TWI551693B - Steel wire material for high strength spring with excellent hydrogen embrittlement resistance and its manufacturing method and high strength spring - Google Patents

Steel wire material for high strength spring with excellent hydrogen embrittlement resistance and its manufacturing method and high strength spring Download PDF

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Description

具有優良的耐氫脆性之高強度彈簧用鋼線材及其製造方法以及高強度彈簧
本發明，係有關於耐氫脆性(耐氫脆化特性)為優良之高強度彈簧用鋼線材及其製造方法以及高強度彈簧。詳細而言，係有關於作為在進行了調質(淬火、回火)的狀態下所使用之線圈彈簧之素材而為有用的彈簧用鋼線材，且就算是拉張強度為1900MPa以上之高強度，在耐氫脆性上亦為優良的彈簧用鋼線材、及其製造方法，以及高強度彈簧。
被使用在汽車等之中的線圈彈簧(例如，被使用在引擎或懸吊系統等之中的閥彈簧、懸吊彈簧等)，係為了降低排放氣體和提昇燃料效率，而對輕量化有所要求，並且亦要求有高強度化。作了高強度化之彈簧，由於係容易產生氫脆性，因此，對於使用於彈簧之製造中的彈簧用鋼線材，係要求其具有優良的耐氫脆性。
作為提高高強度彈簧用鋼線材之耐氫脆性的方法，對於化學成分組成或組織作控制的方法等係為周 知。但是，在此些之方法中，係使用有多量的合金元素，從製造成本和節省資源的觀點來看，係並非絕對為理想。
另外，作為彈簧之製造方法，係周知有：先加熱至淬火溫度，並熱間成形為彈簧形狀，之後進行油冷而回火之方法、和在對於鋼線材進行了淬火、回火之後，冷間成形為彈簧形狀之方法。又，在後者之冷間成形方法中，以高頻加熱來進行成形前之淬火、回火一事，亦為周知，例如在專利文獻1中，係周知有在進行了冷間拉拔之後，進行高頻加熱，而進行淬火、回火，來進行組織調整之技術。藉由此技術，延遲破斷特性係有所改善，但是，此係起因於將波來體之組織分率設為30%以下並將麻田散體或變韌體之組織分率設為70%以上，之後以既定之縮面率來進行冷間拉拔，接著進行淬火、回火，藉由此來將成為延遲破斷之起點的未溶解碳化物量降低，而得到的效果。
在專利文獻2中，於實施例中，係對壓延材進行伸線加工並進行高頻加熱，而進行淬火、回火處理。在此技術中，係實現了對於旋卷(coiling)特性有所確保且為高強度並具有高韌性之彈簧。然而，在此技術中，係主要注目於旋卷性，針對耐氫脆性係並未作任何之考慮。
[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
本發明，係為有鑑於上述一般之事態而進行者，其目的，係在於提供一種：在製造拉張強度為1900MPa以上之高強度彈簧用鋼線材時，就算是對合金元素之添加量有所抑制亦對於耐氫脆性作了確保的高強度彈簧用鋼線材、及其製造方法、以及高強度彈簧。
能夠達成上述目的之本發明之彈簧用鋼線材，係為回火麻田散體為80面積%以上，拉張強度為1900MPa以上之高強度彈簧用鋼線材，其特徵為：前述鋼線材，係分別包含有C：0.50%~0.70%，Si：1.50~2.3%，Mn：0.3~1.5%，P：0.015%以下且不包含0%，S：0.015%以下且不包含0%，以及Al：0.001~0.10%，並且C和Si為滿足下述(1)式之關係，且殘部為鐵以及不可避免之雜質，先前沃斯田鐵結晶粒度號數為10號以上並且氫吸附量為14.0ppm以上，其中，(1)式為0.73%≦[C]+[Si]/8≦0.90%，%為代表質量%，[C]以及[Si]係分別代表C以及Si之含有量(質量%)。
本發明之高強度彈簧用線材，係可依據需要而為更進而包含有隸屬於下述(a)~(f)之任一者的1種以上之元素者：(a)Cu：0.7%以下且不包含0%以及Ni： 0.7%以下且不包含0%之至少1種；(b)Ti：0.10%以下且不包含0%；(c)B：0.010%以下且不包含0%；(d)Nb：0.10%以下且不包含0%以及Mo：0.5%以下且不包含0%之至少1種；(e)V：0.4%以下且不包含0%；(f)Cr：0.8%以下且不包含0%。
本發明之彈簧用鋼線材，係成為直徑7~20mm程度者。
另一方面，能夠達成上述目的之本發明之彈簧用鋼線材之製造方法，其特徵為：係使用滿足如同上述一般之化學成分組成的鋼材，而將淬火以及回火處理設為滿足下述條件之全部，來進行製造，淬火條件：淬火加熱溫度T1：850~1000℃、從100℃起直到淬火加熱溫度T1為止的平均升溫溫度HR1：40℃/秒以上，在淬火加熱溫度T1下之保持時間t1：90秒以下，淬火加熱後之從300℃起直到80℃為止的平均冷卻速度CR1：5℃/秒以上、100℃/秒以下；回火條件：回火加熱溫度T2：350~550℃，從100℃起直到回火加熱溫度T2為止的平均昇溫速度HR2：30℃/秒以上，在回火加熱溫度T2下之保持時間t2：90秒以下，回火加熱後之從回火加熱溫度T2起直到100℃為止的平均冷卻速度CR2：30℃/秒以上。
本發明，係包含使用上述一般之高強度彈簧鋼線材所成形的高強度彈簧，此種高強度彈簧，亦係成為耐氫脆性為優良者。
若依據本發明，則就算並不添加多量之合金元素，也能夠得到拉張強度為展現有1900MPa以上之高強度並且在耐氫脆性上亦為優良的彈簧用鋼線材。在此種彈簧用鋼線材中，係能夠抑制鋼材成本，並且係成為耐氫脆性為優良者。其結果，係能夠以低價來供給極為難以發生氫脆化之高強度的彈簧(例如身為汽車用零件的其中一者之懸吊彈簧等的線圈彈簧)。
本發明者們，係針對淬火、回火等之條件所對於鋼線材之特性造成的影響，而從各種角度來作了檢討。其結果，係發現到：藉由對低價且身為主要元素之C、Si量作適當的控制而設為低合金鋼，並且藉由高頻加熱來進行短時間之加熱，係能夠使氫陷阱(trap site)大幅度地增加，並使耐氫脆性大幅度的提升，而完成了本發明。以下，針對藉由本發明所規定之各要件作說明。
(回火麻田散體：80面積%以上)
本發明之鋼線材，係為將組織設為以回火麻田散體作為主體(佔據全組織之比例為80面積%以上)者。為了確保在鋼線材中之高強度以及高韌性，係有必較藉由進行淬火回火處理，而作成回火麻田散體主體之組織。回火麻田散體，較理想係為90面積%以上(更理想係為100面積%)。作為回火麻田散體以外之組織，係可包含有變韌體、鐵氧 體、珍珠岩等，但是就算是包含有此些，亦係為10面積%以下。較理想係為5面積%以下(更理想係為0面積%)。
(先前沃斯田鐵結晶粒度號數為10號以上)
為了確保良好的耐氫脆性，謀求先前沃斯田鐵結晶粒之微細化一事係為有效。根據此種觀點，係有必要將先前沃斯田鐵結晶粒度號數設為10號以上。較理想係為11號以上，更理想係為12號以上。另外，為了將先前沃斯田鐵結晶粒度號數設為10號以上，進行由高頻加熱所致之淬火回火一事係為有效，在進行通常之爐加熱時，由於加熱速度、加熱時間係變長，在高溫加熱下之結晶粒成長係為顯著，而會產生結晶粒之粗大化，因此係無法謀求先前沃斯田鐵結晶粒之微細化。
(氫吸附量：14.0ppm以上)
本發明之鋼線材，係亦有必要對於化學成分組成作適當之設定(於後再述)，但是亦係有必要對於鋼線材中之氫吸附量作適當的設定。此氫吸附量，係為代表鋼線材中之容許氫含量者，若是氫吸附量越多，則耐氫脆性係變得越良好。根據此種觀點，係有必要將氫吸附量設為14.0ppm以上。較理想係為14.5ppm以上，更理想係為15.0ppm以上。關於藉由適當地設定氫吸附量而能夠使耐氫脆性成為良好的理由，可以推測到，也許是因為在本試驗中之氫吸附量係代表在微細碳化物中所被作了捕捉的氫量，藉由使 被微細碳化物所捕捉之氫量增加，係能夠抑制氫之對於粒界的侵入、積蓄，而能夠謀求起因於粒界破壞而導致發生碎裂的耐氫碎裂(耐氫脆性)之改善。另外，若是氫吸附量為多，則由於對於鋼材之氫的侵入速度係變快，因此從抑制過剩之氫之侵入的觀點來看，氫吸附量較理想係為25ppm以下，更理想係為20ppm以下。
為了使氫吸附量增加，使Fe-C系之碳化物(鋼中之碳化物係以Fe-C系之碳化物為具支配性)在鋼中作微細之分散一事係為重要。為了使Fe-C系碳化物(以下，單純稱作「碳化物」)作微細分散，係有必要抑制鋼中之粗大的碳化物之產生(亦關連於由後述實施例所致之1200℃浸熱)，並將身為碳化物之主要元素(除了Fe以外)的C和會對於所析出之碳化物的尺寸造成影響之Si的量設為適當的範圍，以使碳化物之量增加，並且生成微細之碳化物。又，係有必要將淬火回火控制在適當的範圍內(於後再述)，而抑制未固溶之碳化物的生成，並使微細之碳化物產生。
本發明之彈簧用鋼線材，基本上係為對於合金元素之含有量作了抑制的低合金鋼，但是，對於其化學成分組成中之各成分(元素)的範圍之限定的理由，係如同下述一般。
(C：0.50~0.70%)
C，係為為了確保彈簧用鋼線材之高強度所必要的元 素，並且對於為了產生成為氫陷阱之微細碳化物一事而言，亦為必要。根據此種觀點，係有必要含有0.50%以上之C。C含有量之理想下限，係為0.54%以上(更理想係為0.58%以上)。然而，若是C含有量成為過剩，則就算是在進行了淬火回火之後，也會變得容易產生粗大之殘留沃斯田鐵或未固溶之碳化物，而會有反倒使耐氫脆性降低的情況。又，由於C亦為會使耐蝕性劣化的元素，因此，為了將身為最終製品之彈簧製品(懸吊彈簧等)的腐蝕疲勞特性提高，係有必要對於C含有量作抑制。根據此種觀點，C含有量係有必要設為0.70%以下。C含有量之理想上限，係為0.65%以下(更理想係為0.62%以下)。
(Si：1.50~2.3%)
Si，係為為了確保強度而必要的元素，並且具有使碳化物成為微細之效果。為了有效地發揮此種效果，係有必要含有1.50%以上之Si。Si含有量之理想下限，係為1.7%以上(更理想係為1.9%以上)。另一方面，Si由於係亦為促進脫碳之元素，因此若是過剩地含有Si，則鋼材表面之脫碳層的形成係被促進，而成為需要進行用以消除脫碳層之剝落工程，而會導致製造成本之增加。又，未固溶碳化物亦會變多，而使耐氫脆性降低。根據此種觀點，在本發明中係將Si含有量之上限設為2.3%以下。Si含有量之理想上限，係為2.2%以下(更理想係為2.1%以下)。
(0.73%≦[C]+[Si]/8≦0.90%，前述(1)式之關係)
在([C]+[Si]/8)為0.73%以上0.90%以下的範圍內，成為氫陷阱之碳化物係為微細且會作多量的析出，耐氫脆性係提昇。若是([C]+[Si]/8)之值成為較0.73%更小，則成為氫陷阱之微細的碳化物之量係會減少，耐氫脆性係會劣化。另一方面，若是([C]+[Si]/8)之值成為較0.90%更大，則會成為容易產生粗度之殘留沃斯田鐵或未固溶之碳化物，耐氫脆性係會劣化。([C]+[Si]/8)之理想下限，係為0.75%以上(更理想係為0.78%以上，又更理想係為0.81%以上)，其理想上限，係為0.89%以下(更理想係為0.87%以下)。
(Mn：0.3~0.15%)
Mn，係作為脫氧元素而被利用，並且係會與鋼中之身為有害元素的S反應而形成MnS，而為對於S之無害化有益的元素。又，Mn係亦為對於強度之提昇有所助益的元素。為了有效地發揮此些效果，係有必要含有0.3%以上之Mn。Mn含有量之理想下限，係為0.5%以上(更理想係為0.7%以上)。然而，若是Mn含有量成為過剩，則淬火性係增大，韌性係降低而耐氫脆性係劣化。根據此種觀點，Mn含有量係有必要設為1.5%以下。Mn含有量之理想上限，係為1.3%以下(更理想係為1.1%以下)。
(P：0.015%以下(不包含0%))
P，由於係為會使鋼線材之延展性(繞卷性)劣化的有害元素，因此係以盡可能減少為理想。又，P係容易偏析至粒界中，而導致粒界脆化，粒界係成為容易被氫所破壞，而對於耐氫脆性造成不良影響。根據此種觀點，係將其上限設為0.015%以下。P含有量之理想上限，係為0.010%以下(更理想係為0.008%以下)。
(S：0.015%以下(不包含0%))
S，由於係為與上述P同樣的會使鋼線材之延展性(繞卷性)劣化之有害元素，因此係以盡可能減少為理想。又，S係容易偏析至粒界中，而導致粒界脆化，粒界係成為容易被氫所破壞，而對於耐氫脆性造成不良影響。根據此種觀點，係將其上限設為0.015%以下。S含有量之理想上限，係為0.010%以下(更理想係為0.008%以下)。
(Al：0.001~0.10%)
Al，主要係作為脫氧元素而被添加。又，其係會與N起反應並形成AlN而將固溶N無害化，並且係亦對於組織之微細化有所助益。為了充分地發揮此些效果，係有必要將Al含有量設為0.001%以上。較理想，係為0.002%以上。然而，由於Al係與Si同樣的而亦身為促進脫碳之元素，因此，在含有多量之Si的彈簧鋼線中，係有必要對於Al之量作抑制，在本發明中，係將Al含有量之上限設為0.10%以下。較理想，係為0.07%以下，更理想，係為 0.030%以下，特別理想，係為0.020%以下。
本發明之鋼材的化學成分組成，係如同上述一般，而殘部係為由鐵以及不可避免之雜質所成者。本發明之彈簧用鋼線材，雖然基本上係對於Cu等之合金元素作抑制，亦可藉由上述之化學成分組成來達成高強度且優良之旋卷性和耐氫脆性，但是，因應於用途，亦能夠為了具備耐蝕性等的目的而更進而含有下述元素。此些之元素的理想之範圍的設定理由，係如下所述。
(Cu：0.7%以下(不包含0%)以及Ni：0.7%(不包含0%)的至少一種)
Cu，係為對於表層脫碳之抑制和耐蝕性之提昇而言為有效的元素。然而，若是過剩地含有Cu，則在熱間加工時會產生碎裂，而成本係增加。故而，在本發明中係以將Cu含有量之上限設為0.7%以下為理想。更理想，係為0.5%以下，又更理想，係為0.3%以下(再更理想，係為0.18%以下)。另外，為了發揮此種效果，係以將Cu含有0.05%以上為理想，更理想係為0.10%以上。
Ni，係與Cu同樣的，為對於表層脫碳之抑制和耐蝕性之提昇而言為有效的元素。然而，若是過剩地含有Ni，則成本係增加。故而，在本發明中係以將Ni含有量之上限設為0.7%以下為理想。更理想，係為0.5%以下，又更理想，係為0.3%以下(再更理想，係為0.18%以下)。另外，為了發揮此種效果，係以將Ni含有0.05%以 上為理想，更理想係為0.10%以上。
(Ti：0.10%以下(不包含0%))
Ti，係為會與S起反應並形成硫化物而對於謀求S之無害化而言為有用的元素。又，Ti係亦具備有形成碳氮化物並將組織微細化的效果。然而，若是Ti含有量成為過剩，則會有形成粗大之Ti硫化物並使延展性劣化的情況。故而，在本發明中係將Ti含有量之理想的上限設為0.10%以下。從降低成本之觀點來看，係以抑制在0.07%以下為更理想。另外，為了發揮上述之效果，係以將Ti含有0.02%以上為理想，更理想係為0.05%以上。
(B：0.010%以下(不包含0%))
B，係為淬火性提昇元素，又，係具有將先前沃斯田鐵結晶粒界作強化的效果，而為對於破壞之抑制有所助益的元素。然而，由於就算是過剩地含有B，上述效果也會有所飽和，因此係以將B含有量之上限設為0.010%以下為理想。更理想，係為0.0050%以下。另外，為了有效地發揮上述之效果，係以將B含有量設為0.0005%以上為理想，更理想係為0.0010%以上。
(Nb：0.10%以下(不包含0%)以及Mo：0.5%以下(不包含0%)的至少一種)
Nb，係會與C和N形成碳氮化物，而主要為對於組 織微細化有所助益之元素。然而，若是Nb含有量成為過剩，則會形成粗大之碳氮化物，鋼材之延展性係會劣化。故而，係Nb以將含有量之上限設為0.10%以下為理想。從降低成本之觀點來看，係以抑制在0.07%以下為更理想。另外，為了有效地發揮上述一般之效果，係以將Nb含有量設為0.003%以上為理想，更理想係為0.005%以上。
Mo，亦係與Nb相同的，會與C和N形成碳氮化物，而為對於組織微細化有所助益之元素。又，對於回火後之強度確保而言，亦為有效之元素。然而，若是Mo含有量成為過剩，則會形成粗大之碳氮化物，鋼材之延展性(旋卷性)係會劣化。故而，係以將Mo含有量之上限設為0.5%以下為理想，更理想係為0.4%以下。另外，為了有效地發揮上述之效果，係以將Mo含有量設為0.15%以上為理想，更理想係為0.20%以上。
(V：0.4%以下(不包含0%))
V，係對於強度之提昇和結晶粒之微細化有所助益。然而，若是V含有量成為過剩，則成本係增加。故而，係以將V含有量之上限設為0.4%以下為理想，更理想係為0.3%以下。另外，為了有效地發揮上述之效果，係以將V含有量設為0.1%以上為理想，更理想係為0.15%以上。
(Cr：0.8%以下(不包含0%))
Cr，係為對於耐蝕性之提昇而言為有效的元素。然而，Cr之碳化物產生傾向係為強，而會在鋼材中形成獨自之碳化物，並且係為容易以高濃度而溶入至膠鐵中的元素。含有少量之Cr一事雖為有效，但是在高頻加熱中，由於淬火工程之加熱時間係成為短時間，因此使碳化物、膠鐵等溶入至母材中的沃斯田鐵化係容易變得並不充分。因此，若是含有多量之Cr，則係會產生Cr系碳化物或金屬Cr以高濃度而作了固溶的膠鐵之溶解殘餘物，並成為應力集中源，故而係容易被破壞，而成為使耐氫脆性降低。根據此種觀點，係以將含有Cr時之上限設為0.8%以下為理想。更理想，係為0.5%以下(又更理想，係為0.4%以下)。另外，為了有效地發揮上述之效果，係以將Cr含有量設為0.01%以上為理想，更理想係為0.05%以上。
接著，針對用以製造本發明之彈簧用鋼線材的方法作說明。本發明之彈簧用鋼線材，例如係可在熔製鋼材後，進行壓延而得到鋼線材，之後，因應於必要而施加冷間伸線加工(作成鋼線)，接著進行高頻淬火回火處理，而獲得之。為了容易地形成能夠確保高強度並同時可提昇耐氫脆性之上述組織，係有必要以下述之要領來進行淬火回火處理。另外，下述之熱處理條件，係為在鋼材表面處所測定之值。
(淬火條件)
若是淬火加熱溫度T1成為較1000℃更高，則先前沃 斯田鐵結晶粒係會粗大化，特性(耐氫脆性)係會降低。又，若是脆火加熱溫度T1過高，則結晶粒會粗大化，粒界之量係會減少，而無法得到微細之碳化物(由於碳化物係從粒界而優先性地析出，因此係以粒界為多的情況時碳化物更容易分散)。故而，係將淬火加熱溫度T1設為1000℃以下。此溫度T1，較理想係為980℃以下，更理想係為930℃以下。另一方面，若是淬火加熱溫度T1成為較850℃更低，則碳化物係並不會充分地固溶，而無法謀求充分之沃斯田鐵化，無法藉由此淬火回火工程而充分地確保回火麻田散體組織，而無法得到高強度。又，若是淬火加熱溫度T1過低，則碳化物係並不會充分地固溶，未固溶之碳化物係會殘留，碳化物量係會不足。淬火加熱溫度T1，較理想係為870℃以上，更理想係為900℃以上。
若是從100℃起直到淬火加熱溫度T1為止的平均升溫速度HR1變得較40℃/秒更慢，則先前沃斯田鐵結晶粒係會粗大化，特性係會降低。又，若是平均升溫速度HR1過慢，則結晶粒係會粗大化，粒界之量係會減少，而無法得到微細之碳化物。故而，係將平均升溫溫度HR1設為40℃/秒以上。較理想，係為50℃/秒以上，更理想係為100℃/秒以上。另一方面，上述平均升溫速度HR1之上限，從溫度控制之觀點來看，係為400℃/秒程度。另外，關於從室溫起直到100℃為止的平均升溫速度，係並不特別限定。
若是在淬火加熱溫度T1下之保持時間t1成 為較90秒更長，則先前沃斯田鐵結晶粒係會粗大化，特性(耐氫脆性)係會降低。又，若是保持時間t1過長，則結晶粒係會粗大化，粒界之量係會減少，而無法得到微細之碳化物。故而，係有必要將保持時間t1設為90秒以下。保持時間t1，較理想係為60秒以下，更理想係為40秒以下。另外，為了防止起因於碳化物之溶入不足所導致的沃斯田鐵化之不足，並得到所期望之組織(回火麻田散體主體之組織)，係以將此t1設為5秒以上為理想。又，若是保持時間t1過短，則碳化物係並不會充分地固溶，未固溶之碳化物係會殘留，碳化物量係會不足。更理想，係為10秒以上，又更理想係為15秒以上。
若是從淬火加熱後之300℃起直到80℃為止的平均冷卻速度(CR1)過慢，則淬火係變得並不充分，而無法確保強度。故而，係有必要將平均冷卻溫度CR1設為5℃/秒以上。平均冷卻速度CR1，較理想係為10℃/秒以上，更理想係為20℃/秒以上。另外，平均冷卻速度CR1之上限，係為100℃/秒程度。
(回火條件)
若是回火加熱溫度T2過低，則並不會充分地作回火，強度係變得過高，而會發生使縮緊值極端地降低之問題。另一方面，若是回火加熱溫度T2變高，則係成為難以達成拉張強度：1900MPa以上(較理想係為2000MPa以上)。回火加熱溫度T2之範圍，係為350~550℃之範圍 (較理想係為400~500℃)，而可因應於所要求之強度來適宜作決定。
若是從100℃起直到回火加熱溫度T2為止的平均升溫速度HR2為慢，則碳化物係會粗大化，而無法確保所希望之特性。又，若是平均升溫速度HR2過慢，則由來於粒界之碳化物的生成頻度係會降低，而無法得到微細之碳化物。故而，在本發明中，係將平均升溫溫度HR2設為30℃/秒以上。較理想，係為40℃/秒以上，更理想係為50℃/秒以上。但是，若是平均升溫速度HR2過快，則溫度控制係變得困難，而成為容易產生強度上之參差，因此，係以設為300℃/秒以下為理想，更理想係為200℃/秒以下。另外，關於從室溫起直到100℃為止的平均升溫速度，係並不特別限定。
若是在回火加熱溫度T2下之保持時間t2成為較90秒更長，則碳化物係會粗大化，耐氫脆性係會降低。保持時間t2，較理想係為70秒以下，更理想係為50秒以下，又更理想係為40秒以下，特別理想係為12秒以下。另一方面，本發明係以進行高頻加熱一事作為前提，若是保持時間t2過短，則在粗徑鋼線材的情況時，係容易產生圓周方向之剖面內的硬度參差，而成為難以謀求安定之強度提昇。故而，在本發明中，係以將保持時間t2設為5秒以上為理想。此保持時間t2，更理想係為7秒以上，又更理想係為10秒以上。另外，此時之保持時間t2，係只要在上述範圍內而因應於要求強度來適宜作調整 即可。
若是從回火加熱後之回火加熱溫度T2(但是，當上述T2為400℃以上的情況時，係為400℃)起直到100℃為止的平均冷卻速度CR2為慢，則碳化物係會粗大化，而無法確保所期望之特性(由來於粒界之碳化物的生成頻度係會降低，而無法得到微細之碳化物)。故而，在本發明中，係將上述平均冷卻溫度CR2設為30℃/秒以上。較理想，係為40℃/秒以上，更理想係為50℃/秒以上。另外，平均冷卻速度CR2之上限，係為300℃/秒程度。又，關於從100℃起直到室溫為止的平均冷卻速度，係並不特別限定。
本發明之彈簧用鋼線材，其直徑例如係為7~20mm(較理想係為10~15mm)。此彈簧用鋼線材，之後係藉由彈簧加工而成形為高強度彈簧，而能夠得到耐氫脆性為優良並且發揮良好之機械性特性的高強度彈簧。
為了得到優良之耐氫脆性，係有必要將作了熔製的鋼材之偏析降低而就算是將C、Si作了提高的成分系亦將未固溶碳化物和粗大之殘留沃斯田鐵降低。又，係將偏析降低並使鋼中之成分成為均一，在回火麻田散體組織中，係有必要對於所生成之碳化物的偏析作抑制，並使碳化物更微細地分散在鋼中，而使被微細碳化物所捕捉之氫量增加。為了達成此，在熔製後實施加熱至1200℃以上之浸熱(soaking)一事係為重要。又，在壓延中，以在成為了就算於低溫下也具有偏析之降低效果的30mm以下之後 再使線材溫度(線溫)成為900℃以上的方式來對於壓延溫度作調整一事，係為重要。
本申請案，係根據在2012年12月21日所申請之日本特願2012-279437號而主張優先權之利益者。在2012年12月21日所申請之日本特願2012-279437號說明書的全部內容，係為了參考而在本申請案中作援用。
[實施例]
以下，係列舉出實施例而對於本發明作更具體性之說明，但是，本發明係並不被下述實施例所限制，當然的，亦可在適合前述以及後述之趣旨的範圍內而施加適當的變更並實施，而該些亦均係被包含於本發明之技術性範圍中。
將下述表1、2中所示之化學成分組成的鋼材(鋼材No.1~63)藉由小型真空熔解爐而進行熔製，並鍛造為155mm平方(剖面形狀為155mm×155mm)之錠塊，之後，以1200℃而實施了1小時之浸熱。藉由實施浸熱，偏析係降低，就算是身為將C、Si作了提高的成分系，亦能夠將未固溶碳化物和粗大之殘留沃斯田鐵降低，而能夠得到優良之耐氫脆性。又，藉由偏析之降低，鋼中之成分係成為均一，在回火麻田散體組織中，所生成之碳化物係成為不會發生不均分布並更微細地分散在鋼中，而能夠使被微細碳化物所捕捉之氫量增加。在浸熱後，係進行熱間壓延而得到了直徑14.3mm之線材。在壓延中，以於成為了30mm以下之線直徑的階段處而使線溫成為900℃以上的 方式，來對於壓延溫度作了調整。之後，對於該線材進行冷間拉拔加工(伸線)直到直徑成為12.0mm為止，而作成鋼線，之後，藉由高頻感應加熱爐，而以下述之條件來進行淬火回火，並得到彈簧用鋼線。
(由高頻所進行之淬火條件)
淬火加熱溫度T1：930℃
從100℃起直到淬火加熱溫度T1為止的平均升溫速度：200℃/秒
在淬火加熱溫度T1下之保持時間t1：15秒
從淬火加熱後之300℃起直到80℃為止的平均冷卻速度CR1：80℃/秒
(由高頻所進行之回火條件)
回火加熱溫度T2：以會在350℃~550℃之範圍內而成為2000MPa的方式來設定
從100℃起直到回火加熱溫度T2為止的平均升溫速度HR2：100℃/秒
在回火加熱溫度T2下之保持時間t2：10秒
從回火加熱後之加熱溫度T2起直到100℃為止的平均冷卻速度CR2：100℃/秒
(由爐加熱所進行之淬火條件)
淬火加熱溫度T1：900℃
從100℃起直到淬火加熱溫度T1為止的平均升溫速度：2℃/秒
在淬火加熱溫度下之保持時間t1：10分鐘
淬火冷卻速度：80℃/秒
(由爐加熱所進行之回火條件)
回火加熱溫度T2：以會在300℃~500℃之範圍內而成為2000MPa的方式來設定
從100℃起直到回火加熱溫度T2為止的平均升溫速度：2℃/秒
在回火加熱溫度T2下之保持時間t2：60分鐘
從回火加熱後之加熱溫度T2起直到100℃為止的平均冷卻速度：100℃/秒
使用所得到的鋼線，而藉由以下之方法來進行了鋼組織之評價(先前沃斯田鐵結晶粒度號數之測定、回火麻田散體分率之測定)、拉張特性之評價(拉張強度之測定)、耐氫脆性、鋼材中之氫量的評價。
(先前沃斯田鐵結晶粒度號數之測定)
以使鋼線之橫剖面D/4位置成為觀察面的方式來採取試料，並將此採取了的試料埋入至樹脂中，再於進行研磨後，使用苦胃酸系之腐蝕液來使先前沃斯田鐵結晶粒界出現，再藉由於JIS G 0551：2005中所規定之方法來求取出先前沃斯田鐵結晶粒度號數。此時，係藉由光學顯微鏡來以400倍而作確認，並確認到了，不論是何者之組織，相對於全組織之回火麻田散體均係為80面積%以上。
(拉張特性之評價(旋卷性之評價))
加工為JIS14號試驗片，並依據JIS Z 2241：1998，來藉由萬能試驗機而以十字頭速度：10mm/分鐘的條件來進行拉張試驗，而對於拉張強度TS作了測定。之後，將拉張強度TS為1900MPa以上者評價為高強度(合格)。
(耐氫脆性之評價(氫脆化試驗))
從鋼線而切出寬幅：10mm×厚度：1.5mm×長度：65mm之試驗片。之後，在對於試驗片而藉由4點彎曲來作用有1400MPa之應力的狀態下，將試驗片浸漬在會於1L中而使硫酸成為0.5mol、硫氫酸鉀成為0.01mol的混合溶液中。使用恆定電位器來施加較SCE電極(飽和甘汞電極)而更卑之-700mV的電壓，並對於直到發生碎裂為止所經過的時間(破斷時間)作了測定。之後，將破斷時間為1100 秒以上的情況評價為耐氫脆性為優良(判定「○」)。
(鋼線中之氫吸附量的測定)
從鋼線而切出寬幅：10mm×厚度：1.0mm×長度：30mm之試驗片。之後，將試驗片在無應力之狀態下而浸漬在會於1L中而使硫酸成為0.5mol、硫氫酸鉀成為0.01mol的混合溶液中。在使用恆定電位器來施加了較SCE電極而更卑之-700mV之電壓的狀態下，保持15小時，並在取出之後立即實施了放出氫量之測定。放出氫量，係藉由氣相層析裝置來基於升溫分析而作了測定。升溫速度，係以100℃/小時來測定，並將直到300℃為止的放出氫量作為氫吸附量。當此氫吸附儲存量為14.0ppm以上時，將氫量判定為「○」。
將此些之結果與熱處理條件一同地而展示於下述表3、4中。
根據此結果，係可進行下述一般之考察。鋼材No.5~18、27、31~42、57~63，係為滿足藉由本發明所規定之要件的實施例，而可得知係發揮有良好之耐氫脆性。
相對於此，鋼材No.1~4、19~26、28~30、43~56，係為並未滿足藉由本發明所規定之任一之要件的 比較例，耐氫脆性係有所劣化。亦即是，鋼材No.1~3，係為[C]+[Si]/8之值未滿本發明所規定之範圍的例子(C含有量亦為不足，氫量判定亦為「×」)，而可預想到微細碳化物之個數係為不足，耐氫脆性係劣化。又，鋼材No.4，係為C含有量不足之例(氫量判定亦為「×」)，而可預想到微細碳化物之個數係為不足，耐氫脆性係劣化。
鋼材No.19，係為([C]+[Si]/8)之值超過本發明所規定之範圍的例子，而可預想到淬火時碳化物之溶入係為不足，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。鋼材No.20、21，係為C含有量過剩之例(([C]+[Si]/8)之值亦係超過本發明所規定之範圍)，而可預想到淬火時碳化物之溶入係為不足，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。
鋼材No.22，係為Si含有量過剩之例(([C]+[Si]/8)之值亦係超過本發明所規定之範圍)，而可預想到淬火時碳化物之溶入係為不足，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。鋼材No.23，係為([C]+[Si]/8)之值未滿本發明所規定之範圍的例子(氫量判定亦為「×」)，而可預想到微細碳化物之個數係為不足，耐氫脆性係劣化。
鋼材No.24，係為Si含有量不足之例(([C]+[Si]/8)之值亦係未滿本發明所規定之範圍，氫量判定亦為「×」)，而可預想到微細碳化物之個數係為不足，耐氫脆性係劣化。鋼材No.25，係為Si含有量成為過剩的例子，而可預想到淬火時碳化物之溶入係為不足，雖然氫量判定 係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。
鋼材No.26，係為Si含有量不足之例(氫量判定亦為「×」)，而可預想到微細碳化物之個數係為不足，耐氫脆性係劣化。鋼材No.28，係為Mn含有量成為過剩之例，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。
鋼材No.29，係為P含有量成為過剩的例子，而可預想到P會偏析至粒界中並使粒界脆化，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。鋼材No.30，係為S含有量成為過剩的例子，而可預想到會偏析至粒界中並使粒界脆化，雖然氫量判定係為「○」，但是耐氫脆性係劣化。
鋼材No.43~56，係為進行了爐加熱的例子，先前沃斯田鐵之結晶粒度號數係變小(結晶粒係粗大化，並且氫量判定亦為「×」)，耐氫脆性係劣化。
[產業上之利用可能性]
本發明之高強度彈簧用鋼線材，其係為回火麻田散體為80面積%以上，拉張強度為1900MPa以上之高強度彈簧用鋼線材，並滿足既定之化學成分組成，且C和Si為滿足下述(1)式之關係，並且先前沃斯田鐵結晶粒度號數為10號以上且氫吸附量為14.0ppm以上，藉由設為此種構成，就算是對於合金元素之添加量有所抑制，亦能夠確保優良之耐氫脆性，其中，(1)式為0.73%≦[C]+[Si]/8≦0.90%，[C]以及[Si]係分別代表C以及Si之含有量(質量%)。

Claims (5)

  1. 一種高強度彈簧用鋼線，係為回火麻田散體為80面積%以上，拉張強度為1900MPa以上之高強度彈簧用鋼線，其特徵為：前述鋼線(關於質量%之意思，化學成分組成，以下皆同)，係分別包含有：C：0.50%~0.70%，Si：1.50~2.3%，Mn：0.3~1.5%，P：0.015%以下且不包含0%，S：0.015%以下且不包含0%，以及Al：0.001~0.10%，並且C和Si為滿足下述(1)式之關係，且殘部為鐵以及不可避免之雜質，先前沃斯田鐵結晶粒度號數為10號以上並且氫吸附量為14.0ppm以上，其中，(1)式為0.73%≦[C]+[Si]/8≦0.90%，[C]以及[Si]係分別代表C以及Si之含有量(質量%)。
  2. 如申請專利範圍第1項所記載之高強度彈簧用鋼線，其中，係為更進而包含有隸屬於下述(a)~(f)之任一者的1種以上之元素者：(a)Cu：0.7%以下且不包含0%以及Ni：0.7%以下且不包含0%之至少1種；(b)Ti：0.10%以下且不包含0%； (c)B：0.010%以下且不包含0%；(d)Nb：0.10%以下且不包含0%以及Mo：0.5%以下且不包含0%之至少1種；(e)V：0.4%以下且不包含0%；(f)Cr：0.5%以下且不包含0%。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所記載之高強度彈簧用鋼線，其中，直徑係為7~20mm。
  4. 一種高強度彈簧用鋼線之製造方法，其特徵為：係將滿足如申請專利範圍第1項或第2項所記載之化學成分組成的鋼線，藉由下述之條件來進行高頻淬火及回火，淬火條件：淬火加熱溫度T1：850~1000℃，從100℃起直到淬火加熱溫度T1為止的平均升溫溫度HR1：40℃/秒以上，在淬火加熱溫度T1下之保持時間t1：90秒以下，淬火加熱後之從300℃起直到80℃為止的平均冷卻速度CR1：5℃/秒以上、100℃/秒以下；回火條件：回火加熱溫度T2：350~550℃，從100℃起直到回火加熱溫度T2為止的平均昇温速度HR2：30℃/秒以上，在回火加熱溫度T2下之保持時間t2：90秒以下，回火加熱後之從回火加熱溫度T2起直到100℃為止 的平均冷卻速度CR2：30℃/秒以上。
  5. 一種高強度彈簧，其特徵為：係使用如申請專利範圍第1項或第2項所記載之高強度彈簧用鋼線而得到者。
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