JP7110480B2 - 疲労寿命に優れたばね鋼とその製造方法 - Google Patents

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Description

本発明は、ばね鋼およびその製造方法、特に、２０２０ＭＰａ以上の加工強度、減面率≧４０％、組織は微細化され、高い鋼純度を有し、低コストおよび優れた疲労寿命を有する車両用ばねを加工するために使用できる、優れた疲労寿命を有するばね鋼およびその製造方法に関わる。
重要な衝撃吸収および機能部品として、ばねは社会的生産および人々の生活のいろいろな側面で、例えば、交通輸送、機械製造、自動車産業、軍事工業および日常生活で広く使用されている。ばねは弾性範囲内で使用され、除荷後に元の位置に戻るはずで、そして塑性変形が小さいほど良いので、鋼線は、高い弾性限界、降伏強度、引張強度を持つことが望まれている。降伏比が高いほど、弾性限界が引張強度に近くなり、そして強度利用率が高くなり、製造されたばねの弾力が強くなる。ばねは弾性変形に依存して衝撃エネルギーを吸収するため、ばね鋼線は高い可塑性である必要がないが、少なくともばねの形成に耐えれる可塑性及び衝撃エネルギーに耐えるのに十分な靭性を備えている必要がある。ばねは、通常に、交番応力で長時間動作するため、高い疲労限界と、耐クリープ性と抗弾性低下性が優れている必要がある。
自動車・機械産業の技術進歩に伴い、ばね部品の強度・疲労寿命への要求が高まっており、各国の先進鉄鋼会社では、高強度・可塑性・耐疲労信頼性に優れたばね製造材料の開発が注目されている。
現在、従来のＣｒ－Ｖ系、Ｃｒ－Ｍｎ系、Ｓｉ－Ｍｎ系ばね鋼材料は、高強度ばねの製造要求を満たすことができず、より高い強度とより良い降伏比を備えた一般的に使用されるＳｉ－Ｃｒ系ばね鋼も、強度と疲労寿命の限界に達した。
中国特許ＣＮ１０１７８７４９３Ｂに開示されている高強度ばね鋼の合金組成は０．５６％～０．６４％Ｃ、０．８０％～１．１０％Ｓｉ、０．８０％～１．２０％Ｍｎ、Ｐ≦０．０３５％、Ｓ≦０．０３％、０．８０％～１．２０％Ｃｒ、０．６０％～１．００％Ｍｏ、０．２０％～０．３０％ Ｖ、０．０５％～０．１２％Ｎｂ、０．０１％～０．０６０％Ｎ、０．０２％～０．０７％ＲＥであり、残りはＦｅである。当該設計材料には、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ合金元素が大量に追加され、ただし、Ｍｏは主に、鋼の焼き戻し安定性、耐持続クリープ性、耐熱性を向上させるために使用される。
中国特許ＣＮ１００４５５６９１Ｃに開示されているばね鋼合金の組成は、０．４－０．６％Ｃ、１．７－２．５％Ｓｉ、０．１－０．４％Ｍｎ、０．５－２．０％Ｃｒ、０－０．００６％Ｎ、および０．０２１－０．０７％Ａｌである。ただし、高炭素・高シリコン・低マンガン合金の設計ルートを採用し、主に、残るオーステナイトの量とサイズを制御することで、鋼の水素脆化耐性を強化することを考慮するので、材料の急冷・焼き戻し工程の要求が高くなると同時に、合金Ａｌの含有量が多いため、製錬工程での介在物の制御が困難になり、硬くて脆いアルミナは、ばねの疲労寿命を低下させやすくなる。
中国特許ＣＮ１２７９２０４Ｃに開示されたばね鋼合金の組成設計は：０．３０－０．５０％Ｃ、０．８０－２．０％Ｓｉ、０．５０－１．０％Ｍｎ、０．４０－１．０％Ｃｒ、０．０１－０．５％Ｗ、０．０８－０．３０％Ｖ、０．００５－０．２５％希土類元素であり、０．００１－０．１０％Ｂを含んでも良い；当該合金は、主に低炭素設計を採用し、Ｓｉ元素の含有量を増やすことで強度を高めると同時に、元素Ｗの添加で鋼の焼き入れ性を改善し、耐変形性を向上し、脱炭を防ぐが、Ｗと希土類元素の精錬と熱処理を制御することは困難である。
中国特許ＣＮ１０３９７２５Ｃは、車両サスペンションばね用の脱炭が少なく、靭性が高いばね鋼を開示している。このような鋼では、元素のＳｉ含有量は、Ｃ含有量を減らすことなく増加し、０．５～０．７％のＣ、１．０－３．５％Ｓｉ、０．３－１．５％Ｍｎ、０．３－１．０％Ｃｒ、０．０５－０．５％Ｖおよび／またはＮｂ、０．０２％未満のＰ、０．０２％未満のＳ、０．５～５．０％のＮｉ、およびその他の避けられない不純物を含み、残部はＦｅである。当該材料には、脱炭問題を解決し、材料の靭性を改善するために、多くのＮｉ元素を添加し、合金のコストが高くなる。
既存の合金には、主に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ元素の調整で、材料の強度を向上させるが、Ｓｉ含有量が少なすぎると、材料の弾性限界が低下し、抗弾性低下性が低下しつつ、Ｓｉ含有量が多すぎると、材料の可塑性が低下すると同時に脱炭制御が困難になり、ばねの疲労寿命に影響を与える。合金元素を過剰に添加すると、材料コストが高くなると同時に、析出物のサイズに影響を与え、材料の疲労性能が低下する。材料の設計強度はまだ低く、かつばねの疲労寿命はあまり考慮されていない。
自動車の軽量化と機械産業の技術進歩により、ばね材料の強度は継続的に改善しているが、現在、一般的に使用されているＣｒ－Ｖ系、Ｃｒ－Ｍｎ系、Ｓｉ－Ｍｎ系、Ｃｒ－Ｓｉ系のばね鋼もう材料の限界に達した。
本発明の目的は、優れた疲労寿命を有するばね鋼およびその製造方法を提供し、上記のばね鋼は、２０２０ＭＰａ以上の加工強度を有し、同時に良好な塑性靭性（減面率≧４０％）および≧８０万回の疲労寿命を有し、自動車や機械などの産業には高応力ばねの要求を満たすことができる。
上記目的を果たすために、本発明の技術方案は：
優れた疲労寿命を有するばね鋼であって、その化学組成の質量百分率は
Ｃ：０．５２－０．６２％；
Ｓｉ：１．２０－１．４５％；
Ｍｎ：０．２５－０．７５％；
Ｃｒ：０．３０－０．８０％；
Ｖ：０．０１－０．１５％；
Ｎｂ：０．００１－０．０５％；
Ｎ：０．００１－０．００９％；
Ｏ：０．０００５－０．００４０％；
Ｐ：≦０．０１５％；
Ｓ：≦０．０１５％；
Ａｌ：≦０．００４５％；
残部はＦｅおよび不可避不純物であり、かつ０．０２≦（２Ｎｂ＋Ｖ）／（２０Ｎ＋Ｃ）≦０．４０を満たす。
本発明にかかるばね鋼の微細組織は、焼戻トルースタイト＋ソルバイト組織であり、元のオーステナイト結晶粒サイズ≦８０μｍで、合金窒素・炭素析出物サイズは５－６０ｎｍで、単一粒子介在物最大幅≦３０μｍである。
本発明にかかるばね鋼の成分設計において：
Ｃは、ばね鋼の室温強度と焼き入れ性を確保するために必要な成分であり、ばね鋼が高い弾性限界と良好な抗弾性低下性に達するための元素でもある；Ｃ含有量が０．５２％未満の場合、当該合金ばね鋼の強度が２０２０ＭＰａ以上にすることは保証できず、微量合金元素の炭窒化物の析出にとって不利であるが、Ｃ含有量が多すぎると、焼き戻し工程で炭化物のサイズが大きくなりすぎると同時に、材料の可塑性が低下し、高強度で良好な塑性靭性のにとって不利で、材料の疲労寿命に影響を与えるため、Ｃ元素含有量は０．６２％未満である必要がある。
Ｓｉは非炭化物形成元素であり、主にフェライト相に固溶し、強化の役割を果たし、合金シリコン含有量を増やすと、材料の弾性限界と抗弾性低下性の向上に寄与し、ばね性能が最適化されるが、Ｓｉ含有量が多すぎると、材料の可塑性が低下し、ばねの成形にとって不利であり、製造されたばねの寿命に影響を与えると同時に、Ｓｉ含有量が多いと、材料の製造や熱処理の際に脱炭の傾向が高まり、加工コストが高くなる；そして、当該材料のＳｉ含有量を、１．２～１．４５％の範囲に制御する。
Ｍｎは鋼に一般的に添加される元素であり、焼き入れ性と強度を効果的に向上させることができ、かつ鋼の可塑性にはほとんど影響を与えない；合金の強度と焼き入れ性を確保するために、Ｍｎ含有量は０．２５％以上にする必要がある。Ｍｎ含有量が高すぎると、深刻な偏析を引き起こすと同時に、結晶粒の成長を引き起こすため、鋼におけるＭｎを制御する必要があり、許容範囲は０．２５～０．７５％である。
Ｃｒは、ばね鋼の焼き入れ性を向上させると同時に、焼き戻し工程に合金セメンタイトを析出させて、材料強度を向上させることができる；Ｃｒ元素は組織を微細化する効果もあるため、この材料の設計において、Ｃｒが固液と析出を強化する役割を発揮させ、同時に、材料組織を改善するためには、その含有量を０．３０～０．８０％に制御する必要がある。
ＶとＮｂ元素は、鋼に添加する微量合金元素として一般的に使用され、これら２種類の元素は、窒化物と炭化物を形成する傾向が強く、焼き戻し工程中の炭窒化物の析出と核形成速度を高め、組織を微細化することができる。ＶとＮｂの炭窒化物は、線材コイルの圧延工程中に析出し、これは、材料のオーステナイトの粒子サイズが小さくなり、材料の強度と可塑性が向上することに寄与する。ナノスケールの析出物は、材料の強度、可塑性、疲労寿命の改善に役立つが、合金中のＶとＮｂの含有量が多すぎると、析出物のサイズが大きくなる；２つの元素間の相互影響を考慮して、複数回の検証のうえ、Ｖ添加量を０．０１～０．１５％、Ｎｂ含有量を０．００１～０．０５％に制御すると、より良い効果を得られる。Ｎ含有量を増やすと材料の脆性が増し、かつＮが合金元素の析出に対する影響を考慮すると、鋼におけるＮを０．００１～０．００９％に制御する必要がある；同時に、析出物を微細化するために、鋼における（２Ｎｂ＋Ｖ）／（２０Ｎ＋Ｃ）を０．０２～０．４０、好ましくは０．０４５～０．３７の範囲に制御する；いくつかの実施形態では、鋼における（２Ｎｂ＋Ｖ）／（２０Ｎ＋Ｃ）は、０．１５～０．３７の範囲にある。製造されたばねの高強度、優れた可塑性、および高い疲労寿命を達成するために、テンパリング処理後の材料の元のオーステナイト粒子サイズは≦８０μｍ、鋼における沈析出のサイズは５～６０ｎｍの範囲で制御される。
鋼において、Ａｌは主に脱酸効果を発揮するが、Ａｌに脱酸されてなるアルミナは硬くて脆い相であり、ばねの疲労寿命に大きな影響を与え、大きな脆性介在物は、異常なばね破壊を引き起こす主な要因の１つである。鋼におけるアルミナ介在物を効果的に制御するために、鋼におけるＡｌは≦０．００４５％であり、酸素含有量は０．０００５～０．００４０％の範囲で制御される；高強度下でのばねの疲労寿命を改善するためには、鋼における単一粒子介在物の幅を≦３０μｍに制御する必要がある。
材料の強靭性を確保し、製造工程での高温脆性や低温脆性などの欠陥を防ぐために、鋼における有害なＰおよびＳ元素の含有量をそれぞれ０．０１５％および０．０１５％以下に制御し、鋼の純度を向上させる。
本発明にかかる優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造方法は、製錬、連続鋳造、粗圧延、高速ワイヤーローリング、ステルモア冷却、線材コイル伸線、テンパリング処理を含む。
上記の製錬は電気炉または転炉を採用し、製錬後に炉外で、ＬＦ炉とＶＤまたはＲＨ脱気処理を採用する精製を行う；ＬＦ精製工程中に、合成スラグの組成とアルカリ度を調整し、鋼におけるＰおよびＳ元素の含有量を０．０１５％未満および０．０１５％に制御し、精製スラグを溶融鋼の介在物と完全に反応させるようにアルゴン攪拌を行い、介在物の変性と除去を実現する；十分なガス除去を確保するには、ＶＤまたはＲＨの真空脱気時間を３０分以上にする必要があり、最終に、Ｏ含有量は０．０００５～０．００４０％、Ｎ含有量は０．００１０～０．００９０％、Ｈ含有量は２ｐｐｍ未満に制御する；精製が完了した後、大きな粒子の介在物の浮き上がりを促進するために、取鍋の鎮静時間は１５分より長くなることで、溶融鋼における介在物のサイズを≦３０μｍに制御できる。
高速ワイヤーローリングでは、加熱炉の加熱は９２０～１１５０℃に制御され、保持時間は１．０～３．０ｈである；線材コイル高速ワイヤーローリング工程では、圧延速度は１５～１１５ｍ／ｓに制御される；オンライン温度制御の好ましいスキームは、仕上げ圧延機ユニットの入口温度を８８０－１０５０℃、絞り圧延機・矯正機ユニットの入口温度を８４０－９７０℃、スピニング温度を８００－９５０℃にする。
好ましくに、３２０－５００ｍｍの丸型または角型のビレットを鋳造するには、連続鋳造機を使用し、連続鋳造工程での引張速度を０．５～０．８ｍ／ｍｉｎの範囲に調整し、末期軽圧下の量を１０ｍｍより大きくすることにより、ビレットのコアでの炭素偏析を１．０８未満に制御する；これにより、溶融鋼の鋳造工程での二次酸化が防止され、同時に３０μｍを超える介在物の浮き上がりと除去が容易になる。
好ましくに、上記の粗圧延には、二火成材プロセス(twice-heating production process)を採用し、鋳造ビレットを１０５０～１２７０℃の温度で１１５～１７０ ｍｍの丸型または角型のビレットにブルーミング・分塊圧延され、圧延の総圧下率は４０％を超える。
好ましくに、上記の線材コイル伸線際に、伸線速度は、３．５ｍ／ｍｉｎを超えない。
好ましくに、上記のテンパリング処理では、テンパリング処理前に、伸線される鋼線の加熱温度を８５０～１１００℃の範囲に制御し、焼入れ媒体を油または水とし、焼入れ媒体の温度を１５～４０℃に制御し、焼戻温度を３７０～５５０℃に制御し、そして製造された鋼線の窒素と炭素の析出物のサイズを５～６０ｎｍの範囲で制御する。
好ましくに、上記のステルモア冷却では、ステルモアラインの１４個の送風機の風量を、次のとおり調整する：Ｆ１－Ｆ７送風機風量を１０－１００％にし、Ｆ８－Ｆ１２送風機風量を０－５０％にし、Ｆ１３－Ｆ１４送風機風量を０～５０％にする。
本発明にかかるばね鋼の製造方法において：
上記の製錬は電気炉または転炉を採用し、製錬後に炉外で（電気炉または転炉がタップされたときにスラグが取鍋に入るのを防く）、ＬＦ炉とＶＤまたはＲＨ脱気処理を採用する精製を行う；ＬＦ精製工程中に、合成スラグの組成とアルカリ度を調整し、鋼におけるＰおよびＳ元素の含有量を０．０１５％未満および０．０１５％に制御し、精製スラグを溶融鋼の介在物と完全に反応させるようにアルゴン攪拌を行い、介在物の変性と除去を実現する；十分なガス除去を確保するには、ＶＤまたはＲＨの真空脱気時間を３０分以上にする必要があり、最終に、Ｏ含有量は０．０００５～０．００４０％、Ｎ含有量は０．００１０～０．００９０％、Ｈ含有量は２ｐｐｍ未満に制御する。精製が完了した後、大きな粒子の介在物の浮き上がりを促進するために、取鍋の鎮静時間は１５分を超え、溶融鋼における介在物のサイズを≦３０μｍに制御する。
連続鋳造機を使用し、３２０－５００ｍｍの丸型または角型のビレットを鋳造し、連続鋳造工程での引張速度と末期軽圧下の量をパラメーターとして調整することで、ビレットのコアでの炭素偏析を１．０８未満に制御する。溶融鋼の鋳造工程での二次酸化が防止され、同時に３０μｍを超える介在物の浮き上がりと除去が容易になる。二火成材プロセスを採用し、連続鋳造ビレットを１０５０～１２７０℃の温度で１１５～１７０ｍｍの丸型または角型のビレットにブルーミング・分塊圧延され、圧延の総圧下率は４０％を超え、組織を微細化する。
加熱炉で加熱し、９２０～１１５０℃に制御し、保持時間は１．０～３．０時間である。線材コイル高速ワイヤーローリングの過程で、圧延速度は１５－１１５ｍ／ｓに制御される。オンライン温度制御の好ましいスキームは、仕上げ圧延機ユニットの入口温度を８８０－１０５０℃、絞り圧延機・矯正機ユニットの入口温度を８４０－９７０℃、スピニング温度を８００－９５０℃にする。圧延工程の温度とスピニング温度を調整することにより、材料の元のオーステナイト結晶粒は≦８０μｍに微細化され、析出物のサイズは５～６０ｎｍに制御される。
圧延後の線材コイルの寸法は、Ф５－２８ ｍｍで、線材コイルを圧延した後に、ステルモアラインの送風機の風量の調整で、線材コイル組織の変換を制御する。ステルモアラインの１４個の送風機の風量を、次のとおり調整する：Ｆ１－Ｆ７送風機風量を１０－１００％にし、Ｆ８－Ｆ１２送風機風量を０－５０％にし、Ｆ１３－Ｆ１４送風機風量を０～５０％にする。
熱処理前に、線材コイルの伸線処理を行う必要があり、伸線の際に、伸線速度を３．５ｍ／ｍｉｎを超えないように制御する。テンパリング処理前に、伸線される鋼線の加熱温度を８５０～１１００℃の範囲に制御し、焼入れ媒体を油または水とし、焼入れ媒体の温度を１５～４０℃に制御し、焼戻温度を３７０～５５０℃に制御し、そして製造された鋼線の析出物のサイズを５～６０ｎｍの範囲で制御する。
本発明の有利な効果は：
本発明の鋼組成および製造方法で製造されたばね鋼の強度は、２０２０ＭＰａ以上に達することができ、当該合金は低コストで、ナノスケールの析出物によって材料を強化しつつ優れた塑性靭性を持ち、優れたばね形成特性を有し、加工クラックを防き、同時に、組織の微細化及び介在物の組成とサイズの控制で、製造されたばねの疲労寿命が長くなり、自動車の軽量化と機械業界での高強度で長寿命の要求を満たすことができ、業界の技術レベルの向上に寄与し、優れた経済的利益をもたらす。
本発明の実施例Ａ１～１０＃および３つの比較鋼タイプＢ１～３＃の化学組成を以下の表１に示し、具体的な製造方法は以下の通りである：
本発明の実施例Ａ１～５＃および比較鋼タイプＢ１およびＢ２合金は、電気炉によって製錬され、実施例Ａ６～１０＃および比較鋼グレードＢ３合金は、転炉によって製錬され、その後、炉外で精製された；ただし、実施例Ａ１～３＃、Ａ６～８＃、およびＢ１合金は、ＬＦ炉とＶＤによって精製され、実施例Ａ４～５＃、Ａ９～１０＃、Ｂ２、およびＢ３合金は、ＬＦとＲＨによって処理され、合成スラグの組織とアルカリ度を最適化した；Ａ１～６＃、Ｂ１の真空脱気時間は３０分間で、Ａ７～１０＃、Ｂ２、Ｂ３の真空脱気時間は３５分間であり、最終に、Ｏ含有量を０．０００５－０．００４０％、Ｎ含有量をＮ：０．００１－０．００９％、Ｈ含有量は２ｐｐｍ未満に制御した。
製錬完了したあと、Ａ１－４＃、Ｂ１は３００ｍｍの丸ビレットに鋳造され、Ａ５－６＃は、４５０ｍｍの丸ビレットに鋳造され、Ａ７－９＃、Ｂ２は、３２０＊４２０ｍｍの角ビレットに鋳造され、Ａ１０＃、Ｂ３は、５００ｍｍの角ビレットに鋳造され、鋳造工程には、優れたシーリングを有するタンディッシュカバー剤とモールドフラックスを使用した。Ａ１－５＃およびＢ１連続鋳造ビレットのブルーミング・分塊圧延温度は１０５０℃で、圧延された角ビレットの端面サイズは１１５ｍｍである。Ａ６～７＃およびＢ２の角ビレットの加熱温度は１２７０℃で、圧延されたビレットのサイズは１２５ｍｍである。Ａ８～１０７＃およびＢ３の角ビレットの加熱温度は１１００℃で、圧延されたビレットのサイズは１７０ｍｍである。
Ａ１～４＃およびＢ１加熱炉の炉温を９２０℃に制御し、保持時間は１．０時間であり、Ａ５～１０＃、Ｂ２、Ｂ３加熱炉の炉温を１１５０℃に制御し、保持時間は３．０時間である。線材コイル高速ワイヤーローリングの過程で、圧延速度は１５－１１５ｍ／ｓに制御された。オンライン温度制御スキーム：Ａ１～６＃、Ｂ１合金の仕上げ圧延機ユニットの入口温度を８８０～１０５０℃、絞り圧延機・矯正機ユニットの入口温度を８４０～９５０℃、スピニング温度を８００～９５０℃にした。Ａ７～１０＃、Ｂ２、Ｂ３合金の仕上げ圧延機ユニットの入口温度を９５０～１０５０℃、絞り圧延機・矯正機ユニットの入口温度を９４０～９７０℃、スピニング温度を８７０～９５０℃にした。
ただし、Ａ１～５＃、Ｂ１、Ｂ２合金の圧延後の線材コイルの寸法は、それぞれにФ５～１５ｍｍであり、Ａ６～１０＃、Ｂ３合金の圧延後の線材コイルの寸法は、Ф１６～２８ｍｍである。Ａ１～５＃、Ｂ１合金の圧延後のステルモア冷却プロセスは：Ｆ１～Ｆ７送風機風量を４０％にし、Ｆ８～Ｆ１２送風機風量を５％にし、Ｆ１３～Ｆ１４送風機風量を４０％にした。Ａ６～１０＃、Ｂ２、Ｂ３合金の圧延後のステルモア冷却プロセスは：Ｆ１～Ｆ４送風機風量を５０％にし、Ｆ５～Ｆ７送風機風量を２０％にし、Ｆ８～Ｆ１２送風機風量を１５％にし、Ｆ１３～Ｆ１４送風機風量を３５％にした。ステルモア冷却された後の線材コイル組織は、ソルバイトとごく少量のフェライトである。
熱処理の前、線材コイルは伸線処理され、テンパリング処理温度によって、伸線された鋼線は三つの組に分かれ、ただし、Ａ１～２＃、Ｂ１加熱温度は８５０℃で、焼戻温度は５５０℃で、Ａ３～７＃、Ｂ２加熱温度は９８０℃で、焼戻温度は４７０℃で、Ａ８～１０＃、Ｂ３加熱温度は１１００℃で、焼戻温度は３７０℃である。
実施例Ａ１～Ａ１０の高強度ばねおよび比較鋼タイプＢ１～Ｂ３の機械的特性を以下の表２に示す。表によって、合金の強度はいずれも２０２０ ＭＰａ以上に達して、比較例のＢ１～Ｂ３サンプルよりも高いことがわかりつつ、材料減面率は４０％以上に達することができ、良好な塑性靭性を備える。本発明の高強度ばねと比較合金を、同じ型番のコイルスプリングとし、ばね疲労試験機を使用し、ＧＢＴ１６９４７－２００９コイルスプリング疲労試験標準に従って、コイルスプリングの疲労寿命を試験した。結果は表３に示しめされたように、同じ条件下で、本発明の高強度ばね鋼の疲労寿命は、比較鋼よりも優れた。
Figure 0007110480000001
Figure 0007110480000002
Figure 0007110480000003

Claims (9)

  1. 優れた疲労寿命を有するばね鋼であって、その化学組成の質量百分率は
    Ｃ：０．５２－０．６２％；
    Ｓｉ：１．２０－１．４５％；
    Ｍｎ：０．２５－０．７５％；
    Ｃｒ：０．３０－０．８０％；
    Ｖ：０．０１－０．１５％；
    Ｎｂ：０．００１－０．０５％；
    Ｎ：０．００１－０．００９％；
    Ｏ：０．０００５－０．００４０％；
    Ｐ：≦０．０１５％；
    Ｓ：≦０．０１５％；
    Ａｌ：≦０．００４５％；
    残部はＦｅおよび不可避不純物であり、かつ０．０２≦（２Ｎｂ＋Ｖ）／（２０Ｎ＋Ｃ）≦０．４０を満たす。
  2. 上記ばね鋼の微細組織は、焼戻トルースタイト＋ソルバイト組織であり、元のオーステナイト結晶粒サイズ≦８０μｍで、合金窒素・炭素析出物サイズは５－６０ｎｍで、単一粒子介在物最大幅≦３０μｍであることを特徴とする請求項１に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼。
  3. 上記ばね鋼の引張強度は≧２０２０ＭＰａで、減面率は≧４０％で、疲労寿命は≧８０万回であって、前記疲労寿命はＧＢＴ１６９４７－２００９コイルスプリング疲労試験標準に従って測定されることを特徴とする請求項１又は２に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼。
  4. 請求項１又は２又は３に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法であって、製錬、連続鋳造、粗圧延、高速ワイヤーローリング、ステルモア冷却、線材コイル伸線、テンパリング処理を含む。
    上記の製錬は電気炉または転炉を採用し、製錬後に炉外で、ＬＦ炉とＶＤまたはＲＨ脱気処理を採用する精製を行う；ＬＦ精製工程中に、合成スラグの組成とアルカリ度を調整し、鋼におけるＰおよびＳ元素の含有量を０．０１５％未満および０．０１５％に制御し、精製スラグを溶融鋼の介在物と完全に反応させるようにアルゴン攪拌を行い、介在物の変性と除去を実現する；ＶＤまたはＲＨの真空脱気時間を３０分以上にし、最終に、Ｏ含有量は０．０００５～０．００４０％、Ｎ含有量は０．００１０～０．００９０％、Ｈ含有量は２ｐｐｍ未満に制御する；精製が完了した後、大きな粒子の介在物の浮き上がりを促進するために、取鍋の鎮静時間は１５分より長くなり、溶融鋼における介在物のサイズを≦３０μｍに制御する。
    高速ワイヤーローリングでは、加熱炉の加熱は９２０～１１５０℃に制御され、保持時間は１．０～３．０ｈである；線材コイル高速ワイヤーローリング工程では、圧延速度は１５～１１５ｍ／ｓに制御される；オンライン温度制御のスキームは、仕上げ圧延機ユニットの入口温度を８８０－１０５０℃、絞り圧延機・矯正機ユニットの入口温度を８４０－９７０℃、スピニング温度を８００－９５０℃にする。
  5. ３２０－５００ｍｍの丸型または角型のビレットの鋳造するために連続鋳造機を使用し、連続鋳造工程での引張速度を０．５～０．８ｍ／ｍｉｎの範囲に調整し、末期軽圧下の量を１０ｍｍより大きくすることにより、ビレットのコアでの炭素偏析を１．０８未満に制御することを特徴とする請求項４に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法。
  6. 上記の粗圧延には、二火成材プロセスを採用し、鋳造ビレットを１０５０～１２７０℃の温度で１１５～１７０ｍｍの丸型または角型のビレットにブルーミング・分塊圧延され、圧延の総圧下率は４０％を超えることを特徴とする請求項４に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法。
  7. 上記の線材コイルを伸線する際に、伸線速度は、３．５ｍ／ｍｉｎを超えないことを特徴とする請求項４に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法。
  8. 上記のテンパリング処理では、テンパリング処理前に、伸線される鋼線の加熱温度を８５０～１１００℃の範囲に制御し、焼入れ媒体を油または水とし、焼入れ媒体の温度を１５～４０℃に制御し、焼戻温度を３７０～５５０℃に制御し、そして製造された鋼線の窒素・炭素の析出物のサイズを５～６０ｎｍの範囲で制御することを特徴とする請求項４に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法。
  9. 上記のステルモア冷却では、ステルモアラインの１４個のファンの風量を、次のとおり調整する：Ｆ１－Ｆ７ファン風量を１０－１００％にし、Ｆ８－Ｆ１２ファン風量を０－５０％にし、Ｆ１３－Ｆ１４ファン風量を０～５０％にすることを特徴とする請求項４に記載の優れた疲労寿命を有するばね鋼を製造する方法。
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