專(zhuān)利名稱(chēng)：高強(qiáng)度彈簧用鋼線的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在冷態(tài)下被卷繞、而且實(shí)施熱處理、氮化處理、噴丸等來(lái)制造的作為高強(qiáng)度彈簧的坯料使用的高強(qiáng)度彈簧用鋼線。
背景技術(shù)：
隨著汽車(chē)的輕量化、高性能化，對(duì)汽車(chē)發(fā)動(dòng)機(jī)的閥簧、汽車(chē)懸架的懸架彈簧、離合器彈簧、制動(dòng)彈簧等彈簧的負(fù)荷增大，近年來(lái)需求抗拉強(qiáng)度超過(guò)2000MPa的高強(qiáng)度彈簧用鋼線。制造高強(qiáng)度彈簧時(shí)，將作為坯料的高強(qiáng)度彈簧用鋼線在冷態(tài)下進(jìn)行卷繞(冷卷繞)，而且實(shí)施消應(yīng)力退火等的熱處理和/或氮化處理。因此，對(duì)高強(qiáng)度彈簧用鋼線要求抑制因加熱引起的軟化，即回火軟化抗力。另外，對(duì)彈簧要求疲勞特性，因此通過(guò)以高強(qiáng)度彈簧用鋼線為坯料，而且進(jìn)行氮化處理和/或噴丸，來(lái)提高彈簧的表層的硬度。但是，彈簧的耐久性之中，關(guān)于彈力減弱特性并非由表層的硬度決定，彈簧的母材的硬度有較大影響。因此，為了提高彈力減弱特性，高強(qiáng)度彈簧用鋼線的回火軟化抗力很重要。此外，在冷卷繞的情況下，制造作為坯料的高強(qiáng)度彈簧用鋼線時(shí)，可以采用能夠進(jìn)行快速加熱和快速冷卻的油回火處理、高頻處理等。因此，能夠減小彈簧用鋼線的原始奧氏體粒徑，得到斷裂特性?xún)?yōu)異的彈簧。但是，如果彈簧用鋼線的強(qiáng)度變高，則在冷卷中有時(shí)發(fā)生折損，不能夠成形為彈簧形狀。對(duì)于這樣的問(wèn)題，本發(fā)明者們的一部分人曾提出了控制了殘余奧氏體、非金屬夾雜物、碳化物等的高強(qiáng)度彈簧用鋼線(例如，參照專(zhuān)利文獻(xiàn)1 6)。在專(zhuān)利文獻(xiàn)1和2中提出的高強(qiáng)度彈簧鋼，通過(guò)冷卷繞相變成加工誘發(fā)馬氏體，抑制了使可加工性降低的殘余奧氏體的生成、和成為斷裂的起點(diǎn)的非金屬夾雜物。另外，在專(zhuān)利文獻(xiàn)3提出的高強(qiáng)度彈簧鋼，是控制碳化物、將原始奧氏體微細(xì)化， 來(lái)謀求強(qiáng)度和冷卷繞性的兼?zhèn)涞匿摗４送?，在?zhuān)利文獻(xiàn)4 7提出的高強(qiáng)度彈簧鋼，是控制殘余奧氏體和碳化物，將原始奧氏體微細(xì)化，來(lái)謀求強(qiáng)度和冷卷繞性的兼?zhèn)涞匿?。特別是抑制成為斷裂起點(diǎn)的粗大的氧化物和碳化物的生成，除了碳化物的析出狀態(tài)以外，還控制殘余奧氏體，抑制了高強(qiáng)度彈簧用鋼線的疲勞特性和可加工性的劣化?，F(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)專(zhuān)利文獻(xiàn)1 日本特開(kāi)2000-169937號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)2 日本特開(kāi)2003-3241號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)3 日本特開(kāi)2002-180198號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)4 日本特開(kāi)2002-235151號(hào)公報(bào)
專(zhuān)利文獻(xiàn)5 日本特開(kāi)2006-183137號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)6 日本特開(kāi)2006-342400號(hào)公報(bào)專(zhuān)利文獻(xiàn)7 國(guó)際公開(kāi)第W02007/114491號(hào)

發(fā)明內(nèi)容
但是，近年來(lái)，為了提高高強(qiáng)度彈簧的耐久性，正在研究氮化處理的高溫化。因此， 對(duì)高強(qiáng)度彈簧用鋼線要求回火軟化抗力的進(jìn)一步提高。在專(zhuān)利文獻(xiàn)4 7提出的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，雖然可以就強(qiáng)度和冷卷繞性的兼?zhèn)溥M(jìn)行改善，但是就回火軟化抗力和冷卷繞性的兼?zhèn)涠匝芯坎⒉怀浞?。本發(fā)明的目的在于提供一種冷卷繞性?xún)?yōu)異，即使在500°C保持1小時(shí)后也可維持抗拉強(qiáng)度和硬度的具有優(yōu)異的回火軟化抗力的高強(qiáng)度彈簧用鋼線。本發(fā)明者們嚴(yán)格地控制C、Si、Mn、Cr、V的含量以抑制球狀碳化物的生成，并且有效利用殘余奧氏體，由此得到了彈簧用鋼線的強(qiáng)度和冷卷繞性比以往提高這樣的見(jiàn)解。此外，本發(fā)明者們就在比以往高溫的溫度下進(jìn)行回火時(shí)的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的回火軟化抗力進(jìn)行了研究。其結(jié)果得到了下述見(jiàn)解為了提高高強(qiáng)度彈簧用鋼線的回火軟化抗力，必須復(fù)合添加Mo和W，并控制Mo和W的含量的合計(jì)(Mo+W)。本發(fā)明是基于這樣的見(jiàn)解而完成的，其發(fā)明的要旨如下。(1) 一種高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C :0. 67% 以上且低于 0. 75%、Si 2. 0 2. 5%,
Mn 0. 5 ^ 1. 2%,
Cr 0. 8 ^ 1. 3%,
V0. 03 ^ 0. 20%,
Mo 0. 05 ‘ 0. 25%,
W0. 05 乂 0. 30%、和
N 0. 003 ‘ 0. 007%,Mn和V的含量的合計(jì)為0. 70%彡Mn+V彡1. 27%，Mo和W的含量的合計(jì)為0. 13% 彡 Mo+ff 彡 0. 35%,并限制為P :0.025% 以下、S :0.025% 以下、和Al :0.003% 以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織由體積率大于6%且在15%以下的殘余奧氏體、和回火馬氏體構(gòu)成，原始奧氏體晶粒度號(hào)為10號(hào)以上，圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度為0. 06個(gè)/ μ m2以下，圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度為0. 01個(gè)/ μ m2以下，抗拉強(qiáng)度為2100 2350MPa。(2)根據(jù)上述(1)所述的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，屈服強(qiáng)度為1470 1980MPao
(3)根據(jù)上述(1)或(2)所述的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，在500°C保持1 小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度為570以上。根據(jù)本發(fā)明，可以提供冷卷繞性?xún)?yōu)異，并且，即使高溫加熱后也可維持抗拉強(qiáng)度和硬度的優(yōu)異的軟化抗力優(yōu)異的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，能夠得到耐久性?xún)?yōu)異的高強(qiáng)度彈簧。


圖1是表示本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的球狀碳化物的一例的圖。圖2是表示對(duì)試件設(shè)置缺口的沖頭的形狀的圖。圖3是表示在試件上設(shè)置缺口的工序的圖。圖4是表示缺口彎曲試驗(yàn)的概要的圖。圖5是表示缺口彎曲角度的測(cè)定方法的圖。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明為特別是冷卷繞性和回火軟化抗力優(yōu)異的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，將本發(fā)明的鋼線作為坯料所制造的高強(qiáng)度彈簧其疲勞特性和彈力減弱特性?xún)?yōu)異。本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，為了與以往相比進(jìn)一步抑制成為斷裂的起點(diǎn)的粗大的球狀碳化物的生成，將C和V的添加量設(shè)為最佳的范圍。另外，為了與以往相比提高強(qiáng)度，并且確保冷卷繞性，將Mn和V的添加量最佳化， 并利用因殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性引起的延展性的提高。此外，將Mo和W的添加量最佳化，使回火軟化抗力提高，以使得實(shí)施了在比以往高溫的溫度下的熱處理后也能夠維持硬度。首先，就本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的成分進(jìn)行說(shuō)明。在此，關(guān)于成分的％意指質(zhì)量％。C 0. 67% 以上且低于 0. 75%C是對(duì)鋼材的強(qiáng)度帶來(lái)大的影響，并有助于殘余奧氏體的生成的重要元素。在本發(fā)明中，C量設(shè)為0. 67%以上以得到足夠的強(qiáng)度。優(yōu)選為超過(guò)0. 70%。另一方面，如果C量達(dá)到0. 75 %以上，則變成過(guò)共析，粗大的滲碳體大量地析出， 韌性顯著地降低。另外，如果C量過(guò)量，則生成粗大的球狀碳化物，損害卷繞性。因此，C量設(shè)為低于0. 75%。Si :2.0 2. 5%Si是使鋼的回火軟化抗力和彈簧的彈力減弱特性提高的重要元素，必須添加 2. 0%以上。另外，Si對(duì)滲碳體的球狀化和微細(xì)化也有效，為了抑制粗大的球狀碳化物的生成，優(yōu)選添加2. 以上的Si。為了進(jìn)行了氮化處理等使表層硬化的處理后提高內(nèi)部硬度， 優(yōu)選添加2. 2%以上的Si。另一方面，如果過(guò)量地添加Si，則鋼線發(fā)生硬化、脆化，因此將 Si量的上限設(shè)為2.5%。Mn :0.5 1.2%Mn是用于提高淬硬性，穩(wěn)定地確保殘余奧氏體量的重要元素。在本發(fā)明中，為了提高鋼線的抗拉強(qiáng)度，確保殘余奧氏體，添加0. 5%以上的Mn。另一方面，如果過(guò)量地添加Mn， 則殘余奧氏體增加，加工時(shí)，生成加工誘發(fā)馬氏體，損害冷卷繞性。為了防止因過(guò)量的Mn的添加引起的脆化，將Mn量的上限設(shè)為1.2%以下。另外，為了提高抗拉強(qiáng)度，優(yōu)選將Mn量設(shè)為0.65%以上。另一方面，在使冷卷繞性提高的情況下，優(yōu)選將Mn量設(shè)為1. 以下。更優(yōu)選Mn量的上限為0.90%以下。V :0.03 0.20%V是生成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素。圓相當(dāng)徑低于0. 2 μ m的微細(xì)的V的氮化物、碳化物、碳氮化物，對(duì)原始奧氏體的微細(xì)化有效，并且，也可以用于由氮化處理引起的表層的硬化。為了得到這些效果，必須添加0.03%以上的V。為了確保殘余奧氏體量，優(yōu)選添加 0. 05%以上的V。另一方面，如果添加超過(guò)0.20%的V，則生成粗大的球狀碳化物，損害冷卷繞性和彈簧的疲勞特性。因此，將V量的上限設(shè)為0.2%。另外，因V的添加，在拉絲加工之前容易產(chǎn)生成為裂紋和拉絲時(shí)的斷線的原因的過(guò)冷組織。因此，優(yōu)選將V量的上限設(shè)為0. 15%。另外，V是與Mn同樣對(duì)殘余奧氏體的生成有大的影響的元素，因此必須將V量與 Mn量一起進(jìn)行精密的控制。0. 70%^ Mn+V ^ 1. 27%Mn和V是使淬硬性提高的元素，對(duì)于殘余奧氏體的生成的影響也大。因此，在本發(fā)明中，將Mn和V的含量的合計(jì)(Mn+V)設(shè)為0. 7 1. 27 %。為了確保體積率大于6%的殘余奧氏體量，必須將(Mn+V)的下限值設(shè)為0. 7%。其結(jié)果，通過(guò)相變誘發(fā)塑性可以使延展性提高，并確保冷卷繞性。另一方面，為了使殘余奧氏體的體積率為15%以下，必須將(Mn+V)的上限值設(shè)為 1.27%。由此，可抑制因冷卷時(shí)的擦傷缺陷引起的加工誘發(fā)馬氏體的生成，可以防止局部的脆化。為了提高屈服強(qiáng)度，優(yōu)選將(Mn+V)的上限值設(shè)為1.25%。Mo :0· 05 0. 25%Mo是提高淬硬性的元素，并且，對(duì)回火軟化抗力的提高也極其有效。在本發(fā)明中， 特別是為了提高回火軟化抗力，添加0. 05%以上的Mo。另外，Mo也是在鋼中生成Mo系碳化物的元素，Mo系碳化物析出的溫度比V等的碳化物低。因此，適量的Mo的添加對(duì)碳化物的粗大化的抑制有效，優(yōu)選添加0. 10%以上的Mo。另一方面，如果Mo的添加量超過(guò)0. 25%，則在熱軋、拉絲加工前的鋼絲韌化處理 (鉛浴淬火；patenting)等中容易產(chǎn)生過(guò)冷組織。因此，為了抑制成為裂紋和拉絲時(shí)的斷線的原因的過(guò)冷組織的生成，將Mo量的上限設(shè)為0. 25%。另外，如果Mo量多，則在鋼絲韌化處理中直到珠光體相變結(jié)束的時(shí)間變長(zhǎng)，因此優(yōu)選將Mo量設(shè)為0. 15%以下。W :0.05 0.30%W與Mo同樣是對(duì)淬硬性和回火軟化抗力的提高有效的元素，并且，是在鋼中作為碳化物析出的元素。在本發(fā)明中，特別是為了提高回火軟化抗力而添加0.05%以上的W。另一方面，為了抑制如果過(guò)量地添加W則成為裂紋和拉絲時(shí)的斷線的原因的過(guò)冷組織的生成，必須將W量設(shè)為0. 30%以下。此外，如果考慮熱處理的容易度等，則W量?jī)?yōu)選為0. 10 0. 20%，更優(yōu)選為0. 13 0. 18%。0. 13%^ Mo+ff ^ 0. 35%Mo和W是對(duì)回火軟化抗力的提高有效的元素，在本發(fā)明中，將兩者復(fù)合地添加。其結(jié)果，與單獨(dú)添加Mo、W相比，可以抑制碳化物的生長(zhǎng)，并顯著地提高回火軟化抗力。特別是為了提高加熱到500°C時(shí)的回火軟化抗力，必須將(Mo+W)設(shè)為0. 13%以上。為了進(jìn)一步提高回火軟化抗力，優(yōu)選將(Mo+W)設(shè)為0. 15%以上。另一方面，如果(Mo+W)超過(guò)0. 35%，則在熱軋、拉絲加工前的鋼絲韌化處理等中容易產(chǎn)生馬氏體和貝氏體等的所謂過(guò)冷組織。因此，為了抑制成為裂紋和拉絲時(shí)的斷線的原因的過(guò)冷組織的生成，將(Mo+W)的上限設(shè)為0.35%。另外，從盡量減少后述的球狀碳化物的個(gè)數(shù)，使回火軟化抗力進(jìn)一步提高，并且更加有效地防止冷卷繞性的劣化的觀點(diǎn)來(lái)看， (Mo+W)的上限優(yōu)選為0·Μ%。Cr :0. 8 1.3%Cr是對(duì)提高淬硬性和回火軟化抗力有效的元素，在本發(fā)明中，添加0. 8%以上的 Cr。在進(jìn)行氮化處理的情況下，可以通過(guò)Cr的添加來(lái)加深由氮化引起的硬化層。因此，在賦予在氮化下的硬化和在氮化溫度下的軟化抗力的情況下，優(yōu)選添加超過(guò)1. 0%的Cr。另一方面，如果Cr量過(guò)量，則不僅制造成本變高，還阻礙碳化物的溶解，未溶解碳化物變多而損害卷繞性，因此將Cr量的上限設(shè)為1.3%。另外，在C量多的情況下，為了抑制粗大的滲碳體的生成，優(yōu)選將Cr量抑制在1.2%以下。此外，為了兼?zhèn)鋸?qiáng)度和卷繞性，優(yōu)選將Cr量的上限設(shè)為1. 1%。N :0· 003 0. 007%N在本發(fā)明中是與鋼中所含有的V形成氮化物的元素。為了利用微細(xì)的氮化物，將原始奧氏體微細(xì)化，在本發(fā)明中，含有0. 003%以上的N。另一方面，如果N量過(guò)量，則氮化物粗大化，冷卷繞性和疲勞特性降低。因此，將N 量的上限設(shè)為0. 007%。另外，如果考慮熱處理等的容易度，則N量的上限優(yōu)選為0. 005%。P :0.025% 以下P是雜質(zhì)，使鋼硬化，產(chǎn)生偏析并發(fā)生脆化，因此將P量限制在0. 025%以下。另外，在原始奧氏體晶界偏析的P使韌性和抗延遲斷裂特性等降低，因此優(yōu)選將P量限制在 0. 015%以下。此外，在鋼線的抗拉強(qiáng)度超過(guò)2150MPa這樣的情況下，優(yōu)選將P量限制在低于 0. 010%。S :0.025% 以下S也是雜質(zhì)，如果在鋼中存在則使鋼脆化，因此將S量限制在0.025%以下。為了抑制S的影響，有效的是添加Mn。但是，MnS是夾雜物，特別是在高強(qiáng)度鋼中，有時(shí)MnS成為斷裂的起點(diǎn)。因此，為了抑制斷裂的發(fā)生，優(yōu)選將S量限制在0.015%以下。此外，在鋼線的抗拉強(qiáng)度超過(guò)2150MPa這樣的情況下，優(yōu)選將S量限制在低于0. 010%。Al :0.003% 以下Al是脫氧元素，影響到氧化物的生成，如果生成硬質(zhì)的氧化物，則疲勞耐久性降低。特別是在高強(qiáng)度彈簧中，如果過(guò)量地添加Al，則疲勞強(qiáng)度產(chǎn)生偏差，損害穩(wěn)定性。在本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線中，如果Al量超過(guò)0. 003%，則起因于夾雜物的破裂發(fā)生率變多， 因此將Al量限制在0. 003%以下。接著，就本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的金屬組織由體積率大于6%且在15%以下的殘余奧氏體、和回火馬氏體構(gòu)成。原始奧氏體晶粒度號(hào)10號(hào)以上
本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線以回火馬氏體作為主要的組織，原始奧氏體晶粒度對(duì)特性帶來(lái)大的影響。即，如果使原始奧氏體的粒徑微細(xì)，則由于細(xì)粒化的效果，疲勞特性和卷繞性提高。在本發(fā)明中，為了得到足夠的疲勞特性和卷繞性，將原始奧氏體晶粒度號(hào)設(shè)為10 號(hào)以上。原始奧氏體的微細(xì)化對(duì)高強(qiáng)度彈簧用鋼線的特性的提高特別有效，優(yōu)選將原始奧氏體晶粒度號(hào)設(shè)為11號(hào)，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)為12號(hào)以上。為了使原始奧氏體的粒徑微細(xì)，降低淬火的加熱溫度和縮短加熱時(shí)間較有效。但是，如果過(guò)量地使淬火時(shí)的加熱溫度降低、并縮短加熱時(shí)間，則有粗大的球狀碳化物殘存的可能性。因此，原始奧氏體晶粒度號(hào)的優(yōu)選上限為13. 5號(hào)以下。再者，原始奧氏體晶粒度號(hào)基于JIS G 0551進(jìn)行測(cè)定。殘余奧氏體超過(guò)6%且在15%以下(體積率)殘余奧氏體對(duì)冷卷繞性的提高有效。在本發(fā)明中，為了確保冷卷繞性，將殘余奧氏體的體積率設(shè)為超過(guò)6%。另一方面，如果殘余奧氏體體積率大于15%，則因通過(guò)加工誘發(fā)相變而生成的馬氏體，冷卷特性降低。因此，將殘余奧氏體的體積率設(shè)為15%以下。殘余奧氏體的體積率可以采用X射線衍射法、磁測(cè)定法求得。其中，磁測(cè)定法是可以簡(jiǎn)便地測(cè)定殘余奧氏體的體積率的優(yōu)選測(cè)定方法。另外，殘余奧氏體與回火馬氏體相比是軟質(zhì)的，因此使屈服強(qiáng)度降低，并且，因相變誘發(fā)塑性而使延展性提高，因此顯著地有助于冷卷繞性的提高。另一方面，殘余奧氏體大多殘留于偏析部、原始奧氏體晶界和亞晶粒所夾著的區(qū)域附近，因此因加工誘發(fā)相變而生成的馬氏體(加工誘發(fā)馬氏體)成為斷裂的起點(diǎn)。并且，如果殘余奧氏體增加，則相對(duì)地回火馬氏體減少。金屬組織由殘余奧氏體和回火馬氏體構(gòu)成。因此，以往因殘余奧氏體引起的強(qiáng)度和冷卷繞性的降低成為問(wèn)題。但是，在要求超過(guò)2000MPa的高強(qiáng)度的本發(fā)明的彈簧用鋼線中，C、Si、Mn、Cr等的添加量變多，因此殘余奧氏體的相變誘發(fā)塑性的利用對(duì)冷卷繞性的提高極其有效。另外，最近，采用高精度的彈簧加工技術(shù)，即使因彈簧成形時(shí)生成的加工誘發(fā)馬氏體，局部地生成高硬度部分，也能夠某種程度地抑制卷繞特性的劣化。球狀碳化物本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線為了提高強(qiáng)度，除了添加C以外，還添加Mn、V、Cr、M0、 W等所謂的合金元素。大量地添加了 C和特別是V、Cr等的形成氮化物、碳化物、碳氮化物的合金元素的情況下，球狀的滲碳體系碳化物和合金系碳化物容易在鋼中殘留。球狀的滲碳體系碳化物和合金系碳化物，是熱軋的加熱時(shí)沒(méi)有在鋼中固溶的未溶解碳化物。再者，在本發(fā)明中，將球狀的合金系碳化物和球狀的滲碳體系碳化物總稱(chēng)為球狀碳化物。球狀碳化物，如果將從高強(qiáng)度彈簧用鋼線制取的試樣進(jìn)行鏡面研磨，并實(shí)施采用苦味酸酒精溶液(Picral)進(jìn)行的蝕刻、和電解腐蝕等，則可以采用掃描型電子顯微鏡 (SEM)進(jìn)行觀察。另外，也可以采用透射型電子顯微鏡(TEM)的復(fù)膜法進(jìn)行觀察。
圖1表示采用SEM觀察了電解腐蝕后的試樣的組織的一例。在圖1的組織照片中，在鋼中確認(rèn)出基體的針狀組織和球狀組織這兩種組織。其中，針狀組織是通過(guò)淬火回火而生成的回火馬氏體。另一方面，球狀組織是通過(guò)熱軋的加熱而沒(méi)有在鋼中固溶，通過(guò)采用油回火處理和/或高頻處理的淬火回火，發(fā)生了球狀化的碳化物(球狀碳化物)1。在本發(fā)明中，由于球狀碳化物對(duì)高強(qiáng)度彈簧用鋼線的特性帶來(lái)影響，因而將尺寸和密度進(jìn)行以下那樣的控制。在本發(fā)明中，與現(xiàn)有技術(shù)相比，進(jìn)一步對(duì)于微細(xì)的球狀碳化物進(jìn)行規(guī)定，謀求更高的性能和可加工性的兼?zhèn)洹榱舜_保鋼的強(qiáng)度、回火軟化抗力，圓相當(dāng)徑低于0.2μπι的球狀碳化物是有效的。另一方面，圓相當(dāng)徑為0. 2μπι以上的球狀碳化物，對(duì)強(qiáng)度和回火軟化抗力的提高沒(méi)有幫助，并使冷卷繞性劣化。因此，在本發(fā)明中，控制圓相當(dāng)徑為0. 2μπι以上的球狀碳化物的
存在密度。此外，圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物使特性顯著地劣化。因此，與圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m的球狀碳化物的情況相比，必須進(jìn)一步限制圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度。圓相當(dāng)徑為0.2 0.5μπι的球狀碳化物的存在密度0. 06個(gè)/μ m2以下本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的強(qiáng)度極高，因此圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m的球狀碳化物也對(duì)冷卷繞性有害，所以?xún)?yōu)選為較少。因此，將圓相當(dāng)徑的平均粒徑為0. 2 0. 5μπι 的球狀碳化物的存在密度限制在0. 06個(gè)/ μ m2以下。圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度0. 01個(gè)/ μ m2以下。圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物，與圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m的球狀碳化物相比，使機(jī)械性質(zhì)和可加工性顯著地劣化，所以?xún)?yōu)選為較少。因此，將圓相當(dāng)徑超過(guò)0. 5μπ 的球狀碳化物的存在密度限制在0.01個(gè)/μ m2以下。在此，就球狀碳化物的圓相當(dāng)徑和存在密度的測(cè)定方法進(jìn)行說(shuō)明。將從高強(qiáng)度彈簧用鋼線制取的試樣進(jìn)行研磨、電解腐蝕。再者，觀察部位是以能夠排除脫碳或中心偏析等的特殊狀況的方式任意地觀察熱處理線材(鋼線)的半徑的中央附近即所謂的1/2R部。再者，測(cè)定面積為300 μ m2以上。電解腐蝕是在電解液(乙酰丙酮10質(zhì)量％、四甲基氯化銨1質(zhì)量％、其余成分為甲醇的混合溶液)中將樣品作為陽(yáng)極，鉬作為陰極，使用采用低電位的電流發(fā)生裝置，通過(guò)電解作用使樣品表面腐蝕來(lái)進(jìn)行。電位在-50 _200mV vs SCE的范圍，在適合于各自的樣品的電位設(shè)為恒定。對(duì)于本發(fā)明的鋼線，優(yōu)選在-IOOmV vs SCE恒定。通電量可以利用試樣的總表面積X0. 133[c/cm2]求得。再者，將試樣埋入樹(shù)脂的情況下，不僅是研磨面，還加上樹(shù)脂內(nèi)的試樣面的面積算出試樣的總表面積。開(kāi)始通電后保持10秒，然后停止通電并洗凈。其后，采用SEM觀察試樣，拍攝球狀碳化物的組織照片。在SEM中，觀察到比較白的、長(zhǎng)徑和短徑之比(縱橫比)為2以下的組織是球狀碳化物。在SEM中的拍攝倍率為1000倍以上，優(yōu)選為5000 20000倍。將這樣拍攝的SEM組織照片進(jìn)行圖像處理，算出圓相當(dāng)徑，測(cè)定在測(cè)定視場(chǎng)內(nèi)看到的圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m和超過(guò)0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度。
接著，就本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的機(jī)械特性進(jìn)行說(shuō)明。為了謀求彈簧的小型化和輕量化，有效的是作為坯料的彈簧用鋼線的高強(qiáng)度化。 另外，對(duì)以這樣的高強(qiáng)度彈簧用鋼線作為坯料的彈簧要求優(yōu)異的疲勞強(qiáng)度。本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧，將作為坯料的鋼線進(jìn)行彎曲加工以形成為所希望的形狀， 再實(shí)施氮化處理、噴丸等使表面硬化的處理來(lái)制造。在氮化處理中，加熱到500°C左右，因此彈簧有時(shí)比作為坯料的鋼線軟化。因此，為了將彈簧高強(qiáng)度化，并提高疲勞特性，必須確保作為坯料的鋼線的抗拉強(qiáng)度。另外，為了將高強(qiáng)度彈簧用鋼線加工成為所希望的形狀的彈簧，要求冷卷繞性，因此必須限制抗拉強(qiáng)度的上限。抗拉強(qiáng)度2100 2350MPa如果彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度高，則可以提高實(shí)施了氮化處理等的將表面硬化的處理的彈簧的疲勞強(qiáng)度和彈力減弱特性。在本發(fā)明中，為了提高彈簧的疲勞特性和彈力減弱特性，將彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度設(shè)為2100MPa以上。另外，彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度越高，彈簧的疲勞特性就越提高，因此彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度優(yōu)選為2200MPa以上，進(jìn)一步優(yōu)選為2250MPa以上。另一方面，如果彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度過(guò)高，則冷卷繞性降低，因此將抗拉強(qiáng)度設(shè)為2350MPa以下。冷卷繞性可以由后述的缺口彎曲試驗(yàn)更加準(zhǔn)確地評(píng)價(jià)。原因是即使在彈簧用鋼線的抗拉強(qiáng)度過(guò)度地高，冷卷繞時(shí)彈簧用鋼線發(fā)生破損之類(lèi)的情況下，在彈簧用鋼線的彎曲特性?xún)?yōu)異的情況下，也可以進(jìn)行冷卷繞。這是由在冷卷繞時(shí)作用于鋼線的主要是彎曲應(yīng)力所致。缺口彎曲角度優(yōu)選為觀度以上，更優(yōu)選為30度以上。屈服強(qiáng)度1470 1980MPa為了確保因循環(huán)應(yīng)力而發(fā)生彈性變形的彈簧的強(qiáng)度和耐彈力減弱性，優(yōu)選提高屈服強(qiáng)度。再者，本發(fā)明中，所謂屈服強(qiáng)度，在應(yīng)力-應(yīng)變曲線中，屈服點(diǎn)明顯的情況下是上屈服點(diǎn)，屈服點(diǎn)不明顯的情況下是0.2%屈服強(qiáng)度。為了提高彈簧的屈服強(qiáng)度，優(yōu)選提高作為坯料的彈簧用鋼線的屈服強(qiáng)度。另一方面，如果彈簧用鋼線的屈服強(qiáng)度過(guò)度地高，則有時(shí)損害冷卷繞性。因此，為了確保彈簧的強(qiáng)度和耐彈力減弱性，彈簧用鋼線的屈服強(qiáng)度優(yōu)選為 1470MPa 以上。另一方面，如果屈服強(qiáng)度超過(guò)1980MPa，則有時(shí)損害冷卷繞性，因此優(yōu)選將屈服強(qiáng)度設(shè)為1980MPa以下。另外，為了提高彈簧用鋼線的屈服強(qiáng)度，優(yōu)選使殘余奧氏體的體積率降低。在500°C下保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度570以上高強(qiáng)度彈簧在氮化處理時(shí)被加熱到例如50(TC左右。以往如果加熱溫度達(dá)到 500 0C則難以抑制鋼線的軟化。本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，回火軟化抗力優(yōu)異，可以確保在500°C加熱后的彈簧的疲勞特性和耐彈力減弱性。再者，在本發(fā)明中，將回火軟化抗力的指標(biāo)設(shè)為在500°C保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度。在淬火時(shí)，鋼線的表層的溫度比內(nèi)部高，因此維氏硬度的測(cè)定優(yōu)選在距表面500 μ m深度的位置進(jìn)行。為了確保彈簧的疲勞特性和耐彈力減弱性，在500°C保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度為570以上即可，進(jìn)一步優(yōu)選為575以上。另一方面，在500°C保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度的上限沒(méi)有特別規(guī)定，但是不會(huì)超過(guò)加熱處理前的維氏硬度，因此通常其上限為783。另外，在以本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線作為坯料制造高強(qiáng)度彈簧的情況下，表層通過(guò)噴丸和/或氮化處理發(fā)生硬化。另一方面，內(nèi)部的硬度，即，距高強(qiáng)度彈簧的表面500 μ m深度位置的維氏硬度(內(nèi)部硬度)受到氮化處理時(shí)的加熱的影響。因此，實(shí)際上制造彈簧時(shí)，內(nèi)部硬度根據(jù)氮化處理的溫度而變動(dòng)。但是，高強(qiáng)度彈簧的情況下，為了避免內(nèi)部硬度的降低，一般將氮化處理的溫度控制在低溫。因此，認(rèn)為彈簧的內(nèi)部硬度與將作為坯料的鋼線在500°C保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度相比更高。因此，將本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線作為坯料的高強(qiáng)度彈簧，其內(nèi)部硬度為維氏硬度570以上，具有極其優(yōu)異的疲勞特性和耐彈力減弱性。再者，將本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線作為坯料，制造高強(qiáng)度彈簧時(shí)，實(shí)施冷卷繞和氮化處理。因此，高強(qiáng)度彈簧的在距表面500 μ m深度位置的殘余奧氏體與坯料相比減少少許。但是，認(rèn)為成分組成、球狀碳化物、原始奧氏體晶粒度因冷卷繞和氮化處理受到的影響因此，將本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線作為坯料的高強(qiáng)度彈簧的成分組成、球狀碳化物、原始奧氏體晶粒度，與本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的成分組成、球狀碳化物、原始奧氏體晶粒度相同。例如，使用本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線制作的彈簧之中，作為內(nèi)燃機(jī)用的閥簧使用時(shí)，與現(xiàn)有材料相比可以在維持耐久性的狀態(tài)下使線直徑變細(xì)，降低閥機(jī)構(gòu)的摩擦。另外，除了可以進(jìn)行閥升程量的增加和高旋轉(zhuǎn)化以外，相對(duì)于現(xiàn)有的制品可以進(jìn)行全長(zhǎng)和外徑的小型化等，對(duì)內(nèi)燃機(jī)的幫助優(yōu)異。接著，就本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，是加熱鋼坯進(jìn)行熱軋，進(jìn)行鋼絲韌化處理后，實(shí)施修整，進(jìn)一步地進(jìn)行用于將硬化層軟質(zhì)化的退火，并進(jìn)行拉絲加工，實(shí)施淬火和回火來(lái)制造的。鋼絲韌化處理是使熱軋后的鋼線的組織成為鐵素體-珠光體的熱處理，在拉絲加工前為了使鋼線軟化而進(jìn)行。拉絲加工后，實(shí)施油回火處理和高頻處理等的淬火和回火，調(diào)整鋼線的組織和特性。在制造本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線時(shí)，必須防止球狀碳化物的粗大化。一般來(lái)說(shuō)， 在制造鋼坯時(shí)冷卻速度慢，因此碳化物容易粗大化。因此，在本發(fā)明中特別是熱軋的加熱溫度是重要的。在熱軋中，將鋼坯加熱到1100°C以上，促進(jìn)粗大的碳化物的固溶。為了防止粗大的球狀碳化物的生成，必須使鋼坯中產(chǎn)生的粗大的碳化物固溶于鋼中，優(yōu)選提高加熱溫度。因此，熱軋的優(yōu)選加熱溫度為1150°C以上，進(jìn)一步優(yōu)選加熱溫度為1200°C以上。從加熱爐取出后，溫度降低，析出物生長(zhǎng)。因此，優(yōu)選從加熱爐取出后，在5分鐘以?xún)?nèi)完成熱軋。熱軋后，對(duì)鋼線實(shí)施鋼絲韌化處理。該鋼絲韌化處理的加熱溫度為了促進(jìn)碳化物的固溶而優(yōu)選為930°C以上的高溫，進(jìn)一步優(yōu)選為950°C以上。根據(jù)所要求的線材直徑、精度而省略拉絲工序的情況下，有時(shí)拉絲工序之前的鋼絲韌化處理工序也被省略。該情況下，重要的是通過(guò)淬火的加熱來(lái)促進(jìn)碳化物的固溶。拉絲加工后的淬火，在將鋼線加熱到A3點(diǎn)以上的溫度后進(jìn)行。為了促進(jìn)碳化物的固溶，優(yōu)選提高淬火的加熱溫度。在淬火之前的加熱中，為了抑制碳化物的生長(zhǎng)，優(yōu)選將加熱速度設(shè)為10°C /秒以上、保持時(shí)間設(shè)為5分鐘以下。另外，為了抑制奧氏體的晶粒生長(zhǎng)，優(yōu)選縮短保持時(shí)間。淬火，為了促進(jìn)馬氏體相變，優(yōu)選將冷卻速度設(shè)為50°C /秒以上，并冷卻到100°C 以下。淬火時(shí)的致冷劑宜為低溫，優(yōu)選為100°C以下，更優(yōu)選為80°C以下。另一方面，為了精密地控制殘余奧氏體量，致冷劑溫度的下限優(yōu)選為40。C。致冷劑只要是油、水溶性淬火劑、水等可以進(jìn)行淬火的致冷劑就沒(méi)有特別限定。另外，冷卻時(shí)間也可以像油回火處理和高頻熱處理那樣短。為了極端地減少殘余奧氏體，優(yōu)選避免過(guò)度地增長(zhǎng)在低溫下的保持時(shí)間和/或?qū)⒅吕鋭囟仍O(shè)為30°C以下。 即，優(yōu)選淬火在5分鐘以?xún)?nèi)結(jié)束。淬火后進(jìn)行回火。為了抑制碳化物的生長(zhǎng)，回火優(yōu)選將加熱速度設(shè)為10°C /秒以上，保持時(shí)間設(shè)為15分鐘以下。通過(guò)冷卷繞將彈簧用鋼線加工成所希望的彈簧形狀，實(shí)施消應(yīng)力退火，并進(jìn)一步實(shí)施氮化處理和噴丸，以制造彈簧。被進(jìn)行了冷卷繞的鋼線，通過(guò)消應(yīng)力退火和氮化處理等被再加熱。此時(shí)，在現(xiàn)有的高強(qiáng)度彈簧用鋼線中，其內(nèi)部發(fā)生軟質(zhì)化，因此作為彈簧的性能降低。但是，在本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線中，即使對(duì)鋼線在500°C左右的高溫下實(shí)施氮化處理，氮化處理后的鋼線也保持了足夠的硬度。S卩，如果以本發(fā)明的高強(qiáng)度彈簧用鋼線為坯料，則可以使高強(qiáng)度彈簧的距表層 50(^!11深度的維氏硬度達(dá)到浙570以上。再者，在距彈簧的表層500μπι深度測(cè)定維氏硬度是為了評(píng)價(jià)沒(méi)有因氮化處理和噴丸造成的硬化的影響的母材的維氏硬度。實(shí)施例接著，利用實(shí)施例進(jìn)一步說(shuō)明本發(fā)明，實(shí)施例中的條件是為了確認(rèn)本發(fā)明的可實(shí)施性和效果而采用的一個(gè)條件例，本發(fā)明并不限定于這一個(gè)條件例。本發(fā)明在不脫離本發(fā)明的要旨并達(dá)到本發(fā)明的目的的范圍內(nèi)可以采用各種的條件。熔煉具有表1和2所示的成分的鋼，進(jìn)行鑄造，制造了鋼坯。再者，成分的值是將后位的位數(shù)四舍五入所求得的值。試樣是用250噸的轉(zhuǎn)爐精煉、連續(xù)鑄造以形成為小鋼坯(billet)，或者，用2噸的真空熔化爐熔煉、并鑄造后，將鑄坯加熱到1200°C軋制，以形成為小鋼坯。將得到的鋼坯進(jìn)行熱軋，制成為直徑8mm的軋制線材。通過(guò)拉絲加工形成為直徑4mm的拉絲材料。那時(shí)，為了形成為容易拉絲的組織而在拉絲前進(jìn)行了鋼絲韌化處理。鋼絲韌化處理中的加熱溫度，優(yōu)選加熱到900°C以上以使得碳化物等充分地固溶，發(fā)明例在 930 950°C加熱進(jìn)行了鋼絲韌化處理。為了調(diào)整進(jìn)行了鋼絲韌化處理和拉絲的鋼線的抗拉強(qiáng)度而實(shí)施淬火回火處理，制造了彈簧用鋼線。再者，在拉絲加工中發(fā)生斷線的試樣(No. 30,32,36)沒(méi)有實(shí)施淬火回火處理。
權(quán)利要求
1. 一種高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C 0. 67%以上且低于0. 75%,Si 2. 0 )2. 5%,Mn 0. 5 ^ 1. 2%,Cr 0. 8 ^ 1. 3%,V 0. 03 ^ 0. 20%,Mo 0. 05 ‘ 0. 25%,W 0. 05 乂 0. 30%、和N 0. 003 ‘ 0. 007%,Mn和V的含量的合計(jì)為0. 70 % ^ Mn+V ^ 1. 27%, Mo和W的含量的合計(jì)為0. 13% 彡 Mo+ff 彡 0. 35%, 并限制為 P 0. 025% 以下、 S 0. 025%以下、和 Al 0. 003% 以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織由體積率大于6%且在15%以下的殘余奧氏體、和回火馬氏體構(gòu)成，原始奧氏體晶粒度號(hào)為10號(hào)以上，圓相當(dāng)徑為0. 2 0. 5 μ m 的球狀碳化物的存在密度為0. 06個(gè)/ μ m2以下，圓相當(dāng)徑大于0. 5 μ m的球狀碳化物的存在密度為0. 01個(gè)/ μ m2以下，抗拉強(qiáng)度為2100 2350MPa。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，屈服強(qiáng)度為1470 1980MPao
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，在500°C保持1小時(shí)的加熱處理后的維氏硬度為570以上。
全文摘要
一種高強(qiáng)度彈簧用鋼線，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.67％以上且低于0.75％、Si2.0～2.5％、Mn0.5～1.2％、Cr0.8～1.3％、V0.03～0.20％、Mo0.05～0.25％、W0.05～0.30％和N0.003～0.007％，Mn和V的含量的合計(jì)為0.70％≤Mn+V≤1.27％，Mo和W的含量的合計(jì)為0.13％≤Mo+W≤0.35％，并限制為P0.025％以下、S0.025％以下和Al0.003％以下，其余量由鐵和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，金屬組織由體積率大于6％且在15％以下的殘余奧氏體、和回火馬氏體構(gòu)成，原始奧氏體晶粒度號(hào)為10號(hào)以上，圓相當(dāng)徑為0.2～0.5μm的球狀碳化物的存在密度為0.06個(gè)/μm2以下，圓相當(dāng)徑大于0.5μm的球狀碳化物的存在密度為0.01個(gè)/μm2以下，抗拉強(qiáng)度為2100～2350MPa。
文檔編號(hào)C22C38/34GK102378823SQ20108001540
公開(kāi)日2012年3月14日 申請(qǐng)日期2010年7月9日 優(yōu)先權(quán)日2009年7月9日
發(fā)明者出町仁, 前川惠一, 川口純, 末廣智信, 村上敦, 橋村雅之, 金須貴之, 鈴木章一 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社, 本田技研工業(yè)株式會(huì)社, 鈴木金屬工業(yè)株式會(huì)社