一种高强度耐蚀弹簧钢及其制造方法
【专利摘要】本发明公开了一种高强度耐蚀弹簧钢，其化学元素质量百分比为：C：0.50?0.65％；Si：1.35?2.20％；Mn：0.55?1.55％；Cr：0.60?1.70％；Ni：0.20?1.2％；Cu：0.20?1.0％；V：0.05?0.20％；Nb：0.01?0.15％；Al：0.001?0.020％；N：0.002?0.008％；O：0.0007?0.006％；余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还提供了该高强度耐蚀弹簧钢的制造方法。本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的抗拉强度可以达到2000MPa以上，同时具有良好抗腐蚀断裂性能，可满足汽车行业发展要求。
【专利说明】
一种高强度耐蚀弹簧钢及其制造方法
技术领域
[0001 ]本发明涉及一种弹簧钢及其制造方法，尤其涉及一种耐蚀弹簧钢及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 弹簧作为重要的减震和功能部件在社会生产和人们生活的方方面面均有着广泛 应用。随着科技的进步和制造水平的提高，各行业对弹簧性能提出了更高的要求，推动弹簧 钢材料向着更高的强度不断发展。汽车制造一直是弹簧钢用量最大的行业，例如在日本，汽 车、摩托车所用弹簧占其国内弹簧钢生产总量的64.9%，每年需求量超过10万吨。悬架弹簧 是汽车底盘减振系统中的重要功能性零件，主要作用是吸收振动保证乘员的舒适性。20世 纪80年代以来，节能、环保、安全已成为汽车设计的首要考虑因素，推动了汽车制造技术的 进步，受此影响，悬架弹簧和气门弹簧发展趋势总体上向轻量化、高应力、高可靠度方向发 展。弹簧的设计应力提高20%，其重量可减少约25%，从而降低车辆行驶过程中的油耗，达 到节能减排的目的，但同时必须保持高疲劳寿命。
[0003] 常用于车辆弹簧生产的Cr-V系、Cr-Mn系、Si-Mn系材料无法满足高强度弹簧生产 要求，而强度更高、屈强比更好的Si-Cr系弹簧钢如55SiCr和55SiCrV虽然可用于加工高强 度汽车悬架弹簧，但其疲劳寿命降低，特别是在潮湿具有一定腐蚀性介质(含C1-离子)条件 下其极易发生断裂，影响车辆安全。
[0004] 现有的一种弹簧钢合金的成分为：0.4-0.6%(：，1.7-2.5%3丨，0.1-0.4]\111，0.5-2.0 % Cr，0-0.006 % N，0.021-0.07 % A1。这种弹簧钢采用的是高碳高硅低锰合金设计路线， 主要考虑的是控制残余奥氏体量和尺寸形状来增强钢的耐氢脆性，这种弹簧钢对淬、回火 过程要求高，同时其A1含量高，增加了冶炼过程中夹杂物控制难度，而硬脆的氧化铝极易导 致弹簧疲劳寿命降低。
[0005] 现有技术中还有一种弹簧钢的成分设计如下：0.30-0.50 % C，0.80-2.0 % Si， 0.50-1.0%Μη，0·40-1 ·0%0,0.01-0.5%W，0.08-0.30%V，0.005-0.25% 的稀土元素，还 可以含有0.001-0.10%的Β，该合金经淬回火调质处理后强度最高可达1995MPa。但是这种 弹簧钢未考虑腐蚀对材料疲劳寿命的影响。
[0006] 随着汽车轻量化发展需求推动汽车用弹簧材料强度不断提高，需要一种高强度弹 簧钢取代ISOOMPa级普通弹簧钢丝的发展趋势越来越明显。此外，弹簧材料强度提高后，其 在潮湿环境中（含cr离子)其极易发生断裂，影响车辆安全。因此，本发明旨在提供一种抗 拉强度达到2000MPa以上，同时具有良好抗腐蚀断裂性能的汽车弹簧用材料及其制备方法， 可满足汽车行业发展要求。
【发明内容】
[0007] 本发明的目的之一在于提供一种高强度耐蚀弹簧钢，该弹簧钢抗拉强度可以达到 2000MPa以上，同时还具有良好抗腐蚀断裂性能。
[0008] 为了实现上述目的，本发明提出了一种高强度耐蚀弹簧钢，其化学元素质量百分 比为：
[0009] C:0.50-0.65% ;
[0010] Si：1.35-2.20% ；
[0011] Mn：0.55-1.55% ；
[0012] Cr：0.60-1.70% ；
[0013] Ni：0.20-1.2%
[0014] Cu：0.20-1.0% ；
[0015] V：0.05-0.20% ；
[0016] Nb：0.01-0.15% ；
[0017] A1：0.001-0.020% ；
[0018] N：0.002-0.008% ；
[0019] 0:0.0007-0.006% ；
[0020] 余量为Fe和其他不可避免的杂质。
[0021] 在本技术方案中，所述不可避免的杂质主要是指P和S，其中控制0.02%，S< 0·015%〇
[0022] 本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的各化学元素的设计原理为：
[0023] C是保证高强度耐蚀弹簧钢室温强度和淬透性所必需的成分，当C含量低于0.50% 时弹簧钢强度无法保证，同时不利于微合金元素碳氮化物的析出，但过高的C含量将导致回 火过程中碳化物尺寸过大，影响弹簧钢塑韧性，降低疲劳寿命。因此本发明中的所述高强度 耐蚀弹簧钢的C元素含量控制在0.50%-0.65%。
[0024] Si是一种非碳化物形成元素，主要固溶在铁素体相中起到强化的作用，提高合金 硅含量有利于提高材料弹性极限，优化弹簧钢性能，同时硅含量提高有利于降低合金腐蚀 电极电位，但硅元素含量过高将导致弹簧钢塑性降低较大，使材料成型性能降低。因此本发 明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的Si元素含量控制在1.35-2.20%。
[0025] Μη可有效提高淬透性和强度，并且对弹簧钢的塑性影响不大。Μη元素的添加有利 于弹簧钢在弱腐蚀环境中形成稳定的腐蚀层，降低腐蚀速率，同时为保证合金强度及淬透 性，但如果Μη含量过高将在弹簧钢的钢坯及盘条生产过程中易于产生过冷组织，引起乳制 开裂或断裂。因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的Μη元素含量控制在0.55-1.55%。
[0026] Cr具有提高弹簧钢淬透性，同时在回火过程中析出合金渗碳体，提高强度，此外在 腐蚀环境中还有助于形成致密氧化膜保护层，降低外部对弹簧钢的腐蚀速率，在本发明技 术方案中为发挥Cr的固溶强化和析出强化作用，同时改善弹簧钢的抗腐蚀性能。本发明中 的所述高强度耐蚀弹簧钢的Cr元素含量控制在0.60-1.70%。
[0027] Ni具有提高合金强度及改善韧性的作用，Ni的添加可以使合金脆性转变温度降 低，特别是材料具有高强度前提下。在腐蚀环境中还有助于提高合金抗腐蚀性能，但过高的 Ni将导致制造弹簧钢的成本增加。因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的Ni元素含量控 制在 0.20-1.2%。
[0028] Cu元素的添加有利于提高弹簧钢的抗腐蚀性能，增加表面腐蚀层与基体组织结合 力，有利于降低局部腐蚀的发生，但过高的Cu元素的添加将导致弹簧钢的热成型性能显著 降低，极易发生热脆。因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的Cu元素含量控制在0.20- 1·0%〇
[0029] V元素具有强的氮化物和碳化物形成倾向，提高回火过程碳氮化物析出形核率，细 化组织。因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的V元素含量控制在0.05-0.20%。
[0030] Nb元素也具有强的氮化物和碳化物形成倾向，提高回火过程碳氮化物析出形核 率，细化组织，并且Nb元素的添加有利于提高再结晶温度，同时早期析出的碳氮化物有利于 细化弹簧钢的晶体尺寸，提高强度。因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的Nb元素含量 控制在 0.01-0.15%。
[0031] A1在冶炼过程中主要起到了脱氧和细化晶粒的作用，在控制合金中V、Nb添加量的 同时，当A1加入量低于0.001%时，其细化晶粒效果不明显，但加入量过多时易形成脆性的 氧化铝夹杂物，对弹簧钢的韧性有害，特别是弹簧钢的抗腐蚀疲劳寿命，因此控制A1含量在 0.020%以下，因此本发明中的所述高强度耐蚀弹簧钢的A1元素含量控制在0.001-0.020% 〇
[0032] N:元素易与V、Nb元素形成细小弥散的析出物，有利于提高强度，但过高的N含量将 导致析出物尺寸增大，因此限制弹簧钢的N元素含量在0.002-0.008 %范围内。
[0033] 0:含量过高将导致材料中夹杂物尺寸过大，数量增多，降低弹簧寿命，因此，本发 明所述的弹簧钢的〇元素含量需要控制在〇. 0007-0.006%。
[0034] 进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的基体组织为回火屈氏体+索氏体，基 体组织中析出有微合金碳氮化物。
[0035] 本技术方案中的基体组织为回火屈氏体+索氏体，使所述的高强度耐蚀弹簧钢的 性能更好，强度、塑性和韧性都比较好。
[0036] 进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢还满足:8Nb+V2 13N，其中Nb、V和N分 别表示对应元素的质量百分比。例如，当Nb含量为0.1 %时，代入上述公式中的Nb的数值应 当是0.1，而不是0.001(即0.1%)。
[0037] 本发明设计中，V、Nb元素具有强的氮化物和碳化物形成倾向，提高回火过程碳氮 化物析出形核率，细化组织。通过Nb元素的添加有利于提高再结晶温度，同时早期析出的碳 氮化物有利于细化材料奥氏体晶粒，提高强度。在V、Nb和N的质量百分比8Nb+V2 13N条件 下，才可能实现弹簧钢中尺寸为10_200nm的微合金碳氮化物占所有微合金碳氮化物的比例 为90-97 %。
[0038] 进一步地，在本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢中，尺寸为10-200nm的微合金碳氮 化物占所有微合金碳氮化物的数量比例为90-97 %。
[0039] 尺寸为10-200nm的微合金碳氮化物具有较好的氢原子捕获作用，起到防止氢至开 裂的放生，从而使弹簧材料在腐蚀环境中抗断裂性能大幅提升，疲劳寿命提高。同时细小的 微合金碳氮化物还能通过沉淀强化显著提升材料强度。
[0040] 进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢，还满足:Mn+4.5Ni+2Cu+Cr/10 2 2.5， 其中Μη、Ni、Cu和Cr分别表示对应元素的质量百分比。例如，当Ni含量为0.1 %时，代入上述 公式中的Ni的数值应当是0.1，而不是0.001 (即0.1 % )。
[0041] 在本技术方案涉及的化学元素成分范围内，综合考虑C、Si元素含量，同时考虑元 素的固溶和析出比例，为达到最佳提高腐蚀性要求，弹簧钢的化学成分还满足:Mn+4.5Ni+ 2&1+〇/10 2 2.5，其中此、附、〇1和〇分别表示对应元素的质量百分比，可以降低弹簧钢腐 蚀电极电位，形成与基体组织结合紧密的腐蚀层，降低外部对弹簧钢的腐蚀速率和防止弹 簧钢本身局部腐蚀的发生，增加弹簧钢晶界结合强度，降低氢原子扩散速率，提高弹簧钢本 身抗腐蚀疲劳寿命。
[0042] 进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的晶粒尺寸为15_60μπι。
[0043] 发明人经过研究发现，对于本技术方案来说，当晶粒尺寸低于15μπι时，晶界过多， 不利于抗腐蚀，当晶粒尺寸高于60μπι时，则导致弹簧钢塑韧性恶化，同样不利于抗腐蚀疲劳 寿命的提尚。
[0044] 进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢还具有RE: 0.0005-0.008 %，且满足： Al < 3RE;所述高强度耐蚀弹簧钢的晶粒尺寸为15-50μπι。
[0045] 在本技术方案中可以采用稀土元素，包括稀土类元素中的任一种和/或几种的组 合。稀土元素可以细化弹簧钢在调质处理前的晶粒尺寸，同时达到净化基体组织改善夹杂 物组成及分布的作用，因此在本技术方案中可优选添加稀土元素 RE范围为RE :0.0005-0.008%，为发挥RE对氧化铝改性作用，还需满足Al < 3RE，这样所述高强度耐蚀弹簧钢的晶 粒尺寸可以被进一步被控制在15_50μπι范围内，从而使得本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢 的抗拉强度和抗腐蚀疲劳寿命获得进一步的提高。
[0046]进一步地，本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的抗拉强度>2000MPa，面缩率> 40%，且较之于现有的弹簧钢，其在相同腐蚀条件下，腐蚀速率及腐蚀坑深度明显下降，因 此具有良好抗腐蚀性及抗断裂性能，从而保证了弹簧钢在应用到汽车上时可以满足在高强 度条件下具有较长的抗腐蚀疲劳寿命，满足汽车安全行驶的要求。
[0047] 本发明的又一目的在于提供一种上述高强度耐蚀弹簧钢的制造方法。
[0048] 基于上述发明目的，本发明提供了所述的高强度耐蚀弹簧钢的制造方法，包括步 骤：
[0049] (1)冶炼和精炼；
[0050] (2)连铸；
[00511 (3)初乳开坯；
[0052] (4)加热；
[0053] (5)精乳；
[0054] (6)乳制后斯太尔摩冷却；
[0055] (7)盘条拉拔；
[0056] (8)热处理:淬火+回火，其中淬火前的加热温度为890_1100°C，淬火介质温度为 15-40 °C，回火温度为375-510 °C。
[0057]本发明中所述的高强度耐蚀弹簧钢的制造方法中，所述步骤（1)中可采用常规的 如转炉、电炉等冶炼，然后进行炉外精炼，在炉外精炼时可采用常规的LF炉（即钢包精炼炉） 加 VD(即真空脱气）或RH(即真空循环脱气)脱气处理工艺。在冶炼过程中可采用氩气搅拌， 真空脱气时间大于30min，以保证充分去除气体。
[0058]在所述步骤（2)中，可采用连铸机对冶炼合金进行浇注，可浇注为圆坯或方坯。通 过调整连铸过程中的拉速、冷却及末端轻压下参数达到控制坯料芯部碳偏析低于1.09的目 标。
[0059] 在所述步骤(3)中，将连铸坯在1100-1270°C温度下初乳开坯为115-180mm的方形 还料，初乳的总压下量>57%。
[0060] 在所述步骤(4)中，加热温度为900-1170°C，保温时间为1.5-3.5h。
[0061 ] 在所述步骤(5)中，可以控制乳制速度为60-120m/s，此外还可以控制精乳机组进 口温度为850-1000 °C，减定径机组进口温度为780-990 °C，吐丝温度为700-930 °C，乳制后的 盘条的尺寸可以控制在Φ5-20_。
[0062]在所述步骤(6)中，通过调整斯太尔摩风机风量来控制盘条组织转变。当采用14台 斯太尔摩风机的情况下，可将斯太尔摩风机的F1-F7风机风量控制在20-100%，F8-F12风机 风量控制在0-45%，F13-F14风机风量控制在0-80%。
[0063]在所述步骤(7)中，将已冷却的盘条进行拉拔处理，拉拔速度不高于4m/min。
[0064]在所述步骤(8)中，淬火介质可以采用常规的油淬或者是水淬。
[0065]本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢的抗拉强度可以达到2000MPa以上，面缩率> 40%，因此其具有良好的塑韧性配合，同时本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢还具有良好抗 腐蚀断裂性能。
【具体实施方式】
[0066] 下面将结合具体的实施例对本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢及其制造方法做进 一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
[0067] 实施例A1-A12和对比例B1-B3
[0068] 上述实施例和对比例中的高强度耐蚀弹簧钢采用下述步骤制得(各实施例和对比 例的具体工艺参数参见表2):
[0069] (1)冶炼和精炼，控制实施例A1-A12和对比例B1-B3的化学元素的质量百分配比如 表1所示；
[0070] (2)连铸；
[0071] (3)初乳开坯；
[0072] (4)加热；
[0073] (5)精乳；
[0074] (6)乳制后斯太尔摩冷却，经斯太尔摩冷却后盘条组织为索氏体加极少量铁素体；
[0075] (7)盘条拉拔；
[0076] (8)热处理:淬火+回火，其中淬火前的加热温度为890_1100°C，淬火介质温度为 15-40 °C，回火温度为375-510 °C。
[0080]对上述实施例A1-A12和对比例B1-B3的弹簧钢进行抗拉强度测试、面缩率测试、周 期浸润腐蚀失重测试和72h盐雾蚀坑深度，得到的性能测试结果列于表3中。由于这些性能 测试均是本领域内技术人员常用的，因此本文不再对这些测试方法进行详细介绍。
[0081]表 3
[0083]由表3可看出，实施例A1-A12抗拉强度均达到2000MPa以上，高于对比例B1-B3的抗 拉强度，同时实施例A1-A12的面缩率均达到40%以上，这说明本发明所述的弹簧钢具有良 好的塑韧性配合。此外，在相同腐蚀条件下对实施例A1-A12以及对比例B1-B3进行对比，可 以看出实施例A1-A12周期浸润腐蚀失重比率均低于0.25%，显著低于对比例B1-B3的周期 浸润腐蚀失重比率〇. 43%-0.57%。另外，实施例A1-A12的72h盐雾蚀坑深度均小于35um，显 著低于对比例B1-B3的72h盐雾蚀坑深度均49-58um。
[0084] 表4列出了实施例A1-A12和对比例B1-B3在潮湿环境中（含Cr离子)抗腐蚀疲劳寿 命的测试结果。
[0085] 表 4
[0088] 由表4可看出，实施例A1-A12的抗腐蚀疲劳寿命次数显著高于对比例B1-B3。
[0089] 由此可见，本发明所述的弹簧钢具有超高强度，同时还具有良好的塑韧性配合，此 外本发明所述的高强度耐蚀弹簧钢还具有良好抗腐蚀断裂性能。
[0090]需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实 施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或 联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。
【主权项】
1. 一种高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为： C：0.50-0.65% ； Si：1.35-2.20% ； Mn：0.55-1.55% ； Cr：0.60-1.70% ； Ni：0.20-1.2% ； Cu：0.20-1.0% ； V：0.05-0.20% ； Nb：0.01-0.15% ； A1：0.001-0.020% ； N：0.002-0.008% ； 0:0.0007-0.006% ； 余量为Fe和其他不可避免的杂质。2. 如权利要求1所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，其基体组织为回火屈氏体+索 氏体，基体组织中析出有微合金碳氮化物。3. 如权利要求2所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，还满足:8Nb+V 2 13N，其中Nb、V 和N分别表示对应元素的质量百分比。4. 如权利要求3所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，尺寸为10-200nm的微合金碳氮 化物占所有微合金碳氮化物的数量比例为90-97 %。5. 如权利要求1-3中任意一项所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，还满足：Mn+ 4.5附+2&1+〇/1022.5，其中]?11、附、(：11和〇分别表示对应元素的质量百分比。6. 如权利要求2所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，其晶粒尺寸为15-60μπι。7. 如权利要求6所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，还具有RE: 0.0005-0.008 %，且 满足:Al < 3RE;所述高强度耐蚀弹簧钢的晶粒尺寸为15-50μπι。8. 如权利要求1所述的高强度耐蚀弹簧钢，其特征在于，其抗拉强度> 2000MPa，面缩 率 >40%。9. 如权利要求1-8中任意一项所述的高强度耐蚀弹簧钢的制造方法，其特征在于，包括 步骤： (1) 冶炼和精炼； (2) 连铸； (3) 初乳开坯； (4) 加热； (5) 精乳； (6) 乳制后斯太尔摩冷却； (7) 盘条拉拔； (8) 热处理:淬火+回火，其中淬火前的加热温度为890-1100°C，淬火介质温度为15-40 °C，回火温度为375-510 °C。10. 如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，初乳的总压下量> 57%。11.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤（4)中，加热温度为900_ 1170 °C，保温时间为 1.5-3.5h。
【文档编号】C22C38/18GK105886930SQ201610265672
【公开日】2016年8月24日
【申请日】2016年4月26日
【发明人】姚赞, 万根节, 黄宗泽, 金峰, 吴振平
【申请人】宝山钢铁股份有限公司