專利名稱：彈簧用鋼絲的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及通過淬火回火而具有回火馬氏體組織的彈簧用鋼絲、適于該彈簧用鋼絲制造的彈簧用鋼絲的制造方法、以及由該鋼絲制造的彈簧。特別是，涉及這樣一種彈簧用鋼絲，該鋼絲適用于汽車的發(fā)動機(jī)閥彈簧或傳動裝置(トランスミッション)內(nèi)部等中使用的彈簧，并且在高強(qiáng)度下疲勞特性也優(yōu)異的高韌性的彈簧用鋼絲。
背景技術(shù)：
對應(yīng)于汽車的燃料低耗化，近年來，汽車的發(fā)動機(jī)或傳動裝置等的部件的小型輕量化正在發(fā)展。與此相伴，對于用于發(fā)動機(jī)的閥彈簧或傳動裝置的彈簧等的彈簧上負(fù)荷的應(yīng)力要求一年比一年嚴(yán)格，而對于使用的彈簧材料也要求進(jìn)一步提高疲勞特性。對于這些用于發(fā)動機(jī)的閥彈簧或傳動裝置的彈簧，以往使用硅鉻系的油回火鋼絲，例如，在專利文獻(xiàn)1～3記載的產(chǎn)品是已知的。
專利文獻(xiàn)1特許第2842579號公報專利文獻(xiàn)2特開2002-194496號公報專利文獻(xiàn)3特許第3045795號公報發(fā)明內(nèi)容發(fā)明要解決的課題但是，對于用于發(fā)動機(jī)的閥彈簧或傳動裝置的彈簧等的彈簧所要求的特性，近年變得嚴(yán)格起來，對于彈簧用鋼絲和彈簧要求進(jìn)一步改的善。特別是，希望彈簧用鋼絲和彈簧更具有疲勞特性和韌性的良好的平衡。
另一方面，近年來，伴隨著疲勞強(qiáng)度(疲勞極限)提高的要求，在彈簧加工后對彈簧進(jìn)行高溫(具體地是420℃～480℃左右)的熱處理(氮化處理)。
在專利文獻(xiàn)1中記載的技術(shù)是，將鋼絲的C(碳)含量設(shè)定為0.3-0.5重量％來謀求韌性的提高。但是，在將碳的含量設(shè)定為不到0.50重量％的低含量時耐熱性下降，如果，對于將該鋼絲進(jìn)行彈簧加工而得到的彈簧進(jìn)行上述高溫的氮化處理時，疲勞強(qiáng)度下降，作為彈簧使用時，則成為內(nèi)部折損的原因。
在專利文獻(xiàn)2中記載的技術(shù)是，通過使淬火后的奧氏體的平均結(jié)晶粒徑為1.0～7.0μm這樣的微細(xì)化組織上來謀求疲勞強(qiáng)度的提高。但是，為使奧氏體結(jié)晶粒徑更小而使淬火時的溫度成為低溫時，會殘留有末固溶碳化物，這成為韌性下降的主要原因。另外，由于韌性下降在鋼絲的彈簧加工時容易發(fā)生折損，這會對彈簧的量產(chǎn)性帶來不良的影響。
在專利文獻(xiàn)3中記載的技術(shù)是，在油回火時特意地通過使鋼絲的表面脫碳而使表面硬度下降以謀求提高彈簧加工性，但是，難以在表面得到均一的脫碳層，不適于鋼絲或彈簧的量產(chǎn)。另外，在鋼絲的加熱時(油回火時)必須控制氧濃度，與此相伴的是成本的上升。
另外，在任一文獻(xiàn)記載的技術(shù)都沒有對于在鋼絲進(jìn)行彈簧加工后施加的氮化處理后材料(彈簧)內(nèi)部的扭轉(zhuǎn)方向的耐力，即，彈簧的剪切屈服應(yīng)力都沒有進(jìn)行探討。
因此本發(fā)明的主要目的在于，提供疲勞強(qiáng)度和韌性雙方都優(yōu)異的高強(qiáng)度的彈簧鋼絲。另外，本發(fā)明的另一目的還在于，提供由上述彈簧用鋼絲制作的彈簧，以及適于制造上述彈簧用鋼絲的制造方法。
解決課題的措施本發(fā)明的彈簧用鋼絲，通過將淬火回火后的鋼絲的斷面收縮率(絞り值)、和在上述淬火回火后實施了相當(dāng)于氮化處理的熱處理的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力規(guī)定為特定的值，從而實現(xiàn)了本發(fā)明的目的。
即，本發(fā)明是通過淬火回火而具有回火馬氏體組織的彈簧用鋼絲。該彈簧用鋼絲的特征在于，斷面收縮率為40％以上，在420℃～480℃下進(jìn)行2小時以上的熱處理后的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力為1000Mpa以上。
上述彈簧用鋼絲，特別優(yōu)選含有以下1～6中的任一化學(xué)成分。
1.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，其余部分為Fe和雜質(zhì)；2.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，其余分為Fe和雜質(zhì)；
3.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％、Ni0.1～1.0％和Co0.02～1.00％中的至少一種元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)；4.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，和按質(zhì)量％計選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、和Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)；5.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，和按質(zhì)量％計選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、和Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)；6.按質(zhì)量％計，含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％、Ni0.1～1.0％和Co0.02～1.00％中的至少一種元素，和按質(zhì)量％計選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、以及Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
另外，作為上述本發(fā)明的彈簧用鋼絲的制造中適用的制造方法，有以下的提案。即，本發(fā)明的彈簧用鋼絲的制造方法包括以下的工序?qū)⒁韵?A)～(C)中任一個中記載的化學(xué)成分的鋼材進(jìn)行鋼絲韌化處理(パテンチング)的工序；將上述進(jìn)行了鋼絲韌化處理的鋼材進(jìn)行拉絲加工的工序；對上述進(jìn)行了拉絲加工的鋼絲實施淬火回火的工序。上述鋼絲韌化處理，具有在900～1050℃下進(jìn)行60～180秒加熱的奧氏體化工序；和在上述奧氏體化工序后于600～750℃下進(jìn)行20～100秒加熱的等溫轉(zhuǎn)變工序。
(A)按質(zhì)量％計，該鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，其余部分為Fe和雜質(zhì)；(B)按質(zhì)量％計，該鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，其余部分為Fe和雜質(zhì)；(C)按質(zhì)量％計，該鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％、以及Ni0.1～1.0％和Co0.02～1.00％中的至少一種元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)；除了上述(A)～(C)的化學(xué)成分以外，按質(zhì)量％計，鋼材還可以含有選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、以及Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素。
以下，對本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)地說明。
(疲勞特性的提高)為了提高彈簧的疲勞特性，希望抑制彈簧的疲勞破壞。反復(fù)使用彈簧時，對于該彈簧，同時在拉伸方向以及壓縮方向和剪切方向施加交變應(yīng)力(繰り返し応力)。由于這樣外加的交變應(yīng)力，彈簧局部的或集中的發(fā)生反復(fù)滑移變形(塑性變形)，在彈簧的表面附近發(fā)生凹凸并產(chǎn)生龜裂以至達(dá)到破壞，即，成為疲勞破壞。因此，為抑制彈簧的疲勞破壞，采取抑制上述局部的，或集中的塑性變形是有效的。為了抑制這樣的塑性變形，以往是將鋼絲進(jìn)行彈簧加工后進(jìn)行氮化處理等熱處理來提高彈簧的表面硬度，提高疲勞極限。但是，由于在對彈簧施加大的應(yīng)力的狀態(tài)下使用的目前的情況下，只提高疲勞極限，有時彈簧會因永久變形而不能使用。認(rèn)為這是因為，即使通過上述氮化處理等的熱處理形成的彈簧表層的高硬度的氮化層不永久變形，由于上述大的應(yīng)力也會使彈簧內(nèi)部的強(qiáng)度下降而永久變形。因此，彈簧不僅是疲勞極限，而且除了是高強(qiáng)度以外，還希望提高扭轉(zhuǎn)耐力，即，剪切屈服應(yīng)力。因此本發(fā)明人等探討了各種情況時得知，在上述氮化處理等的熱處理之后，只要材料(彈簧)內(nèi)部具有適當(dāng)?shù)呐まD(zhuǎn)耐力即可。具體地可知，在進(jìn)行上述氮化處理等的熱處理之后，彈簧的剪切屈服應(yīng)力只要是1000MPa以上，就可以提高彈簧的疲勞特性?；谶@些發(fā)現(xiàn)，本發(fā)明的彈簧用鋼絲，將淬火回火后進(jìn)行特定的熱處理后的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力規(guī)定為1000MPa以上。
(高韌性)鋼絲無論是什么樣的高強(qiáng)度，若韌性低則在彈簧加工時會引起鋼絲折損，使彈簧的量產(chǎn)性受到損害。另外，由于作為材料的鋼絲的韌性降低，彈簧的疲勞特性也降低。因此，本發(fā)明者們進(jìn)行各種探討時得知，使淬火回火后的鋼絲的斷面收縮率成為40％以上時對于防止彈簧加工時的鋼絲的折損是有效的，并且彈簧的量產(chǎn)性也優(yōu)異。基于這些發(fā)現(xiàn)，本發(fā)明規(guī)定鋼絲的斷面收縮率為40％以上。斷面收縮率不到40％時，彈簧加工時容易發(fā)生鋼絲折損，有可能使彈簧的量產(chǎn)性受到影響。另外，斷面收縮率通過在淬火回火后對鋼絲實施與在上述氮化處理相當(dāng)?shù)脑?20℃～480℃下進(jìn)行2小時以上的特定的熱處理時，也會有若干的下降。但如上所述，斷面收縮率只要是40％以上，即使在上述熱處理后，也能將鋼絲的斷面收縮率維持在35％以上，由該鋼絲得到的彈簧可獲得高疲勞特性。
因此本發(fā)明的彈簧用鋼絲，通過規(guī)定斷面收縮率、和對該鋼絲進(jìn)行與氮化處理相當(dāng)?shù)臒崽幚砗蟮募羟星?yīng)力，可以謀求本發(fā)明的鋼絲或由本發(fā)明的鋼絲得到的彈簧兼具高疲勞強(qiáng)度和高韌性。
為了獲得上述疲勞特性和韌性雙方都優(yōu)異的本發(fā)明的彈簧用鋼絲和彈簧，則要規(guī)定該鋼絲的最佳化學(xué)成分和制造條件，特別是鋼絲韌化處理條件。
<化學(xué)成分>
首先，通過在將鋼絲進(jìn)行彈簧加工后對彈簧實施氮化處理等熱處理，可以提高彈簧的表面硬度從而可提高彈簧的疲勞極限，而相反地，彈簧內(nèi)部的硬度下降，因此使用時有時發(fā)生內(nèi)部折損。因此，在本發(fā)明中，為了提高加工成彈簧的鋼絲的母相的耐熱性，則制成含有規(guī)定范圍(質(zhì)量％)的C、Si的材料。另外，在對鋼絲實施回火時，在鋼絲組織中形成碳化物，為了提高鋼絲的軟化阻抗而含有規(guī)定量的Cr。為了增大軟化阻抗，除了含有規(guī)定量的Cr以外，再含有規(guī)定量的Mo、V、Nb、W、Ti也是有效的。而且還發(fā)現(xiàn)，為了提高本發(fā)明的鋼絲或由本發(fā)明的鋼絲得到的彈簧的剪切屈服應(yīng)力，含有Co0.02～1.00質(zhì)量％，或含多量Mn(超過0.7且不大于1.5質(zhì)量％)也是有效的。而且，規(guī)定Mn、Co的含量。對于成分范圍和范圍限定的理由，詳述于后。
<制造條件>
本發(fā)明的彈簧用鋼絲，可以通過對具有上述化學(xué)成分的鋼材實施熔制→熱鍛造→熱壓延→鋼絲韌化處理→拉絲→進(jìn)行淬火回火而獲得。
(鋼絲韌化處理條件)在本發(fā)明中，通過在拉絲加工之前進(jìn)行特定條件的鋼絲韌化處理，可以將鋼材組織充分地奧氏體化，使未固溶碳化物溶解，同時通過適當(dāng)?shù)牡葴剞D(zhuǎn)變而得到均一的珠光體組織。在奧氏體化不充分時，則成為鋼絲的韌性或剪切屈服應(yīng)力下降的要因。因此，為了充分地奧氏體化，在900～1050℃的溫度下進(jìn)行60～180秒的加熱是合適的。加熱溫度不足900℃時，或者加熱溫度在900～1050℃下但加熱時間不足60秒時，則不能充分地奧氏體化，從而使未固溶碳化物殘留著。另外，加熱溫度比1050℃高時，或加熱溫度在900～1050℃下但加熱時間比180秒長時，則奧氏體粒子粗大化，轉(zhuǎn)變時容易生成馬氏體，或拉絲加工時，有損其拉絲性。
奧氏體化之后進(jìn)行的鋼材的等溫轉(zhuǎn)變，在600～750℃下進(jìn)行20～100秒的加熱是合適的。加熱溫度比750℃高時，或加熱溫度在600～750℃下但加熱時間比100秒長時，在鋼材組織中滲碳體發(fā)生球狀化，這將成為阻礙鋼材拉絲性的要因。另一方面，加熱溫度比600℃低時，或加熱溫度在600～750℃下但加熱時間比20秒短時，不能完成向珠光體的轉(zhuǎn)變，而生成馬氏體，因此成為阻礙拉絲性的要因。
(淬火、回火)對實施了上述鋼絲韌化處理的鋼材進(jìn)行拉絲而得到的鋼絲實施淬火時的溫度過低時，會在鋼絲組織中殘存未固溶碳化物，使鋼絲的韌性下降。相反，淬火時的溫度過高時，奧氏體結(jié)晶粒子由于成長而大型化，則使該鋼絲或由該鋼絲得到的彈簧的疲勞極限下降。因此，淬火時的溫度優(yōu)選超過850℃但不到1050℃。
<組織>
本發(fā)明的彈簧用鋼絲，制成具有回火馬氏體組織的材料。另外，使淬火回火后的鋼絲的奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)微細(xì)化時，該鋼絲或由該鋼絲得到的彈簧，即使施加交變應(yīng)力，也不易發(fā)生局部的、集中的滑移變形。即，由于可以提高鋼絲或彈簧的剪切屈服應(yīng)力，其結(jié)果是，使奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)微細(xì)化，這有助于疲勞特性的提高。
具體地，奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均結(jié)晶粒徑優(yōu)選成為3.0～7.0μm。平均結(jié)晶粒徑，可以通過改變對鋼材實施的鋼絲韌化處理的溫度而變化。更詳細(xì)地說，在鋼絲韌化處理中使進(jìn)行奧氏體化時的溫度下降時，結(jié)晶粒徑變小，而提高該溫度時結(jié)晶粒徑有變大的傾向。平均結(jié)晶粒徑不到3.0μm時，由于奧氏體化的溫度低，未固溶碳化物殘存而鋼絲的韌性容易下降。另外，平均結(jié)晶粒徑超過7.0μm時，難以提高鋼絲或由鋼絲得到的彈簧的疲勞極限。另外，平均結(jié)晶粒徑是對拉絲的鋼絲進(jìn)行淬火回火后測定的值。
以下，對本發(fā)明中的構(gòu)成元素的選定和限定成分范圍的理由進(jìn)行敘述。而且，元素旁邊記載的數(shù)值的單位為質(zhì)量％。
C0.50～0.75C，是決定鋼的強(qiáng)度的重要元素，碳的含量相對于鋼全體不到0.50質(zhì)量％則得不到充分強(qiáng)度的鋼絲，而超過0.75質(zhì)量％時會損害韌性，因此碳的含量設(shè)定為0.50質(zhì)量％～0.75質(zhì)量％。
Si1.80～2.70Si，是在鋼材的熔化精煉時作為脫氧劑使用的。另外，Si固溶在鐵氧體(フエライト)中而提高耐熱性，這對于防止彈簧加工后對彈簧施加的消除應(yīng)力退火或氮化處理等熱處理引起的鋼絲(彈簧)內(nèi)部的硬度下降是有效的。為了保持耐熱性含量為1.80質(zhì)量％以上是必要的，超過2.70質(zhì)量％時韌性下降，因此Si的含量為1.80質(zhì)量％～2.70質(zhì)量％。
Mn0.1～1.5Mn，與Si同樣作為熔化精煉時的脫氧劑使用。因此，將作為脫氧劑中必要的Mn含量的下限設(shè)定為0.1質(zhì)量％。另外，Mn在提高鋼絲的淬火性、提高鋼絲的強(qiáng)度的同時，對提高鋼絲或由鋼絲得到的彈簧的剪切屈服應(yīng)力是有效的。但是，Mn的含量相對于鋼全體超過1.5質(zhì)量％時，在鋼絲韌化處理時鋼材中容易生成馬氏體，或成為拉絲時斷絲的原因，因此將Mn含量的上限設(shè)定為1.5質(zhì)量％。特別地，在鋼中含有后述的Co時，Mn的含量也可以低至0.1～0.7質(zhì)量％，在不含Co的場合、設(shè)定為超過0.7且不大于1.5質(zhì)量％，優(yōu)選多含有Mn。多含有Mn的同時也可以含有Co。
Cr0.70～1.50Cr，可提高鋼的淬火性，增加軟化阻抗，故進(jìn)行彈簧加工后，對防止彈簧實施回火(テンパ一)處理或氮化處理等熱處理時的彈簧的軟化是有效的。Cr的含量相對于鋼全體不到0.70質(zhì)量％時得不到對軟化防止的充分的效果，因此設(shè)定Cr的含量為0.70質(zhì)量％以上，超過1.50質(zhì)量％時，鋼絲韌化處理時容易發(fā)生馬氏體，或成為拉絲時斷絲的原因，同時成為使鋼絲韌化處理(油回火)后的鋼材的韌性下降的要因。故規(guī)定Cr的含量為0.70～1.50％。
Co0.02～1.00Co，通過在鋼中少量地含有，可提高鋼絲或彈簧的剪切屈服應(yīng)力。另外，Co對提高耐熱性是有效的，且在防止彈簧加工后回火處理或氮化處理的彈簧的軟化是有效的。另外，少量含有Co的場合，鋼絲的韌性不會下降。Co的含量不足0.02質(zhì)量％時，難以得到上述鋼絲或彈簧的剪切屈服應(yīng)力的提高或鋼絲的耐熱性的提高等效果，Co的含量即使超過1.00質(zhì)量％，與含有1.00質(zhì)量％以下時相比較時，由于含Co而產(chǎn)生的效果不變，但由于鋼絲制造或彈簧制造的成本變高，故設(shè)定Co的含量為0.02質(zhì)量％～1.00質(zhì)量％。而且，在鋼中含有Co時，如上所述，也可將Mn的含量設(shè)定為低達(dá)0.1～0.7質(zhì)量％。
Ni0.1～1.0通過在鋼中含有Ni，對提高鋼絲的耐腐蝕性和韌性是有效的。Ni的含量不到0.1質(zhì)量％時，難以得到上述鋼絲效果，Ni的含量即使超過1.0質(zhì)量％不僅鋼絲制造的成本高，而且也得不到進(jìn)一步提高鋼絲韌性的效果。因此，設(shè)定Ni的含量為0.1質(zhì)量％～1.0質(zhì)量％。
Mo、V0.05～0.50W、Nb0.05～0.15這些元素，在鋼絲回火時在鋼絲的組織中形成碳化物，有增加鋼絲軟化阻抗傾向。Mo的含量、V的含量、W的含量、Nb的含量分別相對于全部鋼不到為0.05質(zhì)量％時難以得到上述效果。另外，Mo的含量超過0.50質(zhì)量％時、V的含量超過0.50質(zhì)量％時、W的含量超過0.15質(zhì)量％時、Nb的含量超過0.15質(zhì)量％時，都容易使鋼絲的韌性下降。
Ti0.01～0.20Ti，在回火時形成碳化物，具有增加鋼絲軟化阻抗的效果。Ti的含量不到0.01質(zhì)量％時不能得到上述效果，Ti的含量超過0.20質(zhì)量％時在鋼絲組織中形成高熔點的非金屬夾雜物TiO，容易使鋼絲的韌性下降。因此，Ti的含量設(shè)定為0.01質(zhì)量％～0.20質(zhì)量％。
本發(fā)明的彈簧用鋼絲的與鋼絲長度方向(拉絲方向)垂直的橫截面的形狀，可以是圓形的，當(dāng)然也可以是，橢圓、梯形、正方形、長方形的異形截面的形狀。
本發(fā)明的彈簧，可以通過對上述彈簧用鋼絲施以卷繞成型(コイリング)等彈簧加工而得到。尤其是，將本發(fā)明的彈簧用鋼絲進(jìn)行彈簧加工后，再對得到的彈簧實施氮化處理等熱處理，由此可以提高彈簧的表面硬度從而具有優(yōu)異的疲勞極限。
具體實施例方式
以下，說明本發(fā)明的實施方式。
將包含表1所示的化學(xué)成分和其余部分為Fe和雜質(zhì)的鋼材用真空熔化爐熔制，并通過熱鍛造、熱壓延制作φ6.5mm的線材。然后，通過對該線材進(jìn)行鋼絲韌化處理(奧氏體化→等溫轉(zhuǎn)變)、剝皮、退火、拉絲加工得到φ3.0mm的鋼絲。表2中示出鋼絲韌化處理條件。本例中對φ6.5mm的線材實施的鋼絲韌化處理中，如表2所示，作為將線材進(jìn)行奧氏體化的條件，準(zhǔn)備了線材的加熱時間和保持時間不同的多個條件，作為對線材奧氏本化后使線材等溫轉(zhuǎn)變的條件，準(zhǔn)備了線材的加熱時間和保持時間不同的多個條件。
表1

表2鋼絲韌化處理條件


對得到的鋼絲(φ3.0mm)實施淬火回火。淬火按表3所示的條件進(jìn)行，回火則對于任一鋼絲都將加熱溫度設(shè)定為450～530℃下進(jìn)行。對于淬火回火后的鋼絲測定斷面收縮率(RA)和奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均結(jié)晶粒徑(平均γ粒徑)。其結(jié)果示于表3。另外，通過改變鋼絲的淬火溫度，可以改變奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均結(jié)晶粒徑。奧氏體結(jié)晶粒子的平均結(jié)晶粒徑，通過JIS G0522規(guī)定的切斷法而算出。
另外，淬火回火后，對于將該鋼絲實施了相當(dāng)于氮化處理的熱處理(420℃×2小時、或480℃×2小時)的鋼絲，測定剪切屈服應(yīng)力和疲勞特性(疲勞極限)。在表3中示出其結(jié)果。實施上述熱處理的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力，在試樣長度100d(d試樣直徑)下進(jìn)行扭轉(zhuǎn)試驗，從轉(zhuǎn)矩-θ曲線求得。疲勞極限，使用中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗進(jìn)行評價。
表3


如表3所示可知，斷面收縮率(RA)為40％以上、相當(dāng)于氮化處理的熱處理后的剪切屈服應(yīng)力為1000MPa以上的試樣No.13～21的鋼絲，任一個的疲勞極限都高。另外，這些鋼絲，由于剪切屈服應(yīng)力高，故認(rèn)為耐永久變形也是優(yōu)異的。因此可知，本發(fā)明用的鋼絲，具有高韌性的同時，疲勞特性也優(yōu)異。
與此相反，試樣No.1～4、6、8的結(jié)果是，相當(dāng)于氮化處理的熱處理后的剪切屈服應(yīng)力低，疲勞極限也低。特別是，試樣No.2、4，斷面收縮率也低，韌性差。另外，試樣No.5、7，鋼絲韌化處理時線材組織中發(fā)生馬氏體，后續(xù)工序的剝皮中頻繁發(fā)生斷絲，因此使實驗中止。試樣No.11，熱處理后的剪切屈服應(yīng)力低，并且相對于全部鋼的V的含量多，因此鋼絲的斷面收縮率下降，疲勞極限變低。試樣No.12，熱處理后的剪切屈服應(yīng)力低，并且Ti的含量多，因此由于Ti系夾雜物引起折損而使疲勞極限下降。
試樣No.9，熱處理后的剪切屈服應(yīng)力低，奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均粒徑小，故斷面收縮率也變低了。另一方面，試樣No.10，熱處理后的剪切屈服應(yīng)力低，并且奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均粒徑大，故疲勞極限降低了。
對于具有表1的樣品K的化學(xué)成分的鋼材，與上述相同地制作φ6.5mm的線材，與上述相同地操作準(zhǔn)備φ3.0mm的鋼絲。此時，將鋼絲韌化處理的條件按表2所示進(jìn)行變化。對得到的鋼絲實施淬火回火(淬火940℃、回火450～530℃)，測定得到的鋼絲的斷面收縮率(RA)和奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均粒徑。其結(jié)果示于表4。另外，對將鋼絲實施淬火回火后，實施相當(dāng)于氮化處理的熱處理(420℃×2小時，或480℃×2小時)的鋼絲，測定剪切屈服應(yīng)力、疲勞特性(疲勞極限)。其結(jié)果一并示于表4。各物性的測定，與上述同樣地進(jìn)行。
表4

如表4所示可知，在特定條件(奧氏體化900～1050℃下進(jìn)行60～180秒、等溫轉(zhuǎn)變600～750℃下進(jìn)行20～100秒)下進(jìn)行鋼絲韌化處理的試樣No.22、23的任一個的疲勞極限都高。
與此相反，試樣No.25、27～29中的任一個，在鋼絲韌化處理時線材組織中都發(fā)生了馬氏體，在拉絲工序中頻繁發(fā)生斷絲，故使實驗中止。試樣No.24、26，由于殘存有未固溶碳化物，因此鋼絲的斷面收縮率下降、疲勞極限也下降了。另外，試樣No.24、26，剪切屈服應(yīng)力也降低了。試樣No.30、31，線材組織中滲碳體發(fā)生球狀化，故殘存有未固溶碳化物，并在斷面收縮率下降的同時，鋼絲的剪切屈服應(yīng)力也小。
工業(yè)實用性本發(fā)明的彈簧用鋼絲，由于疲勞特性和韌性優(yōu)異，最適合在要求疲勞強(qiáng)度的部位使用的彈簧的材料。
權(quán)利要求
1.一種彈簧用鋼絲，該彈簧用鋼絲是通過淬火回火而具有回火馬氏體組織的彈簧用鋼絲，其中，斷面收縮率為40％以上，在420℃～480℃下進(jìn)行2小時以上的熱處理之后的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力為1000MPa以上。
2.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％、其余部分為Fe和雜質(zhì)。
3.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％、其余部分為Fe和雜質(zhì)。
4.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，和按質(zhì)量％含有Ni0.1～1.0％以及Co0.02～1.00％中的至少一種的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
5.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，和按質(zhì)量％計含有選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、和Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
6.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，和按質(zhì)量％計含有選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、和Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
7.按照權(quán)利要求1所述的彈簧用鋼絲，其中，按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，和按質(zhì)量％計含有Ni0.1～1.0％和Co0.02～1.00％中的至少一種的元素，和按質(zhì)量％計含有選自V0.05～0.50％、Mo0.05～0.50％、W0.05～0.15％、Nb0.05～0.15％、和Ti0.01～0.20％五種元素中的1種以上的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
8.按照權(quán)利要求1～7中任一項所述的彈簧用鋼絲，其中，該鋼絲的奧氏體結(jié)晶粒子(原始奧氏體結(jié)晶粒子)的平均結(jié)晶粒徑為3.0～7.0μm。
9.一種彈簧，其中，該彈簧是使用權(quán)利要求1～7中任一項所述的彈簧用鋼絲制作的。
10.一種彈簧，其中，該彈簧是使用權(quán)利要求8所述的彈簧用鋼絲制作的。
11.一種彈簧用鋼絲的制造方法，其中，該方法包括對以下化學(xué)成分的鋼材進(jìn)行鋼絲韌化處理的工序；將上述進(jìn)行了鋼絲韌化處理的鋼材進(jìn)行拉絲加工的工序；對上述進(jìn)行了拉絲加工的鋼絲實施淬火回火的工序，上述鋼絲韌化處理包括在900～1050℃下進(jìn)行60～180秒加熱的奧氏體化工序；和在上述奧氏體化工序后于600～750℃下進(jìn)行20～100秒加熱的等溫轉(zhuǎn)變工序，化學(xué)成分按質(zhì)量％計，所述鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
12.一種彈簧用鋼絲的制造方法，其中，該方法包括對以下化學(xué)成分的鋼材進(jìn)行鋼絲韌化處理的工序；將上述進(jìn)行了鋼絲韌化處理的鋼材進(jìn)行拉絲加工的工序；對上述進(jìn)行了拉絲加工的鋼絲實施淬火回火的工序，上述鋼絲韌化處理包括在900～1050℃下進(jìn)行60～180秒加熱的奧氏體化工序；和在上述奧氏體化工序后于600～750℃下進(jìn)行20～100秒加熱的等溫轉(zhuǎn)變工序，化學(xué)成分按質(zhì)量％計，所述鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
13.一種彈簧用鋼絲的制造方法，其中，該方法包括對以下化學(xué)成分的鋼材進(jìn)行鋼絲韌化處理的工序；將上述進(jìn)行了鋼絲韌化處理的鋼材進(jìn)行拉絲加工的工序；對上述進(jìn)行了拉絲加工的鋼絲實施淬火回火的工序，上述鋼絲韌化處理包括在900～1050℃下進(jìn)行60～180秒加熱的奧氏體化工序；和在上述奧氏體化工序后于600～750℃下進(jìn)行20～100秒加熱的等溫轉(zhuǎn)變工序，化學(xué)成分按質(zhì)量％計，所述鋼材含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％、以及Ni0.1～1.0％和Co0.02～1.00％中的至少一種的元素，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
全文摘要
本發(fā)明的彈簧用鋼絲，是通過淬火回火而具有回火馬氏體組織的彈簧用鋼絲。該鋼絲，斷面收縮率為40％以上、在420℃～480℃下進(jìn)行2小時以上的熱處理后的鋼絲的剪切屈服應(yīng)力為1000MPa以上。按質(zhì)量％計，該鋼絲含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn0.1～0.7％、Cr0.70～1.50％、Co0.02～1.00％，其余部分為Fe和雜質(zhì)，或按質(zhì)量％計，優(yōu)選含有C0.50～0.75％、Si1.80～2.70％、Mn超過0.7且不大于1.5％、Cr0.70～1.50％，其余部分為Fe和雜質(zhì)。
文檔編號C21D9/52GK1914347SQ20058000396
公開日2007年2月14日 申請日期2005年2月4日 優(yōu)先權(quán)日2004年2月4日
發(fā)明者藤野善郎, 河部望, 村井照幸, 山尾憲人, 鹽飽孝至 申請人:住友電工鋼鐵電纜株式會社