專利名稱：：抗脆斷性能優異的高強度彈簧鋼及其制造方法
技術領域：
：本發明涉及強度是1900MPa以上的高強度，特別是改善了耐破壞特性的彈簧鋼。
背景技術：
：近年來，從減輕環境負荷的觀點出發，對于汽車的高燃油效率化的技術開發盛行。在作為汽車元件的閥彈簧和懸架彈簧中，設計應力的上升、尺寸的小型化得到研究，要求使用彈簧鋼的高強度化。但是，一般若使金屬材料高強度化，則疲勞和延遲破壞所代表的耐破壞特性劣化。因此，在實現高強度化時，若與耐破壞特性的并立成為課題。對于這一課題，例如在特開平6-306542號公報中，提出一種通過控制非金屬夾雜物組成而提高疲勞強度的彈簧用鋼，另外在特開平10-121201號公報中，提出有一種通過控制具有馬氏體組織的鋼材的舊奧氏體晶界的P偏析量，從而使耐延遲破壞特性提高的高強度彈簧鋼。另外，在特開號公報中，提出有通過一種控制殘留Y以使耐疲勞特性提高的彈簧鋼，另外在特開號公報中，提出有一種通過控制舊奧氏體結晶粒度而使耐疲勞特性提高的彈簧鋼。此外，在特開號公報中，記載有一種使鋼組織為馬氏體和鐵素體的層狀組織，從而使耐氫疲勞破壞特性提高的高強度彈簧鋼。閥彈簧、懸架彈簧等，作為關系到折損這種重大事故的重要保安零件的原材而被使用的彈簧鋼，即使在實現了高強度化的情況下，還要求有充分且穩定的耐破壞脆性。然而，現有的彈簧鋼，在抗拉強度實現1900MPa以上的高強度化時，無法實現充分的耐破壞特性。
發明內容本發明鑒于上述這種情況而做，其目的在于，提供一種具有1900MPa以上的高強度，而且抗脆斷性能優異的彈簧鋼及其制造方法。作為高強度鋼的金屬組織多應用馬氏體組織，但是利用馬氏體組織進行強化時，根據使用條件會導致破壞特性發生很大變化。特別是涉及到氫時和有缺口時，容易產生沿著舊奧氏體晶界的脆性破壞，有破壞特性急劇劣化的情況。本發明為了既活用馬氏體組織而實現高強度化，又保持穩定的耐破壞特性而不使之受使用條件左右，從抑制舊奧氏體晶界破壞所代表的脆性破壞這一重要的見解出發，特定彈簧鋼的成分、組織，從而完成本發明。艮P，本發明的彈簧鋼，化學成分以mass。/。計含有C:0.40.6%、Si:1.43.0%、Mn:0.11.0%、Cr:0.22.5%、P:0.025%以下、S:0.025%以下、N:0.006%以下、Al:0.1%以下和0:0.0030%以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，并且固溶C量為0.15%以下，作為含Cr的析出物所包含的Cr量為0.10%以下，由下式所表示的TS值為24.8。/。以上(這里，TS值意思不是抗拉強度。關于這一點以下同。)，舊奧氏體粒徑為10pm以下。TS=28,5*[C]+4.9*[Si]+0.5*[Mn]+2.5*[Cr]+1.7*[V]+3.7*[Mo]其中，[X]表示元素X的mass。/。。在本發明的彈簧鋼中，作為化學成分，還能夠從A群(Mg:100ppm以下、Ca:100ppm以下、REM:1.5ppm以下)、B群(B:100ppm以下、Mo:1.0%以下)、C群(Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下)、D群(V:0.3%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下、Zr:0.1%以下)的元素中添加1種或2種以上的元素。另外，本發明的彈簧鋼的制造方法為，對于具有上述化學成分的鋼，實施真應變為0.10以上的塑性加工后，在20(TC以上的溫度區域，以20K/s以上的平均升溫速度加熱到T1:850110(TC后，實施淬火處理，以30K/s以上的平均冷卻速度冷卻至200。C以下，其后，在300。C以上的溫度區域，以20K/s以上的平均升溫速度加熱至由下式確定的溫度T2。C以上后，實施回火處理，將300。C以上的溫度區域的停留時間tl定為240sec以下，并冷卻至300oC以下。T2,[Si]+47*[Mn]+21[Cr]+140*[V]+169*[Mo]+385其中，[X]表示元素X的mass。/。。根據本發明的彈簧鋼，因為既具有1900MPa以上的抗拉強度，又無論使用環境如何而具有穩定的耐破壞特性，所以適合作為懸架彈簧等的重要保安零件的原材，能夠很大程度上有助于利用高強度化帶來的環境負荷的降低。另外，根據本發明的制造方法，能夠容易地制造上述耐破壞特性優異的高強度彈簧鋼，生產性優異。圖1是表示本發明的彈簧鋼的制造工藝的熱處理線圖。圖2是表示4點彎曲試驗要領的說明圖，(A)是整體圖，(B)是試驗片放大圖。圖3是表示實施例中的抗拉強度和斷裂壽命的關系的曲線圖。圖4是表示實施例中的抗拉強度和脆性斷面率的關系的曲線圖。具體實施例方式首先，對于本發明的彈簧鋼的化學成分、其含有范圍的限定理由進行說明。單位全部是massQ/。。C:0.40.6%c是影響鐵鋼材料的強度的元素，越是增量越能夠得到高強度。c低于0.4%時，則得不到本發明謀求的l卯OMPa以上的高強度。另一方面，若增加C而超過0.6。/。，則淬火回火后的殘留奧氏體量增加，將引起特性波動。另外，作為懸架彈簧的情況下，若C多則耐腐蝕性劣化。因此，在本發明中C量的下限為0.4。/。，其上限為0.6%。Si:1.43.0%Si是對彈簧所需要的耐受性的提高有效的元素。為了得到作為本發明的對象的彈簧的強度級別所需的耐受性而需要1.4%以上的添加。優選為1.7%以上，更優選為1.9%以上。另一方面，因為Si促進脫碳，所以若過度添加，則由于鋼材表面的脫碳，反而導致疲勞特性劣化。因此，Si量的上限為3.0%，優選為2.8%，更優選為2.5%。Mm0,11.0%Mn作為脫氧元素被利用，并且在用于與作為鋼中的有害元素的S形成MnS而使之無害化方面是有益的元素。當其低于0.1%時這一效果過少。但是，其在煉鋼時的凝固過程中容易形成偏析帶，若過度地添加，則產生材質的波動。因此，Mn量的下限為0.1%,優選為0.15%，更優選為0.2%。另外，其上限為1.0%，優選為0.8%，更優選為0.4%。Cr:0.22.50/0Cr對確保回火后的強度有效。另外其使耐腐蝕性提高，因此對于有腐蝕耐久性需要的懸架彈簧來說是重要的元素。但是若過剩地添加，則形成硬質的Cr富余的碳化物，破壞特性劣化。為了取得耐腐蝕性和腐蝕耐久性的效果，Cr量的下限為0.2M，優選為0.4%，更優選為0.7%。另夕卜，若考慮到破壞特性的劣化，則其上限為2.5%，優選為2.3%，更優選為2.0%。P:0.025%以下因為P是使鋼材的破壞特性劣化的有害元素，所以使其降低很重要。因此，P量截止在0.025%以下。優選為0.015%以下，更優選為0.01%以下。S.-0.025%以下因為S是使鋼材的破壞特性劣化的有害元素，因此使其降低很重要。因此，S量截止在0.025。/。以下。優選為0.015%以下，更優選為0.010%以下。N:0.006%以下若N以固溶狀態存在，則使鋼材的破壞特性劣化。但是，含有形成Al、Ti等氮化物的元素時，也有對組織微細化有效地發揮作用的情況。在本發明中，為了極力降低固溶N，將上限作為0.006%。優選為0.005%以下，更優選為0.004%。Al:0.1%以下Al主要作為脫氧元素被添加。另外其與N形成A1N，除了將N固定而使之無害化以外，也有助于使組織微細化。但是，因為A1會促進脫碳，所以在大量含有Si的彈簧鋼中Al的大量添加不為優選。另外，粗大的A1氧化物會成為疲勞破壞的起點。因此在本發明中，將其限制在0.1%以下。優選在0.07%以下，更優選為0.05°/。以下。關于其下限沒有限定，但是從N固定的理由出發，[Al](mass%)>2X[N](mass%)。0:0.0030%以下若鋼中的o(氧)量增加，則粗大氧化物形成，成為破壞的起點。因此在本發明中將其上限作為0.0030%。優選為0.0020%以下，更優選為0.0015°/。以下。本發明的彈簧鋼，除了上述基本成分以外，余量由Fe和不可避免的雜質構成，但鋼中的固溶C量、作為含Cr的析出物被包含的Cr量(化合物型Cr量)和下式所代表的TS值規定如下。固溶C量0.15%以下碳鋼的馬氏體在進行淬火的狀態下處于過飽和地固溶有C的狀態，通過回火，C作為碳化物析出，固溶量減少，若回火充分進行，則接近熱力學的平衡組成。不過若由于回火致使固溶C減少，則馬氏體的強度降低。為了得到高強度，以低溫、短時間進行回火處理即可，但是這種情況下，固溶C不能析出，在回火后仍容易以固溶狀態殘留在鋼中。另外，若為了確保回火后的強度而添加各種合金元素，則碳化物的析出，成長受到抑制，因此固溶C容易殘存。若固溶C殘存，則雖然能夠得到強度，但基于本發明者們的發現，若固溶C超過0.15。/。而過剩地存在，則脆性破壞將顯著地易于發生。因此，在本發明中將固溶C量抑制在0.15%以下。優選在0.12%以下，更優選在0.07%以下。化合物型Cr量0.10%以下過飽和固溶的C經過回火主要作為滲碳體析出。添加合金元素時，會析出滲碳體以外的特殊碳化物，由于在滲碳體中固溶有合金元素，回火后的強度得到確保。特別是Cr被添加時，Cr固溶于滲碳體中而使滲碳體自身的硬度上升。另外，也有形成硬質的Cr系碳化物的情況。該現象在強度確保上有效。另一方面，關于破壞特性，由于碳化物硬質化，此外滲碳體和Cr系碳化物為比較粗大的析出物，因此在這些析出物中發生應力集中，反而使破壞特性劣化。因此，為了改善破壞特性，在回火時需要抑制含Cr的析出物的生成。根據本發明者們的實驗可知，通過將鋼中的含Cr的析出物所含的Cr量(化合物型Cr量)規定在0.10%以下，則含Cr的析出物的生成受到抑制，破壞特性提高。因此，化合物型Cr量的上限為0.10%，優選為0.08%，更優選為0.06%。TS值24.8%以上其中，TS=28.5*[C]+4.9*[Si]+0.5*[Mn]+2.5*[Cr]+1.7*[V]+3.7*[Mo]TS值是規定回火后的鋼的強度的指標，基于對回火后的強度有很大影響的C、Si、Mn、Cr、V、Mo的各元素的添加量，由上述TS式計算。當低于24.8%時，將難以穩定地確保高強度彈簧所要求的l卯OMPa以上的強度。因此，TS值的下限為24.8。/。，優選為26.3%，更優選為27.8%。還有，TS式中的元素量的倍率(系數)是基于后述的實施例數據計算出的。本發明的高強度彈簧鋼的成分如上，但是還能夠在前述基本成分中，添加如下元素之中的l種或2種以上的元素(特性提高元素)具有氧化物的軟質化作用的A群(Mg、Ca、REM);對淬火性的提高有效的B群(B、Mo);對表層脫氧的抑制和耐腐蝕性提高有效的C群(Ni、Cu);形成碳氮化物而在使組織微細化上有效的D群(V、Ti、Nb、Zr)。以下，對于上述特性提高元素的添加量、其限定理由進行詳細地說明。Mg:100ppm以下Mg有使氧化物軟質化的效果，優選添加O.lppm以上。但是若過度添加，則氧化物的性質變化，因此其上限為100ppm，優選為50ppm，更優選為40ppm。Ca:100ppm以下Ca也有使氧化物軟質化的效果，另外容易形成硫化物，使S無害化。為了有效地取得這一作用，優選添加O.lppm以上。但是若過度添加，則氧化物的性質變化，因此其上限為100ppm，優選為50ppm，更優選為40ppm。REM:1.5ppm以下REM(稀土類元素)也有使氧化物軟質化的效果，優選添加O.lppm以上。但是若過度添加，則氧化物的性質變化，因此其上限為1.5ppm，優選為0.5ppm。B:100ppm以下B具有使淬火性提高的作用，因此對于從微細奧氏體得到馬氏體組織有效。另外，其將N作為BN固定而使之無害化。為了有效地獲得該效果而優選添加lppm以上。另一方面，過度的添加會形成碳硼化物。因此其上限為50ppm，優選為15ppm。Mo:1.0%以下Mo也具有使淬火性提主同，容易從微細奧氏體得到馬氏體組織的作用，另外對于確保回火后的強度上是有效的元素。為了有效地得到這些作用，優選添加0.1%以上。為了得到充分的效果可以使之為0.15%以上，更優選為0.2%以上。但是，若過度添加，則軋制材的經度上升，淬火前的剝皮(peeling)和拉絲加工變得困難。因此，其上限為1.0%，優選為0.7%,更優選為0.5°/。。Ni:1.0%以下Ni在表層脫碳的抑制、耐腐蝕性提高上有效，為了有效地獲得這一作用而優選添加-。1%以上。為了得到充分的效果而添加0.2%以上，優選添加0.25%以上。但是，若過度地添加，則淬火后的殘留奧氏體量增加，特性上將產生波動。因此，其上限為1.0%，若考慮材料成本，則優選為0.7%，更優選為0.5%。Cu:1.0%以下Cu也與Ni—樣，在表層脫碳的抑制、耐腐蝕性提高上有效，此外形成硫化物，還具有使S無害化的效果。為了有效地得到這些作用，優選添加0.1%以上。為了得到充分的效果而添加0.15%以上，優選為0.2%以上。還有，若Cu超過0.5。/。，則優選一起添加Cu添加量以上的Ni。另一方面，若過度添加，則產生在熱加工時使裂紋發生的可能。因此其上限為1.0%，若考慮材料成本，則優選為0.7%，更優選為0.5%。V:0.3%以下V形成碳氮化物而有助于組織微細化。另外，在回火后的強度確保上也有效。為了有效地得到這樣的作用，可以添加0.02%以上。為了得到充分的效果可以添加0.03%以上，優選為0.05%以上。但是若過度地添加，則軋制材的強度上升，使淬火前的剝皮和拉絲加工變得困難。因此，其上限為0.3%，優選為0.25%，更優選為0.2°/。。Ti:0.1%以下Ti形成碳氮化物，有助于組織微細化。另外形成氮化物、硫化物，從而使N、S無害化。為了有效地得到這些作用，優選添加0.01%以上，更優選為0.02%以上，更優選為0.03°/。以上，優選添加方式為滿足[Ti]〉3.5X[N]。但是，若過度添加，則形成粗大的TiN而有可能使韌性延性劣化。因此，其上限為0.1%，優選為0.08%，更優選為0.06%。Nb:0.1%以下Nb也形成碳氮化物，主要有助于組織微細化。為了有效地得到此作用，可以添加0.002%以上。為了得到充分的效果，可以添加0.003%以上，優選為0.005%以上。但是，過度的添加會形成粗大碳氮化物，使鋼材的韌性延性劣化。因此，其上限為0.1%，優選為0.08%，更優選為0.06°/。。Zr:0.1%以下Zr形成碳氮化物，有助于組織微細化。為了有效地得到該作用，可以添加0.002%以上。為了得到充分的效果，可以添加0.003%以上，優選為0.005%以上。但是，過度的添加會形成粗大碳氮化物，使鋼材的韌性延性劣化。因此，其上限為0.1%，優選為0.08%，更優選為0.06%。本發明的彈簧鋼的化學成分如上述，但此外組織上，認為舊奧氏體粒徑為10)iim以下。馬氏體鋼的諸特性，舊奧氏體粒徑越微細就越良好，特別是涉及破壞特性，微細化的效果巨大。在本發明作為對象的具有1900MPa以上的強度的彈簧鋼中，為了使破壞特性提高，需要將舊奧氏體粒徑控制在lOnm以下。優選為8|_im以下，更優選為6pm以下。還有，本發明的彈簧鋼雖然在組織上由回火馬氏體組織構成，但是以體積率計在5%以下的范圍內也可以含有一部分殘留奧氏體。具有以上的成分、組織的本發明的彈簧鋼，不僅抗拉強度為1900MPa以上，而且兼具優異的破壞特性。關于抗拉強度，通過在本發明的范圍內調整成分、組織，能夠使抗拉強度成為優選的2000MPa以上，更優選的2100MPa以上，能夠更進一步使彈簧高強度化。其次，對于本發明的高強度彈簧鋼的制造方法進行說明。本發明的制造方法，在根據常規方法制造具有上述化學成分的鋼材后，如圖1所示，具有如下工序(1)對于該鋼材，實施真應變為0.10以上的塑性加工(PW)的加工工序；(2)對鋼材實施該塑性加工(PW)后，使200'C以上的平均升溫速度(HR1)為20K/s以上并加熱到Tl:850IIO(TC后，實施平均冷卻速度(CR1)為30K/s以上冷卻至200。C以下的淬火處理工序；(3)其后，使300。C以上的平均升溫速度(HR2)為20K/s以上并加熱至由下述式確實的回火溫度的下限T2(。C)以上后，實施使300'C以上的停留時間tl為240sec以下而冷卻至30(TC以下的回火處理工序。T2=8*[Si]+47*[Mn]+21[Cr]+140*[V]+169*[Mo]+385其中，[X]表示元素X的massQ/c)。在所述加工工序中，之所以在淬火前實施真應變為0.1以上的塑性加工PW是出于以下的理由。通過在淬火前預先實施規定的加工，在淬火時的加熱時奧氏體的核生成的均一化得到促進。若真應變低于O.IO，則塑性加工量不充分，不能實現核生成的均一化，將不能得到l(Him以下的舊奧氏體粒徑。因此，在塑性加工時賦予的真應為為O.l以上，優選為0.15以上，更優選為0.20以上。在所述淬火處理工序中，淬火時的加熱之所以為20(TC以上的平均升溫速度HR1作為20K/s以上而加熱至T1:8501100。C是出于以下理由。通過加快升溫度，會使淬火前的加工工序中導入的應變極力降低，從而實現核生成的均一化。這時若平均升溫度HR1低于20K/s，則加工工序中導入的應變恢復，從而無法獲得奧氏體的均一核生成。因此，使平均升溫速度HR1為20K/s以上，優選為40K/s以上，更優選為70K/s以上。另外，加熱溫度T1為8501100'C，能夠防止抑制晶粒成長的碳氮化物的溶解，從而能夠得到微細的奧氏體晶粒。之所以使加熱后的平均冷卻速度CR1為30k/s以上而冷卻至20(TC以下，是為了得到馬氏體組織。因為冷卻前的奧氏體晶粒微細，所以若平均冷卻速度低于30k/s，則難以得到完全的淬火組織。因此，使平均冷卻速度CR1為30k/s以上，優選為50k/s以上，更優選為70k/s以上。在所述回火處理工序中，要進行固溶C量的控制和化合物型Cr量的控制。為了使固溶C作為碳化物析出而降低固溶C，需要取決于考慮了合金成分的影響的回火條件。將回火溫度的下限控制在由上述T2式計算出的溫度以上，能夠將固溶C降低至0.15。/。以下。回火溫度(加熱溫度的下限)優選為T2+15。C，更優選為T2+30。C，進一步優選為T2+45。C。還有，T2算式中的元素量的倍率(系數)是基于后述的實施例數據計算出的。化合物型Cr量也受回火條件控制。Cr向滲碳體的固溶和Cr系碳化物的析出在比較高的溫度下產生。在本發明中在回火時的升溫時，使300。C以上的平均升溫速度HR2為20K/s，以抑制達到T2的升溫過程中的化合物型Cr量的增加。優選的平均升溫速度為40K/s以上，更優選為70K/s以上。然后，加熱至T2以上的溫度，保持適當的時間(通常為Osec以上，低于240sec的范圍內)后進行冷卻，但是，這時通過使停留在30(TC以上的時間tl為240sec以下，以抑制從回火溫度下的保持到冷卻過程中的化合物型Cr量的增加。如此，通過化合物型Cr量增加可能性大的30(TC以上的溫度域中的停留時間的控制，能夠將化合物型Cr量控制在0.1%以下。時間tl優選為90sec以下，更優選為20sec以下。以下，列舉實施例更具體地說明本發明，但本發明不被這一實施例限定性地解釋。實施例將下述表1及2所示的鋼進行真空熔解，經過基于常規方法的熱鍛、熱軋而成形為直徑16mm的鋼材。將該鋼材以表36所示的條件進行拉絲加工后，進行淬火處理、回火處理。在淬火回火處理中，使用通用電爐、鹽水清洗(saltbath)、高頻加熱爐，通過在鋼材表面安裝熱電偶來測定溫度，以控制熱處理條件。還有，表l、表2中的"REM"的值意思是La、Ce、Pr、Nd的合計量。另外，回火溫度下的保持時間在03000sec(關于tl滿足發明條件的為Osec以上，低于240sec)的范圍內進行設定。使用如此制作的回火后的鋼材，作為組織調査按以下的要領測定舊奧氏體粒徑。使鋼材的橫截面為觀察面切斷、提取觀察用試料，埋入樹脂并進行研磨后，采用以苦味酸為主體的腐蝕液對觀察面進行刻蝕，使舊奧氏體晶界呈現。使用光學顯微鏡，以倍率2001000倍進行觀察，通過比較法測定舊奧氏體結晶粒度。粒度測定至少在4個視野以上進行，求得平均值。對于得到的結晶粒度，根據文獻(梅本"結晶粒度編號和晶粒直徑"鐵(Ferrum)，2(1997)，29)記載的變換式計算平均晶粒直徑。另外，關于在回火狀態下舊奧氏體晶界難以顯現的鋼材，為了使晶界易于顯現而以50(TC實施212小時的熱處理，以供觀察。另外，按以下的要領，根據X射線衍射峰值采用Rietveld法計算回火后的鋼材中的固溶C量。使回火后的線材橫截面或線材中心縱截面為評價面來切斷評價試料，并進行研磨，供X射線衍射。固溶C量的評價，關于各鋼板至少制造2種以上的試料，實施上述測定，求得平均值。另外，按以下的要領，通過電解萃取法求得回火后的鋼材中的化合物型Cr量。由回火后的鋼材，通過濕式切割加工、鋼材表面的切削加工，制作直徑8mm、長20mm的圓柱狀的試料。將試料在電解液(10。/。AA系電解液)中，進行100mA、5小時的電解處理，電溶解了母相的金屬Fe后，從電解液中將鋼中的化合物作為殘渣進行提取。這時，用于提取殘渣的過濾器，使用篩眼直徑0.1[mi的Advantech東洋制薄膜濾器(membranefilter)。測定所采用的化合物中的Cr量wCr[g]，根據Wp(Cr)=wCr/△WX100(maSs%)，計算電溶解前后的試料的重量變化AW[g]，以及形成化合物的Cr量在鋼中所含的比例Wp(Cr)。夾雜物評價，對于各鋼材至少制作3個以上的試料，實施上述測定，求得其平均值。這些調査結果一并顯示在表36中。此外，采用得到的試料的鋼材，進行拉伸試驗、耐氫脆化試驗。拉伸試驗是用回火后的鋼材加工圓棒拉伸試驗片，按以下的要領實施。使用萬能試驗機，在十字頭速度為10mm/min下進行，測定抗拉強度，作為強度的評價指標。作為耐氫脆化試驗，用回火后的鋼材加工平板試驗片(65mm長X10mm寬X1.5mm厚)，進行陰極充電一4點彎曲試驗。陰極充電一4點彎曲試驗如圖2所示，是將負荷有彎曲應力(1400MPa)的試驗片S在酸溶液(0,5mol/lH2SO4+0.01mol/lKSCN)中，在電位一700V下進行陰極充電，從充電開始到斷裂的時間作為斷裂壽命加以測定，將該斷裂壽命作為耐氫脆化特性的評價指標。如果斷裂壽命為1000sec以上，則能夠經耐實際環境下的氫脆化，因此以1000sec為基準評價耐氫脆化特性。在圖2中，ll為白金電極，12為標準電極(SC)。此外，為了評價抗脆斷性能，調查陰極充電一4點彎曲試驗的斷裂材料的破壞形態。陰極充電一4點彎曲試驗結束后，保管斷裂材，采掃描型電子顯微鏡(SEM)，以5002000倍的倍率觀察斷裂面。在所得到的斷面照片上，測定作為脆性破壞的舊奧氏體晶界破壞所占的比例，將其作為脆性斷面率并作為脆性破壞特性的指標。舊奧氏體晶界破壞越少，即脆性斷面率越低，抗脆斷性能越優異。在脆性斷面率的評價中，根據至少5個視野以上的斷面觀察照片，使用圖像分析軟件(ImageProver.4)測定舊奧氏體晶界破壞部在照片上的面積率。關于脆性斷面率，在抗拉強度1750MPa級的實用懸架彈簧鋼SUP12的情況下，由于脆性斷面率為85°/。，因此以85%為基準進行評價。這些試驗結果一并顯示在表36中。另外，對抗拉強度和斷裂壽命的關系進行了整理的曲線圖顯示在圖3中，對抗拉強度和脆性斷面率的關系進行了整理的曲線圖顯示在圖4中。由表36、圖3、圖4可知，完全滿足本發明的成分、制造條件的發明例(圖3、圖4中的〇，表中試料No.中沒有+記號的)，既具有1900MPa以上的高強度，又具有斷裂壽命為1000sec以上的優異的耐氫脆化特性，除此以外，脆性斷面率為85%以下，脆性破壞充分且穩定地受到抑制。另一方面，在不滿足本發明條件的比較例中，可知不能兼具1900MPa以上的抗拉強度、滿足基準值的耐氫脆化特性、抗脆斷性能，即使高強度化得到實現，作為要求有穩定的耐破壞特性的無件，例如懸架彈簧的原材也有應用上的問題。<table>tableseeoriginaldocumentpage16</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage17</column></row><table>[表3]<table>tableseeoriginaldocumentpage18</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>(注)試料No.中帶^號的是比較成分，其他發明成分<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>[表5]<table>tableseeoriginaldocumentpage21</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table>[表6]<table>tableseeoriginaldocumentpage22</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage23</column></row><table>權利要求1.一種抗脆斷性能優異的高強度彈簧鋼，其特征在于，化學成分以質量％計含有C0.4～0.6％、Si1.4～3.0％、Mn0.1～1.0％、Cr0.2～2.5％、P0.025％以下、S0.025％以下、N0.006％以下、A10.1％以下、和00.0030％以下，余量由Fe和不可避免的雜質構成，并且，固溶C量為0.15％以下，作為含Cr的析出物所含的Cr量為0.10％以下，由下式所表示的TS值為24.8％以上，TS=28.5*[C]+4.9*[Si]+0.5*[Mn]+2.5*[Cr]+1.7*[V]+3.7*[Mo]其中，[X]表示元素X的質量百分比含量，并且，舊奧氏體粒徑為10μm以下。2.根據權利要求1所述的高強度彈簧鋼，其特征在于，作為化學成分還含有Mg:100ppm以下、Ca:100ppm以下、REM:1.5ppm以下中的1種或2種以上。3.根據權利要求l或2所述的高強度彈簧鋼，其特征在于，作為化學成分還含有B:100ppm以下、Mo:1.0質量％以下中的1種或2種。4.根據權利要求13中任一項所述的高強度彈簧鋼，其特征在于，作為化學成分以質量％計還含有Ni:1.0%以下、Cu:1.0%以下中的1種或2種。5.根據權利要求14中任一項所述的高強度彈簧鋼，其特征在于，作為化學成分以質量％計還含有V:0.3%以下、Ti:0.1%以下、Nb:0.1%以下、Zr:0.1%以下中的1種或2種以上。6.—種抗脆斷性能優異的高強度彈簧鋼的制造方法，其特征在于，對具有權利要求15中任一項所述的化學成分的鋼實施真應變為0.10以上的塑性加工后，在200'C以上的溫度區域，以20K/s以上的平均升溫速度加熱到T1:8501100。C后，實施淬火處理，以30K/s以上的平均冷卻速度冷卻至20(TC以下，其后，在300。C以上的溫度區域，以20K/s以上的平均升溫速度加熱至由下式確定的溫度T2。C以上后，實施回火處理，將30(TC以上的溫度區域的停留時間tl定為240sec以下，并冷卻至30(TC以下，T2=8*[Si]+47*[Mn]+21[Cr]+140*[V]+169*[Mo]+385其中，[X]表示元素X的質量百分比含量。全文摘要本發明提供一種具有1900MPa以上的高強度，而且抗脆斷性能優異的彈簧鋼及其制造方法。本發明的高強度彈簧鋼，以mass％計含有C0.4～0.6％、Si1.4～3.0％、Mn0.1～1.0％、Cr0.2～2.5％、P0.025％以下、S0.025％以下、N0.006％以下、Al0.1％以下和O0.0030％以下作為基本成分，并且固溶C量為0.15％以下，作為含Cr的析出物被包含的Cr量為0.10％以下，由下式所表示的TS值為24.8％以上。此外，在組織上，舊奧氏體粒徑為10μm以下。下述式中，[X]表示元素X的mass％。TS＝28.5*[C]+4.9*[Si]+0.5*[Mn]+2.5*[Cr]+1.7*[V]+3.7*[Mo]。文檔編號C22C38/54GK101365820SQ20078000185公開日2009年2月11日申請日期2007年1月23日優先權日2006年1月23日發明者家口浩,漆原亙,高知琢哉申請人:株式會社神戶制鋼所