專利名稱：高強(qiáng)度彈簧用鋼及鋼線的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在發(fā)動(dòng)機(jī)用閥彈簧及懸架彈簧中使用的彈簧用鋼，特別涉及可以進(jìn)行冷卷、具有高強(qiáng)度和高韌性的彈簧用鋼及鋼線。
背景技術(shù)：
隨著汽車的輕量化和高性能化，彈簧也需要高強(qiáng)度化，供給用于彈簧的高強(qiáng)度鋼熱處理后的拉伸強(qiáng)度超過(guò)1500MPa。近年來(lái)也要求拉伸強(qiáng)度超過(guò)1900MPa的鋼線。這是因?yàn)榧词箯椈稍谥圃鞎r(shí)的消除應(yīng)力退火或氮化處理等因加熱而稍稍軟化，作為彈簧也可以確保不會(huì)產(chǎn)生麻煩的材料硬度。
另外，為人所知的是氮化處理和噴丸硬化使表面硬度提高，并顯著提高彈簧在疲勞方面的耐久性，但對(duì)彈簧的松弛(即彈力衰減relaxation)特性而言，并不取決于表層硬度，而是受到彈簧基材內(nèi)部的強(qiáng)度或硬度的很大影響。因此，取得可以將內(nèi)部硬度維持在較高水平的成分是很重要的。
作為其方法，已經(jīng)公開(kāi)了如下的發(fā)明(例如參照特開(kāi)昭57-32353號(hào)公報(bào))通過(guò)添加V、Nb、Mo等元素而在淬火中進(jìn)行固溶，并在回火中生成析出的微細(xì)碳化物，由此限制位錯(cuò)的移動(dòng)，從而使耐松弛特性得以提高。
另一方面，鋼的螺旋彈簧的制造方法有熱卷和冷卷，其中熱卷是加熱至鋼的奧氏體區(qū)域進(jìn)行卷繞，之后進(jìn)行淬火回火；冷卷是將事先對(duì)鋼實(shí)施了淬火回火的高強(qiáng)度鋼線進(jìn)行冷卷繞。冷卷在鋼線的制造時(shí)由于可以采用能夠進(jìn)行快速加熱快速冷卻的油回火處理和高頻處理等，因而可以減少?gòu)椈刹牧系脑瓓W氏體粒徑，結(jié)果可以制造耐破壞特性優(yōu)良的彈簧。另外，還可以簡(jiǎn)化彈簧制造生產(chǎn)線中的加熱爐等設(shè)備，因而對(duì)彈簧廠家來(lái)說(shuō)也具有可帶來(lái)設(shè)備成本的降低等優(yōu)點(diǎn)，最近在粗徑的懸架彈簧中，也發(fā)展了采用冷卷等的冷加工。
但是，當(dāng)冷卷彈簧用鋼線的強(qiáng)度增大時(shí)，往往在冷卷時(shí)產(chǎn)生折損，從而不能成形為彈簧形狀，在此情況下，因?yàn)椴荒芗骖檹?qiáng)度和加工性，所以不得不采用也可以說(shuō)是對(duì)工業(yè)生產(chǎn)不利的方法進(jìn)行冷卷。通常在閥彈簧的情況下，往往將實(shí)施過(guò)在線的淬火回火處理以及所謂的油回火處理的鋼線進(jìn)行冷卷，例如已經(jīng)公開(kāi)了如下的發(fā)明(例如參照特開(kāi)平5-179348號(hào)公報(bào))加熱到900～1050℃而卷成彈簧形狀，之后在425～550℃進(jìn)行回火處理等，為了防止卷繞時(shí)的折損，加熱線材而在容易變形的溫度下進(jìn)行熱卷，此后，為獲得高強(qiáng)度而進(jìn)行卷繞后的調(diào)質(zhì)處理。這樣的卷繞時(shí)的加熱和卷繞后的調(diào)質(zhì)處理是造成彈簧尺寸的熱處理偏差的原因，或者使處理效率極度低下，因此，在成本、精度以及產(chǎn)品穩(wěn)定性方面比冷卷的彈簧差。
另外，關(guān)于碳化物，例如已經(jīng)完成了著眼于Nb、V系碳化物的平均粒徑的發(fā)明，但揭示出僅控制V、Nb系碳化物的平均粒徑是不充分的(例如參照特開(kāi)平10-251804號(hào)公報(bào))。在該現(xiàn)有技術(shù)中，記載了恐怕會(huì)因軋制中的冷卻水而產(chǎn)生異常組織的擔(dān)心，從而實(shí)質(zhì)上推薦干式軋制。這在工業(yè)上為非正常作業(yè)，可以推定它與通常的軋制明顯不同，即便使平均粒徑得以控制，也暗示當(dāng)周邊基體組織產(chǎn)生不均勻時(shí)，將發(fā)生軋制故障。
另外，還公開(kāi)了如下的發(fā)明(例如參照特開(kāi)2002-180198號(hào)公報(bào))也通過(guò)控制以滲碳體為中心碳化物，以謀求性能的提高。
但是，為了進(jìn)一步提高疲勞、松弛等彈簧性能，必須確保進(jìn)一步的高強(qiáng)度化和彈簧的加工性(卷繞性)，單憑迄今為止的成分和熱處理后的碳化物的尺寸控制是有限度的。
人們摸索了這樣兼顧強(qiáng)度和加工性的技術(shù)，通過(guò)著眼于滲碳體系碳化物的組織控制，可以謀求強(qiáng)度和加工性的兼顧(參照上述特開(kāi)2002-180198號(hào)公報(bào))；再者，通過(guò)防止殘余奧氏體可增加穩(wěn)定性(例如參照特開(kāi)2000-169937號(hào)公報(bào))。它們承擔(dān)著大量的熱處理負(fù)荷。另一方面，對(duì)閥彈簧來(lái)說(shuō)，人們主張對(duì)氧化物進(jìn)行重點(diǎn)控制，從而通過(guò)控制氧化物來(lái)提高疲勞強(qiáng)度。一般認(rèn)為該氧化物不僅對(duì)疲勞強(qiáng)度本身，而且對(duì)耐破壞特性的穩(wěn)定性或者產(chǎn)品偏差也產(chǎn)生影響，從而要求抑制斷面的夾雜物出現(xiàn)率(例如參照特開(kāi)平6-158226號(hào)公報(bào))。
再者，如果不僅存在氧化物，而且存在硫化物、氮化物、碳化物以及它們的復(fù)合夾雜物，則可能導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低、或者加工性能的低下。迄今為止，在閥彈簧之類的具有非常高的拉伸強(qiáng)度的鋼中，上述專利文獻(xiàn)6嘗試了對(duì)TiN、還有碳化物的控制(例如參照特開(kāi)平10-251804號(hào)公報(bào))，但對(duì)硫化物也加以考慮的技術(shù)很少。
作為著眼于硫化物的例子，添加Ti、Cu、Ca、Zr之中的至少1種以上有時(shí)是有效的，但在其實(shí)施例中大多數(shù)添加Ti，在不添加Ti的情況下，也大量添加Zr、Ca等氧化物生成元素(例如參照特開(kāi)平10-1746號(hào)公報(bào))。當(dāng)考慮作為本發(fā)明特征之一的Zr時(shí)，則大量添加10ppm以上(在實(shí)施例中為70ppm)，所以對(duì)氧化物的影響較大，從而產(chǎn)生使疲勞強(qiáng)度下降、或者夾雜物出現(xiàn)率增大等弊端。
另外，作為其它的例子，添加Zr有時(shí)被看作是有效的(例如參照特開(kāi)2003-105485號(hào)公報(bào))，但由于大量添加使其添加量達(dá)10ppm以上(在實(shí)施例中為23ppm)，所以對(duì)氧化物的影響較大，從而產(chǎn)生使疲勞強(qiáng)度下降、或者夾雜物出現(xiàn)率增大等弊端。
再者，已經(jīng)公開(kāi)了如下的發(fā)明(例如參照特開(kāi)平9-310145號(hào)公報(bào))其揭示了應(yīng)該將Zr添加量抑制為鋼中固溶量的0.5ppm以下，明確記載著當(dāng)超過(guò)該添加量時(shí)，將產(chǎn)生起因于夾雜物的弊端。但是，該添加量對(duì)硫化物的控制是不充分的，這從上述的專利文獻(xiàn)8中也容易推測(cè)得到。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的課題在于提供一種彈簧用鋼以及鋼線，它采用冷卷方法制作，可以兼顧充分的大氣強(qiáng)度和卷繞加工性，彈簧用鋼線的拉伸強(qiáng)度達(dá)2000MPa以上。
本發(fā)明通過(guò)化學(xué)元素控制不被以前的彈簧鋼線所注意的鋼中的氧化物和硫化物，獲得了兼顧高強(qiáng)度和卷繞性的彈簧用鋼。另外，本發(fā)明發(fā)現(xiàn)有效的方法是不單著眼于鋼線中可以看到的粗大碳化物，甚至連基體的微觀組織也加以控制，從而通過(guò)控制迄今為止為獲得強(qiáng)度所需要的滲碳體系的微細(xì)碳化物的分布，得到了更高性能的鋼線。
本發(fā)明是為解決上述課題而完成的，其要點(diǎn)如下(1)一種彈簧用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.45～0.70％，Si1.0～3.0％，Mn0.1～2.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.0005～0.007％，t-O0.0002～0.01％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)而限制Al≤0.01％，Ti≤0.003％。
(2)一種彈簧用鋼，其特征在于在(1)所述的鋼中，進(jìn)一步含有Cr0.05～2.5％，Zr0.0001～0.0005％。
(3)一種彈簧用熱處理鋼線，其是使用(1)或(2)所述的鋼，并對(duì)該鋼進(jìn)行軋制、拉絲加工以及熱處理加工而成的，其特征在于關(guān)于該鋼線的滲碳體系球狀碳化物以及合金系碳化物在顯微鏡觀察面中所占的比例，滿足當(dāng)量圓直徑在0.2μm以上的占有面積率為7％以下，當(dāng)量圓直徑在0.2～3μm的存在密度為1個(gè)/μm2以下，當(dāng)量圓直徑在3μm以上的存在密度為0.001個(gè)/μm2以下；而且原奧氏體的粒度號(hào)碼為10號(hào)以上，殘余奧氏體為15質(zhì)量％以下；
當(dāng)量圓直徑在2μm以上的滲碳體系碳化物的存在密度小的稀薄區(qū)域的面積率為3％以下。
(4)根據(jù)(1)或(2)所述的彈簧用鋼，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有W0.05～1.0％、Mo0.05～1.0％、V0.05～1.0％、Nb0.01～0.05％、Ni0.05～3.0％、Co0.05～3.0％、B0.0005～0.006％、Cu0.05～0.5％、Mg0.0002～0.01％、Ca0.0002～0.01％、Hf0.0002～0.01％、Te0.0002～0.01％、Sb0.0002～0.01％之中的1種或2種以上。
(5)根據(jù)(3)所述的彈簧用熱處理鋼線，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有Cr0.05～2.5％、W0.05～1.0％、Zr0.0001～0.0005％、Mo0.05～1.0％、V0.05～1.0％、Nb0.01～0.05％、Ni0.05～3.0％、Co0.05～3.0％、B0.0005～0.006％、Cu0.05～0.5％、Mg0.0002～0.01％、Ca0.0002～0.01％、Hf0.0002～0.01％、Te0.0002～0.01％、Sb0.0002～0.01％之中的1種或2種以上。


圖1為表示淬火回火組織的顯微鏡照片。
圖2是由安裝在SEM上的EDX進(jìn)行解析的解析實(shí)例的曲線。(a)為球狀碳化物分析例(合金系)、(b)為球狀碳化物分析例(滲碳體系)的解析實(shí)例的曲線。
圖3為采用掃描型電子顯微鏡觀察鋼線浸蝕面的微觀組織所得到的圖面代用觀察圖像照片。(a)為典型的微觀組織觀察例、(b)為碳化物分布不均勻部分觀察例的圖面代用照片。
圖4為圖面代用照片，表示掃描型電子顯微鏡的觀察圖像中的碳化物分布不均勻部分(碳化物稀薄區(qū)域)、以及由其數(shù)字化圖像表示微細(xì)化碳化物(針狀、樹(shù)枝狀)。
圖5為圖面代用照片，表示掃描型電子顯微鏡的觀察圖像中的碳化物分布不均勻部分(碳化物稀薄區(qū)域)、以及由其數(shù)字化圖像表示微細(xì)化碳化物(粒狀)。
具體實(shí)施例方式
發(fā)明者為兼顧高強(qiáng)度和加工性而規(guī)定化學(xué)成分，進(jìn)而通過(guò)再次熱處理可以獲得良好性能的彈簧用鋼而控制鋼中碳化物的形狀，由此發(fā)明了一種彈簧用鋼線，它可以確保足以制造彈簧的卷繞性。其詳細(xì)內(nèi)容敘述如下C0.45～0.70％C是對(duì)鋼材的基本強(qiáng)度產(chǎn)生較大影響的元素，以往為獲得充分的強(qiáng)度而將其設(shè)定為0.45～0.7％。當(dāng)?shù)陀?.45％時(shí)，不能獲得充分的強(qiáng)度。特別在為提高彈簧性能而省略氮化處理的情況下，為了確保充分的彈簧強(qiáng)度，也優(yōu)選含有0.50％以上的C。從保持強(qiáng)度-卷繞平衡的角度考慮，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0.60％以上。
再者，它與碳化物稀薄區(qū)域的關(guān)系也很密切，當(dāng)?shù)陀?.45％時(shí)，因?yàn)樘蓟飻?shù)量較少，所以稀薄區(qū)域面積率容易增加，從而難以獲得充分的強(qiáng)度和韌性或者卷繞性(延展性)。于是，優(yōu)選為0.5％以上，從保持強(qiáng)度-卷繞平衡的角度考慮，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0.6％以上。
另外，它還對(duì)碳化物稀薄區(qū)域產(chǎn)生影響，當(dāng)鋼中的C形成未固溶的碳化物時(shí)，基體中的C實(shí)質(zhì)上減少，因而如前所述，有時(shí)也使稀薄區(qū)域面積率增加。
另一方面，當(dāng)增加C含量時(shí)，則淬火回火后的強(qiáng)度得以提高。但為人所知的是，淬火時(shí)的馬氏體形態(tài)在中碳鋼中由通常的板條狀(lath)馬氏體將其形態(tài)變化為透鏡狀(lens)馬氏體?；鼗鹜哥R狀馬氏體所生成的回火馬氏體組織的碳化物分布與回火板條狀馬氏體時(shí)的情況相比較，碳化物密度較低，或者因?yàn)檠匾欢ǚ较蚺帕蟹植迹栽诮Y(jié)晶中強(qiáng)烈地產(chǎn)生方向性，從而比板條狀馬氏體的回火組織更脆。當(dāng)添加量超過(guò)0.70％時(shí)，淬火時(shí)的透鏡狀馬氏體量和殘余奧氏體量具有增加的傾向，回火后的強(qiáng)度雖然提高但延展性下降，所以將0.70％設(shè)定為上限。另外，當(dāng)熱處理工序中的C固溶不充分時(shí)，則在局部實(shí)質(zhì)上產(chǎn)生過(guò)共析而大量析出粗大的滲碳體，因而使韌性顯著下降。這同時(shí)引起卷繞特性的下降。
再者，在C含量較多的情況下，則合金系和滲碳體系的碳化物的固溶具有變得困難的傾向，在熱處理的加熱溫度較低或加熱時(shí)間較短的情況下，強(qiáng)度和卷繞性往往不足。這樣，通過(guò)增加C含量而使透鏡狀馬氏體和未固溶碳化物增加，由此往往使材料發(fā)生脆化。
因此，通過(guò)優(yōu)選設(shè)定為0.68％以下，可以減少未溶解碳化物和透鏡狀馬氏體的生成以及未溶解碳化物。
Si1.0～3.0％Si是在鋼制造時(shí)作為脫氧元素添加的，同時(shí)在彈簧鋼中是為了確保彈簧的強(qiáng)度、硬度和耐松弛性所必須的元素，在較少的情況下，因?yàn)楸匾膹?qiáng)度和耐松弛性不足，所以將1.0％設(shè)定為下限。另外，Si具有使晶界的碳化物系析出物球狀化、微細(xì)化的效果，通過(guò)積極地添加，具有減少晶界析出物的晶界占有面積率的效果。但當(dāng)過(guò)于大量地添加時(shí)，則不僅使材料硬化，而且使其脆化。于是，為了防止淬火回火后的脆化，將3.0％設(shè)定為上限。
Si也是有助于回火軟化抗力的元素，所以在制造高強(qiáng)度線材時(shí)，優(yōu)選以某種程度大量添加。具體地說(shuō)，優(yōu)選添加1.2％以上。再者，在高強(qiáng)度彈簧中重要的是耐松弛性，所以更優(yōu)選添加1.6％以上，進(jìn)一步優(yōu)選添加2.0％以上。另一方面，為了獲得穩(wěn)定的卷繞性，優(yōu)選設(shè)定為2.6％以下。
Mn0.05～2.0％Mn常用于脫氧且將鋼中的S作為MnS固定下來(lái)，同時(shí)可提高淬硬性而在熱處理后獲得充分的硬度。為了確保它的穩(wěn)定性，將0.05％設(shè)定為下限。另外，為了防止因Mn產(chǎn)生的脆化，將上限設(shè)定為2.0％。再者，為了兼顧強(qiáng)度和卷繞性，將其優(yōu)選為0.1～1.5％?？紤]到對(duì)碳化物稀薄區(qū)域的影響，在抑制殘余奧氏體和合金元素的偏析的情況下，優(yōu)選抑制為低于0.4％，更優(yōu)選抑制為0.3％以下。另一方面，當(dāng)增大熱處理鋼線的直徑時(shí)，在有必要確保淬硬性的情況下，Mn由于容易賦予材料以淬硬性，因而是有效的元素。在將該淬硬性置于優(yōu)先地位的情況下，也可以使添加量超過(guò)0.4％。但在考慮碳化物稀薄區(qū)域和卷繞的情況下，使其為10％以下是有效的。
P0.015％以下P使鋼硬化，進(jìn)而產(chǎn)生偏析，使材料發(fā)生脆化。特別地，偏析于奧氏體晶界的P導(dǎo)致沖擊值的降低以及因氫的侵入而產(chǎn)生的延遲破壞等，因此最好少一些。于是，將使脆化傾向變得顯著的P限制為0.015％以下。在熱處理鋼線的拉伸強(qiáng)度超過(guò)2150MPa的高強(qiáng)度的情況下，優(yōu)選使其低于0.01％。
S0.015％以下S也與P一樣，在鋼中存在時(shí)使鋼產(chǎn)生脆化。雖然它可以極力減少由Mn產(chǎn)生的影響，但MnS也以?shī)A雜物的形態(tài)存在，因而使破壞特性降低。特別在高強(qiáng)度鋼中，往往微量的MnS便產(chǎn)生破壞，從而也希望極力減少S的存在。將這種不良影響變得顯著的0.015％設(shè)定為上限。再者，在熱處理鋼線的拉伸強(qiáng)度超過(guò)2150MPa的高強(qiáng)度的情況下，優(yōu)選使其低于0.01％。
N0.0015～0.02％N使鋼中基體硬化，但在添加Ti、V等合金元素的情況下以氮化物的形式存在，對(duì)鋼線的性質(zhì)產(chǎn)生影響。在添加Ti、Nb、V的鋼中，容易生成碳氮化物，容易成為構(gòu)成奧氏體顆粒微細(xì)化的“釘扎”粒子的碳化物、氮化物以及碳氮化物的析出位置。因此，甚至在彈簧制造中所實(shí)施的各種熱處理?xiàng)l件下，均可以穩(wěn)定地生成“釘扎”粒子，可以對(duì)鋼線的奧氏體粒徑進(jìn)行微細(xì)的控制。從這樣的目的出發(fā)，可以添加0.0015％以上的N。另一方面，過(guò)剩的N將招致氮化物、以氮化物為核而生成的碳氮化物以及碳化物的粗大化。在添加Ti、Nb、V等氮化物/碳氮化物生成元素的情況下，由于析出粗大的氮化物/碳氮化物，或者添加B時(shí)析出BN等，因而對(duì)耐破壞特性造成損害。于是，將不會(huì)以這樣的弊端為伴的0.02％設(shè)定為上限。
但是，由于N也是使熱延展性下降的元素，所以考慮到熱處理等的容易程度，將其優(yōu)選為0.009％以下。另外，關(guān)于其下限，優(yōu)選的是小一些，但考慮到制造上的成本和脫氮工序的容易程度，將其優(yōu)選為0.0015％以上。當(dāng)旨在通過(guò)V、Nb等的“釘扎”效果以使熱處理時(shí)的奧氏體粒徑微細(xì)化時(shí)，則優(yōu)選以某種程度添加大量的N，也可以添加0.007％以上。
t-O0.0002～0.01％在鋼中存在經(jīng)由脫氧工序而產(chǎn)生的氧化物和固溶的O。但在該氧量較多的情況下，意味著氧化物系夾雜物較多。氧化物系夾雜物的大小較小時(shí)，對(duì)彈簧性能沒(méi)有影響，但大量存在大的氧化物時(shí)，則對(duì)彈簧性能產(chǎn)生較大的影響。
當(dāng)存在的總氧量(t-O)超過(guò)0.01％時(shí)，則因?yàn)閺椈尚阅茱@著降低，所以將其上限設(shè)定為0.01％。另外，最好含有較少量的氧，但即使低于0.0002％，其效果也已達(dá)到飽和，所以將0.0002％設(shè)定為下限。在實(shí)際應(yīng)用方面考慮到脫氧工序等的容易程度，優(yōu)選將其調(diào)整為0.0005～0.002％。
W0.05～1.0％W在鋼中作為碳化物析出。因此，如果添加1種或2種這些元素，則生成它們的析出物，從而可以獲得回火軟化抗力，即使經(jīng)過(guò)在高溫下的回火、在工序中進(jìn)行的消除應(yīng)力退火、或者氮化等熱處理，也可以不發(fā)生軟化而表現(xiàn)出高強(qiáng)度。這可以抑制氮化后彈簧內(nèi)部硬度的降低，或者使加溫整定處理(hot setting)和消除應(yīng)力退火變得容易，因而使最終的彈簧疲勞特性得以提高。但是，當(dāng)W的添加量過(guò)多時(shí)，則它們的析出物過(guò)于增大，從而與鋼中的碳結(jié)合而生成粗大的碳化物。這使應(yīng)該有助于鋼線高強(qiáng)度化的C量減少，從而不能獲得與添加的C量相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度。再者，粗大的碳化物由于成為應(yīng)力集中源，因而在進(jìn)行卷繞中的變形時(shí)容易產(chǎn)生折損。另外，在鋼線制造工序、例如在軋制、鋼線韌化處理等工序中，容易產(chǎn)生過(guò)冷組織而導(dǎo)致裂紋和斷裂的產(chǎn)生。
另外，W在提高淬硬性的同時(shí)，還在鋼中生成碳化物，具有提高強(qiáng)度的作用，因此，優(yōu)選極力添加。W與其它元素不同，其特征在于使含有滲碳體的碳化物的形狀變得微細(xì)。另外，W的碳化物與Ti、Nb等相比較，由于僅在低溫下生成，所以W本身也難以作為未溶解碳化物殘留下來(lái)。
再者，通過(guò)V等容易殘留未溶解碳化物的元素來(lái)抑制生成的碳化物的生長(zhǎng)，從而也具有抑制未溶解碳化物尺寸的效果。
另外，通過(guò)析出硬化可以賦予材料以回火軟化抗力。即在氮化和消除應(yīng)力退火中，也不會(huì)使內(nèi)部硬度大大降低。其添加量在0.05％以下時(shí)看不出有效果，而超過(guò)1.0％時(shí)產(chǎn)生粗大的碳化物，反而有可能損害延展性等機(jī)械性質(zhì)，所以將W的添加量設(shè)定為0.05～1.0％。再者，考慮到熱處理的容易程度等，將其優(yōu)選為0.1～0.5％?？紤]到與強(qiáng)度的平衡，進(jìn)一步優(yōu)選為0.16～0.35％左右。
Cr0.05～2.5％Cr是用于提高淬硬性和回火軟化抗力的有效元素，但添加量較多時(shí)，不僅導(dǎo)致成本的增加，而且使淬火回火后可以看到的滲碳體粗大化。結(jié)果，線材因發(fā)生脆化而在卷繞時(shí)容易發(fā)生折損。于是，為了確保淬硬性和回火軟化抗力，將0.05％設(shè)定為下限，將脆化變得明顯的2.5％設(shè)定為上限。
Cr由于可以阻礙滲碳體因加熱而產(chǎn)生的溶解，所以特別在C含量增多達(dá)到C＞0.55％時(shí)，抑制Cr含量可以抑制粗大碳化物的生成，從而容易兼顧強(qiáng)度和卷繞性。因此，優(yōu)選其添加量為2.0％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為1.7％左右。
另一方面，在進(jìn)行氮化處理的情況下，添加Cr可以加厚因氮化產(chǎn)生的硬化層。因此，優(yōu)選其添加量為0.7％以上，當(dāng)需要賦予材料以氮化產(chǎn)生的硬化和在氮化溫度下的軟化抗力時(shí)，進(jìn)一步優(yōu)選的添加量超過(guò)1.0％。特別在需要高強(qiáng)度和松弛特性的情況下，優(yōu)選添加1.2％以上。另外，當(dāng)Cr也大量添加時(shí)，則在鋼線制造工序中可能導(dǎo)致過(guò)冷組織的產(chǎn)生，或者容易殘留滲碳體系球狀碳化物，所以，考慮到熱處理的容易程度，優(yōu)選為2.0％以下。
Zr0.0001～0.0005％Zr是氧化物以及硫化物的生成元素。在彈簧鋼中，因?yàn)槭寡趸镂⒓?xì)分散，所以與Mg一樣，成為MnS的析出核。由此使疲勞耐久性得以提高，或者通過(guò)增加延展性而提高卷繞性。低于0.0001％時(shí)看不出有效果，另外，添加量超過(guò)0.0005％則助長(zhǎng)硬質(zhì)氧化物的生成，因而即使硫化物微細(xì)分散，也容易產(chǎn)生起因于氧化物的麻煩。另外，當(dāng)大量添加時(shí)，除氧化物以外，還生成ZrN、ZrS等氮化物和硫化物，從而產(chǎn)生制造上的麻煩且導(dǎo)致彈簧疲勞耐久特性的降低，故而將其設(shè)定為0.0005％以下。再者，在用于高強(qiáng)度彈簧的情況下，優(yōu)選使其添加量為0.0003％以下。這些元素雖然很微量，但通過(guò)嚴(yán)格選擇副原料，且對(duì)耐火材料等進(jìn)行精密控制，便可以對(duì)這些元素加以控制。
例如在鐵水包、中間包、噴管等與鋼液長(zhǎng)時(shí)間接觸的場(chǎng)所常用Zr耐火材料，由此相對(duì)于200t左右的鋼液可添加1ppm左右的Zr。再者，在考慮這一因素的同時(shí)，為了使其不超過(guò)規(guī)定的范圍而可以添加副原料。鋼中Zr的分析方法可以從測(cè)定對(duì)象鋼材不受表面氧化皮影響的部分取2g試樣，采用與JIS G 1237-1997附錄3同樣的方法對(duì)試樣進(jìn)行處理后，通過(guò)ICP進(jìn)行測(cè)定。此時(shí)，設(shè)定ICP的校準(zhǔn)線適用于微量Zr。
Al≤0.01％Al為脫氧元素，其影響氧化物的生成。因?yàn)槿菀咨捎操|(zhì)氧化物，所以當(dāng)不小心添加時(shí)，則生成硬質(zhì)碳化物，導(dǎo)致疲勞耐久性的低下。特別在高強(qiáng)度彈簧中，與彈簧的疲勞極限本身相比，疲勞強(qiáng)度的偏差更使穩(wěn)定性降低，當(dāng)Al含量較多時(shí)，起因于夾雜物的斷裂發(fā)生率增加，所以需求者要求限制其含量。另外，從控制硫化物的角度考慮，如果通過(guò)添加Zr而使硫化物微細(xì)分散和變成球狀，并為此而使Al含量過(guò)多，則對(duì)其效果造成損害，所以從這一點(diǎn)上說(shuō)，大量添加也是不優(yōu)選的。因此，在高強(qiáng)度彈簧用鋼材中，需要比以前更加受到抑制，將其限定為0.01％以下(包含0％)。進(jìn)而在要求高疲勞強(qiáng)度的情況下，將其優(yōu)選為0.002％以下。
Ti≤0.003％Ti為脫氧元素，同時(shí)也是氮化物、硫化物生成元素，所以對(duì)氧化物、氮化物以及硫化物的生成產(chǎn)生影響。大量的添加由于容易生成硬質(zhì)氧化物和氮化物，所以當(dāng)不小心添加時(shí)，便生成硬質(zhì)碳化物，從而導(dǎo)致疲勞耐久性的降低。特別在高強(qiáng)度彈簧中，與Al同樣，較之于彈簧的疲勞強(qiáng)度本身，更使疲勞強(qiáng)度的偏差穩(wěn)定性降低，當(dāng)Ti含量較多時(shí)，起因于夾雜物的斷裂發(fā)生率增多，因而將其含量限定為0.003％以下(包含0％)。另外，從控制硫化物的角度考慮，如果通過(guò)添加Zr而使硫化物微細(xì)分散和變成球狀，并為此而使Ti含量過(guò)多，則對(duì)其效果造成損害，所以從這一點(diǎn)上說(shuō)，大量添加也是不優(yōu)選的。因此，在高強(qiáng)度彈簧用鋼材中，需要比以前更加受到限制，0.003％為其上限。進(jìn)而在要求高疲勞強(qiáng)度的情況下，將其優(yōu)選為0.002％以下。
Mo0.05～1.0％Mo在回火和氮化溫度附近的溫度下以碳化物的形式析出。通過(guò)生成它們的析出物，可以獲得回火軟化抗力，即使經(jīng)過(guò)在高溫下的回火、在工序中進(jìn)行的消除應(yīng)力退火、或者氮化等熱處理，也可以不發(fā)生軟化而表現(xiàn)出高強(qiáng)度。這可以抑制氮化后彈簧內(nèi)部硬度的降低，或者使加溫整定處理和消除應(yīng)力退火變得容易，因而使最終的彈簧疲勞特性得以提高。但其析出物過(guò)于增大，將與鋼中的碳結(jié)合而生成粗大碳化物。這使應(yīng)該有助于鋼線高強(qiáng)度化的C量減少，從而不能獲得與添加的C量相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度。再者，粗大的碳化物由于成為應(yīng)力集中源，因而在進(jìn)行卷繞中的變形時(shí)容易產(chǎn)生折損。另外，通過(guò)添加Mo可以提高淬硬性，同時(shí)賦予回火軟化抗力。即可以使控制強(qiáng)度時(shí)的回火溫度實(shí)現(xiàn)高溫化。這一點(diǎn)對(duì)于降低晶界碳化物的晶界占有面積率是有利的。也就是說(shuō)，將呈薄片狀析出的晶界碳化物在高溫下進(jìn)行回火而使之球狀化，在降低晶界面積率方面是有效的。另外，Mo在鋼中除滲碳體以外，還生成Mo系碳化物。特別是它的析出溫度比V等低，所以具有使碳化物的粗大化得以抑制的效果。其添加量在0.05％以下時(shí)看不出有效果，但其添加量較多時(shí)，在軋制或拉絲前的軟化熱處理等中容易產(chǎn)生過(guò)冷組織，從而容易成為開(kāi)裂和拉絲時(shí)斷線的原因。也就是說(shuō)，優(yōu)選在拉絲時(shí)事先對(duì)鋼材進(jìn)行鋼線韌化處理，由此成為鐵素體-珠光體組織后進(jìn)行拉絲。
Mo是強(qiáng)力賦予材料以淬硬性的元素，所以添加量一多時(shí)，至珠光體相變結(jié)束的時(shí)間延長(zhǎng)，軋制后冷卻時(shí)或在鋼線韌化處理工序中容易產(chǎn)生過(guò)冷組織，從而成為拉絲時(shí)斷線的原因，或者在不斷線而以內(nèi)部裂紋的形式存在時(shí)，將使最終產(chǎn)品的特性大大退化。當(dāng)Mo超過(guò)1.0％時(shí)，其淬硬性增加，從而難以在工業(yè)上獲得鐵素體-珠光體組織，所以將該值設(shè)定為上限。在軋制和拉絲等制造工序中，為了抑制使制造性能降低的馬氏體組織的生成，而且工業(yè)生產(chǎn)穩(wěn)定以及使軋制和拉絲變得容易，優(yōu)選將其設(shè)定為0.4％以下，進(jìn)一步優(yōu)選為0.2％左右。
V0.05～1.0％關(guān)于V，除抑制因氮化物、碳化物以及碳氮化物的生成而引起的奧氏體粒徑的粗大化以外，還可以在回火溫度下鋼線的硬化和氮化時(shí)表層的硬化方面加以利用。其添加量在0.05％以下時(shí)，幾乎看不到添加的效果。另外，大量添加將生成粗大的未固溶夾雜物，從而導(dǎo)致韌性的降低，同時(shí)與Mo一樣，容易產(chǎn)生過(guò)冷組織，從而容易成為開(kāi)裂和拉絲時(shí)斷線的原因。因此，將工業(yè)生產(chǎn)穩(wěn)定且容易操作的1.0％設(shè)定為上限。由于V的氮化物、碳化物以及碳氮化物也在鋼的奧氏體化溫度A3點(diǎn)以上生成，所以當(dāng)其固溶不完全時(shí)，則容易以未固溶碳化物(氮化物)的形式殘留下來(lái)。因此，在工業(yè)上優(yōu)選為0.5％以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0.2％以下。
Nb0.01～0.05％關(guān)于Nb，除抑制因氮化物、碳化物以及碳氮化物的生成而引起的奧氏體粒徑的粗大化以外，還可以在回火溫度下鋼線的硬化和氮化時(shí)表層的硬化方面加以利用。其添加量在0.01％以下時(shí)，幾乎看不到添加的效果。另外，大量添加將生成粗大的未固溶夾雜物，從而導(dǎo)致韌性的降低，同時(shí)與Mo一樣，容易產(chǎn)生過(guò)冷組織，從而容易成為開(kāi)裂和拉絲時(shí)斷線的原因。因此，將工業(yè)生產(chǎn)穩(wěn)定且容易操作的0.05％設(shè)定為上限。由于Nb的氮化物、碳化物以及碳氮化物也在鋼的奧氏體化溫度A3點(diǎn)以上生成，所以當(dāng)其固溶不完全時(shí)，則容易以未固溶碳化物(氮化物)的形式殘留下來(lái)。因此，在工業(yè)上優(yōu)選為0.04％以下，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為0.03％以下。
Ni0.05～3.0％Ni可以提高淬硬性，可以借助于熱處理使其穩(wěn)定并實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度化。另外，還使基體的延展性和卷繞性得以提高。但在淬火回火中使殘余奧氏體增加，所以在彈簧成形后，在松弛和材質(zhì)的均勻性方面產(chǎn)生退化。當(dāng)其添加量為0.05％以下時(shí)，在高強(qiáng)度化和延展性提高方面看不出有效果。另一方面，Ni的大量添加是不優(yōu)選的，在3.0％以上時(shí)，殘余奧氏體增多的弊端變得明顯，同時(shí)淬硬性和延展性的提高效果達(dá)到飽和，這在成本等方面是不利的。
Co0.05～3.0％Co有時(shí)也使淬硬性降低，但可以提高高溫強(qiáng)度。另外，由于它可以阻礙碳化物的生成，因而在本發(fā)明中所具有的作用是抑制成為問(wèn)題的粗大碳化物的生成。因此，能夠抑制含有滲碳體的碳化物的粗大化，故而Co是優(yōu)選添加的。在添加的情況下，在0.05％以下時(shí)其效果較小。但大量添加時(shí)，鐵素體相的硬度增大而使延展性降低，所以將其上限設(shè)定為3.0％。
B0.0005～0.006％B為淬硬性提高元素，且具有清潔奧氏體晶界的效果。P、S等元素在晶界偏析而使韌性減低，而通過(guò)添加B可使P、S等元素實(shí)現(xiàn)無(wú)害化，從而使耐破壞特性得以提高。此時(shí)，如果B與N結(jié)合而生成BN，則失去其效果。至于其添加量，將可以明確其效果的0.0005％設(shè)定為下限，而將效果達(dá)到飽和的0.0060％設(shè)定為上限。但生成BN時(shí)，即使很微量也產(chǎn)生脆化，所以必須充分考慮使其不生成BN。因此，優(yōu)選的B含量為0.003％以下，進(jìn)一步優(yōu)選的是，借助于Ti等氮化物生成元素使游離的N得以固定，同時(shí)滿足B0.0010～0.0020％是有效的。
Cu0.05～0.5％關(guān)于Cu，通過(guò)添加Cu可防止脫碳。由于脫碳層在彈簧加工后使疲勞壽命降低，所以正努力盡量使其減薄。另外，在脫碳層增厚的情況下，通過(guò)被稱之為剝皮(peeling)的去皮加工而除去表層。另外，與Ni同樣還具有提高耐蝕性的效果。通過(guò)抑制脫碳層可以提高彈簧的疲勞壽命和省略剝皮工序。Cu的脫碳抑制效果和耐蝕性提高效果在0.05％以上可以發(fā)揮出來(lái)，正如后面所敘述的那樣，超過(guò)0.5％時(shí)，即使添加Ni也因脆化而容易導(dǎo)致軋制缺陷的產(chǎn)生。于是，將下限設(shè)定為0.05％，將上限設(shè)定為0.5％。Cu的添加幾乎不會(huì)損害室溫下的機(jī)械性質(zhì)，但Cu的添加量超過(guò)0.3％時(shí)，因?yàn)槭篃彳埿阅芡嘶?，所以軋制時(shí)往往在鋼坯表面產(chǎn)生裂紋。因此，根據(jù)Cu的添加量的不同，優(yōu)選將可以防止軋制時(shí)產(chǎn)生裂紋的Ni添加量設(shè)定為[Cu％]＜[Ni％]。Cu在0.3％以下的范圍時(shí)，因?yàn)椴粫?huì)產(chǎn)生軋制缺陷，所以沒(méi)有必要以防止軋制缺陷為目的而限制Ni的添加量。
Mg0.0001～0.01％Mg在比MnS生成溫度更高的鋼液中生成氧化物，在MnS生成時(shí)已經(jīng)存在于鋼液中。因此，可以作為MnS的析出核加以使用，由此可以控制MnS的分布。關(guān)于其個(gè)數(shù)分布，Mg系氧化物比多見(jiàn)于以前鋼中的Si、Al系氧化物微細(xì)分散于鋼液中，因而以Mg系氧化物為核的MnS微細(xì)分散于鋼中。因此，即使S含量相同，MnS分布也根據(jù)是否有Mg而不同，添加這些元素可以使MnS粒徑更微細(xì)。其效果即使微量添加也可以充分取得，添加Mg時(shí)將使MnS微細(xì)化。但超過(guò)0.0005％時(shí)，除容易生成硬質(zhì)氧化物外，也開(kāi)始生成MgS等硫化物，這將導(dǎo)致疲勞強(qiáng)度的降低和卷繞性的低下。于是，將Mg添加量設(shè)定為0.0001～0.01％。在用于高強(qiáng)度彈簧的情況下，優(yōu)選將其設(shè)定為0.0003％以下。這些元素雖然很微量，但通過(guò)常用Mg系耐火材料可以添加0.0001左右。另外，通過(guò)嚴(yán)格選擇副原料、且使用Mg量少的副原料可以添加Mg。另外，在用于高強(qiáng)度閥彈簧的情況下，由于夾雜物敏感性高，所以優(yōu)選抑制為少量的0.001％以下，進(jìn)一步優(yōu)選抑制為0.0005％以下。該Mg憑借MgS分布等效果而具有提高耐蝕性和延遲破壞以及防止軋制裂紋等效果，理想的情況是盡力添加，故而優(yōu)選在0.0002～0.0005％的非常狹小的范圍內(nèi)控制添加量。
Ca0.0002～0.01％Ca是氧化物及硫化物生成元素。在彈簧鋼中，通過(guò)使MnS球狀化，可以抑制成為疲勞等破壞起點(diǎn)的MnS的長(zhǎng)度而使之無(wú)害化。其效果在低于0.0002％時(shí)是不確定的，而添加量超過(guò)0.01％時(shí)，則不僅產(chǎn)品合格率較差，而且生成氧化物和CaS等硫化物，產(chǎn)生制造上的麻煩并使彈簧的疲勞耐久性降低，因而將其設(shè)定為0.01％以下。該添加量?jī)?yōu)選的是0.001％以下。
Hf0.0002～0.01％Hf為氧化物生成元素并成為MnS的析出核。因此，通過(guò)微細(xì)分散而使Zr成為氧化物及硫化物生成元素。由于在彈簧鋼中使氧化物微細(xì)分散，所以與Mn同樣而成為MnS的析出核。由此使疲勞耐久性得以提高，或者通過(guò)增加延展性而提高卷繞性。其效果在低于0.0002％時(shí)是不確定的，而添加量超過(guò)0.01％時(shí)，則不僅產(chǎn)品合格率較差，而且生成氧化物和ZrN、ZrS等氮化物和硫化物，產(chǎn)生制造上的麻煩并使彈簧的疲勞耐久性降低，因而將其設(shè)定為0.01％以下。該添加量?jī)?yōu)選的是0.003％以下。
Te0.0002～0.01％Te具有使MnS球狀化的效果。其效果在低于0.0002％時(shí)是不確定的，而在超過(guò)0.01％時(shí)，則使基體的韌性降低，從而使產(chǎn)生熱裂紋、或者降低疲勞耐久性的弊端變得明顯，所以將0.01％設(shè)定為上限。
Sb0.0002～0.01％Sb具有使MnS球狀化的效果。其效果在低于0.0002％時(shí)是不確定的，而在超過(guò)0.01％時(shí)，則使基體的韌性降低，從而使產(chǎn)生熱裂紋、或者降低疲勞耐久性的弊端變得明顯，所以將0.01％設(shè)定為上限。
此外，以這樣的成分制造的鋼，其形態(tài)是將包括硫化物在內(nèi)的非金屬夾雜物適用于彈簧鋼中，從而可以減少其影響。
拉伸強(qiáng)度在2000MPa以上當(dāng)提高拉伸強(qiáng)度時(shí)，則彈簧的疲勞特性具有得以提高的傾向。另外，即使在實(shí)施氮化等表面硬化處理的情況下，如果提高鋼線的基本強(qiáng)度，則可以進(jìn)一步獲得高的疲勞特性和松弛特性。另一方面，強(qiáng)度較高時(shí)，其卷繞性降低，從而使彈簧制造變得困難。因此，重要的是不僅要提高強(qiáng)度，同時(shí)還要賦予可以進(jìn)行卷繞的延展性。
此外，在作為彈簧的使用中，不僅疲勞耐久性，而且松弛特性也是重要的，熱處理基材往往具有2000MPa以上的拉伸強(qiáng)度，以便即使在高負(fù)荷載荷的情況下，也具有良好的松弛特性。另外，在進(jìn)行氮化的情況下，必須賦予材料以所謂的回火軟化抗力，從而即使暴露在氮化條件的溫度下也不會(huì)產(chǎn)生大的軟化。另一方面，因高強(qiáng)度化而使卷繞性降低，所以必須設(shè)計(jì)兼顧回火軟化抗力和卷繞性的成分。因此，在可能兼顧回火軟化抗力和卷繞性的化學(xué)成分中，高強(qiáng)度彈簧用鋼的拉伸強(qiáng)度優(yōu)選設(shè)定為2250MPa，進(jìn)一步優(yōu)選設(shè)定為2300MPa以上。因此，本發(fā)明所規(guī)定的是假定在熱處理后可以兼顧高強(qiáng)度和高加工性的化學(xué)成分。
未溶解碳化物為了獲得高強(qiáng)度，可以添加C以及除C以外的Mn、Ti、Nb等所謂的合金元素，但當(dāng)大量添加它們之中的可形成氮化物、碳化物、碳氮化物的元素時(shí)，則容易殘留未溶解碳化物。這里所說(shuō)的未溶解碳化物不僅包括上述合金生成氮化物、碳化物、碳氮化物的所謂合金系碳化物，而且包括以Fe碳化物(滲碳體)為主要成分的滲碳體系碳化物。另外，合金系碳化物往往也嚴(yán)密地成為與氮化物的復(fù)合碳化物(所謂的碳氮化物)，這里將這些合金系的碳化物、氮化物及其復(fù)合的合金系析出物總稱為合金系碳化物。
通過(guò)鏡面研磨并浸蝕這些碳化物可以進(jìn)行觀察。或者采用透射電子顯微鏡的復(fù)型(replica)方法也可以進(jìn)行碳氮化物的觀察。這些未溶解碳化物即碳氮化物、氮化物在加熱時(shí)可充分溶解，所以看起來(lái)往往呈球狀，從而使鋼線的機(jī)械性質(zhì)大大降低。
典型的觀察實(shí)例如圖1所示。由此可以確認(rèn)在鋼中存在基體的2種組織即針狀組織和球狀組織。一般地說(shuō)，為人所知的是鋼通過(guò)淬火而形成馬氏體的針狀組織，通過(guò)回火生成碳化物而兼顧強(qiáng)度和韌性。但如圖1所示，本發(fā)明著眼于未必只是殘留大量的針狀組織、而且殘留大量的球狀組織，發(fā)現(xiàn)該球狀組織為未溶解的碳化物，其分布對(duì)彈簧用鋼線的性能產(chǎn)生較大的影響。一般認(rèn)為該球狀碳化物是在油回火處理和高頻處理的淬火回火工序中，未充分固溶而在淬火回火工序中實(shí)現(xiàn)球狀化、且生長(zhǎng)或縮小的碳化物。這種尺寸的碳化物完全無(wú)益于淬火回火的強(qiáng)度和韌性。因而本發(fā)明發(fā)現(xiàn)固定鋼中的C不只是浪費(fèi)添加的C，而且也成為應(yīng)力集中源，故而成為降低鋼線機(jī)械性質(zhì)的重要原因。
于是，就球狀碳化物在顯微鏡觀察面中所占的比例進(jìn)行了如下的規(guī)定，為排除由它們產(chǎn)生的弊端而進(jìn)行下述的限定是很重要的。
當(dāng)量圓直徑在0.2μm以上的占有面積率為7％以下，當(dāng)量圓直徑在0.2～3μm的存在密度為1個(gè)/μm2以下，當(dāng)量圓直徑在3μm以上的存在密度為0.001個(gè)/μm2以下。
當(dāng)對(duì)鋼進(jìn)行淬火回火后再進(jìn)行冷卷時(shí)，碳化物對(duì)該卷繞特性即直至斷裂的彎曲特性產(chǎn)生影響。迄今為止為獲得高強(qiáng)度，一般不僅大量添加C，而且大量添加Cr、V等合金元素，但具有的弊端是強(qiáng)度過(guò)高，變形能不足，或者使卷繞特性退化。其原因一般認(rèn)為是于鋼中析出的粗大碳化物。
圖2(a)、(b)表示由安裝在SEM上的EDX進(jìn)行解析的解析實(shí)例。該結(jié)果得到了與透射電子顯微鏡的復(fù)型方法同樣的解析結(jié)果。以前的發(fā)明只著眼于V、Nb等合金元素系碳化物，它的一個(gè)實(shí)例如圖2(a)所示，其特征在于在碳化物中Fe峰非常小。但本發(fā)明發(fā)現(xiàn)不只是以前的合金元素系碳化物，而且如圖2(b)所示，當(dāng)量圓直徑在3μm以下的FeC3、以及在其中少量固溶合金元素的所謂滲碳體系碳化物的析出形態(tài)也是重要的。像本發(fā)明那樣，當(dāng)實(shí)現(xiàn)超過(guò)以前鋼線的高強(qiáng)度和加工性能的兼顧時(shí)，如果3μm以下的滲碳體系球狀碳化物較多，則大大有損于加工性能。下面將這樣呈球狀且如圖2(b)所示的以Fe和C為主要成分的碳化物記為滲碳體系碳化物。
通過(guò)對(duì)鏡面研磨的試樣實(shí)施苦味醇液等的浸蝕，便可以觀察這些鋼中的碳化物。但對(duì)其尺寸等的詳細(xì)觀察評(píng)論需要采用掃描電子顯微鏡在3000倍以上的倍率下進(jìn)行觀察，在此成為觀察對(duì)象的滲碳體系球狀碳化物的當(dāng)量圓直徑為0.2～3μm。通常，鋼中碳化物在確保鋼的強(qiáng)度、回火軟化抗力方面是不可或缺的，但其有效粒徑在0.1μm以下，相反在超過(guò)1μm時(shí)，與其說(shuō)不會(huì)對(duì)強(qiáng)度和奧氏體粒徑的微細(xì)化有所貢獻(xiàn)，倒不如說(shuō)只會(huì)使變形特性退化。但在現(xiàn)有技術(shù)中，對(duì)其重要性的認(rèn)識(shí)并不那么深刻，僅著眼于V、Nb等合金系碳化物，一般認(rèn)為當(dāng)量圓直徑在3μm以下的碳化物、特別是滲碳體系球狀碳化物是無(wú)害的，對(duì)于本發(fā)明作為主要對(duì)象的0.1～5μm左右的碳化物，沒(méi)有看到進(jìn)行研究的實(shí)例。
另外，當(dāng)為本發(fā)明作為對(duì)象的當(dāng)量圓直徑在3μm以下的滲碳體系球狀碳化物時(shí)，不僅尺寸、而且數(shù)目均成為很重要的原因。因此，從這兩方面考慮而規(guī)定了本發(fā)明的范圍。也就是說(shuō)，即使當(dāng)量圓直徑的平均粒徑小至0.2～3μm，當(dāng)其數(shù)目非常多、在顯微鏡觀察面中的存在密度超過(guò)1個(gè)/μm2時(shí)，材料的卷繞特性也顯著退化，所以將其設(shè)定為上限。
再者，當(dāng)碳化物尺寸超過(guò)3μm時(shí)，尺寸的影響變得更大，所以當(dāng)顯微鏡觀察面中的存在密度超過(guò)0.001個(gè)/μm2時(shí)，材料的卷繞特性則顯著退化。因此，將碳化物當(dāng)量圓直徑超過(guò)3μm的碳化物在顯微鏡觀察面中的存在密度0.001個(gè)/μm2設(shè)定為上限，將本發(fā)明的范圍設(shè)定為在該值以下。
另外，滲碳體系球狀碳化物的尺寸即使如規(guī)定那樣小，如果當(dāng)量圓直徑在0.2μm以上的滲碳體系球狀碳化物在顯微鏡觀察面中的占有面積超過(guò)7％，則卷繞特性顯著退化，從而變得不能卷繞。于是，本發(fā)明將顯微鏡觀察面中的占有面積規(guī)定為7％以下。
原奧氏體的粒度號(hào)碼為10號(hào)以上在以回火馬氏體組織為基的鋼線中，原奧氏體粒徑與碳化物并列對(duì)鋼線的基本性質(zhì)具有較大的影響。即原奧氏體粒徑較小者，其疲勞特性和卷繞性優(yōu)良。但奧氏體粒徑無(wú)論怎樣小，當(dāng)在規(guī)定值以上較多地含有上述碳化物時(shí)，其效果也較小。一般地說(shuō)，為了減少奧氏體粒徑，降低加熱溫度是有效的，但相反地，這也使上述碳化物增加。因此，重要的是完成可以在碳化物量和原奧氏體粒徑之間取得平衡的鋼線。在此，對(duì)于碳化物滿足上述規(guī)定的情況，當(dāng)原奧氏體的粒度號(hào)碼低于10號(hào)時(shí)，則不能獲得充分的疲勞特性和卷繞性，所以，原奧氏體的粒度號(hào)碼規(guī)定為10號(hào)以上。
再者，為適用于高強(qiáng)度彈簧，進(jìn)一步優(yōu)選粒徑較細(xì)者，通過(guò)設(shè)定為11號(hào)、進(jìn)而設(shè)定為12號(hào)以上，則可能兼顧高強(qiáng)度和卷繞性。
殘余奧氏體為15質(zhì)量％以下殘余奧氏體往往在偏析部、原奧氏體晶界或者二次晶粒所夾持的區(qū)域附近殘留。殘余奧氏體通過(guò)加工誘導(dǎo)相變而變?yōu)轳R氏體，在彈簧成形時(shí)如果發(fā)生誘導(dǎo)相變，則在材料中生成局部的高硬度部，導(dǎo)致作為彈簧的卷繞特性的降低。另外，最近的彈簧通過(guò)噴丸和整定處理等塑性變形而進(jìn)行表面強(qiáng)化，但當(dāng)所具有的制造工序包含多個(gè)這樣施加塑性變形的工序時(shí)，在早期階段產(chǎn)生的加工誘導(dǎo)馬氏體將使破壞應(yīng)變降低，從而導(dǎo)致加工性能和使用中彈簧的破壞特性的降低。另外，當(dāng)導(dǎo)入了沖擊缺陷等在工業(yè)上不可避免的變形時(shí)，在卷繞中也容易發(fā)生折損。
再者，即使在氮化和消除應(yīng)力退火等熱處理中，殘余奧氏體也會(huì)帶來(lái)諸如通過(guò)慢慢分解而改變機(jī)械性質(zhì)、使強(qiáng)度減少或者降低卷繞性等弊端。
因此，極力降低殘余奧氏體，以抑制加工誘導(dǎo)馬氏體的生成，藉此可以使加工性得以提高。具體地說(shuō)，當(dāng)殘余奧氏體的量超過(guò)15％(質(zhì)量％)時(shí)，則對(duì)沖擊缺陷等的敏感性提高，從而在卷繞或其它操作中容易發(fā)生折損，所以將其限制在15％以下。
根據(jù)C、Mn等合金元素添加量和熱處理?xiàng)l件的不同，殘余奧氏體的量將發(fā)生變化。因此，重要的不只是成分設(shè)計(jì)，而且要完善熱處理?xiàng)l件。
當(dāng)馬氏體生成溫度(開(kāi)始溫度Ms點(diǎn)、結(jié)束溫度Mf點(diǎn))變低時(shí)，淬火時(shí)如果不處在相當(dāng)?shù)牡蜏叵?，則不生成馬氏體而容易殘留殘余奧氏體。在工業(yè)上的淬火中，一般使用水或者油，但抑制殘余奧氏體需要精密的熱處理控制。具體地說(shuō)，需要進(jìn)行的控制有將冷卻介質(zhì)維持在低溫；或者冷卻后極力維持低溫，以長(zhǎng)時(shí)間確保向馬氏體的相變時(shí)間等。由于是工業(yè)生產(chǎn)線的連續(xù)處理，所以冷卻介質(zhì)的溫度容易上升至100℃附近，但優(yōu)選維持在60℃以下，進(jìn)一步優(yōu)選維持在40℃以下的低溫。再者，為了充分促進(jìn)馬氏體相變，需要在冷卻介質(zhì)內(nèi)保持1s以上，而且確保冷卻后的保持時(shí)間也是重要的。
滲碳體系碳化物密度稀薄區(qū)域的面積率3％以下當(dāng)對(duì)鋼進(jìn)行熱處理而將其拉伸強(qiáng)度調(diào)整為2100MPa以上時(shí)，一般生成被稱為回火馬氏體的組織，該組織系滲碳體分散在多位錯(cuò)的鐵素體基底中而形成。但是，滲碳體的分布決不是均勻的，往往在密度方面存在不均勻。其原因在于在對(duì)C含量符合本發(fā)明規(guī)定的鋼進(jìn)行淬火時(shí)，不僅生成板條馬氏體，而且生成透鏡馬氏體，在回火過(guò)程中具有不同的碳化物析出機(jī)理也是一個(gè)原因。再者，在實(shí)際的鋼中也會(huì)存在偏析、帶狀組織之類的添加元素的不均勻性，它像殘余奧氏體一樣，在淬火過(guò)程中為奧氏體，但在回火過(guò)程中有時(shí)也分解成鐵素體和滲碳體。因此，滲碳體的生成位置也是多種多樣的，難以使其均勻分散。
本發(fā)明為了兼顧高強(qiáng)度(高硬度＝直接與疲勞耐久特性、氮化特性、松弛特性相關(guān))和材料的延展性(在本發(fā)明中，直接與彈簧的卷繞特性相關(guān))，重要的是實(shí)現(xiàn)微觀組織均勻化。圖2表示在5000倍的設(shè)定倍率下拍攝的實(shí)例。具體地說(shuō)，發(fā)現(xiàn)將圖3(b)A、B所示的微觀組織的不均勻區(qū)域看作是碳化物稀薄區(qū)域，則重要的是控制其面積率。
碳化物稀薄區(qū)域更嚴(yán)密的定義如后所述，但在當(dāng)量圓直徑低于2μm的情況下，其大小不會(huì)對(duì)力學(xué)性質(zhì)產(chǎn)生較大的影響，因而是可以忽略的。
滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域的定義這里就碳化物稀薄區(qū)域的定義進(jìn)行更為詳細(xì)的說(shuō)明。
對(duì)鋼線進(jìn)行鏡面研磨，然后實(shí)施電解浸蝕，此時(shí)鐵素體稍稍溶出，因而產(chǎn)生凹凸，使晶界和生成的碳化物浮現(xiàn)出來(lái)。在掃描電子顯微鏡下，利用它便可以詳細(xì)觀察鋼線浸蝕面的微觀組織、特別是碳化物的分布。
其中，圖4和圖5表示圖3(b)所示的碳化物分布不均勻部分的放大圖。微細(xì)碳化物在內(nèi)部以與周邊組織不同的分散形態(tài)析出，或者其存在頻度極少，進(jìn)而在碳化物不是清晰可辨的情況下，比周邊腐蝕較深而形成凹部。
在浸蝕后的微觀組織觀察中，碳化物在觀察圖像中看起來(lái)呈白色，所以，本發(fā)明在碳化物于該因腐蝕而凹陷的區(qū)域中觀察得到的占有面積為60％以下時(shí)，將其設(shè)定為碳化物稀薄區(qū)域。在碳化物析出于該碳化物稀薄區(qū)域的情況下，則存在以下兩種情況一是可以在凹陷的區(qū)域中看到針狀或樹(shù)枝狀碳化物(圖4)，二是可以看到粒狀碳化物(圖5)。關(guān)于該微細(xì)碳化物的大小，(1)在針狀或樹(shù)枝狀碳化物的情況下，每個(gè)碳化物的粗細(xì)在0.3μm以下，(2)在粒狀碳化物的情況下，當(dāng)量圓直徑在0.7μm以下。大于上述數(shù)值的碳化物所存在的區(qū)域從碳化物稀薄區(qū)域中除去。
這樣選擇的碳化物分布為稀薄區(qū)域的當(dāng)量圓直徑為2μm以上的區(qū)域?qū)αW(xué)特性產(chǎn)生影響，因而是可以忽略的。因此，將這樣的當(dāng)量圓直徑為2μm以上的碳化物稀薄區(qū)域作為規(guī)定對(duì)象。
滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域的測(cè)定方法對(duì)熱處理后的鋼線進(jìn)行研磨和電解浸蝕，使其顯現(xiàn)出(1)微細(xì)碳化物析出，碳化物個(gè)數(shù)密度比周圍小的位置；以及(2)因浸蝕而腐蝕并形成凹部的位置。
在電解浸蝕中，以試樣為陽(yáng)極，以白金為陰極，在使用電流發(fā)生裝置進(jìn)行的低電位電解作用下，于電解液(乙酰丙酮10質(zhì)量％、氯化四甲銨1質(zhì)量％、余量為甲醇的混合液)中對(duì)試樣表面進(jìn)行腐蝕。
電位于-50～-200mV vs SCE的范圍內(nèi)恒定在適用于試樣的電位下。對(duì)本發(fā)明的鋼線通常適用的是，恒定在-100mV vs SCE的電位下。
通電量依存于試樣基材的總表面積，并將“試樣的總表面積”×0.133[c/cm2]設(shè)定為通電量。在埋入的情況下，除了埋入樹(shù)脂中的試樣表面的面積外，其余均計(jì)算在試樣的總表面積內(nèi)。通電后保持10秒，然后停止通電，繼而進(jìn)行洗滌，由此在掃描電子顯微鏡下便可以容易觀察滲碳體等鋼中碳化物和微觀組織。
用掃描電子顯微鏡在1000倍以上的倍率下觀察該腐蝕面，由此可以特定碳化物稀薄區(qū)域。在采用掃描電子顯微鏡進(jìn)行的浸蝕后的微觀組織觀察中，碳化物在觀察圖像中看起來(lái)呈白色，故而用掃描電子顯微鏡拍攝碳化物稀薄區(qū)域的候選區(qū)域。其倍率在1000倍以上，優(yōu)選為5000～10000倍。
首先，關(guān)于該碳化物稀薄區(qū)域的候選區(qū)域的大小，如果當(dāng)量圓直徑低于2μm，則該區(qū)域?qū)αW(xué)特性的影響較小，因而是可以忽略的。另一方面，該碳化物稀薄區(qū)域的候選區(qū)域的大小在當(dāng)量圓直徑為2μm以上時(shí)，則測(cè)定內(nèi)部的碳化物分布。對(duì)拍攝的碳化物稀薄區(qū)域的候選區(qū)域中包含的碳化物稀薄區(qū)域的候選區(qū)域采用圖像處理裝置ル一ゼツクス進(jìn)行數(shù)字化，分別測(cè)定候選區(qū)域的面積以及當(dāng)量圓直徑、和候選區(qū)域內(nèi)碳化物的面積率占有面積以及當(dāng)量圓直徑，在碳化物的占有面積率為候選區(qū)域的60％以下時(shí)，則將該候選區(qū)域作為碳化物稀薄區(qū)域。
采用圖像處理裝置計(jì)算出這樣選取的碳化物稀薄區(qū)域的面積以及當(dāng)量圓直徑，并就測(cè)定視野內(nèi)看到的當(dāng)量圓直徑為2μm以上的碳化物稀薄區(qū)域的占有面積率進(jìn)行測(cè)定，本發(fā)明規(guī)定當(dāng)量圓直徑為2μm以上的碳化物稀薄區(qū)域的占有面積率為3％以下。
在觀察部位中為了能夠排除脫碳和中心偏析等特殊狀況，隨機(jī)地觀察熱處理線材(鋼線)半徑的中央附近即所謂的1/2R部，并使測(cè)定面積在3000μm2以上。
如果該碳化物稀薄區(qū)域的面積率為3％以下，則卷繞性優(yōu)良，即使在超過(guò)2200MPa的高強(qiáng)度下，也無(wú)損于卷繞性，可以進(jìn)行良好的卷繞。于是，將3％設(shè)定為上限。卷繞性以該碳化物稀薄區(qū)域較小者為好。因此，優(yōu)選為1％以下。
順便說(shuō)一下，即使在稀薄區(qū)域的大小可以更嚴(yán)格地加以忽略、并將其設(shè)定為當(dāng)量圓直徑低于1μm的情況下，當(dāng)稀薄區(qū)域的面積率超過(guò)5％時(shí)，也使彎曲加工性能降低。
滲碳體系稀薄區(qū)域面積率的抑制方法一般地說(shuō)，彈簧鋼在連鑄后經(jīng)由鋼坯軋制、線材軋制而進(jìn)行拉絲，通過(guò)油回火處理和高頻處理而賦予冷卷彈簧以強(qiáng)度。此時(shí)，為了抑制滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域，重要的是避免材料局部的不均勻，使熱處理組織均勻化，并獲得均勻且適當(dāng)?shù)幕鼗瘃R氏體組織。此時(shí)，發(fā)現(xiàn)板條馬氏體的回火組織是優(yōu)選的。
作為回火板條馬氏體組織中局部不均勻的原因，一般認(rèn)為有(1)未溶解碳化物，(2)偏析，(3)殘余奧氏體，(4)粗大原奧氏體晶粒，(6)局部的貝氏體等。關(guān)于(1)～(6)，其對(duì)彈簧用鋼線在熱處理后的碳化物分布產(chǎn)生較大影響，使它們受到抑制對(duì)減少滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域的面積率是有效的。此外，雖然在不均勻方面也可以考慮硬質(zhì)夾雜物，但由于在淬火回火等熱處理中幾乎不會(huì)變化，所以沒(méi)有考慮的必要。
例如為了抑制合金系未溶解碳化物和滲碳體系球狀碳化物，不僅要注意油回火處理和高頻處理等決定鋼線強(qiáng)度的最終熱處理，而且在拉絲之前的軋制時(shí)也要加以注意。也就是說(shuō)，滲碳體系球狀碳化物和合金系碳化物一般認(rèn)為以軋制等工序中未溶解的滲碳體和合金碳化物為核而生長(zhǎng)，所以在軋制等各加熱工序中，重要的是使成份充分固溶。本發(fā)明發(fā)現(xiàn)在軋制中也加熱至可以充分固溶的高溫以進(jìn)行軋制、然后供給拉絲是很重要的。
如果在軋制階段或鋼線韌化處理階段的碳化物固溶不足而供給最終熱處理，則擴(kuò)散途中的C偏析在未固溶碳化物的周圍。另外，即使碳化物已經(jīng)固溶，C或N的富集區(qū)域往往也作為未固溶碳化物的痕跡殘留下來(lái)，淬火時(shí)在該未固溶碳化物的周圍和富集區(qū)域容易生成局部的透鏡狀馬氏體。
在本來(lái)的C含量或其它合金元素較多時(shí)，具有容易生成透鏡狀馬氏體的傾向，所以即使未溶解碳化物較少，在偏析較大的情況下，或者在除作為基本成分且含C的Fe以外的添加元素較多的情況下，透鏡狀馬氏體容易生成而成為組織不均勻的原因。
進(jìn)而在熱處理時(shí)，如果奧氏體粒徑較大，則透鏡狀馬氏體的大小也增大，因而對(duì)抑制該滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域是不利的。
當(dāng)殘余奧氏體也大量存在時(shí)，則在滲碳體系碳化物的分布中，較多地生成稀薄區(qū)域。
再者，在淬硬性不足、沒(méi)有成為馬氏體組織而產(chǎn)生貝氏體的情況下，作為彈簧鋼，則產(chǎn)生與適當(dāng)?shù)陌鍡l馬氏體回火組織不同的不均勻，因而對(duì)抑制滲碳體系碳化物稀薄區(qū)域是不利的。
根據(jù)這樣的見(jiàn)解，軋制在熱處理拉絲前，于超過(guò)1100℃的溫度下加熱一次，取出后在5分鐘以內(nèi)完成軋制，以便不會(huì)生長(zhǎng)出較大的析出物。該加熱溫度優(yōu)選為1150℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為1200℃以上。
進(jìn)而在拉絲前的鋼線韌化處理時(shí)以及隨后的淬火回火工序中，也在900℃以上的溫度下加熱以進(jìn)行熱處理。該鋼線韌化處理時(shí)的加熱溫度優(yōu)選為高溫，更優(yōu)選為930℃以上，進(jìn)一步優(yōu)選為950℃以上。
在淬火回火時(shí)，其處理過(guò)程如下以10℃/s以上的加熱速度，在A3點(diǎn)以上的溫度下保持5min以下；然后以50℃/s以上的冷卻速度冷卻至100℃以下；進(jìn)而以10℃/s以上的加熱速度加熱，在回火溫度下保持15min以下。從碳化物固溶的角度考慮，優(yōu)選在比A3點(diǎn)更高的溫度下進(jìn)行充分的加熱。另一方面，優(yōu)選在短時(shí)間內(nèi)結(jié)束以便使奧氏體粒徑不會(huì)生長(zhǎng)。
淬火時(shí)的冷卻介質(zhì)優(yōu)選為70℃以下的低溫，進(jìn)一步優(yōu)選為60℃以下的低溫。這是為了避免殘余奧氏體和貝氏體的生成。另外還優(yōu)選盡力延長(zhǎng)冷卻時(shí)間以抑制殘余奧氏體，從而使馬氏體相變充分完成。
雖然有時(shí)也省略鋼線韌化處理，但重要的是在高溫下，從軋制階段開(kāi)始進(jìn)行加熱，以便在淬火加熱時(shí)，可以使碳化物充分固溶。
這樣一來(lái)，為了減少碳化物稀薄區(qū)域的面積率，有效的方法是通過(guò)選擇適當(dāng)?shù)幕瘜W(xué)成分和進(jìn)行與該成分相適應(yīng)的熱處理，以抑制透鏡狀馬氏體、殘余奧氏體以及偏析，并減少原奧氏體的粒徑。為了減少原奧氏體的粒徑，有效的方法是降低加熱溫度和縮短加熱時(shí)間，但其具有增加未溶解碳化物的危險(xiǎn)，因此，在抑制未溶解碳化物的同時(shí)，抑制碳化物稀薄區(qū)域，進(jìn)而為了獲得高強(qiáng)度，需要從化學(xué)成分上并且在與該成分相適應(yīng)地進(jìn)行軋制時(shí)加以控制，在鋼線韌化處理等中間加熱工序中，還需要使合金元素充分溶解。
實(shí)施例<實(shí)施例1>
為評(píng)價(jià)各種性能而制作的鋼材的成分如表1～3所示，鋼材的熔煉方法以及性質(zhì)等如表4～6所示。鋼材少量的是采用真空熔煉爐(10kg、150kg、2t之中的任一種)、或者270t轉(zhuǎn)爐熔煉的。在表中示出了各實(shí)施例的熔煉所采用的熔煉爐。在采用真空熔煉爐進(jìn)行熔煉的情況下，要充分注意使用氧化鎂坩堝等從耐火材料或原料中混入氧化物生成元素，要進(jìn)行調(diào)整以便使組成與實(shí)用轉(zhuǎn)爐熔煉材料一樣。
在這些少量溶解的試樣中，150kg的材料通過(guò)與虛擬鋼坯(dummybillet)焊接而進(jìn)行軋制。另外，10kg爐料鍛造成φ13后，按熱處理(正火)、機(jī)械加工(φ10mm×400mm)的順序進(jìn)行處理，以制作細(xì)直棒。在這一階段就表層氧化物分布、鋼中碳化物等進(jìn)行觀察。
另一方面，本發(fā)明的發(fā)明例(實(shí)施例33)以及比較例(實(shí)施例62)將采用270t轉(zhuǎn)爐精煉而成的材料通過(guò)連鑄而制作成鋼坯。另外，其它的實(shí)施例則采用2t-真空熔煉爐熔煉后，通過(guò)軋制而制作成鋼坯。此時(shí)，發(fā)明例在1200℃以上的高溫保持一定時(shí)間。此后無(wú)論在哪種情況下，均由鋼坯軋制成φ8mm。
在彈簧的制造中，通常的情況是對(duì)這些材料進(jìn)一步進(jìn)行鋼線韌化處理-拉絲，并進(jìn)一步進(jìn)行使用工業(yè)連續(xù)爐的淬火回火。
于是，在本試驗(yàn)材料中，10kg爐料由于加工成直棒，所以通過(guò)將它們與虛擬線材(dummy wire rod)連接，進(jìn)行工業(yè)的鋼線韌化處理、拉絲，繼而進(jìn)行使用加熱爐的淬火、使用鉛槽的回火而制作成鋼線。
150kg爐料、2t-真空爐料以及270t轉(zhuǎn)爐爐料由于進(jìn)行實(shí)機(jī)軋制，所以直接進(jìn)行鋼線韌化處理、拉絲，繼而進(jìn)行使用加熱爐的淬火回火而制作成鋼線。鋼線韌化處理的加熱溫度為900℃以上，優(yōu)選為930℃以上。本發(fā)明設(shè)定為950℃。
這些材料通過(guò)拉絲而制成φ4mm。另一方面，比較例在通常的軋制條件下進(jìn)行軋制以供給拉絲。
另外，對(duì)于以φ4mm處理的情況，就本發(fā)明和比較鋼的化學(xué)成分、拉伸強(qiáng)度、卷繞性(拉伸試驗(yàn)的伸長(zhǎng)率)、退火后的硬度以及平均疲勞強(qiáng)度進(jìn)行了評(píng)價(jià)。
雖然強(qiáng)度隨化學(xué)成分的不同而不同，但本發(fā)明進(jìn)行熱處理使拉伸強(qiáng)度均達(dá)到2200MPa以上。另一方面，對(duì)于比較例也在同樣的回火溫度下進(jìn)行熱處理。
即在淬火回火處理中，設(shè)定加熱爐通過(guò)時(shí)間，以便使拉絲材料的鋼內(nèi)部充分加熱。在本實(shí)施例中，加熱溫度為950℃，加熱時(shí)間為300秒，淬火溫度為50℃(油槽實(shí)測(cè)溫度)，并保持該冷卻時(shí)間長(zhǎng)達(dá)5分鐘以上。另外，回火使用鉛槽，在溫度為450℃、回火時(shí)間為3分鐘的條件下進(jìn)行，從而對(duì)強(qiáng)度進(jìn)行調(diào)整。其結(jié)果，得到的大氣氣氛下的拉伸強(qiáng)度如表1所示。
得到的鋼絲直接供給拉伸特性試驗(yàn)，同時(shí)一部分進(jìn)行400℃×30分鐘的退火后測(cè)定硬度，然后供給旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)。疲勞試片采用噴丸以除去表層的熱處理氧化皮。
拉伸特性采用JIS Z 22019號(hào)試片并根據(jù)JIS Z 2241進(jìn)行，且由其斷裂載荷計(jì)算出拉伸強(qiáng)度。
疲勞試驗(yàn)采用中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)，并將10根試樣以50％以上的幾率表現(xiàn)出107次循環(huán)以上的壽命的最大負(fù)荷應(yīng)力設(shè)定為平均疲勞強(qiáng)度。
另外，采用掃描電子顯微鏡確認(rèn)斷裂試樣斷口的破壞起點(diǎn)，由此將一般認(rèn)為起因于夾雜物的斷裂的發(fā)生幾率作為夾雜物出現(xiàn)率進(jìn)行評(píng)價(jià)。
化學(xué)成分如表1～表3所示，其評(píng)價(jià)結(jié)果如表4～表6所示。對(duì)于φ4mm的鋼線，當(dāng)化學(xué)成分在規(guī)定范圍之外時(shí)，則成為卷繞性指標(biāo)的伸長(zhǎng)率較小，從而卷繞特性較差，或者中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強(qiáng)度較差，以致不能用于高強(qiáng)度彈簧。
實(shí)施例61～63由于W含量低于規(guī)定，所以軟化抗力不足而不能確保充分的疲勞耐久性。在450℃、保持1hr的氮化模擬熱處理后，內(nèi)部硬度與以前的彈簧一樣，在HV550以下，由此可知需要進(jìn)一步的軟化抗力。
實(shí)施例64、65雖然Zr在規(guī)定范圍內(nèi)，但Al的添加量比規(guī)定的多，這樣對(duì)氧化物系夾雜物的存在形態(tài)產(chǎn)生影響，從而疲勞耐久性具有下降的傾向。
另外，這樣也影響Zr對(duì)硫化物的控制能力，即使Zr的添加量符合規(guī)定，當(dāng)Al較多時(shí)，也生成不適宜硫化物析出的氧化物，所以也對(duì)卷繞性產(chǎn)生影響，從而使其下降。
實(shí)施例66～68是Zr添加量比規(guī)定多的情況。當(dāng)Zr較多時(shí)影響氧化物系夾雜物的尺寸，從而使疲勞耐久性降低。此時(shí)，也生成不適宜硫化物析出的氧化物，所以也對(duì)卷繞性產(chǎn)生影響，從而使其下降。
實(shí)施例69～71是Zr添加量比規(guī)定少的情況。當(dāng)Zr較少時(shí)，由于硫化物的控制不充分，所以使卷繞性(伸長(zhǎng)率)降低，從而不能確保高強(qiáng)度鋼線的加工性。
實(shí)施例72和實(shí)施例73分別是Mg和Ti的添加量比規(guī)定多的情況。前者可以觀察到氧化物系硬質(zhì)夾雜物，后者可以觀察到氮化物系硬質(zhì)夾雜物，它們均使疲勞耐久性降低。
實(shí)施例65、74、75也是氧化物生成元素的添加量超過(guò)規(guī)定、且疲勞強(qiáng)度降低的實(shí)例。
再者，實(shí)施例76、77是C含量低于規(guī)定的情況，其在工業(yè)的淬火回火工序中，不能確保充分的強(qiáng)度，從而作為高強(qiáng)度彈簧的疲勞強(qiáng)度不足。
另外，實(shí)施例78、79是C的添加量相對(duì)于規(guī)定量進(jìn)一步過(guò)剩的情況。此時(shí)雖然可以確保強(qiáng)度，但卷繞特性較差，從而不能確保高強(qiáng)度鋼線的加工性。
表1
表2
表3

表4

表5

表6

<實(shí)施例2>
對(duì)于以φ4mm處理的情況，本發(fā)明和比較鋼的化學(xué)成分如表7～表9所示，滲碳體系碳化物的稀薄區(qū)域面積率、合金系/滲碳體系球狀碳化物的占有面積率、當(dāng)量圓直徑為0.2～3μm的滲碳體系球狀碳化物存在密度、當(dāng)量圓直徑超過(guò)3μm的滲碳體系球狀碳化物存在密度、原奧氏體粒度號(hào)碼、殘余奧氏體量(質(zhì)量％)、拉伸強(qiáng)度、卷繞特性(拉伸伸長(zhǎng)率)以及平均疲勞強(qiáng)度如表10～12所示。
試樣的制造方法(Wire-rod線材)本發(fā)明的發(fā)明例1將采用250t轉(zhuǎn)爐精煉而成的材料通過(guò)連鑄而制作成鋼坯。另外，其它的實(shí)施例則采用2t-真空熔煉爐熔煉后，通過(guò)軋制而制作成鋼坯。此時(shí)，發(fā)明例在1200℃以上的高溫保持一定時(shí)間。此后無(wú)論在哪種情況下，均由鋼坯軋制成φ8mm。
試樣拉絲軋制線材通過(guò)拉絲而將其設(shè)定為φ4mm。此時(shí)，為了獲得容易拉絲的組織，在拉絲前進(jìn)行了鋼線韌化處理。此時(shí)，為了使碳化物等充分固溶，優(yōu)選加熱至900℃以上，發(fā)明例在930～950℃下加熱進(jìn)行鋼線韌化處理。另一方面，比較例68、69在以前的890℃下加熱進(jìn)行鋼線韌化處理而供給拉絲。
試樣的制造方法(OT、IQT-Wire)在淬火回火處理(油回火處理)中，因?yàn)槔z材料要通過(guò)加熱爐，所以模擬該過(guò)程設(shè)定加熱爐通過(guò)時(shí)間，以便使鋼內(nèi)部能夠充分加熱。本實(shí)施例在使用輻射爐的淬火中，設(shè)定加熱溫度為950℃，加熱時(shí)間為300秒，淬火溫度為50℃(油槽實(shí)測(cè)溫度)。該冷卻時(shí)間還保持長(zhǎng)達(dá)5分鐘以上。另外，使用鉛槽且在回火溫度為400～500℃、回火時(shí)間為3分鐘的條件下進(jìn)行回火，從而對(duì)強(qiáng)度進(jìn)行調(diào)整。其結(jié)果，得到的大氣氣氛下的拉伸強(qiáng)度如表11所示。
另外，在使用高頻加熱的情況下，加熱溫度為1000℃，加熱時(shí)間為15秒，淬火方式為水冷。調(diào)整回火溫度使其強(qiáng)度達(dá)2250MPa以上。
雖然碳化物含量、強(qiáng)度隨化學(xué)成分的不同而不同，但本發(fā)明以適應(yīng)化學(xué)成分的方式進(jìn)行熱處理，使得拉伸強(qiáng)度為2100MPa左右并且滿足上述的規(guī)定。另一方面，對(duì)于比較例，只是適應(yīng)拉伸強(qiáng)度而進(jìn)行熱處理。無(wú)論哪一種試樣均采用噴丸除去氧化皮以供給試驗(yàn)。
微觀組織的評(píng)價(jià)方法碳化物的尺寸和數(shù)量的評(píng)價(jià)方法是，熱處理后直接在鋼線長(zhǎng)度方向的斷面進(jìn)行研磨至鏡面，進(jìn)而用苦味酸稍稍浸蝕而使碳化物浮現(xiàn)出來(lái)。由于在光學(xué)顯微鏡的水平上難以測(cè)定碳化物的尺寸，所以采用掃描電子顯微鏡，在倍率×5000倍下對(duì)鋼線的1/2R部隨機(jī)地拍攝了10個(gè)視野的照片。使用安裝在掃描電子顯微鏡上的x射線微分析器確認(rèn)該球狀碳化物為滲碳體系球狀碳化物，同時(shí)使用圖像處理裝置由拍攝的照片對(duì)球狀碳化物進(jìn)行數(shù)字化處理，由此測(cè)定了碳化物的尺寸、數(shù)量以及占有面積。其中整個(gè)測(cè)定面積為3088.8μm2。
拉伸、疲勞(旋轉(zhuǎn)彎曲)拉伸特性采用JIS Z 22019號(hào)試片并根據(jù)JIS Z 2241進(jìn)行，且由其斷裂載荷計(jì)算出拉伸強(qiáng)度。人們已經(jīng)知道，拉伸強(qiáng)度直接與熱處理鋼線的疲勞耐久特性相關(guān)，因而在不阻礙卷繞等加工性的范圍內(nèi)，拉伸強(qiáng)度優(yōu)選較高者。
缺口彎曲試驗(yàn)采用實(shí)施例1的方法進(jìn)行。
疲勞試驗(yàn)采用中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗(yàn)，除去表層的熱處理氧化皮后供給試驗(yàn)，并將10根試樣以50％以上的幾率表現(xiàn)出107次循環(huán)以上的壽命的最大負(fù)荷應(yīng)力設(shè)定為平均疲勞強(qiáng)度。
如表7～12所示，對(duì)于φ4mm的鋼線，當(dāng)化學(xué)成分在規(guī)定范圍之外時(shí)，則碳化物的控制困難，正如從成為卷繞性指標(biāo)的拉伸試驗(yàn)的伸長(zhǎng)率可以看到的那樣，由變形特性引起卷繞特性的退化，或者拉伸強(qiáng)度的下降，進(jìn)而有時(shí)也使疲勞強(qiáng)度降低。另外，即使化學(xué)成分在規(guī)定范圍內(nèi)，但由于熱處理?xiàng)l件的不完備，如事前的退火引起的碳化物的穩(wěn)定化、淬火時(shí)的加熱不足引起的未固溶碳化物的殘留以及淬火的冷卻不足等，也使最大氧化物粒徑和原奧氏體粒徑在本規(guī)定的范圍之外，這樣的比較材料也引起卷繞特性或拉伸特性、疲勞特性的退化。另一方面，即使?jié)M足關(guān)于碳化物的規(guī)定，當(dāng)強(qiáng)度不足時(shí)，其疲勞強(qiáng)度也不足，從而不能用于高強(qiáng)度彈簧。
通過(guò)軋制特別使取出溫度為1200℃以上的高溫，使拉絲時(shí)的鋼線韌化處理以及淬火時(shí)的加熱溫度分別在900℃以上，便可以避免未溶解碳化物的生成。再者，為了減少原奧氏體粒徑，采用加快通線速度、或?qū)囟染S持在較低的水平的任一種方法，都可以抑制未溶解碳化物的生成，同時(shí)使奧氏體粒度號(hào)碼為10號(hào)以上。此時(shí)，由于可以抑制C和其它合金元素的偏析，所以碳化物稀薄區(qū)域也得以減少，從而可以同時(shí)確保良好的彎曲特性、回火軟化抗力以及疲勞強(qiáng)度。在設(shè)想IQT(高頻加熱)處理的情況下，淬火時(shí)的加熱溫度設(shè)定得比輻射爐加熱的溫度高幾十度。相反，加熱時(shí)間可以縮短。
當(dāng)軋制、鋼線韌化處理、淬火時(shí)的加熱均能充分避免未溶解碳化物和偏析的發(fā)生、同時(shí)維持微細(xì)的奧氏體粒徑并使碳化物稀薄區(qū)域受到抑制時(shí)，便可以兼顧疲勞強(qiáng)度和卷繞性。
表中所示的實(shí)施例只要沒(méi)有特別表明，其軋制加熱溫度便為1220℃，并在設(shè)定鋼線韌化處理溫度為950℃(只有實(shí)施例7以及18為930℃)、AOT處理(輻射爐)的情況下，或者在設(shè)定為940℃、BIQT(高頻加熱)的情況下，于1000℃加熱進(jìn)行淬火。淬火后選擇適合各自鋼種的回火條件，將其拉伸強(qiáng)度設(shè)定為2200MPa以上。
關(guān)于卷繞性，用拉伸試驗(yàn)的伸長(zhǎng)率進(jìn)行評(píng)價(jià)。該伸長(zhǎng)率在低于7％的情況下，卷繞性變得困難，因而當(dāng)為7％以上時(shí)，則判定可以進(jìn)行工業(yè)化的彈簧加工。
比較例48、49的C含量不足，即使降低其回火溫度，也不能確保強(qiáng)度而使疲勞強(qiáng)度退化。
比較例50、51在淬火時(shí)將加熱溫度設(shè)定為880℃，對(duì)本成分范圍而言是在低溫下加熱，因而可以看到許多未固溶碳化物，從而不能確保充分的卷繞性。
另外，大量添加合金元素的比較例52～59在通常的加熱中，由于其固溶是不充分的，因而可以看到許多未固溶碳化物，從而不能確保充分的卷繞性。
比較例60由于使淬火時(shí)的加熱溫度高達(dá)1020℃，所以碳化物稀薄區(qū)域增大，從而不能確保充分的卷繞性。
再者，實(shí)施例61～63由于大量含有C、Mn、P等容易偏析的元素，所以碳化物稀薄區(qū)域增大，從而不能確保充分的卷繞性。
實(shí)施例64～67將軋制加熱溫度設(shè)定為1050℃，由于是在較低溫度的加熱下進(jìn)行軋制，所以在軋制材料階段殘留有未固溶碳化物，進(jìn)而在短時(shí)間的鋼線韌化處理及淬火加熱下不能完全消除其影響，所以碳化物稀薄區(qū)域增大，從而不能確保充分的卷繞性。
實(shí)施例68、69故意在890℃進(jìn)行鋼線韌化處理而拉絲，在淬火階段雖然進(jìn)行充分的加熱以抑制未固溶碳化物，但其奧氏體粒徑增大，或者受到成分偏析和未固溶碳化物的影響而使淬火組織產(chǎn)生不均勻，并觀察到碳化物稀薄區(qū)域比規(guī)定量多。其結(jié)果，不能確保充分的卷繞特性。
實(shí)施例70的情況是將回火溫度設(shè)定為600℃以設(shè)定較低的強(qiáng)度，從而其疲勞強(qiáng)度不足。
實(shí)施例71～73即使其碳化物稀薄區(qū)域較小，也因不能確保冷卻速度等原因而使殘余奧氏體達(dá)到規(guī)定量以上。雖然奧氏體粒徑較小，但仍然將淬火時(shí)的冷卻油設(shè)定在80℃以上，故意使殘余奧氏體量增加。其結(jié)果，強(qiáng)度不足，且不能確保疲勞特性。
實(shí)施例74～77的情況是將淬火時(shí)的加熱溫度設(shè)定為1000℃以抑制未固溶碳化物，但其奧氏體粒徑增大，所以不能確保充分的延展性，從而不能確保卷繞性。
再者，實(shí)施例78、79由于降低了Si含量，所以不能確保充分的回火軟化抗力和松弛性。
表7

表8

表9

表10

表11

表12

本發(fā)明鋼在冷卷繞彈簧用鋼中通過(guò)控制含滲碳體的球狀碳化物、硬質(zhì)氧化物以及硫化物，實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度達(dá)2000MPa以上的高強(qiáng)度化，同時(shí)在彈簧用鋼線中通過(guò)減少含滲碳體的球狀碳化物的占有面積率、存在密度、奧氏體粒徑以及殘余奧氏體量，在實(shí)現(xiàn)了強(qiáng)度達(dá)2000MPa以上的高強(qiáng)度化的同時(shí)，還能夠制造可確保卷繞性、高強(qiáng)度以及破壞特性優(yōu)良的彈簧。
權(quán)利要求
1.一種彈簧用鋼，其特征在于，以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.45～0.70％，Si1.0～3.0％，Mn0.1～2.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.0005～0.007％，t-O0.0002～0.01％，余量由Fe以及不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，進(jìn)而限制Al≤0.01％，Ti≤0.003％。
2.一種彈簧用鋼，其特征在于在權(quán)利要求1所述的鋼中，進(jìn)一步含有Cr0.05～2.5％，Zr0.0001～0.0005％。
3.一種彈簧用熱處理鋼線，其是使用權(quán)利要求1或2所述的鋼，并對(duì)該鋼進(jìn)行軋制、拉絲加工以及熱處理加工而成的，其特征在于關(guān)于該鋼線的滲碳體系球狀碳化物以及合金系碳化物在顯微鏡觀察面中所占的比例，滿足當(dāng)量圓直徑在0.2μm以上的占有面積率為7％以下，當(dāng)量圓直徑在0.2～3μm的存在密度為1個(gè)/μm2以下，當(dāng)量圓直徑在3μm以上的存在密度為0.001個(gè)/μm2以下；而且原奧氏體的粒度號(hào)碼為10號(hào)以上，殘余奧氏體為15質(zhì)量％以下；當(dāng)量圓直徑在2μm以上的滲碳體系碳化物的存在密度小的稀薄區(qū)域的面積率為3％以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的彈簧用鋼，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有W0.05～1.0％、Mo0.05～1.0％、V0.05～1.0％、Nb0.01～0.05％、Ni0.05～3.0％、Co0.05～3.0％、B0.0005～0.006％、Cu0.05～0.5％、Mg0.0002～0.01％、Ca0.0002～0.01％、Hf0.0002～0.01％、Te0.0002～0.01％、Sb0.0002～0.01％之中的1種或2種以上。
5.根據(jù)權(quán)利要求3所述的彈簧用熱處理鋼線，其特征在于以質(zhì)量％計(jì)，進(jìn)一步含有Cr0.05～2.5％、W0.05～1.0％、Zr0.0001～0.0005％、Mo0.05～1.0％、V0.05～1.0％、Nb0.01～0.05％、Ni0.05～3.0％、Co0.05～3.0％、B0.0005～0.006％、Cu0.05～0.5％、Mg0.0002～0.01％、Ca0.0002～0.01％、Hf0.0002～0.01％、Te0.0002～0.01％、Sb0.0002～0.01％之中的1種或2種以上。
全文摘要
本發(fā)明提供一種彈簧用鋼以及彈簧用鋼線，其中彈簧用鋼供給彈簧用鋼線，可以兼顧高強(qiáng)度和冷卷性。彈簧用鋼以質(zhì)量％計(jì)，含有C0.45～0.70％，Si1.0～3.0％，Mn0.05～2.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.0015～0.0200％，t－O0.0002～0.01％，進(jìn)而限制Al≤0.01％，Ti≤0.003％。再者，關(guān)于該鋼線的滲碳體系球狀碳化物在顯微鏡觀察面中所占的比例，滿足當(dāng)量圓直徑在0.2μm以上的占有面積率為7％以下，當(dāng)量圓直徑在0.2～3μm的存在密度為1個(gè)/μm
文檔編號(hào)C21D8/06GK1961091SQ200580017449
公開(kāi)日2007年5月9日 申請(qǐng)日期2005年11月30日 優(yōu)先權(quán)日2004年11月30日
發(fā)明者橋村雅之, 萩原博, 宮木隆成, 金須貴之, 山崎浩一 申請(qǐng)人:新日本制鐵株式會(huì)社