本发明涉及用于汽车等的悬架弹簧的弹簧用钢、优选具有1800mpa以上的抗拉强度的高强度悬架弹簧用钢及其制造方法。
背景技术：
：弹簧通常通过下述方法制造：将热轧后的线材拉拔加工成规定的线径，实施淬火处理、回火处理后进行冷成形的冷弹簧加工法；或者，将拉拔加工的线材进行热成形，进行淬火处理、回火处理的方法。近年来，为了应对环境问题，对汽车要求进一步的轻量化、低燃料消耗化，一直在进行抗拉强度为1800mpa以上的高强度弹簧的开发。冷弹簧加工法由于弹簧形状的设计的自由度高、精度也高，因此是特别适合于高强度弹簧的弹簧加工法。在该加工法中，对于作为原材料的弹簧用钢，要求兼顾强度和冷加工性。加工性的指标为拉伸试验时的断裂部位的断面减少率即断面收缩率等，已经提出了使c量与中心偏析的关系适当而提高冷加工性的弹簧用线材(专利文献1)。此外，还提出了通过将热加工后的线材直接实施淬火、回火而使晶粒微细化，从而使强度及疲劳特性提高的方法(专利文献2)。此外，通常，如果将弹簧高强度化，则对在腐蚀环境中侵入到钢材中的氢的敏感性或对腐蚀坑等缺陷的敏感性提高，担心因延迟断裂导致的折损。耐延迟断裂特性以对试验片负载一定载荷而不断裂的上限的扩散性氢量(极限扩散性氢量)进行评价。对于耐延迟断裂特性的提高而言，使耐腐蚀特性提高的ni或cu、形成成为氢的捕集位点的析出物的v或mo等合金元素的添加是有效的(专利文献3)。但是，由于添加合金元素时成本增高，因此提出了如下弹簧用钢：通过使表层的原奥氏体晶粒向轧制方向伸长而使极限扩散性氢量增加、使耐延迟断裂特性和耐氢疲劳特性提高的弹簧用钢(专利文献4)、将表层中的原奥氏体晶粒的伸长化与内部的原奥氏体粒径的微细化组合而实现了耐延迟断裂特性的改善的弹簧用钢(专利文献5)。现有技术文献专利文献专利文献1：日本特开平09-310151号公报专利文献2：日本特开平06-346146号公报专利文献3：日本特开2002-115023号公报专利文献4：日本特开2002-097551号公报专利文献5：日本特开2014-043612号公报技术实现要素：发明所要解决的课题然而，专利文献1及2中记载的技术虽然对于冷加工性的提高是有效的，但是存在对于耐延迟断裂特性的提高没有帮助的问题。此外，专利文献3、专利文献4及专利文献5中记载的技术虽然对于耐延迟断裂特性的提高是有效的，但是未使冷加工性提高，因此，存在因今后的弹簧钢的进一步的高强度化而弹簧成形变得困难的问题。因此，希望得到抑制或者不需要高价的合金元素的添加、具有1800mpa以上的抗拉强度且耐延迟断裂特性及冷加工性优异的悬架弹簧用钢及其制造方法。用于解决课题的手段本发明人发现，如果控制马氏体组织的晶体方位，相对于弹簧用钢的轧制方向，＜011＞方位优先地显现，＜111＞方位被抑制，则相同强度的断面收缩率提高。并且，得到了如下见解：除了原奥氏体晶粒的伸长化之外，还通过进行马氏体组织的晶体方位的控制，能兼顾耐延迟断裂特性和冷加工性。进而，调查了用于稳定地得到这样的晶体方位所需要的热轧条件，结果成功地使原奥氏体晶粒稳定地伸长化，并相对于轧制方向，使马氏体组织的＜011＞方位集合，使＜111＞方位抑制。本发明的悬架弹簧用钢及其制造方法基于上述见解而做出，其要旨如下所述。(1)一种悬架弹簧用钢，其特征在于，以质量％计含有c：0.40～0.70％、si：0.80～2.20％、mn：0.05～1.50％、cr：0.05～1.00％，限制p：0.020％以下、s：0.020％以下，剩余部分由fe及不可避免的杂质构成，在与轧制方向平行的断面中，以面积率计90％以上的金属组织为回火马氏体，在与轧制方向平行的断面中，在从表面开始的直径或厚度的10％的范围中，原奥氏体晶粒的长轴方向的长度与与上述长轴方向垂直的方向的长度之比为1.5以上，从轧制方向观察到的马氏体织构的＜011＞集合率/＜111＞集合率之比为3.0以上。(2)上述(1)所述的悬架弹簧用钢，其特征在于，以质量％计还含有mo：0.50％以下、v：0.50％以下、ni：1.00％以下、cu：0.50％以下、b：0.0050％以下中的1种或2种以上。(3)上述(1)或(2)所述的悬架弹簧用钢，其特征在于，以质量％计还含有al：0.500％以下、ti：0.200％以下、nb：0.100％以下中的1种或2种以上。(4)上述(1)～(3)中任一项所述的悬架弹簧用钢，其特征在于，抗拉强度为1800mpa以上，断面收缩率为40％以上，对至圆棒直径的10％深度为止带有60°圆环缺口的试验片负载抗拉强度的30％的试验载荷而测定的极限扩散性氢量为0.30ppm以上。(5)一种悬架弹簧用钢的制造方法，其是制造上述(1)～(4)中任一项所述的悬架弹簧用钢的方法，包含下述步骤：对具有上述(1)～(3)中任一项记载的钢成分的线材按如下方式实施热轧：在低于1150℃且为950℃以上的温度域中给予15％以上且低于30％的断面减少率，接着，在低于950℃且为750℃以上的温度域中给予20％以上的断面减少率并且给予以与上述低于1150℃且为950℃以上的温度域的断面减少率的累积计为40％以上的断面减少率；对经上述热轧而得到的钢线进行淬火，将在与轧制方向平行的断面中以面积率计90％以上的金属组织设为马氏体；以及对经上述淬火得到的钢线进行回火处理，从上述热轧的结束起至上述淬火的开始为止的时间为3秒以内。发明效果根据本发明，能够得到抑制或不需要高价的合金元素的添加、具有大的抗拉强度、即使是高强度悬架弹簧用钢、冷加工性及耐延迟断裂特性也优异的悬架弹簧用钢。附图说明图1是说明延迟断裂试验用的试验片的一例的图。具体实施方式原奥氏体金属组织为通过淬火进行马氏体相变之前的组织，在热加工后骤冷时，特别是表面的原奥氏体晶粒成为向轧制方向伸长的形状，原奥氏体晶粒的长轴方向实质上与弹簧用钢的轧制方向一致，例如，上述长轴方向与轧制方向的偏离为15°以下。延迟断裂从钢材的表面开始发生龟裂，沿着原奥氏体晶粒的晶界进展，因此，表层的原奥氏体晶粒向轧制方向伸长时，向线材的直径方向或板材的厚度方向的龟裂的进展被抑制。轧制后的原奥氏体晶粒的长轴方向实质上与弹簧用钢的轧制方向一致，与上述长轴方向垂直的方向实质上与垂直于上述轧制方向的方向一致，因此，表层的原奥氏体晶粒的长轴方向的长度与与上述长轴方向垂直的方向的长度之比(长宽比)大时，耐延迟断裂特性提高。另一方面，织构对钢的塑性变形产生影响，这一点尤其在薄钢板等中是已知的。因此，本发明人对为了在冷弹簧加工法中使冷加工性提高所要求的断面收缩率与织构的关系进行了研究。其结果得到了如下见解：作为使断面收缩率提高的方法，在钢材表层部的马氏体组织中，相对于轧制方向，使马氏体组织的＜011＞方位聚集，并将＜111＞方位抑制的方法是有效的。进而得到了如下见解：即使在成为延迟断裂的起点的钢材表层部中增大原奥氏体的长宽比，也不会对对于断面收缩率或抗拉强度产生影响的原奥氏体晶粒内部的织构形态产生影响。在钢材表层部中，为了使原奥氏体晶粒的长宽比增大，同时对马氏体织构进行适当地控制，需要将热轧条件最适化。即，在热轧工序中，在1150～950℃的温度域中给予15％以上且低于30％的断面减少率，接着在950～750℃的温度域中给予20％以上的断面减少率并且以与在1150～950℃的温度域中的断面减少率的累积计给予40％以上的断面减少率后，进行淬火而使金属组织的90％以上成为马氏体时，则在将弹簧用钢的直径或厚度设为d的情况下，从表层开始的0.1d的范围(从表面开始的直径或厚度的10％)中，原奥氏体晶粒的长轴方向的长度与与长轴方向垂直的方向的长度之比即长宽比为1.5以上。进而，在上述轧制条件下，相对于轧制方向，马氏体组织的＜011＞方位集合，＜111＞方位被抑制。如此，能兼顾弹簧用钢的表层部的原奥氏体晶粒的形状和弹簧用钢的内部的织构的最适化。然后，通过进行回火处理，能得到抗拉强度为1800mpa以上、断面收缩率为40％以上、极限扩散性氢量为0.30ppm以上的弹簧钢。对本发明的悬架弹簧用钢的化学成分进行说明。在以下的组成的说明中，百分号表示以悬架弹簧用钢的总质量为基准的质量％。[c：0.40～0.70％]c是为了通过淬火处理及回火处理使悬架弹簧用钢的强度上升而需要的元素。为了确保悬架弹簧用钢的强度，c量需要设为0.40％以上。c量优选为0.45％以上，更优选为0.48％以上。另一方面，为了确保悬架弹簧用钢的韧性，c量的上限需要为0.70％。c量优选为0.65％以下，更优选为0.60％以下。[si：0.80～2.20％]si是使悬架弹簧用钢的抗拉强度上升、并且特别是使弹性极限上升、使相对于悬架弹簧的使用中的形状变化即弹力减弱现象的耐受性提高的非常重要的元素。为了得到这样的效果，将si量设为0.80％以上。进而，si的添加提高回火软化阻力，因此，特别是从提高抗拉强度的观点出发，si量优选为1.20％以上。另一方面，为了抑制钢材的脆化，将si量的上限设为2.20％。从炼钢、轧制工序中的制造性提高的观点出发，si量优选为2.00％以下。[mn：0.05～1.50％]mn是对于悬架弹簧用钢的脱硫而言必需的元素，mn量为0.05％以上。进而，mn是对于淬火时的淬火性提高也有效的元素，从得到该效果的观点出发，mn量优选为0.20％以上。另一方面，从抑制成分偏析而防止奥氏体温度域中的晶界的脆化的观点出发，mn量的上限为1.50％。[cr：0.05～1.00％]cr是对于悬架弹簧用钢的抗拉强度上升及淬火性提高有效的元素，为了得到这些效果，将cr量设为0.05％以上。进而，从提高回火软化阻力的观点出发，cr量优选为0.15％以上。另一方面，从在向奥氏体温度域加热时抑制未溶解碳化物的残存、防止成分的不均匀或成为断裂起点的粗大碳化物的生成的观点出发，cr量的上限为1.00％。[p：0.020％以下]p是杂质，为了抑制钢材的脆化，将p量限制为0.020％以下。[s：0.020％以下]s是杂质，为了抑制钢材的脆化，将s量限制为0.020％以下。进而，从淬火性的提高、利用析出强化的强度上升、利用脱氧的夹杂物控制等目的出发，悬架弹簧用钢中，根据需要，可以添加mo、v、ni、cu、al、ti、nb及b中的1种或2种以上。[mo：0.50％以下]mo是通过微量的添加而有助于提高淬火性的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.05％以上的mo。mo是对于利用碳化物的析出强化的悬架弹簧用钢的强度上升也有效的元素，从得到该效果的观点出发，悬架弹簧用钢更优选含有0.10％以上的mo量。另一方面，过量地添加mo时，在奥氏体温度域加热时未溶解碳化物增加而招致钢材的淬火性的降低，因此，mo量优选为0.50％以下。mo由于为高价的合金元素，因此，从成本的观点出发，mo量更优选为0.45％以下，进一步优选为0.20％以下，更进一步优选不含有。本发明的悬架弹簧用钢即使不含mo或者极微量地含有的情况下，也能具有大的抗拉强度和优异的耐延迟断裂特性及冷加工性。进一步含有mo时，本发明的悬架弹簧用钢能得到更良好的特性。[v：0.50％以下]v是通过微量的添加而对淬火性的提高有贡献的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.03％以上的v。v是对利用碳化物的析出强化的悬架弹簧用钢的强度上升也有效的元素，从得到该效果的观点出发，悬架弹簧用钢更优选含有0.10％以上的v。另一方面，过剩地添加v时，在奥氏体温度域加热时未溶解碳化物增加，招致钢材的淬火性的降低，因此，v量优选为0.50％以下。v为高价的合金元素，因此，从成本的观点出发，v量更优选为0.25％以下，进一步优选为0.10％以下，更进一步优选不含有。本发明的悬架弹簧用钢不含v或者极微量地含有时，也能具有大的抗拉强度和优异的耐延迟断裂特性及冷加工性。进一步含有v时，本发明的悬架弹簧用钢能得到更良好的特性。[ni：1.00％以下]ni是有助于提高悬架弹簧用钢的韧性及淬火性的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.10％以上的ni。ni是对耐蚀性的提高也有效的元素，从得到该效果的观点出发，悬架弹簧用钢更优选含有0.15％以上的ni。另一方面，上述效果可通过添加微量的ni而得到，即使过剩地添加，也无法预见到上述效果的增加，因此，ni量优选为1.00％以下。ni为高价的合金元素，因此，从成本的观点出发，ni量更优选为0.60％以下，进一步优选为0.30％以下，更进一步优选不含有。本发明的悬架弹簧用钢不含ni或极微量地含有的情况下，也能具有大的抗拉强度和优异的耐延迟断裂特性及冷加工性。进一步含有ni时，本发明的悬架弹簧用钢能得到更良好的特性。[cu：0.50％以下]cu是有助于悬架弹簧用钢的淬火性的提高的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.05％以上的cu。cu是对耐蚀性的提高也有效的元素，从得到该效果的观点出发，悬架弹簧用钢更优选含有0.10％以上的cu。另一方面，过剩地添加cu时，可成为在奥氏体域中的轧制裂纹的原因，因此，cu量优选为0.50％以下，更优选为0.30％以下。[b：0.0050％以下]b是使淬火性提高、同时使晶界清洁化而使韧性提高的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.0010％以上的b。但是，过剩地添加b时，使钢材的热延性降低并使制造性恶化，因此，b量优选为0.0050％以下。[al：0.500％以下]al是脱氧元素，为了悬架弹簧用钢的高清洁度化，悬架弹簧用钢优选含有0.003％以上的al。此外，al也是对于通过aln等析出粒子抑制热处理中的奥氏体晶粒的粗大化而言有效的元素，从得到该效果的观点出发，al量更优选为0.020％以上。另一方面，al量过多时，容易生成成为断裂起点的粗大的夹杂物，因此，al量优选为0.500％以下。但是，本发明的悬架弹簧用钢在不含al或以0.001％以下的不可避免的杂质水平的极微量含有的情况下，也能具有大的抗拉强度和优异的耐延迟断裂特性及冷加工性。悬架弹簧用钢即使含有0.001％以下的al，在0.001％以下的不可避免的杂质水平的情况下，无法实质性地得到作为脱氧元素的效果，悬架弹簧用钢含有与不含al的情况相同量的氧。[ti：0.200％以下]ti是对于通过tin等的析出粒子抑制热处理中的奥氏体晶粒的粗大化而言有效的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.002％以上的ti。进而，从以得到添加b的效果的目的等而使固溶n量降低的观点出发，ti量更优选为0.010％以上。但是，过剩地添加时，使钢材脆化，因此，ti量优选为0.200％以下。[nb：0.100％以下]nb是对于通过nbn等析出粒子抑制热处理中的奥氏体晶粒的粗大化而言有效的元素，悬架弹簧用钢优选含有0.002％以上的nb。进而，从以得到添加b的效果的目的等而使固溶n量降低的观点出发，nb量更优选为0.010％以上。但是，过剩地添加时，使钢材脆化，因此，nb量优选为0.100％以下。接着，对本发明的悬架弹簧用钢的金属组织进行说明。悬架弹簧要求即使受到高的载荷、并且变形也能恢复成原来的形状。为了满足这样的特性，需要将悬架弹簧中的主要的组织设为高抗拉强度的回火马氏体组织。因此，在对悬架弹簧用钢实施淬火及回火时，必须使悬架弹簧用钢中所占的比例最大的相成为回火马氏体。回火马氏体的面积分率为90％以上。剩余部分优选为残留奥氏体。关于回火马氏体的面积分率，在对钢材的l断面进行镜面研磨后用3％nital(3％硝酸-乙醇溶液)进行腐蚀，用光学显微镜在表层部、半径的1/2位置或厚度的1/4位置、中心部这3个视野中观察显微组织，从平均的马氏体组织的面积率进行评价。l断面是指以与轧制方向平行地通过钢材的中心轴的方式切断而得到的面。悬架弹簧用钢的抗拉强度优选为1900mpa以上，更优选为1950mpa以上，进一步优选为2000mpa以上。延迟断裂是在施加应力的状态下氢侵入到钢材中时，在钢材的表层发生的龟裂进展到内部，从而钢材断裂的现象，龟裂的进展路径为原奥氏体晶界。关于与轧制方向平行地将圆棒钢材切断而得到的l断面，表层部的原奥氏体晶粒的形状、特别是原奥氏体晶粒的长轴方向的长度与与长轴方向垂直的方向的长度之比(长宽比＝长轴方向长度/与长轴方向垂直的方向的长度)是重要的。通过增大长宽比，能使从表层部朝向内部的龟裂的进展方向与奥氏体晶体晶界的伸长方向不一致，因此具有抑制龟裂的进展的效果。另一方面，长宽比小时，抑制龟裂的进展的效果减小。为了使耐延迟断裂特性提高，在悬架弹簧用钢的表层部的与轧制方向平行的断面中，原奥氏体晶粒的长轴方向的长度与与长轴方向垂直的方向的长度之比、即长度相对于宽度的长宽比必须为1.5以上。长宽比优选为1.9以上，更优选为2.0以上，进一步优选为2.1以上，更进一步优选为2.2以上。从龟裂的进展的抑制的观点出发，长宽比越大越优选，但是，从热轧时的加工量与再结晶的关系出发，优选原奥氏体晶粒的长宽比的上限低于5.0。本申请中，原奥氏体晶粒的长宽比是指长宽比的平均值。考虑到表层部的腐蚀部或表面损伤成为延迟断裂的起点时，为了充分地得到延迟断裂的抑制效果，原奥氏体晶粒的长宽比为1.5以上的区域需要从表面连续至直径或厚度的10％的位置为止。因此，悬架弹簧用钢的原奥氏体晶粒的长宽比在距离表面为直径或厚度的10％的位置处测定，将该位置处的原奥氏体晶粒的长宽比设为1.5以上。越是强烈地受到轧制的影响的表面，原奥氏体晶粒的长宽比越大，因此，只要在距离表面为直径或厚度的10％位置处原奥氏体晶粒的长宽比为1.5以上，则比其更表面侧的原奥氏体晶粒的长宽比也为1.5以上。另一方面，在龟裂进展至比距离表面为直径或厚度的10％的位置更靠内部的位置之前，钢材发生断裂，因此，只要控制从表面开始至直径或厚度的10％的位置为止的原奥氏体晶粒的长宽比就足够。＜011＞方位向轧制方向集合的组织作为拉丝织构是已知的。＜011＞方位向轧制方向集合时，马氏体的滑动面即{011}面容易向最大剪切应力方向取向，对于通过轧制方向的载荷而使断面积减少有利的滑动系的运动容易被选择。因此，认为若＜011＞方位向轧制方向集合，则对于伴随断面减少的断面收缩变形也是有利的。另一方面，＜111＞方位向轧制方向集合时，马氏体的滑动方向即{011}面难以向最大剪切应力方向取向，相对于轧制方向的载荷难以发生滑动变形。其结果是，应变在特定的晶粒中聚集，容易成为断裂的起点。因此，认为＜111＞方位向轧制方向集合时，对断面收缩变形不利。因此，为了使断面收缩率提高，使向轧制方向的＜011＞方位的集合率增大、使＜111＞方位的集合率减小是有效的。具体而言，在距离表面为直径或厚度的10％的位置处，从轧制方向观察到的马氏体织构的＜011＞集合率/＜111＞集合率之比必须为3.0以上。＜011＞集合率/＜111＞集合率之比优选为3.8以上，更优选为4.4以上，进一步优选为4.5以上，更进一步优选为4.8以上。这里，从轧制方向观察到的马氏体织构的＜011＞集合率/＜111＞集合率之比是指，以轧制方向为中心轴在全部方位中在5°以内具有＜011＞方位的晶粒、与以轧制方向为中心轴在全部方位中在5°以内具有＜111＞方位的晶粒的面积比。在马氏体织构的集合率的评价中，使用利用sem－ebsd的晶体方位解析、或利用xrd的极点图解析。此外，关于断面收缩变形，越是钢材的表层，变形量越大，因此，在表层附近＜011＞集合率/＜111＞集合率之比增大对于断面收缩率的提高是有效的。断面收缩率是利用拉伸的断面积的变化率，优选为45％以上，更优选为50％以上，进一步优选为55％以上。断面收缩率通过下式算出。断面积是指与拉伸方向垂直的方向的面积。{(原材料的断面积)－(拉伸断裂部的最小断面积)}/(原材料的断面积)×100％延迟断裂特性的评价使用极限扩散性氢量。使用模拟了腐蚀坑等应力集中部的图1所示的形状的试验片，将在氢预充入后以0.3ts(抗拉强度)的载荷实施恒定载荷试验时不断裂的上限的氢量定义为极限扩散性氢量。极限扩散性氢量为在对图1所示的形状的试验片进行氢充入、以0.3ts(抗拉强度)的载荷实施恒定载荷试验时在100小时以内不延迟断裂的上限的扩散性氢量。扩散性氢量可通过在将钢材以100℃/小时的速度加热时得到的温度-氢放出速度的曲线中在约100℃的温度处具有峰的曲线来测定。通过测定极限扩散性氢量，可推定通常的腐蚀环境中的耐延迟断裂特性。通常的腐蚀环境中的悬架弹簧钢中的氢量估计最大为0.20ppm左右，因此，只要上述形状的极限扩散性氢量为0.30ppm以上，则判断能抑制通常的腐蚀环境中的延迟断裂。极限扩散性氢量优选为0.40ppm，更优选为0.50ppm，进一步优选为0.60ppm。接着，对本发明的悬架弹簧用钢的制造方法进行说明。本发明的悬架弹簧用钢以通常的热轧线材作为原材料，进一步经过热轧-淬火-回火工序而制造。原材料设为通过通常的炼钢工艺及轧制工艺而制造的规定成分的线材。从原材料至线材为止的制造工艺没有特别限定。但是，按照在以后的热轧-淬火-回火后成为规定的线径的方式考虑热轧的断面减少率，并选择原材料的线径。例如，以断面减少率50％进行热轧后制造φ10.0mm的悬架弹簧用钢时，成为原材料的线材的线径为14.0mm。断面减少率为轧制中的断面积的变化率，通过下式算出。断面积是指与轧制方向垂直的方向的面积。{(轧制前的断面积)－(轧制后的断面积)}/(轧制前的断面积)×100％原材料的线径及热轧后的线径没有特别限定，但是，从更良好地兼顾轧制的精度和压下量的观点出发，原材料线径优选为11.5mm以上，热轧后的线径优选为8.0mm以上。从更良好地确保利用轧制后的冷却得到的淬火性的观点出发，原材料线径优选为20.0mm以下，热轧后的线径优选为14.0mm以下。为了增大原奥氏体晶粒的长宽比，在热加工后进行骤冷而进行淬火处理，实施回火。对于原奥氏体晶粒的长宽比的增大、进而马氏体组织的集合率的控制而言，需要热轧中的充分的断面减少率。另一方面，断面减少率过大时，奥氏体晶粒再结晶，因此，为了得到本发明的悬架弹簧用钢的组织，控制热轧时的温度及断面减少率是重要的。本发明的方法中，为了得到原奥氏体晶粒的大的长宽比和＜011＞集合率/＜111＞集合率的大的比，将热轧温度分成低于1150℃且为950℃以上的温度域、低于950℃且为750℃以上的温度域、及低于750℃的温度域进行控制，但是，它们是指一贯的多段热轧工序的各温度区域。低于1150℃且为950℃以上(以下也称为950℃以上)的温度域中的热轧使奥氏体晶粒大幅变形，对于增大＜011＞集合率/＜111＞集合率之比而言是有效的。但是，950℃以上的温度域中的断面减少率大时，容易发生再结晶。因此，为了得到＜011＞集合率/＜111＞集合率大的比，将950℃以上中的断面减少率控制为15％以上且低于30％，优选控制为20％以上且25％以下。在低于950℃且为750℃以上(以下也称为950～750℃)的温度域中难以发生再结晶，因此，能使与低于1150℃且为950℃以上中的断面减少率的累积的断面减少率增加。特别是通过增加950～750℃的断面减少率，能增大原奥氏体晶粒的长宽比。通过在950～750℃的温度域中给予20％以上的断面减少率，以从950℃以上的温度域开始的累积计赋予40％以上的断面减少率，能将原奥氏体晶粒的长宽比设为1.5以上。950～750℃的温度域中的断面减少率优选为25％以上。累积的断面减少率优选为45％以上，更优选为50％以上。从抑制先共析铁素体的生成的观点出发，950～750℃的温度域中的断面减少率的上限优选为75％以下。低于750℃的温度域中的热轧即使使断面减少率增加，再结晶的担忧也少，另一方面，由于热轧中的温度降低，容易产生先共析铁素体。但是，在通过钢材成分等的最适化而抑制先共析铁素体的生成、从而能实现90％以上的金属组织为马氏体组织的范围的情况下，则并不将该温度域下的热轧排除。在上述的热轧工程中赋予了累积40％以上的断面减少率的钢材在热轧后迅速、优选在最终轧制后3秒以内、更优选在最终轧制后2秒以内进行淬火处理，然后进行回火处理。淬火条件只要是能将90％以上的金属组织形成为马氏体组织的条件，则没有特别限定，但是，例如，关于钢材的表面温度，优选以5℃/秒以上、更优选以10℃/秒以上的冷却速度冷却至优选5～60℃、更优选10～40℃、例如约30℃。回火处理的温度只要适当设定即可，但是，优选为350～550℃，更优选为460℃～510℃。实施例对于以具有表1所示的成分及11.5～20.0mm的直径的圆棒钢材作为原材料、在表2所示的热轧条件下进行热轧-淬火-回火而得的圆棒钢材，实施显微组织观察、拉伸试验及延迟断裂试验，评价了马氏体组织分率(也称为马氏体分率)、原奥氏体晶粒的长宽比、＜011＞/＜111＞集合率之比、抗拉强度、断面收缩率、及极限扩散性氢量。在全部例子中，淬火条件为以冷却速度50℃/秒以上冷却至表面温度为30℃为止。在表1及表2中，例1～19为实施例，例x1～x11为比较例。马氏体分率由利用光学显微镜的组织观察算出。对于与轧制方向平行地将圆棒钢材切断而得到的l断面，进行镜面研磨，接着用3％nital使显微组织显现，用倍率为400倍的光学显微镜在表层部、半径的1/2位置、及中心部这3个部位分别观察3个视野，合计观察9个视野的显微组织，算出平均的马氏体分率。原奥氏体晶粒的长宽比由利用光学显微镜的组织观察算出。对于与上述相同的l断面，在镜面研磨后通过苦味酸水溶液系的腐蚀液使原奥氏体晶粒显现，在距离钢材的表面为直径的10％的位置处拍摄5个视野的倍率为400倍的显微照片。对于这些照片，由通过切断法进行计算数值而得的原奥氏体晶粒的长轴方向的长度和与长轴方向垂直的方向的长度，算出“长轴方向的晶粒直径(长度)”/“与长轴方向垂直的方向的晶粒直径(宽度)”作为长宽比。从轧制方向观察到的马氏体织构的＜011＞集合率/＜111＞集合率之比通过将上述的l断面显微组织用sem-ebsd(日本电子株式会社制jsm7001-f、edax’soim)进行解析而算出。对于通过sem-ebsd测定的数据，使用ebsd解析软件即tlssolution的oimanalysis，并将解析网格(mesh)设为5°，解析inversedpolefigure，由此算出＜011＞集合率/＜111＞集合率之比。拉伸试验设为按照jisz2201及2241的圆棒拉伸试验。极限扩散性氢量通过利用氢预充入法的延迟断裂试验算出。氢预充入法为例如在含nh4scn的水溶液中通过阴极氢充入向试验片中充入氢，接着在通过cd、zn等hcp金属镀覆将氢封入的状态下，实施延迟断裂试验的方法。使用图1的形状的试验片，将氢预充入，以抗拉强度的0.3倍(0.3ts)的载荷实施恒定载荷延迟断裂试验，测定了在100小时以内不发生延迟断裂的上限的氢量即极限扩散性氢量。表1(质量％)csimnpscrmovnicualtinbb10.551.370.680.0080.0090.740.02220.491.910.690.0070.0060.670.250.510.02130.602.000.490.0080.0070.200.180.200.400.03040.542.050.510.0060.0080.210.250.230.0200.0070.002150.422.001.050.0090.0160.880.070.02860.680.810.420.0080.0090.450.02870.492.180.700.0080.0090.760.02980.481.801.420.0070.0160.740.03090.652.010.090.0110.0080.740.200.030100.511.400.420.0100.0150.970.025110.681.990.710.0080.0070.070.025120.642.010.320.0120.0130.150.480.0200.0480.0020130.551.810.410.0080.0090.700.450.030140.621.410.320.0090.0090.220.960.150.028150.611.830.290.0090.0080.230.690.460.031160.602.010.510.0070.0120.720.460170.531.820.670.0080.0070.700.0250.1850.0025180.551.410.710.0080.0090.740.0290.096190.531.400.510.0100.0090.710.120.250.0220.0510.0048200.541.500.710.0080.0090.690.001210.551.370.680.0060.0050.720.026220.561.420.700.0060.0060.690.023x10.561.990.600.0080.0090.700.031x20.561.420.710.0100.0100.710.030x30.521.380.700.0110.0070.820.031x40.521.380.700.0110.0070.820.031x50.542.450.680.0070.0110.690.027x60.351.370.680.0070.0100.890.029x70.831.360.680.0080.0080.400.029x80.601.821.780.0100.0090.410.025x90.541.420.250.0090.0091.420.022x100.551.410.710.0420.0090.720.028x110.541.600.700.0120.0350.720.028x120.521.380.700.0110.0070.820.031表2根据表2，在实施例中，原奥氏体晶粒的长宽比均为1.5以上，从轧制方向观察到的马氏体织构的＜011＞集合率/＜111＞集合率之比均为3.0以上。在这些例子中，抗拉强度、断面收缩率、及极限扩散性氢量以高的水准得到兼顾。在例x1中，950℃以上的温度范围中的断面减少率大，950～750℃的温度范围中的断面减少率小，因此，原奥氏体晶粒的长宽比减小，极限扩散性氢量也低。在例x2及x3中，950℃以上的温度范围中的断面减少率小，因此，＜011＞集合率/＜111＞集合率之比小，断面收缩率不充分。在例x4中，在950℃以上及950～750℃的温度范围中断面减少率小，原奥氏体晶粒的长宽比小，断面收缩率及极限扩散性氢量低。在例x5及例x7～x11中，断面收缩率不充分。在例x10及例x11中，极限扩散性氢量也不充分。例x5的si含量高，例x7的c含量高，例x8的mn含量高，例x9的cr含量高，例x10的p含量高，例x11的s含量高。例x12的从最终轧制至淬火的时间长，马氏体分率降低，原奥氏体晶粒的长宽比也不充分。认为这是由于在淬火前由加工组织生成了铁素体核。在例x6中，c含量低，未得到充分的抗拉强度。从以上的例子可知，本发明的悬架弹簧用钢具有高的抗拉强度且具有优异的耐延迟断裂特性及断面收缩率。本发明的悬架弹簧用钢不含高价的合金元素或者即使含有也是微量的，具有1800mpa以上的抗拉强度，并且具有优异的冷加工性及耐延迟断裂特性，因此，能将用于汽车等中的悬架弹簧轻量化等产业上的效果极其显著。当前第1页12