WO2017131077A1 - ばね鋼 - Google Patents

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mns
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鈴木　崇久
卓 吉田
根石　豊
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新日鐵住金株式会社
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    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant

Definitions

  • the present invention relates to a spring steel, and more particularly to a spring steel suitable for a suspension spring having high strength, high toughness and high corrosion resistance after quenching and tempering.
  • Patent Document 1 both high strength and high toughness of steel are achieved by refining the grain size of prior austenite grains whose grain boundaries are the starting point of brittle fracture.
  • the prior austenite grain size is controlled using Ti nitrides, carbides, and carbonitrides obtained by adding Ti.
  • Patent Document 2 hydrogen is trapped in Ti precipitates to suppress embrittlement and deterioration of fatigue characteristics due to hydrogen penetration.
  • patent document 3 the embrittlement resulting from the penetration
  • Patent Document 1 no countermeasure is taken against MnS inclusions that are the starting point of corrosion. Therefore, it could not be said that the corrosion resistance was sufficient. Also in Patent Document 2, although measures against hydrogen entering after corrosion have been studied, measures against MnS inclusions that are the starting point of corrosion are not implemented. In addition, since Ti is an element that causes embrittlement of steel, even when Ti nitride, carbide, carbonitride is formed as in Patent Document 2, the amount of Ti added is suppressed, or a certain amount of Ti is exceeded. In order to improve toughness, it is necessary to add a large amount of expensive alloy elements such as Ni together (for example, Ni: 0.5% by mass or more).
  • Patent Document 3 also requires the addition of a large amount of Ni to improve corrosion resistance, but the addition of a large amount of Ni is due to an increase in the raw material price of steel materials, an increase in the risk of hot cracking during the manufacture of steel materials, etc. It leads to deterioration of manufacturability.
  • Japanese Patent No. 3577411 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2001-49337 Japanese Patent No. 2839900
  • An object of the present invention is to provide a spring steel having a tensile strength of 1800 MPa or more, high toughness and high corrosion resistance after heat treatment such as quenching and tempering.
  • the gist of the present invention is the following steel.
  • the spring steel according to one embodiment of the present invention has a chemical composition of mass%, C: 0.40 to 0.60%, Si: 0.90 to 3.00%, Mn: 0.10 to 0.60%, Cr: 0.10 to 1.00%, Al: 0.010 to less than 0.050%, Ti: 0.040 to 0.100%, B: 0.0010 to 0.0060%, N: 0.0010 to 0.0070%, V: 0 to 1.00%, Mo: 0 to 1.00%, Ni: 0 to less than 0.45%, Cu: 0 to 0.50%, Nb: 0 to 0.10%, P: less than 0.020%, S: less than 0.020%, the balance consisting of Fe and impurities, satisfying the following formulas 1 and 2, and from the surface Of the inclusions having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or more that are observed at a quarter of the diameter, the frequency of MnS appearance is less than 20%.
  • the chemical component is mass%, V: 0.05 to 1.00%, Mo: 0.10 to 1.00%, Ni: 0.05.
  • One or more of Cu, 0.05 to 0.50%, and Nb: 0.01 to 0.10% may be contained.
  • a spring steel having a tensile strength of 1800 MPa or more after heat treatment such as quenching and tempering and having high toughness and high corrosion resistance can be provided without reducing productivity. Since the spring steel of the present invention has high strength, high toughness, and high corrosion resistance after quenching and tempering, it is suitably used for a suspension spring and the like.
  • the present inventors have studied a method for obtaining a spring steel having sufficient toughness and corrosion resistance even if it has high strength after quenching and tempering. As a result, the present inventors have found that it is effective to reduce the Mn content in order to obtain a spring steel having sufficient toughness after quenching and tempering.
  • Mn is an alloy element contained for fixing S in steel that adversely affects toughness and the like as MnS to render it harmless. Therefore, in order to reduce the Mn content, an element for fixing S is required instead of Mn.
  • the inventors pay attention to Ti as an S-fixing element in place of Mn, and control the contents of Ti, N and S in the steel so as to satisfy a predetermined relationship, thereby reducing the Mn content. It was found that S can be fixed harmlessly. In general, Ti is considered to be an element that embrittles the steel material. However, the present inventors control the N content simultaneously with Ti to refine the prior austenite grain size, and It has been found that this problem can be overcome by simultaneously containing B for strengthening the boundary.
  • the present inventors combined use of toughness improvement by reducing Mn, detoxification and corrosion resistance improvement by control of Ti, N and S contents, and grain boundary strengthening by B.
  • a spring steel having high toughness and high corrosion resistance can be obtained with high tensile strength after quenching and tempering.
  • corrosion resistance improved by containing trace amount Ti it also discovered that content of expensive Ni for improving corrosion resistance could be suppressed.
  • the spring steel which concerns on one Embodiment of this invention based on this knowledge (Spring steel which concerns on this embodiment) is demonstrated.
  • C is an element that greatly affects the strength of steel.
  • the lower limit of the C content is set to 0.40%.
  • the minimum with preferable C content is 0.42%, and a more preferable minimum is 0.45%.
  • the upper limit of the C content is set to 0.60%.
  • the upper limit with preferable C content is 0.58%.
  • Si 0.90 to 3.00%
  • Si is an element that increases the strength of a spring manufactured from spring steel. Furthermore, Si is an element that improves resistance to sag, which is a shape change during use of the spring (sag resistance characteristics).
  • the lower limit of the Si content is set to 0.90%.
  • the minimum with preferable Si content is 1.20%, and a more preferable minimum is 1.40%.
  • the upper limit of the Si content is 3.00%.
  • the upper limit with preferable Si content is 2.50%.
  • Mn is an element that improves the hardenability of steel and improves the strength after quenching of steel.
  • the lower limit of the Mn content is 0.10%.
  • the minimum with preferable Mn content is 0.20%, and a more preferable minimum is 0.25%.
  • Mn is an element that reacts with S in steel to produce MnS. If the Mn content is excessive, coarse MnS is produced. Conventionally, a large amount of Mn is contained in order to fix S as MnS.
  • MnS becomes a starting point of corrosion and causes rusting and corrosion pits generated as a result of rusting. Since this corrosion pit becomes a starting point of fatigue failure, in the spring steel according to the present embodiment, the upper limit of the Mn content is set to 0.60% in order to suppress the generation of MnS.
  • the upper limit with preferable Mn content is 0.50%.
  • Cr 0.10 to 1.00%
  • the lower limit of the Cr content is set to 0.10%.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 0.25%.
  • the upper limit of the Cr content is 1.00%.
  • the upper limit with preferable Cr content is 0.90%.
  • Ti improves the strength of steel and reacts with S in the steel to fix S as Ti-based sulfide (TiS and / or Ti 4 C 2 S 2 ), thereby detoxifying S.
  • Ti has an effect of fixing N in steel as TiN by being combined with N. Since this N fixing effect is indispensable for obtaining the effect of solute B described later, it is necessary to contain a sufficient amount of Ti for fixing N.
  • the lower limit of the Ti content is set to 0.040% in the spring steel according to the present embodiment.
  • a preferable lower limit of the Ti content is 0.045%, and a more preferable lower limit is 0.050%.
  • excessive Ti produces coarse TiN that tends to be a starting point of fracture, and also embrittles the steel itself. Therefore, the upper limit of the Ti content is set to 0.100%.
  • the upper limit with preferable Ti content is 0.080%.
  • Al 0.010 to less than 0.050%
  • Al is an element used as a deoxidizing element and has an effect of fixing excess N as AlN, it is an element useful for controlling the O content and N content of steel.
  • Al has a stronger deoxidizing power than Ti, in order to utilize Ti as a nitride and / or sulfide as described above, it is necessary to add Al before Ti addition and sufficiently deoxidize during steelmaking. is there. In order to obtain these effects, the lower limit of the Al content is 0.010%. If the Al content is less than 0.010%, a sufficient Ti-based sulfide cannot be obtained, and MnS increases.
  • the lower limit of the preferable Al content is 0.015%, and the lower limit of the more preferable Al content is 0.020%.
  • excessive Al causes coarse inclusions and deteriorates fracture characteristics. Therefore, the Al content is set to less than 0.050% in the spring steel according to this embodiment so that the adverse effect is not significant.
  • the upper limit with preferable Al content is 0.040%.
  • Si is also a deoxidizing element, but since the deoxidizing power is lower than that of Ti, the above-described effects cannot be obtained with Si. Therefore, it is necessary to control the Al content within the above range.
  • B is an element having an effect of improving the hardenability of steel. Further, B preferentially segregates at the prior austenite grain boundaries that are likely to be the starting point of fracture, thereby suppressing segregation of P and S to the grain boundaries, resulting in an increase in grain boundary strength and an improvement in toughness. It is.
  • Ti described above is an element that may cause embrittlement of the spring steel, but by containing B at the same time, embrittlement due to Ti can be suppressed due to the effect of improving the toughness of B. However, in order to obtain these effects, it is necessary to suppress the generation of BN and increase the amount of B in a solid solution state.
  • the lower limit of the B content is set to 0.0010% in the spring steel according to the present embodiment.
  • a preferable lower limit of the B content is 0.0015%, and a more preferable lower limit is 0.0020%.
  • the upper limit of the B content is set to 0.0060%.
  • the upper limit with preferable B content is 0.0050%, and a more preferable upper limit is 0.0040%.
  • N is an element that generates various nitrides in steel. Nitride particles that are stable even at high temperatures exhibit the effect of refining prior austenite grains due to the pinning effect of austenite grain growth.
  • the lower limit of the N content is set to 0.0010. %. The minimum with preferable N content is 0.0020%. On the other hand, if the N content is excessive, the TiN particles become coarse and become the starting point of fracture, and the toughness and fatigue characteristics are reduced.
  • the upper limit of the N content is set to 0.0070%.
  • the upper limit with preferable N content is 0.0060%.
  • P is an element that exists in steel as an impurity element and embrittles the steel.
  • P segregated at the prior austenite grain boundaries decreases the grain boundary strength and causes embrittlement of the steel material. Therefore, it is better that the P content is small.
  • the P content is limited to less than 0.020% in the spring steel according to the present embodiment.
  • the upper limit with preferable P content is 0.015%.
  • S is present in steel as an impurity element and is an element that embrittles steel.
  • S can be fixed as MnS by containing Mn.
  • MnS acts as a starting point of fracture and deteriorates the fracture characteristics of steel.
  • it is preferable that the S content is small.
  • the S content is limited to less than 0.020%.
  • the upper limit with preferable S content is 0.015%, and a more preferable upper limit is 0.010%.
  • the spring steel according to the present embodiment basically includes the above elements, with the balance being Fe and impurities. However, instead of a part of Fe, one or more of Ni, Mo, V, Cu, and Nb may be further contained within a range described later. However, Ni, Mo, V, Cu, and Nb are arbitrary elements, and the chemical components of the steel according to this embodiment may not contain these. Therefore, the lower limit of each content of Ni, Mo, V, Cu and Nb is 0%. Impurities are components that are mixed from raw materials such as ore or scrap or from various environments in the manufacturing process when industrially producing steel materials, and are allowed within a range that does not adversely affect the steel. Means things.
  • Ni is an element that improves the hardenability of steel.
  • Ni is an element that improves the corrosion resistance of steel, and is an element that contributes to suppressing the embrittlement of steel by suppressing hydrogen intrusion in a corrosive environment.
  • the Ni content in the spring steel according to this embodiment may be 0.05% or more.
  • the Ni content is 0.45% or more, the hot ductility of the steel is lowered and the productivity is significantly lowered. Therefore, even when it contains, Ni content shall be less than 0.45%.
  • the upper limit with preferable Ni content is 0.40%.
  • Mo is an element that has the effect of increasing the strength of steel after quenching and tempering by improving the hardenability of the steel and suppressing temper softening.
  • the Mo content may be 0.10% or more.
  • the Mo content exceeds 1.00%, the effect is saturated. Since Mo is an expensive element and it is not preferable to contain it more than necessary, even when it is contained, the upper limit of the Mo content is preferably set to 1.00%. The upper limit with more preferable Mo content is 0.60%.
  • V is an element that has the effect of increasing the strength of the steel after quenching and tempering by improving the hardenability and suppressing temper softening.
  • the V content may be 0.05% or more.
  • the upper limit of the V content is 1.00%.
  • the upper limit with preferable V content is 0.50%.
  • Cu has an effect of suppressing decarburization during hot rolling, and also has an effect of improving corrosion resistance like Ni.
  • the Cu content may be 0.05% or more.
  • Cu reduces the hot ductility of steel and may cause cracks during hot rolling. Therefore, even when it contains, the upper limit of Cu content shall be 0.50%.
  • the upper limit with preferable Cu content is 0.30%.
  • Nb is an element that precipitates nitride and carbide particles and contributes to refinement of prior austenite grains after quenching and tempering by the pinning effect of austenite grain growth.
  • the Nb content may be 0.01% or more.
  • the upper limit of the Nb content is 0.10%.
  • the upper limit with preferable Nb content is 0.06%.
  • the spring steel according to the present embodiment includes the essential element and the balance includes Fe and impurities, or includes the essential element and one or more optional elements, and the balance includes Fe and impurities. Any of the cases are acceptable.
  • the spring steel according to the present embodiment in addition to the contents of the respective elements, it is necessary that Ti, N, S, Cu, and Ni satisfy the relationship described later.
  • N has a stronger bonding strength with Ti than S. Therefore, Ti in steel first bonds with N to form TiN, and the remaining Ti becomes a sulfide.
  • the left side of Formula 1 needs to be 4.0 or more, and is preferably more than 4.5.
  • the left side of Equation 1 is less than 4.0, Ti cannot sufficiently fix S, and as a result, a large amount of MnS is generated.
  • the spring steel according to the present embodiment since Ti is fixed with S, generation of MnS is suppressed. Since MnS becomes a starting point of corrosion, generation of corrosion pits caused by rusting or rusting can be suppressed by suppressing MnS generation.
  • the corrosion resistance has been improved by containing Cu and Ni.
  • the corrosion resistance is improved by suppressing the formation of MnS as described above, so that the contents of Ni and Cu, which are elements that improve the corrosion resistance, can be reduced.
  • the spring steel according to the present embodiment satisfies the following expression in order to sufficiently ensure all of corrosion resistance, manufacturability, and manufacturing cost.
  • [Ni mass%] + [Cu mass%] ⁇ 0.75 (Formula 2)
  • [Ni mass%] and [Cu mass%] in Formula 2 are the Ni content and Cu content (mass%) in steel, respectively.
  • [Ni mass%] + [Cu mass%] ⁇ 0.60 Ni and Cu are optional elements, it is not necessary to define the lower limit of the left side of Equation 2.
  • Mn which is an element that enhances hardenability
  • Mn is limited to 0.60% or less in order to suppress the formation of corrosion pits.
  • hardenability can be ensured by using Cr and B and, if necessary, Mo, V, Cu, Ni and the like in combination.
  • B has a great effect of improving the hardenability even in a small amount
  • the spring steel according to this embodiment can achieve high strength even if the total content of Cu and Ni is 0.75% or less.
  • the generation of MnS is suppressed by fixing S with Ti. Since MnS becomes a starting point of corrosion, generation of rust and corrosion pits can be suppressed by suppressing the generation of MnS.
  • the frequency of appearance of MnS (inclusions with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more) It is necessary that the ratio of the number of MnS in the total number of particles) is reduced to less than 20%.
  • the appearance frequency of MnS is more preferably less than 10%.
  • the reason why the observation target is an inclusion having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more is that the equivalent circle diameter of a sulfide-based inclusion is generally 1 ⁇ m or more.
  • the appearance frequency of MnS in inclusions of 1 ⁇ m or more is calculated from the number of MnS with respect to the number of these inclusions by observing 20 or more inclusions with a metallographic microscope (optical microscope) after mirror-polishing the steel cut surface. To do. At this time, the observation visual field is set to a position 1/4 of the diameter from the surface (a position away from the surface of the steel material by a distance corresponding to 1/4 of the diameter of the steel material), and 20 or more inclusions are observed.
  • MnS 10 or more visual fields are observed at an observation magnification of 1000 while moving in the rolling direction. Whether or not the inclusion is MnS can be estimated from the color at the time of observation with a gold phase microscope (MnS is gray, Ti system is white to pink to yellow), but it is desirable to verify by EPMA or SEM-EDS .
  • the spring steel according to the present embodiment is obtained by casting a slab having the above chemical component obtained from Al deoxidized molten steel and hot rolling the slab. For example, it can be obtained by heating a steel ingot having the above-mentioned components at a temperature of 950 ° C. or more and 1200 ° C. or less for a time not exceeding 120 min and hot rolling by a known method.
  • the spring steel according to the present embodiment can be made into a spring by performing spring processing after further quenching and tempering, or by quenching and tempering after hot spring processing.
  • a step of heating to a temperature of 900 ° C. to 1050 ° C. and quenching and a step of tempering so that the tensile strength becomes 1900 to 2000 MPa are performed. It was.
  • the tempering conditions were determined by estimating the tempering temperature at a predetermined strength by tempering at 300 ° C., 400 ° C., 500 ° C. and measuring the strength as a preliminary test, for example. Test pieces were collected from the obtained steel after quenching and tempering, and subjected to a tensile test, a Charpy impact test, observation of inclusions, and a constant temperature and humidity test.
  • ⁇ Tensile test> The tensile test was carried out by preparing a No. 14 test piece having a parallel part diameter of 8 mm in accordance with “JIS Z 2241”. If the tensile strength was 1800 MPa or more, it was judged that sufficient strength was obtained.
  • the Charpy impact test was performed at room temperature (23 ° C.) by preparing a U-notch test piece (height under notch 8 mm, width 5 mm sub-size) according to “JIS Z 2242”. If the impact value (absorbed energy) was 70.0 J / cm 2 or more, it was judged that sufficient toughness was obtained.
  • the frequency of occurrence of MnS in inclusions with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more was determined by observing 20 or more inclusions with an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more with a gold phase microscope after cutting the steel material parallel to the rolling direction and polishing the cut surface. It calculated from the number of MnS with respect to the number of observed inclusions. At this time, the observation visual field was set at 1/4 of the diameter. For example, 10 or more visual fields were observed at an observation magnification of 1000 while moving in the rolling direction.
  • the determination of MnS was estimated from the color at the time of observation with a gold phase microscope (MnS is gray, Ti system is white to pink to yellow), and then verified by EPMA or SEM-EDS. An appearance frequency of MnS of less than 20% was regarded as acceptable.
  • Tables 3 and 4 show mechanical properties (tensile strength, impact value) of each example and comparative example, frequency of MnS appearance in inclusions, and one week constant temperature and humidity test (temperature 35 ° C., humidity 95%). Indicates the presence or absence of rusting.
  • Each of the examples has a tensile strength of 1900 to 2000 MPa and an impact value of 70.0 J / cm 2 or more, indicating that both strength and toughness are compatible at a high level. Moreover, in all the Examples, the appearance frequency of MnS was less than 20%, and no rusting was observed in the constant temperature and humidity test.
  • Comparative Examples 24, 25, 26, 27, 28, 29, 30, 31, 32, 33, 34, 35, 37, 39 are C content, Si content, Mn content, P content, S content Amount, Cr content, Mo content, V content, Al content, Ti content, B content, ([Ti mass%] ⁇ 3.43 ⁇ [N mass%]) / [S mass%] Excessive or insufficient, as a result, the steel became brittle or the structure became coarse, and the impact value decreased.
  • Comparative Examples 21, 22, and 27 are insufficient for Ti, and 23 and 39 are insufficient for ([Ti mass%] ⁇ 3.43 ⁇ [N mass%]) / [S mass%], so 30 is S. Because of excess, 36 was excess of N, and 38 was short of Al, so corrosion resistance was lowered and rusting was observed.
  • the spring steel according to the present invention has excellent mechanical properties after quenching and tempering because the prior austenite grains are refined after quenching and tempering. Therefore, according to the present invention, it is possible to obtain a spring steel that has a high strength of 1800 MPa or more, has an impact value, and has high corrosion resistance.

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Abstract

このばね鋼は、所定の化学成分を有し、（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］＞４．０、及び［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．７５を満たし、表面から直径の１／４の位置で観察される円相当径１μｍ以上の介在物のうち、ＭｎＳの出現頻度が２０％未満である。

Description

ばね鋼
　本発明は、ばね鋼に関し、焼入れ焼戻し後に高強度、高靭性かつ高耐食性を有する、懸架ばねに好適なばね鋼に関する。
　本願は、２０１６年０１月２６日に、日本に出願された特願２０１６－０１２４２７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車の高性能化や軽量化に伴い、自動車部品に用いられるばねも高強度化されつつある。ばねの高強度化のため、既に、熱処理後に引張強度１８００ＭＰａを越えるような高強度鋼が、ばねの製造に供されている。近年では引張強度２０００ＭＰａを超える鋼もばね材料として使用され始めている。
　一方、自動車の懸架ばねには高強度だけでなく、路面の凹凸等に起因する衝撃荷重でも破損しないための高靱性が求められる。
　また、高強度のばね鋼は、腐食により腐食ピットが生じたり、周囲環境から水素が侵入したりすると、ピット部への応力集中や水素脆化により疲労特性が著しく低下することが知られている。そのため、ばね鋼には雨水等にさらされる環境における耐食性、腐食疲労特性も要求される。
　近年、高強度とこれらの特性との両立を図る方法が提案されている。
　例えば特許文献１では、その粒界が脆性破壊の起点となる旧オーステナイト粒の粒径を微細化することで、鋼の高強度と高靭性とを両立させている。旧オーステナイト粒径の制御は、Ｔｉ添加によって得られるＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物を用いて行われている。
　また、特許文献２では、Ｔｉ析出物に水素をトラップさせることで、水素侵入による脆化および疲労特性の低下を抑制している。
　また、特許文献３では、多量のＮｉを添加して鋼材の耐食性を向上させることで、水素の侵入に起因する脆化を抑制している。
　しかしながら、特許文献１では、腐食の起点となるＭｎＳ介在物に対する対策は実施されていない。そのため、耐食性が十分とは言えなかった。また、特許文献２でも、腐食後に侵入する水素に対する対策は検討されているものの、腐食の起点となるＭｎＳ介在物に対する対策は実施されていない。また、Ｔｉは鋼の脆化をもたらす元素であるので、特許文献２のようにＴｉの窒化物、炭化物、炭窒化物を形成させる場合でも、Ｔｉ添加量を抑制したり、一定量以上のＴｉを添加する場合には靭性向上のためにＮｉなどの高価な合金元素を多量に（例えばＮｉ：０．５質量％以上）併せて添加したりする必要があった。特許文献３でも耐食性向上のために、多量のＮｉの添加を必要としているが、多量のＮｉを添加することは、鋼材の原料価格の増加や、鋼材製造時の熱間割れリスクの増大等による製造性の悪化につながる。
日本国特許３５７７４１１号公報 日本国特開２００１－４９３３７号公報 日本国特許２８３９９００号公報
　本発明は、焼入れ焼戻し等の熱処理後に１８００ＭＰａ以上の引張強度、高靱性及び高耐食性を有する、ばね鋼の提供を課題とする。
　本発明は次に示す鋼を要旨とする。
（１）本発明の一態様に係るばね鋼は、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０～０．６０％、Ｓｉ：０．９０～３．００％、Ｍｎ：０．１０～０．６０％、Ｃｒ：０．１０～１．００％、Ａｌ：０．０１０～０．０５０％未満、Ｔｉ：０．０４０～０．１００％、Ｂ：０．００１０～０．００６０％、Ｎ：０．００１０～０．００７０％、Ｖ：０～１．００％、Ｍｏ：０～１．００％、Ｎｉ：０～０．４５％未満、Ｃｕ：０～０．５０％、Ｎｂ：０～０．１０％、を含有し、Ｐ：０．０２０％未満、Ｓ：０．０２０％未満、に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、下記式１及び式２を満たし、表面から直径の１／４の位置で観察される円相当径１μｍ以上の介在物のうち、ＭｎＳの出現頻度が２０％未満である。
（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］＞４．０　　　式１
［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．７５　　　式２
ここで、前記式１、式２中の［Ｎｉ質量％］、［Ｃｕ質量％］、［Ｔｉ質量％］、［Ｎ質量％］及び［Ｓ質量％］は、それぞれ単位質量％でのＮｉ含有量、Ｃｕ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量およびＳ含有量を表す。
（２）上記（１）に記載のばね鋼では、前記化学成分が、質量％で、Ｖ：０．０５～１．００％、Ｍｏ：０．１０～１．００％、Ｎｉ：０．０５～０．４５％未満、Ｃｕ：０．０５～０．５０％、Ｎｂ：０．０１～０．１０％、の１種又は２種以上を含有してもよい。
　本発明によれば、製造性を低下させることなく、焼入れ焼戻し等の熱処理後に１８００ＭＰａ以上の引張強度を有して且つ高靱性と高耐食性とを有するばね鋼を提供できる。
　本発明のばね鋼は、焼入れ焼戻し後に高強度、高靭性、かつ高耐食性を有するので、懸架ばね等に好適に用いられる。
　本発明者らは、焼入れ焼戻し後に高強度であっても十分な靱性及び耐食性を有するばね鋼を得るための方法について検討した。
　その結果、本発明者らは焼入れ焼戻し後に十分な靱性を有するばね鋼を得るためには、Ｍｎ含有量を低下させることが有効であることを知見した。ただし、一般に、Ｍｎは靭性等に悪影響を及ぼす鋼中のＳをＭｎＳとして固定して無害化するために含有される合金元素である。そのため、Ｍｎ含有量を低下させるにはＭｎに代わってＳを固定する元素が必要になる。
　本発明者らは、Ｍｎに代わるＳ固定元素としてＴｉに注目し、Ｔｉ、Ｎ及びＳの鋼中含有量を所定の関係を満足するように制御することで、Ｍｎ含有量を低下させてもＳを無害に固定可能であることを知見した。また、一般に、Ｔｉは鋼材を脆化させる元素であると考えられているが、本発明者らは、Ｔｉと同時にＮの含有量を制御して旧オーステナイト粒径を微細化すること、及び粒界を強化するＢを同時に含有させることによって、この課題を克服できることを知見した。
　また、耐食性について、鋼材中のＭｎＳは水と接した際に溶解し、局部電池を形成して錆や腐食ピットの生成を促進することが知られている。これに対し、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２などのＴｉ系硫化物は水に対して安定なので、本発明の鋼材の耐食性を高めることができる。
　そのため、上述のようにＭｎ含有量を低下させ、かつＴｉ含有量をＮ含有量及びＳ含有量との関係を満足するように制御すること、並びに所定量のＢを含有させることで、強度、靭性に加えて、耐食性も向上させることができることが分かった。また、上述のように各元素の含有量を制御した場合、ＣｕやＮｉ等の含有量を抑制することができ、製造性やコストが悪化することなく特性を確保できることが分かった。
　このように、本発明者らは、Ｍｎを低下させることによる靱性向上と、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ含有量の制御によるＳの無害化及び耐食性向上と、Ｂによる粒界強化とを複合して活用することにより、焼入れ焼戻し後に高い引張強度を有したまま高靱性と高耐食性とを有するばね鋼が得られることを新たに知見した。また、微量なＴｉの含有で耐食性が向上するので、耐食性を高めるための高価なＮｉの含有量を抑制可能であることも知見した。
　以下に、この知見に基づく本発明の一実施形態に係るばね鋼（本実施形態に係るばね鋼）について説明する。
　本実施形態に係るばね鋼の化学成分（化学組成）の限定理由について説明する。
［Ｃ：０．４０～０．６０％］
　Ｃは、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素である。焼入れ焼戻し後の鋼に十分な強度を付与するために、Ｃ含有量の下限を０．４０％とする。Ｃ含有量の好ましい下限は０．４２％、より好ましい下限は０．４５％である。一方、Ｃ含有量が過剰であると、焼入れ後の鋼において未変態オーステナイト（残留オーステナイト）が増加して、Ｃの強度上昇効果が減少する。また、靭性が著しく低下する。従って、Ｃ含有量の上限を０．６０％とする。Ｃ含有量の好ましい上限は０．５８％である。
［Ｓｉ：０．９０～３．００％］
　Ｓｉは、ばね鋼から製造されるばねの強度を上昇させる元素である。さらに、Ｓｉは、ばねの使用中の形状変化であるへたりに対する耐性（耐へたり特性）を向上させる元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｓｉ含有量の下限を０．９０％とする。Ｓｉ含有量の好ましい下限は１．２０％、より好ましい下限は１．４０％である。一方、Ｓｉ含有量が過剰であると、鋼が顕著に脆化する。従って、Ｓｉ含有量の上限を３．００％とする。Ｓｉ含有量の好ましい上限は２．５０％である。
［Ｍｎ：０．１０～０．６０％］
　Ｍｎは、鋼の焼入れ性を向上させて鋼の焼入れ後の強度を向上させる元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｍｎ含有量の下限を０．１０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．２０％、より好ましい下限は０．２５％である。一方、Ｍｎは鋼中のＳと反応してＭｎＳを生成する元素であり、Ｍｎ含有量が過剰であると粗大なＭｎＳが生成する。また、従来はＳをＭｎＳとして固定するためにＭｎを多く含有させていた。しかしながら、ＭｎＳは腐食の起点となり、発錆や発錆の結果として生成する腐食ピットの原因となる。この腐食ピットは疲労破壊の起点になるので、本実施形態に係るばね鋼では、ＭｎＳの生成を抑制するため、Ｍｎ含有量の上限を０．６０％とする。Ｍｎ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
［Ｃｒ：０．１０～１．００％］
　Ｃｒは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、炭化物の析出状態を制御し、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を確保するために必要な元素である。このような効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｃｒ含有量の下限を０．１０％とする。Ｃｒ含有量の好ましい下限は０．２５％である。一方、Ｃｒ含有量が過剰であると、焼き入れ焼き戻し後に鋼が脆化する。従って、Ｃｒ含有量の上限を１．００％とする。Ｃｒ含有量の好ましい上限は０．９０％である。
［Ｔｉ：０．０４０～０．１００％］
　Ｔｉは、鋼の強度を向上させるとともに、鋼中のＳと反応してＳをＴｉ系硫化物（ＴｉＳ及び／またはＴｉ４Ｃ２Ｓ２）として固定することによって、Ｓを無害化する働きを有する元素である。また、ＴｉはＮと結びつくことにより鋼中のＮをＴｉＮとして固定する効果がある。このＮの固定効果は、後述する固溶Ｂの効果を得るために不可欠であるので、Ｎの固定のために十分な量のＴｉを含有させる必要がある。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｔｉ含有量の下限を０．０４０％とする。Ｔｉ含有量の好ましい下限は０．０４５％、より好ましい下限は０．０５０％である。一方、過剰なＴｉは、破壊の起点となりやすい粗大なＴｉＮを生成するとともに、鋼自体も脆化させる。従って、Ｔｉ含有量の上限を０．１００％とする。Ｔｉ含有量の好ましい上限は０．０８０％である。
［Ａｌ：０．０１０～０．０５０％未満］
　Ａｌは脱酸元素として使用される元素であり、また、過剰なＮをＡｌＮとして固定する効果を有するので、鋼材のＯ含有量及びＮ含有量の制御に有用な元素である。ＡｌはＴｉよりも脱酸力が強いので、上述のようにＴｉを窒化物及び／又は硫化物として活用するには、製鋼時、Ｔｉ添加前にＡｌを添加し、十分に脱酸する必要がある。
　これらの効果を得るために、Ａｌ含有量の下限を０．０１０％とする。Ａｌ含有量が０．０１０％未満であると、十分なＴｉ系硫化物が得られず、ＭｎＳが増加する。好ましいＡｌ含有量の下限は０．０１５％、より好ましいＡｌ含有量の下限は０．０２０％である。一方で、過剰なＡｌは粗大介在物が発生する原因となり、破壊特性を劣化させる。従って、その悪影響が顕著とならないように、本実施形態に係るばね鋼ではＡｌ含有量を０．０５０％未満とする。Ａｌ含有量の好ましい上限は０．０４０％である。
　Ｓｉも脱酸元素であるが、Ｔｉよりも脱酸力が低いので、Ｓｉでは上述の効果が得られない。したがって、Ａｌ含有量を上述の範囲に制御する必要がある。
［Ｂ：０．００１０～０．００６０％］
　Ｂは、鋼の焼入れ性を向上させる効果を有する元素である。さらにＢは、破壊の起点となりやすい旧オーステナイト粒界に優先的に偏析することによって粒界へのＰ及びＳなどの偏析を抑制し、結果として粒界強度の上昇および靭性の向上に寄与する元素である。上述したＴｉは、ばね鋼を脆化させるおそれがある元素であるが、同時にＢを含有させることで、Ｂの靭性向上効果によりＴｉによる脆化を抑制することができる。ただし、これらの効果を得るためには、ＢＮの生成を抑制し、固溶状態のＢの量を増やす必要がある。焼入れ性の向上効果および粒界強度の向上効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼では、Ｂ含有量の下限を０．００１０％とする。Ｂ含有量の好ましい下限は０．００１５％、より好ましい下限は０．００２０％である。一方、過剰にＢを含有させてもこれら効果は飽和するだけでなく、鋼の靱性が低下するおそれがある。従って、Ｂ含有量の上限を０．００６０％とする。Ｂ含有量の好ましい上限は０．００５０％、より好ましい上限は０．００４０％である。
［Ｎ：０．００１０～０．００７０％］
　Ｎは、鋼中で各種窒化物を生成する元素である。高温でも安定な窒化物粒子は、オーステナイト粒成長のピン止め効果による旧オーステナイト粒の微細化効果を発揮する。本実施形態に係るばね鋼では、非常に安定なＴｉＮ粒子を焼入れ焼戻し前の鋼に析出させて焼入れ焼戻し後の鋼の旧オーステナイト粒を微細化するために、Ｎ含有量の下限を０．００１０％とする。Ｎ含有量の好ましい下限は０．００２０％である。一方で、Ｎ含有量が過剰であると、ＴｉＮ粒子が粗大化して破壊の起点となり、靭性および疲労特性が低下する。さらに、Ｎ含有量が過剰である場合、ＮがＢと結びついてＢＮを生成し、固溶Ｂ量を減少させる。固溶Ｂ量が減少すると、上述のＢによる焼入れ性の向上効果および粒界強度の向上効果が損なわれるおそれがある。従って、Ｎ含有量の上限を０．００７０％とする。Ｎ含有量の好ましい上限は０．００６０％である。
［Ｐ：０．０２０％未満］
　Ｐは、不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる元素である。特に、旧オーステナイト粒界に偏析したＰは、粒界強度を低下させて鋼材の脆化を引き起こす原因となる。そのため、Ｐ含有量は少ない方がよい。鋼の脆化を防ぐために、本実施形態に係るばね鋼ではＰ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｐ含有量の好ましい上限は０．０１５％である。
［Ｓ：０．０２０％未満］
　Ｓは、Ｐと同様に不純物元素として鋼中に存在し、鋼を脆化させる元素である。Ｓは、Ｍｎを含有させることによりＭｎＳとして固定することができるが、ＭｎＳは、粗大化すると破壊の起点として働き、鋼の破壊特性を劣化させる。これらの悪影響を抑制するために、Ｓ含有量は少ない方が好ましく、本実施形態に係るばね鋼ではＳ含有量を０．０２０％未満に制限する。Ｓ含有量の好ましい上限は０．０１５％、より好ましい上限は０．０１０％である。
　本実施形態に係るばね鋼は、上記元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。しかしながら、Ｆｅの一部に代えて、さらに、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｂのうち１種以上を後述する範囲で含有しても良い。ただし、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｂは任意元素であり、本実施形態に係る鋼の化学成分はこれらを含有しなくてもよい。従って、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｖ、ＣｕおよびＮｂそれぞれの含有量の下限は０％である。
　不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石若しくはスクラップ等のような原料から、又は製造工程の種々の環境から混入する成分であって、鋼に悪影響を与えない範囲で許容されるものを意味する。
［Ｎｉ：０～０．４５％未満］
　Ｎｉは、鋼の焼入れ性を向上させる元素である。また、Ｎｉは、鋼の耐食性を向上させる元素であり、腐食環境下での水素侵入を抑制して鋼の脆化抑制に寄与する元素である。これらの効果を得るために、本実施形態に係るばね鋼ではＮｉ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｎｉ含有量が０．４５％以上であると鋼の熱間延性が低下して製造性が著しく低下する。そのため、含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を０．４５％未満とする。Ｎｉ含有量の好ましい上限は０．４０％である。
［Ｍｏ：０～１．００％］
　Ｍｏは、鋼の焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化を抑制することによって、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を得るために、Ｍｏ含有量を０．１０％以上としてもよい。一方、Ｍｏ含有量が１．００％を超える場合、その効果が飽和する。Ｍｏは高価な元素であり、必要以上に含有させることは好ましくないので、含有させる場合でも、Ｍｏ含有量の上限を１．００％とすることが好ましい。Ｍｏ含有量のより好ましい上限は０．６０％である。
［Ｖ：０～１．００％］
　Ｖは、焼入れ性を向上させるとともに、焼戻し軟化を抑制することによって、焼入れ焼戻し後の鋼の強度を高める効果を有する元素である。このような効果を得るため、Ｖ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方、Ｖ含有量が１．００％を超える場合、粗大な未固溶析出物が生成して鋼が脆化する。従って、含有させる場合でも、Ｖ含有量の上限を１．００％とする。Ｖ含有量の好ましい上限は０．５０％である。
［Ｃｕ：０～０．５０％］
　Ｃｕは、熱間圧延中の脱炭を抑制する効果があり、またＮｉと同様に耐食性を向上させる効果もある。これらの効果を得るために、Ｃｕ含有量を０．０５％以上としてもよい。一方で、Ｃｕは、鋼の熱間延性を低下させ、熱間圧延時に割れが生じる原因となるおそれがある。そのため、含有させる場合でも、Ｃｕ含有量の上限を０．５０％とする。Ｃｕ含有量の好ましい上限は０．３０％である。
［Ｎｂ：０～０．１０％］
　Ｎｂは、窒化物及び炭化物粒子を析出させ、オーステナイト粒成長のピン止め効果によって、焼入れ焼戻し後の旧オーステナイト粒の微細化に寄与する元素である。このような効果を得るために、Ｎｂ含有量を０．０１％以上としてもよい。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％を超える場合、粗大な未固溶析出物が生成して鋼が脆化する。従って、含有させる場合でも、Ｎｂ含有量の上限を０．１０％とする。Ｎｂ含有量の好ましい上限は０．０６％である。
　上述の通り、本実施形態に係るばね鋼は、上記必須元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる場合、または上記必須元素と任意元素の１種以上とを含み、残部がＦｅ及び不純物からなる場合のいずれも許容される。
　また、本実施形態に係るばね鋼は、各元素のそれぞれの含有量に加えて、Ｔｉ、Ｎ、Ｓ、Ｃｕ、Ｎｉが後述する関係を満足する必要がある。
（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］＞４．０
　本実施形態に係るばね鋼では、上述のようにＴｉをＳの固定に活用することで、Ｍｎ含有量を低下させることを特徴とする。このため、本実施形態に係るばね鋼は、Ｓを固定するのに必要十分なＴｉ量を確保するために、化学成分が下記の式１を満たすことが必要である。
（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］＞４．０・・・（式１）
　ここで、式１中の［Ｔｉ質量％］、［Ｎ質量％］及び［Ｓ質量％］は、それぞれ、鋼中のＴｉ含有量、Ｎ含有量およびＳ含有量（質量％）である。
　Ｔｉとの結合力は、Ｎの方がＳよりも強い。そのため、鋼中のＴｉはまずＮと結合してＴｉＮを形成し、残ったＴｉが硫化物となる。式１において、左辺の分子部の「３．４３」との数値は、Ｔｉの原子量をＮの原子量で除することによって得られる値である。“３．４３×［Ｎ質量％］”は、ＴｉＮの形成によって消費されうる最大のＴｉ量である。よって式１の左辺は、「Ｎによって消費されずに残っているＴｉ含有量」と「Ｓ含有量」の比である。Ｔｉ系硫化物としてＴｉ４Ｃ２Ｓ２を想定した場合、ＴｉとＳの重量比は、分子式とそれぞれの原子量から、Ｔｉ：Ｓ＝３：１となるので、「Ｎによって消費されずに残ったＴｉが、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２としてＳを固定するのに十分である」ためには、式１の左辺は４．０以上である必要があり、４．５超であることが好ましい。式１の左辺が４．０未満では、ＴｉがＳを十分に固定できず、結果としてＭｎＳが多く生成する。
　本実施形態に係るばね鋼では、ＴｉをＳで固定するのでＭｎＳの生成が抑制される。ＭｎＳは腐食の起点となるので、ＭｎＳ生成を抑制することで、発錆や発錆によって生じる腐食ピットの発生を抑制することができる。
［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．７５
　従来、Ｃｕ、Ｎｉを含有させることによって耐食性の向上が図られてきた。しかしながら、Ｎｉ及びＣｕを多量に含有させると、製造時の熱間割れのリスクが高まり、製造性が低下するという問題があった。本実施形態に係るばね鋼では、上記のＭｎＳ生成抑制によって耐食性が向上するので、耐食性を向上させる元素であるＮｉ及びＣｕの含有量を低減可能である。Ｎｉ及びＣｕの含有量の低減により熱間割れ対策が軽減可能となり、製造性の改善及び製造コストの抑制につながる。
　本実施形態に係るばね鋼は、耐食性、製造性、製造コストのいずれをも十分に確保するために、以下の式を満たす。
［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．７５　・・・（式２）
　ここで、式２中の［Ｎｉ質量％］、［Ｃｕ質量％］は、それぞれ鋼中のＮｉ含有量、Ｃｕ含有量（質量％）である。
　好ましくは、［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．６０である。
　Ｎｉ及びＣｕは任意元素であるため、式２の左辺の下限は規定する必要がない。
　高強度ばね鋼の場合、焼入れ性の確保も重要な課題である。本実施形態に係るばね鋼では、腐食ピット生成抑制のため、焼入れ性を高める元素であるＭｎを０．６０％以下に制限する。しかしながら、Ｃｒ及びＢ、さらには必要に応じてＭｏ、Ｖ、Ｃｕ、Ｎｉなどを複合的に活用することで焼入れ性を確保できる。特にＢは微量でも焼入れ性を高める効果が大きいので、本実施形態係るばね鋼ではＣｕ、Ｎｉの含有量を合計で０．７５％以下としても高強度を達成できる。
　本実施形態に係るばね鋼では、ＴｉでＳを固定することにより、ＭｎＳの生成が抑制される。ＭｎＳは腐食の起点となるので、ＭｎＳの生成を抑制することで、錆や腐食ピットの発生を抑制することができる。十分な錆や腐食ピットの発生抑制効果を得るためには、鋼材の任意の切断面において観察される円相当径１μｍ以上の介在物のうち、ＭｎＳの出現頻度（円相当径１μｍ以上の介在物の個数に占めるＭｎＳの個数の割合）が２０％未満まで低減されていることが必要である。ＭｎＳの出現頻度が１０％未満であることがより好ましい。観察対象を円相当径１μｍ以上の介在物としたのは、一般に硫化物系介在物の円相当径が１μｍ以上であるからである。１μｍ以上の介在物におけるＭｎＳの出現頻度は、鋼材の切断面を鏡面研磨後に金相顕微鏡（光学顕微鏡）で２０個以上の介在物を観察し、これらの介在物の個数に対するＭｎＳの個数から算出する。この際、観察視野は表面から直径の１／４の位置（鋼材の表面から中心に向かって鋼材の直径の１／４に相当する距離離れた位置）とし、２０個以上の介在物を観察するために、例えば圧延方向に移動しながら観察倍率１０００倍で１０視野以上を観察する。介在物がＭｎＳであるかどうかの判定は金相顕微鏡観察時の色（ＭｎＳは灰色、Ｔｉ系は白～桃色～黄色）から推定可能であるが、ＥＰＭＡやＳＥＭ－ＥＤＳにより検証することが望ましい。
　本実施形態に係るばね鋼は、Ａｌ脱酸した溶鋼から得られた上記化学成分を有する鋳片を鋳造し、鋳片を熱間圧延することによって得られる。例えば、上述の成分を有する鋼塊を９５０℃以上１２００℃以下の温度で、１２０ｍｉｎを超えない時間だけ加熱し、公知の方法で熱間圧延することによって得られる。
　本実施形態に係るばね鋼は、更に焼入れ焼き戻しした後にばね加工を行う、もしくは、熱間でばね加工後に焼入れ焼戻しすることによって、ばねとすることができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。
　実施例および比較例の各成分、及び（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］（表中では（Ｔｉ－３．４３×Ｎ）／Ｓ）、［Ｃｕ質量％］＋［Ｎｉ質量％］（表中ではＣｕ＋Ｎｉ）を表１および表２に示す。表１および表２において、記号「－」は、その記号にかかる元素を添加していないことを示す。また、表１、表２の残部はＦｅ及び不純物である。
　表１、表２に示す成分を有する鋼塊を９５０℃以上１２００℃以下の温度で、１２０ｍｉｎを超えない時間だけ加熱し、熱間圧延することによって、φ（直径）１２～１８ｍｍの鋼（ばね鋼）とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　得られたばね鋼に対し、焼入れ焼戻し後の特性を評価するため、９００℃以上１０５０℃以下の温度に加熱して焼入れする工程と、引張強度が１９００～２０００ＭＰａになるように焼戻しする工程とを行った。焼戻し条件は、例えば予備試験として３００℃、４００℃、５００℃で焼戻して強度を測定することで、所定の強度となる焼戻し温度を推定して決定した。
　得られた焼入れ焼戻し後の鋼から試験片を採取し、引張試験、シャルピー衝撃試験、介在物の観察、及び恒温恒湿試験を行った。
　＜引張試験＞
　引張試験は、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４１」に準拠して、平行部径８ｍｍの１４号試験片を作製して実施した。引張強度が１８００ＭＰａ以上であれば、十分な強度が得られていると判断した。
　＜シャルピー衝撃試験＞
　シャルピー衝撃試験は、「ＪＩＳ　Ｚ　２２４２」に準拠して、Ｕノッチ試験片（ノッチ下高さ８ｍｍ、幅５ｍｍサブサイズ）を作製して室温（２３℃）で試験した。衝撃値（吸収エネルギー）が７０．０Ｊ／ｃｍ２以上であれば、十分な靭性が得られていると判断した。
　＜介在物の観察＞
　円相当径１μｍ以上の介在物におけるＭｎＳの出現頻度は、鋼材を圧延方向に平行に切断し、切断面を鏡面研磨後に金相顕微鏡で円相当径１μｍ以上の介在物を２０個以上観察し、観察した介在物の個数に対するＭｎＳの個数から算出した。この際、観察視野は直径の１／４位置とし、例えば圧延方向に移動しながら観察倍率１０００倍で１０視野以上を観察した。またＭｎＳの判定は金相顕微鏡観察時の色（ＭｎＳは灰色、Ｔｉ系は白～桃色～黄色）から推定した上で、ＥＰＭＡやＳＥＭ－ＥＤＳにより検証した。ＭｎＳの出現頻度が２０％未満を合格とした。
　＜恒温恒湿試験＞
　試験片を１週間の恒温恒湿（温度３５℃、湿度９５％）に曝し、発錆の有無を目視で調べた。発錆がない場合に耐食性に優れると判断した。
　表３及び表４に、各実施例および比較例の機械的特性（引張強度、衝撃値）、介在物中のＭｎＳ出現頻度、１週間の恒温恒湿試験（温度３５℃、湿度９５％）後における発錆の有無を示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例はいずれも、１９００～２０００ＭＰａの引張強度と７０．０Ｊ／ｃｍ２以上の衝撃値を有しており、高い水準で強度と靭性を両立することを示している。また、全ての実施例において、ＭｎＳの出現頻度は２０％未満であり、恒温恒湿試験における発錆は認められなかった。
　一方、比較例２４、２５、２６、２７、２８、２９、３０、３１、３２、３３、３４、３５、３７、３９はＣ含有量、Ｓｉ含有量、Ｍｎ含有量、Ｐ含有量、Ｓ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｖ含有量、Ａｌ含有量、Ｔｉ含有量、Ｂ含有量、（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］が過剰であるか、または不足しており、その結果、鋼が脆化もしくは組織が粗大化して、衝撃値が低下した。
　さらに、比較例２１、２２、２７はＴｉ不足のため、２３、３９は（［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］の不足のため、３０はＳ過剰のため、３６はＮ過剰のため、３８はＡｌ不足のために、耐食性が低下して発錆が認められた。
　本発明に係るばね鋼は、焼入れ焼戻し後に旧オーステナイト粒が微細化されるので、焼入れ焼戻し後に優れた機械特性を有する。従って、本発明によれば、１８００ＭＰａ以上の高強度を有しながら衝撃値が確保され、更に耐食性も高いばね鋼を得ることができる。

Claims (2)

  1. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ：０．４０～０．６０％、
    　Ｓｉ：０．９０～３．００％、
    　Ｍｎ：０．１０～０．６０％、
    　Ｃｒ：０．１０～１．００％、
    　Ａｌ：０．０１０～０．０５０％未満、
    　Ｔｉ：０．０４０～０．１００％、
    　Ｂ：０．００１０～０．００６０％、
    　Ｎ：０．００１０～０．００７０％、
    　Ｖ：０～１．００％、
    　Ｍｏ：０～１．００％、
    　Ｎｉ：０～０．４５％未満、
    　Ｃｕ：０～０．５０％、
    　Ｎｂ：０～０．１０％、
    を含有し、
    　Ｐ：０．０２０％未満、
    　Ｓ：０．０２０％未満、
    に制限し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　下記式１及び式２を満たし、
    　表面から直径の１／４の位置で観察される円相当径１μｍ以上の介在物のうち、ＭｎＳの出現頻度が２０％未満である
    ことを特徴とするばね鋼。
    （［Ｔｉ質量％］－３．４３×［Ｎ質量％］）／［Ｓ質量％］＞４．０　　　式１
    ［Ｎｉ質量％］＋［Ｃｕ質量％］＜０．７５　　　式２
    ここで、前記式１、式２中の［Ｎｉ質量％］、［Ｃｕ質量％］、［Ｔｉ質量％］、［Ｎ質量％］及び［Ｓ質量％］は、それぞれ単位質量％でのＮｉ含有量、Ｃｕ含有量、Ｔｉ含有量、Ｎ含有量およびＳ含有量を表す。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    　Ｖ：０．０５～１．００％、
    　Ｍｏ：０．１０～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０５～０．４５％未満、
    　Ｃｕ：０．０５～０．５０％、
    　Ｎｂ：０．０１～０．１０％、
    の１種又は２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。
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