專(zhuān)利名稱(chēng)：耐腐蝕性?xún)?yōu)異的冷成形彈簧的鋼絲和生產(chǎn)它的方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及可用作冷成形彈簧(用作汽車(chē)等的懸置彈簧)的原料的彈簧用鋼絲，尤其是同時(shí)具有空氣耐久性和耐腐蝕性(它們被認(rèn)為是彈簧的重要特性)的彈簧用鋼絲；和用于生產(chǎn)彈簧用鋼絲的方法。
背景技術(shù)：
冷成形彈簧主要被用作汽車(chē)的懸置彈簧以及用作彈簧原材料的彈簧用鋼的化學(xué)組成是由JIS G3565到G3567，G4801和其它所規(guī)定。對(duì)于從此類(lèi)彈簧用鋼生產(chǎn)冷成形彈簧的情況，從此類(lèi)彈簧用鋼生產(chǎn)的熱軋的線(xiàn)材(wire rod)拉伸到規(guī)定的鋼絲直徑，因此生產(chǎn)出鋼絲和之后進(jìn)行油回火處理(奧氏體化和回火處理)，和隨后該鋼絲冷成形為彈簧。
如上所述方法生產(chǎn)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(yīng)力的彈簧是所需要的并且在奧氏體化和回火之后具有2,000MPa或更高的拉伸強(qiáng)度的彈簧用高強(qiáng)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于隨著它的強(qiáng)度提高而增加，和對(duì)于尤其在腐蝕環(huán)境中使用的懸置彈簧，腐蝕疲勞壽命會(huì)受影響和因此擔(dān)心在早期發(fā)生破損?？梢該?jù)計(jì)腐蝕疲勞壽命變劣化，因?yàn)樵诒砻嫔系母g凹點(diǎn)成為了應(yīng)力集中的源頭并且疲勞裂紋的產(chǎn)生和蔓延會(huì)加速。因此，優(yōu)異的耐腐蝕性是懸置彈簧重要的特征。
為了適應(yīng)于如上所述的較高應(yīng)力的要求，已經(jīng)研究了各種技術(shù)。作為此類(lèi)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(qiáng)度的方法有時(shí)已經(jīng)采納。然而，利用該方法，如果鋼絲的韌性和延性較低的話(huà)，在冷成形過(guò)程中會(huì)引起彈簧材料鋼絲的破損和裂紋，并且防礙了彈簧可成形性。此外，甚至當(dāng)在彈簧用鋼中的C含量提高時(shí)和因此拉伸強(qiáng)度提高時(shí)，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(chē)的懸置彈簧的質(zhì)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(jìn)耐腐蝕性的方法也考慮過(guò)。然而，當(dāng)采用此類(lèi)措施時(shí)，不僅鋼材料的成本會(huì)提高，而且鋼的可淬硬性會(huì)提高，因此在熱軋之后在結(jié)構(gòu)體中馬氏體和貝氏體結(jié)構(gòu)的比例會(huì)提高，因此韌性和延性會(huì)降低，并且引起了諸如在后續(xù)的冷拉過(guò)程中鋼絲破損之類(lèi)的缺陷。
如上所述，獲得同時(shí)具有高拉伸強(qiáng)度和良好耐腐蝕性的鋼絲在目前是困難的情形。然后，已經(jīng)建議了各種技術(shù)來(lái)改進(jìn)此類(lèi)問(wèn)題。例如，US專(zhuān)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(guī)定的FP值可以是在2.5-4.5范圍內(nèi)；因此抑制了在熱軋后的馬氏體和貝氏體結(jié)構(gòu)；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(lèi)措施是這樣一種技術(shù)它以改進(jìn)耐腐蝕性的成合金元素的添加為基礎(chǔ)；和通過(guò)重新成形奧氏體化和回火結(jié)構(gòu)體來(lái)進(jìn)一步改進(jìn)耐腐蝕性。然而，由該技術(shù)對(duì)耐腐蝕性的改進(jìn)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(zhì)量％)。
此外，日本專(zhuān)利No.3429258公開(kāi)了通過(guò)將Cr含量控制到0.25％或更低和進(jìn)一步控制Cr、Cu和Ni的含量以滿(mǎn)足由以下表達(dá)式(6)規(guī)定的關(guān)系來(lái)同時(shí)獲得高拉伸強(qiáng)度和良好耐腐蝕性的方法。
然而，甚至利用這一技術(shù)，鋼材料組分設(shè)計(jì)必須在化學(xué)組分組成的規(guī)定范圍內(nèi)進(jìn)行和因此耐腐蝕性的改進(jìn)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(zhì)量％)。
此外，US專(zhuān)利No.6338763建議了通過(guò)將殘余奧氏體(殘余γ)的量控制到6vol.％或更低和因此減少在彈簧的冷成形過(guò)程中殘余奧氏體的誘導(dǎo)轉(zhuǎn)變來(lái)改進(jìn)可成形性的技術(shù)。
然而，該技術(shù)基本上追求可成形性的改進(jìn)而根本不考慮耐腐蝕性的改進(jìn)。
同時(shí)，已知的是，將奧氏體晶粒微細(xì)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(qiáng)度的提高而發(fā)生)的方法。作為一種此類(lèi)方法，例如，美國(guó)專(zhuān)利No.5776267公開(kāi)了將碳化物和氮化物的尺寸和結(jié)構(gòu)加以分級(jí)化以便改進(jìn)耐氫脆性能的方法。然而，甚至當(dāng)采用該技術(shù)時(shí)，奧氏體晶粒的尺寸限于在奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)中的No.11以及耐腐蝕性的改進(jìn)因此是有限的。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明立足于為了解決現(xiàn)有技術(shù)的上述問(wèn)題和本發(fā)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后續(xù)的可拉伸性并同時(shí)瞄準(zhǔn)較高的強(qiáng)度和較高的應(yīng)力，另外顯示出優(yōu)異的耐腐蝕性，以及獲得在屬于基本所需特性的疲勞強(qiáng)度上也優(yōu)異的彈簧(主要是汽車(chē)用的懸置彈簧)；和用于生產(chǎn)該鋼絲的方法。
在本發(fā)明的一個(gè)方面，實(shí)現(xiàn)上述目的的冷成形彈簧用的鋼絲含有C0.45-0.65％(質(zhì)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(dá)式(1)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS1是在280℃-380℃范圍內(nèi)；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N(在下面稱(chēng)為“先前奧氏體奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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)和回火之后殘余奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強(qiáng)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(zhì)量％)。
在本發(fā)明的另一個(gè)方面中，也有效的是，如果必要，冷成形彈簧用的鋼絲進(jìn)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(jù)所含元素的類(lèi)型來(lái)改進(jìn)。
當(dāng)尤其含有以上(a)和/或(b)的元素時(shí)，因?yàn)橐恍┰赜绊戱R氏體的轉(zhuǎn)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(dá)式(2)-(4)中的任何一個(gè)表達(dá)式所計(jì)算的MS2-MS4值中的任何一個(gè)值，以使之在280℃-380℃范圍內(nèi)；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(dá)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(zhì)量％)。
根據(jù)本發(fā)明的再另一個(gè)方面，當(dāng)生產(chǎn)冷成形彈簧用的鋼絲時(shí)，僅僅需要采用包括以下過(guò)程的一種生產(chǎn)方法將具有上述化學(xué)組分組成的鋼熱軋成線(xiàn)材的形狀； 從奧氏體化溫度范圍來(lái)冷卻熱軋的線(xiàn)材鋼，因此控制鐵素體(ferrite)和珠光體(pearlite)結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)到40％或更多(按面積百分?jǐn)?shù))和控制包括馬氏體和貝氏體的結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)到60％或60％以下(按面積百分?jǐn)?shù))；在20％或更多的面積縮減下對(duì)具有上述分?jǐn)?shù)的結(jié)構(gòu)的鋼材實(shí)施冷拉；和對(duì)經(jīng)歷了冷拉的鋼材實(shí)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(guī)定溫度，之后在奧氏體化過(guò)程中在規(guī)定溫度下保持90秒或90秒以下并且在所述回火過(guò)程中被以50℃/秒或更高的加熱速率加熱到在410℃-480℃范圍內(nèi)的回火溫度，并且隨后在該回火溫度下保持60秒或更短時(shí)間。在該生產(chǎn)方法中，優(yōu)選的是油和水或僅僅水用作在奧氏體化過(guò)程中的冷卻介質(zhì)。
根據(jù)本發(fā)明的各個(gè)方面-它們能夠確保熱軋可成形性和后續(xù)的可拉伸性，另外顯示出優(yōu)異的耐腐蝕性，和甚至當(dāng)拉伸強(qiáng)度是2,000MPa或更高時(shí)獲得也在疲勞強(qiáng)度(它是基本所需特性)上優(yōu)異的彈簧-的冷成形彈簧用鋼絲能夠通過(guò)以下措施來(lái)獲得適當(dāng)?shù)乜刂苹瘜W(xué)組分組成；控制由規(guī)定的關(guān)系表達(dá)式規(guī)定的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS1-MS4在280℃-380℃范圍內(nèi)；控制奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N到No.12或更高；控制沿著奧氏體晶粒邊界沉淀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后殘余奧氏體的量到20vol.％或更低。通過(guò)使用由以上方法獲得的彈簧用鋼絲所生產(chǎn)的彈簧特別可用作汽車(chē)的懸置彈簧。
本發(fā)明的這些和其它目的，特征，和其它優(yōu)點(diǎn)將從本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)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(jù)本發(fā)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(hào)數(shù)N之間的關(guān)系的圖解，圖3是顯示了在奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N和腐蝕失重之間的關(guān)系的圖解；圖4是在奧氏體化和回火后的殘余奧氏體量與碳化物份額之間的關(guān)系的圖解；圖5是顯示了在碳化物份額與腐蝕失重之間的關(guān)系的圖解；和圖6是顯示了在碳化物份額與在腐蝕中旋轉(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)(到破裂為止的周期數(shù))之間的關(guān)系的圖解。
具體實(shí)施例方式
本發(fā)明人已經(jīng)從各個(gè)角度進(jìn)行研究以實(shí)現(xiàn)上述目的。結(jié)果，獲得了在下面(a)到(f)項(xiàng)中所示的調(diào)查結(jié)果(a)有可能抑制由強(qiáng)度提高所引起的韌性和延性的劣化；和通過(guò)將先前(prior)奧氏體晶粒分級(jí)到比以前大得多的粒度來(lái)進(jìn)一步改進(jìn)耐腐蝕性；
(b)通過(guò)在20％或更多的面積縮減下實(shí)施拉伸和因此引入應(yīng)變錯(cuò)位，有可能獲得非常細(xì)的奧氏體晶粒并同時(shí)促進(jìn)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(guò)程中；(c)有效的是降低在奧氏體化時(shí)的加熱溫度；提高加熱速率；和縮短加熱時(shí)間，以便避免增大奧氏體晶粒(它已經(jīng)在奧氏體化加熱過(guò)程中利用以上(b)項(xiàng)的方法進(jìn)行細(xì)化)和在從奧氏體化加熱到冷卻的時(shí)間中保持晶粒微細(xì)；(d)有可能到控制在拉伸時(shí)的面積縮減率到20％或或更多；和因此通過(guò)將在奧氏體化之前(在熱軋后和在拉伸前)在結(jié)構(gòu)中的馬氏體和貝氏體控制到某種程度并限制鐵素體和珠光體的分?jǐn)?shù)的下限，來(lái)采用以上(b)項(xiàng)的方法；(e)有可能通過(guò)調(diào)節(jié)成合金元素將馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度設(shè)定在較高水平；抑制殘余奧氏體的量；抑制由在回火過(guò)程中殘余奧氏體的分解所沉淀的膜狀和粒狀碳化物的量；和改進(jìn)耐腐蝕性；和(f)有可能通過(guò)將水用作冷卻介質(zhì)來(lái)降低奧氏體化溫度；通過(guò)降低鋼材的轉(zhuǎn)變終點(diǎn)溫度(最低溫度)來(lái)降低殘余奧氏體的量；因此抑制由在回火過(guò)程中殘余奧氏體的分解所引起的膜狀碳化鐵和粒狀碳化物的沉淀；和改進(jìn)耐腐蝕性。
然后，本發(fā)明人已經(jīng)以上述調(diào)查結(jié)果為基礎(chǔ)進(jìn)一步進(jìn)行了研究；因此發(fā)現(xiàn)，通過(guò)適當(dāng)?shù)卣{(diào)節(jié)鋼材料的化學(xué)組分組成，進(jìn)一步規(guī)定鋼材料的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS1-MS4，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N，沿著奧氏體晶粒邊界沉淀的碳化物的晶粒邊界份額，在奧氏體化和回火之后殘余奧氏體的量，和其它條件在合適范圍內(nèi)，和因此利用奧氏體晶粒的分級(jí)與膜狀和粒狀碳化物的沉淀的抑制兩者的綜合效應(yīng)，來(lái)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(yōu)異的耐腐蝕性但不損害韌性和延性的彈簧；并且因此已經(jīng)形成本發(fā)明。
在根據(jù)本發(fā)明的供冷成形彈簧用的鋼絲中，它們的化學(xué)組分組成需要適當(dāng)?shù)匾?guī)定規(guī)定和限制組分(基本組分C，Si，Mn，Cr，P和S)的范圍的理由如下。

C是有助于在奧氏體化和回火后強(qiáng)度(硬度)的提高的一種元素。然后，當(dāng)C含量低于0.45％時(shí)，在奧氏體化和回火之后的硬度是不夠的和另一方面，當(dāng)它超過(guò)0.65％時(shí)，不僅在奧氏體化和回火之后的韌性和延性受損害而且耐腐蝕性受到不利影響而且殘余奧氏體量的減少幾乎無(wú)法確保。由于這些原因，C含量必須控制到0.45-0.65％。此外，考慮到作為彈簧鋼的強(qiáng)度和韌性，優(yōu)選的C含量是在0.47-0.54％范圍內(nèi)。
Si是作為固溶體硬化元素的有助于強(qiáng)度的提高的一種元素。當(dāng)Si含量低于1.3％時(shí)，主體的強(qiáng)度傾向于是不夠的。然而，當(dāng)Si含量超過(guò)2.5％時(shí)，在奧氏體加熱過(guò)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(jié)果表面的脫碳繼續(xù)發(fā)展，和彈簧的空氣耐久性受損害。由于這些原因，Si含量需要控制到1.3-2.5％。此外，從作為彈簧材料時(shí)強(qiáng)度和硬度和脫碳的抑制考慮，優(yōu)選的Si含量是在1.8-2.1％范圍內(nèi)。
Mn是有效增強(qiáng)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(dāng)Mn含量過(guò)多時(shí)，可淬硬性變得過(guò)大，有可能形成過(guò)冷的結(jié)構(gòu)，且殘余奧氏體量的降低的效果幾乎無(wú)法確保。因此，Mn含量的上限壓力設(shè)定在0.9％。需要指出，因?yàn)镸n有可能形成MnS(它是破裂的起因)，希望通過(guò)S含量或其與其它硫化物形成用元素(Cu和其它元素)的結(jié)合物的減少來(lái)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銹變成無(wú)定形的和致密的，有助于耐腐蝕性的改進(jìn)，并且與Mn同樣地對(duì)于可淬硬性的改進(jìn)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(dāng)Cr含量是過(guò)量的和超過(guò)2.0％時(shí)，在奧氏體化過(guò)程中碳化物幾乎不溶解和預(yù)計(jì)的拉伸強(qiáng)度不能確保，而且本發(fā)明在降低殘余奧氏體量上的效果幾乎不能獲得。Cr含量的優(yōu)選的下限是0.1％和它的優(yōu)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(yè)生產(chǎn)的觀(guān)點(diǎn)考慮，必須最大可能地抑制P含量并且將P含量的上限設(shè)定在0.020％。
與P類(lèi)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(yè)生產(chǎn)的觀(guān)點(diǎn)考慮，需要將S含量抑制到最低和S含量的上限設(shè)定在0.020％。
根據(jù)本發(fā)明的鋼絲的基本組分是如上所述和余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)組成。然而，也有效的是，如果必要，進(jìn)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(jù)所含元素的類(lèi)型來(lái)改進(jìn)。限制組分的范圍(當(dāng)它們添加時(shí))的理由是如下。
這些元素有效地增強(qiáng)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(zhì)的絡(luò)合物的細(xì)沉淀物，因此增強(qiáng)耐氫脆性能，和另外顯示出奧氏體細(xì)晶粒的效果并增強(qiáng)試驗(yàn)應(yīng)力(proof stress)和韌性。同時(shí)，V不僅形成包含碳化物和氮化物的精細(xì)碳化物和因此增強(qiáng)耐氫脆性能，以及顯示出進(jìn)一步改進(jìn)疲勞性能的效果和奧氏體細(xì)晶粒的效果，因此增強(qiáng)韌性和試驗(yàn)應(yīng)力，并且還有助于耐腐蝕性和抗下垂性的改進(jìn)。Mo形成碳化物，氮化物，硫化物或這些的絡(luò)合物，因此增強(qiáng)抗氫脆性能，另外改進(jìn)疲勞性能，和進(jìn)一步通過(guò)增強(qiáng)奧氏體晶粒邊界強(qiáng)度來(lái)有助于抗氫脆性能和疲勞性能的改進(jìn)。此外，Mo的存在顯示了利用在腐蝕和溶解過(guò)程中產(chǎn)生的鉬酸根離子[Mo42-]的吸附來(lái)改進(jìn)耐腐蝕性的效果。
為了顯示出這些效果，優(yōu)選的是Nb含量是0.01％或更多，再更優(yōu)選0.02％或更多。然而，當(dāng)Nb含量過(guò)多時(shí)，在奧氏體化加熱過(guò)程中不溶于奧氏體中的碳化物的量會(huì)提高以及不能獲得規(guī)定的拉伸強(qiáng)度。因此優(yōu)選的是，Nb含量是0.1％或更低，再更優(yōu)選0.05％或更低。
此外，當(dāng)V含量是0.07％或更多時(shí)，V的效果可以有效地顯示出來(lái)。然而，當(dāng)V含量過(guò)多時(shí)，奧氏體化加熱過(guò)程中不溶于奧氏體中的碳化物的量增多，幾乎不能獲得足夠水平的強(qiáng)度和硬度，以及幾乎不能獲得由于殘余奧氏體量的減少所帶來(lái)的效果。因此優(yōu)選的是，V含量是0.40％或更低，再更優(yōu)選0.30％或更低。
當(dāng)Mo含量是0.10％或更多時(shí)，Mo的效果可以有效地顯示出來(lái)。然而，當(dāng)含有過(guò)多Mo時(shí)，不僅Mo的效果達(dá)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(luò)合物的數(shù)量的增加。因此優(yōu)選的是，Mo含量是1.0％或更低，再更優(yōu)選0.50％或更低。
W，Ni和Cu是有效地對(duì)于鋼絲的耐腐蝕性的改進(jìn)起作用的元素。在這些元素之中，W在腐蝕和溶解過(guò)程中形成鎢酸根離子和有助于耐腐蝕性的改進(jìn)。
同時(shí)，Ni不僅引起所形成的銹變成無(wú)定形的和致密的和對(duì)于耐腐蝕性的改進(jìn)起作用，而且顯示出在奧氏體化和回火之后在增強(qiáng)材料的韌性上的效果。此外，Cu是在電化學(xué)方面比鐵更貴重(nobler)和因此具有改進(jìn)耐腐蝕性的效果的一種元素。
當(dāng)W含量是0.10％或更多時(shí)，它的效果可以有效地顯示出來(lái)。然而，當(dāng)W含量超過(guò)1.0％時(shí)，它惡劣地影響該材料的韌性。然后，為了顯示Ni的效果，優(yōu)選的是Ni含量是0.05％或更多，再更優(yōu)選0.1％或更多。然而，當(dāng)Ni含量超過(guò)1.0％時(shí)，不僅可淬硬性會(huì)提高和很可能在軋鋼之后形成過(guò)冷結(jié)構(gòu)而且殘余γ的量也會(huì)增加和本發(fā)明的效果沒(méi)有顯示出來(lái)。這里，Ni含量的再更優(yōu)選的下限是0.1％和它的再更優(yōu)選的上限是0.7％。
當(dāng)Cu含量是0.005％或更多時(shí)，由Cu改進(jìn)耐腐蝕性的效果可以有效地顯示出來(lái)。然而，當(dāng)Cu含量超過(guò)1.0％時(shí)，在進(jìn)一步改進(jìn)耐腐蝕性上的效果無(wú)法預(yù)期，而且擔(dān)心由熱軋引起材料的脆裂。這里，Cu含量的優(yōu)選的下限是0.1％和它的優(yōu)選的上限是0.5％。

Ti是有效改進(jìn)環(huán)境耐性(耐氫脆性能)的元素和，為了顯示出該效果，優(yōu)選的是Ti含量是0.01％或更多，再更優(yōu)選0.04％或更多。然而，當(dāng)Ti含量過(guò)多時(shí)，粗糙的氮化物僅僅傾向于沉淀。因此，Ti含量的上限設(shè)定在0.1％。
在根據(jù)本發(fā)明的鋼絲中，需要適當(dāng)?shù)乜刂其摬牧系鸟R氏體轉(zhuǎn)變起始溫度，先前奧氏體的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)，沿著奧氏體晶粒邊界沉淀的碳化物的晶粒邊界份額，和在奧氏體化和回火后殘余奧氏體的量，以及其它。通過(guò)滿(mǎn)足這些要求，甚至當(dāng)拉伸強(qiáng)度是2,000MPa或更多時(shí)，顯示出優(yōu)異的耐腐蝕性。通過(guò)規(guī)定這些要求所獲得的功能和效果如下。
通過(guò)將鋼材料的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度設(shè)定在較高水平，有可能提高馬氏體轉(zhuǎn)變終點(diǎn)溫度；和因此防止在奧氏體化過(guò)程中殘余奧氏體(它由于在短時(shí)間奧氏體化和回火過(guò)程中的不充分的奧氏體化而傾向于形成)的量的增加。如果在奧氏體化時(shí)的殘余奧氏體的量能夠減少，則有可能減少由于在回火時(shí)殘余奧氏體的分解所沉淀的碳化鐵和碳化物的量；和因此導(dǎo)致如上所述的耐腐蝕性的改進(jìn)。為了將在奧氏體化和回火之后的殘余奧氏體的量控制到規(guī)定的量或更低的水平，需要將馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度(MS1-MS4)控制到280℃或更高。然而，當(dāng)馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度超過(guò)380℃時(shí)，在材料進(jìn)入到奧氏體化的冷卻介質(zhì)中之前該轉(zhuǎn)變已經(jīng)開(kāi)始，形成了不均勻的結(jié)構(gòu)和奧氏體化裂紋，和防礙生產(chǎn)能力。馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度的優(yōu)選的下限是300℃和它的優(yōu)選的上限是350℃。
同時(shí)，作為馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度，可以基本上采用由上述表達(dá)式(1)計(jì)算的值。然而，當(dāng)鋼絲含有以上(a)和/或(b)的元素時(shí)，這些元素中的一些會(huì)影響馬氏體轉(zhuǎn)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(dá)式(2)-(4)中的任何一個(gè)表達(dá)式計(jì)算的MS2-MS4值中任何一個(gè)值控制在280℃-380℃范圍內(nèi)；[先前奧氏體奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)NNo.12或更高]通過(guò)將奧氏體晶粒微細(xì)化，可以改進(jìn)韌性，延性和耐氫脆性能。此外，本發(fā)明的特征中的一個(gè)是奧氏體細(xì)晶粒對(duì)耐腐蝕性的改進(jìn)。也就是說(shuō)，如果先前奧氏體晶粒晶粒能夠微細(xì)化，有可能在回火過(guò)程中將在奧氏體晶粒邊界(先前奧氏體晶體晶粒邊界)上沉淀的碳化鐵和碳化物進(jìn)行精細(xì)分散。因此有可能在碳化鐵/碳化物和基礎(chǔ)鋼主體(steel matrix)之間產(chǎn)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(huì)增大且腐蝕會(huì)發(fā)展。為此原因，在本發(fā)明中，通過(guò)將先前奧氏體晶體晶粒分級(jí)和微細(xì)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(jìn)耐腐蝕性。這里，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N是根據(jù)JIS G0551定義的值。
上述“晶粒邊界份額”指碳化物發(fā)生沉淀的晶粒邊界的各個(gè)部分的面積與總晶粒邊界面積的比率。
當(dāng)碳化物(膜狀碳化鐵和粒狀碳化物)在奧氏體晶粒邊界上沉淀時(shí)，由于局部電池作用(local battery action)而發(fā)生腐蝕，和耐腐蝕性(最后耐腐蝕疲勞能力)受損害。隨著在奧氏體晶粒邊界上沉淀的碳化物的份額下降而獲得更好的耐腐蝕性，并且由于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(shè)定在50％或更低。它的優(yōu)選的上限是20％。
當(dāng)在奧氏體化之后殘余奧氏體量提高時(shí)，在回火過(guò)程中殘余奧氏體分解，因此碳化物(膜狀碳化鐵和粒狀碳化物)大量沉淀在晶粒邊界周?chē)?，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后的殘余奧氏體量。這里，因此可以說(shuō)，在奧氏體化之后殘余奧氏體量是在合適范圍內(nèi)，只要在奧氏體化和回火之后殘余奧氏體量是20vol.％或更低就行。在奧氏體化和回火之后殘余奧氏體量的優(yōu)選的上限是15vol.％。
當(dāng)生產(chǎn)如上所述的鋼絲時(shí)，需要適當(dāng)?shù)乜刂圃趭W氏體化和回火之前的鋼結(jié)構(gòu)和工作條件(冷拉條件)，和在冷拉之后的奧氏體化和回火條件，以及其它條件。然后，設(shè)定在這些過(guò)程中的每一個(gè)下的這些條件的理由如下所述。
通過(guò)在熱軋成鋼絲形狀之后從奧氏體化溫度范圍(Ar3轉(zhuǎn)變溫度或更高的溫度)來(lái)冷卻具有如上所述的化學(xué)組分的鋼材料和因此將鐵素體和珠光體結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)控制到40％或更多(按面積百分?jǐn)?shù))和將馬氏體和貝氏體結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)控制到60％或60％以下(按面積百分?jǐn)?shù))，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(dāng)在冷拉前的強(qiáng)度是高的和幾乎無(wú)法實(shí)施冷拉時(shí)，也有可能在Ac1轉(zhuǎn)變溫度或更低的溫度下實(shí)施退火之后進(jìn)行冷拉。此外，為了控制如上所述的鋼結(jié)構(gòu)，僅僅需要在熱軋之后在從A3轉(zhuǎn)變溫度到600℃之間的溫度范圍中控制冷卻速率到1.5℃/秒或更低，并采用顯示低淬硬性的組分類(lèi)型的鋼材料。
通過(guò)對(duì)線(xiàn)材實(shí)施20％或更多的面積縮減率的冷拉(其中鋼結(jié)構(gòu)如上所述來(lái)控制)，有可能提高在鋼材中的應(yīng)變位錯(cuò)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(xì)晶粒。
為了獲得奧氏體細(xì)晶粒，僅僅需要在奧氏體化加熱時(shí)將加熱速率控制到50℃/秒或更高和將奧氏體化加熱時(shí)間控制到90秒或更短。該加熱條件能夠通過(guò)，例如，高頻感應(yīng)加熱來(lái)獲得。在這種情況下加熱速率的優(yōu)選的下限是60℃/秒和奧氏體化加熱時(shí)間的優(yōu)選的上限是60秒。優(yōu)選的是將在奧氏體化時(shí)的加熱溫度控制到880℃或更高。
同時(shí)，通過(guò)提高在回火加熱時(shí)的加熱速率，有可能抑制碳化鐵沉淀到奧氏體化的先前奧氏體晶粒邊界上；在410℃-480℃的高溫范圍中進(jìn)行回火，因?yàn)橛捕鹊南陆挡皇秋@著的；和因此進(jìn)一步改進(jìn)韌性和延性。為了將沿著奧氏體晶粒邊界沉淀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(shí)間控制到60秒或更短。優(yōu)選的加熱速率是60℃/秒或更高和在回火時(shí)優(yōu)選的停留時(shí)間是20秒或更短。滿(mǎn)足以上條件的奧氏體化和回火在下面偶爾稱(chēng)為“短時(shí)間奧氏體化和回火”。這里，當(dāng)回火溫度低于410℃時(shí)，彈簧的硬度在彈簧的冷卷之后的消除應(yīng)力退火時(shí)大大下降，而且彈簧的成形和精確度也傾向于劣化。此外，韌性和延性也劣化。相反，當(dāng)回火溫度超過(guò)480℃時(shí)，在晶粒邊界上沉淀的碳化物的量會(huì)提高。
作為在奧氏體化時(shí)使用的冷卻介質(zhì)，優(yōu)選的是至少在轉(zhuǎn)變結(jié)束前后使用水。例如，所采用的是在馬氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始的階段中用作為冷卻介質(zhì)的油實(shí)施奧氏體化，之后用作為冷卻介質(zhì)的水實(shí)施冷卻，和因此完成轉(zhuǎn)變的一種方法，或從一開(kāi)始僅僅用水作為冷卻介質(zhì)實(shí)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(jù)本發(fā)明的奧氏體化和回火條件(短時(shí)間奧氏體化和回火)之間的差異的圖解(示意圖)。也就是說(shuō)，對(duì)于根據(jù)本發(fā)明的短時(shí)間奧氏體化和回火(在圖中用A和B線(xiàn)顯示)，甚至當(dāng)在較高溫度(例如475℃)下實(shí)施回火時(shí)，有可能將鋼絲的拉伸強(qiáng)度保持到給定數(shù)值或更高的值以及將在奧氏體化和回火之后的碳化物的晶粒邊界份額保持在較低水平。相反，對(duì)于普通的奧氏體化和回火(在圖中用C和D線(xiàn)表示)，當(dāng)回火溫度提高到約400℃或更高時(shí)，在回火之后鋼絲的拉伸強(qiáng)度急劇下降，在奧氏體化和回火之后碳化物的晶粒邊界份額會(huì)提高，和耐腐蝕性變劣化。
本發(fā)明的效果在下面給出實(shí)施例來(lái)更具體地解釋。然而，本發(fā)明不局限于以下所示的實(shí)施例，以及根據(jù)以上和以下所述的思路在設(shè)計(jì)上的改變?nèi)堪ㄔ诒景l(fā)明的技術(shù)范圍內(nèi)。
實(shí)施例具有在下面表1中所示的化學(xué)組分組成的鋼材料(No.A到K)是通過(guò)在小的真空熔爐中熔化，然后鍛造成邊長(zhǎng)155mm的方形坯，和之后熱軋成16.0mm直徑的線(xiàn)材來(lái)進(jìn)行生產(chǎn)。線(xiàn)材的每一條被拉伸到規(guī)定的直徑和然后在高頻感應(yīng)加熱爐中進(jìn)行奧氏體化和回火，因此生產(chǎn)出供冷成形彈簧用的鋼絲(懸置彈簧用的鋼絲)。水冷卻被采用為在奧氏體化和回火時(shí)的冷卻操作。表2同時(shí)顯示了鋼絲的生產(chǎn)條件和在冷拉之前的各種結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)。這里，在表2中給出的各種結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)是通過(guò)用光學(xué)顯微鏡觀(guān)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(lái)獲得并通過(guò)在繞制之后在從A3轉(zhuǎn)變溫度到600℃的溫度范圍中改變冷卻速率來(lái)控制。


表2

將奧氏體化和回火的鋼絲的每一種包埋到樹(shù)脂中，之后讓其橫截面進(jìn)行拋光和鏡面精加工，然后用X射線(xiàn)衍射儀測(cè)量殘余奧氏體量。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，并在距離鋼絲的表面下面的四分之一半徑深度處測(cè)量它的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)(JIS G0551)。此外，利用下面所示的程序，通過(guò)機(jī)加工和進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)和在腐蝕中的旋轉(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)，得到腐蝕試驗(yàn)件和在腐蝕中旋轉(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)件。另外，進(jìn)行拉伸試驗(yàn)和測(cè)量拉伸強(qiáng)度TS和在破裂RA之后的面積縮減，然后在奧氏體晶粒邊界上沉淀的碳化物的份額(碳化物份額)也由下面所示的方法來(lái)測(cè)量。
試驗(yàn)件中的每一種進(jìn)行14個(gè)周期的試驗(yàn)，這些周期中的每一個(gè)包括以下過(guò)程實(shí)施35℃的5％NaCl水溶液的鹽鋪展(salt splaying)達(dá)8小時(shí)和之后在60％相對(duì)濕度環(huán)境中在35℃中保留16小時(shí)，然后由在試驗(yàn)前后之間的試驗(yàn)件的重量差來(lái)測(cè)量腐蝕失重和還用激光顯微鏡測(cè)量腐蝕凹坑深度。
制備JIS Z2274 No.1試驗(yàn)件作為在腐蝕件中旋轉(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)樣品并且在將5％NaCl水溶液以0.2L/min循環(huán)流滴加到試驗(yàn)件上的同時(shí)在60rpm的轉(zhuǎn)速下和在200MPa的應(yīng)力下進(jìn)行Ono-type旋轉(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)，然后測(cè)量一直到試驗(yàn)件破裂時(shí)為止的周期數(shù)(到破裂時(shí)的周期數(shù))。
由下面程序測(cè)量在奧氏體晶粒邊界上碳化物的份額(面積百分?jǐn)?shù))(1)讓試驗(yàn)件進(jìn)行在-50℃下的擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)并顯示含有晶粒間破裂表面的破裂面。作為擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)件，采用U形缺口型的JIS No.3亞尺寸(sub-size)試驗(yàn)件，它的寬度是5.5mm。這里，擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)件的尺寸不必遵循JIS和對(duì)于薄鋼絲，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(yàn)件就行。僅僅需要在擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)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％乙酰丙酮-1％四甲基銨氯化物-甲醇用作電解質(zhì)以及電解電勢(shì)和電解電荷分別設(shè)定在-100mVSCE和0.13-0.15庫(kù)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，在侵蝕之后晶粒間破裂表面在15kV的加速電壓下用高分辨率的掃描電子顯微鏡進(jìn)行觀(guān)察。
(4)攝影圖像用圖象處理機(jī)進(jìn)行分析，求出碳化物的部分，然后觀(guān)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(shù)下拍取的照片用于該份額的測(cè)量。在每個(gè)晶粒邊界30μm2或更多的面積中和在十個(gè)晶粒邊界上測(cè)量面積百分?jǐn)?shù)(位置在試驗(yàn)件的中心軸處；深度距缺口底部4mm；間隔10微米)。應(yīng)該指出，由于在電解腐蝕情況中Fe部分發(fā)生腐蝕，該碳化物呈現(xiàn)羽毛狀，平片狀和微粒狀形狀。
這些結(jié)果全部示于下面的表3中。這里，為了評(píng)價(jià)在奧氏體化時(shí)(在回火之前)殘余奧氏體的量，在水-奧氏體化(鋼絲不進(jìn)行回火)之后鋼絲的殘余奧氏體量的測(cè)量結(jié)果一起給出。
表3

從這些結(jié)果獲得下列討論。首先，應(yīng)當(dāng)理解，A-1，B-1，C-1，D-1，E-1，F(xiàn)-1，G-1，和H-1的情況是滿(mǎn)足在本發(fā)明中規(guī)定的要求的實(shí)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(qiáng)度TS和優(yōu)異的耐腐蝕性。
另一方面，其它案例是不滿(mǎn)足在本發(fā)明中規(guī)定的這些要求中的至少一種的實(shí)施例，因此這些特性中的至少一種是遜色的。首先，對(duì)于A-2，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒變大)，結(jié)果耐腐蝕性變劣。對(duì)于B-2，C-2和D-2情況中的任何一種，在回火時(shí)的加熱速率是低的，該碳化物份額大，結(jié)果耐腐蝕性變劣。
對(duì)于D-3的情況，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性變劣。
對(duì)于E-2情況而言，沒(méi)有進(jìn)行水奧氏體化，因此該殘余奧氏體量大，碳化物份額大，結(jié)果耐腐蝕性劣化。對(duì)于E-3，奧氏體化條件(奧氏體化加熱速率和加熱的停留時(shí)間)偏離本發(fā)明中規(guī)定的范圍，該奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。對(duì)于E-4，在軋鋼之后各結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)偏離了在本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此沒(méi)有獲得良好的拉伸性能(未進(jìn)行后續(xù)的試驗(yàn))。
對(duì)于E-5，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。對(duì)于E-6而言，在回火時(shí)加熱速率是低的，碳化物份額大，結(jié)果耐腐蝕性劣化。
對(duì)于F-2而言，沒(méi)有進(jìn)行水奧氏體化，因此該殘余奧氏體量大，碳化物份額大，結(jié)果耐腐蝕性劣化。對(duì)于F-3，奧氏體化條件(奧氏體化加熱速率和加熱的停留時(shí)間)偏離在本發(fā)明中規(guī)定的范圍，該奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N是小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。對(duì)于F-4，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。
對(duì)于G-2，在軋鋼之后各結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)偏離了在本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此沒(méi)有獲得良好的拉伸性能(未進(jìn)行后續(xù)的試驗(yàn))。對(duì)于G-3，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。
對(duì)于H-2，在軋鋼之后各結(jié)構(gòu)的分?jǐn)?shù)偏離了在本發(fā)明中規(guī)定的范圍，因此沒(méi)有獲得良好的拉伸性能(未進(jìn)行后續(xù)的試驗(yàn))。對(duì)于H-3，在冷拉時(shí)的面積縮減率小，奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N小(即晶粒大)，結(jié)果耐腐蝕性劣化。
對(duì)于I-1，化學(xué)組分和MS4偏離在本發(fā)明中規(guī)定的范圍(在表1中的鋼材型號(hào)I)，對(duì)于J-1，MS4偏離在本發(fā)明中規(guī)定的范圍(在表1中的鋼材型號(hào)J)。因此，在這些情況中的任何一種中，殘余奧氏體量大，該碳化物份額大，結(jié)果耐腐蝕性劣化。
對(duì)于K-1，化學(xué)組分偏離在本發(fā)明中規(guī)定的范圍(在表1中的鋼材型號(hào)K)，和拉伸強(qiáng)度降低。
圖2顯示了以上述結(jié)果為基礎(chǔ)，在面積拉伸縮減和奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N之間的關(guān)系。從圖可以看出，通過(guò)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(hào)數(shù)N到12或更多。
圖3顯示了在奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)N和腐蝕失重之間的關(guān)系。從該圖中可以看出，通過(guò)控制奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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后的殘余奧氏體量與碳化物份額之間的關(guān)系；從該圖中可以看出，通過(guò)將殘余奧氏體量控制到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(guān)系。從該圖中可以看出，通過(guò)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(zhuǎn)-彎曲疲勞試驗(yàn)(到破裂為止的周期數(shù))之間的關(guān)系。從該圖中可以看出，通過(guò)控制碳化物份額到50％或更低，到破裂為止的周期數(shù)會(huì)增加。
在不脫離本發(fā)明的精神或基本特征的前提下本發(fā)明可以體現(xiàn)在其它具體形式中。本發(fā)明實(shí)施方案因此在各個(gè)方面都認(rèn)為是舉例性質(zhì)的而不是限制性的，本發(fā)明的范圍由所附權(quán)利要求來(lái)指定而不是由前面的敘述來(lái)指定，而且在權(quán)利要求的等同的意義和范圍內(nèi)的全部變化因此希望包括在其中。
權(quán)利要求
1.彈簧用鋼絲，含有C0.45-0.65％(質(zhì)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(dá)式(1)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS1在280℃-380℃范圍內(nèi)；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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后殘余奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強(qiáng)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(zhì)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(dá)式(2)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS2在280℃-380℃范圍內(nèi)；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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后殘余奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強(qiáng)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(zhì)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(dá)式(3)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS3在280℃-380℃范圍內(nèi)；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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后殘余奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強(qiáng)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(zhì)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(dá)式(4)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度MS4在280℃-380℃范圍內(nèi)；奧氏體晶粒的奧氏體晶粒度號(hào)數(shù)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后殘余奧氏體的量是20vol.％或更低；和拉伸強(qiáng)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(zhì)量％)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1的彈簧用鋼絲，進(jìn)一步含有Ti0.01-0.1％。
6.生產(chǎn)根據(jù)權(quán)利要求1的彈簧用鋼絲的方法，包括以下過(guò)程將具有上述化學(xué)組分組成的鋼熱軋成線(xiàn)材的形狀；從奧氏體化溫度范圍來(lái)冷卻所述的熱軋的線(xiàn)材鋼，并且由此控制鐵素體和珠光體結(jié)構(gòu)的按面積百分?jǐn)?shù)計(jì)的分?jǐn)?shù)到40％或更多且控制包括馬氏體和貝氏體的結(jié)構(gòu)的按面積百分?jǐn)?shù)計(jì)的分?jǐn)?shù)到60％或更低；在20％或更多的面積縮減下對(duì)具有上述分?jǐn)?shù)的結(jié)構(gòu)的鋼材實(shí)施冷拉；和對(duì)已進(jìn)行了所述冷拉的鋼實(shí)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(guī)定溫度，之后在所述奧氏體化過(guò)程中在所述規(guī)定溫度下保持90秒或更短時(shí)間并且在所述回火過(guò)程中被以50℃/秒或更高的加熱速率加熱到在410℃-480℃范圍內(nèi)的回火溫度，并且隨后在該回火溫度下保持60秒或更短時(shí)間。
7.生產(chǎn)根據(jù)權(quán)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(guò)程中的冷卻介質(zhì)。
全文摘要
根據(jù)本發(fā)明的冷成形彈簧用鋼絲含有規(guī)定的化學(xué)組分組成，其中由以下表達(dá)式(1)顯示的馬氏體轉(zhuǎn)變起始溫度M
文檔編號(hào)C21D11/00GK1847438SQ200610075398
公開(kāi)日2006年10月18日 申請(qǐng)日期2006年4月11日 優(yōu)先權(quán)日2005年4月11日
發(fā)明者吉原直 申請(qǐng)人:株式會(huì)社神戶(hù)制鋼所