CN1312309C - 耐热弹簧用钢丝、耐热弹簧和制造耐热弹簧的方法 - Google Patents

耐热弹簧用钢丝、耐热弹簧和制造耐热弹簧的方法 Download PDF

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Abstract

一种用于耐热弹簧的高强度钢丝，在350-500℃特别是400℃左右高的温度下，具有弹簧材料所需的优良的高温抗拉强度，以及优良的高温抗松弛性。以重量计钢丝包含：0.01-0.08wt%的C，0.18-0.25wt%的N，0.5-4.0wt%的Mn，16-20wt%的Cr，和8.0-10.5wt%的Ni，至少一种选自0.1-3.0wt%的Mo、0.1-2.0wt%的Nb、0.1-2.0wt%的Ti和0.3-2.0wt%的Si中的成分，和余量主要由Fe和不可避免的杂质构成。钢丝在低温退火处理前的抗拉强度至少为1300N/mm2并低于2000N/mm2，和钢丝横截面上γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径小于12μm。

Description

耐热弹簧用钢丝、耐热弹簧和 制造耐热弹簧的方法
技术领域
本发明涉及耐热弹簧用钢丝、耐热弹簧和制造耐热弹簧的方法，尤其涉及具有γ-相(奥氏体)结构并用作耐热部件用材料如汽车发动机排气系统部件特别是弹簧的钢丝。
背景技术
对于汽车发动机排气系统中使用的弹簧材料，奥氏体不锈钢如SUS304、SUS316和SUS631J1(JIS)或沉淀硬化奥氏体不锈钢的耐热钢已在350℃或更低的工作温度下使用。
近年来，更严格控制汽车排气的需求作为一项环境保护措施而正在增长。这种增长的需求导致为提高发动机和催化剂的效率而升高排气系统温度的趋势。同其它部件一样，弹簧也受这种温度升高的影响。因此，最广泛使用的奥氏体不锈钢如SUS304和SUS316有时缺乏耐热性能，尤其是耐热弹簧特别需要的高温抗拉强度和高温抗松弛性。
为避免这种问题，使用沉淀硬化奥氏体不锈钢如SUS631作为弹簧材料。但是，沉淀硬化奥氏体不锈钢存在一个问题，因为热加工的产率降低而增加了成本，同时在高温下长期的时效热处理也增加了生产成本。
因此，已通过使用固溶强化使耐热性得到提高，它通过添加形成间隙固溶体的元素如C和N以及形成铁素体的元素如W、Mo、V、Nb和Si而处理钢。
作为通过添加前述元素进行固溶强化的现有技术，已公布的日本专利申请Tokukoushou54-18648公开了一种试图结合SUS316的抗蚀性和SUS304的抗拉强度的方法。
另一个已公布的日本专利申请Tokukoushou59-32540公开了一种方法，其中，为提高特别是在700℃左右时的高温抗拉强度、高温屈服强度和高温抗氧化性，不仅向含大量Mn的奥氏体钢中添加C和N，而且还结合添加B和V来进行固溶强化。
还有一个已公布的日本专利申请Tokukaihei4-297555公开了一种方法，其中，为获得特别是在900℃左右高的温度时的高抗拉强度和长的蠕变断裂寿命，通过添加C、N、Nb、W等进行固溶强化。
另一个已公布的日本专利申请Tokukaihei11-12695公开了一种方法，通过主要使用N以形成固溶体而提高耐热弹簧的性能。目的在于通过拔丝来提高已成为日本工业标准(JIS)的SUS316N的弹性极限，这种方法通过含大量N的材料的退火不仅在高温下获得了高弹性极限，而且获得了高疲劳极限的优良耐热性。
另一个已公布的日本专利申请Tokukai2000-239804公开了一种方法，其通过添加元素、调整热处理条件而控制γ相(奥氏体)中的平均晶粒尺寸、在拔丝时调整截面面积的减少比例(下文称作“断面收缩率”)以控制钢丝纵向截面上晶粒的纵横比(长轴/短轴比)而获得高的抗松弛性。
但是，Tokukoushou54-18648、Tokukoushou59-32540和Tokukaihei4-297555公开的三种方法未打算改善耐热弹簧在350-500℃尤其在400℃左右时所需的高温抗松弛性。Tokukaihei11-12695公开的方法除了指定的原材料元素含量范围外还限定了Ni当量。但是，还必须考虑Cr当量以稳定γ相(奥氏体)。这种方法存在生产成本高的缺陷，因为它使用了大量昂贵的Mo作为含大量昂贵Ni的SUS316基本材料的添加剂。Tokukai2000-239804公开的结构控制方法未充分考虑固溶处理的条件和断面收缩率。因此，局部会产生不均匀的塑性变形，并且拉伸材料的性能也不能得到改善。
周N固溶强化处理的耐热钢的耐热性随热处理条件和断面收缩率而改变。特别是，例如，当用N进行固溶强化时，硬化程度主要取决于由盘绕过程引起的非均匀塑性变形。因此，为了得到耐热弹簧所需的高温抗拉强度和高温抗松弛性，有必要恰当地指定结构和制造条件。
发明的公开内容
本发明的一个目的是提供弹簧用高强度耐热钢丝，尤其是在350-500℃特别是400℃左右高的温度下具有优良的高温抗松弛性的钢丝(耐热弹簧所需的抵抗力)。本发明的另一个目的是提供一种使用前述钢丝制造的耐热弹簧，尤其是具有优良耐热性的弹簧。本发明的又一个目的是提供制造耐热弹簧的方法。
根据本发明，通过向Fe基奥氏体不锈钢添加相当大量的N使γ相(奥氏体)稳定并通过使用形成间隙固溶体的元素如N和形成铁素体的元素如Mo、Nb、Ti和Si进行固溶强化而得到前述耐热弹簧钢丝。
根据本发明，耐热弹簧用钢丝包含以下成分：
(a)0.01-0.08wt％的C，0.18-0.25wt％的N，0.5-4.0wt％的Mn，16-20wt％的Cr和8.0-10.5wt％的Ni；
(b)至少一种成分选自0.1-3.0wt％的Mo、0.1-2.0wt％的Nb、0.1-2.0wt％的Ti和0.3-2.0wt％的Si；和
(c)余量主要由Fe和不可避免的杂质构成。
钢丝具有以下性能：
(a)低温退火处理前的抗拉强度至少为1300N/mm2，并低于2000N/mm2；和
(b)钢丝横截面上γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径小于12μm。
在本发明中，术语“横截面”用于表示垂直于拔丝方向的截面。
当形成间隙固溶体的元素如C和N包含在γ相(奥氏体)基质中时，不仅通过在晶格中产生应变而使钢变硬的固溶强化，而且具有固定结构中位错的作用(科特雷耳效应(cotrell effect)：一种由于位错和溶质原子间的弹性相互作用而使溶质原子聚集到位错周围的状态，并且这种状态在能量上是稳定的)。另外，通过添加形成铁素体的元素如Mo、Nb、Ti和Si的固溶强化，使得即使在350-500℃特别是400℃左右高的温度下也能获得优良耐热性。前述的固定位错作用(科特雷耳效应)通过在弹簧成形过程如盘绕后进行低温退火而进一步促进改善(退火并降低应变)。特别的，当在500-550℃温度下进行低温退火时，强度可提高15％或更多。因此，钢丝具有优良的高温抗松弛性。
根据本发明，通过控制钢丝横截面上γ相(奥氏体)中最大晶粒直径降到小于12μm范围内来制造耐热弹簧用钢丝。这种控制降低了应力的集中并因此改善了高温抗松弛性。本发明人发现结构中晶体尺寸的变化对汽车排气系统中使用的弹簧的耐热性影响很大，其中高温下外加应力的升高和降低在一个相对短时期内重复。例如，当结构中存在一个单独的比其它晶体都大得非常多的晶体时，粗晶体由于其低强度产生应力集中。因此，粗晶体成为局部松弛(高温塑性变形)的源。即使当其它晶体比粗晶体具有非常细的结构和高的强度，这种现象也会发生。所以，这类局部松弛的产生成为对施加有相当宽范围的应力的部件如弹簧是致命的。考虑这种现象，本发明通过控制γ相(奥氏体)中最大晶粒直径以降低应力集中来改善高温抗松弛性。
根据本发明，通过控制固溶处理和拔丝条件以而使γ相(奥氏体)中最大晶粒直径小于12μm。更具体地说，应相当降低固溶处理的温度以减小平均晶粒直径，并保持处理温度足够长的时间以均匀加热全部钢丝而使晶粒直径的变化能减少。但是，保温时间有上限以避免晶粒过度增长。拔丝时的断面收缩率根据需要适当选择。
(固溶处理条件)
要求在950-1200℃温度下，更理想地在950-1100℃下进行固溶处理。希望保温时间控制在0.3-5min/mm，其单位以“保温时间(min)/钢丝直径(mm)”比表示。快速加热方法如高频加热可使全部钢丝得到均匀加热并抑制晶粒生长。希望升温速度为300-2000℃/min。当处理温度升高和保温时间延长时，晶粒生长增加了其直径。晶粒直径的变化是由加热炉中局部温度的差异和从钢丝表面到中心间的温度梯度引起的，这取决于钢丝直径。考虑到这些现象，本发明通过前述的处理温度和保温时间的控制来抑制晶粒生长和晶粒直径的变化。
(断面收缩率)
希望能控制拔丝时的最终断面收缩率在50％-70％之间，更希望在55％-65％之间。规定断面收缩率至少为50％是因为当收缩率小于50％时不能得到足够高的弹性极限，因而不能获得足够的高温抗松弛性。规定断面收缩率至多为70％是因为当收缩率大于70％时，会产生过多位错并因此不能获得足够的高温抗松弛性。
通过调整固溶处理条件以控制γ相(奥氏体)中的晶粒直径和控制拔丝时的断面收缩率，钢丝的抗拉强度有可能受影响。考虑这种影响，本发明规定抗拉强度必须至少为1300N/mm2，它是弹簧制造所允许的下限，同时小于2000N/mm2，它是确保弹簧制造所需的韧性的上限。在本发明中，钢丝的抗拉强度是指固溶处理和拔丝后、弹簧成形和低温退火前在室温下测定的强度。
根据本发明，希望耐热弹簧用钢丝还包含0.2-2.0wt％的Co。当含有Co时，促进了金属间化合物的沉淀，并因此进一步改善了高温抗松弛性。
根据本发明，耐热弹簧用钢丝的表面粗糙度Rz为1-20μm。术语“Rz”代表JIS B0601-1994规定的10次测量的平均值。除了弹簧要求的足够性能如作为弹簧特性的抗疲劳性以外，还要求钢丝具有前述的表面粗糙度以实施其耐热性。下面解释本发明指定钢丝表面粗糙度Rz最大为20μm的原因。对于汽车排气系统使用的弹簧，其中在高温下外加应力的增加和降低在相对短的时期内重复，在弹簧表面瑕疵处就产生应力集中。结果，产生了局部松弛。换言之，弹簧的表面瑕疵导致了局部松弛。因此，本发明通过降低钢丝的表面粗糙度以减轻弹簧成形后的应力集中。通过常规生产控制如拔丝条件包括模具结构和拔丝速度的控制以及钢丝在热处理过程的处理而可得到Rz为20μm或更低的表面粗糙度。另外，希望通过电解抛光降低粗糙度。从理论上说，小的粗糙度是所希望的。但是，表面光滑处理通常需要相当高的成本。因此，为防止成本的进一步增加，本发明指定表面粗糙度Rz至少为1μm。在本发明中，钢丝的表面粗糙度是指拔丝方向上的粗糙度。
即使钢丝具有变形的横截面如正方形、矩形、梯形、椭圆形或卵形截面，也可进行γ相(奥氏体)基体的上述结构控制。
本发明的耐热弹簧用钢丝适于制造具有耐热性要求的耐热弹簧。
根据本发明，为了得到即使在高温下也具有优良抗松弛性的弹簧，适当指定制造耐热弹簧方法的热处理条件。更具体地说，制造方法包括以下步骤：
(a)使用上述的钢丝形成弹簧；和
(b)弹簧在450-600℃温度下低温退火。
退火温度高于工作温度的条件促进了应变时效以便阻止高温下位错的移动或固定几乎所有的位错。也就是说，在本发明的制造方法中，通过塑性处理如拔丝或弹簧成形而在结构中引入的位错并通过在C和N的帮助下经适当温度下的退火形成科特雷耳(cottrell)效应(位错固定)来固定。由于科特雷耳效应引起的结构硬化使得能制造即使在350-500℃特别是400℃左右高的温度下仍具有优良抗松弛性的弹簧。
更希望在500-550℃温度下进行低温退火。这种低温退火能提高钢丝至少15％的抗拉强度。抗拉强度的提高可用作证实科特雷耳效应的形成。抗拉强度提高至少15％的耐热弹簧存在科特雷耳效应并因此具备优良的高温抗松弛性。
根据本发明，希望在450-600℃温度下进行10-60分钟的低温退火，更希望进行15-30分钟。已知当在钢丝盘条表面或在用上述类似方法使钢丝具有结构硬化的表面镀层大约1-3μm厚的镍时，可改善拔丝和弹簧成形时的可加工性。这种镀镍也可应用到本发明的钢丝表面以改善可加工性而对耐热性的提高无负面影响。
对于本发明的耐热弹簧用钢丝，下面解释构成元素的选择和其含量限定依据。
元素C在晶格中形成间隙固溶体，引起应变从而提高强度。它产生固定结构中位错的科特雷耳效应。它与钢中的Cr、Nb、Ti和其它元素结合而形成碳化物从而提高了高温强度。当它与Nb、Ti和其它元素一起形成细的沉淀物时，可以抑制晶粒的生长，提高高温抗松弛性。但是，当晶界存在铬的碳化物时，由于Cr在γ相(奥氏体)中的扩散速度低而在晶界周围产生Cr缺乏的区域。因而，韧性和抗蚀性降低。这种现象可通过添加Nb和Ti来消除。然而，当Nb、Ti和其它辅助元素过量存在时，它们导致γ相(奥氏体)成为不稳定。因此，限定C的有效含量为0.01-0.08wt％。
同C一样，元素N也形成间隙固溶体从而提高了强度。它也产生科特雷耳效应。它与钢中的Cr、Nb、Ti和其它元素结合形成氮化物从而提高了高温强度。当它与Nb、Ti和其它元素一起形成细的沉淀物时，可以抑制晶粒的生长，提高高温抗松弛性。但是，γ相(奥氏体)中固溶体的形成有极限。超过0.20wt％特别是0.25wt％的N过量添加，就引起熔炼和浇铸时气泡的产生。这种现象可通过添加一定量的与N有高亲和力的元素如Cr和Mn以提高溶解度极限而消除。但是，当N过量添加时，在熔炼时就需要苛刻的温度和气氛控制，有可能增加了成本。因此，规定N为0.18-0.25wt％。
元素Mn在熔炼和精炼时用作脱氧剂。它对稳定奥氏体不锈钢的γ相(奥氏体)相态也是有效的。因此，它可作为昂贵的Ni的替代元素。如上面所描述的，它可提高进入γ相(奥氏体)中的N的溶解度极限。但是，它对高温时的抗氧化性有负面影响。因此，规定Mn为0.5-4.0wt％。不过，当重点主要放在抗蚀性上时，希望添加0.5-2.0wt％的Mn。另一方面，为了提高N的溶解度极限，即将氮微气泡的形成降到最少，添加2.0-4.0wt％的Mn是有效的。但是，在这种情况下，抗蚀性会轻微地降低。考虑这些影响，希望能根据应用来调整添加量。
元素Cr是奥氏体不锈钢的基本成分之一。它是获得耐热性和抗氧化性的有效元素。首先，由本发明的钢丝的其它组成元素计算Ni当量和Cr当量。然后，考虑到γ相(奥氏体)的相稳定，规定Cr为16wt％或更多以获得所需的耐热性。考虑到韧性变差，规定Cr为20wt％或更少。这里，Ni当量(％)可通过计算公式例如Ni％+0.65Cr％+0.98Mo％+1.05Mn％+0.38Si％+12.6C％而得到。Cr当量(％)可通过计算公式例如Cr％+1.72Mo％+2.09Si％+4.86Nb％+8.29V％+1.77Ti％+21.4A1％+40B％-7.14C％-8.0N％-3.28Ni％-1.89Mn％-0.51Cu％得到。
元素Ni在稳定γ相(奥氏体)方面是有效的。但是，在本发明中，当N含量超过0.2wt％时，大量的Ni引起气眼的产生。在这种情况下，添加Mn是有效的，它与N有高的亲和力。有必要考虑Mn的添加量来添加Ni以得到奥氏体不锈钢。因此，规定Ni为8.0wt％或更多以稳定γ相(奥氏体)，同时规定Ni为10.5wt％或更少以抑制气眼产生和成本增加。尽管如上所述所希望的Ni含量规定为8.0-10.5wt％，但当Ni含量的上限降低到10wt％时，N就可以较容易地形成固溶体尤其是在熔炼和浇铸过程中。因此，这种含量范围的降低对进一步降低成本是有利的。本发明规定上述的Ni含量时同时考虑到抑制气眼的形成和成本的增加。但是，即使Ni含量同奥氏体稳定性高的SUS316一样为10.0-14.0wt％，也能明显获得本发明的优良高温抗松弛性。
元素Mo在γ相(奥氏体)中形成代用固溶体并大大有助于提高高温抗拉强度和高温抗松弛性。因此，规定Mo至少为0.1wt％，因为这个含量对提高高温抗松弛性是必需的，并规定Mo至少为3.0wt％以防止降低可加工性。
同Mo一样，元素Nb在γ相(奥氏体)中形成固溶体并考虑有助于提高高温抗拉强度和高温抗松弛性。正如上面所描述的，它与N和C有高的亲和力，而且通过在γ相(奥氏体)中的微小沉淀而有助于提高高温抗松弛性。它对抑制晶粒生长和抑制晶界铬碳化物的沉淀也是有效的。但是，如果添加过量，它沉淀成Fe2Nb相(拉夫斯相)，可能使强度降低。因此，规定Ni为0.1-2.0wt％。
同Mo、Nb和下面描述的Si一样，元素Ti为形成铁素体的元素。它在γ相(奥氏体)中形成固溶体并因此能提高抗热性。但是，它对γ相(奥氏体)的稳定性有负面影响。因此，规定Ti为0.1-2.0wt％。
元素Si形成固溶体并因此提高了抗热性。它还可有效地作为熔炼和精炼时的脱氧剂。在本发明中，规定Si至少为0.3wt％，因为这个量对通过固溶强化来获得所需的抗热性是必需的。为了避免韧性降低，规定Si至多为2.0wt％。
元素Co形成γ相(奥氏体)。它的固溶强化不如上述的铁素体形成元素如Mo、Nb、Ti和Si有效。尽管如此，它能形成金属间化合物并因此产生沉淀硬化。这种沉淀硬化大大提高了高温抗热性，达到可与通过添加铁素体形成元素得到的性能相比较的程度。但是，它的过量添加降低了抗硫酸和硝酸以及抗大气腐蚀的能力。因此，规定Co为0.2-2.0wt％。
附图简要描述
附图为说明钢丝抗松弛性的测试方法原理图
发明最佳实施方式
以下说明本发明的具体实施方式。
熔炼铸造具有如表1所示化学组成的钢产品。锻造并热轧铸造体。随后，重复进行固溶处理和拔丝过程(拔丝时钢丝的温度为50-200℃)。最后，在断面收缩率约为60％时得到钢丝直径为3.0mm的试样。表1显示了试样的化学组成、抗拉强度和γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径。在表1中，对比样品1和2分别由均为普通耐热不锈钢的SUS304-WPB和SUS316-WPA制成。利用电解蚀刻钢丝截面后得到的横截面的光学显微照片测量γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径。
表1
Fe C N Mn Cr Ni Mo Nb Ti Si Co 抗拉强度(N/mm2) 最大晶粒直径(μm)
发明样品1 余量 0.04 0.20 2.0 19.0 9.0 0.5 - - - - 1652 11.4
发明样品2 余量 0.07 0.20 1.2 18.0 8.0 - 0.8 - - - 1648 11.2
发明样品3 余量 0.07 0.20 3.0 18.0 9.5 - - 0.8 - - 1702 11.5
发明样品4 余量 0.07 0.20 2.5 19.0 9.0 10 - - 1.1 - 1672 11.3
发明样品5 余量 0.06 0.20 2.5 19.0 9.0 1.5 - - 1.1 0.5 1654 11.1
发明样品6 余量 0.05 0.25 1.2 18.0 8.0 2.0 - - 1.1 - 1691 11.1
发明样品7 余量 0.07 0.20 2.0 19.0 9.0 1.0 - - - - 1682 8.7
对比样品1 余量 0.06 0.02 1.5 18.0 8.1 - - - 0.6 - 1672 11.3
对比样品2 余量 0.06 0.02 1.5 16.1 10.0 2.0 - - 0.5 - 1451 11.7
对比样品3 余量 0.04 0.16 1.5 18.0 8.3 1.5 - - 1.0 0.5 1643 11.1
对比样品4 余量 0.07 0.20 2.0 19.0 9.0 1.0 - - - - 1632 14.6
下面说明发明样品和对比样品试样的固溶处理条件和抗拉强度测试方法。
(固溶处理条件)
对于发明样品1-7和对比样品1-3，对每个试样在950-1150℃温度范围内预先确定适当的固溶处理温度以改变γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径。在0.3-3.5min/mm范围内根据试样预先确定适当的“保温时间(min)/钢丝直径(mm)”比。从表1可以看出，前述的温度和保温时间范围几乎没有因化学组成差异而产生晶粒直径差别。
对于对比样品4，在比前述的固溶处理温度更高和延长保温时间的条件下处理试样。
在这个实施方式中，控制拔丝方向上的表面粗糙度Rz为20μm或少于20μm。这种控制可通过常规生产控制方法进行，例如拔丝条件的控制，包括模具结构和拔出速度，以及热处理过程中钢丝的处理。发明样品1-7和对比样品1-4在拔丝方向上的表面粗糙度Rz约为15μm。
(抗拉强度测试方法)
在室温下测量拔丝过程后的钢丝的抗拉强度。在室温下保留每个试样15分钟后再进行测试。
(试验例1)
对列于表1的样品进行高温抗松弛性评价试验。试样被加工成压缩螺旋弹簧。在进行评价试验前，对它们进行低温退火并镀约2μm厚的镍。低温退火在450℃下进行20分钟。下面列出用于测试的螺旋弹簧形状的详细情况。
钢丝直径：3mm
平均盘绕直径：25mm
有效线圈匝数：4.5
弹簧自由长度：50mm(见图1)
测试方法示于图1。试样被成形为螺旋弹簧1。在室温下向弹簧施加压缩载荷(施加剪切应力：500MPa)。载荷弹簧在400℃的测试温度下停留24小时并维持应变恒定。最后，在室温下卸去载荷。测试弹簧的松弛量以得到残余剪切应变。结果列于表2。
表2
退火条件 抗拉强度(N/mm2) 抗拉强度增加率(％) 残余剪切应变(％)
温度(℃) 时间(min) 退火前 退火后
发明样品1 450 20 1652 1855 12.3 0.062
发明样品2 450 20 1648 1836 11.4 0.068
发明样品3 450 20 1702 1915 12.5 0.062
发明样品4 450 20 1672 1896 13.4 0.066
发明样品5 450 20 1654 1854 12.1 0.041
发明样品6 450 20 1691 1885 11.5 0.037
发明样品7 450 20 1682 1886 12.1 0.038
对比样品1 450 20 1672 1752 4.8 0.128
对比样品2 450 20 1451 1500 3.4 0.101
对比样品3 450 20 1643 1786 8.7 0.087
对比样品4 450 20 1632 1818 11.4 0.091
使用下列公式计算残余剪切应变(％)：
残余剪切应变＝8/π×(P1-P2)×D/(G×d3)×100
其中
d(mm)：钢丝直径；
D(mm)：平均盘绕直径(见图1)；
P1(N)：产生500MPa应力的载荷；
P2(N)：400℃试验后为获得位移a(mm)施加的载荷；
位移量a(mm)：400℃试验前施加载荷P1时的螺旋弹簧的位移(见图1)；
G：横向弹性模量；并且
P1和P2是在室温下测量的。
列于表2的残余剪切应变在试验后测量。具有较小残余剪切应变的螺旋弹簧有更高的高温抗松弛性。下面描述的试验样品应用同样的方法。
从表2可看出，发明样品1-7的残余剪切应变比对比样品1-4小。对比样品1和2为普通耐热不锈钢。对比样品3的N含量小于0.18wt％。对比样品4的γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径超过12μm。这个结果证实发明样品具有高的高温抗松弛性并因此具有优良的耐热性。
γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径按以下次序减小，例如：对比样品4(14.6μm)、发明样品1(11.4μm)、发明样品7(8.7μm)。在这些试样中，当最大晶粒直径减小时，残余剪切应变降低，表明高温抗松弛性增加。这个结果证实当γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径值小于12μm时，可获得高的高温抗松弛性。结果还证实当这个值进一步减小时，可进一步提高抗松弛性。
在表2中，发明样品4和5的比较表明含Co的发明样品5具有较小的残余剪切应变。这个结果证实当添加适量的Co时，可提高高温抗松弛性。
N含量按以下顺序增加，例如：对比样品3(0.16wt％)、发明样品3(0.20wt％)、发明样品6(0.25wt％)。在这些试样中，当N含量增加时，残余剪切应变减小，表明高温抗松弛性增加。因此，希望提高N的含量。本发明人还研究并发现N含量至少为0.18wt％、至多为0.25wt％是理想的。规定上限是为了抑制气眼的产生。
(试验例2)
用制造发明样品1同样的方法制造具有与表1中发明样品1同样化学组成的试样。但是，在这个试验中，钢丝在拔丝方向上的表面粗糙度在不同样品间是不同的。同试验例1一样，试样成形为弹簧并经过低温退火以进行高温抗松弛性的评价试验。评价结果示于表3。电解抛光发明样品8使钢丝具有光滑表面。用砂纸(#120)打磨对比样品5使钢丝具有粗糙表面。在室温下进行抗拉强度试验。用试验例1中同样的方法评价高温抗松弛性。
表3
表面粗糙度(拔丝方向上)Rz(μm) 退火条件 抗拉强度(N/mm2) 抗拉强度增加率(％) 残余剪切应变(％)
温度(℃) 时间(min) 退火前 退火后
发明样品1 15.4 450 20 1652 1855 12.3 0.062
发明样品8 5.2 450 20 1643 1842 12.1 0.052
对比样品5 30.3 450 20 1654 1857 12.3 0.073
表3显示了低温退火前后的抗拉强度、抗拉强度因退火增加的百分比和试验后的残余剪切应变。从表3可看出，当钢丝在拔丝方向上的表面粗糙度降低时，残余剪切应变就减小，表明高温抗松弛性增加。本发明人还研究并发现表面粗糙度Rz为20μm或更小时可产生优良的高温抗松弛性。
(试验例3)
用与试验例1同样的方法制造具有与表1中发明样品1同样化学组成的试样。但是，在这个试验中，弹簧成形后的低温退火温度在样品与样品间按如下变化：400、450、500、550、600和650℃。随后，评价高温抗松弛性。评价结果列于表4。发明样品9退火温度为400℃，发明样品10为500℃，发明样品11为550℃，发明样品12为600℃，发明样品13为650℃。按试验例1中同样的方法进行测试。
表4
退火条件 抗拉强度(N/mm2) 抗拉强度增加率(％) 残余剪切应变(％)
温度(℃) 时间(min) 退火前 退火后
发明样品9 400 20 1652 1812 9.7 0.073
发明样品1 450 20 1652 1855 12.3 0.062
发明样品10 500 20 1652 1911 15.7 0.048
发明样品11 550 20 1652 1903 15.2 0.052
发明样品12 600 20 1652 1839 11.3 0.058
发明样品13 650 20 1729 1919 11.0 0.068
表4显示了低温退火前后的抗拉强度、抗拉强度因退火而增加的百分比和试验后的残余剪切应变。从表4可看出，在450-600℃间回火的发明样品1和10-12具有较低的残余剪切应变并因此表明它们具有优良的高温抗松弛性。特别是，在500-550℃间回火的发明样品10和11的抗拉强度提高的百分比超过15％，并表明它们具有比其它样品更高的高温抗松弛性。
经过上述热处理(低温退火)后抗拉强度的提高对改善高温抗松弛性的作用通过具有不同处理程度(断面收缩率：50％和70％)的样品也得到证实。这些结果显示当退火后抗拉强度提高15％或更多时，就产生了充分的科特雷耳效应。
(试验例4)
用与试验例1同样的方法制造具有与表1中试样同样化学组成的试样。但是，在这个试验中，试样具有如矩形或梯形截面一类的变形截面。同试验例1一样，试样被成形为弹簧并经过低温退火以进行高温抗松弛性的评价试验。评价结果证实了与试验例1同样的结果，发明样品的高温抗松弛性优于对比样品。
(试验例5)
制造与表1中试样具有同样化学组成的试样。但是，在这个试验中，通过改变固溶处理条件、拔丝时的断面收缩率和拔丝时的钢丝温度使试样的抗拉强度与试验例1中的不同。对一组试样，抗拉强度降低到约1350N/mm2。这是通过降低断面收缩率到小于约60％和降低拔丝时的钢丝温度以抑制产生应变时效来获得。在这种情况下，降低固溶处理的温度以获得与试验例1中的相应试样的可比晶粒直径。对另一组试样，抗拉强度增加到约1950N/mm2。这是通过提高断面收缩率到高于约60％和升高拔丝时的钢丝温度到180℃以促进产生应变时效来获得。在这种情况下，提高固溶处理的温度以获得与试验例1中的相应试样的可比晶粒直径。同其它试验例一样，在室温下测量抗拉强度。同试验例1一样，试样被成形为弹簧并经过低温退火以进行高温抗松弛性的评价试验。评价结果显示了与试验例1的结果同样的趋势。
工业适用性
如上面所说明的，本发明的耐热弹簧用钢丝在350-500℃尤其是在400℃左右可同时具有优良的高温抗拉强度和优良的高温抗松弛性。这种优良的性能可通过向Fe基奥氏体不锈钢中添加相当大量的N以控制γ相(奥氏体)结构并通过使用形成间隙固溶体的元素如N和形成铁素体的元素如Mo、Nb、Ti、Si以进行固溶强化而获得。特别地，添加Co而减少的垛堆层错能量和利用热处理而获得科特雷耳效应使得能以比普通耐热不锈钢如SUS304和SUS36更低的成本获得优良的耐热性。
本发明的钢丝由固溶强化合金制成。因此，与沉淀硬化合金相比，它具有高产率，并同时抑制成本增加。也就是说，它的工业应用价值高。
本发明的钢丝具有降低的表面粗糙度。因而，它能降低弹簧成形后的应力集中，消除局部松弛的产生。因此，它具有优良的耐热性。
如上面所说明的，本发明的钢丝在400℃左右尤其具有优良的高温抗松弛性。因此，它非常适于作为汽车排气系统部件使用的耐热弹簧的材料，例如球形接头(球窝关节)、挠性接头的叶片和用于支撑三效尾气净化催化剂的编织金属网弹簧。

Claims (4)

1.一种耐热弹簧用钢丝，钢丝包含：
(a)0.01-0.08wt％的C，0.18-0.25wt％的N，0.5-4.0wt％的Mn，16-20wt％的Cr，8.0-10.5wt％的Ni和0.2-2.0wt％的Co；
(b)至少一种成分选自0.1-3.0wt％的Mo、0.1-2.0wt％的Nb、0.1-2.0wt％的Ti和0.3-2.0wt％的Si；和
(c)余量主要由Fe和不可避免的杂质构成；
钢丝具有以下性能：
(d)低温退火处理前的抗拉强度至少为1300N/mm2并低于2000N/mm2；
(e)钢丝横截面上γ相(奥氏体)中的最大晶粒直径小于12μm；和
(f)表面粗糙度，以Rz表示为1-20μm。
2.一种使用权利要求1定义的钢丝制作的耐热弹簧。
3.一种制造耐热弹簧的方法，该方法包括以下步骤：
(a)使用权利要求1定义的钢丝成形为弹簧；和
(b)在450-600℃的温度下低温退火处理弹簧。
4.根据权利要求3定义的方法，其中低温退火是在500-550℃的温度下进行，以提高钢丝的抗拉强度至少15％。
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