CN104797729A - 耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧 - Google Patents

耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧 Download PDF

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Abstract

本发明提供一种高强度弹簧用钢线材,其是回火马氏体为80面积%以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材,满足规定的化学成分组成,且C与Si满足下述(1)式的关系,旧奥氏体结晶粒度号为10号以上,并且氢吸藏量为14.0ppm以上,由此,即使抑制合金元素的添加量,也确保了耐氢脆性。0.73%≤[C]+[Si]/8≤0.90%...(1)其中,[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量%)。

Description

耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧
技术领域
本发明涉及一种耐氢脆性(耐氢脆化特性)优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法以及高强度弹簧。详细而言,涉及一种弹簧用钢线材、及其制造方法、以及高强度弹簧,所述弹簧用钢线材是作为在调质处理(淬火回火)了的状态下使用的螺旋弹簧的素材有用的弹簧用钢线材,即使抗拉强度为1900MPa以上的高强度,耐氢脆性也优异。
背景技术
为了排气的降低、燃料消耗升高而需要轻量化,用于汽车等的螺旋弹簧(例如,用于引擎、悬架等的阀弹簧、悬架弹簧等)被要求高强度化。由于高强度化的弹簧容易产生氢脆性,因此,对于用于弹簧的制造的弹簧用钢线材,要求耐氢脆性优异。
作为提高高强度弹簧用钢线材的耐氢脆性的方法,已知控制化学成分组成、组织等的方法。但是,在这些方法中大量使用合金元素,从制造成本、节省资源的观点出发未必理想。
还有,作为弹簧的制造方法已知:加热到淬火温度,热成形成弹簧形状后,油冷并回火的方法;和将钢线材淬火回火后,冷成形成弹簧形状的方法。另外,在后者的冷成形方法中,还已知以高频加热进行成形前的淬火回火,例如在专利文献1中,已知冷拔后进行高频加热,并淬火回火来进行组织调整的技术。该技术改善了滞后破坏特性,其原因如下,通过将珠光体的组织分率设为30%以下、马氏体或贝氏体的组织分率设为70%以上,随后以规定的截面收缩率进行冷拔,接着进行淬火回火,由此降低成为滞后破坏的起点的未熔解碳化物量。
专利文献2中,在实施例中,对轧制材进行拉丝加工并高频加热,来进行淬火回火处理。该技术是实现确保盘簧(coiling)性并具有高强度和高韧性的弹簧的技术。但是,该技术着眼于盘簧性,对于耐氢脆性没有任何考虑。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2004-143482号公报
专利文献2:日本特开2006-183137号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明着眼于上述那样的问题而完成,其目的在于提供在制造抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材时,即使抑制合金元素的添加量,也确保了耐氢脆性的高强度弹簧用钢线材、及用于其的制造方法以及高强度弹簧。
用于解决课题的方法
能够达成上述目的的本发明的弹簧用钢线材是回火马氏体为80面积%以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材,其要点在于,
所述钢线材分别含有:
C:0.50~0.70%(表示质量%,关于化学成分组成以下同样)、
Si:1.50~2.3%、
Mn:0.3~1.5%、
P:0.015%以下(不包括0%)、
S:0.015%以下(不包括0%)、以及
Al:0.001~0.10%,且C与Si满足下述(1)式的关系,余量为铁和不可避免的杂质,旧奥氏体结晶粒度号为10号以上,并且氢吸藏量为14.0ppm以上。
0.73%≤[C]+[Si]/8≤0.90%…(1)
其中,[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量%)。
本发明的弹簧用钢线材可以根据需要还含有属于下述(a)~(f)中任一项的1种以上的元素。
(a)Cu:0.7%以下(不包括0%)以及Ni:0.7%以下(不包括0%)中的至少1种
(b)Ti:0.10%以下(不包括0%)
(c)B:0.010%以下(不包括0%)
(d)Nb:0.10%以下(不包括0%)以及Mo:0.5%以下(不包括0%)中的至少1种
(e)V:0.4%以下(不包括0%)
(f)Cr:0.8%以下(不包括0%)
本发明的弹簧用钢线材成为直径为7~20mm左右的钢线材。
另一方面,能够达成上述目的的本发明的弹簧用钢线材的制造方法的特征在于,使用满足上述那样的化学成分组成的钢材,按照满足下述全部条件的方式进行淬火和回火处理来制造。
(淬火条件)
淬火加热温度T1:850~1000℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1:40℃/秒以上
在淬火加热温度T1的保持时间t1:90秒以下
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1:5℃/秒以上且100℃/秒以下
(回火条件)
回火加热温度T2:350~550℃
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2:30℃/秒以上
在回火加热温度T2的保持时间t2:90秒以下
回火加热后从回火加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2:30℃/秒以上
本发明包含使用上述那样的高强度弹簧钢线材成形的高强度弹簧,即使在这样的高强度弹簧中耐氢脆性也优异。
发明效果
根据本发明,即使不大量添加合金元素,也能得到显示出抗拉强度为1900MPa以上的高强度、并且耐氢脆性优异的弹簧用钢线材。这样的弹簧用钢线材能够抑制钢材成本、且耐氢脆性优异。其结果是,能够以低价供应极难发生氢脆化的高强度的弹簧(例如作为汽车用部件之一的悬挂弹簧等螺旋弹簧)。
具体实施方式
本发明人等针对淬火回火等的条件对钢线材的特性产生的影响,从各种角度进行了研究。其结果是,发现通过以低价适当控制作为主要元素的C、Si量而制成低合金钢,并且通过高频加热进行短时间加热,由此使氢捕集部位大幅增加,耐氢脆性大幅提高,从而完成本发明。以下,对本发明中规定的各要件进行说明。
(回火马氏体:80面积%以上)
本发明的钢线材是组织以回火马氏体为主体(以在全部组织中所占比例计为80面积%以上)的钢线材。为了确保钢线材中的高强度和高韧性,需要通过进行淬火回火处理,形成回火马氏体主体的组织。回火马氏体优选为90面积%以上(更优选100面积%)。作为回火马氏体以外的组织,可包含贝氏体、铁素体、珠光体等,但即使包含这些也为10面积%以下。优选为5面积%以下(更优选0面积%)。
(旧奥氏体结晶粒度号为10号以上)
为了确保良好的耐氢脆性,有效的是实现旧奥氏体晶粒的细微化。从这样的观点出发,需要使旧奥氏体结晶粒度号为10号以上。优选为11号以上,更优选为12号以上。需要说明的是,为了使旧奥氏体结晶粒度号为10号以上,有效的是通过高频加热进行淬火回火,通常的炉加热中,加热速度、加热时间变长而高温加热下的晶粒成长显著,发生晶粒的粗大化,因此,不能实现旧奥氏体晶粒的细微化。
(氢吸藏量:14.0ppm以上)
对于本发明的钢线材而言,化学成分组成也需要适当地设定(后述),钢线材中的氢吸藏量也需要适当地设定。该氢吸藏量表示钢线材中的容许氢量,氢吸藏量越多耐氢脆性变得越良好。从这样的观点出发,需要使氢吸藏量为14.0ppm以上。优选为14.5ppm以上,更优选为15.0ppm以上。对于通过适当地设定氢吸藏量,从而耐氢脆性变得良好的理由,可以认为大概是本试验中的氢吸藏量表示被细微碳化物捕集的氢量,通过增加被细微碳化物捕集的氢量,能够抑制向晶界的氢侵入、蓄积,能够实现因晶界破坏而发生破裂的耐氢破裂(耐氢脆性)的改善。需要说明的是,若氢吸藏量多,则向钢材的氢的侵入速度变快,因而从抑制过剩的氢的侵入的观点出发,氢吸藏量优选为25ppm以下,更优选为20ppm以下。
为了增加氢吸藏量,使Fe-C系的碳化物(对于钢中的碳化物而言Fe-C系的碳化物是支配性的)细微分散于钢中变得重要。为了使Fe-C系碳化物(以下,仅称为“碳化物”)细微分散,需要抑制钢中的粗大的碳化物的生成(基于后述实施例的1200℃均热(soaking)也有关系),将作为碳化物的主要元素(除了Fe)的C、和对析出的碳化物的尺寸造成影响的Si的量设为适当的范围,增加碳化物的量,并且生成细微的碳化物。另外,需要在适当的范围内控制淬火回火(后述),抑制未固溶的碳化物的生成,生成细微的碳化物。
本发明的弹簧用钢线材是基本上抑制了合金元素的含量的低合金钢,其化学成分组成中的各成分(元素)的范围限定理由如下。
(C:0.50~0.70%)
C是用于确保弹簧用钢线材的高强度所必要的元素,并且为了生成成为氢捕集部位的细微碳化物也是必要的。从这样的观点出发,必须含有0.50%以上的C。C含量的优选下限为0.54%以上(更优选0.58%以上)。但是,若C含量变得过剩,则在淬火回火后,也容易生成粗大的残留奥氏体、未固溶的碳化物,有时耐氢脆性反而降低。另外,C也是使耐蚀性劣化的元素,因此为了提高作为最终制品的弹簧制品(悬挂弹簧等)的腐食疲劳特性而需要抑制C含量。从这样的观点出发,C含量需要为0.70%以下。C含量的优选上限为0.65%以下(更优选0.62%以下)。
(Si:1.50~2.3%)
Si是用于确保强度所必要的元素,并且具有使碳化物细微的效果。为了有效地发挥这样的效果,必须含有1.50%以上的Si。Si含量的优选下限为1.7%以上(更优选1.9%以上)。另一方面,Si也是促进脱碳的元素,因此若Si过剩地含有,则钢材表面的脱碳层形成被促进,为了消除脱碳层而需要剥落工序,招致制造成本的增加。另外,未固溶碳化物也变多,耐氢脆性降低。从这样的观点出发,在本发明中将Si含量的上限设为2.3%以下。Si含量的优选上限为2.2%以下(更优选2.1%以下)。
(0.73%≤[C]+[Si]/8≤0.90%:上述(1)式的关系)
(在[C]+[Si]/8)为0.73%以上且0.90%以下的范围内,成为氢捕集部位的碳化物细微且大量地析出,耐氢脆性提高。(若[C]+[Si]/8)的值小于0.73%,则成为氢捕集部位的细微的碳化物的量减少,耐氢脆性劣化。另一方面,(若[C]+[Si]/8)的值大于0.90%,则容易生成粗大的残留奥氏体、未固溶的碳化物,耐氢脆性劣化。([C]+[Si]/8)的优选下限为0.75%以上(更优选0.78%以上、进一步优选0.81%以上),优选上限为0.89%以下(更优选0.87%以下)。
(Mn:0.3~1.5%)
Mn作为脱氧元素被利用,并且与作为钢中的有害元素的S反应而形成MnS,是对S的无害化有益的元素。另外,Mn也是有助于强度提高的元素。为了有效地发挥这些效果,必须含有0.3%以上的Mn。Mn含量的优选下限为0.5%以上(更优选0.7%以上)。但是,若Mn含量变得过剩,则淬火性增大,韧性降低而耐氢脆性劣化。从这样的观点出发,需要使Mn含量为1.5%以下。Mn含量的优选上限为1.3%以下(更优选1.1%以下)。
(P:0.015%以下(不包括0%))
P是使钢线材的延性(盘簧性)劣化的有害元素,因此期望尽量少。另外,P容易在晶界偏析,招致晶界脆化,晶界由于氢而容易被破坏,对耐氢脆性造成不良影响。从这样的观点出发,将其上限设为0.015%以下。P含量的优选上限为0.010%以下(更优选0.008%以下)。
(S:0.015%以下(不包括0%))
S与上述P同样也是使钢线材的延性(盘簧性)劣化的有害元素,因此期望尽量少。另外,S容易在晶界偏析,招致晶界脆化,晶界由于氢而容易被破坏,对耐氢脆性造成不良影响。从这样的观点出发,将其上限设为0.015%以下。S含量的优选上限为0.010%以下(更优选0.008%以下)。
(Al:0.001~0.10%)
Al主要作为脱氧元素添加。另外,Al与N反应而形成A1N使固溶N无害化,并且还有助于组织的细微化。为了充分发挥这些效果,需要将Al含量设为0.001%以上。优选为0.002%以上。但是,Al与Si同样也是促进脱碳的元素,因此大量含有Si的弹簧钢线需要抑制Al量,本发明中将Al含量的上限设为0.10%以下。优选为0.07%以下,更优选为0.030%以下,特别优选为0.020%以下。
本发明钢材的化学成分组成如上所述,余量包含铁和不可避免的杂质。本发明的弹簧用钢线材即使基本上抑制Cu等合金元素,以上述化学成分组成也能够达成高强度且优异的盘簧性和耐氢脆性,但可以根据用途,以具备耐蚀性等为目的,而进一步含有下述元素。这些元素的优选范围设定理由如下所述。
(Cu:0.7%以下(不包括0%)以及Ni:0.7%(不包括0%)中的至少1种)
Cu是对表层脱碳的抑制、耐蚀性的提高有效的元素。但是,若Cu过剩地包含,则热加工时会发生破裂,或成本增加。因此,本发明中,优选将Cu含量的上限设为0.7%以下。更优选为0.5%以下,进一步优选为0.3%以下(进一步更优选为0.18%以下)。需要说明的是,为了发挥这样的效果,优选含有0.05%以上的Cu,更优选为0.10%以上。
Ni与Cu同样是对表层脱碳的抑制、耐蚀性的提高有效的元素。但是,若Ni过剩地包含,则成本增加。因此,本发明中优选将Ni含量的上限设为0.7%以下。更优选为0.5%以下,进一步优选为0.3%以下(进一步更优选为0.18%以下)。需要说明的是,为了发挥这样的效果,优选含有0.05%以上的Ni,更优选为0.10%以上。
(Ti:0.10%以下(不包括0%))
Ti是与S反应形成硫化物而对实现S的无害化有用的元素。另外,Ti还具有形成碳氮化物而将组织细微化的效果。但是,若Ti含量变得过剩,则有时形成粗大的Ti硫化物而延性劣化。因此,本发明中,将Ti含量的优选上限设为0.10%以下。从成本降低的观点出发,更优选抑制在0.07%以下。需要说明的是,为了发挥上述的效果,优选含有0.02%以上的Ti,更优选为0.05%以上。
(B:0.010%以下(不包括0%))
B是淬火性提高元素,还是具有强化旧奥氏体晶界的效果、有助于破坏的抑制的元素。但是,即使过剩地含有B上述效果也饱和,因此B含量的上限优选设为0.010%以下。更优选为0.0050%以下。需要说明的是,为了有效地发挥上述的效果,B含量优选设为0.0005%以上,更优选为0.0010%以上。
(Nb:0.10%以下(不包括0%)以及Mo:0.5%以下(不包括0%)中的至少1种)
Nb与C、N形成碳氮化物,主要是有助于组织细微化的元素。但是,若Nb含量变得过剩,则形成粗大碳氮化物而钢材的延性劣化。因此,优选将Nb含量的上限设为0.10%以下。从成本降低的观点出发,更优选抑制在0.07%以下。需要说明的是,为了有效地发挥上述那样的效果,Nb含量优选设为0.003%以上,更优选为0.005%以上。
Mo也与Nb同样,是与C、N形成碳氮化物而有助于组织细微化的元素。Mo还是对回火后的强度确保也有效的元素。但是,若Mo含量变得过剩,则形成粗大碳氮化物而钢材的延性(盘簧性)劣化。因此,优选将Mo含量的上限设为0.5%以下,更优选为0.4%以下。需要说明的是,为了有效地发挥上述的效果,Mo含量优选设为0.15%以上,更优选为0.20%以上。
(V:0.4%以下(不包括0%))
V有助于强度提高、结晶粒细微化。但是,若V含量变得过剩,则成本增加。因此,V含量的上限优选设为0.4%以下,更优选为0.3%以下。需要说明的是,为了有效地发挥上述的效果,V含量优选设为0.1%以上,更优选为0.15%以上。
(Cr:0.8%以下(不包括0%))
Cr是对耐蚀性的提高有效的元素。但是,Cr是碳化物生成倾向强、在钢材中形成独自的碳化物、并且容易在渗碳体中以高浓度熔入的元素。含有少量的Cr是有效的,但在高频加热中,淬火工序的加热时间为短时间,因此使碳化物、渗碳体等熔入到母材中的奥氏体化容易变得不充分。因此,若大量含有Cr,则发生高浓度地固溶有Cr系碳化物、金属Cr的渗碳体的熔解残留,而成为应力集中源,因此容易破坏,耐氢脆性降低。从这样的观点出发,含有Cr时的上限优选设为0.8%以下。更优选0.5%以下(进一步优选0.4%以下)。需要说明的是,为了有效地发挥上述的效果,Cr含量优选设为0.01%以上,更优选为0.05%以上。
接着,对用于制造本发明的弹簧用钢线材的方法进行说明。本发明的弹簧用钢线材例如可以在熔制钢材后,进行轧制而得到钢线材后,根据需要实施冷拉丝加工(制成钢线),接着进行高频淬火回火处理而得到。为了容易地形成确保高强度、并且同时能够提高耐氢脆性的上述组织,需要按下述要领进行淬火回火处理。需要说明的是,下述的热处理条件是在钢材表面测定的值。
(淬火条件)
若淬火加热温度T1变得高于1000℃,则旧奥氏体晶粒粗大化,特性(耐氢脆性)降低。另外,若淬火加热温度T1过高,则晶粒粗大化而晶界的量减少,不能得到细微的碳化物(从晶界优先地析出碳化物,因此晶界多时碳化物容易分散)。因此将淬火加热温度T1设为1000℃以下。该温度T1优选为980℃以下,更优选为930℃以下。另一方面,若淬火加热温度T1变得低于850℃,则碳化物不充分地固溶,不能充分实现奥氏体化,在该淬火回火工序中,不能充分确保回火马氏体组织,不能得到高强度。另外,若淬火加热温度T1过低,则碳化物不充分地固溶,未固溶的碳化物残留,碳化物量不足。淬火加热温度T1优选为870℃以上,更优选为900℃以上。
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1若比40℃/秒更慢,则旧奥氏体晶粒粗大化,特性降低。另外,若平均升温速度HR1过慢,则晶粒粗大化而晶界的量减少,不能得到细微的碳化物。因此,平均升温速度HR1为40℃/秒以上。优选为50℃/秒以上,更优选为100℃/秒以上。另一方面,从温度控制的观点出发,上述平均升温速度HR1的上限为400℃/秒左右。需要说明的是,对于从室温到100℃的平均升温速度没有特别要求。
若在淬火加热温度T1的保持时间t1长于90秒,则旧奥氏体晶粒粗大化,特性(耐氢脆性)降低。另外,若保持时间t1过长,则晶粒粗大化而晶界的量减少,不能得到细微的碳化物。因此,保持时间t1必须设为90秒以下。保持时间t1优选为60秒以下,更优选为40秒以下。需要说明的是,为了防止碳化物的熔入不足造成的奥氏体化的不足,而得到所期望的组织(回火马氏体主体的组织),优选将该t1设为5秒以上。另外,若保持时间t1过短,则碳化物不充分地固溶,未固溶的碳化物残留,碳化物量不足。更优选为10秒以上,进一步优选为15秒以上。
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度(CR1)若过慢,则淬火变得不充分,不能确保强度。因此,平均冷却速度CR1必须设为5℃/秒以上。平均冷却速度CR1优选为10℃/秒以上,更优选为20℃/秒以上。需要说明的是,平均冷却速度CR1的上限为100℃/秒左右。
(回火条件)
若回火加热温度T2过低,则不充分回火,强度变得过高,产生减径值极端地降低这样的问题。另一方面,若回火加热温度T2变高,则难以达成抗拉强度:1900MPa以上(优选2000MPa以上)。回火加热温度T2的范围为350~550℃的范围(优选400~500℃),可以根据要求强度适当决定。
若从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2慢,则碳化物粗大化,不能确保期望的特性。另外,若平均升温速度HR2过慢,则来自晶界的碳化物的生成频率降低,不能得到细微的碳化物。因此,本发明中,将平均升温速度HR2设为30℃/秒以上。优选为40℃/秒以上,更优选为50℃/秒以上。但是,若平均升温速度HR2过快,则温度控制变得困难,容易产生强度上的偏差,因此优选为300℃/秒以下,更优选为200℃/秒以下。需要说明的是,对于从室温到100℃的平均升温速度没有特别要求。
若在回火加热温度T2的保持时间t2长于90秒,则碳化物粗大化,耐氢脆性降低。保持时间t2优选为70秒以下,更优选为50秒以下,进一步优选为40秒以下,特别优选为12秒以下。另一方面,本发明以进行高频加热为前提,若保持时间t2过短,则在粗径钢线材的情况下,容易产生圆周方向的截面内的硬度偏差,难以实现稳定的强度提高。因此,在本发明中,优选将保持时间t2设为5秒以上。该保持时间t2更优选为7秒以上,进一步优选为10秒以上。需要说明的是,此时的保持时间t2在上述范围内根据要求强度适当调整即可。
若回火加热后从回火加热温度T2(其中,上述T2为400℃以上时为400℃)到100℃的平均冷却速度CR2慢,则碳化物粗大化而不能确保所期望的特性(来自晶界的碳化物的生成频率降低,不能得到细微的碳化物)。因此,在本发明中,将上述平均冷却速度CR2设为30℃/秒以上。优选为40℃/秒以上,更优选为50℃/秒以上。需要说明的是,平均冷却速度CR2的上限为300℃/秒左右。另外,对于从100℃到室温的平均冷却速度没有特别限定。
本发明的弹簧用钢线材的直径为例如7~20mm(优选10~15mm)。该弹簧用钢线材随后通过弹簧加工成形为高强度弹簧,能够得到耐氢脆性优异、且发挥良好的机械特性的高强度弹簧。
为了得到优异的耐氢脆性,降低熔制的钢材的偏析,即使是提高了C、Si的成分系也需要降低未固溶碳化物、粗大的残留奥氏体。另外,需要降低偏析,使钢中的成分变得均匀,在回火马氏体组织中,抑制生成的碳化物的偏析,使碳化物更细微分散于钢中,增加被细微碳化物捕集的氢量。为此,熔制后实施在1200℃以上进行加热的均热变得重要。另外,轧制中,变成在低温下也具有偏析的降低效果的30mm以下后,按照线材温度(线温)成为900℃以上的方式调整轧制温度变得重要。
本申请基于在2012年12月21日申请的日本专利申请第2012-279437号主张优先权的利益。2012年12月21日申请的日本专利申请第2012-279437号的说明书的全部内容在本申请中用于参考被援引。
【实施例】
以下,举实施例更具体地说明本发明,但本发明当然不受下述实施例的限制,当然可以在能够适合前、后述的主旨的范围内施加变更来实施,这些均包含于本发明的技术范围。
在小型真空熔解炉中熔制下述表1、2所示化学成分组成的钢材(钢材No.1~63),锻造成155mm见方(截面形状为155mm×155mm)的钢坯后,在1200℃实施1小时的均热。通过实施均热,偏析降低,即使是提高了C、Si的成分系也能降低未固溶碳化物、粗大的残留奥氏体,能够得到优异的耐氢脆性。另外,通过偏析的降低,钢中的成分变得均匀,在回火马氏体组织中,生成的碳化物的分布不均消失,能够使其更细微分散于钢中,能够增加被细微碳化物捕集的氢量。均热后,热轧而得到直径14.3mm的线材。轧制中,在达到30mm以下的线径的阶段,按照线温成为900℃以上的方式调整轧制温度。然后,将该线材冷拔加工(拉丝)到直径12.0mm而制成钢线后,在高频诱导加热炉中,在下述的条件下进行淬火回火,得到弹簧用钢线。
(利用高频的淬火条件)
淬火加热温度T1:930℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度:200℃/秒
在淬火加热温度T1的保持时间t1:15秒
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1:80℃/秒
(利用高频的回火条件)
按照在回火加热温度T2:350~550℃的范围内成为2000MPa的方式设定
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2:100℃/秒
在回火加热温度T2的保持时间t2:10秒
回火加热后从加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2:100℃/秒
(利用炉加热的淬火条件)
淬火加热温度T1:900℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度:2℃/秒
在淬火加热温度的保持时间t1:10分钟
淬火冷却速度:80℃/秒
(利用炉加热的回火条件)
按照在回火加热温度T2:300~500℃的范围内成为2000MPa的方式设定
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度:2℃/秒
在回火加热温度T2的保持时间t2:60分钟
回火加热后从加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度:100℃/秒
【表1】
【表2】
使用得到的钢线,利用以下的方法进行钢组织的评价(旧奥氏体结晶粒度号的测定、回火马氏体分率的测定)、抗拉特性的评价(抗拉强度的测定)、耐氢脆性、钢材中的氢量的评价。
(旧奥氏体结晶粒度号的测定)
按照钢线的横截面D/4位置成为观察面的方式采集试样,将该采集的试样埋入树脂,研磨后使用苦味酸系的腐蚀液使旧奥氏体晶界出现,利用JIS G 0551:2005规定的方法求出旧奥氏体结晶粒度号。此时利用光学显微镜以400倍进行确认,确认到任一个的组织中,相对于全部组织,回火马氏体均为80面积%以上。
(抗拉特性的评价(盘簧性的评价))
加工成JIS14号试验片,按照JIS Z 2241:1998,利用万能试验机在十字头速度:10mm/分钟的条件下进行抗拉试验,测定抗拉强度TS。然后,将抗拉强度TS为1900MPa以上评价为高强度(合格)。
(耐氢脆性的评价(氢脆化试验))
从钢线切出宽度:10mm×厚度:1.5mm×长度:65mm的试验片。然后,在对于试验片通过4点弯曲来作用1400MPa的应力的状态下,将试验片浸渍于1L中硫酸为0.5mol、硫氰酸钾为0.01mol的混合溶液中。使用恒电位仪施加比SCE电极(饱和甘汞电极)更低的-700mV的电压,测定直到破裂发生为止的时间(断裂时间)。而且,断裂时间为1100秒以上时评价为耐氢脆性优异(判定“○”)。
(钢线中的氢吸藏量的测定)
从钢线切出宽度:10mm×厚度:1.0mm×长度:30mm的试验片。然后,将试验片在无应力的状态下,浸渍于1L中硫酸为0.5mol、硫氰酸钾为0.01mol的混合溶液中。在使用恒电位仪施加比SCE电极更低的-700mV的电压的状态下,保持15小时,取出后立即实施放出氢量的测定。放出氢量利用气相色谱装置通过升温分析进行测定。升温速度以100℃/小时进行测定,将到300℃为止的放出氢量作为氢吸藏量。该氢吸藏量为14.0ppm以上时,氢量判定为“○”。
将其结果与热处理条件一起示于下述表3、4中。
【表3】
【表4】
由此结果可以分析如下。可知钢材No.5~18、27、31~42、57~63是满足本发明中规定的要件的实施例,发挥良好的耐氢脆性。
与此相对,钢材No.1~4、19~26、28~30、43~56是不满足本发明中规定的任一要件的比较例,耐氢脆性劣化。即,钢材No.1~3是[C]+[Si]/8的值不满足本发明中规定的范围的例子(C含量也不足,氢量判定也为“×”),预想到细微碳化物的个数不足,耐氢脆性劣化。另外,钢材No.4是C含量不足的例子(氢量判定也为“×”),预想到细微碳化物的个数不足,耐氢脆性劣化。
钢材No.19是([C]+[Si]/8)的值超过本发明中规定的范围的例子,预想到淬火时碳化物的熔入不足,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。钢材No.20、21是C含量过剩的例子(([C]+[Si]/8)的值也超过本发明中规定的范围),预想到淬火时碳化物的熔入不足,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。
钢材No.22是Si含量过剩的例子(([C]+[Si]/8)的值也超过本发明中规定的范围),预想到淬火时碳化物的熔入不足,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。钢材No.23是([C]+[Si]/8)的值不满足本发明中规定的范围的例子(氢量判定也为“×”),预想到细微碳化物的个数不足,耐氢脆性劣化。
钢材No.24是Si含量不足的例子(([C]+[Si]/8)的值也不满足本发明中规定的范围,氢量判定也为“×”),预想到细微碳化物的个数不足,耐氢脆性劣化。钢材No.25是Si含量过剩的例子,预想到淬火时碳化物的熔入不足,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。
钢材No.26是Si含量不足的例子(氢量判定也为“×”),预想到细微碳化物的个数不足,耐氢脆性劣化。钢材No.28是Mn含量过剩的例子,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。
钢材No.29是P含量过剩的例子,预想到P在晶界偏析而晶界脆化,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。钢材No.30是S含量过剩的例子,预想在晶界偏析而晶界脆化,氢量判定为“○”,但耐氢脆性劣化。
钢材No.43~56是进行炉加热的例子,旧奥氏体的结晶粒度号小(结晶粒粗大化,且氢量判定也为“×”),耐氢脆性劣化。
产业上的可利用性
本发明的高强度弹簧用钢线材是回火马氏体为80面积%以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材,满足规定的化学成分组成,且C与Si满足下述(1)式的关系,旧奥氏体结晶粒度号为10号以上,并且氢吸藏量为14.0ppm以上,由此,即使抑制合金元素的添加量,也能确保耐氢脆性。
0.73%≤[C]+[Si]/8≤0.90%…(1)
其中,[C]和[Si]分别表示C和Si的含量(质量%)。

Claims (5)

1.一种高强度弹簧用钢线材,其特征在于,其是回火马氏体为80面积%以上、抗拉强度为1900MPa以上的高强度弹簧用钢线材,
所述钢线材分别以质量%计含有:
C:0.50~0.70%、
Si:1.50~2.3%、
Mn:0.3~1.5%、
P:0.015%以下且不包括0%、
S:0.015%以下且不包括0%、以及
Al:0.001~0.10%,
且C与Si满足下述(1)式的关系,余量为铁和不可避免的杂质,旧奥氏体结晶粒度号为10号以上,并且氢吸藏量为14.0ppm以上,
0.73%≤[C]+[Si]/8≤0.90%...(1)
其中,[C]和[Si]分别表示C和Si的质量百分比含量。
2.如权利要求1所述的高强度弹簧用钢线材,其以质量%计还含有属于下述(a)~(f)中任一项的1种以上的元素,
(a)Cu:0.7%以下且不包括0%以及Ni:0.7%以下且不包括0%中的至少1种;
(b)Ti:0.10%以下且不包括0%;
(c)B:0.010%以下且不包括0%;
(d)Nb:0.10%以下且不包括0%以及Mo:0.5%以下且不包括0%中的至少1种;
(e)V:0.4%以下且不包括0%;
(f)Cr:0.8%以下且不包括0%。
3.如权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢线材,其直径为7~20mm。
4.一种耐氢脆性优异的高强度弹簧用钢线材的制造方法,其特征在于,在下述条件下对满足权利要求1或2所述的化学成分组成的线材或钢线进行高频淬火和回火,
淬火条件
淬火加热温度T1:850~1000℃
从100℃到淬火加热温度T1为止的平均升温速度HR1:40℃/秒以上
在淬火加热温度T1的保持时间t1:90秒以下
淬火加热后从300℃到80℃的平均冷却速度CR1:5℃/秒以上且100℃/秒以下
回火条件
回火加热温度T2:350~550℃
从100℃到回火加热温度T2为止的平均升温速度HR2:30℃/秒以上
在回火加热温度T2的保持时间t2:90秒以下
回火加热后从回火加热温度T2到100℃为止的平均冷却速度CR2:30℃/秒以上。
5.一种高强度弹簧,其是使用权利要求1或2所述的高强度弹簧用钢线材而得到的。
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