專利名稱：高強度、高韌性彈簧鋼及其生產(chǎn)工藝的制作方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種用于懸架汽車的圈式和板式彈簧鋼及其生產(chǎn)工藝，此種鋼具有優(yōu)越的機械性能及優(yōu)越的彈性性能。特別是本發(fā)明涉及一種高強度、高韌性彈簧鋼及其生產(chǎn)工藝，此工藝大大減少了為提高彈性性能而進行的熱處理過程中形成的脫碳層，使得疲勞性能及抗下陷性能(抗變形性)有所提高。
最近，作為防止環(huán)境污染和大氣氣溫升高的一種措施，涉及燃燒比率地環(huán)境計劃正在全球范圍內(nèi)進行。因此，汽車工業(yè)已經(jīng)做出努力來降低汽車的重量。在降低汽車重量中，汽車懸架彈簧是一個重要因素。懸架彈簧具有相當大的重量，因此它已經(jīng)成為關注的目標。
如果懸架彈簧制得輕，此種彈簧必須具有高壓力容量(stresscapacity)，高壓力容量是通過疲勞強度及抗下陷能力的提高而獲得的。如果疲勞強度低，估計疲勞壽命就短，導致彈簧過早斷裂。如果抗下陷能力低，彈簧不能支撐車體，導致車體接觸減震器。因此，為了克服這些問題，應該提高彈簧的抗下陷能力。
按照這種趨勢，一種加Si的與SAE6150(Cr-V)合金相比具有優(yōu)越的抗下陷性的鋼引起了工業(yè)界的注意。其中，SAE9260(1.8—2.2％Si，SUP7)已經(jīng)發(fā)展為一種優(yōu)良材料。然而，它存在諸如由于表面脫碳，估計疲勞壽命縮短，為去除表面脫碳層所用費用高昂等問題。為了克服這些問題，開發(fā)了SAE9254，它的成份中Si含量減少以使在沒有非常惡化抗下陷性的情況下防止表面脫碳；它的成份中還加入了Cr來降低脫碳。然而考慮到目前強調(diào)的汽車輕量問題，SAE9254的抗下陷性是不能滿足要求的。于是，日本專利公告sho-57-27956，sho-57-169062和sho-57-13148提出了一種具有更優(yōu)越的抗下陷性能的材料(SRS60)。這種材料是通過向SAE9254中加入少量V以提高抗下陷性能而制成的。得到的SRS60提高了抗下陷性能和強度，但是它在提高脫碳及韌性方面沒有貢獻。
同時，由于此工藝的發(fā)展和精度的提高，彈簧的壓力容量已經(jīng)達到極限。因此剩下的工作便是發(fā)展一種具有優(yōu)越的抗下陷能力、高塑性極限、高疲勞強度和高韌性(甚至在高壓力下)的高壓力容量彈簧材料。
按懸架彈簧的情況，如果最大設計壓力從傳統(tǒng)的110kg/mm2提高到130kg/mm2，彈簧重量能降低25％。
因此，如果要降低彈簧重量，將需要一種具有優(yōu)越抗下陷性能的彈簧材料，在本文中，加入Si是必要的，但是這種情況下，在熱軋工藝及熱處理過程中將出現(xiàn)脫碳問題。進一步的問題是低韌性伴隨著高強度，這些問題必須首先解決。
在日本專利公開號Hei-2-301514，Hei-1-31960，sho-63-216591，sho-63-153240，sho-58-67847和sho-58-27956中提出了防止脫碳的傳統(tǒng)技術。
按照日本專利公開No.Hei-2-301514和sho-63-153240，Cr的成份增加到1.5—3.0％，或者加入鉛、硫和鈣。然而Cr成份增加降低了抗下陷性能。此外，日本專利公開(sho-62-274058)的一種相似合金，其Si含量仍不能使抗下陷性能達到最高水平。
同時，專利sho-63-216591和sho-58-67847提出了降低碳含量，加入銅、鉬、錫、銻和砷。這種技術中，存在這樣的問題加入的元素太昂貴，且材料的韌性下降。日本專利公開Hei-1-31960和sho-58-27956提出降低Si含量。但是我們不能預期用降低Si含量的的方法來提高抗下陷性能。
同時，日本專利公開(Hei-3-2354，Hei-1-184259和Sho-62-170460)提出了高壓力容量材料。在日本專利公開Hei-3-2354中，降低C成份以提高韌性，同時加入Mo和Al通過晶粒重新細化來提高抗下陷性能。
然而，在日本專利公開Hei-3-2354情況中，通過Mo析出物的分散可獲得意想效果，然而Mo的析出溫度超過500℃，因此很難維持基體強度。通過加入Al可期望晶粒重新細化，但是氧化鋁系列的非金屬夾雜將形成，結果導致疲勞性能受到不利影響，使得此種技術不受歡迎。
日本專利公開Hei-1-184259提出了通過加入Mn、Cr、V、Ni和Mo來獲得高強度的技術。然而，這種情況下，在Cr(1.0-3.5％)和Mo增加的過程中，在材料生產(chǎn)過程中生成低溫結構(貝氏體和馬氏體結構)的硬化因素大大提高。因此，在彈簧生產(chǎn)過程中，去除表面層的時候會遇到困難，基于這種結果必須加上軟化熱處理過程。
日本專利公開(Sho-62-170460)提出通過加入Ca可降低非金屬夾雜物的形成，通過加入Ti使晶粒重新細化，從而提高抗下陷性。然而，這種情況，Ti的加入引起了Ti系列非金屬夾雜的形成，結果使疲勞性能惡化。
同時，日本專利公開Hei-3-2354提出了一種提高韌性的技術。
上述專利揭示了通過減少C，加入Ni來提高韌性的技術。但是，這種情況，C含量的降低引起屈服強度下降，導致抗下陷性能惡化。
本發(fā)明人員研究了元素對韌性及脫碳的影響并發(fā)現(xiàn)下述事實通過加入Si可使抗下陷性能最大化，由于加入Si而引起的脫碳問題能夠通過加入Ni得到解決。此外，Ni的加入可有效地提高韌性，這樣，阻止脫碳和提高韌性可同時獲得。
因此，本發(fā)明的一個目的是提供一種低脫碳高韌性彈簧鋼及其生產(chǎn)工藝，其中在沒有降低C含量的情況下，加入元素Si使抗下陷性能最大化，這樣，脫碳問題及韌性降低問題(由加入Si引起的)在彈簧鋼生產(chǎn)過程中均可解決。
同時，本發(fā)明人員研究了影響強度與韌性的熱處理條件，發(fā)現(xiàn)下述事實如果奧氏體熱處理在830℃—870℃進行，并且如果油淬之后的回火是在320—420℃進行，那么能生產(chǎn)出強度、韌性合乎要求的彈簧鋼。
因此，本發(fā)明的另一個目的是提供一種高強度高韌性的彈簧鋼及其生產(chǎn)工藝，其中適當調(diào)整熱處理條件，以致生產(chǎn)出高強、高韌性的彈簧鋼。
通過參考附圖詳細描述本發(fā)明優(yōu)選實施方案，上述目的及優(yōu)越性將更加明顯，附圖中


圖1a所示為不同強度與回火溫度的關系曲線及斷面收縮率與延伸率與回火溫度的關系曲線。
圖1b所示為硬度(維氏標準)及沖擊值與回火溫度的關系曲線
圖2說明了抗下陷性能測量值
圖3說明了動態(tài)抗下陷性能測量值
圖4、圖5說明了室溫下靜態(tài)抗下陷性能測量值。
本發(fā)明提供了一種低脫碳、高韌性彈簧鋼，其成份包括(重量％)C(碳)0.5—0.7％，Si(硅)1.0—3.5％，Mn(錳)0.3—1.5％，Cr(鉻)0.3—1.0％，V(釩)或Nb(鈮)0.05—0.5％，P少于0.02％，S少于0.02％，Ni 0.5—5.0％，剩余Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。
本發(fā)明還提供了一種彈簧鋼的生產(chǎn)工藝，鋼的成份包括(重量％)C0.5—0.7％，Si1.0—3.5％，Mn0.3—1.5％，Cr0.3—1.0％，V或Nb0.05—0.5％，Ni0.5-5.0％，P少于0.02％，S少于0.02％，剩余Fe及其他不可避免的雜質(zhì)。將此種彈簧鋼加熱至超過830℃使其奧氏體化，然后將其淬火，然后將此鋼置于320—420℃下回火，由此完成了高強度、高韌性彈簧鋼的生產(chǎn)。
現(xiàn)在將討論限制元素在上述范圍的原因。
限定C含量為0.50—0.70％的原因如下如果C含量少于0.50％，不能確保經(jīng)淬火和回火后作為一種高應力容量彈簧鋼應具備的足夠的強度。如果C含量高于0.70％，不能確保伴隨高強度的韌性值，并且由于Si不可避免地會出現(xiàn)脫碳現(xiàn)象。
限定Si含量為1.0～3.5％的原因如下如果其含量少于1.0％，Si溶于鐵素體以致于不足以強化基體強度，并且不足以提高抗下陷性能。如果其含量高于3.5％，抗下陷性效力達飽和狀態(tài)，容量出現(xiàn)脫碳。
本發(fā)明優(yōu)選Si含量為2.0—3.0％，在這一范圍內(nèi)，基體固溶體硬化效果達飽和狀態(tài)，這樣就提高了屈服強度，與Si含量為1.0—1.9％的鋼相比提高了彈性性能。此外，由于與Si含量范圍為3.1—3.5％相比在奧氏體熱處理過程中，脫碳及石墨化的控制變得較為容易，所以上述Si含量范圍是優(yōu)越的。
限定Mn含量為0.3—1.5％的原因如下如果其含量少于0.3％，做為一種彈簧鋼其強度和可淬性是不夠的，同時，如果其含量高于1.5％，韌性將降低。
本發(fā)明Mn含量的優(yōu)選范圍為0.3—0.6％，原因如下在這一范圍內(nèi)，屈服強度和可淬性是優(yōu)越的，甚至只對于歸因于固溶硬化的本發(fā)明的合金成份。對于可淬性是十分必要的大型彈簧來說，Mn含量以0.6—1.5％為優(yōu)越。
限定Cr含量為0.3—1.0％的原因如下如果含量少于0.3％，可淬性及防脫碳性不足，同時如果其含量高于1.0％，抗下陷性能將降低。
本發(fā)明Cr的優(yōu)選含量為0.3—0.6％，原因為甚至僅通過本發(fā)明成份，就可控制脫碳，因為奧氏體熱處理時間約為10—30分鐘。當生產(chǎn)大型彈簧時，需要進行長時間奧氏體熱處理，為防止脫碳Cr含量為0.7—1.0％是有利的。
V、Nb是為提高抗下陷能力的。它們被單獨或混合加入。如果其含量少于0.05％，抗下陷能力不能得到足夠提高。另一方面，如果其含量高于0.5％，它的作用將達到飽和，導致基體金屬中的大顆粒碳化物不能溶于基體而粗化。它們的作用象非金屬夾雜，因此，疲勞性能將下降。所以，本發(fā)明的V、Nb含量范圍應合乎需要地限定在0.05—0.5％。
本發(fā)明V、Nb的優(yōu)選含量為0.15—0.25％，原因為在這一范圍內(nèi)，V和Nb的折出物細致地分布于基體金屬中，這樣可提高抗下陷能力。這就是說，如果其含量少于0.14％，V、Nb折出物不足以分散在基體上，使抗下陷能力不能得到足夠的提高。如果其含量高于0.26％，將產(chǎn)出太多的V、Nb析出物，導致溶于基體的V、Nb含量增加，而不是對提高抗下陷能力有貢獻，因此降低了元素加入的效果。
P偏析在晶界以致于降低了韌性，因此其含量上限應為0.02％。S降低韌性并形成硫化物，結果對彈性性能有不利影響。因此其含量上限應為0.02％。
Ni的加入是為了減少脫碳層和提高韌性。其含量范圍為0.5—5.0％的原因如下如果其含量少于0.5％，減少脫碳及韌性提高效果不足。如果其含量高于5.0％，加入效果達飽和，這樣殘余奧氏體數(shù)量會增加，因此將對疲勞性能有有害影響。
如果考慮到殘余奧氏體含量對熱處理過程中脫碳控制的影響，及對提高韌性，對疲勞性能的影響，Ni的合乎需要的含量為1.5—2.5％。
如果Ni含量為0.5—1.4％，對于用于小型彈簧的材料來說可很容易地控制脫碳，但是在大型彈簧的熱處理過程中，由于長時間的熱處理脫碳控制的效果會降低，同時韌性得不到足夠提高。如果Ni含量范圍為2.6—5.6％，對脫碳、韌性提高和冷成形性能的效力是足夠的。但是，由于殘余奧氏體含量的增加，疲勞性能逐步惡化。
本發(fā)明限定熱處理條件的原因如下
本發(fā)明淬火之前加熱(和保溫)溫度應優(yōu)選為830℃，原因如下如果加熱溫度低于830℃，不能實現(xiàn)足夠的奧氏體化，因此淬火后不能獲得足夠的馬氏體結構。如果溫度過高，奧氏體含量增加，導致估計疲勞壽命降低，因此上限應定為870℃。
進一步，本發(fā)明限定回火溫度為320—420℃的原因如下如果溫度低于320℃，強度和硬度是合乎要求的，但不能獲得足夠的韌性和斷面收縮率。如果溫度高于420℃，韌性、強度和硬度將下降。
現(xiàn)在將基于實施例描述本發(fā)明。實施例1
成份如表1所示的試樣鑄造成為30kg的金屬塊，然后將它們加熱至1200℃保溫24小時。然后將他們置于完成溫度為950℃下進行熱軋，此條件下，熱軋比率為70％。
熱軋材料被切成20×30×10mm大小的試件，然后進行脫碳試驗。測量鐵素體脫碳層深度，其結果見表1。
進一步，測量對應不同回火溫度的硬度及沖擊值，結果見表2。
在進行脫碳測試中，熱處理在900℃、1000℃及1100℃進行，在大氣氣氛中各自保溫2個小時。為測量鐵素體脫碳層深度，應進行爐內(nèi)冷卻。
脫碳層深度根據(jù)KS標準(KSD0216)進行測量。按照此標準，推薦使用光學顯微鏡觀察法和顯微硬度測量法。本發(fā)明中，鐵素體脫碳層深度的測量采用的是光學顯微鏡觀察法。
表1
表2
為提高沖擊韌性進行的淬火和回火熱處理條件為在850℃熱處理30分鐘，然后油淬，然后在鹽浴中熱處理30分鐘(回火溫度分別為200℃、300℃、400℃)。通過使用洛氏硬度計(150kg)測量硬度，同時，使用擺錘式?jīng)_擊試驗機進行沖擊試驗，凹槽為2mmU型槽。
如表1所示，就對比試件1和2而言，脫碳層深度為0.18—0.44mm，而就本發(fā)明試件1，2和3而言，脫碳層深度為0.13—0.31mm，0.08—0.25mm和0.06—0.16mm。因此證實本發(fā)明的試件1，2和3的情況下脫碳層深度的形成受到很大程度的抑制。
如上表2所示，回火溫度為400℃時，本發(fā)明試件1，2，3與對比例試件1，2相比具有優(yōu)越的硬度，同時在其它溫度范圍內(nèi)，兩者是相似的。就沖擊值來說，本發(fā)明試件1，2，3與對比例試件1，2相比在所有溫度范圍內(nèi)均優(yōu)越。
如上所述，本發(fā)明中彈簧重要性能之一抗下陷能力是通過加入Si得以提高的。由高Si含量引起的脫碳層的形成能得以有效抑制。此外，由高Si含量引起的韌性下降得以防止。另外，在與高硬度相關的低溫回火過程中，沖擊值變得更好了。實施例2
成份為表3所示的樣品鋼被鑄成50kg的金屬塊。在1200℃加熱24小時，并置于最終溫度為950℃下熱軋，熱軋率為70％。
在表3中，對比例試件3由SAE9254鋼組成，對比例試件4由SAE9254改進鋼組成。
試件取自上述提及的熱軋鋼，并進行熱處理。這樣本發(fā)明試件4—10在850℃保溫20分鐘，然后油淬。然后在200℃—450℃范圍內(nèi)進行回火。同時，對比例試件3和4在850℃保溫20分鐘，然后油淬，然后按通常方式在410℃進行回火。
表3
對于經(jīng)過熱處理的試件，測得其對應于不同回火溫度的拉伸強度、沖擊值和硬度，并且其結果示于表4。
用于測量拉伸強度的試件按軋制方向選取(縱向)，并做成美國材料試驗標準試件大小，拉伸測試十字頭速度為5mm/min。
用于沖擊測試的試件相對于軋制方向為橫向選取，且根據(jù)KSB0809，No.5標準成形，在鹽浴中保持均勻溫度進行回火。沖擊試驗是使用擺錘式?jīng)_擊試驗機，凹槽條件為2mm U型槽。
硬度是通過使用洛氏硬度計(150kg)進行測量的。
此外，還測量了不同回火溫度的本發(fā)明試件4的機械性能，結果見圖1。
圖1a顯示了對應于不同回火溫度的拉伸強度、屈服強度、斷面收縮率及延伸率的變化值。圖1b圖示了對應于不同回火溫度的維氏硬度及沖擊值。
對于試件4(回火溫度350℃和400℃)及對比例試件3，是通過測量滯后回線(hysteresis loop)面積來測得抗下陷能力的，滯后回線是通過施加反復的拉伸與回復而獲得的，即，通過使用拉力機施加塑性變形并釋放，結果見圖2。這里滯后回線面積大代表優(yōu)越的抗下陷能力，這種測試方法可被用來預測實際直接的測試，因此，使用此方法來測試彈簧的抗下陷能力。
表4
如表4所示，本發(fā)明試件4—10與對比例試件3—4相比表現(xiàn)出優(yōu)越的機械性能，尤其是屈服強度及沖擊值很優(yōu)越。
進一步如圖1a所示，在回火溫度超過420℃時，拉伸強度及屈服強度均下降，同時，隨著回火溫度的升高，斷面收縮率升高。
如圖1b所示，在接近350℃時維氏硬度與沖擊值顯示出最大值，在接近420℃時兩者均下降。考慮到這些后果，得到最佳機械性能如拉伸強度、屈服強度和沖擊值的回火溫度范圍為320—420℃。
同時，如圖2所示，與對比例試件3相比，隨著塑性變形的增大，本發(fā)明的試件4的滯后回線面積加大。因此可證實本發(fā)明的試件4的抗下陷能力優(yōu)于對比例試件3。實施例3
成份如表5所示的試樣被鑄成50kg的金屬塊，然后置于1250℃下均勻化熱處理24小時。然后熱鍛成55×55mm的試件，最終溫度高于950℃，且熱軋率為65％。
當生產(chǎn)線材時，熱軋是在將線材在1050℃加熱2小時后進行的，這樣就形成了直徑為13mm的線材。
下表5中，對比例試件5是由SAE9254鋼組成，并且對比例試件6—8是由高壓力容量彈簧鋼組成。
表5
單位重量％
按上述方法生產(chǎn)的直徑為130mm的線材被拉直并進行去皮處理。然后將本發(fā)明試件11—14和對比例試件5加熱至870℃，對比例試件6—8加熱至1000℃，均保溫15分鐘，然后進行盤條。而后試件11—14，6—8置于370℃回火90分鐘，試件5置于410℃回火。然后將本發(fā)明試件11—14和對比例試件6—8置于壓力為1 40kg/mm2溫度范圍為210—300℃下熱定形，同時將對比例試件5置于同等溫度范圍，壓力為120kg/mm2下熱定形。
噴射硬化是通過使用切成0.8mm厚的線材進行的，然后進行涂覆。
本發(fā)明試件11—14和對比例試件6—8被置于壓力為140kg/mm2的室溫下進行冷定形，同時對比例試件5置于壓力為120kg/mm2的室溫下進行冷定形，這樣就生產(chǎn)出了具有表6特性的彈簧A和B。
本發(fā)明的試件11—14制得具有彈簧A的特性，對比例試件5具有彈簧B的特性，同時，對比例試件6—8具有彈簧A的特性，這是基于設計壓力的不同。表6
對于按上述方式生產(chǎn)的彈簧，測得了其疲勞性能及殘余剪應變(τ)。
這里，疲勞試驗和殘余剪應變的試驗條件見于表下7、表8。就疲勞試驗來說，測試速度為1.3Hz。
表7
A B
疲勞試驗載荷 (Kg) 207-466207-466
疲勞試驗壓力 (kg/mm2) 58-130 48-110
平均壓力 (kg/mm2) 94 79
壓力擺幅 (kg/mm2) ±36 ±31
表8
就本發(fā)明試件情況，疲勞試驗是在表7中測試條件A下進行的，而對比例試件5是按表7中條件B進行的。對比例試件6—8則是按表7中條件A進行的。估計疲勞壽命取測試6次后的平均值。這里，彈簧測試壓力的計算公式如下
R＝(8PD/πd3)K假定R彈簧測試壓力
P載荷
D平均線圈直徑
d線直徑
kwahl’s常數(shù)(一個與圈式彈簧形狀相關的常數(shù))
上述K定義如下
抗下陷性能的測試是在表8的測試條件下進行的，動態(tài)測試是在估計疲勞壽命為200,000周期時進行的。而靜態(tài)試驗是在將試件分別維持于室溫和高溫(80℃)下72小時后進行的。
抗下陷性能的測量標準是載荷變量ΔP(試驗前載荷減去試驗后載荷)，即在彈簧在試驗前后被壓至同樣高度(189mm)時所需的載荷。計算公式如下
τ＝(8D/πd3G)ΔP這里τ殘余剪應變
D平均線圈直徑(mm)
d線直徑(mm)
G抗剪彈性模量(8000kg/mm2)
ΔP載荷變量(kg)
按上述方式生產(chǎn)的彈簧測得的疲勞性能和殘余剪應變τ見下表9。
表9
此外，還測得了在表10的測試壓力條件下本發(fā)明試件11和對比例試件5和6的殘余剪應變τ。試驗結果見表10。
表10
如上表9所示，當本發(fā)明試件11—14在測試壓力為130kg/mm2下進行測試時，與對比例試件5相比它們具有優(yōu)越的估計疲勞壽命和抗下陷能力。進一步，與在測試壓力為130kg/mm2下測試的對比例試件6—8相比，它們顯示出優(yōu)越的估計疲勞壽命值。此外，與對比例試件6—8相比，它們還顯示出動態(tài)和靜態(tài)抗下陷能力的優(yōu)越水平。
如上表10所示，本發(fā)明試件11在測試壓力為140kg/mm2下進行測試時，與對比例試件5—6相比，顯示出優(yōu)越的抗下陷能力。實施例4
試件是以實施例3表5的成份，及實施例3的生產(chǎn)條件為基礎進行成形加工的。然后，測試了本發(fā)明試件11和對比例試件5的靜態(tài)抗下陷性能及動態(tài)抗下陷性能與測試時間周期之間的關系曲線。這樣測得的動態(tài)抗下陷性能見圖3，而室溫靜態(tài)抗下陷性能見圖4和圖5。
圖4對比了本發(fā)明試件11室溫靜態(tài)抗下陷能力(在130和140kg/mm2的測試壓力下測得)，與在110kg/mm2測試壓力下測試的對比例試件5的抗下陷能力。
如圖3所示，就本發(fā)明試件11而言，有這樣一個趨勢隨著估計疲勞壽命的提高，殘余剪應τ變逐漸提高，在估計疲勞壽命為200,000周期時，本發(fā)明試件11的抗下陷能力優(yōu)于對比例試件5。
此外，如圖4、圖5所示，本發(fā)明試件11與對比例試件5相比顯示出優(yōu)越的抗下陷能力。
按照如上所述的本發(fā)明，本發(fā)明彈簧鋼與傳統(tǒng)彈簧鋼相比顯示出了歸因于高Si含量的改進的抗下陷能力。由于高Si含量引起的高脫碳以及由于材料強化引起的低韌性可通過加入Ni得到克服。這樣，超脫碳問題及低韌性問題就得到了解決，因此，提供了一種改良的高強度、高韌性彈簧鋼。
權利要求
1.一種高強度、高韌性彈簧鋼，它包括(重量％)0.5—0.7 ％C，1.0—3.5％Si，0.3—1.5％Mm，0.3—1.0％Cr，0.05-0.5％V和/或Nb，少于0.02％的P，少于0.02％的S，0.5—5.0％Ni，及其它不可避免的雜質(zhì)，剩余的為Fe。
2.權利要求1所述的高強度、高韌性彈簧鋼，其中Si和Cr的含量分別為2.0—3.5％和0.3—0.8％。
3.權利要求1所述的高強度、高韌性彈簧鋼，其中成份含量為2.0-3.0Si，0.3-0.6％Mn，0.3-0.6％的Cr，0.15-0.25％V和/或Nb，及1.5—2.5％Ni。
4.一種生產(chǎn)高強度、高韌性彈簧鋼的方法，包括以下步驟
將彈簧鋼加熱至830—870℃，所述彈簧鋼包括(重量％)0.5—0.7％C，1.0—3.5％Si，0.3—1.5％Mn，0.3—1.0％Cr，0.05—0.5％V和/或Nb，少于0.02％的P，少于0.02％的S，0.5—5.0％Ni和其它不可避免的雜質(zhì)，剩余為Fe；
保持上述彈簧鋼于上述溫度以便使其奧氏體化；
將上述彈簧鋼淬火；且
將上述彈簧鋼置于320—420℃下回火。
5.權利要求4所述方法，其中成份為1.0—3.0％的Si，0.05-0.3％V，0.5-3.0％Ni。
6.權利要求4所述方法，其中成份含量為2.0—3.0％的Si，0.3—0.6％的Mn，0.3—0.6％的Cr，0.15—0.25％的V和/或Nb，和1.5—2.5％Ni。
全文摘要
本文公開了一種用于汽車懸架彈簧的低脫碳、高韌性彈簧鋼。這種鋼中，在沒有減少C含量的情況下提高元素Si含量，抗下陷能力的效果達到最佳，結果是脫碳和韌性降低問題(由加入Si引起的)在生產(chǎn)彈簧鋼的過程中得到解決。本發(fā)明彈簧鋼包括(重量％)0.5—0.7％C，1.0—3.5％Si，0.3—1.5％Mn，0.3—1.0％Cr，0.05—0.5％V和/或Nb，少于0.02％的P，少于0.02％的S，0.5—5.0％Ni和其他不可避免的雜質(zhì)，剩余為Fe。
文檔編號C22C38/00GK1118611SQ94191328
公開日1996年3月13日 申請日期1994年6月14日 優(yōu)先權日1993年12月29日
發(fā)明者崔海昌, 南元宗, 崔鐘教, 樸秀東, 崔鐘勛, 金章甲 申請人:浦項綜合制鐵株式會社, 產(chǎn)業(yè)科學技術研究所