CN1039725C - 高强度、高韧性弹簧钢及其生产工艺 - Google Patents

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Abstract

本文公开了一种用于汽车悬架弹簧的低脱碳、高韧性弹簧钢。这种钢中，在没有减少C含量的情况下提高元素Si含量，抗下陷能力的效果达到最佳，结果是脱碳和韧性降低问题(由加入Si引起的)在生产弹簧钢的过程中得到解决。本发明弹簧钢包括(重量%)：0.5-0.7%C，1.0-3.5%Si，0.3-1.5%Mn，0.3-1.0%Cr，0.05-0.5%V和/或Nb，少于0.02%的P，少于0.02%的S，0.5-5.0%Ni和其他不可避免的杂质，剩余为Fe。

Description

高强度、高韧性弹簧钢及其生产工艺
本发明涉及一种用于悬架汽车的圈式和板式弹簧钢及其生产工艺，此种钢具有优越的机械性能及优越的弹性性能。特别是本发明涉及一种高强度、高韧性弹簧钢及其生产工艺，此工艺大大减少了为提高弹性性能而进行的热处理过程中形成的脱碳层，使得疲劳性能及抗下陷性能(抗变形性)有所提高。
最近，作为防止环境污染和大气气温升高的一种措施，涉及燃烧比率的环境计划正在全球范围内进行。因此，汽车工业已经做出努力来降低汽车的重量。在降低汽车重量中，汽车悬架弹簧是一个重要因素。悬架弹簧具有相当大的重量，因此它已经成为关注的目标。
如果悬架弹簧制得轻，此种弹簧必须具有高压力容量(stresscapacity)，高压力容量是通过疲劳强度及抗下陷能力的提高而获得的。如果疲劳强度低，估计疲劳寿命就短，导致弹簧过早断裂。如果抗下陷能力低，弹簧不能支撑车体，导致车体接触减震器。因此，为了克服这些问题，应该提高弹簧的抗下陷能力。
按照这种趋势，一种加Si的与SAE6150(Cr-V)合金相比具有优越的抗下陷性的钢引起了工业界的注意。其中，SAE9260(1.8-2.2％ Si，SUP7)已经发展为一种优良材料。然而，它存在诸如由于表面脱碳，估计疲劳寿命缩短，为去除表面脱碳层所用费用高昂等问题。为了克服这些问题，开发了SAE9254，它的成份中Si含量减少以使在没有非常恶化抗下陷性的情况下防止表面脱碳；它的成份中还加入了Cr来降低脱碳。然而考虑到目前强调的汽车轻量问题，SAE9254的抗下陷性是不能满足要求的。于是，日本专利公告sho-57-27956，sho-57-169062和sho-57-13148提出了一种具有更优越的抗下陷性能的材料(SRS 60)。这种材料是通过向SAE 9254中加入少量V以提高抗下陷性能而制成的。得到的SRS 60提高了抗下陷性能和强度，但是它在提高脱碳及韧性方面没有贡献。
同时，由于此工艺的发展和精度的提高，弹簧的压力容量已经达到极限。因此剩下的工作便是发展一种具有优越的抗下陷能力、高塑性极限、高疲劳强度和高韧性(甚至在高压力下)的高压力容量弹簧材料。
按悬架弹簧的情况，如果最大设计压力从传统的1078MPa提高到1274MPa，弹簧重量能降低25％。
因此，如果要降低弹簧重量，将需要一种具有优越抗下陷性能的弹簧材料，在本文中，加入Si是必要的，但是这种情况下，在热轧工艺及热处理过程中将出现脱碳问题。进一步的问题是低韧性伴随着高强度，这些问题必须首先解决。
在日本专利公开号Hei-2-301514，Hei-1-31960，sho-63-216591，sho-63-153240，sho-58-67847和sho-58-27956中提出了防止脱碳的传统技术。
按照日本专利公开No.Hei-2-301514和sho-63-153240，Cr的成份增加到1.5-3.0％，或者加入铅、硫和钙。然而Cr成份增加降低了抗下陷性能。此外，日本专利公开(sho-62-274058)的一种相似合金，其Si含量仍不能使抗下陷性能达到最高水平。
同时，专利sho-63-216591和sho-58-67847提出了降低碳含量，加入铜、钼、锡、锑和砷。这种技术中，存在这样的问题：加入的元素太昂贵，且材料的韧性下降。日本专利公开Hei-1-31960和sho-58-27956提出降低Si含量。但是我们不能预期用降低Si含量的的方法来提高抗下陷性能。
同时，日本专利公开(Hei-3-2354，Hei-1-184259和Sho-62-170460)提出了高压力容量材料。在日本专利公开Hei-3-2354中，降低C成份以提高韧性，同时加入Mo和Al通过晶粒重新细化来提高抗下陷性能。
然而，在日本专利公开Hei-3-2354情况中，通过Mo析出物的分散可获得意想效果，然而Mo的析出温度超过500℃，因此很难维持基体强度。通过加入Al可期望晶粒重新细化，但是氧化铝系列的非金属夹杂将形成，结果导致疲劳性能受到不利影响，使得此种技术不受欢迎。
日本专利公开Hei-1-184259提出了通过加入Mn、Cr、V、Ni和Mo来获得高强度的技术。然而，这种情况下，在Cr(1.0-3.5％)和Mo增加的过程中，在材料生产过程中生成低温结构(贝氏体和马氏体结构)的硬化因素大大提高。因此，在弹簧生产过程中，去除表面层的时候会遇到困难，基于这种结果必须加上软化热处理过程。
日本专利公开(Sho-62-170460)提出通过加入Ca可降低非金属夹杂物的形成，通过加入Ti使晶粒重新细化，从而提高抗下陷性。然而，这种情况，Ti的加入引起了Ti系列非金属夹杂的形成，结果使疲劳性能恶化。
同时，日本专利公开Hei-3-2354提出了一种提高韧性的技术。
上述专利揭示了通过减少C，加入Ni来提高韧性的技术。但是，这种情况，C含量的降低引起屈服强度下降，导致抗下陷性能恶化。
本发明人员研究了元素对韧性及脱碳的影响并发现下述事实：通过加入Si可使抗下陷性能最大化，由于加入Si而引起的脱碳问题能够通过加入Ni得到解决。此外，Ni的加入可有效地提高韧性，这样，阻止脱碳和提高韧性可同时获得。
因此，本发明的一个目的是提供一种低脱碳高韧性弹簧钢及其生产工艺，其中在没有降低C含量的情况下，加入元素Si使抗下陷性能最大化，这样，脱碳问题及韧性降低问题(由加入Si引起的)在弹簧钢生产过程中均可解决。
同时，本发明人员研究了影响强度与韧性的热处理条件，发现下述事实：如果奥氏体热处理在830℃-870℃进行，并且如果油淬之后的回火是在320-420℃进行，那么能生产出强度、韧性合乎要求的弹簧钢。
因此，本发明的另一个目的是提供一种高强度高韧性的弹簧钢及其生产工艺，其中适当调整热处理条件，以致生产出高强、高韧性的弹簧钢。
通过参考附图详细描述本发明优选实施方案，上述目的及优越性将更加明显，附图中：
图1a所示为不同强度与回火温度的关系曲线及断面收缩率与延伸率与回火温度的关系曲线。
图1b所示为硬度(维氏标准)及冲击值与回火温度的关系曲线
图2说明了抗下陷性能测量值
图3说明了动态抗下陷性能测量值
图4、图5说明了室温下静态抗下陷性能测量值。
本发明提供了一种低脱碳、高韧性弹簧钢，其成份包括(重量％)：C(碳)0.5-0.7％，Si(硅)1.0-3.5％，Mn(锰)0.3-1.5％，Cr(铬)0.3-1.0％，V(钒)或Nb(铌)0.05-0.5％，P：少于0.02％，S少于0.02％，Ni 0.5-5.0％，剩余：Fe和其他不可避免的杂质。
本发明还提供了一种弹簧钢的生产工艺，钢的成份包括(重量％)：C：0.5-0.7％，Si：1.0-3.5％，Mn：0.3-1.5％，Cr：0.3-1.0％，V或Nb：0.05-0.5％，Ni：0.5-5.0％，P：少于0.02％，S：少于0.02％，剩余：Fe及其他不可避免的杂质。将此种弹簧钢加热至超过830℃使其奥氏体化，然后将其淬火，然后将此钢置于320-420℃下回火，由此完成了高强度、高韧性弹簧钢的生产。
现在将讨论限制元素在上述范围的原因。
限定C含量为0.50-0.70％的原因如下：如果C含量少于0.50％，不能确保经淬火和回火后作为一种高应力容量弹簧钢应具备的足够的强度。如果C含量高于0.70％，不能确保伴随高强度的韧性值，并且由于Si不可避免地会出现脱碳现象。
限定Si含量为1.0～3.5％的原因如下：如果其含量少于1.0％，Si溶于铁素体以致于不足以强化基体强度，并且不足以提高抗下陷性能。如果其含量高于3.5％，抗下陷性效力达饱和状态，容量出现脱碳。
本发明优选Si含量为2.0-3.0％，在这一范围内，基体固溶体硬化效果达饱和状态，这样就提高了屈服强度，与Si含量为1.0-1.9％的钢相比提高了弹性性能。此外，由于与Si含量范围为3.1-3.5％相比在奥氏体热处理过程中，脱碳及石墨化的控制变得较为容易，所以上述Si含量范围是优越的。
限定Mn含量为0.3-1.5％的原因如下：如果其含量少于0.3％，做为一种弹簧钢其强度和可淬性是不够的，同时，如果其含量高于1.5％，韧性将降低。
本发明Mn含量的优选范围为0.3-0.6％，原因如下：在这一范围内，屈服强度和可淬性是优越的，甚至只对于归因于固溶硬化的本发明的合金成份。对于可淬性是十分必要的大型弹簧来说，Mn含量以0.6-1.5％为优越。
限定Cr含量为0.3-1.0％的原因如下：如果含量少于0.3％，可淬性及防脱碳性不足，同时如果其含量高于1.0％，抗下陷性能将降低。
本发明Cr的优选含量为0.3-0.6％，原因为甚至仅通过本发明成份，就可控制脱碳，因为奥氏体热处理时间约为10-30分钟。当生产大型弹簧时，需要进行长时间奥氏体热处理，为防止脱碳Cr含量为0.7-1.0％是有利的。
V、Nb是为提高抗下陷能力的。它们被单独或混合加入。如果其含量少于0.05％，抗下陷能力不能得到足够提高。另一方面，如果其含量高于0.5％，它的作用将达到饱和，导致基体金属中的大颗粒碳化物不能溶于基体而粗化。它们的作用象非金属夹杂，因此，疲劳性能将下降。所以，本发明的V、Nb含量范围应合乎需要地限定在0.05-0.5％。
本发明V、Nb的优选含量为0.15-0.25％，原因为：在这一范围内，V和Nb的折出物细致地分布于基体金属中，这样可提高抗下陷能力。这就是说，如果其含量少于0.14％，V、Nb折出物不足以分散在基体上，使抗下陷能力不能得到足够的提高。如果其含量高于0.26％，将产出太多的V、Nb析出物，导致溶于基体的V、Nb含量增加，而不是对提高抗下陷能力有贡献，因此降低了元素加入的效果。
P偏析在晶界以致于降低了韧性，因此其含量上限应为0.02％。S降低韧性并形成硫化物，结果对弹性性能有不利影响。因此其含量上限应为0.02％。
Ni的加入是为了减少脱碳层和提高韧性。其含量范围为0.5-5.0％的原因如下：如果其含量少于0.5％，减少脱碳及韧性提高效果不足。如果其含量高于5.0％，加入效果达饱和，这样残余奥氏体数量会增加，因此将对疲劳性能有有害影响。
如果考虑到残余奥氏体含量对热处理过程中脱碳控制的影响，及对提高韧性，对疲劳性能的影响，Ni的合乎需要的含量为1.5-2.5％。
如果Ni含量为0.5-1.4％，对于用于小型弹簧的材料来说可很容易地控制脱碳，但是在大型弹簧的热处理过程中，由于长时间的热处理脱碳控制的效果会降低，同时韧性得不到足够提高。如果Ni含量范围为2.6-5.0％，对脱碳、韧性提高和冷成形性能的效力是足够的。但是，由于残余奥氏体含量的增加，疲劳性能逐步恶化。
本发明限定热处理条件的原因如下：
本发明淬火之前加热(和保温)温度应优选为830℃，原因如下：如果加热温度低于830℃，不能实现足够的奥氏体化，因此淬火后不能获得足够的马氏体结构。如果温度过高，奥氏体含量增加，导致估计疲劳寿命降低，因此上限应定为870℃。
进一步，本发明限定回火温度为320-420℃的原因如下：如果温度低于320℃，强度和硬度是合乎要求的，但不能获得足够的韧性和断面收缩率。如果温度高于420℃，韧性、强度和硬度将下降。
现在将基于实施例描述本发明。实施例1：
成份如表1所示的试样铸造成为30kg的金属块，然后将它们加热至1200℃保温24小时。然后将他们置于完成温度为950℃下进行热轧，此条件下，热轧比率为70％。
热轧材料被切成20×30×10mm大小的试件，然后进行脱碳试验。测量铁素体脱碳层深度，其结果见表1。
进一步，测量对应不同回火温度的硬度及冲击值，结果见表2。
在进行脱碳测试中，热处理在900℃、1000℃及1100℃进行，在大气气氛中各自保温2个小时。为测量铁素体脱碳层深度，应进行炉内冷却。
脱碳层深度根据KS标准(KS D 0216)进行测量。按照此标准，推荐使用光学显微镜观察法和显微硬度测量法。本发明中，铁素体脱碳层深度的测量采用的是光学显微镜观察法。
                                            表1
  试件      C    Si   Mn    Cr   V   Ni     P     S        铁素体脱碳层深度
(mm)900℃ 1000℃ 1100℃
  对比例本发明     10.5920.6210.6220.5930.58    1.601.602.512.422.63    0.800.520.980.491.00    0.800.520.510.490.51    -0.180.190.180.20    --0.561.522.50    0.0140.0170.0130.0160.015    0.0130.0180.0150.0170.018   0.180.190.130.080.06    0.270.280.200.180.13  0.420.440.310.250.16
                                       表2
    性能回火                                硬度(HRC)        冲击值(J/cm2)
   0℃     200℃     300℃    400℃   200℃   300℃   400℃
  对比例本发明     12123   63.863.364.264.763.8     61.260.461.960.859.5     59.159.359.058.558.9     54.053.655.855.856.7     1210142942     1715262934    2826293240
为提高冲击韧性进行的淬火和回火热处理条件为：在850℃热处理30分钟，然后油淬，然后在盐浴中热处理30分钟(回火温度分别为200℃、300℃、400℃)。通过使用洛氏硬度计(150kg)测量硬度，同时，使用摆锤式冲击试验机进行冲击试验，凹槽为2mmU型槽。
如表1所示，就对比试件1和2而言，脱碳层深度为0.18-0.44mm，而就本发明试件1，2和3而言，脱碳层深度为0.13-0.31mm，0.08-0.25mm和0.06-0.16mm。因此证实本发明的试件1，2和3的情况下脱碳层深度的形成受到很大程度的抑制。
如上表2所示，回火温度为400℃时，本发明试件1，2，3与对比例试件1，2相比具有优越的硬度，同时在其它温度范围内，两者是相似的。就冲击值来说，本发明试件1，2，3与对比例试件1，2相比在所有温度范围内均优越。
如上所述，本发明中弹簧重要性能之一抗下陷能力是通过加入Si得以提高的。由高Si含量引起的脱碳层的形成能得以有效抑制。此外，由高Si含量引起的韧性下降得以防止。另外，在与高硬度相关的低温回火过程中，冲击值变得更好了。实施例2：
成份为表3所示的样品钢被铸成50kg的金属块。在1200℃加热24小时，并置于最终温度为950℃下热轧，热轧率为70％。
在表3中，对比例试件3由SAE9254钢组成，对比例试件4由SAE9254改进钢组成。
试件取自上述提及的热轧钢，并进行热处理。这样本发明试件4-10在850℃保温20分钟，然后油淬。然后在200℃-450℃范围内进行回火。同时，对比例试件3和4在850℃保温20分钟，然后油淬，然后按通常方式在410℃进行回火。
                                    表3
试样    C    Si    Mn    Cr    V    Ni     P    S
对比例本发明     3445678910   0.590.620.600.600.600.600.610.590.57  1.601.602.441.781.022.492.512.402.44   0.800.520.450.460.460.480.470.480.47   0.800.520.520.520.520.510.510.510.51     -0.180.180.180.190.180.180.090.18     --1.741.771.781.711.271.751.77  0.0140.0170.02以下″″″″″″ 0.0130.0180.02以下″″″″″″
对于经过热处理的试件，测得其对应于不同回火温度的拉伸强度、冲击值和硬度，并且其结果示于表4。
用于测量拉伸强度的试件按轧制方向选取(纵向)，并做成美国材料试验标准试件大小，拉伸测试十字头速度为5mm/min。
用于冲击测试的试件相对于轧制方向为横向选取，且根据KSB 0809，No.5标准成形，在盐浴中保持均匀温度进行回火。冲击试验是使用摆锤式冲击试验机，凹槽条件为2mm U型槽。
硬度是通过使用洛氏硬度计(150kg)进行测量的。
此外，还测量了不同回火温度的本发明试件4的机械性能，结果见图1。
图1a显示了对应于不同回火温度的拉伸强度、屈服强度、断面收缩率及延伸率的变化值。图1b图示了对应于不同回火温度的维氏硬度及冲击值。
对于试件4(回火温度：350℃和400℃)及对比例试件3，是通过测量滞后回线(hysteresis loop)面积来测得抗下陷能力的，滞后回线是通过施加反复的拉伸与回复而获得的，即，通过使用拉力机施加塑性变形并释放，结果见图2。这里滞后回线面积大代表优越的抗下陷能力，这种测试方法可被用来预测实际直接的测试，因此，使用此方法来测试弹簧的抗下陷能力。
                                           表4
试件 温度 屈服强度 拉伸强度 断面收   硬度   冲击值
  ℃   MPa   MPa 缩率％   HV   J/cm2
本发明     45678910  350″″″″″″   2118216720402108215721872157   2382238222462412246124612402   34364630314041   663661656635675673656     52464133493855
    45678910  400″″″″″″   2128207918732020220620892069   2304226519912236236323042265   42394932374141   638638596608629638625     53504930434569
对比例     34   410410   19021951   20592118   3032   580590     2826
如表4所示，本发明试件4-10与对比例试件3-4相比表现出优越的机械性能，尤其是屈服强度及冲击值很优越。
进一步如图1a所示，在回火温度超过420℃时，拉伸强度及屈服强度均下降，同时，随着回火温度的升高，断面收缩率升高。
如图1b所示，在接近350℃时维氏硬度与冲击值显示出最大值，在接近420℃时两者均下降。考虑到这些后果，得到最佳机械性能如拉伸强度、屈服强度和中击值的回火温度范围为320-420℃。
同时，如图2所示，与对比例试件3相比，随着塑性变形的增大，本发明的试件4的滞后回线面积加大。因此可证实本发明的试件4的抗下陷能力优于对比例试件3。实施例3
成份如表5所示的试样被铸成50kg的金属块，然后置于1250℃下均匀化热处理24小时。然后热锻成55×55mm的试件，最终温度高于950℃，且热轧率为65％。
当生产线材时，热轧是在将线材在1050℃加热2小时后进行的，这样就形成了直径为13mm的线材。
下表5中，对比例试件5是由SAE 9254钢组成，并且对比例试件6-8是由高压力容量弹簧钢组成。
                                           表5
                                                  单位：重量％
试件     C     Si    Mn     Cr     V     Ni   Mo   备注
本发明     11121314     0.570.590.540.50     2.682.702.602.61   0.520.510.500.50    0.540.450.500.50    0.200.200.200.19    2.041.902.012.01 P&S：0.02或少于此值
对比例     5678     0.580.390.430.45     1.622.692.711.53   0.790.811.310.70    0.830.820.211.00 0.200.390.10 1.981.001.00 0.40.20.8  T[0]：25ppm或少于此值
按上述方法生产的直径为130mm的线材被拉直并进行去皮处理。然后将本发明试件11-14和对比例试件5加热至870℃，对比例试件6-8加热至1000℃，均保温15分钟，然后进行盘条。而后试件11-14，6-8置于370℃回火90分钟，试件5置于410℃回火。然后将本发明试件11-14和对比例试件6-8置于压力为1372M Pa温度范围为210-300℃下热定形，同时将对比例试件5置于同等温度范围，压力为1176MPa下热定形。
喷射硬化是通过使用切成0.8mm厚的线材进行的，然后进行涂覆。
本发明试件11-14和对比例试件6-8被置于压力为1372MPa的室温下进行冷定形，同时对比例试件5置于压力为1176MPa的室温下进行冷定形，这样就生产出了具有表6特性的弹簧A和B。
本发明的试件11-14制得具有弹簧A的特性，对比例试件5具有弹簧B的特性，同时，对比例试件6-8具有弹簧A的特性，这是基于设计压力的不同。
                                    表6
  特性     A     B
线径(mm)弹性常数平均弹簧圈直径    (mm)总圈数有效圈数弹簧高度          (mm)设计压力          (MPa)重量  (kg)重量降低率        (％)    11.01.81395.193.6935512751.525    11.61.81416.014.5135510792.0
对于按上述方式生产的弹簧，测得了其疲劳性能及残余剪应变(τ)。
这里，疲劳试验和残余剪应变的试验条件见于表下7、表8。就疲劳试验来说，测试速度为1.3Hz。
                                        表7
    A     B
疲劳试验载荷       (Kg)疲劳试验压力       (MPa)平均压力           (MPa)压力摆幅           (MPa)   207-466569-1275922±353   207-466471-1079775±304
                                        表8
试样   测试压力(MPa) 静态     动态室温     备注
  室温   高温
本发明对比例    10791275137312751373    24℃72小时   80℃72小时   测试压力48-110测试压力58-130   疲劳试验之后动态测试进行2×105次载荷变化测试是在测试前后弹簧高度189mm时测得的
就本发明试件情况，疲劳试验是在表7中测试条件A下进行的，而对比例试件5是按表7中条件B进行的。对比例试件6-8则是按表7中条件A进行的。估计疲劳寿命取测试6次后的平均值。这里，弹簧测试压力的计算公式如下：
                 R＝(8PD/πd3)K假定：R：弹簧测试压力
  P：载荷
  D：平均线圈直径
  d：线直径
  k：wahl’s常数(一个与圈式弹簧形状相关的常数)
上述K定义如下： k = 4 C - 1 4 C - 4 + 0.615 C ( C = D / d )
抗下陷性能的测试是在表8的测试条件下进行的，动态测试是在估计疲劳寿命为200,000周期时进行的。而静态试验是在将试件分别维持于室温和高温(80℃)下72小时后进行的。
抗下陷性能的测量标准是载荷变量ΔP(试验前载荷减去试验后载荷)，即在弹簧在试验前后被压至同样高度(189mm)时所需的载荷。计算公式如下：
                τ＝(8D/πd3G)ΔP这里： τ：残余剪应变
    D：平均线圈直径(mm)
    d：线直径(mm)
    G：抗剪弹性模量(78.45GPa)
ΔP：载荷变量(kg)
按上述方式生产的弹簧测得的疲劳性能和残余剪应变τ见下表9。
                               表9
试样     疲劳压力(MPa)   寿命                   残余剪应变
    室温静态72小时 动态2×105   高温静态72小时
本发明   11121314     1275″″″ ≥5×105≥5×105≥4×105≥5×105  1.1×10-41.2×10-41.3×10-41.3×10-4 1.1×10-41.1×10-41.3×10-41.2×10-4  3.9×10-43.7×10-44.0×10-44.2×10-4
对比例    5678     1079127512751275 ≥2×105--≥3×105  1.9×10-41.4×10-41.2×10-4- 1.7×10-4---    -7.8×10-44.0×10-45.5×10-4
此外，还测得了在表10的测试压力条件下本发明试件11和对比例试件5和6的残余剪应变τ。试验结果见表10。
                                            表10
试样           残余剪应变τ
  测试压力(MPa)     室温静态(72小时)
本发明     11     1373     1.3×10-4
对比例5 6     12751373     6.8×10-42.2×10-4
如上表9所示，当本发明试件11-14在测试压力为1275MPa下进行测试时，与对比例试件5相比它们具有优越的估计疲劳寿命和抗下陷能力。进一步，与在测试压力为1275MPa下测试的对比例试件6-8相比，它们显示出优越的估计疲劳寿命值。此外，与对比例试件6-8相比，它们还显示出动态和静态抗下陷能力的优越水平。
如上表10所示，本发明试件11在测试压力为1373MPa下进行测试时，与对比例试件5-6相比，显示出优越的抗下陷能力。实施例4：
试件是以实施例3表5的成份，及实施例3的生产条件为基础进行成形加工的。然后，测试了本发明试件11和对比例试件5的静态抗下陷性能及动态抗下陷性能与测试时间周期之间的关系曲线。这样测得的动态抗下陷性能见图3，而室温静态抗下陷性能见图4和图5。
图4对比了本发明试件11室温静态抗下陷能力(在1275和1373MPa的测试压力下测得)，与在1079MPa测试压力下测试的对比例试件5的抗下陷能力。
如图3所示，就本发明试件11而言，有这样一个趋势：随着估计疲劳寿命的提高，残余剪应τ变逐渐提高，在估计疲劳寿命为200,000周期时，本发明试件11的抗下陷能力优于对比例试件5。
此外，如图4、图5所示，本发明试件11与对比例试件5相比显示出优越的抗下陷能力。
按照如上所述的本发明，本发明弹簧钢与传统弹簧钢相比显示出了归因于高Si含量的改进的抗下陷能力。由于高Si含量引起的高脱碳以及由于材料强化引起的低韧性可通过加入Ni得到克服。这样，超脱碳问题及低韧性问题就得到了解决，因此，提供了一种改良的高强度、高韧性弹簧钢。

Claims (6)

1.一种高强度、高韧性弹簧钢，它包括(重量％)：0.5-0.7％C，1.0-3.5％Si，0.3-1.5％Mn，0.3-1.0％Cr，0.05-0.5％V和/或Nb，少于0.02％的P，少于0.02％的S，0.5-5.0％Ni，及其它不可避免的杂质，剩余的为Fe。
2.权利要求1所述的高强度、高韧性弹簧钢，其中Si和Cr的含量分别为2.0-3.0％和0.3-0.6％。
3.权利要求1所述的高强度、高韧性弹簧钢，其中成份含量为2.0-3.0％Si，0.3-0.6％Mn，0.3-0.6％的Cr，0.15-0.25％V和/或Nb，及1.5-2.5％Ni。
4.一种生产高强度、高韧性弹簧钢的方法，包括以下步骤：
将弹簧钢加热至830-870℃，所述弹簧钢包括(重量％)：0.5-0.7％C，1.0-3.5％Si，0.3-1.5％Mn，0.3-1.0％Cr，0.05-0.5％V和/或Nb，少于0.02％的P，少于0.02％的S，0.5-5.0％Ni和其它不可避免的杂质，剩余为Fe；
保持上述弹簧钢于上述温度以便使其奥氏体化；
将上述弹簧钢淬火；且
将上述弹簧钢置于320-420℃下回火。
5.权利要求4所述方法，其中成份为2.0-3.0％的Si，0.15-0.25％V，1.5-2.5％Ni。
6.权利要求4所述方法，其中成份含量为2.0-3.0％的Si，0.3-0.6％的Mn，0.3-0.6％的Cr，0.15-0.25％的V和/或Nb，和1.5-2.5％Ni。
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