弹簧钢
阅读：1283发布：2020-05-11
专利汇可以提供弹簧钢专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且该 弹簧 钢 具有规定的化学成分，满足([Ti 质量 ％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]>4.0以及[Ni质量％]+[Cu质量％] 位置 处所观察到的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现 频率 低于20％。，下面是弹簧钢专利的具体信息内容。
1.一种弹簧钢，其特征在于，化学成分以质量％计含有：
C：0.40～0.60％、
Si：0.90～3.00％、
Mn：0.10～0.60％、
Cr：0.10～1.00％、
Al：0.010％～低于0.050％、
Ti：0.040～0.100％、
B：0.0010～0.0060％、
N：0.0010～0.0070％、
V：0～1.00％、
Mo：0～1.00％、
Ni：0％～低于0.45％、
Cu：0～0.50％、
Nb：0～0.10％，
并且
将P限制为低于0.020％、
S限制为低于0.020％，
剩余部分包含Fe及杂质，
满足下述式1及式2，
其中，在距离表面为直径的1/4的位置处所观察到的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率低于20％，
([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]>4.0 式1
[Ni质量％]+[Cu质量％]<0.75 式2
其中，所述式1、式2中的[Ni质量％]、[Cu质量％]、[Ti质量％]、[N质量％]及[S质量％]分别表示以单位为质量％计的Ni含量、Cu含量、Ti含量、N含量及S含量。
2.根据权利要求1所述的弹簧钢，其特征在于，所述化学成分以质量％计含有：
V：0.05～1.00％、
Mo：0.10～1.00％、
Ni：0.05％～低于0.45％、
Cu：0.05～0.50％、
Nb：0.01～0.10％、
中的1种或2种以上。
弹簧钢
技术领域
[0002] 本申请基于2016年01月26日在日本申请的特愿2016-012427号而主张优先权，并将其内容援引于此。
背景技术
[0003] 伴随着汽车的高性能化和轻量化，汽车部件中所使用的弹簧也正在被高强度化。为了弹簧的高强度化，在热处理后抗拉强度超过1800MPa那样的高强度钢已经被供于制造弹簧。近年来，抗拉强度超过2000MPa的钢也开始被用作弹簧材料。
[0004] 另一方面，对于汽车的悬挂弹簧，不仅要求高强度，而且还要求用于即使是因路面的凹凸等所引起的冲击载荷也不会破损的高韧性。
[0005] 另外，已知：高强度的弹簧钢如果因腐蚀而产生腐蚀麻点(侵蚀孔)或者氢从周围环境中侵入，则会由于向麻点部的应力集中或氢脆而导致疲劳特性显著下降。因此，对于弹簧钢还要求暴露于雨水等环境中的耐蚀性、腐蚀疲劳特性。
[0006] 近年来，提出了谋求高强度与这些特性的兼顾的方法。
[0007] 例如，在专利文献1中，通过将其晶界成为脆性断裂的起点的原奥氏体晶粒的粒径进行微细化，从而兼顾了钢的高强度与高韧性。原奥氏体粒径的控制使用通过添加Ti而得到的Ti的氮化物、碳化物、碳氮化物来进行。
[0008] 另外，在专利文献2中，通过使氢俘获到Ti析出物中来抑制因氢侵入而导致的脆化及疲劳特性的下降。
[0009] 另外，在专利文献3中，通过添加大量的Ni使钢材的耐蚀性提高来抑制因氢的侵入所引起的脆化。
[0010] 但是，在专利文献1中，没有实施针对成为腐蚀的起点的MnS夹杂物的对策。因此，不能说耐蚀性是充分的。另外，在专利文献2中，虽然研究了针对在腐蚀后侵入的氢的对策，但是也没有实施针对成为腐蚀的起点的MnS夹杂物的对策。另外，由于Ti是导致钢的脆化的元素，因此即使是在如专利文献2那样形成Ti的氮化物、碳化物、碳氮化物的情况下，也需要抑制Ti添加量，或者在添加一定量以上的Ti的情况下为了韧性提高还需要大量地(例如Ni：0.5质量％以上)添加Ni等昂贵的合金元素。在专利文献3中，为了耐蚀性提高，也需要添加大量的Ni，但添加大量的Ni会造成钢材的原料价格的增加和因钢材制造时的热裂风险的增大等而导致的制造性的恶化。
[0011] 现有技术文献
[0012] 专利文献
[0013] 专利文献1：日本专利3577411号公报
[0014] 专利文献2：日本特开2001-49337号公报
[0015] 专利文献3：日本专利2839900号公报
发明内容
[0016] 发明所要解决的课题
[0017] 本发明的课题是提供在淬火回火等热处理后具有1800MPa以上的抗拉强度、高韧性及高耐蚀性的弹簧钢。
[0018] 用于解决课题的手段
[0019] 本发明以下面所示的钢为主旨。
[0020] (1)根据本发明的一个方案的弹簧钢，其化学成分以质量％计含有：C：0.40～0.60％、Si：0.90～3.00％、Mn：0.10～0.60％、Cr：0.10～1.00％、Al：0.010％～低于
0.050％、Ti：0.040～0.100％、B：0.0010～0.0060％、N：0.0010～0.0070％、V：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0％～低于0.45％、Cu：0～0.50％、Nb：0～0.10％，并且将P限制为低于
0.020％、S限制为低于0.020％，剩余部分包含Fe及杂质，满足下述式1及式2，其中，在距离表面为直径的1/4的位置处所观察到的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率低于20％。
0.050％、Ti：0.040～0.100％、B：0.0010～0.0060％、N：0.0010～0.0070％、V：0～1.00％、Mo：0～1.00％、Ni：0％～低于0.45％、Cu：0～0.50％、Nb：0～0.10％，并且将P限制为低于
0.020％、S限制为低于0.020％，剩余部分包含Fe及杂质，满足下述式1及式2，其中，在距离表面为直径的1/4的位置处所观察到的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率低于20％。
[0021] ([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]>4.0 式1
[0022] [Ni质量％]+[Cu质量％]<0.75 式2
[0023] 其中，上述式1、式2中的[Ni质量％]、[Cu质量％]、[Ti质量％]、[N质量％]及[S质量％]分别表示以单位为质量％计的Ni含量、Cu含量、Ti含量、N含量及S含量。
[0024] (2)根据上述(1)中所述的弹簧钢，其中，所述化学成分也可以以质量％计含有：V：0.05～1.00％、Mo：0.10～1.00％、Ni：0.05％～低于0.45％、Cu：0.05～0.50％、Nb：0.01～
0.10％中的1种或2种以上。
0.10％中的1种或2种以上。
[0025] 发明效果
[0026] 根据本发明，能够提供在不使制造性下降的情况下在淬火回火等热处理后具有1800MPa以上的抗拉强度并且具有高韧性和高耐蚀性的弹簧钢。
[0027] 本发明的弹簧钢由于在淬火回火后具有高强度、高韧性且高耐蚀性，因此适宜用于悬挂弹簧等。
具体实施方式
[0028] 本发明的发明者们对用于得到在淬火回火后即使是高强度也具有充分的韧性及耐蚀性的弹簧钢的方法进行了研究。
[0029] 其结果是，本发明的发明者们认识到：为了得到在淬火回火后具有充分的韧性的弹簧钢，使Mn含量下降是有效的。但是，一般而言，Mn是为了将对韧性等造成不良影响的钢中的S以MnS的形态固定从而进行无害化所含有的合金元素。因此，为了使Mn含量下降，变得需要代替Mn来固定S的元素。
[0030] 本发明的发明者们着眼于Ti来作为代替Mn的S固定元素，并认识到：通过按照满足规定的关系的方式来控制Ti、N及S的钢中含量，从而即使使Mn含量下降也能够将S无害地固定。另外，一般认为Ti是使钢材脆化的元素，但本发明的发明者们认识到：通过与Ti同时地对N的含量进行控制来将原奥氏体粒径微细化以及同时含有强化晶界的B，从而能够克服该课题。
[0031] 另外，对于耐蚀性，已知：钢材中的MnS在与水接触时会发生溶解，形成局部电池而促进锈和腐蚀麻点的生成。对此，Ti4C2S2等Ti系硫化物由于对于水是稳定的，因此能够提高本发明的钢材的耐蚀性。
[0032] 因此，获知：通过如上述那样使Mn含量下降并且对Ti含量按照满足与N含量及S含量的关系来进行控制以及含有规定量的B，从而除了提高强度、韧性以外，还能够使耐蚀性提高。另外，获知：在如上述那样控制了各元素的含量的情况下，能够抑制Cu、Ni等的含量，能够在制造性和成本不恶化的情况下确保特性。
[0033] 这样一来，本发明的发明者们新认识到：通过综合地应用由使Mn下降所带来的韧性提高、由Ti、N、S含量的控制所带来的S的无害化及耐蚀性提高和由B所带来的晶界强化，从而能够得到在淬火回火后以具有高抗拉强度的状态具有高韧性和高耐蚀性的弹簧钢。另外，还认识到：由于含有微量的Ti，耐蚀性就会提高，因此能够抑制用于提高耐蚀性的昂贵的Ni的含量。
[0034] 以下，对基于该认识的本发明的一个实施方式的弹簧钢(本实施方式的弹簧钢)进行说明。
[0035] 对本实施方式的弹簧钢的化学成分(化学组成)的限定理由进行说明。
[0036] [C：0.40～0.60％]
[0037] C是对钢的强度造成较大影响的元素。为了对淬火回火后的钢赋予充分的强度，将C含量的下限设定为0.40％。C含量的优选的下限为0.42％，更优选的下限为0.45％。另一方面，如果C含量过量，则在淬火后的钢中未相变奥氏体(残留奥氏体)会增加，C的强度上升效果减少。另外，韧性会显著下降。因此，将C含量的上限设定为0.60％。C含量的优选的上限为0.58％。
[0038] [Si：0.90～3.00％]
[0039] Si是使由弹簧钢制造的弹簧的强度上升的元素。此外，Si是使对于弹簧在使用中的形状变化即弹力减弱的耐性(耐弹力减弱特性)提高的元素。为了得到这样的效果，在本实施方式的弹簧钢中，将Si含量的下限设定为0.90％。Si含量的优选的下限为1.20％，更优选的下限为1.40％。另一方面，如果Si含量过量，则钢会显著脆化。因此，将Si含量的上限设定为3.00％。Si含量的优选的上限为2.50％。
[0040] [Mn：0.10～0.60％]
[0041] Mn是使钢的淬火性提高、使钢的淬火后的强度提高的元素。为了得到这样的效果，在本实施方式的弹簧钢中，将Mn含量的下限设定为0.10％。Mn含量的优选的下限为0.20％，更优选的下限为0.25％。另一方面，Mn是与钢中的S反应而生成MnS的元素，如果Mn含量过量则会生成粗大的MnS。另外，以往为了将S以MnS的形态固定而含有了较多的Mn。但是，MnS会成为腐蚀的起点，成为生锈的原因和成为作为生锈的结果而产生的腐蚀麻点的原因。由于该腐蚀麻点会成为疲劳断裂的起点，因此在本实施方式的弹簧钢中，为了抑制MnS的生成，将Mn含量的上限设定为0.60％。Mn含量的优选的上限为0.50％。
[0042] [Cr：0.10～1.00％]
[0043] Cr是为了使钢的淬火性提高、并且控制碳化物的析出状态、确保淬火回火后的钢的强度所需的元素。为了得到这样的效果，在本实施方式的弹簧钢中，将Cr含量的下限设定为0.10％。Cr含量的优选的下限为0.25％。另一方面，如果Cr含量过量，则在淬火回火后钢会脆化。因此，将Cr含量的上限设定为1.00％。Cr含量的优选的上限为0.90％。
[0044] [Ti：0.040～0.100％]
[0045] Ti是具有下述作用的元素：使钢的强度提高，并且通过与钢中的S反应而将S以Ti系硫化物(TiS和/或Ti4C2S2)的形态固定，从而将S无害化。另外，Ti具有通过与N结合而将钢中的N以TiN固定的效果。该N的固定效果由于是为了得到后述的固溶B的效果所不可缺少的，因此为了N的固定，需要含有充分量的Ti。为了得到这些效果，在本实施方式的弹簧钢中，将Ti含量的下限设定为0.040％。Ti含量的优选的下限为0.045％，更优选的下限为0.050％。另一方面，过量的Ti会生成容易成为断裂的起点的粗大的TiN，并且也会使钢自身脆化。因此，将Ti含量的上限设定为0.100％。Ti含量的优选的上限为0.080％。
[0046] [Al：0.010％～低于0.050％]
[0047] Al是作为脱氧元素使用的元素，另外，由于具有将过量的N以AlN固定的效果，因此是对于控制钢材的O含量及N含量有用的元素。由于Al与Ti相比，脱氧力更强，因此为了如上述那样将Ti以氮化物和/或硫化物的形态来应用，需要在炼钢时，在添加Ti之前添加Al来充分地进行脱氧。
[0048] 为了得到这些效果，将Al含量的下限设定为0.010％。如果Al含量低于0.010％，则无法得到充分的Ti系硫化物，MnS增加。优选的Al含量的下限为0.015％，更优选的Al含量的下限为0.020％。另一方面，过量的Al会成为产生粗大夹杂物的原因，使断裂特性劣化。因此，为了避免其不良影响变得显著，在本实施方式的弹簧钢中，将Al含量设定为低于0.050％。Al含量的优选的上限为0.040％。
[0049] Si也是脱氧元素，但由于与Ti相比脱氧力低，因此就Si而言无法得到上述的效果。因此，需要将Al含量控制在上述的范围内。
[0050] [B：0.0010～0.0060％]
[0051] B是具有使钢的淬火性提高的效果的元素。此外，B是下述元素：通过优先偏析在容易成为断裂的起点的原奥氏体晶界，从而抑制P及S等向晶界的偏析，其结果是，有助于晶界强度的上升及韧性的提高。上述的Ti是有可能使弹簧钢脆化的元素，但通过同时含有B，从而能够以B的韧性提高效果来抑制由Ti引起的脆化。但是，为了得到这些效果，需要抑制BN的生成、增加固溶状态的B的量。为了得到淬火性的提高效果及晶界强度的提高效果，在本实施方式的弹簧钢中，将B含量的下限设定为0.0010％。B含量的优选的下限为0.0015％，更优选的下限为0.0020％。另一方面，即使过量地含有B，不仅这些效果饱和，而且钢的韧性也有可能会下降。因此，将B含量的上限设定为0.0060％。B含量的优选的上限为0.0050％，更优选的上限为0.0040％。
[0052] [N：0.0010～0.0070％]
[0053] N是在钢中生成各种氮化物的元素。即使在高温下也稳定的氮化物粒子会发挥由奥氏体晶粒生长的钉扎效应所带来的原奥氏体晶粒的微细化效果。在本实施方式的弹簧钢中，为了使非常稳定的TiN粒子在淬火回火前的钢中析出从而将淬火回火后的钢的原奥氏体晶粒微细化，将N含量的下限设定为0.0010％。N含量的优选的下限为0.0020％。另一方面，如果N含量过量，则TiN粒子会粗大化而成为断裂的起点，韧性及疲劳特性会下降。进而，在N含量过量的情况下，N会与B结合而生成BN，使固溶B量减少。如果固溶B量减少，则上述的由B带来的淬火性的提高效果及晶界强度的提高效果有可能会受损。因此，将N含量的上限设定为0.0070％。N含量的优选的上限为0.0060％。
[0054] [P：低于0.020％]
[0055] P是作为杂质元素而存在于钢中、使钢脆化的元素。特别是偏析在原奥氏体晶界处的P会成为使晶界强度下降而引起钢材的脆化的原因。因此，P含量较少为宜。为了防止钢的脆化，在本实施方式的弹簧钢中，将P含量限制为低于0.020％。P含量的优选的上限为0.015％。
[0056] [S：低于0.020％]
[0057] S与P同样地是作为杂质元素存在于钢中、使钢脆化的元素。S通过含有Mn而能够以MnS固定，但是MnS如果粗大化则会作为断裂的起点起作用，使钢的断裂特性劣化。为了抑制这些不良影响，S含量优选较少，在本实施方式的弹簧钢中，将S含量限制为低于0.020％。S含量的优选的上限为0.015％，更优选的上限为0.010％。
[0058] 本实施方式的弹簧钢的基本成分在于：包含上述元素，并且剩余部分包含Fe及杂质。但是，也可以进一步在后述的范围内含有Ni、Mo、V、Cu及Nb中的1种以上来代替Fe的一部分。但是，Ni、Mo、V、Cu及Nb为任选元素，本实施方式的钢的化学成分也可以不含有这些元素。因此，Ni、Mo、V、Cu及Nb各自的含量的下限为0％。
[0059] 所谓杂质是指在工业上制造钢材时从矿石或废料等那样的原料中或者从制造工序的各种环境中混入的成分、是在不会对钢造成不良影响的范围内被允许的物质。
[0060] [Ni：0％～低于0.45％]
[0061] Ni是使钢的淬火性提高的元素。另外，Ni是使钢的耐蚀性提高的元素，是抑制腐蚀环境下的氢侵入而有助于钢的脆化抑制的元素。为了得到这些效果，在本实施方式的弹簧钢中也可以将Ni含量设定为0.05％以上。另一方面，如果Ni含量为0.45％以上，则钢的热延展性会下降从而制造性会显著下降。因此，即使是在含有Ni的情况下，也要将Ni含量设定为低于0.45％。Ni含量的优选的上限为0.40％。
[0062] [Mo：0～1.00％]
[0063] Mo是具有使钢的淬火性提高、并且通过抑制回火软化来提高淬火回火后的钢的强度的效果的元素。为了得到这样的效果，也可以将Mo含量设定为0.10％以上。另一方面，在Mo含量超过1.00％的情况下，其效果饱和。由于Mo是昂贵的元素，不优选必要以上量地含有，因此即使是在含有Mo的情况下，也优选将Mo含量的上限设定为1.00％。Mo含量的更优选的上限为0.60％。
[0064] [V：0～1.00％]
[0065] V是具有使淬火性提高、并且通过抑制回火软化来提高淬火回火后的钢的强度的效果的元素。为了得到这样的效果，也可以将V含量设定为0.05％以上。另一方面，在V含量超过1.00％的情况下，会生成粗大的未固溶析出物而使钢脆化。因此，即使是在含有V的情况下，也要将V含量的上限设定为1.00％。V含量的优选的上限为0.50％。
[0066] [Cu：0～0.50％]
[0067] Cu具有抑制热轧中的脱碳的效果，另外与Ni同样地还具有使耐蚀性提高的效果。为了得到这些效果，也可以将Cu含量设定为0.05％以上。另一方面，Cu有可能会成为使钢的热延展性下降、在热轧时产生开裂的原因。因此，即使是在含有Cu的情况下，也要将Cu含量的上限设定为0.50％。Cu含量的优选的上限为0.30％。
[0068] [Nb：0～0.10％]
[0069] Nb是下述元素：使氮化物及碳化物粒子析出，通过奥氏体晶粒生长的钉扎效应而有助于淬火回火后的原奥氏体晶粒的微细化。为了得到这样的效果，也可以将Nb含量设定为0.01％以上。另一方面，在Nb含量超过0.10％的情况下，会生成粗大的未固溶析出物而使钢脆化。因此，即使是在含有Nb的情况下，也要将Nb含量的上限设定为0.10％。Nb含量的优选的上限为0.06％。
[0070] 如上述那样，本实施方式的弹簧钢为下述情况中的任一者都被允许：包含上述必需元素，剩余部分包含Fe及杂质；或者包含上述必需元素和任选元素的1种以上，剩余部分包含Fe及杂质。
[0071] 另外，本实施方式的弹簧钢除了需要满足各元素各自的含量以外，Ti、N、S、Cu、Ni还需要满足后述的关系。
[0072] ([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]>4.0
[0073] 就本实施方式的弹簧钢而言，其特征在于，通过如上述那样将Ti应用于S的固定，从而使Mn含量下降。因此，本实施方式的弹簧钢为了确保用于固定S所需的充分的Ti量，化学成分需要满足下述的式1。
[0074] ([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]>4.0 (式1)
[0075] 其中，式1中的[Ti质量％]、[N质量％]及[S质量％]分别为钢中的Ti含量、N含量及S含量(质量％)。
[0076] 就与Ti的结合力而言，N比S强。因此，钢中的Ti首先会与N结合而形成TiN，剩余的Ti成为硫化物。在式1中，左边的分子部的“3.43”的数值是通过将Ti的原子量除以N的原子量而得到的值。“3.43×[N质量％]”是可通过TiN的形成而被消耗的最大的Ti量。因而，式1的左边是“没有被N消耗而剩余的Ti含量”与“S含量”之比。在假定Ti4C2S2作为Ti系硫化物的情况下，由于Ti与S的重量比根据分子式和各自的原子量来看为Ti：S＝3：1，因此为了“使没有被N消耗而剩余的Ti对于以Ti4C2S2的形态来固定S而言是充分的”，式1的左边需要为4.0以上，优选为超过4.5。式1的左边低于4.0时，Ti无法将S充分固定，其结果是生成较多MnS。
[0077] 就本实施方式的弹簧钢而言，由于是通过S来固定Ti，因此MnS的生成得以抑制。由于MnS会成为腐蚀的起点，因此通过抑制MnS生成，从而能够抑制生锈和抑制因生锈而产生的腐蚀麻点的发生。
[0078] [Ni质量％]+[Cu质量％]<0.75
[0079] 以往，通过含有Cu、Ni从而谋求了耐蚀性的提高。但是，如果大量地含有Ni及Cu，则存在制造时的热裂的风险增高、制造性下降这样的问题。就本实施方式的弹簧钢而言，由于通过上述的MnS生成抑制而使耐蚀性提高，因此能够降低使耐蚀性提高的元素即Ni及Cu的含量。通过Ni及Cu的含量的降低，使得热裂对策变得能够减轻，带来制造性的改善及制造成本的抑制。
[0080] 本实施方式的弹簧钢为了充分地确保耐蚀性、制造性、制造成本中的任一者，满足以下的式子。
[0081] [Ni质量％]+[Cu质量％]<0.75 (式2)
[0082] 其中，式2中的[Ni质量％]、[Cu质量％]分别为钢中的Ni含量、Cu含量(质量％)。
[0083] 优选为[Ni质量％]+[Cu质量％]<0.60。
[0084] 由于Ni及Cu为任选元素，因此不需要规定式2的左边的下限。
[0085] 在高强度弹簧钢的情况下，淬火性的确保也是重要的课题。就本实施方式的弹簧钢而言，为了抑制腐蚀麻点生成，将提高淬火性的元素即Mn限制为0.60％以下。但是，通过综合应用Cr及B、进一步根据需要的Mo、V、Cu、Ni等，从而能够确保淬火性。特别是B由于即使为微量，提高淬火性的效果也大，因此就本实施方式的弹簧钢而言，即使将Cu、Ni的含量以合计设定为0.75％以下，也能够达成高强度。
[0086] 就本实施方式的弹簧钢而言，通过用Ti来固定S，使得MnS的生成得以抑制。由于MnS会成为腐蚀的起点，因此通过抑制MnS的生成，能够抑制锈和腐蚀麻点的发生。为了得到充分的抑制锈和腐蚀麻点的发生的效果，在钢材的任意的切割面处所观察到的当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率(MnS的个数在当量圆直径为1μm以上的夹杂物的个数中所占的比例)需要被降低至低于20％。更优选MnS的出现频率低于10％。将观察对象设定为当量圆直径为1μm以上的夹杂物是因为，一般而言硫化物系夹杂物的当量圆直径为1μm以上。1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率如下算出：在将钢材的切割面进行镜面研磨后，利用金相显微镜(光学显微镜)对20个以上的夹杂物进行观察，由MnS的个数相对于这些夹杂物的个数的比值来算出。此时，观察视场被设定为距离表面为直径的1/4的位置(相当于从钢材的表面朝向中心而相距钢材的直径的1/4的距离的位置)，为了对20个以上的夹杂物进行观察，例如一边沿轧制方向进行移动一边以观察倍率为1000倍对10个视场以上进行观察。夹杂物是否为MnS的判定可以根据金相显微镜观察时的颜色(MnS为灰色、Ti系为白色～桃色～黄色)来推定，优选通过EPMA、SEM-EDS来进行验证。
[0087] 本实施方式的弹簧钢可通过下述方法获得：对由进行了Al脱氧的钢液得到的具有上述化学成分的铸坯进行铸造，并对铸坯进行热轧。例如可通过下述方法获得：将具有上述的成分的钢锭在950℃～1200℃的温度下仅加热不超过120分钟的时间，并通过公知的方法进行热轧。
[0088] 本实施方式的弹簧钢可通过下述方法制成弹簧：在淬火回火后进一步进行弹簧加工；或者趁热进行弹簧加工后进行淬火回火。
[0089] 实施例
[0090] 接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一个条件例，本发明并不限于该一个条件例。只要能够在不脱离本发明的主旨的情况下达成本发明的目的就行，本发明可以采用各种条件。
[0091] 将实施例及比较例的各成分、及([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％](表中为(Ti-3.43×N)/S)、[Cu质量％]+[Ni质量％](表中为Cu+Ni)示于表1及表2中。表1及表2中，符号“-”表示没有添加该符号所涉及的元素。另外，表1、表2的剩余部分为Fe及杂质。
[0092] 通过将具有表1、表2中所示的成分的钢锭在950℃～1200℃的温度下仅加热不超过120分钟的时间、并进行热轧，从而制成了φ(直径)为12～18mm的钢(弹簧钢)。
[0093] [表1]
[0094]
[0095] [表2]
[0096]
[0097] 为了对所得到的弹簧钢评价淬火回火后的特性，进行了下述工序：加热至900℃～1050℃的温度来进行淬火；和按照抗拉强度达到1900～2000MPa的方式进行回火。回火条件按如下决定：例如作为预试验，通过在300℃、400℃、500℃进行回火并测定强度，从而推定出达到规定的强度的回火温度。
[0098] 从所得到的淬火回火后的钢中采集试验片，进行了拉伸试验、夏比冲击试验、夹杂物的观察及恒温恒湿试验。
[0099] <拉伸试验>
[0100] 拉伸试验是依据“JIS Z 2241”制作平行部直径为8mm的14号试验片来进行实施的。如果抗拉强度为1800MPa以上，则判断为得到了充分的强度。
[0101] <夏比冲击试验>
[0102] 夏比冲击试验是依据“JIS Z 2242”来制作U形缺口试验片(缺口下高度为8mm、宽度为5mm小尺寸)并在室温(23℃)进行了试验。如果冲击值(吸收能)为70.0J/cm2以上，则判断为得到了充分的韧性。
[0103] <夹杂物的观察>
[0104] 当量圆直径为1μm以上的夹杂物中的MnS的出现频率按如下算出：将钢材与轧制方向平行地进行切割，将切割面进行镜面研磨后，利用金相显微镜对20个以上的当量圆直径为1μm以上的夹杂物进行观察，由MnS的个数相对于所观察到的夹杂物的个数的比值来算出。此时，观察视场设定为直径的1/4位置，例如一边沿轧制方向进行移动一边以观察倍率为1000倍对10个视场以上进行了观察。另外，MnS的判定根据金相显微镜观察时的颜色(MnS为灰色、Ti系为白色～桃色～黄色)进行了推定，然后利用EPMA、SEM-EDS进行了验证。将MnS的出现频率低于20％设定为合格。
[0105] <恒温恒湿试验>
[0106] 将试验片暴露于1周的恒温恒湿(温度为35℃、湿度为95％)中，通过目视调查了生锈的有无。在没有生锈的情况下判断为耐蚀性优异。
[0107] 在表3及表4中示出了各实施例及比较例的机械特性(抗拉强度、冲击值)、夹杂物中的MnS出现频率、1周的恒温恒湿试验(温度为35℃、湿度为95％)后的生锈的有无。
[0108] [表3]
[0109]
[0110] [表4]
[0111]
[0112] 实施例均显示出：具有1900～2000MPa的抗拉强度和70.0J/cm2以上的冲击值，且以高水准兼顾了强度和韧性。另外，在全部实施例中，MnS的出现频率都低于20％，且没有发现在恒温恒湿试验中生锈。
[0113] 另一方面，就比较例24、25、26、27、28、29、30、31、32、33、34、35、37、39而言，C含量、Si含量、Mn含量、P含量、S含量、Cr含量、Mo含量、V含量、Al含量、Ti含量、B含量、([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]过量或不足，其结果是，钢脆化或者组织粗大化，冲击值下降。
[0114] 此外，比较例21、22、27由于Ti不足，比较例23、39由于([Ti质量％]-3.43×[N质量％])/[S质量％]的不足，比较例30由于S过量，比较例36由于N过量，比较例38由于Al不足，因此耐蚀性下降从而发现了生锈。
[0115] 产业上的可利用性
[0116] 本发明的弹簧钢由于在淬火回火后原奥氏体晶粒被微细化，因此在淬火回火后具有优异的机械特性。因此，根据本发明，能够获得具有1800MPa以上的高强度且冲击值得以确保、进而耐蚀性也高的弹簧钢。
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