本發(fā)明涉及疲勞特性，特別是彈簧的疲勞特性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材。所述高強(qiáng)度鋼材包括對(duì)拉絲材實(shí)施淬火回火而得到的彈簧用鋼線；對(duì)該彈簧用鋼線實(shí)施卷簧而得到的彈簧；和對(duì)拉絲材實(shí)施彈卷簧之后進(jìn)行淬火回火而得到的彈簧。

背景技術(shù)：

伴隨汽車等的輕量化和高應(yīng)力化，在發(fā)動(dòng)機(jī)、離合器等所使用的閥彈簧、離合器彈簧等之中，也指向高應(yīng)力化。由此導(dǎo)致對(duì)彈簧的外加應(yīng)力增大，因此對(duì)于該彈簧，要求疲勞特性和耐永久殘余應(yīng)變性優(yōu)異，特別是要求難以因內(nèi)部缺陷而發(fā)生疲勞斷裂，疲勞特性優(yōu)異。

近年來，閥彈簧和離合器彈簧等的大部分是通過如下方式制造，即，對(duì)于拉絲材實(shí)施被稱為油回火的淬火回火，對(duì)所得到的回火馬氏體組織的鋼線，以常溫(冷態(tài))實(shí)施卷簧而制造。另外雖只有少量，但也有對(duì)拉絲材以常溫實(shí)施卷簧后進(jìn)行淬火回火而得到的彈簧。無論是以何種方法制造的情況，構(gòu)成彈簧的鋼材的組織都是回火馬氏體。

上述回火馬氏體，具有便于得到高強(qiáng)度，另外也能夠提高疲勞強(qiáng)度和耐永久殘余應(yīng)變性的優(yōu)點(diǎn)。但是，伴隨高強(qiáng)度化而來的韌性延展性的降低，導(dǎo)致以鋼材中的夾雜物等的內(nèi)部缺陷為起因的折損容易發(fā)生，其結(jié)果是疲勞特性有可能降低。

針對(duì)使組織為回火馬氏體時(shí)伴隨上述高強(qiáng)度化而來的疲勞特性的降低，提出有以下的改善對(duì)策。例如在專利文獻(xiàn)1中，通過以質(zhì)量基準(zhǔn)計(jì)在0.020ppm～20ppm的范圍內(nèi)使total-Li含有，“從而在煉鋼時(shí)Li被復(fù)合氧化物攝取而形成單相的復(fù)合氧化物(例如，CaO-Al₂O₃-SiO₂-MnO-MgO-Li₂O系復(fù)合氧化物等)。若將該鋼材加熱至熱態(tài)溫度，則該含Li復(fù)合氧化物系夾雜物進(jìn)行相分離而成為玻璃質(zhì)相和結(jié)晶質(zhì)相，成為在玻璃質(zhì)狀的單相的夾雜物中有作為平衡相的結(jié)晶相微細(xì)析出的狀態(tài)，若在此狀態(tài)下進(jìn)行開坯軋制和熱軋，則因?yàn)椴Ａз|(zhì)的部分為低融點(diǎn)·低粘性，所以富于延伸性，可以良好地延伸，而另一方面，在結(jié)晶相與玻璃相的界面，由于軋制時(shí)的應(yīng)力集中，極度容易發(fā)生分裂，所以?shī)A雜物變得非常微細(xì)”(段落[0022])。其結(jié)果指出，能夠改善疲勞特性。但是在該技術(shù)中，為了得到上述單相的復(fù)合氧化物，需要進(jìn)行煉鋼工序中的控制，這說不上容易，另外還容易受到制造中的加熱條件、熱處理溫度等外部因素的影響。

另外在專利文獻(xiàn)2中公開有一種彈簧用鋼線，其是對(duì)鋼材進(jìn)行鉛淬火，并拉絲之后，再進(jìn)行淬火回火而得到的彈簧用鋼線，其特征在于，所述鉛淬火，是以900～1050℃加熱鋼材60～180秒而使之奧氏體化之后，再以600～750℃加熱20～100秒而使之等溫相變的條件下進(jìn)行，具有回火馬氏體組織，以質(zhì)量％計(jì)含有C：0.50～0.75％、Si：1.80～2.70％、Mn：0.1～0.7％、Cr：0.70～1.50％、Co：0.02～1.00％，余量由Fe和雜質(zhì)構(gòu)成，淬火回火后的斷面收縮值為40％以上，淬火回火后以420℃以上、480℃以下進(jìn)行2小時(shí)以上的熱處理后的剪切屈服應(yīng)力為1000MPa以上。即，通過規(guī)定鉛淬火熱處理、淬火·回火后的斷面收縮值、和相當(dāng)于氮化處理的熱處理后的剪切屈服應(yīng)力，從而確保疲勞特性和高韌性。但是上述鋼線以Co為必須，并且Cr的添加量也多，因此有合金成本高這樣的問題。

現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)

專利文獻(xiàn)1：日本專利第4417792號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本專利第4357977號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

發(fā)明所要解決的課題

本發(fā)明著眼于上述這樣的情況而形成，其目的在于，提供一種疲勞特性優(yōu)異的高強(qiáng)度彈簧等的鋼材，特別是提供更容易提高高強(qiáng)度區(qū)域的疲勞特性，并且不會(huì)使合金成本上升的高強(qiáng)度彈簧等的鋼材。還有，本發(fā)明中的所謂“高強(qiáng)度”，是指伴隨高強(qiáng)度化而韌延性有可能降低，鋼線或彈簧的內(nèi)部硬度以維氏硬度(HV)為600以上的。該維氏硬度(HV)的上限大約為670以下。本發(fā)明是在此高強(qiáng)度區(qū)域提高疲勞特性，即提高承受高疲勞載荷的彈簧等的鋼材的疲勞特性。

用于解決課題的手段

能夠解決上述課題的本發(fā)明的疲勞特性優(yōu)異的高強(qiáng)度鋼材，具有的特征在于，以質(zhì)量％計(jì)含有

C：0.5～1.0％、

Si：1.5～2.50％、

Mn：0.5～1.50％、

P：高于0％并在0.020％以下、

S：高于0％并在0.020％以下、

Cr：高于0％并在0.2％以下、

Al：高于0％并在0.010％以下、

N：高于0％并在0.0070％以下、和

O：高于0％并在0.0040％以下，

余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

所述Cr與所述Si的含量滿足Cr×Si≤0.20，

鋼組織中所占的回火馬氏體的比例為80面積％以上，并且存在于鋼組織中的當(dāng)量圓直徑為50nm以上的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度為0.10個(gè)/μm²以下。

所述鋼材中，作為其他的元素，以質(zhì)量％計(jì)也可以還含有從

Ni：高于0％并在0.30％以下、

V：高于0％并在0.30％以下、和

B：高于0％并在0.0100％以下所構(gòu)成的組中選擇的一種以上的元素。

發(fā)明效果

根據(jù)本發(fā)明，能夠?qū)崿F(xiàn)疲勞特性優(yōu)異的高強(qiáng)度彈簧等的鋼材。特別是能夠?qū)崿F(xiàn)更容易提高高強(qiáng)度區(qū)域的疲勞特性，并且不會(huì)使合金成本上升的高強(qiáng)度彈簧等的鋼材。

附圖說明

圖1是說明實(shí)施例中含Cr碳·氮化物的測(cè)量位置的圖。

圖2A是實(shí)施例中的比較例的TEM(Transmission Electron Microscope)觀察照片。

圖2B是實(shí)施例中的本發(fā)明例的TEM觀察照片。

圖3A是所述圖2A中的夾雜物(1)的EDX(Energy Dispersive X-ray spectrometry)分析結(jié)果。

圖3B是所述圖2A中的夾雜物(2)的EDX分析結(jié)果。

圖4是說明實(shí)施例的內(nèi)部硬度的測(cè)量位置的圖。

具體實(shí)施方式

在高強(qiáng)度彈簧中，為了抑制近年來增加的以?shī)A雜物等的內(nèi)部缺陷為原因的疲勞斷裂，改善疲勞特性，從各種角度進(jìn)行研究。其結(jié)果得出如下認(rèn)知。

即，一直以來為了抑制彈簧的疲勞斷裂而著眼于夾雜物的研究眾多。具體來說，提出有作為上述夾雜物，控制氧化鋁和二氧化硅等氧化物系夾雜物的組成和形態(tài)等。但是本發(fā)明人等認(rèn)為，為了高強(qiáng)度區(qū)域的疲勞特性提高，具體來說，為了在回火馬氏體為主體的組織中抑制以?shī)A雜物等的內(nèi)部缺陷為起點(diǎn)的疲勞斷裂，有效的是抑制從夾雜物等的內(nèi)部缺陷發(fā)生并進(jìn)展的疲勞龜裂的進(jìn)展速度。具體來說，著眼于鋼組織中析出的硬質(zhì)的夾雜物：含Cr的碳化物和碳氮化物與母材的界面容易成為疲勞龜裂的進(jìn)展路徑，為了抑制疲勞龜裂的進(jìn)展速度，對(duì)于上述含Cr的碳化物和碳氮化物的析出形態(tài)進(jìn)行了潛心研究。

其結(jié)果發(fā)現(xiàn)，若當(dāng)量圓直徑為50nm以上的含Cr碳·氮化物存在，則該含Cr碳·氮化物與母材的界面容易成為疲勞龜裂的進(jìn)展路徑，另外，若上述尺寸的含Cr碳·氮化物高于0.10個(gè)/μm²而存在，則上述疲勞龜裂的進(jìn)展容易發(fā)生，疲勞特性劣化。即，在本發(fā)明中，通過使上述尺寸的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度為0.10個(gè)/μm²以下，則能夠抑制高強(qiáng)度區(qū)域的疲勞斷裂，能夠提供高強(qiáng)度且疲勞特性優(yōu)異的彈簧用鋼線和彈簧。上述尺寸的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度，根據(jù)后述的實(shí)施例，為0.10個(gè)/μm²以下，則能夠杜絕疲勞斷裂，但從在超長(zhǎng)壽命域(數(shù)億次的振幅)中也抑制上述含Cr碳·氮化物起點(diǎn)的疲勞斷裂的觀點(diǎn)出發(fā)，則優(yōu)選為0.08個(gè)/μm²以下，更優(yōu)選為0.06個(gè)/μm²以下，最優(yōu)選為0個(gè)/μm²。

還有，本發(fā)明中作為對(duì)象的上述所謂“含Cr碳·氮化物”，如后述的實(shí)施例中測(cè)量的，是碳化物或碳氮化物，指對(duì)于構(gòu)成該碳化物或碳氮化物的元素以EDX進(jìn)行定量分析時(shí)，除去Fe的金屬元素的合計(jì)中所占的Cr的比例為10質(zhì)量％以上的化合物。作為構(gòu)成含Cr碳·氮化物的金屬元素，除了Cr以外，還能夠含有V和Fe等。還有，所述含Cr碳·氮化物中，不含所述碳化物、碳氮化物、與氧化物或硫化物等的復(fù)合夾雜物。另外，所述EDX的測(cè)量條件為，加速電壓：20kV，時(shí)間：60sec。

在控制上述夾雜物的同時(shí)，作為彈簧的特性，為了確保高強(qiáng)度、耐永久殘余應(yīng)變性和疲勞特性等，需要使上述彈簧和彈簧用鋼線等的鋼材的成分組成處于下述范圍。以下，對(duì)于各成分的規(guī)定理由進(jìn)行說明。

C：0.5～1.0％

C對(duì)于彈簧的強(qiáng)度、耐永久殘余應(yīng)變性的提高是有效的元素。為此需要使之含有0，5％以上。C量?jī)?yōu)選為0.55％以上，更優(yōu)選為0.60％以上。伴隨C含量的增加，彈簧的強(qiáng)度和耐永久殘余應(yīng)變性提高，但若C含量過剩，則粗大滲碳體大量析出，對(duì)彈簧加工性和彈簧特性造成不良影響。因此，C含量的上限為1.0％以下。C含量?jī)?yōu)選為0.9％以下，更優(yōu)選為0.8％以下。

Si：1.5～2.50％

Si對(duì)于鋼的脫氧，和彈簧的強(qiáng)度、耐永久殘余應(yīng)變性的提高是有效的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要使Si含有1.5％以上。Si含量?jī)?yōu)選為1.8％以上，更優(yōu)選為1.9％以上。但是，若Si含量過剩，則不僅材料硬化，而且延展性·韌性降低，此外，表面的脫碳增加，剝皮處理性與疲勞特性也降低。因此Si含量需要在2.50％以下。Si含量?jī)?yōu)選為2.40％以下，更優(yōu)選為2.30％以下。

Mn：0.5～1.50％

Mn除了對(duì)鋼的脫氧有效以外，在將鋼中S作為MnS固定上也是有效的元素。而且，也是有助于提高淬火性，提高彈簧強(qiáng)度的元素。為了發(fā)揮這些效果，需要使Mn含有0.5％以上。Mn含量?jī)?yōu)選為0.6％以上，更優(yōu)選為0.7％以上。但是，若Mn含量過剩，則淬火性過度提高，馬氏體和貝氏體等的過冷組織容易生成。因此Mn含量需要在1.50％以下。Mn含量?jī)?yōu)選為1.40％以下，更優(yōu)選為1.30％以下。

P：高于0％并在0.020％以下

P在舊奧氏體晶界偏析，是使組織脆化而招致疲勞特性降低的元素。因此P含量為0.020％以下，優(yōu)選為0.018％以下。

S：高于0％并在0.020％以下

S與上述P同樣，也在舊奧氏體晶界偏析，是使組織脆化而招致疲勞特性降低的元素。因此S含量為0.020％以下，優(yōu)選為0.015％以下。

Cr：高于0％并在0.2％以下

Cr除了使淬火性提高，使彈簧強(qiáng)度提高以外，還有使C的活度降低，防止軋制時(shí)和熱處理時(shí)的脫碳的效果。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選使Cr含量為0.02％以上，更優(yōu)選為0.03％以上。但是如上述，在承受高疲勞載荷的鋼材中，含Cr碳·氮化物與母材的界面會(huì)成為疲勞龜裂的進(jìn)展路徑，被認(rèn)為是疲勞龜裂的進(jìn)展速度加快的原因。因此需要抑制上述含Cr碳·氮化物的生成，為此，Cr含量為0.2％以下。Cr含量?jī)?yōu)選為0.15％以下，更優(yōu)選為0.12％以下。

Al：高于0％并在0.010％以下

Al是脫氧元素，但在鋼中形成Al₂O₃和A1N的夾雜物。這些夾雜物使彈簧的疲勞壽命顯著降低，因此Al應(yīng)該極力減少。因此，使Al含量為0.010％以下。Al含量?jī)?yōu)選為0.005％以下。

N：高于0％并在0.0070％以下

N與Al結(jié)合，形成AlN夾雜物。AlN夾雜物使彈簧的疲勞壽命顯著降低，因此為了抑制AlN夾雜物的生成，需要極力減少N。另外N促進(jìn)拉絲加工中的時(shí)效脆化，是使二次加工困難的元素。由此觀點(diǎn)出發(fā)，使N含量為0.0070％以下。N含量?jī)?yōu)選為0.0050％以下，更優(yōu)選為0.0040％以下。

O：高于0％并在0.0040％以下

若O過剩地含有，則生成粗大的非金屬夾雜物，使疲勞強(qiáng)度降低。因此O含量為0.0040％以下。O含量?jī)?yōu)選為0.0030％以下，更優(yōu)選為0.0025％以下。

本發(fā)明的鋼材的基本成分如上述，余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。作為該不可避免的雜質(zhì)，允許因原料、物資、制造設(shè)備等的狀況而摻入的元素的混入。另外，除了上述基本成分以外，還含有從下述量的Ni、V和B所構(gòu)成的組中選擇的一種以上的元素，能夠?qū)崿F(xiàn)韌性和延展性等的進(jìn)一步改善。

Ni：高于0％并在0.30％以下

Ni使淬火性提高，是有助于通過熱處理使鋼材高強(qiáng)度化的元素。另外，因?yàn)橐种朴苫鼗鹪斐傻奶蓟锏奈龀?，所以也有抑制韌性延展性的降低的效果。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選使Ni含量為0.05％以上，更優(yōu)選為0.10％以上。但是若Ni含量過剩，則除了在成本方面差以外，淬火性也過度提高，因此馬氏體和貝氏體等的過冷組織容易生成。另外若Ni含量過剩，則在淬火回火中殘留奧氏體過度生成，彈簧的耐永久殘余應(yīng)變性顯著降低。因此，Ni含量?jī)?yōu)選為0.30％以下，更優(yōu)選為0.25％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.20％以下。

V：高于0％并在0.30％以下

V具有在熱軋和淬火回火中使晶粒微細(xì)化的作用，是有助于延展性和韌性提高的元素。另外，在彈簧成形后的去應(yīng)力退火時(shí)使二次析出硬化發(fā)生，也有助于彈簧的強(qiáng)度提高。為了發(fā)揮這些效果，優(yōu)選使V含量為0.03％以上，更優(yōu)選為0.07％以上。但是，若V含量多過，則含有該V與Cr的碳·氮化物，即，本發(fā)明中規(guī)定的含Cr碳·氮化物的析出過剩，疲勞強(qiáng)度降低。因此，V含量?jī)?yōu)選為0.30％以下。V含量更優(yōu)選為0.25％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.20％以下。還有，上述V能夠生成規(guī)定的含Cr碳·氮化物以外的硬質(zhì)碳化物，但是各成分滿足本發(fā)明所規(guī)定的范圍，并且以后述推薦的條件制造線材時(shí)，另行確認(rèn)到不會(huì)對(duì)剝皮處理性帶來不良影響。

B：高于0％并在0.0100％以下

B具有提高淬火性和基于奧氏體結(jié)晶晶界的潔凈化而帶來的提高延展性·韌性的效果。為了發(fā)揮該效果，優(yōu)選使B含量為0.0010％以上，更優(yōu)選為0.0015％以上，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0020％以上。但是若使B過剩地含有，則Fe和B的復(fù)合化合物析出，有熱軋時(shí)引起裂紋的情況。另外若使B過剩地含有，則淬火性過度提高，因此馬氏體和貝氏體等的過冷組織容易生成。因此，B含量?jī)?yōu)選為0.0100％以下，更優(yōu)選為0.0080％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.0060％以下。

Cr×Si≤0.20

為了確保疲勞強(qiáng)度，需要提高鋼材的硬度。但是若鋼材太硬，則韌性延展性降低，以?shī)A雜物等的內(nèi)部缺陷為起點(diǎn)的疲勞斷裂容易發(fā)生。在本發(fā)明中，為了增加內(nèi)部硬度，認(rèn)為有效的是提高Si含量。但是，若Si量變多，則以內(nèi)部缺陷為起點(diǎn)的疲勞斷裂容易發(fā)生。因此，為了抑制該疲勞斷裂，根據(jù)Si量控制Cr量，抑制能夠成為疲勞龜裂的進(jìn)展路徑的硬質(zhì)的含Cr碳·氮化物，使疲勞強(qiáng)度提高。由此觀點(diǎn)出發(fā)，在本發(fā)明中，使鋼材的以質(zhì)量％計(jì)的Si含量和以質(zhì)量％計(jì)的Cr含量，滿足Cr×Si≤0.20。所述Cr×Si優(yōu)選為0.18以下，更優(yōu)選為0.15以下。還有，Cr×Si過低，也會(huì)得不到各合金元素的效果，因此Cr×Si的下限優(yōu)選為0.07以上。

本發(fā)明的鋼材具有回火馬氏體主體的組織，即，以在鋼組織中所占的比例計(jì)，回火馬氏體為80面積％以上的組織。作為回火馬氏體以外的組織，殘留奧氏體回火的組織能夠含有20面積％以下。

作為本發(fā)明的鋼材的制造方法，可列舉以下的方法。即，可列舉的方法是，以一般的方法得到鋼錠后，進(jìn)行開坯軋制、線材軋制、卷取，接著作為二次加工，進(jìn)行除去軋制材表層的脫碳層和瑕疵等的剝皮處理。以下，將此剝皮處理稱為SV(shaving)處理。接著，作為熱處理，進(jìn)行以只使剝皮處理中產(chǎn)生的表面加工層軟化為目的的基于高頻加熱的退火處理(IH，Induction Heating)，或?qū)τ诎砻嬖趦?nèi)的全部組織，進(jìn)行形成珠光體單相組織、或者形成鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織的鉛淬火處理(FBP，F(xiàn)luidized Bed Patenting)、酸洗、潤(rùn)滑被膜的形成。然后，如下述工序A，進(jìn)行拉絲→淬火回火(油回火)→以常溫進(jìn)行卷簧的工序；或如下述工序B，進(jìn)行拉絲→以常溫卷簧→淬火回火(油回火)的工序。

工序A：拉絲→淬火回火(油回火)※1→以常溫卷簧※2

工序B：拉絲→以常溫卷簧→淬火回火(油回火)

作為本發(fā)明的鋼材，彈簧用鋼線可以通過進(jìn)行上述工序A的※1，即，拉絲→淬火回火(油回火)而取得。另外作為本發(fā)明的鋼材，使用上述彈簧用鋼線所得到的彈簧可以通過實(shí)施上述工序A的※2，即，拉絲→淬火回火(油回火)→卷簧而取得。以下，將經(jīng)過該工序得到的彈簧稱為彈簧A。此外在本發(fā)明的鋼材中，也包含經(jīng)過上述工序B而得到的彈簧。以下，將經(jīng)過該工序B而取得的彈簧稱為彈簧B。還有，在制造彈簧時(shí)，卷簧后，如一般所進(jìn)行的，可列舉實(shí)施燒藍(lán)(bluing)，噴丸硬化、去應(yīng)力退火、整定處理等。

上述彈簧用鋼線，無論在上述彈簧A、上述彈簧B中，為了達(dá)成本發(fā)明所規(guī)定的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度，其制造均推薦在上述開坯軋制、線材軋制、作為熱處理的退火處理或鉛淬火處理、淬火回火(油回火)中滿足下述條件。以下，對(duì)于各工序中所推薦的條件進(jìn)行說明。

(1)開坯軋制

在開坯軋制工序中，為了使含Cr碳·氮化物充分固溶，需要在開坯軋制前以1200℃以上加熱。所述加熱溫度優(yōu)選為1220℃以上。另一方面，若考慮加熱爐的耐熱溫度等，則所述加熱溫度優(yōu)選為1300℃以下，更優(yōu)選為1280℃以下。

(2)線材軋制

在線材軋制工序中，重要的是抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)，另一方面，在線材軋制后的處理工序中抑制造成不良影響的過冷組織和過度的脫碳也很重要，從這些觀點(diǎn)出發(fā)，如下述這樣控制線材軋制前的加熱溫度等。

線材軋制前的加熱溫度

為了抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)，可以使線材軋制前的加熱溫度為1100℃以下，優(yōu)選為1050℃以下。但是若上述加熱溫度過低，則鋼材的變形阻力高，線材軋制困難。因此上述加熱溫度為800℃以上，優(yōu)選為850℃以上。

卷取溫度

若卷取溫度過高，則含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)被促進(jìn)，因此卷取溫度為1000℃以下，優(yōu)選為950℃以下。另一方面，因?yàn)樵O(shè)備上的冷卻能力有所制約，所以卷取溫度為750℃以上，優(yōu)選為800℃以上。還有，上述卷取溫度也稱為“終軋后的傳送機(jī)載置溫度”。

卷取后的控制冷卻

卷取后在傳送機(jī)上，通過如下述這樣進(jìn)行控制冷卻，能夠抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)，并且成為適于二次加工處理的珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織。

從卷取后至600℃的平均冷卻速度

通過使卷取后即傳送機(jī)載置后，至作為珠光體相變的結(jié)束溫度域的600℃的平均冷卻速度為1.0℃/秒(sec)以上，能夠抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)。所述平均冷卻速度更優(yōu)選為2.0℃/秒以上。另一方面，若所述平均冷卻速度過快，則例如馬氏體這樣的過冷組織生成，難以得到珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織，作為后工序的二次加工中容易發(fā)生斷線。因此，所述平均冷卻速度為6℃/秒以下，優(yōu)選為5℃/秒以下。

600℃至300℃的平均冷卻速度

除了至所述600℃的控制冷卻以外，通過進(jìn)一步使600℃至300℃的平均冷卻速度為4℃/秒以上，能夠抑制該溫度域的含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)。所述平均冷卻速度優(yōu)選為5℃/秒以上。另一方面，該溫度域的平均冷卻速度過快時(shí)，例如也會(huì)產(chǎn)生馬氏體這樣的過冷組織，難以得到珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織，在作為后工序的二次加工中容易發(fā)生斷線。因此，所述平均冷卻速度為10℃/秒以下，優(yōu)選為9℃/秒以下。

冷卻速度控制方法

上述傳送機(jī)上的冷卻速度控制，即，上述卷取后至600℃的平均冷卻速度和上述600℃至300℃的平均冷卻速度的控制，可以通過軋制線速、傳送機(jī)速度、鼓風(fēng)機(jī)冷卻、覆蓋冷卻等的組合進(jìn)行控制。還有，傳送機(jī)上的線材的溫度測(cè)量，利用設(shè)在傳送機(jī)上的多個(gè)位置的放射溫度計(jì)進(jìn)行。通過使用由該測(cè)量得到的測(cè)量值，計(jì)算上述卷取后至600℃的平均冷卻速度和上述600℃至300℃的平均冷卻速度。300℃至室溫的冷卻未特別限定，例如可列舉放冷。

(3-1)鉛淬火處理

為了防止未熔組織的殘存，鉛淬火處理中的加熱溫度為880℃以上，優(yōu)選為900℃以上。另一方面，若上述加熱溫度過高，則含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，因此上述加熱溫度為950℃以下，優(yōu)選為930℃以下。另外，上述加熱溫度下的保持時(shí)間過短，未熔組織也容易殘存，因此上述保持時(shí)間為120秒以上，優(yōu)選為140秒以上。另一方面，若上述保持時(shí)間過長(zhǎng)，則含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，因此上述保持時(shí)間為300秒以下，優(yōu)選為280秒以下。

所述加熱保持后，通過使截至600℃的平均冷卻速度為1.0℃/秒以上，能夠抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)。所述平均冷卻速度優(yōu)選為2.0℃/秒以上。另一方面，若所述平均冷卻速度過快，則難以得到適合于后工序的珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織，因此所述平均冷卻速度為6℃/秒以下，優(yōu)選在5℃/秒以下進(jìn)行冷卻。600℃以下至室溫的冷卻速度未特別限定，可以進(jìn)行放冷。

(3-2)基于高頻加熱的退火處理

進(jìn)行以高頻加熱的退火處理時(shí)，從抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)，和確保適合后工序的珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織的觀點(diǎn)出發(fā)，加熱溫度和加熱保持時(shí)間的上限與鉛淬火處理相同，但是若加熱溫度過高，則組織球狀化，因此拉絲加工工序中有可能斷線。因此，加熱溫度的上限更優(yōu)選為800℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選為770℃以下。還有，加熱溫度的下限優(yōu)選為600℃以上。另外保持時(shí)間的上限更優(yōu)選為20秒以下，進(jìn)一步優(yōu)選為15秒以下。還有，若考慮表層硬化層的軟化，則保持時(shí)間的下限優(yōu)選為5秒以上。該加熱后，至室溫的冷卻進(jìn)行水冷即可。

(4)淬火回火(油回火)

如上述工序A和工序B，分別為淬火回火后以常溫進(jìn)行卷簧的工序，和以常溫卷簧后進(jìn)行淬火回火的工序，但無論何種情況，為了防止未熔組織的殘存，淬火處理的加熱溫度均為850℃以上，優(yōu)選為870℃以上。另一方面，從抑制含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)的觀點(diǎn)出發(fā)，淬火處理的加熱溫度為1000℃以下，優(yōu)選為950℃以下。另外為了防止未熔組織的殘存，所述加熱溫度下的保持時(shí)間為60秒(sec)以上，優(yōu)選為70秒以上。另一方面，如果上述保持時(shí)間過長(zhǎng)，則含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)容易進(jìn)行，因此上述保持時(shí)間為120秒以下，優(yōu)選為110秒以下。上述加熱后進(jìn)行油淬火。之后以箱式爐在400℃以上、500℃以下的溫度范圍進(jìn)行回火，使內(nèi)部硬度以維氏硬度計(jì)為600以上、670以下即可。

本申請(qǐng)基于2014年3月31日申請(qǐng)的日本國(guó)專利申請(qǐng)第2014-073605號(hào)主張優(yōu)先權(quán)的利益。2014年3月31日申請(qǐng)的日本國(guó)專利申請(qǐng)第2014-073605號(hào)的說明書的全部?jī)?nèi)容，用于本申請(qǐng)的參考而援引。

實(shí)施例

以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明當(dāng)然不受下述實(shí)施例限制，在能夠符合前·后述的主旨的范圍內(nèi)當(dāng)然也加以適當(dāng)加以變更實(shí)施，這些均包含在本發(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。即，在本發(fā)明中，不論制造工序中的淬火回火和卷簧的處理順序如何，通過本發(fā)明中規(guī)定的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度控制，即可發(fā)揮優(yōu)異的疲勞特性。因此在本實(shí)施例中，作為本發(fā)明的鋼材的一例，以彈簧用鋼線對(duì)象進(jìn)行評(píng)價(jià)，但對(duì)其實(shí)施卷簧而得到的彈簧、和淬火回火和卷簧的處理順序與該彈簧不同的彈簧，都能夠得到與上述彈簧用鋼線相同的特性。

用轉(zhuǎn)爐熔煉滿足表1所示的化學(xué)成分組成的鋼錠后，使用該鋼錠，進(jìn)行加熱使之達(dá)到表2所示的“開坯軋制前加熱溫度”，經(jīng)開坯軋制制作鋼坯。接著，加熱該鋼坯使之達(dá)到表2所示的“線材軋制前加熱溫度”后進(jìn)行熱軋，以表2所示的“卷取溫度”卷取后，以表2所示的“卷取后至600℃的平均冷卻速度”和“600℃至300℃的平均冷卻速度”冷卻，制造直徑8.0mm，單重2ton的線材，即卷材。其后，以SV處理除去線材表層的脫碳層和瑕疵等。接著作為熱處理，以表2所示的條件進(jìn)行鉛淬火處理或高頻加熱。在表2的“熱處理?xiàng)l件”的“方法”中，將鉛淬火處理表示為“FBP”，將高頻加熱表示為“IH”。表2的“熱處理?xiàng)l件”中的“平均冷卻速度”，表示所述鉛淬火處理中從加熱溫度至600℃的平均冷卻速度。所述高頻加熱中，加熱后進(jìn)行水冷至室溫，表2的“熱處理?xiàng)l件”中的“平均冷卻速度”表示為“-”。

還有，作為熱處理進(jìn)行鉛淬火處理時(shí)，鋼組織成為珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織，進(jìn)行所述高頻加熱時(shí)，鋼組織中，由所述SV處理產(chǎn)生的表面硬化層被淬火，并且鋼材內(nèi)部成為珠光體單相組織、或者鐵素體或滲碳體與珠光體的混合組織。

接著，進(jìn)行冷拉拔拉絲加工，使線徑成為直徑4.0mm。再以表2所示的淬火的加熱溫度·保持時(shí)間加熱，進(jìn)行油淬火后，以400～500℃進(jìn)行回火，得到鋼組織為回火馬氏體組織主體的鋼材，即彈簧用鋼線。還有，表2的No.27中的“-”，表示熱軋材發(fā)生裂紋，因此不進(jìn)行之后的工序和評(píng)價(jià)。另外，在任一例子中，均另行在淬火狀態(tài)的組織中，以作為殘留γ量的測(cè)量方法的X射線衍射法確認(rèn)鋼組織中所占的回火馬氏體組織的比例為80面積％以上的情況。

使用所得到的鋼材，按下述所示的要領(lǐng)進(jìn)行含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度的測(cè)量和疲勞特性的評(píng)價(jià)。

含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度的測(cè)量

觀察存在于鋼組織中的含Cr碳·氮化物時(shí)，首先通過下述所示的萃取復(fù)型法制作顯微鏡觀察用試料。即，圖1中如空白四方形所示，從與鋼線的軋制方向垂直的截面(橫截面)中距最表面300μm深的位置，并夾隔軸芯對(duì)稱定位的2個(gè)部位，提取觀察用試樣。然后，按順序?qū)υ嚇舆M(jìn)行切斷→機(jī)械研磨→電解研磨→蝕刻→碳沉積→剝離→清洗，制作上述試料。在所述電解研磨中，作為電解液使用10％高氯酸-90％乙醇，所述蝕刻中，作為蝕刻液使用10％乙酰丙酮-90％甲醇-1質(zhì)量％氯化四甲基銨，所述剝離中，作為剝離液，使用1％硝酸-99％甲醇。

含Cr碳·氮化物的觀察，使用以上述萃取復(fù)型法制作的試料，利用場(chǎng)發(fā)射型透射電子顯微鏡，日立制作所制HF-2000，以加速電壓：200kV，攝影倍率：20000倍，綜合倍率：30000倍的條件實(shí)施。另外，判斷是否是作為對(duì)象的含Cr碳·氮化物，使用所述TEM裝置附屬的Kevex制EDX分析裝置Sigma進(jìn)行。該EDX的測(cè)量條件為，加速電壓：20kV，時(shí)間：60sec。詳細(xì)地說，在碳化物或碳氮化物中，以上述EDX對(duì)于構(gòu)成的元素進(jìn)行定量分析，在除去Fe的金屬元素的合計(jì)中所占的Cr的比例為10質(zhì)量％以上的，為本發(fā)明中作為對(duì)象的“含Cr碳·氮化物”。

TEM觀察照片，對(duì)于所述圖1的各部位拍攝3張，即對(duì)于表2的各No.分別合計(jì)拍攝6張。該TEM觀察照片的一例，以及該TEM觀察照片中的含Cr碳·氮化物的EDX分析結(jié)果的一例，顯示在圖2A、圖2B、圖3A和圖3B中。

進(jìn)行了上述含Cr碳·氮化物的識(shí)別之后，使用作為圖像分析軟件的Media Cybernetics公司制Image Pro Plus，求得當(dāng)量圓直徑為50nm以上的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)，換算成每1μm²中的個(gè)數(shù)，求得當(dāng)量圓直徑為50nm以上的含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度。根據(jù)對(duì)于表2的各No.拍攝的上述6張TEM觀察照片求得個(gè)數(shù)密度并計(jì)算平均值，作為含Cr碳·氮化物的個(gè)數(shù)密度。

疲勞特性的評(píng)價(jià)

使用所得到的鋼線，進(jìn)行中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)，評(píng)價(jià)疲勞特性。首先對(duì)所得到的鋼線進(jìn)行噴丸硬化，對(duì)鋼線表層賦予壓縮的殘留應(yīng)力后，進(jìn)行220℃×20分的去應(yīng)力退火而作為試樣。然后，以試驗(yàn)應(yīng)力：1000MPa，試驗(yàn)中止次數(shù)：3000萬次的條件，對(duì)于表2的各No.進(jìn)行10根試樣的試驗(yàn)。而后，全部10根試樣達(dá)成試驗(yàn)中止次數(shù)：3000萬回而中止時(shí)，夾雜物折損率為0％，判斷為疲勞特性優(yōu)異，10根試樣之中，即使有1根截至試驗(yàn)中止次數(shù)：3000萬次而折損時(shí)，即，夾雜物折損率為10％以上時(shí)，也判斷為疲勞特性差。還有，對(duì)于在該疲勞試驗(yàn)中發(fā)生表面裂紋的試樣不計(jì)算在內(nèi)，實(shí)施再試驗(yàn)。

內(nèi)部硬度的評(píng)價(jià)

圖4中如空白四方形所示，以試驗(yàn)載荷10kgf的條件，對(duì)于鋼線的直徑D/4位置并相對(duì)于軸芯每隔90°的4處的維氏硬度(HV)進(jìn)行測(cè)量。

這些結(jié)果顯示在表2中。

[表1]

[表2]

由表1和表2可知如下。即，試驗(yàn)No.11，因?yàn)殚_坯軋制前的加熱溫度低，含Cr碳·氮化物未充分固溶，所以成為含Cr碳·氮化物大量殘存的狀態(tài)，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.12和13，分別因?yàn)榫€材軋制前的加熱溫度、卷取溫度高，含Cr碳·氮化物的生成和生長(zhǎng)進(jìn)行，所以淬火回火后大量的含Cr碳·氮化物殘存，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.14和15，分別因?yàn)榫砣『笾?00℃的平均冷卻速度，600℃至300℃的平均冷卻速度慢，所以含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，淬火回火后大量的含Cr碳·氮化物殘存，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.16和19，分別因?yàn)殂U淬火時(shí)的加熱溫度，淬火時(shí)的加熱溫度過高，所以含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量殘存，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.17和20，分別因?yàn)殂U淬火時(shí)的加熱保持時(shí)間，淬火時(shí)的加熱保持時(shí)間過長(zhǎng)，所以含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量殘存，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.18因?yàn)殂U淬火時(shí)的平均冷卻速度慢，所以含Cr碳·氮化物的生成·生長(zhǎng)進(jìn)行，淬火回火后含Cr碳·氮化物大量殘存，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.21、22、23分別因?yàn)镃、Si、Mn的含量過剩，所以雖然能夠確保高強(qiáng)度，但韌性延展性降低，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.24因?yàn)镃r含量過剩，所以含Cr碳·氮化物大量生成，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.25因?yàn)閂含量過剩，所以含有V的含Cr碳·氮化物大量生成，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.26因?yàn)锳l含量過剩，所以Al₂O₃系的夾雜物大量生成，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

試驗(yàn)No.27因?yàn)锽含量過剩，所以熱軋材發(fā)生裂紋。

試驗(yàn)No.28、29因?yàn)镾i含量和Cr含量的平衡差，Cr×Si高于規(guī)定的上限，所以強(qiáng)度雖然高，但韌性延展性低，在疲勞試驗(yàn)中發(fā)生夾雜物折損。

產(chǎn)業(yè)上的可利用性

由本發(fā)明得到的高強(qiáng)度鋼材，因?yàn)榫邆鋬?yōu)異的疲勞特性，所以最為適合例如在汽車領(lǐng)域、工業(yè)機(jī)械領(lǐng)域等中所使用的彈簧，特別是汽車發(fā)動(dòng)機(jī)的閥彈簧、懸掛系統(tǒng)的懸架彈簧、離合器彈簧、制動(dòng)器彈簧等這樣的機(jī)械的復(fù)原機(jī)構(gòu)所使用的彈簧等。