CN100406606C - 具有优异冷加工性和质量稳定性的用于高强度弹簧的钢 - Google Patents

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Abstract

一种用于高强度弹簧的钢，其以质量计包含：0.35%～0.65%的C，1.4%～2.5%的Si，0.1%～1.0%的Mn，2.0%或更低(不包括0%)的Cr，1.0%或更低(不包括0%)的Ni，1.0%或更低(不包括0%)的Cu，0.020%或更低(不包括0%)的P，0.020%或更低(不包括0%)的S，0.006%或更低(不包括0%)的N，以及0.1%或更低(不包括0%)的Al，余量为铁和不可避免的杂质，其中，Wp(Fe)和W(C)满足下列条件：Wp(Fe)＞5×W(C)，式中Wp(Fe)是构成钢中含铁析出物的Fe含量(质量%)；而W(C)是钢的碳含量(质量%)。这种钢具有优异的冷加工性和质量稳定性。

Description

具有优异冷加工性和质量稳定性的用于高强度弹簧的钢
技术领域
本发明涉及具有优异冷加工性和质量稳定性的用于高强度弹簧的钢。更具体地说，它涉及用于在弹簧制备过程中淬火/回火之后具有优异冷加工性和高度稳定质量的高强度弹簧的钢。根据本发明的用于弹簧的钢可以用于制备各种领域如运输机器(如汽车和轮船)和工业仪器领域中的钢部件。所述用于弹簧的钢将通过以汽车部件作为应用的代表性实例进行描述。
背景技术
为减轻汽车重量，就需要减小汽车部件的尺寸和厚度，因此，构成汽车部件如气门弹簧和悬簧的钢材需要更高的强度。更高强度的钢材料通常通过增加合金元素的含量获得。然而，合金元素含量的这种增加，降低了弹簧制备中的可加工性。下面示出弹簧的通常制备工艺。钢材合金元素的含量增加通常会在用于调节钢丝直径和/或除去表面缺陷的牵拉和修整(scalping)工艺(下文中这些工艺都与弹簧-成卷工艺相对照称作“预加工工艺”)过程中导致破裂。
<热-成卷弹簧的制备>
用于弹簧的钢顺序进行酸洗和涂敷工艺、牵拉和修整工艺、加热工艺、热成卷工艺、淬火工艺、回火工艺、预拉伸和喷丸硬化处理(shot peening)工艺、以及涂敷(印刷)工艺，这样就可制备出产品弹簧。
<冷-成卷弹簧的制备>
用于弹簧的钢顺序进行酸洗和涂敷工艺、牵拉和修整工艺、加热工艺、淬火工艺、回火工艺、冷成卷工艺、退火工艺、预拉伸和喷丸硬化处理工艺、以及涂敷(印刷)工艺，这样就可制备出产品弹簧。
作为这些问题的可能解决办法，例如，日本公开(未审查)专利出版物(JP-A)-2004-263247公开了一种用于防止牵拉工艺过程中断裂的技术，该技术是通过控制合金元素的含量，由此控制成卷钢的硬度来实现的。JP-A-06-184697公开了一种通过控制钢的组分偏析达到确保冷加工性的技术。
用于汽车中的弹簧部件从安全性考虑是非常重要的部件，因此这些部件必需长时期保持高质量，以避免诸如碎裂(chipping)之类的损害。为了满足这些要求，用于弹簧的钢即使在弹簧制备中淬火/回火之后，也必需保持优异的性能。然而，传统技术虽然可以改善牵拉中的可加工性，但是对于淬火/回火之后的质量稳定性认为是不够的。
发明内容
在这些情况下，本发明的目的是提供用于高强度弹簧的钢，所述钢在预加工(冷加工)工艺如在弹簧制备中的牵拉和修整过程中表现出优异的冷加工性，并且在淬火/回火之后优异性质稳定表现。
因此，本发明的方面在于用于具有优异冷加工性和质量稳定性的高强度弹簧的钢，该钢包括如下组成：
0.35～0.65质量％的C，
1.4～2.5质量％的Si，
0.1～1.0质量％的Mn，
2.0质量％或更低(不包括0质量％)的Cr，
1.0质量％或更低(不包括0质量％)的Ni，
1.0质量％或更低(不包括0质量％)的Cu，
0.020质量％或更低(不包括0质量％)的P，
0.020质量％或更低(不包括0质量％)的S，
0.006质量％或更低(不包括0质量％)的N，
以及0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Al，其中，Wp(Fe)和W(C)满足下列条件：Wp(Fe)＞5×W(C)，式中Wp(Fe)是构成钢中含铁析出物的Fe含量(质量％)；而W(C)是钢的碳含量(质量％)。
在根据本发明方面的用于高强度弹簧的钢中，在金相组织中的bcc-Fe晶粒优选具有20μm或更小的平均晶粒大小Dave以及具有80μm或更小的最大晶粒大小Dmax。
用于高强度弹簧的钢进一步包括选自下列组中的至少一种；
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Ti，
0.3质量％或更低(不包括0质量％)的V，以及
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Nb，
其中，Wp(M)和W(M)满足下列条件：Wp(M)＞0.5×W(M)，式中Wp(M)是构成钢中含(Ti、V、Nb)的析出物的Ti、V和Nb的总含量(质量％)；而W(M)是钢的Ti、V和Nb的总含量(质量％)。
所述钢可以进一步包含作为其它元素的0.5质量％或更低(不包括0质量％)的Mo以及0.001质量％或更低(不包括0质量％)的B中的至少一种。
根据本发明方面的用于弹簧的钢可以有效产生例如用于汽车的弹性部件，这些弹性部件在制备工艺过程中没有破裂的情况下长时期表现出稳定性能。
本发明的其它多个方面、特征和优点都将在下列参考附图的优选实施方案描述中变得明显。
附图说明
图1所示为根据本发明的钢由SEM/EBSP分析的边界图的实例；和
图2所示为实施例中拉伸强度和断面收缩率之间的关系。
具体实施方式
本发明人经过深入研究后，提供了用于高强度弹簧的钢，所述高强度弹簧在预加工(冷加工)工艺如在弹簧制备中的牵拉和修整过程中表现出优异的冷加工性，并且在淬火/回火之后具有稳定的性质。
他们对预加工工艺中钢的性质和弹簧制备中淬火/回火之后的性质之间的关系进行了详细的研究。他们发现，当钢在预加工工艺过程中出现微缺陷(也称作加工-诱导缺陷)如裂纹并且即使该微缺陷不会导致破裂时，该微缺陷也可能会导致淬火/回火之后的钢材料性质受损，并且可能会导致产品的早期断裂，而且还发现这种趋势随着钢材料的强度增加而显著增加。
它们对微缺陷进一步研究发现，轧制钢(用于弹簧的钢)为了具有更好的可加工性，通常控制为含有作为铁素体和珠光体的混合物的金相组织，并且避免具有过冷结构如导致断裂的马氏体和贝氏体，但是即使当金相组织被控制到基本上为只包括铁素体和珠光体的两相结构时，预加工过程中也会出现微缺陷。
因此，他们进一步研究了微缺陷的起因并发现，用于高强度弹簧的钢包括较大量的上述合金元素，而且这些合金元素可以容易富集在珠光体内的含-Fe析出物(主要包括渗碳体的铁基碳化物)中，这样就可降低含Fe析出物的变形性，而且还发现这种情况主要引起微缺陷。基于这些发现，他们还发现增加钢中含铁析出物的Fe含量对于改善变形性以抑制或降低微缺陷是重要的。
下列观点在钢中的含Fe析出物的Fe含量增加中已加以考虑。
(1)假定轧制钢的金相组织是铁素体和珠光体的混合物，构成珠光体的含Fe析出物的析出量是由钢的碳含量确定。如果钢还包括除铁素体和珠光体之外的过冷结构，则含Fe析出物的析出量变得比基于碳含量计算的含Fe析出物的析出量要低得多。
(2)当加入合金元素时，钢中含Fe析出物的Fe含量降低。
基于这些考虑，本发明发现，为确保预加工过程中的可加工性，为了抑制预加工过程中会出现的微缺陷，以及为了由此防止性能在淬火/回火之后被损害，重要的是要调节钢中构成含Fe析出物的Fe含量和钢中碳含量之间的关系。因此，他们发现这可以通过满足下列条件实现：Wp(Fe)＞5×W(C)，式中Wp(Fe)是构成钢中含铁析出物(主要包括渗碳体的铁基碳化物)的Fe含量(质量％)；而W(C)是钢的碳含量(质量％)。通过这样调节钢中构成含Fe析出物的Fe含量和钢的碳含量，可以获得包括最少过冷结构的结构。当合金元素富集在含Fe析出物中或形成合金碳化物时，即使不会出现过冷，也不会满足条件：Wp(Fe)＞5×W(C)。此外，由于钢中含Fe析出物具有更高的Fe含量，因此可以获得在预加工工艺中的冷加工性被改善以及微缺陷被减少的用于弹簧的钢。参数Wp(Fe)和W(C)优选满足条件：Wp(Fe)＞7×W(C)。
当钢还包括Ti、V和/或Nb时，这些元素应当加以考虑。如果钢包含溶解氮，则钢的变形性削弱。为避免这种情况，加入容易与氮形成氮化物的Ti和/或Nb，由此使溶解氮以氮化物被固定。这样，就可以改善钢材的变形性。另外，Ti、V和Nb的碳氮化物有效改进了结构，并且有助于增加延性。钛(Ti)起着与S形成硫化物从而使S无害的作用。然而，如果Ti、V和Nb以固体-溶液出现，则可以通常形成过冷结构。
因此，如果加入Ti、V和Nb，则大部分Ti、V和Nb都应当优选形成沉析物如碳氮化物，以降低由这些元素导致的过冷结构，从而确保了满意的冷加工性并且抑制了微缺陷。因此，参数Wp(M)和W(M)优选满足条件：Wp(M)＞0.5×W(M)，更优选满足条件：Wp(M)＞0.7×W(M)，式中Wp(M)是构成钢中含(Ti、V、Nb)析出物(含选自Ti、V和Nb中至少一种的析出物)的Ti、V和Nb的总含量(质量％)；而W(M)是钢的Ti、V和Nb的总含量(质量％)。
为了可靠地抑制预加工(冷加工)过程中的断裂和微缺陷，除控制析出物外，建议控制基体的结构，由此减轻应力集中。本发明人发现，基体的粗大晶粒在牵拉过程中会导致破裂和微缺陷，并且发现即使平均晶粒大小较小，粗大晶粒的存在也经常会导致破裂和/或微缺陷。为了避免破裂和微缺陷，基体晶粒的平均晶粒大小和最大晶粒大小要根据本发明加以控制。
具体地，他们发现，通过使作为金属基体结构的bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒大小Dave以及80μm或更小的最大晶粒大小Dmax，可以防止预加工(冷加工)过程中的破裂和微缺陷，从而在淬火/回火之后保持优异的性质。平均晶粒大小Dave和最大晶粒尺寸Dmax越小，优点越好。平均晶粒大小Dave更优选为15μm或更小，最大晶粒尺寸Dmax更优选为60μm或更小。
本发明特征在于控制上述析出物和基体结构的形态。为了易于实现这样的形态，钢的组成必需控制如下。
<C含量：0.35～0.65质量％>
碳(C)是确保高强度所需要的元素，其下限为0.35质量％或更大，优选0.38质量％或更大，更优选0.40质量％或更大。然而，过高的碳含量会对延性不利。因此，碳含量的上限在本发明中定义为0.65质量％，优选为0.61质量％，更优选为0.60质量％。
<Si含量：1.4～2.5质量％>
硅(Si)是有效用于改善弹簧所需要的抗下垂性的元素。为确保具有这种本发明想要的高强度的弹簧所需要的抗下垂性，Si含量必需为1.4质量％或更大。
Si含量优选为1.7质量％或更大，更优选为1.8质量％或更大。然而，Si也用来促进脱碳，过量的Si促进在钢表面上形成脱碳层。这样就需要剥离工艺来除去脱碳层，因此在制造成本上是不利的。
因此，Si含量的上限定义为2.5质量％。该Si含量优选为2.3质量％或更小，更优选为2.2质量％或更小。
<Mn含量：0.1～1.0质量％>
锰(Mn)是使钢中的有害元素S固定为无害MnS的有用元素。为了有效表现出这种优势，Mn含量应当为0.1质量％或更大。优选0.15质量％或更大，更优选为0.20质量％或更大。但是，过量的Mn会产生偏析点，因而导致钢中产生变化，引起过冷结构。锰通常富集在渗碳体中，因而降低了如上所述的渗碳体的变形性。因此，Mn含量定义为1.0质量％或更小，优选为0.7质量％或更小，更优选为0.4质量％或更小。
<Cr含量：2.0质量％或更小(不包括0质量％)>
从提高冷加工性的观点考虑，Cr含量优选较低。但是，铬(Cr)是有效确保回火后的强度以及提高耐腐蚀性的元素，并且对于需要高耐腐蚀性的悬簧是非常重要的。当要表现这些优势时，Cr含量优选为0.2质量％或更高。然而，由于Cr富集在渗碳体中，因此过高的Cr含量通常会导致形成过冷结构以及降低变形性和削弱冷加工性。此外，过量的Cr通常会导致渗碳体之外的Cr碳化物，这样就会导致强度和延性之间的不平衡。因此，Cr含量应当为2.0质量％或更小，优选1.8质量％或更小，更优选为1.7质量％或更小。
<Ni含量：1.0质量％或更小(不包括0质量％)>
当需要较低成本时，镍(Ni)就要减少，因此，此处并不限定Ni的下限，但是，为抑制表面层的脱碳作用以及为增加耐腐蚀性，Ni含量优选为0.1质量％或更大。但是，过高的Ni含量会导致过冷结构或奥氏体残留在轧钢中，因而损害钢的性质。因此，Ni含量的上限限定为1.0质量％。为了降低成本，Ni含量优选为0.7质量％或更小，更优选为0.6质量％或更小。
<Cu含量：1.0质量％或更小(不包括0质量％)>
铜(Cu)是有效用于降低表面层的脱碳作用以及增加耐腐蚀性的元素。为了表现出这些优势，Cu含量优选为0.1质量％或更大。但是，过高的Cu含量会导致过冷结构和热加工过程中的破裂。
因此，Cu含量的上限限定为1.0质量％。从降低成本考虑，Cu含量优选为0.5质量％或更小，更优选为0.4质量％或更小。
<P含量：0.020质量％或更小(不包括0质量％)>
磷(P)是损害钢的韧性/延性的有害元素，因此必需最小化。因此，P含量的上限定义为0.020质量％。P含量优选降低到0.010质量％或更小，更优选为0.008质量％或更小。
<S含量：0.020质量％或更小(不包括0质量％)>
与P一样，硫(S)是损害钢的韧性/延性的有害元素，因此必需最小化。P含量应当为0.020质量％或更小，优选为0.010质量％或更小，更优选为0.008质量％或更小。
<N含量：0.006质量％或更小(不包括0质量％)>
氮(N)与Al、Ti等形成氮化物，由此改善结构，但是如果它以溶解氮存在，则它会损害钢的韧性/延性以及耐氢诱导脆化性。为降低溶解氮，N含量上限限定为0.006质量％。N含量优选为0.005质量％或更小，更优选为0.004质量％或更小。
<Al含量：0.1质量％或更小(不包括0质量％)>
铝(Al)主要作为脱氧元素加入。它也与N形成AlN，由此使溶解氮变成无害，并且产生出更好的结构。为了固定溶解氮，Al含量优选为大于N含量(质量％)的两倍。但是，Al如Si那样会促进脱碳作用，因此，在含有大量Si的弹簧钢中Al含量必需降低。因此，Al含量限定为0.1质量％或更小，优选0.07质量％或更小，更优选为0.05质量％或更小。
根据本发明要包含的元素为上述这些元素，余量基本上为Fe。但是，钢会包含通常来自原料、其它材料以及生产设备的一些不可避免的杂质，它肯定会包括如下的一些元素，并且这些元素都在不会对本发明的优点造成不利影响的范围内。
<Ti含量：0.1质量％或更小(不包括0质量％)>
钛(Ti)与C、N和S形成碳氮化物和硫化物，由此使这些元素变成没有害处。此外，它形成了碳氮化物，从而形成更好的结构。为了表现出这些优点，Ti含量优选为0.02质量％或更大，并且高于[3.5×N(质量％)]。然而，过高的Ti含量会导致粗大的碳氮化钛，因而损害韧性/延性。Ti含量的上限优选为0.1质量％，更优选为0.08质量％。
<V含量：0.3质量％或更小(不包括0质量％)>
钒(V)是通过与C和N形成碳氮化物而有助于形成更好结构的元素。为表现出这些优势，V含量优选为0.02质量％或更大，更优选为0.05质量％或更大。但是，过量的V会导致过冷结构。因此，为了降低成本，V含量的上限优选为0.3质量％，更优选为0.2质量％。
<Nb含量：0.1质量％或更小(不包括0质量％)>
铌(Nb)也是通过与C和N形成碳氮化物而有助于形成更好结构的元素。为表现出这些优势，Nb含量优选为0.003质量％或更大，更优选为0.005质量％或更大。但是，过高的Nb含量会导致粗大的碳氮化物，从而损害钢的韧性/延性。因此，Nb含量的上限优选为0.1质量％。从降低成本考虑，更优选为0.07质量％。
<Mo含量：0.5质量％或更小(不包括0质量％)>
钼(Mo)也是通过与C和N形成碳氮化物而有助于形成更好结构的元素。为表现出这些优势，Mo含量优选为0.1质量％或更大。但是，过高的Mo会导致过冷结构。因此，为了有效抑制过冷结构，Mo含量的上限优选为0.5质量％，更优选为0.3质量％。
<B含量：0.001质量％或更小(不包括0质量％)>
硼(B)与N形成氮化物，从而使得N变成无害。当B以固体溶液存在时，可以抑制淬火/回火之后在先前的奥氏体晶界处的断裂。为了表现出这些优势，B含量优选为0.0003质量％或更大。但是，过量的硼会形成粗大的硼碳化物，从而损害钢的性质。B是显著增加淬火性质的元素，如果过量加入，轧制钢经常会含有过冷结构。因此，为抑制过冷，B含量的上限优选设定为0.001质量％，更优选设定为0.0008质量％。
本发明并没有限制制备条件。根据本发明的用于弹簧的钢可以例如是由铸锭或钢材经轧制形成的轧制钢所获得的钢材。为增加钢中构成含Fe析出物的Fe的比例以及降低过冷结构，此处的热处理优选以下列方式进行，从而使得钢的结构调节为所规定的结构。
当进行热轧时，为减少过冷结构，建议在热轧并且以20℃/秒或更小的平均冷却速率冷却至650℃之后，将钢丝的温度调整为900℃～1050℃。平均冷却速率超过20℃/秒时，具有上述规定组成的钢材通常会导致过冷结构。为进一步降低过冷结构，平均冷却速率更优选设定为10℃/秒或更小。但是，过低的冷却速率会导致基体的粗大晶粒，并且导致表面层脱碳，从而损害弹簧制备的生产率。因此，平均冷却速率优选为2℃/秒或更大。使用该冷却速率冷却到650℃。如果冷却以上述规定冷却速率降低到低于650℃的温度，则不会获得含Fe析出物如渗碳体以及诸如含(Ti、V、Nb)析出物之类的析出物。
以上述规定的冷却速率冷却到650℃之后，优选控制冷却，以控制析出物。具体地，钢优选保持在650℃或更低并且580℃或更高的温度下。主要包括渗碳体(M3C，其中M为Fe和合金元素)的析出物在热轧后的冷却过程中趋向于在650℃～580℃温度下析出。在含上述规定组成的本发明钢中，析出物沉积缓慢，并且钢优选在650℃～580℃温度下保持100秒或更长时间，以确保析出物的沉积。为增加析出物，钢更优选在这样的温度下保持120秒或更长，更优选保持600秒或更长。
在所述温度下的保持时间会影响到合金元素在钢中的含Fe析出物中的组成比例。当钢在上述规定温度下保持过长时间时，会降低钢中含Fe析出物的Fe的比例。此外，过长的保持时间会导致合金析出物如M7C3(其中，M为Fe以及除渗碳体外的各种合金元素)的沉积，这些合金析出物会损害钢的性质。在所述温度下的保持时间优选为1200秒或更少，更优选为少于1000秒。
如果含有Ti、V和Nb，则为了允许Ti、V和Nb的析出物在上述规定温度下以MX(其中M为Ti、V或Nb；而X为C或N)存在，则保持时间优选设定为600秒或更长。但是，过长的保持时间会降低如上所述的渗碳体中的Fe比例，因此在该温度下保持时间优选为1200秒或更少。
热轧工艺中的冷却控制作为一个实例在上面描述。但是，通过加热钢和进行相同的冷却控制以代替热轧工艺中的冷却控制可以获得同样的优点。
热轧工艺中薄板坯(billet)的加热和精轧可以根据常规步骤进行。例如，在1100℃或更高并且1250℃或更低下加热薄板坯进行热轧，然后在900℃或更低温度下进行精轧。
由于根据本发明的用于弹簧的钢在预加工工艺中表现出优异的冷加工性，具有以1900MPa或更大拉伸强度计的高强度以及即使在淬火/回火之后也表现出稳定的性能，因此它们有利于制备在通常的汽车和工业机器领域中使用的弹簧。它们优选用于制备复原机械装置中使用的弹簧，比如悬挂系统中的悬簧、汽车发电机的阀门弹簧、离合弹簧和制动弹簧。
本发明人将参考几个实施例进行更详细的说明。注意，下面只是一些实施例，本发明并不是限制于下列这些实施例，在不背离本发明教导和范围的情况下，本发明可以进行各种改变和改进。
实施例
通过铸锭和进行热轧，制备一系列具有表1所示组成的钢。在热轧中，薄板坯在加热炉中于1150℃或更高以及1250℃或更低下加热，并且在约1100℃精轧温度下精轧成13～14mm的直径。热轧之后，钢丝的温度用水冷却控制为950～1050℃，钢丝放置在传送带上并且在控制下冷却，其中钢丝在表2条件下冷却为650℃，然后保持在650℃或更低以及580℃或更高的温度下。所得钢丝(轧制钢)的沉析物和结构以下列方式评价。
表2
[沉析物/结构评价]
作为用于评价沉析物和结构的样品，在热轧钢丝卷的纵向方向的中心部分上采样取出两个环形物。
为评价沉析物，通过电解提取收集钢中的沉析物。起初，样品进行湿切割和表面-机械加工，由此形成用于评价析出物的圆柱形样品，该样品直径为8mm，长度为20mm。样品浸渍在电解液(10％AA电解液)中，在100mA下通电5小时，从而将基体中的金属Fe电解，钢中存在的沉析物使用购买自Advantech Toyo Kaisha，Ltd.的0.1μm目的膜过滤器收集作为来自电解液的残余物。
所收集沉析物的种类通过使用X-射线衍射和ICP发射光谱分析的元素分析加以确定。所述X-射线衍射使用购买自Rigaku Corporation的RINT1500X-射线衍射仪以及使用Cu作为靶子进行，其扫描速率为2°/min，取样宽度为0.02°，以2θ计的测量范围为10°～90°。
测定元素分析所收集的残余物(沉析物)的Fe含量wFe(g)以及电解前后的样品质量变化ΔW(g)。然后，构成沉析物的Fe含量(质量％)Wp(Fe)根据下列等式计算确定：Wp(Fe)＝wFe/ΔW×100。在本实施例中，由环形样品中制备出三个或更多个用于评价析出物的样品，测量这些参变量，并确定所得Wp(Fe)的平均值。
对于含Ti、V、和/或Nb的样品，沉析物在电抽提之后作为残余物收集，并且以上述相同方式测定构成沉析物的Fe含量Wp(Fe)(质量％)，以及构成沉析物的Ti、V、和/Nb的总量Wp(M)(质量％)。
作为结构评价，使用SEM/EBSP(电子背部散射图案)技术测定晶粒的大小分布。更具体地说，环形样品湿切割形成长10mm样品，所得样品作为用于结构评价的样品。作为用于EBSP测定的样品，所得样品进行湿抛光、打磨和化学抛光，从而制备出具有最小应变和抛光所导致的不均匀性的样品。进行抛光工艺，以使能够观察到在钢丝轧制方向的直径表面的中心部分。EBSP在所得样品的钢丝直径的中性部分上进行。对于每个钢丝为60000μm2或更大的总测量面积(三个或更多个样品的总测量面积)，以0.5μm或更小的测量步长进行测定。测定之后，分析晶体的取向。为了更高的分析可靠性，使用平均置信指数(CI)为0.3或更大的数据，并且在分析中使用CI为0.1或更大的数据点。作为bcc-Fe的晶体取向分析结果，获得被取向角差值为15°或更大的边界所包围的区域作为分析结果的“晶粒”(边界图)。分析结果的实例在图1示出。
图1所示的边界图使用图像分析软件“Image-Pro”进行分析，并且测定晶粒的尺寸。更具体地说，边界图中被边界包围的区域(晶粒)的面积使用Image-Pro测定。其次，具有与晶粒相同面积的圆的直径通过近似计算测定，这些直径假定为晶粒的晶粒直径。
在结构评价中，从环形样品中制备出三个或更多个用于结构评定的样品，然后进行评价，并且测定每种钢的平均晶粒大小Dave和最大晶粒大小Dmax。所得结果在表3示出。
表3
Figure C20061005970900181
在M3C和M7C3中，M表示Fe和/或合金元素。在MX和M2X中，M表示Ti、V、和/或Nb；而X表示C和/或N。
接着，每150kg的热轧钢丝卷进行牵拉和修整。具体地，所得热轧钢丝进行酸洗，以除去鳞状物，在钢的表面上形成作为润滑涂层的磷酸锌膜，钢再以根据牵拉前后钢丝直径计算为14.7％～21.7％的总断面收缩率进行牵拉，然后进行修整，由此产生直径为11.5～12.5mm的牵拉钢丝。牵拉是在70m/min的牵拉速率下进行的。冷加工性根据在冷加工工艺中(牵拉和修整)是否存在破裂进行评价。
牵拉钢丝然后使用电炉或诱导加热炉进行淬火/回火。调节此处的条件(淬火中的加热温度和回火中的加热温度)，使得回火之后的拉伸强度在1900～2200MPa范围内。淬火/回火之后的牵拉钢进行如下的拉伸测试。
[拉伸测试]
每50个切割自淬火/回火之后的钢的400mm切片用作拉伸测试的样品。在拉伸测试中，拉伸强度和断面收缩率采用150mm的夹盘间隔以及10mm/min的十字头速率进行测定。每种钢的50个样品都进行拉伸测试，并且基于最小拉伸强度和断面收缩率评价质量的稳定性。具体地，最小拉伸强度为1900MPa或更大且最小断面收缩率为20％或更大的样品被评价为具有优异的质量稳定性，而最小拉伸强度为1900Ma或更大且最小断面收缩率为30％或更大的样品被评定为具有更优异的质量稳定性。
这些结果在表4中示出。
表4
Figure C20061005970900201
注：表中“yes”表示“是”，“no”表示“不是”。
表1～4示出了下列情况。此处下面的数字是表1～4中的样品编号。满足本发明规定要求的样品编号1，2，5，6，8～12，14～16，和19～24在冷加工过程中都没有导致破裂，并且在淬火/回火之后表现出没有变差的稳定性能。
相反，没有满足本发明要求的样品在冷加工过程中破裂，如果没有导致破裂，则在淬火/回火之后表现为性能变差。具体地，组成没有满足本发明要求的样品编号27～42(钢编号A15～A27)不能抑制过冷所导致的破裂或不能控制析出物并且表现出较差的延性。其中，样品编号27没有足够的强度，而样品编号29和31具有差的延性并且不能确保足够的弹簧抗疲劳性。样品编号33具有较低的断面收缩率，并且所得产品会在早期出现断裂。
样品编号3，4，7，13，17，18，25和26使用组成满足要求但没有在所推荐条件下进行冷却调控的钢，因此这些样品表现出过冷和/或变差的性质。
其中，样品编号4，7，17和25具有较低的断面收缩率，并且所得产品在早期断裂。
图2所示为在上述实验实施例中所获得的拉伸强度和断面收缩率之间的关系。图2示出，每一个根据本发明的用于弹簧的钢即使在淬火/回火之后也都表现出高的拉伸强度和高的断面收缩率，这表明这些钢都具有高的稳定质量。
尽管本发明已经参考目前所认为的优选实施方案进行了描述，但是应当理解为本发明并不是限制于这些公开的实施方案。相反，本发明将涵盖在所附权利要求的精神和范围内各种改进和等价配置。下列权利要求的范围应给予最宽解释，以使包括所有的这些改进以及等价结构和功能。

Claims (7)

1.一种用于高强度弹簧的钢，所述的钢具有优异冷加工性和质量稳定性，其包括：
0.35～0.65质量％的C，
1.4～2.5质量％的Si，
0.1～1.0质量％的Mn，
2.0质量％或更低(不包括0质量％)的Cr，
1.0质量％或更低(不包括0质量％)的Ni，
1.0质量％或更低(不包括0质量％)的Cu，
0.020质量％或更低(不包括0质量％)的P，
0.020质量％或更低(不包括0质量％)的S，
0.006质量％或更低(不包括0质量％)的N，以及
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Al，
余量为铁和不可避免的杂质，
其中，Wp(Fe)和W(C)满足下列条件：Wp(Fe)＞5×W(C)，式中Wp(Fe)是构成钢中含铁析出物的Fe含量(质量％)；而W(C)是钢的碳含量(质量％)。
2.如权利要求1所述的用于高强度弹簧的钢，其中在金相组织中的bcc-Fe晶粒具有20μm或更小的平均晶粒大小Dave以及80μm或更小的最大晶粒大小Dmax。
3.如权利要求1所述的用于高强度弹簧的钢，进一步包括选自下组中的至少一种；
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Ti，
0.3质量％或更低(不包括0质量％)的V，以及
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Nb，
其中，Wp(M)和W(M)满足下列条件：Wp(M)＞0.5×W(M)，式中Wp(M)是构成钢中含(Ti、V、Nb)析出物的Ti、V和Nb的总含量(质量％)；而W(M)是钢的Ti、V和Nb的总含量(质量％)。
4.如权利要求2所述的用于高强度弹簧的钢，进一步包括选自下组中的至少一种；
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Ti，
0.3质量％或更低(不包括0质量％)的V，以及
0.1质量％或更低(不包括0质量％)的Nb，
其中，Wp(M)和W(M)满足下列条件：Wp(M)＞0.5×W(M)，式中Wp(M)是构成钢中含(Ti、V、Nb)析出物的Ti、V和Nb的总含量(质量％)；而W(M)是钢的Ti、V和Nb的总含量(质量％)。
5.如权利要求1所述的用于高强度弹簧的钢，进一步包含下组中的至少一种：0.5质量％或更低(不包括0质量％)的Mo；以及0.001质量％或更低(不包括0质量％)的B。
6.如权利要求2所述的用于高强度弹簧的钢，进一步包含下组中的至少一种：0.5质量％或更低(不包括0质量％)的Mo；以及0.001质量％或更低(不包括0质量％)的B。
7.如权利要求3所述的用于高强度弹簧的钢，进一步包含下组中的至少一种：0.5质量％或更低(不包括0质量％)的Mo；以及0.001质量％或更低(不包括0质量％)的B。
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