TW201538747A - 高強度彈簧用輥軋材以及使用這種輥軋材之高強度彈簧用鋼線 - Google Patents

高強度彈簧用輥軋材以及使用這種輥軋材之高強度彈簧用鋼線 Download PDF

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Abstract

本發明之目的係在提供一種即便是抑制合金元素之添加量也仍具有優異之伸線加工性，而且淬火回火後可發揮優異之腐蝕疲勞特性之高強度彈簧用輥軋材。 本發明高強度彈簧用輥軋材，其特徵為：含有C、Si、Mn、P、S、Al、Cu、Ni，非擴散性氫量為0.40質量ppm以下，且以百分比表示之肥粒鐵之面積率符合下述(1)式，而且變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率為2%以下。 肥粒鐵面積率<{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100...(1) 其中，上述(1)式中，〔元素名〕係指各元素之以質量%表示之含量。

Description

高強度彈簧用輥軋材以及使用這種輥軋材之高強度彈簧用鋼線
本發明有關一種高強度彈簧用輥軋材以及使用該輥軋材之高強度彈簧用鋼線。詳言之，本發明有關一種於調質、即已經淬火回火之狀態下使用之作為高強度彈簧的素材有用之輥軋材及鋼線，特別是一種伸線加工性優異之輥軋材、及鋼線加工後之抗拉強度即便是1900MPa以上之高強度但腐蝕疲勞特性仍然優異之高強度彈簧用鋼線。
汽車等所用之螺旋彈簧，例如引擎或是懸吊系統等所使用之閥彈簧、懸架彈簧等，為了減少廢氣或燃料費用，被要求能輕量化、高強度化。高強度鋼線之製造中，淬火回火之熱處理之前，以線徑之尺寸精度提高、利用塑性加工達成組織均一化為目的，係施以伸線加工。特別是高強度鋼線中，為了使組織更為均一化，有時需要增大伸線之加工率，因此輥軋材有必要具有良好之伸線加工性。又，高強度化之彈簧，其缺乏韌延性，且易於產生氫 脆，以致腐蝕疲勞特性降低。因此，彈簧之製造中所使用之高強度彈簧用鋼線(wire)乃被要求具有優異之腐蝕疲勞特性。腐蝕疲勞破壞係因腐蝕所產生之氫侵入鋼中，而由該氫所導致之鋼材脆化所引起，為了改善腐蝕疲勞特性，有必要改善鋼材之耐蝕性及耐氫脆性。
作為高強度彈簧用輥軋材之伸線性、及高強度彈簧用鋼線之腐蝕疲勞特性之提昇方法，已知的是以化學組成來控制等等。然而，此等方法中，因多量使用合金元素，以製造成本之增加或是節約資源之觀點來看不一定能滿足期待。
且說作為彈簧之製造方法，已知的有將鋼線加熱至淬火溫度而熱間成形成彈簧形狀後，再予油冷回火之方法，以及將鋼線淬火回火後再冷間成形成彈簧形狀之方法。又，後者之冷間成形方法中，以高頻加熱進行成形前之淬火回火此點也已為人所知，例如專利文獻1中曾揭示，在將線材冷間拉拔後，以高頻感應加熱進行淬火回火而調整組織之技術。根據此一技術，波來鐵之組織分率係設為30%以下，包含麻田散鐵及變韌鐵之組織分率係設為70%以上，而後再以特定之剖面縮減率進行冷間拉拔，繼之再進行淬火回火，藉而使未溶解碳化物減少，而提昇延遲破壞特性。
根據專利文獻2，其實施例中係將輥軋線材予以伸線，再做高頻加熱實施淬火回火處理。此一技術主要係著眼於兼顧高強度與成形性(盤繞性)，對於耐氫脆性 則未作任何考慮。
專利文獻3係著眼於以自室溫昇溫至350℃時放出之總氫量所評估之鋼中氫量，提案一種在強伸線加工條件下之伸線加工性優異之熱間輥軋線材。然而專利文獻3中，在僅著眼於強伸線此一特殊加工下之伸線性之餘，對於懸架彈簧等之中最重要之淬火回火後之耐氫脆性則未做任何考慮。
〔先行技術文獻〕 〔專利文獻〕
〔專利文獻1〕日本特開2004-143482號公報
〔專利文獻2〕日本特開2006-183137號公報
〔專利文獻3〕日本特開2007-231347號公報
本發明係有鑑上述情事開發而成者，其目的係在提供一種輥軋材，其為包含熱間盤繞用及冷間盤繞用兩者之高強度彈簧用之素材，即便是抑制合金元素之添加量也仍具有優異之伸線加工性，而且淬火回火後可發揮優異之腐蝕疲勞特性。
達成上述課題之本發明高強度彈簧用輥軋 材，以質量計含有：C：0.39~0.65%，Si：1.5~2.5%，Mn：0.15~1.2%，P：大於0%且0.015%以下，S：大於0%且0.015%以下，Al：0.001~0.1%，Cu：0.1~0.80%，Ni：0.1~0.80%，且其餘部分為鐵及不可避免之雜質；其非擴散性氫量為0.40質量ppm以下；以百分比表示之肥粒鐵之面積率符合下述(1)式，且變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率為2%以下：肥粒鐵面積率<{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100...(1)
其中，上述(1)式中，〔元素名〕係指各元素之以質量%表示之含量。
本發明之高強度彈簧用輥軋材，較佳的是，進而含有以質量%計之屬於下述(a)、(b)、(c)、(d)之任一者之1種以上：
(a)Cr：大於0%且1.2%以下
(b)Ti：大於0%且0.13%以下
(c)B：大於0%且0.01%以下
(d)選自由Nb：大於0%且0.1%以下、Mo：大於 0%且0.5%以下及V：大於0%且0.4%以下所組成之群之至少1種。
又，本發明之高強度彈簧用輥軋材，較佳的是理想臨界直徑Di為65~140mm；理想臨界直徑Di不含B時係利用下述(2)式，含B時係利用下述(3)式算出。又，下述式中所示之元素中若有不含於本發明輥軋材之元素時，其含量以0%計算即可。
Di=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)
Di=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〕係指各元素之以質量%表示之含量。
本發明亦包含將上述任一種高強度彈簧用輥軋材予以伸線，並予淬火回火處理所得之抗拉強度1900MPa以上之高強度彈簧用鋼線。
根據本發明，即使未多量添加合金元素，也仍可抑制輥軋材中之非擴散性氫量，且抑制變韌鐵及麻田散鐵等之過冷組織的生成，因此輥軋材之伸線加工性優 異。又，本發明之輥軋材其肥粒鐵之面積率係因應C濃度而適切地調整，具體而言C濃度愈高，則愈可減小肥粒鐵之面積率，因此將此輥軋材伸線並實施淬火回火所得之鋼線即使是1900MPa以上之高強度，其腐蝕疲勞特性仍然優異。根據此種輥軋材，即使壓抑鋼材成本也仍可提昇輥軋材之伸線加工性及鋼線之腐蝕疲勞特性，因此可廉價地供給製造性佳、腐蝕疲勞破壞極不易發生之高強度彈簧，例如汽車用零件之一的懸架彈簧等之螺旋彈簧等等
第1圖係表示C量與肥粒鐵面積率對於耐氫脆性所造成之影響之標繪圖。
輥軋材之伸線加工性，通常會受到輥軋材之延性之影響。若是質地缺乏延性，或是過冷組織存在以致延性降低，則伸線時會破斷而大幅降低製造性。因此，藉由提昇輥軋材之延性可改善伸線加工性。
另一方面，若腐蝕發生，鋼材表面將會產生凹坑，而且因腐蝕所造成之減薄，鋼材之線徑會變細。又，因腐蝕而發生之氫會侵入鋼中而產生因氫所導致之鋼材脆化。腐蝕疲勞破壞係以此等腐蝕凹坑、減薄部位、鋼材脆化部為起點而產生。是以，腐蝕疲勞破壞可藉由鋼材之耐氫脆性與耐蝕性之提昇而獲改善。
發明人等就對於鋼材之延性、耐氫脆性及耐蝕性會造成影響之因子從各種角度進行研討。其結果明白顯示，若是適當控制輥軋材之肥粒鐵面積率、特別是以非擴散性氫量表示之鋼中氫量兩者，輥軋材之延性可為之提昇，而且將輥軋材伸線、實施淬火回火時之耐氫脆性大幅提高。進一步又發現，藉由將化學組成做適切之調整，耐蝕性也為之提昇，其結果可使腐蝕疲勞特性大幅提昇，終而完成本發明。以下，兹將本發明輥軋材之組織、鋼中氫量、化學組成依序說明之。
肥粒鐵組織，係於淬火回火後易於成為碳化物之稀薄區域，碳化物之稀薄區域若是產生，則會作為強度低下部成為破壞起點。又，碳化物雖具有捕捉氫而使氫無害化之能力，但碳化物之稀薄區域會成為缺乏如此能力之區域，以致氫脆化變成易於發生而變得易於破壞。為了抑制在淬火回火處理後形成碳化物之稀薄區域，而將碳化物均一地分散，於淬火回火前之輥軋材之階段有必要形成碳化物均一分散之組織。亦即，有必要使肥粒鐵與碳化物成層狀組織之波來鐵組織的比率增加而使肥粒鐵組織之比率減少。發明人等發現，使肥粒鐵組織之面積率，較輥軋後放置冷卻時所得之肥粒鐵組織之比率為小，對於提昇耐氫脆性事關重要，且輥軋後放置冷卻時所得之肥粒鐵組織係與C量有密切之關係。
有關將C量作各種變化之鋼材，針對輥軋後放置冷卻所得之肥粒鐵組織的比率調查的結果明確顯示， 輥軋後放置冷卻所得之肥粒鐵組織的比率為下述(1)式之右邊所表示。因此，本發明之輥軋材係在將肥粒鐵組織之比率控制成符合下述(1)式之關係此點具有特徵。其中，下述(1)式中，〔元素名〕係指以質量%表示之各元素之含量。又，本說明書中，肥粒鐵面積率係指以百分比所表示之比率。
肥粒鐵面積率<{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100...(1)
第1圖係基於後述之實施例數據，將C量與肥粒鐵面積率對耐氫脆性所造成之影響表示之標繪圖。如第1圖之直線所示，輥軋後放置冷卻所得之肥粒鐵組織的比率，C量愈高則愈是有減少之傾向，而根據本發明之輥軋材，在C量愈高則使肥粒鐵之面積率更為減少此點具有重大特徵。C量多的鋼材中，出自特別是麻田散鐵組織易於脆化此一觀點也是，有必要將肥粒鐵組織之比率更為減少。肥粒鐵面積率愈小愈好，即使是0%也可。
又，本發明之輥軋材，其肥粒鐵組織之比率宜較輥軋後放置冷卻所得之肥粒鐵組織之比率低10%以上，亦即宜符合下述(1-2)式。
肥粒鐵面積率≦{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100×0.9...(1-2)
本發明之輥軋材中，若變韌鐵及麻田散鐵等之過冷組織增多，則伸線加工性會大幅降低。因此，即使含有此等過冷組織也要設為2面積%以下，宜為1面積% 以下，更好的是0面積%。
本發明之輥軋材係抑制肥粒鐵、變韌鐵及麻田散鐵之生成，其等以外之組織為波來鐵。
其次，針對本發明之輥軋材中之氫量說明之。本發明之輥軋材中，非擴散性氫量係設為0.40質量ppm以下。非擴散性氫量若多，則輥軋材中之夾雜物、偏析帶之附近會有氫聚積，而會產生微細之破裂，導致輥軋材之伸線加工性降低。又，非擴散性氫量若多，則至鋼材脆化之前進一步侵入之氫的容許量減少，在作為彈簧使用中侵入之即使是少量的氫也會引起鋼材脆化，使得早期破壞易於產生、耐氫脆性降低。非擴散性氫量宜為0.35質量ppm以下，更好的是0.30質量ppm以下。非擴散性氫量雖愈少愈好，但設為0質量ppm有所困難，下限設為0.01質量ppm左右。
又，非擴散性氫係指後述實施例中記載之方法所測定之氫量，具體而言，係指將鋼材以100℃/小時昇溫時，於300~600℃放出之氫量之總量。
本發明相關之高強度彈簧用輥軋材，係合金元素之含量被抑制之低合金鋼，其化學組成係如下所示。又，本發明亦包含將上述輥軋材伸線並實施淬火回火所得之鋼線，其化學組成係與輥軋材之化學組成相同。
C：0.39~0.65%
C係為確保彈簧用鋼線之強度必要之元素，且亦為生成成為氫捕捉位點之微細碳化物的層面有必要之元素。基 於如是之觀點，C量定為0.39%以上。C量之較佳下限為0.45%以上，更好的是0.50%以上。然而，C量若是過量，淬火回火後也會易於生成粗大之殘留沃斯田鐵或是未固溶之碳化物，而有耐氫脆性反而降低之情形。又，C也是會使耐蝕性劣化之元素，因此為了提昇最終製品之懸架彈簧等彈簧製品的腐蝕疲勞特性，有必要抑制C量。基於如是之觀點，C量係定為0.65%以下。C量之較佳上限為0.62%以下，更好的是0.60%以下。
Si：1.5~2.5%
Si係為確保強度必要之元素，具有將碳化物微細化之效果。為了有效發揮如是之效果，Si量係定為1.5%以上。Si量之較佳下限為1.7%以上，更好的是1.9%以上。另一方面，Si亦為促進脫碳之元素，因此Si量若是過量，則鋼材表面之脫碳層形成獲得促進，必須要有用以削除脫碳層之剝離步驟，招致製造成本之增加。又，未固溶碳化物也會變多，以致耐氫脆性降低。基於如是之觀點，Si量定為2.5%以下。Si量之較佳上限為2.3%以下，更好的是2.2%以下，再好的是2.1%以下。
Mn：0.15~1.2%
Mn係作為脫氧元素利用，且可與鋼中之有害元素S反應而形成MnS，係一種對S之無害化有益之元素。又，Mn還是對強度之提高有貢獻之元素。為了有效發揮此等效果，Mn量係定為0.15%以上。Mn量之較佳下限為0.2%以上，更好的是0.3%以上。然而，Mn量若是過量， 則韌性降低以致鋼材脆化。基於如是之觀點，Mn量係定為1.2%以下。Mn量之較佳上限為1.0%以下，更好的是0.85%以下，再好的是0.70%以下。
P：大於0%且0.015%以下
P為一種會使輥軋材即線材之盤繞性等的延性劣化之有害元素，因此期望能儘量少。又，P易於偏析於粒界，而招致粒界脆化，且因氫之故粒界會變得易於破壞，對於耐氫脆性帶來不良影響。基於如是之觀點，P量定為0.015%以下。P量之較佳上限為0.010%以下，更好的是0.008%以下。P量雖愈少愈好，但一般含0.001%左右。
S：大於0%且0.015%以下
S與上述P相同，係一種會劣化輥軋材之盤繞性等之延性的有害元素，宜儘可能少。又，S易於偏析於粒界，而招致粒界脆化，且因氫之故粒界會變得易於破壞，對於耐氫脆性帶來不良影響。基於如是之觀點，S量定為0.015%以下。S量之較佳上限為0.010%以下，更好的是0.008%以下。S量雖愈少愈好，但一般含0.001%左右。
Al：0.001~0.1%
Al主要係作為脫氧元素添加。又，其會與N反應形成AlN而使得固溶N無害化，且對組織之微細化亦有貢獻。為了充分發揮此等效果，Al量定為0.001%以上。Al量之較佳下限為0.002%以上，更好的是0.005%以上。然而，Al與Si相同也是一種會促進脫碳之元素，在Si多量含有之彈簧用鋼中，有必要抑制Al量，本發明中Al量係 定為0.1%以下。Al量之較佳上限為0.07%以下，更好的是0.030%以下，特別好的是0.020%以下。
Cu：0.1~0.80%
Cu係一種對於表層脫碳之抑制或是耐蝕性之提昇有效之元素。因此Cu量係定為0.1%以上。Cu量之較佳下限為0.15%以上，更好的是0.20%以上，再好的是0.25%以上。然而，Cu若是過量含有，則在熱間加工時會發生破裂，或是成本增加。因此，Cu量定為0.80%以下。Cu量之較佳上限為0.70%以下，更好的是0.60%以下，再好的是0.48%以下，特別好的是0.35%以下，最好的是0.30%以下。
Ni：0.1~0.80%
Ni與Cu相同，為一種對表層脫碳之抑制或是耐蝕性之提昇有效之元素。因此Ni量係定為0.1%以上。Ni量之較佳下限為0.15%以上，更好的是0.20%以上，再好的是0.35%以上，最好的是0.45%以上。然而，Ni若是過量含有則會招致成本增加。因此Ni量係定為0.80%以下。Ni量之較佳上限為0.70%以下，更好的是0.60%以下，再好的是0.55%以下，0.48%以下、0.35%以下、0.30%以下則是尤佳。
本發明輥軋材之基本成分係如上述，其餘部分實質上為鐵。惟依原材料、資材、製造設備等之狀況攜入之不可避免之雜質當然亦容許含於鋼中。本發明之彈簧用輥軋材，即使抑制Cu等之合金元素也仍可以上述化學 組成達成高強度且優異之盤繞性與耐氫脆性，但因應用途以提昇耐蝕性等為目的，也可進而含有下述元素。
Cr：大於0%且1.2%以下
Cr係為提昇耐蝕性有效之元素。為了有效發揮如是之效果，Cr量以0.01%以上為宜，更好的是0.05%以上，再好的是0.10%以上。然而，Cr係一種碳化物生成傾向強，在鋼材中會形成獨自之碳化物，且在雪明碳鐵中易於以高濃度溶入之元素。含有少量之Cr雖屬有效，但因高頻加熱中淬火步驟之加熱時間為短時間，因此將碳化物、雪明碳鐵等溶入母材中之沃斯田鐵化將易於變得不充分。為此，若多量含有Cr，則Cr系碳化物或是金屬Cr以高濃度固溶之雪明碳鐵的溶解殘餘物將會產生，而成為應力集中源而易於破壞，導致耐氫脆性劣化。因此，Cr量宜為1.2%以下，更好的是0.8%以下，再好的是0.6%以下。
Ti：大於0%且0.13%以下
Ti係一種會與S反應而形成硫化物，對於謀求S之無害化有用的元素。又，Ti會形成碳氮化物而對組織之微細化亦有效果。為了有效發揮如是之效果，Ti量宜為0.02%以上，更好的是0.05%以上，再好的是0.06%以上。然而，Ti量若是過量，則有形成粗大之Ti硫化物以致延性劣化之情況。是以，Ti量宜為0.13%以下。就成本降低之觀點而言宜為0.10%以下，更好的是0.09%以下。
B：大於0%且0.01%以下
B為一種淬火性提昇元素，且具有強化舊沃斯田鐵結 晶粒界之效果，係一種對於抑制破壞有貢獻之元素。為了有效發揮如是之效果，B量宜為0.0005%以上，更好的是0.0010%以上。然而，B量若是過量則上述效果飽和，因此B量宜為0.01%以下，更好的是0.0050%以下，再好的是0.0040%以下。
Nb：大於0%且0.1%以下
Nb會與C、N形成碳氮化物，主要為一種對於組織微細化有貢獻之元素。為了有效發揮如是之效果，Nb量宜為0.003%以上，更好的是0.005%以上，再好的是0.01%以上。然而，Nb量若是過量，則會有粗大碳氮化物形成以致鋼材之延性劣化。是以，Nb量宜為0.1%以下。就成本降低之觀點而言，宜設為0.07%以下。
Mo：大於0%且0.5%以下
Mo也是與Nb相同，為一種與C、N形成碳氮化物，對於組織微細化有貢獻之元素。而且也是對於回火後之強度確保有效之元素。為了有效發揮如是之效果，Mo量宜為0.15%以上，更好的是0.20%以上，再好的是0.25%以上。然而，Mo量若是過量，則粗大碳氮化物形成而導致鋼材之盤繞性等之延性劣化。是以，Mo量宜為0.5%以下，更好的是0.4%以下。
V：大於0%且0.4%以下
V係對於強度提昇或是結晶粒微細化有貢獻之元素。為了有效發揮如是之效果，V量宜為0.1%以上，更好的是0.15%以上，再好的是0.20%。然而，V量若是過量則 成本增加。是以，V量宜為0.4%以下，更好的是0.3%以下。
Nb、Mo及V，分別可單獨含有，也可組合2種以上含有。
又，本發明之輥軋材，作為不可避免之雜質含有O或N，其等之量宜調整成落於下述範圍內。
O：大於0%且0.002%以下
O量若是過量，會形成粗大之Al2O3等之氧化物系夾雜物，而對疲勞特性帶來不良影響。因此，O量之上限宜為0.002%以下，更好的是0.0015%以下，再好的是0.0013%以下。另一方面，O量之下限，在工業生產上，一般係在0.0002%以上(宜在0.0004%以上)。
N：大於0%且0.007%以下
N量愈多則愈會與Ti或Al一起形成粗大之氮化物，而對疲勞特性造成不良影響。因此，N量宜儘可能少，例如為0.007%以下，更好的是也可設為0.005%以下。另一方面，N量若是過於減少，則生產性顯著降低。又，N會與Al一起形成氮化物而對結晶粒之微細化有所貢獻。基於如是之觀點，N量宜為0.001%以上，更好的是0.002%以上，再好的是0.003%以上。
又，本發明之輥軋材及鋼線，較佳的是下述(2)式或(3)式所示之理想臨界直徑Di為65~140mm。為了使輥軋材在不作軟化退火下進行伸線而作為彈簧用素材使用，有必要使過冷組織減少至特定範圍以下以在伸 線時不發生斷線等等。理想臨界直徑Di若高則淬火性增高，過冷組織易於出現，因此理想臨界直徑Di之上限宜設為140mm以下。理想臨界直徑Di之上限更好的是135mm以下，再好的是130mm以下，特別好的是120mm以下。另一方面，作為彈簧為了淬火至內部，確保一定之淬火性事關重要。是以，理想臨界直徑Di之下限為65mm以上，更好的是70mm以上，再好的是80mm以上。
理想臨界直徑Di，在不含B時，使用ASTM A255所規定之下述(2)式。又，含有B時，有必要將ASTM A255-02所定之硼因子B.F.與上述(2)式之右邊相乘而追加，將理想臨界直徑Di使用下述(3)式算出。
Di=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)
Di=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〕係指各元素之以質量%表示之含量。
其次，針對本發明輥軋材之製造方法進行說明。於將具有上述化學組成之鋼熔製、連續鑄造、分塊輥軋、熱間輥軋此等一連串之步驟中，藉由將(A)熔鋼階段之氫量、(B)分塊輥軋前之均質化處理溫度及時間、 及(C)熱間輥軋後之400~100℃為止之平均冷卻速度至少一者調整，可抑制輥軋材之非擴散性氫量。又，藉由將(i)輥軋後之線材卷捲取溫度(TL)、(ii)前述TL~650℃為止之平均冷卻速度、(iii)650~400℃為止之平均冷卻速度之任一者調整，可將輥軋材之組織，即肥粒鐵、麻田散鐵及變韌鐵調整於上述範圍內。
為了將凝固後之鋼中之氫減少，有必要將鋼中之氫以擴散除去，為了自鋼材表面放出氫，為了使氫之擴散速度加快，高溫且長時間之加熱為有效。具體而言，作為鋼中之氫量減少之方法，可擧出的是熔鋼階段之調整、凝固後1000℃以上之連續鑄造材料之階段之調整、熱間輥軋前之加熱階段之調整、輥軋加熱中之階段之調整、以及輥軋後之冷卻階段之調整。其中尤其是進行以下所示之(A)~(C)之非擴散性氫的減少處理之至少一者是為有效。
(A)於熔鋼處理時進行脫氣處理，將熔鋼中之氫量設為2.5質量ppm以下。
例如，在2次精鍊步驟中於盛鋼筒中安裝具有二支浸漬管之真空槽，自一方之浸漬管側面吹入Ar氣體，利用其浮力將熔鋼朝真空槽環流而進行真空脫氣此擧有效。此一方法在氫除去能力與夾雜物降低之層面優異。熔鋼中之氫量宜為2.0質量ppm以下，1.8質量ppm以下更好，再好的是1.5質量ppm以下，特別好的是1.0質量ppm以下。
(B)分塊輥軋前之均質化處理係在1100℃ 以上，宜在1200℃以上實施10小時以上。
(C)輥軋後之400~100℃為止之平均冷卻速度係設為0.5℃/秒以下，較佳的是設為0.3℃/秒以下。
特別是鋼材之截面積大之情況下，長時間之加熱雖有必要，但鋼材若長時間加熱則脫碳獲得促進，因此在此一情況下宜進行上述(A)而降低鋼中之氫量。
又，為了將輥軋材中之組織，即肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵之面積率設在上述範圍內，宜將輥軋條件調整成以下所示，較佳的是設成符合所有以下之(i)~(iii)般之輥軋條件。
(i)冷卻開始前之線材卷之捲取溫度TL：900℃以上
為了減低肥粒鐵之比率，有必要將冷卻開始前之線材卷捲取溫度TL設為沃斯田鐵單相。因此，TL宜為910℃以上，更好的是930℃以上。TL之上限並無特別限定，雖與最終輥軋溫度有關，然大致為1000℃左右。
(ii)TL~650℃下之平均冷卻速度：2~5℃/秒
TL~650℃下之溫度區域中會產生波來鐵變態，因此有必要提高冷卻速度而抑制肥粒鐵之生成。因此，TL~650℃下之平均冷卻速度宜為2℃/秒以上，更好的是2.3℃/秒以上，再好的是2.5℃/秒以上。然而，TL~650℃下之冷卻速度若是過於提高，則麻田散鐵或變韌鐵等之過冷組織將易於出現。是以，TL~650℃下之平均冷卻速度宜為 5℃/秒以下，更好的是4.5℃/秒以下，再好的是4℃/秒以下。
(iii)650~400℃下之平均冷卻速度：2℃/秒以下
再者，過冷組織開始生成之650~400℃下之冷卻速度以緩慢為宜。650~400℃下之平均冷卻速度宜為2℃/秒以下，更好的是1.5℃/秒以下，再好的是1℃/秒以下。該平均冷卻速度之下限並無特別限定，例如為0.3℃/秒左右。
例如為了製造汽車等所用之螺旋彈簧，有必要將上述輥軋材作鋼線加工，亦即作伸線加工而製造鋼線，例如冷間盤繞彈簧，係於鋼線加工後進行高頻加熱等之淬火回火，如是之鋼線亦包含於本發明。例如，將上述輥軋材以5~35%左右之剖面縮減率實施伸線加工，而後以900~1000℃左右淬火，再以300~520℃左右進行回火。淬火溫度，為了充分沃斯田鐵化，宜為900℃以上，為防止結晶粒粗大化宜為1000℃以下。另，回火之加熱溫度，配合鋼線強度之目標值可在300~520℃之範圍內作適切之溫度設定。又，以高頻加熱進行淬火回火時，淬火回火之時間分別為10~60秒左右。
依此所得之本發明鋼線可實現1900MPa以上之高抗拉強度。抗拉強度較佳的是可設為1950MPa以上，更好的是2000MPa以上。抗拉強度之上限並無特別限定，大致為2500MPa左右。此外本發明之鋼線，由於使用本發明之輥軋材，因此即便是1900MPa以上之高強 度也仍可發揮優異之腐蝕疲勞特性。
本申請案主張基於2013年12月27日申請之日本發明專利申請第2013-272569號之優先權的利益。2013年12月27日申請之日本發明專利申請第2013-272569號說明書的所有內容在本申請案中係作為參考而援用。
〔實施例〕
以下，兹擧實施例將本發明更具體說明。本發明不受以下實施例之限制，只要是在適合前述、後述趣旨之範圍內當可適當地加以變更實施，此等實施亦均包含於本發明之技術範圍內。
將表1~3所示之化學組成之鋼材以轉爐熔製法予以熔製、連續鑄造後，以1100℃以上進行均質化處理。均質化處理後，進行分塊輥軋，在以1100~1280℃加熱後進行熱間輥軋，獲得直徑14.3mm之線材即輥軋材。熔鋼之脫氣處理之有無、熱間輥軋後之線材卷捲取溫度TL及捲取後之冷卻條件係如表4~6所記載，此外均質化處理之欄中記載「實施」之試驗例，係將1100℃下之均質化處理進行10小時以上，記載「-」之試驗例中，1100℃下之均質化處理之時間為小於10小時。
針對所得之線材即輥軋材，係以以下之要領鑑定其組織，除測定非擴散性氫量外，又測定伸線加工性。
(1)組織之鑑定
將輥軋材之横斷面作拋光研磨，以腐蝕液腐蝕後，將其微組織以光學顯微鏡觀察，測定肥粒鐵組織、變韌鐵及麻田散鐵組織(以下，將變韌鐵組織及麻田散鐵組織合併稱為過冷組織)之面積率。測定係在自表層1mm深度之位置進行。觀察視野為400μm×300μm，就5個視野進行測定，將其平均值作為各組織之比率。又，波來鐵組織之比率，係自100%減去肥粒鐵及過冷組織之比率而求得。
(2)非擴散性氫量
自前述輥軋材切出寬20mm×長40mm之試驗片。使用氣相層析儀裝置，將該試驗片以100℃/小時之昇溫速度昇溫，而測定300~600℃下之放出氫量，將其作為非擴散性氫量。
(3)伸線加工性
伸線加工性係由拉伸試驗之剖面縮減率評估。自前述輥軋材切出JIS 14號試驗片，依JIS Z2241(2011)以萬能試驗機在十字頭速度10mm/分鐘之條件下進行拉伸試驗，測定剖面縮減率RA。
其次，將前述輥軋材伸線至直徑12.5mm，亦即進行冷間拉拔加工，又進行淬火回火。前述伸線之剖面縮減率約為23.6%，淬火回火之條件係如下所示。
淬火回火條件
‧高頻加熱
‧加熱速度：200℃/秒
‧淬火：950℃、20秒、水冷卻
‧回火：300~520℃之各種溫度、20秒、水冷卻
針對伸線及淬火回火後之鋼線，進行抗拉強度、耐氫脆性、及耐蝕性之評估。
(4)抗拉強度之測定
將淬火回火後之鋼線切斷成所定長度，於夾頭間距離200mm、拉伸速度5mm/min之條件下，依JIS Z2241(2011)進行拉伸試驗。
(5)耐氫脆性之評估
自淬火回火後之鋼線，切出寬10mm×厚1.5mm×長65mm之試驗片。而後，對於該試驗片以4點彎曲而形成負荷1400MPa應力之狀態下，將該試驗片浸漬於0.5mol/L之硫酸與0.01mol/L之硫氰酸鉀之混合溶液中。使用恆電位器施加較飽和甘汞電極(Saturated Calomel Electrode,SCE)為卑之-700mV之電壓，測定至破裂發生為止之破斷時間。
(6)耐蝕性之評估
自淬火回火後之鋼線，以切削加工切出直徑10mm×長100mm之試驗片。對於該試驗片以5%NaCl水溶液作8小時之鹽水噴霧，於35℃、相對濕度60%之濕潤環境下保持16小時，將其作為1循環，全部重複進行7循環，測定試驗前後之試驗片之重量差，將其作為腐蝕減量。
上述(1)~(6)之結果係示於表4~6中。
試驗No.1~4、7~11、15~18、21~25、33、34、37~40、45~47、49~53、55~60、65~81係將化學組成適切調整之鋼，以上述較佳之製造條件製造而成，因此非擴散性氫量、肥粒鐵及過冷組織之面積率符合本發明之要件。因此，輥軋材之拉伸試驗之剖面縮減率RA為30%以上，伸線加工性優異，此外將輥軋材伸線加工、淬火回火所得之鋼線，具有1900MPa以上之優異之抗拉強度。再者，淬火回火後之鋼線，於耐氫脆性之評估試驗中其破斷時間為1000秒以上，耐蝕性之評估試驗中之腐蝕減量為5.0g以下，耐氫脆性及耐蝕性均屬優異。又，表4~6中之「減低率」，係指式(1)右邊之值與實際之肥粒鐵面積率之值的差，相對式(1)右邊值之比率以百分比表示之值。
另一方面，上述試驗No.以外之例中，鋼之化學組成、非擴散性氫量、肥粒鐵面積率及過冷組織面積率之至少任一個要件不符本發明之要件，因此輥軋材之伸線加工性、鋼線之抗拉強度、耐氫脆性、耐蝕性之至少任一種特性成為不佳之結果。
No.5、6、19、20中上述非擴散性氫之減低處理均未進行，輥軋材中之非擴散性氫量增多，伸線加工性降低。
No.12、26，由於捲取溫度TL至650℃為止之平均冷卻速度慢，因此肥粒鐵面積率變高，耐氫脆性降低。No.13、27，由於捲取溫度TL至650℃為止之平均 冷卻速度快，因此過冷組織增加以致伸線加工性降低。No.14、28由於650~400℃為止之平均冷卻速度快，因此過冷組織增加，以致伸線加工性降低。
No.29~31，其過冷組織增加以致伸線加工性降低。No.32其C量少，以致鋼線之抗拉強度不足。No.35其C量多，以致生成殘留沃斯田鐵，耐氫脆性降低。No.36其Si量少，鋼線之抗拉強度不足。
No.41其Mn量多，韌性降低以致耐氫脆性低落。No.42其P量及S量多，引起粒界脆化以致耐氫脆性降低。No.43其S量多，引起粒界脆化以致耐氫脆性降低。No.44因未添加Cu、Ni，因此耐蝕性低落。
No.48因未添加Ni，因此耐蝕性低落。No.54其Cr量多，會產生Cr系碳化物或金屬Cr以高濃度固溶之雪明碳鐵的溶解殘餘物，而成為應力集中源以致耐氫脆性降低。
No.61~64，其捲取溫度TL~650℃為止之平均冷卻速度慢，肥粒鐵面積率增加以致耐氫脆性降低。
〔產業上之可利用性〕
本發明之輥軋材及鋼線，可適用於汽車等所使用之螺旋彈簧，例如引擎或懸吊系統等所使用之閥彈簧、懸架彈簧等，產業上有用。

Claims (5)

  1. 一種高強度彈簧用輥軋材，其特徵為：以質量%計含有：C：0.39~0.65%，Si：1.5~2.5%，Mn：0.15~1.2%，P：大於0%且0.015%以下，S：大於0%且0.015%以下，Al：0.001~0.1%，Cu：0.1~0.80%，Ni：0.1~0.80%，且其餘部分為鐵及不可避免之雜質；其非擴散性氫量為0.40質量ppm以下；以百分比表示之肥粒鐵之面積率符合下述(1)式，且變韌鐵與麻田散鐵之合計面積率為2%以下：肥粒鐵面積率<{(0.77-[C])/0.77-[C]/3+0.08}×100…(1)其中，上述(1)式中，〔元素名〕係指各元素之以質量%表示之含量。
  2. 如申請專利範圍第1項之高強度彈簧用輥軋材，其進而含有以質量%計之屬於下述(a)、(b)、(c)、(d)之任一者之1種以上：(a)Cr：大於0%且1.2%以下(b)Ti：大於0%且0.13%以下 (c)B：大於0%且0.01%以下(d)選自由Nb：大於0%且0.1%以下、Mo：大於0%且0.5%以下及V：大於0%且0.4%以下所組成之群之至少1種。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項之高強度彈簧用輥軋材，其中不含B時利用下述(2)式，含B時利用下述(3)式算出之理想臨界直徑Di為65~140mm：Di=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) Di=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〕係指各元素之以質量%表示之含量。
  4. 一種高強度彈簧用鋼線，其係將如申請專利範圍第1項或第2項之高強度彈簧用輥軋材予以伸線，並予淬火回火處理而得，抗拉強度為1900MPa以上。
  5. 一種高強度彈簧用鋼線，其係將如申請專利範圍第3項之高強度彈簧用輥軋材予以伸線，並予淬火回火處理而得，抗拉強度為1900MPa以上。
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