CN101400818B - 弹簧钢、使用该钢的弹簧制造方法和由该钢制造的弹簧 - Google Patents

弹簧钢、使用该钢的弹簧制造方法和由该钢制造的弹簧 Download PDF

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Abstract

一种弹簧钢，其具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，所述弹簧钢具有下列以重量百分比计的组成：C＝0.45-0.70％，Si＝1.65-2.50％，Mn＝0.20-0.75％，Cr＝0.60-2％，Ni＝0.15-1％，Mo＝痕量-1％，V＝0.003-0.8％，Cu＝0.10-1％，Ti＝0.020-0.2％，Nb＝痕量-0.2％，Al＝0.002-0.050％，P＝痕量-0.015％，S＝痕量-0.015％，O＝痕量-0.0020％，N＝0.0020-0.0110％，余量是铁以及由炼钢工艺所产生的杂质，其中根据下式计算的碳当量Ceq含量在0.80和1.00％之间：Ceq％＝[C％]+0.12[Si％]+0.17[Mn％]-0.1[Ni％]+0.13[Cr％]-0.24[V％]，并且所述弹簧钢在淬火和回火之后的硬度大于或等于55HRC。

Description

弹簧钢、使用该钢的弹簧制造方法和由该钢制造的弹簧
本发明涉及炼钢，更具体地，涉及弹簧钢的领域。
通常，当增加的疲劳应力被施加给弹簧时，弹簧需要持续增加的硬度和抗拉强度。因此，在弹簧制造过程中产生的缺陷比如夹杂物或表面缺陷上开始断裂的敏感性增加，并且抗疲劳性趋向于变得有限。其次，在高度腐蚀环境中使用的弹簧比如悬簧必须至少具有在腐蚀条件下相等并且优选更好的疲劳性能，因为它们使用具有更高硬度和抗拉强度的钢。因此，在空气中的疲劳循环中，这种弹簧趋向于在缺陷上立即断裂，而在腐蚀介质中的疲劳循环中，这种弹簧趋向于在缺陷上更迟断裂。尤其是，对于在腐蚀条件下的疲劳，缺陷可能开始于腐蚀斑点。而且，已知的事实是当弹簧硬度增加时，在腐蚀斑点上、在弹簧成卷过程中，在制造工艺的其它步骤中可能产生的弹簧表面缺陷上，或者在非-金属夹杂物中的应力集中效应变得更加严重，随着所施加应力的增加，更难于提高在腐蚀条件下的疲劳寿命或将它保持在相等的水平。
根据现有技术，文件FR-A-2740476和JP-3474373B描述了具有良好的耐氢脆性和良好的抗疲劳性的弹簧钢种，其中含有元素钛、铌、锆、钽或铪中的至少一种的碳氮硫化物的夹杂物被控制成具有直径小于5μm的较低平均尺寸，并且是很多的(在切割断面上为10,000以上)。
然而，在根据工业弹簧制造工艺的淬火和回火之后，这种类型的钢导致下列硬度水平：只有50HRC或略高，其对应1700MPa或略高的抗拉强度，而不大于1900MPa，其对应53.5HRC的硬度。由于这种中等的硬度水平，这种钢只具有中等的减退抗力，因此具有更高抗拉强度的钢被要求提高减退抗力。因此，这种钢并不确保在下列性能之间的优异折衷：高于2100MPa的高抵抗性；高于55HRC的硬度；在空气中的高抗疲劳性；以及在腐蚀条件下至少与弹簧所需相等，否则更高的抗疲劳性。
本发明的目的是提出的手段为相比于已知的钢，同时增加弹簧的硬度和抗拉强度，增加在空气中的疲劳性能，使在腐蚀条件下的抗疲劳性至少相等，否则更高，提高弹簧的减退抗力并且降低对在弹簧成卷过程中可能产生的表面缺陷的敏感性。
考虑到这一点，本发明的目的是具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力的弹簧钢，所述弹簧钢具有下列以重量百分比计的组成：
C＝0.45-0.70％
Si＝1.65-2.50％
Mn＝0.20-0.75％
Cr＝0.60-2％
Ni＝0.15-1％
Mo＝痕量-1％
V＝0.003-0.8％
Cu＝0.10-1％
Ti＝0.020-0.2％
Nb＝痕量-0.2％
Al＝0.002-0.050％
P＝痕量-0.015％
S＝痕量-0.015％
O＝痕量-0.0020％
N＝0.0020-0.0110％
余量是铁和炼钢过程所产生的杂质，其中根据下式计算的碳当量Ceq含量在0.80和1.00％之间：
Ceq％＝[C％]+0.12[Si％]+0.17[Mn％]-0.1[Ni％]+0.13[Cr％]-0.24[V％]
并且在淬火和回火之后，所述弹簧钢的硬度大于或等于55HRC。
在离杆或线材、棒或弹簧的表面区域1.5±0.5mm处，对断面的100mm2的表面区域所观察到的钛的氮化物或碳氮化物的最大尺寸优选小于或等于20μm，所述尺寸是被当作正方形的夹杂物的表面积的平方根。
优选地，钢的组成为：
C＝0.45-0.65％
Si＝1.65-2.20％
Mn＝0.20-0.65％
Cr＝0.80-1.7％
Ni＝0.15-0.80％
Mo＝痕量-0.80％
V＝0.003-0.5％
Cu＝0.10-0.90％
Ti＝0.020-0.15％
Nb＝痕量-0.15％
Al＝0.002-0.050％
P＝痕量-0.010％
S＝痕量-0.010％
O＝痕量-0.0020％
N＝0.0020-0.0110％
余量为铁和炼钢过程所产生的杂质。
本发明的另一个目的是一种用于弹簧钢的制造方法，所述弹簧钢具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，根据该方法，在转炉或电炉中制造钢液，调节其组成，将它浇铸成初轧坯或连续流钢坯或钢锭，让它们冷却至室温；将它们轧制成杆、线材或棒并且转变为弹簧，所述方法的特征在于：
-所述钢是前述类型的钢；
-在它们变为固体之后，初轧坯、钢坯或钢锭在1450-1300℃之间具有0.3℃/s的最低平均冷却速率；
-在一个或两个再热和轧制循环中，将初轧坯、钢坯或钢锭在1200-800℃之间轧制；
-以及，将杆、线材或棒或由这些这些杆、线材或棒制成的弹簧在850-1000℃之间奥氏体化，之后进行水淬火、聚合物淬火或油淬火，并且在300-550℃回火，以提供硬度大于或等于55HRC的钢。
本发明的另一个目的是由这样的钢制成的弹簧，以及由上述方法获得的钢制弹簧。
以出人预料的方式，本发明人实现了具有下列特性的钢：前述夹杂物组成和形貌被确保，在特定条件进行炼钢、浇铸、轧制、淬火和回火之后，硬度大于55HRC，同时在对空气中的疲劳和在腐蚀条件下的疲劳的高耐久性水平、高的循环减退抗力，以及对弹簧制造过程中引起的表面缺陷的低敏感性之间保证优异的折衷。
通过参考下列附图阅读下列说明，将更好地理解本发明。
-图1，显示了根据本发明的钢和参考钢的硬度和循环减退试验的结果；
-图2，显示了根据本发明的钢和参考钢在空气中的疲劳试验的结果与钢硬度的关系；
-图3，显示了根据本发明的钢和参考钢的夏氏冲击试验的结果与钢硬度的关系；和
-图4，显示了根据本发明的钢和参考钢在腐蚀条件下的疲劳试验的结果与钢硬度的关系。
根据本发明的钢组成必须满足下列条件。
碳含量必须在0.45％和0.7％之间。在淬火和回火之后，碳增加了钢的抗拉强度和硬度。如果碳含量小于0.45％，则在通常用于制造弹簧的温度范围内，淬火和回火处理都不导致在本发明中所述的钢的高强度和硬度。其次，如果碳含量超过0.7％，优选超过0.65％，则与铬、钼和钒结合的粗大并且非常硬的碳化物可能在淬火之前进行的奥氏体化过程中保持不溶，并且可能显著地影响在空气中的疲劳寿命、在腐蚀条件下的抗疲劳性，以及韧性。因此，必须避免碳含量高于0.7％。优选地，它应当不超过0.65％。
硅含量在1.65％和2.5％之间。硅是通过以固溶体形式存在而保证高水平的强度和硬度以及高的碳当量值Ceq和减退抗力的重要元素。为了具有根据本发明的钢的抗拉强度和硬度值，硅含量必须不小于1.65％。而且，硅至少部分地有助于钢脱氧。如果该含量超过2.5％，优选超过2.2％，则通过热力学反应，钢的氧含量可以大于0.0020％，优选0.0025％。这涉及到有害于空气中抗疲劳性的各种组成的氧化物的形成。而且，对于大于2.5％的硅含量，各种结合的元素比如锰、铬等可能在浇铸后的凝固过程中偏析。这种偏析对于在空气中的疲劳性能以及在腐蚀条件下的抗疲劳性是非常有害的。最后，对于大于2.5％的硅含量，在弹簧的杆或线材的表面上的脱碳对于弹簧的使用性能变得太高。这就是硅含量必须不超过2.5％，并且优选不超过2.2％的原因。
锰含量在0.20％和0.75％之间。在与痕量至0.015％的水平的残留硫结合中，锰含量必须比硫含量高至少10倍，以避免对钢轧制非常有害的硫化铁的形成。因此，0.20％的最低锰含量是需要的。而且，锰有助于钢以及镍、铬、钼和钒的淬火过程中的固溶体硬化，从而提供在本发明中描述的钢的高抗拉强度和硬度值，以及碳当量Ceq值。，与硅结合的大于0.75％，优选大于0.65％的锰含量可能在炼钢和浇铸后的凝固阶段中偏析。这些偏析对于钢的使用性能和均匀性是有害的。这就是锰含量必须不超过0.75％，并且优选不超过0.65％的原因。
铬含量必须在0.60％和2％之间，并且优选在0.80％和1.70％之间。添加铬以在奥氏体化、淬火和回火之后以固溶体形式，获得高的抗拉强度和硬度值，并且有助于获得碳当量Ceq值，而且增加在腐蚀条件下的抗疲劳性。为了确保这些性能，铬含量必须至少为0.60％，并且优选至少为0.80％。高于2％，优选高于1.7％的特定的粗大、非常硬的碳化物，与钒和钼结合，可能在淬火前的奥氏体化处理之后残留。这些碳化物极大地影响在空气中的抗疲劳性。这就是铬含量必须不超过2％的原因。
镍含量在0.15％和1％之间。添加镍以在淬火和回火之后增加钢的淬硬性，以及抗拉强度和硬度。由于它不形成碳化物，因此就像铬、钼和钒一样，镍有助于钢的硬化，而不形成特定的粗大、硬质的碳化物，所述碳化物在淬火之前的奥氏体化过程中不溶解，并且可能对空气中的抗疲劳性是有害的。还意味着根据需要在根据本发明的钢中可以将碳当量调节在0.8％和1％之间。作为不可氧化的元素，镍提高在腐蚀条件下的抗疲劳性。为了确保这些作用是显著的，镍含量必须不低于0.15％。相反，高于1％，优选高于0.80％的镍可能导致过高的残余奥氏体含量，而奥氏体的存在对于在腐蚀条件下的抗疲劳性是非常有害的。而且，高的镍水平显著增加钢的成本。由于所有这些原因，镍含量必须不超过1％，优选不超过0.80％。
钼含量必须在痕量和1％之间。对于铬，钼增加钢的淬硬性以及强度。而且，它具有低的氧化电位。由于这两种原因，钼对于在空气中以及在腐蚀条件下的抗疲劳性是有利的。但是对于高于1％、优选高于0.80％的含量，在淬火之前的奥氏体化之后，可能残留粗大的非常硬的碳化钼，该碳化钼任选与钒和铬结合。这些特殊的碳化物对于在空气中的抗疲劳性是非常有害的。最后，添加多于1％的钼使钢的成本不必要地增加。这是钼含量必须不超过1％、优选不超过0.80％的原因。
钒含量必须在0.003％和0.8％之间。钒是在淬火和回火之后增加淬硬性、抗拉强度和硬度的元素。而且，钒与氮结合，形成大量微细的亚微观的钒或钒和钛的氮化物，这些氮化物使晶粒细化，并且通过结构的硬化增加抗拉强度和硬度水平。为了获得使晶粒细化的亚微观的钒或钒和钛的氮化物的形成，钒必须以0.003％的最低含量存在。但是这种元素是昂贵的，如果在炼钢成本和晶粒细化之间寻求折衷，则它必须被保持在这种下限。钒必须不超过0.8％，并且优选不超过0.5％，因为超过这个值，粗大、非常硬的含钒碳化物与铬和钼结合的析出物可能在淬火之前的奥氏体化过程中保持不溶解。这可能对于在空气中的抗疲劳性，根据本发明的钢中的高的强度和硬度值是非常不利的。此外，添加多于0.8％的钒不必要地增加钢的成本。
铜含量必须在0.10％和1％之间。铜是在淬火和回火处理之后处于固溶体中时使钢硬化的元素。因此，它可以与有助于增加钢的强度和硬度的其它元素一起添加。由于它不与碳结合，因此它在不形成对空气中的抗疲劳性有害的粗大硬质碳化物的情况下使钢硬化。出于电化学观点，它的钝化电位高于铁的钝化电位，因此，它有利于钢在腐蚀条件下的抗疲劳性。为了保证这些作用是显著的，铜含量必须不低于0.10％。相反，在大于1％、优选大于0.90％的含量，铜具有对热轧过程中的性能非常有害的影响。这是铜含量必须不超过1％，并且优选不超过0.90％的原因。
钛含量必须在0.020％和0.2％之间。添加钛以与氮结合，优选还与碳和/或钒结合，形成在淬火之前的奥氏体化过程中使奥氏体晶粒细化的微细的亚微观氮化物或碳氮化物。因此，它增加了钢中的晶界的表面积，因而降低了在晶界上偏析的不可避免的杂质比如磷的量。如果它们以每单位表面积的高浓度存在于晶界上，则这样的晶粒间偏析对于韧性和在空气中的抗疲劳性是非常有害的。而且，钛与碳和氮结合，优选与钒和铌结合，导致形成其它细氮化物和碳氮化物，其对一些元素比如在腐蚀反应中形成的氢产生不可逆的捕获作用，这可能对于在腐蚀条件下的抗疲劳性是极端有害的。为了良好的效率，钛含量必须不低于0.020％。相反，高于0.2％，优选高于0.15％的钛可能导致对于空气中的抗疲劳性非常有害的粗大、硬质碳氮化物的形成。后者的作用对于在根据本发明的钢中的高水平的抗拉强度和硬度还是更有害的。由于这些原因，钛含量必须不超过0.2％，并且优选不超过0.15％。
铌含量必须在痕量和0.2％之间。添加铌以与碳和氮结合，形成氮化物和/或碳化物和/或碳氮化物的极细的亚微观析出物，所述析出物在淬火之前的奥氏体化过程中使奥氏体晶粒细化，尤其是当铝含量低(例如，0.002％)时。因此，铌增加了在钢中的晶界的表面积，并且对由不可避免的杂质比如磷所致的晶界的脆性贡献与钛相同的有利作用，所述杂质的作用对韧性和在腐蚀条件下的抗疲劳性是非常有害的。而且，铌的氮化物或碳氮化物的极细析出物通过结构硬化有助于钢的硬化。然而，铌含量必须不超过0.2％，优选不超过0.15％，使得氮化物或碳氮化物保持非常细小，以确保奥氏体晶粒细化，并且避免在热轧过程中形成裂纹或裂缝。由于这些原因，铌含量必须不超过0.2％，优选不超过0.15％。
铝含量必须在0.002％和0.050％之间。在根据本发明的钢中，可以添加铝，以完善钢的脱氧，并且获得可能最低的氧含量，确实小于0.0020％。而且，铝与氮结合有助于通过形成亚微观氮化物而使晶粒细化。为了保证这两种功能，铝含量必须不低于0.002％。相反，超过0.05％的铝含量可能导致大而分离的夹杂物的存在或铝酸盐，所述铝酸盐更细，但是坚硬带角，处于细条状，它们对于钢在空气中的疲劳寿命以及清洁度是有害的。这是铝含量必须不超过0.05％的原因。
磷含量必须在痕量和0.015％之间。磷在钢中是不可避免的杂质。在淬火和回火处理过程中，它与元素比如铬或锰共偏析在之前的奥氏体晶界内。结果是降低在晶界内的内聚力和晶粒间的脆性，其对于在空气中的抗疲劳性是非常有害的。这些作用对在根据本发明的钢中需要的高抗拉强度和硬度更加有害。为了同时获得高的弹簧钢抗拉强度和硬度以及在空气中和在腐蚀条件下良好的抗疲劳性，磷含量必须尽可能低，并且必须不超过0.015％，优选不超过0.010％。
硫含量在痕量和0.015％之间。硫在钢中是不可避免的杂质。其含量必须尽可能低，在痕量和0.015％之间，并且优选至多为0.010％。因此，为了在根据本发明的钢中的高的强度和硬度值，我们希望避免对腐蚀条件下的抗疲劳性和空气中的抗疲劳性不利的硫化物的存在。
氧含量必须在痕量和0.0020％之间。氧在钢中也是不可避免的杂质。氧与脱氧元素结合可以导致分离的粗大、非常硬、带角夹杂物的出现，或导致更细但处于细条状的夹杂物，这些夹杂物对在空气中的抗疲劳性是非常有害的。这些作用对根据本发明的钢的高抗拉强度和硬度更加有害。由于这些原因，为了在根据本发明的钢中确保在高的抗拉强度和硬度以及在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性之间的良好折衷，氧含量必须不超过0.0020％。
氮含量必须在0.0020％和0.0110％之间。必须将氮控制在这个范围内，以与钛、铌、铝或钒结合，形成足量的使晶粒细化的很细的亚微观氮化物、碳化物或碳氮化物。因此，为了这么做，最低氮含量必须为0.0020％。其含量必须不超过0.0110％，以避免形成在离用于制造弹簧的杆或线材的表面1.5mm±0.5mm处观察的大于20μm的粗大、硬质的钛的氮化物或碳氮化物。该位置是对于弹簧的疲劳负荷最严重的位置。已知的事实是当这些夹杂物存在时，在关于空气中的疲劳的试验过程中，这些弹簧在正好位于所提及的弹簧表面区域内的这种大夹杂物的位置上断裂，的确，这样大的氮化物或碳氮化物对于在空气中的抗疲劳性、对于根据本发明的钢的高强度和硬度值是非常不利的。
为了估计钛的氮化物和碳氮化物的尺寸，本发明人将夹杂物当作正方形，并且我们认为它们的尺寸等于它们的表面积的平方根。
现在，将描述根据本发明的弹簧的制造方法。
遵照本发明的非限制性炼钢方法如下。在转炉或在电炉中制造钢液，然后进行其中添加合金元素并且进行脱氧的钢包冶金处理，以及通常所有二次冶金操作，其提供具有根据本发明的组成的钢，并且避免形成元素比如钛和/或铌和/或钒的硫化物或“碳氮硫化物”复合物。为了避免在炼钢过程中形成这样的粗大析出物，本发明人意外地发现各种元素的含量，尤其是钛、氮、钒和硫的含量必须被仔细地控制在前述界限内。在刚描述的过程之后，将钢以初轧坯或钢坯的形式浇铸或浇铸成钢锭。但是为了在这些产物凝固之中和之后，完全避免形成或尽可能地避免形成粗大的钛的氮化物或碳氮化物，我们发现必须在1450-1300℃之间将这些产物(初轧坯、钢坯或钢锭)的平均冷却速率控制为0.3℃/s或更高。当我们在凝固和冷却阶段过程中以这些条件操作时，我们出乎预料地观察到，在弹簧上观察到的最粗大的钛的氮化物或碳氮化物的尺寸总是小于20μm。以下将论述这些钛析出物的位置和大小。
当它们返回到室温时，在单个或两个加热和轧制处理中，将具有根据本发明的精确组成的产物(初轧坯、钢坯或钢锭)紧接着进行预热并且在1200-800℃之间轧制成线材或杆的形状。为了获得本发明所规定的钢的性能，在850-1000C的温度范围的奥氏体化之后，将杆、线材、棒、乃至由这些杆或线材所制造的弹簧紧接着进行水淬火处理、聚合物淬火或油淬火，以获得细奥氏体晶粒，其中没有在ASTM晶粒大小等级上比9更粗大的晶粒。这种淬火处理之后是具体在300-550℃之间进行的回火处理，这提供了钢所需要的高水平的抗拉强度和硬度，并且首先避免了在回火过程中导致的脆性的微观结构，其次避免了过高的残余奥氏体。我们发现，在回火过程中的脆性和过高水平的残余奥氏体对于根据本发明的钢在腐蚀条件下的抗疲劳性是极端有害的。在由没有进行热处理的杆或由这些杆制成的线材或棒制造弹簧的情况下，必须将弹簧本身在上述条件下进行上述处理(淬火和回火)。在使用冷成型制造弹簧的情况下，可以在制造弹簧之前对杆、由这些杆制成的线材或棒进行这些热处理。
熟知的是，弹簧的硬度不仅取决于其组成，而且取决于其所经受的淬火温度。必须理解，对于本发明的所有组成，都能够在提供55HRC的最低目标硬度的300-550℃的工业范围内找到淬火温度。
由于氮化物和碳氮化物非常硬，因此在钢转变步骤中，前述限定的它们的尺寸根本不变化。因此，是否对在将用于制造弹簧的中间产品(杆、线材或棒)或对弹簧本身进行测量是不重要的。
通过添加微合金化元素、降低残余元素以及控制钢的分析和制造路线，本发明提供这样的弹簧钢，该弹簧钢可以结合：相对于现有技术得到提高的高硬度和抗拉强度以及提高的在空气中的疲劳性能和减退抗力、在腐蚀条件下与用于此用途的已知钢至少相等，乃至更好的疲劳性能，以及对可能在弹簧制造过程中形成的表面缺陷所产生的应力集中的更低敏感性。
现在使用实施例和参考实施例说明本发明。表1显示根据本发明以及参考钢的钢组成。碳当量Ceq由下面的式给出：
Ceq＝[C]+0.12[Si]+0.17[Mn]-0.1[Ni]+0.13[Cr]-0.24[V]
其中[C]、[Si]、[Mn]、[Ni]、[Cr]和[V]表示各个元素的重量百分比含量。
  C   Si   Mn   Ni   Cr   V   Ti   Cu   Mo   Nb   P   S   Al   N   O   Ceq
 本发明的钢1 0.48 1.82 0.21 0.15 1.48 0.204 0.072 0.20 0.02 0 0.006 0.006 0.034 0.0051 0.0007 0.86
 本发明的钢2 0.58 1.79 0.22 0.15 0.98 0.216 0.073 0.20 0.03 0 0.006 0.008 0.032 0.0051 0.0007 0.89
 本发明的钢3 0.59 1.80 0.22 0.15 0.99 0.212 0.025 0.20 0.03 0.022 0.007 0.008 0.032 0.0066 0.0008 0.91
 本发明的钢4 0.48 2.10 0.21 0.70 1.50 0.152 0.069 0.51 0.03 0 0.005 0.005 0.032 0.0042 0.0008 0.86
 本发明的钢5 0.54 1.81 0.23 0.34 1.25 0.098 0.077 0.42 0.02 0 0.006 0.008 0.031 0.0041 0.0007 0.90
 参考钢1   0.60   1.73   0.88   0.08   0.20   0.154   0.002   0.19   0.03   0.020   0.010   0.019   0.002   0.0084   0.0010   0.94
 参考钢2   0.40   1.79   0.17   0.53   1.04   0.166   0.064   0.20   0.01   0   0.013   0.004   0.020   0.0034   0.0011   0.69
 参考钢3   0.48   1.45   0.89   0.11   0.47   0.136   0.002   0.19   0.02   0   0.011   0.013   0.003   0.0062   0.0010   0.82
                 表1：所测试的钢的化学组成(以％计)
表2显示根据本发明的钢和参考钢获得的硬度值与所使用的淬火温度的关系。
  淬火温度(℃)   HRC硬度   淬火温度(℃)   HRC硬度
  本发明的钢1   350   56.9   400   55.3
  本发明的钢2   350   58.5   400   57.1
  本发明的钢3   350   59.0   400   57.2
  本发明的钢4   350   56.7   400   55.6
  本发明的钢5   350   57.6   400   55.8
  参考钢1   350   57.9   400   55.1
  参考钢2   350   54.2   400   52.5
  参考钢3   350   54.8   400   51.3
       表2：硬度和抗拉强度与回火温度的关系
表3显示了如前面限定的钛的氮化物或碳氮化物的夹杂物的最大尺寸，所述最大尺寸是在离根据本发明的钢和参考钢的表面1.5mm处观察到的。我们还报道了各种钢的钛含量。
这种钛的氮化物或碳氮化物夹杂物的最大尺寸按如下测定。在来自给定钢铸件的杆或线材的断面上，在位于该杆或线材的表面下1.5mm±0.5mm的点检查100mm2的表面区域。观察之后，通过将夹杂物当作正方形并且认为这些夹杂物，包括具有最大表面积的夹杂物的各自尺寸等于表面积的平方根，确定具有最大表面积的钛的氮化物或碳氮化物夹杂物的尺寸。在用于弹簧的杆或线材的断面上观察所有的夹杂物，并且在100mm2的各个断面上进行所述观察。当在表面下1.5mm±0.5mm处，在100mm2上观察到的上述夹杂物的最大尺寸小于20μm时，钢铸件符合本发明。在根据本发明的钢和参考钢上获得的相应结果在表3给出。
至于参考试验1和3，它们的钛含量实际上为0，并且没有观察到氮化物和碳氮化物。
Ti(％)   在100mm2上观察到的最大氮化物或碳氮化物的尺寸(μm)
  本发明的钢1   0.072   11.8
  本发明的钢2   0.073   12.4
  本发明的钢3   0.025   13
  本发明的钢4   0.069   11.9
  本发明的钢5   0.077   14.1
  参考钢1   0.002   -
  参考钢2(第一实施例) 0.064 20.8
  参考钢2(第二实施例) 0.064 29
  参考钢3   0.002   -
表3：在离样品的表面1.5mm处最大的钛的氮化物或碳氮化物夹杂物的最大尺寸
在参考钢1和3的情况下，我们没有测量夹杂物的尺寸，因为它们的钛含量低，并且不符合本发明：结果已经不重要。
用于疲劳试验的样品取自杆，并且样品的最终直径为11mm。用于疲劳测试的样品的制备包括粗加工、奥氏体化、油淬火、回火、打磨和喷丸硬化处理。将这些样品在空气中进行扭转疲劳测试。所施加的剪切应力为856±494MPa并且计算在断裂之前的循环次数。如果样品没有断裂，则在2.106次循环之后停止试验。
用于在腐蚀条件下的疲劳试验的样品取自杆，并且样品的最终直径为11mm。用于疲劳测试的样品的制备包括粗加工、奥氏体化、油淬火、回火、打磨和喷丸硬化处理。将这些样品进行腐蚀条件下的疲劳测试，即，在与疲劳负荷的同时采用腐蚀。疲劳负荷是856±300MPa的剪切应力。所采用的腐蚀是两个交替阶段形式的循环腐蚀：
-1个阶段是湿阶段，其中在35℃将5％NaCl溶液喷射5分钟；
-1个阶段是没有喷射的干阶段，在35℃进行30分钟。
在断裂之前的循环次数被认为是在腐蚀条件下的疲劳寿命。
使用循环压缩试验，对圆柱形样品测定减退抗力。样品的直径为7mm，并且它们的高度为12mm。它们取自钢杆。
用于减退测试的样品的制备包括粗加工、奥氏体化、油淬火、回火和最后的细磨。在开始试验之前，使用具有1μm精度的比测器精确地测量样品的高度。施加预负荷，以模拟弹簧的预置，这种预置是2200MPa的压缩应力。
然后，施加疲劳负荷循环。这种应力为1270±730MPa。对高达1百万的多次循环，测量在样品中的高度损失。在试验结束时，通过精确测量相比于初始高度的残留高度，确定总的减退，当作为初始高度百分比的高度下降量更低时，减退抗力更好。
表4给出了根据本发明的钢和参考钢的疲劳试验、在腐蚀条件下的疲劳试验以及减退的结果。
HRC硬度   抗拉强度(MPa)   疲劳寿命(循环次数)   在腐蚀条件下的疲劳寿命(循环次数) 减退(％)
 本发明的钢1   56.7   2129   1742967   192034   0.025
 本发明的钢2   56.4   2106   ＞2000000   138112   0.01
 本发明的钢3   56.5   2118   ＞2000000   135562   0.015
 本发明的钢4   56.9   2148   ＞2000000   202327   0.025
 本发明的钢5   57.0   2156   ＞2000000   139809   0.025
 参考钢1   56.7   2131   514200   96672   0.03
 参考钢2   53.8   1898   217815   241011   0.10
 参考钢3   55.6   2062   301524   150875   0.075
表4：疲劳、在腐蚀条件下的疲劳和减退试验的结果
从这些表中，我们知道各种参考钢都是令人不满意的，具体是由于下列原因。
参考钢1尤其具有对于在空气中的抗疲劳性和对于在腐蚀条件下的抗疲劳性(content for fatigue)之间的良好折衷而言太高的硫含量。而且，其锰含量太高，从而导致对于钢的均匀性和在空气中的抗疲劳性有害的偏析。
参考钢2具有太低的碳含量和碳当量而不能确保高硬度。它的抗拉强度对于在空气中的良好抗疲劳性太低。
参考钢3尤其具有对于良好的减退抗力以及在空气中的良好抗疲劳性而言太低的硅含量。
本发明的钢的减退抗力高于参考钢的减退抗力，如图1所示，其中明显的是，根据上述的减退测量，对于本发明钢的最差例(本发明的钢1)，与参考钢的最佳例(参考钢1)相比，减退值低至少32％。
对于本发明的钢，在空气中的疲劳寿命明显比参考钢高。这是由于硬度增加的缘故，如图2所示，但是增加的硬度不足。事实上，一般而言，由于硬度的增加，具有高硬度的钢对缺陷比如夹杂物和表面缺陷更敏感。已知本发明防止这种大夹杂物的出现，因此，根据本发明的钢对于缺陷，尤其是粗大夹杂物比如钛的氮化物或碳氮化物较不敏感。如表3所示，在根据本发明的钢中发现的最大夹杂物没有超过14.1μm，而在参考钢2中发现了大于20μm的夹杂物。而且，对表面缺陷，比如在弹簧制造或使用本发明的钢的其它操作过程中引起的表面缺陷的较低敏感性可以通过对经过热处理并且硬度为55HRC或更高的本发明的钢和参考钢进行的强度试验进行说明，参见图3。在对本发明的钢的夏氏冲击试验过程(其中样品缺口模拟应力集中，如我们可以在弹簧的制造或其它操作过程中所产生的表面缺陷上发现的其它应力集中)中测量的值高于在参考钢上所测量的那些值。这表明根据本发明的钢对于在缺陷上的应力集中的敏感性比根据现有技术的参考钢低。
我们知道，增加的硬度降低在腐蚀条件下的抗疲劳性。因此，如图4所示，看来根据本发明的钢具有的优点在于，它们在腐蚀条件下的抗疲劳性比根据现有技术的参考钢的抗疲劳性更高，并且尤其是硬度大于55HRC。
因此，本发明提供更高的硬度，以及在大大增加的空气中疲劳寿命和减退抗力与在腐蚀条件下比根据现有技术的参考钢更好的疲劳寿命之间的良好折衷。而且，还获得了对可能的表面缺陷，尤其是在弹簧制造或其它操作的过程中所产生的表面缺陷的更低敏感性。

Claims (7)

1.一种弹簧钢，其具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，所述弹簧钢具有下列以重量百分比计的组成：
C＝0.45-0.70％
Si＝1.65-2.50％
Mn＝0.20-0.75％
Cr＝0.60-2％
Ni＝0.15-1％
Mo＝痕量-1％
V＝0.003-0.8％
Cu＝0.10-1％
Ti＝0.020-0.2％
Nb＝痕量-0.2％
Al＝0.002-0.050％
P＝痕量-0.015％
S＝痕量-0.015％
O＝痕量-0.0020％
N＝0.0020-0.0110％
余量是铁以及由炼钢工艺所产生的杂质，其中根据下式计算的碳当量Ceq含量在0.80和1.00％之间：
Ceq％＝[C％]+0.12[Si％]+0.17[Mn％]-0.1[Ni％]+0.13[Cr％]-0.24[V％]，
并且所述弹簧钢在淬火和回火之后的硬度大于或等于55HRC，
其中在弹簧钢的表面区域1.5±0.5mm处，对断面的100mm2的表面区域所观察到的钛的氮化物或碳氮化物的最大尺寸小于或等于20μm，所述尺寸是被当作正方形的夹杂物的表面积的平方根。
2.根据权利要求1所述的弹簧钢，其特征在于它的组成为：
C＝0.45-0.65％
Si＝1.65-2.20％
Mn＝0.20-0.65％
Cr＝0.80-1.7％
Ni＝0.15-0.80％
Mo＝痕量-0.80％
V＝0.003-0.5％
Cu＝0.10-0.90％
Ti＝0.020-0.15％
Nb＝痕量-0.15％
Al＝0.002-0.050％
P＝痕量-0.010％
S＝痕量-0.010％
O＝痕量-0.0020％
N＝0.0020-0.0110％
余量是铁以及由炼钢工艺所产生的杂质。
3.一种用于弹簧钢的制造方法，所述弹簧钢具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，根据所述方法，在转炉或电炉中制造钢液，调节其组成，将它浇铸成初轧坯或钢坯或钢锭的形式，让它们冷却至室温；将它们轧制成杆并且转变为弹簧，所述方法的特征在于：
-所述钢具有根据权利要求1或2所述的组成；
-在它们变为固体之后，所述初轧坯、钢坯或钢锭在1450-1300℃之间具有0.3℃/s的最低平均冷却速率；
-在一个或两个再热和轧制循环中，将所述初轧坯、钢坯或钢锭在1200-800℃之间轧制；
-以及，将杆或由其制成的弹簧在850-1000℃之间奥氏体化，之后进行水淬火、聚合物淬火或油淬火，并且在300-550℃回火，以提供硬度大于或等于55HRC的钢。
4.一种用于弹簧钢的制造方法，所述弹簧钢具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，根据所述方法，在转炉或电炉中制造钢液，调节其组成，将它浇铸成初轧坯或钢坯或钢锭的形式，让它们冷却至室温；将它们轧制成线材并且转变为弹簧，所述方法的特征在于：
-所述钢具有根据权利要求1或2所述的组成；
-在它们变为固体之后，所述初轧坯、钢坯或钢锭在1450-1300℃之间具有0.3℃/s的最低平均冷却速率；
-在一个或两个再热和轧制循环中，将所述初轧坯、钢坯或钢锭在1200-800℃之间轧制；
-以及，将线材或由其制成的弹簧在850-1000℃之间奥氏体化，之后进行水淬火、聚合物淬火或油淬火，并且在300-550℃回火，以提供硬度大于或等于55HRC的钢。
5.一种用于弹簧钢的制造方法，所述弹簧钢具有在空气中和在腐蚀条件下的高抗疲劳性并且具有高的循环减退抗力，根据所述方法，在转炉或电炉中制造钢液，调节其组成，将它浇铸成初轧坯或钢坯或钢锭的形式，让它们冷却至室温；将它们轧制成棒并且转变为弹簧，所述方法的特征在于：
-所述钢具有根据权利要求1或2所述的组成；
-在它们变为固体之后，所述初轧坯、钢坯或钢锭在1450-1300℃之间具有0.3℃/s的最低平均冷却速率；
-在一个或两个再热和轧制循环中，将所述初轧坯、钢坯或钢锭在1200-800℃之间轧制；
-以及，将棒或由其制成的弹簧在850-1000℃之间奥氏体化，之后进行水淬火、聚合物淬火或油淬火，并且在300-550℃回火，以提供硬度大于或等于55HRC的钢。
6.一种弹簧，其特征在于它是由根据权利要求1或2所述的钢制成的。
7.根据权利要求6的弹簧，其特征在于它是由通过根据权利要求3-5任一项所述的方法获得的钢制成的。
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