弹簧钢
阅读：1046发布：2020-05-13
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1.一种弹簧钢，其特征在于，具有如下成分组成：在由下述(1)式计算出的DF值为0.23以上且1.50以下、由下述(2)式计算出的DT值为0.34以上且0.46以下、以及由下述(3)式计算出的WD值为255以下的条件下，含有C：0.35质量％以上且0.45质量％以下、Si：1.75质量％以上且2.40质量％以下、Mn：0.1质量％以上且1.0质量％以下、Cr：0.01质量％以上且小于0.50质量％、Mo：0.01质量％以上且1.00质量％以下、P：0.025质量％以下、S：0.025质量％以下和O：0.0015质量％以下、以及选自Sb：0.035质量％以上且0.12质量％以下和Sn：
0.035质量％以上且0.20质量％以下中的一种或两种，余量为Fe和不可避免的杂质，DF＝[Si]/{100×[C]×([Sn]+[Sb])}…(1)
DT＝10×[C]/{5×[Si]+2×[Sn]+3×[Sb]}…(2)
WD＝544×[C]+188×[Sn+Sb]…(3)
其中，[]为该括号内成分的质量％含量。
2.如权利要求1所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有选自Al：0.50质量％以下、Cu：1.0质量％以下、以及Ni：2.0质量％以下中的一种或两种以上。
3.如权利要求1或2所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有选自W：2.0质量％以下、Nb：0.1质量％以下、Ti：0.2质量％以下和V：0.5质量％以下中的一种或两种以上。
4.如权利要求1或2所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有B：0.005质量％以下。
5.如权利要求3所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有B：0.005质量％以下。
弹簧钢
技术领域
背景技术
[0002] 近年来，从地球环境问题的观点出发，要求汽车的燃料效率提高、以及二氧化碳排出量的削减，随之，汽车的轻量化的要求越来越强。特别是对于作为汽车的行驶部件之一的悬架弹簧的轻量化的要求强，采用了使用淬火-回火后的强度达到2000MPa以上的、高强度化的原材的高应力设计。
[0003] 通用的弹簧用钢是JIS G4801等中规定的、淬火-回火后的强度达到约1600～约1800MPa的弹簧用钢，通过热轧制造成规定的线材后，在热成形弹簧的情况下，加热的同时成形为弹簧状后，进行淬火-回火处理，在冷成形弹簧的情况下，拉拔加工后，进行淬火-回火处理，成形为弹簧状。
[0004] 例如，在悬架弹簧中，作为至今为止通常使用的原材，使用JIS G4801中记载的SUP7。SUP7含有1.8～2.2质量％的Si，在通过热轧制造成规定的线材时，在表层容易发生脱碳，特别是容易发生铁素体脱碳，对作为弹簧的特性(例如疲劳特性)产生不良影响。铁素体脱碳是奥氏体组织随着脱碳而发生铁素体相变的现象，在钢原材加热时或热轧工序中，由于钢原材的表面发生脱碳而产生，此外，在将弹簧用钢线材加热、热成形或淬火的过程中也会产生。该铁素体脱碳的抑制除了确保弹簧的疲劳特性之外，也带来省略用于削去脱碳层的剥离工序等、提高成品率等各种优点，因此，为了抑制铁素体脱碳，进行了各种提案。
[0005] 例如，专利文献1中记载的技术通过控制Cu与Ni的合计添加量(Cu+Ni)，实现了铁素体脱碳的抑制。但是，铁素体脱碳是由于钢材表层区域中的碳减少从而表层区域成为铁素体单相组织的现象，即使将Cu+Ni控制在0.20质量％至0.75质量％的范围内，也难以确实地抑制铁素体脱碳。
[0006] 专利文献2中公开了一种弹簧用钢线材，其通过控制C、Si、Mn、Cr、P、S的添加量、控制线材的结晶粒径，使耐脱碳性以及拉丝加工性优良。但是，铁素体脱碳是由于钢材表层区域中的碳减少从而表层区域成为铁素体单相组织的现象，即使通过调整C、Si、Mn、Cr、P、S的添加量来控制线材的结晶粒径，也难以确实地抑制铁素体脱碳。
[0007] 专利文献3中，在表面温度为800～1000℃的温度范围内结束精轧后，在将轧制后的钢带卷取前不进行水冷而卷取成卷材状，在卷取后的冷却过程中，不迅速改变冷却条件而是以空冷以下的速度冷却至完成相变，由此，抑制铁素体脱碳的发生。但是，铁素体脱碳是由于钢材表层区域中的碳减少从而表层区域成为铁素体单相组织的现象，仅仅控制制造条件，难以抑制铁素体脱碳。
[0008] 专利文献4中，在制造弹簧钢时，通过控制作为通常包含的微量成分的Ni、Cu、S的组合量，降低脱碳。但是，铁素体脱碳是由于钢材表层区域中的碳减少从而表层区域成为铁素体单相组织的现象，即使控制Ni、Cu、S的组合量，也难以确实地避免表层的碳的降低，难以抑制铁素体脱碳。
[0009] 专利文献5中，通过控制C、Si、Mn以及Sb的添加量，抑制铁素体脱碳。该文献5中，作为实施例公开了含有0.55质量％以上的C的钢，由于添加的C量多，因此，对铁素体脱碳的抑制有利。但是，即使能够抑制铁素体脱碳，但由于含有的C、Sb多，因此，在难以抑制脱碳(在此为总脱碳)、抑制拉丝性降低的方面仍存在问题。
[0010] 现有技术文献
[0011] 专利文献
[0012] 专利文献1：日本特开2003-105496号公报
[0013] 专利文献2：日本特开2009-68030号公报
[0014] 专利文献3：日本特开2003-268453号公报
[0015] 专利文献4：日本特开平8-176737号公报
[0016] 专利文献5：日本特公平6-72282号公报
发明内容
[0017] 发明要解决的问题
[0018] 如上所述，从提高汽车的燃料效率、以及削减二氧化碳排出量的观点出发，期望作为汽车的行驶部件之一的悬架弹簧的进一步高强度化。但是，在弹簧的表层发生铁素体脱碳时，由于对作为弹簧的特性(例如疲劳特性)产生不良影响，因此，抑制铁素体脱碳(以下，也称为耐脱碳性)成为课题。另外，由于增加C、添加Cu、Ni、Sb等合金元素，在拉丝前的弹簧原材中容易生成硬质的组织，因此，拉丝性降低也成为课题。
[0019] 本发明是为了解决上述课题而完成的，通过对以往的高强度弹簧钢进行C、Si、Mn、Cr、Mo、Sb以及Sn的添加量的适当化，提供高强度、并且不会损害弹簧钢的各种特性的、耐脱碳性优良的弹簧钢。
[0020] 用于解决问题的方法
[0021] 发明人发现，为了解决所述课题，使C、Si、Mn、Cr、Mo、Sb以及Sn的各添加量适当，并且以由下述(1)式表示的DF值、由下述(2)式表示的DT值以及由下述(3)式表示的WD值达到适当范围的方式进行成分设计，由此，在维持弹簧所必需的特性的同时，原材的耐脱碳性以及拉丝性提高，从而完成了本发明。
[0022] 即，本发明的主旨构成如下。
[0023] 1.一种弹簧钢，其特征在于，具有如下成分组成：在由下述(1)式计算出的DF值为0.23以上且1.50以下、由下述(2)式计算出的DT值为0.34以上且0.46以下、以及由下述(3)式计算出的WD值为255以下的条件下，含有C：0.35质量％以上且0.45质量％以下、Si：1.75质量％以上且2.40质量％以下、Mn：0.1质量％以上且1.0质量％以下、Cr：0.01质量％以上且小于0.50质量％、Mo：0.01质量％以上且1.00质量％以下、P：0.025质量％以下、S：0.025质量％以下和O：0.0015质量％以下，以及选自Sb：0.035质量％以上且0.12质量％以下和Sn：0.035质量％以上且0.20质量％以下中的一种或两种，余量为Fe和不可避免的杂质，[0024] DF＝[Si]/{100×[C]×([Sn]+[Sb])}…(1)
[0025] DT＝10×[C]/{5×[Si]+2×[Sn]+3×[Sb]}…(2)
[0026] WD＝544×[C]+188×[Sn+Sb]…(3)
[0027] 其中，[]为该括号内成分的质量％含量。
[0028] 2.如上述1所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有选自Al：0.50质量％以下、Cu：1.0质量％以下、以及Ni：2.0质量％以下中的一种或两种以上。
[0029] 3.如上述1或2所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有选自W：2.0质量％以下、Nb：0.1质量％以下、Ti：0.2质量％以下和V：0.5质量％以下中的一种或两种以上。
[0030] 4.如上述1至3中任一项所述的弹簧钢，其特征在于，所述成分组成还含有B：0.005质量％以下。
[0031] 发明效果
[0033] 图1是关于DF值整理示出耐脱碳性的评价结果的图。
[0034] 图2是关于WD值整理拉丝性的评价的图。
[0035] 图3是表示在表层生成有铁素体脱碳层的例子的金属组织照片。
[0036] 图4是表示在表层没有生成铁素体脱碳层的例子的金属组织照片。
[0037] 图5是表示在表层生成有并非铁素体脱碳的脱碳层的例子的金属组织照片。
具体实施方式
[0038] 以下，对本发明的弹簧钢详细进行说明。
[0039] 首先，对本发明的高强度弹簧钢的成分组成进行说明。
[0040] C：0.35质量％以上且0.45质量％以下
[0041] C是用于确保必要强度所必须的元素，小于0.35质量％时，难以确保规定的强度，另外，为了确保规定强度，需要添加大量的合金元素，导致合金成本的升高，因此，设为0.35质量％以上。另外，C含量少时，容易发生铁素体脱碳。另一方面，添加超过0.45质量％时，导致靭性的降低、线材的硬化或拉丝加工时的拉丝性的降低。由此，C量设为0.35质量％以上且0.45质量％以下。优选为0.36质量％以上且0.45质量％以下。
[0042] Si：1.75质量％以上且2.40质量％以下
[0043] Si是通过作为脱氧剂、以及固溶强化或提高回火软化阻力来提高钢的强度、提高钢的耐弹减性的元素，本发明中，添加1.75质量％以上。但是，添加超过2.40质量％时，在弹簧制造时导致铁素体脱碳的发生。由此，Si的上限设为2.40质量％。由上，Si量设为1.75质量％以上且2.40质量％以下。优选为1.80质量％以上且2.35质量％以下。
[0044] Mn：0.1质量％以上且1.0质量％以下
[0045] Mn使钢的淬透性提高，对提高强度有益，因此，添加0.1质量％以上。但是，在添加超过1.0质量％时，由于使钢高强度化，因此，导致母材靭性降低。由此，Mn的上限设为1.0质量％。由上，Mn量设为0.1质量％以上且1.0质量％以下。优选为0.2质量％以上且1.0质量％以下。
[0046] P：0.025质量％以下
[0047] S：0.025质量％以下
[0048] P和S在晶界发生偏析，导致钢的母材靭性降低。由上，优选这些元素尽可能降低。由此，P和S均设为0.025质量％以下。需要说明的是，为了小于0.0002质量％，需要高成本，因此，在工业上降低至0.0002质量％即可。
[0049] Cr：0.01质量％以上且小于0.50质量％
[0050] Cr是提高钢的淬透性，使强度增加的元素。因此，添加0.01质量％以上。另一方面，添加0.50质量％以上使钢高强度化，因此，导致母材靭性降低。另外，Cr使在凹陷底的pH降低，因此是使耐点蚀性降低的元素。由上，Cr量设为0.01质量％以上且小于0.50质量％。优选为0.01质量％以上且0.49质量％以下。
[0051] Mo：0.01质量％以上且1.00质量％以下
[0052] Mo是提高淬透性和回火后的强度的元素。为了得到这样的效果，添加0.01质量％以上。但是，添加超过1.00质量％时，反而合金成本升高。另外，由于使钢高强度化，因此，导致母材靭性降低。由上，Mo量设为0.01质量％以上且1.00质量％以下。优选为0.01质量％以上且0.95质量％以下。
[0053] Sb：0.035质量％以上且0.12质量％以下
[0054] Sb在表层富集，抑制C从钢中扩散，从而是抑制表层的C量降低的元素，需要添加0.035质量％以上。但是，添加超过0.12质量％时，在钢中发生偏析，导致母材靭性以及拉丝性的降低。另外，通过添加Sb，线料的淬透性提高，生成贝氏体、马氏体等硬质的组织，从而拉拔加工时的拉丝性降低。由上，Sb量设为0.035～0.12质量％。更优选的范围为0.035～
0.115质量％。
0.115质量％。
[0055] Sn：0.035质量％以上且0.20质量％以下
[0056] Sn在表层富集，抑制C从钢中扩散，从而是抑制表层的C量降低的元素，需要添加0.035质量％以上。但是，添加超过0.20质量％时，在钢中发生偏析，有可能导致弹簧的特性降低。另外，通过添加Sn，线料的淬透性提高，生成贝氏体、马氏体等硬质的组织，从而拉拔加工时的拉丝性降低。由上，Sn量设为0.20质量％以下。更优选的范围为0.035～0.195质量％。
[0057] 需要说明的是，本发明中，包括没有积极添加Sb和Sn中的任意一种的情况，在没有积极添加Sb的情况下，以Sb量小于0.01质量％作为不可避免的杂质含有，在没有积极添加Sn的情况下，以Sn量小于0.01质量％作为不可避免的杂质含有。关于所述(1)式中的Sb含量[Sb]、Sn含量[Sn]，使用作为不可避免的杂质含有的Sb、Sn的含量(质量％)、或在积极添加的情况下的其含量(质量％)的值。
[0058] O：0.0015质量％以下
[0059] O与Si和Al键合，形成硬质的氧化物系非金属夹杂物，导致弹簧的特性降低，因此，优选尽可能低，但本发明中，允许为0.0015质量％以下。
[0060] DF值(所述(1)式)：0.23以上且1.50以下
[0061] DT值(所述(2)式)：0.34以上且0.46以下
[0062] WD值(所述(3)式)：255以下
[0063] 接着，对导出DF值、DT值以及WD值的实验结果详细说明。
[0064] 即，发明人变化成分组成以及DF值、DT值和WD值，分别制作表1所示的成分组成的弹簧钢，考察各自的耐脱碳性、靭性以及拉丝性。将其评价结果示于表2。另外，图1中关于DF值整理示出耐脱碳性的评价结果。需要说明的是，表1中的各元素的数值为质量％含量。
[0065] 表1
[0066]钢No. C Si Mn P S Cr Mo Sn Sb O DF值 DT值 WD值 备注
A-1 0.60 2.00 0.85 0.020 0.015 - - 0.001 0.005 0.0010 5.56 0.60 333 基准钢A-2 0.42 2.01 0.88 0.005 0.006 0.04 0.20 0.005 0.100 0.0009 0.46 0.41 245 发明钢A-3 0.38 1.76 0.85 0.006 0.005 0.04 0.18 0.005 0.090 0.0008 0.49 0.42 222 发明钢A-4 0.44 1.91 0.21 0.007 0.007 0.03 0.11 0.005 0.051 0.0007 0.78 0.45 250 发明钢A-5 0.39 1.98 0.30 0.009 0.005 0.49 0.05 0.001 0.035 0.0008 1.41 0.39 220 发明钢A-6 0.42 1.90 0.41 0.008 0.004 0.49 0.25 0.001 0.120 0.0006 0.37 0.43 247 发明钢A-7 0.41 2.22 0.77 0.006 0.005 0.21 0.20 0.050 0.080 0.0007 0.42 0.36 242 发明钢A-8 0.39 1.94 0.65 0.008 0.004 0.45 0.18 0.150 0.035 0.0008 0.27 0.39 238 发明钢A-9 0.42 2.39 0.50 0.007 0.005 0.48 0.15 0.111 0.062 0.0006 0.33 0.34 253 发明钢A-10 0.39 2.28 0.95 0.008 0.006 0.35 0.10 0.018 0.040 0.0007 1.01 0.34 223 发明钢A-11 0.37 2.01 0.35 0.007 0.007 0.33 0.17 0.200 0.035 0.0008 0.23 0.35 233 发明钢A-12 0.42 1.85 0.65 0.008 0.007 0.15 0.15 0.001 0.035 0.0007 1.22 0.45 237 发明钢A-13 0.41 1.76 0.54 0.007 0.005 0.22 0.11 0.001 0.051 0.0006 0.83 0.46 233 发明钢A-14 0.42 2.40 0.41 0.006 0.005 0.49 0.05 0.001 0.037 0.0007 1.50 0.35 237 发明钢A-15 0.39 1.75 0.21 0.005 0.004 0.25 0.15 0.110 0.120 0.0008 0.20 0.42 243 比较钢A-16 0.41 2.30 0.35 0.007 0.003 0.48 0.20 0.001 0.035 0.0009 1.56 0.35 231 比较钢A-17 0.42 1.95 0.25 0.005 0.002 0.48 0.92 0.100 0.002 0.0007 0.46 0.42 245 发明钢A-18 0.42 2.05 0.45 0.005 0.003 0.40 0.35 0.035 0.001 0.0008 1.36 0.41 237 发明钢A-19 0.36 2.00 0.63 0.004 0.002 0.25 0.21 0.180 0.002 0.0008 0.31 0.35 221 发明钢A-20 0.41 2.00 0.95 0.006 0.004 0.11 0.20 0.200 0.002 0.0008 0.24 0.39 251 发明钢A-21 0.38 2.40 0.99 0.005 0.003 0.45 0.12 0.200 0.050 0.0008 0.25 0.30 240 比较钢A-22 0.44 1.75 0.89 0.004 0.004 0.21 0.44 0.001 0.090 0.0007 0.44 0.49 254 比较钢A-23 0.44 2.00 0.89 0.006 0.003 0.05 0.92 0.001 0.130 0.0009 0.35 0.42 259 比较钢A-24 0.44 2.20 0.89 0.006 0.003 0.05 0.92 0.210 0.002 0.0009 0.24 0.39 269 比较钢A-25 0.41 2.29 0.33 0.006 0.004 0.47 0.15 0.001 0.036 0.0007 1.51 0.35 232 比较钢A-26 0.37 1.90 0.21 0.008 0.006 0.11 0.21 0.115 0.115 0.0008 0.22 0.37 232 比较钢A-27 0.40 2.33 0.99 0.005 0.003 0.45 0.12 0.190 0.050 0.0008 0.24 0.33 250 比较钢A-28 0.43 1.76 0.89 0.006 0.005 0.21 0.44 0.001 0.090 0.0007 0.45 0.47 249 比较钢A-29 0.44 2.00 0.89 0.007 0.004 0.05 0.21 0.020 0.085 0.0009 0.43 0.43 256 比较钢A-30 0.35 1.84 0.91 0.005 0.001 0.05 0.21 0.035 0.001 0.0008 1.46 0.38 198 发明钢[0067] 为了考察DF值、DT值以及WD值对耐脱碳性产生的影响，使弹簧钢的制造条件相同。
其制造条件如下。首先，将通过真空熔炼进行熔炼后的圆柱状钢锭(直径200mm、长度400mm)加热至1000℃后，进行热轧，得到直径15mm的线材。此时，加热时的气氛在大气气氛下实施。
从热轧后的线材上裁取显微组织观察用样品(直径15mm、长度10mm)。
A-1 0.60 2.00 0.85 0.020 0.015 - - 0.001 0.005 0.0010 5.56 0.60 333 基准钢A-2 0.42 2.01 0.88 0.005 0.006 0.04 0.20 0.005 0.100 0.0009 0.46 0.41 245 发明钢A-3 0.38 1.76 0.85 0.006 0.005 0.04 0.18 0.005 0.090 0.0008 0.49 0.42 222 发明钢A-4 0.44 1.91 0.21 0.007 0.007 0.03 0.11 0.005 0.051 0.0007 0.78 0.45 250 发明钢A-5 0.39 1.98 0.30 0.009 0.005 0.49 0.05 0.001 0.035 0.0008 1.41 0.39 220 发明钢A-6 0.42 1.90 0.41 0.008 0.004 0.49 0.25 0.001 0.120 0.0006 0.37 0.43 247 发明钢A-7 0.41 2.22 0.77 0.006 0.005 0.21 0.20 0.050 0.080 0.0007 0.42 0.36 242 发明钢A-8 0.39 1.94 0.65 0.008 0.004 0.45 0.18 0.150 0.035 0.0008 0.27 0.39 238 发明钢A-9 0.42 2.39 0.50 0.007 0.005 0.48 0.15 0.111 0.062 0.0006 0.33 0.34 253 发明钢A-10 0.39 2.28 0.95 0.008 0.006 0.35 0.10 0.018 0.040 0.0007 1.01 0.34 223 发明钢A-11 0.37 2.01 0.35 0.007 0.007 0.33 0.17 0.200 0.035 0.0008 0.23 0.35 233 发明钢A-12 0.42 1.85 0.65 0.008 0.007 0.15 0.15 0.001 0.035 0.0007 1.22 0.45 237 发明钢A-13 0.41 1.76 0.54 0.007 0.005 0.22 0.11 0.001 0.051 0.0006 0.83 0.46 233 发明钢A-14 0.42 2.40 0.41 0.006 0.005 0.49 0.05 0.001 0.037 0.0007 1.50 0.35 237 发明钢A-15 0.39 1.75 0.21 0.005 0.004 0.25 0.15 0.110 0.120 0.0008 0.20 0.42 243 比较钢A-16 0.41 2.30 0.35 0.007 0.003 0.48 0.20 0.001 0.035 0.0009 1.56 0.35 231 比较钢A-17 0.42 1.95 0.25 0.005 0.002 0.48 0.92 0.100 0.002 0.0007 0.46 0.42 245 发明钢A-18 0.42 2.05 0.45 0.005 0.003 0.40 0.35 0.035 0.001 0.0008 1.36 0.41 237 发明钢A-19 0.36 2.00 0.63 0.004 0.002 0.25 0.21 0.180 0.002 0.0008 0.31 0.35 221 发明钢A-20 0.41 2.00 0.95 0.006 0.004 0.11 0.20 0.200 0.002 0.0008 0.24 0.39 251 发明钢A-21 0.38 2.40 0.99 0.005 0.003 0.45 0.12 0.200 0.050 0.0008 0.25 0.30 240 比较钢A-22 0.44 1.75 0.89 0.004 0.004 0.21 0.44 0.001 0.090 0.0007 0.44 0.49 254 比较钢A-23 0.44 2.00 0.89 0.006 0.003 0.05 0.92 0.001 0.130 0.0009 0.35 0.42 259 比较钢A-24 0.44 2.20 0.89 0.006 0.003 0.05 0.92 0.210 0.002 0.0009 0.24 0.39 269 比较钢A-25 0.41 2.29 0.33 0.006 0.004 0.47 0.15 0.001 0.036 0.0007 1.51 0.35 232 比较钢A-26 0.37 1.90 0.21 0.008 0.006 0.11 0.21 0.115 0.115 0.0008 0.22 0.37 232 比较钢A-27 0.40 2.33 0.99 0.005 0.003 0.45 0.12 0.190 0.050 0.0008 0.24 0.33 250 比较钢A-28 0.43 1.76 0.89 0.006 0.005 0.21 0.44 0.001 0.090 0.0007 0.45 0.47 249 比较钢A-29 0.44 2.00 0.89 0.007 0.004 0.05 0.21 0.020 0.085 0.0009 0.43 0.43 256 比较钢A-30 0.35 1.84 0.91 0.005 0.001 0.05 0.21 0.035 0.001 0.0008 1.46 0.38 198 发明钢[0067] 为了考察DF值、DT值以及WD值对耐脱碳性产生的影响，使弹簧钢的制造条件相同。
其制造条件如下。首先，将通过真空熔炼进行熔炼后的圆柱状钢锭(直径200mm、长度400mm)加热至1000℃后，进行热轧，得到直径15mm的线材。此时，加热时的气氛在大气气氛下实施。
从热轧后的线材上裁取显微组织观察用样品(直径15mm、长度10mm)。
[0068] 需要说明的是，耐脱碳性以及靭性用后述的实施例中的试验方法进行评价。
[0069] 弹簧钢的靭性优选实际上制造弹簧来进行评价，但在此，对上述的热轧后的直径15mm的线材，从其中间部分裁取直径15mm以及长度100mm的圆棒试验片，进行淬火-回火处理。淬火通过加热温度900℃、保持时间15分钟、60℃油冷进行，回火通过加热温度350℃、保持时间60分种、水冷进行。使用进行该热处理后的圆棒试验片，用后述的实施例中的试验方法进行评价。
[0070] 另外，关于制造弹簧时的拉丝性，将通过真空熔炼进行熔炼后的钢锭(直径200mm、长度400mm)加热至1000℃后，进行热轧，精加工成直径13.5mm的线材。然后，对于所得到的线材，进行拉拔加工至直径12.6mm，用进行涉及20m长度的拉拔时的断线次数进行评价。
[0071] 在此，Si为有助铁素体组织生成的元素，C是抑制铁素体组织生成的元素，Sb以及Sn是抑制表层的C量降低的元素，因此认为，可以将由所述式(1)规定的DF值视为发生铁素体脱碳的容易程度的指标，根据该DF值对铁素体脱碳深度进行了整理。其结果，如表2和图1所示，DF值超过1.50时，由于添加的Si量的增加、和/或添加的C、Sn、Sb的量的减少，弹簧表层的C量降低，因而发生了铁素体脱碳，结果耐脱碳性降低。另一方面，DF值小于0.23时，添加的Si量减少，和/或添加的C、Sn、Sb的量增加，能够抑制表层的C量的降低，因而耐脱碳性提高，但没有确认到显著的提高。另外，在DF值小于0.23的情况下，如上所述，由于添加的C、Sn、Sb量增加，因此靭性容易降低。由上可明确，通过将DF值调节至0.23以上且1.50以下的范围，耐脱碳性提高，并且能够保持韧性。
[0072] 同样地，如表2所示，由所述式(2)规定的DT值小于0.34时，由于添加的Si量的增加、和/或添加的C、Sn、Sb的量的减少，弹簧表层的C量降低，因而发生了铁素体脱碳，结果耐脱碳性降低。相反，DT值超过0.46时，由于Sn或Sb的添加量增加，因此，C向弹簧表层中的供给延迟，脱碳量反而增加至0.1mm以上。由上可明确，通过将DT值调节至0.34以上且0.46以下的范围，耐脱碳性提高。
[0073] 如上所述，通过调节Sn和/或Sb量，耐脱碳性提高，但这些元素使淬透性提高，并且促进在线料(热轧后的线材)中生成贝氏体、马氏体，因此，有可能对拉丝性产生不良影响。因此，如上所述进行了拉丝性的考察，根据C、Sb、Sn的含量整理了对拉丝性的影响。将其结果示于表2和图2。需要说明的是，图2中，仅仅绘制了关于DF值和DT值在本发明的范围内的钢No.的结果。如表2和图2所示，由所述式(3)规定的WD值超过255时，C、Sn或Sb的量增加，导致线料的高硬度化，另外，由于Sn或Sb使淬透性提高，结果导致贝氏体、马氏体的硬质组织的生成，因此靭性和拉丝性降低。
[0074] 在此，本发明的弹簧钢中，WD值表示在C含量为0.35质量％、以0.035质量％含有Sb和Sn中的任意一种的情况下的最小的值，此时的WD值为197。即，本发明的弹簧钢中，分别限定C含量、Sb含量或Sn含量的下限，因此，由所述式(3)规定的WD值只能为197以上的值。
[0075] 需要说明的是，WD值越小，C、Sn或Sb的量越小，因此，在弹簧制造时存在硬度降低的倾向。由上，WD值优选为220以上。
[0076] 表2
[0077]
[0078] 另外，本发明的弹簧钢中，从高强度化的观点出发，在所述成分的基础上，根据需要可以含有以下的成分。
[0079] Al：0.50质量％以下、Cu：1.0质量％以下以及Ni：2.0质量％以下中的一种或两种以上
[0080] 首先，Cu和Ni是提高淬透性和回火后的强度的元素，可以选择添加。为了得到这样的效果，Cu和Ni优选添加0.005质量％以上。但是，添加超过1.0质量％的Cu以及添加超过2.0质量％的Ni时，反而合金成本升高，因此，优选Cu的添加上限为1.0质量％、以及Ni的添加上限为2.0质量％。
[0081] 另外，Al作为脱氧剂有用，进而是通过抑制淬火时的奥氏体晶粒生长而有效维持强度的元素，因此优选可以添加0.01质量％以上。但是，即使添加超过0.50质量％，其效果也饱和，产生导致成本上升的不利，而且在冷环境下的卷绕性也降低。由此，优选Al的添加上限为0.50质量％。
[0082] 另外，本发明的弹簧钢为了提高强度，在所述成分的基础上，根据需要可以含有以下的成分。
[0083] W：2.0质量％以下、Nb：0.1质量％以下、Ti：0.2质量％以下和V：0.5质量％以下中的一种或两种以上
[0084] W、Nb、Ti和V均是提高淬透性和回火后的钢的强度的元素，可以根据必要的强度选择添加。为了得到这样的效果，优选W、Nb和Ti分别以0.001质量％以上来添加、V以0.002质量％以上来添加。
[0085] 但是，添加超过0.5质量％的V、添加超过0.1质量％的Nb以及添加超过0.2质量％的Ti时，在钢中大量生成碳化物，过度高强度化，导致靭性降低。Nb、Ti和V优选分别以上述值作为上限来添加。另外，添加超过2.0质量％的W时，过度高强度化，靭性降低，导致合金成本的升高。由此，优选W以2.0质量％作为上限来添加。
[0086] B：0.005质量％以下
[0087] B是通过淬透性的增大而提高回火后的钢的强度的元素，可以根据需要含有。为了得到所述效果，优选添加0.0002质量％以上。但是，添加超过0.005质量％时，有可能在冷环境下的加工性变差。由此，优选B在0.005质量％以下的范围内添加。
[0088] 具有以上的成分组成的钢锭可以使用由转炉进行熔炼得到的钢锭，也可以使用由真空熔炼得到的钢锭。然后，钢锭、钢坯、初轧方坯或坯锭等原材经加热，热轧，酸洗而除去氧化皮后，进行拉丝，调整至规定的粗度，用于弹簧用钢。
[0089] 这样得到的高强度弹簧钢尽管能够廉价地制造，但具有优良的耐脱碳性和拉丝性，能够应用于例如作为汽车的行驶部件的悬架弹簧。
[0090] 实施例
[0091] 将具有表3所示的成分组成(表3中的各元素的值均为含量(质量％))的钢通过转炉进行熔炼，将由这些钢制造的坯锭加热至1000℃，然后进行热轧，得到直径15mm以及用于拉丝性评价的13.5mm的线材。加热时的气氛在高炉煤气与焦炉煤气的混合气体(M气体)气氛下实施，也可以使用其他的气氛(例如大气、LNG、城市煤气、COG+BFG这样的混合气体、COG、重油、氮气、氩气等)进行加热。从热轧后的线材裁取显微组织观察用样品(直径15mm、长度10mm)，根据以下的方法考察耐脱碳性和弹簧钢的靭性。
[0092] 另外，弹簧钢的靭性优选实际上制造弹簧进行评价，但在此，从上述直径15mm的线材裁取直径15mm、长度100mm的圆棒试验片，进行淬火-回火处理。淬火通过加热温度900℃、保持时间15分钟、60℃油冷进行，回火通过加热温度350℃、保持时间60分、水冷进行。对于所得到的圆棒试验片，通过以下的试验方法进行评价。
[0093]
[0094] [耐脱碳性]
[0095] 耐脱碳性通过热轧后的线材的表层中的铁素体单相组织的有无进行判断。评价方法根据JIS G0558如下进行。从热轧后的线材上对于长度方向(轧制方向)切割10mm。为了进行切割面(相对于长度方向垂直的截面：以下为C截面)的组织观察，埋入树脂中，进行镜面研磨后，用3％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，进行C截面表层的组织观察。在表层确认到如图3所示的铁素体单相组织的情况下，视为发生了铁素体脱碳，将铁素体脱碳层的最深处定义为铁素体脱碳深度。另外，在为图4所示的组织的情况下，定义为没有确认到铁素体脱碳的发生。另外，在为图5所示的组织的情况下，即在表层存在珠光体百分率低的区域的情况下，没有确认到铁素体脱碳层的生成，但视为发生了脱碳，如果其区域小于0.1mm，则判断为耐脱碳性良好。
[0096] [靭性]
[0097] 对于靭性而言，使用JIS Z 2242中记载的2mmU缺口夏比冲击试验片(高度10mm、宽度10mm、长度55mm、缺口深度2mm、缺口底半径1mm)，在试验温度20℃、试验根数为3根的条件2
下实施，分别求出吸收能量，将所得到的吸收能量除以0.8，求出冲击值(J/cm)。另外，求出
3根试验片的冲击值的平均值。靭性为弹簧钢所要求的特性之一，因此，在本发明中，如果为基准钢的2倍以下，则判断为靭性降低。
下实施，分别求出吸收能量，将所得到的吸收能量除以0.8，求出冲击值(J/cm)。另外，求出
3根试验片的冲击值的平均值。靭性为弹簧钢所要求的特性之一，因此，在本发明中，如果为基准钢的2倍以下，则判断为靭性降低。
[0098] [拉丝性]
[0099] 关于拉丝性，对于所述的直径13.5mm的线材进行拉拔加工至12.6mm直径，用进行涉及20m的长度的拉拔时的断线次数进行评价。该断线即使发生1次时，也判断为拉丝性降低。
[0100] 表4中示出了铁素体脱碳的深度以及靭性(冲击特性)的各评价结果。可知，满足本发明的成分组成、DF值、DT值和WD值的钢No.B-1、B-3、B-5～7、B-10、B-13～16、B-18～28以及B-34～38的钢，没有发生铁素体脱碳，脱碳也为0.1mm以下，而且，也没有发生拉拔加工时的断线，具有良好的耐脱碳性和拉丝性，而且靭性也显示为良好的值。相对于此，可知成分组成在本发明的范围外的钢No.B-2、B-4、B-8～9、B-17、B-29～33以及B-39～40的钢、以及成分组成在本发明的范围内但DF值在本发明的范围外的钢No.B-11～B-12，产生了铁素体脱碳层，或脱碳层为0.1mm以上，或拉丝性降低。
[0101] 表4
[0102]
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