用于阀弹簧的超高强度弹簧钢的制作方法

本公开涉及超高强度钢。更特别地，本公开涉及适合于发动机阀弹簧的具有改善的拉伸强度和疲劳强度的超高强度钢。

背景技术：

随着化石燃料储量的减少和油价的突然增长和变化，车辆的燃料效率的改善引起了强烈的世界范围内的关注。

对于燃料效率的改善，已经开发了车辆车身的重量减轻设计和通过减小在系统连接处的摩擦来最小化功率损失。此外，通过改善基于发动机自身的排气控制的动力学特征，使输出功率最大化而提高燃料效率。关于燃料效率的改善，已经努力通过降低发动机缸盖的动力组件的重量来减少动力学载荷。

在动力组件中，发动机阀弹簧是如果减轻其重量则可以对燃料效率做出较大贡献的组件，这是由于发动机阀直接控制动力学载荷。传统上，阀弹簧主要由具有1900MPa拉伸强度的CrSi钢或具有2100MPa拉伸强度的CrSiV钢制成。进一步，已经尝试通过将合金元素加入到CrSiV钢中来使拉伸强度提高至2550MPa。

技术实现要素：

本公开已经考虑了在现有技术中发生的上述问题，并且本公开的一个方面提供了通过优化Mo、Ni、V、Nb、Ti、B和W的含量而具有改善的 拉伸强度和通过控制在其中形成的内含物而具有改善的疲劳强度的超高强度弹簧钢。

根据本公开的一种实施方式，基于按重量计100％的超高强度弹簧钢的重量，适合于车辆发动机中阀弹簧的超高强度弹簧钢包括按重量计0.5-0.7％的碳(C)、按重量计1.3-2.3％的硅(Si)、按重量计0.6-1.2％的锰(Mn)、按重量计0.6-1.2％的铬(Cr)、按重量计0.1-0.5％的钼(Mo)、按重量计0.05-0.8％的镍(Ni)、按重量计0.05-0.5％的钒(V)、按重量计0.05-0.5％的铌(Nb)、按重量计0.05-0.3％的钛(Ti)、按重量计0.001-0.01％的硼(B)、按重量计0.01-0.52％的钨(W)、按重量计0.3％或更少(不包括0％)的铜(Cu)、按重量计0.3％或更少(不包括0％)的铝(Al)、按重量计0.03％或更少(不包括0％)的氮(N)、按重量计0.003％或更少(不包括0％)的氧(O)、余量的Fe、以及不可避免的杂质。

该超高强度弹簧钢具有3000MPa或更高的拉伸强度。

该超高强度弹簧钢具有1200MPa或更高的疲劳强度。

该超高强度弹簧钢具有2500MPa或更高的屈服强度。

该超高强度弹簧钢具有760HV或更大的硬度。

该超高强度弹簧钢包含具有15μm或更小直径的内含物。

可以以10％或更低的分数包含具有10-15μm直径的内含物并且以90％或更高的分数包含具有10μm直径的内含物。

附图说明

通过下文的详细描述连同附图，将可以更清楚地理解本公开的上述和其他目的、特征和优势。

图1示出了实施例和比较例的钢的组分。

图2示出了实施例和比较例的钢的物理特性和性能。

图3是示出了根据本公开的实施方式的超高强度弹簧钢相对于温度的相转变的图。

图4是示出了根据本公开的实施方式的超高强度弹簧钢的渗碳体中的相对于温度的相转变的图。

具体实施方式

为了说明的目的，通过参考各个示例性实施方式描述了本公开的原理。尽管在本文中特别描述了本公开中的某些实施方式，但是本领域普通技术人员将容易地认识到相同原理同样适用于并且可以用于其他系统和方法中。在详细解释本公开的公开的实施方式之前，应该理解本公开并不将其应用局限于示出的任何特定实施方式的细节。此外，本文中使用的术语是用于解释而非限制的目的。此外，尽管参考以某种顺序在本文中呈现的步骤描述了某些方法，但在许多情况下，这些步骤可以以本领域普通技术人员理解的任何顺序进行；然而，新的方法并不因此局限于本文公开的步骤的特定排列。

图3是示出了根据本公开中的实施方式的超高强度弹簧钢相对于温度的相转变的图，而图4是示出了根据本公开的实施方式的超高强度弹簧钢相对于温度相转变为渗碳体的图。

由于优化了其主要合金组分的含量，因此适合于车辆发动机的阀弹簧的根据本公开的超高强度弹簧钢表现出改善的性能，诸如拉伸强度和疲劳强度。具体地，基于按重量计100％的超高强度弹簧钢，根据本公开的超高强度弹簧钢包括：按重量计0.5-0.7％的碳(C)、按重量计1.3-2.3％的硅(Si)、按重量计0.6-1.2％的锰(Mn)、按重量计0.6-1.2％的铬(Cr)、 按重量计0.1-0.5％的钼(Mo)、按重量计0.05-0.8％的镍(Ni)、按重量计0.05-0.5％的钒(V)、按重量计0.05-0.5％的铌(Nb)、按重量计0.05-0.3％的钛(Ti)、按重量计0.001-0.01％的硼(B)、按重量计0.01-0.52％的钨(W)、按重量计0.3％或更少(不包括0％)的铜(Cu)、按重量计0.3％或更少(不包括0％)的铝(Al)、按重量计0.03％或更少(不包括0％)的氮(N)、按重量计0.003％或更少(不包括0％)的氧(O)、余量的Fe、以及其他不可避免的杂质。

在下文中，将描述根据本公开的组合物中各组分的数字限定的原因。除非另有描述，在下文描述中给出的单位％表示按重量计的％。

根据某一实施方式，碳(C)以0.5-0.7％的量包含在超高强度钢中。钢的强度随着碳含量的增加而增加。在碳含量小于0.5％时，由于在热处理时不足的淬火性能致使钢强度稍微增加。另一方面，碳含量超过0.7％导致在淬火时形成马氏体相，导致疲劳强度和韧性降低。在这个范围内，提供了具有高强度和延展性的钢。

根据某一实施方式，硅(Si)以1.3-2.3％的量包含在超高强度钢中。与铁在铁素体中形成固溶体，可以增加硅的强度和回火软化抗性。在硅含量小于1.3％时，钢具有较差的抗回火软化性。另一方面，硅含量超过2.3％可能导致在热处理时的脱碳现象。

根据某一实施方式，锰(Mn)以0.6-1.2％的量包含在超高强度钢中。在基质中形成固溶体，锰改善了弯曲疲劳强度和淬火性能。当以小于0.6％的量使用时，锰不能保证淬火性能。大于1.2％的锰含量降低韧性。

根据某一实施方式，铬(Cr)以0.6-1.2％的量包含在超高强度钢中。铬具有导致可用于回火时的韧性的碳化物沉积物的形成、改善可硬性、以及通过抑制软化增加强度的各种功能。进一步地，铬通过微结构细化(microstructural refinement)增加了钢的韧性。在Cr含量为0.6％或更高 时，铬在回火软化、脱碳、淬火和耐腐蚀性方面表现出优异的效果。Cr含量超过1.2％导致了过度大颗粒边界碳化物的形成，以及强度退化和脆性增加。

根据某一实施方式，钼(Mo)以0.1-0.5％的量包含在超高强度钢中。与Cr相似，钼形成微结构碳化物沉积物以改善强度和断裂韧性。特别地，1-5nm的TiMoC的均匀形成改善了耐回火性且保证了耐热性和高强度。当以小于0.1％的量使用时，钼不能形成碳化物，不能获得足够的强度。另一方面，由于已经满足了碳化物沉积和强度改善效果，因此钼含量超过0.5％在成本方面是不利的。

根据某一实施方式，镍(Ni)以0.05-0.8％的量包含在超高强度钢中。镍是改善钢的耐腐蚀性的元素。其也起到了改善耐热性、冷脆性、可硬性、尺寸稳定性和可定型性(settability)的作用。在镍含量小于0.05％时，钢在耐腐蚀性和高温稳定性方面变得较差。另一方面，当镍含量超过0.8％时，钢可能经历红热脆性(red shortness)。

根据某一实施方式，钒(V)以0.05-0.5％的量包含在超高强度钢中。钒改善了微结构细化、耐回火性、尺寸稳定性和可定型性，并且提高了耐热性和高强度。其形成了微结构沉积物碳化钒(VC)以增加断裂韧性。特别地，微结构沉积物VC抑制了颗粒边界的迁移。V在奥氏体化时融化以形成固溶体，并且在回火时沉积以产生二次硬化。在钒含量小于0.05％时，可能不能防止断裂韧性的降低。当以超过0.5％的量使用钒时，钢可能包含粗粒沉积物并且在淬火后强度降低。

根据某一实施方式，铌(Nb)以0.05-0.5％的量包含在超高强度钢中。铌引起微结构细化，通过氮化来硬化钢表面，并且改善了尺寸稳定性。NbC的形成提高了钢强度，并且控制了其他碳化物(例如CrC、VC、TiC、MoC)的形成速率。在铌含量小于0.05％时，钢可能降低强度并且可能具 有非均匀的碳化物分布。当铌含量高于0.5％时，可能抑制其他碳化物的形成。

根据某一实施方式，钛(Ti)以0.05-0.3％的量包含在超高强度钢中。与Nb和Al相似，钛防止或抑制颗粒再结晶和生长。此外，钛形成纳米碳化物，诸如TiC、TiMoC等，并且与氮反应以形成抑制颗粒生长的TiN。进一步地，其形成干扰B和N之间结合的TiB₂，结果使BN-诱导的淬火性能退化最小化。在钛含量小于0.05％时，形成其他内含物诸如Al₂O₃，因此降低了耐疲劳性。钛含量超过0.3％干扰其他合金元素的作用并且招致成本增加。

根据某一实施方式，硼(B)以0.001-0.01％的量包含在超高强度钢中。硼改善了拉伸强度和伸长率，防止腐蚀，并且增加了耐腐蚀性和耐冲击性。在硼含量小于0.001％时，钢具有较差的强度。另一方面，硼含量超过0.01％导致韧性的降低，因此对钢提供较差的耐冲击性。

根据某一实施方式，钨(W)以0.01-0.52％的量包含在超高强度钢中。钨是形成碳化物沉积物的元素，从而改善耐高温磨损性和韧性，抑制结构生长，并且降低耐氧化性(scale resistance)。当钨的含量低于0.01％时，不能保持耐高温磨损性的期望等级，同时降低碳化物的形成。当钨的含量超过0.52％时，形成过多的WC，导致韧性降低。

根据某一实施方式，铜(Cu)以0.3％或更少(不包括0％)的量包含在超高强度钢中。铜是增加淬火性能和回火后强度的元素，并且改善了钢的耐腐蚀性。由于过量的铜增加生产成本，因此将铜含量限制为0.3％或更少。

根据某一实施方式，铝(Al)以0.3％或更少(不包括0％)的量包含在超高强度钢中。铝与氮形成AlN以诱导奥氏体的细化并且改善强度和冲击韧性。特别地，铝与Nb、Ti和Mo一起添加可以减少昂贵元素的量， 所述昂贵元素包括用于微结构细化的钒和用于韧性改善的镍。然而，由于过量的铝弱化钢，因此将铝的含量限制为0.3％或更少。

根据某一实施方式，氮(N)以0.03％或更少(不包括0％)的量包含在超高强度钢中。氮分别与Al和Ti形成AlN和TiN，表现出微结构细化。特别地，TiN对硼的淬火性能做出了极大的贡献。然而，由于过量的氮与硼反应带来淬火性能的降低，因此将氮含量限制为0.03％或更少。

根据某一实施方式，氧(O)以0.003％或更少(不包括0％)的量包含在超高强度钢中。氧与Si或Al结合以形成非金属性的、氧化物类内含物，引起疲劳寿命性能的降低。因此，少量的氧是较好的。在本公开中，高达0.003％的氧含量是允许的。

除上述组分外，超高强度弹簧钢包括余量的Fe和不可避免的杂质以形成100％。

以下，将参考实施例和比较例给出详细的描述。

在用于可商购的弹簧钢的条件下制造实施例和比较例的弹簧钢。将来自其中图1中示出了以各种含量使用的组分的熔融钢的线材(线棒，wire rod)通过等温处理、拉丝、淬火-回火和焊接淬火(焊料淬火，solder quenching)的连续方法制备为钢丝。例如，将线材保持在940-960℃下3-5分钟，冷却至640-660℃并在该温度下保持2-4分钟，然后冷却至18-22℃保持0.5-1.5分钟。该等温处理适合于促进随后的拉丝过程。通过热处理，在线材中形成珠光体。

在等温处理之后，线材经历拉丝的各个步骤以具有目标丝直径。在本公开中，拉制具有3.3mm直径的线材。

将拉制的线材加热至940-960℃并保持3-5分钟，并且淬火至45-55℃，然后回火0.5-1.5分钟。然后，再次将线材加热至440-460℃并保持2-4 分钟，并且之后经历焊接淬火。通过淬火和回火的马氏体的形成提供了用于线材的强度，同时通过焊接淬火的回火马氏体的形成增加了强度和韧性。

在测试实施例中，检测实施例和比较例中弹簧钢的物理性能。

测试实施例和比较例中的弹簧钢的屈服强度、硬度、疲劳强度、可塑性、疲劳寿命、内含物调整(inclusion regulation)、以及碳分数和碳活性的改善，并且结果在图2中给出。

在这一点上，根据KS B 0802在具有3.3mm直径的试样上使用20吨的测试仪测量屈服强度和拉伸强度，并且根据KS B 0811在300gf下使用显微维氏硬度计(micro Vickers hardness test)测量硬度。根据KS B ISO 1143通过在试样上进行旋转弯曲疲劳测试测量疲劳强度和疲劳寿命。如果在制造和模制10,000个具有6.5的直径/丝直径且匝数为8的阀弹簧时没有发生断裂，则确定可塑性是正常的。

对于内含物调整，平行轧制每个试样，并且沿着正中线切割。使用最大t-方法测量存在于切割表面的60mm²的区域中的最大尺寸的B-和C-型的内含物。在400-500倍放大的显微镜下进行测试。当钢具有10％或更低分数的10-15μm直径的内含物且具有90％或更高分数的10μm或更小直径的内含物，且没有超过15μm直径的内含物时，确定是正常状态。B-型内含物是多种粒状内含物，其在加工方向上不连续地以组对准，并且可以是例如氧化铝(Al₂O₃)内含物。C-型内含物是通过不规则的分布形成的不具有粘性变形的内含物，并且可以是例如硅酸盐(SiO₂)内含物。

基于热力学DB使用软件ThermoCalc计算碳分数和碳活性的改善。特别地，使用SEM-EDX通过绘图元素分布测量碳分数。

由图2的数据得知，缺少Mo、Ni、V、Nb、Ti、B、和W的传统钢尽管满足内含物调整，但是不能满足本公开对于屈服强度、拉伸强度、硬度、疲劳强度、可塑性和疲劳寿命的任何要求。

比较例1至14的钢与根据本公开的钢的组分含量不同，而且尽管与传统钢相比部分改善了屈服强度、拉伸强度、硬度、疲劳强度、可塑性和疲劳寿命，但是不能满足本公开的任何需求。

含有较少量Mo的比较例1的钢没有获得足够的屈服强度，特别地，与传统钢相比，其没有表现出硬度的改善，甚至其降低了疲劳强度和疲劳寿命。

与本公开限定的各自的含量相比，在比较例6中采用了较大含量的钒，并且在比较例11中采用了较小含量的硼。由于它们的内含物是粗糙的，因此钢缺少内含物调整。

在比较例9中，Ti含量较低。由于促进了其他内含物诸如Al₂O₃的形成，钢具有劣化的耐疲劳度，并且因此，与传统钢相比降低了疲劳强度和疲劳寿命。

相反，实施例1至3的钢含有本公开中限定的量的组分，并且其全部表现出2500MPa或更高的屈服强度、3000MPa或更高的拉伸强度、以及760HV或更高的硬度。此外，它们全部测量为具有1200MPa或更高的疲劳强度，并且通过了可塑性和内含物调整的测试。在钢中测量超过500,000次循环的疲劳寿命，并且与传统钢相比，钢的碳分数改善了7％或更高，且碳活性改善了3％。

图3是示出了根据本公开中的实施方式的超高强度弹簧钢相对于温度的相转变的图，而图4示出了根据本公开的实施方式的超高强度弹簧钢的渗碳体中的相对于温度的相转变的图。

在图3中，示出了相对于温度的具有Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W的合金组合物的钢的相转变。考虑到本公开的合金组合物，如在图3中示出的，钢具有各种显微内含物诸如CrC和VC，并且在凝固的过程中形成了富Ti或富Zr碳化物，因此改善了强度和疲劳寿命。

在图4中，示出了相对于温度的在渗碳体中具有Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W的合金组成的钢的相转变。由图4的数据，应该理解在渗碳体中发生八种元素的复杂行为(复杂性能，complex behavior)，从而预测微碳化物(microcarbide)的均匀分布。

如至今为止描述的，本公开的超高强度弹簧钢通过优化主要合金组分的含量具有3000MPa的拉伸强度，并且通过内含物细化具有1200MPa的疲劳强度。

尽管已经出于示例性的目的公开了本发明的示例性实施方式，但是本领域技术人员应该认识到在没有背离所附权利要求中公开的本发明的范围和实质的情况下，各种修改、添加和替代是可能的。