CN1986865A - 冷切割性和疲劳特性优异的冷成形弹簧用钢丝及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明的冷切割性和疲劳特性优异的冷成形弹簧用钢丝，满足规定的成分组成，金属组织满足如下，长宽比[碳化物的长径作为a，短径作为b时的a/b]为2以下的球状碳化物的平均粒径[(ab)]：1.0μm以下；上述球状碳化物在钢中所占比例(面积％)：(0.1～3)×钢中C量(质量％)；以及形成上述球状碳化物的Cr量(质量％)：[0.4×钢中Cr量(质量％)]以下，并且淬火性倍数(Dic)为110mm以上、450mm以下，且抗拉强度为2000MPa以上。

Description

冷切割性和疲劳特性优异的冷成形弹簧用钢丝及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷切割性和疲劳特性优异的冷成形弹簧用钢丝及其制造方法，尤其涉及兼具在弹簧的制造中所要求的冷切割性、和作为弹簧的重要特性的疲劳特性(大气耐久性)的弹簧用钢丝以及该弹簧用钢丝的制造方法。还有，本发明的弹簧用钢，能够用于汽车领域、船舶领域等的输送器领域和工业机械领域等的各种的领域中所使用的弹簧的制造，不过，以下作为代表性的用途实例，对应用于汽车零件的情况加以说明。

背景技术

弹簧用钢的化学成分规定为JIS G 3565～G 3567、JIS G4801等。作为使用上述弹簧用钢制造冷成形弹簧的方法，一般可列举以下的方法。即，把满足上述化学的钢材热轧后，

(A)不实施软化退火而直接进行拉拔加工至规定的线径，

(B)在软化退火之后进行拉拔加工，

(C)在软化退火后实施表面的磨皮，接着，热处理之后进行拉拔加工，经如上等的工序结束拉拔加工，其后，进行淬火回火使其成为具有规定的抗拉强度的弹簧用钢丝，用冷成形卷簧机(Coiling-Machine)进行卷簧之后，对其各个一般用剪切机(shear)做冷切割。为了除去持续卷簧后的应变而实施低温退火，适当实施喷丸处理(shot peening)和氮化处理等的表面处理而强化表面。

如此制造的弹簧零件，为了降低汽车等的废气和燃料费而期待小型轻量化。作为该目的的实现方法尝试有弹簧的高应力化，例如在淬火回火后的阶段，实现抗拉强度：显示为2000MPa以上的高强度弹簧用钢丝。

作为有关上述冷卷簧用钢丝的技术，例如在日本国专利第3453501号公报中，提出了为了得到在弯曲加工时发生的残留应力小的冷卷簧用钢，而控制成分组成的平衡。

可是，随着弹簧的强度变高，缺陷感受性一般有增高的倾向，存在于弹簧用钢丝表面的所谓搬运痕和拉线痕，即使是不会降低疲劳特性的很小的瑕疵，也会以其为起点而在冷剪切切割时有裂纹发生的情况。但是，如同文献所示只是控制成分组成的平衡，难以抑制上述冷剪切切割时的裂纹。

对抑制上述冷剪切切割时的裂纹的技术仅提出了这些，例如在日本国专利第3627393号公报中，指出冷剪切裂纹发生的原因在于切口感受性的高度，于是应该降低该切口感受性，控制碳化物的平均粒径和钢中体积率。但是根据该技术，因为Si使加工性劣化而将其抑制在1.5mass％以下，但是在该Si量水平下，难以达成抗拉强度：2000MPa以上，同文献未提到在高强度区域能够提高冷切割性和作为弹簧的重要的特性的疲劳特性。

发明内容

本发明鉴于上述情况，其目的在于，提供一种弹簧用钢丝及其制造方法，其有助于在弹簧的制造过程中发挥优异的冷切割性，并且显示出优异的疲劳特性的弹簧的制造。

本发明这种弹簧用钢丝，以质量％计，含有：

C：0.45～0.70％、

Si：1.9～2.5％、

Mn：0.15～1.0％、及

Cr：0.7～2.0％，并满足：

P：0.015％以下(不含0％)、

S：0.015％以下(不含0％)、

Cr+Si：3.0％以上、

Cr/Si：0.95以下，

该弹簧用钢丝的金属组织满足：

长宽比(aspect ratio)[碳化物的长径作为a、短径作为b时的a/b]为2以下的球状碳化物的平均粒径[(ab)]：1.0μm以下；

上述球状碳化物在钢中所占比例(面积％)：(0.1～3)×钢中C量(质量％)；以及

形成上述球状碳化物的Cr量(质量％)：[0.4×钢中Cr量(质量％)]以下，

并且该弹簧用钢丝的抗拉强度为2000MPa以上，

下式(1)～(3)所示的淬火性倍数(Dic)为110mm以上、450mm以下。

<C：0.45％以上、但0.55％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.171+0.001[C]+0.265[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(1)

<C：超过0.55％、但在0.65％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.115+0.268[C]-0.038[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(2)

<C：超过0.65％、但在0.70％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.143+0.2[C])×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(3)

{上述式中，[C]、[Mn]、[Si]、[Ni]、[Cr]、[Cu]、[V]，表示各个元素的含量(质量％)}

上述弹簧用钢丝，以质量％计还可以含有：

(a)从由V：0.4％以下、Ti：0.1％以下、及Nb：0.1％以下构成的组中选择的1种以上；和

(b)Cu：0.70％以下、及/或Ni：0.80％以下。

本发明还规定了制造上述弹簧用钢丝的方法，在该制造方法中，采用满足上述成分组成的钢材进行热轧，热轧后至冷却开始的温度为900℃以上，从冷却开始温度至700℃以10℃/秒以上的速度冷却，其后，以550～700℃进行退火。

还有，上述长宽比[碳化物的长径作为a、短径作为b时的a/b]为2以下的球状碳化物的平均粒径[(ab)]、上述球状碳化物的比例(面积％)、以及形成上述球状碳化物的Cr量(质量％)，指的是按后述的实施例所示的方法而测定的值。

如果将本发明的弹簧用钢丝用于例如汽车用弹簧零件的制造，则可在制造工序中发挥优异的冷切割性，能够凭借良好的制造性得到疲劳特性优异的汽车发动机用阀簧和离合器弹簧、制动器弹簧、稳定器(stabilizer)、扭力杆(torsion bar)和悬架弹簧等的弹簧零件。

附图说明

图1是表示球状碳化物的平均粒径与冷剪切切割裂纹发生率的关系的曲线图。

图2是表示(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)与冷剪切切割裂纹发生率的关系的曲线图。

图3是表示(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)与冷剪切切割中的毛口(burr)发生率的关系的曲线图。

图4是表示(Cr+Si)与抗拉强度的关系的曲线图。

图5是表示(Cr/Si)与球状碳化物的平均粒径的关系的曲线图。

图6是表示(Cr/Si)与(钢中所占的球状碳化物比例/钢中C量)的关系的曲线图。

具体实施方式

本发明者在2000MPa以上的高强度域中，为了实现使弹簧成形后的冷切割性和疲劳特性提高的弹簧用钢丝，特别是为了调查导致上述冷切割性的降低的切口感受性增大的主要原因而进行了大量的实验验证。其结果发现，为了形成在高强度区域中弹簧成形后的冷切割性和疲劳特性优异的弹簧用钢丝，重要的是对大量存在于钢中的长宽比[碳化物的长径作为a、短径作为b时的a/b]为2以下的球状碳化物(以下，仅称为“球状碳化物”)的形态(具体来说，该球状碳化物的平均粒径和该球状碳化物在钢中所占比例)、Cr量与Si量的平衡、和影响热轧线材的组织的钢材的淬火性倍数(Dic)进行控制，并得出以下的结论。

(1)通过降低钢中的长宽比[碳化物的长径作为a、短径作为b时的a/b]为2以下的球状碳化物的平均粒径[(ab)]，从而提高冷切割性。

(2)通过将钢中所占的上述球状碳化物的比例(面积率)控制在一定范围，从而提高冷切割性(冷剪切切割性)。

(3)通过将形成上述球状碳化物的Cr量控制在一定范围，从而能够使冷切割性和强度一并提高。

(4)通过将钢中Cr量和钢中Si量的和设为一定值以上，能够实现高强度化。

(5)通过将相对于钢中Si量的钢中Cr量的比率设为一定值以下，能够使冷切割性和强度一并提高。

(6)通过将钢材的淬火性倍数(Dic)控制在一定范围，能够容易地实现使球状碳化物在钢中所占比例超过本发明规定的下限值。

以下，对就上述(1)～(6)所示的碳化物的形态控制、和钢中Cr量与钢中Si量的平衡、和钢材的淬火性倍数(Dic)的控制详加阐述。

<钢丝中的球状碳化物的平均粒径：1.0μm以下>

如后述钢丝的组织，以马氏体为主体时，在该组织中存在有大的碳化物，切口的感受性增加，冷切割性容易降低。图1是表示球状碳化物的平均粒径与冷剪切切割裂纹发生率的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的结果，据此图1可知，如果上述球状碳化物的平均粒径为1.0μm以下，则能够杜绝冷剪切切割裂纹发生率。还有，上述球状碳化物的平均粒径，如后述的实施例所示，以倍率：2000倍经SEM观察而求得，测定对象是能够以该倍率观察到的粒径[(ab)]：0.05μm以上的球状碳化物。

<钢中所占的球状碳化物的比例(面积率)：(0.1～3)×钢中C量(质量％)>

钢中所占的球状碳化物的比例增加时，也与上述有粗大的球状碳化物存在的情况相同，该碳化物导致的切口效果容易增大，冷剪切切割裂纹变得容易发生。另外若钢中所占的球状碳化物的比例多，则钢丝的韧性劣化，使剪切切割时的端面裂纹这种所谓剪切切割裂纹以外的缺陷产生。所谓此端面裂纹，是从切割端部以钢线的轴向为走向的裂纹，若这样的裂纹产生，则在弹簧的使用中会有从端部产生疲劳破损的情况。

图2是表示(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)与冷剪切切割裂纹发生率的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的结果，据该图2可知，为了使冷剪切切割裂纹完全消失而使(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)在3以下，即，需要让钢中所占的球状碳化物的比例为(3×钢中C量)面积％以上。

另一方面，碳化物成为剪切切割时的裂纹的传播路径，具有提高冷剪切切割性的效果，若该碳化物过少则在冷剪切切断中易产生毛口。图3是表示(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)与冷剪切切割中的毛口(burr)发生率的关系的曲线图，是整理了后述的实施例的结果，据该图3可知，为了使冷剪切切割毛口完全消失，而使(钢中所占的球状碳化物的比例/钢中C量)在0.1以上，即，需要让钢中所占的球状碳化物的比例为(0.1×钢中C量)面积％以上。

<形成球状碳化物的Cr量(质量％)：[0.4×钢中Cr量(质量％)]以下>

因为含有Cr的碳化物硬，与钢材的基材组织的硬度的差大，成为冷剪切切割时开裂的传播路径，所以在冷切割时将难以相对于轴线方向进行垂直切割。另外也成为使端面裂纹产生的原因。此外，在淬火回火中为了实现回火硬化带来的高强度化，需要固溶Cr的确保，但是，若形成球状碳化物的Cr量过多，则难以实现上述高强度化。因此在本发明中，形成球状碳化物的Cr量的上限为(0.4×钢中Cr量)质量％。优选为(0.3×钢中Cr量)质量％以下。

还有，形成球状碳化物的Cr量的下限，在含1.0％以上的Cr的本发明的钢丝中，如果使钢中所占碳化物的比例为如上所述的(0.1×钢中C量)面积％以上，形成该碳化物的Cr量的下限则成为(0.005×钢中Cr量)质量％左右。

可是形成上述钢中的球状碳化物的Cr量会受到钢中Cr量的影响，伴随着钢中Cr量的增加，形成该球状碳化物的Cr量也增加。另外，经制造过程中的热轧后至冷却开始的温度(到轧制控制冷却(stelmor)的载置温度等)若高，则形成球状碳化物的Cr量会有变少的倾向，当从冷却开始温度(900℃以上)到700℃的冷却速度快时，形成球状碳化物的Cr量也变少。此外，在轧制后进行的退火越在高温进行，就会有形成球状碳化物的Cr量越多的倾向。在本发明中，对形成球状碳化物的Cr量造成影响的这些因素，通过设定在本发明规定的范围内，能够将形成上述钢中的球状碳化物的Cr量控制在规定范围内。

<Cr+Si：3.0％以上>

<Cr/Si：0.95以下>

Cr在如上述的钢中是容易形成碳化物的元素，且也是对碳化物的微细化有效的元素，但是，若在Ac₁相变点以下实施再结晶温度以上(500℃左右)的退火，碳化物的球状化·粗大化被促进。若碳化物变粗大，则以碳化物起点导致的冷剪切切割裂纹不仅变得容易产生，而且至淬火时的奥氏体域在加热时难以熔透，不能得到期望的抗拉强度。因而只借助Cr的高强度化存在局限。

另一方面，Si是抑制碳化物的形成的铁素体形成元素，对碳化物的微细化有效。如果为此而使Cr和Si共存，则不会使上述粗大的碳化物生成而能够提高抗拉强度。

图4是表示(Cr+Si)与抗拉强度的关系的曲线图，据图4可知，为了使抗拉强度：达到2000MPa以上，需要让Cr和Si的合计量为3.0％以上。因此在本发明中，如后述通过使Cr含有0.7％以上，Si含有1.9％以上，以此为前提而将Cr和Si的合计量设为3.0％以上，可使抗拉强度达到2000MPa以上。为了让抗拉强度进一步提高到2100MPa以上，可以将上述Cr和Si的合计量作为3.5％以上。

如上所述Cr是碳化物形成元素，Si是铁素体形成元素。即，Cr形成碳化物的倾向与抑制Si相关。因而，如果控制相对于钢中Cr量的钢中Si量的比例，则能够Cr导致的碳化物量的增大和上述粗大的碳化物的生成，而提高冷切割性。

图5是表示(Cr/Si)与上述球状碳化物的平均粒径的关系的曲线图，据此图5可知，为了将上述球状碳化物的平均粒径抑制在1.0μm以下，需要使(Cr/Si)处于0.95以下。

另外图6是表示(Cr/Si)与(钢中所占的球状碳化物比例/钢中C量)的关系的曲线图，据此图6可知，为了使(球状碳化物在钢中所占的比例/钢中C量)为3以下，即，球状碳化物在钢中所占的比例为(3×钢中C量)面积％以下，也需要使(Cr/Si)处于0.95以下。

<下式(1)～(3)所示的淬火性倍数(Dic)：110mm以上、450mm以下>

C量的范围以外所示的下式(1)～(3)的淬火性倍数(Dic)，是热轧时的马氏体和贝氏体这种过冷组织容易产生的指标，在使钢丝高强度化的高合金成分系中有变高的倾向。

可是，在轧制后的退火时易于形成碳化物的组织，由于是马氏体、贝氏体、珠光体的顺序，所以将轧制后退火前的组织作为马氏体主体(50％以上，优选70％以上)，而在轧制后的退火时使一定程度的碳化物形成，即使经其后的碳化物减少工序(淬火等的热处理工序)，也需要使钢丝中所占的碳化物量确保为上述规定范围内。为了使所说的马氏体，所谓轧制过冷组织析出，可以提高下述Dic的值，在本发明中，设置后述的轧制后的冷却条件，将在此范围内形成马氏体组织的Dic的下限作为110mm。优选为115mm以上。另一方面，若Dic过高，则在淬火回火时会容易有裂纹产生，因此在本发明中将450mm作为上限。优选为420mm以下。

<C：0.45％以上、但在0.55％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.171+0.001[C]+0.265[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V]) …(1)

<C：超过0.55％、但在0.65％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.115+0.268[C]-0.038[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(2)

<C：超过0.65％、但在0.70％以下的情况>

Dic＝25.4×(0.143+0.2[C])×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(3)

{上述式中，[C]、[Mn]、[Si]、[Ni]、[Cr]、[Cu]、[V]，表示各个元素的含量(质量％)}

本发明如上所述，特别是特征在于如下一点：控制钢中的球状碳化物、和钢中Cr量和钢中Si量的平衡、淬火性倍数(Dic)，不过为了通过该控制容易地提高冷切割性和疲劳特性，需要按下述来控制成分组成。

<C：0.45～0.70％>

C是钢中必然含有元素，是确保淬火回火后的强度(硬度)必要的元素。为了实现淬火回火后的高强度和在该高强度域下的优异的疲劳特性，需要C量为0.45％以上。另外，为了使球状碳化物在钢中所占的比例处在规定的范围内，也需要形成上述C量。优选为0.48％以上。另一方面，若C量过剩，则冷剪切切割时的切口感受性提高，存在于钢丝的表面的所谓搬运痕和拉线痕这种不会降低疲劳特性的小的瑕疵成为起点，在冷剪切切割时将容易产生裂纹。因而在本发明中，将C量抑制在0.70％以下。优选为0.63％以下。

<Si：1.9～2.5％>

Si作为固溶强化元素有助于强度提高，另外也是有助于屈服点的提高的元素，若其过少则不仅难以得到理想的强度，而且也难以使上述Cr量和Si量的平衡处于本发明所规定的范围内。因而在本发明中，Si量为1.9％以上(优选为2.0％以上)。另一方面，若Si量过剩，则在实施超过A₃相变点的热处理时在钢材表面容易产生铁素体脱碳，另外很难向钢材内部固溶。因此Si量为2.5％以下。优选为2.2％以下。

<Mn：0.15～1.0％>

Mn是为了积极提高钢中的淬火性而必要的元素，使之含有0.15％以上。优选为0.20％以上。但是若Mn量过多，则淬火性过高，难以使上述Dic处于规定范围内。因而在本发明中，Mn量的上限为1.0％。优选为0.95％以下。

还有，若Mn量增加，则成为破坏的起点的MnS变得容易形成，所以，优选通过使S量的降低或者使其他的硫化物形成元素(Cu等)存在，而极力维持在不使MnS生成的状态。

<Cr：0.7～2.0％>

Cr是发挥通过固溶强化来强化钢材的基材这一作用的元素，对弹簧钢的高强度化不可或缺。另外，与Mn同样其也是对淬火性提高有效发挥作用的元素。为了有效地使这些作用发挥，且使Cr量和Si量的平衡处于上述规定范围内，需要含有0.7％以上。优选为1.0％以上。另一方面，若Cr量过剩，则球状碳化物增加超过需要，导致拉丝加工性的劣化。因而在本发明中，Cr量的上限为2.0％。优选为1.75％以下。

<P：0.015％以下(不含0％)>

因为P在旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，使疲劳特性降低，所以需要极力降低，在工业生产上，其上限为0.015％。

<S：0.015％以下(不含0％)>

S与上述P一样，因为在旧奥氏体晶界偏析而使晶界脆化，使疲劳特性降低，所以需要极力降低。另外，如上述其能够与Mn形成MnS，成为疲劳破坏的起点。因而在本发明中，也考虑到工业生产性而将其上限作为0.015％。

本发明规定的含有元素为如上所述，余量是铁及不可避免的杂质，作为该不可避免的杂质，根据原料、物资、制造设备等的状况而允许掺杂的元素的混入，其中包含N：0.01％以下(不含0％)，Al：0.05％以下(不含0％)。另外，此外也可以积极地使下述元素含有。

<从V：0.4％以下、Ti：0.1％以下、及Nb：0.1％以下所构成的组中选择1种以上>

这些元素均是有助于提高耐氢脆性和疲劳特性的元素。V形成微细的碳化物和氮化物而进一步提高耐氢脆性和疲劳特性，其不仅发挥着这一作用，而且还发挥着结晶粒微细化效果，有助于韧性和屈服点，此外还有耐弹力减退性的提高。为了使该效果发挥，优选使V含有0.07％以上。但是若过多，则在淬火加热时在奥氏体中未固溶的碳化物增大，难以获得规定的强度。另外，残留奥氏体量也会增加，弹簧硬度降低。此外招致氮化物的粗大化，在弹簧使用中会产生以该氮化物为起点的疲劳破损。因而在本发明中使V含有时，优选其上限为0.4％。更优选为0.3％以下。

Ti对于微细化淬火回火后的旧奥氏体结晶粒，使疲劳特性和耐氢脆性提高是有效的元素。为了发挥该效果而优选使之含有0.01％以上，更优选为0.04％以上。然而，过剩地含有Ti，也只会让粗大的氮化物变得容易析出，其上限为0.1％。

Nb形成由碳化物、氮化物、硫化物和它们的复合化合物构成的微细析出物而提高耐氢脆性，另外发挥结晶粒微细化效果而提高屈服点和韧性。为了发挥这样的效果，优选使Nb含有0.01％以上，更优选为0.02％以上。但是若其过多，则在淬火加热时在奥氏体中未固溶的碳化物增大，难以得到规定的强度。另外因为会导致氮化物的粗大，粗大氮化物带来的疲劳破损变得容易产生，所以优选Nb量抑制在0.1％以下，更优选在0.05％以下。

<Cu：0.70％以下、及/或Ni：0.80％以下>

Cu在电化学性上是比铁活跃的元素，有提高耐腐蚀性的作用。另外有抑制在热轧时和在弹簧加工中的热处理时产生的铁素体脱碳的效果。为了使该效果发挥，优选使Cu含有0.05％以上。更优选为0.20％以上。另一方面，若Cu过剩含有，则有产生热轧裂纹的可能性，因此优选抑制在0.70％以下。更优选为0.50％以下。

Ni有提高淬火回火后的韧性的作用。另外还具有抑制轧制前的加热时和轧制中产生的铁素体脱碳的作用。为了使这些作用发挥，优选使Ni含有0.15％以上，更优选为0.25％以上。但是若Ni量超过0.80％，则经淬火回火处理，残留奥氏体量增大抗拉强度降低。优选为0.55％以下。

本发明还规定了上述弹簧用钢丝的制造方法，为了得到球状碳化物满足上述规定的钢丝，采用满足上述成分组织的钢材进行热轧，在冷却后进行退火时，特别需要控制热轧后到冷却开始的温度、从冷却开始温度(例如到轧制控制冷却(stelmor)的载置温度)到700℃的冷却速度、以及在轧制后进行退火的温度。

首先在本发明中，热轧后到冷却开始的温度为900℃以上。通过这样将热轧后到冷却开始的温度作为900℃以上，能够使奥氏体晶粒粗大化而使淬火性增加，容易地使过冷组织(马氏体组织)析出。优选为910℃以上。还有，若该温度过高，则因为将难以确保规定量的碳化物，所以优选为1100℃以下。还有，为了使上述热轧后到冷却开始的温度为900℃以上，可列举将热最终轧制温度作为920℃以上。

另外，从冷却开始温度(900℃)到700℃的温度域的冷却速度为10℃/sec以上。若在该温度域的冷却速度比这个慢，则在此冷却阶段球状碳化物过剩地生成，由下个工序的退火形成的碳化物的量显著增大。

此外，轧制后进行的退火需要在550～700℃进行。退火温度变得越高，另外退火时间越长，球状碳化物越容易成长。在本发明中，考虑到淬火等的碳化物减少处理工序，要在退火时确保充分量的碳化物，并且使过冷却组织析出了的钢材充分软化，为了防止因其后的拉拔加工和磨皮导致的断线，将退火温度作为550℃以上。优选为580℃以上。另一方面，若退火温度超过700℃而邻近Ac₃相变点，则碳化物的球状化·粗大化显著，冷切割性将容易降低。优选在680℃以下退火。还有，为了确保充分量的碳化物，优选在该温度区域保持1～4小时。

此外，从确保钢丝中所占的碳化物至少为(0.1×钢中C量)的观点出发，在进行拉拔前的热处理时，优选在850～1050℃加热1～5分钟。另外，在拉拔后的淬火中，优选在850～1050℃加热1～5分钟后再淬火。

本发明没有规定其他的制造条件，在热轧中的钢坯的加热和最终轧制中可采用一般的条件。另外在拉丝前，除了上述退火以外，如通常进行，也可以在退火后进行酸洗、石灰皮膜处理、磨皮、铅淬火(patenting)处理(拉拔前热处理)、表面皮膜处理等。

本发明的弹簧用钢丝，在弹簧的制造工序中，因为发挥出优异的冷切割性，并且发挥出优异的疲劳特性，所以适用于例如汽车领域、工业机械领域等所使用的弹簧的制造。特别是最适用于汽车发动机用的阀簧和离合器弹簧、制动器弹簧、稳定器、扭力杆和悬架弹簧等的制造。

以下，通过实施例更详细地说明本发明，但是下述实施例并没有限定本发明的性质，以前·后的宗旨为特征而进行的设计变更均包含于本发明的技术范围。

【实施例】

用小型真空熔解炉熔炼150kg表1所示的化学成分组成的钢(No.A～R)，热锻成155mm边的坯锭(billet)后进行热轧，制作直径10.0mm的线材。然后对该线材实施以表2所示的温度保持2小时的退火处理。退火后通过下述工序1或工序2进行拉拔加工、淬火回火等，得到直径7.0mm的钢丝。然后，实施油回火(oil temper)而成为2000MPa以上的抗拉强度。油回火处理的回火温度为430℃以上。

工序1：退火→酸洗→表面皮膜处理→拉拔加工→淬火回火

工序2：退火→酸洗→石灰皮膜处理→磨皮→拉拔加工前热处理(铅淬火)→用盐酸的酸洗→表面皮膜处理→拉拔加工→淬火回火

使用这样得到的钢丝，按照下述这样进行球状碳化物的形态的评价、抗拉强度的测定、冷切割性的评价和疲劳强度的测定。

[球状碳化物的形态的评价]

<球状碳化物的比例的测定>

在钢丝的轴向以能够观察到垂直的截面的方式埋入树脂，在其表层(0.1mm内部)、D/8(D为线材直径)、D/4中，各自对任意的10个视野进行SEM观察。这时，以倍率：2000倍拍摄照片，将合计30个视野的球状碳化物(碳化物的长径为a、短径为b时的a/b为2以下的球状碳化物)，通过计算机进行图像分析，与基材组织区别，而求得钢中所占的上述球状碳化物的比例(面积％)。

<球状碳化物的平均粒径的测定>

对于上述合计30个视野中的上述球状碳化物的每个，求得粒径[碳化物的长径为a、短径为b时的(ab)]，将合计30个视野中的全部球状碳化物的平均值，作为上述球状碳化物的平均粒径计算出。

<形成球状碳化物的Cr量的测定>

从上述钢丝切割下质量0.4～0.5g的试样，根据电解残渣提取法提取碳化物。详细地说，就是使上述试样浸渍于电解液(含有乙酰丙酮(acetylacetone)为10质量％的乙醇溶液)中，流通100mA的电流5小时，电分解母相的金属Fe，将存在于电解液的钢中析出物作为残渣提取。还有，作为用于提取残渣的过滤器(filter)，使用的筛眼(mesh)直径为0.1μm。

还有，在上述提取残渣中，在含有AlN、MnS、Cr系碳化物(Cr₃C、Cr₇C₃、Cr₂₃C₆)、Ti的钢材的情况下，还包含有Ti系碳化物、Ti系硫化物、Ti系氮化物或它们的复合系析出物。

对得到的残渣进行溶液处理，把根据ICP发光光谱分析法测定的Cr量决定为形成球状碳化物的Cr量。形成上述球状碳化物Cr量，在下述表2的每个实验编号中使用上述试样10个，按上述这样进行测定，求得其平均值。

[抗拉强度的测定]

使用上述(长400mm)(JIS Z 2201的3号试验片)，以JIS Z 2241的要领进行拉伸试验，测定抗拉强度。

[冷切割性的评价]

以650mm长度左右的间隔，对上述钢丝实施冷剪切切割2000次，分别调查剪切切割裂纹、端面裂纹、毛口的发生率。

[疲劳强度的测定]

使用650mm长度左右的上述钢丝，实施中村式旋转弯曲疲劳试验。改变负荷应力，求得达到1000万次的疲劳强度，该疲劳强度为800MPa以上的情况评价为疲劳特性优异。

表2显示这些结果。还有，在表2的A6中不能进行磨皮、拉拔加工，另外，在L1中因为有淬火裂纹产生，所以不能测定上述特性。

【表1】

钢种记号	化学组成(mass％)*											Dk	[Cr]+[Si]	[Cr]/[Si]
															C	Si	Mn	Ni	Cr	V	Ti	Cu	Nb	P	S	[min]	[mass％]	[-]
	A	0.61	2.23	1.00	-	1.75	-	-	-	-	0.013	0.012	356.2	3.98															0.785
B															0.60	2.06	0.51	-	1.75	0.310	-	-	-	0.005	0.009	322.4	3.81	0.850
	C	0.61	2.05	0.95	0.26	1.02	0.105	-	-	-	0.006	0.003	282.2	3.07															0.498
D															0.47	2.10	0.18	0.70	1.21	-	0.080	0.50	-	0.003	0.004	123.7	3.31	0.576
	E	0.68	2.23	0.36	0.72	1.98	0.330	-	-	0.050	0.013	0.009	417.5	4.21															0.888
F															0.46	1.91	0.45	-	1.13	-	-	-	0.041	0.012	0.013	116.2	3.04	0.592
	G	0.52	1.90	0.25	0.55	1.78	-	-	-	-	0.008	0.007	159.3	3.68															0.937
H															0.46	1.92	0.36	-	1.21	-	-	-	-	0.010	0.005	107.7	3.13	0.530
	I	0.61	1.99	0.91	-	0.15	-	-	-	-	0.008	0.003	85.8	2.14															0.075
J															0.41	1.80	0.18	0.51	1.09	0.160	0.070	0.21	-	0.010	0.012	108.4	2.89	0.606
	K	0.60	2.12	0.71	-	2.05	0.320	0.070	-	-	0.008	0.003	469.5	4.17															0.967
L															0.60	1.95	0.77	0.60	1.85	0.075	0.050	0.50	-	0.005	0.004	456.5	3.80	0.949
	M	0.65	2.07	0.85	0.54	0.95	-	0.070	0.52	-	0.006	0.004	282.9	3.02															0.459
N															0.58	2.33	0.24	0.44	2.08	-	-	-	-	0.007	0.003	197.4	4.41	0.893
	O	0.51	1.92	0.74	-	1.02	-	-	-	-	0.005	0.006	159.9	2.94															0.531
P															0.43	2.01	0.54	-	1.54	-	-	-	-	0.006	0.003	185.3	3.55	0.766
	Q	0.48	1.85	0.65	0.75	1.25	0.165	-	0.28	-	0.004	0.008	289.2	3.10															0.676
R															0.61	2.01	0.21	0.77	1.02	-	-	0.65	-	0.005	0.005	223.9	3.93	0.955

^※余量为Fe及不可避免的杂质。

[表2]

※是退火以后的工序．1：退火-酸洗-表面皮膜处理-拉拢-淬火回火

                    2：退火-酸洗-石灰皮膜处理-磨皮-拉拔加工前热处理-酸洗-表面皮膜处理-拉拔-淬火回火

由表1、表2可进行如下这样的考察(还有，下述No.表示表2的实验标号)。满足本发明规定的必要条件的钢丝，可知其冷切割性优异，且兼具高强度和优异的疲劳特性。

相对于此，不满足本发明的规定的钢丝，冷切割性差，冷剪切切割裂纹和端面裂纹、毛口发生，或疲劳特性差。详细地说，A2～A5、D3、E3、F2，因为制造条件在必要条件之外，所以不能使球状碳化物成为规定形态，冷剪切切割裂纹产生。另外A6轧制后的退火温度过低，而不能进行磨皮、拉拔加工。

H1、H2、11～K1、N1、R1，因为成分组成处于规定范围外，所以不能使球状碳化物成为规定的形态，冷剪切切割裂纹、端面裂纹、毛口的发生、疲劳强度的降低至少有任一个产生。

L1因为Dic超过上限，所以在淬火回火时产生淬火裂纹。此外，K2因为制造条件和成分组成都在本发明必要条件之外，所以不能将球状碳化物作为规定的形态，有冷剪切切割裂纹和端面裂纹产生。

Claims (4)

1.一种弹簧用钢丝，其特征在于，以质量％计，含有：

C：0.45～0.70％、

Si：1.9～2.5％、

Mn：0.15～1.0％、及

Cr：0.7～2.0％，并且满足：

P：0.015％以下但不含0％、

S：0.015％以下但不含0％、

Cr+Si：3.0％以上、

Cr/Si：0.95以下，

该弹簧用钢丝的金属组织满足：

碳化物的长径为a、短径为b时的作为长宽比的a/b为2以下的球状碳化物的平均粒径(ab)：1.0μm以下；

上述球状碳化物在钢中以面积％计所占的比例：(0.1～3)×钢中C量，其中钢中C量以质量％计；以及

形成上述球状碳化物的Cr量：0.4×钢中Cr量以下，其中Cr量以质量％计，

并且，该弹簧用钢丝的抗拉强度为2000MPa以上，下式(1)～(3)中所示的淬火性倍数Dic为110mm以上但在450mm以下，其中，

C：0.45％以上、但在0.55％以下时，

Dic＝25.4×(0.171+0.001[C]+0.265[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(1)

C：超过0.55％、但在0.65％以下时，

Dic＝25.4×(0.115+0.268[C]-0.038[C]²)×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(2)

C：超过0.65％、但在0.70％以下时，

Dic＝25.4×(0.143+0.2[C])×(3.3333[Mn]+1.0)×(1.0+0.7[Si])×(1.0+0.363[Ni])×(1.0+2.16[Cr])×(1.0+0.365[Cu])×(1.0+1.73[V])…(3)，

在上述式中，[C]、[Mn]、[Si]、[Ni]、[Cr]、[Cu]、[V]，表示各个元素的质量百分比含量。

2.根据权利要求1所述的弹簧用钢丝，其特征在于，以质量％计还含有从V：0.4％以下、Ti：0.1％以下、及Nb：0.1％以下构成的组中选择的1种以上。

3.根据权利要求1所述的弹簧用钢丝，其特征在于，以质量％计还含有从Cu：0.70％以下、及Ni：0.80％以下构成的组中选择的1种以上。

4.一种制造权利要求1中规定的弹簧用钢丝的方法，其特征在于，采用满足权利要求1中规定的成分组成的钢材进行热轧，将热轧后至冷却开始的温度控制在900℃以上，从冷却开始温度至700℃以10℃/秒以上的速度冷却，其后，以550～700℃退火。

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