高强度弹簧用钢线的制作方法

专利名称：高强度弹簧用钢线的制作方法
技术领域：
本发明涉及在冷态下被卷绕、而且实施热处理、氮化处理、喷丸等来制造的作为高强度弹簧的坯料使用的高强度弹簧用钢线。
背景技术：
随着汽车的轻量化、高性能化，对汽车发动机的阀簧、汽车悬架的悬架弹簧、离合器弹簧、制动弹簧等弹簧的负荷增大，近年来需求抗拉强度超过2000MPa的高强度弹簧用钢线。制造高强度弹簧时，将作为坯料的高强度弹簧用钢线在冷态下进行卷绕(冷卷绕)，而且实施消应力退火等的热处理和/或氮化处理。因此，对高强度弹簧用钢线要求抑制因加热引起的软化，即回火软化抗力。另外，对弹簧要求疲劳特性，因此通过以高强度弹簧用钢线为坯料，而且进行氮化处理和/或喷丸，来提高弹簧的表层的硬度。但是，弹簧的耐久性之中，关于弹力减弱特性并非由表层的硬度决定，弹簧的母材的硬度有较大影响。因此，为了提高弹力减弱特性，高强度弹簧用钢线的回火软化抗力很重要。此外，在冷卷绕的情况下，制造作为坯料的高强度弹簧用钢线时，可以采用能够进行快速加热和快速冷却的油回火处理、高频处理等。因此，能够减小弹簧用钢线的原始奥氏体粒径，得到断裂特性优异的弹簧。但是，如果弹簧用钢线的强度变高，则在冷卷中有时发生折损，不能够成形为弹簧形状。对于这样的问题，本发明者们的一部分人曾提出了控制了残余奥氏体、非金属夹杂物、碳化物等的高强度弹簧用钢线(例如，参照专利文献1 6)。在专利文献1和2中提出的高强度弹簧钢，通过冷卷绕相变成加工诱发马氏体，抑制了使可加工性降低的残余奥氏体的生成、和成为断裂的起点的非金属夹杂物。另外，在专利文献3提出的高强度弹簧钢，是控制碳化物、将原始奥氏体微细化， 来谋求强度和冷卷绕性的兼备的钢。此外，在专利文献4 7提出的高强度弹簧钢，是控制残余奥氏体和碳化物，将原始奥氏体微细化，来谋求强度和冷卷绕性的兼备的钢。特别是抑制成为断裂起点的粗大的氧化物和碳化物的生成，除了碳化物的析出状态以外，还控制残余奥氏体，抑制了高强度弹簧用钢线的疲劳特性和可加工性的劣化。现有技术文献专利文献1 日本特开2000-169937号公报专利文献2 日本特开2003-3241号公报专利文献3 日本特开2002-180198号公报专利文献4 日本特开2002-235151号公报
专利文献5 日本特开2006-183137号公报专利文献6 日本特开2006-342400号公报专利文献7 国际公开第W02007/114491号

发明内容
但是，近年来，为了提高高强度弹簧的耐久性，正在研究氮化处理的高温化。因此， 对高强度弹簧用钢线要求回火软化抗力的进一步提高。在专利文献4 7提出的高强度弹簧用钢线，虽然可以就强度和冷卷绕性的兼备进行改善，但是就回火软化抗力和冷卷绕性的兼备而言研究并不充分。本发明的目的在于提供一种冷卷绕性优异，即使在500°C保持1小时后也可维持抗拉强度和硬度的具有优异的回火软化抗力的高强度弹簧用钢线。本发明者们严格地控制C、Si、Mn、Cr、V的含量以抑制球状碳化物的生成，并且有效利用残余奥氏体，由此得到了弹簧用钢线的强度和冷卷绕性比以往提高这样的见解。此外，本发明者们就在比以往高温的温度下进行回火时的高强度弹簧用钢线的回火软化抗力进行了研究。其结果得到了下述见解为了提高高强度弹簧用钢线的回火软化抗力，必须复合添加Mo和W，并控制Mo和W的含量的合计(Mo+W)。本发明是基于这样的见解而完成的，其发明的要旨如下。(1) 一种高强度弹簧用钢线，其特征在于，以质量％计，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的含量的合计为0. 70%彡Mn+V彡1. 27%，Mo和W的含量的合计为0. 13% 彡 Mo+ff 彡 0. 35%,并限制为P :0.025% 以下、S :0.025% 以下、和Al :0.003% 以下，其余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织由体积率大于6%且在15%以下的残余奥氏体、和回火马氏体构成，原始奥氏体晶粒度号为10号以上，圆相当径为0. 2 0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度为0. 06个/ μ m2以下，圆相当径超过0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度为0. 01个/ μ m2以下，抗拉强度为2100 2350MPa。(2)根据上述(1)所述的高强度弹簧用钢线，其特征在于，屈服强度为1470 1980MPao
(3)根据上述(1)或(2)所述的高强度弹簧用钢线，其特征在于，在500°C保持1 小时的加热处理后的维氏硬度为570以上。根据本发明，可以提供冷卷绕性优异，并且，即使高温加热后也可维持抗拉强度和硬度的优异的软化抗力优异的高强度弹簧用钢线，能够得到耐久性优异的高强度弹簧。


图1是表示本发明的高强度弹簧用钢线的球状碳化物的一例的图。图2是表示对试件设置缺口的冲头的形状的图。图3是表示在试件上设置缺口的工序的图。图4是表示缺口弯曲试验的概要的图。图5是表示缺口弯曲角度的测定方法的图。
具体实施例方式本发明为特别是冷卷绕性和回火软化抗力优异的高强度弹簧用钢线，将本发明的钢线作为坯料所制造的高强度弹簧其疲劳特性和弹力减弱特性优异。本发明的高强度弹簧用钢线，为了与以往相比进一步抑制成为断裂的起点的粗大的球状碳化物的生成，将C和V的添加量设为最佳的范围。另外，为了与以往相比提高强度，并且确保冷卷绕性，将Mn和V的添加量最佳化， 并利用因残余奥氏体的相变诱发塑性引起的延展性的提高。此外，将Mo和W的添加量最佳化，使回火软化抗力提高，以使得实施了在比以往高温的温度下的热处理后也能够维持硬度。首先，就本发明的高强度弹簧用钢线的成分进行说明。在此，关于成分的％意指质量％。C 0. 67% 以上且低于 0. 75%C是对钢材的强度带来大的影响，并有助于残余奥氏体的生成的重要元素。在本发明中，C量设为0. 67%以上以得到足够的强度。优选为超过0. 70%。另一方面，如果C量达到0. 75 %以上，则变成过共析，粗大的渗碳体大量地析出， 韧性显著地降低。另外，如果C量过量，则生成粗大的球状碳化物，损害卷绕性。因此，C量设为低于0. 75%。Si :2.0 2. 5%Si是使钢的回火软化抗力和弹簧的弹力减弱特性提高的重要元素，必须添加 2. 0%以上。另外，Si对渗碳体的球状化和微细化也有效，为了抑制粗大的球状碳化物的生成，优选添加2. 以上的Si。为了进行了氮化处理等使表层硬化的处理后提高内部硬度， 优选添加2. 2%以上的Si。另一方面，如果过量地添加Si，则钢线发生硬化、脆化，因此将 Si量的上限设为2.5%。Mn :0.5 1.2%Mn是用于提高淬硬性，稳定地确保残余奥氏体量的重要元素。在本发明中，为了提高钢线的抗拉强度，确保残余奥氏体，添加0. 5%以上的Mn。另一方面，如果过量地添加Mn， 则残余奥氏体增加，加工时，生成加工诱发马氏体，损害冷卷绕性。为了防止因过量的Mn的添加引起的脆化，将Mn量的上限设为1.2%以下。另外，为了提高抗拉强度，优选将Mn量设为0.65%以上。另一方面，在使冷卷绕性提高的情况下，优选将Mn量设为1. 以下。更优选Mn量的上限为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。圆相当径低于0. 2 μ m的微细的V的氮化物、碳化物、碳氮化物，对原始奥氏体的微细化有效，并且，也可以用于由氮化处理引起的表层的硬化。为了得到这些效果，必须添加0.03%以上的V。为了确保残余奥氏体量，优选添加 0. 05%以上的V。另一方面，如果添加超过0.20%的V，则生成粗大的球状碳化物，损害冷卷绕性和弹簧的疲劳特性。因此，将V量的上限设为0.2%。另外，因V的添加，在拉丝加工之前容易产生成为裂纹和拉丝时的断线的原因的过冷组织。因此，优选将V量的上限设为0. 15%。另外，V是与Mn同样对残余奥氏体的生成有大的影响的元素，因此必须将V量与 Mn量一起进行精密的控制。0. 70%^ Mn+V ^ 1. 27%Mn和V是使淬硬性提高的元素，对于残余奥氏体的生成的影响也大。因此，在本发明中，将Mn和V的含量的合计(Mn+V)设为0. 7 1. 27 %。为了确保体积率大于6%的残余奥氏体量，必须将(Mn+V)的下限值设为0. 7%。其结果，通过相变诱发塑性可以使延展性提高，并确保冷卷绕性。另一方面，为了使残余奥氏体的体积率为15%以下，必须将(Mn+V)的上限值设为 1.27%。由此，可抑制因冷卷时的擦伤缺陷引起的加工诱发马氏体的生成，可以防止局部的脆化。为了提高屈服强度，优选将(Mn+V)的上限值设为1.25%。Mo :0· 05 0. 25%Mo是提高淬硬性的元素，并且，对回火软化抗力的提高也极其有效。在本发明中， 特别是为了提高回火软化抗力，添加0. 05%以上的Mo。另外，Mo也是在钢中生成Mo系碳化物的元素，Mo系碳化物析出的温度比V等的碳化物低。因此，适量的Mo的添加对碳化物的粗大化的抑制有效，优选添加0. 10%以上的Mo。另一方面，如果Mo的添加量超过0. 25%，则在热轧、拉丝加工前的钢丝韧化处理 (铅浴淬火；patenting)等中容易产生过冷组织。因此，为了抑制成为裂纹和拉丝时的断线的原因的过冷组织的生成，将Mo量的上限设为0. 25%。另外，如果Mo量多，则在钢丝韧化处理中直到珠光体相变结束的时间变长，因此优选将Mo量设为0. 15%以下。W :0.05 0.30%W与Mo同样是对淬硬性和回火软化抗力的提高有效的元素，并且，是在钢中作为碳化物析出的元素。在本发明中，特别是为了提高回火软化抗力而添加0.05%以上的W。另一方面，为了抑制如果过量地添加W则成为裂纹和拉丝时的断线的原因的过冷组织的生成，必须将W量设为0. 30%以下。此外，如果考虑热处理的容易度等，则W量优选为0. 10 0. 20%，更优选为0. 13 0. 18%。0. 13%^ Mo+ff ^ 0. 35%Mo和W是对回火软化抗力的提高有效的元素，在本发明中，将两者复合地添加。其结果，与单独添加Mo、W相比，可以抑制碳化物的生长，并显著地提高回火软化抗力。特别是为了提高加热到500°C时的回火软化抗力，必须将(Mo+W)设为0. 13%以上。为了进一步提高回火软化抗力，优选将(Mo+W)设为0. 15%以上。另一方面，如果(Mo+W)超过0. 35%，则在热轧、拉丝加工前的钢丝韧化处理等中容易产生马氏体和贝氏体等的所谓过冷组织。因此，为了抑制成为裂纹和拉丝时的断线的原因的过冷组织的生成，将(Mo+W)的上限设为0.35%。另外，从尽量减少后述的球状碳化物的个数，使回火软化抗力进一步提高，并且更加有效地防止冷卷绕性的劣化的观点来看， (Mo+W)的上限优选为0·Μ%。Cr :0. 8 1.3%Cr是对提高淬硬性和回火软化抗力有效的元素，在本发明中，添加0. 8%以上的 Cr。在进行氮化处理的情况下，可以通过Cr的添加来加深由氮化引起的硬化层。因此，在赋予在氮化下的硬化和在氮化温度下的软化抗力的情况下，优选添加超过1. 0%的Cr。另一方面，如果Cr量过量，则不仅制造成本变高，还阻碍碳化物的溶解，未溶解碳化物变多而损害卷绕性，因此将Cr量的上限设为1.3%。另外，在C量多的情况下，为了抑制粗大的渗碳体的生成，优选将Cr量抑制在1.2%以下。此外，为了兼备强度和卷绕性，优选将Cr量的上限设为1. 1%。N :0· 003 0. 007%N在本发明中是与钢中所含有的V形成氮化物的元素。为了利用微细的氮化物，将原始奥氏体微细化，在本发明中，含有0. 003%以上的N。另一方面，如果N量过量，则氮化物粗大化，冷卷绕性和疲劳特性降低。因此，将N 量的上限设为0. 007%。另外，如果考虑热处理等的容易度，则N量的上限优选为0. 005%。P :0.025% 以下P是杂质，使钢硬化，产生偏析并发生脆化，因此将P量限制在0. 025%以下。另外，在原始奥氏体晶界偏析的P使韧性和抗延迟断裂特性等降低，因此优选将P量限制在 0. 015%以下。此外，在钢线的抗拉强度超过2150MPa这样的情况下，优选将P量限制在低于 0. 010%。S :0.025% 以下S也是杂质，如果在钢中存在则使钢脆化，因此将S量限制在0.025%以下。为了抑制S的影响，有效的是添加Mn。但是，MnS是夹杂物，特别是在高强度钢中，有时MnS成为断裂的起点。因此，为了抑制断裂的发生，优选将S量限制在0.015%以下。此外，在钢线的抗拉强度超过2150MPa这样的情况下，优选将S量限制在低于0. 010%。Al :0.003% 以下Al是脱氧元素，影响到氧化物的生成，如果生成硬质的氧化物，则疲劳耐久性降低。特别是在高强度弹簧中，如果过量地添加Al，则疲劳强度产生偏差，损害稳定性。在本发明的高强度弹簧用钢线中，如果Al量超过0. 003%，则起因于夹杂物的破裂发生率变多， 因此将Al量限制在0. 003%以下。接着，就本发明的高强度弹簧用钢线的金属组织进行说明。本发明的高强度弹簧用钢线的金属组织由体积率大于6%且在15%以下的残余奥氏体、和回火马氏体构成。原始奥氏体晶粒度号10号以上
本发明的高强度弹簧用钢线以回火马氏体作为主要的组织，原始奥氏体晶粒度对特性带来大的影响。即，如果使原始奥氏体的粒径微细，则由于细粒化的效果，疲劳特性和卷绕性提高。在本发明中，为了得到足够的疲劳特性和卷绕性，将原始奥氏体晶粒度号设为10 号以上。原始奥氏体的微细化对高强度弹簧用钢线的特性的提高特别有效，优选将原始奥氏体晶粒度号设为11号，进一步优选设为12号以上。为了使原始奥氏体的粒径微细，降低淬火的加热温度和缩短加热时间较有效。但是，如果过量地使淬火时的加热温度降低、并缩短加热时间，则有粗大的球状碳化物残存的可能性。因此，原始奥氏体晶粒度号的优选上限为13. 5号以下。再者，原始奥氏体晶粒度号基于JIS G 0551进行测定。残余奥氏体超过6%且在15%以下(体积率)残余奥氏体对冷卷绕性的提高有效。在本发明中，为了确保冷卷绕性，将残余奥氏体的体积率设为超过6%。另一方面，如果残余奥氏体体积率大于15%，则因通过加工诱发相变而生成的马氏体，冷卷特性降低。因此，将残余奥氏体的体积率设为15%以下。残余奥氏体的体积率可以采用X射线衍射法、磁测定法求得。其中，磁测定法是可以简便地测定残余奥氏体的体积率的优选测定方法。另外，残余奥氏体与回火马氏体相比是软质的，因此使屈服强度降低，并且，因相变诱发塑性而使延展性提高，因此显著地有助于冷卷绕性的提高。另一方面，残余奥氏体大多残留于偏析部、原始奥氏体晶界和亚晶粒所夹着的区域附近，因此因加工诱发相变而生成的马氏体(加工诱发马氏体)成为断裂的起点。并且，如果残余奥氏体增加，则相对地回火马氏体减少。金属组织由残余奥氏体和回火马氏体构成。因此，以往因残余奥氏体引起的强度和冷卷绕性的降低成为问题。但是，在要求超过2000MPa的高强度的本发明的弹簧用钢线中，C、Si、Mn、Cr等的添加量变多，因此残余奥氏体的相变诱发塑性的利用对冷卷绕性的提高极其有效。另外，最近，采用高精度的弹簧加工技术，即使因弹簧成形时生成的加工诱发马氏体，局部地生成高硬度部分，也能够某种程度地抑制卷绕特性的劣化。球状碳化物本发明的高强度弹簧用钢线为了提高强度，除了添加C以外，还添加Mn、V、Cr、M0、 W等所谓的合金元素。大量地添加了 C和特别是V、Cr等的形成氮化物、碳化物、碳氮化物的合金元素的情况下，球状的渗碳体系碳化物和合金系碳化物容易在钢中残留。球状的渗碳体系碳化物和合金系碳化物，是热轧的加热时没有在钢中固溶的未溶解碳化物。再者，在本发明中，将球状的合金系碳化物和球状的渗碳体系碳化物总称为球状碳化物。球状碳化物，如果将从高强度弹簧用钢线制取的试样进行镜面研磨，并实施采用苦味酸酒精溶液(Picral)进行的蚀刻、和电解腐蚀等，则可以采用扫描型电子显微镜 (SEM)进行观察。另外，也可以采用透射型电子显微镜(TEM)的复膜法进行观察。
图1表示采用SEM观察了电解腐蚀后的试样的组织的一例。在图1的组织照片中，在钢中确认出基体的针状组织和球状组织这两种组织。其中，针状组织是通过淬火回火而生成的回火马氏体。另一方面，球状组织是通过热轧的加热而没有在钢中固溶，通过采用油回火处理和/或高频处理的淬火回火，发生了球状化的碳化物(球状碳化物)1。在本发明中，由于球状碳化物对高强度弹簧用钢线的特性带来影响，因而将尺寸和密度进行以下那样的控制。在本发明中，与现有技术相比，进一步对于微细的球状碳化物进行规定，谋求更高的性能和可加工性的兼备。为了确保钢的强度、回火软化抗力，圆相当径低于0.2μπι的球状碳化物是有效的。另一方面，圆相当径为0. 2μπι以上的球状碳化物，对强度和回火软化抗力的提高没有帮助，并使冷卷绕性劣化。因此，在本发明中，控制圆相当径为0. 2μπι以上的球状碳化物的
存在密度。此外，圆相当径超过0. 5 μ m的球状碳化物使特性显著地劣化。因此，与圆相当径为0. 2 0. 5 μ m的球状碳化物的情况相比，必须进一步限制圆相当径超过0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度。圆相当径为0.2 0.5μπι的球状碳化物的存在密度0. 06个/μ m2以下本发明的高强度弹簧用钢线的强度极高，因此圆相当径为0. 2 0. 5 μ m的球状碳化物也对冷卷绕性有害，所以优选为较少。因此，将圆相当径的平均粒径为0. 2 0. 5μπι 的球状碳化物的存在密度限制在0. 06个/ μ m2以下。圆相当径超过0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度0. 01个/ μ m2以下。圆相当径超过0. 5 μ m的球状碳化物，与圆相当径为0. 2 0. 5 μ m的球状碳化物相比，使机械性质和可加工性显著地劣化，所以优选为较少。因此，将圆相当径超过0. 5μπ 的球状碳化物的存在密度限制在0.01个/μ m2以下。在此，就球状碳化物的圆相当径和存在密度的测定方法进行说明。将从高强度弹簧用钢线制取的试样进行研磨、电解腐蚀。再者，观察部位是以能够排除脱碳或中心偏析等的特殊状况的方式任意地观察热处理线材(钢线)的半径的中央附近即所谓的1/2R部。再者，测定面积为300 μ m2以上。电解腐蚀是在电解液(乙酰丙酮10质量％、四甲基氯化铵1质量％、其余成分为甲醇的混合溶液)中将样品作为阳极，钼作为阴极，使用采用低电位的电流发生装置，通过电解作用使样品表面腐蚀来进行。电位在-50 _200mV vs SCE的范围，在适合于各自的样品的电位设为恒定。对于本发明的钢线，优选在-IOOmV vs SCE恒定。通电量可以利用试样的总表面积X0. 133[c/cm2]求得。再者，将试样埋入树脂的情况下，不仅是研磨面，还加上树脂内的试样面的面积算出试样的总表面积。开始通电后保持10秒，然后停止通电并洗净。其后，采用SEM观察试样，拍摄球状碳化物的组织照片。在SEM中，观察到比较白的、长径和短径之比(纵横比)为2以下的组织是球状碳化物。在SEM中的拍摄倍率为1000倍以上，优选为5000 20000倍。将这样拍摄的SEM组织照片进行图像处理，算出圆相当径，测定在测定视场内看到的圆相当径为0. 2 0. 5 μ m和超过0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度。
接着，就本发明的高强度弹簧用钢线的机械特性进行说明。为了谋求弹簧的小型化和轻量化，有效的是作为坯料的弹簧用钢线的高强度化。 另外，对以这样的高强度弹簧用钢线作为坯料的弹簧要求优异的疲劳强度。本发明的高强度弹簧，将作为坯料的钢线进行弯曲加工以形成为所希望的形状， 再实施氮化处理、喷丸等使表面硬化的处理来制造。在氮化处理中，加热到500°C左右，因此弹簧有时比作为坯料的钢线软化。因此，为了将弹簧高强度化，并提高疲劳特性，必须确保作为坯料的钢线的抗拉强度。另外，为了将高强度弹簧用钢线加工成为所希望的形状的弹簧，要求冷卷绕性，因此必须限制抗拉强度的上限。抗拉强度2100 2350MPa如果弹簧用钢线的抗拉强度高，则可以提高实施了氮化处理等的将表面硬化的处理的弹簧的疲劳强度和弹力减弱特性。在本发明中，为了提高弹簧的疲劳特性和弹力减弱特性，将弹簧用钢线的抗拉强度设为2100MPa以上。另外，弹簧用钢线的抗拉强度越高，弹簧的疲劳特性就越提高，因此弹簧用钢线的抗拉强度优选为2200MPa以上，进一步优选为2250MPa以上。另一方面，如果弹簧用钢线的抗拉强度过高，则冷卷绕性降低，因此将抗拉强度设为2350MPa以下。冷卷绕性可以由后述的缺口弯曲试验更加准确地评价。原因是即使在弹簧用钢线的抗拉强度过度地高，冷卷绕时弹簧用钢线发生破损之类的情况下，在弹簧用钢线的弯曲特性优异的情况下，也可以进行冷卷绕。这是由在冷卷绕时作用于钢线的主要是弯曲应力所致。缺口弯曲角度优选为观度以上，更优选为30度以上。屈服强度1470 1980MPa为了确保因循环应力而发生弹性变形的弹簧的强度和耐弹力减弱性，优选提高屈服强度。再者，本发明中，所谓屈服强度，在应力-应变曲线中，屈服点明显的情况下是上屈服点，屈服点不明显的情况下是0.2%屈服强度。为了提高弹簧的屈服强度，优选提高作为坯料的弹簧用钢线的屈服强度。另一方面，如果弹簧用钢线的屈服强度过度地高，则有时损害冷卷绕性。因此，为了确保弹簧的强度和耐弹力减弱性，弹簧用钢线的屈服强度优选为 1470MPa 以上。另一方面，如果屈服强度超过1980MPa，则有时损害冷卷绕性，因此优选将屈服强度设为1980MPa以下。另外，为了提高弹簧用钢线的屈服强度，优选使残余奥氏体的体积率降低。在500°C下保持1小时的加热处理后的维氏硬度570以上高强度弹簧在氮化处理时被加热到例如50(TC左右。以往如果加热温度达到 500 0C则难以抑制钢线的软化。本发明的高强度弹簧用钢线，回火软化抗力优异，可以确保在500°C加热后的弹簧的疲劳特性和耐弹力减弱性。再者，在本发明中，将回火软化抗力的指标设为在500°C保持1小时的加热处理后的维氏硬度。在淬火时，钢线的表层的温度比内部高，因此维氏硬度的测定优选在距表面500 μ m深度的位置进行。为了确保弹簧的疲劳特性和耐弹力减弱性，在500°C保持1小时的加热处理后的维氏硬度为570以上即可，进一步优选为575以上。另一方面，在500°C保持1小时的加热处理后的维氏硬度的上限没有特别规定，但是不会超过加热处理前的维氏硬度，因此通常其上限为783。另外，在以本发明的高强度弹簧用钢线作为坯料制造高强度弹簧的情况下，表层通过喷丸和/或氮化处理发生硬化。另一方面，内部的硬度，即，距高强度弹簧的表面500 μ m深度位置的维氏硬度(内部硬度)受到氮化处理时的加热的影响。因此，实际上制造弹簧时，内部硬度根据氮化处理的温度而变动。但是，高强度弹簧的情况下，为了避免内部硬度的降低，一般将氮化处理的温度控制在低温。因此，认为弹簧的内部硬度与将作为坯料的钢线在500°C保持1小时的加热处理后的维氏硬度相比更高。因此，将本发明的高强度弹簧用钢线作为坯料的高强度弹簧，其内部硬度为维氏硬度570以上，具有极其优异的疲劳特性和耐弹力减弱性。再者，将本发明的高强度弹簧用钢线作为坯料，制造高强度弹簧时，实施冷卷绕和氮化处理。因此，高强度弹簧的在距表面500 μ m深度位置的残余奥氏体与坯料相比减少少许。但是，认为成分组成、球状碳化物、原始奥氏体晶粒度因冷卷绕和氮化处理受到的影响因此，将本发明的高强度弹簧用钢线作为坯料的高强度弹簧的成分组成、球状碳化物、原始奥氏体晶粒度，与本发明的高强度弹簧用钢线的成分组成、球状碳化物、原始奥氏体晶粒度相同。例如，使用本发明的高强度弹簧用钢线制作的弹簧之中，作为内燃机用的阀簧使用时，与现有材料相比可以在维持耐久性的状态下使线直径变细，降低阀机构的摩擦。另外，除了可以进行阀升程量的增加和高旋转化以外，相对于现有的制品可以进行全长和外径的小型化等，对内燃机的帮助优异。接着，就本发明的高强度弹簧用钢线的制造方法进行说明。本发明的高强度弹簧用钢线，是加热钢坯进行热轧，进行钢丝韧化处理后，实施修整，进一步地进行用于将硬化层软质化的退火，并进行拉丝加工，实施淬火和回火来制造的。钢丝韧化处理是使热轧后的钢线的组织成为铁素体-珠光体的热处理，在拉丝加工前为了使钢线软化而进行。拉丝加工后，实施油回火处理和高频处理等的淬火和回火，调整钢线的组织和特性。在制造本发明的高强度弹簧用钢线时，必须防止球状碳化物的粗大化。一般来说， 在制造钢坯时冷却速度慢，因此碳化物容易粗大化。因此，在本发明中特别是热轧的加热温度是重要的。在热轧中，将钢坯加热到1100°C以上，促进粗大的碳化物的固溶。为了防止粗大的球状碳化物的生成，必须使钢坯中产生的粗大的碳化物固溶于钢中，优选提高加热温度。因此，热轧的优选加热温度为1150°C以上，进一步优选加热温度为1200°C以上。从加热炉取出后，温度降低，析出物生长。因此，优选从加热炉取出后，在5分钟以内完成热轧。热轧后，对钢线实施钢丝韧化处理。该钢丝韧化处理的加热温度为了促进碳化物的固溶而优选为930°C以上的高温，进一步优选为950°C以上。根据所要求的线材直径、精度而省略拉丝工序的情况下，有时拉丝工序之前的钢丝韧化处理工序也被省略。该情况下，重要的是通过淬火的加热来促进碳化物的固溶。拉丝加工后的淬火，在将钢线加热到A3点以上的温度后进行。为了促进碳化物的固溶，优选提高淬火的加热温度。在淬火之前的加热中，为了抑制碳化物的生长，优选将加热速度设为10°C /秒以上、保持时间设为5分钟以下。另外，为了抑制奥氏体的晶粒生长，优选缩短保持时间。淬火，为了促进马氏体相变，优选将冷却速度设为50°C /秒以上，并冷却到100°C 以下。淬火时的致冷剂宜为低温，优选为100°C以下，更优选为80°C以下。另一方面，为了精密地控制残余奥氏体量，致冷剂温度的下限优选为40。C。致冷剂只要是油、水溶性淬火剂、水等可以进行淬火的致冷剂就没有特别限定。另外，冷却时间也可以像油回火处理和高频热处理那样短。为了极端地减少残余奥氏体，优选避免过度地增长在低温下的保持时间和/或将致冷剂温度设为30°C以下。 即，优选淬火在5分钟以内结束。淬火后进行回火。为了抑制碳化物的生长，回火优选将加热速度设为10°C /秒以上，保持时间设为15分钟以下。通过冷卷绕将弹簧用钢线加工成所希望的弹簧形状，实施消应力退火，并进一步实施氮化处理和喷丸，以制造弹簧。被进行了冷卷绕的钢线，通过消应力退火和氮化处理等被再加热。此时，在现有的高强度弹簧用钢线中，其内部发生软质化，因此作为弹簧的性能降低。但是，在本发明的高强度弹簧用钢线中，即使对钢线在500°C左右的高温下实施氮化处理，氮化处理后的钢线也保持了足够的硬度。S卩，如果以本发明的高强度弹簧用钢线为坯料，则可以使高强度弹簧的距表层 50(^!11深度的维氏硬度达到浙570以上。再者，在距弹簧的表层500μπι深度测定维氏硬度是为了评价没有因氮化处理和喷丸造成的硬化的影响的母材的维氏硬度。实施例接着，利用实施例进一步说明本发明，实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例，本发明并不限定于这一个条件例。本发明在不脱离本发明的要旨并达到本发明的目的的范围内可以采用各种的条件。熔炼具有表1和2所示的成分的钢，进行铸造，制造了钢坯。再者，成分的值是将后位的位数四舍五入所求得的值。试样是用250吨的转炉精炼、连续铸造以形成为小钢坯(billet)，或者，用2吨的真空熔化炉熔炼、并铸造后，将铸坯加热到1200°C轧制，以形成为小钢坯。将得到的钢坯进行热轧，制成为直径8mm的轧制线材。通过拉丝加工形成为直径4mm的拉丝材料。那时，为了形成为容易拉丝的组织而在拉丝前进行了钢丝韧化处理。钢丝韧化处理中的加热温度，优选加热到900°C以上以使得碳化物等充分地固溶，发明例在 930 950°C加热进行了钢丝韧化处理。为了调整进行了钢丝韧化处理和拉丝的钢线的抗拉强度而实施淬火回火处理，制造了弹簧用钢线。再者，在拉丝加工中发生断线的试样(No. 30,32,36)没有实施淬火回火处理。
权利要求
1. 一种高强度弹簧用钢线，其特征在于，以质量％计，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的含量的合计为0. 70 % ^ Mn+V ^ 1. 27%, Mo和W的含量的合计为0. 13% 彡 Mo+ff 彡 0. 35%, 并限制为 P 0. 025% 以下、 S 0. 025%以下、和 Al 0. 003% 以下，其余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织由体积率大于6%且在15%以下的残余奥氏体、和回火马氏体构成，原始奥氏体晶粒度号为10号以上，圆相当径为0. 2 0. 5 μ m 的球状碳化物的存在密度为0. 06个/ μ m2以下，圆相当径大于0. 5 μ m的球状碳化物的存在密度为0. 01个/ μ m2以下，抗拉强度为2100 2350MPa。
2.根据权利要求1所述的高强度弹簧用钢线，其特征在于，屈服强度为1470 1980MPao
3.根据权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢线，其特征在于，在500°C保持1小时的加热处理后的维氏硬度为570以上。
全文摘要
一种高强度弹簧用钢线，其特征在于，以质量％计，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的含量的合计为0.70％≤Mn+V≤1.27％，Mo和W的含量的合计为0.13％≤Mo+W≤0.35％，并限制为P0.025％以下、S0.025％以下和Al0.003％以下，其余量由铁和不可避免的杂质构成，金属组织由体积率大于6％且在15％以下的残余奥氏体、和回火马氏体构成，原始奥氏体晶粒度号为10号以上，圆相当径为0.2～0.5μm的球状碳化物的存在密度为0.06个/μm2以下，圆相当径大于0.5μm的球状碳化物的存在密度为0.01个/μm2以下，抗拉强度为2100～2350MPa。
文档编号C22C38/34GK102378823SQ20108001540
公开日2012年3月14日 申请日期2010年7月9日 优先权日2009年7月9日
发明者出町仁, 前川惠一, 川口纯, 末广智信, 村上敦, 桥村雅之, 金须贵之, 铃木章一 申请人:新日本制铁株式会社, 本田技研工业株式会社, 铃木金属工业株式会社