高强度弹簧用中空无缝管的制作方法
高强度弹簧用中空无缝管的制作方法
【专利说明】
[00011 本申请是【申请号】201080021286.1，申请日：2010.05.14，发明名称："高强度弹簧 用中空无缝管"的申请的分案申请。
技术领域
[0002] 本发明涉及汽车等的内燃机的阀弹簧和悬架弹簧等所使用的高强度弹簧用中空 无缝管，特别是涉及降低了其外周面和内周面的脱碳的高强度弹簧用中空无缝管。
【背景技术】
[0003] 近年来，随着以减少尾气和改善油耗为目的的汽车的轻量化和高输出功率化的要 求提高，在发动机、离合器和悬架等所使用的阀弹簧、离合器弹簧、悬架弹簧等之中，也致力 于高应力设计。因此，这些弹簧面向高强度化/细直径化的方向，处于负荷应力进一步增大 的倾向。为了应对这一倾向，强烈期望在耐疲劳性和耐永久残余应变性中也有更高性能的 弹簧钢。
[0004] 另外，为了一边维持耐疲劳特性和耐永久残余应变性一边实现轻量化，作为弹簧 的原材，并不是以前所使用的棒状的线材(即，实心的线材），而是使用中空的管状的钢材且 没有焊接部分(即无缝管)作为弹簧的原材。
[0005] 关于用于制造上述这样的中空无缝管的技术，迄今也提出有各种样的技术。例如 在专利文献1中提出有一种技术，其使用应该是穿孔乳机的代表的曼内斯曼穿孔机 (mannesmann piercer)进行穿孔后（曼内斯曼穿孔），进行冷间芯棒式无缝乳管(mandrel mi 11 )，再以10~30分的条件再加热至820~940°C，其后进行终乳。
[0006] 另一方面，在专利文献2中提出有一种技术，其进行热等静压挤压，成为中空无缝 管的形状后，进行球状化退火，继续通过冷周期式乳管乳制和拉拔加工等进行伸展(拔管）。 另外，在该技术中还显示，最终以规定的温度进行退火。
[0007]在上述这样的各技术中，在进行曼内斯曼穿孔和热等静压挤压时，需要加热至 1050°C以上，或在冷加工前/后进行退火，在热环境下加热或加工时，在其后进一步的热处 理工序中，存在中空无缝管的内周面和外周面容易发生脱碳这样的问题。另外，在加热处理 后的冷却时，还存在的情况是，发生因碳向铁素体和奥氏体中的固溶量不同而引起的脱碳 (铁素体脱碳)。
[0008] 若发生上述这样的脱碳，则在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面会发生 表层部未充分硬化的情况，在成形的弹簧中，产生不能确保充分的疲劳强度这样的问题。另 外，在通常的弹簧中通常会进行的是，以喷丸硬化对外表面赋予残留应力，使疲劳强度提 高，但在由中空无缝管成形的弹簧中，不能对内周面进行喷丸硬化，以及在现有的加工方法 中，在内周面容易发生伤痕，因此还有难以确保内面的疲劳强度这样的问题。
[0009] 先行技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1:日本特开平1-247532号公报
[0012] 专利文献2:日本特开2007-125588号公报
【发明内容】
[0013] 本发明在这种状况下而做，其目的在于，提供一种高强度弹簧用中空无缝管，其极 力降低内周面和外周面的脱碳的发生，在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面，表层 部能够充分硬化，在成形的弹簧中能够确保充分的疲劳强度。
[0014] 本发明包括以下的形态。
[0015] (1) -种高强度弹簧用中空无缝管，由分别含有如下成分的钢材构成:C:0.2~0.7 质量％ ;Si :0.5~3质量％ ;Μη:0.1~2质量％ ;A1:大于0、在0.1质量％以下；P:大于0、在 0.02质量％以下、S:大于0、在0.02质量％以下和N:大于0、在0.02质量％以下，中空无缝管 的内周面和外周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面和外周面各自的全脱碳层 的厚度为200μηι以下。
[0016] (2)根据（1)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，内面表层部的铁素体的平均 晶粒直径为ΙΟμπι以下。
[0017] (3)根据（1)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。
[0018] (4)根据(2)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。
[0019] (5)根据（1)~(4)中任一项所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，还含有以下的 (a)~(g)群的至少一群。
[0020] (a)Cr:大于0、在3质量％以下；
[0021] (b)B:大于0、在0.015质量％以下；
[0022] (c)从V:大于0、在1质量％以下;Ti:大于0、在0.3质量％以下和Nb:大于0、在0.3质 量％以下构成的群中选出的1种以上；
[0023] (d)从Ni:大于0、在3质量％以下和Cu:大于0、在3质量％以下构成的群中选出的一 种以上；
[0024] (e)M〇:大于0、在2质量％以下；
[0025] (f)从Ca:大于0、在0.005质量％以下;Mg:大于0、在0.005质量％以下和REM:大于 0、在0.02质量％以下构成的群中被选出的1种以上；
[0026] (g)从Zr:大于0、在0.1质量％以下、Ta:大于0、在0.1质量％以下和Hf:大于0、在 0.1质量％以下构成的群中被选出的1种以上。
[0027] 在本发明中，通过适当调整作为原材的钢材的化学成分组成，并且严密地规定其 制造条件，能够实现不会发生内周面和外周面的铁素体脱碳，并且极力降低了脱碳层的厚 度的中空无缝管，由这样的中空无缝管成形的弹簧能够确保充分的疲劳强度。
【具体实施方式】
[0028] 本发明者们，就用于不使脱碳发生的条件，从各种角度进行了研究。其结果判明， 不借助加工后的冷却速度的控制比较困难的热等静压挤压和曼内斯曼穿孔进行中空化，而 是进行低温乳制、可以控制冷却的通常的热乳，制造没有脱碳的棒材，其后，用枪孔钻进行 穿孔，以规定的冷却条件进行冷却后，通过冷乳和拔管(冷加工)成为最终形状即可。根据这 一制造方法，可以制造外周面和内周面都没有脱碳（即，表面的C含量为0.10质量％以上， 全脱碳层的厚度为200μπι以下）中空无缝管。还有，所谓上述全脱碳层，意思是管厚的中心部 的碳浓度低于95%的部分。
[0029] 另外，根据上述这样的制造方法，由于中空管的组织微细化，能够使弹簧淬火时的 奥氏体粒径微细化，也可以改善疲劳强度。具体来说，在使冷加工时的加工率(减面率)达到 50%以上之后，以650~700°C左右的比较低的温度实施再结晶处理(退火），由此使内面表 层部的铁素体的平均晶粒直径为1〇μπι以下。还有，所谓上述内面表层部，意思是从中空无缝 管的内周面的表面至深度500μπι的区域。
[0030] 此外，根据上述方法，通过用枪孔钻进行中空化，能够缩短其后的冷加工(冷乳、冷 拔管)工序，能够大幅降低由于曼内斯曼穿孔、热等静压挤压或冷乳和拔管而发生的内面伤 痕。以往，以最大深度计50μπι左右为极限，但根据本发明，能够降低内面伤痕直到最大深度 达到20μηι以下。
[0031] 本发明的中空无缝管，能够对于适当地调整了化学成分组成的钢材(关于适当的 化学成分组成后述），遵循上述的步骤制造。对于该制造方法的各行程，更具体地进行说明。 [0032][中空化手法]
[0033]首先，作为中空化手法，能够降低板坯的加热温度，进行低温乳制、可以控制冷却 的通常的热乳，制作实心的圆棒后，通过枪孔钻法等进行中空化。其后，通过拔管和冷乳成 形至规定的直径、长度，从而可以得到外周面、内周面铁素体脱碳、总脱碳(全脱碳)均小的 无缝管。另外，通过这样的工序还发挥出如下效果:能够降低冷加工时的加工率，使内周面 的品质也良好(即，能够减小伤痕）。
[0034][热乳时的加热温度:低于1050°C]
[0035]在上述热乳工序中，推荐其加热温度低于1050°C。若这时的加热温度为1050°C以 上，则总脱碳有变多的倾向。优选为1020°C以下。
[0036][热乳时的最低乳制温度:850°C以上]
[0037]还优选使热乳时的最低乳制温度为850°C以上。若该乳制温度过低，则在表面（内 周面和外周面)有容易生成铁素体的倾向。这时的温度优选为900°C以上。
[0038] [乳制后的冷却条件：乳制后至720°C的平均冷却速度为1.5°C/秒以上，其后，至 500°C的平均冷却速度为0.5°C/秒以下]
[0039] 在上述这样的条件下，进行热乳后，通过强度冷却至720°C，能够防止表面的铁素 体生成(铁素体脱碳的发生）。为了发挥这样的冷却效果，可以使至720°C的平均冷却速度为 1.5°C/秒以上。这时的平均冷却速度优选为2°C/秒以上。进行这样的强制冷却后，以平均冷 却速度:〇.5°C/秒以下冷却至500°C。若从上述的强制冷却结束温度至500°C的冷却速度过 快，则钢材发生淬火，其后的由退火进行的软化耗费时间。从这样的观点出发，优选至500°C 的平均冷却速度为0.5°C/秒以下(例如放冷）。更优选为0.3°C/秒以下。
[0040] [冷加工条件]
[0041] 进行上 述这样的控制冷却后(和枪孔钻穿孔后），实施冷加工，但作为这时的冷加 工，推荐拔管和冷乳。进行这样的加工时，施加减面率(RA)为50%以上的加工后，降低到750 °〇以下使之再结晶（退火），从而能够使铁素体的平均晶粒直径为10M1以下，在弹簧制造时 的热处理时，奥氏体（γ )粒径微细化，具有改善弹簧的疲劳寿命的效果。在上述冷加工中， 使减面率为50 %以上，使退火为700°C以下进行的加工更有效。
[0042] [退火工序]
[0043] 在上述的冷却加工后，根据需要进行退火，但这时的加热温度若加热至奥氏体生 成区域(球化退火），则容易发生脱碳，因此需要在铁素体温度区域进行。另外如上述，从铁 素体的平均晶粒直径为ΙΟμπι以下这一观点出发，也优选这时的加热温度为650~700°C这样 比较低的温度。
[0044] 本发明的中空无缝管，还适当调节了作为原材的钢材的化学成分组成，这一点也 很重要。接着，说明化学成分的范围限定理由。
[0045] [(：:0.2~0.7%("质量％"的意思，关于化学成分组成下同）]
[0046] C是确保高强度所需要的元素，为此需要使之含有0.2%以上。C含量优选为0.30% 以上，更优选为〇. 35%以上。但是，若C含量过剩，则延展性的确保困难，因此需要在0.7 %以 下。C含量优选为0.65 %以下，更优选为0.60 %以下。
[0047] [Si:0.5 ~3%]
[0048] Si在弹簧所需要的耐永久残余应变性的提高上是有效的元素，为了得到本发明 中作为对象的强度水平的弹簧所需要的耐永久残余应变性，需要使Si含量为0.5%以上。优 选为1.0%以上，更优选为1.5%以上。但是，Si也是使脱碳促进的元素，因此若使Si过剩地 含有，则促进钢材表面的脱碳层形成。其结果是，需要用于削除脱碳层的去皮工序，因此在 制造成本方面不妥当。由此，在本发明中Si含量的上限为3%。优选为2.5%以下，更优选为 2.2%以下。
[0049] [Μη:0·1~2%]
[0050] Μη作为脱氧元素被利用，并且其是与钢材中的有害元素即S形成MnS而使之无害化 的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使Μη含有0.1 %以上。优选为0.15 %以上，更优选 为0.20%以上。但是，若Μη含量过剩，则偏析带形成，发生材质的偏差。由此，在本发明中，Μη 含量的上限为2%。优选为1.5%以下，更优选为1.0%以下。
[0051 ] [Α1:0·1% 以下（不含 0%)]
[0052] Α1主要作为脱氧元素被添加。另外，其与Ν形成Α1Ν而使固溶Ν无害化，并且也有助 于组织的微细化。特别是为了固定固溶Ν，优选含有Α1并使之超过Ν含量的2倍。但是，Α1与Si 同样也是促进脱碳的元素，因此在大量含有Si的弹簧钢中，需要抑制A1的大量添加，在本发 明中为0.1%以下。优选为0.07%以下，更优选为0.05%以下。
[0053] [Ρ:0·02% 以下（不含 0%)]
[0054] Ρ是使钢材的韧性和延性劣化的有害元素，因此极力降低很重要，在本发明中其上 限为0.02 %。优选抑制在0.010 %以下，更优选抑制在0.008 %以下。还有，Ρ在钢材是不可避 免含有的杂质，使其含量达到〇%在工业上有困难。
[0055] [S:0.02% 以下（不含 0%)]
[0056] S与上述P-样，是使钢材的韧性和延性劣化的有害元素，因此极力降低很重要，在 本发明中抑制在0.02%以下。优选为0.010%以下，更优选为0.008%以下。还有，S在钢材是 不可避免含有的杂质，使其含量达到〇%在工业上有困难。
[0057] [Ν:0·02% 以下（不含 0%)]
[0058]若Al、Ti等存在，则N形成其氮化物，具有使组织微细化的效果，但若以固溶状态 存在，则使钢材的韧延性和耐氢脆化特性劣化。在本发明中，N的上限为0.02%。优选为 0.010%以下，更优选为0.0050%以下。
[0059] 在本发明中适用的钢材中，上述成分以外(余量）由铁和不可避免的杂质（例如Sn、 As等)构成，但也可以含有不破坏其特性程度的微量成分(允许成分），这样的钢材也包含在 本发明的范围内。
[0060]另外，根据需要还含有如下等元素也有效：（a)Cr:3%以下（不含0%);(b)B: 0.015%以下（不含0%);((：)从￥:1%以下（不含0%);11:0.3%以下（不含0%)和恥 :0.3% 以下(不含〇%)构成的群中选出的1种以上；（d)Ni:3%以下（不含0%)和/或Cu:3%以下（不 含0%);(6)]?〇 :2%以下（不含0%);(〇从03:0.005%以下（不含0%);]\% :0.005%以下（不 含0%)和REM:0.02%以下（不含0%)构成的群中被选出的1种以上；（g)从Zr:0.1%以下（不 含0%)、了 &:0.1%以下(不含0%)和批:0.1%以下(不含0%)构成的群中被选出的1种以上。 含有这些成分时的范围限定理由如下所述。
[0061 ] [Cr:3% 以下（不含 0%)]
[0062] 从使冷加工性提高的观点出发，优选Cr含量少的程度，但Cr在回火后的强度确保 和耐腐蚀性提高上是有效的元素，特别是在要求有高水平的耐腐蚀性的悬架弹簧中是重要 的元素。这一效果随着Cr含量的增大而变大，为了优选地发挥这一效果，优选使Cr含有 0.2%以上。更优选为0.5%以上。但是，若Cr含量过剩，则容易形成过冷组织，并且在渗碳体 中浓化而使塑性变形能力降低，有招致冷加工性劣化的情况。另外，若Cr含量过剩，则容易 形成与渗碳体不同的Cr碳化物，有强度和延展性的平衡变差的情况。由此，在本发明使用的 钢材中，优选将Cr含量抑制在3%以下。更优选为2.0%以下，进一步优选为1.7%以下。
[0063] [Β:0·015% 以下（不含 0%)]
[0064] Β具有在钢材的淬火/回火后，抑制来自旧奥氏体晶界的破坏的效果。为了体现这 样的效果，优选使Β含有0.001%以上。但是，若Β过剩地含有，则有形成粗大的碳硼化物而损 害钢材的特性的情况。另外，若Β过剩含有，则存在也会变成乳制材的伤痕发生原因的情况。 由此，Β含量的上限为0.015%。更优选为0.010%以下，进一步优选为0.0050%以下。
[0065] [从V:l%以下（不含0%);11:0.3%以下（不含0%)和恥:0.3%以下（不含0%)构 成的群中选出的1种以上]
[0066] V、Ti和Nb与C、N、S等形成碳/氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)或硫化物等，具 有使这些元素无害化的作用。另外还发挥的效果是，形成上述碳/氮化物而使组织微细化。 此外，也有改善耐延迟断裂特性的效果。为了发挥这些效果，优选含有Ti、V和Nb的至少1种 0.02%以上(含有2种以上时，合计为0.2%以上）。但是，若这些元素的含量过剩，则粗大的 碳/氮化物形成，有韧性和延展性劣化的情况。因此在本发明中，优选使V、Ti和Nb的含量的 上限分别为1%、〇.3%、0.3%。更优选￥:0.5%以下、11 :0.1%以下、恥:0.1%以下。此外，从 成本降低的观点出发，优选V:0.3%以下、Ti :0.05%以下、Nb:0.05%以下。
[0067] [从Ni:3%以下（不含0%)和/或Cu:3%以下（不含0%)]
[0068] Ni在考虑降低成本时，因为要控制其添加，所以没有将其下限特别设定，但在抑制 表层脱碳或使耐腐蚀性提高时，优选使之含有〇. 1 %上。但是，若Ni含量过剩，则乳制材中发 生过冷组织，或在淬火后存在残留奥氏体，有钢材的特性劣化的情况。因此，使Ni含有时，优 选使其上限为3%。从降低成本的观点出发，优选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。
[0069] Cu与上述Ni-样，在抑制表层脱碳或使耐腐蚀性提高上是有效的元素。为了发挥 这样的效果，优选使Cu含有0.1 %以上。但是，若Cu含量过剩，则过剩组织发生，在热加工时 有发生裂纹的情况。由此，在使Cu含有时，优选使其上限为3%。从成本降低的观点出发，优 选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。
[0070] [Mo:2% 以下（不含 0%)]
[0071] Mo在回火后的强度确保、韧性提高上是有效的元素。但是，若Mo含量过剩，则有韧 性劣化的情况。因此，Mo含量的上限优选为2%。更优选为0.5%以下。
[0072][从Ca:0.005% 以下（不含0%);]\%:0.005%以下（不含0%)和1?]\1:0.02%以下（不 含〇%)构成的群中被选出的1种以上]
[0073] Ca、Mg和REM(稀土类元素）均形成硫化物，防止MnS的伸长，具有改善韧性的效果， 能够根据要求特性添加。但是，若分别使之含有超过上述上限，则反而有使韧性劣化的情 况。各自的优选上限为，〇&:0.0030%;]\% :0.0030%;1^]\1:0.010%。还有，在本发明中，所谓 REM是含有镧系元素(从La至Ln的15种元素)和Sc (钪)和Y(钇)的意思。
[0074] [从Zr:0.1%以下（不含0%)、了&:0.1%以下（不含0%)和!^:0.1%以下（不... 含0%) 构成的群中被选出的1种以上]
[0075] 该元素与N结合形成氮化物，稳定抑制加热时的奥氏体（γ )粒径的生长，使最终的 组织微细化，具有改善韧性的效果。但是，若都超过0.1 %而过剩地含有，则氮化物粗大化， 使疲劳特性劣化，因此不为优选。由此，其上限均为〇. 1 %。更优选的上限均为〇. 050%，进一 步优选的上限为0.025 %。
[0076] 以下通过实施例更详细地说明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在以前后 述宗旨为特征而进行设计变更的均包含在本发明的技术范围内。
[0077]实施例
[0078] 根据通常的熔炼法，熔炼化学成分组成显示在下述表1中的各种熔钢，冷该熔钢开 坯乳制后，成为截面形状为155_X155mm的板坯，之后以下述表2所示的条件进行热乳和冷 车L，成为直径25mm的棒钢。还有，在下述表1、2中，REM以含有La为50%左右和含有Ce为25% 左右的混合稀土金属的形态添加。下述表1、2中"一"表示未添加元素。还有，表2中的所谓冷 却速度1，意思是在进行热乳之后，冷却至720°C时的平均冷却速度，所谓冷却速度2,意思是 从上述冷却的结束温度冷却至500°C的时的平均冷却速度。
[0079] 使用枪孔钻，在所得到的棒钢的内部进行内径12mm的穿孔。其后，进行冷乳，制作 外径16mm、内径8mm的中空无缝管。在此途中，一部分在外径20mm、内径10mm的阶段实施退火 (下述表2的试验No. 2~4)。还有，关于试验No. 2~4,分别将外径20mm、内径10mm的阶段下的 条件分开记述为冷乳条件1和退火温度1，将外径16_、内径8_的阶段下的条件分开记述为 冷乳条件2和退火温度2。
[0080] 另外，作为比较材，利用截面形状为155mm X 155mm的板还，通过热锻和切削，制作 外径143_、内径52_的圆筒状的方坯，运用热等静压挤压(加热温度：1150°C)，也制作外径 54mm、内径38mm的中空管（下述表2的试验No. 1)。该中空管在退烧火、酸洗后，进行拔管、退 火(700°CX20小时），反复进行酸洗8次，成为外径16_、内径8_的中空无缝管(拔管后的退 火条件750°CX10分钟）。
[0081] [表1]
[0082]
[0083] 余量:铁和S以外的不可避免的杂质
[0084] [表2]
[0085]
[0086] 轴向切断得到的中空无缝管的中心部，使用ΕΡΜΑ测量C含量，计测脱碳层(铁素体 脱碳层、全脱碳层）的厚度，并且通过EBSP测量内周面邻域(从表面至深度500μπι的区域）的 铁素体的平均晶粒直径。各详细的测量条件如下。
[0087] (ΕΡΜΑ的测量条件）
[0088] 加速电压：15kv
[0089] 照射电流：1μΑ
[0090] 线分析方向：管外侧4内侧
[0091] 线分析是以30μπι幅度振荡最小射束直径(3μπι左右），进行测量。这时，在表层部存 在C含量低于0.10 %的部分时，视为存在铁素体脱碳层，评价为"Β"，如果不存在C含量低于 0.10%的部分，则判断为没有铁素体脱碳层，评价为"Α"。另外，将管厚度的中心部的碳浓度 低于95%的部分视为全脱碳层，测量其厚度，脱碳层的厚度为200μπι以下的评价为"Α"，超过 200μπι的评价为"Β"。
[0092] (EBSP的测量条件）
[0093] 区域：300Χ300(μπι)
[0094] 帧数：2
[0095] 测量间距：0.4μπι
[0096] 方位差15°C以上为晶界，3μπι以下的忽视，计算平均粒径。
[0097]另外，沿圆周方向切断得到的中空无缝管的中心部，以光学显微镜(400倍)观察全 周，求这时的最大伤痕深度。这时观察3个切断面，以最大的作为最大内周面伤痕深计进行 评价。
[0098]以下述条件对于上述各中空无缝管进行淬火/回火，加工成JIS试验片(JIS Ζ2274 疲劳试验片）。
[0099](淬火/回火条件）
[0100] 淬火条件：以930°C保持20分钟4此后水冷 [0101]回火条件：以430°C保持60分钟
[0102] [腐蚀疲劳试验]
[0103] 在上述试验片（经过了淬火/回火的试验片）上，以3 5 °C喷雾5 % NaCl水溶液，以应 力784MPa、转速lOOrpm进行旋转弯曲腐蚀疲劳试验。调查反复次数至2.0 X 105次有无断裂， 1.0 X 105次以上没有断裂的评价为"B"，2.0 X 105次没有断裂的评价为"A"（在此以内断裂的 评价为Τ'）。
[0104] 这些结果一并显示在下述表3中。由这些结果可知，在适当的制造条件下得到的中 空无缝管(试验No.5~19:本发明例）中，满足本发明规定的要件，得到的弹簧的疲劳强度良 好。
[0105] 相对于此，在试验No. 1~3(比较例）中，因为制造方法不当，所以不满足本发明规 定的要件，可知弹簧的疲劳强度劣化。还有，在试验No.4中，作为优异的要件的铁素体的平 均晶粒直径粗大化，或者弹簧的疲劳强度有一些降低。
[0106] [表 3]
[0107]
[0108] 详细地并参照特定的实施方式说明了本申请，但能够不脱离本发明的精神和范围 而加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
[0109] 本申请基于2009年5月15日申请的日本专利申请(专利申请2009-119030)，其内容 在此作为参照并援引.
[0110] 产业上的可利用性
[0111]在本发明中，通过适当调整作为原材的钢材的化学成分组成，并且严密地规定其 制造条件，从而能够实现不会发生内周面和外周面的铁素体脱碳，并且极力降低了脱碳层 的厚度的中空无缝管，由这样的中空无缝管成形的弹簧能够确保充分的疲劳强度。
【主权项】
1. 一种高强度弹簧用中空无缝管，其特征在于，由如下钢材构成，该钢材含有c:0.2~ 〇. 7质量％;Si:0.5~3质量％ ;Mn: 0.1~2质量％ ;A1:大于0但在0.1质量％以下;P:大于0但 在0.02质量％以下;S:大于0但在0.02质量％以下和N:大于0但在0.02质量％以下， 并且，所述中空无缝管的内周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面的全脱碳 层的厚度为200μπι以下，内面表层部中的铁素体的平均晶粒直径为ΙΟμπι以下， 其中，所述全脱碳层是指管厚的中心部的碳浓度低于95 %的部分。2. 根据权利要求1所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。3. 根据权利要求1或2所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，还含有以下的（a)~（g) 群中的至少一群： (a)Cr:大于0但在3质量％以下； (b)B:大于0但在0.015质量％以下； (c) 从V:大于0但在1质量％以下；Ti:大于0但在0.3质量％以下和Nb:大于0但在0.3质 量％以下构成的群中选出的1种以上的元素； (d) 从Ni:大于0但在3质量％以下和Cu:大于0但在3质量％以下构成的群中选出的一种 以上的元素； (e)Mo:大于0但在2质量％以下； (f) 从Ca:大于0但在0.005质量％以下;Mg:大于0但在0.005质量％以下和REM:大于0但 在0.02质量％以下构成的群中选出的1种以上的元素； (g) 从Zr:大于0但在0.1质量％以下;Ta:大于0但在0.1质量％以下和Hf:大于0但在0.1 质量％以下构成的群中选出的1种以上的元素。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，所述钢材的余 量由铁和不可避免的杂质构成。
【专利摘要】本发明提供一种高强度弹簧用中空无缝管，其极力降低内周面和外周面的脱碳的发生，在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面，表层部能够充分硬化，在成形的弹簧中能够确保充分的疲劳强度。本发明涉及一种高强度弹簧用中空无缝管，其由分别含有如下的钢材构成：C：0.2～0.7质量％；Si：0.5～3质量％；Mn：0.1～2质量％；Al：大于0、在0.1质量％以下；P：大于0、在0.02质量％以下、S：大于0、在0.02质量％以下和N：大于0、在0.02质量％以下，中空无缝管的内周面和外周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面和外周面各自的全脱碳层的厚度为200μm以下。
【IPC分类】C21D8/10, C22C38/16, C22C38/14, C22C38/06, C22C38/08, C22C38/04, C22C38/12, C22C38/18, C22C38/02
【公开号】CN105483519
【申请号】CN201510844108
【发明人】畑野等, 丰武孝太郎
【申请人】株式会社神户制钢所, 神钢金属制品株式会社, 日本发条株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2010年5月14日
【公告号】CN102428199A, EP2434028A1, EP2434028A4, US20120070682, WO2010131754A1
【专利说明】
[00011 本申请是【申请号】201080021286.1，申请日：2010.05.14，发明名称："高强度弹簧 用中空无缝管"的申请的分案申请。
技术领域
[0002] 本发明涉及汽车等的内燃机的阀弹簧和悬架弹簧等所使用的高强度弹簧用中空 无缝管，特别是涉及降低了其外周面和内周面的脱碳的高强度弹簧用中空无缝管。
【背景技术】
[0003] 近年来，随着以减少尾气和改善油耗为目的的汽车的轻量化和高输出功率化的要 求提高，在发动机、离合器和悬架等所使用的阀弹簧、离合器弹簧、悬架弹簧等之中，也致力 于高应力设计。因此，这些弹簧面向高强度化/细直径化的方向，处于负荷应力进一步增大 的倾向。为了应对这一倾向，强烈期望在耐疲劳性和耐永久残余应变性中也有更高性能的 弹簧钢。
[0004] 另外，为了一边维持耐疲劳特性和耐永久残余应变性一边实现轻量化，作为弹簧 的原材，并不是以前所使用的棒状的线材(即，实心的线材），而是使用中空的管状的钢材且 没有焊接部分(即无缝管)作为弹簧的原材。
[0005] 关于用于制造上述这样的中空无缝管的技术，迄今也提出有各种样的技术。例如 在专利文献1中提出有一种技术，其使用应该是穿孔乳机的代表的曼内斯曼穿孔机 (mannesmann piercer)进行穿孔后（曼内斯曼穿孔），进行冷间芯棒式无缝乳管(mandrel mi 11 )，再以10~30分的条件再加热至820~940°C，其后进行终乳。
[0006] 另一方面，在专利文献2中提出有一种技术，其进行热等静压挤压，成为中空无缝 管的形状后，进行球状化退火，继续通过冷周期式乳管乳制和拉拔加工等进行伸展(拔管）。 另外，在该技术中还显示，最终以规定的温度进行退火。
[0007]在上述这样的各技术中，在进行曼内斯曼穿孔和热等静压挤压时，需要加热至 1050°C以上，或在冷加工前/后进行退火，在热环境下加热或加工时，在其后进一步的热处 理工序中，存在中空无缝管的内周面和外周面容易发生脱碳这样的问题。另外，在加热处理 后的冷却时，还存在的情况是，发生因碳向铁素体和奥氏体中的固溶量不同而引起的脱碳 (铁素体脱碳)。
[0008] 若发生上述这样的脱碳，则在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面会发生 表层部未充分硬化的情况，在成形的弹簧中，产生不能确保充分的疲劳强度这样的问题。另 外，在通常的弹簧中通常会进行的是，以喷丸硬化对外表面赋予残留应力，使疲劳强度提 高，但在由中空无缝管成形的弹簧中，不能对内周面进行喷丸硬化，以及在现有的加工方法 中，在内周面容易发生伤痕，因此还有难以确保内面的疲劳强度这样的问题。
[0009] 先行技术文献
[0010] 专利文献
[0011] 专利文献1:日本特开平1-247532号公报
[0012] 专利文献2:日本特开2007-125588号公报
【发明内容】
[0013] 本发明在这种状况下而做，其目的在于，提供一种高强度弹簧用中空无缝管，其极 力降低内周面和外周面的脱碳的发生，在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面，表层 部能够充分硬化，在成形的弹簧中能够确保充分的疲劳强度。
[0014] 本发明包括以下的形态。
[0015] (1) -种高强度弹簧用中空无缝管，由分别含有如下成分的钢材构成:C:0.2~0.7 质量％ ;Si :0.5~3质量％ ;Μη:0.1~2质量％ ;A1:大于0、在0.1质量％以下；P:大于0、在 0.02质量％以下、S:大于0、在0.02质量％以下和N:大于0、在0.02质量％以下，中空无缝管 的内周面和外周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面和外周面各自的全脱碳层 的厚度为200μηι以下。
[0016] (2)根据（1)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，内面表层部的铁素体的平均 晶粒直径为ΙΟμπι以下。
[0017] (3)根据（1)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。
[0018] (4)根据(2)所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。
[0019] (5)根据（1)~(4)中任一项所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，还含有以下的 (a)~(g)群的至少一群。
[0020] (a)Cr:大于0、在3质量％以下；
[0021] (b)B:大于0、在0.015质量％以下；
[0022] (c)从V:大于0、在1质量％以下;Ti:大于0、在0.3质量％以下和Nb:大于0、在0.3质 量％以下构成的群中选出的1种以上；
[0023] (d)从Ni:大于0、在3质量％以下和Cu:大于0、在3质量％以下构成的群中选出的一 种以上；
[0024] (e)M〇:大于0、在2质量％以下；
[0025] (f)从Ca:大于0、在0.005质量％以下;Mg:大于0、在0.005质量％以下和REM:大于 0、在0.02质量％以下构成的群中被选出的1种以上；
[0026] (g)从Zr:大于0、在0.1质量％以下、Ta:大于0、在0.1质量％以下和Hf:大于0、在 0.1质量％以下构成的群中被选出的1种以上。
[0027] 在本发明中，通过适当调整作为原材的钢材的化学成分组成，并且严密地规定其 制造条件，能够实现不会发生内周面和外周面的铁素体脱碳，并且极力降低了脱碳层的厚 度的中空无缝管，由这样的中空无缝管成形的弹簧能够确保充分的疲劳强度。
【具体实施方式】
[0028] 本发明者们，就用于不使脱碳发生的条件，从各种角度进行了研究。其结果判明， 不借助加工后的冷却速度的控制比较困难的热等静压挤压和曼内斯曼穿孔进行中空化，而 是进行低温乳制、可以控制冷却的通常的热乳，制造没有脱碳的棒材，其后，用枪孔钻进行 穿孔，以规定的冷却条件进行冷却后，通过冷乳和拔管(冷加工)成为最终形状即可。根据这 一制造方法，可以制造外周面和内周面都没有脱碳（即，表面的C含量为0.10质量％以上， 全脱碳层的厚度为200μπι以下）中空无缝管。还有，所谓上述全脱碳层，意思是管厚的中心部 的碳浓度低于95%的部分。
[0029] 另外，根据上述这样的制造方法，由于中空管的组织微细化，能够使弹簧淬火时的 奥氏体粒径微细化，也可以改善疲劳强度。具体来说，在使冷加工时的加工率(减面率)达到 50%以上之后，以650~700°C左右的比较低的温度实施再结晶处理(退火），由此使内面表 层部的铁素体的平均晶粒直径为1〇μπι以下。还有，所谓上述内面表层部，意思是从中空无缝 管的内周面的表面至深度500μπι的区域。
[0030] 此外，根据上述方法，通过用枪孔钻进行中空化，能够缩短其后的冷加工(冷乳、冷 拔管)工序，能够大幅降低由于曼内斯曼穿孔、热等静压挤压或冷乳和拔管而发生的内面伤 痕。以往，以最大深度计50μπι左右为极限，但根据本发明，能够降低内面伤痕直到最大深度 达到20μηι以下。
[0031] 本发明的中空无缝管，能够对于适当地调整了化学成分组成的钢材(关于适当的 化学成分组成后述），遵循上述的步骤制造。对于该制造方法的各行程，更具体地进行说明。 [0032][中空化手法]
[0033]首先，作为中空化手法，能够降低板坯的加热温度，进行低温乳制、可以控制冷却 的通常的热乳，制作实心的圆棒后，通过枪孔钻法等进行中空化。其后，通过拔管和冷乳成 形至规定的直径、长度，从而可以得到外周面、内周面铁素体脱碳、总脱碳(全脱碳)均小的 无缝管。另外，通过这样的工序还发挥出如下效果:能够降低冷加工时的加工率，使内周面 的品质也良好(即，能够减小伤痕）。
[0034][热乳时的加热温度:低于1050°C]
[0035]在上述热乳工序中，推荐其加热温度低于1050°C。若这时的加热温度为1050°C以 上，则总脱碳有变多的倾向。优选为1020°C以下。
[0036][热乳时的最低乳制温度:850°C以上]
[0037]还优选使热乳时的最低乳制温度为850°C以上。若该乳制温度过低，则在表面（内 周面和外周面)有容易生成铁素体的倾向。这时的温度优选为900°C以上。
[0038] [乳制后的冷却条件：乳制后至720°C的平均冷却速度为1.5°C/秒以上，其后，至 500°C的平均冷却速度为0.5°C/秒以下]
[0039] 在上述这样的条件下，进行热乳后，通过强度冷却至720°C，能够防止表面的铁素 体生成(铁素体脱碳的发生）。为了发挥这样的冷却效果，可以使至720°C的平均冷却速度为 1.5°C/秒以上。这时的平均冷却速度优选为2°C/秒以上。进行这样的强制冷却后，以平均冷 却速度:〇.5°C/秒以下冷却至500°C。若从上述的强制冷却结束温度至500°C的冷却速度过 快，则钢材发生淬火，其后的由退火进行的软化耗费时间。从这样的观点出发，优选至500°C 的平均冷却速度为0.5°C/秒以下(例如放冷）。更优选为0.3°C/秒以下。
[0040] [冷加工条件]
[0041] 进行上 述这样的控制冷却后(和枪孔钻穿孔后），实施冷加工，但作为这时的冷加 工，推荐拔管和冷乳。进行这样的加工时，施加减面率(RA)为50%以上的加工后，降低到750 °〇以下使之再结晶（退火），从而能够使铁素体的平均晶粒直径为10M1以下，在弹簧制造时 的热处理时，奥氏体（γ )粒径微细化，具有改善弹簧的疲劳寿命的效果。在上述冷加工中， 使减面率为50 %以上，使退火为700°C以下进行的加工更有效。
[0042] [退火工序]
[0043] 在上述的冷却加工后，根据需要进行退火，但这时的加热温度若加热至奥氏体生 成区域(球化退火），则容易发生脱碳，因此需要在铁素体温度区域进行。另外如上述，从铁 素体的平均晶粒直径为ΙΟμπι以下这一观点出发，也优选这时的加热温度为650~700°C这样 比较低的温度。
[0044] 本发明的中空无缝管，还适当调节了作为原材的钢材的化学成分组成，这一点也 很重要。接着，说明化学成分的范围限定理由。
[0045] [(：:0.2~0.7%("质量％"的意思，关于化学成分组成下同）]
[0046] C是确保高强度所需要的元素，为此需要使之含有0.2%以上。C含量优选为0.30% 以上，更优选为〇. 35%以上。但是，若C含量过剩，则延展性的确保困难，因此需要在0.7 %以 下。C含量优选为0.65 %以下，更优选为0.60 %以下。
[0047] [Si:0.5 ~3%]
[0048] Si在弹簧所需要的耐永久残余应变性的提高上是有效的元素，为了得到本发明 中作为对象的强度水平的弹簧所需要的耐永久残余应变性，需要使Si含量为0.5%以上。优 选为1.0%以上，更优选为1.5%以上。但是，Si也是使脱碳促进的元素，因此若使Si过剩地 含有，则促进钢材表面的脱碳层形成。其结果是，需要用于削除脱碳层的去皮工序，因此在 制造成本方面不妥当。由此，在本发明中Si含量的上限为3%。优选为2.5%以下，更优选为 2.2%以下。
[0049] [Μη:0·1~2%]
[0050] Μη作为脱氧元素被利用，并且其是与钢材中的有害元素即S形成MnS而使之无害化 的元素。为了有效地发挥这样的效果，需要使Μη含有0.1 %以上。优选为0.15 %以上，更优选 为0.20%以上。但是，若Μη含量过剩，则偏析带形成，发生材质的偏差。由此，在本发明中，Μη 含量的上限为2%。优选为1.5%以下，更优选为1.0%以下。
[0051 ] [Α1:0·1% 以下（不含 0%)]
[0052] Α1主要作为脱氧元素被添加。另外，其与Ν形成Α1Ν而使固溶Ν无害化，并且也有助 于组织的微细化。特别是为了固定固溶Ν，优选含有Α1并使之超过Ν含量的2倍。但是，Α1与Si 同样也是促进脱碳的元素，因此在大量含有Si的弹簧钢中，需要抑制A1的大量添加，在本发 明中为0.1%以下。优选为0.07%以下，更优选为0.05%以下。
[0053] [Ρ:0·02% 以下（不含 0%)]
[0054] Ρ是使钢材的韧性和延性劣化的有害元素，因此极力降低很重要，在本发明中其上 限为0.02 %。优选抑制在0.010 %以下，更优选抑制在0.008 %以下。还有，Ρ在钢材是不可避 免含有的杂质，使其含量达到〇%在工业上有困难。
[0055] [S:0.02% 以下（不含 0%)]
[0056] S与上述P-样，是使钢材的韧性和延性劣化的有害元素，因此极力降低很重要，在 本发明中抑制在0.02%以下。优选为0.010%以下，更优选为0.008%以下。还有，S在钢材是 不可避免含有的杂质，使其含量达到〇%在工业上有困难。
[0057] [Ν:0·02% 以下（不含 0%)]
[0058]若Al、Ti等存在，则N形成其氮化物，具有使组织微细化的效果，但若以固溶状态 存在，则使钢材的韧延性和耐氢脆化特性劣化。在本发明中，N的上限为0.02%。优选为 0.010%以下，更优选为0.0050%以下。
[0059] 在本发明中适用的钢材中，上述成分以外(余量）由铁和不可避免的杂质（例如Sn、 As等)构成，但也可以含有不破坏其特性程度的微量成分(允许成分），这样的钢材也包含在 本发明的范围内。
[0060]另外，根据需要还含有如下等元素也有效：（a)Cr:3%以下（不含0%);(b)B: 0.015%以下（不含0%);((：)从￥:1%以下（不含0%);11:0.3%以下（不含0%)和恥 :0.3% 以下(不含〇%)构成的群中选出的1种以上；（d)Ni:3%以下（不含0%)和/或Cu:3%以下（不 含0%);(6)]?〇 :2%以下（不含0%);(〇从03:0.005%以下（不含0%);]\% :0.005%以下（不 含0%)和REM:0.02%以下（不含0%)构成的群中被选出的1种以上；（g)从Zr:0.1%以下（不 含0%)、了 &:0.1%以下(不含0%)和批:0.1%以下(不含0%)构成的群中被选出的1种以上。 含有这些成分时的范围限定理由如下所述。
[0061 ] [Cr:3% 以下（不含 0%)]
[0062] 从使冷加工性提高的观点出发，优选Cr含量少的程度，但Cr在回火后的强度确保 和耐腐蚀性提高上是有效的元素，特别是在要求有高水平的耐腐蚀性的悬架弹簧中是重要 的元素。这一效果随着Cr含量的增大而变大，为了优选地发挥这一效果，优选使Cr含有 0.2%以上。更优选为0.5%以上。但是，若Cr含量过剩，则容易形成过冷组织，并且在渗碳体 中浓化而使塑性变形能力降低，有招致冷加工性劣化的情况。另外，若Cr含量过剩，则容易 形成与渗碳体不同的Cr碳化物，有强度和延展性的平衡变差的情况。由此，在本发明使用的 钢材中，优选将Cr含量抑制在3%以下。更优选为2.0%以下，进一步优选为1.7%以下。
[0063] [Β:0·015% 以下（不含 0%)]
[0064] Β具有在钢材的淬火/回火后，抑制来自旧奥氏体晶界的破坏的效果。为了体现这 样的效果，优选使Β含有0.001%以上。但是，若Β过剩地含有，则有形成粗大的碳硼化物而损 害钢材的特性的情况。另外，若Β过剩含有，则存在也会变成乳制材的伤痕发生原因的情况。 由此，Β含量的上限为0.015%。更优选为0.010%以下，进一步优选为0.0050%以下。
[0065] [从V:l%以下（不含0%);11:0.3%以下（不含0%)和恥:0.3%以下（不含0%)构 成的群中选出的1种以上]
[0066] V、Ti和Nb与C、N、S等形成碳/氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)或硫化物等，具 有使这些元素无害化的作用。另外还发挥的效果是，形成上述碳/氮化物而使组织微细化。 此外，也有改善耐延迟断裂特性的效果。为了发挥这些效果，优选含有Ti、V和Nb的至少1种 0.02%以上(含有2种以上时，合计为0.2%以上）。但是，若这些元素的含量过剩，则粗大的 碳/氮化物形成，有韧性和延展性劣化的情况。因此在本发明中，优选使V、Ti和Nb的含量的 上限分别为1%、〇.3%、0.3%。更优选￥:0.5%以下、11 :0.1%以下、恥:0.1%以下。此外，从 成本降低的观点出发，优选V:0.3%以下、Ti :0.05%以下、Nb:0.05%以下。
[0067] [从Ni:3%以下（不含0%)和/或Cu:3%以下（不含0%)]
[0068] Ni在考虑降低成本时，因为要控制其添加，所以没有将其下限特别设定，但在抑制 表层脱碳或使耐腐蚀性提高时，优选使之含有〇. 1 %上。但是，若Ni含量过剩，则乳制材中发 生过冷组织，或在淬火后存在残留奥氏体，有钢材的特性劣化的情况。因此，使Ni含有时，优 选使其上限为3%。从降低成本的观点出发，优选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。
[0069] Cu与上述Ni-样，在抑制表层脱碳或使耐腐蚀性提高上是有效的元素。为了发挥 这样的效果，优选使Cu含有0.1 %以上。但是，若Cu含量过剩，则过剩组织发生，在热加工时 有发生裂纹的情况。由此，在使Cu含有时，优选使其上限为3%。从成本降低的观点出发，优 选为2.0%以下，更优选为1.0%以下。
[0070] [Mo:2% 以下（不含 0%)]
[0071] Mo在回火后的强度确保、韧性提高上是有效的元素。但是，若Mo含量过剩，则有韧 性劣化的情况。因此，Mo含量的上限优选为2%。更优选为0.5%以下。
[0072][从Ca:0.005% 以下（不含0%);]\%:0.005%以下（不含0%)和1?]\1:0.02%以下（不 含〇%)构成的群中被选出的1种以上]
[0073] Ca、Mg和REM(稀土类元素）均形成硫化物，防止MnS的伸长，具有改善韧性的效果， 能够根据要求特性添加。但是，若分别使之含有超过上述上限，则反而有使韧性劣化的情 况。各自的优选上限为，〇&:0.0030%;]\% :0.0030%;1^]\1:0.010%。还有，在本发明中，所谓 REM是含有镧系元素(从La至Ln的15种元素)和Sc (钪)和Y(钇)的意思。
[0074] [从Zr:0.1%以下（不含0%)、了&:0.1%以下（不含0%)和!^:0.1%以下（不... 含0%) 构成的群中被选出的1种以上]
[0075] 该元素与N结合形成氮化物，稳定抑制加热时的奥氏体（γ )粒径的生长，使最终的 组织微细化，具有改善韧性的效果。但是，若都超过0.1 %而过剩地含有，则氮化物粗大化， 使疲劳特性劣化，因此不为优选。由此，其上限均为〇. 1 %。更优选的上限均为〇. 050%，进一 步优选的上限为0.025 %。
[0076] 以下通过实施例更详细地说明，但下述实施例没有限定本发明的性质，在以前后 述宗旨为特征而进行设计变更的均包含在本发明的技术范围内。
[0077]实施例
[0078] 根据通常的熔炼法，熔炼化学成分组成显示在下述表1中的各种熔钢，冷该熔钢开 坯乳制后，成为截面形状为155_X155mm的板坯，之后以下述表2所示的条件进行热乳和冷 车L，成为直径25mm的棒钢。还有，在下述表1、2中，REM以含有La为50%左右和含有Ce为25% 左右的混合稀土金属的形态添加。下述表1、2中"一"表示未添加元素。还有，表2中的所谓冷 却速度1，意思是在进行热乳之后，冷却至720°C时的平均冷却速度，所谓冷却速度2,意思是 从上述冷却的结束温度冷却至500°C的时的平均冷却速度。
[0079] 使用枪孔钻，在所得到的棒钢的内部进行内径12mm的穿孔。其后，进行冷乳，制作 外径16mm、内径8mm的中空无缝管。在此途中，一部分在外径20mm、内径10mm的阶段实施退火 (下述表2的试验No. 2~4)。还有，关于试验No. 2~4,分别将外径20mm、内径10mm的阶段下的 条件分开记述为冷乳条件1和退火温度1，将外径16_、内径8_的阶段下的条件分开记述为 冷乳条件2和退火温度2。
[0080] 另外，作为比较材，利用截面形状为155mm X 155mm的板还，通过热锻和切削，制作 外径143_、内径52_的圆筒状的方坯，运用热等静压挤压(加热温度：1150°C)，也制作外径 54mm、内径38mm的中空管（下述表2的试验No. 1)。该中空管在退烧火、酸洗后，进行拔管、退 火(700°CX20小时），反复进行酸洗8次，成为外径16_、内径8_的中空无缝管(拔管后的退 火条件750°CX10分钟）。
[0081] [表1]
[0082]
[0083] 余量:铁和S以外的不可避免的杂质
[0084] [表2]
[0085]
[0086] 轴向切断得到的中空无缝管的中心部，使用ΕΡΜΑ测量C含量，计测脱碳层(铁素体 脱碳层、全脱碳层）的厚度，并且通过EBSP测量内周面邻域(从表面至深度500μπι的区域）的 铁素体的平均晶粒直径。各详细的测量条件如下。
[0087] (ΕΡΜΑ的测量条件）
[0088] 加速电压：15kv
[0089] 照射电流：1μΑ
[0090] 线分析方向：管外侧4内侧
[0091] 线分析是以30μπι幅度振荡最小射束直径(3μπι左右），进行测量。这时，在表层部存 在C含量低于0.10 %的部分时，视为存在铁素体脱碳层，评价为"Β"，如果不存在C含量低于 0.10%的部分，则判断为没有铁素体脱碳层，评价为"Α"。另外，将管厚度的中心部的碳浓度 低于95%的部分视为全脱碳层，测量其厚度，脱碳层的厚度为200μπι以下的评价为"Α"，超过 200μπι的评价为"Β"。
[0092] (EBSP的测量条件）
[0093] 区域：300Χ300(μπι)
[0094] 帧数：2
[0095] 测量间距：0.4μπι
[0096] 方位差15°C以上为晶界，3μπι以下的忽视，计算平均粒径。
[0097]另外，沿圆周方向切断得到的中空无缝管的中心部，以光学显微镜(400倍)观察全 周，求这时的最大伤痕深度。这时观察3个切断面，以最大的作为最大内周面伤痕深计进行 评价。
[0098]以下述条件对于上述各中空无缝管进行淬火/回火，加工成JIS试验片(JIS Ζ2274 疲劳试验片）。
[0099](淬火/回火条件）
[0100] 淬火条件：以930°C保持20分钟4此后水冷 [0101]回火条件：以430°C保持60分钟
[0102] [腐蚀疲劳试验]
[0103] 在上述试验片（经过了淬火/回火的试验片）上，以3 5 °C喷雾5 % NaCl水溶液，以应 力784MPa、转速lOOrpm进行旋转弯曲腐蚀疲劳试验。调查反复次数至2.0 X 105次有无断裂， 1.0 X 105次以上没有断裂的评价为"B"，2.0 X 105次没有断裂的评价为"A"（在此以内断裂的 评价为Τ'）。
[0104] 这些结果一并显示在下述表3中。由这些结果可知，在适当的制造条件下得到的中 空无缝管(试验No.5~19:本发明例）中，满足本发明规定的要件，得到的弹簧的疲劳强度良 好。
[0105] 相对于此，在试验No. 1~3(比较例）中，因为制造方法不当，所以不满足本发明规 定的要件，可知弹簧的疲劳强度劣化。还有，在试验No.4中，作为优异的要件的铁素体的平 均晶粒直径粗大化，或者弹簧的疲劳强度有一些降低。
[0106] [表 3]
[0107]
[0108] 详细地并参照特定的实施方式说明了本申请，但能够不脱离本发明的精神和范围 而加以各种变更和修改，这对于从业者来说很清楚。
[0109] 本申请基于2009年5月15日申请的日本专利申请(专利申请2009-119030)，其内容 在此作为参照并援引.
[0110] 产业上的可利用性
[0111]在本发明中，通过适当调整作为原材的钢材的化学成分组成，并且严密地规定其 制造条件，从而能够实现不会发生内周面和外周面的铁素体脱碳，并且极力降低了脱碳层 的厚度的中空无缝管，由这样的中空无缝管成形的弹簧能够确保充分的疲劳强度。
【主权项】
1. 一种高强度弹簧用中空无缝管，其特征在于，由如下钢材构成，该钢材含有c:0.2~ 〇. 7质量％;Si:0.5~3质量％ ;Mn: 0.1~2质量％ ;A1:大于0但在0.1质量％以下;P:大于0但 在0.02质量％以下;S:大于0但在0.02质量％以下和N:大于0但在0.02质量％以下， 并且，所述中空无缝管的内周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面的全脱碳 层的厚度为200μπι以下，内面表层部中的铁素体的平均晶粒直径为ΙΟμπι以下， 其中，所述全脱碳层是指管厚的中心部的碳浓度低于95 %的部分。2. 根据权利要求1所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，存在于内周面的伤痕的最大 深度为20μηι以下。3. 根据权利要求1或2所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，还含有以下的（a)~（g) 群中的至少一群： (a)Cr:大于0但在3质量％以下； (b)B:大于0但在0.015质量％以下； (c) 从V:大于0但在1质量％以下；Ti:大于0但在0.3质量％以下和Nb:大于0但在0.3质 量％以下构成的群中选出的1种以上的元素； (d) 从Ni:大于0但在3质量％以下和Cu:大于0但在3质量％以下构成的群中选出的一种 以上的元素； (e)Mo:大于0但在2质量％以下； (f) 从Ca:大于0但在0.005质量％以下;Mg:大于0但在0.005质量％以下和REM:大于0但 在0.02质量％以下构成的群中选出的1种以上的元素； (g) 从Zr:大于0但在0.1质量％以下;Ta:大于0但在0.1质量％以下和Hf:大于0但在0.1 质量％以下构成的群中选出的1种以上的元素。4. 根据权利要求1~3中任一项所述的高强度弹簧用中空无缝管，其中，所述钢材的余 量由铁和不可避免的杂质构成。
【专利摘要】本发明提供一种高强度弹簧用中空无缝管，其极力降低内周面和外周面的脱碳的发生，在弹簧制造时的淬火阶段，在外周面和内周面，表层部能够充分硬化，在成形的弹簧中能够确保充分的疲劳强度。本发明涉及一种高强度弹簧用中空无缝管，其由分别含有如下的钢材构成：C：0.2～0.7质量％；Si：0.5～3质量％；Mn：0.1～2质量％；Al：大于0、在0.1质量％以下；P：大于0、在0.02质量％以下、S：大于0、在0.02质量％以下和N：大于0、在0.02质量％以下，中空无缝管的内周面和外周面的C含量为0.10质量％以上，并且所述内周面和外周面各自的全脱碳层的厚度为200μm以下。
【IPC分类】C21D8/10, C22C38/16, C22C38/14, C22C38/06, C22C38/08, C22C38/04, C22C38/12, C22C38/18, C22C38/02
【公开号】CN105483519
【申请号】CN201510844108
【发明人】畑野等, 丰武孝太郎
【申请人】株式会社神户制钢所, 神钢金属制品株式会社, 日本发条株式会社
【公开日】2016年4月13日
【申请日】2010年5月14日
【公告号】CN102428199A, EP2434028A1, EP2434028A4, US20120070682, WO2010131754A1
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