CN105849297A - 高强度弹簧用轧制材和使用了它的高强度弹簧用丝材 - Google Patents

Abstract

本发明目的在于，提供一种即使抑制合金元素的添加量，仍具有优异的拉丝加工性，并且淬火回火后能够发挥优异的腐蚀疲劳特性的高强度弹簧用轧制材。本发明是一种高强度弹簧用轧制材，其特征在于，含有C、Si、Mn、P、S、Al、Cu、Ni，非扩散氢量为0.40质量ppm以下，以百分率表示的铁素体的面积率满足下述(1)式，并且贝氏体和马氏体的合计面积率在2％以下。铁素体面积率＜{(0.77‑[C])/0.77‑[C]/3+0.08}×100…(1)其中，上述(1)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表的含量。

Description

高强度弹簧用轧制材和使用了它的高强度弹簧用丝材

技术领域

本发明涉及高强度弹簧用轧制材和使用了它的高强度弹簧用丝材。详细地说，是作为在调质，即淬火回火的状态下使用的高强度弹簧的原材有用的轧制材和丝材，特别是涉及拉丝加工性优异的轧制材，以及丝材加工后的抗拉强度即使为1900MPa以上的高强度，腐蚀疲劳特性也优异的高强度弹簧用丝材。

背景技术

用于汽车等的螺旋弹簧，例如发动机和悬架等所使用的阀弹簧、悬架弹簧等，为了废气的减少和燃油效率提高而被要求轻量化，并要求高强度化。在高强度丝材的制造中，在淬火回火的热处理前，以提高线径的尺寸精度、通过塑性加工使组织均匀化为目的而实施拉丝加工。特别是在高强度丝材中，为发使组织更均匀化而使拉丝的加工率增加，轧制材需要有良好的拉丝加工性。另外，高强度化的弹簧缺乏韧性延性，容易发生氢脆性，腐蚀疲劳特性降低。因此，对用于弹簧的制造的高强度弹簧用钢线(丝材)要求腐蚀疲劳特性优异。腐蚀疲劳断裂是因为腐蚀而发生的氢侵入钢中，由该氢导致钢材脆化发生而引起的，所以为了改善腐蚀疲劳特性，需要改善钢材的耐腐蚀性和耐氢脆性。

作为高强度弹簧用轧制材的拉丝性及高强度弹簧用丝材的腐蚀疲劳特性的提高方法，已知是通过化学组成加以控制等。但是，在这些方法中，因为大量使用合金元素，所以从制造成本的增加和节约资源的观点出发未必理想。

那么，作为弹簧的制造方法，已知有将钢线加热至淬火温度而热成形为弹簧形状后再油冷回火的方法，和对于钢线进行淬火回火后再冷成形为弹簧形状的方法。另外在后者的冷成形方法中，还已知通过高频加热进行成形前的淬火回火，例如在专利文献1中，公开有一种在对线材进行冷拉拔之后，再通过高频感应加热进行淬火回火而调整组织的技术。在此技术中，通过使珠光体的组织分率为30％以下，使马氏体和贝氏体所构成的组织分率为70％以上，其后以规定的截面收缩率进行冷拉拔，接着进行淬火回火，从而使未溶解碳化物减少，使延迟断裂特性提高。

在专利文献2中，实施例中对于轧制线材进行拉丝，经高频加热而进行淬火回火处理。在此技术中，将着眼点放置在兼顾高强度和成形性(卷绕性)上，对于耐氢脆性没有任何考虑。

在专利文献3中，着眼于根据从室温升温至350℃时放出的总氢量评价的钢中氢量，提出强拉丝加工条件下的拉丝加工性优异的热轧制线材。但是在专利文献3中，只注重强拉丝这样的特殊的加工下的拉丝性，并且对于在悬架弹簧等中最为重要的淬火回火后的耐氢脆性没有予以任何考虑。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本特开2004-143482号公报

专利文献2：日本特开2006-183137号公报

专利文献3：日本特开2007-231347号公报

发明内容

发明要解决的课题

本发明鉴于上述这样的情况而形成，其目的在于，提供一种轧制材，其是包括热卷用和冷卷用两者在内的高强度弹簧用的原材，即使抑制合金元素的添加量，仍具有优异的拉丝加工性，并且能够在淬火回火后发挥优异的腐蚀疲劳特性。

用于解决课题的手段

达成上述课题的本发明的高强度弹簧用轧制材，其特征在于，以质量％计含有

C：0.39～0.65％、

Si：1.5～2.5％、

Mn：0.15～1.2％、

P：高于0％并在0.015％以下、

S：高于0％并在0.015％以下、

Al：0.001～0.1％、

Cu：0.1～0.80％、

Ni：0.1～0.80％，余量是铁和不可避免的杂质，

非扩散氢量为0.40质量ppm以下，

以百分率表示的铁素体的面积率满足下述(1)式，并且贝氏体和马氏体的合计面积率为2％以下。

铁素体面积率＜{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100…(1)

其中，上述(1)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表示的含量。

本发明的高强度弹簧用轧制材，此外，优选以质量％计含有属于下述(a)、(b)、(c)、(d)中任意一项的1种以上。

(a)Cr：高于0％并在1.2％以下；

(b)Ti：高于0％并在0.13％以下；

(c)B：高于0％并在0.01％以下；

(d)从Nb：高于0％并在0.1％以下、Mo：高于0％并在0.5％以下、及V：高于0％并在0.4％以下所构成的组中选择的至少1种。

另外，本发明的高强度弹簧用轧制材，优选理想临界直径D_i为65～140mm，理想临界直径D_i不含B时使用下述(2)式计算，含有B时使用下述(3)式计算。还有，下述式中表示的元素之中，有本发明的轧制材中不含有的元素时，将其含量作为0％计算即可。

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)

×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])

×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])

×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])

×(1+3×[Mo])…(2)

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)

×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])

×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])

×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])×(1+3×[Mo])

×(6.849017-46.78647×[C]+196.6635×[C]²

-471.3978×[C]³+587.8504×[C]⁴

-295.0410×[C]⁵)…(3)

其中，上述(2)、(3)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表示的含量。

本发明也包括对于上述任意一种高强度弹簧用轧制材进行拉丝，经淬火回火处理的抗拉强度1900MPa以上的高强度弹簧用丝材。

发明效果

根据本发明，即使不大量添加合金元素，因为抑制了轧制材中的非扩散氢量，并抑制了贝氏体和马氏体等过冷组织的生成，所以轧制材的拉丝加工性也优异。另外，本发明的轧制材根据C浓度适当调整铁素体的面积率，具体来说就是C浓度越高，越降低铁素体的面积率，因此对于该轧制材进行拉丝，进行了淬火回火的丝材即使为1900MPa以上的高强度，腐蚀疲劳特性也优异。在这样的轧制材中，即使抑制钢材成本，仍能够提高轧制材的拉丝加工性和丝材的腐蚀疲劳特性，因此制造性优异，能够廉价地供给腐蚀疲劳断裂极难发生的高强度的弹簧，例如，作为汽车用零件之一的悬架弹簧等的螺旋弹簧等。

附图说明

图1是表示C量与铁素体面积率对耐氢脆性造成的影响的图。

具体实施方式

轧制材的拉丝加工性通常受到轧制材的延展性的影响。若坯料缺乏延展性，或存在过冷组织而延展性降低，则拉丝时断裂而使制造性大幅降低。因此，通过提高轧制材的延展性能够改善拉丝加工性。

另一方面，若腐蚀发生，则钢材表面发生凹坑，并且因腐蚀造成的细化导致钢材的线径变细。另外，由于腐蚀而发生的氢侵入到钢中，发生氢造成的钢材脆化。腐蚀疲劳断裂以这些腐蚀坑、细化处、钢材脆化部为起点发生。因此，使钢材的耐氢脆性和耐腐蚀性提高，能够改善腐蚀疲劳断裂。

本发明人等对于影响钢材的延展性、耐氢脆性和耐腐蚀性的因素从各种角度进行了研究。其结果发现，如果适当地控制轧制材的铁素体面积率、和特别是以非扩散氢量表示的钢中氢量二者，则轧制材的延展性提高，并且对轧制材拉丝，实施淬火回火时的耐氢脆性大幅提高。此外，通过适当调整化学组成也能够提高耐腐蚀性，其结果发现能够大幅提高腐蚀疲劳特性，从而完成了本发明。以下，对于本发明的轧制材的组织、钢中氢量、化学组成按顺序进行说明。

铁素体组织在淬火回火后容易成为碳化物的稀薄域，若碳化物的稀薄域产生，则作为强度降低部而成为断裂起点。另外，碳化物具有通过捕获氢而使氢无害化的能力，但碳化物的稀薄域成为缺乏这种能力区域，氢脆化容易发生，容易造成断裂。为了在淬火回火处理后抑制碳化物的稀薄域的形成，使碳化物均匀地分散，需要在淬火回火前的轧制材的阶段成为碳化物均匀分散的组织。即，需要使作为铁素体和碳化物成为层状的组织的珠光体组织的比例增加，减少铁素体组织的比例。本发明人等发现，使铁素体组织的面积率比轧制后放冷时所得到的铁素体组织的比例减少，这在用于提高耐氢脆性上很重要，轧制后放冷时所得到的铁素体组织与C量关系密切。

对于使C量进行各种变化的钢材，调整在轧制后放冷所得到的铁素体组织的比例时表明，轧制后放冷所得到的铁素体组织的比例由下述(1)式的右边表示。于是，在本发明的轧制材中，具有的特征在于，以满足下述(1)式的关系来控制铁素体组织的比例。其中，下述(1)式中，[元素名]的意思是以质量％表示的各元素的含量。另外，在本说明书中，铁素体面积率意味着以百分率表示的比例。

铁素体面积率＜{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100…(1)

图1是基于后述的实施例数据，表示C量与铁素体面积率对耐氢脆性造成的影响的图。如图1的直线所示，轧制后放冷所得到的铁素体组织的比例有随着C量变高而减少的倾向，在本发明的轧制材中，在C量越高，铁素体的面积率越降低这一点上具有重大的特征。在C量多的钢材中，特别是从马氏体组织容易脆化这一观点出发，也需要使铁素体组织的比例进一步降低。铁素体面积率越少越好，也可以是0％。

另外，本发明的轧制材中，优选使铁素体组织的比例比轧制后放冷所得到的铁素体组织的比例降低10％以上，即优选满足下述(1-2)式。

铁素体面积率≤{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100×0.9…(1-2)

在本发明的轧制材中，若贝氏体和马氏体等的过冷组织多，则拉丝加工性大幅降低。因此，即使含有这些组织，也要在2面积％以下，优选为1面积％以下，最优选为0面积％。

本发明的轧制材，抑制铁素体、贝氏体和马氏体的生成，其以外的组织是珠光体。

其次，对于本发明的轧制材中的氢量进行说明。在本发明的轧制材中，使非扩散氢量为0.40质量ppm以下。若非扩散氢量多，则轧制材中的夹杂物、偏析带的周围就会聚集氢，发生微细的裂纹，轧制材的拉丝加工性降低。另外，若非扩散氢量多，则进一步侵入直至钢材发生脆化的氢的允许量减少，即使是作为弹簧在使用中侵入的少量的氢也会导致钢材脆化发生，容易形成过早破坏，耐氢脆性降低。非扩散氢量优选为0.35质量ppm以下，更优选为0.30质量ppm以下。非扩散氢量越少越为优选，但达到0质量ppm有困难，下限为0.01质量ppm左右。

还有，所谓非扩散氢，是由后述的实施例所述的方法测量的氢量，具体来说，意思是以100℃/小时升温钢材时，在300～600℃下放出的氢量的总量。

本发明的高强度弹簧用轧制材，是抑制合金元素的含量的低合金钢，其化学组成如下。还有，本发明也包括对于上述轧制材进行拉丝并淬火回火的丝材，其化学组成与轧制材的化学组成相同。

C：0.39～0.65％

C是确保弹簧用丝材的强度所需要的元素，并且在用于生成作为氢捕集点的微细碳化物上也是需要的。从这一观点出发，将C量定为0.39％以上。C量的优选的下限为0.45％以上，更优选为0.50％以上。但是，若C量过剩，则淬火回火后也容易生成粗大的残留奥氏体和未固溶的碳化物，存在反而使耐氢脆性降低的情况。另外，C也是使耐腐蚀性劣化的元素，因此，为了提高作为最终制品的悬架弹簧等的弹簧制品的腐蚀疲劳特性而需要抑制C量。从这一观点出发，将C量定为0.65％以下。C量的优选的上限为0.62％以下，更优选为0.60％以下。

Si：1.5～2.5％

Si是用于确保强度所需要的元素，并且具有使碳化物微细的效果。为了有效地发挥这样的效果，将Si量定为1.5％以上。Si量的优选的下限为1.7％以上，更优选为1.9％以上。另一方面，Si也是促进脱碳的元素，因此若Si量过剩，则钢材表面的脱碳层形成被促进，需要用于削除脱碳层的剥皮工序，招致制造成本的增加。另外，未固溶碳化物也变多，耐氢脆性降低。从这一观点出发，将Si量定为2.5％以下。Si量的优选的上限为2.3％以下，更优选为2.2％以下，进一步优选为2.1％以下。

Mn：0.15～1.2％

Mn作为脱氧元素被利用，并且与钢中作为有害元素的S反应而形成MnS，是有益于S的无害化的元素。另外，Mn也是有助于强度提高的元素。为了有效地发挥这些效果，将Mn量定为0.15％以上。Mn量的优选的下限为0.2％以上，更优选为0.3％以上。但是，若Mn量过剩，则韧性降低，钢材脆化。从这一观点出发，将Mn量定为1.2％以下。Mn量的优选的上限为1.0％以下，更优选为0.85％以下，进一步优选为0.70％以下。

P：高于0％并在0.015％以下

P是使轧制材，即线材的卷绕性等延展性劣化的有害元素，因此希望尽可能少。另外，P容易在晶界偏析，招致晶界脆化，氢导致晶界容易断裂，给耐氢脆性带来不利影响。从这一观点出发，将P量定为0.015％以下。P量的优选的上限为0.010％以下，更优选为0.008％以下。P量越少越为优选，但通常含有0.001％左右。

S：高于0％并在0.015％以下

S与上述P同样，是使轧制材的卷绕性等延展性劣化的有害元素，因此希望尽可能少。另外，S容易在晶界偏析，招致晶界脆化，氢容易导致晶界断裂，给耐氢脆性带来不利影响。从这一观点出发，将S量定为0.015％以下。S量的优选的上限为0.010％以下，更优选为0.008％以下。S量越少越为优选，但通常含有0.001％左右。

Al：0.001～0.1％

Al主要作为脱氧元素被添加。另外，与N反应而形成AlN，使固溶N无害化，并且也有助于组织的微细化。为了充分地发挥这些效果，将Al量定为0.001％以上。Al量的优选的下限为0.002％以上，更优选为0.005％以上。但是，Al与Si同样也是促进脱碳的元素，因此在大量含有Si的弹簧用钢中需要抑制Al量，在本发明中将Al量定为0.1％以下。Al量的优选的上限为0.07％以下，更优选为0.030％以下，特别优选为0.020％以下。

Cu：0.1～0.80％

Cu对于表层脱碳的抑制和耐腐蚀性的提高是有效的元素。因此Cu量定为0.1％以上。Cu量的优选的下限为0.15％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.25％以上。但是，若Cu过剩地含有，则热加工时发生裂纹，或成本增加。因此，将Cu量定为0.80％以下。Cu量的优选的上限为0.70％以下，更优选为0.60％以下，进一步优选为0.48％以下，特别优选为0.35％以下，最优选为0.30％以下。

Ni：0.1～0.80％

Ni与Cu同样，对于表层脱碳的抑制和耐腐蚀性的提高是有效的元素。因此将Ni量定为0.1％以上。Ni量的优选的下限为0.15％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.35％以上，最优选为0.45％以上。但是，若Ni过剩地被含有，则成本增加。因此将Ni量定为0.80％以下。Ni量的优选的上限为0.70％以下，更优选为0.60％以下，进一步优选为0.55％以下，也更进一步优选为0.48％以下、0.35％以下、0.30％以下。

本发明的轧制材的基本成分如上述，余量实质上是铁。但是，当然允许因原材料、物资、制造设备等的状况而混入的不可避免的杂质包含在钢中。本发明的弹簧用轧制材，即使抑制Cu等的合金元素，凭借上述的化学组成，也能够达成高强度且优异的卷绕性和耐氢脆性，但根据用途，出于耐腐蚀性的提高等的目的，也可以使之还含有下述元素。

Cr：高于0％并在1.2％以下

Cr对于耐腐蚀性的提高是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，Cr量优选为0.01％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.10％以上。但是，Cr的碳化物生成倾向强，在钢材中形成独特的碳化物，并且是在渗碳体中容易以高浓度渗透的元素。虽然含有少量的Cr有效，但是在高频加热中，因为淬火工序的加热时间为短时间，所以使碳化物、渗碳体等渗透进母材的奥氏体化容易不充分。因此，若大量含有Cr，则Cr系碳化物、金属Cr高浓度地固溶的渗碳体的未溶残留发生，成为应力集中源而容易断裂，会使耐氢脆性劣化。因此，Cr量优选为1.2％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.6％以下。

Ti：高于0％并在0.13％以下

Ti与S反应而形成硫化物，对于实现S的无害化是有用的元素。另外，Ti形成碳氮化物，还具有使组织微细化的效果。为了有效地发挥这样的效果，Ti量优选为0.02％以上，更优选为0.05％以上，进一步优选为0.06％以上。但是，若Ti量过剩，则粗大的Ti硫化物形成而使延展性劣化。因此，Ti量优选为0.13％以下。从削减成本的观点出发，优选为0.10％以下，更优选为0.09％以下。

B：高于0％并在0.01％以下

B是淬火性提高元素，另外具有使旧奥氏体结晶晶界强化的效果，是有助于抑制断裂的元素。为了有效地发挥这样的效果，B量优选为0.0005％以上，更优选为0.0010％以上。但是，即使B量过剩，上述效果也是饱和，因此B量优选为0.01％以下，更优选为0.0050％以下，进一步优选为0.0040％以下。

Nb：高于0％并在0.1％以下

Nb与C和N形成碳氮化物，主要是有助于组织微细化的元素。为了有效地发挥这样的效果，Nb量优选为0.003％以上，更优选为0.005％以上，进一步优选为0.01％以上。但是，若Nb量过剩，则粗大碳氮化物形成而使钢材的延展性劣化。因此，Nb量优选为0.1％以下。从削减成本的观点出发，优选为0.07％以下。

Mo：高于0％并在0.5％以下

Mo也与Nb同样，与C和N形成碳氮化物，是有助于组织微细化的元素。另外对于回火后的强度确保也是有效的元素。为了有效地发挥这样的效果，Mo量优选为0.15％以上，更优选为0.20％以上，进一步优选为0.25％以上。但是，若Mo量过剩，则粗大碳氮化物形成，钢材的卷绕性等延展性劣化。因此，Mo量优选为0.5％以下，更优选为0.4％以下。

V：高于0％并在0.4％以下

V是有助于强度提高和晶粒微细化的元素。为了有效地发挥这样的效果，V量优选为0.1％以上，更优选为0.15％以上，进一步优选为0.20％以上。但是，若V量过剩，则成本增加。因此，V量优选为0.4％以下，更优选为0.3％以下。

Nb、Mo和V可以分别单独含有，也可以两种以上组合含有。

另外，本发明的轧制材含有O和N作为不可避免的杂质，其量优选调整至下述范围。

O：高于0％并在0.002％以下

若O量过剩，则形成粗大的Al₂0₃等氧化物系夹杂物，对疲劳特性造成不良影响。因此，O量的上限优选为0.002％以下，更优选为0.0015％以下，进一步优选为0.0013％以下。另一方面，O量的下限，在工业生产上一般是0.0002％以上(优选为0.0004％以上)。

N：高于0％并在0.007％以下

N量越多，越会与Ti和Al一起形成粗大的氮化物，给疲劳特性带来不良影响。因此，优选N量尽可能地少，例如也可以为0.007％以下，更优选为0.005％以下。另一方面，若过度减少N量，则生产率显著降低。另外，N与Al一起形成氮化物，有助于晶粒的微细化。从这样的观点出发，优选使N量为0.001％以上，更优选为0.002％以上，进一步优选为0.003％以上。

另外，本发明的轧制材和丝材中，优选由下述(2)式或(3)式表示的理想临界直径D_i为65～140mm。为了不用对轧制材进行软化退火而拉丝作为弹簧用原材使用，需要将过冷组织减少到规定以下以使拉丝中不发生断线等。若理想临界直径D_i高，则淬火性变高，容易出现过冷组织，因此理想临界直径D_i的上限优选为140mm以下。理想临界直径D_i的上限更优选为135mm以下，进一步优选为130mm以下，特别优选为120mm以下。另一方面，作为弹簧为了淬火至内部，重要的是确保一定的淬火性。因此理想临界直径D_i的下限优选为65mm以上，更优选为70mm以上，进一步优选为80mm以上。

理想临界直径D_i，在不含B时，使用ASTM A255所规定的下述(2)式。另外，在含有B时，需要在上述(2)式的右边追加乘以ASTM A255-02中规定的硼因数B.F.，使用下述(3)式计算理想临界直径D_i。

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])×(1+3×[Mo])…(2)

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])×(1+3×[Mo])×(6.849017-46.78647×[C]+196.6635×[C]²-471.3978×[C]³+587.8504×[C]⁴-295.0410×[C]⁵)…(3)

其中，上述(2)、(3)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表示的含量。

接下来，对于本发明的轧制材的制造方法进行说明。熔炼具有上述化学组成的钢，在连续铸造、开坯轧制、热轧这样一系列的工序中，通过调整(A)钢液阶段的氢量，(B)开坯轧制前的均质化处理温度和时间，(C)热轧后的400～100℃的平均冷却速度的至少一项，则能够控制轧制材的非扩散氢量。另外，通过将(i)轧制后的卷材卷取温度(TL)、(ii)前述TL～650℃的平均冷却速度，(iii)650～400℃的平均冷却速度均加以调整，则能够将轧制材的组织，即铁素体、马氏体和贝氏体调整至上述范围。

为了使凝固后的钢中的氢减少，需要通过扩散除去钢中的氢，为了使氢从钢材表面放出，应该加快氢的扩散速度，高温且长时间的加热有效。具体来说，作为减少钢中的氢量的方法，可列举在钢液阶段的调整、在凝固后1000℃以上的连续铸造材料的阶段的调整、在热轧前的加热阶段的调整、在轧制加热中的阶段的调整、及在轧制后的冷却阶段的调整。其中，特别有效的是进行以下所示的(A)～(C)的非扩散氢的减少处理至少一个。

(A)在钢液处理中进行脱气处理，使钢液中的氢量达到2.5质量ppm以下。

例如，有效的是在二次精炼工序中，在浇包中装配具备两根汲取管的真空槽，从一方的汲取管侧面喷送Ar气，利用其浮力进行使钢液向真空槽环流的真空脱气。该方法的氢除去能力和夹杂物减少优异。钢液中的氢量优选为2.0质量ppm以下，更优选为1.8质量ppm以下，进一步优选为1.5质量ppm以下，特别优选为1.0质量ppm以下。

(B)在1100℃以上，优选为1200℃以上进行开坯轧制前的均质化处理10小时以上。

(C)轧制后的400～100℃的平均冷却速度为0.5℃/秒以下，优选为0.3℃/秒以下。

特别是钢材的断面积大时，需要长时间的加热，但是若长时间加热钢材，则脱碳促进，因此这种情况下，优选进行上述(A)而减少钢中的氢量。

另外，为了使轧制材中的组织，即铁素体、贝氏体、马氏体的面积率为上述范围，优选以如下方式调整轧制条件，优选为全部满足以下的(i)～(iii)这样的轧制条件。

(i)冷却开始前的卷材的卷取温度TL：900℃以上

为了减少铁素体的比例，需要使冷却开始前的卷材卷取温度TL为奥氏体单相。因此TL更优选为910℃以上，进一步优选为930℃以上。TL的上限未特别限定，虽然也根据终轧温度有所不同，但大致为1000℃左右。

(ii)TL～650℃下的平均冷却速度：2～5℃/秒

在TL～650℃下的温度域，为了使珠光体相变发生，需要提高冷却速度而抑制铁素体的生成。因此，TL～650℃下的平均冷却速度优选为2℃/秒以上，更优选为2.3℃/秒以上，进一步优选为2.5℃/秒以上。但是，若过度提高TL～650℃下的冷却速度，则容易出现马氏体和贝氏体等的过冷组织。因此TL～650℃下的平均冷却速度优选为5℃/秒以下，更优选为4.5℃/秒以下，进一步优选为4℃/秒以下。

(iii)650～400℃下的平均冷却速度：2℃/秒以下

此外，优选过冷组织开始生成的650～400℃下的冷却速度迟缓。650～400℃下的平均冷却速度优选为2℃/秒以下，更优选为1.5℃/秒以下，进一步优选为1℃/秒以下。该平均冷却速度的下限没有特别限定，例如为0.3℃/秒左右。

例如为了制造汽车等所用的螺旋弹簧，需要对于上述轧制材进行线加工即拉丝加工而制造丝材，例如在冷卷弹簧中是在线加工后，进行高频加热等的淬火回火，这样的丝材也包含在本发明中。例如，以5～35％左右的截面收缩率对于上述轧制材进行拉丝加工，其后在900～1000℃左右淬火，在300～520℃左右进行回火。淬火温度为了使之充分地奥氏体化而优选为900℃以上，为了防止晶粒粗大化而优选为1000℃以下。另外回火的加热温度，以符合丝材强度的目标值的方式在300～520℃的范围设定为适当的温度即可。另外，通过高频加热进行淬火回火时，淬火回火的时间分别为10～60秒左右。

如此得到的本发明的丝材能够实现1900MPa以上的高抗拉强度。抗拉强度能够优选为1950MPa以上，更优选为2000MPa以上。抗拉强度的上限没有特别限定，但大致为2500MPa左右。另外本发明的丝材因为使用本发明的轧制材，所以即使为1900MPa以上的高强度也能够发挥优异的腐蚀疲劳特性。

本申请基于2013年12月27日申请的日本国专利申请第2013-272569号主张优先权的利益。2013年12月27日申请的日本国专利申请第2013-272569号的说明书的全部内容，在本申请中用于参考而援引。

实施例

以下，列举实施例更具体地说明本发明。本发明不受以下的实施例限制，在能够符合前述、后述的主旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。

用转炉熔炼表1～3所示的化学组成的钢材，连续铸造后，在1100℃以上进行均质化处理。均质化处理后，进行开坯轧制，以1100～1280℃加热后进行热轧，得到直径14.3mm的线材，即轧制材。钢液有无脱气处理、热轧后的卷材卷取温度TL及卷取后的冷却条件如表4～6所述，另外均质化处理一栏中记述为“实施”的试验例是进行1100℃下的均质化处理10小时以上，记述为“-”的试验例中，1100℃下的均质化处理的时间低于10小时。

对于所得到的线材即轧制材，按以下的要点鉴别组织，测量非扩散氢量，并且测量拉丝加工性。

(1)组织的鉴别

将轧制材的横断面磨光，用腐蚀液蚀刻后，用光学显微镜观察显微组织，测量铁素体组织、贝氏体和马氏体组织(以下，将贝氏体组织和马氏体组织并称为过冷组织)的面积率。测量在距表层1mm深度的位置进行。观察视野为400μm×300μm，在5个视野中进行测量，将其平均值作为各组织的比例。另外，珠光体组织的比例，通过从100％中减去铁素体和过冷组织的比例而求得。

(2)非扩散氢量

从所述轧制材上切下宽20mm×长40mm的试验片。使用气相色谱分析装置，以100℃/小时的升温速度升温该试验片，测量300～600℃下的放出氢量，将其作为非扩散氢量。

(3)拉丝加工性

拉丝加工性通过拉伸试验的断面收缩率进行评价。从所述轧制材上切下JIS14号试验片，遵循JIS Z2241(2011)，用万能试验机以十字头速度10mm/分的条件进行拉伸试验，测量断面收缩率RA。

接着，将所述轧制材拉丝至直径12.5mm即进行冷拉拔加工，并进行淬火回火。所述拉丝的截面收缩率约23.6％，淬火回火的条件如下。

淬火回火条件

·高频加热

·加热速度：200℃/秒

·淬火：950℃，20秒，水冷却

·回火：300～520℃的各温度，20秒，水冷却

对于拉丝和淬火回火后的丝材，进行抗拉强度、耐氢脆性及耐腐蚀性的评价。

(4)抗拉强度的测量

将淬火回火后的丝材切断为规定长度，卡盘间距离200mm，拉伸速度5mm/min，遵循JIS Z2241(2011)进行拉伸试验。

(5)耐氢脆性的评价

从淬火回火后的丝材上，切下宽10mm×厚1.5mm×长65mm的试验片。然后，在通过4点弯曲对该试验片负荷1400MPa的应力的状态下，将该试验片浸渍在0.5mol/L的硫酸和0.01mol/L的硫氰酸钾的混合溶液中。使用恒电位仪，外加比饱和甘汞电极(Saturated Calomel Electrode，SCE)低的-700mV的电压，测量直到裂纹发生的断裂时间。

(6)耐腐蚀性的评价

从淬火回火后的丝材上，用切削加工切下直径10mm×长100mm的试验片。对于该试验片以5％NaCl水溶液进行8小时盐水喷雾，在35℃、相对湿度60％的湿润环境下保持16小时，以此作为1个循环，反复进行全部7个循环，测量试验前后的试验片的重量差，将其作为腐蚀减量。

上述(1)～(6)的结果显示在表4～6中。

[表1]

[表2]

[表3]

[表4]

[表5]

[表6]

试验No.1～4、7～11、15～18、21～25、33、34、37～40、45～47、49～53、55～60、65～81，因为是通过上述优选的制造条件制造化学组成得到适当调整的钢，所以非扩散氢量、铁素体及过冷组织的面积率满足本发明的要件。因此，轧制材的拉伸试验中的断面收缩率RA为30％以上，拉丝加工性优异，另外对于轧制材进行拉丝加工，经淬火回火而得到的丝材具有1900MPa以上的优异的抗拉强度。此外，淬火回火后的丝材在耐氢脆性的评价试验中，断裂时间为1000秒以上，耐腐蚀性的评价试验中的腐蚀减量为5.0g以下，耐氢脆性和耐腐蚀性均优异。还有，表4～6中的所谓“降低率”是如下的值，即，以百分率表示式(1)右边的值与实际的铁素体面积率的值之差相对于式(1)右边的值的比例。

另一方面，在上述试验No.以外的例子中，因为钢的化学组成、非扩散氢量、铁素体面积率和过冷组织面积率的至少任意一个要件不满足本发明的要件，所以轧制材的拉丝加工性、丝材的抗拉强度、耐氢脆性、耐腐蚀性的至少任一个特性为差的结果。

No.5、6、19、20因为均未进行上述非扩散氢的降低处理，所以轧制材中的非扩散氢量多，拉丝加工性降低。

No.12、26因为从卷取温度TL至650℃的平均冷却速度慢，所以铁素体面积率变高，耐氢脆性降低。No.13、27因为从卷取温度TL至650℃的平均冷却速度快，所以过冷组织增加，拉丝加工性降低。No.14、28因为650～400℃的平均冷却速度快，所以过冷组织增加，拉丝加工性降低。

No.29～31的过冷组织增加，拉丝加工性降低。No.32的C量少，丝材的抗拉强度不足。No.35的C量多，残留奥氏体生成，耐氢脆性降低。No.36的Si量少，丝材的抗拉强度不足。

No.41的Mn量多，韧性降低，耐氢脆性降低。No.42的P量和S量多，引起晶界脆化，耐氢脆性降低。No.43的S量多，引起晶界脆化，耐氢脆性降低。No.44因为没有添加Cu、Ni，所以耐腐蚀性降低。

No.48因为没有添加Ni，所以耐腐蚀性降低。No.54的Cr量多，Cr系碳化物、金属Cr以高浓度固溶的渗碳体的未溶残留发生，成为应力集中源，耐氢脆性降低。

No.61～64的卷取温度TL～650℃的平均冷却速度慢，铁素体面积率增加，耐氢脆性降低。

产业上的可利用性

本发明的轧制材和丝材能够适用于汽车等所用的螺旋弹簧，例如发动机和悬架等所使用的阀弹簧、悬架弹簧等，在工业上有用。

Claims (5)

1.一种高强度弹簧用轧制材，其特征在于，以质量％计含有

C：0.39～0.65％、

Si：1.5～2.5％、

Mn：0.15～1.2％、

P：高于0％并在0.015％以下、

S：高于0％并在0.015％以下、

Al：0.001～0.1％、

Cu：0.1～0.80％、

Ni：0.1～0.80％，余量是铁和不可避免的杂质，

非扩散氢量为0.40质量ppm以下，

由百分率表示的铁素体的面积率满足下述(1)式，并且贝氏体和马氏体的合计面积率在2％以下，

铁素体面积率＜{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100…(1)

其中，上述(1)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表示的含量。

2.根据权利要求1所述的高强度弹簧用轧制材，其中，以质量％计还含有属于下述(a)、(b)、(c)、(d)中任意一项的1种以上：

(a)Cr：高于0％并在1.2％以下；

(b)Ti：高于0％并在0.13％以下；

(c)B：高于0％并在0.01％以下；

(d)从Nb：高于0％并在0.1％以下、Mo：高于0％并在0.5％以下及V：高于0％并在0.4％以下所构成的组中选择的至少1种。

3.根据权利要求1或2所述的高强度弹簧用轧制材，其中，不含B时使用下述(2)式，含有B时使用下述(3)式计算出的理想临界直径D_i为65～140mm，

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)

×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])

×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])

×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])×(1+3×[Mo])…(2)

D_i＝25.4×(0.171+0.001×[C]+0.265×[C]²)

×(3.3333×[Mn]+1)×(1+0.7×[Si])

×(1+0.363×[Ni])×(1+2.16×[Cr])

×(1+0.365×[Cu])×(1+1.73×[V])×(1+3×[Mo])

×(6.849017-46.78647×[C]+196.6635×[C]²

-471.3978×[C]³+587.8504×[C]⁴

-295.0410×[C]⁵)…(3)

其中，上述(2)、(3)式中，[元素名]的意思是各元素以质量％表示的含量。

4.一种高强度弹簧用丝材，其是对于权利要求1或2所述的高强度弹簧用轧制材进行拉丝，经淬火回火处理的抗拉强度1900MPa以上的高强度弹簧用丝材。

5.一种高强度弹簧用丝材，其是对于权利要求3所述的高强度弹簧用轧制材进行拉丝，经淬火回火处理的抗拉强度1900MPa以上的高强度弹簧用丝材。