耐腐蝕性優異的冷成形彈簧的鋼絲和生產它的方法
2023-05-30 14:41:16
專利名稱：耐腐蝕性優異的冷成形彈簧的鋼絲和生產它的方法
技術領域：
本發明涉及可用作冷成形彈簧(用作汽車等的懸置彈簧)的原料的彈簧用鋼絲，尤其是同時具有空氣耐久性和耐腐蝕性(它們被認為是彈簧的重要特性)的彈簧用鋼絲；和用於生產彈簧用鋼絲的方法。
背景技術：
冷成形彈簧主要被用作汽車的懸置彈簧以及用作彈簧原材料的彈簧用鋼的化學組成是由JIS G3565到G3567，G4801和其它所規定。對於從此類彈簧用鋼生產冷成形彈簧的情況，從此類彈簧用鋼生產的熱軋的線材(wire rod)拉伸到規定的鋼絲直徑，因此生產出鋼絲和之後進行油回火處理(奧氏體化和回火處理)，和隨後該鋼絲冷成形為彈簧。
如上所述方法生產的冷成形彈簧需要減少尺寸和重量以便減少燃料消耗，以及作為該要求的一部分，較高應力的彈簧是所需要的並且在奧氏體化和回火之後具有2,000MPa或更高的拉伸強度的彈簧用高強度鋼絲是所需求的。然而通常情況，彈簧的缺陷敏感性將傾向於隨著它的強度提高而增加，和對於尤其在腐蝕環境中使用的懸置彈簧，腐蝕疲勞壽命會受影響和因此擔心在早期發生破損。可以據計腐蝕疲勞壽命變劣化，因為在表面上的腐蝕凹點成為了應力集中的源頭並且疲勞裂紋的產生和蔓延會加速。因此，優異的耐腐蝕性是懸置彈簧重要的特徵。
為了適應於如上所述的較高應力的要求，已經研究了各種技術。作為此類措施，降低在油回火處理中的回火溫度(例如約400℃)和因此提高拉伸強度的方法有時已經採納。然而，利用該方法，如果鋼絲的韌性和延性較低的話，在冷成形過程中會引起彈簧材料鋼絲的破損和裂紋，並且防礙了彈簧可成形性。此外，甚至當在彈簧用鋼中的C含量提高時和因此拉伸強度提高時，仍然是不僅韌性和延性受損和因此彈簧可成形性受影響而且耐腐蝕性受損，因此作為汽車的懸置彈簧的質量不能保證。
相反，添加大量的成合金元素如Ni，Cu，Cr，Si等和因此改進耐腐蝕性的方法也考慮過。然而，當採用此類措施時，不僅鋼材料的成本會提高，而且鋼的可淬硬性會提高，因此在熱軋之後在結構體中馬氏體和貝氏體結構的比例會提高，因此韌性和延性會降低，並且引起了諸如在後續的冷拉過程中鋼絲破損之類的缺陷。
如上所述，獲得同時具有高拉伸強度和良好耐腐蝕性的鋼絲在目前是困難的情形。然後，已經建議了各種技術來改進此類問題。例如，US專利No.5508002和5846344建議了以下措施控制組分的組配以使由下面公式(5)規定的FP值可以是在2.5-4.5範圍內；因此抑制了在熱軋後的馬氏體和貝氏體結構；和因此抑制由成合金元素的添加所引起的可成形性的劣化。此類措施是這樣一種技術它以改進耐腐蝕性的成合金元素的添加為基礎；和通過重新成形奧氏體化和回火結構體來進一步改進耐腐蝕性。然而，由該技術對耐腐蝕性的改進是有限的。
FP(0.23[C]+0.1)×(0.7[Si]+1)×(3.5[Mn]+1)×(2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1)×(3[Mo]+1) … (5)，其中[C]，[Si]，[Mn]，[Cr]，[Ni]和[Mo]分別表示C，Si，Mn，Cr，Ni和Mo的含量(質量％)。
此外，日本專利No.3429258公開了通過將Cr含量控制到0.25％或更低和進一步控制Cr、Cu和Ni的含量以滿足由以下表達式(6)規定的關係來同時獲得高拉伸強度和良好耐腐蝕性的方法。
然而，甚至利用這一技術，鋼材料組分設計必須在化學組分組成的規定範圍內進行和因此耐腐蝕性的改進是有限的。
≤([Cu]+[Ni])/2 ..(6)，其中[Cr]，[Cu]和[Ni]分別表示Cr、Cu和Ni的含量(質量％)。
此外，US專利No.6338763建議了通過將殘餘奧氏體(殘餘γ)的量控制到6vol.％或更低和因此減少在彈簧的冷成形過程中殘餘奧氏體的誘導轉變來改進可成形性的技術。
然而，該技術基本上追求可成形性的改進而根本不考慮耐腐蝕性的改進。
同時，已知的是，將奧氏體晶粒微細化的方法也可用作抑制韌性，延性和耐氫脆性能的劣化(伴隨彈簧用鋼的強度的提高而發生)的方法。作為一種此類方法，例如，美國專利No.5776267公開了將碳化物和氮化物的尺寸和結構加以分級化以便改進耐氫脆性能的方法。然而，甚至當採用該技術時，奧氏體晶粒的尺寸限於在奧氏體晶粒度號數中的No.11以及耐腐蝕性的改進因此是有限的。
發明內容
本發明立足於為了解決現有技術的上述問題和本發明的目的是提供冷成形彈簧用的鋼絲，它能夠確保熱軋可成形性和後續的可拉伸性並同時瞄準較高的強度和較高的應力，另外顯示出優異的耐腐蝕性，以及獲得在屬於基本所需特性的疲勞強度上也優異的彈簧(主要是汽車用的懸置彈簧)；和用於生產該鋼絲的方法。
在本發明的一個方面，實現上述目的的冷成形彈簧用的鋼絲含有C0.45-0.65％(質量％，在下面同樣適用)，Si1.30-2.5％，Mn0.05-0.9％和Cr0.05-2.0％，其中P和S分別控制到0.020％或更低(包括0％)；由以下表達式(1)顯示的馬氏體轉變起始溫度MS1是在280℃-380℃範圍內；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號數N(在下面稱為「先前奧氏體奧氏體晶粒度號數N」)是No.12或更高；沿著奧氏體晶粒邊界沉積的碳化物的晶粒邊界份額(share)是50％或更低；在奧氏體化(淬火)和回火之後殘餘奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強度是2,000MPa或更高；MS1＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr] … (1)，其中[C]，[Mn]和[Cr]分別表示C、Mn和Cr的含量(質量％)。
在本發明的另一個方面中，也有效的是，如果必要，冷成形彈簧用的鋼絲進一步含有(a)選自Nb0.01-0.10％，V0.07-0.40％和Mo0.10-1.0％中的至少一種，(b)選自Ni0.05-1.0％，Cu0.05-1.0％和W0.10-1.0％中的至少一種，(c)Ti0.01-0.1％，和其它元素，以及彈簧用鋼絲的特性根據所含元素的類型來改進。
當尤其含有以上(a)和/或(b)的元素時，因為一些元素影響馬氏體的轉變起始溫度MS，必要的是，考慮到這些元素的含量，控制用下面表達式(2)-(4)中的任何一個表達式所計算的MS2-MS4值中的任何一個值，以使之在280℃-380℃範圍內；MS2＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]…(2)，MS3＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…(3)，MS4＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…(4)，其中，在以上表達式(2)到(4)中，[C]，[Mn]，[Cr]，[V]，[Mo]，[Ni]，[Cu]和[W]分別表示C，Mn，Cr，V，Mo，Ni，Cu和W的含量(質量％)。
根據本發明的再另一個方面，當生產冷成形彈簧用的鋼絲時，僅僅需要採用包括以下過程的一種生產方法將具有上述化學組分組成的鋼熱軋成線材的形狀； 從奧氏體化溫度範圍來冷卻熱軋的線材鋼，因此控制鐵素體(ferrite)和珠光體(pearlite)結構的分數到40％或更多(按面積百分數)和控制包括馬氏體和貝氏體的結構的分數到60％或60％以下(按面積百分數)；在20％或更多的面積縮減下對具有上述分數的結構的鋼材實施冷拉；和對經歷了冷拉的鋼材實施奧氏體化(淬火)和回火，其中該鋼材以50℃/秒或更高的加熱速率被加熱至規定溫度，之後在奧氏體化過程中在規定溫度下保持90秒或90秒以下並且在所述回火過程中被以50℃/秒或更高的加熱速率加熱到在410℃-480℃範圍內的回火溫度，並且隨後在該回火溫度下保持60秒或更短時間。在該生產方法中，優選的是油和水或僅僅水用作在奧氏體化過程中的冷卻介質。
根據本發明的各個方面-它們能夠確保熱軋可成形性和後續的可拉伸性，另外顯示出優異的耐腐蝕性，和甚至當拉伸強度是2,000MPa或更高時獲得也在疲勞強度(它是基本所需特性)上優異的彈簧-的冷成形彈簧用鋼絲能夠通過以下措施來獲得適當地控制化學組分組成；控制由規定的關係表達式規定的馬氏體轉變起始溫度MS1-MS4在280℃-380℃範圍內；控制奧氏體晶粒度號數N到No.12或更高；控制沿著奧氏體晶粒邊界沉澱的碳化物的晶粒邊界份額到50％或更低；和控制在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量到20vol.％或更低。通過使用由以上方法獲得的彈簧用鋼絲所生產的彈簧特別可用作汽車的懸置彈簧。
本發明的這些和其它目的，特徵，和其它優點將從本發明的優選實施方案(如在附圖中所示)的下面更具體敘述變得更清楚。
在附圖中圖1是解釋在通常的奧氏體化和回火條件與根據本發明的奧氏體化和回火條件之間的差異的示意圖；圖2是顯示了在面積的拉伸縮減和奧氏體晶粒度號數N之間的關係的圖解，圖3是顯示了在奧氏體晶粒度號數N和腐蝕失重之間的關係的圖解；圖4是在奧氏體化和回火後的殘餘奧氏體量與碳化物份額之間的關係的圖解；圖5是顯示了在碳化物份額與腐蝕失重之間的關係的圖解；和圖6是顯示了在碳化物份額與在腐蝕中旋轉-彎曲疲勞試驗(到破裂為止的周期數)之間的關係的圖解。
具體實施例方式
本發明人已經從各個角度進行研究以實現上述目的。結果，獲得了在下面(a)到(f)項中所示的調查結果(a)有可能抑制由強度提高所引起的韌性和延性的劣化；和通過將先前(prior)奧氏體晶粒分級到比以前大得多的粒度來進一步改進耐腐蝕性；
(b)通過在20％或更多的面積縮減下實施拉伸和因此引入應變錯位，有可能獲得非常細的奧氏體晶粒並同時促進碳化物的溶解，甚至在50℃/秒或更高的高加熱速率下的奧氏體化過程中；(c)有效的是降低在奧氏體化時的加熱溫度；提高加熱速率；和縮短加熱時間，以便避免增大奧氏體晶粒(它已經在奧氏體化加熱過程中利用以上(b)項的方法進行細化)和在從奧氏體化加熱到冷卻的時間中保持晶粒微細；(d)有可能到控制在拉伸時的面積縮減率到20％或或更多；和因此通過將在奧氏體化之前(在熱軋後和在拉伸前)在結構中的馬氏體和貝氏體控制到某種程度並限制鐵素體和珠光體的分數的下限，來採用以上(b)項的方法；(e)有可能通過調節成合金元素將馬氏體轉變起始溫度設定在較高水平；抑制殘餘奧氏體的量；抑制由在回火過程中殘餘奧氏體的分解所沉澱的膜狀和粒狀碳化物的量；和改進耐腐蝕性；和(f)有可能通過將水用作冷卻介質來降低奧氏體化溫度；通過降低鋼材的轉變終點溫度(最低溫度)來降低殘餘奧氏體的量；因此抑制由在回火過程中殘餘奧氏體的分解所引起的膜狀碳化鐵和粒狀碳化物的沉澱；和改進耐腐蝕性。
然後，本發明人已經以上述調查結果為基礎進一步進行了研究；因此發現，通過適當地調節鋼材料的化學組分組成，進一步規定鋼材料的馬氏體轉變起始溫度MS1-MS4，奧氏體晶粒度號數N，沿著奧氏體晶粒邊界沉澱的碳化物的晶粒邊界份額，在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量，和其它條件在合適範圍內，和因此利用奧氏體晶粒的分級與膜狀和粒狀碳化物的沉澱的抑制兩者的綜合效應，來有可能獲得供冷成形彈簧用的鋼絲，該鋼絲能夠獲得可以顯示出優異的耐腐蝕性但不損害韌性和延性的彈簧；並且因此已經形成本發明。
在根據本發明的供冷成形彈簧用的鋼絲中，它們的化學組分組成需要適當地規定規定和限制組分(基本組分C，Si，Mn，Cr，P和S)的範圍的理由如下。
C是有助於在奧氏體化和回火後強度(硬度)的提高的一種元素。然後，當C含量低於0.45％時，在奧氏體化和回火之後的硬度是不夠的和另一方面，當它超過0.65％時，不僅在奧氏體化和回火之後的韌性和延性受損害而且耐腐蝕性受到不利影響而且殘餘奧氏體量的減少幾乎無法確保。由於這些原因，C含量必須控制到0.45-0.65％。此外，考慮到作為彈簧鋼的強度和韌性，優選的C含量是在0.47-0.54％範圍內。
Si是作為固溶體硬化元素的有助於強度的提高的一種元素。當Si含量低於1.3％時，主體的強度傾向於是不夠的。然而，當Si含量超過2.5％時，在奧氏體加熱過程中碳化物的溶解是不夠的。因此，為了均勻地奧氏體化，需要更高的加熱溫度，結果表面的脫碳繼續發展，和彈簧的空氣耐久性受損害。由於這些原因，Si含量需要控制到1.3-2.5％。此外，從作為彈簧材料時強度和硬度和脫碳的抑制考慮，優選的Si含量是在1.8-2.1％範圍內。
Mn是有效增強鋼材料的可淬硬性的元素，以及為了顯示出效果，0.05％或更多的Mn含量是必要的。然而，當Mn含量過多時，可淬硬性變得過大，有可能形成過冷的結構，且殘餘奧氏體量的降低的效果幾乎無法確保。因此，Mn含量的上限壓力設定在0.9％。需要指出，因為Mn有可能形成MnS(它是破裂的起因)，希望通過S含量或其與其它硫化物形成用元素(Cu和其它元素)的結合物的減少來控制MnS不要太多地形成。
Cr是這樣一種元素，它促使在腐蝕條件下在表面層上形成的鏽變成無定形的和緻密的，有助於耐腐蝕性的改進，並且與Mn同樣地對於可淬硬性的改進起作用。
為了顯示出該效果，需要含有0.05％或更多的Cr。然而，當Cr含量是過量的和超過2.0％時，在奧氏體化過程中碳化物幾乎不溶解和預計的拉伸強度不能確保，而且本發明在降低殘餘奧氏體量上的效果幾乎不能獲得。Cr含量的優選的下限是0.1％和它的優選的上限是1.4％。
P在奧氏體晶粒邊界上偏析，脆化該晶粒邊界，和損害耐延遲斷裂性能。因此從工業生產的觀點考慮，必須最大可能地抑制P含量並且將P含量的上限設定在0.020％。
與P類似，S在奧氏體晶粒邊界上偏析，脆化該晶粒邊界，和損害耐延遲斷裂性能。
因此從工業生產的觀點考慮，需要將S含量抑制到最低和S含量的上限設定在0.020％。
根據本發明的鋼絲的基本組分是如上所述和餘量由Fe和不可避免的雜質組成。然而，也有效的是，如果必要，進一步含有(a)選自Nb0.01-0.10％，V0.07-0.40％和Mo0.10-1.0％中的至少一種，(b)選自W0.10-1.0％，Ni0.05-1.0％和Cu0.05-1.0％中的至少一種，(c)Ti0.01-0.10％，和其它元素，以及彈簧用鋼絲的特性根據所含元素的類型來改進。限制組分的範圍(當它們添加時)的理由是如下。
這些元素有效地增強鋼絲的抗氫脆性能。在這些元素之中，Nb形成了包括碳化物，氮化物，硫化物和這些物質的絡合物的細沉澱物，因此增強耐氫脆性能，和另外顯示出奧氏體細晶粒的效果並增強試驗應力(proof stress)和韌性。同時，V不僅形成包含碳化物和氮化物的精細碳化物和因此增強耐氫脆性能，以及顯示出進一步改進疲勞性能的效果和奧氏體細晶粒的效果，因此增強韌性和試驗應力，並且還有助於耐腐蝕性和抗下垂性的改進。Mo形成碳化物，氮化物，硫化物或這些的絡合物，因此增強抗氫脆性能，另外改進疲勞性能，和進一步通過增強奧氏體晶粒邊界強度來有助於抗氫脆性能和疲勞性能的改進。此外，Mo的存在顯示了利用在腐蝕和溶解過程中產生的鉬酸根離子[Mo42-]的吸附來改進耐腐蝕性的效果。
為了顯示出這些效果，優選的是Nb含量是0.01％或更多，再更優選0.02％或更多。然而，當Nb含量過多時，在奧氏體化加熱過程中不溶於奧氏體中的碳化物的量會提高以及不能獲得規定的拉伸強度。因此優選的是，Nb含量是0.1％或更低，再更優選0.05％或更低。
此外，當V含量是0.07％或更多時，V的效果可以有效地顯示出來。然而，當V含量過多時，奧氏體化加熱過程中不溶於奧氏體中的碳化物的量增多，幾乎不能獲得足夠水平的強度和硬度，以及幾乎不能獲得由於殘餘奧氏體量的減少所帶來的效果。因此優選的是，V含量是0.40％或更低，再更優選0.30％或更低。
當Mo含量是0.10％或更多時，Mo的效果可以有效地顯示出來。然而，當含有過多Mo時，不僅Mo的效果達到飽和，而且還引起了粗糙化和碳化物，氮化物，硫化物或這些的絡合物的數量的增加。因此優選的是，Mo含量是1.0％或更低，再更優選0.50％或更低。
W，Ni和Cu是有效地對於鋼絲的耐腐蝕性的改進起作用的元素。在這些元素之中，W在腐蝕和溶解過程中形成鎢酸根離子和有助於耐腐蝕性的改進。
同時，Ni不僅引起所形成的鏽變成無定形的和緻密的和對於耐腐蝕性的改進起作用，而且顯示出在奧氏體化和回火之後在增強材料的韌性上的效果。此外，Cu是在電化學方面比鐵更貴重(nobler)和因此具有改進耐腐蝕性的效果的一種元素。
當W含量是0.10％或更多時，它的效果可以有效地顯示出來。然而，當W含量超過1.0％時，它惡劣地影響該材料的韌性。然後，為了顯示Ni的效果，優選的是Ni含量是0.05％或更多，再更優選0.1％或更多。然而，當Ni含量超過1.0％時，不僅可淬硬性會提高和很可能在軋鋼之後形成過冷結構而且殘餘γ的量也會增加和本發明的效果沒有顯示出來。這裡，Ni含量的再更優選的下限是0.1％和它的再更優選的上限是0.7％。
當Cu含量是0.005％或更多時，由Cu改進耐腐蝕性的效果可以有效地顯示出來。然而，當Cu含量超過1.0％時，在進一步改進耐腐蝕性上的效果無法預期，而且擔心由熱軋引起材料的脆裂。這裡，Cu含量的優選的下限是0.1％和它的優選的上限是0.5％。
Ti是有效改進環境耐性(耐氫脆性能)的元素和，為了顯示出該效果，優選的是Ti含量是0.01％或更多，再更優選0.04％或更多。然而，當Ti含量過多時，粗糙的氮化物僅僅傾向於沉澱。因此，Ti含量的上限設定在0.1％。
在根據本發明的鋼絲中，需要適當地控制鋼材料的馬氏體轉變起始溫度，先前奧氏體的奧氏體晶粒度號數，沿著奧氏體晶粒邊界沉澱的碳化物的晶粒邊界份額，和在奧氏體化和回火後殘餘奧氏體的量，以及其它。通過滿足這些要求，甚至當拉伸強度是2,000MPa或更多時，顯示出優異的耐腐蝕性。通過規定這些要求所獲得的功能和效果如下。
通過將鋼材料的馬氏體轉變起始溫度設定在較高水平，有可能提高馬氏體轉變終點溫度；和因此防止在奧氏體化過程中殘餘奧氏體(它由於在短時間奧氏體化和回火過程中的不充分的奧氏體化而傾向於形成)的量的增加。如果在奧氏體化時的殘餘奧氏體的量能夠減少，則有可能減少由於在回火時殘餘奧氏體的分解所沉澱的碳化鐵和碳化物的量；和因此導致如上所述的耐腐蝕性的改進。為了將在奧氏體化和回火之後的殘餘奧氏體的量控制到規定的量或更低的水平，需要將馬氏體轉變起始溫度(MS1-MS4)控制到280℃或更高。然而，當馬氏體轉變起始溫度超過380℃時，在材料進入到奧氏體化的冷卻介質中之前該轉變已經開始，形成了不均勻的結構和奧氏體化裂紋，和防礙生產能力。馬氏體轉變起始溫度的優選的下限是300℃和它的優選的上限是350℃。
同時，作為馬氏體轉變起始溫度，可以基本上採用由上述表達式(1)計算的值。然而，當鋼絲含有以上(a)和/或(b)的元素時，這些元素中的一些會影響馬氏體轉變起始溫度，和因此考慮到這些元素的含量，必須將用上述表達式(2)-(4)中的任何一個表達式計算的MS2-MS4值中任何一個值控制在280℃-380℃範圍內；[先前奧氏體奧氏體晶粒度號數NNo.12或更高]通過將奧氏體晶粒微細化，可以改進韌性，延性和耐氫脆性能。此外，本發明的特徵中的一個是奧氏體細晶粒對耐腐蝕性的改進。也就是說，如果先前奧氏體晶粒晶粒能夠微細化，有可能在回火過程中將在奧氏體晶粒邊界(先前奧氏體晶體晶粒邊界)上沉澱的碳化鐵和碳化物進行精細分散。因此有可能在碳化鐵/碳化物和基礎鋼主體(steel matrix)之間產生腐蝕電位差別，和因此隨著碳化鐵和碳化物的尺寸的增大，腐蝕電位差別會增大且腐蝕會發展。為此原因，在本發明中，通過將先前奧氏體晶體晶粒分級和微細分散碳化鐵和碳化物，有可能最大程度減少腐蝕電位差別和改進耐腐蝕性。這裡，奧氏體晶粒度號數N是根據JIS G0551定義的值。
上述「晶粒邊界份額」指碳化物發生沉澱的晶粒邊界的各個部分的面積與總晶粒邊界面積的比率。
當碳化物(膜狀碳化鐵和粒狀碳化物)在奧氏體晶粒邊界上沉澱時，由於局部電池作用(local battery action)而發生腐蝕，和耐腐蝕性(最後耐腐蝕疲勞能力)受損害。隨著在奧氏體晶粒邊界上沉澱的碳化物的份額下降而獲得更好的耐腐蝕性，並且由於只要晶粒邊界份額被控制到50％或更低而可以基本上避免有害影響，該晶粒邊界份額被設定在50％或更低。它的優選的上限是20％。
當在奧氏體化之後殘餘奧氏體量提高時，在回火過程中殘餘奧氏體分解，因此碳化物(膜狀碳化鐵和粒狀碳化物)大量沉澱在晶粒邊界周圍，上述晶粒邊界份額提高，和因此耐腐蝕性受損害。為此原因，必須控制在奧氏體化後的殘餘奧氏體量。這裡，因此可以說，在奧氏體化之後殘餘奧氏體量是在合適範圍內，只要在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體量是20vol.％或更低就行。在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體量的優選的上限是15vol.％。
當生產如上所述的鋼絲時，需要適當地控制在奧氏體化和回火之前的鋼結構和工作條件(冷拉條件)，和在冷拉之後的奧氏體化和回火條件，以及其它條件。然後，設定在這些過程中的每一個下的這些條件的理由如下所述。
通過在熱軋成鋼絲形狀之後從奧氏體化溫度範圍(Ar3轉變溫度或更高的溫度)來冷卻具有如上所述的化學組分的鋼材料和因此將鐵素體和珠光體結構的分數控制到40％或更多(按面積百分數)和將馬氏體和貝氏體結構的分數控制到60％或60％以下(按面積百分數)，能夠獲得可以承受在20％或更多的面積縮減下的冷拉的鋼材料。在這種情況下，當在冷拉前的強度是高的和幾乎無法實施冷拉時，也有可能在Ac1轉變溫度或更低的溫度下實施退火之後進行冷拉。此外，為了控制如上所述的鋼結構，僅僅需要在熱軋之後在從A3轉變溫度到600℃之間的溫度範圍中控制冷卻速率到1.5℃/秒或更低，並採用顯示低淬硬性的組分類型的鋼材料。
通過對線材實施20％或更多的面積縮減率的冷拉(其中鋼結構如上所述來控制)，有可能提高在鋼材中的應變位錯密度，在奧氏體化加熱中加速碳化物的溶解(甚至在50℃/秒或更高的高加熱速率下)，和因此獲得奧氏體細晶粒。
為了獲得奧氏體細晶粒，僅僅需要在奧氏體化加熱時將加熱速率控制到50℃/秒或更高和將奧氏體化加熱時間控制到90秒或更短。該加熱條件能夠通過，例如，高頻感應加熱來獲得。在這種情況下加熱速率的優選的下限是60℃/秒和奧氏體化加熱時間的優選的上限是60秒。優選的是將在奧氏體化時的加熱溫度控制到880℃或更高。
同時，通過提高在回火加熱時的加熱速率，有可能抑制碳化鐵沉澱到奧氏體化的先前奧氏體晶粒邊界上；在410℃-480℃的高溫範圍中進行回火，因為硬度的下降不是顯著的；和因此進一步改進韌性和延性。為了將沿著奧氏體晶粒邊界沉澱的碳化物的份額控制到50％或更低，需要將加熱速率控制到50℃/秒或更高和將停留時間控制到60秒或更短。優選的加熱速率是60℃/秒或更高和在回火時優選的停留時間是20秒或更短。滿足以上條件的奧氏體化和回火在下面偶爾稱為「短時間奧氏體化和回火」。這裡，當回火溫度低於410℃時，彈簧的硬度在彈簧的冷卷之後的消除應力退火時大大下降，而且彈簧的成形和精確度也傾向於劣化。此外，韌性和延性也劣化。相反，當回火溫度超過480℃時，在晶粒邊界上沉澱的碳化物的量會提高。
作為在奧氏體化時使用的冷卻介質，優選的是至少在轉變結束前後使用水。例如，所採用的是在馬氏體轉變開始的階段中用作為冷卻介質的油實施奧氏體化，之後用作為冷卻介質的水實施冷卻，和因此完成轉變的一種方法，或從一開始僅僅用水作為冷卻介質實施奧氏體化的一種方法。
圖1是解釋在普通的奧氏體化和回火條件與根據本發明的奧氏體化和回火條件(短時間奧氏體化和回火)之間的差異的圖解(示意圖)。也就是說，對於根據本發明的短時間奧氏體化和回火(在圖中用A和B線顯示)，甚至當在較高溫度(例如475℃)下實施回火時，有可能將鋼絲的拉伸強度保持到給定數值或更高的值以及將在奧氏體化和回火之後的碳化物的晶粒邊界份額保持在較低水平。相反，對於普通的奧氏體化和回火(在圖中用C和D線表示)，當回火溫度提高到約400℃或更高時，在回火之後鋼絲的拉伸強度急劇下降，在奧氏體化和回火之後碳化物的晶粒邊界份額會提高，和耐腐蝕性變劣化。
本發明的效果在下面給出實施例來更具體地解釋。然而，本發明不局限於以下所示的實施例，以及根據以上和以下所述的思路在設計上的改變全部包括在本發明的技術範圍內。
實施例具有在下面表1中所示的化學組分組成的鋼材料(No.A到K)是通過在小的真空熔爐中熔化，然後鍛造成邊長155mm的方形坯，和之後熱軋成16.0mm直徑的線材來進行生產。線材的每一條被拉伸到規定的直徑和然後在高頻感應加熱爐中進行奧氏體化和回火，因此生產出供冷成形彈簧用的鋼絲(懸置彈簧用的鋼絲)。水冷卻被採用為在奧氏體化和回火時的冷卻操作。表2同時顯示了鋼絲的生產條件和在冷拉之前的各種結構的分數。這裡，在表2中給出的各種結構的分數是通過用光學顯微鏡觀察在距離鋼絲表面下方四分之一半徑的和一半半徑的深度之間的繞制鋼絲的橫截面來獲得並通過在繞制之後在從A3轉變溫度到600℃的溫度範圍中改變冷卻速率來控制。
表2
將奧氏體化和回火的鋼絲的每一種包埋到樹脂中，之後讓其橫截面進行拋光和鏡面精加工，然後用X射線衍射儀測量殘餘奧氏體量。此外，從奧氏體化和回火鋼絲中的每一種中選取JIS Z2201 No.2拉伸試樣，並在距離鋼絲的表面下面的四分之一半徑深度處測量它的奧氏體晶粒度號數(JIS G0551)。此外，利用下面所示的程序，通過機加工和進行腐蝕試驗和在腐蝕中的旋轉-彎曲疲勞試驗，得到腐蝕試驗件和在腐蝕中旋轉-彎曲疲勞試驗件。另外，進行拉伸試驗和測量拉伸強度TS和在破裂RA之後的面積縮減，然後在奧氏體晶粒邊界上沉澱的碳化物的份額(碳化物份額)也由下面所示的方法來測量。
試驗件中的每一種進行14個周期的試驗，這些周期中的每一個包括以下過程實施35℃的5％NaCl水溶液的鹽鋪展(salt splaying)達8小時和之後在60％相對溼度環境中在35℃中保留16小時，然後由在試驗前後之間的試驗件的重量差來測量腐蝕失重和還用雷射顯微鏡測量腐蝕凹坑深度。
製備JIS Z2274 No.1試驗件作為在腐蝕件中旋轉-彎曲疲勞試驗樣品並且在將5％NaCl水溶液以0.2L/min循環流滴加到試驗件上的同時在60rpm的轉速下和在200MPa的應力下進行Ono-type旋轉-彎曲疲勞試驗，然後測量一直到試驗件破裂時為止的周期數(到破裂時的周期數)。
由下面程序測量在奧氏體晶粒邊界上碳化物的份額(面積百分數)(1)讓試驗件進行在-50℃下的擺錘式衝擊試驗並顯示含有晶粒間破裂表面的破裂面。作為擺錘式衝擊試驗件，採用U形缺口型的JIS No.3亞尺寸(sub-size)試驗件，它的寬度是5.5mm。這裡，擺錘式衝擊試驗件的尺寸不必遵循JIS和對於薄鋼絲，高度可以是10mm或10mm以下，只要能夠從奧氏體化和回火鋼絲上切下試驗件就行。僅僅需要在擺錘式衝擊試驗中獲得粒間破裂表面。
(2)該破裂表面由電解腐蝕法侵蝕。在電解侵蝕中，10％乙醯丙酮-1％四甲基銨氯化物-甲醇用作電解質以及電解電勢和電解電荷分別設定在-100mVSCE和0.13-0.15庫侖/cm2。
(3)用電子顯微鏡拍取晶粒間破裂部分的照片。在這種情況下，在侵蝕之後晶粒間破裂表面在15kV的加速電壓下用高解析度的掃描電子顯微鏡進行觀察。
(4)攝影圖像用圖象處理機進行分析，求出碳化物的部分，然後觀察在晶粒間破裂表面上碳化物部分的面積百分比(份額)。在10,000的放大倍數下拍取的照片用於該份額的測量。在每個晶粒邊界30μm2或更多的面積中和在十個晶粒邊界上測量面積百分數(位置在試驗件的中心軸處；深度距缺口底部4mm；間隔10微米)。應該指出，由於在電解腐蝕情況中Fe部分發生腐蝕，該碳化物呈現羽毛狀，平片狀和微粒狀形狀。
這些結果全部示於下面的表3中。這裡，為了評價在奧氏體化時(在回火之前)殘餘奧氏體的量，在水-奧氏體化(鋼絲不進行回火)之後鋼絲的殘餘奧氏體量的測量結果一起給出。
表3
從這些結果獲得下列討論。首先，應當理解，A-1，B-1，C-1，D-1，E-1，F-1，G-1，和H-1的情況是滿足在本發明中規定的要求的實施例，和在這些情況中的任何一種中，顯示出了2,000MPa或更多的高拉伸強度TS和優異的耐腐蝕性。
另一方面，其它案例是不滿足在本發明中規定的這些要求中的至少一種的實施例，因此這些特性中的至少一種是遜色的。首先，對於A-2，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒變大)，結果耐腐蝕性變劣。對於B-2，C-2和D-2情況中的任何一種，在回火時的加熱速率是低的，該碳化物份額大，結果耐腐蝕性變劣。
對於D-3的情況，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性變劣。
對於E-2情況而言，沒有進行水奧氏體化，因此該殘餘奧氏體量大，碳化物份額大，結果耐腐蝕性劣化。對於E-3，奧氏體化條件(奧氏體化加熱速率和加熱的停留時間)偏離本發明中規定的範圍，該奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。對於E-4，在軋鋼之後各結構的分數偏離了在本發明中規定的範圍，因此沒有獲得良好的拉伸性能(未進行後續的試驗)。
對於E-5，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。對於E-6而言，在回火時加熱速率是低的，碳化物份額大，結果耐腐蝕性劣化。
對於F-2而言，沒有進行水奧氏體化，因此該殘餘奧氏體量大，碳化物份額大，結果耐腐蝕性劣化。對於F-3，奧氏體化條件(奧氏體化加熱速率和加熱的停留時間)偏離在本發明中規定的範圍，該奧氏體晶粒度號數N是小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。對於F-4，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。
對於G-2，在軋鋼之後各結構的分數偏離了在本發明中規定的範圍，因此沒有獲得良好的拉伸性能(未進行後續的試驗)。對於G-3，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。
對於H-2，在軋鋼之後各結構的分數偏離了在本發明中規定的範圍，因此沒有獲得良好的拉伸性能(未進行後續的試驗)。對於H-3，在冷拉時的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號數N小(即晶粒大)，結果耐腐蝕性劣化。
對於I-1，化學組分和MS4偏離在本發明中規定的範圍(在表1中的鋼材型號I)，對於J-1，MS4偏離在本發明中規定的範圍(在表1中的鋼材型號J)。因此，在這些情況中的任何一種中，殘餘奧氏體量大，該碳化物份額大，結果耐腐蝕性劣化。
對於K-1，化學組分偏離在本發明中規定的範圍(在表1中的鋼材型號K)，和拉伸強度降低。
圖2顯示了以上述結果為基礎，在面積拉伸縮減和奧氏體晶粒度號數N之間的關係。從圖可以看出，通過將拉伸面積縮減率控制到20％或更多，有可能控制奧氏體晶粒度號數N到12或更多。
圖3顯示了在奧氏體晶粒度號數N和腐蝕失重之間的關係。從該圖中可以看出，通過控制奧氏體晶粒度號數N到12或更大，有可能減少腐蝕失重和顯示出良好耐腐蝕性。
圖4顯示了在奧氏體化和回火後的殘餘奧氏體量與碳化物份額之間的關係；從該圖中可以看出，通過將殘餘奧氏體量控制到20％或20％以下(按面積百分比)，有可能控制碳化物份額到50％或更低。
圖5顯示在碳化物份額和腐蝕失重之間的關係。從該圖中可以看出，通過控制碳化物份額到50％或更低，有可能減少腐蝕失重和顯示出良好耐腐蝕性。
圖6顯示了在碳化物份額與在腐蝕中旋轉-彎曲疲勞試驗(到破裂為止的周期數)之間的關係。從該圖中可以看出，通過控制碳化物份額到50％或更低，到破裂為止的周期數會增加。
在不脫離本發明的精神或基本特徵的前提下本發明可以體現在其它具體形式中。本發明實施方案因此在各個方面都認為是舉例性質的而不是限制性的，本發明的範圍由所附權利要求來指定而不是由前面的敘述來指定，而且在權利要求的等同的意義和範圍內的全部變化因此希望包括在其中。
權利要求
1.彈簧用鋼絲，含有C0.45-0.65％(質量％，下面同樣適用)，Si1.3-2.5％，Mn0.05-0.9％和Cr0.05-2.0％，其中P和S分別被控制到0.020％或更低(包括0％)；由以下表達式(1)顯示的馬氏體轉變起始溫度MS1在280℃-380℃範圍內；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號數N是No.12或更大；沿著奧氏體晶粒邊界沉積的碳化物的晶粒邊界份額是50％或更低；在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強度是2,000MPa或更高；MS1＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]...(1)，其中[C]、[Mn]和[Cr]分別表示C、Mn和Cr的含量(質量％)。
2.彈簧用鋼絲，含有C0.45-0.65％，Si1.3-2.5％，Mn0.05-0.9％，Cr0.05-2.0％，和選自Nb0.01-0.10％、V0.07-0.40％、和Mo0.10-1.0％中的至少一種，其中P和S分別被控制到0.020％或更低(包括0％)；由以下表達式(2)顯示的馬氏體轉變起始溫度MS2在280℃-380℃範圍內；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號數N是No.12或更大；沿著奧氏體晶粒邊界沉積的碳化物的晶粒邊界份額是50％或更低；在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強度是2,000MPa或更高；MS2＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]...(2)，其中[C]，[Mn]，[Cr]，[V]，[Mo]和[W]分別表示C，Mn，Cr，V，Mo和W的含量(質量％)。
3.彈簧用鋼絲，它含有C0.45-0.65％，Si1.3-2.5％，Mn0.05-0.9％，Cr0.05-2.0％，和選自Ni0.05-1.0％、Cu0.05-1.0％、和W0.10-1.0％中的至少一種，其中P和S分別被控制到0.020％或更低(包括0％)；由以下表達式(3)顯示的馬氏體轉變起始溫度MS3在280℃-380℃範圍內；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號數N是No.12或更大；沿著奧氏體晶粒邊界沉積的碳化物的晶粒邊界份額是50％或更低；在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強度是2,000MPa或更高；MS3＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]....(3)其中[C]，[Mn]，[Cr]，[Ni]，[Cu]和[W]分別表示C，Mn，Cr，Ni，Cu和W的含量(質量％)。
4.彈簧用鋼絲，它含有C0.45-0.65％，Si1.3-2.5％，Mn0.05-0.9％，Cr0.05-2.0％，和選自Nb0.01-0.10％，V0.07-0.40％和Mo0.10-1.0％中的至少一種，和選自Ni0.05-1.0％、Cu0.05-1.0％、和W0.10-1.0％中的至少一種，其中P和S分別被控制到0.020％或更低(包括0％)；由以下表達式(4)顯示的馬氏體轉變起始溫度MS4在280℃-380℃範圍內；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號數N是No.12或更大；沿著奧氏體晶粒邊界沉積的碳化物的晶粒邊界份額是50％或更低；在奧氏體化和回火之後殘餘奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強度是2,000MPa或更高；MS4＝550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]...(4)，其中[C]，[Mn]，[Cr]，[V]，[Mo]，[Ni]，[Cu]和[W]分別表示C，Mn，Cr，V，Mo，Ni，Cu和W的含量(質量％)。
5.根據權利要求1的彈簧用鋼絲，進一步含有Ti0.01-0.1％。
6.生產根據權利要求1的彈簧用鋼絲的方法，包括以下過程將具有上述化學組分組成的鋼熱軋成線材的形狀；從奧氏體化溫度範圍來冷卻所述的熱軋的線材鋼，並且由此控制鐵素體和珠光體結構的按面積百分數計的分數到40％或更多且控制包括馬氏體和貝氏體的結構的按面積百分數計的分數到60％或更低；在20％或更多的面積縮減下對具有上述分數的結構的鋼材實施冷拉；和對已進行了所述冷拉的鋼實施奧氏體化和回火，其中所述鋼材以50℃/秒或更高的加熱速率被加熱至規定溫度，之後在所述奧氏體化過程中在所述規定溫度下保持90秒或更短時間並且在所述回火過程中被以50℃/秒或更高的加熱速率加熱到在410℃-480℃範圍內的回火溫度，並且隨後在該回火溫度下保持60秒或更短時間。
7.生產根據權利要求6的彈簧用鋼絲的方法，其中油和水或僅僅水被用作在所述奧氏體化過程中的冷卻介質。
全文摘要
根據本發明的冷成形彈簧用鋼絲含有規定的化學組分組成，其中由以下表達式(1)顯示的馬氏體轉變起始溫度M
文檔編號C21D11/00GK1847438SQ200610075398
公開日2006年10月18日 申請日期2006年4月11日 優先權日2005年4月11日
發明者吉原直 申請人:株式會社神戶制鋼所