專利名稱：高強度彈簧用熱處理鋼絲的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及可冷卷繞并具有高強度和高韌性的彈簧用鋼絲。
背景技術(shù)：
伴隨著汽車的輕量化和高性能化，彈簧應(yīng)采用能使彈簧高強度化并且在熱處理后拉伸強度超過1500MPa的高強度鋼。近年來，也需要拉伸強度超過1900MPa的鋼絲。這是因為在彈簧制造時即使通過消除應(yīng)力退火(歪取り焼鈍)和氮化處理等加熱稍加軟化也可確保作為彈簧的無故障材料的硬度。
作為這種方法，在特開昭57-32353號公報中，通過加入V、Nb、Mo等元素，生成淬火固溶、回火析出的細微碳化物，由此能夠限制位錯的移動，提高耐疲勞特性。
另一方面，在鋼盤條彈簧制造方法中，加熱直至鋼的奧氏體區(qū)域進行卷繞，然后，施以進行淬火回火的熱卷繞，和將預(yù)先對鋼進行淬火回火制成的高強度鋼絲冷卷繞的冷卷繞工序。在冷卷繞工序中，由于在制造鋼絲時能夠使用可驟熱驟冷的油回火處理或者高頻處理等，因此，可以縮小彈簧材料原奧氏體粒徑，結(jié)果，可以制造破壞特性優(yōu)良的彈簧。而且，由于能夠簡化彈簧生產(chǎn)線中的加熱爐等設(shè)備，因此，對于彈簧生產(chǎn)者也具有設(shè)備成本降低等優(yōu)點，最近，彈簧的冷卷繞化正在進行。
但是，如果冷卷繞彈簧用鋼絲的強度增大，冷卷繞時發(fā)生折損，無法成形為彈簧形狀的情況很多，不得不通過無法兼顧強度和加工性的工業(yè)上不利的方法進行冷卷繞。通常，在閥彈簧的情況下，冷卷繞在線淬火回火處理(即油回火處理)的鋼絲，例如，在特開平05-179348號公報中，在900～1050℃下加熱卷繞，然后，在425～550℃下進行回火處理等，為了防止卷繞時的折損，在卷繞時將線材加熱，在容易變形的溫度下進行卷繞，然后，為了獲得高強度進行卷繞后的調(diào)質(zhì)處理。這種卷繞時的加熱和卷繞后的調(diào)質(zhì)處理，由于彈簧尺寸在熱處理后偏移的原因或者處理效率極端降低，在成本和精度方面比冷卷繞的彈簧差。
關(guān)于碳化物的粒徑，例如，如特開平10-251804號公報那樣作出了關(guān)注Nb、V系碳化物的平均粒徑的發(fā)明，但是，通過只控制V、Nb系碳化物的平均粒徑，顯示出不足的強度和韌性。而且還記載了在這種現(xiàn)有技術(shù)中擔(dān)心由軋制中的冷卻水引起產(chǎn)生異常結(jié)構(gòu)，實際上推薦了干式軋制。這被推測在工業(yè)上是不正常的操作，與通常的軋制明顯不同，例如即使控制平均粒徑，在周邊的基體結(jié)構(gòu)中也產(chǎn)生不均一，表示產(chǎn)生了軋制故障。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供可冷卷繞并且兼有足夠大氣強度和卷繞加工性的拉伸強度2000MPa以上的彈簧用鋼絲。
本發(fā)明者們發(fā)現(xiàn)，通過控制在目前的彈簧鋼絲中未受到注意的鋼中的碳化物，特別是滲碳體的大小，可以獲得兼顧高強度和卷繞性的彈簧用鋼絲。本發(fā)明的主導(dǎo)思想如下(1)高強度彈簧用熱處理鋼絲，特征在于含有以質(zhì)量％計，C0.75～0.85％，Si1.5～2.5％，Mn0.5～1.0％，Cr0.3～1.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.001～0.007％，W0.05～0.3％，其余部分為鐵和不可避免雜質(zhì)，拉伸強度2000MPa以上，并且對于在顯微鏡觀察面上所占的滲碳體系球狀碳化物，其滿足(粒子)當量圓直徑在0.2微米以上的占有面積率為7％以下，當量圓直徑在0.2～3微米的存在密度為1個/微米2以下，當量圓直徑超過3微米的存在密度為0.001個/微米2以下，并且原奧氏體粒徑編號為10號以上，殘留奧氏體為12質(zhì)量％以下，最大碳化物粒徑為15微米以下，并且最大氧化物粒徑為15微米以下。
(2)上述(1)記載的高強度彈簧用熱處理鋼絲，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有Mo0.05～0.2％，V0.05～0.2％中的一種或者兩種。


圖1是表示鋼的淬火回火結(jié)構(gòu)的顯微鏡照片。
圖2是表示球狀碳化物分析例的圖，(a)是表示合金系球狀碳化物的圖，(b)是表示滲碳體系球狀碳化物的分析例的圖。
圖3是概括表示切口彎曲試驗方法的圖，(a)是表示負載之前的圖，(b)是表示負載之后的圖。
具體實施例方式
發(fā)明者們通過規(guī)定用于獲得高強度的化學(xué)成分并通過熱處理控制鋼中的碳化物形狀，發(fā)明了在制造彈簧時確保足夠的卷繞特性的鋼絲。下面詳細進行說明。
首先，對限制鋼成分的理由進行說明。
C是對鋼材的基本強度有很大影響的元素，為了獲得比現(xiàn)有鋼材更充分的強度，應(yīng)為0.75～0.85％。不足0.75％時，無法獲得足夠的強度。特別是，即使在省略用于提高彈簧性能的氮化的情況下，要確保足夠的彈簧強度，C也必須為0.75％以上。超過0.85％時，發(fā)生共晶析，并且析出大量的粗大滲碳體，因此，明顯降低韌性。這同時還降低了卷繞特性。
Si是用于確保彈簧強度、硬度和耐疲勞性的必要元素，在Si少時，必要的強度和耐疲勞性不足，因此，以1.5％為下限。而且，Si具有將粒界的碳化物系析出物球狀化并且細微化的效果，通過積極的加入，具有縮小粒界析出物的粒界占有面積率的效果。但是，如果過于大量加入，不僅使材料硬化，而且脆化。因此，為了防止淬火回火后發(fā)生脆化，以2.5％為上限。
Mn是為了獲得足夠的硬度，與鋼中存在的S生成MnS固定，為了抑制強度降低，以0.5％為下限。而且，為了防止由Mn產(chǎn)生的脆化，以1.0％為上限。
N將鋼中的基體硬化，在加入Ti、V等的合金元素時，以氮化物形式存在，對鋼絲的性質(zhì)有影響。在加入了Ti、Nb、V的鋼中，容易生成碳氮化物，容易變成形成奧氏體顆粒細微化的定位粒子(ピン止め粒子)的碳化物、氮化物和碳氮化物的析出位置。因此，在彈簧制造之前施以的各種熱處理條件下，能夠穩(wěn)定地生成定位粒子，可以細微地控制鋼絲的奧氏體粒徑。由于這個目的，加入0.001％以上的N。另一方面，過剩的N導(dǎo)致氮化物和以氮化物為核生成的碳氮化物和碳化物粗大化。例如，在加入Ti時，析出粗大的TiN，如果加入B，析出BN，導(dǎo)致特性破壞。因此，為了不造成這種損害，其加入量以0.007％為上限。
P將鋼硬化，進一步發(fā)生偏析，使材料發(fā)生脆化。特別是在奧氏體粒界上偏析的P由于沖擊值降低和氫的侵入，導(dǎo)致遲緩的破壞等。因此其加入量少些為好。因此，其加入量控制在脆化傾向顯著的0.015％以下。
與P同樣，如果在鋼中還存在S，會使鋼脆化。由于Mn盡量地減小了這種影響，MnS也形成夾雜物的形態(tài)，因此特性破壞降低。特別是，在高強度鋼中，有時微量的MnS會產(chǎn)生破壞，希望盡量減小S。以這種不利影響變明顯的0.015％為上限。
Cr是用于提高淬火性和回火軟化阻力的有效元素，但是如果大量加入，不僅導(dǎo)致成本增加，而且會使淬火回火之后能看見的滲碳體粗大化。結(jié)果，由于線材脆化，在卷繞時容易產(chǎn)生折損。因此，為了確保淬火性和回火軟化阻力，以0.3％為下限，以脆化變顯著的1.0％為上限。特別是，如果C量在0.75％以上，在接近共析成分的情況下，抑制Cr量能夠抑制粗大碳化物的生成，容易兼顧強度和卷繞性。另一方面，在進行氮化處理時，加入Cr時，容易加深由氮化產(chǎn)生的硬化層。因此，規(guī)定為0.3～1.0％。
W具有提高淬火性、在鋼中生成碳化物并提高強度的作用。因此，優(yōu)選盡量加入。W的特征與其他元素不同，特征在于使含滲碳體的碳化物的形狀細微化。其加入量不足0.05％時，看不到效果，如果超過0.3％，生成粗大的碳化物，并且，有可能損害延展性等機械性能，因此，使W的加入量為0.05～0.3％。
Mo和V在鋼中以氮化物、碳化物、碳氮化物形式析出。因此，如果加入一種或者兩種這些元素，生成它們的析出物，可以獲得回火軟化阻力，即使經(jīng)過在高溫下的回火和在工序中加入的消除應(yīng)力回火和氮化等熱處理，也能夠不發(fā)生軟化而發(fā)揮高強度。這是因為抑制了氮化后彈簧內(nèi)部的硬度降低并且使熱硬化和消除應(yīng)力回火變得容易，提高了最終的彈簧疲勞特性。而且，如果Mo和V的加入量過多，它們的析出物變得過大，在鋼中與碳結(jié)合，生成粗大的碳化物。這樣就減少了應(yīng)該賦予鋼絲高強度化的C的量，無法獲得與加入的C量相當?shù)膹姸取Ｓ钟捎诖执筇蓟镒兂闪藨?yīng)力集中源，因此卷繞過程中的變形容易造成折損。
Mo通過加入0.05～0.2％能夠提高淬火性同時賦予回火軟化阻力。這樣，能夠提高控制強度時的回火溫度。這對降低粒界碳化物的粒界占有面積率有利。即，通過在高溫下對以膜狀析出的粒界碳化物進行回火，具有球狀化和降低粒界面積率的效果。而且，Mo在鋼中與滲碳體另外生成Mo系碳化物。特別是，與V等相比，由于其析出溫度低，因此，具有控制碳化物粗大化的效果。其加入量不足0.05％時，看不到效果。其中，如果其加入量多，通過軋制和拉絲前的軟化熱處理等，容易生成過冷組織，容易變成斷裂和拉絲時斷線的原因。即，在拉絲時，優(yōu)選通過預(yù)先對鋼材進行鉛浴淬火處理，形成鐵氧體珠光體組織，然后拉絲。但是，如果Mo超過0.2％，直至珠光體相變結(jié)束的時間延長，在通常的鉛浴淬火設(shè)備中，無法完成珠光體相變，導(dǎo)致在鋼材中不可避免的小偏析部分中生成馬氏體。這種馬氏體是造成拉絲時斷線的原因，在不發(fā)生斷線而以內(nèi)部裂縫形式存在的情況下，也大大劣化了最終產(chǎn)品的特性。因此，將抑制這種馬氏體結(jié)構(gòu)生成、工業(yè)上穩(wěn)定軋制、容易拉絲的0.2％為上限。
而且，對于V，除了抑制生成氮化物、碳化物、碳氮化物造成的奧氏體粒徑的粗大化之外，還可用于在回火溫度下的鋼絲硬化和氮化時表層的硬化。其加入量不足0.05％時，幾乎看不到加入的效果。而大量加入時，生成粗大的未固溶夾雜物，降低韌性，同時，與Mo同樣，容易生成過冷組織，容易變成破裂和拉絲時斷裂的原因。因此，以工業(yè)上容易穩(wěn)定操作的0.2％為上限。
對碳化物的規(guī)定進行說明。為了兼顧強度和加工性，鋼中的碳化物形態(tài)是重要的。這里所說的鋼中碳化物是指熱處理后可以看到的滲碳體和其中合金元素固溶的碳化物(下文二種綜合表示為滲碳體)和Nb、V、Ti等合金元素的碳化物和碳氮化物。這些碳化物能夠通過鏡面研磨鋼絲并進行蝕刻來觀察。
圖1中表示典型的觀察例。由此可在鋼中看到針狀和球狀的兩種碳化物。通常鋼通過淬火形成馬氏體的針狀組織，通過回火生成碳化物，由此知道兼顧了強度和韌性。但是，在本發(fā)明中注意到，如圖1所示，不一定只是針狀組織，連球狀碳化物1也大量殘留，發(fā)現(xiàn)這種球狀碳化物的分布對彈簧用鋼絲的性能有很大影響。這種球狀碳化物可被認為是在油回火處理和高頻處理產(chǎn)生的淬火回火中，不充分固溶，在淬火回火工序中球狀化并且生長或者縮小的碳化物。這種尺寸的碳化物并沒有完全賦予通過淬火回火產(chǎn)生的強度和韌性。因此發(fā)現(xiàn)，由于將鋼中的C固定不僅浪費了單獨加入的C，而且，生成應(yīng)力集中源，成為了造成鋼絲的機械性質(zhì)降低的原因。
象本材料那樣，在將鋼淬火回火之后進行冷卷繞時，碳化物影響這種卷繞特性，即直至斷裂的彎曲特性。至此，為了獲得高強度，除了C之外，通常還加入大量的Cr、V等合金元素，但是，強度過高，變形能不足，存在卷繞性劣化的不利情況。其原因可以認為是鋼中析出的粗大碳化物。
在圖2(a)和(b)中表示根據(jù)安裝在SEM上的EDX的分析例。結(jié)果，采用透過電子顯微鏡的復(fù)制法，也可以獲得同樣的分析結(jié)果?，F(xiàn)有的發(fā)明只注意到V、Nb等合金元素系的碳化物，其一個例子是圖2(a)，特征在于在碳化物中Fe峰非常小。但是，在本發(fā)明中，不僅有現(xiàn)有的合金元素系的碳化物，而且，發(fā)現(xiàn)如圖2(b)所示，當量圓直徑為3微米以下的Fe3C和其中只固溶合金元素的即滲碳體系碳化物的析出形態(tài)是重要的。如本發(fā)明那樣，在達到現(xiàn)有鋼絲以上的高強度和加工性的情況下，如果3微米以下的滲碳體系球狀碳化物多，會大大損害加工性。下文將這種球狀并且如圖2(b)所示的以Fe和C為主要成分的碳化物稱為滲碳體系碳化物。
這些鋼中的碳化物可以通過對進行了鏡面研磨的樣品施以苦味醇等的蝕刻進行觀察，但是對于其尺寸等詳細的觀察評價，必須通過掃描型電子顯微鏡在3000倍以上的高倍率下進行觀察，這里作為對象的滲碳體系球狀碳化物的當量圓直徑為0.2～3微米。通常，鋼中碳化物基于確保鋼的強度、回火軟化阻力是不可缺少的，其有效粒徑為0.1微米以下，而如果超過1微米，對強度和奧氏體粒徑的細微化沒有貢獻，僅將變形特性劣化。但是，在現(xiàn)有技術(shù)中，其重要性連此都未認識到，只注意到V、Nb等合金系碳化物，相當于圓的粒徑3微米以下的碳化物，特別是滲碳體系球狀碳化物被認為是無害的，沒有發(fā)現(xiàn)對在本發(fā)明中作為主要對象的0.1～5微米的碳化物進行研究的例子。
而且，在本發(fā)明中作為對象的3微米以下的滲碳體系球狀碳化物的情況下，不僅是大小，連數(shù)量也是重要的。因此，考慮到兩者，規(guī)定了本發(fā)明的范圍。即，如果相當于圓的平均粒徑小到0.2～3微米，其數(shù)量非常多，在顯微鏡觀察面中的存在密度超過1個/微米2，卷繞特性的劣化變得顯著，因此，以此為上限。
如果碳化物的尺寸超過3微米，尺寸的影響變得更大，因此，顯微鏡觀察面上的存在密度超過0.001個/微米2，卷繞特性的劣化變得顯著。因此，以碳化物當量圓直徑超過3微米的碳化物在顯微鏡觀察面上的存在密度0.001個/微米2為上限，以本發(fā)明的范圍為下限。
與滲碳體系球狀碳化物的尺寸無關(guān)，其顯微鏡觀察面中的占有面積如果超過7％，卷繞特性的劣化變得顯著，無法卷繞。因此，在本發(fā)明中，將顯微鏡觀察面的占有面積規(guī)定為7％以下。
另一方面，原奧氏體粒徑與碳化物一起大大影響著鋼絲的基本性質(zhì)。即，原奧氏體粒徑小的，疲勞特性和卷繞性優(yōu)良。但是，如果隨著一些奧氏體的粒徑減小，含有規(guī)定以上的大量的上述碳化物，這種效果小。通常，為了減小奧氏體的粒徑，降低加熱溫度是有效的，反之，增加上述碳化物。因此，對具有碳化物量與原奧氏體粒徑的平衡的鋼絲進行精加工是重要的。在碳化物滿足上述規(guī)定的情況下，如果原奧氏體粒徑編號不足10號，無法獲得足夠的疲勞特性，因此規(guī)定原奧氏體粒徑編號為10號以上。
殘留奧氏體大多殘留在偏析部分和原奧氏體粒界附近。殘留奧氏體由于加工誘發(fā)相變而變成馬氏體，但是還發(fā)現(xiàn)，如果在彈簧成型時發(fā)生誘發(fā)相變，在材料中產(chǎn)生局部的高硬度部分，還不如降低作為彈簧的卷繞特性。而且，最近的彈簧發(fā)生由于噴丸硬化和凝結(jié)等塑性變形引起的表面強化，在具有包含多個施加這種塑性變形的工序的制造工序的情況下，在早期的階段產(chǎn)生的加工誘發(fā)馬氏體降低破壞變形，降低了加工性和使用中的彈簧破壞特性。而且，在引入碰傷等工業(yè)上不可避免的變形的情況下，卷繞中也容易發(fā)生折損。因此，通過盡量降低殘留的奧氏體，和抑制加工誘發(fā)馬氏體的生成，可以提高加工性。具體的，如果使用奧氏體的量超過12％(質(zhì)量％)，碰傷等的敏感性提高，在卷繞和其他操作中容易折損，因此控制在12％以下。
特別是，在如本發(fā)明的C量在0.75％以上的情況下，如果馬氏體生成溫度(開始溫度Ms點，結(jié)束溫度Mf點)為低溫，在淬火時不形成相當?shù)牡蜏鼐筒簧神R氏體，殘留奧氏體容易殘留。載工業(yè)淬火中采用水或者油，殘留奧氏體的控制必須是高度的熱處理控制。具體地說，必須將冷卻介質(zhì)保持在低溫，在冷卻后也維持在極低的溫度，控制確保馬氏體相變時間等。工業(yè)上為了在連續(xù)生產(chǎn)線上進行除了，冷卻介質(zhì)的溫度容易上升到接近100℃，但是優(yōu)選保持在60℃以下。
而且，含有合金元素系碳化物的整個碳化物的最大碳化物和最大氧化物的粒徑都超過15微米，可降低疲勞特性，因此控制其上限為15微米。
通常，彈簧鋼在連續(xù)鑄造之后經(jīng)過鋼坯軋制、線材軋制，拉絲，對冷卷繞的彈簧通過油回火處理和高頻處理賦予強度。為了控制滲碳體系球狀碳化物，不僅需要油回火處理和高頻處理等決定鋼絲強度的最終熱處理，還需要對拉絲之前進行的軋制時特別注意。即，滲碳體系球狀碳化物可被認為是在軋制等中以未溶解的滲碳體和合金碳化物為核生長的，因此，在軋制等各加熱工序中，將成分充分固溶是重要的。在本發(fā)明中重要的是，在軋制中也加熱到盡可能高的溫度下進行軋制、并供于拉絲。
實施例在表1中表示在直徑4mm處理時的本發(fā)明和比較鋼的化學(xué)成分、當量圓直徑0.2微米以上的滲碳體系球狀碳化物占有面積率、當量圓直徑0.2～3微米的滲碳體系球狀碳化物存在密度、當量圓直徑超過3微米的滲碳體系球狀碳化物存在密度、最大碳化物直徑和最大氧化物直徑、原奧氏體粒度編號、殘留奧氏體的量(質(zhì)量％)、拉伸強度、卷繞特性(切口彎曲角度)和平均疲勞強度。
本發(fā)明的發(fā)明例1將用250噸轉(zhuǎn)爐精煉的產(chǎn)物通過連續(xù)鑄造制成鋼坯。其他實施例是在2噸的真空熔解爐中熔制之后，通過軋制制成鋼坯。這時，在發(fā)明例中，在1200℃以上的高溫下保持一定的時間。然后，在任何一種情況下，由鋼坯軋制成直徑8mm，通過拉絲，制成直徑4mm。另一方面，比較例是在通常的軋制條件下軋制并供于拉絲。
碳化物量和強度因化學(xué)成分而不同，在本發(fā)明中，對應(yīng)于拉伸強度達到2100Mpa左右和滿足權(quán)利要求規(guī)定的化學(xué)成分，進行熱處理。另一方面，對于比較例，僅對應(yīng)于拉伸強度進行熱處理。
在淬火回火處理(油回火處理)中，將拉絲材料連續(xù)通過加熱爐，為了使鋼內(nèi)部溫度充分加熱，設(shè)定加熱爐通過時間。在本實施例中，使加熱溫度為950℃，加熱時間為150秒，淬火溫度為50℃(油槽)。進一步在回火溫度400～500℃、回火時間1分鐘進行回火，調(diào)整強度。結(jié)果得到的在大氣氣氛下的拉伸強度在表1中表示。
表1

得到的鋼絲直接供于碳化物的評價、拉伸特性、切口彎曲試驗。另一方面，關(guān)于疲勞特性評價，對表面施以模仿彈簧制造時的消除應(yīng)力退火的熱處理400℃×20分鐘，然后，進行噴丸硬化處理(斷焊絲直徑0.6mm×20分鐘)，在施以低溫消除應(yīng)力的180℃×20分鐘，制成疲勞實驗片。
碳化物的尺寸和數(shù)量的評價是，將熱處理的鋼絲在縱向截面研磨成鏡面，通過苦味酸進行蝕刻，浮出碳化物。在光學(xué)顯微鏡水平下，測定碳化物的大小是困難的，因此，用掃描型電子顯微鏡在倍率×5000倍下隨意地拍攝鋼絲1/2R部分的十視場的照片。用掃描型電子顯微鏡上安裝的X射線微分析器確認該球狀碳化物是滲碳體系球狀碳化物，并且，采用圖像處理裝置由該照片將球狀碳化物雙值化，由此，測定其尺寸、數(shù)量和占有面積。整個測定面積為3088.8微米2。
殘留奧氏體的測定是采用直流磁化裝置測定產(chǎn)生的樣品磁通密度，將磁通密度換算成殘留奧氏體的量來求出。換算時采用先求出磁通密度和殘留奧氏體量關(guān)系的校正曲線。
拉伸特性采用JIS Z 2201 9號實驗片根據(jù)JIS Z 2241進行。從斷裂負荷算出拉伸強度。
切口彎曲試驗的概要在圖3(a)和(b)中表示。切口彎曲試驗按照如下的順序進行。用頂端半徑50微米的沖頭在鋼絲縱向上沖出直角最大深度為30微米的槽(切口)，如圖3(a)所示，用負荷2施加3點彎曲變形，以使槽部分負荷最大拉伸應(yīng)力。繼續(xù)施加彎曲變形，直至從切口部分斷裂，如圖3(b)所示，測定斷裂時的彎曲角度。測定角度3如圖3(b)所示，角度越大，卷繞特性越良好。從經(jīng)驗上說，對于直徑4mm的鋼絲，在切口彎曲角度25度以下，難以卷繞。
疲勞試驗是中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞試驗，以表示10根樣品以50％以上的概率計為107循環(huán)以上的壽命的最大負荷應(yīng)力為平均疲勞強度。
如表1所示，對于直徑4mm的鋼絲，如果化學(xué)充成分在規(guī)定的范圍之外，碳化物難于控制，在作為卷繞性指標的切口彎曲試驗中的彎曲角度減小，卷繞特性變差，中村式旋轉(zhuǎn)彎曲疲勞強度差。而且，即使化學(xué)成分在規(guī)定的范圍內(nèi)，與通過事先退火來進行碳化物的穩(wěn)定化和淬火時加熱不足引起未固溶碳化物殘留、淬火的冷卻不足等熱處理條件的不完善造成最大氧化物粒徑和原奧氏體粒徑在本規(guī)定范圍之外的比較材料相比，卷繞特性或者疲勞特性變差。另一方面，即使?jié)M足對于碳化物的規(guī)定，如果強度不足，疲勞強度也會不足，無法用作高強度彈簧。
本發(fā)明的鋼絲通過減小冷卷繞彈簧用鋼絲中含有滲碳體的球狀碳化物的占有面積率、存在密度、奧氏體粒徑和殘留奧氏體的量，能夠制造可以將強度提高至2000MPa以上，確保卷繞性，并且高強度和破壞特性優(yōu)良的彈簧。
權(quán)利要求
1.一種高強度彈簧用熱處理鋼絲，特征在于含有以質(zhì)量％計，C0.75～0.85％，Si1.5～2.5％，Mn0.5～1.0％，Cr0.3～1.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.001～0.007％，W0.05～0.3％，其余部分為鐵和不可避免雜質(zhì)，拉伸強度2000MPa以上，并且關(guān)于在顯微鏡觀察面上所占的滲碳體系球狀碳化物，其滿足當量圓直徑在0.2微米以上的占有面積率為7％以下，當量圓直徑在0.2～3微米的存在密度為1個/微米2以下，當量圓直徑超過3微米的存在密度為0.001個/微米2以下，并且原奧氏體粒徑編號為10號以上，殘留奧氏體為12質(zhì)量％以下，最大碳化物粒徑為15微米以下，并且最大氧化物粒徑為15微米以下。
2.根據(jù)權(quán)利要求1記載的高強度彈簧用熱處理鋼絲，其特征在于以質(zhì)量％計，還含有Mo0.05～0.2％，V0.05～0.2％中的一種或者兩種。
全文摘要
本發(fā)明提供一種在高強度下也具有優(yōu)良卷繞性的彈簧用鋼絲，其特征在于含有以質(zhì)量％計，C0.75～0.85％，Si1.5～2.5％，Mn0.5～1.0％，Cr0.3～1.0％，P0.015％以下，S0.015％以下，N0.001～0.007％，W0.05～0.3％，其余部分為鐵和不可避免雜質(zhì)，拉伸強度2000MPa以上，并且關(guān)于在顯微鏡觀察面上所占的滲碳體系球狀碳化物，其滿足當量圓直徑在0.2微米以上的占有面積率為7％以下，當量圓直徑在0.2～3微米的存在密度為1個/微米
文檔編號C22C38/04GK1491291SQ02804705
公開日2004年4月21日 申請日期2002年2月7日 優(yōu)先權(quán)日2001年2月7日
發(fā)明者橋村雅之, 宮木隆成, 萩原博, 林博昭, 鈴木章一, 椎木克昭, 山田範之, 小池精一, 一, 之, 成, 昭 申請人:新日本制鐵株式會社, 鈴木金屬工業(yè)株式會社, 本田技研工業(yè)株式會社