TWI330201B - A high strength steel used for springs and a high strength heat-treated steel wire used for springs - Google Patents

Description

1330201 九、發明說明： 【發'明所屬之^技糊"領域】 技術領域 本發明係關於一種可於冷間捲取且具高強度及高靭性 5之彈簧用鋼以及彈簧用熱處理鋼線。 C先前技術】 背景技術 伴隨汽車輕量化及高性能化，彈簧亦已高強度化，且 有熱處理後拉伸強度超過15〇〇Mpa之高強度鋼供用作彈 10菁。近年來’亦有需求拉伸強度超過19〇〇]VIPa之鋼線。這 疋因為’即使經過彈簧製造時之應力消除退火及氮化處理 等’因加熱而有少許軟化，其亦能確保可作為彈簀而無礙 之材料硬度。 此外’已知氮化處理及噴丸處理(sh〇tpeening)下表層硬 度將提高，彈簧疲勞之耐久性大幅提高，彈簧之下垂特性 並非以表層硬度決定’而受到彈簧素材内部之強度或硬度 的大中田影響。因此，最終製成可極高度維持内部硬度之成 分係甚重要。 2〇 其手法已有下述發明提出：添加V，Nb，M。等元素而 。卒火時固炫’產生將於回火時析出之微細碳化物，藉此 限制轉位的動態，以提高耐下垂特性(舉例來說參昭日本 特開昭57-32353號公報）。 另方面，鋼之捲圈彈簧(coil sPring)製造方法中，則 加熱至鋼之奥氏體域再加熱捲取，之後進行淬火回火 5 的熱間捲取；及，使已預先對鋼施加泮火 線料訂捲取料_取。如冷_取，^線= 時可使用可急速加熱急速冷卻之油回、 等，因此可使彈簧材之舊奥氏體_缩小，結果2= 壞特性優異之彈簧。此外，於彈*製造產線上，可使= 爐等設備簡略化’對彈簧製造廠而言 .，·' 等好處，故而最近朝向彈簧之冷間化Μ。 彈箸相較下雖祕制❹餘之鱗，㈣為上述= 而導入冷間捲取。

然而，-旦冷間捲取彈簧用鋼線之強度增大，將於A 間捲取時折損，無法成形為彈簧形狀的情況亦多。迄 止，強度與加讀紐兼顧，因心料m業的可三不 利之加熱捲減捲取㈣淬切火等手法來兼㈣度與加 工性。 此外，將高強度熱處理鋼線作冷間捲取加工再氣化 :確保強度時，為使微細碳化物析出，認為^，Nb等所 謂之合金元素多量地添加於鋼中係有效。但A，一旦多量 添加，於淬火時之加熱下將無法_，成長至粗大 所謂之未熔解碳化物，進而成為冷間捲取時之折損原因。 因此’亦可見著眼於未熔解碳化物之技術。 不僅上述合金元素，亦有發明欲控制許多存在於鋼中 之以滲碳體為中心的碳化物以提高性能（例如，參照特開 2002-180198號公報）。

【發明内容J 1330201 發明之揭示 本發明之課題在於提供一種可於冷間下捲取且可兼顧 充分大氣強度與捲取加工性之拉伸強度達2000MPa以上的 彈簧用熱處理鋼線及供作該鋼線之彈簀用鋼。 5 本案發明人發現，藉由控制迄今未受注意之N，即使添 加合金元素仍可抑制未熔解碳化物產生，而可確保靭性及 加工性，並進而開發出可兼顧高強度與捲取性之彈簧用熱 處理鋼線。即，本發明之要旨如下。 (1) 一種高強度彈簧用鋼，以質量％計係含有：C : 10 0-5-0.9% ' Si ： 1.0-3.0% > Μη ： 0.1-1.5% ' Cr ： 1.0-2.5% ' V :超過0.15-1.0%以下、及A1 : 〇·〇〇5%以下，且限制n : 0.007%以下’更含有Nb : 0.001〜小於0.01% ' Ti : 〇_〇〇1〜小 於0.005%中之1種或2種，殘餘部分係由鐵與不可避免之不 純物構成。 15 (2)如（1)之高強度彈簧用鋼，其以質量％計更含有：W: 0.05〜0.5%及Mo : 0.05〜0.5%中之1種或2種。 (3)如（1)或(2)之高強度彈簧用鋼，其以質量％計更含 有：Ni : 0.05〜3.0%、Cu : 0.05〜0.5%、Co : 0.05〜3.0%及B : 0.0005〜0.006%中之1種或2種以上。 2〇 (4)如（1)〜(3)中任一之高強度彈簧用鋼，其以質量％計 更含有：Te : 0.0002〜0.01%、Sb : 0.0002〜0.01%、Mg : 0.0001-0.0005%、Zr : 0.0001 〜0.0005%、Ca : 0.0002〜0.01% 及Hf: 0.0002〜0.01%中之1種或2種以上。 (5)—種高強度彈簧用熱處理鋼線，具有如（1)至(4)中任 7 一之鋼成分，其拉伸強度達2〇〇〇MPa以上，且就檢鏡面所 佔渗石厌體系球狀碳化物及合金系球狀碳化物而言，係滿 足圓相田彳空0·2μηι以上之佔有面積率為7。/。以下及圓相當 仫〇·2μηι以上之存在密度為丨個/jim2以下；且舊奥氏體粒 度編號為10號以上，殘留奥氏體為15質量％以下。 圖式簡單說明 第1圖係一說明圖，用以說明減少N時之Nb添加效果 (回火溫度與夏比（Charpy)衝擊值之關係）。 第2圖中，（a)係一照片，顯示掃描型電子顯微鏡之未熔 解碳化物之觀察例，（b)係顯示合金系未熔解碳化物χ2χ射 線元素解析者，（c)係顯示滲碳體系未熔解碳化物Y之X射線 元素解析例者。

【實施方式;J 實施發明之最佳形態 本案發明人為取得高強度而界定出化學成分，同時以 熱處理控制鋼中碳化物形狀，藉此而發明出可確保充分捲 取特性之鋼線而適宜製造彈簧。 茲將其詳情顯示如下。首先，就限定高強度彈簣用鋼 之化學成分及成分範圍的理由加以說明。 C係一對鋼材之基本強度產生巨大影響的元素，迄今， 為獲得充分強度而令其為0.5〜0.9%。若小於0.5%將無法獲 得充分強度。特別是為提高彈簧性能而省略氮化時，欲確 保充分彈簧強度必須有0.5%以上之C。超過0.9%則成為實 質過共析，將多量析出粗大滲碳體，導致靭性顯著降低。 此一現象同時導致捲取特性降低。再者，與微組織之關係 亦密切’若小於0.5%則因碳化物數量較少，碳化物分布局 部地較其他部分為少之領域(之後，記為碳化物稀薄域）的面 積率易增加，難以獲得充分強度與靭性或是捲取性（延展 性）。於此，較佳為〇_55%以上，而從強度-捲取之平衡觀點 看來，更宜為0.6%以上。 另一方面，C量較多時合金系及滲碳體系之碳化物於淬 火加熱時有難以固熔之傾向，熱處理中之加熱溫度較高時 及加熱時間較短時，強度及捲取性不足之情況亦多。此外， 未熔解碳化物亦將影響碳化物稀薄域，若鋼中c形成未熔解 碳化物，基質中之實質C將減少，也可能如前述般使碳化物 稀薄域面積率增加。再者，若C量增加，已知相對於回火時 之馬丁體形態在中碳素鋼中係一般之層狀馬丁體（lath martensite)，C量較多時其形態將轉變為彎月狀馬丁體(kns martensite)。研究開發之結果，發現將彎月狀馬丁體回火而 產生之回火馬丁體組織的碳化物分布與將層狀馬丁體回火 時相較，碳化物密度較低。因此，也可能因增加c量使彎月 狀馬丁體及未熔解碳化物增加，而導致碳化物稀薄域增 加。故而，宜為0.7%以下。且更宜為〇.65%以下，如此可使 碳化物稀薄域較易減少。

Si係一確保彈簧強度、硬度與耐下垂性所必須之元 素’過少時將使必要強度及钉垂性不足，故而以㈣為 下限。此外’轉有使晶界碳化物系析出物球狀化及微細 化之效果，積極添加具有使晶界析出物之晶界佔有面積率 1330201 縮小之效果。但若添加過多’不僅將使材料硬化’亦將發 生脆化。於此，為防止淬火回火後之脆化，以3.0%作為上 限。再者，Si亦為一有助於回火軟化抗性之元素’欲作成 高強度線材時，宜添加某種程度之多量。具體來說，宜添 5 加2%以上。另一方面，為獲得安定之捲取性，宜於2.6%以 下。 Μη除脫氧及使鋼中S成為MnS而固定之外’可提高淬 火性而於熱處理後獲得充分硬度’而被經常使用。為確保 此一安定性，以0.1%為下限。此外，為防止Μη導致之脆化’ 10 令上限為2.0%。再者，為兼顧強度與捲取性，以0.3〜1%為 宜。此外，以捲取為優先時，則令其於1.0%以下較為有效。 15 20

Cr係一用以提高淬火性及回火軟化抗性之有效元素。 再者’在可於近來之高強度閥彈簧見到的氮化處理中，其 不僅可破保回火硬度，係一可使氮化後之表層硬度與其硬 化層深度增大的有效元素。然而，添加量增多不僅將導致 成本增加’亦將使淬火回火後可見之滲碳體粗大化。此外， 亦有使合金系碳化物安定化 、粗大化之效果。結果，因線 匕亦有捲取時易發生折損之弊病。因此，添加Cr時 右不為0.1%以上則效果不明確。此外，以脆化將變得顯著 微* 5%作為上限。但本發明係以界定N而將碳化物控制成 故而可添加多量Cr ’而令其為易於獲得高強度之添 加量。再者， ,,a ’進行氮化處理時添加Cr可使因氮化而起之硬 化層加深。因 之適八- ，且添加1.1%以上，而若欲配合習知未有 门強度彈餐的氮化，則以1.2%以上之添加為宜。 10 因Cr將阻礙滲碳體因加熱而熔解，特別是c量一旦多至 O0.W。，則抑制〇·量可抑制粗大碳化物產生，易於兼顧 強度與捲取性。因此，宜令其添加量於咖町。且更宜 為1.7%以下程度。 因回火時使碳化物析出而硬化的2次析出硬化等，v可 利用在回火溫度下之鋼線硬化及氮化時之表層硬化上。再 者’具有抑制因氮化物、碳化物、碳氮化物產生而引起之 奥氏體粒徑粗大化的效果，而較宜添加。但是，迄今，v 之氮化物、碳化物、碳氮化物在鋼之奥氏體化溫度Μ點以 上亦會產生，其固料足時料成為未熔解碳化物（氮化物) 而殘留。該未熔解碳化物不僅將成為彈簧捲取時之折損原 因，亦將“無用地消耗V”，減低所添加之v引起的石回火 軟化抗性及2次析出硬化的改善效果，使彈簧性能減損。因 此，设今工業上宜為015%以下。但本發明中可藉控制Ν量 來抑制奥氏體化溫度Α3點以上之¥系氮化物、碳化物及碳 氮化物的產生，因此可相對地多量添加V，使ν添加量為超 過0_15%而在1.0%以下。若其添加量於〇 15%以下則氮化 層之硬度提高及氮化層之深度增加等添加V之效果減少，無 法確保超過習知鋼之充分疲勞耐久性。此外，若其添加量 超過1.0%’將產生粗大之未_夾雜物，除使勒性降低外， 與Mo相同容祕錢冷域，而料成為破裂及拉線時之 斷線原因。因此’以工業上容易安定處理之1G%作為上限。 因V之氮化物、碳化物及碳氮化物在鋼之奥氏體化溫度 A3點以上亦會產生’其_不足時易成為未簡碳化物 化物）而殘留。因此，若考慮現今工業上之氮量制御能力， 則在工業上宜為0.5%以下，且更宜為〇4%以下。 另—方面，氮化之表面硬化處理係最加熱至3〇〇。〇以上 之/凰度’為抑制氮化引起之最表層硬化及内部硬度軟化， 5需添加超過0.15%，且宜添加0.2%以上。 A1係一脫氧元素，將影響氧化物產生。特別是高強度 閥彈簧中，以Al2〇3為中心之硬質氧化物容易成為破壞起點 而需避免。因此，嚴密控制A1量甚為重要。特別是作為熱 處理鋼線而拉伸強度超過21〇〇MPa時，為減低疲勞強度不 均，亦須進行嚴密之氧化物產生元素之控制。本發明中係 界定A1 : 0.〇05%以下。這是因為’若超過〇〇〇5%將容易產 生Al2〇3主體之氧化物，產生因氧化物而起之折損，無法確 保充刀之疲勞強度及品質安定性。再者，更要求高疲勞強 度時’宜為0.003%以下。 15 本發明中，N之控制為極大的要點，故而本發明係界定 Ν$〇·〇〇7%此-嚴密之限制值。這是由於在彈簧鋼中係著 眼於N之嶄新機能，茲將控制N之效果與本發明之界定理由 敘述如下。在鋼中，N之影響為：1)於純粒鐵令作為固熔N 存在，抑制純粒鐵中之轉位動態，使純粒鐵硬化；。與^， 20 Nb ’ V，八卜B等合金元素產生氮化物，對鋼材性能產生影 響。其機制等係如後述。3)影響滲碳體等之鐵系碳化物之 析出動作’進而影響鋼材性能。 於彈簧鋼中，因係以C及Si、V等合金元素確保強度， 固熔N之硬化效果甚大。另一方面，考慮彈簧之冷間加工(捲 12 5 取加工)時，因將抑制轉位動態而抑制加工區之變形使加 工區脆化，故而導致捲取加工特性降低。 10 此外，於申請專利範圍第1項之界定元素中，V於鋼中 在高溫下將產生析出物。其化學成分在高溫下成為氮化物 主體，隨著冷卻而使其型態轉變為錢化物、碳化物。因 此’高溫下產生之氮化物容易變成V碳化物之析出核。拿刃化 (patenting)及淬火過程巾之加熱時容易產生未溶解碳化 物’其更將成為核心而容易使其尺寸成長^再者，從渗碳 體之觀點看來，此次之高強度彈簧就其要求強度而言回火 溫度係以3GG〜5GGt進行回火。就彈f鋼而言，從轉徵之 成分看來，將使回火時產生之鐵系碳化物之形態複雜地轉 變為ε-碳化物及θ_碳化物（即所謂之滲碳體因此，對 鋼之延展㈣機齡質帶來料。_料其碳化物產生， 15 N量越少越可使35〇〜解c下之延展性及靭性提高。本發明 為使N減少有害性，將N量限制於^請以。 20 更如後述般’微量地添加丁丨與灿中之任i種或2種。本 來右可將N里抑制在〇.〇〇3〇/〇以下，則無需添加Ti與灿中之 任1種或2種即可獲得良好之性能，為於工業上保持安定而 令為0侧。/“XT，如此在M造成本之觀點上料。因此， 再微量添加Τι與Nb中之任i種或2種。若添加城仙，因該 等元素於高溫下將產生氮化物而使實質上之固熔氣減少， 故而可獲得與減少N添加量相同之效果。因此，亦可使]^量 之添加里上限增加。但，若N量超過〇 〇〇7%，V，Nb*Ti 之氮化物產生#將增多，結果使未騎碳化物增加，或是 13 1330201 使TiN等之硬質中間物增加，導致靭性降低，使疲勞耐久特 性及捲取特性降低，故而限制N量之上限為〇 〇〇7%。 亦即，即使添加Ti與Nb中之1種或2種，若\量過多或 Ti Nb過夕，仍舊會產生丁丨或Nb之氮化物而反倒有害，= 5 *Nb添加量仍需微量。因此，N量之上限宜為0.005。/❶以下: 更宜為0.004%以下。透過此種精密之N控制，可於抑制純 粒鐵脆化之同時，抑制Μ氮化物產生，進而抑制未溶解碳 化物之產生及成長。此外，控制鐵系碳化物之形態可提高 靭性。即，若Ν超過0.007%，容易產生乂系氮化物，使未: Η)解碳化物多量產生，而因純粒鐵及碳化物之形態導致鋼脆 化。 如前述，若於添加Ti*Nb時亦考慮熱處理等之容易 性，則以0.005%以下為宜。此外，N量之下限亦以少為宜， 但於製鋼步驟等中容易從大氣混入，慮及製造成本及脫氮 15步驟之容易性，以0.0015%以上為宜。

Nb將產生氮化物、碳化物及碳氮化物，其氮化物與v 相較在高溫下產生。因此、冷卻時將產生灿氮化物而消耗 鋼中N，可抑制v系氮化物產生。結果，因可抑制v系未稼 解碳化物產生，可確保回火軟化抗性及加工性。 ?〇 再者’除可抑制Nb系碳氮化物引起之奥氏體粒徑粗大 化之外，可利用在回火溫度下之鋼線硬化及氮化時之表層 硬化H若其添加量過多，將容易殘留鳴系氣化物 為核心之未轉碳化物，因此須避免多量添加。具體而言， Nb添加量若小於_1%則幾乎看不出添加效果。此外，。若 14 1330201 在0.01%以上，多量添加將引起粗大未固熔夾雜物，除使靭 性降低外，與Mo相同，容易產生過冷組織’而易成為破裂 及拉線時之斷線原因。因此，令其為工業上容易安定操作 之小於0.01%。 第1圖係用以顯示測定表1所示化學成分之材料之衝擊 值的結果、以及測定以後述實施例之方法作熱處理之樣本A 及B之衝擊值的結果者。從第1圖可知，添加微量Nb來控制 N之鋼整體上可獲得較高之衝擊值。 表1 化學成分(mass%) C Si Μη Ρ S Cr Mo V W Nb N s-Al 樣私 0.61 2.20 0.53 0.002 0.004 1.21 0.13 0.20 0.16 - 0.0049 0.002 樣本B 0.61 2.21 0.54 0.002 0.004 1.19 0.13 0.20 0.16 0.009 0.0050 0.002

10 在本發明中添加Ti時，其添加量為0.001%以上、小於 0-005% ^ Ti除了係脫氧元素以外，亦是氮化物、硫化物產 生元素，將影響氧化物及氮化物、硫化物之產生。因此， 多里添加容易產生硬質氧化物、II化物，故而若不小心添 加將產生硬質碳化物而使疲勞耐久性降低。與A1相同，特 15別是在高強度彈簧中，與彈簧之疲勞限度本身相較，更將 使疲勞強度之不均安定性降低，若Ti量較多則起因於夾雜 物之破斷發生率增加，而必須控制其量，令其小於0 005%。 另—方面，Ti在熔鋼中之高溫下將產生TiN，因此有減 低熔鋼中之soLN的作用。本發明之技術要點係透過限制N 20來抑制V系氮化物之產生，進—步控歡系未轉碳化物之 成長。因此，若預先以V系氮化物產生溫度以上之溫度來消 15 耗Ν’則可抑制v錢化物及以其為核心而在冷卻時成長之 1碳氮化物的成長。即，添加可減少實質上與V結合之 Μ ’降❹系氮化物之產生溫度，進—步抑制 碳化物。 解 因此從產生Τ!系未溶解碳氮化物與氧化物之觀點 來應避免^之多$添加’但微量之添加可降低V系氣化物 產生脈度，毋寧說是可減少未轉碳化物。其添加量為 〇.〇〇1%以上，到、於咖％則不具消耗Ν之效果，而無抑 制V系未_碳化物之效果，無法表現加工性改善效果。但 Ti添加量宜為0.003%以下。 本發明鋼係以上述成分作為基本成分，並可更添加用 以改善鋼性質之成分。，欲強化回火軟化抗性時，添加 W與M。中之1種或2種。w不僅可提高淬火性，且於鋼中將 產生奴化物，具有提高強度之作用，並可有效賦予回火軟 化抗性。因此，宜極力添加。胃與下丨，；^13等相較下係於低 皿库生％化物，不易產生未熔解碳化物。此外，可藉析出 硬化來賦予回火軟化抗性。即，即使在氮化及應力消除退 火時亦不致使内部硬度大幅降低。其添加量若在0.05%以下 則不見效果，0.5%以上將產生粗大之碳化物，反而有損及 延展性等機械性質之虞，故而令W之添加量為〇.05〜0.5〇/〇。 若更考慮熱處理之容易性等，則宜為〇.1〜〇 4%。特別是在 欲避免軋延後之過冷組織等弊病，且同時獲得最大限之回 火軟化抗性’則〇_15%以上之添加更宜。

Mo除可提高淬火性外，於回火及氮化溫度程度的溫度 1330201 下將成為碳化物析出’而可職予回火軟化抗性。因此，即 使經過南溫下之回火及步驟中納入之應力消除退火或氛化 等熱處理，亦不會軟化而可發揮高強度。此一現象可抑制 氮化後之彈簧内部硬度降低，且可使加溫整定處理（h〇t 5 settlng)及應力消除退火較為容易，可提高彈簧最終之疲勞 特性。即，可使控制強度時之回火溫度高溫化。該回火溫 度高溫化對於降低晶界碳化物之晶界佔有面積率甚有利。 也就是使析出呈薄膜狀之晶界碳化物以高溫回火而球狀 化，而在降低晶界面積率上有效。此外，M〇在鋼中將與滲 10碳體產生其他Mo系碳化物。特別是因其與v等相較下析出 溫度較低，有抑制碳化物粗大化之效果。其添加量在〇 〇5% 以下則不見效果。但是若其添加量過多，容易於乾延及拉 線别之軟化熱處理等中產生過冷組織，而易於成為破裂及 拉線時斷線之原因。亦即，拉線時宜預先使鋼材藉韌化處 15 理而成為純粒鐵-珠光體組織後再進行拉線。 但是，因Mo係一可賦予極大淬火性之元素，添加量増 加將使珠光體相變結束為止之時間延長，在軋延後之冷卻 時及韌化工程中容易產生過冷組織，而成為拉線時斷線之 原因，或是未斷線而在内部成為裂痕存在時，使最终 、、衣 〇〇 2〇之特性大幅劣化。若Mo超過0.5。/。，淬火性增大而在工業上 難以製為純粒鐵-珠光體組織，因此以其為上限。為在軋延 及拉線等製程上抑制使製造性降低之馬丁體組織產生，並 在工業上易於安定軋延及拉線，宜為0.4%以下，而更宜為 〇_2%程度。 17 再者，將W及Μ。與同樣具有強化回火軟化抗性之效果 的V、Nb、Ti相較，相對於ν、灿、Ti將如前述般產生氛化 物且易使以其為核心之碳化物成長，職幾乎不產生氣 化物’因此不受N量影響，可添加以強化軟化抗性。換言之， V Nb、Τι亦可使軟化抵性強化，但若欲一面避免未炫解 碳化物一面強化軟化抗性地進行添加添加量自然受限。 因此，而要不產生未炫解碳化物且需較高軟化抗性時不 產生氮化物、、碳化物於較低溫下析出且可作為析出強化 疋素發揮機能之W或Mo的添加係極為有效。再者，在兼顧 強度與加工性下因控制碳化物而無法取得軟化抗性與加工 性的最佳平衡時，為強化基質以確保強度，而添加Ni，Cu， Co及B中之1種或2種以上。 Νι可提高淬火性，可藉熱處理而安定，進而高強度化。 此外，可提咼基質之延展性而提高捲取性。然而，因將於 15淬火回火時使殘留奥氏體增加，彈簧成形後在下垂性及材 質均勻性上較差。其添加量在〇 05%以下則在高強度化及提 高延展性上顯現不出效果。另一方面，多量添加Ni並不理 想，在3.0%以上時殘留奥氏體將增加而使弊害顯著，此外 /卒火性及提兩延展性之效果療飽和，在成本等觀點上不利。 20 就〇11而言，亦可藉添加Cu以防止脫碳。脫碳層在彈簧 加工後將使疲勞畢命降低，需盡力減少。此外，脫碳層加 深時，可透過被稱為剝皮(peeling)之去皮加工來去除表層。 此外’與Ni相同亦具有提高耐姓性之效果。透過抑制脫碳 層可提咼彈簧之疲勞壽命及省略剝皮步驟。Cu之脫碳抑制 18 效果及提高耐錄效果可在以上發揮，但如後述般， 即使添加Ni，若超過〇.5%將容易⑽化而成為軋延傷痕之 原因。因此令下限為0.05%、±限為〇 5%。雖然cu添加幾 乎不致引起室溫下之機械性質，但Cu若添加超過〇3%時， 5將使熱軋性劣化而在軋延時於鑄塊表面產生破裂。因此， 且使防止軋延時破裂之Νι添加量依Cu添加量而定為〔Cu% 〕<〔Ni%>Cu在0.3%以下之範圍内不致發生軋延傷痕， 故而無需以防止軋延傷痕為目的來限制见添加量。

Co也可能使淬火性降低，但可使高溫強度提高。此外， 10因可阻礙石厌化物產生，在本發明中具有抑制問題之粗大碳 化物產生的作用。故而可抑制包含滲碳體之碳化物粗大 化。故而以添加為宜。欲添加時，若於〇 〇5%以下則其效果 甚小。但若多量添加則純粒鐵相之硬度增大而使延展性降 低$其上限為3.0%。在工業上，〇·5。/。以下可獲得安定之 15 性能。 B為提高淬火性元素且對奥氏體晶界之清淨化有效。偏 析至晶界而導致靭性降低之p，s等元素可藉添加3而無害 化，使破壞特性提高。此時，若8與]^結合產生B]s^j喪失效 果。為使其效果明確而使添加量以〇 〇〇〇5%為下限，並以效 20果療飽和之0.0060%為上限。但是，即使產生極少量之BN 亦將發生脆化，需充分注意不使BN產生^因此，較佳為〇 〇〇3 以下，更理想則是以Ti、Nb等氮化物產生元素將游離之n 固定，並令B : O.ooio〜〇.〇〇2〇%，甚為有效。 該等Ni、CU、Co及B主要係對基質之純粒鐵相的強化 19 1330201 有效。為兼顧強度與加工性而因控制碳化物無法取得軟化 抗性及加工性之最佳平衡時，而欲透過基質強化來確保強 度確保時係一有效元素。 另外’欲追求更高性能化及性能安定化時，可添加Te、 5 Sb、Mg、Zr、Ca及Hf中之1種或2種以上來作為控制氧化物 及硫化物形態的元素。

Te具有使MnS球狀化之效果。若小於0.0002%則效果不 明確，但若超過0.01%將使基質靭性降低，而使產生熱破裂 或使疲勞耐久性降低之弊害變得顯著，故而以0.01%為上 10 限。

Sb具有使MnS球狀化之效果《若小於〇.〇〇〇2〇/。則效果不 明確，但若超過0·01 %將使基質靭性降低，而使產生熱破裂 或使疲勞耐久性降低之弊害變得顯著，故而以0.01%為上 限。 15 Mg將於較MnS產生溫度為高之熔鋼中產生氧化物，

MnS產生時已存在於熔鋼中。因此，可用作MnS之析出核， 藉此控制MnS之分布。此外’其個數分布上，Mg系氧化物 亦較習知鋼中常見之Si、A1系氧化物更微細地分散於熔鋼 中，因此以Mg系氧化物為核心之MnS將微細地分散於鋼 20 中。故而，即使S含量相同，將因有無Mg導致MnS分布不 同，添加該等將使MnS粒徑變得更微細。即使微量亦可充 分獲得效果’若添加Mg，MnS將微細化《但是，一旦超過 0.0005%，除將容易產生硬質氧化物之外，亦將開始產生 MgS等硫化物’導致疲勞強度降低及捲取性降低。故而令 20

Mg添加量為〇.〇〇〇丨〜0 0005%。用於高強度彈簧時，宜令其 為0.0003%以下。該等元素雖甚微量，但可藉多用Mg系耐 火物而添加0.0001%程度。此外，嚴選副原料，可使用Mg 含量少之副原料來控制Mg添加量。 5 Zr為氧化物及硫化物產生元素。於彈簧鋼中可使氧化 物微細分散，而與Mg相同地成為MnS之析出核。藉此提高 疲勞耐久性及增加延展性，以提高捲取性。若小於〇 0001〇/〇 則不見其效果，此外，添加超過0.0005%則因助長硬質氧化 物產生，即使硫化物微細分散亦容易發生起因於氧化物之 10問題。再者’若多量添加則除氧化物外亦將產生ZrN、ZrS 等之氮化物及硫化物，成為製造上之問題且降低彈簧之疲 勞耐久特性，物而令其於0.0005%以下。使用在高強度彈簧 時’宜將該添加量定為0.0003%以下。該等元素雖係微量， 但可藉嚴選副原料及精密控制耐火物等而加以控制。 15 例如，洗桶、澆口盤、噴嘴等與熔鋼長時間接觸時， 可多利用Zr财火物而對2〇〇t程度之熔鋼添加lppm程度。在 進一步考慮此點而在不超過界定範圍内添加副原料即可。 鋼中Zr之分析方法為：可從測定對象鋼材之不受表層鏽皮 (scale)影響的部分採取2g，再以與JIS G 1237-1997附屬書3 20相同之方法處理樣本後，以ICP測定。此時，ICP之檢量線 係設定成適合微量之Zr。

Ca係氧化物及硫化物產生元素δ。於彈簀鋼中可使 MnS球狀化，藉此抑制作為疲勞等之破壞起點的MnS長 度’使其無害化。其效果若小於0 0002%則不明確，而若添 21 1330201 加超過0.01%則不僅成品率不佳，將產生氧化物及CaS等硫 化物，而造成製造上之問題及使彈簧之疲勞对久特性降 低，故而令其為0.01%以下。該添加量宜為0·001%以下。

Hf為氧化物產生元素，將成為MnS之析出核。因此， 5 透過微細分散，Zr為氧化物及硫化物之產生元素。於彈簧 鋼中將使氧化物微細分散，而與Mg相同，成為MnS之析出 核。藉此使疲勞耐久性提高及增加延展性，以提高捲取性。 若小於0.0002%則其效果不明4，而若添加超過0.01%則不 僅成品率不佳’將產生氧化物及ZrN、ZrS等之氮化物及硫 10 化物’而造成製造上之問題及使彈簧之疲勞耐久特性降 低，故而令其為0.01%以下。該添加量宜為0.003%以下。 茲將其他成分之較佳含有範圍說明於下。 P、S雖未加入申請專利範圍之界定中，但有必要加以 限制。P雖將使鋼硬化，旦更會產生偏析而使材料脆化。特 15別是偏析至奥氏體晶界之P將因衝擊值降低及氫之侵入而 引起延遲破壞等。因此，其係以少為宜。於此，宜令其於 跪化傾向將變得顯著之P ·· 0.015%以下。再者，於熱處理鋼 線之拉伸強度為超過2150Mpa之高強度時，宜為小於 0.01%。 20 _ S與P相同，若存於鋼中將使鋼脆化。雖可藉河11極力減 少影響，但因MnS亦將採夾雜物之形態，將使破壞特性降 低。特別是高強度鋼中’微量之MnS亦有可能產生破壞，s 亦宜極力減少。宜令其在不良影響變得顯著之〇 〇15%以 下。再者，於熱處理鋼線之拉伸強度為超過2i5〇MPa之高 22 1330201 強度時，宜為小於0.01%。 令t-Ο為0.0002〜0.01%。鋼中存有透過脫氧步驟而產生 之氧化物及固熔之0。但是，若該總氧量(t_0)甚多時表示氧 化物系夾雜物亦多。雖然氧化物系夾雜物之尺寸若小則不 5影響彈簧性能，但若大型氧化物大量存在，則對彈簧性能 將產生甚大影響。若氧量超過001%存在將使彈簧性能顯著 降低，因此宜令其上限為0.01 %。另外，雖然氧量宜少，但 至小於0.0002%其效果亦臻飽和，故而宜以此為下限。若考 慮貫用上之脫酸步驟等的容易性，則宜調整為 10 0.0005-0.005%。 本發明中，宜令拉伸強度達2000MPa以上。拉伸強度 越冋，彈簧之疲勞特性有上升之傾向。此外，即使在施加 氮化等之表面硬化處理時，鋼線之基本強度越高則可獲得 更咼之疲勞特性及下垂特性。另一方面，強度若高則捲取 15性降低，變得難以製造彈簧。因此，不僅使強度提高，同 時賦予可捲取之延展性係甚為重要。 從疲勞、下垂等觀點看來，雖需要鋼線之強度，但以 拉伸強度TSg2000MPa為下限。而在應用於更高強度之彈 簧時，則宜具更高強度，較佳為2200MPa以上，而應用於 冋強度彈簧時，則宜於2250、2300MPa以上且不損及捲取 性之範圍進行高強度化。 至於未熔解碳化物’雖為獲得高強度而添加C及其他 Ti V、Nb等所謂的合金元素，但在多量添加該等中 之將形成氮化物、碳化物及碳氮化物的元素時，容易殘留 23 1330201 未熔解碳化物。未炼解碳化物—般呈球狀，分為合金元素 主體者及滲碳體主體者。 第2圖顯示典型之觀察例12_側示掃描型電子 顯微鏡之未炫解碳化物觀察例、（b)係顯示合金系未炫解碳 5化物x之x射線元素解析例、（c)係顯示滲碳體系未熔解碳化 物γ之X射線元素解析例。根據該等圖，鋼中具有基質之針 狀組織與球狀組織共2種。一般來說，已知鋼係透過淬火而 形成馬丁體之針狀組織，再透過回火產生碳化物而兼顧強 度與靭性。然而，在本發明中係如第2(a)圖之X、Y所示， 10未必僅有針狀組織，也可能殘留許多球狀組織。該球狀組 織為未熔解之碳化物’其分布將大為影響彈簧用鋼線之性 能。故而，於此所謂之未熔解碳化物不僅指上述合金產生 之氮化物、碳化物及碳氮化物（即所謂之合金系球狀碳化物 (X)) ’亦包含以Fe碳化物（滲碳體）為主成分之滲碳體系球狀 碳化物(Y)。 第2(b)、2(c)圖中顯示安裝於SEM之EDX所作解析例。 習知之發明僅注意到V、Nb等合金元素系之碳化物，其一 例為第2(b)圖，特徵在於碳化物中Fe尖峰較小，合金尖峰(本 例中為V)較大《嚴格來說，該合金系碳化物(X)許多成為與 2〇 氮化物之複合碳化物（即碳氮化物），於此，將該等合金系之 碳化物、氮化物及複合有其等之合金系球狀析出物總稱為 合金系球狀碳化物。 本發明中發現，不僅只有習知之合金元素系球狀碳化 物，而如圖2©所示般，圓相當徑3μιη以下之Fe3C與其複合 24 有些微合金元素的所謂滲碳體系碳化物之析出形態亦很重 要。欲如本發明般達到兼顧習知鋼線以上之高強度與加工 性時，若3μπι以下之滲碳體系球狀碳化物甚多，則將大幅 才貝及加工性。此後，如前述般，將呈球狀且以第2◎圖所示 5之^與0作為主成分的碳化物記為滲碳體系球狀碳化物。 此外’該等結果即使以穿透型電子顯微鏡下之複型法 亦可獲得相同之解析結果。該等球狀之碳化物被認為是油 回火處理及高頻處理之淬火回火過程中無法充分固炫，而 於泮火回火步驟中球狀化且成長或縮小之碳化物。該尺寸 10之碳化物對淬火回火所引發之強度與靭性完全無益，反而 將使其劣化。即’僅單純消耗使以固定鋼中c而成為強度來 源的C添加’更會粗大化而成為應力集中源，而使鋼線之機 械性質降低。 於此’就該檢鏡面所佔合金系球狀碳化物及滲破體系 15 球狀碳化物加上如下界定，為排除該等所引起之弊害，下 述限制甚為重要。 圓相當徑〇.2μιη以上之佔有面積率為7%以下，且 圓相當徑〇.2μπι以上之存在密度為1個/μηι2以下。 將鋼淬火回火後作冷間捲取時，未熔解球狀碳化物將 20 影響其捲取特性’即，至破裂為止之彎曲特性。迄今，一 般來說，為取得高強度而不僅添加C ’並會多量添加Cr、V 等合金元素。但若強度過高’將有變形能不足而使捲取特 性劣化之弊害。其原因被認為是析出於鋼中之粗大碳化物。 可對已鏡面研磨之樣本施加苦醇(Pieral)及電解蝕刻等 25 姓刻手法’而觀察到該等鋼中之合金系及滲碳體系碳化 物’但其尺寸等之詳細觀察評估則須藉掃描型電子顯微鏡 以3000倍以上之高倍率觀察，於此，對象之合金系球狀碳 化物及滲碳體系球狀碳化物係圓相當徑〇.2μιη以上。通常， 5鋼中碳化物在確保鋼之強度及回火軟化抗性上為不可欠缺 者，但其有效粒徑在〇·1μηι以下，相反地，若超過1μΓη則對 強度及奥氏體粒徑微細化無貢獻，反而僅能使變形特性劣 化。但是，習知技術從未詳細認識到此一重要性，而僅注 目於V、Nb等之合金系碳化物，似乎認為圓相當徑3μιη以下 10之碳化物(特別是滲碳體系球狀碳化物）無害。 將經鏡面研磨之樣本作電解蝕刻，再藉掃描型電子顯 微鏡以10000倍觀察該合金系及滲碳體系碳化物達丨〇視野 以上，發現球狀碳化物之佔有面積率若超過7%，加工性將 極端劣化，而以其作為上限。 15 此外’在本發明中作為注意對象之圓相當徑0.2μηι以上 的合金系及滲碳體系球狀碳化物之要點不僅限於尺寸，數 量亦是極大要因。因此’考慮該兩者而界定出本發明所請 範圍。即，若圓相當徑達〇 2μΓη以上之球狀碳化物數量非常 多，且於檢鏡面中存在密度超過1個/μπι2，捲取特性之劣化 20將變得顯著，故而以其作為上限。另一方面，碳化物之尺 寸若超過3μηι，則尺寸之影響將變得更大，而以不超過此 一限度為宜。 令舊奥氏體粒度編號為1〇號以上的理由在於：就以回 火馬丁體組織為基礎之鋼線而言，舊奥氏體粒徑與碳化物 26 1330201 -同對鋼線之基本性質產生大幅影響。即，舊奥氏體粒徑 越小，疲料性及捲取性越佳。但是，無論奥氏體粒徑有 . 多小，右含多量上述碳化物達規定以上，其效果甚小。一 . 般而。奴使奥氏體粒徑變小，使淬火時之加熱溫度降低 5甚有效，但如此將反而使上述未熔解球狀碳化物増加。因 此，重要的疋最終製成碳化物量與舊奥氏體粒徑取得平衡 之鋼線。於此，在碳化物滿足上記界定時，若舊奥氏體粒 徑編號不滿10號，無法取得充分之疲勞特性及捲取性故 • 而將舊奥氏體粒徑編號界定為10號以上。 10 應用於更高強度彈簧時，以細粒徑為宜，令其為11號 甚或12號以上將可兼顧高強度與捲取性。 令殘留奥氏體為15質量％以下之理由在於，殘留奥氏 體多殘留在偏析區、舊奥氏體晶界及亞晶粒所挾之領域附 近。殘留奥氏體將因加工引發相變而成為馬丁體，若在彈 15簧成形時引發相變則在材料中局部地產生高硬度部，反而 使作為彈簧之捲取特性降低。此外，近來彈簧係以噴丸處 # 自或整定處理等塑性變形進行表面強化，但在製程中心 多數施加此種塑性變形之步驟時，在早期階段中產生之力3口 工引發馬丁體將使破壞應變降低，使加工性及使用中之彈 20簧破壞特性降低。此外，在導入敲傷等工業上不可避免之 變形時，亦容易於捲取中折損。再者，於氮化及應力消^ 退火等熱處理中亦將徐徐分解，使機械性質產生變化，導 致強度降低或捲取性降低等之弊害。因此，極力減少殘留 奥氏體並抑制加工引發馬丁體之產生將可使加工性提高。 27 )，則敲傷等之 ’而限制在15% 具體來說，若殘留奥氏體量超過15%(質量。/ 感受性增高，容易於捲取及其他操作中折損° 以下。 ' 殘留奧氏體量將因C、Μη等合全；主 兀素之添加量及熱處 =條件而變化。因此’不僅成分設計，域理條件之充實 亦甚重要。 馬丁體產生溫度（開始溫度Ms點、結束溫度Mf點）若變 為低溫，淬火時若不採相當低溫則無法產生馬丁體，殘留 奥氏體將容易殘留下來。工業上之淬火係使用水或油但 10抑制殘留奥氏體則需要高度之熱處理控制。具體來說，使 冷卻冷媒維持低溫、冷卻後亦極力維持低溫、以及使相變 為馬丁體之時間確保較長等之控制均有必要。因工業上係 以連續產線處理，冷卻冷媒之溫度容易上升至接近1〇吖， 但宜維持在60。(：以下，而更宜維持在4〇〇c以下之低溫。為 15充分促進馬丁體相變，需在冷卻媒體内保持^以上，確保 冷卻後之保持時間亦重要。 再者，除該等碳化物等之界定外，碳化物之分布與其 他部分相較下應避免已變少之組織。具體來說，彎月狀馬 丁體及其回火组織中’碳化物分布與其他部分相較下較 20少’而產生微組織之不均質，因此對疲勞強度及加工性造 成不良影響。 實施例 評估項目： 為評估本發明對彈簧之適用性評估項目顯示拉伸強 28 1330201 度、退火後之硬度、衝擊值及拉伸試驗中所挪a 拉伸強度直接連結到彈簧耐久性，強卢赫古 縮率。 一 ^阿.·，員示耐久性越 咼0 5 此外，在拉伸強度測定時同時測定之收縮率 料之塑性變形動態，係一彈簧加工性（捲取特性）之二不^ 標。該收縮率越大越容易加工，但一私二一 之评估指 又而5強度越高收缩 率越小。從習知鋼之例示得知，若該線徑之評估 率 超過30%，其他線徑在工業大量生產上亦難以發生障礙。 10 作成之試驗#錢…·之素材騎泮火目火處理 致超過22〇_Pa後，依顺s z 22G19號試驗片而作成者， 並按JISZ 2241進行試驗，從其破裂荷重算出拉伸強度。 此外’近年相料高強度化而多在表層施加^化之 硬化處理。氮化係於氮化環境氣射將彈簧加熱至侧〜· 15 保持數分鐘〜丨小時程度使表層硬化。此時，因未有 之内。卩又到加熱而退火軟化。抑制該軟化非常重 要’故而以經模擬氮化之退火後硬度作為軟化抗性之評估 項目。 再者’為#估素材之加工性及耐破壞特性以夏比衝 擊值作為評估Jg g 20 、曰。—般而言，衝擊值良好之材料被認為 耐破壞特性(亦包含疲勞特性)亦 良好。此外，因質脆之材料 加工‘J·生亦不户 1 ’故而勒性高之材料被認為加工性亦優異。 本實施例中，位β丨 *判定已施加與業已測定淬火回火後之拉伸 又者係相同材料之夏比衝擊值。夏比衝擊值亦將受到奥 氏體粗徑之等5继 〜曰’故而亦測定同樣素材之奥氏體粒徑。此 29 1330201 外夏比衝擊》式驗片係、從$ 13_之熱處理素材取出所謂半 尺寸_〇醜截面）之素材，對其施加2匪之U缺口加工。 彈菁係以更細徑之φ 4mm程度以較短時間結束 熱處理已知如此容易殘留未炫解碳化物 ，而使加工性降 5低。故而在本發明例中亦作減·拉線而製為(Mmm ，將該 拉線材熱處理再测定其碳化物分布與奥氏體粒徑。一般而 言，若加熱溫度低且時間短，奥氏體粒徑將縮小 ，但未熔 解碳化物則有增加之傾向，應總合評估兩之平衡。結果， 因係表現在拉伸強度與延伸上，而以該兩者作為評估對 10象。p5mm以下之細徑材因截面積小，塑性變形動態上延 伸較收縮率更明顯表現出差異。 茲將評估材之熱處理條件等詳情敘述如下。

拉伸試驗係以jis為準，作成平行區p6mm之試驗片， 再測定其拉伸強度與延伸。淬火回火後進行鏡面研磨，藉X 15射線測定殘留奥氏體量。至於退火後之硬度，則於熱處理 後作鏡面研磨，將表面起至半徑1/2位置之維氏硬度(vickers hardness)作3點測定，以其平均值作為退火後之硬度。 關於素材製造方法(Wire-rod)，本發明之發明例16係以 2t-真空熔解爐溶製後，以軋延製成鑄塊 。此時，發明例中 20係於1200°C以上之高溫中保持一定時間。之後任一情況均 從鑄塊軋延至p 13mm。 其他實施例中係於16kg真空熔解爐熔解後，藉鍛造而 锻造為φ 13mmx600mm ’之後進行熱處理。此時，同槔地 保持一定時間之1200T：以上高溫後，再熱處理成欲定強度。 30 至於熱處理方法’在作成評估試驗片時，若未特別j己 述則表示：1200°Cxl5min—空冷後，以950°C加熱1〇分^， 再投入已加熱至650°C之鉛槽，更以950°〇<10ηήη加熱後， 投入60°C之油槽淬火’之後，在發明例中調整回火溫产使 5 拉伸強度超過2200MPa。測定此一熱處理下之拉伸強声、 收縮率及夏比衝擊值。 該回火溫度係因化學成分而異，但本發明為使拉伸強 度達2200MPa以上而配合化學成分施加熱處理。另一方 面，比較例則僅配合拉伸強度來施加熱處理。再者，作模 1 〇擬氮化之400°C x20min退火，測定其硬度以評估軟化抗性。 另外’碳化物評估用之p4mni線材若無特別記述時， 則是1200°Cxl5min—空冷後，藉切削加工製為$ 1〇mm，並 以950 C加熱10分鐘後，投入已加熱至650。(：之鉛槽。更將 其拉線至<Sp4mm為止而細徑化，再以95(TCx5mm加熱後， 15投入C之油槽淬火，之後，調節回火溫度使拉伸強度超 過2200MPa。此外，在中村式旋轉彎曲試驗中，令可超出 負荷轉數1〇7之應力為疲勞強度。 31 1330201 表2

化學成分(mass%) No. C Si Μη Ρ S Ν Cr V Α1 Τί Nb 1 0.58 2.22 0.66 0‘008 0.004 0.0011 1.17 0.22 0.003 0.007 2 0.65 1.93 0.44 0.007 0.007 0.0022 1.41 0.25 0.002 0.008 3 0.71 2.23 0.81 0.003 0.003 0.0017 1.17 0.23 0.003 0.006 4 0.76 1.89 0.51 0.008 0.005 0.0021 1.23 0.26 0.003 0.005 5 0.81 1.94 0.54 0.008 0.008 0.0012 1.18 0.25 0.002 0.004 6 0.66 1.89 0.63 0.005 0.009 0.0017 1.10 0.18 0.001 0.007 7 0.68 2.10 0.77 0.004 0.003 0.0032 1.40 0.28 0.001 0.003 0.005 8 0.66 2.02 0-42 0.008 0.006 0.0049 1.40 0.24 0.002 0.004 9 0.67 2.00 0.83 0.001 0.004 0.0021 1.18 0.29 0.002 0.004 10 0.66 2.05 0.86 0.004 0.009 0.0038 1.38 0.24 <0.001 0.003 11 0.69 1.80 0.67 0.005 0.002 0.0037 1.48 0.26 0.002 0.004 發 12 0.61 2.04 0.76 0.008 0.006 0.0046 1.31 0.28 0.003 0.004 明 13 0.69 2.17 0.43 0.007 0.008 0.0056 1.12 0.24 0.002 0.002 例 14 0.65 1.91 0.48 0.009 0.008 0.0025 1.16 0.26 0.002 0.003 15 0.61 1.86 0.68 0.002 0.005 0.0041 1.16 0.30 0.002 0.004 16 0.62 2.05 0.56 0.006 0.005 0.0047 1.43 0.21 0.002 0.008 17 0.69 2.11 0.65 0.007 0.008 0.0019 1.50 0.27 0.004 0.009 18 0.66 2.23 0.79 0.007 0.006 0.0055 1.37 0.25 0.001 0.004 19 0.62 2.22 0.71 0.008 0.003 0.0055 1.44 0.24 0.003 0.006 20 0.63 1.95 0.43 0.002 0.003 0.0040 1.20 0.22 0.002 0.005 21 0.69 2.08 0.65 0.006 0.004 0.0026 1.35 0,20 0.003 0.003 22 0.66 1.94 0.82 0.007 0.004 0.0024 1.45 0.27 0.002 0.009 23 0.68 2.08 0.89 0.006 0.008 0.0053 1.26 0.29 0.001 0.005 24 0.63 1.86 0.42 0.009 0.005 0.0048 1.17 0.20 0.003 0.001 0.005 25 0.69 2,00 0.87 0.005 0.005 0.0020 1.26 0.25 0.002 0.003 0.004 32 1330201 表3

化學成分(mass%) No. Mo W Ni Cu Co B Ca Zr Hf Te Sb Mg 1 0.10 0.18 0.0003 0.0003 2 0.25 0.16 0.0003 0.0005 3 0.17 0.16 0.0002 0.0003 4 0.18 0.15 0.0002 0.0004 5 0.20 0.21 0.0003 0.0003 6 0.20 0.18 0.0002 0.0002 7 0.22 0.17 0.0002 0.0004 8 0.0003 0.0003 9 0.0001 0.0003 10 0.15 0.16 11 0.15 0.16 發 12 0.25 0.15 明 13 0.21 0.17 0.0004 例 14 0.15 0.21 0.0003 15 0.16 0.17 0.0003 0.0003 16 17 0.0001 18 0.16 0.0003 19 0.11 0.0003 20 0.15 0.20 21 0.19 0.17 0.0002 22 0.08 0.14 0.0003 23 0.13 0.20 0.0002 0.0003 24 0.0002 0.0005 25 0.0003 0.0004 33 1330201 表4

化學成分(mass%) No. C Si Μη Ρ S Ν Cr V Α1 Ti Nb 26 0.67 2.07 0.48 0.008 0.001 0.0041 1.49 0.24 0.001 0.001 0.004 27 0.70 2.26 0.81 0.008 0.008 0.0058 1.24 0.24 0.001 0.001 0.002 28 0.68 1.86 0.85 0.005 0.005 0.0049 1.10 0.23 0.002 0.004 0.006 29 0.67 2.24 0.48 0.008 0.002 0.0029 1.20 0.30 0.002 0.004 0.002 30 0.66 1.85 0.78 0.005 0.008 0.0026 1.47 0.29 0.002 0.002 0.002 31 0.62 2.11 0.54 0.007 0.005 0.0034 1.42 0.23 0,002 0.002 0.009 32 0.61 1.80 0.25 0.007 0.005 0.0028 1.24 0.28 0.002 0.001 0.007 33 0.65 2.01 0.26 0.002 0.003 0.0038 1.10 0.20 0.002 0.004 0.001 34 0.68 2.11 0.28 0.003 0.005 0.0034 1.11 0.24 0.003 0.004 0.001 35 0.63 1.82 0.15 0.008 0.008 0.0043 1.28 0.24 0.002 0.004 0.009 發 明 36 0.70 2.15 0.26 0.002 0.008 0.0054 1.39 0.20 0.001 0.004 0.004 37 0.68 2.20 0.12 0.004 0.003 0.0029 1.17 0.25 0.001 0.004 0.005 40 0.64 1.92 0.42 0.002 0.004 0.0025 1.26 0.28 0.003 0.004 0.002 例 41 0.62 2.04 0·77 0.002 0.009 0.0036 1.24 0.29 0.001 0.002 0.009 42 0.67 2.10 0.70 0.003 0.007 0.0036 1.11 0.21 0.002 0.004 0.003 43 0.64 2.00 0.79 0.008 0.003 0.0028 1.31 0.20 0.001 0.004 0.009 44 0.67 2.13 0.86 0.004 0.004 0.0053 1.36 0.22 0.003 0.004 0.004 45 0.62 2.07 0.47 0.004 0.009 0.0041 1.32 0.22 0.003 0.002 0.006 46 0.69 2.28 0.60 0.006 0.005 0.0047 1.43 0.28 0.003 0.002 0.008 47 0.68 2.26 0.68 0.005 0.009 0.0040 1.24 0.23 0.002 0.003 0.004 48 0.82 2.22 0.74 0.008 0.005 0.0019 1.16 0.18 0.003 0.002 49 0.77 2.19 0.80 0.003 0.005 0.0015 1.12 0.22 0.002 0.007 50 0.68 2.06 0.71 0.004 0.008 0.0025 1.33 0.17 0.002 0.006 51 0.61 2.50 0.75 0.006 0.003 0.0015 1.05 0.42 0.003 0.008 34 1330201 表5

化ί S 成分(mass%) No. Mo W Ni Cu Co B Ca Zr Hf Te Sb Mg 發 明 例 26 0.14 0.0003 0.0003 27 0.24 0.0002 0.0003 28 0.24 0.19 29 0.17 0.22 0.0002 30 0.16 0.21 0.0003 31 0.19 0.18 0.0001 0.0004 32 0.23 0.20 0.0003 0.0003 33 0.18 0.16 0.0001 0.0002 34 0.14 0.20 0.0001 0.0003 35 0.12 0.21 0.0002 36 0.15 0.19 0.0003 37 0.21 0.18 0.0002 0.0005 40 0.23 0.14 0.2 0.0001 0.0004 41 0.15 0.14 0.07 0.0002 0.0004 42 0.12 0.17 0.15 0.0002 0.0004 43 0.10 0.16 0.0006 0.0002 0.0005 44 0.16 0.22 0.0005 0.0002 0.0005 45 0.21 0.18 0.0001 0.0005 0.0005 46 0.11 0.16 0.0001 0.002 0.0003 47 0.09 0.19 0.0003 0.001 0.0002 48 0.21 0.0001 0.0004 49 0.16 0.0003 0.0004 50 0.0002 0.0004 51 0.0002 0.0004 35 表6 化學成分(mass%) No. C Si Μη Ρ s Ν Cr V A1 Ti Nb 比 較 例 52 0.65 2.05 0.67 0.007 0.001 0.0056 1.25 0.28 0.003 53 0.82 1.81 0.85 0.007 0.006 0.0066 1.09 0.52 0搬 54 0.65 1.30 0.79 0.002 0.007 0.0080 1.31 0.24 0.002 0.003 55 0.65 1.79 1.18 0.003 0.011 0.0100 1.35 0.26 0.001 0.007 56 0.62 1.76 0.97 0.008 0.008 0.0040 1.21 0.55 0.001 0.044 57 0.63 2.44 0.76 0.004 0.005 0.0041 1.11 0.20 0.002 0.011 58 0.65 2.12 1.10 0.007 0.003 0.0049 1.18 0.29 0.001 0.018 0.07 59 0.66 1.88 1.20 0.009 0.008 0.0027 1.38 0.27 0.001 0.021 60 0.65 1.90 1.01 0.010 0.011 0.0087 1.42 0.29 0.002 0.033 61 0.68 2.13 0.41 0.006 0.001 0.0036 1.45 0.25 0.001 0.046 62 0.69 1.93 1.09 0.006 0.009 0.0049 1.28 0.25 0.004 0.022 63 0.70 1.86 0.45 0.005 0.012 0.0040 1.32 0.28 0.012 0.003 64 0.64 2.34 1.12 0.001 0.009 0.0022 1.30 0.25 0.007 0.007 65 0.68 2.01 0.56 0.008 0.007 0.0050 1.29 0.06 0.001 0.003 66 0.68 1.86 0.60 0.008 0.006 0.0050 1.49 0.10 0.001 0.006 67 0.67 2.49 1.16 0.007 0.009 0.0021 0.76 0.21 0.003 0.008 68 0.66 2.38 0.50 0.006 0.004 0.0053 0.65 0.21 0.002 0.007 69 0.67 1.74 0.58 0.009 0.003 0.0052 1.31 0.28 0.001 0.009 70 0.68 1.49 1.18 0.005 0.007 0.0059 1.11 0.24 0.003 0.004 71 0.69 2.66 0.87 0.005 0.009 0.0057 1.12 0.27 0.002 0.003 72 0.62 1.47 0.99 0.010 0.004 0.0037 L27 0.27 0.002 0.006 73 0.65 1.79 0.85 0.003 0.002 0.0054 1.40 0.21 0.003 0.007 74 0.48 1.38 1.06 0.011 0.008 0.0034 1.13 0.29 0.001 0.007 75 0.64 0.52 1.07 0.011 0.005 0.0024 1.43 0.23 0.003 0.006 76 0.45 1.23 0.88 0.007 0.012 0.0051 1.18 0.29 0.002 0.005 77 0.64 0.96 1.14 0.004 0.002 0.0055 1.18 0.23 0.002 0.007 36 1330201 表7

有拉線 無拉線 存在密度 拉伸 拉伸 Y 旋轉 殘留 拉伸 退火後 拉伸 衝擊 γ 面積率 個數 強度 延伸 彎曲 Y 強度 硬度 故縮率 值 No. % #1/μπι2 MPa % # MPa % MPa HV % J/cm2 # 1 0.37 0.12 2312 7.3 12 915 6.2 2253 580 38.2 53 10 2 0.32 0.30 2347 8.9 12 917 9.3 2254 601 34.3 57 11 3 0.20 0.05 2325 6.8 11 923 7.7 2262 576 41.7 56 10 4 0.20 0.38 2325 7.0 12 906 7.6 2290 612 42.5 54 11 5 0.06 0.46 2310 7.3 11 907 8.2 2308 613 39.6 53 10 6 0.28 0.35 2296 8.9 12 895 7.6 2251 598 45.0 55 10 7 0.40 0.27 2324 6.1 13 902 10.3 2255 599 37.8 53 11 8 0.02 0.03 2328 6.5 12 897 10.2 2259 601 46.9 51 10 9 0.20 0.15 2288 8.9 12 902 10.2 2259 605 46.9 53 10 10 0.25 0.35 2301 8.4 13 902 8.8 2269 582 35.5 61 11 11 0.38 0.08 2331 6.3 12 919 1L4 2248 602 45.0 51 10 發 12 0.28 0.15 2302 8.2 13 917 7.2 2265 584 39.9 47 11 明 13 030 0.24 2328 7.0 12 896 7.2 2284 587 46.7 64 10 例 14 0.28 0.20 2327 8.7 13 923 10.0 2262 598 36.7 52 11 15 0.04 0.30 2299 10.2 11 894 7.6 2276 585 42.5 54 10 16 0.23 0.15 2328 6.8 13 898 8.5 2261 600 45.0 59 10 17 0.52 0.05 2322 10.2 12 892 10.9 2280 584 34.0 61 11 18 0.48 0.25 2307 7.3 12 914 10.6 2273 586 33.1 49 10 19 0.28 0.08 2290 7.2 13 925 7.2 2260 586 44.1 53 10 20 0.12 0.14 2301 6.4 13 899 8.0 2285 583 43.7 48 12 21 0.06 0.22 2320 6.1 12 909 9.4 2265 586 47.2 49 11 22 0.23 0.25 2340 7.1 13 919 8.7 2254 604 45.6 53 11 23 0.31 0.19 2319 6.7 13 901 10.3 2258 585 35.0 49 10 24 0.31 0.23 2306 6.5 12 914 8.7 2262 591 38.7 52 11 25 0.41 0.40 2315 8.7 13 897 9.4 2263 588 35.5 58 11 37 1330201

表8 有拉線 無拉線 存在密度 拉伸 拉伸 Ί 旋轉 殘留 拉伸 退火後 拉伸 衝擊 Ί 面積率 個數 強度 延伸 彎曲 Y 強度 硬度 故縮率 值 No. % 個/μιη2 MPa % # MPa % MPa HV % J/cm2 # 26 0.21 0.36 2302 7.4 12 928 6.7 2241 592 34.6 51 10 27 0.32 0.14 2299 7.1 13 919 8.2 2272 579 46.2 51 11 28 0.43 0.04 2321 8.0 11 904 8.2 2255 587 39.9 68 10 29 0.29 0.27 2306 6.4 11 910 9.9 2281 593 36.4 56 10 30 0.03 022 2330 6.9 12 909 10.1 2279 605 35.3 54 11 31 0.05 0.38 2303 6.9 12 922 7.5 2289 608 36.5 63 10 32 0.21 0.20 2315 8.0 12 927 7.5 2251 588 33.5 52 10 33 0.40 0.15 2338 6.9 11 902 9.3 2254 591 39.4 56 10 34 0.11 0.04 2335 7.7 13 904 11.6 2248 599 35.4 50 11 35 0.45 0.11 2328 9.1 13 909 10.8 2282 593 39.2 48 11 發 明 36 0.41 0,27 2320 7.4 12 913 10.7 2273 591 33.0 66 11 37 0.30 0.12 2318 8.0 11 914 11.8 2251 592 43.9 57 10 40 0.52 0.39 2346 8.1 11 914 7.7 2271 601 38.5 51 10 例 41 0.28 0.16 2312 8.1 11 922 8.1 2273 579 44.7 53 10 42 0.10 0.10 2321 7.4 12 908 7.2 2257 588 41.9 47 10 43 0.44 0.02 2326 8.7 13 922 11.6 2284 587 37.5 62 11 44 0.22 0.05 2325 10.0 13 891 11.0 2255 601 44.0 56 11 45 0.18 0.11 2307 6.4 13 897 9.2 2290 597 46.3 57 11 46 0.01 0.21 2335 6.9 13 910 11.5 2271 590 37.8 48 11 47 0.36 0.07 2319 9.3 11 908 8.6 2253 596 38.3 51 10 48 0.01 0.36 2315 9.8 11 895 11.5 2279 603 32.5 55 10 49 0.44 0.11 2330 8.3 12 905 10.8 2251 594 40.0 59 10 50 0.46 0.07 2277 7.7 12 923 9-6 2249 586 35.6 50 10 51 1.12 0.61 2310 7.7 12 880 11.1 2242 590 40.6 55 10 38 1330201

表9 有拉線 無拉線 存在密度 拉伸 拉伸 y 旋轉 殘留 拉伸 退火後 拉伸 衝擊 y 面積率 個數 強度 延伸 彆曲 Ί 強度 硬度 故縮卑 值 No. % 個/μηι2 MPa % # MPa % MPa HV % J/cm2 # 52 9.2 0.41 2311 1.9 11 895 10.2 2242 583 19.3 49 10 53 7.0 0.70 2308 2.1 12 904 8.6 2236 588 16.1 51 11 54 8.7 0.37 2306 2.0 12 924 8.8 2230 590 16.3 52 12 55 7.5 0.61 2275 2.0 12 903 10.1 2243 585 22.2 50 10 56 7.8 0.44 2292 2.0 13 889 9.1 2241 578 19.5 53 11 57 4.8 1.56 2270 8.4 11 890 9.9 2228 590 23.5 20 10 58 7.7 0/71 2280 3.3 13 892 10.7 2224 579 20.0 52 11 59 7.7 0.27 2275 3.8 13 899 11.3 2238 575 17.1 53 11 60 2.4 1.11 2308 3.5 13 912 7.8 2250 598 20.2 20 11 61 8.7 2.23 2271 3.9 11 871 8.3 2235 590 14.9 20 10 62 7.2 0.62 2285 3.3 11 889 11.8 2260 577 15.6 20 10 比 較 63 0.25 0.39 2298 2.0 13 780 8.0 2232 580 14.5 48 11 64 0.21 0.44 2296 2.1 12 790 7.2 2263 590 21.9 53 11 65 0.08 0.49 2293 2.7 9 911 6.9 2263 550 18.3 19 8 例 66 0.11 0.40 2316 2.1 11 895 11.5 2260 533 13.3 19 10 67 0.40 0.41 2303 4.1 11 887 7.2 2215 518 14.0 23 10 68 0.43 0.30 2303 2.6 12 900 7.6 2239 522 19.0 23 10 69 1.20 0.02 2306 8.1 13 883 15.5 2231 575 25.9 21 10 70 0.16 0.18 2306 9.8 13 898 16.1 2243 593 25.2 20 11 71 0.06 0.34 2294 7.0 11 907 16.0 2226 592 27.3 20 10 72 0.13 0.39 2275 1.9 8 783 6.3 2231 580 18.3 21 7 73 0.17 0.40 2295 2.7 8 798 10.7 2252 594 22.2 19 7 74 0.12 0.42 2197 10.9 13 748 8.9 2228 542 41.7 51 11 75 0.24 0.24 2260 6.2 12 775 8.3 2213 536 35.5 53 10 76 0.07 0.07 2177 6.7 12 762 10.4 2222 528 39.6 54 10 77 0.16 0.37 2164 10.6 12 737 11.3 2248 552 37.8 57 10 表2〜9中顯示：經p 4mm處理時之本發明與比較鋼之化 學成分、滲碳體系碳化物稀薄域面積率、合金系/滲碳體系 球狀碳化物之佔有面積率、圓相當徑0.2〜3μηι之滲碳體系球 5 狀碳化物存在密度、圓相當徑超過3μηι之滲碳體系球狀碳 39 1330201 化物存在岔度、最大氧化物徑、舊奥氏體粒度編號、殘留 奥氏體量（質量％)、結果所得之拉伸強度、退火後之硬度、 衝擊值及拉伸試驗中所測得之收縮率。即，表2、3顯示發 明例Νο·1〜25之化學成分，表4、5顯示發明例N〇 26〜51之化 5學成分。表6顯示比較例No_52〜77之化學成分。接著，表7 顯示發明例No.l〜25、表8顯示發明例26〜51各自在有拉線與 無拉線下之特性。此外，表9顯示比較例N〇 52〜77在有拉線 及無拉線下之特性。 茲就比較例說明於下。 10 於發明例中，即使是無拉線之熱處理材亦可在衝擊值 及退火後之軟化抗性、拉伸特性等上發揮良好性能，再者， 即使是拉線後之熱處理材亦包含界定範圍内之拉伸特性及 碳化物分布等，而獲得良好之性能，但下述實施例則落於 界定外，因而未發揮充分之性能。 15 實施例52、53係未含Ti及Nb中任一者，且添加有多量 V及Cr，而產生以氮化物作為核心之未熔解碳化物，故而在 拉伸試驗中之收縮率及拉線後之延伸較低，致使加工性降 低。 實施例54、55雖已添加Ti及Nb，但因N過多而產生以 20 氮化物作為核心之未熔解碳化物，故而在拉伸試驗中之收 縮率及拉線後之延伸較低，致使加工性降低。 實施例56〜59係一添加Ti並將N固定為TiN，但Ti添加量 過多’而使TiN引起之弊害顯著化之例。因此，夾雜物分布 增多，結果在拉伸試驗中之收縮率及拉線後之延伸較低， 40 致使加工性降低。 實施例57係使淬火時之加熱溫度降低，因而產生多數 未熔解碳化物。 實施例60〜62係添加有Nb之例，但因其添加量過多，可 見許多未熔解碳化物’在拉伸試驗中之收縮率及拉線後之 延伸較低，致使加工性降低。 貫施例63、64係因A1過多而使氧化物增大，使疲勞特 性降低。 實施例65、66係V添加量過少的情況，此時，模擬氮化 之退火後硬度甚低’舊奥氏體粒徑更有粗大之傾向，疲勞 特性降低。於實際之氮化中，與添加有界定量之V的發明例 相較下’不是表層硬度降低就是在相同氮化時間下氮化深 度變淺等，氮化處理後之性能產生差異。 實施例67、68係Cr添加量過少，模擬氮化之退大後的 硬度較低，且氮化處理時之表面硬化層變薄，使疲勞特性 降低。 實施例69〜71係淬火時之冷卻溫度較高，且冷卻時間亦 短’殘留奥氏體量增多，因此除退火後之硬度不足外，以 實用上來說，些微之操作瑕疫周圍將因應力引發相變導致 脆化，加工性降低。 實施例72、73係使淬火時之加熱溫度過高之例，舊奥 氏體粒徑增大、衝擊值降低，疲勞特性降低。 實把例74〜77係C或Si較界定量少之情況，因退火後之 拉伸強度降低’而無法確保疲勞強度。 1330201 產業上之可利用性 本發明鋼係使冷間捲取彈簧用鋼線中之滲碳體系及合 金系之球狀碳化物的佔有面積率、存在密度、奥氏體粒徑、 殘留奥氏體量減少，而可使強度達2000MPa以上之高強度 化’同時確保捲取性而可製造高強度且破壞特性優異之彈 簧。 【阖式簡單說明】 第1圖係一說明圖，用以說明減少N時之Nb添加效果 (回火溫度與夏比（Charpy)衝擊值之關係）。 10 第2圖中’⑷係—照片，顯示掃描型電子顯微鏡之未熔 解反化物之觀察例，（b)係顯示合金系未炼解碳化物X之X射 1素解析者’⑷係顯轉碳體系切解碳化物Y之X射線 元素解析例者。 【主要元件符婕說明】 (無） 42

Claims (1)

1330201

十、申請專利範圍： 1. 一種高強度彈簧用鋼，以質量％計係含有： C : 0.5〜0.9%、 Si ： 1.0-3.0% ' 5

10 Μη : 0.1 〜1.5%、 Cr ： 1.0-2.5% ' V :超過0.15〜1.0%以下、及 A1 : 0.005%以下； 且限制N : 0.007%以下， 更含有Nb : 0.001〜小於0.01%、Ti : 0.001〜小於 0.005%中之1種或2種，殘餘部分係由鐵與不可避免之不 純物構成。 2.如申請專利範圍第1項之高強度彈簧用鋼，其以質量％ 計更含有： 15 W : 0.05-0.5%、及 Mo ： 0.05-0.5%

中之1種或2種； 且以質量％計含有： Ni ： 0.05-3.0% ' 20 Cu : 0.05〜0.5%、 Co : 0.05-3.0%、及 B : 0.0005〜0.006% 中之1種或2種以上； 並以質量％計含有： 43 1330201 Te : 0.0002〜0.01%、 Sb : 0.0002〜0.01%、 Mg : 0.0001 〜0.0005%、 Zr : 0.0001 〜0.0005%、 5 Ca : 0.0002〜0.01%、及 Hf: 0.0002〜0.01% 中之1種或2種以上。 3. —種高強度彈簧用熱處理鋼線，具有如申請專利範圍第 1或2項之鋼成分，其拉伸強度達2000MPa以上，且就檢 10 鏡面所佔滲碳體系球狀碳化物及合金系球狀碳化物而 言，係滿足： 圓相當徑〇.2μιη以上之佔有面積率為7%以下、及 圓相當徑〇·2μηι以上之存在密度為1個/μηι2以下， 且舊奥氏體粒度編號為10號以上，殘留奥氏體為15 15 質量％以下。 44