WO2006022009A1 - 高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法 - Google Patents

高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法 Download PDF

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Hiroshi Koyama
Akira Tange
Isamu Okuyama
Yosuke Hisano
Akio Yoneguchi
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NHK Spring Co Ltd
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Daido Steel Co Ltd
NHK Spring Co Ltd
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    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium

Definitions

  • the present invention relates to a high strength spring steel, a high strength spring and a method for manufacturing the same.
  • the weight reduction of the spring can be realized by increasing the design stress of the spring.
  • Design stress is determined by sag resistance and durability, and these can be improved by the following means.
  • the improvement in sag resistance is to use the steel grade (SUP7) with enhanced Si, the ferrite strengthening element, and the grade (SUP12V) supplemented with V, the grain refining element. It can be realized by doing.
  • improvement in durability can be realized by increasing the hardness after tempering by making the material high C and alloying, and by applying compressive residual stress by shot peung (SP) processing in the processing method.
  • SP shot peung
  • the hardness of the spring exceeds the hardness of the shot-pewing (SP) material, the compressive residual stress that greatly contributes to the improvement of fatigue strength is not sufficiently applied.
  • the SP material is prone to cracking, leading to high costs, and the pulverized grains get stuck in the spring, reducing the durability of the spring.
  • the present invention has been made in view of the above points, and in order to improve sag resistance, even if the hardness of the spring is increased to HRC52 or higher, the durability is good, and It is an object of the present invention to provide a high-strength spring steel that can be produced practically, a high-strength spring, and a method for manufacturing the same.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 3064672
  • the high-strength spring steel of the present invention includes:
  • the number of inclusions satisfying the following formulas (1), (2) and (3) and having a diameter of 10 zm or more is 10 or less per 100 mm 2 field of view.
  • the high-strength spring steel has the following three characteristics.
  • the hardness after rolling can be reduced.
  • the hardness after quenching and tempering should be at least HRC52.
  • corrosion fatigue strength is improved by adding and adjusting corrosion-resistant elements such as Cu and Ni and optimizing the amount of corrosion-promoting elements.
  • a high-strength spring steel with good durability can be realized even if the strength is higher than HRC52.
  • a high-strength spring steel with a maximum shear stress of 1176 MPa or more is realized.
  • C is effective for obtaining a desired strength by heat treatment.
  • a supplement of 0.36% or more is required.
  • it is 0.38% or more.
  • excessive addition decreases the toughness after heat treatment, and the fatigue strength and corrosion fatigue strength deteriorate, and the hardness after rolling becomes too hard and cold workability decreases.
  • the upper limit is 0.48%.
  • it is 0.46%.
  • Si is effective in improving the sag resistance of the corrosion fatigue strength. For that purpose, 1.80% or more of addition is necessary. On the other hand, excessive addition not only deteriorates toughness but deteriorates fatigue properties, but also promotes the occurrence of decarburization and deteriorates workability, so the upper limit is made 2.80%. Preferably 2.60%.
  • ⁇ is effective as a deoxidizing material at the time of melting and contributes to improvement of hardenability. It also has the effect of rendering harm from S harmless. In order to obtain these effects, addition of 0.20% or more is necessary. On the other hand, excessive addition not only promotes intergranular oxidation during quenching but also causes embrittlement, which increases the hardness of the wire after rolling and degrades the wire caulking, so the upper limit is 1.40%. To do. Preferably 1.10%. [0013] ⁇ Phosphorus: 0.015% or less
  • the upper limit is set to 0.015% because the austenite grain boundary is devoted to the austenite grain boundaries and the grain boundaries become brittle.
  • Cu is effective in increasing the corrosion resistance and improves the corrosion fatigue strength. It is also effective for preventing the decarburization of ferrite. To obtain these effects, 0.10% or more must be added. On the other hand, excessive addition will impair hot workability, so the upper limit is made 0.50%. Preferably it is 0.40%.
  • Ni is effective in increasing the corrosion resistance and improves the corrosion fatigue strength. It is also effective in preventing ferrite decarburization. To obtain these effects, 0.10% or more must be added. On the other hand, excessive addition causes cost increase, so the upper limit is made 2.00%. Preferably 1.80%. Further, in the present invention, as will be described later, in order not to deteriorate the corrosion fatigue strength, it is necessary to add the composite additive so that the total amount of Cu and Ni becomes 0.4% or more.
  • Cr is an element that contributes to improving hardenability. For that purpose, addition of 0.05% or more is necessary. On the other hand, excessive addition, like Mn, increases the hardness of the wire after rolling and degrades the wire workability.
  • Cr carbide acts as a local electrode on the steel surface, increasing corrosion pits and reducing corrosion fatigue strength. Therefore, the upper limit is 1.20%. Preferably 1.1%.
  • Al (aluminum) is a deoxidizing element, and in order to obtain the effect, it is necessary to add it so that s-A1 is 0.005% or more. On the other hand, excessive addition causes ground generation, and increases the amount of oxide inclusions in the steel, impairing the cleanliness of the steel and causing fatigue failure.
  • S The upper limit of A1 is set to 0.040%. Preferably 0.030 %.
  • s A1 means acid-soluble A1.
  • ⁇ has the effect of forming carbonitrides and nitrides that contribute to grain refinement in steel
  • Si (%) / 3 + Cr (%) / 2 + Mn (%) is 1.4% or more. There must be. Preferably it should be 1.5% or more. On the other hand, if Si (%) / 3 + Cr (%) / 2 + Mn (%) exceeds 2.4%, the hardenability becomes excessively large, and a crack occurs during quenching. Preferably 2.1% or less
  • Cu (%) + Ni (%) needs to be 0.4% or more in order to ensure fatigue characteristics in a corrosive environment in high strength springs of HRC52 or higher.
  • the high strength spring steel according to the present invention includes, in addition to the above steel components, Ti: 0.020—0.070%, N b: 0.020—0.050%, B: 0.0005, 0.0030%, any one of the strengths. Or two or more can be contained.
  • B is contained, the above formula (2) replaces the following formula (2) ′.
  • the number of inclusions satisfying the following formulas (1), (2 ⁇ , (3) and having a diameter of 10 / im or more is 10 or less per 100 mm 2 field.
  • Ti forms carbonitrides in steel, refines austenite grains and contributes to precipitation hardening. To get this effect, 0.020.
  • Additives of at least / o are preferred. On the other hand, excessive addition remains as a relatively large undissolved compound during quenching and heating of steel, and may become a starting point of fracture and reduce fatigue strength. Is preferred.
  • Nb contributes to crystal grain refinement and precipitation hardening, and has the effect of improving the resistance to sag.
  • addition of 0.020% or more is preferable.
  • excessive addition may saturate the effect and may reduce hot workability and cold workability. Therefore, the content is preferably 0.05% or less.
  • ⁇ preferentially precipitates at the grain boundaries of steel, preventing segregation of ⁇ and S to the grain boundaries and improving fatigue strength and delayed fracture characteristics.
  • an addition strength of 0.0005% or more is preferable.
  • excessive addition may form a nitride, which may impair the toughness of the steel and deteriorate the fatigue properties. It is preferably less than / ⁇ . As described above, when soot is added, it is necessary to satisfy the above formula (2) ′.
  • the high strength spring steel according to the present invention may contain any of four or two of Mo: 0.01 0.50%, V: 0.05—0.30% in addition to the above steel components. .
  • Mo is an element that contributes to improving hardenability. It is an element that enhances corrosion resistance and improves corrosion fatigue strength. In order to obtain these effects, addition of 0.01% or more is preferable. On the other hand, excessive addition may produce bainite in the wire after rolling, which may lead to deterioration of cold workability. Therefore, it is preferably 0.50% or less. More preferably, it is 0.40%.
  • V contributes to crystal grain refinement and precipitation hardening, and improves the resistance to sag.
  • 0.05% or more of additive is preferable.
  • excessive addition is preferably not more than 0.30% because V carbides become local electrodes on the steel surface and form corrosion pits, which may be the starting point of crack fracture. In addition, excessive addition may cause huge primary carbides to crystallize and deteriorate cold workability.
  • the method for producing a high-strength spring according to the present invention provides the above-described high-strength spring steel having a hardness of HRC52 or higher to a spring shape by hot forming or cold forming, It is characterized by obtaining a high-strength spring with a maximum shear stress of 1176 Ma or more by applying shot peung.
  • the yield point at the time of shot-peening of the spring steel is lowered, and a sufficient compressive residual stress is obtained.
  • the fatigue strength and corrosion fatigue strength of the spring are improved.
  • it is desirable that the warm shot peening is performed in a temperature range of 200 350 ° C.
  • the C content is generally about 0.55-0.65%
  • the high-strength spring steel of the present invention has a C content higher than that. Therefore, the yield ratio is small, and sufficient compressive residual stress can be obtained by shot peening.
  • the introduction of a larger strain with a lower C content is achieved, the improvement in near-surface hardness by dynamic strain aging is achieved, and a good fatigue strength improvement effect is obtained.
  • the hardness is tempered to HRC52 or higher, and the high shear strength is 1176 MPa or higher.
  • a spring is obtained.
  • Such high-strength springs can be suitably used for coil springs, leaf springs, torsion bars, stabilizers, and the like used in vehicle suspension systems and the like.
  • a steel ingot obtained by melting steel having the chemical composition shown in Table 1 was subjected to split rolling, and further rolled into wire rods of ⁇ 13 mm and ⁇ 20 mm by wire rod rolling.
  • Wire rod rolling to 1100 ° C Heating was performed at a rolling end temperature of 869 ° C. After rolling, air cooling was performed.
  • the hardness of the cut surface of the rolled wire was measured.
  • the Rockwell C scale hardness was measured at 30 points, and the average hardness plus 6 times the standard deviation ⁇ (variation) was taken as the “hardness after rolling”.
  • HRC35 was set as the upper limit for judging the hardness after rolling.
  • the above ⁇ 13 rolled wire was subjected to a bonder coating treatment, and the wire was drawn to a diameter of 12 mm in the cold to obtain a drawn wire. The presence or absence of breakage during the wire drawing was evaluated.
  • the wire drawing material was heated to 900 ° C or higher and immediately quenched by water cooling to obtain a quenched material. The presence or absence of cracks in the quenched material was evaluated.
  • the cross-sectional core hardness of the quenched material was measured.
  • the Rockwell C scale hardness was measured at 20 points to evaluate whether the average hardness satisfies the desired hardness (52HRC or higher).
  • the number of oxide inclusions having a diameter of 10 / im or more in the wire drawing material per 100 mm 2 field was evaluated.
  • a test piece was cut out from the rolled wire rod of ⁇ 20, quenched at 900 ° C or higher, and a fatigue test piece tempered to 54HRC by tempering was obtained. Fatigue strength was evaluated by performing Ono-type rotary bending using the specimen.
  • the quenched material was tempered to obtain a tempered material having a hardness of HRC52.
  • test specimens collected from the tempered material were (a) sprayed with a 5% NaCl aqueous solution for 2 hours at 35 ° C, and (b) 60 ° C at 70% relative humidity.
  • C A cycle that is dried for 4 hours in an environment with a relative humidity of 95% and a temperature of 35 ° C for 2 hours. After repeating the steps (a)-(c) 9 times, the stress amplitude is 700MPa.
  • a fatigue test was performed. The corrosion fatigue characteristics were evaluated by the number of repetitions until fracture. Whether or not the number of repetitions of rupture reaches 100000 times can be determined Associate.
  • the depth of the corrosion pits was measured at a total of 40 points, and the maximum pit depth (maximum pit depth) was measured. Whether the maximum pit depth was 100 x m or more was used as a criterion for acceptance. Table 3 shows the relationship between the corrosion pit depth and the number of fracture repetitions.
  • the present invention 1 1. 39 28 None 1. 64 56 Secure None 52 7 922 0. 56 87 199, 800 O K
  • Invention 3 1. 27 26 None 1. 57 56 Secure None 52 8 910 0. 55 86 262, 500 O K
  • Invention 4 1. 34 27 None 2. 05 56 Secure None 52 6 960 0. 41 95 226, 400 O K
  • Wood invention 6 1. 90 33 None 1. 75 60 Secure None 52 9 920 2. 43 54 521, 000 O K
  • the present invention 7 1. 92 35 None 2. 03 55 Secure None '52 3 958 0. 42 56 401, 400 O K
  • Invention 8 1. 86 35 None 1. 92 57 Secure None 52 6 931 1. 88 16 893, 200 O K
  • the present invention 9 1. 54 29 None 1. 52 56 Secure None 52 2 990 0. 86 82 209, 600 O K
  • the present invention 11-9 satisfying the composition range specified by the present invention is
  • Comparative Example 13 15 is more than C (%) than the range specified by the present invention.
  • Comparative Example 15-17 is Si (%) Z 3 + Cr (%) / 2 + Mn (%) + 170
  • the amount of A1 is excessive in Comparative Example 20 than the range specified by the present invention
  • the amount of O is excessive in Comparative Example 21
  • P, S, Al, O in Comparative Example 22
  • the amount is excessive, (5) inclusions
  • the number exceeded 10 and (6) fatigue strength was insufficient. Also, (7) corrosion fatigue strength was insufficient.
  • Comparative Example 23 has an excessive amount of C
  • Comparative Example 24 has an excessive amount of Si
  • Comparative Example 25 has an excessive amount of Cr, compared to the range specified by the present invention.
  • 26 has insufficient Cu content
  • Comparative Example 27 has insufficient Ni content
  • Comparative Example 28 has insufficient Cu (%) + Ni (%) value
  • Corrosion pit depth of 100 ⁇ m (7) Corrosion fatigue strength was insufficient.
  • the steel for high-strength springs of the present invention is excellent in the wire drawing workability of the rolled material, and is excellent in manufacturability without causing cracks even during quenching.
  • Example A was a cold-formed spring
  • Example B was a hot-formed spring.
  • the temperature condition for warm shot pinning was 250 ° C.
  • a spring obtained by cold forming conventional steel (SUP7) was used as a comparative example.
  • Table 4 shows the compositions of the high-strength spring steel of the present invention used in Examples A and B and the conventional steel (SUP7) used in the comparative example.
  • Example A and Example B were used, respectively.
  • the comparative example (SUP7) was cold formed. The specific process is shown below. The temperature conditions for warm shot peening were all 250 ° C.
  • the hardness of the spring was 52 HRC and 54 HRC. This is due to the following reason. Spring stiffness varies over a range due to unavoidable fluctuations in ingredients and tempering temperature. Therefore, in the present invention, experiments were conducted in the range of 52HRC to 54HRC as upper and lower limits. Here, the fatigue strength and sagability that do not involve corrosion are superior as the spring hardness increases. On the other hand, the corrosion fatigue strength decreases as the spring hardness increases. Therefore, in order to achieve sufficient fatigue strength and sagability and corrosion fatigue strength at a design stress of 1 176 MPa, even if the hardness is lower, the fatigue strength and sagability are satisfied and higher. Even if it is hard, the corrosion fatigue strength must be improved.
  • the hardness of the spring of the present invention was 52 HRC, and a comparison was made between 49 HRC and 54 HRC of the conventional steel SUP7. Furthermore, the corrosion fatigue strength was compared with 51HRC of the conventional steel SUP7.
  • the sagging property was evaluated by a tightening test.
  • the tightening test is performed by the following procedure.
  • (A) Load PI is applied to the spring by a load tester so that a predetermined shear stress T, 3 ⁇ 4® £ ⁇ C ⁇ 01 X ⁇ . I will. In this state, the height of the spring is restrained by the jig.
  • (B) The spring in this state is heated at a predetermined temperature for a predetermined time, and in this test, the spring is deformed at 80 ° C for 96 hours.
  • C The spring that has caused creep deformation is released from the jig after the end of the test period, again deflected to the previous height H, and the load P2 at that time is read.
  • D is the average coil diameter
  • d is the wire diameter
  • G is the transverse elastic modulus.
  • This residual shear strain ⁇ represents spring sag .
  • Table 6 shows a comparison of sagability in the tightening test between the example and the comparative example.
  • Example A having a hardness of 52 HRC shows much better sag than the 49 HRC of the comparative example (SUP7) having a low hardness. Furthermore, even when compared with 54 HRC SU P7, which is harder than Example A, it exhibits almost the same sagability at all tightening stresses. Furthermore, in Example B having a hardness of 52 HRC, even if compared with SUP7 having a high hardness of 54 HRC, it shows excellent sagability.
  • the corrosion fatigue test was performed according to the following procedure.
  • (A) The coil spring used for the test is sprayed with 5% NaCl at 35 ° C for 0.5 hours.
  • the comparative example SUP7 has a hardness of 51HRC and 735 ⁇ 395MPa as the caloric shaking condition. The durability is 59,000 times.
  • Example A has a hardness of 54HRC and a high test stress of 735 ⁇ 490MPa.
  • excellent corrosion fatigue strength was obtained with a durability of 74,000 times under the conditions of a hardness of 54 HRC and a test condition of 735 ⁇ 490 MPa.

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Abstract

　本発明の高強度ばね用鋼は、質量％で、Ｃ：０.３６～０.４８％，Ｓｉ：１.８０～２.８０％，Ｍｎ：０.２０～１.４０％，Ｐ：０.０１５％以下，Ｓ：０.０１０％以下，Ｃｕ：０.１０～０.５０％，Ｎｉ：０.１０～２.００％，Ｃｒ：０.０５～１.２０％，ｓ−Ａｌ：０.００５～０.０４０％，Ｎ：０.００２～０.０１２％，Ｏ：０.００２％以下を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなるとともに、下記（１），（２），（３）式を満たし、且つ、直径１０μｍ以上の介在物が１００ｍｍ２視野当たり１０個以下であることを特徴とする。 　１.２％≦Ｃ(%)＋Ｍｎ(%)＋Ｃｒ(%)≦２.０％　・・・（１）式 　１.４％≦Ｓｉ(%)／３＋Ｃｒ(%)／２＋Ｍｎ(%)≦２．４％　・・・（２）式 　０.４％≦Ｃｕ(%)＋Ｎｉ(%)　・・・（３）式 また、本発明の高強度バネの製造方法は、硬さがＨＲＣ５２以上に調質された上記の高強度ばね用鋼を、熱間成形若しくは冷間成形によりばね形状とし、温間ショットピーニングを施すことによって、最大剪断応力が１１７６Ｍａ以上の高強度ばねを得ることを特徴とする。これにより、耐へたり性を向上させるためにばねの硬さをＨＲＣ５２以上に高強度化しても、耐久性が良好であり、且つ実用的に生産可能な高強度ばね用鋼及び高強度ばねを提供する。

Description

明 細 書
高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法に関する。
背景技術
[0002] 近年、地球温暖化抑制の観点から二酸化炭素ガスの排出量削減が課題となってレ、 る。そのため、 自動車等の分野では燃費向上に繋がる車体の軽量化が重要とされて おり、懸架用コイルばねを代表とする種々のばねにおいても一層の軽量化が図られ ている。ここで、所要のばね特性を維持しつつばねの軽量ィ匕を達成するには、設計 応力で τ = 1176MPa以上であり、硬さとしてロックウェル硬さ換算で HRC52以 max
上に相当の高強度ばねが必要となる。
[0003] ところで、ばねの軽量化は、ばねの設計応力を高めることで実現できる。設計応力 とは、耐へたり性及び耐久性で決定されるものであり、これらは次の手段によって向 上させることができる。耐へたり性の向上は、材料では、フェライト強化元素である Si を高めた鋼種（SUP7)、結晶粒微細化元素である Vを添カ卩した鋼種（SUP12V)を 用いること、加工法ではセツチングを行うことで実現できる。他方、耐久性の向上は、 材料では、高 C、高合金化で焼戻し後の硬さを増加させること、加工法ではショットピ 一ユング（SP)処理により圧縮残留応力を負荷することで実現できる。
[0004] し力、しながら、従来は上記のような手段を用いた場合であっても、耐久性の観点か ら、ばね硬さで HRC52、引張強度で 1900MPa程度までしか高強度化が図れなか つた。すなわち、ばねを高強度化すると、破壊靭性が低下して切欠き感受性が高まり 、これによつて耐久性にバラツキが生じ、信頼性が低下してしまうのである。また、内 部介在物が切欠きとなって耐久性を低下させることも問題となる。さらには、破壊靭性 の低下を防止するため特殊元素を添加するとコスト高になること、合金元素を多量に 添加すると熱間圧延後の硬さが増加して、線引き、伸線加工時に割れや断線を生じ させるといった問題もある。
[0005] 他方、近年では冬期での路面の凍結防止を目的とし塩化物を主成分とした融雪材 の散布も行われるようになつてきたことから、腐食疲労強度の向上もばねとして重要 な解決課題となった。し力し、従来のばね鋼 SUP7や SAE9254では、硬さを高める ことは腐食疲労強度を低下させることに繋がり、従来鋼ではこれ以上の高硬さ化には 限界があった。腐食環境下で使用されるばねは、腐食ピットが切欠きとなり腐食疲労 強度の低下を招いてしまう。また、それを防止するために耐食性元素を添加しても、 圧延後硬さの増加を招き、加工性が低下してしまうといった問題もある。
[0006] また、ばねの硬さがショットピーユング（SP)材の硬さを上回ると、疲労強度の向上 に大きく寄与する圧縮残留応力が十分負荷されない。さらには、 SP材が割れ易くな つてコスト高につながること、粉砕粒がばねに刺さってばねの耐久性を低下させると いった問題もある。
[0007] 本発明は、上記の点に鑑みてなされたものであり、耐へたり性を向上させるために ばねの硬さを HRC52以上に高強度化しても、耐久性が良好であり、且つ実用的に 生産可能な高強度ばね用鋼、並びに高強度ばね及びその製造方法を提供すること を目的とする。
特許文献 1：特許第 3064672号公報
発明の開示
[0008] 上記課題を解決するため、本発明の高強度ばね用鋼は、
質量0 /oで、 C : 0.36— 0.48%, Si : 1.80—2.80%, Mn: 0.20— 1.40%, P : 0.01 5%以下, S : 0.010%以下， Cu : 0.10— 0.50%, Ni : 0.10-2.00%, Cr: 0.05— 1 .20%, s—Al : 0.005 0.040%, N : 0.002— 0.012%,〇： 0.002%以下を含有し 、残部が Fe及び不可避不純物からなるとともに、
下記（1) , (2) , (3)式を満たし、且つ、直径 10 z m以上の介在物が 100mm2視野 当たり 10個以下であることを特徴とする。
1.2%≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%)≤2.0% · · · ( 1 )式
1.4 %≤ Si(%)/ 3 + Cr(%)/ 2 + Mn(%)≤ 2. 4% · · · (2)式
0.4%≤ Cu(%) + Ni(%) · · · ( 3 )式
[0009] 上記高強度ばね用鋼は、大別すると以下の三つの特徴を有する。
第一に、 Si, Mn, Cr等の成分を添加'調整することによって、圧延後硬さを抑えつ つも、焼入れ焼戻し後の硬さを HRC52以上としてレ、る。
第二に、十分な脱酸 (詳しくは A1脱酸)を行うこと等によって、破壊起点となりやすい 直径 10 β m以上の介在物（特には酸化物系の介在物）の量を低減させて、高疲労 強度を付与している。
第三に、 Cu， Ni等の耐食性元素を添加'調整し、また腐食促進元素の量を最適化 することによって、腐食疲労強度を向上させている。
以上によって、 HRC52以上の高強度化であっても、耐久性が良好な高強度ばね 用鋼が実現するのである。そして後述のごとぐかかる高強度ばね用鋼に温間ピーニ ングを施すことで、最大剪断応力が 1176MPa以上の高強度ばねが実現するのであ る。
以下、各数値限定理由について述べつつ、更に詳細な説明を行う。
[0010] * C (炭素）： 0.36 0.48%
Cは、熱処理によって所望の強度を得るために有効である。そのためには 0. 36% 以上の添カ卩が必要である。好ましくは 0. 38%以上とする。他方、過度の添加は、熱 処理後の靭性を低下させ、疲労強度，腐食疲労強度が劣化してしまうこと、また、圧 延後の硬さが硬くなりすぎ冷間加工性を低下させることから、上限を 0. 48%とする。 好ましくは 0. 46%とする。
[0011] · Si (ケィ素）： 1.80— 2.80%
Siは、腐食疲労強度ゃ耐へたり性を向上させるのに有効である。そのためには 1. 8 0%以上の添加が必要である。他方、過度の添加は、靭性を低下させ疲労特性が劣 化するばかりでなぐ脱炭の発生を助長して加工性をも悪化させることから、上限を 2 . 80%とする。好ましくは 2. 60%とする。
[0012] ·Μη (マンガン）： 0.20— 1.40%
Μηは、溶製時の脱酸材として有効であるとともに、焼入れ性の向上に寄与する。ま た、 Sによる害を無害化する効果も有する。これらの効果を得るためには 0. 20%以 上の添加が必要である。他方、過度の添加は、焼入れ時に粒界酸化を助長し脆化を 招くだけでなぐ圧延後の線材の硬さを高め、線材カ卩ェ性をも劣化させるため、上限 を 1. 40%とする。好ましくは 1. 10%とする。 [0013] · Ρ (リン）： 0.015%以下
Ρは、オーステナイトィ匕加熱時にオーステナイト粒界に偏祈して、結晶粒界を脆弱 ィ匕させてしまうため、上限を 0. 015%とする。
[0014] * S (硫黄）： 0.010%以下
Sは、 Pと同様にオーステナイト粒界を脆ィ匕させ、また、 MnSを形成しばねの疲労強 度の劣化を招いてしまうため、上限を 0. 010%とする。
[0015] ·〇ιι (銅）： 0.10— 0.50%
Cuは、耐腐食性を高めるのに有効で腐食疲労強度を向上させる。また、フヱライト 脱炭の防止に有効である。これらの効果を得るためには 0. 10%以上の添加が必要 である。他方、過度の添加は、熱間加工性が損なわれてしまうため、上限を 0. 50% とする。好ましくは 0. 40%とする。
[0016] ·Νί (ニッケル）： 0.10— 2.00%
Niは、耐腐食性を高めるのに有効で腐食疲労強度を向上させる。また、フェライト 脱炭の防止に有効である。これらの効果を得るためには 0. 10%以上の添加が必要 である。他方、過度の添加は、コストの増大を招くため、上限を 2. 00%とする。好まし くは 1. 80%とする。また、さらに本発明では、後述するよう、腐食疲労強度を劣化さ せないため、 Cuと Niの総量が 0. 4%以上となるように複合添カ卩する必要がある。
[0017] * Cr (クロム）： 0.05— 1.20%
Crは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。そのためには 0. 05%以上の添加 が必要である。他方、過度の添加は、 Mnと同様に、圧延後の線材の硬さを高め、線 材加工性が劣化してしまう。また、 Crの炭化物が鋼表面で局部電極となって腐食ピッ トを増大させ、腐食疲労強度が低下してしまう。よって、上限を 1. 20%とする。好まし くは 1. 1 %とする。
[0018] - s-Al : 0.005—0.040%
Al (アルミニウム）は、脱酸元素であり、その効果を得るためには s— A1が 0. 005% 以上となるように添加する必要がある。他方、過度の添加は、地疵発生の原因となる こと、また、鋼中の酸化物系介在物量が増加し、鋼の清浄度が損なわれて、疲労破 壊の起点となってしまうことから、 s— A1の上限を 0. 040%とする。好ましくは 0. 030 %とする。ここで、 s— A1とは、酸に可溶な A1のことを意味する。
[0019] ·Ν (窒素）： 0.002— 0.012%
Νは、鋼中で結晶粒微細化に寄与する炭窒化物，窒化物を形成する効果を有する
。この効果を得るためには 0. 002%以上の含有が必要である。他方、過度の添加は
、粗大な Nb炭窒化物が生成して結晶粒粗大化防止効果が得られず、また、 TiN系 介在物を生成させ疲労強度の低下を招いてしまうため、上限を 0. 012%とする。
[0020] ·〇（酸素）： 0.002%以下
Οは、酸化物系の介在物を生成し、これが疲労破壊の起点となりやすいので、上限 を 0. 002%とする。なお、〇の含有量をこのレベルにまで抑えるためには、十分な A1 脱酸が必要である。
[0021] · 1.2 %≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%)≤ 2.0 % · · · (：!)式
ロックウェル硬さ HRC52以上の硬さを確保するためには、 C(%) + Mn(%) + Cr(%)が
1. 2%以上である必要がある。好ましくは 1. 3%以上とする。他方、 C(%) + Mn(%) +
Cr(%)が 2. 0%を超えると圧延後に硬化しすぎ、線引き時に断線や表面疵が発生し てしまう。好ましくは 1. 9%以下とする。
[0022] · 1.4 %≤ Si(%)/ 3 + Cr(%)/ 2 + Mn(%)≤ 2. 4 % · ' · (2)式
[後述の Βが添加される場合： 1.4%≤Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%) + 170Β(%)≤ 2
• 4% · ' · (2Γ式]
線材の芯部まで HRC52以上の硬さを得ることが可能な焼入れ性を付与するため には、 Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%)が 1 · 4%以上である必要がある。好ましくは 1 · 5 %以上とする。他方、 Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%)が 2· 4%を超えると、焼入れ性が 過度に大きくなり、焼入れ時に焼き割れが生じてしまう。好ましくは 2. 1 %以下とする
[0023] · 0.4%≤〇ιι(%) + ΝΚ%) · ' · (3)式
HRC52以上の高強度ばねにおいて、腐食環境下での疲労特性を確保するため には、 Cu(%) + Ni(%)が 0. 4%以上である必要がある。
[0024] ·直径 10 μ m以上の介在物（酸化物系介在物）が 100mm2視野当たり 10個以下 鋼中の介在物は疲労破壊の起点となるため、直径 10um以上の介在物（酸化物系 介在物）が 100mm2視野当たり 10個を超えて存在すると、疲労強度が低下してしまう 。特に HRC52以上の高強度材料では、力かる介在物の影響を強く受ける。
[0025] 次に、本発明の高強度ばね用鋼は、上記鋼成分に加え、 Ti: 0.020— 0.070%, N b: 0.020— 0.050%, B: 0.0005 0.0030%のうちのいずれ力、 1種または 2種以上 を含有させることができる。また、 Bを含有する場合には、上記（2)式は下記（2)'式と 置き換わる。
1.4%≤ Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%) + 170B(%)≤2.4% · · · (2) '式
[0026] すなわち、本発明の高強度ばね用鋼は、
質量0 /oで、 C:0.36— 0.48%, Si: 1.80—2.80%, Mn: 0.20— 1.40%, P:0.01 5%以下, S:0.010%以下， Cu:0.10— 0.50%, Ni: 0.10-2.00%, Cr:0.05— 1 .20%, s—Al: 0.005 0.040%, N: 0.002— 0.012%,〇： 0.002%以下を含有し さらに、 Ti:0.020— 0.070%, Nb:0.020— 0.050%, Β:0·0005— 0.0030%の うちのいずれ力 1種または 2種以上を含有し、残部が Fe及び不可避不純物からなると ともに、
下記（1), (2Γ, (3)式を満たし、且つ、直径 10 /im以上の介在物が 100mm2視 野当たり 10個以下であることを特徴とする。
1.2%≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%)≤ 2.0 % · · · ( 1 )式
1.4%≤ Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%) + 170B(%)≤2.4% · · · (2)'式
0.4%≤ Cu(%) + Ni(%) · · · ( 3 )式
[0027] *Ti (チタン）： 0.020— 0.070%
Tiは、鋼中で炭窒化物を形成し、オーステナイト結晶粒を微細化するとともに析出 硬化に寄与する。この効果を得るためには、 0. 020。/o以上の添カ卩が好ましい。他方 、過度の添加は、鋼の焼入れ加熱時に比較的大きな未溶解化合物として残留し、破 壊の起点となって疲労強度を低下させてしまう場合があることから、 0. 070%以下で あることが好ましい。
[0028] *Nb (ニオブ）： 0.020 0.050%
Nbは、結晶粒微細化，析出硬化に寄与し、耐へタリ性を向上させる効果を有する。 この効果を得るためには、 0. 020%以上の添加が好ましい。他方、過度の添加は、 効果が飽和するうえ、熱間及び冷間加工性が低下してしまう場合があることから、 0. 050%以下であることが好ましい。
[0029] · Β (ホウ素）： 0.0005— 0.0030%
Βは、鋼の結晶粒界に優先析出し Ρ, Sの結晶粒界への偏析を防止して、疲労強度 や遅れ破壊特性を向上させる。この効果を得るためには 0. 0005%以上の添力卩が好 ましい。他方、過度の添加は、 Β窒化物を形成して、鋼の靭性を損ない疲労特性も悪 化させる場合があることから、 0. 0030。/ο以下であることが好ましい。なお、上述した 通り、 Βが添加された場合には、上記（2) '式を満たすことが必要である。
[0030] 次に、本発明の高強度ばね用鋼は、上記鋼成分に加え、 Mo : 0.01 0.50%， V： 0.05— 0.30%のうちのいずれ力 4種または 2種を含有させることができる。
[0031] ·Μο (モリブデン）： 0.01 0.50%
Moは、焼入れ性の向上に寄与する元素である。また、耐食性を高める元素であり、 腐食疲労強度を向上させる。これらの効果を得るためには 0. 01 %以上の添加が好 ましい。他方、過度の添加は、圧延後の線材にべ一ナイトが生成し、冷間加工性の 劣化を招いてしまう場合があることから、 0. 50%以下であることが好ましい。より好ま しくは 0. 40%とする。
[0032] *V (バナジウム）： 0.05— 0.30%
Vは、結晶粒微細化，析出硬化に寄与し、耐へタリ性を向上させる。この効果を得る ためには、 0. 05%以上の添カ卩が好ましい。他方、過度の添加は、 V炭化物が鋼表 面で局部電極となり腐食ピットを形成し、亀裂破壊の起点となる場合があることから、 0. 30%以下であることが好ましい。また、過度の添加は、巨大な一次炭化物が晶出 して、冷間加工性を劣化させてしまう場合もある。
[0033] 次に、本発明の高強度ばねの製造方法は、硬さが HRC52以上に調質された上記 の高強度ばね用鋼を、熱間成形若しくは冷間成形によりばね形状とし、温間ショット ピーユングを施すことによって、最大剪断応力が 1176Ma以上の高強度ばねを得る ことを特徴とする。
[0034] ショットピーユングカ卩ェによって、ばねの表面に大きな圧縮残留応力が形成されると 、ばねの疲労強度や腐食疲労強度が向上することは広く知られている。ショットピー ユングによる残留応力分布の大きさは、材料の変形特性に関係するものであり、例え ば、同一引張り強さでも、降伏比（降伏応力/引張り強さ）の小さい材料ほど、ショット ピーニングによって得られる圧縮残留応力は大きい。そこで、本発明では、成形され たばね用鋼に対し、温間ショットピーユング（ウォームショットピーユング: WSP)を施し ている。温間ショットピーユングとは、温間温度域である 150°Cから 350°Cにおいてシ ヨットピーユングを行う方法である。これによつて、ばね用鋼のショットピーユング時に おける降伏点が低下して、十分な圧縮残留応力が得られ、ひいてはばねの疲労強 度や腐食疲労強度が向上するのである。また、この効果をさらに高めるためには、温 間ショットピーユングは、 200 350°Cの温度域で行われることが望ましい。
[0035] また、通常のばね用鋼では C量が 0. 55-0. 65%程度が一般的であるのに対し、 上述の通り、本発明の高強度ばね用鋼はそれよりも C量が低いため、降伏比が小さ レ、ものとされており、ショットピーニングにより十分な圧縮残留応力を得ることができる 。さらには、 C量が低ぐより大きな歪の導入が得られることから、動的歪時効による表 面近傍硬さの向上が達成され、良好な疲労強度向上効果が得られる。
[0036] また、ばねが高強度である場合、通常のショットピーニングでは、ショットピーユング ( SP)材が割れ易いため、コストの高い高硬度の SP材を用いなければならないという 問題があるが、本発明のごとぐ温間ショットピーニングを施すことによりこれらの問題 も解決される。
[0037] 以上により、本発明では、十分な圧縮残留応力による良好な耐久性が付与されるこ とから、硬さが HRC52以上に調質されてなるとともに、最大剪断応力が 1176MPa 以上の高強度ばねが得られる。そして、かかる高強度ばねは、車両用懸架装置等に 使用するコイルばね，板ばね，トーシヨンバー，スタビライザ等に好適に用いることが できる。
発明を実施するための最良の形態
[0038] 以下、本発明を実施するための最良の形態について詳細に説明する。
表 1に示す化学組成を有する鋼を溶製して得た鋼塊を分塊圧延し、さらに線材圧 延によって φ 13mm及び φ 20mmの圧延線材とした。線材圧延は鋼片を 1100°Cに 加熱し、圧延終了温度 869°Cとして行った。圧延終了後は空冷とした。
[0039] また、 C(%) + Mn(%) + Cr(%)の値、 Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%)の値、 Cu(%) + Ni
(%)の値は、表 2に示している。なお、表中の各々の組成において、本発明で規定す る組成範囲を逸脱しているものには、下限を下回る場合は下向矢印（ )、上限を上 回る場合は上向矢印（ ΐ )を付してレ、る。
[0040] [表 1]
C Si Μη Ρ S Cu Ni Cr Mo V Ti Nb Al N B o ト 1» 0.48 2.80 1.40 0.015 0.010 0.50 2.00 1.20 0.50 0.30 0.070 0.050 0.040 0.012 0.0030 0.0020 下烺 0.36 1.70 0.20 - 一 0.10 0.10 0.10 0.01 0.05 0.020 0.020 0.005 0.002 0.0005 一 本発明 1 0.40 2.20 0.83 0.007 0.004 0,29 0.27 0.16 0 0 0 0 0.020 0.007 0 0.0012 本発明 2 0.40 2.19 0.80 0.009 0.003 0.30 0.21 0.13 0 0 0.051 0 0.017 0.007 0 0.0012 本発明 3 0.39 2.21 0.78 0.010 0.004 0.31 0.24 0.10 0 0 0 0.049 0.021 0.007 0 0.0013 本発明 4 0.39 2.13 0.78 0.015 0.009 0.30 0.1 1 0.17 0 0 0 0 0.038 0.009 0.0028 0.001 1 本発明 5 0.44 2.50 0.98 0.01 1 0.002 0.28 0.78 0.58 0 0 0.037 0.036 0.021 0.007 0.0016 0.001 1 本発明 6 0.48 2.75 0.24 0.013 0.007 0.48 1.95 1.18 0 0.28 0.068 0 0.007 0.012 0 0.0019 本発明 7 0.36 1.72 1.36 0.010 0.004 0.1 1 0.31 0.20 0.44 0.06 0.021 0 0.018 0.003 0 0.0009 本発明 8 0.41 2.52 0.70 0.01 0.010 0.13 1.75 0.75 0.37 0.18 0.040 0 0.018 0.005 0 0.001 1 本発明 9 0.39 1.78 0.20 0.010 0.003 0.27 0.59 0.95 0.02 0.16 0.055 0.022 0.01 1 0.011 0,0015 0.0008
10 0.39 2.75 Τ 1.45 0.013 0.004 0.28 0.24 0.55 0 0 0.050 0 0.018 0.012 0 0.0017 比較例 1 1 0.48 2.57 0.70 0.014 0.007 0.28 0.25 ί 1.27 0 0 0.047 0 0.026 0.009 0 0.0018 比較例 12 0.37 2.73 0.65 0.009 0.005 0.28 0.25 1.00 T 0.53 0 0.052 0 0.026 0.009 0 0.0016 比較例 13 1 0.35 1.89 0.73 0.01 1 0.006 0.31 0.26 0.1 1 0 0 0.050 0 0.023 0.011 0 0.0012 比較例 14 0.48 2.22 0.65 0.012 0.005 0.29 0.23 1 0.05 0 0 0.046 0 0.017 0.008 0 0.0009 比較例 15 0.48 1.70 0.15 0.012 0.005 0.28 0.23 0.55 0 0 0.046 0 0.017 0.008 0 0.0008 比較例 16 0.47 i 1.66 0.67 0.01 1 0.006 0.15 0.20 0.19 0 0 0.050 0 0.015 0.006 0 0.0012 比較例 17 0.48 2.70 0.22 0.01 1 0.006 0.20 0.20 0.52 0 0 0.050 0 0.015 0.006 0 0.0015 比較例 18 0.45 2.75 0.98 0.01 1 0.006 0.27 0.24 0.55 0 0 0.044 0 0.017 0.01 1 0.0020 0.0018 比較例 19 0.47 2.48 0.55 0.012 0.007 0.29 0.25 0.98 0 0 0.046 0 0.014 0.010 † 0.0035 0.0012 比較例 20 0.39 2.20 0.81 0.010 0.004 0.32 0.24 0.17 0 0 0.040 0 † 0.060 0.006 0 0.0018 比較例 21 0.40 2.22 0,80 0.010 0.006 0.28 0.27 0.16 0 0 0.036 0 0,027 0.005 0 0.0025 比較例 22 0.40 2.18 0.80 ΐ 0.018 † 0.014 0.30 0.25 0.15 0 0 † 0.075 0 † 0.042 0.007 0 0.0023 比較例 23 ί 0.49 2.62 0.27 0.009 0.003 0.31 1.60 0.88 0 0.28 0.052 0.038 0.023 0.007 0 0.0009 比較例 24 0.47 † 2.88 0.25 0.01 1 0.003 0.41 1.62 0.98 0 0.29 0.051 0.037 0.022 0.009 0 0.0013 比較例 25 0.46 2.68 0.27 0.010 0.005 0.28 1.48 T 1.25 0 ΐ 0.40 0.050 0.041 0.018 0.008 0 0.0012 比較例 26 0.39 2.50 0.97 0.010 0.004 I 0.05 0.49 0.50 0 0.20 0.050 0.039 0.021 0.007 0 0.0010 比較例 27 0.47 1.82 1.00 0.01 1 0.004 0.35 i, 0.07 0.52 0 0.28 0.052 0.020 0.018 0.007 0 0.0014 比較例 28 0.37 1.85 1.10 0,010 0.003 0.12 0.26 0.41 0 0.15 0.051 0.041 0.022 0.01 1 0 0.0009 参考例 (SUP7) 0,60 1.99 0.81 0.014 0.005 0.08 0.09 0.04 0 0 0 0 0.022 0.013 0 0.0025 参考例 (SUP9) 0.54 0.21 0.91 0.014 0.006 0,02 0.02 0.79 0 0 0 0 0.046 0.010 0 0.0018 参考例 (SUP12) 0.55 1.46 0.75 0.011 0.005 0.09 0.10 0.70 0 0 0 0 0.038 0.006 0 0.0022
[0041] 次に、以下の（1)一（8)の評価を行った。評価結果を表 2に示す。
[0042] (1)圧延後硬さ
上記圧延線材の切断面について硬さを測定した。ロックウェル Cスケール硬さを 30 点測定し、平均硬さに標準偏差 σ (ばらつき）の 6倍を加えたものを「圧延後硬さ」とし た。該圧延後硬さの良否判断は HRC35を上限とした。
[0043] (2)伸線時破断の有無
上記 φ 13の圧延線材にボンダ皮膜処理を施し、冷間で φ 12mmまで伸線力卩ェし て伸線材を得た。該伸線加工の際における、破断発生の有無を評価した。
[0044] (3)焼割れ
上記伸線材を 900°C以上に加熱後、直ちに水冷により焼入れを行って焼入れ材を 得た。該焼入れ材ににつレ、て割れ発生の有無を評価した。
[0045] (4)焼入れ後硬さ
上記焼入れ材の断面芯部硬さを測定した。ロックウェル Cスケール硬さを 20点測定 し、その平均硬さが所望の硬さ（52HRC以上）を満たしているかを評価した。
[0046] (5)介在物数
上記伸線材中における直径 10 /i m以上の酸化物系介在物について 100mm2視 野当たりの個数を評価した。
[0047] (6)疲労強度
上記 φ 20の圧延線材から試験片を切り出し、 900°C以上で焼入れ、焼戻しによつ て 54HRCに調質した疲労試験片を得た。当該試験片を用いて小野式回転曲げを 実施して、疲労強度を評価した。
[0048] (7)腐食疲労強度
上記焼入れ材を焼戻して、硬さ HRC52の焼戻し材を得た。該焼戻し材から採取し た試験片に対して、塩水噴霧試験機を用いて、（a) 35°Cで 5%NaCl水溶液を 2h噴 霧し、 (b)相対湿度 70%で 60°Cの環境にぉレ、て 4h乾燥させ、（c)相対湿度 95%で 35°Cの環境において 2h保持するサイクル (a)—（c)を 9回繰り返した後、応力振幅を 700MPaとして両振りねじり疲労試験を行った。破断までの繰返し回数で腐食疲労 特性を評価した。なお、破断繰返し数が 100000回に達するか否かを良否の判断基 準とした。
[0049] (8)腐食ピット深さ
また、疲労試験後の腐食部の断面から、腐食ピットの深さを計 40点計測し、ピット深 さの最大値 (最大ピット深さ）を測定した。最大ピット深さが 100 x m以上か否かを良 否の判断基準とした。表 3に、腐食ピット深さと破断繰返し数との関係を示す。
[0050] [表 2]
歸 もどし 疲労強度 腐食疲労強度
王延後硬さ ②線引 焼入れ性確保 ④焼入れ後 ③焼き ⑤介在 ⑥疲労 ⑧腐食ピ'ノト深 ⑦腐食疲労強度
破断 Si/3+Cr/2+Mn 硬さ 割れ 物数 強度
C+Mn+Cr (HRC) (判断) Si/3+Cr/2+Mn+170B (HRC) (判断） (判断） (個数) (判断〉 Cu+ i rn) (回数) (判断） NG理由 上限 2. 0以下 35以下 2. 40 2. 10 100
下限 1. 2以上 1. 40 52 52以上 0. 40 100, 000
本発明 1 1. 39 28 無し 1. 64 56 確保 無し 52 7 922 0. 56 87 199, 800 O K
本発明 2 1. 33 27 無し 1. 60 56 確保 無し 52 7 916 0. 51 92 169, 500 O K
本発明 3 1. 27 26 無し 1. 57 56 確保 無し 52 8 910 0. 55 86 262, 500 O K
本発明 4 1. 34 27 無し 2. 05 56 確保 無し 52 6 960 0. 41 95 226, 400 O K
本発明 5 2. 00 35 無し 2. 38 58 確保 無し 52 6 928 1, 06 77 301, 400 O K
木発明 6 1. 90 33 無し 1. 75 60 確保 無し 52 9 920 2. 43 54 521, 000 O K
本発明 7 1. 92 35 無し 2. 03 55 確保 無し '52 3 958 0. 42 56 401, 400 O K
本発明 8 1. 86 35 無し 1. 92 57 確保 無し 52 6 931 1. 88 16 893, 200 O K
本発明 9 1. 54 29 無し 1. 52 56 確保 無し 52 2 990 0. 86 82 209， 600 O K
比較例 10 †2. 39 39 吉 ― 伸線時破断 比較例 Π †2. 45 39 有り ― - - 一 ― 伸線時破断 比較例 12 ΐ 2. 02 43 有り ― ― 伸線時破断 比較例 13 I 1. 19 25 無し 1. 42 44 不足 ― 強度不足 比較例 14 丄 1- 18 25 無し 1. 42 50 不足 一 一 ― 強度不足 比較例 15 I 1. 18 25 無し 丄 0. 99 46 不足 - 強度 &焼入れ性不足 比較例 16 1. 33 27 無し J. 1. 32 51 不足 焼人れ性不足 比較例 17 1. 22 26 無し 丄 1. 38 49 - 一 焼入れ性不足 比較例 18 1. 98 34 無し †2. 51 60 ― 一 一 一 一 焼割れ 比較例 19 2. 00 35 無し ΐ 2. 48 60 她保 有り ― 焼割れ 比較例 20 1. 37 27 し 1. 63 55 確保 無し 52 15 840 0. 56 87 39, 800 疲労強度不足 比較例 21 1. 36 27 無し 1. 62 55 確保 無し 52 23 764 0. 55 90 50, 200 特性不良 疲労強度不足 比較例 22 1. 35 27 無し 1. 60 55 確保 無し 52 26 720 0. 55 89 10， 400 特性不良 疲 強度不足 比較例 23 1. 64 30 無し 1. 58 61 確保 teし 52 3 960 1. 91 111 50， 600特性不良 ヒ'ット大 比較例 24 1. 70 31 無し 1. 70 60 確保 無し 52 8 905 2. 03 107 77， 400特性不良 ヒ'ット大 比較例 25 1. 98 34 無し 1. 79 59 確保 無し 52 7 922 1. 76 158 21, 600特性不良 ヒ'ット大 比較例 26 L 86 33 無し 2. 05 56 確保 無し 52 4 955 0. 54 126 46, 400特性不良 ピット大 比較例 27 1. 99 34 無し 1. 87 60 確保 無し 52 9 905 0. 42 153 13, 800特性不良 ピット大 比較例 28 1. 88 33 無し 1. 92 55 無し 52 3 975 丄 0. 38 125 40， 400特性^良 条件 X
参考例 (SUP7) 1. 45 28 無し 1. 49 57 德保 無し 52 23 761 丄 0. 17 140 25， 000特性不艮 特性不良 参考例 (SUP9) †2. 24 37 有り ― ― 15 831 ― 伸線時破断 参考例 (SUP12) 2. 00 35 ωし 1. 59 62 確保 無し 52 19 796 1 0. 19 152 20， 400特性ポ 特性不良
[0051] [表 3]
Figure imgf000016_0001
[0052] 以下、表 2に示した評価結果について説明する。
本発明が特定する組成範囲を充足する本発明 1一 9は、いずれの試験においても
、良好な特性を示すことがわかった。
[0053] 比較例 10— 12については、本発明が特定する範囲よりも C(%) + Mn(%) + Cr(%)値 が過剰（比較例 10は Mn量、比較例 11は Cr量についても過剰）であり、（1)圧延後 硬さが HRC35を上回り、（2)伸線時に破断を生じた。
[0054] 比較例 13— 17については、本発明が特定する範囲よりも、比較例 13 15は C(%)
+ Mn(%) + Cr(%)値が不足、比較例 15— 17は Si(%)Z 3 + Cr(%)/2 + Mn(%) + 170
B(%)値が不足（比較例 13は C量、比較例 14は Cr量、比較例 15は Mn量、比較例 16 は Si量についても不足）しており、（4)焼入れ後硬さが HRC52を下回り、強度及び 焼入れ性が不足していた。
[0055] 比較例 18, 19については、本発明が特定する範囲よりも Si(%)/3 + Cr(%)/2 + M n(%) + 170B(%)値が過剰であり、焼入れ時にぉレ、て（3)焼割れが生じた。
[0056] 比較例 20— 22については、本発明が特定する範囲よりも、比較例 20は A1量が過 剰、比較例 21は〇量が過剰、比較例 22は P, S, Al, O量が過剰であり、（5)介在物 数が 10個を上回り、（6)疲労強度が不足していた。また、（7)腐食疲労強度も不足し ていた。
[0057] 比較例 23— 29については、本発明が特定する範囲よりも、比較例 23は C量が過 剰、比較例 24は Si量が過剰、比較例 25は Cr量が過剰、比較例 26は Cu量が不足、 比較例 27は Ni量が不足、比較例 28は Cu(%) + Ni(%)値が不足しており、（8)腐食ピ ット深さが 100 μ mを超え、 （7)腐食疲労強度が不足してレ、た。
[0058] 以上、本発明の高強度ばね用鋼は、圧延材の伸線加工性に優れ、焼入れにおい ても割れを生じることがなぐ製造性に優れている。また、焼入れ焼戻し材の強度も H RC52以上（ τ = 1176MPa以上）の高強度を有しつつ、疲労強度及び腐食疲労 max
強度に優れており、高強度ばねとして適用するための所用の諸特性も有する。
[0059] 次に、上述の本発明の範囲にあるばね用鋼に対して温間ショットピーユングを施し て得られた、優れた疲労強度及び腐食疲労強度、耐へたり性が実現されたコイルば ねを実施例として示す。ばねの成形法には冷間成形法と熱間成形法とがあるが、い ずれの方法によっても力かる特徴を有するコイルばねが得られた。ここで、実施例 A は冷間成形したばねとし、実施例 Bは熱間成形したばねとした。また、温間ショットピ 一二ングの温度条件は 250°Cとした。比較例としては、従来鋼（SUP7)を冷間成形 して得たばねを用いた。
[0060] 表 4は、実施例 A, Bに用いた本発明の高強度ばね用鋼、及び比較例に用いた従 来鋼（SUP7)の組成を示すものである。
[0061] [表 4]
材料 C Si Mn P s Cu Ni Cr Ti Nb B Al N O C+Mn+Cr Si/3+Cr/2+Mn+170B Cu+Ni 実施例 Λ 0.39 2.19 0.85 0.008 0.001 0.28 0.16 0.13 0.014 0.009 0.0011 1.37 1.65 0.44 実施例 Β 0.44 2.50 0.98 0.011 0.002 0.28 0.78 0.58 0.037 0.036 0.0016 0.021 0.007 0.0011 2.00 2.38 1.06 比較例 † 0.60 2.00 0.93 0.012 0.008 1 o.oi
(SUP7) l - 0.15 0.015 0.009 0.0009 1.68 1.67 0.01以下
[0062] ばねの成形法としては、冷間成形と熱間成形の 2通りの方法を用レ、、それぞれ実施 例 Aと実施例 Bとした。比較例（SUP7)は冷間成形とした。以下に具体的な工程を示 す。なお、温間ショットピーエングの温度条件は全て 250°Cとした。
•冷間成形による方法 (実施例 A及び比較例）
焼入れ加熱→焼入れ→焼戻し→冷間コィリング→歪み取り焼鈍→温間ショットピーニ ング→セツチング
•熱間成形による方法 (実施例 B)
焼入れ加熱→熱間コィリング→焼入れ→焼戻し→温間ショットピーユング→セッチン グ
[0063] 以上により得られたばねの形状を示す。
•冷間ばねの形状
泉径： φ 10. 8、コィノレ平均径： φ 108. 3、 自由高さ： 380. 5mm,有効卷数： 4. 6 9、ばね定数： 22. 4N/mm
•熱間ばねの形状
f泉径： φ 12. 5、 コィノレ平均径： φ 1 10. 0、 自由高さ： 382. Omm、有効卷数： 5. 4 1、ばね定数： 33. 3N/mm
[0064] ばねの硬さは 52HRCと 54HRCとした。これは以下の理由による。ばねの硬さは、 成分や焼戻し温度の不可避的な変動のためにある範囲にばらつく。そこで、本発明 ではその上下限として 52HRCから 54HRCの範囲で実験を行った。ここで、腐食の 関与しない疲労強度及びへたり性は、ばねの硬さが高いほど優れる。一方、腐食疲 労強度はばねの硬さが高いほど低くなる。したがって、 1 176MPaの設計応力におい て十分な疲労強度とへたり性さらに腐食疲労強度を達成するためには、より低い硬さ であっても、疲労強度とへたり性を満足し、かつより高い硬さであっても腐食疲労強度 向上を達成しなければならなレ、。そこで、ここでは疲労強度とへたり性では本発明の ばねの硬さは 52HRCとし、従来鋼 SUP7の 49HRCと 54HRCとの比較をした。さら に、腐食疲労強度に関しては従来鋼 SUP7の 51HRCとの比較とした。
[0065] (9)疲労強度
疲労強度は、上記得られたばねを平均応力 τ m= 735MPaで各応力振幅で加振 したときの折損に至るまでの繰り返し回数で評価した。表 5に試験結果を示す。
[0066] [表 5]
Figure imgf000020_0001
10,000 100,000 1 ,000,000
折損回数 (N)
疲労強度
□ 実施例 A (51.8HRC(1870MPa))
O 実施例 B (52.0HRC(1890MPa))
Δ 比較例 SUP7(54.2HRC(2020MPa))
— 対数 (比較例 SUP7)
[0067] 表 5によると、比較例 SUP7の 49HRCと 54HRCとの疲労強度の比較においては、 全ての応力振幅において硬さの高い 54HRCの疲労寿命の方が 49HRCの寿命より も長いことがわかる。また、実施例 A及び実施例 Bの硬さは 52HRCと比較例 SUP7 の HRC54よりも低いにもかかわらず、実施例 A, Bは全ての応力振幅において、比 較 SUP7の 54HRCよりも長寿命である。また、最大せん断応力 1176MPaとなる条 件（平均応力 735MPa +応力振幅 441MPaの条件）において、実施例 A及び実施 例 Bはいずれも 20万回以上の疲労強度を示し、軽量化を達成したばねであることが わかる。また、実施例同士の比較においては、より添カ卩元素の多い実施例 Bの方がよ り実施例 Aより長寿命を示している。
[0068] (10)へたり性
へたり性の評価は、締め付け試験により行った。 締め付け試験とは以下の手順によって行われる。 （a)コイルばねに所定のせん断応 力T、¾®£^^ Cΐώ01 X ^.たとえば 1176MPa、が生じるように荷重試験機によってばねに荷重 PIを負荷し 対応する高さ Hまでばねをたわませる。この状態で治具によってばねの高さを拘束す る。 （b)この状態のばねを所定の温度で所定の時間に加温し、本試験では 80°Cで 9 6時間、ばねにクリープ変形を生じさせる。 （c)クリープ変形を生じさせたばねは、試 験時間終了後治具から開放され、再度先の高さ Hまでたわみを与え、そのときの荷 重 P2を読み取る。 （d)最初の負荷荷重と試験終了後の荷重の差 ΔΡから下記（1)式 によって残留せん断歪み γを計算する。ここで、 Dはコイル平均径、 dは線径、 Gは横 弾性係数である。
y = 8DZ Gd3 X (P1—P2) · · · (1)式
この残留せん断歪み Ίは、ばねのへたり性を表す。
表 6に、実施例と比較例の締め付け試験によるへたり性の比較を示す。
[表 6]
15
10
0
Figure imgf000021_0001
1,050 1,100 1,150 1.200 1,250 1,300 締付応力 (MPa) へたり性
□ 実施例 A (51.8HRC(1870MPa))
O 実施例 B (52.0HRC(1890MPa))
Δ 比較例 SUP7(54.2HRC(2020MPa))
比較例 SUP7 [0070] 表 6によると、硬さが 52HRCの実施例 Aは、硬さの低い比較例（SUP7)の 49HRC よりもはるかに優れたへたり性を示している。さらに、実施例 Aより硬い 54HRCの SU P7と比較しても全ての締め付け応力においてほぼ同等のへたり性を示している。さら に、硬さ 52HRCの実施例 Bにおいては硬さの高い 54HRCの SUP7と比較しても優 れたへたり性を示している。
[0071] (11)腐食疲労強度
腐食疲労試験は以下の手順で行った。 （a)試験に供するコイルばねを 35°Cの 5% NaClの塩水噴霧を 0. 5時間行う。 （b)ばねを濡れた状態で室温において所定の試 験応力、 ί列えば 735 ±490MPa、におレヽて 3000回のカロ振を行う、 30分。 （c)カロ振し た後のばねを 26°Cで 95 %の湿潤雰囲気の恒温恒湿槽中に 23時間放置する。この 手順をばねが折損するまで繰り返す。表 7に試験結果を示す。
[0072] [表 7]
Figure imgf000022_0001
0 1 0000 20000 30000 40000 50000 60000 70000 80000 折換回数、 N
表 7によると、比較例 SUP7は硬さ 51HRCであり、カロ振条件として 735 ± 395MPa である。耐久回数は 59000回である。これに対し、実施例 Aは硬さ 54HRCと高ぐさ らに試験応力の 735 ±490MPaと厳しいにもかかわらず耐久回数は 60000回と同 等以上である。さらに、実施例 Bは硬さ 54HRC,試験条件 735 ±490MPaの条件に おいて耐久回数は 74000回と優れた腐食疲労強度が得られた。

Claims

請求の範囲
質量0 /oで、 C:0.36— 0.48%, Si: 1.80—2.80%, Mn: 0.20— 1.40%, P:0.01 5%以下, S:0.010%以下， Cu:0.10— 0.50%, Ni: 0.10-2.00%, Cr:0.05— 1 .20%, s—Al: 0.005 0.040%, N: 0.002— 0.012%,〇： 0.002%以下を含有し
、残部が Fe及び不可避不純物からなるとともに、
下記（1), (2), (3)式を満たし、且つ、直径 10 zm以上の介在物が 100mm2視野 当たり 10個以下であることを特徴とする高強度ばね用鋼。
1.2%≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%)≤ 2.0 % · · · ( 1 )式
1.4 %≤ Si(%)/ 3 + Cr(%)/ 2 + Mn(%)≤ 2.4% · · · (2)式
0.4%≤ Cu(%) + Ni(%) · · · ( 3 )式
質量0 /0で、 C:0.36— 0.48%, Si: 1.80— 2.80%, Mn: 0.20— 1.40%, Ρ:0·01 5%以下， S:0.010%以下， Cu:0.10— 0.50%, Ni: 0.10-2.00%, Cr:0.05— 1 .20%, s—Al: 0.005— 0.040%, N: 0.002— 0.012%,〇： 0.002%以下を含有し さらに、 Ti:0.020— 0.070%, Nb:0.020— 0.050%, Β:0·0005— 0.0030%の うちのいずれ力、 1種または 2種以上を含有し、残部が Fe及び不可避不純物からなると ともに、
下記（1), (2)', (3)式を満たし、且つ、直径 10 zm以上の介在物が 100mm2視 野当たり 10個以下であることを特徴とする高強度ばね用鋼。
1.2%≤ C(%) + Mn(%) + Cr(%)≤2.0% · · · ( 1 )式
1.4%≤ Si(%)/3 + Cr(%)/2 + Mn(%) + 170B(%)≤2.4% · · · (2) '式
0.4%≤ Cu(%) + Ni(%) · · · ( 3 )式
鋼成分としてさらに、 Mo:0.01— 0.50%, V:0.05— 0.30%のうちのいずれ力、 1種 または 2種を含有することを特徴とする請求の範囲第 1項または第 2項に記載の高強 度ばね用鋼。
硬さが HRC52以上に調質された請求の範囲第 1項ないし第 3項のいずれか 1項に 記載の高強度ばね用鋼を、熱間成形若しくは冷間成形によりばね形状とし、温間ショ ットピーニングを施すことによって、最大剪断応力が 1176Ma以上の高強度ばねを 得ることを特徴とする高強度ばねの製造方法。
[5] 前記温間ショットピーニングは、 200— 350°Cの温度域で行われることを特徴とする 請求の範囲第 4項に記載の高強度ばねの製造方法。
[6] 請求の範囲第 1項ないし第 3項のいずれ力 4項に記載の高強度ばね用鋼を用いた 高強度ばねであって、硬さが HRC52以上に調質されてなるとともに、最大剪断応力 が 1176Ma以上であることを特徴とする高強度ばね。
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