CN101541995A - 高强度弹簧用钢线、高强度弹簧以及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种腐蚀疲劳特性优异的高强度弹簧、高强度弹簧用钢线以及它们的制造方法，其中该强度弹簧用钢线、高强度弹簧的特征在于：以质量％计含有C：0.35～0.50％，Si：1.00～3.00％，Mn：0.10～2.00％，并限制P：0.015％以下，S：0.015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，在50℃到600℃的温度范围内以0.25℃/s的速度升温进行差示扫描量热测定时，放热反应的峰只存在于450℃以上。高强度弹簧的制造方法的特征在于：在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述条件下进行回火处理。16000≤(T－40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000。

Description

高强度弹簧用钢线、高强度弹簧以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及适合汽车等的悬挂弹簧的高强度弹簧、作为其坯料的高强度弹簧用钢线以及它们的制造方法。
背景技术
由于对汽车用部件的轻质化的要求，所以要求悬挂弹簧等高强度化。在使悬挂弹簧高强度化方面的重要课题是改善腐蚀疲劳特性。虽然悬挂弹簧是实施涂装后使用，但是会由于汽车在行走时小石头等的弹跳、弹簧的线间接触等产生的涂装剥离是不可避免的，因此难免产生腐蚀、点腐蚀。以该点腐蚀产生的浸蚀孔为起点，悬挂弹簧产生疲劳龟裂，所以报道了调整弹簧以及弹簧用钢线的成分来抑制浸蚀孔的技术(例如，中山武典等，《高强度悬挂弹簧用钢的腐蚀疲劳特性及其改善》，神户制钢技报，第47卷、第2号、1997年7月、株式会社神户制钢所发行，P50-53；木村和良等，《合金元素对弹簧钢的腐蚀疲劳寿命的影响》，电气制钢，第75卷，第1号，2004年1月，电气制钢研究会，P19-25；红林丰、米口明雄，《1200MPa级高强度弹簧钢“ND120S”》，电气制钢，第71卷，第1号，2000年1月，电气制钢研究会，P95-101)。
然而，对于适合汽车用悬挂弹簧的低合金钢，难以通过调整合金元素来抑制腐蚀，无法抑制腐蚀、点腐蚀的产生以充分改善腐蚀疲劳特性。另外，在道路上散布融雪剂的区域对于悬挂弹簧来说是极为苛刻的腐蚀条件，即使添加少量的合金元素，也无法获得抑制腐蚀的效果。
因此，为了改善弹簧悬架的腐蚀疲劳特性，可以认为不去控制腐蚀等表面反应，而是控制钢材的机械性质以提高疲劳特性是有效的。为了控制悬挂弹簧这样具有回火马氏体组织的钢材的机械性质，重要的是控制回火时析出的析出物。特别是，弹簧用钢由于碳含量比较多，所以所析出的铁碳化物也必然多，另外，为了得到高强度而在比较低的温度下回火，会由于低温下析出的铁碳化物的状态变化而使得钢材的性质发生很大变化。
还报道了使用差示扫描量热测定(Differential scanning calorimetry，DSC)来分析上述的弹簧用钢的回火过程中的铁碳化物的析出以及转变行为的方法(长尾护等、《使用了DSC的Si添加中碳钢的回火行为的评价》，CAMP-ISIJ，Vol.17，2004年，日本钢铁协会，P359-362)。但是，没有记载铁碳化物的析出和转变行为与钢材的机械性质的关系。
另外，作为通过控制析出物来改善高强度弹簧的延迟断裂特性的技术，提出了使弹簧用钢线的组织细微化、控制未熔解碳化物量的方法(例如，日本专利第3764715号公报，日本特开2006-183137号公报)。该技术是对抑制氢环境下的断裂以及提高韧性有效的技术。然而，这些方法对腐蚀疲劳特性的改善仍然不足，而且也没有记载回火时析出的微细的碳化物。
发明内容
本发明的目的在于解决上述问题，提供一种适合汽车等的悬挂弹簧、腐蚀疲劳特性优异的高强度弹簧、高强度弹簧用钢线以及它们的制造方法。
本发明是抑制渗碳体(以下有时简单用θ表示)的析出而抑制腐蚀疲劳特性的降低、使ε(epsilon)铁碳化物(称作ε碳化物)析出而实现了高强度的弹簧、以及作为弹簧坯料的弹簧用钢线、适当控制回火的温度和时间与钢的成分组成的关系的制造方法。其主要内容如下所述。
(1)一种高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计含有C：0.35～0.50％，Si：1.00～3.00％，Mn：0.10～2.00％，并限制P：0.015％以下，S：0.015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，在50℃到600℃的温度范围内以0.25℃/s的速度升温进行差示扫描量热测定时，放热反应的峰只存在于450℃以上。
(2)上述(1)记载的高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计进一步含有Ti：0.100％以下，B：0.0010～0.0100％，并限制N：0.0100％以下，Ti和N的含量满足Ti≥3.5N。
(3)上述(1)或(2)记载的高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计进一步含有Mo：0.05～1.00％，Cr：0.05～1.50％，Ni：0.05～1.00％，Cu：0.05～1.00％，Nb：0.010～0.100％，V：0.05～0.20％，Sb：0.001～0.050％中的1种或2种以上。
(4)一种高强度弹簧，其特征在于：以上述(1)～(3)中任一项记载的高强度弹簧用钢线作为坯料。
(5)一种高强度弹簧，其特征在于：以质量％计含有C：0.35～0.50％，Si：1.00～3.00％，Mn：0.10～2.00％，并限制P：0.015％以下，S：0.015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，在50℃到600℃的温度范围内以0.25℃/s的速度升温进行差示扫描量热测定时，放热反应的峰只存在于450℃以上。
(6)上述(5)记载的高强度弹簧，其特征在于：以质量％计进一步含有Ti：0.100％以下，B：0.0010～0.0100％，并限制N：0.0100％以下，Ti和N的含量满足Ti≥3.5N。
(7)上述(5)或(6)记载的高强度弹簧，其特征在于：以质量％计进一步含有Mo：0.05～1.00％，Cr：0.05～1.50％，Ni：0.05～1.00％，Cu：0.05～1.00％，Nb：0.010～0.100％，V：0.05～0.20％，Sb：0.001～0.050％中的1种或2种以上。
(8)一种高强度弹簧用钢线的制造方法，其特征在于：将由上述(1)～(3)中任一项记载的成分构成的钢线加热到850～1000℃，进行淬火处理后，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理。
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)
(9)一种高强度弹簧的制造方法，其特征在于：将由上述(5)～(7)中任一项记载的成分构成的钢线冷成形为弹簧形状后，加热到850～1000℃，进行淬火处理后，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理。
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)
(10)一种高强度弹簧的制造方法，其特征在于：将由上述(5)～(7)中任一项记载的成分构成的钢线加热到850～1000℃，热成形为弹簧形状后，进行淬火处理，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理。
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)
附图说明
图1是淬火后、回火前的试验片的差示扫描量热测定结果的一个例子。
图2是回火后的试验片的差示扫描量热测定结果的一个例子。
具体实施方式
本发明人等对高强度悬挂弹簧的腐蚀疲劳特性产生影响的各种因素进行了认真地研究，发现了以下见解。即：
(i)如果在悬挂弹簧上产生由于腐蚀、点腐蚀引起的初期阶段的小浸蚀孔，则以该浸蚀孔为起点，产生疲劳龟裂，并开始发展。
(ii)像悬挂弹簧这样的高强度钢，如果韧性低，则疲劳龟裂脆性地发展，疲劳龟裂的发展速度变大。
(ii)基于上述(i)和(ii)的理由，通过提高悬挂弹簧的基体(matrix)的韧性，弹簧的腐蚀疲劳寿命变长，腐蚀疲劳特性得以提高。
(iv)为了提高弹簧用钢的韧性，通过添加适当量的Si，而将回火脆化温度区域移到高温侧，同时，将C量降低到适当范围，进而为了得到目标强度，在低温、即回火脆化温度区域以下进行回火是极为有效的。
(v)在回火脆化温度区域以下进行了回火的钢材中析出的铁碳化物是ε碳化物，由此，可以同时实现高强度和高韧性。另一方面，在析出渗碳体时，韧性降低。
(vi)对于添加适当量的C、Si、析出了ε碳化物的钢材来说，如果添加Ti、B，则韧性进一步提高。
(vii)通过差示扫描量热测定(DSC)，可以鉴定钢中析出的铁碳化物。
(viii)在通过DSC观测到由向渗碳体的转变引起的放热反应的峰时，可以同时实现高强度和高韧性。另一方面，对于通过DSC没有观测到清晰的放热反应峰的钢材，由于析出过量的θ，韧性降低。另外，对于进行了回火处理的钢材，在同时观测到ε碳化物的析出以及向渗碳体(θ)的转变引起的放热反应峰时，屈服比低，弹力衰减特性差。
以下，对通过DSC鉴定铁碳化物的方法进行说明。DSC是通过检测升温时的放热、吸热来评价金属材料的析出行为的方法。
如果对回火前的坯料、即处于淬火状态(也称为淬火态)的钢材以0.25℃/s的升温速度进行DSC测定，如图1所示，在低温侧观测到由ε碳化物的析出产生的放热反应的峰，在高温侧观测到向θ的转变引起的放热反应的峰。除此之外，还报道了由残留的γ的分解引起的放热发应的峰，但是在为弹簧钢时，残留γ量是百分之几，放热反应的峰也极弱，所以也可以不考虑。
ε碳化物的析出、ε碳化物向θ的转变引起的放热反应的峰的温度根据钢成分的不同而变化，但是如果是弹簧钢这样的添加了1％以上的Si的钢，可以在300℃以下的温度区域观测到低温度侧的峰，在300℃以上的温度区域观测到高温侧的峰。以下，将300℃以下观测到的ε碳化物的析出引起的放热反应的峰定义为“第1峰”，将300℃以上观测到的ε碳化物向θ的转变引起的放热反应的峰定义为“第2峰”。
如果对回火后的钢材中析出的铁碳化物只是ε碳化物的钢材进行DSC测定，则由于已经完成了ε碳化物的析出，在升温时，ε碳化物向θ转变，所以如图2所示，观测不到第1峰，只观测到第2峰。在这种析出状态下，可以同时实现高强度和高韧性。另一方面，如果对析出的铁碳化物只是θ的回火后的钢材进行DSC测定，则ε的析出以及向θ的转变结束，所以无法观测到清晰的析出峰。这种析出状态下，韧性降低。
另外，如果对回火后θ没有析出、ε碳化物的析出不足的钢材进行DSC测定，则和图1所示的处于淬火状态的钢材同样地观测到第1峰、第2峰这两个峰。其是例如在比合适的条件更低的温度下进行回火的情况，由于回火不足，所以屈服比低，弹力衰减特性差，无法作为弹簧使用。
以下，对本发明进行详细说明。
C：C是为了得到高强度所必须的元素，所以必须添加0.35％以上。另一方面，如果添加超过0.50％的C，则韧性降低。另外，如果过量添加C，则用于得到所希望的强度的回火温度上升，渗碳体(θ)的生成量增加，无法同时实现高强度和高韧性，所以上限优选为0.45％以下。
Si：Si是对钢的强化以及弹簧的弹力衰减特性的提高而言是有效的元素，而且是使ε碳化物向θ转变的温度移向高温侧的重要元素。通过添加Si，可以使回火脆化温度区域转变到高温侧，如果在(式1)的条件下进行回火，则由于ε碳化物的析出而使强度上升，抑制向θ的转变，避免回火脆化，可以同时实现高强度和高韧性。
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)
其中，T是回火温度(K)，t是回火时间(s)，(Si％)是Si含量(质量％)。为了得到这种效果，必须添加1.00％以上的Si。另一方面，如果添加的Si超过3.00％，则有助于线材轧制以及热处理时的脱碳，所以必须使上限为3.00％。优选的范围是1.50％～2.50％。
Mn：Mn是提高淬火性的有效元素，如果和Si一起添加，则显现出抑制从ε碳化物向θ转变的效果。为了得到该效果，必须添加0.10％以上的Mn，但是如果超过2.00％而添加，则会助长铸造时的中心偏析，韧性降低。因此，必须使Mn的量在0.10～2.00％的范围内。另外，Mn的量的优选的范围是0.15～1.00％。
P、S：P和S是杂质，特别是P是在原奥氏体晶界上偏析而使晶界脆化、降低韧性的元素。P和S的上限必须控制为0.015％以下。另外，P和S优选尽力降低，优选的上限是0.010％以下。
此外，优选添加Ti、B，并限制N的上限。
Ti：Ti是和钢中的N结合、析出TiN而固定N的元素，其有助于降低固溶N量。通过降低固溶N量，可以防止生成BN，得到提高B的淬火性的效果。为了固定钢中的N，优选添加3.5N以上的Ti。但是，即使添加超过0.100％的Ti，效果达到饱和，所以上限可以是0.100％以下。另外，为了抑制TiN和Ti(CN)的粗大化所导致的韧性降低，优选Ti量的上限为0.040％以下。
N是杂质，优选控制为0.0100％以下。另外，N的含量越少，添加的Ti的量也可以越少，生成的TiN的量也越少。因此，优选尽可能地降低N，优选的上限是0.0060％以下。
B：B是以微量添加而有助于提高钢的淬火性的有效的元素，还具有在原奥氏体晶界偏析而将晶界强化、提高韧性的效果。特别是，B在添加到含有本发明范围内的C量、Si量的钢中时，具有进一步提高韧性的效果，所以优选添加0.0010％以上。另一方面，即使添加超过0.0100％的B，其效果达到饱和。B的量的优选范围是0.0010～0.0030％。另外，为了得到添加B的效果，优选降低固溶N量以防止生成BN。因此，如果限制N的量，则Ti的添加极为有效。
此外，还可以选择性地含有有助于提高淬火性的Mo、Cr、Ni、Cu中的1种或2种以上。
Mo：Mo优选添加0.05％以上，以得到提高淬火性的效果，但是如果添加超过1.00％，则合金添加成本变大，有损经济性。因此，Mo的含量优选为0.05～1.00％的范围，更优选的范围是0.10～0.50％。
Cr：Cr优选添加0.50％以上，以得到提高淬火性的效果，但是如果添加超过1.50％，则有损韧性。因此，Cr的含量优选为0.05～1.50％的范围，更优选的范围是0.10～0.80％。
Ni：Ni优选添加0.05％以上，以得到提高淬火性的效果，但是如果添加超过1.00％，则合金添加成本变大，有损经济性。因此，Ni的含量优选为0.05～1.00％的范围，更优选的范围是0.10～0.50％。
Cu：Cu优选添加0.05％以上，以得到提高淬火性的效果，但是如果添加超过1.00％，则热延展性降低，增加连续铸造以及热轧制时的裂纹、瑕疵等的产生，有损钢的制造性。因此，Cu的含量优选为0.05～1.00％的范围，优选的范围是0.10～0.50％。
此外，还可以含有有助于奥氏体晶粒的微细化的Nb、V中的一种或二种。
Nb：Nb优选添加0.010％以上，以得到组织细微化产生的韧性提高的效果，但是即使超过0.100％而添加，其效果达到饱和。因此，Nb的含量优选为0.010～0.100％的范围，更优选的范围是0.015～0.040％。
V：V优选添加0.05％以上，以得到组织细微化产生的韧性提高的效果，但是即使超过0.20％而添加，其效果达到饱和。因此，V的含量优选为0.05～0.20％的范围，更优选的范围是0.10～0.15％。
如果在弹簧和弹簧用钢线的表面产生脱碳，则疲劳强度有可能降低，为了抑制脱碳，也可以添加Sb。
Sb：Sb是用于抑制在钢材表面上偏析而在热轧制加热时、轧制后冷却时、淬火加热时等产生的脱碳的元素。为了得到抑制脱碳的效果，优选添加0.001％以上的Sb，但是如果超过0.050％而添加，则热加工性以及冷加工性有可能变差。因此，Sb的含量优选为0.001～0.050％的范围，更优选的范围是0.002～0.020％。
在本发明中，虽然没有规定Al的量，但是可以添加Al作为脱氧元素。Al也是形成氮化物以使奥氏体晶粒微细化的元素，通过组织的微细化，有助于提高韧性。在将Al用于脱氧时，通常含有0.010～0.100％。另外，在需要抑制生成Al系夹杂物时，可以不添加Al，而通过Si、Mn等来脱氧。
铁碳化物：为了得到腐蚀疲劳特性优异的高强度弹簧用钢、高强度弹簧，抑制生成ε碳化物、抑制向渗碳体(θ)的转变是必要的。ε碳化物和θ相比较，是微细的铁碳化物，在提高强度方面极为有效，而且对韧性的不良影响少。本发明的进行了适当回火的高强度弹簧用钢、高强度弹簧具有ε碳化物，可以抑制向θ的转变，腐蚀疲劳特性良好。
本发明的高强度弹簧以及高强度弹簧用钢的铁碳化物通过如下说明的差示扫描量热测定进行鉴定。
差示扫描量热测定：在差示扫描量热测定中，升温速度是重要的。本发明的高强度弹簧以及高强度弹簧用钢的铁碳化物的鉴定是使升温速度为0.25℃/s进行的。该升温速度在50℃到600℃的范围内测定时，本发明的高强度弹簧以及高强度弹簧用钢如图2所示，在450℃以上时，只有第2峰的放热反应被发现。此时，DSC测定中，可以判断钢中的ε碳化物向渗碳体转变。也就是，观测的放热的峰温度仅在450℃以上时，钢中已经生成足够的ε碳化物，抑制向θ转变，所以可以同时实现高强度和高韧性。
另一方面，在没有显示出清晰的放热反应时，可以判断完成了向θ的转变。在这种情况下，钢中生成过剩的θ，所以弹簧和弹簧用钢的韧性显著降低。
另外，第2峰的温度根据钢的成分组成、特别是根据Si量的不同而发生变化。在Si量少时，第2峰可能存在于小于450℃处，回火中容易向θ转变。在小于450℃处存在第2峰的钢在回火后过剩地生成θ，所以韧性降低。另外，第2峰的温度小于450℃的钢即使在适当的条件下进行回火，也有一部分ε碳化物向θ转变，所以如果和第2峰温度为450℃以上的钢相比较，第2峰的高度变低。
处于淬火状态的钢材以及ε碳化物生成不足的情形如图1所示，显示出第1峰和第2峰的放热反应。因此，显示出伴随着ε碳化物的析出反应的放热反应的峰和ε碳化物向θ的转变时的放热反应的峰这两者时，回火不足，ε碳化物的析出不足，所以屈服比降低。
淬火条件：弹簧以及弹簧用钢线的淬火的加热温度为850℃以上，以使组织奥氏体化，但是如果超过1000℃，会导致奥氏体晶粒的粗大化。因此，必须使淬火的加热温度为850～1000℃的范围。优选的范围是900℃～990℃。另外，加热方法可以是炉加热、高频感应加热等，加热时间通常为5～3600s左右。也可以可以加热弹簧用钢线，热成形为弹簧形状，并进行淬火的冷却(所谓的热成形弹簧)。淬火冷却的方法可以是油冷、水冷等，通过淬火，可以得到马氏体主体的组织。
回火条件：淬火后，为了同时实现高强度和高韧性，在(式1)的条件下进行回火。
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)
其中，T是回火温度(K)，t是回火时间(s)，(Si％)是Si含量(质量％)。
T-40×(Si％))×(31.7+logt)小于16000时，回火不足，屈服比低，弹簧的弹力衰减特性降低，在超过23000时，渗碳体(θ)析出，韧性降低。另外，式中的Si的含量一项是考虑了使从具有Si的ε碳化物向θ的转变向高温、长时间侧移动的效果的项目。回火条件的优选的范围是18000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤22000。另外，回火后的冷却可以是空气冷却、水冷却等的任意一种，没有特别的规定。
另外，也可以不在高温下进行弹簧成形，而是将直接以直棒的形态进行了淬火、回火的弹簧用钢线在低温下进行弹簧成形，接着进行消除应变退火。通过热成形、冷成形制造的弹簧都可以在经过喷丸硬化、涂装、立定处理等工序作为悬挂弹簧使用。
实施例1
在下文中，通过实施例对本发明进行进一步的说明。
通过连续铸造制造具有表1所示组成的转炉铸钢，根据需要经过均热扩散处理、分块轧制工序，得到边长162mm的轧制坯料。接着，通过热轧制，得到直径13mm的线材形状。根据需要，实施退火后，进行冷拉制，之后，切断为规定长度，得到直棒。
接着，在加热炉中加热到980℃，并保持30分钟，然后在高温下将直棒卷绕在圆筒上，由此成形为规定的弹簧形状，之后立即投入到油中，进行淬火。另外，用于采集拉伸试验片、夏比冲击试验片的材料没有成形为弹簧形状，以直棒的状态进行淬火。
接着，对弹簧形状材料、直棒材料在表2所示的条件下进行回火。回火的加热方法是炉加热或高频感应加热。由进行了回火的直棒制作平行部的直径为8mm的拉伸试验片以及根据JIS Z2242制作U切口试验片(小尺寸，宽5mm)，分别用于拉伸试验、夏比冲击试验。
拉伸试验中，测定拉伸强度、0.2％屈服强度，求得屈服比。作为悬挂弹簧合适的拉伸强度和屈服比分别是1800MPa以上以及0.85以下。只要满足该值，在作为悬挂弹簧使用时，可以判定强度和弹力衰减特性良好。夏比冲击试验的试验温度为20℃。另外，以冲击值为75J/cm2以上的为良好，由此，可以判定腐蚀疲劳特性得以改善。
另外，从弹簧形状材料采集差示扫描量热测定用试验片(长度3×宽3×厚1mm)。差示扫描量热的测定条件是气氛气体：N2(30ml/分钟)、测定温度范围：50～600℃，元件：铝制，参比物：α-Al2O3，升温速度为0.25℃/s，测定DSC曲线，求得放热峰顶点的温度。这些试验结果汇集到表2表示。另外，表2的DSC放热峰为“-”的是指没有发现清晰的峰。另外，直棒材料冷成形为弹簧形状后，进行同样的机械试验和DSC曲线的测定，确认得到和表2表示的结果相同的特性。
如表2所示，本发明的制造No.1～10的钢材与比较例相比，韧性以及作为悬挂弹簧的特性优异。另一方面，制造No.11由于C量超过本发明的范围，所以无法得到高的冲击值。制造例No.12由于C量不满足本发明的范围，所以处于淬火状态下拉伸强度变低，无法得到作为悬挂弹簧的拉伸强度。制造例No.13～15由于Si量不满足本发明的范围，所以第2峰温度低，在钢中生成θ，无法得到高的冲击值。
制造例No.16由于Mn量超过了本发明的范围，所以无法得到高的冲击值。No.17和19由于回火温度高，回火条件超出了本发明的范围，所以渗碳体析出，DSC放热峰不清晰，无法得到高的冲击值。制造例No.18由于回火温度低，回火条件没有达到本发明的范围，所以回火不足，生成的ε碳化物不足，在小于300℃也产生放热峰，屈服比低，无法作为悬挂弹簧使用。
Figure A20088000008600141
Figure A20088000008600151
实施例2
和实施例1同样地使用经过热轧制的表1所示的钢No.A和J的直径为13mm的线材，评价由添加Sb而起到的抑制脱碳的效果。将线材矫直后，通过外周切削，除去初期表层的影响，形成12φ的圆棒试验片。将试验片加热到870℃后，保持30分钟，然后转移到750℃的炉子中，保持60分钟后，空气冷却。热处理全部都是在大气中进行。该热处理条件是非常容易产生脱碳的热处理条件。进行热处理后，对圆棒试验片的C剖面进行切断、研磨、硝酸乙醇腐蚀，测定表层的脱碳层的深度。
结果如表3所示。钢A是不添加Sb的钢，钢J虽然和钢A几乎是相同成分，但是其添加了Sb。从表3表明，通过添加Sb，脱碳层的深度变为一半以下，可以抑制脱碳。
Figure A20088000008600171
根据本发明的腐蚀疲劳特性优异的高强度弹簧、高强度弹簧用钢线以及它们的制造方法，可以实现悬挂弹簧的小型化、轻质化，对改善汽车等的燃料消耗量、高性能化有很大的帮助。

Claims (10)

1.一种高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计含有C：0.35～0.50％，Si：1.00～3.00％，Mn：0.10～2.00％，并限制P：0.015％以下，S：0.015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，在50℃到600℃的温度范围内以0.25℃/s的速度升温进行差示扫描量热测定时，放热反应的峰只存在于450℃以上。
2.根据权利要求1所记载的高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计进一步含有Ti：0.100％以下，B：0.0010～0.0100％，并限制N：0.0100％以下，Ti和N的含量满足Ti≥3.5N。
3.根据权利要求1或2所记载的高强度弹簧用钢线，其特征在于：以质量％计进一步含有Mo：0.05～1.00％，Cr：0.05～1.50％，Ni：0.05～1.00％，Cu：0.05～1.00％，Nb：0.010～0.100％，V：0.05～0.20％，Sb：0.001～0.050％中的1种或2种以上。
4.一种高强度弹簧，其特征在于：以权利要求1～3中任一项记载的高强度弹簧用钢线作为坯料。
5.一种高强度弹簧，其特征在于：以质量％计含有C：0.35～0.50％，Si：1.00～3.00％，Mn：0.10～2.00％，并限制P：0.015％以下，S：0.015％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，在50℃到600℃的温度范围内以0.25℃/s的速度升温进行差示扫描量热测定时，放热反应的峰只存在于450℃以上。
6.根据权利要求5所记载的高强度弹簧，其特征在于：以质量％计进一步含有Ti：0.100％以下，B：0.0010～0.0100％，并限制N：0.0100％以下，Ti和N的含量满足Ti≥3.5N。
7.根据权利要求5或6所记载的高强度弹簧，其特征在于：以质量％计进一步含有Mo：0.05～1.00％，Cr：0.05～1.50％，Ni：0.05～1.00％，Cu：0.05～1.00％，Nb：0.010～0.100％，V：0.05～0.20％，Sb：0.001～0.050％中的1种或2种以上。
8.一种高强度弹簧用钢线的制造方法，其特征在于：将由权利要求1～3中任一项所记载的成分构成的钢线加热到850～1000℃，进行淬火处理后，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理，
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)。
9.一种高强度弹簧的制造方法，其特征在于：将由权利要求5～7中任一项所记载的成分构成的钢线冷成形为弹簧形状后，加热到850～1000℃，进行淬火处理后，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理，
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)。
10.一种高强度弹簧的制造方法，其特征在于：将由权利要求5～7中任一项所记载的成分构成的钢线加热到850～1000℃，热成形为弹簧形状后，进行淬火处理，在回火温度T(K)、回火时间t(s)以及Si的含量Si％(质量％)满足下述(式1)的条件下进行回火处理，
16000≤(T-40×(Si％))×(31.7+logt)≤23000(式1)。
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Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102296234A (zh) * 2011-09-07 2011-12-28 柳州钢铁股份有限公司 耐磨钢板及其生产装置和生产方法
CN102634735A (zh) * 2012-04-09 2012-08-15 广州市奥赛钢线科技有限公司 一种汽车悬架用弹簧钢及其制备方法和应用
CN104114732A (zh) * 2012-02-14 2014-10-22 杰富意钢铁株式会社 弹簧钢
CN105970096A (zh) * 2016-07-06 2016-09-28 安徽红桥金属制造有限公司 一种高强度高韧性压缩弹簧及其制备方法
CN106756506A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 天津大强钢铁有限公司 农用挠地旋耕刀合金弹簧钢材料
CN108368580A (zh) * 2016-10-19 2018-08-03 三菱制钢株式会社 高强度弹簧及其制造方法和高强度弹簧用钢及其制造方法
CN108588562A (zh) * 2018-06-07 2018-09-28 界首市金龙机械设备有限公司 一种应用在中型卡车翻转机构中的扭转弹簧钢材质
CN114107824A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种铁路扣件用耐腐蚀耐低温弹簧钢及其生产方法和热处理方法
CN115125455A (zh) * 2016-10-19 2022-09-30 三菱制钢株式会社 高强度弹簧及其制造方法和高强度弹簧用钢及其制造方法

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8936236B2 (en) * 2009-09-29 2015-01-20 Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha Coil spring for automobile suspension and method of manufacturing the same
JP6027302B2 (ja) * 2009-12-22 2016-11-16 株式会社神戸製鋼所 高強度焼戻し省略ばね用鋼
US9469895B2 (en) 2010-03-18 2016-10-18 Nhk Spring Co., Ltd. Spring steel and surface treatment method for steel material
JP5711539B2 (ja) 2011-01-06 2015-05-07 中央発條株式会社 腐食疲労強度に優れるばね
JP5760972B2 (ja) * 2011-11-10 2015-08-12 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ボルト鋼および高強度ボルト
US20160122843A1 (en) * 2013-06-04 2016-05-05 Chuo Hatsujo Kabushiki Kaisha Spring steel, spring, and manufacturing method of spring
JP2015193040A (ja) * 2014-03-26 2015-11-05 株式会社神戸製鋼所 高Ｓｉばね鋼の鋳片の冷却方法
JP6119717B2 (ja) * 2014-10-27 2017-04-26 Ｊｆｅスチール株式会社 ばね用鋼およびばね
JP2016191121A (ja) * 2015-03-31 2016-11-10 日本発條株式会社 懸架装置用ばねの製造方法及び懸架装置用ばね
WO2016186033A1 (ja) * 2015-05-15 2016-11-24 新日鐵住金株式会社 ばね鋼
WO2017017290A1 (es) 2015-07-28 2017-02-02 Gerdau Investigacion Y Desarrollo Europa, S.A. Acero para ballestas de alta resistencia y templabilidad
CN105382153B (zh) * 2015-11-26 2017-08-04 常州机电职业技术学院 气门弹簧生产工艺
JP2020076154A (ja) * 2020-01-07 2020-05-21 日本発條株式会社 懸架装置用ばねの製造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5776267A (en) * 1995-10-27 1998-07-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Spring steel with excellent resistance to hydrogen embrittlement and fatigue
JPH09324219A (ja) * 1996-06-05 1997-12-16 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた高強度ばねの製造方法
WO2002028574A1 (en) * 2000-10-02 2002-04-11 Asahi Kasei Kabushiki Kaisha Functional alloy particles
US6596101B2 (en) * 2000-10-05 2003-07-22 Johns Hopkins University High performance nanostructured materials and methods of making the same
JP4202663B2 (ja) * 2001-03-28 2008-12-24 株式会社神戸製鋼所 靭性に優れた鋼材
JP3764715B2 (ja) * 2002-10-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP4476863B2 (ja) * 2005-04-11 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102296234A (zh) * 2011-09-07 2011-12-28 柳州钢铁股份有限公司 耐磨钢板及其生产装置和生产方法
CN104114732A (zh) * 2012-02-14 2014-10-22 杰富意钢铁株式会社 弹簧钢
CN104114732B (zh) * 2012-02-14 2017-06-09 杰富意钢铁株式会社 弹簧钢
CN102634735A (zh) * 2012-04-09 2012-08-15 广州市奥赛钢线科技有限公司 一种汽车悬架用弹簧钢及其制备方法和应用
CN105970096A (zh) * 2016-07-06 2016-09-28 安徽红桥金属制造有限公司 一种高强度高韧性压缩弹簧及其制备方法
CN108368580A (zh) * 2016-10-19 2018-08-03 三菱制钢株式会社 高强度弹簧及其制造方法和高强度弹簧用钢及其制造方法
US10752971B2 (en) 2016-10-19 2020-08-25 Mitsubishi Steel Mfg. Co., Ltd. High strength spring, method of manufacturing the same, steel for high strength spring, and method of manufacturing the same
CN115125455A (zh) * 2016-10-19 2022-09-30 三菱制钢株式会社 高强度弹簧及其制造方法和高强度弹簧用钢及其制造方法
CN106756506A (zh) * 2016-12-30 2017-05-31 天津大强钢铁有限公司 农用挠地旋耕刀合金弹簧钢材料
CN108588562A (zh) * 2018-06-07 2018-09-28 界首市金龙机械设备有限公司 一种应用在中型卡车翻转机构中的扭转弹簧钢材质
CN114107824A (zh) * 2021-11-30 2022-03-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种铁路扣件用耐腐蚀耐低温弹簧钢及其生产方法和热处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20110310924A1 (en) 2011-12-22
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WO2008102573A1 (ja) 2008-08-28

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