專(zhuān)利名稱(chēng)：具有優(yōu)異卷繞性和耐氫脆性的高強(qiáng)度彈簧鋼絲的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種具有優(yōu)異卷繞性和耐氫脆性的高強(qiáng)度彈簧鋼絲，更具體地說(shuō)，涉及一種在拉伸強(qiáng)度為1,900MPa或更高的高強(qiáng)度范圍內(nèi)卷繞性和耐氫脆性被增強(qiáng)的彈簧鋼絲。
背景技術(shù)：
減小機(jī)動(dòng)車(chē)輛重量的需要伴隨減小車(chē)輛部件的尺寸和厚度。在這一點(diǎn)上，車(chē)輛底板部件比如懸簧等需要具有高強(qiáng)度。然而，由于鋼強(qiáng)度增加通常會(huì)在提高大氣疲勞性質(zhì)的同時(shí)降低腐蝕疲勞性質(zhì)，因此大氣疲勞性質(zhì)和腐蝕疲勞性質(zhì)難于同時(shí)與鋼強(qiáng)度一起被改善。
為了改善腐蝕疲勞性質(zhì)，在本領(lǐng)域中已經(jīng)建議了幾種方法，比如改善耐腐蝕性的方法、捕獲氫的方法等。然而，根據(jù)這些方法，所需要程度的增加就要增加合金元素的加入量，因而增加材料成本，同時(shí)又降低可加工性。
鑒于此，有人提出了在不增加合金元素含量的情況下通過(guò)提高生產(chǎn)工藝來(lái)增強(qiáng)材料性質(zhì)的方法。例如，專(zhuān)利文獻(xiàn)1公開(kāi)了，通過(guò)改進(jìn)冷-卷繞盤(pán)簧生產(chǎn)工藝中的淬火和回火條件來(lái)改善應(yīng)用于懸簧的鋼的韌性或抗下垂性，可以在不降低上述其它性質(zhì)的情況下，實(shí)現(xiàn)作為最終產(chǎn)品的懸簧的高強(qiáng)度。
同樣地，冷-卷繞彈簧具有的優(yōu)點(diǎn)在于其性質(zhì)能夠易于通過(guò)改進(jìn)生產(chǎn)工藝而增強(qiáng)。生產(chǎn)冷-卷繞盤(pán)簧的工藝以及生產(chǎn)熱-卷繞盤(pán)簧的工藝將在下面描述。與生產(chǎn)熱-卷繞盤(pán)簧的工藝不相同的是，生產(chǎn)冷-卷繞盤(pán)簧的工藝是以彈簧在淬火和回火之后進(jìn)行卷繞的方式進(jìn)行的。因此，對(duì)于生產(chǎn)熱-卷繞盤(pán)簧的工藝，對(duì)于淬火和回火條件的限制相比于制備熱-卷繞盤(pán)簧的工藝并沒(méi)有如此苛刻。
<生產(chǎn)熱-卷繞盤(pán)簧的工藝>
彈簧鋼→酸洗→牽拉→加熱→熱彈簧卷繞→淬火→回火→固化→噴丸硬化處理→涂漆→產(chǎn)品<生產(chǎn)冷-卷繞盤(pán)簧的工藝>
彈簧鋼→酸洗→牽拉→加熱→淬火→回火→冷彈簧卷繞→用于消除應(yīng)變的退火→固化→噴丸硬化處理→涂漆→產(chǎn)品然而，對(duì)于生產(chǎn)冷-卷繞盤(pán)簧的工藝，由于彈簧卷繞是在淬火和回火之后進(jìn)行的，該工藝不同于其中為了調(diào)節(jié)強(qiáng)度而在彈簧卷繞之后進(jìn)行淬火和回火的生產(chǎn)熱-卷繞盤(pán)簧的工藝，因此提供給彈簧卷繞工藝的是具有高強(qiáng)度和低可加工性的鋼絲，因而鋼絲在彈簧卷繞工藝過(guò)程中可能破裂。這種現(xiàn)象隨著鋼強(qiáng)度的增加而顯著。因此，對(duì)于將要在冷-卷繞盤(pán)簧的生產(chǎn)工藝中進(jìn)行淬火和回火的鋼絲，需要優(yōu)異的延性(卷繞性)。
為了確保優(yōu)異的延性，例如，專(zhuān)利文獻(xiàn)2公開(kāi)了一種通過(guò)加入Nb使奧氏體組織細(xì)化以及基體中C含量減小，從而可以保證合適的卷繞性以及高強(qiáng)度的方法。此外，專(zhuān)利文獻(xiàn)3公開(kāi)了一種通過(guò)調(diào)節(jié)Ti和N的加入量使具有TiN的奧氏體組織細(xì)化，從而可以保證優(yōu)異延性和高強(qiáng)度的方法。然而，這兩種方法都需要加入合金元素，并且不足以確保被評(píng)價(jià)為冷卷繞盤(pán)簧的優(yōu)點(diǎn)之一的可加工性或低生產(chǎn)成本。
在專(zhuān)利文獻(xiàn)4中，公開(kāi)了一種通過(guò)細(xì)化奧氏體組織并調(diào)節(jié)碳化物的密度和尺寸，從而在不增加合金元素量的情況下改善高強(qiáng)度彈簧鋼絲的卷繞性、延遲斷裂性質(zhì)和疲勞性質(zhì)的方法。然而，由于為了滿足這種要求，需要使用在短時(shí)間內(nèi)可以將鋼絲加熱到高溫的額外技術(shù)，因此該方法不是一種通用的方法。
在冷卷繞盤(pán)簧的生產(chǎn)工藝中，進(jìn)行淬火和回火之后，鋼絲卷繞并且在應(yīng)力下以成卷形狀一直保持到成卷工藝為止，在這過(guò)程中有時(shí)可能發(fā)生延遲斷裂。延遲斷裂是一種在加熱處理過(guò)程中氫從周?chē)鷶U(kuò)散進(jìn)入鋼絲內(nèi)所導(dǎo)致的氫脆性現(xiàn)象，并且由于氫脆性的靈敏度隨著鋼絲強(qiáng)度的增加而增加，因此可能發(fā)生延遲斷裂。因此，用于冷卷繞盤(pán)簧的鋼絲與用于熱卷繞盤(pán)簧的鋼絲相比，必需具有優(yōu)異的耐氫脆性。
作為嘗試增強(qiáng)鋼彈簧絲的耐氫脆性的技術(shù)，專(zhuān)利文獻(xiàn)5公開(kāi)了一種制備用于彈簧的鋼絲的方法，即，以將V、Mo、T、Nb和Zr加入到鋼中使得它們的析出物作為氫捕獲位置的這樣一種方式，制備用于具有良好耐氫疲勞性和1,700MPa或更高的拉伸強(qiáng)度的用于彈簧的鋼絲。然而，在這種方法中，由于需要加入大量的合金元素以及為了形成析出物需要在500℃或更高的溫度下進(jìn)行回火，因此難于確保高強(qiáng)度和抗下垂性。
如上所述，為了利用冷卷繞盤(pán)簧在低成本和高性能方面上的優(yōu)勢(shì)，實(shí)現(xiàn)通常在苛刻條件下使用的彈簧比如懸簧的高強(qiáng)度(1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度)，需要同時(shí)具有良好的卷繞性和耐氫脆性。然而，在相關(guān)技術(shù)中，對(duì)于具有1,900MPa或更高拉伸強(qiáng)度的高強(qiáng)度彈簧鋼絲，還沒(méi)有提出同時(shí)增強(qiáng)卷繞性與耐氫脆性的方法。具體地，仍然沒(méi)有提出可以在不犧牲冷卷繞盤(pán)簧的優(yōu)點(diǎn)比如低成本和廣泛適用性的同時(shí)能夠同時(shí)增強(qiáng)卷繞性與耐氫脆性的技術(shù)。
專(zhuān)利文獻(xiàn)1日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)S59-96246專(zhuān)利文獻(xiàn)2日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)H07-26347專(zhuān)利文獻(xiàn)3日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)H11-29839專(zhuān)利文獻(xiàn)4日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)2002-180198專(zhuān)利文獻(xiàn)5日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)2001-288539發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明是為解決上述問(wèn)題而進(jìn)行的，本發(fā)明的目的是提供一種高強(qiáng)度彈簧鋼絲，該鋼絲具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度，以及具有增強(qiáng)的卷繞性和耐氫脆性，因而該鋼絲可以適用于生產(chǎn)冷卷繞盤(pán)簧的工藝。此處，不用說(shuō)，本發(fā)明的鋼絲也可以應(yīng)用于生產(chǎn)熱卷繞盤(pán)簧的工藝。
根據(jù)本發(fā)明的一個(gè)方面，通過(guò)提供具有優(yōu)異卷繞性和耐氫脆性的高強(qiáng)度彈簧鋼絲可以完成上述以及其它目的，所述鋼絲包含以質(zhì)量％計(jì)的0.4～0.60％的C、1.7～2.5％的Si、0.1～0.4％的Mn、0.5～2.0％的Cr、0.015％或更低的P(超過(guò)0％)、0.015％或更低的S(超過(guò)0％)、0.006％或更低的N(超過(guò)0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe和不可避免雜質(zhì)，所述鋼絲具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度，并且在所述鋼絲組織中，原始奧氏體具有12μm或更小的平均粒徑并且殘留奧氏體在整個(gè)鋼絲組織中占1.0～8.0體積％，所述殘留奧氏體具有300nm或更小的平均粒徑以及800nm或更小的最大粒徑。
鋼絲可以進(jìn)一步包含1.0％或更低的Ni(超過(guò)0％)和/或1.0％或更低的Cu(超過(guò)0％)。鋼絲可以進(jìn)一步包含選自由0.1％或更低的Ti(超過(guò)0％)、0.2％或更低的V(超過(guò)0％)、0.1％或更低的Nb(超過(guò)0％)以及1.0％或更低的Mo(超過(guò)0％)組成的組中的至少一種。
從上述描述明顯的是，根據(jù)本發(fā)明，所述的高強(qiáng)度彈簧鋼絲允許在冷彈簧卷繞工藝以及熱彈簧卷繞工藝中的有效成卷操作，而且具有增強(qiáng)的耐氫脆性以及1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度。結(jié)果，可以以低成本供給作為汽車(chē)部件的具有高強(qiáng)度的懸簧等，該懸簧等幾乎不引起延遲斷裂等。


從以下結(jié)合附圖的詳細(xì)描述中，將更清楚地理解本發(fā)明的前述的及其它目的和特征，其中圖1是說(shuō)明常規(guī)熱處理工藝的圖；圖2是根據(jù)SEM/EBSP方法表示殘留奧氏體的SEM顯微照片；圖3是用于拉伸試驗(yàn)的樣品的側(cè)面截面圖；圖4是用于耐氫脆性試驗(yàn)的樣品的側(cè)面截面圖；圖5是描述拉伸強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率之間關(guān)系的圖；圖6是描述在耐氫脆性試驗(yàn)中拉伸強(qiáng)度和斷裂壽命之間關(guān)系的圖。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施方案將參考附圖進(jìn)行詳細(xì)描述。
本發(fā)明的發(fā)明人研究了適用于生產(chǎn)冷卷繞盤(pán)簧的工藝的彈簧鋼絲，所述冷卷繞盤(pán)簧在不加入大量合金元素的情況下具有高強(qiáng)度并具有增強(qiáng)的耐氫脆性。結(jié)果，他們發(fā)現(xiàn)，如下面所述那樣，通過(guò)根據(jù)原始奧氏體的平均粒徑和殘留奧氏體的量及粒徑調(diào)節(jié)鋼絲的組成及其組織，可以獲得這樣的鋼絲，因此創(chuàng)造了本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明的鋼絲組織將在下文中描述。
<原始奧氏體的平均粒徑12μm或更小>
首先，根據(jù)本發(fā)明，原始奧氏體具有12μm或更小的平均粒徑。細(xì)化原始奧氏體的平均粒徑能夠減小在原始奧氏體的晶界上發(fā)生的應(yīng)力集中，并且同時(shí)改善鋼的韌性-延性以及耐氫脆性。原始奧氏體優(yōu)選具有10μm或更小的平均粒徑，更優(yōu)選8μm或更小的平均粒徑。
<殘留奧氏體的量相對(duì)于整個(gè)組織為1.0～8.0體積％>
通常，當(dāng)碳鋼被淬火時(shí)，在組織中形成大量的殘留奧氏體。在這種狀態(tài)下，如果碳鋼在例如約250℃溫度進(jìn)行回火，則殘留奧氏體如相關(guān)領(lǐng)域內(nèi)已知的那樣被分解。然而，如果為了增加鋼強(qiáng)度而使C和合金元素的含量增加，則殘留奧氏體的量經(jīng)過(guò)淬火增加，因此，難于經(jīng)過(guò)回火分解。因而，當(dāng)殘留奧氏體在回火之后大量存在于鋼內(nèi)時(shí)，殘留奧氏體在成卷工藝過(guò)程中引起變形-誘導(dǎo)的晶型轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致彈簧斷裂(參見(jiàn)日本專(zhuān)利公開(kāi)公布號(hào)2003-3241)。
然而，本發(fā)明的發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，當(dāng)控制殘留奧氏體的量和形狀(尺寸)時(shí)，殘留奧氏體有助于提高回火之后的韌性-延性，同時(shí)有效地增強(qiáng)了鋼的耐氫脆性。具體地，由于殘留奧氏體使鋼強(qiáng)度降低到某種程度，因此鋼在被提高延性的同時(shí)，降低了對(duì)氫脆性的靈敏性，由此增強(qiáng)了耐氫脆性。此外，由于殘留奧氏體起有效的氫捕獲位置作用，因此通過(guò)氫捕獲有效地增強(qiáng)了耐氫脆性。
這些效應(yīng)是通過(guò)確保殘留奧氏體的預(yù)定量實(shí)現(xiàn)的。根據(jù)本發(fā)明，該組織具有相對(duì)于整個(gè)組織為1.0％或更高體積比的殘留奧氏體。當(dāng)殘留奧氏體的量增加時(shí)，不僅提高了氫捕獲效應(yīng)，而且降低了對(duì)氫脆性的靈敏性，因而提高了耐氫脆性。因此，殘留奧氏體的量?jī)?yōu)選1.2％或更高，更優(yōu)選1.5％或更高。然而，如果殘留奧氏體的量過(guò)多，則由于殘留奧氏體在成卷工藝過(guò)程中分解導(dǎo)致被殘留奧氏體捕獲的氫被大量釋放，因此可能引起氫脆性。因此，根據(jù)本發(fā)明，作為相對(duì)于整個(gè)組織的體積比的上限，殘留奧氏體的量為8.0％或更低。優(yōu)選地，殘留奧氏體的上限為7.5％或更低。
<殘留奧氏體的平均粒徑300nm或更小，殘留奧氏體的最大粒徑800nm或更小>
即使當(dāng)確保如上所述的殘留奧氏體的量時(shí)，如果殘留奧氏體的量由于成卷等時(shí)的變形-誘導(dǎo)的晶型轉(zhuǎn)變而降低，則難于保持優(yōu)異的韌性-延性和耐氫脆性。在這一點(diǎn)上，本發(fā)明的發(fā)明人發(fā)現(xiàn)，殘留奧氏體的晶粒細(xì)化抑制了變形-誘導(dǎo)的晶型轉(zhuǎn)變，并且釋放在變形誘導(dǎo)之后的局部應(yīng)力集中，由此防止延遲破裂或成卷斷裂。
具體地，根據(jù)本發(fā)明，殘留奧氏體被調(diào)節(jié)成具有300nm或更小的平均粒徑以及800nm的最大粒徑。在殘留奧氏體平均粒徑為300nm或更小的情況下，由于在成卷過(guò)程中可能的變形-誘導(dǎo)的晶型轉(zhuǎn)變不會(huì)導(dǎo)致極其嚴(yán)重的應(yīng)力集中，因此防止斷裂是可能的。殘留奧氏體的平均粒徑優(yōu)選280nm或更小，更優(yōu)選260nm或更小。此外，本發(fā)明的一個(gè)重要特征是調(diào)節(jié)殘留奧氏體的最大粒徑。即，在本發(fā)明中，殘留奧氏體被調(diào)節(jié)為具有800nm或更小的最大粒徑，籍此，變形-誘導(dǎo)的晶型轉(zhuǎn)變?cè)诖慊鸷突鼗鹬蟮某删磉^(guò)程中被抑制，因而避免了延遲破裂。殘留奧氏體的最大粒徑優(yōu)選為600nm，更優(yōu)選為500nm或更小。
殘留奧氏體的量可以通過(guò)X-射線衍射法、飽和磁化法、電子背散射圖案(EBSP)法等測(cè)定(參見(jiàn)Kobe Steel Engineering Reports，第52卷(2002)，第43頁(yè))。在這些方法中，由于飽和磁化法提供精確的測(cè)量，因此推薦該方法。
此外，殘留奧氏體的尺寸(平均粒徑和最大粒徑)可以通過(guò)透射電子顯微鏡(TEM)或掃描電子顯微鏡(SEM)/EBSP法測(cè)定。同時(shí)，因?yàn)門(mén)EM由于觀察范圍窄而需要預(yù)定的時(shí)間來(lái)觀察預(yù)定的范圍，因此在殘留奧氏體的尺寸測(cè)量中推薦SEM/EBSP方法。
具體地，將相應(yīng)于與樣品(棒狀)軋制方向垂直的表面(橫截面)的D(直徑)/4的位置(測(cè)量總面積為10,000μm2或更大并且測(cè)量點(diǎn)之間的距離為0.03μm)確定為目標(biāo)表面，并且當(dāng)拋光目標(biāo)表面時(shí)，為防止殘留奧氏體的變形而進(jìn)行電解拋光。然后，通過(guò)使用其上附著有EBSP檢測(cè)器的FE-SEM將電子束輻射到放置在SEM的透鏡鏡筒內(nèi)的樣品上，使得用SEM觀察的同時(shí)能夠用EBSP檢測(cè)器分析該區(qū)域。接著，將投影在屏幕上的EBSP圖像用增效強(qiáng)照相機(jī)(Dage-MTI Inc.的VE-1000-SIT)拍攝，并儲(chǔ)存在計(jì)算機(jī)中，隨后通過(guò)該圖像與用基體的晶系(對(duì)于殘留奧氏體，F(xiàn)CC(面心立方晶格))模擬獲得的圖案的比較，確定FCC相的彩色映射。然后，在測(cè)定映射區(qū)域面積之后通過(guò)該映射區(qū)域的圓近似法獲得映射區(qū)域的直徑。最后，在該測(cè)定的基礎(chǔ)上獲得殘留奧氏體的平均粒徑和最大粒徑。
如上所述，本發(fā)明特別是在調(diào)節(jié)組織形狀方面具有特性。為了獲得組織形狀可易于控制并且具有所需高強(qiáng)度的彈簧鋼絲，需要將鋼的組成(質(zhì)量百分比)控制如下。
<C0.4～0.60％>
C是確保鋼高強(qiáng)度的元素。根據(jù)本發(fā)明，鋼絲包含0.4％或更高含量的C。優(yōu)選地，C含量為0.42％或更高。然而，如果C含量過(guò)高，則殘留奧氏體的量在淬火和回火之后增加，因而導(dǎo)致耐氫脆性變差。此外，由于C還起著使耐腐蝕性變差的作用，因此為了改善作為最終產(chǎn)品的彈簧產(chǎn)品(例如，懸簧)的腐蝕疲勞性質(zhì)，需要抑制C含量。因此，根據(jù)本發(fā)明，C含量為0.60％或更低，優(yōu)選0.59％或更低。
<Si1.7～2.5％>
Si是改善彈簧所需的抗下垂性的元素。為了確保具有根據(jù)本發(fā)明的強(qiáng)度水平的彈簧所需的抗下垂性，Si含量必須為1.7％或更高。優(yōu)選地，Si含量為1.8％或更高。同時(shí)，由于Si還起著促進(jìn)脫碳的作用，因此過(guò)高的Si含量促進(jìn)在鋼表面上形成脫碳層，這種情況需要除去脫碳層的剝離工藝，造成生產(chǎn)成本方面的缺點(diǎn)。因此，根據(jù)本發(fā)明，Si的上限為2.5％，優(yōu)選2.4％或更低。
<Mn0.1～0.4％>
Mn是起著脫氧元素作用的元素，同時(shí)通過(guò)與鋼中的不利元素S反應(yīng)形成MnS，由此消除S的不利影響。為了使Mn充分表現(xiàn)出這樣的作用，Mn含量必須為0.1％或更高。優(yōu)選地，Mn含量為0.12％或更高。然而，過(guò)高的Mn含量形成析出帶，引起不均勻性質(zhì)或淬火裂紋。此外，過(guò)高的Mn含量使淬火過(guò)程中在析出帶內(nèi)的殘留奧氏體變粗。由于在回火過(guò)程中難于分解粗的殘留奧氏體，因此粗的殘留奧氏體對(duì)材料性質(zhì)產(chǎn)生不利的影響。在這點(diǎn)上，根據(jù)本發(fā)明，Mn的上限為0.4％或更低，優(yōu)選0.38％或更低。
<Cr0.5～2.0％>
Cr是對(duì)于改善回火之后的強(qiáng)度和耐腐蝕性有效的元素。具體地，對(duì)于需要高水平耐腐蝕性的懸簧，Cr是重要元素。為了使Cr充分表現(xiàn)出這樣的作用，Cr含量必須為0.5％或更高。優(yōu)選地，Cr含量為0.7％或更高。然而，過(guò)高的Cr含量形成產(chǎn)生溶解性差的富Cr碳化物，并且在淬火過(guò)程中不能以固溶體形式充分溶解在鋼中，導(dǎo)致不能保證所需強(qiáng)度。因此，根據(jù)本發(fā)明，Cr的上限為2.0％或更低，優(yōu)選1.9％或更低。
<P0.015％或更低(超過(guò)0％)>
由于P降低了韌性-延性，因此低的P含量是適宜的，并且P的上限為0.015％。在本發(fā)明中，P的上限優(yōu)選為0.01％或更低，更優(yōu)選為0.008％或更低。
<S0.015％或更低(超過(guò)0％)>
由于S象P那樣降低韌性-延性，因此低的S含量是適宜的，并且S的上限為0.015％。根據(jù)本發(fā)明，S的上限優(yōu)選為0.01％或更低，更優(yōu)選為0.008％或更低。
<N0.006％或更低(超過(guò)0％)>
如果N在鋼中以固溶體狀態(tài)存在，則它會(huì)降低韌性-延性和耐氫脆性。此處，如果鋼中存在Al、Ti等，則N與它們形成氮化物，導(dǎo)致組織的細(xì)化。在本發(fā)明中，N含量為0.006％或更低，以盡可能減少固溶體N。N含量?jī)?yōu)選為0.005％或更低，更優(yōu)選為0.004％或更低。
<Al0.001～0.07％>
Al通常作為脫碳元素加入。此外，Al與N形成AlN，因而消除固溶體N的影響，同時(shí)又有助于細(xì)化組織。為了使Al充分表現(xiàn)出這樣的作用，Al含量必須為0.001％或更高。具體地，為了穩(wěn)定固溶體N，將Al含量調(diào)節(jié)變?yōu)镹的重量百分比含量的兩倍或更高是適宜的。然而，由于Al是象Si那樣起促進(jìn)脫碳作用的元素，因此需要抑制在含有大量Si的彈簧鋼絲中的Al含量。因此，在本發(fā)明中，Al含量為0.07％或更低，更優(yōu)選為0.06％或更低。
上面描述的是根據(jù)本發(fā)明的鋼絲的必需元素，鋼絲的其它組分是Fe和不可避免的雜質(zhì)。作為不可避免的雜質(zhì)，可以根據(jù)情況比如原料、生產(chǎn)設(shè)備等加入另外的合金元素。此外，通過(guò)加入下面所述的元素，可以有效地進(jìn)一步提高鋼絲的性質(zhì)。
<Ni1.0％或更低(超過(guò)0％)>
Ni是抑制鋼表面脫碳同時(shí)提高耐腐蝕性的有效元素。為了使Ni充分表現(xiàn)這樣的作用，適宜的是Ni含量為0.2％或更高。然而，由于過(guò)高的Ni含量導(dǎo)致淬火之后殘留奧氏體的量最終增加，并且降低了鋼的韌性-延性，因此在本發(fā)明中Ni的上限為1.0％。具體地，從熱變形破裂或降低成本考慮，Ni含量?jī)?yōu)選為0.7％或更低，更優(yōu)選為0.5％或更低。
<Cu1.0％或更低(超過(guò)0％)>
如上述的Ni那樣，Cu是抑制鋼表面脫碳同時(shí)提高耐腐蝕性的有效元素。為了使Cu充分地表現(xiàn)出這樣的作用，適宜的是Cu含量為0.2％或更高。然而，過(guò)高的Cu含量導(dǎo)致熱加工過(guò)程中破裂或者淬火之后殘留奧氏體的量最終增加，因而降低了鋼的韌性-延性。因此，作為上限，Cu的含量為1.0％，優(yōu)選為0.7％或更低，更優(yōu)選為0.5％或更低。此外，如果Cu含量超過(guò)了0.5％，則Ni含量可以控制為大于或等于Cu的含量(即，Ni(質(zhì)量％)≥Cu(質(zhì)量％))，因而抑制Cu引起的熱脆性。
<Ti0.1％或更低(超過(guò)0％)>
Ti與N或S形成氮化物或硫化物，由此消除N或S的影響。此外，Ti形成碳氮化物，因而能夠細(xì)化組織。為了使Ti充分表現(xiàn)出這樣的作用，適宜的是Ti含量為0.02％或更高，同時(shí)超過(guò)3.5×N含量(質(zhì)量％)。過(guò)高的Ti含量引起粗TiN的形成，降低了韌性-延性。因此，在本發(fā)明中，Ti的上限為0.1％。具體地，鑒于降低成本考慮，Ti含量?jī)?yōu)選為0.07％或更低。
<V0.2％或更低(超過(guò)0％)>
V是用于與N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于細(xì)化組織。為了使V充分表現(xiàn)出這樣的作用，V含量?jī)?yōu)選為0.02％或更高，更優(yōu)選為0.05％或更高。然而，由于過(guò)高的V含量引起淬火性質(zhì)的不必要增加，導(dǎo)致在軋制過(guò)程中形成過(guò)冷組織，因此需要進(jìn)行軟化工藝比如后處理中的退火，由此使可加工性降低。因此，V的上限優(yōu)選為0.2％。從降低成本考慮，將V含量抑制為0.18％或更低。
<Nb0.1％或更低(超過(guò)0％)>
Nb是用于與N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于細(xì)化組織。為了使Nb充分表現(xiàn)出這樣的作用，Nb含量?jī)?yōu)選為0.003％或更高，更優(yōu)選為0.005％或更高。然而，由于過(guò)高的Nb含量引起粗的碳氮化物的形成，因而降低了鋼的韌性-延性。因此，Nb的上限優(yōu)選為0.1％。從降低成本考慮，適宜的是將Nb含量抑制為0.07％或更低。
<Mo1.0％或更低(超過(guò)0％)>
Mo是用于與N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于細(xì)化組織。此外，Mo對(duì)于確?；鼗鹬蟮膹?qiáng)度是有效的。為了使Mo充分表現(xiàn)出這樣的作用，Mo含量?jī)?yōu)選0.15％或更高，更優(yōu)選為0.3％或更高。然而，過(guò)高的Mo含量引起粗的碳氮化物的形成，因此降低鋼的韌性-延性。因此，Mo的上限優(yōu)選為1.0％(更優(yōu)選為0.7％)。從降低成本考慮，適宜的是將Mo含量抑制為0.5％或更低。
本發(fā)明并沒(méi)有限制生產(chǎn)條件。根據(jù)本發(fā)明的彈簧鋼絲可以以這樣的方式生產(chǎn)，例如由熔融金屬形成鋼坯，將鋼坯軋制成鋼棒，將鋼棒牽拉成鋼絲，將鋼絲淬火和回火(油回火)。為了易于形成能夠連同強(qiáng)度一起同時(shí)提高耐氫脆性和卷繞性的組織，建議在牽拉之后根據(jù)下面描述的方法進(jìn)行淬火和回火。
現(xiàn)在，將參考圖1描述淬火和回火的優(yōu)選條件。首先，為了調(diào)節(jié)原始奧氏體的組織，使其具有12μm或更小的平均粒徑，優(yōu)選加熱滯留溫度(圖1的T1)為1,100℃或更低，以及在淬火時(shí)的加熱滯留時(shí)間(圖1的t1)為1,500秒或更短。如果T1超過(guò)1,100℃，則作為固定銷(xiāo)(fixing pin)抑制晶粒生長(zhǎng)的碳化物或氮化物被除去，并導(dǎo)致原始奧氏體變粗，因而難以使原始奧氏體具有12μm或更低的平均粒徑。此外，如果t1超過(guò)1,500秒，則碳化物或氮化物變粗，不能抑制原始奧氏體的生長(zhǎng)。為了使?jié)B碳體-基的碳化物在加熱過(guò)程中充分溶解為固溶體，T1優(yōu)選為900℃或更高。更優(yōu)選地，T1在920～1,050℃的范圍內(nèi)。此外，t1優(yōu)選為1秒或更長(zhǎng)，更優(yōu)選為在2秒≤t1≤1,200秒的范圍內(nèi)。
加熱鋼絲之后，進(jìn)行冷卻，此時(shí)，冷卻速率對(duì)殘留奧氏體的量和尺寸有重要的影響。為了提供滿足本發(fā)明條件的殘留奧氏體的量和尺寸，重要的是控制冷卻速率，尤其是在晶型轉(zhuǎn)變范圍內(nèi)。平均冷卻速率(圖1的CR1)在300～50℃溫度優(yōu)選為10～50℃/秒。如果CR1小于10℃/秒，則發(fā)生殘留奧氏體的量增加，同時(shí)殘留奧氏體變粗。此外，如果淬火以超過(guò)50℃/秒的CR1進(jìn)行，則鋼的晶型轉(zhuǎn)變加速，不能確保殘留奧氏體的預(yù)定量。
殘留奧氏體的尺寸受原始奧氏體的平均粒徑以及淬火過(guò)程中的冷卻速率的影響。根據(jù)本發(fā)明，殘留奧氏體的均勻細(xì)化可以通過(guò)調(diào)節(jié)原始奧氏體使其具有12μm或更低的平均粒徑，然后如上所述控制CR1來(lái)實(shí)現(xiàn)。
控制回火條件在殘留奧氏體的量方面也是重要的。因?yàn)闅埩魥W氏體在回火過(guò)程中分解，所以優(yōu)選在低溫下短時(shí)間進(jìn)行回火。在這點(diǎn)上，由于合適的滯留時(shí)間和溫度是根據(jù)強(qiáng)度水平確定的，因此它們可以根據(jù)鋼絲所需的強(qiáng)度進(jìn)行確定。
此外，作為用于上述熱處理的加熱爐，加熱處理可以以電爐、鹽釜和感應(yīng)加熱(IH)爐的順序短時(shí)間進(jìn)行。因此，IH爐最有利于原始奧氏體的細(xì)化。
在牽拉之前，可以進(jìn)行如本領(lǐng)域中進(jìn)行的軟化退火、機(jī)械加工、鉛淬火等。此外，在彈簧卷繞之后，可以進(jìn)行如本領(lǐng)域中進(jìn)行的用于消除應(yīng)變的退火、雙重彈丸硬化處理、低溫退火、冷固化等。
如上所述生產(chǎn)的根據(jù)本發(fā)明的彈簧鋼絲在拉伸強(qiáng)度為1,900MPa或更高的高強(qiáng)度范圍內(nèi)具有優(yōu)異的卷繞性和耐氫脆性。因此，根據(jù)本發(fā)明的鋼絲可用于生產(chǎn)在例如機(jī)動(dòng)車(chē)輛、工業(yè)設(shè)備等的領(lǐng)域中使用的彈簧。具體地，根據(jù)本發(fā)明的鋼絲最適用于可應(yīng)用于機(jī)械的恢復(fù)機(jī)制的彈簧，比如用于車(chē)輛懸掛的懸簧、閥彈簧、離合器彈簧、剎車(chē)彈簧以及用于車(chē)輛發(fā)動(dòng)機(jī)的類(lèi)似物。此外，由于過(guò)高的鋼強(qiáng)度使其難于進(jìn)行成卷工藝，因此彈簧鋼絲的屈服強(qiáng)度的上限為約2,300MPa。
實(shí)施例下文中將參考發(fā)明和比較實(shí)施例詳細(xì)地描述本發(fā)明。應(yīng)當(dāng)注意，本發(fā)明并不限于這些實(shí)施例，并且在沒(méi)有偏離本發(fā)明范圍的情況下，可以進(jìn)行實(shí)施例的改進(jìn)和變化。
在從熔融金屬形成具有表1所列組成的鋼A1到A33之后，通過(guò)熱軋獲得φ14mm的鋼棒。然后，為了評(píng)價(jià)性質(zhì)，每一個(gè)鋼棒都被切割成200mm的長(zhǎng)度，隨后在表2和3所列的條件下淬火和回火(表2和3中的T1、t1、CR1、T2、t2以及CR2表示圖1的標(biāo)記)。使用電爐、鹽釜或IH爐進(jìn)行淬火和回火。
在這些實(shí)施例中，原始奧氏體的平均粒徑通過(guò)控制用于淬火的處理?xiàng)l件進(jìn)行調(diào)節(jié)，同時(shí)，通過(guò)控制淬火的冷卻速率調(diào)節(jié)殘留奧氏體的量和尺寸。此外，控制回火的條件，以滿足本發(fā)明的殘留奧氏體量和強(qiáng)度的要求。由于即使進(jìn)行短時(shí)間的回火，回火之后緩慢的冷卻速率也可以引起殘留奧氏體的分解，因此回火之后的冷卻速率CR2為30℃/秒或更高。
然后，使用上述獲得的樣品進(jìn)行組織觀察、拉伸試驗(yàn)和氫脆性試驗(yàn)。
首先，為了觀察組織，在抽取每個(gè)樣品使得相應(yīng)于鋼絲橫截面內(nèi)D/4的位置變成目標(biāo)表面之后，測(cè)量原始奧氏體的平均粒徑。具體地，在抽取樣品之后，將樣品在被埋入樹(shù)脂內(nèi)的狀態(tài)下進(jìn)行拋光，并使用苦味酸基的蝕刻溶液蝕刻，直到顯示原始奧氏體晶界為止。原始奧氏體的粒度號(hào)數(shù)根據(jù)JISG 0551的方法進(jìn)行測(cè)量，并將其轉(zhuǎn)化成粒度。
接著，通過(guò)飽和磁化法(參見(jiàn)R&D Kobe Steel Engineering Reports，第52卷，No.3，43頁(yè)，2002年12月)測(cè)量殘留奧氏體的量。此外，殘留奧氏體的尺寸通過(guò)上述的SEM/EBSP法測(cè)量。在圖2中，示出通過(guò)使用SEM/EBSP法檢測(cè)殘留奧氏體獲得結(jié)果的一個(gè)實(shí)例。如圖2所示，在檢測(cè)殘留奧氏體之后，如上所述使用圖像分析軟件(ImagePro)進(jìn)行圖像分析，以測(cè)量殘留奧氏體的粒度。具體地，在測(cè)量如上所述被檢測(cè)的殘留奧氏體面積之后，通過(guò)相對(duì)于殘留奧氏體的測(cè)量面積的圓近似法獲得該面積的直徑。然后，利用該直徑獲得殘留奧氏體的平均粒徑和最大粒徑。進(jìn)行采用SEM/EBSP法的測(cè)量，使測(cè)量的總面積為10,000μm2或更大。彈簧鋼絲的基體組織包含作為主要組織的馬氏體以及非常少量的貝氏體及鐵素體。
使用十字頭速度為10mm/min的萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)如圖3所示切割鋼絲形成的試驗(yàn)樣品進(jìn)行拉伸試驗(yàn)。利用這種試驗(yàn)，測(cè)定拉伸強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率作為強(qiáng)度和卷繞性(延性)的指標(biāo)。在實(shí)施例中，當(dāng)樣品具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度以及10％或更高的總伸長(zhǎng)率時(shí)，被評(píng)定為具有優(yōu)異的卷繞性(延性)。
對(duì)于氫脆性的試驗(yàn)，使用如圖3所示切割鋼絲形成的氫脆性試驗(yàn)樣品，通過(guò)陰極電荷-4點(diǎn)彎曲試驗(yàn)獲得斷裂壽命之后，利用斷裂壽命評(píng)價(jià)耐氫脆性。在實(shí)施例中，當(dāng)樣品具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度以及1,000秒或更高的斷裂壽命時(shí)，被評(píng)定為具有優(yōu)異的耐氫脆性。
這些試驗(yàn)的結(jié)果在表2和3中示出。
表1

*余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)表2

表3

從表1到3中，可以評(píng)價(jià)如下(另外，“編號(hào)”表示表2和3的“編號(hào)”)。
滿足本發(fā)明要求的編號(hào)1、2、4～10、12～17、19～22、24和26～29具有1,900MPa的高拉伸強(qiáng)度以及優(yōu)異的總伸長(zhǎng)率，因而在苛刻環(huán)境中表現(xiàn)出優(yōu)異的耐氫脆性，同時(shí)提供了良好的卷繞性。
相反，編號(hào)3、11、18、23、25和30～45沒(méi)有滿足本發(fā)明要求，并且具有如下的缺點(diǎn)。
盡管編號(hào)3、11、18、23、25、30和31由滿足本發(fā)明組成的鋼制備，但它們沒(méi)有在本發(fā)明的優(yōu)選條件下進(jìn)行淬火，因此遭受原始奧氏體和殘留奧氏體粗化以及殘留奧氏體量的增加。結(jié)果，其延性和耐氫脆性降低。具體地，由于編號(hào)3用于淬火的加熱滯留時(shí)間過(guò)長(zhǎng)，因此它具有變粗的原始奧氏體。對(duì)于編號(hào)11和23，由于淬火的冷卻速率過(guò)于迅速，因此不能充分確保殘留奧氏體的量。對(duì)于編號(hào)18，由于有效有助于組織細(xì)化的Ti、V和Nb的含量過(guò)高，因此原始奧氏體的粒度小，但是由于用于淬火的加熱溫度過(guò)高，因此殘留奧氏體的最大粒徑超過(guò)了本發(fā)明的最大粒徑。對(duì)于編號(hào)25，由于用于淬火的冷卻速率緩慢，因此殘留奧氏體的平均粒徑超過(guò)根據(jù)本發(fā)明要求的上限。對(duì)于編號(hào)30，由于用于淬火的冷卻速率過(guò)于緩慢，因此過(guò)量形成粗的殘留奧氏體。此外，對(duì)于編號(hào)31，由于用于淬火的加熱溫度過(guò)高，因此原始奧氏體晶粒變粗。
編號(hào)32～45沒(méi)有滿足本發(fā)明的組成，因而沒(méi)有良好的性質(zhì)。對(duì)于編號(hào)32和33，由于它們是由具有比本發(fā)明C含量更低的C含量的鋼A20和A21制備的，因此它們沒(méi)有所需的強(qiáng)度以及沒(méi)有足夠量的殘留奧氏體。對(duì)于編號(hào)33，由于它是由具有過(guò)高Si含量的鋼A21制備的，因此它在軋制過(guò)程中遭受脫碳。
對(duì)于編號(hào)34、36、42和43，由于它們是由具有過(guò)高M(jìn)n含量的鋼A22、A24、A30和A31制備的，因此殘留奧氏體的量和尺寸增加超過(guò)了本發(fā)明的要求。
對(duì)于編號(hào)35和41，由于它們是由具有過(guò)高P和/或S含量的鋼A23和A29制備的，盡管它們?cè)谠紛W氏體的平均粒徑以及殘留奧氏體的量和尺寸上滿足本發(fā)明的要求，但是它們的延性或耐氫脆性降低。
對(duì)于編號(hào)37，由于它是由Si含量不足的鋼A25制備的，因此它不具有所需的強(qiáng)度。
對(duì)于編號(hào)38，由于它是由具有過(guò)高N含量的鋼A26制備的，盡管它具有滿足本發(fā)明要求的組織，但是延性降低。
對(duì)于編號(hào)39，由于它是由具有高Si含量和過(guò)高Ni含量的鋼A27制備的，因此盡管它沒(méi)有遭受脫碳，但是具有超出本發(fā)明要求的殘留奧氏體的量和尺寸。
對(duì)于編號(hào)40，由于它具有過(guò)量的Al和Ti，因此它遭受脫碳，并且延性降低。
對(duì)于編號(hào)44，由于它是由具有過(guò)高C含量的鋼A32制備的，并且在低于本發(fā)明冷卻速度的不合需要的冷卻速度下淬火，因此殘留奧氏體的量和尺寸增加。最后，對(duì)于編號(hào)45，由于它是由具有過(guò)高Cu含量的鋼A33制備的，因此它破裂，因而不能進(jìn)行隨后的處理。
圖5是描述通過(guò)組織實(shí)施例獲得的拉伸強(qiáng)度和總伸長(zhǎng)率之間關(guān)系的圖。如圖5所示，可以評(píng)價(jià)本發(fā)明的彈簧鋼絲在高強(qiáng)度范圍內(nèi)具有優(yōu)異的卷繞性。此外，圖6是描述通過(guò)組織實(shí)施例獲得的來(lái)自耐氫脆性試驗(yàn)的拉伸強(qiáng)度與斷裂壽命之間關(guān)系的圖。如圖6所示，可以評(píng)價(jià)本發(fā)明的彈簧鋼絲在高強(qiáng)度范圍內(nèi)具有優(yōu)異的耐氫脆性。
應(yīng)當(dāng)理解，實(shí)施方案和附圖是為說(shuō)明目的而描述的，并且本發(fā)明是受后附權(quán)利要求限制的。此外，本領(lǐng)域的技術(shù)人員將理解，在不偏離如所附權(quán)利要求所述的本發(fā)明范圍和精神的情況下，可以進(jìn)行各種改進(jìn)、添加和替代。
權(quán)利要求
1.一種具有優(yōu)異卷繞性和耐氫脆性的高強(qiáng)度彈簧鋼絲，其特征在于，所述鋼絲包含以質(zhì)量％計(jì)的0.4～0.60％的C、1.7～2.5％的Si、0.1～0.4％的Mn、0.5～2.0％的Cr、0.015％或更低的P(超過(guò)0％)、0.015％或更低的S(超過(guò)0％)、0.006％或更低的N(超過(guò)0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe和不可避免的雜質(zhì)，所述鋼絲具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度，并且在所述鋼絲組織中，原始奧氏體具有12μm或更小的平均粒徑并且殘留奧氏體在整個(gè)鋼絲組織中占1.0～8.0體積％，所述殘留奧氏體具有300nm或更小的平均粒徑以及800nm或更小的最大粒徑。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的彈簧鋼絲，其特征在于，所述彈簧鋼絲還包括以質(zhì)量％計(jì)的1.0％或更低的Ni(超過(guò)0％)和/或1.0％或更低的Cu(超過(guò)0％)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1的彈簧鋼絲，其特征在于，所述彈簧鋼絲還包括以質(zhì)量％計(jì)的選自由0.1％或更低的Ti(超過(guò)0％)、0.2％或更低的V(超過(guò)0％)、0.1％或更低的Nb(超過(guò)0％)和1.0％或更低的Mo(超過(guò)0％)組成的組中的至少一種。
4.根據(jù)權(quán)利要求2的彈簧鋼絲，其特征在于，所述彈簧鋼絲還包括以質(zhì)量％計(jì)的選自由0.1％或更低的Ti(超過(guò)0％)、0.2％或更低的V(超過(guò)0％)、0.1％或更低的Nb(超過(guò)0％)和1.0％或更低的Mo(超過(guò)0％)組成的組中的至少一種。
全文摘要
本發(fā)明公開(kāi)了一種具有優(yōu)異卷繞性和耐氫脆性的高強(qiáng)度彈簧鋼絲。所述鋼絲包含以質(zhì)量％計(jì)的0.4～0.60％的C、1.7～2.5％的Si、0.1～0.4％的Mn、0.5～2.0％的Cr、0.015％或更低的P(超過(guò)0％)、0.015％或更低的S(超過(guò)0％)、0.006％或更低的N(超過(guò)0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe與不可避免雜質(zhì)。在所述鋼絲組織中，原始奧氏體具有12μm或更小的平均粒徑，并且殘留奧氏體在整個(gè)鋼絲組織占1.0～8.0體積％。所述殘留奧氏體具有300nm或更小的平均粒徑以及800nm或更小的最大粒徑。所述鋼絲具有1,900MPa或更高的拉伸強(qiáng)度。
文檔編號(hào)C22C38/42GK1974825SQ20061014206
公開(kāi)日2007年6月6日 申請(qǐng)日期2006年10月8日 優(yōu)先權(quán)日2005年12月2日
發(fā)明者高知琢哉, 家口浩 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶制鋼所