WO2016143850A1 - 懸架ばね用鋼及びその製造方法 - Google Patents

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WO2016143850A1
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久保田　学
貢市 伴野
圭介 千葉
隆一 関
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新日鐵住金株式会社
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a steel for a suspension spring used for a suspension spring of an automobile or the like and a manufacturing method thereof.
  • This application claims priority on March 10, 2015 based on Japanese Patent Application No. 2015-046915 for which it applied to Japan, and uses the content here.
  • the suspension spring for automobiles is the largest spring used in automobiles and is a relatively heavy part. Therefore, weight reduction is required from the viewpoint of improving the fuel efficiency of automobiles. Further, the weight reduction of the suspension spring contributes to the reduction of the so-called unsprung weight. If the unsprung weight can be reduced, it will be advantageous for absorbing the impact that the automobile receives from the road surface while driving. Therefore, the weight reduction of the suspension spring will improve the riding comfort of the automobile, and improve the grounding property during driving. It also contributes to improved handling stability. When the strength of the suspension spring is increased, sag resistance and fatigue durability are improved, and the suspension spring can be used with higher stress, so that the wire diameter of the spring can be reduced. Therefore, although the tensile strength of the suspension spring currently used for the automobile is about 1800 MPa, it is required to further increase the strength of the suspension spring because of the demand for weight reduction as described above.
  • the suspension spring for automobiles is manufactured by quenching and tempering in order to achieve both high strength and high toughness. Therefore, the structure is tempered martensite, which is a structure in which martensite has been tempered. Steel with such a structure is known to be brittle at the austenite (hereinafter referred to as former ⁇ ) grain boundaries when hydrogen penetrates into the steel, resulting in brittle fracture even at stresses below the yield strength of the steel. It has been. Further, it is known that the higher the strength of a steel material, the easier it is to cause brittle fracture with a small amount of hydrogen and with low stress.
  • Suspension springs are usually used in a painted state, and hydrogen penetration is suppressed in the painted part.
  • the paint may be damaged due to the contact between spring stones and springs while the vehicle is running. When the paint is damaged, it may corrode from the site, and part of the hydrogen generated by the corrosion reaction enters the steel material. For this reason, it is necessary to take measures against hydrogen embrittlement in order to increase the strength even if the steel is used for a suspension spring.
  • the aspect ratio of old ⁇ grains is 1.5 or more, or 2 or more, thereby improving fatigue characteristics and delayed fracture resistance when hydrogen is occluded in the steel material.
  • High strength spring steel has been proposed.
  • PC steel bars prestressed concrete (PC) tension materials for which improvement in hydrogen embrittlement resistance (delayed fracture resistance)
  • a technique for controlling the aspect ratio of the prior ⁇ grains has also been proposed for those manufactured by quenching and tempering.
  • Patent Documents 1 to 4 are such that, in hot working in the ⁇ (austenite) region, the temperature of finish rolling is controlled to be lower than usual, and quenching is performed immediately after finish rolling.
  • martensite rapidly cooled from the unrecrystallized ⁇ state in the surface layer portion of the wire that is, a martensite structure having old ⁇ grains extending in the longitudinal direction of the wire is obtained.
  • Such a process can be realized by using a dedicated production line for producing a steel wire for spring steel using a hot rolled wire rod as a raw material.
  • a general-purpose rolling line is used, it is difficult to realize a martensite structure having elongated old ⁇ grains. The reason is as follows.
  • Wire rolling is a multi-stage process with a large area reduction. Therefore, ⁇ (austenite) is rolled into a wire shape while repeating recrystallization, so that the ⁇ grain size becomes fine. If the ⁇ grain size is fine, recrystallization tends to occur after finish rolling. Since ⁇ after recrystallization has a nearly spherical shape, it is difficult to obtain elongated unrecrystallized ⁇ by wire rolling. (2) If rapid cooling is performed immediately after wire rod rolling, ⁇ recrystallization can be suppressed. However, a general-purpose wire rod rolling line cannot be cooled immediately after finishing rolling because of layout.
  • a general-purpose wire rod rolling line winding is performed after finish rolling, the coiled wire rod is conveyed using a conveyor, and then put into a cooling tank containing a medium (for example, water) for rapid cooling. This is necessary. That is, a general-purpose wire rod rolling line generally requires several seconds to several tens of seconds from finish rolling to rapid cooling, and ⁇ recrystallization is likely to occur during this time. (3) On the other hand, if the finish rolling temperature is lowered to suppress recrystallization, recrystallization of ⁇ after finish rolling can be suppressed to some extent.
  • suspension spring steel with excellent hydrogen embrittlement resistance which has a tempered martensite structure with old ⁇ grains stretched in the surface layer, is generated using a general-purpose wire rolling line.
  • a general-purpose line for example, a general-purpose wire rolling line that manufactures a hot-rolled wire from a steel slab, a dedicated production line This equipment investment is unnecessary and can be manufactured at low cost.
  • the present inventors have suppressed the recrystallization of ⁇ in the suspension spring steel, the suppression of the precipitation of ⁇ accompanying the ⁇ ⁇ ⁇ transformation, and the cracking.
  • the steel components and rolling conditions to be used, and the steel components and cooling conditions for preventing the occurrence of fire cracks during rapid cooling were investigated.
  • a suspension spring steel according to an aspect of the present invention is a steel material for a suspension spring, the chemical composition of which is mass%, C: more than 0.40 to 0.65%, Si: 1.00 To 3.50%, Mn: more than 2.00 to 3.00%, Cr: 0.01 to 2.00%, V: 0.02 to 0.50%, Al: 0 to 0.060%, Mo : 0 to less than 0.50%, Cu: 0 to 1.00%, Ni: 0 to 1.50%, Nb: 0 to 0.015%, Ti: 0 to 0.200% or less, B: 0 to Containing 0.0050%, P: 0.020% or less, S: 0.020% or less, N: 0.0100% or less, the balance being Fe and impurities, defined by the following formula (a) Fe-based carbides having a Kf of 280 or more and a structure containing tempered martensite having an area ratio of 90% or more and precipitated in the tempered
  • C (%), Si (%), Mn (%), Ni (%), Cr (%), Cu (%), and Mo (%) in the formula (a) are C, Si, It is the content in terms of mass% of Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo, and is 0 when not contained.
  • a method for producing a steel for a suspension spring according to another aspect of the present invention is a method for producing the steel for a suspension spring according to any one of (1) to (3) above, wherein the chemical A heating step of heating the steel slab having components to a temperature range of 950 ° C. or higher and lower than 1150 ° C., and a reduction rate of 30% or more and a finish rolling temperature of 750 to 850 ° C. with respect to the heated steel slab.
  • the wire rod rolling process including finish rolling to obtain a wire rod, the wire rod is wound to form a coil, and the coil is cooled to 5 to 30 seconds after the winding step.
  • a cooling process in which the coil is cooled to 300 ° C. or less so that an average cooling rate between 800 to 300 ° C. is 5 to 50 ° C./s, and after the cooling process, at 410 to 500 ° C. And a tempering step for holding for 10 to 1800 seconds.
  • a steel for a suspension spring having a high tensile strength of 1900 MPa or more and an excellent resistance to hydrogen embrittlement By using this suspension spring steel, the strength of the suspension spring can be increased, which can contribute to the weight reduction of the suspension spring for automobiles.
  • a suspension spring steel having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be manufactured using a general-purpose wire rolling line. It can contribute to the fall of. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.
  • a suspension spring steel according to an embodiment of the present invention will be described.
  • the suspension spring steel according to the present embodiment has the following characteristics.
  • Winding process [Cooling process] Following the finish rolling, winding is performed to make the wire into a coil (wire coil). Further, after completion of the winding, cooling is started in 5 to 30 seconds, and quenching is performed by rapidly cooling the wire coil. At the time of quenching, for example, a coiled wire is conveyed using a conveyor and then put into a cooling tank containing a medium (such as water) for rapid cooling. If the time from winding to the start of quenching exceeds 30 seconds, recrystallization occurs during this time. Therefore, it is necessary to make the time from the completion of winding to the rapid cooling within 30 seconds. Preferably, it is within 20 seconds.
  • the cross-sectional temperature of the wire it is preferable to perform rapid cooling after 5 seconds or more, rather than immediately cooling after completion of winding. If the time from the completion of winding to the start of cooling is less than 5 seconds, quenching is performed while the temperature in the cross section of the wire becomes non-uniform, so non-uniformity of crystal grains is promoted, and as a result, hydrogen embrittlement resistance is improved. There is concern about the decline.
  • Tempering is performed on the wire that has been subjected to the above heating process, wire rod rolling process, winding process, and cooling process.
  • the tempering temperature can be appropriately changed according to the desired characteristics, but it is preferable to hold in the range of 410 to 550 ° C. for 10 seconds to 1800 seconds. More preferably, it is maintained at 430 to 520 ° C. for 10 seconds to 1800 seconds.
  • the tempering temperature is lower than 410 ° C.
  • Fe-based carbides are mainly ⁇ , which is not preferable.
  • the tempering temperature exceeds 550 ° C., there is a concern that a desired tensile strength cannot be obtained, which is not preferable.
  • a steel wire (steel for suspension spring), which is a material of a cold-formed suspension spring, is obtained by performing straightening and wire drawing on the wire coil and tempering in a single wire state.
  • Suspension spring steel as described above can be processed into a suspension spring by a known processing method.
  • the coil is wound in the hot state to form a coil, and then the coil is transported to the cooling tank for cooling the wire rod provided at the rear of the rolling line by the transport conveyor, Quenching was performed by removing the wire and then putting it into a cooling bath.
  • the time from when the wire was wound up until it was conveyed by the conveyor and put into the cooling tank was 16 seconds.
  • the cooling medium in the cooling tank water having a water temperature as shown in Table 2-1 or refrigerant oil was used. What was put into the cooling tank was cooled until it became substantially the same temperature as the temperature of the cooling medium, and what was not put into the cooling tank was cooled to 250 ° C. by blast cooling or air cooling after winding.
  • the tempered martensite fraction (area ratio) was observed at a magnification of 1000 times using an optical microscope for each surface of 0.1 mm from the surface of the test piece subjected to nital corrosion and at a position 1/2 of the radius from the surface. Then, the area ratio in each field of view was obtained and evaluated by the average. In addition, when observing the structure, it was also observed whether the surface layer was decarburized. If the formation of ferrite grains by decarburization was found within a depth of 30 ⁇ m or more from the surface layer, the wire for the spring As inappropriate.
  • the prior ⁇ grains were observed using a test piece that had been corroded by a solution of a small amount of sodium dodecylbenzenesulfonate in a picric acid saturated aqueous solution, and the aspect ratio of the prior austenite grains from the surface layer to a depth of 0.3 mm
  • the area ratio of the prior austenite grains having an aspect ratio exceeding 3.0 was measured. Specifically, at each of the 0.1 mm depth, 0.2 mm depth, and 0.3 mm depth from the surface, five optical microscope observations at a magnification of 1000 times were performed, and then the old ⁇ grains were analyzed by image analysis.
  • the aspect ratio of the diameter and the area ratio of the former ⁇ grains having an aspect ratio of more than 3.0 were measured, and the average of the five fields of view was determined.
  • the aspect ratio of the former ⁇ grain size at each position and the aspect ratio were 3.0. It was defined as the area ratio of the old ⁇ grain that was super.
  • the average of the area ratio of the old ⁇ grain size with an aspect ratio of more than 3.0 obtained at each position was calculated, and this was calculated as the ratio of the old ⁇ grain area ratio with an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to the depth of 3 mm. The average value was used.
  • the delayed fracture test was conducted as follows. That is, using a test piece having the shape shown in FIG. 1, various amounts of hydrogen were occluded in advance by electrolytic charging in the test piece, and after that, plating for preventing hydrogen escape was performed on the test piece. A constant load of 3 times was added. By performing tests on test pieces charged with various amounts of hydrogen, the limit diffusible hydrogen amount, which is the upper limit hydrogen amount at which the test piece does not cause delayed fracture within 100 hours, was measured. As a result of the delayed fracture test, it was determined that those having a limit diffusible hydrogen content of less than 0.40 ppm were inferior in delayed fracture resistance (hydrogen embrittlement resistance). The results are shown in Table 2-3.
  • B1-1 to B1-9, B31 to B37, and B39 to B41 which are comparative examples, are old chemical compositions, the area ratio of tempered martensite, and the aspect ratio from the surface layer to the depth of 0.3 mm is over 3.0. Any of the average value of the area ratio of ⁇ grains was out of the scope of the present invention. As a result, either tensile strength or delayed fracture resistance was poor.
  • B1-1 is an example in which the ferrite decarburized layer was formed in the range of 30 ⁇ m or more from the surface in the spring wire because the heating temperature during rolling was too high.
  • B1-2, B1-8, and B1-9 are examples in which the wire rod was burnt and cracked and the spring wire could not be manufactured because the cooling rate at the time of rapid cooling after rolling the wire rod was too high.
  • B1-3 is an example in which a sufficient tempered martensite fraction could not be obtained and the tensile strength was low because the cooling rate during rapid cooling after wire rod rolling was too low.
  • B1-4 is an example in which a spring wire could not be manufactured due to misrolling because the finish rolling temperature during wire rod rolling was too low.
  • the finish rolling temperature was too high, so that ⁇ recrystallized during the time from winding to quenching, and the old ⁇ grains having an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to a depth of 0.3 mm
  • the area ratio is low.
  • B1-7 is an example in which the area ratio of the old ⁇ grain size having an aspect ratio of more than 3.0 from the surface layer to a depth of 0.3 mm is low because the area reduction ratio during finish rolling is too small.
  • the critical diffusible hydrogen amount was low.
  • B1-10 had a low tempering temperature, and ⁇ precipitated as an Fe-based carbide, so that the amount of critical diffusible hydrogen was low.
  • B31 is an example in which the amount of residual ⁇ increases because the C content is too high, a sufficient tempered martensite fraction cannot be obtained, and the tensile strength decreases.
  • B32 is an example in which sufficient tensile strength as a spring wire was not obtained because the C content was too small.
  • B33 is an example in which quenching is insufficient and tensile strength is low because Kf is a small component.
  • B34 is an example in which since the Si content is too small, the softening resistance during tempering is small and the tensile strength is low.
  • a suspension spring steel having a high tensile strength of 1900 MPa or more and excellent hydrogen embrittlement resistance By using this suspension spring steel, the strength of the suspension spring can be increased, which can contribute to the weight reduction of the suspension spring for automobiles.
  • a suspension spring steel having high strength and excellent hydrogen embrittlement resistance can be manufactured by a general-purpose wire rolling line, which contributes to a reduction in manufacturing cost. can do. Therefore, the present invention has a great industrial contribution.

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Abstract

　この懸架ばね用鋼は、懸架ばね用の鋼材であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０超～０．６５％、Ｓｉ：１．００～３．５０％、Ｍｎ：２．００超～３．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０２～０．５０％等を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物でありＫｆが２８０以上であり、組織が、面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、前記焼戻しマルテンサイト中に析出したＦｅ系炭化物がセメンタイトであり、前記鋼材の表面から板厚方向に０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、および０．３ｍｍの深さにおける、前記鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比３．０超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、８０％以上である。

Description

懸架ばね用鋼及びその製造方法
　本発明は、自動車等の懸架ばねに用いられる懸架ばね用鋼及びその製造方法に関する。本願は、２０１５年０３月１０日に、日本に出願された特願２０１５－０４６９１５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用懸架ばねは自動車に使われるばねのうち最大のものであり、比較的重い部品である。そのため、自動車の燃費改善の観点から軽量化が求められている。また、懸架ばねの軽量化は、いわゆるばね下重量の軽減にも寄与する。ばね下重量を軽減することができれば、走行中に自動車が路面から受ける衝撃の吸収に対して有利になるので、懸架ばねの軽量化は、自動車の乗り心地の向上、また走行中の接地性や操縦安定性の向上にも寄与する。
　懸架ばねを高強度化すると、耐へたり性と疲労耐久性とが向上し、より高い応力で使用することが可能となるので、ばねの線径を細くすることができる。したがって、現在自動車に使用されている懸架ばねの引張強さは１８００ＭＰａ程度であるが、上記のような軽量化の要請から、懸架ばねをさらに高強度化することが求められている。
　しかしながら、鉄鋼材料は高強度化に伴って水素脆化感受性が増加するという問題を有しており、このことが懸架ばねの高強度化の主な阻害要因になっている。自動車用の懸架ばねは高強度と高靭性とを両立させるため、焼入れおよび焼戻しによって製造される。そのため、その組織はマルテンサイトが焼戻しを受けた組織である焼戻しマルテンサイトである。このような組織を持つ鋼は、水素が鋼材中に侵入すると旧オーステナイト（以下旧γ）粒界が脆化し、その結果、鋼材の降伏強さ以下の応力においても脆性的に破壊することが知られている。また、鋼材を高強度化すればするほど少量の水素で、また低い応力で脆性破壊を起こしやすくなることが知られている。
　懸架ばねは通常塗装された状態で使用され、塗装されている部分については、水素の侵入が抑制される。しかしながら、塗装は、自動車走行中の跳ね石やばねの線間接触などによって損傷する場合がある。塗装が損傷した場合、その部位から腐食することがあり、腐食反応に伴って発生する水素の一部が鋼材中に侵入する。このため、塗装されて使用される懸架ばね用鋼であっても、高強度化するためには、水素脆化に対する対策を講じる必要がある。
　旧γ粒界破壊を抑制し、耐水素脆化特性を向上するためには、マルテンサイト組織の旧γ粒を伸長させることが有効である。特に表層部の旧γ粒を伸長させることが有効である。
　例えば、特許文献１、２には、旧γ粒のアスペクト比を１．５以上または２以上とすることで、鋼材中に水素が吸蔵されたときの疲労特性や耐遅れ破壊特性を向上させた、高強度ばね用鋼が提案されている。また、特許文献３、４には、懸架ばね用鋼と同様、耐水素脆化特性（耐遅れ破壊特性）の向上が求められているＰＣ鋼棒（プレストレストコンクリート（ＰＣ）用緊張材のうち、焼入れおよび焼戻しによって製造されるもの）についても、旧γ粒のアスペクト比を制御する技術が提案されている。
　しかしながら、特許文献１～４に開示された技術は、γ（オーステナイト）域の熱間加工において、仕上圧延の温度を通常よりも低温に制御し、かつ、仕上圧延の後にただちに焼入れを行うことにより、線材の表層部に未再結晶γの状態から急冷されたマルテンサイト、すなわち線材の長手方向に伸長した旧γ粒を持つマルテンサイト組織を得るものである。このような処理は、熱間圧延線材を素材として、ばね用鋼の鋼線を製造する専用の製造ラインを用いれば実現が可能である。しかしながら、汎用の圧延ラインを用いる場合には、伸長した旧γ粒を持つマルテンサイト組織の実現が困難である。この理由は以下の通りである。
（１）線材圧延は減面率が大きく、かつ、多段の加工である。そのため、γ（オーステナイト）が再結晶を繰り返しながら線材形状に圧延されるので、γ粒径が微細になる。γ粒径が微細であると、仕上圧延の後に再結晶が起こりやすくなる。再結晶後のγは、球状に近い形状となるので、線材圧延では、伸長した未再結晶γを得ることが難しい。
（２）線材圧延後、ただちに急冷を行えば、γの再結晶を抑制することができる。しかしながら、汎用の線材圧延ラインでは、レイアウト上、仕上圧延の後にただちに急冷することができない。なぜなら、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延の後に巻取りを行い、コイル状になった線材をコンベアを用いて搬送し、その後急冷を行う媒体（たとえば水）が入った冷却槽内に投入する必要があるためである。すなわち、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延から急冷まで、一般に数秒～十数秒程度を要し、この時間にγの再結晶が起こりやすい。
（３）一方、再結晶を抑制するために仕上圧延温度を低温化すれば、仕上圧延の後のγの再結晶についてはある程度抑制することができる。しかしながら、仕上圧延温度を低下させると、γの加工によって拡散変態が促進されるので、急冷の前にフェライト（以下α）が析出して鋼の強度が低下する。強度が低下した場合、懸架ばね用鋼として使用することができない。
（４）また、懸架ばね用鋼のようなＣ含有量の高い鋼材では、焼割れが発生しやすい。焼割れは焼入れ時の冷却が不均一な場合に発生しやすい。単線の状態で急冷を行う場合には比較的均一に冷却を行うことが可能であるのに対して、線材圧延後に巻き取ったコイルの状態で急冷を行う場合、線材の重なり部と非重なり部、または、コイルの上部と下部といった位置の違い、冷却冷却槽内の焼入媒体の流れの不均一さ等の要因によって、コイルを均一に冷却することが難しい。そのため、汎用の線材圧延ラインにてコイルを急冷する場合には、焼割れにも留意する必要がある。
　上記のような理由から、表層部に旧γ粒が伸長した焼戻しマルテンサイト組織を有する、耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼を、汎用の線材圧延ラインを使用して焼割れの発生を抑制しつつ工業生産する技術は未だ存在していない。
　そのため、このような伸長した旧γ粒を持つマルテンサイト組織が汎用のライン、たとえば鋼片を素材として熱間圧延線材を製造するような汎用の線材圧延ラインによって製造することができれば専用の製造ラインの設備投資は不要であり、また低コストで製造できることになる。
日本国特許第４１１６７６２号公報 日本国特開２０１４－４３６１２号公報 日本国特許第３１５３０７２号公報 日本国特許第３２１７５８９号公報
　本発明者らは、高強度かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼を得るため、懸架ばね用鋼のγの再結晶抑制、γ→α変態に伴うαの析出の抑制および焼割れ抑制技術について鋭意研究した。具体的には、線材圧延における仕上圧延及び巻取りから急冷までの時間においてγの再結晶を抑制するための鋼材成分および圧延条件、仕上圧延及び巻取りから急冷までの間のαの析出を抑制する鋼材成分および圧延条件、並びに、急冷時の焼割れ発生を防止するための鋼材成分および冷却条件について検討した。その結果、Ｖを含有させた上で、仕上圧延温度を８５０℃以下にすることによって加工γの再結晶が顕著に抑制することができること、Ｍｎの含有量を従来のばね用鋼よりも多くすることによって仕上圧延から急冷までの間のαの析出を防止できること、過度の急冷を避けつつマルテンサイトを得るためには、合金元素を各元素の寄与度を考慮して設定したパラメータが所定量以上になるように含有させた上で８００～３００℃の冷却速度を制御する必要があることなどを明らかにした。
　本発明はこのような知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る懸架ばね用鋼は、懸架ばね用の鋼材であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０超～０．６５％、Ｓｉ：１．００～３．５０％、Ｍｎ：２．００超～３．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０２～０．５０％、Ａｌ：０～０．０６０％、Ｍｏ：０～０．５０％未満、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．５０％、Ｎｂ：０～０．０１５％、Ｔｉ：０～０．２００％以下、Ｂ：０～０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物であり、下記（ａ）式で定義されるＫｆが２８０以上であり、組織が、面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、前記焼戻しマルテンサイト中に析出したＦｅ系炭化物がセメンタイトであり、前記鋼材の表面から板厚方向に０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、および０．３ｍｍの深さにおける、前記鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比３．０超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、８０％以上である。
Ｋｆ＝１０（３．２８８×Ｃ（％）－０．１６８×Ｓｉ（％）＋１．０６８×Ｍｎ（％）＋０．３×Ｎｉ（％）＋１．２６６×Ｃｒ（％）＋０．６２６×Ｃｕ（％）＋２．０８６×Ｍｏ（％）－１．９３１）　　（ａ）
ここで、前記（ａ）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｃｕ（％）、Ｍｏ（％）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの質量％での含有量であり、含有されていない場合には、０とする。
（２）上記（１）に記載の懸架ばね用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｍｏ：０.０２～０．５０％未満、Ｃｕ：０.０２～１．０％、Ｎｉ：０.０２～１．５％、Ｎｂ：０．００２～０．０１５％のうち、１種又は２種以上を含有してもよい。
（３）上記（１）または（２）に記載の懸架ばね用鋼は、前記化学成分が、質量％で、Ｔｉ：０．０１０～０．２００％以下、Ｂ：０．０００５～０．００５０％の一方または双方を含有し、前記Ｔｉの含有量と前記Ｎの含有量とが、Ｔｉ≧３．５×Ｎを満足してもよい。
（４）本発明の別の態様に係る懸架ばね用鋼の製造方法は、上記（１）～（３）のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、前記化学成分を有する鋼片を、９５０℃以上１１５０℃未満の温度域に加熱する加熱工程と、加熱された前記鋼片に対して、減面率を３０％以上、仕上圧延温度を７５０～８５０℃とする仕上圧延を含む線材圧延を行って線材を得る線材圧延工程と、前記線材に対して、巻取りを行ってコイルにする巻取り工程と、前記巻取り工程後、５～３０秒に冷却を開始し、前記コイルを、８００～３００℃の間の平均冷却速度が５～５０℃／ｓとなるようにして３００℃以下まで冷却する冷却工程と、前記冷却工程後、４１０℃～５００℃で、１０～１８００秒保持を行う焼戻し工程とを有する。
　本発明の上記態様によれば、引張強さが１９００ＭＰａ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼を提供することができる。この懸架ばね用鋼を用いることで、懸架ばねの高強度化が可能となるので、自動車用の懸架ばねの軽量化に寄与することができる。
　また、本発明の上記態様に係る懸架ばね用鋼の製造方法によれば、汎用の線材圧延ラインによって高強度かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼製造することができるので、製造コストの低下に寄与することができる。
　そのため、本発明は、産業上の貢献が極めて大きい。
遅れ破壊試験の試験片形状を示す図である。 懸架ばね用鋼の断面における、伸長した旧γ粒の面積率の測定位置の例を示す図である。
　本発明の一実施形態に係る懸架ばね用鋼について説明する。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、以下の特徴を有する。
　（ａ）懸架ばね用の鋼材であって、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．４０超～０．６５％、Ｓｉ：１．００～３．５０％、Ｍｎ：２．００超～３．００％、Ｃｒ：０．０１～２．００％、Ｖ：０．０２～０．５０％、Ａｌ：０～０．０６０％、Ｍｏ：０～０．５０％未満、Ｃｕ：０～１．００％、Ｎｉ：０～１．５０％、Ｎｂ：０～０．０１５％、Ｔｉ：０～０．２００％以下、Ｂ：０～０．００５０％を含有し、Ｐ：０．０２０％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ｎ：０．０１００％以下に制限し、残部がＦｅおよび不純物であり、下記（１）式で定義されるＫｆが２８０以上である。
　Ｋｆ＝１０（３．２８８×Ｃ（％）－０．１６８×Ｓｉ（％）＋１．０６８×Ｍｎ（％）＋０．３×Ｎｉ（％）＋１．２６６×Ｃｒ（％）＋０．６２６×Ｃｕ（％）＋２．０８６×Ｍｏ（％）－１．９３１）　　（１）
　ここで、前記（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｃｕ（％）、Ｍｏ（％）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの質量％での含有量であり、含有されていない場合には、０とする。
　（ｂ）組織が、面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含む。
　（ｃ）焼戻しマルテンサイト中に析出したＦｅ系炭化物がセメンタイトである。
　（ｄ）鋼材の表面から板厚方向に０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、および０．３ｍｍの深さにおける、鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比３．０超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、８０％以上である。
　また、本実施形態に係る懸架ばね用鋼を公知の方法でばね加工すれば、高強度かつ、耐遅れ破壊特性に優れた懸架ばねが得られる。
　上記の特徴は、懸架ばね用鋼のγの再結晶抑制、αの析出抑制および焼割れ抑制技術について鋭意研究して得られた以下の知見に基づいている。
（１）焼戻しマルテンサイトを有するばね用鋼材の表層、特に表面から０．３ｍｍまでの範囲の組織において、旧γ粒を線材の長手方向に対して伸長化させると耐水素脆化特性が向上する。
（２）Ｖを所定量含有させ、仕上圧延温度を８５０℃以下にすることによって線材圧延後の加工されたγ（加工γ）の再結晶を顕著に抑制することができる。
（３）Ｍｎの含有量を２％超とすることによって、仕上圧延温度を８５０℃以下に低くした場合においても、圧延後のγの拡散変態及びαの析出を抑制することができる。
（４）線材の焼割れを防止するためには、巻取り後の線材コイルの焼入れ時の冷却速度を遅くすることによって、コイル内の温度分布を緩和することが有効である。
（５）線材の焼入れ時の冷却速度を遅くすると、マルテンサイトが生成しにくくなる。そのため、冷却後にマルテンサイト分率（面積率）を９０％以上にするためには、鋼材の焼入性を高める必要がある。合金元素の含有量をある関係式に基づいた量以上にすることで９０％以上のマルテンサイトを得ることができる。
　以下、本発明の一実施形態に係る懸架ばね用鋼（本実施形態に係る懸架ばね用鋼と言う場合がある）について、詳細に説明する。
　まず、本実施形態に係る懸架ばね用鋼の化学成分について説明する。以下、化学成分に関する％は、質量％を示す。
［Ｃ：０．４０超～０．６５％］
　Ｃは焼戻しマルテンサイトを有する鋼の強度を高めるために必要な元素である。懸架ばね用鋼としての強度を確保するために、Ｃ含有量を０．４０％超とする必要がある。好ましいＣ含有量の下限は、０．５０％である。他方、Ｃ含有量が０．６５％を超えると鋼の延性および靭性が低下する。また、Ｃ含有量が０．６５％を超えると、残留γ量が増加することで、十分な量の焼戻しマルテンサイトが得られず、その結果、懸架ばねとしての機械的特性を確保できない。そのため、Ｃ含有量の上限を０．６５％とする。好ましいＣ含有量の上限は０．６０％である。
［Ｓｉ：１．００～３．５０％］
　Ｓｉは懸架ばね用鋼のような焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を向上させるために非常に有効な元素である。また、Ｓｉは、ばねの耐へたり性向上にも有効な元素である。これらの効果を得るためにはＳｉ含有量の下限を１．００％とする必要がある。好ましいＳｉ含有量の下限は、１．２０％である。他方、Ｓｉ含有量が３．５０％を超えると、ばね用鋼の表層の脱炭が増加するなどの問題が顕著となる。そのため、Ｓｉ含有量の上限を３．５０％とする。好ましいＳｉ含有量の上限は２．５０％、より好ましい上限は２．００％である。
［Ｍｎ：２．００超～３．００％］
　Ｍｎは本実施形態に係る懸架ばね用鋼において重要な元素である。仕上圧延後に未再結晶γの再結晶を抑制して伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を低くすることが有効である。しかしながら、線材圧延では、減面率が大きく、γが多段の加工を受け、再結晶を繰り返しながら線材形状に圧延されるので、γ粒径が微細になる。γ粒径が微細であると、仕上圧延後に再結晶が起こりやすくなるので、未再結晶γを得ることが難しい。加えて、汎用の線材圧延ラインの使用を想定した場合、そのレイアウト上、仕上圧延から急冷まで、数秒～十数秒を要するので、仕上圧延後にただちに冷却することができない。したがって、仕上圧延から急冷までの間に再結晶が起こりやすい。このため、汎用の線材圧延ラインで伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を通常の操業条件よりも低くする必要がある。しかしながら、γの加工は拡散変態であるα変態を促進するため、仕上圧延温度を低くすると、加工γからαが析出するという問題が起こる。αが析出すると、その後急冷を行ってもマルテンサイト中に軟質のαが混在した組織になり、マルテンサイト分率を高めることができず、その結果、懸架ばねとしての強度を得ることができなくなる。これに対し、平衡状態でαに変態しない領域では、γに加工を加えても変態は起こらない。そのため、線材中にＭｎを従来よりも多く含有させて、Ａｒ３点（オーステナイトが変態を開始する温度）を下げることによってγ域を低温側に広げることが極めて有効である。また、平衡状態でαに変態する領域においても、Ｍｎの増加によってα変態が開始する温度域が低下し、かつ変態開始時間が長時間側に移動するため、α変態の抑制に有利である。
　上記の効果を得るために、本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、Ｍｎ含有量を２．００％超とする必要がある。好ましいＭｎ含有量の下限は２．１０％、より好ましいＭｎ含有量の下限は、２．２０％、さらに好ましい下限は、２．３０％である。他方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、残留γ量が増加し、十分な量のマルテンサイトが得られなくなるなどの欠点が顕著に現れる。そのため、Ｍｎ含有量の上限を３．００％とする。好ましいＭｎ含有量の上限は２．６０％である。
　従来、ばね用鋼においてＭｎを２．００％超にすると、耐遅れ破壊特性が低下すると考えられてきた。しかしながら、本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、Ｍｎ含有量とともに、後述するＶなどの他の元素の含有量や各成分の含有量によって決まるＫｆも同時に制御することで、上述の効果が得られるので、優れた耐遅れ破壊特性を得ることができる。
［Ｃｒ：０．０１～２．００％］
　Ｃｒは懸架ばね用鋼の焼入性の向上や焼戻し軟化抵抗の向上に有効な元素である。上記の効果を得るためにはＣｒ含有量の下限を０．０１％とする必要がある。好ましいＣｒ含有量の下限は、０．２０％である。他方、Ｃｒ含有量が２．００％を超えると、加熱時のγ中へのセメンタイトの溶体化を阻害するなどの問題が顕著になる。そのため、Ｃｒ含有量の上限を２．００％とする。好ましいＣｒ含有量の上限は１．００％である。
［Ｖ：０．０２～０．５０％］
　Ｖは本実施形態に係る懸架ばね用鋼において重要な元素である。線材圧延後に未再結晶γの再結晶を抑制して伸長した旧γ粒を持つマルテンサイトを得るためには、仕上圧延温度を低くすることが有効である。しかしながら、上述のように、線材圧延においてはγ粒径が微細になる。また、汎用の線材圧延ラインでは、仕上圧延から急冷まで時間を要する。そのため、仕上圧延温度を低くすると、仕上圧延から急冷までの間に再結晶が起こりやすく、未再結晶γを得ることが難しい。このため、仕上圧延温度を通常の操業条件よりも低くすることが求められるが、仕上圧延温度を過度に低温化するとミスロールが発生しやすくなる。Ｖは、γの再結晶を抑制するのに極めて有効であるので、Ｖを含有させることにより、通常の低温仕上圧延条件において未再結晶γを長時間安定して得ることが可能となり、仕上圧延温度の過度な低温化を避けることができる。上記の効果を得るためにはＶ含有量の下限を０．０２％とする必要がある。好ましいＶ含有量の下限は０．０５％であり、より好ましいＶ含有量の下限は、０．１０％である。他方、Ｖは高価な合金元素であるため、０．５０％を超えて含有させると製造コスト上不利である。そのため、Ｖ含有量の上限を０．５０％とする。好ましいＶ含有量の上限は０．２０％である。
［Ｐ：０．０２０％以下］
　Ｐは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）を低下させる元素である。そのため、Ｐ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。好ましくは０．０１５％以下に制限する。
［Ｓ：０．０２０％以下］
　Ｓは不純物であり、旧γ粒界を脆化させ、耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）を低下させる元素である。そのため、Ｓ含有量を０．０２０％以下に制限する必要がある。好ましくは０．０１５％以下、より好ましくは０．００６％以下に制限する。
［Ｎ：０．０１００以下％］
　Ｎは不純物であり、鋼の熱間延性を低下させるとともに、連続鋳造時の製造性を損なう元素である。そのためＮ含有量を０．０１００％以下に制限する必要がある。好ましくは０．００７０％以下に制限する。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、上記の化学成分を含有し、残部がＦｅ及び不純物からなることを基本とする。本実施形態において、不純物とは、鋼材を工業的に製造する際に、鉱石、スクラップ等の原料、その他の要因により混入する成分を意味する。
　しかしながら、本実施形態に係る懸架ばね用鋼には、必要に応じてＡｌ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｎｂのうち、１種又は２種以上を後述する範囲でさらに含有させても良い。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
［Ａｌ：０．０１０～０．０６０％］
　Ａｌは鋼の脱酸に有効な元素である。Ｓｉによって脱酸を行う場合は必ずしも含有させなくても良いが、Ａｌによる脱酸を行う場合には、０．０１０％以上含有させることが好ましい。他方、Ａｌ含有量が０．０６０％を超えると、粗大な介在物が生成して靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Ａｌを含有させる場合でも、Ａｌ含有量の上限は０．０６０％とする。
［Ｍｏ：０．０２～０．５０％未満］
　Ｍｏは少量で鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。また、Ｍｏは加工γの再結晶の抑制にも有効であり、Ｖの含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。上記の効果を得る場合には、Ｍｏ含有量を０．０２％以上とすることが好ましい。好ましくは、０．０５％以上である。他方、Ｍｏは高価な合金元素であるので、Ｍｏ含有量が０．５０％以上となると製造コスト上不利である。そのため、Ｍｏを含有させる場合でも、Ｍｏ含有量を０．５０％未満とする。好ましくは０．３０％以下である。
［Ｃｕ：０．０２～１．００％］
　Ｃｕは耐食性を向上させる元素である。上記の効果を得る場合には、Ｃｕ含有量を０．０２％以上とする必要がある。好ましくは、０．０５％以上である。他方、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、鋼の熱間延性が低下し、連続鋳造時に割れや表面きずが発生して製造歩留まりが低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Ｃｕを含有させる場合でも、Ｃｕ含有量を１．００％以下とする。好ましくは０．２０％以下である。
［Ｎｉ：０．０２～１．５０％］
　Ｎｉは耐食性を向上させる元素であり、また、靭性の向上にも有効な元素である。上記の効果を得る場合には、Ｎｉ含有量を０．０２％以上とする必要がある。好ましくは、０．１０％以上である。他方、Ｎｉは高価な合金元素であるため、Ｎｉ含有量が１．５０％を超えると製造コスト上不利である。そのため、Ｎｉを含有させる場合でも、Ｎｉ含有量を１．５０％以下とする。好ましくは０．５０％以下である。
［Ｎｂ：０．００２～０．０１５％］
　Ｎｂは加工γの再結晶の抑制に有効な元素であり、Ｖ含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。上記の効果を得る場合には、Ｎｂ含有量を０．００２％以上とすることが好ましい。より好ましくは、０．００５％以上である。他方、Ｎｂ含有量が０．０１５％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、連続鋳造時に割れや表面きずが発生して製造歩留まりが低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Ｎｂを含有させる場合でも、Ｎｂ含有量を０．０１５％以下とする。好ましくは０．０１０％以下である。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、さらに、必要に応じてＴｉ、Ｂのうち、一方または双方を以下の範囲で含有しても良い。ただし、これらの元素は必ずしも含有させる必要はないので、その下限は０％である。
［Ｔｉ：０．０１０～０．２００％］
　Ｔｉは加工γの再結晶の抑制に有効な元素であり、Ｖ含有による加工γの再結晶抑制効果を補完する働きを有する。また、同時にＢを含有させた場合には、鋼中の固溶ＮをＴｉＮの形で高温から安定的に固定することによって、ＢＮの生成を抑制する。そのため、Ｔｉは固溶Ｂ量の確保に有効な元素である。固溶Ｂ量が確保されると、固溶Ｂによる焼入性向上効果を得ることができる。上記の効果を得る場合には、Ｔｉ含有量を０．０１０％以上とする必要がある。好ましくは、０．０１５％以上である。他方、Ｔｉ含有量が０．２００％を超えると、その効果が飽和するだけでなく、粗大なＴｉ（ＣＮ）が生成することにより靭性が低下するなどの問題が顕著になる。そのため、Ｔｉを含有させる場合でも、Ｔｉ含有量を０．２００％以下とする。好ましくは０．１００％以下である。
［Ｂ：０．０００５～０．００５０％］
　Ｂは微量で鋼の焼入性の向上に寄与する元素である。また、Ｂは旧γ粒界に偏析して旧γ粒界を強化することによって粒界破壊を抑制する効果を有する。上記の効果を得る場合には、Ｂ含有量を０．０００５％以上とすることが好ましい。好ましくは、０．００１０％以上である。他方、Ｂ含有量が０．００５０％を超えると、その効果は飽和するだけでなく、ＢがＢＮあるいはＦｅ２３（Ｃ,Ｂ）６などの析出物を形成し、逆に粒界強度を低下させる。そのため、Ｂを含有させる場合でも、Ｂ含有量を０．００５０％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。
［Ｔｉ≧３．５×Ｎ］
　上述したＢ含有による効果を得るためには、鋼中の固溶Ｎを低減することによってＢＮの生成を抑制することが必要である。したがって、Ｎの含有量を低減するとともにＴｉを含有させることによって固溶ＮをＴｉＮの形で高温から安定的に固定することが望ましい。Ｔｉ及びＢを含有する場合に、Ｔｉにより固溶Ｎを固定して上記の効果を得るためには、ＴｉとＮとの含有量の関係をＴｉ≧３．５×Ｎとすることが好ましい。より好ましい範囲はＴｉ≧４．０×Ｎである。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、上述の化学成分を有した上で、さらに、各元素の含有量を用いて計算される焼入性パラメータであるＫｆを制御する必要がある。
［Ｋｆ≧２８０］
　懸架ばね用鋼のようなＣ含有量が多い成分系の場合、線材に急冷を行ってマルテンサイト変態をさせるときに焼割れが生じやすい。特に、単線の状態よりもコイルを急冷する場合に、焼割れが生じやすい。線材の焼割れを防止するためには、巻取り後の線材コイルを急冷（焼入れ）する時の冷却速度を遅くすることによって、コイル内の温度分布を緩和することが有効である。しかしながら、冷却速度を遅くすると冷却中にαが析出して、懸架ばね用鋼として必要な焼戻しマルテンサイト分率（面積率）を得ることができなくなることが懸念される。これに対し、焼入れ時の冷却速度を遅くした場合でも、冷却後に所定のマルテンサイト分率を得るためには、鋼（線材）の焼入性を高める必要がある。
　本発明者らは、検討の結果、下記（１）式で定義されるＫｆを２８０以上とすることで、焼割れの防止とマルテンサイト分率の確保とを両立できることを見出した。好ましいＫｆの範囲は３００以上である。一方、Ｋｆが高くなりすぎると、残留γが過剰に生成して懸架ばね用鋼において十分な面積率の焼戻しマルテンサイトが得られなくなる場合がある。そのため、Ｋｆを、１００００以下とすることが好ましい。
　Ｋｆ＝１０（３．２８８×Ｃ（％）－０．１６８×Ｓｉ（％）＋１．０６８×Ｍｎ（％）＋０．３×Ｎｉ（％）＋１．２６６×Ｃｒ（％）＋０．６２６×Ｃｕ（％）＋２．０８６×Ｍｏ（％）－１．９３１）　　（１）
　ここで、（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｃｕ（％）、Ｍｏ（％）は、それぞれ、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの質量％での含有量であり、含有されていない場合には、０として計算する。
　次に、本実施形態に係る懸架ばね用鋼の金属組織について説明する。
［焼戻しマルテンサイトの面積率：９０％以上］
　ばねは、弾性体としての復元力を利用し、弾性エネルギーを蓄積する機械要素なので、降伏強さが高いことが必要である。このため、懸架ばね用鋼は、その主な組織を、高い降伏強度を得ることができ、かつ靭性にも優れる焼戻しマルテンサイトとする必要がある。本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、組織における焼戻しマルテンサイトの割合を面積率で９０％以上とする。焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％未満では、強度及び靭性の両方を十分に確保することができない。
　焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％以上であれば、残部として、フェライト、パーライト、ベイナイト、または残留オーステナイトの１種以上を含んでも構わない。しかしながら、焼戻しマルテンサイト以外の組織の面積率はできるだけ低減することが望ましい。フェライト、パーライト、ベイナイト、または残留オーステナイトの１種以上の面積率の合計を、５％以下にすることが好ましく、すなわち、焼戻しマルテンサイトの面積率を、９５％以上とすることが好ましい。残部は０％でもよく、その場合、焼戻しマルテンサイトの面積率は１００％である。
　焼戻しマルテンサイトの面積率は、鋼材の長手方向の断面を鏡面研磨した後に３％ナイタール（３％硝酸－エタノール溶液）で腐食し、光学顕微鏡で懸架ばね用鋼の表面から０．１ｍｍの表層部、半径の１／２位置のそれぞれ３視野を１０００倍で観察して各視野での面積率を求め、その平均によって評価する。本実施形態に係る懸架ばね用鋼では、このような評価を行うことで、鋼材の全体における焼戻しマルテンサイトの面積率を代表して評価できる。
　焼戻しマルテンサイト中には、Ｆｅ系炭化物が析出している。本実施形態に係る懸架ばね用鋼において、焼戻しマルテンサイト中のＦｅ系炭化物は、セメンタイト（θ）である。Ｆｅ系炭化物としては、θ以外に、例えば、εが析出する場合がある。しかしながら、εはθに比べて耐水素脆化特性が劣位であるので、Ｆｅ系炭化物としてεが析出した場合、十分な耐水素脆化特性を得ることができない。
　Ｆｅ系炭化物の同定は以下の方法で行うことができる。
　示差熱分析（ＤＳＣ）により３００℃から４３０℃の温度範囲において発熱ピークが観察されるかどうかでＦｅ系炭化物εの存在の有無を確認すると共に、薄膜ＴＥＭ観察で制限視野電子線回折パターン解析を行い、Ｆｅ系炭化物がεであるのかθであるのか判別する。
［鋼材の表面から板厚方向で０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、および０．３ｍｍの深さにおける、鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比３．０超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、８０％以上］
　その組織として、焼戻しマルテンサイトを主に含む鋼は、水素が鋼中に侵入すると旧γ粒界が脆化する。その結果、鋼材の降伏強さ以下の応力でも脆性的に破壊する。耐水素脆化特性を向上させるためには、マルテンサイトの旧γ粒を伸長させることが有効である。
　また、このような旧γ粒界での破壊は、懸架ばね用鋼から製造された懸架ばねの場合、腐食による欠陥を起点として生じる。すなわち、旧γ粒界破壊は、懸架ばねの表層から発生する。このため、懸架ばねの表層から発生する旧γ粒界破壊を抑制するためには、懸架ばね用鋼の表層の旧γ結晶粒を懸架ばね用鋼の長手方向に伸長させることが極めて重要である。また、そのためには懸架ばね用鋼の素材となる線材の表層の旧γ結晶粒を線材の長手方向に伸長させることが有効である。
　耐水素脆化特性を向上させるためには、表層の旧γ結晶粒の形状、特に長さ（圧延方向）と幅（半径方向）との比（アスペクト比＝長さ／幅）は重要であり、アスペクト比が大きいほど旧γ粒界破壊を抑制する効果が大きい。また、アスペクト比の大きな旧γ粒径の割合が高いほど、その効果を安定的に得られる。本発明者らは、上記の効果を安定的に得るためには、アスペクト比が３．０超の旧γ粒径を、全ての旧γ粒のうち、面積率で８０％以上にする必要があることを見出した。好ましくは、旧γ粒径のアスペクト比は３．５以上である。
　また、本発明者らは、鋼材の表面から０．３ｍｍ深さまでの範囲において、アスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率が平均で８０％以上でないと、旧γ粒界破壊の抑制効果が不十分になることを見出した。これは、懸架ばね用鋼では、腐食による欠陥が水素脆化による旧γ粒界破壊の起点になるので、鋼材の表面から腐食の影響が及ばない位置（深さ）まで、アスペクト比の大きな旧γ粒が一定の割合以上存在する必要があるためであると考えられる。
　ここで、本実施形態において、鋼材の表面から０．３ｍｍまでの範囲におけるアスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率とは、例えば図２に示すように、懸架ばね用鋼１の表面から懸架ばね用鋼１の中心に向かう直線上で、かつ、懸架ばね用鋼１の表面から０．１ｍｍ深さの位置１１、０．２ｍｍ深さの位置１２、０．３ｍｍ深さの位置１３のそれぞれにおいて、アスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率を測定し、これらの面積率の平均として得られる値である。
　伸長化した旧γ結晶粒による旧γ粒界破壊の抑制効果をより安定的に得るためには鋼材の表面から０．３ｍｍの深さにおいて、アスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率が８０％以上であると好ましい。また、鋼材の表面から０．５ｍｍ深さの位置において、アスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率が８５％以上であるとより好ましい。
　アスペクト比は、それぞれの測定位置で少なくとも１５以上の結晶粒について、測定し、その平均をとることで得られる。
　次に、本実施形態に係る懸架ばね用鋼の製造方法について説明する。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、以下の工程を含む製造方法によって製造することができる。また、この製造方法は、汎用の線材圧延ラインを用いて実施することができる。
［加熱工程］
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼の素材としては、上記化学成分を有し、一般的な製鋼プロセスと分塊圧延プロセスとを経て製造された鋼片を用いることができる。
　まず、この鋼片を、熱間圧延を行って線材形状にするため、鋼片をγ域に加熱する。加熱温度が９５０℃以下では、圧延終了温度が低くなりすぎるので、加熱温度を９５０℃以上にする必要がある。好ましくは１０００℃以上である。他方、加熱温度が高すぎると鋼片が脱炭する。鋼片の段階で形成された表層の脱炭層は、鋼片を圧延して得られる線材、線材を焼戻して得られる懸架ばね用鋼、懸架ばね用鋼から製造される懸架ばねにまで引き継がれ、懸架ばねの疲労強度を低下させる原因となる。そのため、鋼片の加熱温度を１１５０℃未満にする必要がある。好ましくは１１００℃以下である。
［線材圧延工程］
　加熱された鋼片に対して、粗圧延、中間圧延、および仕上圧延からなる線材圧延を行うことによって鋼片を線材形状に成形する。本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、仕上圧延において鋼材の表層部のγ粒を長手方向に伸長させる。所望のアスペクト比を有する旧γ粒を得るためには、仕上圧延において、減面率を３０％以上にする必要がある。好ましくは４０％以上である。
　仕上圧延温度が低いほど加工γの再結晶が抑制される。そのため、本実施形態に係る懸架ばね用鋼の製造方法では、所望のアスペクト比を有する旧γ粒を得るため、仕上圧延温度を８５０℃以下にする必要がある。好ましくは８４０℃以下である。他方、仕上圧延温度が低すぎるとミスロールが発生しやすくなるなどの問題が顕著になる。そのため、仕上圧延温度の下限を７５０℃とする。好ましい下限は７８０℃である。
［巻取り工程］
［冷却工程］
　仕上圧延に引き続いて巻取りを行い、線材をコイル（線材コイル）にする。
　また、前記巻取り完了後、５～３０秒に冷却を開始し、線材コイルを急冷することによって焼入れを行う。焼入れに際しては、例えば、コイル状になった線材を、コンベアを用いて搬送し、その後急冷を行う媒体（水など）が入った冷却槽内に投入する。巻取りから急冷の開始までの時間が３０秒を超えると、この間に再結晶が起こる。したがって、巻取り完了から急冷までの時間を３０秒以内にする必要がある。好ましくは２０秒以内である。一方、線材の断面温度均一化の観点から、巻取り完了後、ただちに冷却するのではなく、５秒以上経過後、急冷を行うことが好ましい。巻取り完了～冷却開始までが５秒未満では、線材断面内の温度が不均一となったまま焼入れを行うことになるので結晶粒の不均一が助長され、その結果として耐水素脆化特性が低下することが懸念される。
　巻取りに引き続いて線材コイルを急冷する際、８００～３００℃の温度域を平均冷却速度５℃／ｓ以上として、３００℃以下まで冷却する必要がある。冷却速度が５℃／ｓ未満では、マルテンサイトが十分生成せず、その結果、懸架ばね用鋼で所望の焼戻しマルテンサイト分率が得られない。好ましくは、１０℃／ｓ以上である。他方、冷却速度が大きすぎるとコイル内の温度ばらつきが大きくなり、焼割れが発生することが懸念される。そのため、冷却速度の上限を５０℃／ｓとする。好ましくは冷却速度の上限を４０℃／ｓとする。また、冷却停止温度が３００℃を超えると、マルテンサイトが十分に形成されない。
　線材コイルを冷却槽内に投入して急冷する場合の冷却速度は、冷却媒体の温度を変更することによって制御することができる。すなわち、例えば、冷却媒体として水を用いた場合には、水温を変更することによって、線材コイルの冷却速度を所定の範囲に制御することができる。なお、線材の径にもよるが、室温の水や、水よりも冷却能の高い油を冷却媒体として用いた場合、線材コイルの冷却速度が５０℃／ｓを超えることが懸念されるので、冷却媒体としては、４０℃以上の水（温水）を用いることが好ましく、８０℃以上の水を用いることがより好ましい。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼は、Ｖ、Ｍｎによって、γの再結晶およびαの析出を抑制しさらに、Ｋｆを２８０以上として一定上の焼入性を確保しているので、８００～３００℃の平均冷却速度を５℃／ｓ以上とすればよい。冷却速度を上記の範囲とする場合、線材コイルを冷却槽に投入することが好ましいが、冷却速度を５℃／ｓ以上にできるのであれば、巻取り後に、衝風冷却によって冷却してもよい。
［焼戻し工程］
　上記の加熱工程、線材圧延工程、巻取り工程、冷却工程を行った線材に対し、焼戻しを行う。焼戻しの温度は所望の特性に応じて適宜変更することができるが、４１０～５５０℃の範囲で１０秒～１８００秒保持を行うことが好ましい。更に好ましくは４３０～５２０℃の範囲で１０秒～１８００秒保持である。
　焼戻し温度が４１０℃未満の場合、Ｆｅ系炭化物がε主体となるので、好ましくない。また、焼戻し温度が５５０℃超の場合、所望の引張強度が得られなくなることが懸念されるので好ましくない。
　線材コイルに対し、矯直および伸線を行い、単線の状態で焼戻しを行うことによって冷間成形懸架ばねの素材である鋼線（懸架ばね用鋼）が得られる。
　本実施形態に係る懸架ばね用鋼の製造方法は、さらに、冷却工程と焼戻し工程との間に、線材コイルに仮の焼戻しを行う仮焼戻し工程を含んでも良い。仮の焼戻しは線材の置き割れの防止や、靭性や延性を向上させることによる矯直および伸線時の断線の防止に有効である。仮の焼戻し行う場合は強度の低下を抑制するため、その後の単線での焼戻しの条件よりも低い温度で行うことが好ましい。矯直時および伸線時に十分な靭性および延性を有する場合は仮の焼戻しを行う必要はない。
　上述のような懸架ばね用鋼は、公知の加工方法で、懸架ばねに加工することができる。
　次に、実施例を用いて本発明を説明するが、本発明は、以下の例に限定されない。
　まず、表１に示す化学成分（残部はＦｅ及び不純物）を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により鋳片とした。この鋳片に必要に応じて均熱拡散処理、分塊圧延を行い、断面が１６２ｍｍ角（縦１６２ｍｍ×横１６２ｍｍ）の線材圧延用の素材（鋼片）を得た。次に、鋼片を、表２－１に示す条件で加熱及び線材圧延を行うことによって、直径１０ｍｍまたは１４ｍｍの線材とした。さらに、熱間圧延に引き続いて熱間で巻取りを行ってコイル状にした後、搬送コンベアで圧延ラインの後方に設けた、線材を冷却するための冷却槽までコイルを搬送し、一部の線材を除いて、その後冷却槽内に投入することによって焼入れを行った。線材が巻取られてからコンベアで搬送され、冷却槽に投入されるまでの時間はいずれも１６秒であった。冷却槽内の冷却媒体として、表２－１の通りの水温とした水、または冷媒油を用いた。冷却槽へ投入を行ったものは冷却媒体の温度と略同じ温度になるまで冷却し、冷却槽への投入を行わなかったものは、巻取り後衝風冷却または空冷によって２５０℃まで冷却した。その後、必要に応じて３００℃で３０分保定する条件で仮焼戻しを行い、矯直を行った。引き続いて直径１４ｍｍの線材は、直径１３ｍｍに、直径１０ｍｍの線材は、直径９．２ｍｍに伸線を行い、表２－１の温度で焼戻しを行ってばね用ワイヤー（懸架ばね用鋼）を得た。焼戻しの加熱時間は１５秒とした。
　表１の３．５×Ｎは、Ｔｉが含まれている場合のみ計算した。また、表１のその他元素における空欄は、含有量が検出限界未満であったことを示している
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　このようにして製造したばね用ワイヤーから組織観察用試験片、引張試験片および遅れ破壊試験片を採取した。組織観察は、ワイヤーを長手方向の中央部で切断して採取した組織観察用試験片の切断面を研磨、腐食を行った後に光学顕微鏡を用いて行った。結果を表２－２に示す。
　焼戻しマルテンサイト分率（面積率）はナイタール腐食を行った試験片の表面から０．１ｍｍの表層部、表面から半径の１／２の位置をそれぞれ３視野ずつ光学顕微鏡を用いて１０００倍で観察して各視野での面積率を求め、その平均によって評価した。
　また、組織観察の際には、表層が脱炭しているかどうかも合わせて観察し、脱炭によるフェライト粒の生成が表層から深さ３０μｍ以上の範囲に認められた場合には、ばね用ワイヤーとしては不適であると判断した。
　また、旧γ粒はピクリン酸飽和水溶液に少量のドデシルベンゼンスルホン酸ナトリウムを加えた溶液による腐食を行った試験片を用いて観察し、表層から０．３ｍｍ深さまでの旧オーステナイト粒のアスペクト比と、アスペクト比が３．０超である旧オーステナイト粒の面積率を測定した。具体的には、表面から０．１ｍｍ深さ、０．２ｍｍ深さ、０．３ｍｍ深さのそれぞれの位置において、倍率１０００倍の光学顕微鏡観察をそれぞれ５視野行い、その後画像解析によって旧γ粒径のアスペクト比及びアスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率を測定し、５視野の平均を、各位置での旧γ粒径のアスペクト比、および、アスペクト比が３．０超である旧γ粒の面積率とした。そして、各位置で得られたアスペクト比３．０超の旧γ粒径の面積率の平均を算出し、これを表層から３ｍｍ深さまでのアスペクト比が３．０超の旧γ粒面積率の平均値とした。
　焼戻しマルテンサイト中のＦｅ系炭化物については、以下の方法で観察、測定した。示差熱分析（ＤＳＣ）により３００℃から４３０℃の温度範囲において発熱ピークが観察されるかどうかでＦｅ系炭化物εの存在の有無を確認すると共に、薄膜ＴＥＭ観察で制限視野電子線回折パターン解析を行い、Ｆｅ系炭化物がεであるのかθであるのか判別した。
　引張試験はＪＩＳ　Ｚ　２２０１およびＺ　２２４１に準じて、丸棒引張試験を用いて行った。引張試験の結果、引張強さが１９００ＭＰａ未満のものは、強度が十分ではないと判断した。
　遅れ破壊試験は、以下の要領で行った。すなわち、図１に示す形状の試験片を用い、試験片にあらかじめ種々の量の水素を電解チャージによって吸蔵させ、その後試験片に水素逃散防止のためのめっきを行った後、引張強さの０．３倍の定荷重を付加した。種々の水素量をチャージした試験片について試験を行うことにより、試験片が１００時間以内に遅れ破壊を起こさない上限の水素量である限界拡散性水素量を測定した。遅れ破壊試験の結果、限界拡散性水素量が０．４０ｐｐｍ未満のものは耐遅れ破壊特性（耐水素脆化特性）に劣ると判定した。
　結果を表２－３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表２－１～２－３より、本発明例である製造Ｎｏ．Ａ１－１～Ａ１－９、Ａ２～Ａ２５はいずれも焼戻しマルテンサイトの面積率が９０％以上であり、また表層から０．３ｍｍ深さまでの、アスペクト比が３．０超である旧オーステナイト粒の面積率の平均値が８０％以上であった。また、その結果、懸架ばねとしての引張強さを有し、かつ、限界拡散性水素量が０．４０ｐｐｍ以上であり、耐遅れ破壊特性に優れていた。
　一方、比較例であるＢ１－１～Ｂ１－９、Ｂ３１～Ｂ３７、Ｂ３９～Ｂ４１は、化学成分、焼戻しマルテンサイトの面積率、表層から０．３ｍｍ深さまでのアスペクト比が３．０超の旧γ粒の面積率の平均値のいずれかが本発明の範囲を外れていた。その結果、引張り強さまたは耐遅れ破壊特性のいずれかが劣っていた。
　Ｂ１－１は圧延時の加熱温度が高すぎたためばね用ワイヤーにおいて、表面から３０μｍ以上の範囲にフェライト脱炭層が生成した例である。Ｂ１－２、Ｂ１－８、Ｂ１－９は線材圧延後の急冷時の冷却速度が高すぎたため、線材が焼割れを起こし、ばね用ワイヤーを製造できなかった例である。Ｂ１－３は線材圧延後の急冷時の冷却速度が低すぎたため、十分な焼戻しマルテンサイト分率を得られず、引張強さが低くなった例である。Ｂ１－４は線材圧延時の仕上圧延温度が低すぎたため、ミスロールが発生してばね用ワイヤーを製造できなかった例である。Ｂ１－５、Ｂ１－６は仕上圧延温度が高すぎたため、巻取りから焼入れまでの時間においてγが再結晶し、表層から０．３ｍｍ深さまでのアスペクト比が３．０超の旧γ粒の面積率が低くなった例である。Ｂ１－７は仕上圧延時の減面率が小さすぎたため、表層から０．３ｍｍ深さまでのアスペクト比が３．０超の旧γ粒径の面積率が低くなった例である。Ｂ１－５～Ｂ１－７では、いずれも限界拡散性水素量が低かった。Ｂ１－１０は、焼戻し温度が低く、Ｆｅ系炭化物としてεが析出したことで、限界拡散性水素量が低くなった。
　Ｂ３１はＣ含有量が多すぎるため残留γ量が増加し、十分な焼戻しマルテンサイト分率が得られず、引張強さが低くなった例である。Ｂ３２はＣ含有量が少なすぎるためばね用ワイヤーとして十分な引張強さが得られなかった例である。Ｂ３３はＫｆが小さい成分であるため焼入れ不足となり、引張強さが低くなった例である。Ｂ３４はＳｉ含有量が少なすぎるため焼戻し時の軟化抵抗が小さく、引張強さが低くなった例である。Ｂ３５はＭｎ含有量が少なすぎるため巻取りから焼入れまでの時間においてフェライト変態が始まり、十分な焼戻しマルテンサイト分率が得られず、引張強さが低くなった例である。Ｂ３６、Ｂ３７はそれぞれＰ、Ｓ含有量が多すぎるため旧γ粒界が脆化した例であり、これにより限界拡散性水素量が低くなった例である。Ｂ３９、Ｂ４０、Ｂ４１はそれぞれＶ含有量が少なすぎる、または含有されていないため再結晶抑制効果が得られず、これにより限界拡散性水素量が低くなった例である。
　本発明によれば、引張強さが１９００ＭＰａ以上の高強度であり、かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼を提供することができる。この懸架ばね用鋼を用いることで、懸架ばねの高強度化が可能となるので、自動車用の懸架ばねの軽量化に寄与することができる。
　また、本発明の懸架ばね用鋼の製造方法によれば、汎用の線材圧延ラインによって高強度かつ耐水素脆化特性に優れた懸架ばね用鋼製造することができるので、製造コストの低下に寄与することができる。
　そのため、本発明は、産業上の貢献が極めて大きい。
　１　　　懸架ばね用鋼
　１１　　表面から０．１ｍｍ深さの位置
　１２　　表面から０．２ｍｍ深さの位置
　１３　　表面から０．３ｍｍ深さの位置

Claims (4)

  1. 　懸架ばね用の鋼材であって、
    　化学成分が、質量％で、
    Ｃ：０．４０超～０．６５％、
    Ｓｉ：１．００～３．５０％、
    Ｍｎ：２．００超～３．００％、
    Ｃｒ：０．０１～２．００％、
    Ｖ：０．０２～０．５０％、
    Ａｌ：０～０．０６０％、
    Ｍｏ：０～０．５０％未満、
    Ｃｕ：０～１．００％、
    Ｎｉ：０～１．５０％、
    Ｎｂ：０～０．０１５％、
    Ｔｉ：０～０．２００％、
    Ｂ：０～０．００５０％
    を含有し、
    Ｐ：０．０２０％以下、
    Ｓ：０．０２０％以下、
    Ｎ：０．０１００％以下
    に制限し、残部がＦｅおよび不純物であり、下記（１）式で定義されるＫｆが２８０以上であり、
    　組織が、面積率で９０％以上の焼戻しマルテンサイトを含み、
    　前記焼戻しマルテンサイト中に析出したＦｅ系炭化物がセメンタイトであり、
    　前記鋼材の表面から板厚方向に０．１ｍｍ、０．２ｍｍ、および０．３ｍｍの深さにおける、前記鋼材の長手方向に伸長したアスペクト比３．０超の旧オーステナイト粒の面積率の平均が、８０％以上である
    ことを特徴とする懸架ばね用鋼。
    Ｋｆ＝１０（３．２８８×Ｃ（％）－０．１６８×Ｓｉ（％）＋１．０６８×Ｍｎ（％）＋０．３×Ｎｉ（％）＋１．２６６×Ｃｒ（％）＋０．６２６×Ｃｕ（％）＋２．０８６×Ｍｏ（％）－１．９３１）　　（１）
    　ここで、前記（１）式中のＣ（％）、Ｓｉ（％）、Ｍｎ（％）、Ｎｉ（％）、Ｃｒ（％）、Ｃｕ（％）、Ｍｏ（％）は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏの質量％での含有量であり、含有されていない場合には、０とする。
  2. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｍｏ：０.０２～０．５０％未満、
    Ｃｕ：０.０２～１．０％、
    Ｎｉ：０.０２～１．５％、
    Ｎｂ：０．００２～０．０１５％
    のうち、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に記載の懸架ばね用鋼。
  3. 　前記化学成分が、質量％で、
    Ｔｉ：０．０１０～０．２００％以下、
    Ｂ：０．０００５～０．００５０％
    の一方または双方を含有し、
    　前記Ｔｉの含有量と前記Ｎの含有量とが、Ｔｉ≧３．５×Ｎを満足する
    ことを特徴とする請求項１または２に記載の懸架ばね用鋼。
  4. 　請求項１～３のいずれか一項に記載の懸架ばね用鋼を製造する方法であって、
    　前記化学成分を有する鋼片を、９５０℃以上１１５０℃未満の温度域に加熱する加熱工程と、
    　加熱された前記鋼片に対して、減面率を３０％以上、仕上圧延温度を７５０～８５０℃とする仕上圧延を含む線材圧延を行って線材を得る線材圧延工程と、
    　前記線材に対して、巻取りを行ってコイルにする巻取り工程と、
    　前記巻取り工程後、５～３０秒に冷却を開始し、前記コイルを、８００～３００℃の間の平均冷却速度が５～５０℃／ｓとなるようにして３００℃以下まで冷却する冷却工程と、
    　前記冷却工程後、４１０℃～５００℃で、１０～１８００秒保持を行う焼戻し工程と、
    を有することを特徴とする懸架ばね用鋼の製造方法。
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