WO2013024876A1 - ばね鋼およびばね - Google Patents

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真也 寺本
久保田　学
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新日鐵住金株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to spring steel used for valve springs, clutch springs and suspension springs used in automobiles, and particularly suppresses softening due to heat treatment such as quenching and tempering after wire drawing and coiling or nitriding, Furthermore, the present invention relates to a high-strength spring steel and a spring that suppress the generation of hard inclusions of SiO 2 and the occurrence of decarburization that lower the fatigue characteristics of the spring.
  • springs With the reduction in weight and performance of automobiles, springs have also been strengthened, and high-strength steel having a tensile strength exceeding 1600 MPa after heat treatment is used for the springs. In recent years, steel having a tensile strength exceeding 1900 MPa has also been used.
  • the steel is heated to the austenite region and coiled, and then hot coiling in which quenching and tempering is performed, and high-strength steel wire that has been previously quenched and tempered are cooled. There is cold coiling to coil.
  • the basic strength of the spring is determined by quenching and tempering. Therefore, for spring steel, component design considering the characteristics after quenching and tempering is important.
  • Patent Documents 1 to 3 in order to increase the strength, a large amount of C is basically added, and alloy elements such as V and Mo are added to improve hardenability and temper softening resistance. It has been broken.
  • the fatigue strength can be increased even if the temper softening resistance is increased to increase the strength. Does not improve.
  • Patent Document 5 by controlling the slag composition of the molten steel within an appropriate range, the ductility of inclusions causing a decrease in fatigue strength is increased, and fatigue strength is reduced by refining the inclusions by hot rolling. Has improved.
  • Patent Document 6 the heating conditions before hot rolling and the cooling conditions after rolling are appropriately controlled, and the generation of the decarburized layer is suppressed by removing the surface scale before hot rolling.
  • springs used in automobiles have been required to have higher strength, but the current situation is that conventional high-strength steel for springs cannot cope.
  • Patent Document 7 describes a hot-rolled wire rod that can be used as a material for a wire drawing product such as spring steel, has excellent wire drawing workability, and can suppress disconnection even in heavy wire drawing from a large diameter. Is described. Patent Document 8 describes a steel wire for a cold formed spring that is excellent in cold cutability and fatigue characteristics.
  • JP 57-32353 A Japanese Patent Laid-Open No. 1-83644 JP-A-2-57637 JP 2004-315968 A JP 61-136612 A JP 2003-268383 A JP 2007-231347 A JP 2007-169688 A
  • the present invention increases the strength of the spring core by making maximum use of the temper softening resistance effect of the alloy element while suppressing the generation of hard inclusions of SiO 2 and the occurrence of decarburization that degrade the fatigue characteristics of the spring. Accordingly, it is an object to provide a high-strength spring steel that finally becomes a high-strength spring.
  • the present inventors have studied the component composition with excellent resistance to temper softening while suppressing the generation of SiO 2 inclusions and the occurrence of decarburization generated in the spring manufacturing process, and created the optimum component composition of high-strength spring steel.
  • the following findings (A) to (E) were made.
  • the hardness after tempering or nitriding treatment is important as a characteristic of high strength spring steel.
  • the nitriding treatment is an effective heat treatment for improving the hardness of the surface, but the core portion is tempered at a high temperature for a long time during the nitriding treatment, so that it is remarkably softened.
  • the present inventors have derived the following index H, thereby tempering softening resistance in each element. I understood the effect amount.
  • the fatigue properties of steel materials not added than steel materials added with V and Mo are higher. Are better.
  • the tempering hardness is set to Vickers hardness of 550 or more, and for that purpose, the H value defined by the following formula (a) is set to 160 or more.
  • the tempering hardness is set to Vickers hardness 605 or higher, and for that purpose, the H value defined by the following formula (c) is set to 173 or higher.
  • H 33.6 [C] +10.0 [Si] +5.95 [Mn] +11.1 [Cr] +90.0 ...
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist of the invention is as follows.
  • the steel material is further mass%, Nb: 0.001 to 0.200%,
  • the steel material is further mass%, Ca: 0.0002 to 0.0100%, Mg: 0.0002 to 0.0100%, Zr: 0.0005 to 0.1000%,
  • the spring according to any one of (5) to (7) above, which contains one or more of them.
  • the present invention there is further provided a method for evaluating the fatigue strength of a spring using the above H value and C value.
  • the gist of the spring fatigue strength evaluation method is as follows.
  • a method for evaluating the fatigue strength of a spring in mass%, C: 0.50 to 0.70%, Si: 1.00 to 5.00%, Mn: 0.30 to 2.00% P: 0.0002 to 0.0500%, S: 0.0002 to 0.0500%, Cr: 0.10 to 3.50%, Al: 0.0005 to 0.0500%, N: 0.0020 to 0.0100%, H, which is defined by the following formula (a), and the spring manufactured by performing heat treatment such as quenching and tempering treatment and nitriding treatment after drawing the steel material containing the balance Fe and inevitable impurities, A fatigue strength evaluation method for a spring, characterized in that the fatigue strength is evaluated with a C value defined by equation (b).
  • the steel material is further mass%, Nb: 0.001 to 0.200%,
  • the steel material is further in mass%, Ca: 0.0002 to 0.0100%, Mg: 0.0002 to 0.0100%, Zr: 0.0005 to 0.1000%,
  • the spring fatigue strength evaluation method according to any one of the above (a) to (c), wherein one or more of them are contained.
  • a method of manufacturing a high-strength spring that satisfies the above-mentioned regulations based on the H value and the C value.
  • the gist of the high-strength spring manufacturing method is as follows.
  • the steel material is further in mass%, Mo: 0.01 to 1.00%, V: 0.01-0.20%, 1 or more types of these are contained,
  • the high strength spring manufacturing method as described in said (e) characterized by the above-mentioned.
  • the H value defined in the following formula (c) is 173 or more instead of the above formula (a).
  • H 33.6 [C] +10.0 [Si] +5.95 [Mn] +11.1 [Cr] +21.9 [Mo] +34.0 [V] +90.0
  • [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], and [V] are the contents (mass%) of each element in the steel.
  • the steel material is further in mass%, Nb: 0.001 to 0.200%,
  • the steel material is further in mass%, Ca: 0.0002 to 0.0100%, Mg: 0.0002 to 0.0100%, Zr: 0.0005 to 0.1000%,
  • the steel of the present invention can produce a high-strength spring by reducing elements that lower the spring strength and making maximum use of the temper softening resistance effect of the alloy element, and is extremely effective in industry.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between tempering hardness (HV) and fatigue strength (MPa).
  • the hardness after tempering or nitriding is important.
  • the nitriding treatment is an effective heat treatment for improving the surface hardness.
  • the core is remarkably softened because it is tempered at a high temperature for a long time during the nitriding treatment.
  • the inventors have introduced the following index H through experiments.
  • the index H indicates the degree to which [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo] and [V] affect the tempering hardness of the steel core after nitriding treatment. It is an index that evaluates additively by weighting the degree of influence. Note that C, Si, Mn, Cr, Mo, and V are main elements for improving temper softening resistance.
  • the subjects of the experiment were C content: 0.50 to 0.70% (mass%, the same applies hereinafter), Si content: 1.00 to 5.00%, Mn content: 0.20 to 2.00 %, P amount: 0.001 to 0.0500%, S amount: 0.001 to 0.0500%, Cr amount: 0.10 to 4.00%, Al amount: 0.001 to 0.010%, N amount: 0.0030 to 0.0060%, Mo amount: 0.01 to 1.00%, V amount: 0.01 to 0.30%, the balance consisting of Fe and inevitable impurities, and the above (b )
  • Various steel materials satisfying the formula were used, and in the experiment, heat treatment was performed to reproduce the tempering hardness of the core after nitriding.
  • test piece was heated to a temperature at which alloy carbides and Fe-based carbides can be solutionized, quenched in oil at 60 ° C., and then tempered at 450 ° C. for 120 min. Thereafter, the test piece was cut in a diametrical cross section and embedded in a resin, and after polishing the surface layer, Vickers hardness (HV) was measured. The results are shown in FIG.
  • the fatigue test is a Nakamura-type rotating bending fatigue test, and after the heat treatment scale on the surface layer is removed, the maximum load stress at which 10 samples showed a life of 10 7 times or more with a probability of 50% or more is the fatigue strength. It was. The result is shown in FIG.
  • the index H is defined as 160 or more, and when Mo and V are included, the index H is defined as 173 or more.
  • the index H is preferably 163 or more, more preferably 165 or more when V is not contained, and is preferably 175 or more, more preferably 177 or more, when Mo or V is contained.
  • Si is an element that greatly contributes to the temper softening resistance, and a large amount of Si is added to the spring steel material to increase the strength of the spring.
  • SiO 2 that is a hard inclusion
  • the objects of the experiment were C amount: 0.60% (mass%, the same applies hereinafter), Si amount: 2.0 to 4.0%, Mn amount: 0.40 to 1.40%, P amount : 0.005 to 0.050%, S amount: 0.001 to 0.050%, Cr amount: 2.5%, Al amount: 0.001 to 0.010%, N amount: 0.0030 to 0 .0050%, the balance is Fe and inevitable impurities, and various steel materials satisfying the above formula (a) are used.
  • heat treatment reproducing the tempering hardness of the core after nitriding was performed. .
  • the test piece was heated to a temperature at which alloy carbides and Fe-based carbides can be solutionized, quenched in oil at 60 ° C., and then tempered at 450 ° C. for 120 min.
  • an area of 0.5 mm was scraped from the surface.
  • a Nakamura rotary bending fatigue test was used to evaluate fatigue properties. The result is shown in FIG.
  • the [Si] / [Mn] ratio is preferably 3.00 or less, and more preferably 2.80 or less.
  • the steel according to the present invention has excellent characteristics as a high-strength spring steel, with the component composition defined by (a) or (c) and (b). Below, the reason for limitation of content of each element of this invention steel is demonstrated. % For ingredients means mass%.
  • C 0.50 to 0.70% C is an important element that determines the strength of steel. In order to obtain sufficient strength, the lower limit is made 0.50%. Compared to other alloy elements, the alloy cost is low. If a large amount of C can be added, the alloy cost of the steel material can be reduced. However, when a large amount of C is added, the hot ductility is remarkably lowered, so the upper limit is made 0.70%. Preferably it is 0.67% or less, More preferably, it is 0.65% or less.
  • Si 1.00 to 5.00%
  • Si is an element necessary for ensuring the strength and hardness of the spring.
  • the lower limit is made 1.00%.
  • Si is an important element that greatly contributes to temper softening resistance, and the addition of Si leads to an increase in strength of the spring. Therefore, the lower limit of Si is preferably 2.50%, more preferably 2.70%, and most preferably 3.00%.
  • the upper limit is made 5.00%.
  • Mn 0.30 to 2.00% Mn is frequently used because it fixes S in steel as MnS and enhances hardenability to obtain a sufficient hardness after heat treatment. Furthermore, in the present invention, it is an important element that determines whether or not to generate SiO 2 , and deterioration of fatigue characteristics can be prevented by optimizing the amounts of Si and Mn in the steel even when high Si is added. In order to obtain these effects, the Mn content is set to 0.30% or more. On the other hand, if an amount of Mn exceeding 2.00% is added, the hardness of the substrate increases and becomes brittle, so the upper limit is made 2.00%.
  • P 0.0002 to 0.0500% Since P is usually contained in steel in an amount of 0.0002% or more as an inevitable impurity, the lower limit is made 0.0002%. Even if P is added, P segregates at the grain boundaries of the prior austenite and remarkably embrittles, so the upper limit is made 0.0500%. Preferably, it is 0.0300% or less, More preferably, it is 0.0200% or less, More preferably, it is 0.0150% or less.
  • S 0.0002 to 0.0500%
  • S usually contains 0.0002% or more as an unavoidable impurity in steel, and when it exists in steel, it causes embrittlement of the steel.
  • Mn since MnS also takes the form of inclusions, the fatigue characteristics are lowered.
  • high strength steel may cause destruction from a small amount of MnS, and it is desirable to reduce S as much as possible, so the upper limit was made 0.0500%. Therefore, the S content is set to 0.0002 to 0.0500%.
  • the upper limit is 0.0300%, more preferably 0.0200%, still more preferably 0.0150%.
  • Cr 0.10 to 3.50% Cr is an important element that greatly contributes to temper softening resistance, and the addition of this leads to higher strength of the spring.
  • the Cr addition amount is 0.10% or more.
  • Cr dissolves and stabilizes in the Fe-based carbide, it is necessary to remarkably increase the heating temperature in order to obtain the effect of temper softening resistance.
  • the Cr content exceeds 3.50%, it is remarkable. Decarburized, and on the contrary, fatigue strength decreases. Therefore, the upper limit of the Cr amount is 3.50%.
  • Al 0.0005 to 0.0500% Since Al is usually contained in steel as an inevitable impurity by 0.0005% or more, the lower limit is made 0.0005%. Even if added, Al generates oxides such as Al 2 O 3 and becomes a starting point of fatigue failure, which causes a decrease in the fatigue characteristics of the spring. Therefore, although the upper limit is 0.0500%, it is desirable to reduce it as much as possible. Preferably it is 0.0100% or less.
  • N 0.0020 to 0.0100% N forms nitrides with various alloy elements such as V and Nb, suppresses the growth of austenite grains, and affects the properties of steel and springs.
  • the lower limit of the N content is 0.0020%.
  • the upper limit is made 0.0100%.
  • Mo 0.01 to 1.00%
  • V at least one of 0.01 to 0.30%
  • Mo and V are important elements that greatly contribute to temper softening resistance. Adding it leads to higher strength of the spring. The addition amount for obtaining this effect needs to be 0.01% or more for both elements.
  • the upper limit of Mo is 1.00%
  • the upper limit of V is 0.30%. V forms a nitride with N and contributes to the refinement of austenite grains as pinning particles.
  • Nb 0.001 to 0.200%
  • Nb like V, forms a nitride with N, and contributes to the refinement of austenite grains as pinning particles.
  • the amount of Nb added is set to 0.001% or more.
  • it exceeds 0.200% not only the effect is saturated, but also the hot ductility of the steel is remarkably lowered, and the problem of wrinkling occurs during hot rolling of the raw steel bar occurs. %.
  • the spring steel of the present invention has a higher Si content than conventional spring steel.
  • Si is an important element that is necessary for securing the strength of the spring and contributes greatly to the temper softening resistance of the steel, leading to an increase in the strength of the spring.
  • conventionally it has not been easy to realize a spring steel to which a large amount of Si, for example, exceeding 2.5% is added. The reason is that the hard inclusion SiO 2 exists in the steel.
  • the crystallization temperature of SiO 2 can be controlled by adjusting the ratio of the content of Si and Mn, which are likely to generate oxides, and is a hard inclusion based on the knowledge described above.
  • the C value defined by [Si] / [Mn] is set to 3.25 or less.
  • spring steel having a high Si content.
  • an increase in heating temperature increases the amount of decarburization and degrades fatigue characteristics.
  • V and Mo contained in the spring steel need to increase the heating temperature in order to exert the effect of temper softening resistance together with the amount thereof.
  • V or Mo may not be added or the amount may be reduced. It has been found that this contributes to the realization of spring steel with a high Si content.
  • the present invention suppresses the generation of hard inclusions of SiO 2 that degrade the fatigue characteristics of the spring, despite the high Si content compared to the conventional spring steel, due to the synergistic effect of these combinations.
  • the present invention provides a high-strength spring steel that ultimately becomes a high-strength spring by making maximum use of the temper softening resistance effect of the alloy element and increasing the strength of the spring core.
  • a spring manufactured using the spring steel of the present invention is also provided.
  • the spring of the present invention is a steel material having the composition defined in the present invention, that is, by mass%, C: 0.50 to 0.70%, Si: 1.00 to 5.00%, Mn: 0.30 to 2.00% P: 0.0002 to 0.0500%, S: 0.0002 to 0.0500%, Cr: 0.10 to 3.50%, Al: 0.0005 to 0.0500%, N: 0.0020 to 0.0100%,
  • a steel material that contains Fe and the balance of inevitable impurities is manufactured by drawing and then heat treatment such as quenching and tempering treatment or nitriding treatment.
  • the spring of the present invention is characterized in that the H value defined by the following formula (a) is 160 or more and the C value defined by the following formula (b) is 3.25 or less.
  • Steel is further mass%, Ca: 0.0002 to 0.0100%, Mg: 0.0002 to 0.0100%, Zr: 0.0005 to 0.1000%, 1 type or 2 types or more can be contained.
  • a steel wire having a diameter of 6 mm was prepared by melting steel having chemical components shown in Table 1 in a vacuum melting furnace and then hot rolling.
  • the steel component of the conventional example is equivalent to Si-Cr steel SWOSC-V for valve springs of JIS G 3561.
  • These steel wires were subjected to heat treatment reproducing the tempering hardness of the core after nitriding.
  • the temperature at which the alloy carbide or Fe carbide can be solutionized is selected from 850 to 1150 ° C., and the wire steel is heated to obtain an oil of 60 ° C. After tempering, it was tempered at 450 ° C. for 120 min.
  • the tempering hardness of these heat-treated materials In order to measure the tempering hardness of these heat-treated materials, a cross section in the diameter direction was cut out from the test piece, the cross section was polished, and then the Vickers hardness (300 gf) was measured at a position of 2 mm from the surface layer.
  • the total decarburized layer depth was measured by a method using a microscope specified in JIS G 0558.
  • the total decarburization layer depth of 0 means that total decarburization could not be confirmed with a microscope.
  • the fatigue test is a Nakamura-type rotating bending fatigue test, and after the heat treatment scale on the surface layer is removed, the maximum load stress at which 10 samples showed a life of 10 7 times or more with a probability of 50% or more is the fatigue strength. It was.
  • Examples 1 to 11 of the present invention are all within the specified range of the steel composition, both the index H and the index C are also within the specified values, and have excellent fatigue characteristics with a fatigue strength of 800 MPa or more.
  • Comparative Example No. 12 is within the specified values for both indices H and C, but the fatigue strength is low due to the high Cr content and significant decarburization.
  • Comparative Example No. 13 is also within the specified values for both indices H and C, but the content of Al is large and the fatigue strength is low.
  • Comparative Example No. 14 and no. 15 is within the steel composition regulation range, but is outside the regulation value of the index H, so the fatigue strength is as low as 800 MPa or less. Further, Comparative Example No. 16, and no.
  • the fatigue strength is as low as 800 MPa or less.

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Abstract

　ばねの疲労特性を低下させるＳｉＯ2の硬質介在物の生成や脱炭の発生を抑制しつつ、合金元素による焼戻し軟化抵抗効果を最大限利用することによって、最終的に高強度ばねとなる、ばね鋼を提供する。このばね鋼は、質量％で、Ｃ：０．５０～０．７０％、Ｓｉ：１．００～５．００％、Ｍｎ：０．３０～２．００％、Ｐ：０．０００２～０．０５００％、Ｓ：０．０００２～０．０５００％、Ｃｒ：０．１０～３．５０％、Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、Ｎ：０．００２０～０．０１００％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物でからなり、下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とする。Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］＋９０．０・・・（ａ）、Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）

Description

ばね鋼およびばね
　本発明は、自動車に使用されている弁ばねやクラッチばね、懸架ばねに用いられるばね鋼に関するものであり、特に伸線やコイリング後の焼入れ焼戻し処理や窒化処理等の熱処理による軟化を抑制し、さらにばねの疲労特性を低下させるＳｉＯ2の硬質介在物の生成や脱炭の発生を抑制する、高強度ばね鋼およびばねに関するものである。
　自動車の軽量化、高性能化に伴い、ばねも高強度化され、熱処理後に引張強度１６００ＭＰａを超えるような高強度鋼がばねに供されている。近年では引張強度１９００ＭＰａを超える鋼も使用されている。
　鋼を用いたコイルばねの製造方法では、鋼をオーステナイト域まで加熱してコイリングし、その後、焼入れ焼戻しを行う熱間コイリングと、あらかじめ鋼に焼入れ焼戻しを施した高強度鋼線を冷間にてコイリングする冷間コイリングがある。いずれの場合にも焼入れ焼戻しによってばねの基本強度を決定づける。したがって、ばね鋼に対しては焼入れ焼戻し後の特性を考えた成分設計が重要である。
　例えば、特許文献１～３のように、高強度化には基本的にＣを多く添加させるとともに、Ｖ、Ｍｏ等の合金元素を添加して、焼入れ性や焼戻し軟化抵抗を向上させることが行われている。
　また特許文献４のように、ばねをさらに高強度化するには、窒化処理による表面硬化が有効である。通常、窒化処理はばねのコイリング後に施されるが、この処理は４００～６００℃で加熱されるため、ばね表面は硬化するものの、芯部は軟化し、芯部に十分な軟化抵抗がなければ、疲労特性等のばね性能を逆に低下させることになる。したがって、焼戻し軟化抵抗を付与できる合金元素を添加することが一般的である。
　しかしながら、焼戻し軟化抵抗を付与できる合金元素を添加しても、鋼中にＳｉＯ2等の硬質介在物や表層に脱炭層が存在すれば、強度を高めるために焼戻し軟化抵抗を上げても疲労強度は向上しない。
　例えば、特許文献５では溶鋼処理のスラグ組成を適正範囲に制御することにより、疲労強度低下の原因となる介在物の延性を高め、熱間圧延にて該介在物を微細化することによって疲労強度を改善している。
　また例えば、特許文献６では熱間圧延前の加熱条件と圧延後の冷却条件を適切に制御し、熱間圧延前に表面のスケールを除去することによって脱炭層の発生を抑制している。近年、自動車に使用されているばねには、強度のより向上が求められているが、従来の高強度ばね用鋼では対処し得ないのが実情である。
　このほかに、特許文献７には、ばね鋼などの伸線加工品の素材として用いることができる、伸線加工性に優れ、太径からの強伸線加工でも断線を抑制できる熱間圧延線材が記載されている。特許文献８には、冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線が記載されている。
特開昭５７－３２３５３号公報 特開平１－８３６４４号公報 特開平２－５７６３７号公報 特開２００４－３１５９６８号公報 特開昭６１－１３６６１２号公報 特開２００３－２６８４８３号公報 特開２００７－２３１３４７号公報 特開２００７－１６９６８８号公報
　ばね鋼には関してはすでに多くの特許文献が存在しており、それらには非常に広い範囲の鋼組成が記載されている。しかしながら、ばねの疲労特性を低下させるＳｉＯ2の硬質介在物の生成や脱炭の発生を抑制すること、および焼戻しや窒化処理によるばね芯部の軟化を抑制することの必要要件を全て備えた鋼は知られていない。
　本発明は、ばねの疲労特性を低下させるＳｉＯ2の硬質介在物の生成や脱炭の発生を抑制しつつ、合金元素による焼戻し軟化抵抗効果を最大限利用して、ばね芯部の強度を上げることによって、最終的に高強度ばねとなる高強度ばね鋼を提供することを目的とする。
　本発明のばね鋼を用いて製造される高強度のばねを提供することも、本発明の目的である。
　本発明者らは、ばね製造過程で生成するＳｉＯ2介在物の生成や脱炭の発生を抑制しつつ焼戻し軟化抵抗に優れた成分組成を検討して高強度ばね鋼の最適成分組成を創案し、以下の（Ａ）～（Ｅ）の知見をした。
　（Ａ）高強度ばね用鋼の特性として、焼戻しや窒化処理後の硬さは重要である。特に窒化処理は表面の硬さを向上させる上で有効な熱処理であるが、芯部は窒化処理時に高温で長時間にわたって焼戻しされるため著しく軟化する。本発明者らは、窒化処理をした後の鋼の芯部の焼戻し硬さと、鋼の成分組成との関係について定量的に評価するため、下記指標Ｈを導き、それにより各元素における焼戻し軟化抵抗の効果量がわかった。
　Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（Ｂ）特にＳｉおよびＣｒは３．０％を超えて多量に添加しても、大きな焼戻し軟化抵抗をもたらすことがわかった。
　（Ｃ）しかしながら、多量のＳｉを添加すると、硬質介在物であるＳｉＯ２が多量に生成し熱間圧延で介在物を微細化することはできない。これにより、鋼中に粗大な介在物を残したままばねとなるため、鋼はこれら介在物を起点として疲労破壊し、疲労特性は著しく低下する。しかし、Ｓｉと同様に酸化物を生成するＭｎの量を調整することによって、従来のばね鋼に含有するＳｉ量より多量に添加しても、ＳｉＯ２の生成を抑制し疲労特性を維持できることを見出した。ＳｉＯ２の硬質介在物を起点に疲労破壊するのを抑制するには、下記（ｂ）式で定義するＣ値を３．２５以下とする。
　Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｓｉ］及び［Ｍｎ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（Ｄ）ＳｉＯ２の生成量が増えるだけでなく、多量のＳｉを添加すると、表層に顕著な脱炭が生じるため、疲労特性は著しく低下する。これら脱炭量は加熱温度にも大きく影響されるため、多量のＳｉを添加した場合、脱炭を抑制するには加熱温度は低い方がよい。合金炭化物を生成するＶ、Ｍｏを添加した鋼材では、ＶやＭｏによる焼戻し軟化抵抗の効果を十分に得るために、加熱温度はＶ、Ｍｏを添加しない鋼材より高くなり、脱炭量が大きくなる。したがって、多量のＳｉを含有する鋼材において、脱炭量の影響により、同一の焼戻し硬さを有する鋼材の疲労特性を比較すると、Ｖ、Ｍｏを添加した鋼材より添加しない鋼材の方が疲労特性は優れている。Ｖ、Ｍｏを添加しない鋼材の場合、８００ＭＰａ以上の疲労強度を得るには、焼戻し硬さがビッカース硬さ５５０以上とし、そのためには下記（ａ）式で定義するＨ値を１６０以上とする。またＶ、Ｍｏを添加した鋼材の場合、同じ疲労強度以上を得るには、焼戻し硬さがビッカース硬さ６０５以上とし、そのためには下記（ｃ）式で定義するＨ値を１７３以上とする。
　Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
　Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、及び［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（Ｅ）また多量のＣｒを添加した場合、Ｆｅ系炭化物を安定化させるため、この炭化物を十分に溶体化させるには加熱温度を高くする必要がある。Ｃｒ量を３．５％を超えて多量に添加すると、表層に顕著な脱炭が生じ、疲労特性は著しく低下する。
　本発明は上記知見に基づいて完成したもので、その発明の要旨とするところは、次の通りである。
　（１）質量％で、
Ｃ：０．５０～０．７０％、
Ｓｉ：１．００～５．００％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とするばね鋼。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（２）さらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載のばね鋼。
但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（３）さらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載のばね鋼。
　（４）さらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）～（３）のいずれかに記載のばね鋼。
　（５）鋼材を、伸線後、焼入れ焼戻し処理や窒化処理等の熱処理を施して製造されたばねであって、鋼材が、質量％で、
Ｃ：０．５０～０．７０％、
Ｓｉ：１．００～５．００％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、当該ばねは下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とするばね。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（６）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（５）に記載のばね。
但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（７）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
を含有することを特徴とする上記（５）または（６）に記載のばね。
　（８）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（５）～（７）のいずれかに記載のばね。
　本発明によれば、さらに、上記のＨ値とＣ値を使ってばねの疲労強度を評価する方法も提供される。そのばねの疲労強度評価方法の要旨とするところは、次の通りである。
　（ａ）ばねの疲労強度の評価方法であって、質量％で、
Ｃ：０．５０～０．７０％、
Ｓｉ：１．００～５．００％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を、伸線後、焼入れ焼戻し処理や窒化処理等の熱処理を施して製造されたばねについて、下記（ａ）式で定義するＨ値と、下記（ｂ）式で定義するＣ値とで疲労強度を評価することを特徴とするばねの疲労強度評価方法。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（ｂ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（ａ）に記載のばねの疲労強度評価方法。
但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（ｃ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
を含有することを特徴とする上記（ａ）または（ｂ）に記載のばねの疲労強度評価方法。
　（ｄ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（ａ）～（ｃ）のいずれかに記載のばねの疲労強度評価方法。
　本発明によれば、さらに、上記のＨ値とＣ値による規定を満足する高強度のばねを製造する方法も提供される。その高強度ばね製造方法の要旨とするところは、次の通りである。
　（ｅ）質量％で、
Ｃ：０．５０～０．７０％、
Ｓｉ：１．００～５．００％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を、伸線後、焼入れ焼戻し処理や窒化処理等の熱処理を施してばねを製造することにより、下記（ｂ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下となるようにすることを特徴とする高強度ばね製造方法。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（ｆ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
のうちの１種以上を含有することを特徴とする上記（ｅ）に記載の高強度ばね製造方法。
但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　（ｇ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
を含有することを特徴とする上記（ｅ）または（ｆ）に記載の高強度ばね製造方法。
　（ｈ）前記鋼材がさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（ｅ）～（ｇ）のいずれかに記載の高強度ばね製造方法。
　本発明鋼は、ばね強度を低下させる要素を低減させるとともに合金元素による焼戻し軟化抵抗効果を最大限利用することによって高強度ばねを製造可能となり、産業上極めて効果が大きいものである。
図１は、Ｖ、Ｍｏ無添加材についての指標Ｈ（＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］＋９０．０）、並びにＶ、Ｍｏ添加材についての指標Ｈ（＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０）と、焼戻し硬さとの関係を示す図である。 図２は、焼戻し硬さ（ＨＶ）と疲労強度（ＭＰａ）との関係を示す図である。 図３は、指標Ｃ（＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］）と疲労強度（ＭＰａ）との関係を示す図である。
　以下、本発明を詳細に説明する。
　まず、本発明で規定した前記（ａ）、（ｃ）式について説明する。
　高強度ばね用鋼の特性において、焼戻しや窒化処理後の硬さは重要である。特に窒化処理は表面の硬さを向上させるのに有効な熱処理であるが、一方、芯部は窒化処理時に高温で長時間にわたって焼戻しされるため著しく軟化する。本発明者らは、窒化処理をした後の鋼の芯部の焼戻し硬さと、鋼の成分組成との関係について定量的に評価するため、実験により下記指標Ｈを導入した。
　Ｍｏ、Ｖを含有しない場合：
指標Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
　Ｍｏ、Ｖを含有する場合：
指標Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
　指標Ｈは、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］及び［Ｖ］が、窒化処理後の鋼の芯部の焼戻し硬さに影響する程度を、各元素の影響度に重みを付けて相加的に評価する指標である。なお、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ及びＶは、主要な焼戻し軟化抵抗向上元素である。
　実験の対象としたのは、Ｃ量：０．５０～０．７０％（質量％、以下同じ。）、Ｓｉ量：１．００～５．００％、Ｍｎ量：０．２０～２．００％、Ｐ量：０．００１～０．０５００％、Ｓ量：０．００１～０．０５００％、Ｃｒ量：０．１０～４．００％、Ａｌ量：０．００１～０．０１０％、Ｎ量：０．００３０～０．００６０％、Ｍｏ量：０．０１～１．００％、Ｖ量：０．０１～０．３０％、残部がＦｅと不可避的不純物からなり、かつ上記（ｂ）式を満足する種々の鋼材を使用し、実験は窒化処理した後の芯部の焼戻し硬さを再現した熱処理を行った。試験片を合金炭化物やＦｅ系炭化物が溶体化可能な温度に加熱し、６０℃の油に焼入れした後、４５０℃で１２０ｍｉｎ、焼戻し処理を施した。その後、試験片を直径方向断面で切断して樹脂に埋め込み、表層を研磨した後、ビッカース硬さ（ＨＶ）を測定した。結果を図１に示す。
　図１から、指標Ｈと窒化処理後の芯部の焼戻し硬さは、極めてよい相関関係にあることがわかる。
　次に、焼戻し硬さと疲労特性の関係について評価した。疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験であり、表層の熱処理スケールを除去後試験に供して、１０本のサンプルが５０％以上の確率で１０７回以上の寿命を示した最大負荷応力を疲労強度とした。その結果を図２に示す。ばねに多く使用する鋼材ＳＷＯＳＣ－Ｖ（ＪＩＳ）の疲労強度も求め、図中に表示した。ＳＷＯＳＣ－Ｖの疲労強度は６６０ＭＰａであるので、疲労強度は、これを約２０％向上させた８００ＭＰａ以上を目標とした。
　図２から疲労強度８００ＭＰａ以上を確保するためには、Ｍｏ、Ｖを含有しない場合、ＨＶ５５０以上の焼戻し硬さを、またＭｏ、Ｖを含有する場合、ＨＶ６０５以上の焼戻し硬さを確保する必要があることがわかる。そして、図１からＨＶ５５０以上の焼戻し硬さを確保するためには、指標Ｈを１６０以上に、またＨＶ６０５以上の焼戻し硬さを確保するためには、指標Ｈを１７３以上に維持する必要があることがわかる。したがって、Ｍｏ、Ｖを含有しない場合、指標Ｈを１６０以上に、Ｍｏ、Ｖを含有する場合、指標Ｈを１７３以上に規定した。指標Ｈは、Ｖを含有しない場合、好ましくは１６３以上、より好ましくは１６５以上であり、Ｍｏ、Ｖを含有する場合、好ましくは１７５以上、より好ましくは１７７以上である。
　次に前記（ｂ）式について説明する。
　前記（ａ）および（ｃ）式からもわかるように、Ｓｉは焼戻し軟化抵抗に大きく寄与する元素であり、ばね用鋼材に多量のＳｉが添加され、ばねの強度を高めている。しかしながら、鋼中に硬質介在物であるＳｉＯ２が多量に生成しては、疲労破壊の起点となり疲労特性を低下させる原因となる。ＳｉＯ２が多量に生成するか否かは、酸化しやすい元素同士の添加量のバランスによって決まる。本発明者らは、ＳｉとＭｎ量の比と疲労特性の関係について検討した。
　実験の対象としたのは、Ｃ量：０．６０％（質量％、以下同じ。）、Ｓｉ量：２．０～４．０％、Ｍｎ量：０．４０～１．４０％、Ｐ量：０．００５～０．０５０％、Ｓ量：０．００１～０．０５０％、Ｃｒ量：２．５％、Ａｌ量：０．００１～０．０１０％、Ｎ量：０．００３０～０．００５０％、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、かつ上記（ａ）式を満足する種々の鋼材を使用し、実験は窒化処理した後の芯部の焼戻し硬さを再現した熱処理を行った。試験片を合金炭化物やＦｅ系炭化物が溶体化可能な温度に加熱し、６０℃の油に焼入れした後、４５０℃で１２０ｍｉｎ、焼戻し処理を施した。ここでは、脱炭の影響を排除するために表面から０．５ｍｍの領域を削り落とした。疲労特性評価のために、中村式回転曲げ疲労試験を用いた。その結果を図３に示す。
　図３からＳｉとＭｎ量の比（以下、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］と記載する）が３．２５以下では、いずれも疲労強度が８００ＭＰａ以上であるのに対して、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］が３．２５を超えると、いずれも疲労強度が８００ＭＰａ以下と低いことがわかる。これら低疲労強度材の疲労破壊の起点を観察したところ、いずれもＳｉＯ2を主体とする硬質介在物が起点となっており、これら疲労強度の低下は主としてＳｉＯ2が作用しているものと考えられる。したがって、指標Ｃの［Ｓｉ］／［Ｍｎ］の比を３．２５以下に規定した。図３から、Ｓｉ含有量が一定の場合［Ｓｉ］／［Ｍｎ］が３．２５以下において疲労強度はそれほど大きく変化しないことが分かるが、特にＳｉ含有量が多くなると、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］が小さくなるにつれて疲労強度が増加する傾向が認められる。このことから、［Ｓｉ］／［Ｍｎ］比は、３．００以下であるのが好ましく、２．８０以下であるのがより好ましい。
　以上の通り、本発明鋼は、成分組成を前記（ａ）または（ｃ）と、（ｂ）とで規定して、高強度ばね鋼として優れた特性を有するものである。
　以下に、本発明鋼の各元素の含有量の限定理由について説明する。成分についての％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．５０～０．７０％
　Ｃは鋼の強度を決める重要な元素である。十分に強度を得るためには、下限は０．５０％とする。他の合金元素に比べて合金コストは安く、Ｃを多量に添加することができれば鋼材の合金コストは低減できる。しかしながら、多量のＣを添加すると、熱間延性が著しく低下するため、上限は０．７０％とする。好ましくは０．６７％以下であり、より好ましくは０．６５％以下である。
　Ｓｉ：１．００～５．００％
　Ｓｉはばねの強度、硬度を確保するために必要な元素であり、十分な強度を得るためには、下限は１．００％とする。さらにＳｉは焼戻し軟化抵抗に大きく寄与する重要な元素であり、Ｓｉの添加はばねの高強度化につながる。そのため、Ｓｉの下限は、好ましくは２．５０％、より好ましくは２．７０％、最も好ましくは３．００％である。その一方、Ｓｉを多量に添加すると鋼強度が向上するだけでなく、顕著に脆化するため、上限を５．００％とする。
　Ｍｎ：０．３０～２．００％
　Ｍｎは鋼中のＳをＭｎＳとして固定するとともに、焼入れ性を高めて熱処理後の硬度を十分に得るため、多用される。さらに本発明では、ＳｉＯ2を生成するか否かを決める重要な元素であり、高Ｓｉ添加においても鋼中のＳｉとＭｎ量を適正化することによって疲労特性の低下を防ぐことができる。これらの効果を得るために、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。一方、２．００％超のＭｎ量を添加すると素地の硬さが大きくなり脆くなるため、上限は２．００％とする。
　Ｐ：０．０００２～０．０５００％
　Ｐは鋼中に不可避的不純物として通常、０．０００２％以上は含まれているため、下限を０．０００２％とする。添加したとしても、Ｐは旧オーステナイトの粒界等に偏析し、顕著に脆化するため、上限は０．０５００％とする。好ましくは、０．０３００％以下であり、より好ましくは０．０２００％以下、更に好ましくは０．０１５０％以下である。
　Ｓ：０．０００２～０．０５００％
　ＳもＰと同様に鋼中に不可避的不純物として通常、０．０００２％以上は含まれ、鋼中に存在すると鋼を脆化させる。Ｓの場合、Ｍｎによって極力その影響を小さくするものの、ＭｎＳも介在物の形態をとるため、疲労特性を低下させる。特に高強度鋼では微量のＭｎＳから破壊を生じることもあり、Ｓも極力少なくすることが望ましいので、上限を０．０５００％とした。したがって、Ｓの含有量は０．０００２～０．０５００％とする。好ましくは、上限は０．０３００％であり、より好ましくは０．０２００％で、更に好ましくは０．０１５０％である。
　Ｃｒ：０．１０～３．５０％
　Ｃｒは焼戻し軟化抵抗に大きく寄与する重要な元素であり、これを添加することはばねの高強度化につながる。この効果を得るため、Ｃｒ添加量は０．１０％以上とする。しかしながら、ＣｒはＦｅ系炭化物中に固溶し安定化させるため、焼戻し軟化抵抗の効果を得るには加熱温度を著しく高める必要があり、この場合Ｃｒ量は３．５０％を超えて添加すると顕著に脱炭し、かえって疲労強度が低下する。したがって、Ｃｒ量の上限は３．５０％とする。
　Ａｌ：０．０００５～０．０５００％
　Ａｌは鋼中に不可避的不純物として通常、０．０００５％以上は含まれているため、下限を０．０００５％とする。添加したとしても、ＡｌはＡｌ2Ｏ3等の酸化物を生成し、疲労破壊の起点となって、ばねの疲労特性を低下させる原因となる。そのため、上限は０．０５００％とするものの、極力低減することが望ましい。好ましくは０．０１００％以下である。
　Ｎ：０．００２０～０．０１００％
　ＮはＶ、Ｎｂ等の各種合金元素と窒化物を形成し、オーステナイト粒の成長を抑制し鋼およびばねの性質に影響を与える。この効果を得るには、Ｎの含有量の下限は０．００２０％とする。一方、Ｎの含有量が増加すると鋼の熱間延性が著しく低下し、素材棒鋼の熱間圧延時の疵発生の問題が生じるため、上限は０．０１００％とする。
　Ｍｏ：０．０１～１．００％、Ｖ：０．０１～０．３０％のうちの少なくとも一方
　Ｍｏ、Ｖは焼戻し軟化抵抗に大きく寄与する重要な元素であり、これらのうちの少なくとも一方を添加することはばねの高強度化につながる。この効果を得るための添加量は、どちらの元素についても０．０１％以上が必要である。一方、多量に添加すると、焼戻し軟化抵抗の効果を発揮するため加熱温度を高くする必要があり、加熱温度の上昇とともに発生する脱炭量が増え、疲労強度が低下する。したがって、Ｍｏの上限は１．００％とし、Ｖの上限は０．３０％とする。またＶはＮと窒化物を形成し、ピン止め粒子としてオーステナイト粒の微細化に寄与する。
　Ｎｂ：０．００１～０．２００％
　ＮｂはＶと同様にＮと窒化物を形成し、ピン止め粒子としてオーステナイト粒の微細化に寄与する。この効果を得るには、Ｎｂの添加量は０．００１％以上とする。一方、０．２００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、鋼の熱間延性が著しく低下し、素材棒鋼の熱間圧延時の疵発生の問題が生じるため、上限を０．２００％とする。
　Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％のうちの１種または２種以上
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒはいずれも酸化物を形成し、Ｍｎ硫化物の晶出核となりＭｎ硫化物を均一微細分散する効果がある。この効果を発揮するには、Ｃａ、Ｍｇの下限は０．０００２％とし、Ｚｒの下限は０．０００５％とする。一方、Ｃａ、Ｍｇは０．０１００％、Ｚｒは０．１０００％を超えると、かえってこれら酸化物や硫化物等の硬質介在物を多量に生成し、鋼の疲労特性を低下させる。したがって、Ｃａ、Ｍｇの上限は０．０１００％とし、Ｚｒの上限は０．１０００％とする。
　本発明のばね鋼における一つの大きな特徴は、従来のばね鋼と比較してＳｉの含有量が多いことである。Ｓｉは、ばねの強度を確保するために必要であるとともに、鋼の焼戻し軟化抵抗に大きく寄与し、ばねの高強度化につながる重要な元素である。しかし、従来は、例えば２．５％を超える多量のＳｉを添加したばね鋼を実現するのは容易なことでなかった。その理由は、鋼中に硬質介在物ＳｉＯ２が存在するためである。従来、溶鋼処理のスラグ組成を適正範囲に制御することによって、ＳｉＯ２のような硬質介在物ではなく延性の高い介在物を生成し、熱間圧延にて該介在物を微細化することで疲労特性を改善してきた。また鋼中に含有するＳｉ量の増加はＳｉＯ２の晶出温度を上昇するため、ＳｉＯ２の生成を抑制するには、圧延前の加熱温度を晶出温度より高くする必要があった。しかしながら、圧延前の加熱温度の高温化は、著しい熱間延性の低下をまねくこととなり、ＳｉＯ２の生成を抑制しつつ製造可能な加熱温度とするには、Ｓｉ量の上限が２．５％であった。
　本発明では、酸化物を生成しやすいＳｉとＭｎの含有量の比を調整することにより、ＳｉＯ２の晶出温度を制御できることを見出し、先に説明した知見に基づいて、硬質介在物であるＳｉＯ2を起点に疲労破壊するのを抑制するために［Ｓｉ］／［Ｍｎ］で定義されるＣ値を３．２５以下としている。本発明では、一つにはこのＣ値の調整の結果として、高Ｓｉ含有量のばね鋼の実現が可能となった。また高Ｓｉ含有量のばね鋼では、加熱温度の上昇は脱炭量の増加となり疲労特性を低下させる。特にばね鋼に含有するＶ、Ｍｏは、それら量とともに焼戻し軟化抵抗の効果を発揮するには加熱温度を高くする必要があるため、Ｖ、Ｍｏを添加しないか、またはその量を少なくすることも、高Ｓｉ含有量のばね鋼の実現に寄与することがわかった。本発明は、これらの組み合わせによる相乗効果によって、従来のばね鋼と比較してＳｉの含有量が多いにもかかわらず、ばねの疲労特性を低下させるＳｉＯ2の硬質介在物の生成を抑制しつつ、合金元素による焼戻し軟化抵抗効果を最大限利用し、ばね芯部の強度を上げることによって、最終的に高強度ばねとなる高強度ばね鋼を提供するものである。
　本発明によれば、本発明のばね鋼を用いて製造されたばねも提供される。
　本発明のばねは、本発明で規定する組成を有する鋼材、すなわち、質量％で、
Ｃ：０．５０～０．７０％、
Ｓｉ：１．００～５．００％、
Ｍｎ：０．３０～２．００％、
Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼材を、伸線後、焼入れ焼戻し処理や窒化処理等の熱処理を施して製造される。本発明のばねは、下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とする。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋９０．０・・・（ａ）
Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　鋼材はさらに、質量％で、
Ｍｏ：０．０１～１．００％、
Ｖ：０．０１～０．２０％、
のうちの１種以上を含有することもできる。この鋼材を用いて得られるばねは、上記（ａ）式に代えて下記（ｃ）式で定義するＨ値が１７３以上であることを特徴とする。
Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
　鋼材はさらに、質量％で、
Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
を含有してもよい。
　鋼材はさらに、質量％で、
Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
のうちの１種または２種以上を含有することもできる。
　本発明を実施例によって以下に詳述する。なお、これら実施例は本発明の技術的意義、効果を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。
　表１に示す化学成分の鋼を真空溶解炉で溶製後、熱間圧延することによって６ｍｍφの鋼線材を作製した。ここで、従来例の鋼成分はＪＩＳ　Ｇ　３５６１の弁ばね用Ｓｉ－Ｃｒ鋼ＳＷＯＳＣ－Ｖ相当とした。これらの鋼線材に、窒化処理した後の芯部の焼戻し硬さを再現した熱処理を施した。具体的には、鋼成分組成に応じて、表２に示したように合金炭化物やＦｅ系炭化物が溶体化可能な温度を８５０～１１５０℃から選択して線鋼材を加熱し、６０℃の油に焼入れした後、４５０℃で１２０ｍｉｎ、焼戻し処理を施した。
　これら熱処理材の焼戻し硬さを測定するために、試験片から直径方向断面を切り出し、断面を研磨した後、表層から２ｍｍの位置でビッカース硬さ（３００ｇｆ）を測定した。また全脱炭層深さはＪＩＳ　Ｇ　０５５８に規定されている顕微鏡による方法で測定した。ここで、全脱炭層深さが０とは、顕微鏡で全脱炭が確認できなかったことを意味する。
　疲労試験は中村式回転曲げ疲労試験であり、表層の熱処理スケールを除去後試験に供して、１０本のサンプルが５０％以上の確率で１０７回以上の寿命を示した最大負荷応力を疲労強度とした。
　Ｎｏ．１～１１の本発明例は、いずれも鋼組成規定範囲内であり、指標Ｈ、及び指標Ｃともにやはり規定値内であって、疲労強度８００ＭＰａ以上の優れた疲労特性を有する。
　これに対して、比較例Ｎｏ．１２は指標Ｈ、及びＣともに規定値内であるが、Ｃｒの含有量が多く、著しい脱炭が生じたために疲労強度は低い。比較例Ｎｏ．１３も同様に指標Ｈ、及びＣともに規定値内であるが、Ａｌの含有量が多く、疲労強度が低い。疲労試験したサンプルのうちの破断した試験片について、疲労破壊の起点を観察すると、いずれもＡｌ2Ｏ3を主体とする硬質介在物が見られた。また比較例Ｎｏ．１４、及びＮｏ．１５は、鋼組成規定範囲内であるが、指標Ｈの規定値外であるため、疲労強度が８００ＭＰａ以下と低い。さらに比較例Ｎｏ．１６、及びＮｏ．１７も同様に鋼組成規定範囲内であるが、指標Ｃの規定値外であるため、疲労強度が８００ＭＰａ以下と低い。疲労試験したサンプルのうちの破断した試験片について、疲労破壊の起点を観察すると、いずれもＳｉＯ2を主体とする硬質介在物が見られた。
　これから明らかなように、本発明で規定する条件をすべて満たすものは比較例、従来例より疲労特性が優れている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002

Claims (8)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．５０～０．７０％、
    Ｓｉ：１．００～５．００％、
    Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
    Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
    Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
    Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
    Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とするばね鋼。
    Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
    ＋９０．０・・・（ａ）
    Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
    ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
  2. 　さらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｖ：０．０１～０．３０％
    のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載のばね鋼。
    但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
    Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
    ＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
    ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
  3. 　さらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．２００％
    を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のばね鋼。
  4. 　さらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％
    のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のばね鋼。
  5. 　鋼材を、伸線後、熱処理を施して製造されたばねであって、鋼材が、質量％で、
    Ｃ：０．５０～０．７０％、
    Ｓｉ：１．００～５．００％、
    Ｍｎ：０．３０～２．００％、
    Ｐ：０．０００２～０．０５００％、
    Ｓ：０．０００２～０．０５００％、
    Ｃｒ：０．１０～３．５０％、
    Ａｌ：０．０００５～０．０５００％、
    Ｎ：０．００２０～０．０１００％、
    を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなり、当該ばねは下記（ａ）式で定義するＨ値が１６０以上、下記（ｂ）式で定義するＣ値が３．２５以下であることを特徴とするばね。
    Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
    ＋９０．０・・・（ａ）
    Ｃ＝［Ｓｉ］／［Ｍｎ］・・・（ｂ）
    ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、および［Ｃｒ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
  6. 　前記鋼材がさらに、質量％で、
    Ｍｏ：０．０１～１．００％、
    Ｖ：０．０１～０．２０％、
    のうちの１種以上を含有することを特徴とする請求項５に記載のばね。
    但し、Ｈ値を上記（ａ）式に代えて、下記（ｃ）式に定義するＨ値が１７３以上である。
    Ｈ＝３３．６［Ｃ］＋１０．０［Ｓｉ］＋５．９５［Ｍｎ］＋１１．１［Ｃｒ］
    ＋２１．９［Ｍｏ］＋３４．０［Ｖ］＋９０．０・・・（ｃ）
    ここで、式中、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ｍｏ］、および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
  7. 　前記鋼材がさらに、質量％で、
    Ｎｂ：０．００１～０．２００％、
    を含有することを特徴とする請求項５または６に記載のばね。
  8. 　前記鋼材がさらに、質量％で、
    Ｃａ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｍｇ：０．０００２～０．０１００％、
    Ｚｒ：０．０００５～０．１０００％、
    のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項５または６に記載のばね。
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