本发明属于弹簧钢及其生产方法领域，尤其涉及一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢及其生产方法。
背景技术：
弹簧钢广泛应用于铁路、汽车、工程机械等机械制造中，伴随着对机动车辆的轻质化、高性能化要求越来越高，支撑车体的悬架用弹簧也被高强度化。再者，国内火车提速、货车向高速重载方向发展，也迫切需要强度高、重量轻、寿命长的转向架弹簧。另外，在一些氯离子浓度较高的潮湿环境，如沿海环境，还需要弹簧零部件具有良好的耐蚀性能。
但是在汽车悬架用螺旋弹簧已经实施高应力设计的同时，再进一步提高钢材的强度指标已受到很大限制。因为商用弹簧钢在抗拉强度超过1800mpa时，材料塑性指标，即拉伸试验的断面收缩率z(％)和断后伸长率a(％)都有较大的下降(按现有标准油淬火回火弹簧钢丝φ10.0mm以上的其断面收缩率只能达到30％，φ14.0mm以上的则无规定)，如何进一步的提高弹簧钢的质量是人们不懈的追求。
随着研究的不断深入，现有技术也公开了不少高强弹簧钢及其生产方法，如中国专利cn103725984b公开了一种高韧性高强度弹簧钢，其特征在于材料的化学成分组成(重量百分比)为：c0.35～0.50、si1.50～2.50、mn0.35～1.00、p≤0.025、s≤0.015、cr0.50～1.20、ni0.15～0.50、cu0.10～0.30、v0.04～0.10、ti0.03～0.10，其余为fe和其它不可避免的杂质。该弹簧钢的晶粒度为8.0级或以上，抗拉强度在1920mpa以上时，断面收缩率z≥40％，断后伸长率≥10％。但该弹簧钢抗拉强度和国标55sicrv等牌号的强度相比并未有显著提高，且不具有明显的耐蚀性。
本发明旨在针对上述技术问题，提供一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢及其生产方法，热处理后，钢材的晶粒度细，强度和塑性高，且具有良好的抗高周疲劳性能和耐蚀性能。
技术实现要素：
为达到上述目的，本发明提供了一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢，其化学成分及重量百分比为：c0.40％～0.45％、si2.00％～2.50％、mn0.40％～0.60％、cr0.80％～1.00％、v0.06％～0.10％、mo0.30％～0.50％、ni0.05％～0.15％、cu0.05％～0.15％、re0.01％～0.03％、al痕量～0.005％、p痕量～0.015％、s痕量～0.010％、o≤0.0012％、n0.006％～0.010％、[h]≤0.00015％，其余为fe和其它不可避免的杂质。
优选的，mn重量百分比为0.50％～0.60％％。
优选的，cr重量百分比为0.90％～1.00％。
优选的，v重量百分比为0.08％～0.10％。
优选的，mo重量百分比为0.40％～0.50％
优选的，ni重量百分比为0.10％～0.15％。
优选的，cu重量百分比为0.10％～0.15％。
优选的，re重量百分比为0.015％～0.025％。
作为优选手段，该材料进行880℃淬火+420℃回火的热处理后，抗拉强度≥2000mpa，面缩率≥40％，将10根试样以60％以上的概率出现107次以上寿命的最大负载应力作为疲劳强度，疲劳强度≥850mpa，且具有良好的耐蚀性能。
本发明还涉及所述的一种具有优良疲劳性能和耐蚀性能的高强度弹簧用钢的方法，其步骤包括：
(1)常规电炉或转炉冶炼：出钢前定氧，严格控制出钢过程下渣；
(2)常规精炼炉精炼：c、si、mn、cr、v、mo、ni、cu、re等元素调至目标值；
(3)真空脱气：纯脱气时间≥15分钟，保证真空处理后[h]含量≤1.5ppm；
(4)连铸：控制中包钢水目标温度在液相线温度以上10～40℃，连铸150mm×150mm～250mm×250mm方坯；
(5)线材轧制路线：150mm×150mm～250mm×250mm方坯→扒皮→加热温度为950～1030℃，优选1000～1030℃，方坯在炉时间≤2h，优选90～110min→高速线材控制轧制→斯太尔摩冷却线控冷→φ12～25mm，优选12～18mm线材盘条成品；其中线材轧制时，开轧温度为890～930℃，优选为900～920℃；终轧温度为780～820℃，优选为800～820℃；吐丝温度为780～820℃，优选为790～810℃。
本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：
c：碳是钢中最基本有效的强化元素，在在弹簧钢保证强硬度、确保耐磨损性的重要元素，是获得高强度和硬度的弹簧钢所必须的。高的碳含量虽然对钢的强度、硬度、弹性和弹减性能等有利，但不利于钢的塑性和韧性，而且使屈强比降低，脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。在本发明中，c含量控制在0.40％～0.45％。
si：硅是钢中强化的重要元素，通过固溶作用提高钢的强硬度，同时提高弹簧钢的减退抗力和抗疲劳性。硅可以提高锈层的稳定性，提高耐蚀性能。但si元素的提高会增加钢中碳的扩散，加剧钢材的脱碳。在本发明中，si含量控制在2.00％～2.50％。
mn：锰和铁形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，同时mn是提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性。但过量的mn会降低钢的塑性。mn的添加同时有助于在钢材表面形成锈蚀层，提高钢的耐蚀性能，但过度的mn会导致腐蚀产物颗粒的长大，提高腐蚀率。在本发明中，mn含量控制在0.40％～0.60％，优选0.50％～0.60％％。
cr：铬与碳能形成稳定的化合物，阻止c或杂质的偏聚，提高基体的稳定性能，显著改善钢的抗氧化作用，增加钢的抗腐蚀能力。铬能显著增加钢的淬透性，提高钢的疲劳强度，但过量的cr增加钢的回火脆性倾向。在本发明中，cr含量控制在0.80％～1.00％，优选0.90％～1.00％。
v：钒是钢的优良脱氧剂，钢中加钒可细化组织晶粒，提高强度和韧性。v与c形成碳化物，可提高抗氢腐蚀能力。在本发明中，v含量控制在0.06％～0.10％，优选0.08％～0.10％。
mo：钼在钢材热处理后多以第二相粒子或夹杂广泛弥漫存在于基体材料中,而原子对氢有较大的吸附作用，即有良好的抗氢蚀能力。而研究发现裂纹源的形成发现的形成与氢有关，把疲劳裂纹的内部萌生看作是一种氢致开裂，实质为由于应力应变场的作用，氢原子向夹杂周围富集,然后结合成氢分子，增大了空位体积，也破坏了金属间离子键的结合力，降低了基体的强度，从而导致裂纹的萌生，最后开裂。随着mo元素含量的提高，延缓疲劳裂纹内部萌生时间的效果越明显,材料超高周疲劳性能也提高越多。但是mo含量过多会增大晶间腐蚀倾向。在本发明中，mo含量控制在0.30％～0.50％，优选0.40％～0.50％。
ni：镍能与铁生成无限互溶的固溶体，具有扩大相区的作用,不形成碳化物。镍能稳定奥氏体，增强钢的淬透性。ni元素的加入同时能改善锈层结构，提高致密度和对钢表面的粘结性，提高了钢的耐蚀性能。但钢中过量的镍加入，钢在高温环境时的热脆性倾向增加。在本发明中，ni含量控制在0.05％～0.15％，优选0.10％～0.15％。
cu：铜在钢中的突出作用是提高钢的耐蚀性能。钢与表面二次析出的cu之间的阴极接触，能促使钢的阳极化，并形成保护性较好的锈层。铜元素也能改变锈层的吸湿性，从而提高了临界湿度。但cu在钢中产生高裂纹敏感性。在本发明中，cu含量控制在0.05％～0.15％，优选0.10％～0.15％。
re：钢中添加适量的稀土铼，可使mns、a12o3等夹杂变质为稀土夹杂，从而提高钢的力学性能。钢中加入re，可形成致密连续、附着性好的稀土复合氧化物。合适的re含量通过改善锈层的氧化物种类、形成过程，可显著提高钢的耐腐蚀性，并促进其它微合金元素在内锈层中的富集。此外，re通过净化钢液，变质夹杂，从而改善了点蚀和晶间腐蚀。钢中固溶re提高钢基体的耐蚀性，并促进稳定致密锈层的形成。在本发明中，re含量控制在0.01％～0.03％，优选0.015％～0.025％。
al和o：铝在弹簧钢中易产生脆性非金属夹杂al2o3，氧在钢中形成脆性氧化物夹杂物，均危害弹簧钢的疲劳性能。在本发明中，控制al含量≤0.005％，o含量≤0.0012％。
s和p：硫容易在钢中与锰形成mns夹杂，对卡环的扭转性能有害；磷是具有强烈偏析倾向的元素，通常还引起硫和锰的共同偏聚，对产品组织和性能的均匀性有害。在本发明中，控制p含量≤0.015％，s含量≤0.010％。
n：氮在钢的凝固过程中形成吸附层阻碍了固液相间的原子扩散，提高了形核过冷度和形核自由能差，提高了均质形核率，降低晶体长大速度，细化晶粒；同时在钢的热处理过程中，晶界处固溶的氮原子与铁、锰等原子形成共价键，牵制铁、锰原子的扩散，阻碍晶界移动，从而阻止晶粒长大，提高钢的强韧性能。钢中氮的存在抑制了碳化物的析出，从而提高了抗点腐蚀与晶间腐蚀性能。但过度的n在钢中析出fe4n，扩散速度慢，导致钢产生时效性，同时n还会降低钢的冷加工性能，在本发明中，控制n含量在0.006％～0.010％。
h：氢是钢中最有害的元素，氢在固态钢中溶解度极小，在高温时溶入钢液，冷却时来不及逸出而积聚在组织中形成高压细微气孔，使弹簧钢的塑性、韧度和疲劳强度急剧降低，导致弹簧钢的氢脆，控制[h]≤0.00015％。
本发明与现有技术相比，钢进行880℃淬火+420℃回火的热处理后，抗拉强度≥2000mpa，抗疲劳性能优异，且具有良好的耐蚀性能，大大提高了弹簧的使用寿命。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明作进一步的描述。所描述的实施例及其结果仅用于说明本发明，而不应当也不会限制权利要求书中所详细描述的本发明。
本发明各实施例均按以下工艺生产：
(1)常规电炉或转炉冶炼：出钢前定氧，严格控制出钢过程下渣；
(2)常规精炼炉精炼：c、si、mn、cr、v、mo、ni、cu、re等元素调至目标值；
(3)真空脱气：纯脱气时间≥15分钟，保证真空处理后[h]含量≤1.5ppm；
(4)连铸：控制中包钢水目标温度在液相线温度以上10～40℃，连铸150mm×150mm～250mm×250mm方坯；
(5)线材轧制路线：150mm×150mm～250mm×250mm方坯→扒皮→加热温度为950～1030℃，优选1000～1030℃，方坯在炉时间≤2h，优选90～110min→高速线材控制轧制→斯太尔摩冷却线控冷→φ12～25mm，优选12～18mm线材盘条成品；其中线材轧制时，开轧温度为890～930℃，优选为900～920℃；终轧温度为780～820℃，优选为800～820℃；吐丝温度为780～820℃，优选为790～810℃。
性能检测试验：
奥氏体晶粒度：880±20℃淬火，油冷，淬火介质温度18-35℃，冷却后进行金相制样和奥氏体晶粒度评级，晶粒度≥11.0级。
强韧性检测：将盘条加工为φ10mm的标准拉力试样，采用以下淬回火热处理工艺：880℃淬火，油冷，淬火介质温度18-35℃，420℃回火，随空气自然冷却，热处理后组织为回火屈氏体，力学性能见表3。实施例的强度均达到2000mpa，面缩率均达到40％以上，说明实施例具有较好的强韧性。
疲劳强度检测：对盘条进行淬回火处理，将表层氧化铁皮去除制作试样，再进行疲劳弯曲试验。将10根试样以60％以上的概率出现107次以上寿命的最大负载应力作为疲劳强度。实施例均具有疲劳强度850mpa以上的优良的疲劳特性，而对比例的疲劳强度仅为751mpa。此外，进行了108循环次数的超高周疲劳试验，疲劳强度仍可到达823mpa以上，而对比例的疲劳强度已下降到615mpa。这主要是因为实施例的抗氢蚀效果，大大延缓裂纹扩展的时间。
腐蚀试验：为了验证钢的耐蚀性能，分别在实施例和对比例的方坯上取样，经过880℃+420℃淬回火热处理后，分别按照gb/t19746-2018《金属和合金的腐蚀盐溶液周浸试验》和gb/t10125-2012《人造气氛腐蚀试验盐雾试验》的方法，进行288h周浸腐蚀试验和72h盐雾腐蚀试验，对比例为现在市场上常用的高强度弹簧钢，实施例与其相比，周浸试验的相对腐蚀率在52％左右，盐雾试验的相对腐蚀率低于49％。
表1本发明实施例及对比例的化学成分及组织列表(wt％)
表2本发明实施例及对比例的具体工艺参数情况列表
表3本发明实施例及对比例的性能检测情况列表