CN105358726B - 螺旋弹簧及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种耐疲劳性优异的螺旋弹簧。其由钢构成，所述钢含有C：0.40～0.70％、Si：1.50～3.50％、Mn：0.30～1.50％、Cr：0.10～1.50％、V：0.50～1.00％、Al：0.01％以下(不包括0％)，其余部分为铁和不可避免的杂质，位于距表层0.3mm深度的原奥氏体结晶的平均晶粒度级别为11.0以上，并且所述原奥氏体结晶的粒度级别与最大频率的粒度级别之差在小于3的范围内，且具备距表层深度为0.30～1.00mm的渗碳固化层，同时，位于距表层深度方向(1/4)×直径的维氏硬度平均值为600以上。

Description

螺旋弹簧及其制造方法
技术领域
本发明涉及螺旋弹簧及其制造方法，详细地涉及耐疲劳性优异的螺旋弹簧及其制备方法。
背景技术
螺旋弹簧在汽车的发动机、离合器、悬架等中用作气门弹簧、离合器弹簧、悬架弹簧等。螺旋弹簧长期以高应力反复使用，因此要求高水平的耐疲劳性。
例如作为发动机的气门弹簧用线材，JIS中规定气门弹簧用油回火线(SWO-V：JISG 3561)、气门弹簧用铬钒钢油回火线(SWOCV-V：JIS G 3565)和气门弹簧用硅铬钢油回火线(SWOSC-V：JIS G 3566)等，一直以来，主要使用疲劳强度优异的SWOSC-V。
制造气门弹簧的一般方法是：这些线材通过对轧制材拉丝后进行淬火·回火处理而制成所需的强度，使用所述线材，卷绕成所需形状的弹簧后，通过进行氮化、喷丸、回火、凝固等处理，得到耐疲劳性优异的弹簧。
从环境保护或资源保护的观点出发，对于汽车的排气的净化、提高燃油效率的要求提高，对此有很大帮助的是汽车的轻质化，还要持续不断致力于构成车体的各部件的轻质化。
对于气门弹簧，通过进一步提高其耐疲劳性，可使气门弹簧小型化，并有助于发动机的轻质化。因此，提出了用于改善气门弹簧耐疲劳性的方案。
例如专利文献1公开了具有规定的成分组成且表面具备渗碳固化层(0.05～1.00mm)，同时将位于距表面0.02mm的硬度设在规定的范围(650～1000Hv)内来提高耐疲劳性的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2012-77367号公报
发明内容
发明要解决的问题
上述专利文献1的耐疲劳性是5000万次水平，但近年来汽车向更进一步的轻质化、高输出功率化发展，随之需求具有更优异耐疲劳性的螺旋弹簧。
本发明是鉴于上述问题而提出的，其目的在于提供一种耐疲劳性优异的螺旋弹簧以及该耐疲劳性优异的螺旋弹簧的制造方法。
解决问题的手段
能够解决上述课题的本发明具有如下特征：其由钢构成，所述钢含有C：0.40～0.70％(％表示“质量％”、对于化学成分组成以下均相同)、Si：1.50～3.50％、Mn：0.30～1.50％、Cr：0.10～1.50％、V：0.50～1.00％和Al：0.01％以下(不包括0％)，其余部分为铁和不可避免的杂质，位于距表层0.3mm深度的原奥氏体结晶的平均晶粒度级别为11.0以上，所述原奥氏体结晶的晶粒度级别与最大频率的晶粒度级别之差在小于3的范围内，且具备距表层深度为0.30～1.00mm的渗碳固化层，同时，位于距表层深度方向(1/4)×直径的维氏硬度平均值为600以上。
进一步地，作为上述螺旋弹簧的化学成分组成，其优选实施方式是含有Ni：1.50％以下(不包括0％)和/或Nb：0.50％以下(不包括0％)。
在制造如上述的耐疲劳性优异的螺旋弹簧时，推荐在1000℃以上进行真空渗碳处理。
发明效果
根据本发明，通过适当地控制化学成分组成和原奥氏体晶粒度，同时适当地控制距螺旋弹簧表层的渗碳固化层深度和维氏硬度，能够提供耐疲劳性优异的螺旋弹簧。此外，根据本发明的方法，能够提供上述耐疲劳性优异的螺旋弹簧。
附图说明
图1是螺旋弹簧的渗碳固化层测定位置和(1/4)×直径位置的维氏硬度测定位置的说明示意图。
图2是螺旋弹簧的原奥氏体晶粒度测定位置的说明示意图。
具体实施方式
本发明人等为了提供比既往进一步提高耐疲劳性、发挥后述实施例的断裂寿命试验中超过6000万次的结果的具有优异耐疲劳性的螺旋弹簧，从各种角度进行了研究。专利文献1中虽然提高C添加量的同时控制金属组织，但仅仅如此还不能获得6000万次水平的断裂寿命(专利文献1的实施例4和模拟该实施例的表2的No.8)。
于是，本发明人等为了达到更优异的耐疲劳性，对化学成分组成和金属组成等进行了研究，其结果发现螺旋弹簧的韧性和强度会对螺旋弹簧使用中的疲劳折损带来影响，通过适当地对其进行控制，可以显著提高耐疲劳性。
首先，为提高螺旋弹簧强度，需要充分确保距形成螺旋弹簧的钢表层(下面仅称为“表层”)一定程度的渗碳固化层的深度、钢内部(1/4×形成螺旋弹簧的钢线直径D、下面有时表示为“1/4×D”。)的维氏硬度。为了充分确保渗碳固化层的深度、维氏硬度，需要提高渗碳处理时的温度，但只是在高温下进行渗碳处理的话，还不能提高断裂寿命。其理由是如果在高温下进行渗碳处理，则原奥氏体的晶粒会粗大化或该原奥氏体的晶粒度产生不均匀(是指有晶粒度级别差，下面有时称为“混合晶粒”)，使螺旋弹簧的韧性显著下降，反而使断裂寿命变差。
对上述问题，本发明人等进行了反复专心研究，结果可知通过适当地控制钢的化学成分组成，能够解决上述问题。可知特别是通过在化学成分组成中提高V量，即使在高温下进行渗碳处理，也能够抑制原奥氏体的晶粒度粗大化，也能进一步抑制混合晶粒。
于是，本发明中发现以满足以下的化学成分组成作为前提，通过进一步适当地控制渗碳层深度、维氏硬度、原奥氏体晶粒度，可以保持提高耐疲劳性所需的强度与韧性的平衡，能够提供具有上述优异的耐疲劳性的螺旋弹簧，从而完成了本发明。
下面，对本发明螺旋弹簧的化学成分组成进行说明。
C：0.40～0.70％
C是为确保负荷高应力的螺旋弹簧的强度和螺旋弹簧的1/4×D位置的维氏硬度有用的元素。为了发挥这一效果，C含量为0.40％以上、优选0.45％以上、更优选0.50％以上。但是如果C含量过量，则韧性降低，同时螺旋弹簧的表面瑕疵增大使耐疲劳性降低。因此C含量为0.70％以下、优选0.65％以下、更优选0.60％以下。
Si：1.50～3.50％
Si与C同样，是对确保维氏硬度有用的元素，此外是提高螺旋弹簧强度、提高耐疲劳性、耐衰减性的有效元素。为了发挥这一效果，Si含量为1.50％以上、优选1.80％以上、更优选2.10％以上。但是如果Si含量过量，则韧性变差，螺旋弹簧制造过程中冷加工性能、热加工性能下降使制品成品率变差，或促进热处理时的脱碳而使耐疲劳性降低。因此Si含量为3.50％以下、优选3.30％以下、更优选3.10％以下。
Mn：0.30～1.50％
Mn是提高淬火性而使螺旋弹簧强度提高的有效元素。此外具有将对耐疲劳性有害的钢中的S固定为MnS而减低其危害的作用。为了发挥这一效果，Mn含量为0.30％以上、优选0.40％以上、更优选0.50％以上。但是如果Mn含量过量，则不仅仅韧性变差，冷加工性能、疲劳强度也降低。因此，Mn含量为1.50％以下、优选1.20％以下、更优选0.90％以下。
Cr：0.10～1.50％
Cr与Mn同样，是提高淬火性能而使螺旋弹簧强度提高的有效元素。此外Cr降低C活度而也具有防止热轧时、热处理时脱碳的效果。为了发挥这一效果，Cr含量为0.10％以上、优选0.15％以上、更优选0.20％以上。但是如果Cr含量过量，则在真空渗碳处理中C扩散系数显著降低，因此难以形成所期望的渗碳固化层，耐疲劳性降低。此外，如果为了确保所期望的渗碳固化层而提高渗碳温度，则原奥氏体结晶粗大化，同时产生混合晶粒，耐疲劳性变差。因此，Cr含量为1.50％以下、优选1.20％以下、更优选0.90％以下。
V：0.50～1.00％
V是使原奥氏体晶粒微细化的有效元素。V特别是抑制在提高渗碳温度以确保所期望的渗碳固化层时成为问题的原奥氏体结晶粗大化、混合晶粒发生的有效元素。为了发挥这一效果，V含量为0.50％以上、优选0.53％以上、更优选0.56％以上。但是如果V含量过量，则较多地形成V碳化物，导致延性下降，冷加工性能、耐疲劳性变差。因此，V含量为1.00％以下、优选0.90％以下、更优选0.80％以下。
Al：0.01％以下(不包括0％)
Al是脱氧元素，但如果过量含有，则形成AlN等夹杂物。这些夹杂物可显著降低螺旋弹簧的耐疲劳性。因此，Al含量需要降低至0.01％以下、优选0.008％以下、更优选0.006％以下。
构成本发明螺旋弹簧的钢的基本化学成分组成如上所述，其余成分实质上是铁。此处的“实质上”是指在不损害本发明特征的范围内允许混入微量元素，所述微量元素是在包括废料在内的钢原料中或在制铁·制钢工序、进一步地在制钢预备处理工序等中不可避免混入的。例如，作为不可避免的杂质，可例示P(优选0.016％以下、更优选0.015％以下)或S(0.015％以下)。
本发明中，作为其他元素，根据需要还能以下述范围含有Ni和Nb两者或者其中一者。根据含有的元素种类，可进一步提高螺旋弹簧的特性。
Ni：1.50％以下(不包括0％)
Ni是提高由C而高强度化的螺旋弹簧韧性的有效元素。为了发挥这一效果，Ni含量优选0.05％以上、更优选0.10％以上。但是Ni含量如果过量，则过量产生残余奥氏体，耐疲劳性降低。因此，Ni含量优选1.50％以下、更优选1.20％以下、进一步优选0.90％以下。
Nb：0.50％以下(不包括0％)
Nb在热轧和淬火回火处理中对晶粒起微细化作用，是提高延性的有效元素。为了发挥这一效果，Nb含量优选0.01％以上、更优选0.02％以上。但是Nb含量如果过量，则产生过量V碳化物使延性变差，冷加工性能、疲劳强度降低。因此，Nb含量优选0.50％以下、更优选0.40％以下、进一步优选0.30％以下。
对于提高耐疲劳性，不仅仅如上所述适当地控制化学成分组成，进一步地适当地控制金属组织(控制原奥氏体结晶)或渗碳固化层、维氏硬度也十分重要。
原奥氏体结晶的平均晶粒度级别：11.0以上
通过将位于距螺旋弹簧表层0.3mm深度的原奥氏体结晶的晶粒度级别进行微细化、提高韧性，能够大幅度提高耐疲劳性。为了发挥这一效果，原奥氏体结晶的平均晶粒度级别为11.0以上、优选12.0以上、更优选13.0以上。另一方面，从提高韧性的观点出发，原奥氏体结晶的平均晶粒度级别的上限没有特别限制，如果考虑制造容易性、合金成本，则优选大约15.0以下、更优选14.0以下。
原奥氏体结晶的晶粒度级别差：与最大频率的晶粒度级别相比在小于3的范围内
如果在位于距上述表层0.3mm深度处测定的原奥氏体结晶的晶粒度级别的不均匀大，则即使满足上述平均晶粒度级别，韧性也显著降低，冷加工性能、耐疲劳性变差。因此，本发明中测定的各原奥氏体结晶的晶粒度级别与最大频率的晶粒度级别之差需要进一步地设为小于3、优选2以下、更优选1以下。需要说明的是，将本发明中满足这样晶粒度级别差条件的情况称为“无混合晶粒”。
本发明中通过满足上述奥氏体晶粒的平均晶粒度级别、并进一步抑制混合晶粒，可以改善耐疲劳性。
渗碳固化层：距螺旋弹簧表层的深度为0.30～1.00mm
适当的渗碳固化层对提高耐疲劳性是有效的。即，通过对螺旋弹簧表面侧进行充分固化，能够抑制发生以高负荷应力反复使用时以弹簧表面为起点的折损。为了发挥这一效果，需要形成至少距螺旋弹簧表层深度为0.30mm以上、优选0.40mm以上、更优选0.50mm以上的渗碳固化层。但是渗碳固化层如果过量，则析出粗大的碳化物，因此反而使耐疲劳性变差。因此，需要将渗碳固化层设为距螺旋弹簧表层深度为1.00mm以下、优选0.90mm以下、更优选0.80mm以下。
距表层的深度方向(1/4)×直径D的维氏硬度平均值：600以上
螺旋弹簧的钢内部适当的维氏硬度(Hv)对提高耐疲劳性是有效的。即，如果螺旋弹簧的内部硬度低，则以高负荷应力反复使用时，即使施加到弹簧的应力在弹性限度内，也会对螺旋弹簧产生塑性变形，不能发挥所需的弹簧应力，耐疲劳性降低。因此，从提高耐疲劳性的观点出发，至少距螺旋弹簧表层的深度方向(1/4)×D的维氏硬度平均值为600以上、优选670以上、进一步优选690以上。维氏硬度平均值的上限没有特别限制，但如果过硬，则韧性降低，反而使耐疲劳性降低，因此上述维氏硬度平均值优选750以下、更优选730以下。
在制造如上所述的耐疲劳性优异的螺旋弹簧时，也希望适当地控制其制造条件。特别是为了确保上述规定的渗碳固化层深度和维氏硬度(平均值)，控制真空渗碳处理时的温度是有效的。下面，对在制造本发明螺旋弹簧时的优选条件进行说明。
本发明的螺旋弹簧可以通过如下方法制造：对满足上述规定化学成分组成的钢进行熔炼、热锻造、热轧成形成所期望线直径的线材，再进行削皮、淬火、拉丝、油回火之后成形为弹簧，对弹簧实施真空渗碳处理。之后，为了进一步提高疲劳特性，根据需要也可以实施喷丸、凝固等。
上述熔炼、热锻造、热轧条件没有特别限制，采用通常的制造条件即可。例如将满足上述规定化学成分组成的钢锭在熔炉里熔炼后，该铸锭进行开坯轧制而制作规定尺寸的坯料，从抑制影响加工性的变形抗力和抑制原奥氏体晶粒粗大化的观点出发，例如加热至900℃～1100℃左右后，以所期望的轧制率热轧成所期望的线形的线材即可。之后，以所期望的厚度进行削皮处理以去除线材表面的脱氧层，同时为了去除由削皮处理产生的加工固化层和得到拉丝性能优异的组织(例如珠光体)，进行淬火处理、利用IH(高频加热)设备的软化退火处理等。
之后，拉丝加工而制成所期望的线直径后，实施油回火处理制成弹簧用原材线。接着，以所期望的线圈直径、自由高度、匝数成形为弹簧。这样在渗碳处理前成形为弹簧形状的原因是因为在用于形成渗碳固化层而进行的渗碳淬火·回火后，钢表层部(渗碳固化层)变硬，延性降低，难以形成螺旋弹簧。
成形为弹簧形状后实施真空渗碳处理，本发明中为了得到上述规定的渗碳固化层深度和维氏硬度，需要在1000℃以上的高温渗碳温度下进行真空渗碳处理。如果渗碳温度低于1000℃，则不能得到所期望的渗碳固化层、维氏硬度，耐疲劳性降低。优选渗碳温度为1020℃以上、更优选1040℃以上。但是如果渗碳温度过高，则有时析出粗大的碳化物或变得过硬而韧性降低、耐疲劳性降低。因此，渗碳温度优选1100℃以下、更优选1080℃以下。
接着，实施渗碳处理。如果渗碳处理时脱碳较多且处理温度的不均较大，则螺旋弹簧的疲劳强度降低。因此，本发明中从抑制脱碳、温度不均的观点出发，进行真空渗碳处理。此外，通过在1000℃以上的温度下进行真空渗碳处理，能够以上述所期望的厚度形成均匀的渗碳固化层。渗碳时间和扩散时间没有特别限制，以形成上述所期望的渗碳固化层的程度即可，例如渗碳时间可以是1分钟～10分钟、扩散时间可以是1分钟～10分钟。
上述渗碳处理后，进行气体冷却至A1转变点以下的温度或者进行油淬火。之后，希望实施再加热处理(例如在830℃～850℃下10～30分钟)，由此能够使原奥氏体晶粒达到进一步的微细化。此外，根据需要还可实施用于提高韧性延性的回火处理。
为了进一步提高耐疲劳性，得到的螺旋弹簧还可根据需要实施通常的喷丸、凝固。
制造本发明的螺旋弹簧时，对上述以外的条件没有特别限制，采用通常的制造条件即可。
这样得到的螺旋弹簧可以在如上所述的发动机用气门弹簧或变速器用弹簧等各种用途中用作耐疲劳性优异的螺旋弹簧。
本申请要求2013年7月9日申请的日本专利申请第2013-143514号的优先权。为了参考，2013年7月9日申请的日本专利申请第2013-143514号说明书的全部内容援引到本申请中。
实施例
下面，举出实施例来更具体地说明本发明，但本发明并不受下述实施例的限制，可在符合前、后述宗旨的范围内适当地加以变更进行实施，这些都包含在本发明的技术范围内。
将钢材在真空溶解炉中熔炼并热锻造，使其成为下表1所示化学成分的钢A～H(其余为铁和不可避免的杂质)，制作155mm见方的坯料。将该坯料在1000℃下加热并热轧，制作直径8.0mm的弹簧用线材。将该弹簧用线材软化退火(660℃下保持2小时)，然后将该弹簧用线材表层部0.15mm进行削皮而去除脱碳层。之后，将该弹簧用线材在中性气体气氛中加热至温度900℃以上暂且奥氏体化。接着，对该弹簧用线材实施铅淬火处理(加热温度980℃、铅炉温度：620℃)，使组织进行珠光体转变。之后，将该弹簧用线材冷拉丝加工成线直径4.1mm，在适于各线材成分的条件下进行油回火处理(加热温度：900℃～1000℃、淬火油温度：60℃、回火温度：400～500℃)，制作弹簧用原材线。使用该弹簧用原材线进行弹簧冷成形(线圈的平均直径24.60mm、自由高度46.55mm、有效匝数5.75)而得到弹簧。
接着，将得到的弹簧加热至下表2记载的“渗碳温度”，实施真空渗碳处理(渗碳时间5分钟、扩散时间3分钟)。之后，将该弹簧在950℃下保持15分钟后，在保持在50℃的油中浸渍并淬火，之后，实施回火(350℃、90分钟)。对得到的弹簧进行3级喷丸(从第1级起缓慢地减小投射的粒径)，接着进行热凝固(230℃、相当于τmax＝1600MPa)。对得到的螺旋弹簧(测试材料No.1～13)进行以下的测定和试验。
(渗碳固化层深度)
渗碳固化层的深度通过测定螺旋弹簧的碳浓度而特定。具体而言，如图1所示，距形成螺旋弹簧的钢线横截面的中心点起以90度间隔划4根线，测定各线上碳(C)％浓度与添加的碳(C)％同等的深度。将测定值记载在表中的“渗碳固化层深度”栏内。本发明中渗碳固化层深度在0.30mm～1.00mm的范围内时为合格。
(1/4×D位置的维氏硬度)
螺旋弹簧的硬度(Hv)利用维氏硬度计进行测定。具体而言，如图1所示，在以90度间隔划的4根线上对形成螺旋弹簧的钢线横截面的1/4×直径D位置(d/4)进行测定(试验荷重10kgf)，计算其平均值。将平均值记载在表中的“维氏硬度”栏内。本发明中维氏硬度为600以上为合格。
(原奥氏体结晶的平均晶粒度级别)
螺旋弹簧的原奥氏体结晶的晶粒度的测定方法如下所述。具体而言，首先，如图2所示，确定距螺旋弹簧横截面的中心点起以45度间隔进行8等分的分区。然后，根据JIS G0551，用光学显微镜(倍率400倍)观察(每个视野的尺寸：250μm×200μm)并测定各分区内距形成螺旋弹簧的钢线的表层朝向中心部0.3mm深度位置的原奥氏体结晶的晶粒度。将平均测定值记载在表中的“原γ结晶的平均晶粒度级别”栏内。本发明中原奥氏体结晶的平均晶粒度级别为11.0以上为合格。
(原奥氏体结晶的晶粒度级别差)
螺旋弹簧的原奥氏体结晶的晶粒度级别差的判断方法如下所述。将上述测定的各原奥氏体结晶的晶粒度级别与最大频率的晶粒度级别之差在3以上的不同晶粒存在的情形判断为有混合晶粒。表中的“混合晶粒”栏内，存在混合晶粒的情形记载为“有”，不存在混合晶粒的情形记载为“无”。
(耐疲劳性：疲劳试验)
对得到的各测试材料负荷最大剪切应力(τmax)588±441Mpa的剪切应力，进行达6000万次的疲劳试验。将能够对测试材料负荷达6000万次剪切应力的情形(即没有折损的情形)判定为“A”(耐疲劳性优异)，表中记载为“＞6000”。此外，将未能对测试材料负荷达6000万次剪切应力的情形(即中途发生折损的情形)判定为“F”(耐疲劳性差)，表中记载发生断裂时的次数。
[表1]
[表2]
由上述结果可进行如下考察。No.1～7是满足本发明中规定的必要条件(化学成分组成、晶粒度、渗碳固化层深度、维氏硬度)的例子。No.1～7的螺旋弹簧的任何一个在高负荷应力下的断裂寿命长(A判定)，耐疲劳性优异。
与此相对，No.8～13不满足本发明中规定的化学成分组成、优选的制造条件，因此不能确保规定的晶粒度、渗碳固化层深度、维氏硬度等，是耐疲劳性差结果(F判定)的例子。
No.8、9是使用相同钢种类的例子，此二者是模拟专利文献1的实施例No.4(专利文献1的钢种类A、渗碳条件L)的例子。No.8、9是V添加量少且Cr添加量多的例子，C的扩散系数显著降低，因此渗碳固化层浅。特别是No.8的渗碳温度也低，因此不能确保充分的渗碳固化层深度，耐疲劳性差。此外，No.9以本发明推荐的渗碳温度进行处理，但V添加量少，因此不能充分得到原奥氏体结晶的微细化效果，还产生混合晶粒，耐疲劳性差。
No.10的V添加量少，因此如果以规定渗碳温度进行处理，则产生混合晶粒，耐疲劳性差。
No.11是C、Si的添加量少且渗碳处理温度低的例子。该例不能得到规定的维氏硬度，耐疲劳性差。
No.12、13的渗碳温度低，因此不能得到规定的渗碳固化层深度，耐疲劳性差。

Claims (3)

1.一种螺旋弹簧，其特征在于，是具有断裂寿命试验中超过6000万次的优异耐疲劳性的螺旋弹簧，其由钢构成，所述钢含有C：0.40～0.70％、Si：1.50～3.50％、Mn：0.30～1.50％、Cr：0.10～1.50％、V：0.53～1.00％和Al：0.01％以下但不包括0％，其余部分为铁和不可避免的杂质，所述化学成分组成中的％表示质量％，
位于距表层0.3mm深度的原奥氏体结晶的平均晶粒度级别为11.0以上，并且所述原奥氏体结晶的晶粒度级别与最大频率的晶粒度级别之差在小于3的范围内，且具备距表层深度为0.30～1.00mm的渗碳固化层，同时，位于距表层深度方向1/4×直径的维氏硬度平均值为600以上。
2.如权利要求1所述的螺旋弹簧，其进一步含有Ni：1.50％以下但不包括0％和/或Nb：0.50％以下但不包括0％。
3.一种螺旋弹簧的制造方法，其特征在于，对满足权利要求1或2的化学成分组成的钢进行熔炼、热锻造，加热到900℃～1100℃后，热轧形成线材，再进行削皮、淬火、拉丝、油回火之后形成为弹簧，对弹簧实施真空渗碳处理而进行制造，其中，在1000℃以上进行真空渗碳处理，在所述真空渗碳处理后，进行气体冷却至A1转变点以下的温度或者进行油淬火，之后，实施在830℃～850℃下10～30分钟的再加热处理。
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