一种钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法与流程

本发明涉及金属材料技术领域，特别涉及一种钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法。

背景技术：

弹簧钢是机械设备中不可缺少的基础零件制造材料，广泛应用于汽车、铁路和飞机等交通运输工具、工程机械等行业。弹簧钢性能的优劣直接影响到工农业机械设备和国防工业设备的安全与使用寿命。近年来，随着国内铁路运行速度的持续提高，汽车轻量化进程的推进，对弹簧钢的强韧性提出了更高的要求，以进一步满足弹簧零部件的高应力、长寿命以及轻质量的设计要求。

弹簧钢的强度与韧性主要取决于材料的表面质量、外部载荷以及材料的内部缺陷(夹杂物、白点和孔洞)等。而诸多研究表明，非金属夹杂物是弹簧钢产生断裂的主要原因之一，它的尺寸、分布以及种类等特征参数均对强韧性能产生重要影响。稀土(RE)元素在金属材料中的应用与研究已有近百年的历史。RE的除杂、夹杂物改性和细化晶粒等有大量报道，由于稀土元素化学性质活泼，极易与钢液中的O、S等作用生成RE2O3、RE2S3、REOS等稳定的稀土化合物，因此，具备深度脱O、脱S的作用。

近些年来，以La与Ce为主的轻稀土元素在钢中应用较多，尤其是特殊钢与结构钢，主要原因在于该类稀土元素化学性质活泼，易与钢中的O、S反应而生产复合夹杂物，起到除杂的作用。而由于重稀土元素与轻稀土元素相比活性较低，与O、S结合能力较弱，导致其强韧化能力较差，因此通过重稀土元素强韧化的结构钢的强韧性相对较差，应用较少，并且现有的稀土强韧化结构钢的冲击韧性具有较大的各向异性。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法。本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢具有较高的强度和韧性，且各方向的冲击韧性值差异较小。

本发明提供了一种钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括C0.45～0.55％，Si 0.2～0.5％，Mn 0.7～0.9％，Cr 0.9～1.1％，V 0.1～0.2％，Ni0.01～0.03％，Al 0.01～0.03％，Ca 0.005～0.02％，S≤50ppm，P≤0.025％，O≤50ppm，Y0.001～0.01％，Ce 0.01～0.02％和余量的铁，且Y+Ce≤0.02％。

优选的，所述钇铈复合强韧化弹簧钢包括C 0.48～0.52％，Si 0.3～0.4％，Mn 0.75～0.85％，Cr 0.95～1.05％，V 0.14～0.18％，Ni 0.015～0.025％，Al0.015～0.025％，Ca 0.01～0.015％，S≤30ppm，P≤0.02％，O≤30ppm，Y0.002～0.005％，Ce 0.011～0.015％和余量的铁。

优选的，所述钇铈复合强韧化弹簧钢的组织包括基体和分布于基体上的稀土复合夹杂物，所述基体为回火屈氏体和少量残余奥氏体。

优选的，所述稀土复合夹杂物呈弥散分布，所述稀土复合夹杂物的粒径为1～10μm，所述复合夹杂物占总夹杂物数量的70％以上。

本发明还提供了上述钇铈复合强韧化弹簧钢的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态合金；所述熔炼依次包括转炉熔炼、炉外精炼和真空脱气；所述炉外精炼过程中加入稀土原料；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金进行连续热轧，得到轧态合金；

(3)将所述步骤(2)得到的轧态合金进行热处理，得到钇铈复合强韧化弹簧钢。

优选的，所述步骤(1)中炉外精炼包括：在软吹氩处理条件下，向转炉熔炼得到的合金熔体中依次喂入部分稀土原料、钙线和剩余稀土原料。

优选的，所述步骤(2)中的连续热轧包括粗轧和精轧；所述粗轧的开轧温度为1000～1050℃；所述粗轧的总变形量为60％以上；所述精轧的开轧温度为850～950℃；所述精轧的总变形量为20％以上。

优选的，所述步骤(3)中的热处理依次包括淬火和中温回火；所述淬火的温度为830～880℃；所述中温回火的温度为350～500℃；所述中温回火的时间为40～60min；所述中温回火的冷却方式为空冷。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括C0.45～0.55％，Si 0.2～0.5％，Mn 0.7～0.9％，Cr 0.9～1.1％，V 0.1～0.2％，Ni0.01～0.03％，Al 0.01～0.03％，Ca 0.005～0.02％，S≤50ppm，P≤0.025％，O≤50ppm，Y 0.001～0.01％，Ce 0.01～0.02％和余量的铁，且Y+Ce≤0.02％。本发明通过控制C、Si、Cr、V和Ni几种合金元素的含量在一定范围内，提高强度和韧性，同时以钇(Y)和铈(Ce)复合添加作为稀土合金元素，通过控制二者的含量范围以及总含量，与特定含量的O、S、P、Ca、Al和Mn元素配合作用，在钢基体中形成个位微米级稀土复合夹杂物，发挥第二相的作用，改善其综合性能。实验结果表明，本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢抗拉强度超过1600MPa，室温纵向(平行于轧向)冲击功(Aku5)大于25J，断面收缩率超过40％，横纵冲击功差异的绝对值小于35％。

附图说明

图1为本发明实施例1中弹簧钢的扫描组织照片；

图2为本发明对比例1中弹簧钢的扫描组织照片；

图3为本发明实施例1中弹簧钢的室温纵向冲击断口照片；

图4为本发明实施例1中弹簧钢的室温纵向冲击断口夹杂物(图3A点)能谱；

图5为本发明对比例1中弹簧钢的室温纵向冲击断口照片；

图6为本发明对比例2中弹簧钢的室温纵向冲击断口照片。

具体实施方式

本发明提供了一种钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括C0.45～0.55％，Si 0.2～0.5％，Mn 0.7～0.9％，Cr 0.9～1.1％，V 0.1～0.2％，Ni0.01～0.03％，Al 0.01～0.03％，Ca 0.005～0.02％，S≤50ppm，P≤0.025％，O≤50ppm，Y 0.001～0.01％，Ce 0.01～0.02％和余量的铁，且Y+Ce≤0.02％。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括C0.45～0.55％，优选为0.48～0.52％，更优选为0.5％。在本发明中，所述C是保证弹簧钢淬透性和强度所必需的成分，能够与Cr和V形成第二相粒子，发挥第二相强化的作用；进一步的，在弹簧钢进行热处理时，C能确保淬火过程中形成马氏体，为回火组织做准备。如果C含量过低，影响马氏体的亚结构，第二相析出，从而降低强度，恶化韧性，如果C含量过高，会使得沿晶界析出的碳化物含量增多而恶化韧性。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括Si 0.2～0.5％，优选为0.3～0.4％，最优选为0.35％。在本发明中，所述Si主要作用固溶强化作用，含量过低，对回火组织中的基体强化不明显，如果含量过高，则有利于促进铁素体的形成，使得强度下降，韧性降低；除此，Si的添加有利于C的扩散，使得Cr、V的第二相粒子顺利析出。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢还包括Mn 0.7～0.9％，优选为0.75～0.85％，更优为0.8％。在本发明中，所述Mn是提高奥氏体淬透性元素，含量太低，不能确保弹簧钢经淬火后，能获得完全马氏体，从而影响后续回火过程中回火屈氏体的形成；除此之外，Mn易与钢中的S形成MnS夹杂，因此Mn的含量不易过高，太高易形成长条状有害夹杂，而且使得钢中的S与RE的结合几率降低，难以促使个位微米级REOxSy复合夹杂物的形成，从而不能顺利改善冲击韧性。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括Cr 0.9～1.1％，优选为0.95～1.05％，更优选为1％。在本发明中，所述Cr同样具有提高奥氏体淬透性的作用；进一步的，在弹簧钢进行热处理时，Cr还易在回火过程中形成M7C3或M23C6型碳化物，充分改善弹簧钢的塑、韧性，还可以发挥析出强化的作用；但是Cr含量过高，易导致促进块状铁素体的形成，从而降低强度，还可能引起铬基碳化物沿晶界析出，导致晶界脆性。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括V 0.1～0.2％，优选为0.14～0.18％，更优选为0.16％。在本发明中，所述V与钢中C、N结合形成第二相粒子析出，提高强度和韧性；进一步的，在弹簧钢进行热处理时，V的碳氮化物析出温度较低，可以有效确保在低温或中温回火过程中产生析出，从而提高材料强度，并改善韧性。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括Ni0.01～0.03％，优选为0.015～0.025％，更优为0.02％。在本发明中，所述Ni同样具有提高强度和改善塑性的作用；进一步的，Ni还有利于淬火过程中残余奥氏体的形成，提高过冷奥氏体的稳定性，从而提高冲击韧性。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括Al0.01～0.03％，优选为0.015～0.025％，更优为0.02％。在本发明中，所述Al的添加主要起到脱氧和净化钢液的作用，同时，可减少非金属夹杂物的形成，以改善钢的强度和韧性；铝含量过低，脱氧效果不明显；Al含量过高，一方面易与O结合形成球状Al2O3夹杂，会消耗一部分氧，从而不利于REOxSy复合夹杂物的形成；另一方面，过高的Al易在浇铸时与水口耐材发生反应，导致水口结瘤，从而影响浇铸。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括Ca0.005～0.02％，优选为0.01～0.015％，更优选为0.012％。在本发明中，所述Ca主要是由于钢液精炼环节加进去钙线进行脱氧时造成的残留，因此，Ca的含量不能太低，太低脱氧不彻底，易造成各类含氧夹杂物形成，但是含量太高，不利于REOxSy与CaO形成铝酸钙夹杂。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，包括S≤50ppm，P≤0.025％，O≤50ppm；优选为S≤30ppm，P≤0.02％，O≤30ppm；更优选为S≤20ppm，P≤0.01％，O≤20ppm。在本发明中，所述O和S在上述范围内才能够保证在Y和Ce复合添加时与其形成个位微米级稀土夹杂物，如果过高，夹杂物尺寸增大，且不能弥散分布，反而会恶化综合性能；如果过低，就无法形成REOxSy复合夹杂物，从而不能起到“氧化物冶金”的效果。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢中，所述Y和Ce的原子半径分别为和重稀土Y原子半径较轻稀土元素Ce的原子半径小，因此，重稀土元素Y添加到钢中，可能更易固溶到基体中，占据晶界位置，起到微合金化的作用；据Stocks公式，重稀土Y与O、S形成的YOxSy复合夹杂物在钢液中的上浮速度将比CeOxSy复合夹杂物增加一倍，因此其深度净化钢液的效果非常显著；除此之外，本发明中考虑在添加重稀土Y的基础上，再添加轻稀土Ce，原因在于Ce更易与O、S结合，且通过Y、Ce复合添加更能使得所形成的复合夹杂物更细小，更弥散；如果夹杂物尺寸过大，或者发生团簇，往往不会优化冲击性能，反而会恶化综合性能；本发明借助于Y和Ce复合添加，消除不利夹杂物的有害作用，发挥夹杂物的“氧化物”冶金效果，实现高品质弹簧钢的综合性能优化。

本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢，按质量含量计，除上述各元素外，包括余量的Fe。

在本发明中，所述钇铈复合强韧化弹簧钢的组织优选包括基体和分布于基体上的稀土复合夹杂物，所述基体为回火屈氏体和少量残余奥氏体。在本发明中，所述稀土复合夹杂物优选包括Y2O3、Y2S3、YOS、Ce2O3、Ce2S3和CeOS中的一种或多种。在本发明中，所述稀土复合夹杂物的粒径优选为1～10μm，更优选为3～8μm，最优选为5～6μm；所述稀土复合夹杂物占总夹杂物数量的优选为70％以上，更优选为80～90％。在本发明中，所述钇铈复合强韧化弹簧钢的组织中稀土复合夹杂物优选呈弥散分布。

本发明通过控制Mn、Al的含量以及Ca、S、P、O等杂质元素在一定的范围内的前提下，复合添加稀土Y和Ce，充分综合利用重稀土和轻稀土元素的优异作用，得到个位微米级稀土复合夹杂物，发挥第二相的作用，改善弹簧钢的综合性能。

本发明还提供了一种上述技术方案所述钇铈复合强韧化弹簧钢的制备方法，包括以下步骤：

(1)将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态合金；所述熔炼依次包括转炉熔炼、炉外精炼和真空脱气；所述炉外精炼过程中加入稀土原料；

(2)将所述步骤(1)得到的铸态合金进行连续热轧，得到轧态合金；

(3)将所述步骤(2)得到的轧态合金进行热处理，得到钇铈复合强韧化弹簧钢。

本发明将合金原料熔炼后浇铸，得到铸态合金；所述熔炼依次包括转炉熔炼、炉外精炼和真空脱气；所述炉外精炼过程中加入稀土原料。本发明对所述合金原料的种类没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的合金原料即可。

本发明优选首先将含有Fe、C、Si、Mn、Cr、V、Ni和Al的合金原料进行转炉熔炼，得到合金熔体。在本发明中，所述转炉熔炼的温度优选为1600～1750℃，更优选为1650～1700℃，最优选为1680℃；所述转炉熔炼的时间优选为30～60min，更优选为40min。在本发明中，所述转炉熔炼能够确保钢中合金元素全部固溶，合金元素充分扩散，最终使得组织均匀化，消除部分偏析。

得到合金熔体后，本发明将所述合金熔体进行炉外精炼，得到精炼熔体。在本发明中，所述炉外精炼优选包括：在软吹氩处理条件下，向转炉熔炼得到的合金熔体中依次喂入部分稀土原料、钙线和剩余稀土原料。本发明对所述部分稀土原料和剩余稀土原料的比例没有特殊的限定，采用任意比例均可。

在本发明中，所述稀土原料优选为钇-铈混合稀土硅钙线。在本发明的实施例中，所述稀土原料优选包括质量分数为40％的硅，1.42％的钙，26.2％的铁和余量的钇-铈混合稀土；以钇-铈混合稀土的质量为100％计，所述钇-铈混合稀土包括36％的Y，54％的Ce和10％的其它稀土。

本发明对所述钙线的种类和来源没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。本发明对所述钙线的用量没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的精炼用钙线量即可。

在本发明中，先喂入稀土原料，利用混合稀土粗脱氧，且形成大型夹杂物上浮，再利用钙线深脱氧，进一步降低氧含量，最后再喂入稀土原料，确保形成个位微米级稀土复合夹杂物；通过稀土原料与钙线的依次喂入法可以进一步改善夹杂物形态和分布，充分发挥稀土复合夹杂物的有益作用。

在本发明中，所述炉外精炼的温度优选为1600～1800℃，更优选为1700℃，最优选为～℃；所述炉外精炼的时间优选为8～10min，更优选为9min。在本发明中，所述炉外精炼优选在软吹氩处理条件下进行。在本发明中，所述软吹氩处理的氩气流速优选为300～500NL/min，更优选为400NL/min。在本发明中，所述软吹氩处理能够促使夹杂物上浮，实现成分均匀化。

得到精炼熔体后，本发明优选将所述精炼熔体进行真空脱气后浇铸，得到铸态合金。在本发明中，所述真空脱气的真空度优选为100Pa以下；所述真空脱气的时间优选为20min以上，更优选为25～40min，最优选为30min。在本发明中，所述转炉熔炼、炉外精炼和真空脱气能够进一步净化钢液，充分降低O、S和P的含量，同时使形成的个位微米级稀土复合夹杂物均匀分布。

本发明对所述浇铸的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的钢液浇铸的技术方案即可。在本发明中，所述浇铸优选为连续浇铸；所述浇铸的温度优选为1300～1400℃，更优选为1350℃。

得到铸态合金后，本发明将所述铸态合金进行连续热轧，得到轧态合金。在本发明中，所述连续热轧优选包括粗轧和精轧。在本发明中，所述粗轧的开轧温度优选为1000～1050℃，更优选为1025℃；所述粗轧的总变形量为60％以上，更优选为70～80％。

在本发明中，所述精轧的开轧温度优选为850～950℃，更优选为875℃；所述精轧的总变形量优选为20％以上，更优选为30～40％。在本发明中，所述连续热轧的总变形量优选为80％以上，更优选为90～95％。在本发明中，所述精轧的开轧温度对于热轧工艺尤为重要，本发明通过控制精轧的开轧温度，且在再结晶温度下限进行轧制，如果温度过低，易产生奥氏体再结晶不完全的组织形态，从而形成扁平状组织特征，不利于韧性改善；如果再结晶温度过高，容易导致晶粒异常长大而出现“混晶”现象。

本发明对所述连续热轧的轧制道次没有特殊的限定，能够保证变形量即可。本发明对所述连续热轧的冷却方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的空冷即可。本发明对所述连续热轧的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的短应力热轧机即可。

本发明优选在连续热轧前将所述铸态合金进行预热处理。在本发明中，所述预热处理的温度优选为1100～1150℃，更优选为1125℃；所述预热处理的时间优选为1.5～2h。本发明对所述预热处理的装置没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的步进梁加热炉即可。在本发明中，所述预热处理使钢奥氏体化。

得到轧态合金后，本发明将所述轧态合金进行热处理，得到钇铈复合强韧化弹簧钢。在本发明中，所述热处理优选依次包括淬火和中温回火。在本发明中，所述淬火的温度优选为830～880℃，更优选为840～870℃，最优选为850～860℃；所述淬火的时间优选为40～60min，更优选为50min。在本发明中，所述淬火优选为油淬。在本发明中，所述油淬到室温，能够在完全奥氏体化的同时，避免奥氏体晶粒长大。

在本发明中，所述中温回火的温度优选为350～500℃，更优选为400～450℃，最优选为425℃；所述中温回火的时间优选为40～60min，更优选为45～55min，最优选为50min；所述中温回火的冷却方式为空冷。在本发明中，所述中温回火的冷却方式优选为空冷。在本发明中，所述中温回火能够确保Cr和V的碳化物充分析出，改善弹性性能。

在本发明中，所述重稀土Y与O、S结合形成复合夹杂物，密度较轻稀土复合夹杂物轻，从而更易上浮而脱除，净化钢液能力大大提升；轻稀土Ce与O、S结合能力强，更易形成细小弥散分布的夹杂物，对于缩小原有非金属夹杂物尺寸，改善夹杂物形态非常有利；少量重稀土Y的添加，由于其较小的原子半径，使得在基体中的固溶量增加，同时在晶界处于低熔点有害元素交互作用，抑制该类元素在晶界的偏聚，净化和强化晶界。更为关键的是，Y的晶界偏聚会抑制主要强化元素Cr在晶界的偏聚，从而有利于淬火马氏体在回火过程中形成细小和弥散分布的铬基碳化物析出，改善强度和韧性；钇和铈的复合添加还可以细化热轧板中原始奥氏体晶粒尺寸，有利于细化后续马氏体尺寸，从而优化弹簧钢的综合性能。

本发明采取奥氏体区低温精轧，通过油淬加中温回火工艺，最终获得个位微米级稀土复合夹杂物分布在回火屈氏体上的组织特征。与传统C-Mn-Cr-V系弹簧钢相比，综合性能大幅提升，其使用寿命将大幅提升，轻量化效果将非常显著。

为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢及其制备方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1:

本实施例提供了一种钇铈复合添加的高强高韧弹簧钢，其各组份按重量百分数计为：C：0.51％，Si：0.45％，Mn:0.81％，Cr:1.03％，V:0.16％，Ni:0.031％，P:0.024％，S:0.0016％，Y:0.005％，Ce:0.011％，Y+Ce:0.016％，其余为Fe和其它不可避免杂质。

按照上述成分，采用转炉熔炼加炉外精炼：所述转炉熔炼的温度为1600℃，时间为40min；炉外精炼温度为1700℃，时间为9min；炉外精炼时依次加入部分稀土线、钙线和剩余稀土线；炉外精炼进行软吹氩处理。

然后连续铸造，铸坯随炉加热到1150℃保温1.5小时，然后在短应力热轧机上进行热轧，粗轧开轧温度为1000℃，变形量66％，精轧温度880℃，变形量20％，共19道次轧制，最终成品厚度为25mm，总压下率为86％，终轧温度为875℃，轧后空冷。

热轧板进行油淬和中温回火处理：油淬温度为860℃，保温40min，回火温度为460℃，保温1小时后空冷。

实施例2:

本实施例提供了一种钇铈复合添加的高强高韧弹簧钢，其各组份按重量百分数计为：C：0.52％，Si：0.24％，Mn:0.71％，Cr:0.93％，V:0.15％，Ni:0.021％，P:0.017％，S:0.0021％，Y:0.006％，Ce:0.008％，Y+Ce:0.014％，其余为Fe和其它不可避免杂质。

按照上述成分，采用转炉加炉外精炼转炉熔炼加炉外精炼：所述转炉熔炼的温度为1600℃，时间为40min；炉外精炼温度为1700℃，时间为9min；炉外精炼时依次加入部分稀土线、钙线和剩余稀土线；炉外精炼进行软吹氩处理。

然后连续铸造，铸坯随炉加热到1150℃保温1.5小时，然后在短应力热轧机上进行热轧，开轧温度为1000℃，变形量70％，精轧开轧温度890℃，变形量20％，共19道次轧制，最终成品厚度为18mm，总压下率为90％，终轧温度为875℃，轧后空冷。

热轧板进行油淬和中温回火处理：油淬温度为860℃，保温40min，回火温度为460℃，保温1小时后空冷。

对比例1:

与实施例1的不同之处在于，该弹簧钢的设计成分中未添加任何稀土元素，具体各组分按重量百分数计为：C：0.49％，Si：0.36％，Mn:0.81％，Cr:1.0％，V:0.13％，Ni:0.037％，P:0.026％，S:0.003％，其余为Fe和其它不可避免杂质。

对比例2:

与实施例1的不同之处在于，该弹簧钢的设计成分中稀土元素含量增加，具体各组分按重量百分数计为：C：0.52％，Si：0.25％，Mn:0.75％，Cr:0.98％，V:0.18％，Ni:0.031％，P:0.017％，S:0.0025％，Y：0.018％，Ce:0.007％，Y+Ce：0.025％，其余为Fe和其它不可避免杂质。

对比例3:

与实施例1的不同之处在于，该弹簧钢的设计成分中稀土元素为轻稀土元素La、Ce，具体各组分按重量百分数计为：C：0.50％，Si：0.29％，Mn:0.84％，Cr:1.05％，V:0.12％，Ni:0.026％，P:0.013％，S:0.001％，La：0.017％，Ce:0.001％，La+Ce：0.018％，其余为Fe和其它不可避免杂质。

对比例4:

与实施例1的不同之处在于，该弹簧钢的制备过程中稀土原料在熔炼后的连铸过程中加入。

对实施例1～2和对比例1～4中制备的弹簧钢进行力学性能测试，结果如表1所示。

表1实施例1～2和对比例1～4中弹簧钢力学性能

实施例1和对比例1制备的弹簧钢的扫描组织照片分别如图1和图2所示。实施例1中弹簧钢的室温纵向冲击断口照片如图3所示，室温纵向冲击断口夹杂物能谱图如图4所示。对比例1和2中弹簧钢的室温纵向冲击断口照片分别如图5和图6所示。

从表1可以看出，添加稀土后的弹簧钢具备高强度和高韧性，且冲击功的各向异性也低于不加稀土，其主要原因可归结为两个方面：一是如图1和图2所示，加了复合稀土后回火屈氏体的碳化物析出得到明显抑制，弹簧钢的回火稳定性有所上升，从而确保了强度和韧性；另一方面如图3、图4、图5所示，加稀土后冲击断口韧窝心部明显观察到个位微米级稀土复合夹杂物(图4)，说明稀土不仅发挥了去杂的作用，同时可以发挥第二相的作用，延迟冲击时的裂纹扩展。

比较实施例1与对比例2发现，当稀土含量过高时，图6的冲击断口形貌表明，稀土复合夹杂物出现明显团簇现象，这对于韧性及其各向异性的改善都是不利的。

由以上对比例及实施例可以看出，本发明提供的钇铈复合强韧化弹簧钢与传统C-Mn-Cr-V系弹簧钢相比，综合性能大幅提升，其使用寿命将大幅提升，轻量化效果将非常显著。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，并非对本发明作任何形式上的限制。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。