CN107109578B - 悬挂弹簧用钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的悬挂弹簧用钢是悬挂弹簧用的钢材，其化学成分以质量％计含有：C：大于0.40％且小于等于0.65％、Si：1.00～3.50％、Mn：大于2.00％且小于等于3.00％、Cr：0.01～2.00％、V：0.02～0.50％等，将P限制为0.020％以下、将S限制为0.020％以下、将N限制为0.0100％以下，剩余部分是Fe和杂质，Kf为280以上，组织含有面积率为90％以上的回火马氏体，所述回火马氏体中析出的Fe系碳化物是渗碳体，在板厚方向上距离所述钢材的表面为0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿所述钢材的长度方向伸长的长宽比超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均值为80％以上。

Description

悬挂弹簧用钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及汽车等的悬挂弹簧中使用的悬挂弹簧用钢及其制造方法。 本申请基于2015年3月10日在日本申请的特愿2015-046915号来要求优 先权，并将其内容援用于此。

背景技术

汽车用悬挂弹簧是汽车中使用的弹簧中的最大的弹簧，是比较重的部 件。因此，从改善汽车的耗油量的观点出发，要求轻质化。另外，悬挂弹 簧的轻质化还有助于所谓的弹簧下重量的减轻。如果能减轻弹簧下重量， 则有利于吸收行进中汽车受到的来自路面的冲击，所以悬挂弹簧的轻质化 还有助于提高汽车的乘坐舒适度、以及提高行进中的接地性和操纵稳定性。

如果将悬挂弹簧高强度化，则耐疲劳性和疲劳耐久性提高，能够在更 高的应力下使用，因而可以使弹簧的线径变细。因此，目前汽车中使用的 悬挂弹簧的拉伸强度是1800MPa左右，但从上述的轻质化的要求出发，需 要将悬挂弹簧进一步高强度化。

可是，铁钢材料存在着伴随高强度化，氢脆化感受性增加的问题，这 成为了悬挂弹簧的高强度化的主要阻碍要因。为了使高强度和高韧性两立， 汽车用的悬挂弹簧要通过淬火和回火来制造。因此，其组织是马氏体经受 了回火的组织即回火马氏体。具有这种组织的钢，一旦氢侵入到钢材中， 则原奥氏体(以下称为原γ)晶界脆化，其结果是，已知：即使在钢材的屈服 强度以下的应力下也会发生脆性断裂。另外，已知：越使钢材高强度化，越容易在少量的氢下或低的应力下发生脆性断裂。

悬挂弹簧通常是在涂饰的状态下使用，对于被涂饰的部分来说氢的侵 入得到抑制。可是，涂饰有可能因汽车行进中溅起的石头或弹簧的线间接 触等而损伤。当涂饰损伤时，有可能从该部位发生腐蚀，伴随腐蚀反应而 产生的一部分氢就会侵入到钢材中。因此，即使是涂饰后使用的悬挂弹簧 用钢，为了实现高强度化，也需要寻求应对氢脆化的对策。

为了抑制原γ晶界断裂，提高耐氢脆化特性，使马氏体组织的原γ粒 伸长是有效的。特别是使表层部的原γ粒伸长是有效的。

例如、在专利文献1、2中提出了一种高强度弹簧用钢，该高强度弹簧 用钢是通过将原γ粒的长宽比设定为1.5以上或2以上、从而提高钢材中吸 着了氢时的疲劳特性和耐延迟断裂特性。另外，在专利文献3、4中，对于 与悬挂弹簧用钢同样地、要求提高耐氢脆化特性(耐延迟断裂特性)的PC钢 棒(钢筋混凝土(PC)用受拉钢材中的通过淬火和回火来制造的材料)，也提出 了控制原γ粒的长宽比的技术。

可是，专利文献1～4中公开的技术是在γ(奥氏体)域的热加工中，通 过将终轧的温度控制为比通常低的温度，并且终轧后立即进行淬火，从而 在线材的表层部获得从未再结晶γ的状态骤冷的马氏体，即具有沿线材的 长度方向伸长的原γ粒的马氏体组织。上述的处理如果以热轧线材为原材 料，使用制造弹簧用钢的钢线的专用的制造生产线就能够实现。可是，使 用通用的轧制生产线时，具有伸长的原γ粒的马氏体组织是难以实现的。其理由如下所述。

(1)线材轧制的断面收缩率较大，并且是多个阶段的加工。因此，γ(奥 氏体)是一边反复进行再结晶一边被轧制成线材形状，所以γ粒径变得微细。 γ粒径如果微细，则终轧后容易发生再结晶。再结晶后的γ由于变成近似球 状的形状，所以线材轧制难以获得伸长的未再结晶γ。

(2)线材轧制后，如果立即进行骤冷则能够抑制γ的再结晶。可是，在 通用的线材轧制生产线中，在产线布局上终轧后无法立即进行骤冷。其原 因是：在通用的线材轧制生产线中，终轧后需要进行卷绕，并将形成线圈 状的线材用传送带搬送，然后投入到装有进行骤冷的介质(例如水)的冷却槽 内。即，在通用的线材轧制生产线中，从终轧至骤冷，一般需要数秒～几 十秒左右，在该时间内容易发生γ的再结晶。

(3)另一方面，如果为了抑制再结晶而将终轧温度低温化，则对终轧后 的γ的再结晶能够一定程度地抑制。可是，如果降低终轧温度，则会因γ 的加工而促进扩散相变，因此骤冷前铁素体(以下称作α)析出，钢的强度下 降。强度下降时，就不能作为悬挂弹簧用钢使用。

(4)另外，悬挂弹簧用钢这样的C含量较高的钢材容易发生淬裂。淬裂 在淬火时的冷却不均匀的情况下容易发生。在单线的状态下进行骤冷时， 能够比较均匀地进行冷却，与之对照，在线材轧制后卷绕成线圈的状态下 进行骤冷时，会因线材的重叠部和非重叠部、或线圈的上部和下部的位置 的不同、冷却槽内的淬火介质的流动的不均匀等要因，而难以将线圈均匀 冷却。因此，在用通用的线材轧制生产线将线圈骤冷时，还需要留意淬裂。

由于上述的理由，对于表层部具有原γ粒伸长了的回火马氏体组织的 耐氢脆化特性优良的悬挂弹簧用钢来说，使用通用的线材轧制生产线在抑 制淬裂发生的情况下进行工业生产的技术还不存在。

因此，上述的具有伸长的原γ粒的马氏体组织如果能够使用通用的生 产线、例如以钢坯为原材料制造热轧线材的通用的线材轧制生产线来制造， 则不需要专用的制造生产线的设备投资，而且能够以低成本来制造。

现有技术文献

专利文献

专利文献1：日本专利第4116762号公报

专利文献2：日本特开2014-43612号公报

专利文献3：日本专利第3153072号公报

专利文献4：日本国专利第3217589号公报

发明内容

发明所要解决的课题

本发明者们为了获得高强度并且耐氢脆化特性优良的悬挂弹簧用钢， 对悬挂弹簧用钢的γ的再结晶抑制、伴随γ→α相变而发生的α的析出的抑 制和淬裂抑制技术进行了深入研究。具体地，对线材轧制中的终轧和从卷 绕至骤冷这期间可抑制γ的再结晶的钢材成分和轧制条件、终轧和从卷绕 至骤冷这期间可抑制α的析出的钢材成分和轧制条件、以及可防止骤冷时 的淬裂发生的钢材成分和冷却条件进行了研究。其结果是，发现：在含有 V的基础上，通过将终轧温度设定为850℃以下，可以显著抑制加工γ的再 结晶；通过使Mn的含量比以往的弹簧用钢多，可以防止从终轧至骤冷这 期间α的析出；为了在避免过度骤冷的情况下获得马氏体，需要按照使得 考虑各元素的贡献度而设定的参数达到规定量以上的量来含有合金元素， 并在此基础上控制800～300℃的冷却速度；等等。

解决课题的手段

本发明是基于上述认识而完成的，其要旨如下所述。

(1)本发明的一个方案的悬挂弹簧用钢是悬挂弹簧用的钢材，其化学成 分以质量％计含有：C：大于0.40％且小于等于0.65％、Si：1.00～3.50％、 Mn：大于2.00％且小于等于3.00％、Cr：0.01～2.00％、V：0.02～0.50％、 Al：0～0.060％、Mo：大于等于0且小于0.50％、Cu：0～1.00％、Ni：0～ 1.50％、Nb：0～0.015％、Ti：0～0.200％以下、B：0～0.0050％，将P限制 为0.020％以下、将S限制为0.020％以下、将N限制为0.0100％以下，剩余部分是Fe和杂质，用下述(a)式定义的Kf为280以上，组织含有面积率 为90％以上的回火马氏体，所述回火马氏体中析出的Fe系碳化物是渗碳体， 在板厚方向上距离所述钢材的表面为0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿 所述钢材的长度方向伸长的长宽比超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均 值为80％以上。

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)

其中，所述(a)式中的C(％)、Si(％)、Mn(％)、Ni(％)、Cr(％)、Cu(％)、 Mo(％)是C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo的以质量％计的含量，未含有时为 0。

(2)根据上述(1)所述的悬挂弹簧用钢，其中，所述化学成分以质量％计 可以含有下述元素中的1种或2种以上：Mo：大于等于0.02％且小于0.50％、 Cu：0.02～1.0％、Ni：0.02～1.5％、Nb：0.002～0.015％。

(3)根据上述(1)或(2)所述的悬挂弹簧用钢，其中，所述化学成分以质 量％计可以含有下述元素中的一者或两者：Ti：0.010～0.200％以下、B： 0.0005～0.0050％，并且所述Ti的含量和所述N的含量满足Ti≥3.5×N。

(4)本发明的另一个方案的悬挂弹簧用钢的制造方法是制造上述(1)～(3) 中任一项所述的悬挂弹簧用钢的方法，所述制造方法包含下述工序：加热 工序，在该工序中，将具有所述化学成分的钢坯加热至950℃以上且低于 1150℃的温度范围；线材轧制工序，在该工序中，对加热后的所述钢坯进 行线材轧制而得到线材，所述线材轧制包含将断面收缩率设定为30％以上、 终轧温度设定为750～850℃的终轧；卷绕工序，在该工序中，对所述线材 进行卷绕而成为线圈；冷却工序，该工序是在所述卷绕工序后，在5～30 秒内开始冷却，并按照使800～300℃区间的平均冷却速度为5～50℃/s的 方式将所述线圈冷却至300℃以下；和回火工序，该工序是在所述冷却工序 后，在410℃～500℃下保持10～1800秒。

发明效果

根据本发明的上述方案可以提供拉伸强度为1900MPa以上的高强度并 且耐氢脆化特性优良的悬挂弹簧用钢。使用该悬挂弹簧用钢能够实现悬挂 弹簧的高强度化，所以能够有助于汽车用的悬挂弹簧的轻质化。

另外，根据本发明的上述方案的悬挂弹簧用钢的制造方法，使用通用 的线材轧制生产线就能够制造高强度并且耐氢脆化特性优良的悬挂弹簧用 钢，所以能够有助于制造成本的降低。

因此，本发明对于产业上的贡献极大。

附图说明

图1是表示延迟断裂试验的试片形状的图。

图2是表示悬挂弹簧用钢的断面的伸长的原γ粒的面积率的测定位置 的例子的图。

具体实施方式

下面对本发明的一个实施方式的悬挂弹簧用钢进行说明。

本实施方式的悬挂弹簧用钢具有以下的特征。

(a)悬挂弹簧用的钢材，其化学成分以质量％计含有：C：大于0.40％ 且小于等于0.65％、Si：1.00～3.50％、Mn：大于2.00％且小于等于3.00％、 Cr：0.01～2.00％、V：0.02～0.50％、Al：0～0.060％、Mo：大于等于0且 小于0.50％、Cu：0～1.00％、Ni：0～1.50％、Nb：0～0.015％、Ti：0～0.200％ 以下、B：0～0.0050％，将P限制为0.020％以下、将S限制为0.020％以下、 将N限制为0.0100％以下，剩余部分是Fe和杂质，用下述(1)式定义的Kf 为280以上。

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)

其中，前述(1)式中的C(％)、Si(％)、Mn(％)、Ni(％)、Cr(％)、Cu(％)、 Mo(％)是C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo的以质量％计的含量，未含有时为 0。

(b)组织含有面积率为90％以上的回火马氏体。

(c)回火马氏体中析出的Fe系碳化物是渗碳体。

(d)在板厚方向上距离钢材的表面为0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度 的沿钢材的长度方向伸长的长宽比超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均 值为80％以上。

另外，本实施方式的悬挂弹簧用钢如果用公知的方法进行弹簧加工， 则可以获得高强度、并且耐延迟断裂特性优良的悬挂弹簧。

上述的特征是在对悬挂弹簧用钢的γ的再结晶抑制、α的析出抑制和淬 裂抑制技术深入研究而得到的以下认识的基础上获得的。

(1)在具有回火马氏体的弹簧用钢材的表层、特别是在从表面至0.3mm 的范围的组织中，如果使原γ粒沿线材的长度方向伸长，则耐氢脆化特性 提高。

(2)通过含有规定量的V，并将终轧温度设定为850℃以下，就能够显 著抑制线材轧制后的加工过的γ(加工γ)的再结晶。

(3)通过将Mn的含量设定为超过2％，则即使在使终轧温度降低至 850℃以下的情况下，也能够抑制轧制后的γ的扩散相变和α的析出。

(4)为了防止线材的淬裂，通过使卷绕后的线材线圈的淬火时的冷却速 度变慢来缓和线圈内的温度分布是有效的。

(5)如果减慢线材的淬火时的冷却速度，则不易生成马氏体。因此，为 了使冷却后马氏体分率(面积率)为90％以上，需要提高钢材的淬火性。通过 将合金元素的含量设定为基于某个关系式的量以上，由此可以获得90％以 上的马氏体。

以下，对本发明的一个实施方式的悬挂弹簧用钢(有时称作本实施方式 的悬挂弹簧用钢)进行详细说明。

首先，对本实施方式的悬挂弹簧用钢的化学成分进行说明。以下，与 化学成分有关的％表示质量％。

[C：大于0.40％且小于等于0.65％]

C是为了提高具有回火马氏体的钢的强度所需要的元素。为了确保作 为悬挂弹簧用钢的强度，需要将C含量设定为超过0.40％。优选的C含量 的下限为0.50％。另一方面，C含量如果超过0.65％，则钢的延性和韧性下 降。另外，C含量如果超过0.65％，则会因为残留γ量增加而无法得到充分 量的回火马氏体，其结果是，无法确保作为悬挂弹簧的机械特性。因此， 将C含量的上限设定为0.65％。优选的C含量的上限为0.60％。

[Si：1.00～3.50％]

Si是为了提高像悬挂弹簧用钢这样的回火马氏体钢的抗回火软化而非 常有效的元素。另外，Si对于提高弹簧的耐疲劳性也是有效的元素。为了 获得上述的效果，需要将Si含量的下限设定为1.00％。优选的Si含量的下 限为1.20％。另一方面，Si含量如果超过3.50％，则弹簧用钢的表层的脱碳 增加等问题变得显著。因此，将Si含量的上限设定为3.50％。优选的Si含 量的上限为2.50％、更优选的上限为2.00％。

[Mn：大于2.00％且小于等于3.00％]

Mn在本实施方式的悬挂弹簧用钢中是重要的元素。为了抑制终轧后未 再结晶γ的再结晶，获得具有伸长的原γ粒的马氏体，降低终轧温度是有 效的。可是，线材轧制中，由于断面收缩率较大，γ要受到多个阶段的加工， 一边反复进行再结晶一边被轧制成线材形状，所以γ粒径变得微细。γ粒径 如果微细，则终轧后容易发生再结晶，因而难以得到未再结晶γ。此外，在 假设使用通用的线材轧制生产线时，从其产线布局上来说，从终轧至骤冷 需要数秒～几十秒，所以终轧后不能立即冷却。因此，从终轧至骤冷这期 间容易发生再结晶。因此，为了使用通用的线材轧制生产线获得具有伸长 的原γ粒的马氏体，需要使终轧温度比通常的操作条件低。可是，由于γ 的加工会促进扩散相变的α相变，所以如果降低终轧温度，则会发生α从 加工γ中析出的问题。α如果析出，则之后即使进行骤冷，也会变成马氏体 中混合了软质的α的组织，无法提高马氏体分率，其结果是，不能获得作 为悬挂弹簧的强度。与此相对，在平衡状态下不会相变为α的区域内，即 使对γ进行加工也不会发生相变。因此，通过使线材中含有比以往更多的 Mn、从而降低Ar3点(奥氏体开始相变的温度)来使γ区域向低温侧扩展是 极其有效的。另外，即使在平衡状态下可相变为α的区域内，通过Mn的 增加也可使α相变开始的温度区域下降，并且相变开始时间向长时间侧移 动，因而对α相变的抑制是有利的。

为了获得上述的效果，本实施方式的悬挂弹簧用钢需要将Mn含量设定 为超过2.00％。优选的Mn含量的下限为2.10％，更优选的Mn含量的下限 为2.20％，进一步优选的下限为2.30％。另一方面，Mn含量如果超过3.00％， 则残留γ量增加，无法得到充分量的马氏体等缺点就显著显现。因此，将 Mn含量的上限设定为3.00％。优选的Mn含量的上限为2.60％。

以往，认为：弹簧用钢中Mn如果超过2.00％，则耐延迟断裂特性下降。 可是，对于本实施方式的悬挂弹簧用钢而言，通过对Mn以及由后述的V 等其它元素的含量和各成分的含量确定的Kf同时地进行控制，由此就能够 获得上述的效果，因此能够获得优良的耐延迟断裂特性。

[Cr：0.01～2.00％]

Cr是对提高悬挂弹簧用钢的淬火性和提高抗回火软化有效的元素。为 了获得上述的效果，需要将Cr含量的下限设定为0.01％。优选的Cr含量 的下限为0.20％。另一方面，Cr含量如果超过2.00％，则加热时阻碍渗碳 体向γ中的溶体化等问题变得显著。因此，将Cr含量的上限设定为2.00％。 优选的Cr含量的上限为1.00％。

[V：0.02～0.50％]

V在本实施方式的悬挂弹簧用钢中是重要的元素。为了抑制线材轧制 后未再结晶γ的再结晶而获得具有伸长的原γ粒的马氏体，降低终轧温度 是有效的。可是，如上所述，线材轧制中γ粒径变得微细。另外，在通用 的线材轧制生产线中，从终轧至骤冷要花费时间。因此，如果降低终轧温 度，则从终轧至骤冷这期间容易发生再结晶，难以得到未再结晶γ。因此， 要求使终轧温度比通常的操作条件低，而如果使终轧温度过度低温化，就 容易发生轧废(misroll)。由于V对于抑制γ的再结晶是极其有效的，所 以通过含有V，能够在通常的低温终轧条件下长时间稳定地得到未再结晶 γ，可以避免终轧温度的过度的低温化。为了获得上述的效果，需要将V含 量的下限设定为0.02％。优选的V含量的下限为0.05％，更优选的V含量 的下限为0.10％。另一方面，由于V是昂贵的合金元素，所以含量如果超 过0.50％，则在制造成本上是不利的。因此，将V含量的上限设定为0.50％。 优选的V含量的上限为0.20％。

[P：0.020％以下]

P是杂质，是使原γ晶界脆化、使耐延迟断裂特性(耐氢脆化特性)下降 的元素。因此，需要将P含量限制为0.020％以下。优选限制为0.015％以下。

[S：0.020％以下]

S是杂质，是使原γ晶界脆化、使耐延迟断裂特性(耐氢脆化特性)下降 的元素。因此，需要将S含量限制为0.020％以下。优选限制为0.015％以下、 更优选限制为0.006％以下。

[N：0.0100以下％]

N是杂质，是使钢的热延性下降、同时损害连续铸造时的制造性的元 素。因此需要将N含量限制为0.0100％以下。优选限制为0.0070％以下。

本实施方式的悬挂弹簧用钢以含有上述的化学成分、剩余部分由Fe和 杂质构成为基本。本实施方式中，杂质是指工业上制造钢材时因矿石、废 金属等原料、其它要因而混入的成分。

可是，本实施方式的悬挂弹簧用钢中，根据需要还可以以后述的范围 进一步含有Al、Mo、Cu、Ni、Nb中的1种或2种以上。不过，这些元素 也未必一定含有，所以其下限为0％。

[Al：0.010～0.060％]

Al是对钢的脱氧有效的元素。通过Si来进行脱氧时也可以未必含有， 用Al进行脱氧时，优选含有0.010％以上。另一方面，Al含量如果超过 0.060％，则会生成粗大的夹杂物，韧性下降等问题变得显著。因此，即使 在含有Al的情况下，Al含量的上限也要设定为0.060％。

[Mo：大于等于0.02％且小于0.50％]

Mo是用少量就有助于提高钢的淬火性的元素。另外，Mo对加工γ的 再结晶的抑制也是有效的，对V的含有所带来的加工γ的再结晶抑制效果 具有补充的作用。要获得上述的效果，Mo含量优选设定为0.02％以上。更 优选为0.05％以上。另一方面，由于Mo是昂贵的合金元素，所以Mo含量 如果为0.50％以上，则在制造成本上是不利的。因此，即使在含有Mo的情 况下，也要将Mo含量设定为小于0.50％。优选为0.30％以下。

[Cu：0.02～1.00％]

Cu是提高耐蚀性的元素。要获得上述的效果，需要将Cu含量设定为 0.02％以上。优选为0.05％以上。另一方面，Cu含量如果超过1.00％，则钢 的热延性下降，连续铸造时会发生开裂或表面擦伤，制造合格率下降等问 题变得显著。因此，即使在含有Cu的情况下，也要将Cu含量设定为1.00％ 以下。优选为0.20％以下。

[Ni：0.02～1.50％]

Ni是提高耐蚀性的元素，另外，对韧性的提高也是有效的元素。要获 得上述的效果，需要将Ni含量设定为0.02％以上。优选为0.10％以上。另 一方面，由于Ni是昂贵的合金元素，所以如果Ni含量超过1.50％，则在 制造成本上是不利的。因此，即使在含有Ni的情况下，也要将Ni含量设 定为1.50％以下。优选为0.50％以下。

[Nb：0.002～0.015％]

Nb是对加工γ的再结晶的抑制有效的元素，对由V的含有所带来的加 工γ的再结晶抑制效果具有补充的作用。在要获得上述的效果的情况下， 优选将Nb含量设定为0.002％以上。更优选为0.005％以上。另一方面，Nb 含量如果超过0.015％，则不仅其效果达到饱和，而且连续铸造时会发生开 裂或表面伤痕，从而制造合格率下降等问题变得显著。因此，即使在含有 Nb的情况下，也要将Nb含量设定为0.015％以下。优选为0.010％以下。

本实施方式的悬挂弹簧用钢根据需要还可以在以下的范围内进一步含 有Ti、B中的一者或两者。不过，这些元素也未必一定含有，所以其下限 为0％。

[Ti：0.010～0.200％]

Ti是对加工γ的再结晶的抑制有效的元素，对由V的含有所带来的加 工γ的再结晶抑制效果具有补充的作用。另外，当同时含有B时，通过使 钢中的固溶N以TiN的形态从高温稳定地固定来抑制BN的生成。因此， Ti是对于固溶B量的确保有效的元素。如果确保了固溶B量，则可以获得 由固溶B实现的淬火性提高效果。在要获得上述的效果的情况下，需要将 Ti含量设定为0.010％以上。优选为0.015％以上。另一方面，Ti含量如果 超过0.200％，则不仅其效果达到饱和，而且通过生成粗大的Ti(CN)，韧 性下降等问题变得显著。因此，即使在含有Ti的情况下，也要将Ti含量 设定为0.200％以下。优选为0.100％以下。

[B：0.0005～0.0050％]

B是用微量就有助于提高钢的淬火性的元素。另外，B偏析于原γ晶 界而强化原γ晶界，从而具有抑制晶界断裂的效果。在要获得上述的效果 的情况下，优选将B含量设定为0.0005％以上。更优选为0.0010％以上。 另一方面，B含量如果超过0.0050％，则不仅其效果达到饱和，而且B形 成BN或Fe₂₃(C,B)₆等析出物，反而使晶界强度下降。因此，即使在含有B 的情况下，也要将B含量设定为0.0050％以下。优选为0.0030％以下。

[Ti≥3.5×N]

为了获得上述的由B含有所带来的效果，需要通过减少钢中的固溶N 来抑制BN的生成。因此，优选在减少N含量的同时，通过含有Ti使固溶 N以TiN的形态从高温稳定地固定。当含有Ti和B时，为了通过用Ti固 定固溶N来获得上述的效果，Ti和N的含量的关系优选设定为Ti≥3.5×N。 更优选的范围是Ti≥4.0×N。

本实施方式的悬挂弹簧用钢在具有上述的化学成分的基础上，还需要 对使用各元素的含量计算的淬火性参数即Kf进行控制。

[Kf≥280]

在像悬挂弹簧用钢这样的C含量较多的成分系的情况下，对线材进行 骤冷而使其发生马氏体相变时容易发生淬裂。特别是与单线的状态相比， 骤冷线圈时更容易发生淬裂。为了防止线材的淬裂，通过使骤冷(淬火)卷绕 后的线材线圈时的冷却速度变慢来缓和线圈内的温度分布是有效的。可是， 如果冷却速度变慢，则冷却过程中会析出α，有可能无法获得作为悬挂弹 簧用钢所需要的回火马氏体分率(面积率)。对此，即使在使淬火时的冷却速 度变慢的情况下，为了在冷却后获得规定的马氏体分率，也需要提高钢(线 材)的淬火性。

本发明者们研究的结果发现，通过将由下述(1)式定义的Kf设定为280 以上，能够兼顾淬裂的防止和马氏体分率的确保。优选的Kf的范围为300 以上。另一方面，Kf如果变得过高，则残留γ过剩生成，悬挂弹簧用钢上 有可能无法得到充分的面积率的回火马氏体。因此，优选将Kf设定为10000 以下。

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)

其中，(1)式中的C(％)、Si(％)、Mn(％)、Ni(％)、Cr(％)、Cu(％)、Mo(％) 分别是C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo的以质量％计的含量，不含有时以0 计算。

下面，对本实施方式的悬挂弹簧用钢的金属组织进行说明。

[回火马氏体的面积率：90％以上]

弹簧是利用作为弹性体的恢复力、并积蓄弹性能量的机械要素，所以 屈服强度较高是必要的。因此，悬挂弹簧用钢需要将其主要的组织设定成 能够获得高的屈服强度、并且韧性也优良的回火马氏体。本实施方式的悬 挂弹簧用钢中，组织中的回火马氏体的比例以面积率计设定为90％以上。 回火马氏体的面积率低于90％时，不能充分确保强度和韧性这两者。

回火马氏体的面积率如果为90％以上，则作为剩余部分，还可以含有 铁素体、珠光体、贝氏体或残留奥氏体中的1种以上。不过，回火马氏体 以外的组织的面积率优选尽可能地减小。铁素体、珠光体、贝氏体或残留 奥氏体中的1种以上的面积率的合计优选设定为5％以下，即回火马氏体的 面积率优选设定为95％以上。剩余部分可以为0％，此时，回火马氏体的面 积率为100％。

回火马氏体的面积率如下进行评价：将钢材的长度方向的断面进行镜 面研磨后，用3％硝酸乙醇液(3％硝酸-乙醇溶液)腐蚀，用光学显微镜以1000 倍观察距离悬挂弹簧用钢的表面为0.1mm的表层部、半径的1/2位置的分 别3个视野，并求出各视野下的面积率，用其平均值来评价。本实施方式 的悬挂弹簧用钢通过进行上述的评价，可以代表钢材全体中的回火马氏体 的面积率来进行评价。

回火马氏体中析出了Fe系碳化物。本实施方式的悬挂弹簧用钢中，回 火马氏体中的Fe系碳化物是渗碳体(θ)。作为Fe系碳化物，除θ以外，例 如还有可能析出ε。可是与θ相比，由于ε的耐氢脆化特性较差，所以当作 为Fe系碳化物析出ε时，无法获得充分的耐氢脆化特性。

Fe系碳化物的鉴定可以用以下的方法进行。

通过差示热分析(DSC)观察在300℃至430℃的温度范围内是否有放热 峰，由此确认有无Fe系碳化物ε的存在，同时通过薄膜TEM观察来进行 选区电子衍射图案解析，判断Fe系碳化物是ε还是θ。

[在板厚方向上距离钢材的表面为0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的 沿钢材的长度方向伸长的长宽比超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均值 为80％以上]

作为其组织主要含有回火马氏体的钢如果氢侵入钢中，则原γ晶界脆 化。其结果是，即使在钢材的屈服强度以下的应力下也会发生脆性断裂。 为了提高耐氢脆化特性，使马氏体的原γ粒伸长是有效的。

另外，对于由悬挂弹簧用钢制造的悬挂弹簧的情况来说，上述的原γ 晶界处的断裂会以因腐蚀导致的缺陷作为起点而产生。即，原γ晶界断裂 是从悬挂弹簧的表层发生。因此，为了抑制从悬挂弹簧的表层发生的原γ 晶界断裂，使悬挂弹簧用钢的表层的原γ晶粒沿悬挂弹簧用钢的长度方向 伸长是极其重要的。另外，为此使作为悬挂弹簧用钢的原材料的线材的表 层的原γ晶粒沿线材的长度方向伸长是有效的。

为了提高耐氢脆化特性，表层的原γ晶粒的形状、特别是长度(轧制方 向)与宽度(半径方向)之比(长宽比＝长度/宽度)是重要的，长宽比越大，则 抑制原γ晶界断裂的效果越大。另外，长宽比较大的原γ粒径的比例越高， 越能稳定地获得上述效果。本发明者们发现，为了稳定地获得上述效果， 需要将长宽比超过3.0的原γ粒径在所有的原γ粒中所占的面积率设定为 80％以上。优选的是原γ粒径的长宽比为3.5以上。

另外，本发明者们发现，在从钢材的表面至0.3mm深度的范围内，长 宽比超过3.0的原γ粒的面积率的平均值如果不是80％以上，则原γ晶界断 裂的抑制效果变得不充分。这可以认为是因为对于悬挂弹簧用钢来说，由 腐蚀产生的缺陷会成为由氢脆化引起的原γ晶界断裂的起点，所以从钢材 的表面至腐蚀影响不到的位置(深度)需要存在一定比例以上的长宽比较大 的原γ粒。

这里，在本实施方式中，从钢材的表面至0.3mm的范围内的长宽比超 过3.0的原γ粒的面积率是指，例如如图2所示那样，在从悬挂弹簧用钢1 的表面朝着悬挂弹簧用钢1的中心的直线上、并且在距离悬挂弹簧用钢1 的表面为0.1mm深度的位置11、0.2mm深度的位置12、0.3mm深度的位 置13处，分别测定长宽比超过3.0的原γ粒的面积率，并将这些面积率平 均而得到的值。

为了更稳定地获得由伸长化了的原γ晶粒带来的原γ晶界断裂的抑制 效果，在距离钢材的表面为0.3mm深度的位置，长宽比超过3.0的原γ粒 的面积率为80％以上是优选的。另外，在距离钢材的表面为0.5mm深度的 位置处，长宽比超过3.0的原γ粒的面积率为85％以上是更优选的。

长宽比是在各个测定位置对至少15个以上的结晶粒进行测定，并取其 平均值。

下面，对本实施方式的悬挂弹簧用钢的制造方法进行说明。

本实施方式的悬挂弹簧用钢可以使用含有以下工序的制造方法来制 造。另外，该制造方法可以使用通用的线材轧制生产线来实施。

[加热工序]

作为本实施方式的悬挂弹簧用钢的原材料，可以使用具有上述化学成 分、并经过一般的制钢工序和开坯初轧工序而制造的钢坯。

首先，为了进行热轧而制成线材形状，将该钢坯加热至γ区域。加热 温度为950℃以下的话，轧制结束温度变得过低，所以需要将加热温度设定 为950℃以上。优选为1000℃以上。另一方面，加热温度如果过高，则钢 坯脱碳。在钢坯的阶段所形成的表层的脱碳层会延续到将钢坯轧制而得到 的线材、将线材回火而得到的悬挂弹簧用钢、由悬挂弹簧用钢制造的悬挂 弹簧为止，成为使悬挂弹簧的疲劳强度下降的原因。因此，需要将钢坯的 加热温度设定为低于1150℃。优选为1100℃以下。

[线材轧制工序]

通过对加热后的钢坯进行包括粗轧、中轧和终轧在内的线材轧制来将 钢坯成型为线材形状。本实施方式的悬挂弹簧用钢在终轧过程中使钢材的 表层部的γ粒沿长度方向伸长。为了获得具有所期望的长宽比的原γ粒， 在终轧时，需要将断面收缩率设定为30％以上。优选为40％以上。

终轧温度越低，越能抑制加工γ的再结晶。因此，在本实施方式的悬 挂弹簧用钢的制造方法中，为了获得具有所期望的长宽比的原γ粒，需要 将终轧温度设定为850℃以下。优选为840℃以下。另一方面，终轧温度如 果过低，则容易发生废轧等问题变得显著。因此，将终轧温度的下限设定 为750℃。优选的下限为780℃。

[卷绕工序]

[冷却工序]

终轧之后进行卷绕，将线材制成线圈(线材线圈)。

另外，前述卷绕结束后，在5～30秒内开始冷却，通过骤冷线材线圈 来进行淬火。淬火时，例如，将形成线圈状的线材使用传送带搬送，然后 投入装有进行骤冷的介质(水等)的冷却槽内。从卷绕至骤冷开始的时间如果 超过30秒，则在这期间会发生再结晶。因此，从卷绕结束至骤冷的时间需 要设定为30秒以内。优选为20秒以内。另一方面，从线材的断面温度均 匀化的观点出发，优选的是，卷绕结束后，并不立即进行冷却，而是经过5 秒以上之后进行骤冷。卷绕结束～冷却开始这段时间如果低于5秒，则线 材断面内的温度还是不均匀就进行淬火，所以会助长晶粒的不均匀，其结 果是，耐氢脆化特性有可能下降。

卷绕之后紧接着骤冷线材线圈时，需要将800～300℃的温度区域的平 均冷却速度设定为5℃/s以上，并冷却至300℃以下。冷却速度低于5℃/s 时，马氏体不能充分生成，其结果是，无法得到悬挂弹簧用钢所期望的回 火马氏体分率。优选的是10℃/s以上。另一方面，冷却速度如果过大，则 线圈内的温度差异变大，有可能发生淬裂。因此，将冷却速度的上限设定 为50℃/s。优选将冷却速度的上限设定为40℃/s。另外，冷却停止温度如 果超过300℃，则马氏体不能充分形成。

将线材线圈投入冷却槽内进行骤冷时的冷却速度可以通过改变冷却介 质的温度来控制。即，例如当使用水作为冷却介质时，通过改变水温，可 以将线材线圈的冷却速度控制为规定的范围。此外，尽管也要取决于线材 的直径，但当使用室温的水、或冷却能力比水高的油作为冷却介质时，线 材线圈的冷却速度有可能超过50℃/s，所以作为冷却介质优选使用40℃以 上的水(温水)，更优选使用80℃以上的水。

本实施方式的悬挂弹簧用钢由于是通过V、Mn来抑制γ的再结晶和α 的析出并进一步将Kf设定为280以上来确保一定的淬火性，所以将800～ 300℃的平均冷却速度设定为5℃/s以上即可。要将冷却速度设定为上述的 范围，优选将线材线圈投入冷却槽中，不过如果能使冷却速度为5℃/s以上 的话，卷绕后也可以通过吹风冷却来进行冷却。

[回火工序]

对进行了上述的加热工序、线材轧制工序、卷绕工序、冷却工序的线 材进行回火。回火的温度可以根据所期望的特性来适当变化，优选在410～ 550℃的范围内保持10秒～1800秒。更优选在430～520℃的范围内保持10 秒～1800秒。

回火温度低于410℃时，Fe系碳化物成为ε主体，因而不优选。另外， 回火温度超过550℃时，有可能无法得到所期望的拉伸强度，因而不优选。

通过对线材线圈进行矫直和拉线，并在单线的状态下进行回火，由此 可以得到冷成型悬挂弹簧的原材料即钢线(悬挂弹簧用钢)。

本实施方式的悬挂弹簧用钢的制造方法在冷却工序和回火工序之间， 还可以进一步含有对线材线圈进行预回火的预回火工序。预回火对于线材 的自然破裂的防止、以及基于韧性和延性提高而带来的矫直和拉线时的断 线的防止是有效的。在进行预回火的情况下，为了抑制强度的下降，优选 在比之后的单线状态下的回火的条件更低的温度下进行。在矫直时和拉线 时具有充分的韧性和延性的情况下，就没有必要进行预回火。

可以用公知的加工方法将上述的悬挂弹簧用钢加工成悬挂弹簧。

实施例

下面，使用实施例对本发明进行说明，但本发明不受以下例子的限定。

首先，将具有表1所示的化学成分(剩余部分是Fe和杂质)的转炉熔炼 钢通过连续铸造而制成铸坯。对该铸坯根据需要进行均热扩散处理、开坯 初轧，得到断面是162mm见方(长162mm×宽162mm)的线材轧制用的原材 料(钢坯)。然后，在表2-1所示的条件下对钢坯进行加热和线材轧制，制成 直径为10mm或14mm的线材。进而，热轧之后接着趁热进行卷绕而制成 线圈状，然后，用搬送传送带将线圈搬送至设置于轧制生产线的后方的用 于冷却线材的冷却槽，并除掉一部分线材，然后投入冷却槽内来进行淬火。 线材被卷绕之后用传送带搬送、直到投入冷却槽内的时间均为16秒。作为 冷却槽内的冷却介质，使用如表2-1所示水温的水、或冷媒油。投入到冷 却槽内的线材冷却至与冷却介质的温度大致相同的温度，未投入到冷却槽 内的线圈通过卷绕后吹风冷却或空气冷却来冷却到250℃。然后，根据需要 在300℃下保持30分钟的条件下进行预回火，进行矫直。接着将直径14mm 的线材拉线成直径13mm，将直径10mm的线材拉线成直径9.2mm，并在 表2-1的温度下进行回火，得到弹簧用金属丝(悬挂弹簧用钢)。回火的加热 时间设定为15秒。

表1的3.5×N是只计算了含有Ti的情况。另外，表1的其它元素中的 空栏表示含量低于检测极限。

[表1]

从如上所述地制造的弹簧用金属丝上采取组织观察用试片、拉伸试片 和延迟断裂试片。组织观察按照如下地进行：在长度方向的中央部切断金 属丝而采取组织观察用试片，对该试片的切断面进行研磨、腐蚀后，用光 学显微镜进行组织观察。结果示于表2-2中。

回火马氏体分率(面积率)是对进行了硝酸乙醇腐蚀的试片的距离表面 为0.1mm的表层部、距离表面为半径的1/2的位置的各3个视野，使用光 学显微镜以1000倍观察，并求出各视野下的面积率，用其平均值来评价。

另外，观察组织时，对表层是否脱碳也一起观察，由脱碳引起的铁素 体粒的生成如果在距离表层的深度为30μm以上的范围内确认到的话，则 判断为不适合作为弹簧用金属丝。

另外，原γ粒是使用利用在古液酸饱和水溶液中添加了少量的十二烷 基苯磺酸钠而成的溶液进行了腐蚀的试片来观察，测定从表层至0.3mm深 度的原奥氏体粒的长宽比和长宽比超过3.0超的原奥氏体粒的面积率。具体 而言，在距离表面为0.1mm深度、0.2mm深度、0.3mm深度的各个位置， 分别进行5个视野的倍率1000倍的光学显微镜观察，然后通过图像解析测 定原γ粒径的长宽比和长宽比超过3.0的原γ粒的面积率，将5个视野的平 均值作为各位置的原γ粒径的长宽比和长宽比超过3.0超的原γ粒的面积 率。然后，算出各位置得到的长宽比超过3.0的原γ粒径的面积率的平均值， 将其作为从表层至3mm深度的长宽比超过3.0的原γ粒面积率的平均值。

对于回火马氏体中的Fe系碳化物用以下的方法进行观察、测定。通过 差示热分析(DSC)观察在300℃至430℃的温度范围内是否有放热峰，由此 确认有无Fe系碳化物ε的存在，同时通过薄膜TEM观察来进行选区电子 衍射图案解析，判断Fe系碳化物是ε还是θ。

拉伸试验是根据JIS Z 2201和Z 2241，使用圆棒拉伸试验机来进行。 拉伸试验的结果是，拉伸强度低于1900MPa者判断为强度不充分。

延迟断裂试验是按照以下的要领来进行。即，使用图1所示形状的试 片，通过电解充电使试片预先吸着各种量的氢，然后为防止氢逃逸而对试 片进行镀覆，然后施加拉伸强度的0.3倍的恒定荷重。对充装了各种氢量的 试片进行试验，由此测定试片在100小时以内不发生延迟断裂的上限的氢 量即极限扩散性氢量。延迟断裂试验的结果是，极限扩散性氢量低于 0.40ppm者判定为耐延迟断裂特性(耐氢脆化特性)差。

结果示于表2-3中。

[表2-1]

表中的下划线部分表示在本发明的范围之外或低于目标值

[表2-2]

表中的下划线部分表示在本发明的范围之外或低于目标值

[表2-3]

表中的下划线部分表示在本发明的范围之外或低于目标值

由表2-1～2-3可知，作为本发明例的制造No.A1-1～A1-9、A2～A25 均是回火马氏体的面积率为90％以上，而且从表层至0.3mm深度的长宽比 超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均值为80％以上。另外，其结果是， 具有作为悬挂弹簧的拉伸强度，并且极限扩散性氢量为0.40ppm以上，耐 延迟断裂特性优良。

另一方面，作为比较例的B1-1～B1-9、B31～B37、B39～B41的化学 成分、回火马氏体的面积率、从表层至0.3mm深度的长宽比超过3.0的原 γ粒的面积率的平均值均为本发明的范围之外。其结果是，拉伸强度或耐延 迟断裂特性中任一者较差。

B1-1是由于轧制时的加热温度过高，所以在弹簧用金属丝上、在距离 表面为30μm以上的范围内生成了铁素体脱碳层的例子。B1-2、B1-8、B1-9 是由于线材轧制后的骤冷时的冷却速度过高、因而线材发生淬裂、无法制 造弹簧用金属丝的例子。B1-3是由于线材轧制后的骤冷时的冷却速度过低， 所以无法得到充分的回火马氏体分率、拉伸强度变低的例子。B1-4是由于 线材轧制时的终轧温度过低、因而发生了废轧而无法制造弹簧用金属丝的例子。B1-5、B1-6是由于终轧温度过高、因而在从卷绕至淬火的时间内γ 发生再结晶、从表层至0.3mm深度的长宽比超过3.0的原γ粒的面积率变 低的例子。B1-7是由于终轧时的断面收缩率过小、因而从表层至0.3mm深 度的长宽比超过3.0的原γ粒径的面积率变低的例子。B1-5～B1-7均是极 限扩散性氢量较低。B1-10由于回火温度低，作为Fe系碳化物析出了ε， 所以极限扩散性氢量变低。

B31是由于C含量过多、因而残留γ量增加、无法得到充分的回火马 氏体分率、拉伸强度变低的例子。B32是由于C含量过少、因而无法得到 作为弹簧用金属丝的充分的拉伸强度的例子。B33是因为Kf是较小的成分、 因而淬火变得不足、拉伸强度变低的例子。B34是由于Si含量过少、因而 回火时的软化阻力小、拉伸强度变低的例子。B35是由于Mn含量过少、 因而在从卷绕至淬火的时间内开始铁素体相变、无法得到充分的回火马氏 体分率、拉伸强度变低的例子。B36、B37分别是由于P、S含量过多、因 而原γ晶界脆化的例子，是由此使极限扩散性氢量变低的例子。B39、B40、 B41分别是由于V含量过少、或不含有、因而无法得到再结晶抑制效果、 由此使极限扩散性氢量变低的例子。

产业上利用的可能性

根据本发明，可以提供拉伸强度为1900MPa以上的高强度、并且耐氢 脆化特性优良的悬挂弹簧用钢。使用该悬挂弹簧用钢能够实现悬挂弹簧的 高强度化，所以能够有助于汽车用的悬挂弹簧的轻质化。

另外，根据本发明的悬挂弹簧用钢的制造方法，使用通用的线材轧制 生产线就能够制造高强度并且耐氢脆化特性优良的悬挂弹簧用钢，所以能 够有助于制造成本的降低。

因此，本发明在产业上的贡献极大。

符号说明

1 悬挂弹簧用钢

11 距离表面为0.1mm深度的位置

12 距离表面为0.2mm深度的位置

13 距离表面为0.3mm深度的位置

Claims (4)

1.一种悬挂弹簧用钢，其特征在于，其是悬挂弹簧用的钢材，其化学成分以质量％计含有：

C：大于0.40％且小于等于0.65％、

Si：1.00～3.50％、

Mn：大于2.00％且小于等于3.00％、

Cr：0.01～2.00％、

V：0.02～0.50％、

Al：0～0.060％、

Mo：大于等于0且小于0.50％、

Cu：0～1.00％、

Ni：0～1.50％、

Nb：0～0.015％、

Ti：0～0.200％以下、

B：0～0.0050％，

将P限制为0.020％以下、

将S限制为0.020％以下、

将N限制为0.0100％以下，

剩余部分是Fe和杂质，

用下述(1)式定义的Kf为280以上，

组织含有面积率为90％以上的回火马氏体，

所述回火马氏体中析出的Fe系碳化物是渗碳体，

在板厚方向上距离所述钢材的表面为0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿所述钢材的长度方向伸长的长宽比超过3.0的原奥氏体粒的面积率的平均值为80％以上，

拉伸强度为1900MPa以上，

极限扩散性氢量为0.40ppm以上，

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)

其中，所述(1)式中的C(％)、Si(％)、Mn(％)、Ni(％)、Cr(％)、Cu(％)、Mo(％)是C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Mo的以质量％计的含量，未含有时为0。

2.根据权利要求1所述的悬挂弹簧用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有下述元素中的1种或2种以上：

Mo：大于等于0.02％且小于0.50％、

Cu：0.02～1.0％、

Ni：0.02～1.5％、

Nb：0.002～0.015％。

3.根据权利要求1或2所述的悬挂弹簧用钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有下述元素中的一者或两者：

Ti：0.010～0.200％以下、

B：0.0005～0.0050％，

所述Ti的含量和所述N的含量满足Ti≥3.5×N。

4.一种悬挂弹簧用钢的制造方法，其特征在于，其是制造权利要求1～3中任一项所述的悬挂弹簧用钢的方法，所述制造方法包含下述工序：

加热工序，在该工序中，将具有所述化学成分的钢坯加热至950℃以上且低于1150℃的温度范围；

线材轧制工序，在该工序中，对加热后的所述钢坯进行线材轧制而得到线材，所述线材轧制包含将断面收缩率设定为30％以上、终轧温度设定为750～850℃的终轧；

卷绕工序，在该工序中，对所述线材进行卷绕而成为线圈；

冷却工序，该工序是在所述卷绕工序后，在5～30秒内开始冷却，并按照使800～300℃区间的平均冷却速度为5～50℃/s的方式将所述线圈冷却至300℃以下；和

回火工序，该工序是在所述冷却工序后，在410℃～550℃下保持10～1800秒。