of the present invention, the crystal grains were too fine and the hardenability was reduced, and the tensile strength was too low and the fatigue strength was reduced.
  • Comparative Example 23 the crystal grain size was smaller than the range of the present invention, and the crystal grain was coarse, so the toughness deteriorated too much and the fatigue characteristics deteriorated.
  • Comparative Example 24 the crystal grains were mixed grains, and as a result, the toughness deteriorated and the fatigue strength decreased.
  • Example 27-4, 27-5, 27-6 and 27-7 are all within the scope of the present invention.
  • the former structure is ferrite pearlite (F + P) and furnace heating is performed at a heating rate of 5 ° C./sec slower than 30 ° C./sec, Examples 27-5, 27-6, 27.
  • the heating method is set to electric heating and the heating rate is set to 30 ° C./sec or more, and the pre-structure is changed to bainite (B), martensite (M) or bainite martensite (B + M). All had desired strength and toughness, and high fatigue strength was obtained.
  • the heating rate is set to 30 ° C./sec or more, and the former structure is made of ferrite and pearlite.
  • the heating rate is set to 100 ° C./sec and the former structure is made of ferrite and bainite (F + B).
  • F + B ferrite and bainite

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Abstract

　０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、 １５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％であり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたことを特徴とする車両懸架用ばね部品用鋼が開示される。

Description

車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法
　本発明は、主に自動車に用いられるスタビライザや板ばねなどの車両懸架用ばね部品に使用可能な鋼、それらのばね部品及びその製造方法に係り、特に引張強度が１３００ＭＰａ以上の高強度で、かつ耐食性と低温靭性に優れる車両懸架用ばね部品に関する。
　スタビライザは旋回時に横揺れを防止する機能を有する一種の懸架用ばね部品であり、一方、板ばねはトラックの懸架ばねに使用され、凸凹路での走行安定性を保証する懸架用ばね部品である。いずれも、自然環境化に曝された状態で応力の繰り返し負荷を受けるため、腐食しやすい事、ヘタリが起こる事、また地域により－５０℃～－３０℃の低温にさらされる事は共通している。よって、耐食性、耐ヘタリ性、低温靭性などの特性が優良な事が必要である。
　これらの材料にはＪＩＳ　Ｓ４８Ｃなどの機械構造用炭素鋼やＪＩＳ Ｇ４８０１ ＳＵＰ９などのばね鋼が用いられ、その製造工程は例えば、熱間圧延鋼材を所定の寸法に切断した後、熱間で曲げ成形を行い、焼入れ焼戻しの調質処理により所定の強度・靭性に調整し、その後、場合によって表面にショットピーニングを施し、最後に防食のために塗装工程を経て使用される。
　近年の自動車の燃費向上を目的とした足回り部品への高強度化による軽量化要求は更に強くなる一方で、スタビライザにおいても板ばねにおいても引張強さが１０００ＭＰａ以上の高強度の材料が開発されてきている。本発明者らも、日本特開２０１０－１８５１０９号公報において引張強さが１１００ＭＰａ以上のスタビライザを提案している。
　しかしながら、スタビライザや板ばねなどの車両懸架用ばね部品は、低燃費化のためのさらなる軽量化が図られており、そのためには引張強さが１１００ＭＰａ以上では強度不足であり、さらに高強度化を行う必要が出てきている。一般に鋼材を単純に高強度化すると延靭性が劣化する。延靭性劣化により亀裂の伝播抵抗がさらに低下し、破損してしまう危険性がさらに高まる。また、板ばねやスタビライザは、防食性能を確保するために塗装は行なっているが、構造上車外に露出しているため、走行中の飛び石などによる凹み疵や塗装剥離が起きやすい。塗装の剥れた箇所から腐食が進行し、この腐食部分を起点とする疲労亀裂の伝播により部品が破損することが懸念される。そのため、高強度化と同時に延靭性低下の抑制が必要不可欠であり、特に腐食環境が過酷化している冬場の気温の低い状態での靭性（低温靭性）の向上は非常に重要である。
　本発明は、従来品よりもさらに高強度の、引張強度が１３００ＭＰａ以上で、耐食性と低温靭性に優れた車両懸架用ばね部品用鋼、車両懸架用ばね部品およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の第１の態様によると、０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、１５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％であり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたことを特徴とする車両懸架用ばね部品用鋼が提供される。
　本発明の第２の態様によると、０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、１５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％である鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工すること、成形加工体を炉加熱または高周波誘導加熱または通電加熱により再加熱して焼入れを行うことにより、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５～１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたばね部品を得ることを具備することを特徴とする車両懸架用ばね部品の製造方法が提供される。
　本発明の第３の態様によると、０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、１５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％である鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工した後、炉加熱または高周波誘導加熱または通電加熱により再加熱して焼入れを行い、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５～１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れていることを特徴とする車両懸架用ばね部品が提供される。
スタビライザの概略形状を示す斜視図である。 （１）は冷間成形加工によりスタビライザを製造するときの工程図、（２）と（３）はそれぞれ熱間成形加工によりスタビライザを製造するときの工程図である。
　本発明者等は、鋭意研究を重ねた結果、以下の知見を得た。即ち、車両懸架用ばね部品には、高強度化とともに、下記に示すように、延靭性の向上と耐食性の向上の２つが必要である。
　(i)先ず素材の耐食性を向上させるには、腐食ピットになりやすい炭窒化物の生成量を制限することが望ましい。具体的には、低炭素化とＴｉやＮｂなどの炭窒化物を生成しやすい合金元素の添加量を適正化し、Ｃｕ、Ｎｉの耐食性合金元素を適量添加することが耐食性の向上に効果がある。
　(ii)また、高強度と高延靭性を両立させるためには、低炭素含有鋼とするとともに、炭窒化物による結晶粒の微細化が効果的である。しかし、結晶粒を微細化しすぎた場合には焼入れ性が低下するため、１３００ＭＰａの引張強さに到達しない事がわかった。そこで、結晶粒度の範囲を制限するとともにその結晶粒径をコントロールする炭窒化物形成元素の添加量を制限する事で焼入れ性を確保するとともに延靭性劣化を抑制できることが判った。
　(iii)さらに焼入れで引張強さ１３００ＭＰａ以上とするために、引張強さ１１００ＭＰａ以上を狙う場合よりもさらに炭素含有量を多くしなければならないが、炭素を過剰に添加すると炭化物による延靭性の劣化を招くとともに、焼割れが発生しやすくなり、部品強度が低下してしまう。よって、延靭性をあまり低くすること無く高強度化を図るためには炭素量を適量範囲に限定する必要がある。
　さらに、炭素量を上げると耐食性が下がり、腐蝕孔が発生しやすくなり、そのために耐久性が劣化する。これに関して発明者らは鋭意研究を重ねた結果、炭化物生成合金元素の中で、Ｃｒの範囲をさらに限定する事と結晶粒のコントロールを同時に行うことで高強度・高靭性と高耐食性を両立させることが可能であることを見出した。
　本発明は以上の知見に基づいてなされた。
　即ち、本発明によれば、引張強度が１３００ＭＰａ以上の高強度を有し、極寒の腐食環境下においても耐食性と低温靭性に優れた車両用高強度スタビライザまたは板ばね用鋼およびその製造方法とその部品の提供が可能となり、部品の高強度化による自動車の軽量化、それによる燃費向上に伴う地球環境改善に大きく貢献することができる。
　以下に、本発明に係る車両懸架用ばね部品用鋼における各成分元素の作用および製造条件などの限定理由について、それぞれ説明する。なお、とくに断わらない限りは下記の百分率は質量％を表す。
　（１）Ｃ：０．１５～０．３５％
　Ｃは鋼が所定の強度を確保するために必要な元素であり、引張強度で１３００ＭＰａ以上確保するためには０．１５％以上が必要である。しかし、０．３５％を超えてＣを含有すると、炭化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下しすぎるので、その上限を０．３５％とした。本発明では、スタビライザおよび板ばね素材として炭素含有量の低い鋼材を用いることにより、従来の鋼材による製造方法において懸念されていた焼割れを防止するとともに、耐食性を向上させて、スタビライザおよび板ばねをさらに安全性の高いものとしている。
　（２）Ｓｉ：０．６％超え１．５％以下（０．６％＜Ｓｉ≦１．５％）
　Ｓｉは溶製時の脱酸剤として重要である。また固溶強化に有効な元素なので、高強度化するには重要な元素である。その効果を発揮させるためには０．６％を超えてＳｉを添加する必要がある。一方、Ｓｉ量が１．５％を超えると、靭性が低下するので、その上限を１．５％とした。
　（３）Ｍｎ：１～３％
　Ｍｎは、焼入れ性を向上させ、固溶強化元素として有効な元素であり、低炭素鋼の場合、強度を確保するために重要である。また、Ｍｎは組織を微細化し、延靭性を向上させる元素としても重要である。その効果を発揮するためには１％以上のＭｎを添加する必要がある。一方、３％を超えてＭｎを添加すると、焼戻し時に低温から析出する炭化物量が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を３％とした。
　（４）Ｃｒ：０．３～０．８％
　Ｃｒは、焼入れ性を向上させて強度を上げるが、耐食性にも影響を及ぼす。１３００ＭＰａ以上の引張強さを確保するためには０．３％以上のＣｒを添加する必要がある。しかし、０．８％を超えて添加しても、焼き戻し時のＣｒ含有炭化物が過剰に析出し、耐食性が極端に低下するので、その上限を０．８％に限定した。
　（５）Ａｌ：０．００５～０．０８０％
　Ａｌは溶製時の脱酸剤として重要な元素である。その効果を発揮させるためには０．００５％以上のＡｌを添加する必要がある。一方、０．０８０％を越えてＡｌを添加すると、酸化物および窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を０．０８０％とした。
　（６）Ｔｉ：０．００５～０．０６０％
　Ｔｉは鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と結晶粒の微細化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには０．００５％以上のＴｉを添加する必要がある。一方、０．０６０％を越えてＴｉを添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、その上限を０．０６０％とした。
　（７）Ｎｂ：０．００５～０．０６０％
　Ｎｂは、鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と組織の微細化に有効な元素である。これらの効果を発揮させるためには０．００５％以上のＮｂを添加する必要がある。一方、０．０６０％を越えてＮｂを添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と延靭性がともに低下するので、その上限を０．０６０％とした。
　（８）Ｔｉ＋Ｎｂ：０．０７％以下
　ＴｉとＮｂは、上述のように鋼中で炭窒化物を形成し、強度と靭性を高める効果がそれぞれあり、両者を同時に複合添加することで相乗効果を発揮する。一方、（Ｔｉ＋Ｎｂ）合計量で０．０７％を超えてＴｉとＮｂを過剰に添加すると、炭窒化物が過剰になり、耐食性と靭性がともに低下するので、（Ｔｉ＋Ｎｂ）合計添加量を０．０７％以下に抑える。
　（９）Ｃｕ：０．０１～１．００％
　Ｃｕは、耐食性を向上させるのに有効な元素である。その効果を発揮させるためには０．０１％以上のＣｕを添加する必要がある。一方、１．００％を越えてＣｕを添加してもその効果は飽和するので経済的ではなく、さらに熱間圧延時に表面疵が多発して製造性を損なうため、その上限を１．００％とした。
　（１０）)Ｎｉ：０．０１～１．００％
　Ｎｉは、Ｃｕと同様に耐食性を向上させる元素であり、その効果を発揮させるためには０．０１％以上のＮｉを添加する必要がある。一方、１．００％を越えてＮｉを添加してもその効果は飽和するので経済的ではなく（Ｎｉは産出国が限られる希少かつ高価な金属元素）、その上限を１．００％とした。
　（１１）Ｐ：０．０３５％以下
　Ｐは製鋼プロセスにおいて不可避的に残留または混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して靭性を低下させるので、その上限を０．０３５％とした。
　（１２）Ｓ：０．０３５％以下
　Ｓは、Ｐと同様に製鋼プロセスにおいて不可避的に残留または混入する不純物元素であり、結晶粒界に偏析して靭性を低下させる。さらに介在物であるＭｎＳが過剰になり、靭性と耐食性がともに低下するので、その上限を０．０３５％とした。
　（１３）Ｎ：１５０ｐｐｍ以下
　Ｎは、鋼中で炭窒化物を形成し、強度の向上と組織の微細化に有効な元素であるが、１５０ｐｐｍを超えて添加すると、炭窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下するので、その上限を１５０ｐｐｍとする。
　（１４）その他の成分添加元素
　前記添加元素の他に、微量であればＭｏ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｐｂなどの成分元素をさらに添加してもよい。これらの添加量をＭｏ：１％以下、Ｖ：１％以下、Ｂ：０．０１０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｐｂ：０．５％以下にそれぞれ制限すれば、本発明の効果はとくに阻害されない。
　Ｍｏは焼入性の向上および靭性の向上に効果のある元素である。しかし、Ｍｏを過剰に添加してもその効果は飽和するので、Ｎｉと同様に経済性を考慮すると最大で１％を限度とすることが望ましい。
　Ｖは鋼が高温焼戻し処理を受けたときに硬さの低下を抑制し、鋼の軟化抵抗を有効に高めることができる有効な元素である。しかし、ＶもＮｉと同様に希少な元素であるため価格安定性が低く、原料コストの上昇につながりやすいことからできるだけ添加しないほうが望ましく、最大で１％を限度とすることが望ましい。
　Ｂは微量の添加により鋼の焼入れ性を増大させる元素である。焼入れ性の増大効果はＢ添加量が０．０１０％程度まで認められるが、Ｂ添加量が０．０１０％を超えると効果が飽和してしまう。よって、Ｂの添加量は最大で０．０１０％を限度とすることが望ましい。
　ＣａとＰｂは鋼材の被削性を向上させる元素であり、添加すればスタビライザライザ端部の穴あけ加工性が更に向上する。
　（１５）昇温速度３０℃/ｓｅｃ以上での焼入れ前組織の限定
　本発明では、スタビライザライザあるいは板ばねの焼入れ加熱時にオーステナイト領域に一旦加熱し、その後、水や油などの冷却媒体に焼入れを行うことで所望の強度を得る。そのオーステナイト領域に加熱する際、昇温速度が３０℃/ｓｅｃ以上の場合には、焼入れ前組織（以下、単に「前組織」という）がフェライト－パーライト組織では、特にパーライト組織のセメンタイトの溶け込みが遅いので、長い加熱保持時間が必要となり粗大で不均一なオーステナイト組織になり、焼入れ後の鋼材の靭性が低下する。このことからオーステナイト領域に加熱したときに炭化物の溶け込みが速く、微細で均一なオーステナイト組織を得るために前組織をベイナイト組織あるいはマルテンサイト組織、またはこれらの混合組織に限定する。本発明では、スタビライザライザ又は板ばねの成形加工は冷間または熱間のいずれでもよく特に限定はしない。熱間成形加工による場合は、図２の（２）に示すように熱間成形加工した直後にワークを焼入れするようにしてもよいし、また図２の（３）に示すように熱間成形加工後にワークを再加熱してから焼入れするようにしてもよい。
　（１６）スタビライザライザ又は板ばねの加熱条件：
　本発明でのスタビライザまたは板ばねにおいて、加熱後に成形して焼入れする熱間成形法での加熱方法は、従来の大気加熱炉あるいは不活性ガス雰囲気炉の焼入れ炉でも、適量のＴｉとＮｂの適量添加により、組織は微細化され、引張強さ１３００ＭＰａ以上で充分な靭性が得られる。また、高周波誘導加熱手段または直接通電加熱手段を用いても良いが、昇温速度が３０℃/ｓｅｃ以上の急速加熱する場合には前記の通り加熱前組織を限定する事により所望の特性が得られる。なお、高周波誘導加熱手段は、高周波誘導加熱炉の他に加熱対象物を簡易に取り囲むコイルを有する高周波誘導加熱コイル装置を含むものである。また、直接通電加熱手段は、加熱対象物に直接通電して抵抗発熱させるための両極端子を有する直接通電加熱装置を含むものである。なお、加熱温度に関しては、下限をオーステナイト化温度＋５０℃とし、上限を高くしすぎると結晶粒の粗大化や脱炭などの悪影響が懸念されるため１０５０℃未満とすることが好ましい。
　また、スタビライザあるいは板ばねを冷間成形後加熱して焼入れする場合、あるいは、熱間成形後に必要に応じて再加熱して焼入れする場合についても、同様のことがいえる。
　（１７）旧オーステナイト粒度
　本発明では、所望の強度として１３００ＭＰａ以上の強度レベルが要求されているため、焼入れまま、または焼入れ・焼戻し後にこの強度レベルを得るためには結晶粒が微細化しすぎても焼入れ性が不足し、所望の強度が得られない。一方、一定以上の微細化を行う事により延靭性を確保する必要がある。その範囲としては旧オーステナイト結晶粒度番号で７．５～１０．５の範囲にする必要がある。より好ましくは旧オーステナイト結晶粒度番号８．５～１０．５の範囲である。なお、結晶粒度はＪＩＳ Ｇ ０５５１の規定に準じて測定した。具体的には、倍率を１００倍とする光学顕微鏡視野において顕微鏡観察像を所定の標準図と比較することにより結晶粒度番号を判定し、１サンプルにつき１０視野ずつ測定し、それらの平均値を算出して測定値とした。なお、標準図は最小単位が結晶粒度番号で１刻みであるが、顕微鏡視野下の結晶粒が２つの標準図の中間にあたる場合は０．５という表示を用いた。すなわち、顕微鏡視野下の結晶粒（観察像）が粒度番号７の標準図と粒度番号８の標準図との中間にあるときは、その結晶粒度番号Ｇｈを７．５と判定する（表３、表４を参照）。なお、ここで旧オーステナイト粒度とは、焼入れ加熱時のオーステナイト組織の粒度のことをいう。
　（１８）焼戻し処理
　焼入れ後の焼戻し処理は、本発明において任意の処理であり、行なってもよいし、行なわなくてもよい。これは鋼中炭素量を低減しているので、本願限定の範囲内であれば特に焼入れ後の焼戻し処理を行わない場合であっても（塗装時の温度上昇を考慮しても）、所望の強度、発明の効果（耐食性と低温靭性）を得ることができる場合があるからである。
　以下、添付の図面および表を参照して本発明を実施するための最良の形態について説明する。
　（スタビライザの構成）
　図１に示すように、スタビライザ１０は、図示しない車体の幅方向に延び出すトーション部１１と、トーション部１１から両端に連続する左右一対のアーム部１２とを有している。トーション部１１はブッシュ１４などを介して車体側に固定されている。アーム部１２の端末１２ａは、左右のサスペンション機構１５にスタビライザリンク（図示せず）などを介して連結される。トーション部１１およびアーム部１２は他の部品との干渉を避ける目的で通常の場合は複数個所もしくは十数箇所の曲げ加工がなされている。
　スタビライザ１０は、車両が旋回するときに、サスペンション機構１５に上下逆相の入力が入り、左右のアーム部１２が逆方向にたわみ、トーション部１１がねじられて、車体の過度の傾き（横揺れ）を抑制するばねとして機能する。
　（スタビライザの製造例）
　次に、図２を用いて種々のスタビライザの製造例（１）～（３）を説明する。
　製造例（１）；冷間成形加工
　丸棒を所定長さに切断し、図１に示す所望の形状に冷間曲げ加工し、加熱炉内で加熱するか、または抵抗発熱装置または高周波加熱装置を用いてオーステナイト温度域まで加熱した後、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、ショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
　製造例（２）；熱間成形加工後に直接焼入
　丸棒を所定長さに切断し、加熱炉内で加熱するか、または抵抗発熱装置または高周波加熱装置を用いてオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域において図１に示す所望の形状に熱間曲げ加工し、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、これをショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
　製造例（３）；熱間成形加工後に再加熱して焼入
　丸棒を所定長さに切断し、加熱炉内で加熱するか、または抵抗発熱装置または高周波加熱装置を用いてオーステナイト温度域まで加熱し、その温度域において図１に示す所望の形状に熱間曲げ加工する。その後、必要に応じて再加熱し、焼入れし、焼入れ後焼戻し処理を施し、必要に応じて形状を矯正し、これをショットピーニングし、所望の塗料を用いて塗装した。なお、本発明では、上記の製造工程のうち焼戻し処理は省略可能である。また、拘束焼入れを行えば形状矯正工程も省略することが可能である。
　以下、表１～４を参照して本発明の実施例を比較例と対比しながら説明する。
　表１に示す種々の化学成分の鋼を試験溶解にて溶製（１５０ｋｇ)後、鋼塊となし、次いで１６０ｍｍ角ビレットに溶接し、熱間圧延にて直径２５ｍｍの素材を作製した。この素材から直径２０ｍｍの丸棒状試験片を採取し、焼入れ・焼戻し処理を行い、引張試験、衝撃試験、耐食性試験、旧オーステナイト結晶粒度試験を行なった。
　（１）焼入れ処理は、各鋼の化学成分と下式を用いて計算で求めたオーステナイト化温度Ａｃ３＋５０℃（一桁目は切り上げ）に３０分間加熱し、その後焼入れを行った。焼戻し処理は、引張強度が１５００ＭＰａ程度になるように焼戻し温度を調整するが、焼戻しの最低温度は１８０℃とした。これはスタビライザライザの製造工程において、最後に塗装を行なうがこのときの材料温度が１８０℃程度に上昇するためである。
　Ａｃ３（℃）＝908－2.237×％Ｃ×100＋0.4385×％Ｐ×1000＋0.3049×％Ｓｉ×100－0.3443×％Ｍｎ×100－0.23×％Ｎｉ×100＋2×（％Ｃ×100－54＋0.06×％Ｎｉ×100）(出典：熱処理技術便覧、Ｐ８１）
　（２）引張試験は、ＪＩＳ４号試験片で行なった。
　（３）衝撃試験はＪＩＳ３号片（Ｕノッチ２ｍｍ深さ)で、試験温度はマイナス４０℃で行なった。表２において、低温靭性評価は吸収エネルギの測定値が４０(Ｊ／ｃｍ２）未満であったものを不合格（記号×）とし、同値が４０（Ｊ／ｃｍ２)以上であったものを合格（記号○）とした。
　（４）耐食性試験は、所定の強度に熱処理を行なった丸棒材から２０ｍｍ×長さ５０ｍｍ×厚み５ｍｍの板状試験片を採取し、更に板状試験片内の幅１５ｍｍ×長さ４０ｍｍ範囲の領域を腐食面（それ以外はマスキングした）として乾湿繰返しの腐食試験を行い、腐食減量を測定した。
　乾湿繰返し条件は、温度３５℃の５％ＮａＣｌ水溶液中に８時間浸漬後、温度３５℃で相対湿度５０％に保たれた容器内に１６時間保管する操作を１サイクルとして、合計１０サイクルを実施した。腐食減量測定は、腐食試験前後に重量を測定し、腐食面積で除して算出した。除錆は８０℃の２０％クエン酸水素アンモニウム水溶液で行なった。
　表２において、耐食性の評価は、腐食減量の値が１０００（ｇ／ｍ２)以上であったものを不合格（記号×）とし、同値が１０００（ｇ／ｍ２)未満であったものを合格（記号○）とした。
　（５）旧オーステナイト結晶粒度の判定は、ＪＩＳ－Ｇ－０５５１に従い、結晶粒の現出は焼入れ焼戻し法（Ｇｈ）で行い、判定は標準図との比較で行なった。
　さらに、スタビライザならびに板ばね用素材の耐久性評価として、スタビライザ用素材評価としては棒形状での捩り疲労試験を行い、板ばね用素材評価としては板形状での曲げ疲労試験を行った。
　捩り疲労試験では直径２０ｍｍの棒をそれぞれの成分の鋼塊より圧延し、２２０ｍｍ長さで切断加工した後、表２に示す温度条件で通電加熱焼入れ・炉加熱焼戻しを実施し、供試体とした。その試験片中央より両端面方向へ５０ｍｍづつ、計１００ｍｍ長さの部分を腐食試験と上記と同じ乾湿繰返し条件で合計３サイクルを実施し、その後に片端部固定で片振りの捩り疲労試験を実施した。評価としては繰返し１０万回達成時の最大応力で評価した。
　曲げ疲労試験には各成分の鋼塊を溶製した後、５ｍｍ厚さの板状に圧延し、その圧延材より幅２５ｍｍ、長さ２２０ｍｍ、厚さ５ｍｍ（圧延まま表面）の試験片を作成した。その後、電気炉にて表２に示す温度条件で焼入れ（保持３０分）・焼戻しを行い、中央１００ｍｍ長さ部分を、捩り疲労試験片と同様の乾湿繰返し条件で行った後、下スパンが１５０ｍｍで上スパンが５０ｍｍの４点曲げ疲労試験を実施した。評価は１０万回達成最大応力で行った。
（評価結果）
　（１）表１－２において、鋼Ｎｏ．２２～５０は化学成分、熱処理前組織、旧オーステナイト結晶粒度が本発明範囲内の鋼材（実施例１～５０）であり、引張強度が1３００ＭＰａ」以上の高強度レベルにあるにもかかわらず、表２－２に示すように腐食減量が１０００（ｇ／ｍ２）未満で耐食性に優れ、衝撃試験温度－４０℃における衝撃値が１００（Ｊ／ｃｍ２)以上と低温靭性にも優れているという結果が得られた。また、疲労強度においても従来材であるＮｏ．２１（ＪＩＳ　ＳＵＰ９）よりも、捩り疲労試験、曲げ疲労試験いずれの疲労試験においても高強度であることが証明された。
　それに対し、下記表１において、鋼Ｎｏ．１～２１は化学成分において本発明の範囲外の鋼材（比較例１～２１）であり、これらのうち特に鋼Ｎｏ．２１はＪＩＳ ＳＵＰ９からなるものである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　比較例１は、Ｃ含有量が低すぎるために１８０℃の焼き戻し処理を行っても引張強さが１００５ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、疲労強度が低下した。
　比較例２は、Ｃ含有量が０．３７％と多すぎるため、炭化物が過剰に析出して耐食性および低温靭性がともに劣るという結果が得られた。
　比較例３は、Ｓｉ含有量が０．５８％と少なすぎるため、１８０℃の焼き戻し処理を行っても引張強さが１１５４ＭＰａとなり、所望の強度が得られず、疲労強度が低下した。
　比較例４は、Ｓｉ含有量が多すぎるために低温靭性が劣った。
　比較例５は、Ｍｎ含有量が低すぎるために１８０℃での焼き戻し処理を行っても引張強さが１２０５ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、そのために疲労強度が低下した。
　比較例６は、Ｍｎ含有量が高すぎるために所望の強度は得られたものの、耐食性と靭性が劣り、疲労試験では腐食が進行したために疲労強度が低下した。
　比較例７はＰ添加量が多すぎるために靭性が劣り、疲労強度が低下した。
　比較例８はＳ添加量が多すぎるために靭性が劣り、疲労強度が低下した。
　比較例９は、Ｃｕ添加量が少なすぎるために耐食性が劣り、そのため疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
　比較例１０は、Ｎｉ添加量が少なすぎるために耐食性が劣り、そのために疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
　比較例１１は、Ｃｒ含有量が低すぎるために１８０℃での焼き戻し処理を行っても引張強さが１２５８ＭＰａとなり、所望の強度が得られておらず、疲労強度が低下した。
　比較例１２は、Ｃｒ含有量が高すぎるために炭化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣り、疲労強度が低下した。
　比較例１３は、Ａｌ含有量が少なすぎるために脱酸が不十分で酸化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下し、腐食の進行と酸化物による応力集中で疲労強度が低下した。
　比較例１４は、Ａｌ含有量が多すぎる場合であり、Ａｌ２０３系の酸化物やＡｌＮなどの窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに低下し、疲労強度も低下した。
　比較例１５はＴｉ含有量が少なすぎて、１８０℃の焼戻しを行っても引張強さは１２１２ＭＰａと所望の強度が得られず、また組織が粗くなって靭性も低下しており、そのため疲労強度が低下した。
　比較例１６はＴｉ添加量が多すぎるために、炭窒化物が過剰に析出し、靭性低下と耐食性劣化を引き起こした。そのため疲労強度も低下した。
　比較例１７はＮｂ含有量が少なすぎるために、所望の強度が得られず、また結晶粒が微細化しなかったために靭性が低下した。
　比較例１８はＮｂ添加量が多すぎて炭化物が多量に析出したため、耐食性が低下して疲労試験片の腐食が進行したため、疲労強度が低下した。
　比較例１９は、ＴｉとＮｂの各添加量は本発明の範囲内であるが、両者の合計量が多すぎて、炭窒化物が過剰に析出したため、靭性と耐食性がともに劣化し、疲労強度も低下した。
　比較例２０は、Ｎが高すぎるために窒化物が過剰になり、靭性と耐食性がともに劣化し、疲労強度が低下している。
　比較例２１はスタビライザ用として使用されているＪＩＳ　ＳＵＰ９の例であるが、化学成分が本発明範囲外となり、靭性と耐食性が劣る。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　（２）下記表５は結晶粒度の影響を示した例である。
　鋼Ｎｏ．４８を用いて成形後の焼入れ温度を調整する事で結晶粒度の異なる試験片を作成した後、焼戻しにて引張強さを調整した。
　実施例２７－１、２７－２、２７－３は、それぞれ結晶粒度を本発明範囲としたものであり、強度・靭性ともに優れ、高い疲労特性が得られている。
　一方、比較例２２は、結晶粒度が本発明範囲より大きく、結晶粒が微細すぎて焼入れ性が低下しており、引張強さが低すぎて疲労強度が低下した。
　比較例２３は、結晶粒度が本発明範囲より小さく、結晶粒が粗大なために靭性が劣化しすぎて、疲労特性が低下した。
　比較例２４は、結晶粒が混粒となっており、そのために靭性が劣化し、疲労強度が低下した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　（３）下記表６は焼入れ時の加熱速度ならびに焼入れ前組織の影響を示したものである。
　鋼Ｎｏ．４８を用いて焼入れ時の加熱速度と焼入れ前組織を変化させて試験片を作成して各種特性を調査した。実施例２７－４、２７－５、２７－６、２７－７はいずれも本発明の範囲である。実施例２７－４は、前組織をフェライト・パーライト（Ｆ＋Ｐ）とし、加熱速度が３０℃／ｓｅｃよりも遅い５℃／ｓｅｃの炉加熱としたもの、実施例２７－５、２７－６、２７－７は加熱方法を通電加熱として加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上とし、前組織をベイナイト（Ｂ）、マルテンサイト（Ｍ）またはベイナイト・マルテンサイト（Ｂ＋Ｍ）としたものである。いずれも所望の強度ならびに靭性を有し、高い疲労強度が得られた。
　それに対して、比較例２５は加熱速度を３０℃／ｓｅｃ以上とし、前組織をフェライト・パーライトとしたもの、比較例２６は加熱速度を１００℃／ｓｅｃとし、前組織をフェライト・ベイナイト（Ｆ＋Ｂ）としたものであるが、いずれも焼入れ時の炭化物の溶け込み不足で引張強さが低くなり、結晶粒も混粒になったために靭性が低下し、疲労強度が低下した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006

Claims (9)

  1. 　０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、１５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％であり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたことを特徴とする車両懸架用ばね部品用鋼。
  2. 　焼入れ後の結晶粒が旧オーステナイト粒度番号で７．５～１０．５の範囲にあり、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有することを特徴とする請求項１記載のばね部品用鋼。
  3. 　１％以下のＭｏ、１％以下のＶ、０．０１０％以下のＢ、０．０１０％以下のＣａ、及び０．５％以下のＰｂを更に含むことを特徴とする請求項１記載のばね部品用鋼。
  4. 　０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、
    １５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％である鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工すること、
    　成形加工体を炉加熱または高周波誘導加熱または通電加熱により再加熱して焼入れを行うことにより、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５～１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れたばね部品を得ること
    　を具備することを特徴とする車両懸架用ばね部品の製造方法。
  5. 　焼入れ前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかからなる鋼を、所望のばね部品の形状に成形加工し、前記成形加工後に高周波誘導加熱または直接通電による抵抗発熱により３０℃/秒以上の昇温速度で加熱した後に直ちに焼入れすることを特徴とする請求項４記載の製造方法。
  6. 　前記加熱温度は、オーステナイト化温度＋５０℃以上、１０５０℃未満であることを特徴とする請求項４記載の製造方法。
  7. 　前記焼入れ後に焼き戻し処理を行うことを特徴とする請求項４記載の製造方法。
  8. 　０．１５～０．３５質量％のＣ、０．６質量％を超え１．５質量％以下のＳｉ、１～３質量％のＭｎ、０．３～０．８質量％のＣｒ、０．００５～０．０８０質量％のｓｏｌ．Ａｌ、０．００５～０．０６０質量％のＴｉ、０．００５～０．０６０質量％のＮｂ、
    １５０ｐｐｍ以下のＮ、０．０３５質量％以下のＰ、０．０３５質量％以下のＳ、０．０１～１．００質量％のＣｕ、０．０１～１．００質量％のＮｉを含み、残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、Ｔｉ＋Ｎｂ≦０．０７質量％である鋼を、熱間または冷間でばね部品形状に成形加工した後、炉加熱または高周波誘導加熱または通電加熱により再加熱して焼入れを行い、焼入れ後の結晶粒を旧オーステナイト粒度番号で７．５～１０．５の範囲とし、引張強さ１３００ＭＰａ以上を有する耐食性と低温靭性に優れていることを特徴とする車両懸架用ばね部品。
  9. 　焼入れ前の組織がベイナイト又はマルテンサイト又はベイナイト／マルテンサイトの混合組織のいずれかからなる鋼を、所望のばね部品の形状に成形加工し、前記成形加工後に高周波誘導加熱または直接通電による抵抗発熱により３０℃／秒以上の昇温速度で加熱した後に直ちに焼入れしたことを特徴とする請求項８記載のばね部品。
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