具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝的制作方法

专利名称：具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝的制作方法
技术领域：
本发明涉及一种具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝，更具体地说，涉及一种在拉伸强度为1,900MPa或更高的高强度范围内卷绕性和耐氢脆性被增强的弹簧钢丝。
背景技术：
减小机动车辆重量的需要伴随减小车辆部件的尺寸和厚度。在这一点上，车辆底板部件比如悬簧等需要具有高强度。然而，由于钢强度增加通常会在提高大气疲劳性质的同时降低腐蚀疲劳性质，因此大气疲劳性质和腐蚀疲劳性质难于同时与钢强度一起被改善。
为了改善腐蚀疲劳性质，在本领域中已经建议了几种方法，比如改善耐腐蚀性的方法、捕获氢的方法等。然而，根据这些方法，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，同时又降低可加工性。
鉴于此，有人提出了在不增加合金元素含量的情况下通过提高生产工艺来增强材料性质的方法。例如，专利文献1公开了，通过改进冷-卷绕盘簧生产工艺中的淬火和回火条件来改善应用于悬簧的钢的韧性或抗下垂性，可以在不降低上述其它性质的情况下，实现作为最终产品的悬簧的高强度。
同样地，冷-卷绕弹簧具有的优点在于其性质能够易于通过改进生产工艺而增强。生产冷-卷绕盘簧的工艺以及生产热-卷绕盘簧的工艺将在下面描述。与生产热-卷绕盘簧的工艺不相同的是，生产冷-卷绕盘簧的工艺是以弹簧在淬火和回火之后进行卷绕的方式进行的。因此，对于生产热-卷绕盘簧的工艺，对于淬火和回火条件的限制相比于制备热-卷绕盘簧的工艺并没有如此苛刻。
<生产热-卷绕盘簧的工艺>
弹簧钢→酸洗→牵拉→加热→热弹簧卷绕→淬火→回火→固化→喷丸硬化处理→涂漆→产品<生产冷-卷绕盘簧的工艺>
弹簧钢→酸洗→牵拉→加热→淬火→回火→冷弹簧卷绕→用于消除应变的退火→固化→喷丸硬化处理→涂漆→产品然而，对于生产冷-卷绕盘簧的工艺，由于弹簧卷绕是在淬火和回火之后进行的，该工艺不同于其中为了调节强度而在弹簧卷绕之后进行淬火和回火的生产热-卷绕盘簧的工艺，因此提供给弹簧卷绕工艺的是具有高强度和低可加工性的钢丝，因而钢丝在弹簧卷绕工艺过程中可能破裂。这种现象随着钢强度的增加而显著。因此，对于将要在冷-卷绕盘簧的生产工艺中进行淬火和回火的钢丝，需要优异的延性(卷绕性)。
为了确保优异的延性，例如，专利文献2公开了一种通过加入Nb使奥氏体组织细化以及基体中C含量减小，从而可以保证合适的卷绕性以及高强度的方法。此外，专利文献3公开了一种通过调节Ti和N的加入量使具有TiN的奥氏体组织细化，从而可以保证优异延性和高强度的方法。然而，这两种方法都需要加入合金元素，并且不足以确保被评价为冷卷绕盘簧的优点之一的可加工性或低生产成本。
在专利文献4中，公开了一种通过细化奥氏体组织并调节碳化物的密度和尺寸，从而在不增加合金元素量的情况下改善高强度弹簧钢丝的卷绕性、延迟断裂性质和疲劳性质的方法。然而，由于为了满足这种要求，需要使用在短时间内可以将钢丝加热到高温的额外技术，因此该方法不是一种通用的方法。
在冷卷绕盘簧的生产工艺中，进行淬火和回火之后，钢丝卷绕并且在应力下以成卷形状一直保持到成卷工艺为止，在这过程中有时可能发生延迟断裂。延迟断裂是一种在加热处理过程中氢从周围扩散进入钢丝内所导致的氢脆性现象，并且由于氢脆性的灵敏度随着钢丝强度的增加而增加，因此可能发生延迟断裂。因此，用于冷卷绕盘簧的钢丝与用于热卷绕盘簧的钢丝相比，必需具有优异的耐氢脆性。
作为尝试增强钢弹簧丝的耐氢脆性的技术，专利文献5公开了一种制备用于弹簧的钢丝的方法，即，以将V、Mo、T、Nb和Zr加入到钢中使得它们的析出物作为氢捕获位置的这样一种方式，制备用于具有良好耐氢疲劳性和1,700MPa或更高的拉伸强度的用于弹簧的钢丝。然而，在这种方法中，由于需要加入大量的合金元素以及为了形成析出物需要在500℃或更高的温度下进行回火，因此难于确保高强度和抗下垂性。
如上所述，为了利用冷卷绕盘簧在低成本和高性能方面上的优势，实现通常在苛刻条件下使用的弹簧比如悬簧的高强度(1,900MPa或更高的拉伸强度)，需要同时具有良好的卷绕性和耐氢脆性。然而，在相关技术中，对于具有1,900MPa或更高拉伸强度的高强度弹簧钢丝，还没有提出同时增强卷绕性与耐氢脆性的方法。具体地，仍然没有提出可以在不牺牲冷卷绕盘簧的优点比如低成本和广泛适用性的同时能够同时增强卷绕性与耐氢脆性的技术。
专利文献1日本专利公开公布号S59-96246专利文献2日本专利公开公布号H07-26347专利文献3日本专利公开公布号H11-29839专利文献4日本专利公开公布号2002-180198专利文献5日本专利公开公布号2001-288539发明内容本发明是为解决上述问题而进行的，本发明的目的是提供一种高强度弹簧钢丝，该钢丝具有1,900MPa或更高的拉伸强度，以及具有增强的卷绕性和耐氢脆性，因而该钢丝可以适用于生产冷卷绕盘簧的工艺。此处，不用说，本发明的钢丝也可以应用于生产热卷绕盘簧的工艺。
根据本发明的一个方面，通过提供具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝可以完成上述以及其它目的，所述钢丝包含以质量％计的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(超过0％)、0.015％或更低的S(超过0％)、0.006％或更低的N(超过0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe和不可避免杂质，所述钢丝具有1,900MPa或更高的拉伸强度，并且在所述钢丝组织中，原始奥氏体具有12μm或更小的平均粒径并且残留奥氏体在整个钢丝组织中占1.0～8.0体积％，所述残留奥氏体具有300nm或更小的平均粒径以及800nm或更小的最大粒径。
钢丝可以进一步包含1.0％或更低的Ni(超过0％)和/或1.0％或更低的Cu(超过0％)。钢丝可以进一步包含选自由0.1％或更低的Ti(超过0％)、0.2％或更低的V(超过0％)、0.1％或更低的Nb(超过0％)以及1.0％或更低的Mo(超过0％)组成的组中的至少一种。
从上述描述明显的是，根据本发明，所述的高强度弹簧钢丝允许在冷弹簧卷绕工艺以及热弹簧卷绕工艺中的有效成卷操作，而且具有增强的耐氢脆性以及1,900MPa或更高的拉伸强度。结果，可以以低成本供给作为汽车部件的具有高强度的悬簧等，该悬簧等几乎不引起延迟断裂等。


从以下结合附图的详细描述中，将更清楚地理解本发明的前述的及其它目的和特征，其中图1是说明常规热处理工艺的图；图2是根据SEM/EBSP方法表示残留奥氏体的SEM显微照片；图3是用于拉伸试验的样品的侧面截面图；图4是用于耐氢脆性试验的样品的侧面截面图；图5是描述拉伸强度和总伸长率之间关系的图；图6是描述在耐氢脆性试验中拉伸强度和断裂寿命之间关系的图。
具体实施例方式
本发明的优选实施方案将参考附图进行详细描述。
本发明的发明人研究了适用于生产冷卷绕盘簧的工艺的弹簧钢丝，所述冷卷绕盘簧在不加入大量合金元素的情况下具有高强度并具有增强的耐氢脆性。结果，他们发现，如下面所述那样，通过根据原始奥氏体的平均粒径和残留奥氏体的量及粒径调节钢丝的组成及其组织，可以获得这样的钢丝，因此创造了本发明。
根据本发明的钢丝组织将在下文中描述。
<原始奥氏体的平均粒径12μm或更小>
首先，根据本发明，原始奥氏体具有12μm或更小的平均粒径。细化原始奥氏体的平均粒径能够减小在原始奥氏体的晶界上发生的应力集中，并且同时改善钢的韧性-延性以及耐氢脆性。原始奥氏体优选具有10μm或更小的平均粒径，更优选8μm或更小的平均粒径。
<残留奥氏体的量相对于整个组织为1.0～8.0体积％>
通常，当碳钢被淬火时，在组织中形成大量的残留奥氏体。在这种状态下，如果碳钢在例如约250℃温度进行回火，则残留奥氏体如相关领域内已知的那样被分解。然而，如果为了增加钢强度而使C和合金元素的含量增加，则残留奥氏体的量经过淬火增加，因此，难于经过回火分解。因而，当残留奥氏体在回火之后大量存在于钢内时，残留奥氏体在成卷工艺过程中引起变形-诱导的晶型转变，导致弹簧断裂(参见日本专利公开公布号2003-3241)。
然而，本发明的发明人发现，当控制残留奥氏体的量和形状(尺寸)时，残留奥氏体有助于提高回火之后的韧性-延性，同时有效地增强了钢的耐氢脆性。具体地，由于残留奥氏体使钢强度降低到某种程度，因此钢在被提高延性的同时，降低了对氢脆性的灵敏性，由此增强了耐氢脆性。此外，由于残留奥氏体起有效的氢捕获位置作用，因此通过氢捕获有效地增强了耐氢脆性。
这些效应是通过确保残留奥氏体的预定量实现的。根据本发明，该组织具有相对于整个组织为1.0％或更高体积比的残留奥氏体。当残留奥氏体的量增加时，不仅提高了氢捕获效应，而且降低了对氢脆性的灵敏性，因而提高了耐氢脆性。因此，残留奥氏体的量优选1.2％或更高，更优选1.5％或更高。然而，如果残留奥氏体的量过多，则由于残留奥氏体在成卷工艺过程中分解导致被残留奥氏体捕获的氢被大量释放，因此可能引起氢脆性。因此，根据本发明，作为相对于整个组织的体积比的上限，残留奥氏体的量为8.0％或更低。优选地，残留奥氏体的上限为7.5％或更低。
<残留奥氏体的平均粒径300nm或更小，残留奥氏体的最大粒径800nm或更小>
即使当确保如上所述的残留奥氏体的量时，如果残留奥氏体的量由于成卷等时的变形-诱导的晶型转变而降低，则难于保持优异的韧性-延性和耐氢脆性。在这一点上，本发明的发明人发现，残留奥氏体的晶粒细化抑制了变形-诱导的晶型转变，并且释放在变形诱导之后的局部应力集中，由此防止延迟破裂或成卷断裂。
具体地，根据本发明，残留奥氏体被调节成具有300nm或更小的平均粒径以及800nm的最大粒径。在残留奥氏体平均粒径为300nm或更小的情况下，由于在成卷过程中可能的变形-诱导的晶型转变不会导致极其严重的应力集中，因此防止断裂是可能的。残留奥氏体的平均粒径优选280nm或更小，更优选260nm或更小。此外，本发明的一个重要特征是调节残留奥氏体的最大粒径。即，在本发明中，残留奥氏体被调节为具有800nm或更小的最大粒径，籍此，变形-诱导的晶型转变在淬火和回火之后的成卷过程中被抑制，因而避免了延迟破裂。残留奥氏体的最大粒径优选为600nm，更优选为500nm或更小。
残留奥氏体的量可以通过X-射线衍射法、饱和磁化法、电子背散射图案(EBSP)法等测定(参见Kobe Steel Engineering Reports，第52卷(2002)，第43页)。在这些方法中，由于饱和磁化法提供精确的测量，因此推荐该方法。
此外，残留奥氏体的尺寸(平均粒径和最大粒径)可以通过透射电子显微镜(TEM)或扫描电子显微镜(SEM)/EBSP法测定。同时，因为TEM由于观察范围窄而需要预定的时间来观察预定的范围，因此在残留奥氏体的尺寸测量中推荐SEM/EBSP方法。
具体地，将相应于与样品(棒状)轧制方向垂直的表面(横截面)的D(直径)/4的位置(测量总面积为10,000μm2或更大并且测量点之间的距离为0.03μm)确定为目标表面，并且当抛光目标表面时，为防止残留奥氏体的变形而进行电解抛光。然后，通过使用其上附着有EBSP检测器的FE-SEM将电子束辐射到放置在SEM的透镜镜筒内的样品上，使得用SEM观察的同时能够用EBSP检测器分析该区域。接着，将投影在屏幕上的EBSP图像用增效强照相机(Dage-MTI Inc.的VE-1000-SIT)拍摄，并储存在计算机中，随后通过该图像与用基体的晶系(对于残留奥氏体，FCC(面心立方晶格))模拟获得的图案的比较，确定FCC相的彩色映射。然后，在测定映射区域面积之后通过该映射区域的圆近似法获得映射区域的直径。最后，在该测定的基础上获得残留奥氏体的平均粒径和最大粒径。
如上所述，本发明特别是在调节组织形状方面具有特性。为了获得组织形状可易于控制并且具有所需高强度的弹簧钢丝，需要将钢的组成(质量百分比)控制如下。
<C0.4～0.60％>
C是确保钢高强度的元素。根据本发明，钢丝包含0.4％或更高含量的C。优选地，C含量为0.42％或更高。然而，如果C含量过高，则残留奥氏体的量在淬火和回火之后增加，因而导致耐氢脆性变差。此外，由于C还起着使耐腐蚀性变差的作用，因此为了改善作为最终产品的弹簧产品(例如，悬簧)的腐蚀疲劳性质，需要抑制C含量。因此，根据本发明，C含量为0.60％或更低，优选0.59％或更低。
<Si1.7～2.5％>
Si是改善弹簧所需的抗下垂性的元素。为了确保具有根据本发明的强度水平的弹簧所需的抗下垂性，Si含量必须为1.7％或更高。优选地，Si含量为1.8％或更高。同时，由于Si还起着促进脱碳的作用，因此过高的Si含量促进在钢表面上形成脱碳层，这种情况需要除去脱碳层的剥离工艺，造成生产成本方面的缺点。因此，根据本发明，Si的上限为2.5％，优选2.4％或更低。
<Mn0.1～0.4％>
Mn是起着脱氧元素作用的元素，同时通过与钢中的不利元素S反应形成MnS，由此消除S的不利影响。为了使Mn充分表现出这样的作用，Mn含量必须为0.1％或更高。优选地，Mn含量为0.12％或更高。然而，过高的Mn含量形成析出带，引起不均匀性质或淬火裂纹。此外，过高的Mn含量使淬火过程中在析出带内的残留奥氏体变粗。由于在回火过程中难于分解粗的残留奥氏体，因此粗的残留奥氏体对材料性质产生不利的影响。在这点上，根据本发明，Mn的上限为0.4％或更低，优选0.38％或更低。
<Cr0.5～2.0％>
Cr是对于改善回火之后的强度和耐腐蚀性有效的元素。具体地，对于需要高水平耐腐蚀性的悬簧，Cr是重要元素。为了使Cr充分表现出这样的作用，Cr含量必须为0.5％或更高。优选地，Cr含量为0.7％或更高。然而，过高的Cr含量形成产生溶解性差的富Cr碳化物，并且在淬火过程中不能以固溶体形式充分溶解在钢中，导致不能保证所需强度。因此，根据本发明，Cr的上限为2.0％或更低，优选1.9％或更低。
<P0.015％或更低(超过0％)>
由于P降低了韧性-延性，因此低的P含量是适宜的，并且P的上限为0.015％。在本发明中，P的上限优选为0.01％或更低，更优选为0.008％或更低。
<S0.015％或更低(超过0％)>
由于S象P那样降低韧性-延性，因此低的S含量是适宜的，并且S的上限为0.015％。根据本发明，S的上限优选为0.01％或更低，更优选为0.008％或更低。
<N0.006％或更低(超过0％)>
如果N在钢中以固溶体状态存在，则它会降低韧性-延性和耐氢脆性。此处，如果钢中存在Al、Ti等，则N与它们形成氮化物，导致组织的细化。在本发明中，N含量为0.006％或更低，以尽可能减少固溶体N。N含量优选为0.005％或更低，更优选为0.004％或更低。
<Al0.001～0.07％>
Al通常作为脱碳元素加入。此外，Al与N形成AlN，因而消除固溶体N的影响，同时又有助于细化组织。为了使Al充分表现出这样的作用，Al含量必须为0.001％或更高。具体地，为了稳定固溶体N，将Al含量调节变为N的重量百分比含量的两倍或更高是适宜的。然而，由于Al是象Si那样起促进脱碳作用的元素，因此需要抑制在含有大量Si的弹簧钢丝中的Al含量。因此，在本发明中，Al含量为0.07％或更低，更优选为0.06％或更低。
上面描述的是根据本发明的钢丝的必需元素，钢丝的其它组分是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以根据情况比如原料、生产设备等加入另外的合金元素。此外，通过加入下面所述的元素，可以有效地进一步提高钢丝的性质。
<Ni1.0％或更低(超过0％)>
Ni是抑制钢表面脱碳同时提高耐腐蚀性的有效元素。为了使Ni充分表现这样的作用，适宜的是Ni含量为0.2％或更高。然而，由于过高的Ni含量导致淬火之后残留奥氏体的量最终增加，并且降低了钢的韧性-延性，因此在本发明中Ni的上限为1.0％。具体地，从热变形破裂或降低成本考虑，Ni含量优选为0.7％或更低，更优选为0.5％或更低。
<Cu1.0％或更低(超过0％)>
如上述的Ni那样，Cu是抑制钢表面脱碳同时提高耐腐蚀性的有效元素。为了使Cu充分地表现出这样的作用，适宜的是Cu含量为0.2％或更高。然而，过高的Cu含量导致热加工过程中破裂或者淬火之后残留奥氏体的量最终增加，因而降低了钢的韧性-延性。因此，作为上限，Cu的含量为1.0％，优选为0.7％或更低，更优选为0.5％或更低。此外，如果Cu含量超过了0.5％，则Ni含量可以控制为大于或等于Cu的含量(即，Ni(质量％)≥Cu(质量％))，因而抑制Cu引起的热脆性。
<Ti0.1％或更低(超过0％)>
Ti与N或S形成氮化物或硫化物，由此消除N或S的影响。此外，Ti形成碳氮化物，因而能够细化组织。为了使Ti充分表现出这样的作用，适宜的是Ti含量为0.02％或更高，同时超过3.5×N含量(质量％)。过高的Ti含量引起粗TiN的形成，降低了韧性-延性。因此，在本发明中，Ti的上限为0.1％。具体地，鉴于降低成本考虑，Ti含量优选为0.07％或更低。
<V0.2％或更低(超过0％)>
V是用于与N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于细化组织。为了使V充分表现出这样的作用，V含量优选为0.02％或更高，更优选为0.05％或更高。然而，由于过高的V含量引起淬火性质的不必要增加，导致在轧制过程中形成过冷组织，因此需要进行软化工艺比如后处理中的退火，由此使可加工性降低。因此，V的上限优选为0.2％。从降低成本考虑，将V含量抑制为0.18％或更低。
<Nb0.1％或更低(超过0％)>
Nb是用于与N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于细化组织。为了使Nb充分表现出这样的作用，Nb含量优选为0.003％或更高，更优选为0.005％或更高。然而，由于过高的Nb含量引起粗的碳氮化物的形成，因而降低了钢的韧性-延性。因此，Nb的上限优选为0.1％。从降低成本考虑，适宜的是将Nb含量抑制为0.07％或更低。
<Mo1.0％或更低(超过0％)>
Mo是用于与N或C形成碳氮化物或硫化物的元素，因而有助于细化组织。此外，Mo对于确保回火之后的强度是有效的。为了使Mo充分表现出这样的作用，Mo含量优选0.15％或更高，更优选为0.3％或更高。然而，过高的Mo含量引起粗的碳氮化物的形成，因此降低钢的韧性-延性。因此，Mo的上限优选为1.0％(更优选为0.7％)。从降低成本考虑，适宜的是将Mo含量抑制为0.5％或更低。
本发明并没有限制生产条件。根据本发明的弹簧钢丝可以以这样的方式生产，例如由熔融金属形成钢坯，将钢坯轧制成钢棒，将钢棒牵拉成钢丝，将钢丝淬火和回火(油回火)。为了易于形成能够连同强度一起同时提高耐氢脆性和卷绕性的组织，建议在牵拉之后根据下面描述的方法进行淬火和回火。
现在，将参考图1描述淬火和回火的优选条件。首先，为了调节原始奥氏体的组织，使其具有12μm或更小的平均粒径，优选加热滞留温度(图1的T1)为1,100℃或更低，以及在淬火时的加热滞留时间(图1的t1)为1,500秒或更短。如果T1超过1,100℃，则作为固定销(fixing pin)抑制晶粒生长的碳化物或氮化物被除去，并导致原始奥氏体变粗，因而难以使原始奥氏体具有12μm或更低的平均粒径。此外，如果t1超过1,500秒，则碳化物或氮化物变粗，不能抑制原始奥氏体的生长。为了使渗碳体-基的碳化物在加热过程中充分溶解为固溶体，T1优选为900℃或更高。更优选地，T1在920～1,050℃的范围内。此外，t1优选为1秒或更长，更优选为在2秒≤t1≤1,200秒的范围内。
加热钢丝之后，进行冷却，此时，冷却速率对残留奥氏体的量和尺寸有重要的影响。为了提供满足本发明条件的残留奥氏体的量和尺寸，重要的是控制冷却速率，尤其是在晶型转变范围内。平均冷却速率(图1的CR1)在300～50℃温度优选为10～50℃/秒。如果CR1小于10℃/秒，则发生残留奥氏体的量增加，同时残留奥氏体变粗。此外，如果淬火以超过50℃/秒的CR1进行，则钢的晶型转变加速，不能确保残留奥氏体的预定量。
残留奥氏体的尺寸受原始奥氏体的平均粒径以及淬火过程中的冷却速率的影响。根据本发明，残留奥氏体的均匀细化可以通过调节原始奥氏体使其具有12μm或更低的平均粒径，然后如上所述控制CR1来实现。
控制回火条件在残留奥氏体的量方面也是重要的。因为残留奥氏体在回火过程中分解，所以优选在低温下短时间进行回火。在这点上，由于合适的滞留时间和温度是根据强度水平确定的，因此它们可以根据钢丝所需的强度进行确定。
此外，作为用于上述热处理的加热炉，加热处理可以以电炉、盐釜和感应加热(IH)炉的顺序短时间进行。因此，IH炉最有利于原始奥氏体的细化。
在牵拉之前，可以进行如本领域中进行的软化退火、机械加工、铅淬火等。此外，在弹簧卷绕之后，可以进行如本领域中进行的用于消除应变的退火、双重弹丸硬化处理、低温退火、冷固化等。
如上所述生产的根据本发明的弹簧钢丝在拉伸强度为1,900MPa或更高的高强度范围内具有优异的卷绕性和耐氢脆性。因此，根据本发明的钢丝可用于生产在例如机动车辆、工业设备等的领域中使用的弹簧。具体地，根据本发明的钢丝最适用于可应用于机械的恢复机制的弹簧，比如用于车辆悬挂的悬簧、阀弹簧、离合器弹簧、刹车弹簧以及用于车辆发动机的类似物。此外，由于过高的钢强度使其难于进行成卷工艺，因此弹簧钢丝的屈服强度的上限为约2,300MPa。
实施例下文中将参考发明和比较实施例详细地描述本发明。应当注意，本发明并不限于这些实施例，并且在没有偏离本发明范围的情况下，可以进行实施例的改进和变化。
在从熔融金属形成具有表1所列组成的钢A1到A33之后，通过热轧获得φ14mm的钢棒。然后，为了评价性质，每一个钢棒都被切割成200mm的长度，随后在表2和3所列的条件下淬火和回火(表2和3中的T1、t1、CR1、T2、t2以及CR2表示图1的标记)。使用电炉、盐釜或IH炉进行淬火和回火。
在这些实施例中，原始奥氏体的平均粒径通过控制用于淬火的处理条件进行调节，同时，通过控制淬火的冷却速率调节残留奥氏体的量和尺寸。此外，控制回火的条件，以满足本发明的残留奥氏体量和强度的要求。由于即使进行短时间的回火，回火之后缓慢的冷却速率也可以引起残留奥氏体的分解，因此回火之后的冷却速率CR2为30℃/秒或更高。
然后，使用上述获得的样品进行组织观察、拉伸试验和氢脆性试验。
首先，为了观察组织，在抽取每个样品使得相应于钢丝横截面内D/4的位置变成目标表面之后，测量原始奥氏体的平均粒径。具体地，在抽取样品之后，将样品在被埋入树脂内的状态下进行抛光，并使用苦味酸基的蚀刻溶液蚀刻，直到显示原始奥氏体晶界为止。原始奥氏体的粒度号数根据JISG 0551的方法进行测量，并将其转化成粒度。
接着，通过饱和磁化法(参见R&D Kobe Steel Engineering Reports，第52卷，No.3，43页，2002年12月)测量残留奥氏体的量。此外，残留奥氏体的尺寸通过上述的SEM/EBSP法测量。在图2中，示出通过使用SEM/EBSP法检测残留奥氏体获得结果的一个实例。如图2所示，在检测残留奥氏体之后，如上所述使用图像分析软件(ImagePro)进行图像分析，以测量残留奥氏体的粒度。具体地，在测量如上所述被检测的残留奥氏体面积之后，通过相对于残留奥氏体的测量面积的圆近似法获得该面积的直径。然后，利用该直径获得残留奥氏体的平均粒径和最大粒径。进行采用SEM/EBSP法的测量，使测量的总面积为10,000μm2或更大。弹簧钢丝的基体组织包含作为主要组织的马氏体以及非常少量的贝氏体及铁素体。
使用十字头速度为10mm/min的万能试验机对如图3所示切割钢丝形成的试验样品进行拉伸试验。利用这种试验，测定拉伸强度和总伸长率作为强度和卷绕性(延性)的指标。在实施例中，当样品具有1,900MPa或更高的拉伸强度以及10％或更高的总伸长率时，被评定为具有优异的卷绕性(延性)。
对于氢脆性的试验，使用如图3所示切割钢丝形成的氢脆性试验样品，通过阴极电荷-4点弯曲试验获得断裂寿命之后，利用断裂寿命评价耐氢脆性。在实施例中，当样品具有1,900MPa或更高的拉伸强度以及1,000秒或更高的断裂寿命时，被评定为具有优异的耐氢脆性。
这些试验的结果在表2和3中示出。
表1

*余量为Fe和不可避免的杂质表2

表3

从表1到3中，可以评价如下(另外，“编号”表示表2和3的“编号”)。
满足本发明要求的编号1、2、4～10、12～17、19～22、24和26～29具有1,900MPa的高拉伸强度以及优异的总伸长率，因而在苛刻环境中表现出优异的耐氢脆性，同时提供了良好的卷绕性。
相反，编号3、11、18、23、25和30～45没有满足本发明要求，并且具有如下的缺点。
尽管编号3、11、18、23、25、30和31由满足本发明组成的钢制备，但它们没有在本发明的优选条件下进行淬火，因此遭受原始奥氏体和残留奥氏体粗化以及残留奥氏体量的增加。结果，其延性和耐氢脆性降低。具体地，由于编号3用于淬火的加热滞留时间过长，因此它具有变粗的原始奥氏体。对于编号11和23，由于淬火的冷却速率过于迅速，因此不能充分确保残留奥氏体的量。对于编号18，由于有效有助于组织细化的Ti、V和Nb的含量过高，因此原始奥氏体的粒度小，但是由于用于淬火的加热温度过高，因此残留奥氏体的最大粒径超过了本发明的最大粒径。对于编号25，由于用于淬火的冷却速率缓慢，因此残留奥氏体的平均粒径超过根据本发明要求的上限。对于编号30，由于用于淬火的冷却速率过于缓慢，因此过量形成粗的残留奥氏体。此外，对于编号31，由于用于淬火的加热温度过高，因此原始奥氏体晶粒变粗。
编号32～45没有满足本发明的组成，因而没有良好的性质。对于编号32和33，由于它们是由具有比本发明C含量更低的C含量的钢A20和A21制备的，因此它们没有所需的强度以及没有足够量的残留奥氏体。对于编号33，由于它是由具有过高Si含量的钢A21制备的，因此它在轧制过程中遭受脱碳。
对于编号34、36、42和43，由于它们是由具有过高Mn含量的钢A22、A24、A30和A31制备的，因此残留奥氏体的量和尺寸增加超过了本发明的要求。
对于编号35和41，由于它们是由具有过高P和/或S含量的钢A23和A29制备的，尽管它们在原始奥氏体的平均粒径以及残留奥氏体的量和尺寸上满足本发明的要求，但是它们的延性或耐氢脆性降低。
对于编号37，由于它是由Si含量不足的钢A25制备的，因此它不具有所需的强度。
对于编号38，由于它是由具有过高N含量的钢A26制备的，尽管它具有满足本发明要求的组织，但是延性降低。
对于编号39，由于它是由具有高Si含量和过高Ni含量的钢A27制备的，因此尽管它没有遭受脱碳，但是具有超出本发明要求的残留奥氏体的量和尺寸。
对于编号40，由于它具有过量的Al和Ti，因此它遭受脱碳，并且延性降低。
对于编号44，由于它是由具有过高C含量的钢A32制备的，并且在低于本发明冷却速度的不合需要的冷却速度下淬火，因此残留奥氏体的量和尺寸增加。最后，对于编号45，由于它是由具有过高Cu含量的钢A33制备的，因此它破裂，因而不能进行随后的处理。
图5是描述通过组织实施例获得的拉伸强度和总伸长率之间关系的图。如图5所示，可以评价本发明的弹簧钢丝在高强度范围内具有优异的卷绕性。此外，图6是描述通过组织实施例获得的来自耐氢脆性试验的拉伸强度与断裂寿命之间关系的图。如图6所示，可以评价本发明的弹簧钢丝在高强度范围内具有优异的耐氢脆性。
应当理解，实施方案和附图是为说明目的而描述的，并且本发明是受后附权利要求限制的。此外，本领域的技术人员将理解，在不偏离如所附权利要求所述的本发明范围和精神的情况下，可以进行各种改进、添加和替代。
权利要求
1.一种具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝，其特征在于，所述钢丝包含以质量％计的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(超过0％)、0.015％或更低的S(超过0％)、0.006％或更低的N(超过0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe和不可避免的杂质，所述钢丝具有1,900MPa或更高的拉伸强度，并且在所述钢丝组织中，原始奥氏体具有12μm或更小的平均粒径并且残留奥氏体在整个钢丝组织中占1.0～8.0体积％，所述残留奥氏体具有300nm或更小的平均粒径以及800nm或更小的最大粒径。
2.根据权利要求1的弹簧钢丝，其特征在于，所述弹簧钢丝还包括以质量％计的1.0％或更低的Ni(超过0％)和/或1.0％或更低的Cu(超过0％)。
3.根据权利要求1的弹簧钢丝，其特征在于，所述弹簧钢丝还包括以质量％计的选自由0.1％或更低的Ti(超过0％)、0.2％或更低的V(超过0％)、0.1％或更低的Nb(超过0％)和1.0％或更低的Mo(超过0％)组成的组中的至少一种。
4.根据权利要求2的弹簧钢丝，其特征在于，所述弹簧钢丝还包括以质量％计的选自由0.1％或更低的Ti(超过0％)、0.2％或更低的V(超过0％)、0.1％或更低的Nb(超过0％)和1.0％或更低的Mo(超过0％)组成的组中的至少一种。
全文摘要
本发明公开了一种具有优异卷绕性和耐氢脆性的高强度弹簧钢丝。所述钢丝包含以质量％计的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(超过0％)、0.015％或更低的S(超过0％)、0.006％或更低的N(超过0％)、0.001～0.07％的Al，以及Fe与不可避免杂质。在所述钢丝组织中，原始奥氏体具有12μm或更小的平均粒径，并且残留奥氏体在整个钢丝组织占1.0～8.0体积％。所述残留奥氏体具有300nm或更小的平均粒径以及800nm或更小的最大粒径。所述钢丝具有1,900MPa或更高的拉伸强度。
文档编号C22C38/42GK1974825SQ20061014206
公开日2007年6月6日 申请日期2006年10月8日 优先权日2005年12月2日
发明者高知琢哉, 家口浩 申请人:株式会社神户制钢所