專利名稱：高強(qiáng)度高延性彈簧用鋼及其制造方法以及彈簧的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及強(qiáng)度與延性的均衡優(yōu)異的彈簧用鋼以及彈簧，特別是涉及抑制了在拉伸強(qiáng)度為ISOOMPa以上的彈簧用鋼中成為問題的延性的降低的彈簧用鋼及其制造方法以
及彈簧。
背景技術(shù)：
由于汽車的燃料費(fèi)上漲，人們要求汽車用懸架彈簧進(jìn)一步輕量化，近年來鋼材的拉伸強(qiáng)度為ISOOMPa以上的彈簧也已實(shí)現(xiàn)。但是，當(dāng)鋼組織為回火(焼戻)馬氏體時，通常隨著鋼材的高強(qiáng)度化，切口感受性增加，因此人們擔(dān)心這會對腐蝕環(huán)境下的耐久性等彈簧特性產(chǎn)生不良影響，人們要求開發(fā)兼具高強(qiáng)度和高延性且龜裂(t裂)不易加重的鋼材。為了解決上述課題，有人提案了 通過使用在JIS規(guī)定的彈簧鋼的基本鋼成分中添加有Ni或Nb等的鋼，來改善韌性、使耐滯后破壞性(耐遅Λ破壊性)提高的懸架彈簧鋼 (專利文獻(xiàn)1)。有人還提案了 使用添加有Ti、V、Nb、Zr、Hf中的任意一種以上的鋼，防止侵入到鋼中的氫所引起的脆化、改善耐腐蝕疲勞性的彈簧用鋼(專利文獻(xiàn)幻。但是，這些添加元素價格高，存在著鋼材成本增加的缺點(diǎn)。另外，有人提案了 以回火馬氏體組織為主體、不必大量添加Ni或Cr等的高強(qiáng)度高韌性鋼(專利文獻(xiàn)幻。該鋼通過規(guī)定舊奧氏體粒的平均粒徑或其長徑比、碳化物的大小和每觀察單位截面積的個數(shù)等而得到。但是，在淬火步驟前必需在500°C以下實(shí)施真應(yīng)變?yōu)?0. 2以上的冷加工的步驟，有時會使步驟變得復(fù)雜或產(chǎn)生生產(chǎn)率下降的問題。并且，有人提案了 不必大量添加合金元素或進(jìn)行特殊的加工熱處理的高強(qiáng)度高韌性鋼，通過使奧氏體中的微細(xì)碳化物分散析出、并將馬氏體的下部組織微細(xì)化，使韌性提高(專利文獻(xiàn)4)。但是，在淬火步驟中加熱時，由于殘留未溶解碳化物，必需正確控制加熱的溫度和時間，存在著步驟管理復(fù)雜化的問題。另一方面，有人提案了 采用不依賴于淬火回火處理的高強(qiáng)度鋼的強(qiáng)化法的貝氏體組織的高韌鋼板(專利文獻(xiàn)幻。該鋼板通過將低合金中碳鋼(含有Nb 0. 005 0. 2% ) 加熱至奧氏體區(qū)后等溫保持(等溫淬火處理)在Ms點(diǎn)以上的溫度而得到。但是，據(jù)記載所得鋼板的拉伸強(qiáng)度最大為1530MPa左右、延伸率為9. 0%，無法得到足夠的強(qiáng)度和延伸率。 推定其原因在于在專利文獻(xiàn)5的技術(shù)中，以彎曲或擠壓收縮(絞>9 )等后加工為前提的維氏硬度為400HV左右的鋼板為對象，等溫淬火處理?xiàng)l件的研究只是針對較高溫度來進(jìn)行的緣故。還有人提案了 以貝氏體或馬氏體組織為主體，通過規(guī)定殘留奧氏體的含量和晶粒的長徑比，使耐氫脆化特性提高的彈簧用鋼(專利文獻(xiàn)6)。這里，專利文獻(xiàn)6中并沒有記載鋼自身的韌性的增加量或拉伸試驗(yàn)中的延伸或擠壓收縮等的延性的特性值。此外，如下所述，用于兼具高強(qiáng)度和高延性的組織的重要因子之一為殘留奧氏體中的平均C濃度高。在專利文獻(xiàn)6中，并沒有考慮該因子，僅憑控制殘留奧氏體的量及其形狀，即使得到高強(qiáng)度，預(yù)想也難以實(shí)現(xiàn)高延性。
現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1專利文獻(xiàn)2專利文獻(xiàn)3專利文獻(xiàn)4專利文獻(xiàn)5專利文獻(xiàn)6
專利第3783306號公報日本特開2005-2；3404號公報日本特開2001-288530號公報日本特開2002-212665號公報日本特公昭51-29492號公報日本特開2007-100209號公報

發(fā)明內(nèi)容
發(fā)明所要解決的課題本發(fā)明的目的在于提供拉伸強(qiáng)度為ISOOMPa以上的高強(qiáng)度且具有高延性的彈簧用鋼及其制造方法以及彈簧。解決課題的方法本發(fā)明人等對改善彈簧用鋼的延性的方法進(jìn)行了深入研究，結(jié)果得到了以下認(rèn)知雖然在以回火馬氏體為主體的組織中可以提高強(qiáng)度，但根本無法避免隨之產(chǎn)生的延性的大幅降低，而且該問題通過使用以經(jīng)等溫淬火處理得到的貝氏體為主體的組織可以解決，從而完成了本發(fā)明。即，本發(fā)明的彈簧用鋼的特征在于整體組成以％ (質(zhì)量)計，滿足 C :0. 5 0. 6%、Si :1. 0 1. 8%、Mn :0. 1 1. 0%、Cr :0. 1 1. 0%、P :0. 035% 以下、S 0. 035%以下，余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，以任意斷面中的內(nèi)部組織的面積比率計，貝氏體為65%以上、殘留奧氏體為6 13%、余量(包括0% )為馬氏體，殘留奧氏體中的平均C濃度為0.65 1.7%。本發(fā)明的彈簧用鋼優(yōu)選拉伸強(qiáng)度為ISOOMPa以上、以下定義的參數(shù)Z為15000以上。參數(shù)Z =(拉伸強(qiáng)度(MPa)) X (斷裂延伸率(％ ))需要說明的是，優(yōu)選本發(fā)明的彈簧用鋼以直徑1. 5 15mm使用。另外，本發(fā)明的彈簧用鋼的制造方法的特征在于將整體組成以％ (質(zhì)量)計滿足 C :0. 5 0. 6%、Si :1. 0 1. 8%、Mn :0. 1 1. 0%、Cr :0. 1 1. 0%、P :0. 035% 以下、S 0. 035%以下、余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)的鋼材在超過Ac3點(diǎn)且(Ac3點(diǎn)+250°C )以下的溫度下奧氏體化，之后以20°C/秒以上的速度冷卻，再于超過Ms點(diǎn)且(Ms點(diǎn)+70°C)以下的溫度下保持400 10800秒，然后以20°C /秒以上的冷卻速度冷卻至室溫。這里，Ac3 點(diǎn)是指加熱中觀察到的奧氏體單相區(qū)與鐵素體+奧氏體的兩相區(qū)的邊界溫度，Ms點(diǎn)是指冷卻中由過冷奧氏體開始生成馬氏體的溫度。并且，本發(fā)明的彈簧的特征在于由上述彈簧用鋼制成、且利用上述制造方法來制作。發(fā)明效果根據(jù)本發(fā)明，可以在原料中使用容易獲取的JIS或SAE等規(guī)格彈簧用鋼，可以提供不必添加高價的合金元素或進(jìn)行復(fù)雜的加工熱處理的高強(qiáng)度且高延性的彈簧用鋼、彈簧及其制造方法。另外，本發(fā)明的彈簧用鋼和彈簧由于合金元素量少，所以再循環(huán)性優(yōu)異。并且， 與一直以來廣泛利用的淬火回火處理材料相比，本發(fā)明的彈簧用鋼和彈簧可以簡化制造步驟，因此可以節(jié)省能源。
具體實(shí)施例方式首先，對本發(fā)明的彈簧用鋼的整體組成的限定理由進(jìn)行說明。C :0. 5 0. 6%C是用于確保ISOOMPa以上的拉伸強(qiáng)度和殘留奧氏體的必要元素。C還是用于在室溫下得到所需的奧氏體面積比率的重要元素，必需添加0. 5%以上的C。但是，若C濃度過剩，則軟質(zhì)的殘留奧氏體的面積比率過于增加，難以得到所期望的強(qiáng)度，因此抑制C的含量在0.6%以下。Si :1.0 1.8%Si具有即使從貝氏體鐵素體向奧氏體中排出C也抑制鐵碳化物析出的作用，是用于得到本發(fā)明的要件中的高C濃度的殘留奧氏體不可缺少的元素。此外，Si是固溶強(qiáng)化元素，是用于得到高強(qiáng)度的有效元素。但是，若Si量過剩，則軟質(zhì)的殘留奧氏體的面積比率變高，導(dǎo)致強(qiáng)度降低，因此抑制Si的含量在1. 8%以下。Mn :0.1 1.0%Mn雖然是作為脫氧元素而添加的，但也是使奧氏體穩(wěn)定的元素，因此為了得到本發(fā)明所必須的殘留奧氏體，要添加0. 以上的Mn。而若Mn的含量過剩，而產(chǎn)生偏析，加工性容易降低，因此Mn的含量抑制在1. 0%以下。Cr :0.1 1.0%Cr是提高鋼材的淬火性、大幅提高強(qiáng)度的元素。另外，Cr還具有延緩珠光體相變的作用，可以穩(wěn)定地得到貝氏體組織，因此添加0. 1 %以上的Cr。但是，若添加超過1. 0%的 Cr,則容易產(chǎn)生鐵碳化物，而難以產(chǎn)生殘留奧氏體，因此Cr的含量抑制在1. 0%以下。P :0. 0；35% 以下、S :0. 0；35% 以下P和S是助長晶間偏析所引起的晶間破壞的元素，因此優(yōu)選P和S的含量低，其上限為0.035%。優(yōu)選為0.01%以下。接下來，對組織整體的相的面積比率的限定理由進(jìn)行說明。貝氏體65%以上貝氏體是指使奧氏體化的鋼材在金屬浴或鹽浴等中、在低溫下發(fā)生等溫相變(貝氏體相變)，之后冷卻至室溫而得到的金屬組織，由貝氏體鐵素體和鐵碳化物構(gòu)成。貝氏體組織的基體的貝氏體鐵素體的轉(zhuǎn)變密度高、而鐵碳化物具有析出強(qiáng)化效果，因此通過使用貝氏體組織，可以提高強(qiáng)度?；鼗瘃R氏體組織的鐵碳化物在舊奧氏體晶間析出，晶間強(qiáng)度降低，因此延性容易降低。相對于此，貝氏體組織是鐵碳化物在貝氏體鐵素體基體中微細(xì)析出的結(jié)構(gòu)，晶間強(qiáng)度下降少，因此可以防止延性的降低。如上所述，貝氏體是用于得到高強(qiáng)度和高延性的不可缺少的組織，優(yōu)選其面積比率高，為了得到本發(fā)明所規(guī)定的高強(qiáng)度高延性， 其面積比率必須為65%以上。貝氏體的面積比率不足65%的組織是使貝氏體相變進(jìn)行至初期或中期階段后進(jìn)行水冷卻而得到的組織。通常，上述等溫保持中的未相變奧氏體之后通過冷卻而形成馬氏體或殘留奧氏體。由于在貝氏體相變的初期或中期階段未相變奧氏體的C的濃縮度小，所以當(dāng)貝氏體面積比率不足65 %時，未相變奧氏體通過冷卻，其中大部分變成馬氏體，一部分以奧氏體的形式殘留。因此，若貝氏體面積比率不足65%，則馬氏體變多，所以得到高強(qiáng)度，但延性大幅降低，因此無法滿足本發(fā)明所規(guī)定的高強(qiáng)度高延性。殘留奧氏體6 13%
殘留奧氏體對利用了TRIP (Transformation-induced plasticity，相變誘發(fā)塑性)現(xiàn)象的延性的增加和應(yīng)變硬化有效。為了得到高延性，殘留奧氏體必須達(dá)到6%以上， 但由于殘留奧氏體是軟質(zhì)的，若其過剩，則材料強(qiáng)度顯著降低。因此，殘留奧氏體抑制在 13%以下。馬氏體余量(包括0%)根據(jù)所期望的拉伸強(qiáng)度，可以存在適當(dāng)量的馬氏體。殘留奧氏體中的平均C濃度0.65 1. 7%為了得到高強(qiáng)度及高延性，殘留奧氏體中的平均C濃度高是不可缺少的條件。殘留奧氏體中的C濃度通過在上述等溫相變中從貝氏體鐵素體向周圍的過冷(其結(jié)果是殘留)奧氏體中排出C而增加，因此認(rèn)為殘留奧氏體中的C濃度局部不同。另外，殘留奧氏體中的C濃度越高，雖然發(fā)生變形但相越穩(wěn)定，存在著難以相變成塑性誘發(fā)馬氏體相的趨勢。 因此，在塑性變形初期，C濃度較低的殘留奧氏體通過TRIP邊發(fā)生馬氏體相變邊硬化以提高延性，若塑性變形進(jìn)行，則未發(fā)生馬氏體相變的C濃度高的殘留奧氏體穩(wěn)定存在，從而維持延性。其結(jié)果，認(rèn)為實(shí)現(xiàn)了鋼材的高延性。為了滿足本發(fā)明所規(guī)定的高強(qiáng)度高延性，殘留奧氏體中的C濃度必需達(dá)到0. 65%以上。不足0. 65%時，由于殘留奧氏體幾乎都通過TRIP 而顯示出相變硬化，因此在塑性變形已進(jìn)行時，延性無法進(jìn)一步提高，無法滿足本發(fā)明的高強(qiáng)度高延性。需要說明的是，如下所述，若未相變奧氏體中的C濃度過剩，則形成鐵碳化物， 因此未相變奧氏體中的C濃度不會增加至某一定值以上。因此，現(xiàn)實(shí)中殘留奧氏體中的C 濃度以1.7%左右為上限。為了實(shí)現(xiàn)彈簧的輕量化，彈簧用鋼的拉伸強(qiáng)度優(yōu)選為ISOOMPa以上。通常，拉伸強(qiáng)度與表示延性的代表性的特性值之一即斷裂延伸率滿足折衷(trade off)的關(guān)系，拉伸強(qiáng)度為ISOOMPa以上時，優(yōu)選下述定義的參數(shù)Z為15000以上。滿足上述條件的本發(fā)明的彈簧用鋼相對于一直以來廣泛利用的淬火馬氏體具有明顯的優(yōu)勢。參數(shù)Z =(拉伸強(qiáng)度(MPa)) X (斷裂延伸率(％ ))本發(fā)明的彈簧用鋼以汽車用懸架彈簧和閥簧為主要用途，為了滿足其要求規(guī)格， 優(yōu)選彈簧用鋼的直徑為1. 5 15mm。以下，對本發(fā)明的彈簧用鋼的制造方法進(jìn)行說明。本發(fā)明的彈簧用鋼如下制造將上述組成的鋼材奧氏體化后等溫保持，之后冷卻，從而將組織貝氏體化來制造。對進(jìn)行奧氏體化之前的鋼材的組織沒有特別限定。例如可以使用進(jìn)行了熱鍛造或拉絲加工的條鋼材作為原材料。奧氏體化的溫度必需超過Ac3點(diǎn)且在(Ac3點(diǎn)+250°C )以下。在Ac3點(diǎn)以下，鋼材不會發(fā)生奧氏體化，無法得到所期望的組織。而在(Ac3A+250°C)以上，舊奧氏體粒徑容易變得粗大，延性有可能降低。奧氏體化后，冷卻至等溫保持的溫度的冷卻速度越快越好，但必需以20°C /秒以上的冷卻速度進(jìn)行，優(yōu)選為50°C /秒以上。若冷卻速度小于20°C /秒，則冷卻過程中生成珠光體，所以無法得到所期望的組織。等溫保持的溫度必需超過Ms點(diǎn)且在(Ms點(diǎn)+70°C )以下，此處的溫度在用于得到本發(fā)明的彈簧用鋼和彈簧的制造方法中是非常重要的控制因子。等溫保持溫度在Ms點(diǎn)以下時，在貝氏體化的相變初期生成阻礙延性提高的硬質(zhì)的馬氏體，無法得到所期望的貝氏體面積比率。而當(dāng)?shù)葴乇３譁囟瘸^(Ms點(diǎn)+70°C )時，貝氏體鐵素體的下部組織或碳化物變得粗大，拉伸強(qiáng)度降低。進(jìn)行等溫保持的時間必需為400 10800秒，該時間在本發(fā)明的彈簧用鋼的制造方法中也是非常重要的控制因子。若等溫保持時間不足400秒，則貝氏體相變幾乎不進(jìn)行，因此貝氏體面積比率變小，無法得到本發(fā)明所規(guī)定的組織。若等溫保持時間超過10800秒，則從貝氏體鐵素體中排出的C在未相變奧氏體中過飽和，鐵碳化物從未相變奧氏體中大量析出，因此未相變奧氏體量相對減少。其結(jié)果，冷卻后得到的殘留奧氏體的面積比率減少，所以無法達(dá)成本發(fā)明中規(guī)定的組織。為了得到均勻的組織，等溫保持后的冷卻速度越快越好，必需是20°C/秒以上的冷卻速度，優(yōu)選為50°C /秒以上。例如，可以通過油冷或水冷進(jìn)行冷卻。冷卻速度小于20°C / 秒時，在鋼材表面和內(nèi)部組織容易變得不均勻，有時無法得到本發(fā)明所規(guī)定的組織。實(shí)施例準(zhǔn)備包含表1所示的成分組成的鋼材A C，將各鋼材在真空高頻誘導(dǎo)爐中溶解， 制成50kg的鋼塊，之后在1180°C下鍛造，使直徑達(dá)到12mm。再于820°C下保持該棒鋼3600 秒，之后實(shí)施正火，以進(jìn)行前處理。熱處理中，在1000°C下加熱保持400秒，之后以約100°C/ 秒的速度冷卻至表2所示的溫度T (°C )，再保持表2所示的時間t (秒)，之后通過水冷以約 50°C /秒的速度冷卻至室溫。對于如此操作而得到的鋼，按照以下要領(lǐng)研究相的區(qū)別、拉伸強(qiáng)度和斷裂延伸率。[表 1]
鋼種化學(xué)成分(％(質(zhì)量))1^量為鐵和不可避免的雜質(zhì)Ac3(0C)Ms(0C)備注CSiMnCrPSA0.571.400.80.700.010.01806282本發(fā)明例B0.572.000.8Tr.0.010.01813263比較例C0.570.200.80.700.010.01775270比較例[相的區(qū)別]在相的區(qū)別中，通過將同一位置的光學(xué)顯微鏡照片與利用電子背散射衍射 (Electron Back Scattering Diffraction, EBSD)法求出的結(jié)晶方位圖進(jìn)行核對，在光學(xué)顯微鏡照片中確認(rèn)到黑色和灰色部分為貝氏體、白色部分為馬氏體或殘留奧氏體。之后，通過畫像處理，求出貝氏體面積比率、馬氏體與殘留奧氏體的總面積比率。此外，使用拋光加工的試樣，利用X射線衍射法求出殘留奧氏體的面積比率。馬氏體的面積比率通過從由光學(xué)顯微鏡照片求得的馬氏體與殘留奧氏體的總面積比率減去由X射線衍射求出的殘留奧氏體面積比率而求得。關(guān)于殘留奧氏體中的平均C濃度，使用通過X射線衍射由奧氏體的 (111),(200),(220)和(311)的各衍射峰角度求出的晶格常數(shù)a (nm)，利用以下所示的關(guān)系式算出。上述結(jié)果一并見表2。a (nm) = 0. 3573+0. 0033 X (% (質(zhì)量)C)[拉伸強(qiáng)度和斷裂延伸率]通過切削加工制作平行部為直徑6mm、標(biāo)點(diǎn)間距離為30mm的圓棒狀試驗(yàn)片(JIS 14A號)，對該試驗(yàn)片實(shí)施拉伸試驗(yàn)，求出拉伸強(qiáng)度。另外，由斷裂后的試驗(yàn)片求出斷裂延伸率。上述結(jié)果一并見表2。[表 2]
權(quán)利要求
1.高強(qiáng)度高延性彈簧用鋼，其特征在于整體組成以％ (質(zhì)量)計，滿足C :0· 5 0.6%、Si :1.0 1.8%、Mn 0. 1 1.0%、 Cr 0. 1 1.0%、P :0. 035%以下、S :0. 035%以下，余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)；以任意斷面中的內(nèi)部組織的面積比率計，貝氏體為65%以上、殘留奧氏體為6 13%、 以及余量為馬氏體，所述余量包括0% ；殘留奧氏體中的平均C濃度為0.65 1.7%。
2.權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼，其特征在于上述彈簧用鋼的拉伸強(qiáng)度為ISOOMpa以上，以下定義的參數(shù)Z為15000以上，參數(shù)Z =(拉伸強(qiáng)度MPa) X (斷裂延伸率％ )。
3.權(quán)利要求1或2所述的彈簧用鋼，其特征在于上述彈簧用鋼的直徑為1.5 15mm。
4.彈簧，其特征在于由權(quán)利要求1 3中任一項(xiàng)所述的彈簧用鋼制成。
5.彈簧用鋼的制造方法，其特征在于使用整體組成以％ (質(zhì)量)計滿足C:0.5 0.6%、Si :1·0 1·8%、Μη :0· 1 1.0%、 Cr :0. 1 1.0%、P :0. 035%以下、S :0. 035%以下、余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)的鋼材，以加熱中觀察到的奧氏體單相區(qū)與鐵素體+奧氏體的兩相區(qū)的邊界溫度作為Ac3點(diǎn)、 以冷卻中由過冷奧氏體開始生成馬氏體的溫度為Ms點(diǎn)時，將上述鋼材在超過Ac3點(diǎn)且(Ac3 點(diǎn)+250°C )以下的溫度下奧氏體化，之后以20°C /秒以上的速度冷卻，再于超過Ms點(diǎn)且 (Ms點(diǎn)+70°C )以下的溫度下保持400 10800秒，然后以20°C /秒以上的冷卻速度冷卻至室溫。
6.彈簧，其特征在于該彈簧利用權(quán)利要求5所述的制造方法來制作。
全文摘要
一種彈簧用鋼，其整體組成以％(質(zhì)量)計，滿足C0.5～0.6％、Si1.0～1.8％、Mn0.1～1.0％、Cr0.1～1.0％、P0.035％以下、S0.035％以下，余量包含鐵和不可避免的雜質(zhì)，以任意斷面中的內(nèi)部組織的面積比率計，貝氏體為65％以上、殘留奧氏體為6～13％、以及余量(包括0％)為馬氏體，殘留奧氏體中的平均C濃度為0.65～1.7％。這樣的彈簧用鋼的拉伸強(qiáng)度可以高達(dá)1800MPa以上的高強(qiáng)度、且具有高延性。
文檔編號C22C38/34GK102362001SQ20108001404
公開日2012年2月22日 申請日期2010年3月8日 優(yōu)先權(quán)日2009年3月25日
發(fā)明者小野芳樹, 鈴木健 申請人:日本發(fā)條株式會社