本發(fā)明涉及汽車等的懸掛彈簧中使用的懸掛彈簧用鋼及其制造方法。本申請基于2015年3月10日在日本申請的特愿2015-046915號來要求優(yōu)先權，并將其內(nèi)容援用于此。

背景技術：

汽車用懸掛彈簧是汽車中使用的彈簧中的最大的彈簧，是比較重的部件。因此，從改善汽車的耗油量的觀點出發(fā)，要求輕質化。另外，懸掛彈簧的輕質化還有助于所謂的彈簧下重量的減輕。如果能減輕彈簧下重量，則有利于吸收行進中汽車受到的來自路面的沖擊，所以懸掛彈簧的輕質化還有助于提高汽車的乘坐舒適度、以及提高行進中的接地性和操縱穩(wěn)定性。

如果將懸掛彈簧高強度化，則耐疲勞性和疲勞耐久性提高，能夠在更高的應力下使用，因而可以使彈簧的線徑變細。因此，目前汽車中使用的懸掛彈簧的拉伸強度是1800mpa左右，但從上述的輕質化的要求出發(fā)，需要將懸掛彈簧進一步高強度化。

可是，鐵鋼材料存在著伴隨高強度化，氫脆化感受性增加的問題，這成為了懸掛彈簧的高強度化的主要阻礙要因。為了使高強度和高韌性兩立，汽車用的懸掛彈簧要通過淬火和回火來制造。因此，其組織是馬氏體經(jīng)受了回火的組織即回火馬氏體。具有這種組織的鋼，一旦氫侵入到鋼材中，則原奧氏體(以下稱為原γ)晶界脆化，其結果是，已知：即使在鋼材的屈服強度以下的應力下也會發(fā)生脆性斷裂。另外，已知：越使鋼材高強度化，越容易在少量的氫下或低的應力下發(fā)生脆性斷裂。

懸掛彈簧通常是在涂飾的狀態(tài)下使用，對于被涂飾的部分來說氫的侵入得到抑制?？墒?，涂飾有可能因汽車行進中濺起的石頭或彈簧的線間接觸等而損傷。當涂飾損傷時，有可能從該部位發(fā)生腐蝕，伴隨腐蝕反應而產(chǎn)生的一部分氫就會侵入到鋼材中。因此，即使是涂飾后使用的懸掛彈簧用鋼，為了實現(xiàn)高強度化，也需要尋求應對氫脆化的對策。

為了抑制原γ晶界斷裂，提高耐氫脆化特性，使馬氏體組織的原γ粒伸長是有效的。特別是使表層部的原γ粒伸長是有效的。

例如、在專利文獻1、2中提出了一種高強度彈簧用鋼，該高強度彈簧用鋼是通過將原γ粒的長寬比設定為1.5以上或2以上、從而提高鋼材中吸著了氫時的疲勞特性和耐延遲斷裂特性。另外，在專利文獻3、4中，對于與懸掛彈簧用鋼同樣地、要求提高耐氫脆化特性(耐延遲斷裂特性)的pc鋼棒(鋼筋混凝土(pc)用受拉鋼材中的通過淬火和回火來制造的材料)，也提出了控制原γ粒的長寬比的技術。

可是，專利文獻1～4中公開的技術是在γ(奧氏體)域的熱加工中，通過將終軋的溫度控制為比通常低的溫度，并且終軋后立即進行淬火，從而在線材的表層部獲得從未再結晶γ的狀態(tài)驟冷的馬氏體，即具有沿線材的長度方向伸長的原γ粒的馬氏體組織。上述的處理如果以熱軋線材為原材料，使用制造彈簧用鋼的鋼線的專用的制造生產(chǎn)線就能夠實現(xiàn)?？墒?，使用通用的軋制生產(chǎn)線時，具有伸長的原γ粒的馬氏體組織是難以實現(xiàn)的。其理由如下所述。

(1)線材軋制的斷面收縮率較大，并且是多個階段的加工。因此，γ(奧氏體)是一邊反復進行再結晶一邊被軋制成線材形狀，所以γ粒徑變得微細。γ粒徑如果微細，則終軋后容易發(fā)生再結晶。再結晶后的γ由于變成近似球狀的形狀，所以線材軋制難以獲得伸長的未再結晶γ。

(2)線材軋制后，如果立即進行驟冷則能夠抑制γ的再結晶?？墒?，在通用的線材軋制生產(chǎn)線中，在產(chǎn)線布局上終軋后無法立即進行驟冷。其原因是：在通用的線材軋制生產(chǎn)線中，終軋后需要進行卷繞，并將形成線圈狀的線材用傳送帶搬送，然后投入到裝有進行驟冷的介質(例如水)的冷卻槽內(nèi)。即，在通用的線材軋制生產(chǎn)線中，從終軋至驟冷，一般需要數(shù)秒～幾十秒左右，在該時間內(nèi)容易發(fā)生γ的再結晶。

(3)另一方面，如果為了抑制再結晶而將終軋溫度低溫化，則對終軋后的γ的再結晶能夠一定程度地抑制?？墒?，如果降低終軋溫度，則會因γ的加工而促進擴散相變，因此驟冷前鐵素體(以下稱作α)析出，鋼的強度下降。強度下降時，就不能作為懸掛彈簧用鋼使用。

(4)另外，懸掛彈簧用鋼這樣的c含量較高的鋼材容易發(fā)生淬裂。淬裂在淬火時的冷卻不均勻的情況下容易發(fā)生。在單線的狀態(tài)下進行驟冷時，能夠比較均勻地進行冷卻，與之對照，在線材軋制后卷繞成線圈的狀態(tài)下進行驟冷時，會因線材的重疊部和非重疊部、或線圈的上部和下部的位置的不同、冷卻槽內(nèi)的淬火介質的流動的不均勻等要因，而難以將線圈均勻冷卻。因此，在用通用的線材軋制生產(chǎn)線將線圈驟冷時，還需要留意淬裂。

由于上述的理由，對于表層部具有原γ粒伸長了的回火馬氏體組織的耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼來說，使用通用的線材軋制生產(chǎn)線在抑制淬裂發(fā)生的情況下進行工業(yè)生產(chǎn)的技術還不存在。

因此，上述的具有伸長的原γ粒的馬氏體組織如果能夠使用通用的生產(chǎn)線、例如以鋼坯為原材料制造熱軋線材的通用的線材軋制生產(chǎn)線來制造，則不需要專用的制造生產(chǎn)線的設備投資，而且能夠以低成本來制造。

現(xiàn)有技術文獻

專利文獻

專利文獻1：日本專利第4116762號公報

專利文獻2：日本特開2014-43612號公報

專利文獻3：日本專利第3153072號公報

專利文獻4：日本國專利第3217589號公報

技術實現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

本發(fā)明者們?yōu)榱双@得高強度并且耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼，對懸掛彈簧用鋼的γ的再結晶抑制、伴隨γ→α相變而發(fā)生的α的析出的抑制和淬裂抑制技術進行了深入研究。具體地，對線材軋制中的終軋和從卷繞至驟冷這期間可抑制γ的再結晶的鋼材成分和軋制條件、終軋和從卷繞至驟冷這期間可抑制α的析出的鋼材成分和軋制條件、以及可防止驟冷時的淬裂發(fā)生的鋼材成分和冷卻條件進行了研究。其結果是，發(fā)現(xiàn)：在含有v的基礎上，通過將終軋溫度設定為850℃以下，可以顯著抑制加工γ的再結晶；通過使mn的含量比以往的彈簧用鋼多，可以防止從終軋至驟冷這期間α的析出；為了在避免過度驟冷的情況下獲得馬氏體，需要按照使得考慮各元素的貢獻度而設定的參數(shù)達到規(guī)定量以上的量來含有合金元素，并在此基礎上控制800～300℃的冷卻速度；等等。

解決課題的手段

本發(fā)明是基于上述認識而完成的，其要旨如下所述。

(1)本發(fā)明的一個方案的懸掛彈簧用鋼是懸掛彈簧用的鋼材，其化學成分以質量％計含有：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％，將p限制為0.020％以下、將s限制為0.020％以下、將n限制為0.0100％以下，剩余部分是fe和雜質，用下述(a)式定義的kf為280以上，組織含有面積率為90％以上的回火馬氏體，所述回火馬氏體中析出的fe系碳化物是滲碳體，在板厚方向上距離所述鋼材的表面為0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿所述鋼材的長度方向伸長的長寬比超過3.0的原奧氏體粒的面積率的平均值為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的以質量％計的含量，未含有時為0。

(2)根據(jù)上述(1)所述的懸掛彈簧用鋼，其中，所述化學成分以質量％計可以含有下述元素中的1種或2種以上：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)根據(jù)上述(1)或(2)所述的懸掛彈簧用鋼，其中，所述化學成分以質量％計可以含有下述元素中的一者或兩者：ti：0.010～0.200％以下、b：0.0005～0.0050％，并且所述ti的含量和所述n的含量滿足ti≥3.5×n。

(4)本發(fā)明的另一個方案的懸掛彈簧用鋼的制造方法是制造上述(1)～(3)中任一項所述的懸掛彈簧用鋼的方法，所述制造方法包含下述工序：加熱工序，在該工序中，將具有所述化學成分的鋼坯加熱至950℃以上且低于1150℃的溫度范圍；線材軋制工序，在該工序中，對加熱后的所述鋼坯進行線材軋制而得到線材，所述線材軋制包含將斷面收縮率設定為30％以上、終軋溫度設定為750～850℃的終軋；卷繞工序，在該工序中，對所述線材進行卷繞而成為線圈；冷卻工序，該工序是在所述卷繞工序后，在5～30秒內(nèi)開始冷卻，并按照使800～300℃區(qū)間的平均冷卻速度為5～50℃/s的方式將所述線圈冷卻至300℃以下；和回火工序，該工序是在所述冷卻工序后，在410℃～500℃下保持10～1800秒。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明的上述方案可以提供拉伸強度為1900mpa以上的高強度并且耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼。使用該懸掛彈簧用鋼能夠實現(xiàn)懸掛彈簧的高強度化，所以能夠有助于汽車用的懸掛彈簧的輕質化。

另外，根據(jù)本發(fā)明的上述方案的懸掛彈簧用鋼的制造方法，使用通用的線材軋制生產(chǎn)線就能夠制造高強度并且耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼，所以能夠有助于制造成本的降低。

因此，本發(fā)明對于產(chǎn)業(yè)上的貢獻極大。

附圖說明

圖1是表示延遲斷裂試驗的試片形狀的圖。

圖2是表示懸掛彈簧用鋼的斷面的伸長的原γ粒的面積率的測定位置的例子的圖。

具體實施方式

下面對本發(fā)明的一個實施方式的懸掛彈簧用鋼進行說明。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼具有以下的特征。

(a)懸掛彈簧用的鋼材，其化學成分以質量％計含有：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％，將p限制為0.020％以下、將s限制為0.020％以下、將n限制為0.0100％以下，剩余部分是fe和雜質，用下述(1)式定義的kf為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的以質量％計的含量，未含有時為0。

(b)組織含有面積率為90％以上的回火馬氏體。

(c)回火馬氏體中析出的fe系碳化物是滲碳體。

(d)在板厚方向上距離鋼材的表面為0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿鋼材的長度方向伸長的長寬比超過3.0的原奧氏體粒的面積率的平均值為80％以上。

另外，本實施方式的懸掛彈簧用鋼如果用公知的方法進行彈簧加工，則可以獲得高強度、并且耐延遲斷裂特性優(yōu)良的懸掛彈簧。

上述的特征是在對懸掛彈簧用鋼的γ的再結晶抑制、α的析出抑制和淬裂抑制技術深入研究而得到的以下認識的基礎上獲得的。

(1)在具有回火馬氏體的彈簧用鋼材的表層、特別是在從表面至0.3mm的范圍的組織中，如果使原γ粒沿線材的長度方向伸長，則耐氫脆化特性提高。

(2)通過含有規(guī)定量的v，并將終軋溫度設定為850℃以下，就能夠顯著抑制線材軋制后的加工過的γ(加工γ)的再結晶。

(3)通過將mn的含量設定為超過2％，則即使在使終軋溫度降低至850℃以下的情況下，也能夠抑制軋制后的γ的擴散相變和α的析出。

(4)為了防止線材的淬裂，通過使卷繞后的線材線圈的淬火時的冷卻速度變慢來緩和線圈內(nèi)的溫度分布是有效的。

(5)如果減慢線材的淬火時的冷卻速度，則不易生成馬氏體。因此，為了使冷卻后馬氏體分率(面積率)為90％以上，需要提高鋼材的淬火性。通過將合金元素的含量設定為基于某個關系式的量以上，由此可以獲得90％以上的馬氏體。

以下，對本發(fā)明的一個實施方式的懸掛彈簧用鋼(有時稱作本實施方式的懸掛彈簧用鋼)進行詳細說明。

首先，對本實施方式的懸掛彈簧用鋼的化學成分進行說明。以下，與化學成分有關的％表示質量％。

[c：大于0.40％且小于等于0.65％]

c是為了提高具有回火馬氏體的鋼的強度所需要的元素。為了確保作為懸掛彈簧用鋼的強度，需要將c含量設定為超過0.40％。優(yōu)選的c含量的下限為0.50％。另一方面，c含量如果超過0.65％，則鋼的延性和韌性下降。另外，c含量如果超過0.65％，則會因為殘留γ量增加而無法得到充分量的回火馬氏體，其結果是，無法確保作為懸掛彈簧的機械特性。因此，將c含量的上限設定為0.65％。優(yōu)選的c含量的上限為0.60％。

[si：1.00～3.50％]

si是為了提高像懸掛彈簧用鋼這樣的回火馬氏體鋼的抗回火軟化而非常有效的元素。另外，si對于提高彈簧的耐疲勞性也是有效的元素。為了獲得上述的效果，需要將si含量的下限設定為1.00％。優(yōu)選的si含量的下限為1.20％。另一方面，si含量如果超過3.50％，則彈簧用鋼的表層的脫碳增加等問題變得顯著。因此，將si含量的上限設定為3.50％。優(yōu)選的si含量的上限為2.50％、更優(yōu)選的上限為2.00％。

[mn：大于2.00％且小于等于3.00％]

mn在本實施方式的懸掛彈簧用鋼中是重要的元素。為了抑制終軋后未再結晶γ的再結晶，獲得具有伸長的原γ粒的馬氏體，降低終軋溫度是有效的?？墒?，線材軋制中，由于斷面收縮率較大，γ要受到多個階段的加工，一邊反復進行再結晶一邊被軋制成線材形狀，所以γ粒徑變得微細。γ粒徑如果微細，則終軋后容易發(fā)生再結晶，因而難以得到未再結晶γ。此外，在假設使用通用的線材軋制生產(chǎn)線時，從其產(chǎn)線布局上來說，從終軋至驟冷需要數(shù)秒～幾十秒，所以終軋后不能立即冷卻。因此，從終軋至驟冷這期間容易發(fā)生再結晶。因此，為了使用通用的線材軋制生產(chǎn)線獲得具有伸長的原γ粒的馬氏體，需要使終軋溫度比通常的操作條件低?？墒牵捎讦玫募庸龠M擴散相變的α相變，所以如果降低終軋溫度，則會發(fā)生α從加工γ中析出的問題。α如果析出，則之后即使進行驟冷，也會變成馬氏體中混合了軟質的α的組織，無法提高馬氏體分率，其結果是，不能獲得作為懸掛彈簧的強度。與此相對，在平衡狀態(tài)下不會相變?yōu)棣恋膮^(qū)域內(nèi)，即使對γ進行加工也不會發(fā)生相變。因此，通過使線材中含有比以往更多的mn、從而降低ar3點(奧氏體開始相變的溫度)來使γ區(qū)域向低溫側擴展是極其有效的。另外，即使在平衡狀態(tài)下可相變?yōu)棣恋膮^(qū)域內(nèi)，通過mn的增加也可使α相變開始的溫度區(qū)域下降，并且相變開始時間向長時間側移動，因而對α相變的抑制是有利的。

為了獲得上述的效果，本實施方式的懸掛彈簧用鋼需要將mn含量設定為超過2.00％。優(yōu)選的mn含量的下限為2.10％，更優(yōu)選的mn含量的下限為2.20％，進一步優(yōu)選的下限為2.30％。另一方面，mn含量如果超過3.00％，則殘留γ量增加，無法得到充分量的馬氏體等缺點就顯著顯現(xiàn)。因此，將mn含量的上限設定為3.00％。優(yōu)選的mn含量的上限為2.60％。

以往，認為：彈簧用鋼中mn如果超過2.00％，則耐延遲斷裂特性下降?？墒?，對于本實施方式的懸掛彈簧用鋼而言，通過對mn以及由后述的v等其它元素的含量和各成分的含量確定的kf同時地進行控制，由此就能夠獲得上述的效果，因此能夠獲得優(yōu)良的耐延遲斷裂特性。

[cr：0.01～2.00％]

cr是對提高懸掛彈簧用鋼的淬火性和提高抗回火軟化有效的元素。為了獲得上述的效果，需要將cr含量的下限設定為0.01％。優(yōu)選的cr含量的下限為0.20％。另一方面，cr含量如果超過2.00％，則加熱時阻礙滲碳體向γ中的溶體化等問題變得顯著。因此，將cr含量的上限設定為2.00％。優(yōu)選的cr含量的上限為1.00％。

[v：0.02～0.50％]

v在本實施方式的懸掛彈簧用鋼中是重要的元素。為了抑制線材軋制后未再結晶γ的再結晶而獲得具有伸長的原γ粒的馬氏體，降低終軋溫度是有效的?？墒?，如上所述，線材軋制中γ粒徑變得微細。另外，在通用的線材軋制生產(chǎn)線中，從終軋至驟冷要花費時間。因此，如果降低終軋溫度，則從終軋至驟冷這期間容易發(fā)生再結晶，難以得到未再結晶γ。因此，要求使終軋溫度比通常的操作條件低，而如果使終軋溫度過度低溫化，就容易發(fā)生軋廢(misroll)。由于v對于抑制γ的再結晶是極其有效的，所以通過含有v，能夠在通常的低溫終軋條件下長時間穩(wěn)定地得到未再結晶γ，可以避免終軋溫度的過度的低溫化。為了獲得上述的效果，需要將v含量的下限設定為0.02％。優(yōu)選的v含量的下限為0.05％，更優(yōu)選的v含量的下限為0.10％。另一方面，由于v是昂貴的合金元素，所以含量如果超過0.50％，則在制造成本上是不利的。因此，將v含量的上限設定為0.50％。優(yōu)選的v含量的上限為0.20％。

[p：0.020％以下]

p是雜質，是使原γ晶界脆化、使耐延遲斷裂特性(耐氫脆化特性)下降的元素。因此，需要將p含量限制為0.020％以下。優(yōu)選限制為0.015％以下。

[s：0.020％以下]

s是雜質，是使原γ晶界脆化、使耐延遲斷裂特性(耐氫脆化特性)下降的元素。因此，需要將s含量限制為0.020％以下。優(yōu)選限制為0.015％以下、更優(yōu)選限制為0.006％以下。

[n：0.0100以下％]

n是雜質，是使鋼的熱延性下降、同時損害連續(xù)鑄造時的制造性的元素。因此需要將n含量限制為0.0100％以下。優(yōu)選限制為0.0070％以下。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼以含有上述的化學成分、剩余部分由fe和雜質構成為基本。本實施方式中，雜質是指工業(yè)上制造鋼材時因礦石、廢金屬等原料、其它要因而混入的成分。

可是，本實施方式的懸掛彈簧用鋼中，根據(jù)需要還可以以后述的范圍進一步含有al、mo、cu、ni、nb中的1種或2種以上。不過，這些元素也未必一定含有，所以其下限為0％。

[al：0.010～0.060％]

al是對鋼的脫氧有效的元素。通過si來進行脫氧時也可以未必含有，用al進行脫氧時，優(yōu)選含有0.010％以上。另一方面，al含量如果超過0.060％，則會生成粗大的夾雜物，韌性下降等問題變得顯著。因此，即使在含有al的情況下，al含量的上限也要設定為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鋼的淬火性的元素。另外，mo對加工γ的再結晶的抑制也是有效的，對v的含有所帶來的加工γ的再結晶抑制效果具有補充的作用。要獲得上述的效果，mo含量優(yōu)選設定為0.02％以上。更優(yōu)選為0.05％以上。另一方面，由于mo是昂貴的合金元素，所以mo含量如果為0.50％以上，則在制造成本上是不利的。因此，即使在含有mo的情況下，也要將mo含量設定為小于0.50％。優(yōu)選為0.30％以下。

[cu：0.02～1.00％]

cu是提高耐蝕性的元素。要獲得上述的效果，需要將cu含量設定為0.02％以上。優(yōu)選為0.05％以上。另一方面，cu含量如果超過1.00％，則鋼的熱延性下降，連續(xù)鑄造時會發(fā)生開裂或表面擦傷，制造合格率下降等問題變得顯著。因此，即使在含有cu的情況下，也要將cu含量設定為1.00％以下。優(yōu)選為0.20％以下。

[ni：0.02～1.50％]

ni是提高耐蝕性的元素，另外，對韌性的提高也是有效的元素。要獲得上述的效果，需要將ni含量設定為0.02％以上。優(yōu)選為0.10％以上。另一方面，由于ni是昂貴的合金元素，所以如果ni含量超過1.50％，則在制造成本上是不利的。因此，即使在含有ni的情況下，也要將ni含量設定為1.50％以下。優(yōu)選為0.50％以下。

[nb：0.002～0.015％]

nb是對加工γ的再結晶的抑制有效的元素，對由v的含有所帶來的加工γ的再結晶抑制效果具有補充的作用。在要獲得上述的效果的情況下，優(yōu)選將nb含量設定為0.002％以上。更優(yōu)選為0.005％以上。另一方面，nb含量如果超過0.015％，則不僅其效果達到飽和，而且連續(xù)鑄造時會發(fā)生開裂或表面?zhèn)郏瑥亩圃旌细衤氏陆档葐栴}變得顯著。因此，即使在含有nb的情況下，也要將nb含量設定為0.015％以下。優(yōu)選為0.010％以下。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼根據(jù)需要還可以在以下的范圍內(nèi)進一步含有ti、b中的一者或兩者。不過，這些元素也未必一定含有，所以其下限為0％。

[ti：0.010～0.200％]

ti是對加工γ的再結晶的抑制有效的元素，對由v的含有所帶來的加工γ的再結晶抑制效果具有補充的作用。另外，當同時含有b時，通過使鋼中的固溶n以tin的形態(tài)從高溫穩(wěn)定地固定來抑制bn的生成。因此，ti是對于固溶b量的確保有效的元素。如果確保了固溶b量，則可以獲得由固溶b實現(xiàn)的淬火性提高效果。在要獲得上述的效果的情況下，需要將ti含量設定為0.010％以上。優(yōu)選為0.015％以上。另一方面，ti含量如果超過0.200％，則不僅其效果達到飽和，而且通過生成粗大的ti(cn)，韌性下降等問題變得顯著。因此，即使在含有ti的情況下，也要將ti含量設定為0.200％以下。優(yōu)選為0.100％以下。

[b：0.0005～0.0050％]

b是用微量就有助于提高鋼的淬火性的元素。另外，b偏析于原γ晶界而強化原γ晶界，從而具有抑制晶界斷裂的效果。在要獲得上述的效果的情況下，優(yōu)選將b含量設定為0.0005％以上。更優(yōu)選為0.0010％以上。另一方面，b含量如果超過0.0050％，則不僅其效果達到飽和，而且b形成bn或fe23(c,b)6等析出物，反而使晶界強度下降。因此，即使在含有b的情況下，也要將b含量設定為0.0050％以下。優(yōu)選為0.0030％以下。

[ti≥3.5×n]

為了獲得上述的由b含有所帶來的效果，需要通過減少鋼中的固溶n來抑制bn的生成。因此，優(yōu)選在減少n含量的同時，通過含有ti使固溶n以tin的形態(tài)從高溫穩(wěn)定地固定。當含有ti和b時，為了通過用ti固定固溶n來獲得上述的效果，ti和n的含量的關系優(yōu)選設定為ti≥3.5×n。更優(yōu)選的范圍是ti≥4.0×n。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼在具有上述的化學成分的基礎上，還需要對使用各元素的含量計算的淬火性參數(shù)即kf進行控制。

[kf≥280]

在像懸掛彈簧用鋼這樣的c含量較多的成分系的情況下，對線材進行驟冷而使其發(fā)生馬氏體相變時容易發(fā)生淬裂。特別是與單線的狀態(tài)相比，驟冷線圈時更容易發(fā)生淬裂。為了防止線材的淬裂，通過使驟冷(淬火)卷繞后的線材線圈時的冷卻速度變慢來緩和線圈內(nèi)的溫度分布是有效的。可是，如果冷卻速度變慢，則冷卻過程中會析出α，有可能無法獲得作為懸掛彈簧用鋼所需要的回火馬氏體分率(面積率)。對此，即使在使淬火時的冷卻速度變慢的情況下，為了在冷卻后獲得規(guī)定的馬氏體分率，也需要提高鋼(線材)的淬火性。

本發(fā)明者們研究的結果發(fā)現(xiàn)，通過將由下述(1)式定義的kf設定為280以上，能夠兼顧淬裂的防止和馬氏體分率的確保。優(yōu)選的kf的范圍為300以上。另一方面，kf如果變得過高，則殘留γ過剩生成，懸掛彈簧用鋼上有可能無法得到充分的面積率的回火馬氏體。因此，優(yōu)選將kf設定為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(％)分別是c、si、mn、ni、cr、cu、mo的以質量％計的含量，不含有時以0計算。

下面，對本實施方式的懸掛彈簧用鋼的金屬組織進行說明。

[回火馬氏體的面積率：90％以上]

彈簧是利用作為彈性體的恢復力、并積蓄彈性能量的機械要素，所以屈服強度較高是必要的。因此，懸掛彈簧用鋼需要將其主要的組織設定成能夠獲得高的屈服強度、并且韌性也優(yōu)良的回火馬氏體。本實施方式的懸掛彈簧用鋼中，組織中的回火馬氏體的比例以面積率計設定為90％以上?；鼗瘃R氏體的面積率低于90％時，不能充分確保強度和韌性這兩者。

回火馬氏體的面積率如果為90％以上，則作為剩余部分，還可以含有鐵素體、珠光體、貝氏體或殘留奧氏體中的1種以上。不過，回火馬氏體以外的組織的面積率優(yōu)選盡可能地減小。鐵素體、珠光體、貝氏體或殘留奧氏體中的1種以上的面積率的合計優(yōu)選設定為5％以下，即回火馬氏體的面積率優(yōu)選設定為95％以上。剩余部分可以為0％，此時，回火馬氏體的面積率為100％。

回火馬氏體的面積率如下進行評價：將鋼材的長度方向的斷面進行鏡面研磨后，用3％硝酸乙醇液(3％硝酸-乙醇溶液)腐蝕，用光學顯微鏡以1000倍觀察距離懸掛彈簧用鋼的表面為0.1mm的表層部、半徑的1/2位置的分別3個視野，并求出各視野下的面積率，用其平均值來評價。本實施方式的懸掛彈簧用鋼通過進行上述的評價，可以代表鋼材全體中的回火馬氏體的面積率來進行評價。

回火馬氏體中析出了fe系碳化物。本實施方式的懸掛彈簧用鋼中，回火馬氏體中的fe系碳化物是滲碳體(θ)。作為fe系碳化物，除θ以外，例如還有可能析出ε?？墒桥cθ相比，由于ε的耐氫脆化特性較差，所以當作為fe系碳化物析出ε時，無法獲得充分的耐氫脆化特性。

fe系碳化物的鑒定可以用以下的方法進行。

通過差示熱分析(dsc)觀察在300℃至430℃的溫度范圍內(nèi)是否有放熱峰，由此確認有無fe系碳化物ε的存在，同時通過薄膜tem觀察來進行選區(qū)電子衍射圖案解析，判斷fe系碳化物是ε還是θ。

[在板厚方向上距離鋼材的表面為0.1mm、0.2mm和0.3mm的深度的沿鋼材的長度方向伸長的長寬比超過3.0的原奧氏體粒的面積率的平均值為80％以上]

作為其組織主要含有回火馬氏體的鋼如果氫侵入鋼中，則原γ晶界脆化。其結果是，即使在鋼材的屈服強度以下的應力下也會發(fā)生脆性斷裂。為了提高耐氫脆化特性，使馬氏體的原γ粒伸長是有效的。

另外，對于由懸掛彈簧用鋼制造的懸掛彈簧的情況來說，上述的原γ晶界處的斷裂會以因腐蝕導致的缺陷作為起點而產(chǎn)生。即，原γ晶界斷裂是從懸掛彈簧的表層發(fā)生。因此，為了抑制從懸掛彈簧的表層發(fā)生的原γ晶界斷裂，使懸掛彈簧用鋼的表層的原γ晶粒沿懸掛彈簧用鋼的長度方向伸長是極其重要的。另外，為此使作為懸掛彈簧用鋼的原材料的線材的表層的原γ晶粒沿線材的長度方向伸長是有效的。

為了提高耐氫脆化特性，表層的原γ晶粒的形狀、特別是長度(軋制方向)與寬度(半徑方向)之比(長寬比＝長度/寬度)是重要的，長寬比越大，則抑制原γ晶界斷裂的效果越大。另外，長寬比較大的原γ粒徑的比例越高，越能穩(wěn)定地獲得上述效果。本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，為了穩(wěn)定地獲得上述效果，需要將長寬比超過3.0的原γ粒徑在所有的原γ粒中所占的面積率設定為80％以上。優(yōu)選的是原γ粒徑的長寬比為3.5以上。

另外，本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，在從鋼材的表面至0.3mm深度的范圍內(nèi)，長寬比超過3.0的原γ粒的面積率的平均值如果不是80％以上，則原γ晶界斷裂的抑制效果變得不充分。這可以認為是因為對于懸掛彈簧用鋼來說，由腐蝕產(chǎn)生的缺陷會成為由氫脆化引起的原γ晶界斷裂的起點，所以從鋼材的表面至腐蝕影響不到的位置(深度)需要存在一定比例以上的長寬比較大的原γ粒。

這里，在本實施方式中，從鋼材的表面至0.3mm的范圍內(nèi)的長寬比超過3.0的原γ粒的面積率是指，例如如圖2所示那樣，在從懸掛彈簧用鋼1的表面朝著懸掛彈簧用鋼1的中心的直線上、并且在距離懸掛彈簧用鋼1的表面為0.1mm深度的位置11、0.2mm深度的位置12、0.3mm深度的位置13處，分別測定長寬比超過3.0的原γ粒的面積率，并將這些面積率平均而得到的值。

為了更穩(wěn)定地獲得由伸長化了的原γ晶粒帶來的原γ晶界斷裂的抑制效果，在距離鋼材的表面為0.3mm深度的位置，長寬比超過3.0的原γ粒的面積率為80％以上是優(yōu)選的。另外，在距離鋼材的表面為0.5mm深度的位置處，長寬比超過3.0的原γ粒的面積率為85％以上是更優(yōu)選的。

長寬比是在各個測定位置對至少15個以上的結晶粒進行測定，并取其平均值。

下面，對本實施方式的懸掛彈簧用鋼的制造方法進行說明。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼可以使用含有以下工序的制造方法來制造。另外，該制造方法可以使用通用的線材軋制生產(chǎn)線來實施。

[加熱工序]

作為本實施方式的懸掛彈簧用鋼的原材料，可以使用具有上述化學成分、并經(jīng)過一般的制鋼工序和開坯初軋工序而制造的鋼坯。

首先，為了進行熱軋而制成線材形狀，將該鋼坯加熱至γ區(qū)域。加熱溫度為950℃以下的話，軋制結束溫度變得過低，所以需要將加熱溫度設定為950℃以上。優(yōu)選為1000℃以上。另一方面，加熱溫度如果過高，則鋼坯脫碳。在鋼坯的階段所形成的表層的脫碳層會延續(xù)到將鋼坯軋制而得到的線材、將線材回火而得到的懸掛彈簧用鋼、由懸掛彈簧用鋼制造的懸掛彈簧為止，成為使懸掛彈簧的疲勞強度下降的原因。因此，需要將鋼坯的加熱溫度設定為低于1150℃。優(yōu)選為1100℃以下。

[線材軋制工序]

通過對加熱后的鋼坯進行包括粗軋、中軋和終軋在內(nèi)的線材軋制來將鋼坯成型為線材形狀。本實施方式的懸掛彈簧用鋼在終軋過程中使鋼材的表層部的γ粒沿長度方向伸長。為了獲得具有所期望的長寬比的原γ粒，在終軋時，需要將斷面收縮率設定為30％以上。優(yōu)選為40％以上。

終軋溫度越低，越能抑制加工γ的再結晶。因此，在本實施方式的懸掛彈簧用鋼的制造方法中，為了獲得具有所期望的長寬比的原γ粒，需要將終軋溫度設定為850℃以下。優(yōu)選為840℃以下。另一方面，終軋溫度如果過低，則容易發(fā)生廢軋等問題變得顯著。因此，將終軋溫度的下限設定為750℃。優(yōu)選的下限為780℃。

[卷繞工序]

[冷卻工序]

終軋之后進行卷繞，將線材制成線圈(線材線圈)。

另外，前述卷繞結束后，在5～30秒內(nèi)開始冷卻，通過驟冷線材線圈來進行淬火。淬火時，例如，將形成線圈狀的線材使用傳送帶搬送，然后投入裝有進行驟冷的介質(水等)的冷卻槽內(nèi)。從卷繞至驟冷開始的時間如果超過30秒，則在這期間會發(fā)生再結晶。因此，從卷繞結束至驟冷的時間需要設定為30秒以內(nèi)。優(yōu)選為20秒以內(nèi)。另一方面，從線材的斷面溫度均勻化的觀點出發(fā)，優(yōu)選的是，卷繞結束后，并不立即進行冷卻，而是經(jīng)過5秒以上之后進行驟冷。卷繞結束～冷卻開始這段時間如果低于5秒，則線材斷面內(nèi)的溫度還是不均勻就進行淬火，所以會助長晶粒的不均勻，其結果是，耐氫脆化特性有可能下降。

卷繞之后緊接著驟冷線材線圈時，需要將800～300℃的溫度區(qū)域的平均冷卻速度設定為5℃/s以上，并冷卻至300℃以下。冷卻速度低于5℃/s時，馬氏體不能充分生成，其結果是，無法得到懸掛彈簧用鋼所期望的回火馬氏體分率。優(yōu)選的是10℃/s以上。另一方面，冷卻速度如果過大，則線圈內(nèi)的溫度差異變大，有可能發(fā)生淬裂。因此，將冷卻速度的上限設定為50℃/s。優(yōu)選將冷卻速度的上限設定為40℃/s。另外，冷卻停止溫度如果超過300℃，則馬氏體不能充分形成。

將線材線圈投入冷卻槽內(nèi)進行驟冷時的冷卻速度可以通過改變冷卻介質的溫度來控制。即，例如當使用水作為冷卻介質時，通過改變水溫，可以將線材線圈的冷卻速度控制為規(guī)定的范圍。此外，盡管也要取決于線材的直徑，但當使用室溫的水、或冷卻能力比水高的油作為冷卻介質時，線材線圈的冷卻速度有可能超過50℃/s，所以作為冷卻介質優(yōu)選使用40℃以上的水(溫水)，更優(yōu)選使用80℃以上的水。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼由于是通過v、mn來抑制γ的再結晶和α的析出并進一步將kf設定為280以上來確保一定的淬火性，所以將800～300℃的平均冷卻速度設定為5℃/s以上即可。要將冷卻速度設定為上述的范圍，優(yōu)選將線材線圈投入冷卻槽中，不過如果能使冷卻速度為5℃/s以上的話，卷繞后也可以通過吹風冷卻來進行冷卻。

[回火工序]

對進行了上述的加熱工序、線材軋制工序、卷繞工序、冷卻工序的線材進行回火?；鼗鸬臏囟瓤梢愿鶕?jù)所期望的特性來適當變化，優(yōu)選在410～550℃的范圍內(nèi)保持10秒～1800秒。更優(yōu)選在430～520℃的范圍內(nèi)保持10秒～1800秒。

回火溫度低于410℃時，fe系碳化物成為ε主體，因而不優(yōu)選。另外，回火溫度超過550℃時，有可能無法得到所期望的拉伸強度，因而不優(yōu)選。

通過對線材線圈進行矯直和拉線，并在單線的狀態(tài)下進行回火，由此可以得到冷成型懸掛彈簧的原材料即鋼線(懸掛彈簧用鋼)。

本實施方式的懸掛彈簧用鋼的制造方法在冷卻工序和回火工序之間，還可以進一步含有對線材線圈進行預回火的預回火工序。預回火對于線材的自然破裂的防止、以及基于韌性和延性提高而帶來的矯直和拉線時的斷線的防止是有效的。在進行預回火的情況下，為了抑制強度的下降，優(yōu)選在比之后的單線狀態(tài)下的回火的條件更低的溫度下進行。在矯直時和拉線時具有充分的韌性和延性的情況下，就沒有必要進行預回火。

可以用公知的加工方法將上述的懸掛彈簧用鋼加工成懸掛彈簧。

實施例

下面，使用實施例對本發(fā)明進行說明，但本發(fā)明不受以下例子的限定。

首先，將具有表1所示的化學成分(剩余部分是fe和雜質)的轉爐熔煉鋼通過連續(xù)鑄造而制成鑄坯。對該鑄坯根據(jù)需要進行均熱擴散處理、開坯初軋，得到斷面是162mm見方(長162mm×寬162mm)的線材軋制用的原材料(鋼坯)。然后，在表2-1所示的條件下對鋼坯進行加熱和線材軋制，制成直徑為10mm或14mm的線材。進而，熱軋之后接著趁熱進行卷繞而制成線圈狀，然后，用搬送傳送帶將線圈搬送至設置于軋制生產(chǎn)線的后方的用于冷卻線材的冷卻槽，并除掉一部分線材，然后投入冷卻槽內(nèi)來進行淬火。線材被卷繞之后用傳送帶搬送、直到投入冷卻槽內(nèi)的時間均為16秒。作為冷卻槽內(nèi)的冷卻介質，使用如表2-1所示水溫的水、或冷媒油。投入到冷卻槽內(nèi)的線材冷卻至與冷卻介質的溫度大致相同的溫度，未投入到冷卻槽內(nèi)的線圈通過卷繞后吹風冷卻或空氣冷卻來冷卻到250℃。然后，根據(jù)需要在300℃下保持30分鐘的條件下進行預回火，進行矯直。接著將直徑14mm的線材拉線成直徑13mm，將直徑10mm的線材拉線成直徑9.2mm，并在表2-1的溫度下進行回火，得到彈簧用金屬絲(懸掛彈簧用鋼)。回火的加熱時間設定為15秒。

表1的3.5×n是只計算了含有ti的情況。另外，表1的其它元素中的空欄表示含量低于檢測極限。

[表1]

從如上所述地制造的彈簧用金屬絲上采取組織觀察用試片、拉伸試片和延遲斷裂試片。組織觀察按照如下地進行：在長度方向的中央部切斷金屬絲而采取組織觀察用試片，對該試片的切斷面進行研磨、腐蝕后，用光學顯微鏡進行組織觀察。結果示于表2-2中。

回火馬氏體分率(面積率)是對進行了硝酸乙醇腐蝕的試片的距離表面為0.1mm的表層部、距離表面為半徑的1/2的位置的各3個視野，使用光學顯微鏡以1000倍觀察，并求出各視野下的面積率，用其平均值來評價。

另外，觀察組織時，對表層是否脫碳也一起觀察，由脫碳引起的鐵素體粒的生成如果在距離表層的深度為30μm以上的范圍內(nèi)確認到的話，則判斷為不適合作為彈簧用金屬絲。

另外，原γ粒是使用利用在古液酸飽和水溶液中添加了少量的十二烷基苯磺酸鈉而成的溶液進行了腐蝕的試片來觀察，測定從表層至0.3mm深度的原奧氏體粒的長寬比和長寬比超過3.0超的原奧氏體粒的面積率。具體而言，在距離表面為0.1mm深度、0.2mm深度、0.3mm深度的各個位置，分別進行5個視野的倍率1000倍的光學顯微鏡觀察，然后通過圖像解析測定原γ粒徑的長寬比和長寬比超過3.0的原γ粒的面積率，將5個視野的平均值作為各位置的原γ粒徑的長寬比和長寬比超過3.0超的原γ粒的面積率。然后，算出各位置得到的長寬比超過3.0的原γ粒徑的面積率的平均值，將其作為從表層至3mm深度的長寬比超過3.0的原γ粒面積率的平均值。

對于回火馬氏體中的fe系碳化物用以下的方法進行觀察、測定。通過差示熱分析(dsc)觀察在300℃至430℃的溫度范圍內(nèi)是否有放熱峰，由此確認有無fe系碳化物ε的存在，同時通過薄膜tem觀察來進行選區(qū)電子衍射圖案解析，判斷fe系碳化物是ε還是θ。

拉伸試驗是根據(jù)jisz2201和z2241，使用圓棒拉伸試驗機來進行。拉伸試驗的結果是，拉伸強度低于1900mpa者判斷為強度不充分。

延遲斷裂試驗是按照以下的要領來進行。即，使用圖1所示形狀的試片，通過電解充電使試片預先吸著各種量的氫，然后為防止氫逃逸而對試片進行鍍覆，然后施加拉伸強度的0.3倍的恒定荷重。對充裝了各種氫量的試片進行試驗，由此測定試片在100小時以內(nèi)不發(fā)生延遲斷裂的上限的氫量即極限擴散性氫量。延遲斷裂試驗的結果是，極限擴散性氫量低于0.40ppm者判定為耐延遲斷裂特性(耐氫脆化特性)差。

結果示于表2-3中。

[表2-1]

表中的下劃線部分表示在本發(fā)明的范圍之外或低于目標值。

[表2-2]

表中的下劃線部分表示在本發(fā)明的范圍之外或低于目標值。

[表2-3]

表中的下劃線部分表示在本發(fā)明的范圍之外或低于目標值。

由表2-1～2-3可知，作為本發(fā)明例的制造no.a1-1～a1-9、a2～a25均是回火馬氏體的面積率為90％以上，而且從表層至0.3mm深度的長寬比超過3.0的原奧氏體粒的面積率的平均值為80％以上。另外，其結果是，具有作為懸掛彈簧的拉伸強度，并且極限擴散性氫量為0.40ppm以上，耐延遲斷裂特性優(yōu)良。

另一方面，作為比較例的b1-1～b1-9、b31～b37、b39～b41的化學成分、回火馬氏體的面積率、從表層至0.3mm深度的長寬比超過3.0的原γ粒的面積率的平均值均為本發(fā)明的范圍之外。其結果是，拉伸強度或耐延遲斷裂特性中任一者較差。

b1-1是由于軋制時的加熱溫度過高，所以在彈簧用金屬絲上、在距離表面為30μm以上的范圍內(nèi)生成了鐵素體脫碳層的例子。b1-2、b1-8、b1-9是由于線材軋制后的驟冷時的冷卻速度過高、因而線材發(fā)生淬裂、無法制造彈簧用金屬絲的例子。b1-3是由于線材軋制后的驟冷時的冷卻速度過低，所以無法得到充分的回火馬氏體分率、拉伸強度變低的例子。b1-4是由于線材軋制時的終軋溫度過低、因而發(fā)生了廢軋而無法制造彈簧用金屬絲的例子。b1-5、b1-6是由于終軋溫度過高、因而在從卷繞至淬火的時間內(nèi)γ發(fā)生再結晶、從表層至0.3mm深度的長寬比超過3.0的原γ粒的面積率變低的例子。b1-7是由于終軋時的斷面收縮率過小、因而從表層至0.3mm深度的長寬比超過3.0的原γ粒徑的面積率變低的例子。b1-5～b1-7均是極限擴散性氫量較低。b1-10由于回火溫度低，作為fe系碳化物析出了ε，所以極限擴散性氫量變低。

b31是由于c含量過多、因而殘留γ量增加、無法得到充分的回火馬氏體分率、拉伸強度變低的例子。b32是由于c含量過少、因而無法得到作為彈簧用金屬絲的充分的拉伸強度的例子。b33是因為kf是較小的成分、因而淬火變得不足、拉伸強度變低的例子。b34是由于si含量過少、因而回火時的軟化阻力小、拉伸強度變低的例子。b35是由于mn含量過少、因而在從卷繞至淬火的時間內(nèi)開始鐵素體相變、無法得到充分的回火馬氏體分率、拉伸強度變低的例子。b36、b37分別是由于p、s含量過多、因而原γ晶界脆化的例子，是由此使極限擴散性氫量變低的例子。b39、b40、b41分別是由于v含量過少、或不含有、因而無法得到再結晶抑制效果、由此使極限擴散性氫量變低的例子。

產(chǎn)業(yè)上利用的可能性

根據(jù)本發(fā)明，可以提供拉伸強度為1900mpa以上的高強度、并且耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼。使用該懸掛彈簧用鋼能夠實現(xiàn)懸掛彈簧的高強度化，所以能夠有助于汽車用的懸掛彈簧的輕質化。

另外，根據(jù)本發(fā)明的懸掛彈簧用鋼的制造方法，使用通用的線材軋制生產(chǎn)線就能夠制造高強度并且耐氫脆化特性優(yōu)良的懸掛彈簧用鋼，所以能夠有助于制造成本的降低。

因此，本發(fā)明在產(chǎn)業(yè)上的貢獻極大。

符號說明

1懸掛彈簧用鋼

11距離表面為0.1mm深度的位置

12距離表面為0.2mm深度的位置

13距離表面為0.3mm深度的位置