高强度且耐腐蚀性优异的稳定器用钢和使用其的车辆用稳定器及其制造方法

摘要

根据本发明，将具有规定的成分组成的，特别是Cu量+Ni量为0.15质量％以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质的钢，设为成型成稳定器形状而进行淬火后的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围，由此，能以低成本且对地球环境友好的制造工序，得到拉伸强度为1200MPa级以上且具有优异的常温·低温韧性的高耐久性的稳定器用钢。

说明书

技术领域

本发明涉及稳定器用钢材、车辆用稳定器以及车辆用稳定器的制造方法。

背景技术

作为在汽车转弯时降低横摇的发生、提高乘坐舒适感和行驶稳定性的悬架机构上的重要安全部件有稳定器这种部件。由于该稳定器通过弹簧作用抑制车体的倾斜，因此，对成为坯料的钢要求充分的强度、韧性和耐久性。

因此，以往的稳定器是如下制造的：将S48C等碳钢、SUP9等弹簧钢的热轧钢材切割成规定尺寸后，进行热锻和热弯成型，进而进行油淬火回火而调质成规定的强度。但是，近年来，为了降低成本，迫切期望省略热处理，实现生产率的提高或合理化。

针对这样的期望，专利文献1中记载了一种在热轧后即使不进行强加工、淬火回火等也仅通过热轧就具有120～150kgf/mm²的高强度的、轧韧性优异且可进行冷弯曲加工的、可加工成弹簧、稳定器等的非调质弹簧用轧制线状钢或棒状钢，其成分组成是在0.13～0.35％C-0.1～1.8％Si-0.8～1.8％Cr系的钢中添加Nb，或者Ti、B。

另外，专利文献2中记载了涉及一种强度为1150MPa以上且冷加工性良好的非调质的高强度钢材，为了在保持热轧的非调质状态下得到所希望的强度，将以V作为主要元素并复合添加其他析出固化元素的组成的钢在低温下热轧后，以适当的冷却速度进行冷却，从而可制造稳定器等缓冲·复原机构部件用钢材。

此外，在专利文献3中记载了如下类型的稳定器，即，使用在0.24～0.40％C-0.15～0.40％Si-0.50～1.20％Mn-0.30％以下Cr系的钢添加有Ti、B的钢，进行冷成型，其后进行淬火回火。

并且，在专利文献4中记载了如下类型的稳定器，即，使用在0.15～0.35％C-超过0.60～1.5％Si-1～3％Mn-0.3～0.8％Cr系的钢中添加Ti、Nb、Al，并限定了Ti+Nb的范围的钢，进行冷成型或热成型后，以水淬火的状态直接使用。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开平11-323495号公报

专利文献2:日本特开2000-17390号公报

专利文献3:WO 2011/111623 A1

专利文献4:日本特开2012-237040号公报

发明内容

然而，对于上述专利文献1和2所述的技术而言，存在由于合金成本昂贵而无法实现降低成本的问题。

另外，上述专利文献3所述的技术虽然可实现降低成本，但从耐久性方面，尤其是持续的耐腐蚀性方面容易出现问题，存在无法如预期那样提高耐久性的问题。

进而，在上述专利文献4所述的材料中，可知不能获得预期那样的钢材韧性的提高，耐久性有偏差。

并且，近年来，在业内，从降低成本，而且伴随对地球环境问题的意识的提高，开始期望对地球环境负荷小的制造工序，例如，制造现厂的废液处理等。

特别是对于稳定器的制造工序而言，根据材料的成分组成，需要在热成型后进行基于油淬火的淬火回火处理，但由于此时使用的油的废液的处理对地球环境形成负荷，因此，期望进行避免油的利用的工序。

另外，作为其他的淬火方法，有水淬火，但如果进行水淬火，则必须进行再加热回火。而该再加热回火的实施成本高，因此，希望省略再加热回火。

而且，汽车中，出于确保安全性和舒适性、向混合动力化和电动汽车的转变，开始搭载安全装置、搭载用于实现舒适环境的设备、搭载燃料电池等，与以往相比，车辆重量变得更加难以减轻。因此，对于行驶部件，不仅要求更高强度的特性，还需确保韧性。另外，作为重要安全部件的稳定器不仅需要兼具高强度和高韧性，还需要应付寒冷气候，因此确保常温韧性和低温韧性也很重要。

本发明鉴于上述情况而进行开发的，其目的在于提供一种高耐久性的稳定器用钢和使用该钢的车辆用稳定器及其制造方法，所述钢的成本低、制造工序对地球环境友好，拉伸强度：1200MPa级以上且具有优异的常温和低温韧性。

发明人等为了解决上述问题进行深入研究，结果发现，如果利用水作为淬火介质，则即使是淬透性更低的材料，也能够使稳定器高强度化，如果选择实施该工序专用的钢成分，则可与高强度一并得到高韧性的特性。

另外，使用水淬火时，钢材的强度基本上由C的含量决定，如果C含量增高，则韧性有降低的趋势，但发明人等对该点反复进行深入研究。进而一并发现作为钢成分通过添加B的同时减少Si、添加极其微量的Mo，从而将钢材的强度维持在很高的情况下，其韧性显著增高、而且耐久性也提高。

并且，发明人等对稳定器所要求的耐腐蚀性进行进一步研究，结果，发现通过含有少量Cu和Ni，并规定其范围，从而可进一步提高基底的耐腐蚀性。另外，一并发现其耐腐蚀性的提高效果在涂装后的钢材的使用中也对从涂装的剥离部位发生的腐蚀孔的产生有延迟作用。

发明人等以上述见解为基础，进行进一步研究，完成了本发明。

即，本发明的主旨构成如下。

1.一种高强度且耐腐蚀性优异的稳定器用钢，以质量％计，含有：C：0.21～0.35％、Si：0.60％以下(不包括0％)、Mn：0.30～1.50％、P：0.035％以下、S：0.035％以下、Cu：0.05～0.35％、Ni：0.03～0.15％、Cr：0.05～0.80％、Mo：0.003～0.050％、固溶铝(sol.Al)：0.005～0.080％以及B：0.0005～0.0100％，并且，Cu量+Ni量为0.15％以上，剩余部分为Fe和不可避免的杂质，

并且，水淬火后的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围。

2.根据上述1所述的高强度且耐腐蚀性优异的稳定器用钢，在上述钢中，进一步以质量％计含有选自Ti：0.005～0.050％、V：0.005～0.050％以及Nb：0.005～0.050％中的一种或二种以上。

3.一种高强度且耐腐蚀性优异的稳定器的制造方法，其在制作车辆用稳定器时，使用上述1或2所述的稳定器用钢，将该钢轧制成棒钢或线材后，冷成型为稳定器形状，加热至〔奥氏体化温度+50℃〕以上且小于1050℃的范围后，直接进行水淬火，使水淬火后的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围。

4.一种高强度且耐腐蚀性优异的稳定器的制造方法，其在制作车辆用稳定器时，使用上述1或2所述的稳定器用钢，将该钢轧制成棒钢或线材后，加热至〔奥氏体化温度+50℃〕以上且小于1050℃的范围而成型成稳定器形状后，直接进行水淬火，使水淬火后的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围。

5.一种高强度且耐腐蚀性优异的稳定器的制造方法，其在制作车辆用稳定器时，使用上述1或2所述的稳定器用钢，将该钢轧制成棒钢或线材后，加热至〔奥氏体化温度+50℃〕～1250℃的范围而成型成稳定器形状后，以空冷冷却至常温后，进一步再加热至〔奥氏体化温度+50℃〕以上且小于1050℃的范围后，直接进行水淬火，使水淬火后的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围。

6.根据上述3～5中任一项所述的高强度且耐腐蚀性优异的稳定器的制造方法，其对使上述结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计为7.5～10.5的范围的稳定器进一步进行选自喷丸硬化处理，喷丸清理处理，镀覆处理以及烘焙处理中的1种以上。

7.一种高强度且耐腐蚀性优异的稳定器，其使用上述3～6中任一项所述的制造方法进行制造。

根据本发明，用对地球环境友好的制造工序可价廉地得到拉伸强度为1200MPa级以上且具有优异的常温和低温韧性的稳定器，在工业上极其有用。

具体实施方式

以下，对本发明中的限定理由进行说明。另外，只要没有特别说明，以下的百分率表示质量％。

C：0.21～0.35％

C是为了确保钢所规定的强度而必需的元素，为了确保拉伸强度为1200MPa以上必须添加0.21％以上。另一方面，含有C超过0.35％，则碳化物过量，耐腐蚀性和韧性均过度下降，因此，将其上限设为0.35％。

本发明中，通过使用碳含量低的钢材作为稳定器材料，从而可防止在使用以往的稳定器坯料的水淬火时所担心的烤裂，并且提高钢材的韧性和耐腐蚀性，进一步提高稳定器的安全性。

Si：0.60％以下(不包括0％)

Si是熔炼时的脱氧所必需的元素，对提高基底的固溶强化和作为弹簧的抗恢复性有效，因此，必须添加。另一方面，如果添加超过0.60％，则韧性劣化而耐久性变差。由此，将Si量的上限设为0.60％。

Mn：0.30～1.50％

为了提高钢的淬透性而确保强度，Mn的量必须为0.30％以上。如果添加超过1.50％，则中心偏析、微偏析增加而钢的韧性劣化。因此，将Mn量的上限设为1.50％。

P：0.035％以下

P是制钢工序中不可避免残留或混入的杂质元素，在晶界发生偏析而使韧性降低，可允许最多为0.035％。

S：0.035％以下

S与P同样在制钢工序中是不可避免残留或混入的杂质元素，在晶界发生偏析而使韧性降低。而且作为夹杂物的MnS过量，使韧性和耐腐蚀性均降低，可允许最多为0.035％。

Cu：0.05～0.35％

Cu是对提高耐腐蚀性有效的元素。为了显示其效果，需要添加0.05％以上的Cu。另一方面，即使添加超过0.35％的Cu，其效果也饱和，所以，是不经济的。因此，将Cu的上限设为0.35％。

Ni：0.03～0.15％

Ni与Cu同样是提高耐腐蚀性的元素，为了显示其效果，需要添加上述范围的Cu的同时，添加0.03％以上的Ni。另一方面，即使添加超过0.15％的Ni，其效果也饱和，所以，是不经济的(Ni是产出国有限的稀少且高价的金属元素)。因此，将Ni的上限设为0.15％。

Cr：0.05～0.80％

Cr可提高淬透性而使强度增加，但也对耐腐蚀性带来影响。为了确保1200MPa以上的拉伸强度，必须添加0.05％以上的Cr。另一方面，即使添加超过0.80％，回火时的Cr含有碳化物过量析出而使耐腐蚀性极端降低，因此，将其上限限定在0.80％。

Mo：0.003～0.050％

Mo使淬透性提高，但与其同时以水淬火的状态直接使用时，添加极其微量就有提高韧性的作用。而且，其效果在0.003％以上可显现。另一方面，由于Mo价高，因此，添加超过0.050％，则不仅耗费材料成本，经济上也有负担。由此，本发明中，在0.050％以下的范围内添加。

固溶铝(sol.Al)：0.005～0.080％

sol.Al是固溶Al(solid solution aluminum)的简称，表示酸可溶性Al。sol.Al是作为熔炼时的脱氧剂的重要元素。为了显现其效果，需要添加0.005％以上的sol.Al。另一方面，如果添加超过0.080％的sol.Al，则氧化物和氮化物过量，不仅耐腐蚀性，韧性也降低，因此，将其上限设为0.080％。

B：0.0005～0.0100％

B是大幅有助于淬透性的元素，在不降低韧性的情况下提高淬透性而使强度提高。进而可强化淬火后的晶界，使耐久性提高。为了得到该效果，需要添加0.0005％以上。另一方面，即使添加超过0.0100％，该效果也饱和，对成本不利。由此，将B量限定在0.0005～0.0100％的范围。

Cu量+Ni量：0.15％以上

本发明中，钢中的Cu量和Ni量的合计必须为0.15％以上。

其原因在于，通过使Cu量和Ni量的合计为0.15％以上，从而可进一步提高钢的基底的耐腐蚀性，因此，在涂装后的钢的使用时有延迟从涂装剥离部位产生的腐蚀孔的产生的作用。应予说明，Cu量和Ni量的合计的上限可以是各自的添求上限的合计值：0.50％。

以上，对钢中的必要成分进行说明，但本发明中，在工业上，作为进一步改善钢材的特性的成分，可适当含有以下元素。

Ti：0.005～0.050％

Ti是在钢中形成碳氮化物，对强度的提高和晶粒的微细化有效的元素。为了显现这些效果，需要添加0.005％以上的Ti。另一方面，如果添加超过0.050％，则碳氮化物过量，耐腐蚀性和韧性均降低，所以将其上限设定为0.050％。由此，添加Ti时，设为0.005～0.050％的范围。

V：0.005～0.050％

V在钢中以碳化物或氮化物的形式存在，具有提高材料的强度的作用。因此，V必须为0.005％以上。另一方面，V为价高的元素，添加超过0.050％时，仅使材料成本变高。由此，添加V时，设为0.005～0.050％的范围。

Nb：0.005～0.050％

Nb将组织微细化而提高材料的强度的同时，还抑制韧性的劣化。因此，Nb必须为0.005％以上。另一方面，即使Nb添加超过0.050％，特性饱和，仅使材料成本变差。由此，添加Nb时，设为0.005～0.050％的范围。

其他成分添加元素

除上述添加元素以外，如果是微量，可以进一步添加Ca、Pb等提高切削性能成分的元素。将这些添加量分别限制在Ca：0.010％以下、Pb：0.5％以下，则本发明的效果没有特别受到阻碍，可进一步提高稳定器端部的钻孔加工性。

应予说明，本发明的钢材的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

结晶粒度的原奥氏体结晶粒度编号：7.5～10.5

本发明中，由于所希望的拉伸强度高，为1200MPa以上，因此，为了在淬火状态下得到该强度等级，需要通过将结晶粒度微细化为一定以上，从而确保其韧性。另一方面，将结晶粒过于微细化，则淬透性不足而得不到所希望的强度。

因此，本发明中，将钢材的结晶粒度以原奥氏体结晶粒度编号计限定在7.5～10.5的范围。优选以原奥氏体结晶粒度编号计为8.5～10.5的范围。应予说明，本发明中的结晶粒度以JIS G 0551的规定为基准进行测定。

具体而言，将倍率设为100倍的光学显微镜的各视野中的显微镜观察图像与JIS G0551所述的标准图进行比较，来判定结晶粒度编号。而且，对于1个样品测定10处视野，算出他们的平均值作为测定值。应予说明，标准图的最小单位以结晶粒度编号计为1，显微镜视野下的结晶粒位于2个标准图的中间时，使用0.5表示。即，显微镜视野下的晶粒(观察图像)位于粒度编号7的标准图与粒度编号8的标准图的中间时，将其结晶粒度编号判定为7.5。应予说明，这里原奥氏体粒度是指，淬火加热时的奥氏体组织的粒度。

本发明中，稳定器的制造条件除了淬火温度以外，没有特别限定。使用调整为上述优选成分的稳定器用钢，在以往的条件下实施即可，可在以下所述的条件下实施。

轧制条件

关于棒钢轧制或线材轧制，在本发明中，无需在特别的条件下进行轧制。由此，没有特别限定，轧制前加热温度可使用以往的线材、棒钢的加热条件。即，可在900～1250℃的温度范围下进行加热。另外，终轧温度与以往的线材、棒钢线材的轧制温度同样地在900～1100℃的范围进行即可。

成型成稳定器形状

本发明中，将如上述那样轧制成棒钢或线材的钢冷成型成稳定器形状，但其条件可使用常法的冷成型条件。

冷成型后、淬火前的加热条件

上述稳定器成型后的淬火前的加热方法只要满足后述的温度条件，则没有特别限制，在以往的非活性气体气氛的淬火炉中也可以进行加热，在淬火后，可得到拉伸强度：1200MPa以上的充分的钢材韧性。例如，可使用高频感应加热装置或直接通电加热装置。应予说明，高频感应加热装置包括除高频感应加热炉以外的具有简易包围加热对象物的线圈的高频感应加热线圈装置。另外，直接通电加热装置包括具有用于与加热对象物直接通电而使电阻发热的两极端子的直接通电加热装置。

应予说明，从生产率的观点等考虑，优选上述加热装置可以为通电加热、炉加热或高频感应加热中任一种的加热装置。

淬火前的加热温度：〔奥氏体化温度+50℃〕以上且小于1050℃

关于加热温度，有必要将影响淬透性的原奥氏体粒度最优化，将下限设为奥氏体化温度(Ac₃)+50℃。另一方面，如果将上限设的过高，则产生结晶粒的粗大化，使原奥氏体结晶粒度编号脱离本发明的范围，可能有脱碳不足等的负面影响，所以，将上限设为小于1050℃。优选的上限为1030℃，更优选为1000℃。

加热后的淬火条件

上述加热后，直接进行水淬火。

本发明中的水淬火可使用常法，但例如优选采用水槽中的浸入淬火或者喷淋冷却这样的条件。

热弯曲成型时的加热条件

本发明中，代替上述冷成型，将稳定器形状的成型设为热成型。

此时的加热条件可使用上述冷成型后淬火前的加热条件。

成型成稳定器形状

接着，热成型成稳定器形状，该条件为使用以往公知的专用金属模的模具成型。

加热后的淬火条件

在上述加热、成型后，直接进行水淬火，但可使用上述加热后的淬火条件(手段)。

通常，如上所述，在热成型后，立即进行淬火在经济上而言是优选的，但由于受到时间和场所的制约，有时在热成型后暂时冷却至常温后进行再加热而淬火。

此时，用于热成型的加热条件与上述用于热成型的加热条件相同，但其加热上限可允许至1250℃左右。

再加热温度：〔奥氏体化温度+50℃〕以上且小于1050℃

在热成型后暂时冷却至常温后进行再加热而淬火时，将下限设为〔奥氏体化温度+50℃〕，另一方面，考虑结晶粒的粗大化、脱碳等的负面影响，优选上限设为1050℃的温度进行再加热。

应予说明，加热装置与用于热成型的加热条件相同，可使用炉加热、高频感应加热、直接通电加热中的任一种。

再加热后的淬火条件

在上述再加热后直接进行水淬火，可使用上述加热后的淬火条件(手段)。

另外，本发明中，可以对进行上述淬火结束的稳定器进一步进行选自喷丸硬化处理、喷丸清理处理、镀覆处理以及烘焙处理中的1种以上。应予说明，使用上述喷丸硬化处理、喷丸清理处理、镀覆处理以及烘焙处理的各条件和使用的设备等依据常法即可。

实施例

(实施例1)

将表1-1、1-2所示的各种的化学成分的钢，用试验溶解进行熔炼(150kg)后，形成钢锭，接着，在160mm方坯进行焊接，以热轧制作直径：20mm的坯料。对该轧制材料进行切割后进行淬火处理，进行拉伸试验、冲击试验、耐腐蚀性试验以及原奥氏体结晶粒度的判定。应予说明，表1-1、1-2中示出的钢成分的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。

(1)淬火处理在使用各钢的化学成分和下式经计算求得的奥氏体化温度(Ac₃)(小数点以后第一位四舍五入)加50℃的温度下加热30分钟，其后，进行淬火。其后，除了No.22钢以外，在涂装处理时加热至上升的温度上限即180℃，进行空冷。另外，No.22钢在550℃进行回火后加热至180℃进行空冷。

Ac₃(℃)＝908-2.237×％C×100+0.4385×％P×1000+0.3049×％Si×100-0.3443×％Mn×100-0.23×％Ni×100+2×(％C×100-54+0.06×％Ni×100)(出处：热处理技术便览，P81)

(2)拉伸试验用JIS4号试验片进行。

(3)冲击试验以JIS3号片(U缺口2mm深度)在试验温度为20℃和-40℃下进行。

表2中的韧性评价用夏比冲击试验结果进行，吸收能的测定值将在20℃小于80(J/cm²)或者在-40℃小于40(J/cm²)的情况记为不合格(符号×)，将同值在20℃为80(J/cm²)以上、-40℃为40(J/cm²)以上的情况记为合格(符号○)。

(4)耐腐蚀性试验从在规定的强度进行热处理的圆棒材料采集20mm宽度×50mm长度×5mm厚度的板状试验片，进而在板状试验片内的15mm宽度×40mm长度范围形成腐蚀面(除此以外，进行遮盖)进行反复干湿的腐蚀试验，测定腐蚀失重。

进行反复干湿的条件设为＜5％NaCl、35℃＞×8小时+＜50％RH、35℃＞×16小时＝1个周期，实施10个周期。腐蚀失重测定是通过在腐蚀试验前后测定重量除以腐蚀面积进行计算。应予说明，用80℃的20％柠檬酸氢铵水溶液进行除锈。

在表2-1、2-2中，耐腐蚀性的评价是将腐蚀失重的值为1000(g/m²)以上记为不合格(符号×)，将同值小于1000(g/m²)的情况记为合格(符号○)。

(5)原奥氏体结晶粒度(粒度编号)的判定基于JIS-G-0551，晶粒的出现用淬火回火法(Gh)进行，判定在与标准图的比较中进行。

进而，作为稳定器用材料的耐久性(疲劳强度)评价，进行棒形的扭转疲劳试验。在扭转疲劳试验中，将截面的直径：20mm的棒以由各成分的钢锭轧制，以220mm长度进行切割加工后，以表2-1、2-2示出的温度条件实施通电加热淬火·炉加热回火，作为供试体。在从该试验片中央向两端面方向，每50mm计100mm长度的部分进行与腐蚀试验相同的重复干湿条件，即＜5％NaCl，35℃＞×8小时+＜50％RH、35℃＞×16小时＝1个周期，合计进行3个周期，其后在单端部固定实施脉动的扭转疲劳试验。作为评价，以实现重复10万次时的最大应力进行评价。

表1-1、1-2、2-1以及2-2中，钢No.23～51是化学成分、原奥氏体结晶粒度编号为本发明范围内的钢材，可得到具有拉伸强度为1200MPa以上的高强度且高韧性，并且，腐蚀失重小于1000(g/m²)、耐腐蚀性优异的结果。另外，可证明在疲劳强度方面，与现有材料No.22(JIS>

与此相对，在表1-1中，钢No.1～22是化学成分为本发明的范围外的钢材，这些中特别是钢No.22为JIS SUP9的成分组成。

比较例1的C含量过低，因此，拉伸强度为758MPa，得不到所希望的强度，疲劳强度降低。

比较例2的C含量过多，为0.36％，因此，得到碳化物过量析出而耐腐蚀性和韧性均差，疲劳强度也降低这种结果。

比较例3的Si含量过多为0.64％，韧性劣化，因此，疲劳强度也降低。

比较例4的Mn含量过低，因此，拉伸强度为945MPa，得不到所希望的强度，因此，疲劳强度降低。

比较例5的Mn含量过高，因此，虽然可得到所希望的强度，但韧性差，疲劳特性降低。

比较例6的P添加量过多，因此，韧性差，疲劳强度降低。

比较例7的S添加量过多，因此，韧性和耐腐蚀性差，疲劳强度降低。

比较例8的Cu添加量过少，因此，耐腐蚀性差，由于进行疲劳试验片的腐蚀，因此，疲劳强度降低。

比较例9的Ni添加量过少，因此，耐腐蚀性差，由于进行疲劳试验片的腐蚀，因此，疲劳强度降低。

比较例10的Cr含量过低，因此，拉伸强度为610MPa，得不到所希望的强度，疲劳强度降低。

比较例11的Cr含量过高，因此，碳化物变得过量，韧性和耐腐蚀性均差，疲劳强度降低。

比较例12的Mo含量过少，因此，韧性不足，疲劳强度降低。

比较例13的sol.Al含量过少，因此，脱氧不充分且氧化物变得过量，韧性和耐腐蚀性均降低，由于腐蚀的进行和由氧化物引起的应力集中而使疲劳强度降低。

比较例14是sol.Al含量过多的情况，Al₂O₃系的氧化物、AlN等氮化物变得过量，韧性和耐腐蚀性均降低，疲劳强度也降低。

比较例15的B添加量过少，因此，淬透性降低使拉伸强度变得过低，为667MPa，因此，疲劳强度降低。

比较例16不添加B，且也没有添加Mo，因此，韧性降低，疲劳强度降低。

比较例17的Ti含量过少，拉伸强度为1050MPa，得不到所希望的强度，并且组织变得粗大，韧性也降低，因此，疲劳强度降低。

比较例18的Ti添加量过多，因此，碳氮化合物过量析出，引起韧性降低和耐腐蚀性劣化。因此，疲劳强度也降低。

比较例19的Nb含量过少，因此，得不到所希望的强度，并且晶粒没有微细化，因此，韧性降低。

比较例20的V添加量过少而得不到所希望的强度，疲劳强度降低。

比较例21的Cu和Ni的各添加量为本发明的范围内，但两者的合计量过少，耐腐蚀性不足，因此，疲劳强度也降低。

比较例22是以往作为稳定器用钢使用的JIS SUP9的例子，但化学成分为本发明范围外，因此，在韧性和耐腐蚀性以及扭转疲劳性方面，比本发明差。

(实施例2)

表3记载了表示结晶粒度的影响的实施例的结果。

通过使用钢No.49来调整成型后的淬火温度，从而制作原奥氏体粒度(粒度编号)不同的试验片。应予说明，其他的实施条件与实施例1相同。

如同表所示，发明例2-1、2-2、2-3、2-4、2-5以及2-6的结晶粒度为本发明范围，强度·韧性均优异，可得到高的疲劳特性。

与此相对，比较例2-1的原奥氏体结晶粒度编号比本发明范围大，晶粒微细，因此，淬透性降低而拉伸强度变低，疲劳强度降低。

另外，比较例2-2的原奥氏体结晶粒度编号比本发明范围小，晶粒粗大，因此，韧性劣化，疲劳强度降低。

另外，比较例2-3的晶粒为混粒，韧性劣化，疲劳强度降低。