CN117448699A - 一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法 - Google Patents

一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法，所述弹簧钢按重量百分比含有：C 0.56％～0.64％、Si 1.40％～2.00％、Mn 0.35％～0.75％、Cr 0.90％～1.30％、V 0.10％～0.20％、Mo 0.12％～0.25％、Al 0.020％～0.045％、P≤0.015％、S≤0.010％、O≤15ppm，[H]≤1.5ppm，[N]≤50ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质；本发明低成本的生产得到了抗拉强度≥2350MPa，屈服强度≥1850MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥43％，耐氢致延迟断裂寿命≥1200sec的弹簧钢，其同时具备高强度及耐氢脆延迟断裂性能。

Description

一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和 生产方法
技术领域
本发明属于弹簧钢技术领域，具体涉及一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法。
背景技术
近些年来，伴随着汽车轻量化目标的提出，与之相关的零部件材料研发方向也都向着这一目标倾斜，这其中就包括汽车重要安全构件的弹簧。汽车轻量化的主要思路是通过从成分、热处理工艺等方面进行改进，在提高材料强度的同时降低材料的重量，最终达到轻量化的要求。但是，随之而来的是新的难题，材料的氢脆敏感性提高。现阶段，学者中较为普遍的观点认为，材料的氢脆敏感性随着材料强度的提高而升高，氢脆主要是由于原子态氢引起的材料韧性降低或开裂的现象，氢脆对于构件的安全威胁较大，如何避免这一现象是高强韧弹簧钢研发过程中必须要着重考虑的技术关键。
中国专利CN 111321346 A公开了一种具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢及其生产方法，并具体公开了包括以下重量百分比的化学成分：C0.75％～0.85％、Si 1.60％～2.00％、Mn0.40％～0.60％、Cr 0.80p％～1.00％、V0.20％～0.30％、Nb0.03％～0.05％、Mo 0.10％～0.30％、Re 0.01％～0.03％、Al0.015～0.040％、N 0.005％～0.008％、P≤0.015％、S≤0.015％、O≤0.0015％，其余为Fe和其它不可避免的杂质；且A1/N≥3.5％，
29.1C+5.2Si+1.8Mn+3.5Cr+2.6V+0.8Nb+4.9Mo≥36％；经电炉冶炼--LF炉--真空脱气--连铸--开坯--线材轧制生产得到，本发明避免使用了大量的贵金属元素Ni及极易引起钢铜脆开裂的Cu元素,在C、Si、Mn、Cr、V、Nb、Mo、Re、N的相互作用下，在特定的工艺下低成本地生产得到了抗拉强度≥2300MPa的超高强度弹簧钢，且具有优异的耐延迟断裂性能和疲劳性能。此专利公开的弹簧钢虽然具有优异的耐延迟断裂性能，但是需要加入的合金元素较多，生产成本较高。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供了一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法，低成本的生产得到了弹簧钢的抗拉强度≥2350MPa，屈服强度≥1850MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥43％，耐氢致延迟断裂寿命≥1200sec，其同时具备高强度及耐氢脆延迟断裂性能。
本发明采取的技术方案如下：
一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢，按重量百分比含有：C0.56％～0.64％、Si 1.40％～2.00％、Mn 0.35％～0.75％、Cr 0.90％～1.30％、V0.10％～0.20％、Mo 0.12％～0.25％、Al 0.020％～0.045％、P≤0.015％、S≤0.010％、O≤15ppm，[H]≤1.5ppm，[N]≤50ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的金相组织为马氏体+无碳贝氏体+残余奥氏体。
所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的抗拉强度≥2350MPa，屈服强度≥1850MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥43％，耐氢致延迟断裂寿命≥1200sec。
本发明还提供了所述的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的热处理方法，所述热处理方法包括以下步骤：将弹簧钢快速加热至860～900℃保温，再降温至70-90℃保温，然后于240-280℃保温，最后水冷至室温。
所述热处理方法包括以下步骤：将弹簧钢以20～30℃/s的升温速率快速加热至860～900℃保温20～40min，再降温至70-90℃保温30-60s，然后于240-280℃保温70-120min，在此过程完成配分及回火，最后水冷至室温。
上述热处理过程中，先将钢种以20～30℃/s，优选为25℃/s的速度快速加热至奥氏体化温度860～900℃保温20～40min，再降温至T2温度淬火介质水中(70-90℃)保温30-60s，T2温度为Ms(马氏体转变的起始温度)-Mf(马氏体转变的结束温度)之间某一温度(淬火终止温度)保温一段时间，本发明优选采用T2温度为80℃保温30s，此步骤得到马氏体和残余奥氏体的混合组织，之后于T3温度(240-280℃)保温70-120min后再水冷至室温，T3温度为大于Ms温度的某一特定温度，在此温度完成配分和回火过程。其中，配分过程主要为碳的配分，面心立方奥氏体比体心立方的马氏体具有更高的碳溶解度，过饱和的马氏体相中的碳原子会向奥氏体相扩散，使碳原子在奥氏体中富集以获得稳定的残余奥氏体。而回火过程则为微合金元素的碳化物析出，本发明中配分温度为250℃，配分时间为100min。最终，材料的强度达到2350Mpa，延伸率达到20％。同时，抗氢脆腐蚀能力增强。微观组织由马氏体(初始淬火马氏体+二次淬火马氏体)、无碳贝氏体以及残余奥氏体组成，如图2所示。
本发明还提供了所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：转炉冶炼—LF精炼—RH处理—连铸—方坯轧制—线材轧制—热处理；所述热处理采用本发明所述的热处理方法进行。
所述LF精炼步骤中，LF炉精炼过程采用铝脱氧，将C、Si、Mn、Cr、V、Mo调至目标值。
所述RH处理步骤中：其处理过程真空度以及真空时间分别为70Pa、20min，[H]≤1.5ppm，严格控制氢原子的来源。同时，保证其中的氮元素达标，采用硅钙线进行夹杂物改质处理。
所述连铸步骤中，包钢水目标温度单开控制在液相线温度以上20～45℃，连浇控制在液相线温度以上15～40℃，并进行电磁搅拌处理，最终进行冷却，冷却时间≥48小时，以消除应力。
所述连铸步骤中，连铸成250mm规格方坯。
所述方坯轧制步骤中，加热温度为1235-1285℃，加热时间240-270min。使其内部夹杂物充分溶解以及合金元素的扩散及成分均匀。轧制完后的方坯进行扒皮精整。
所述方坯轧制步骤中，开坯过程将250mm×250mm大方坯轧制成150mm×150mm方坯，整个过程可以提高钢的压缩比，提高了成品线材的内部品质，同时方坯轧制也规避了圆坯轧制易出现的中心偏析。
所述线材轧制包括以下步骤：方坯扒皮→加热→高速线材控制轧制→斯太尔摩冷却线控冷→Φ5.5～10mm线材盘条成品。
为确保表面没有脱碳层，扒皮深度1.2mm以上；控制加热温度1060～1110℃，优选为1065～1085℃，均热时间为110～130min；终轧温度780～825℃，优选为800～820℃，高于此温度范围会造成后续冷却过程组织出现网状碳化物，低于此温度范围会造成后续冷却过程相变温度过低，出现贝氏体异常组织，以抑制再结晶奥氏体晶粒粗化，最终得到细晶组织；吐丝温度780～820℃，优选为790～810℃。
本发明提供的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢中，各成分作用及控制如下：
C：C是钢中最基本有效的强化元素，在弹簧钢中火硬度、确保耐磨损性的重要元素，是获得高强度和高硬度的弹簧钢所必须的。高的碳含量虽然对钢的强度、硬度、弹性和弹减性能等有利，但不利于钢的塑性和韧性，而且使屈强比降低，脱碳敏感性增大，恶化钢的抗疲劳性能和加工性能。C含量控制在0.56％～0.64％。
Si：Si是钢中强化的重要元素，通过固溶作用提高钢的强硬度，同时提高弹簧钢的减退抗力。硅主要富集于钢表面，还提高锈层的稳定性，提高钢的抗点蚀能力。同时，再本发明的热处理过程中，Si元素能够抑制在配分过程中碳元素由奥氏体中的碳元素发生扩散，保证其稳定性。但Si元素的提高会增加钢中碳的扩散，加剧钢材的脱碳。Si含量控制在1.40％～2.00％。
Mn：Mn和Fe形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度，同时Mn是提高奥氏体组织的稳定性，显著提高钢的淬透性。但过量的Mn会降低钢的塑性。Mn含量控制在0.35％～0.75％。
Cr：Cr与C能形成稳定的化合物，阻止C或杂质的偏聚，提高基体的稳定性能，显著改善钢的抗氧化作用。Cr溶入铁素体中，产生固溶强化，能显著增加钢的淬透性和回火抗力。Cr能在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力。但过量的Cr增加钢的回火脆性倾向。Cr含量控制在0.90％～1.30％。
V：V是钢的优良脱氧剂，钢中加钒可细化组织晶粒，提高强度和韧性。V与Mo形成细小的碳氮化物可提高耐氢致延迟断裂能力和疲劳性能。但过多的VC在晶内的弥散析出将导致钢韧性的降低。V含量控制在0.10％～0.20％。
Mo：Mo元素能提高材料淬透性，提升材料强度。同时，Mo元素能与V元素、C元素共同作用形成(Mo，V)C纳米析出物，捕获游离氢，增加其抗氢脆能力，但过高的Mo元素会致使材料的成本较高。因此，材料Mo元素控制在0.12％～0.25％。
Al：Al元素在钢中和N形成AlN，此类粒子在轧制和热处理过程中易在晶界处聚集，起到细化晶粒作用，同时其可以形成细小氢陷阱捕获氢原子；但另一方面，Al含量的增加会致使氮化物粗大，恶化钢的加工性能。因此，Al含量控制在0.020％～0.040％。
S和P：硫容易在钢中与锰形成MnS夹杂，对钢的加工性能和疲劳性能有害；P是具有强烈偏析倾向的元素，通常还引起硫和锰的共同偏聚，对产品组织和性能的均匀性有害。控制P≤0.015％，S≤0.010％。
[O]：O在钢中形成氧化物夹杂，损害钢的加工性能和疲劳性能，控制O≤15ppm。
[N]：N主要是与钢中的Al形成细小的析出相而提高钢的耐氢致延迟断裂性。但过度的N在钢中析出Fe4N，扩散速度慢，导致钢产生时效性，同时N还会降低钢的冷加工性能，因此，需控制N含量在≤50ppm。
[H]：H在钢中过高会致使铸坯产生内部缺陷，因此，H≤1.5ppm。
本发明提供的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的热处理方法中，采用特定的淬火-配分+回火热处理工艺，替代淬火-回火热处理工艺，弹簧钢淬火后需要于一定温度T2进行短暂保温后再加热至某一温度T3进行配分+回火处理，T2温度淬火后显微组织为马氏体与残余奥氏体的混合组织。在T3温度配分+回火阶段，配分过程主要完成的为碳由马氏体向奥氏体的扩散，面心立方奥氏体比体心立方的马氏体具有更高的碳溶解度，过饱和的马氏体相中的碳原子会向奥氏体相扩散，使碳原子在奥氏体中富集以获得稳定的残余奥氏体，如图3中透射图暗场箭头部分。残余奥氏体含量增多，可吸收氢原子增多而钝化了裂纹，大大降低了高强弹簧钢的氢脆敏感性。同时，更多的残余奥氏体增加了材料的塑性，使其延伸率进一步的提升。
另一方面，在回火过程中，由于Mo、V等合金元素的加入，一方面它们会与钢中的碳元素形成复合碳化物，增加了材料抗氢脆能力；另一方面，这种微量合金元素的加入在回火阶段可以起到析出强化的作用，致使材料的强度进一步提高。最终，使得发明钢种具有较高的强韧性及抗氢脆腐蚀能力。与此同时，在生产条件上也作出相应限制，通过RH过程严格控制N元素的含量，减少TiN夹杂带来的危害。通过成分设计-热处理工艺以及生产工艺的相应调节，使得所发明钢种热处理后抗拉强度达到2350MPa，屈服强度≥1850MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥43％，同时耐氢脆腐蚀能力提升。
附图说明
图1为高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的热处理过程示意图；
图2为实施例1中的弹簧钢的金相组织图；
图3为实施例1中的弹簧钢的奥氏体晶粒度图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢，按重量百分比含有：C0.56％～0.64％、Si 1.40％～2.00％、Mn 0.35％～0.75％、Cr 0.90％～1.30％、V 0.10％～0.20％、Mo 0.12％～0.25％、Al 0.020％～0.045％、P≤0.015％、S≤0.010％、O≤15ppm，[H]≤1.5ppm，[N]≤50ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的热处理方法，包括以下步骤：将弹簧钢以20～30℃/s的升温速率快速加热至860～900℃保温20～40min，再降温至70-90℃保温30-60s，然后于240-280℃保温70-120min，最后水冷至室温。
所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的生产方法，包括以下步骤：转炉冶炼—LF精炼—RH处理—连铸—方坯轧制—线材轧制—热处理；所述热处理采用本发明所述的热处理方法进行。
所述LF精炼步骤中，LF炉精炼过程采用铝脱氧，将C、Si、Mn、Cr、V、Mo调至目标值。
所述RH处理步骤中：其处理过程真空度以及真空时间分别为70Pa、20min，[H]≤1.5ppm，严格控制氢原子的来源。同时，保证其中的氮元素达标，采用硅钙线进行夹杂物改质处理。
所述连铸步骤中，包钢水目标温度单开控制在液相线温度以上20～45℃，连浇控制在液相线温度以上15～40℃，并进行电磁搅拌处理，最终进行冷却，冷却时间≥48小时，以消除应力。
所述连铸步骤中，连铸成250mm规格方坯。
所述方坯轧制步骤中，加热温度为1235-1285℃，加热时间240-270min。
所述方坯轧制步骤中，开坯过程将250mm×250mm大方坯轧制成150mm×150mm方坯。
所述线材轧制包括以下步骤：方坯扒皮→加热→高速线材控制轧制→斯太尔摩冷却线控冷→Φ5.5～10mm线材盘条成品。
为确保表面没有脱碳层，扒皮深度1.2mm以上；控制加热温度1060～1110℃，优选为1065～1085℃，均热时间为110～130min；终轧温度780～825℃，优选为800～820℃；吐丝温度780～820℃，优选为790～810℃。
下面结合实施例对本发明进行详细说明。
本发明采用特定成分的弹簧用钢，实施例和对比例成分见表1。表1中的成分均采用转炉冶炼，并轧制为直径5.5-10mm规格的线材进行比较。采用两个对比例，对比例采用常规的60Si2CrVA钢，其中，对比例1采用与实施例同样的热处理方法，但是未加Mo/V元素，而对比例2采用的是常规的淬火-回火工艺，先将钢种以25℃/s的速度快速加热至奥氏体化温度880±20℃后保温30±10℃min，再迅速油淬，之后再加热至420℃保温120±10℃min后再水冷至室温，热处理工艺如表3所示。热处理后的显微组织及性能如表4内所示。
表1本发明实施例、对比例化学成分(wt％)
案例 C Mn Si Cr V Mo Al P S O N
实施例1 0.60 0.55 1.65 1.13 0.15 0.18 0.025 0.010 0.005 0.0011 0.0040
实施例2 0.59 0.54 1.65 1.15 0.14 0.17 0.024 0.010 0.004 0.0010 0.0039
实施例3 0.61 0.55 1.66 1.14 0.16 0.16 0.022 0.008 0.003 0.0008 0.0030
实施例4 0.60 0.54 1.65 1.14 0.15 0.17 0.023 0.010 0.004 0.0009 0.0041
对比例1 0.60 0.53 1.66 1.15 / / 0.025 0.009 0.003 0.0010 0.0042
对比例2 0.59 0.54 1.65 1.13 0.16 0.17 0.026 0.009 0.005 0.0009 0.0038
表2本发明实施例、对比例生产条件
表3
表3中，对比例3的钢成分同实施例1。
耐氢致延迟断裂试验：采用轧制过程中间坯加工成平板实验片尺寸(65mm*10mm*1.5mm)，进行阴极充电-4点弯曲试验，施加的负荷弯曲应力为1400MPa，溶液为0.5mol/LH2SO4+0.01mol/L KSCN的混合溶液，通过使用稳压器施加比SCE参比电极的-700mV电压，从充电开始到断裂的时间作为断裂寿命加以测定，将该断裂寿命作为耐耐氢致延迟断裂特性的评价指标。
表4本发明实施例、对比例力学性能及耐氢脆腐蚀能力
上述参照实施例对一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢，其特征在于，按重量百分比含有：C0.56％～0.64％、Si 1.40％～2.00％、Mn 0.35％～0.75％、Cr 0.90％～1.30％、V 0.10％～0.20％、Mo 0.12％～0.25％、Al 0.020％～0.045％、P≤0.015％、S≤0.010％、O≤15ppm，[H]≤1.5ppm，[N]≤50ppm，其余为Fe和其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢，其特征在于，所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的金相组织为马氏体+无碳贝氏体+残余奥氏体。
3.根据权利要求1所述的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢，其特征在于，所述高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的抗拉强度≥2350MPa，屈服强度≥1850MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥43％，耐氢致延迟断裂寿命≥1200sec。
4.如权利要求1-3任意一项所述的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法包括以下步骤：将弹簧钢快速加热至860～900℃保温，再降温至70-90℃保温，然后于240-280℃保温，最后水冷至室温。
5.如权利要求4所述的热处理方法，其特征在于，所述热处理方法包括以下步骤：将弹簧钢以20～30℃/s的升温速率快速加热至860～900℃保温20～40min，再降温至70-90℃保温30-60s，然后于240-280℃保温70-120min，最后水冷至室温。
6.如权利要求1-3任意一项所述的高强度耐氢脆延迟断裂性能的弹簧钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下步骤：转炉冶炼—LF精炼—RH处理—连铸—方坯轧制—线材轧制—热处理；所述热处理采用权利要求4或5中的热处理方法进行。
7.如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述连铸步骤中，包钢水目标温度单开控制在液相线温度以上20～45℃，连浇控制在液相线温度以上15～40℃，调整较低的冷速以及较慢的拉速，并进行电磁搅拌处理，最终进行冷却，冷却时间≥48小时。
8.如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述方坯轧制步骤中，加热温度为1235-1285℃，加热时间240-270min。
9.如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述线材轧制包括以下步骤：
方坯扒皮→加热→高速线材控制轧制→斯太尔摩冷却线控冷→Φ5.5～10mm线材盘条成品。
10.如权利要求9所述的生产方法，其特征在于，扒皮深度1.2mm以上；控制加热温度1060～1110℃，终轧温度780～825℃，吐丝温度780～820℃。
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