一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法

摘要

本发明涉及一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，所述方法包括：在设计弹簧钢合金成分时，是在55SiCr钢种的基础上添加适量的合金元素V和Nb，使弹簧钢中V含量为0.1‑0.25wt％，Nb含量为0.005‑0.03wt％；在热处理工艺中，先对弹簧钢工件进行奥氏体化处理，然后进行锡浴低温等温淬火处理，而锡浴低温等温淬火的条件为：等温淬火炉加热至235‑250℃，将奥氏体化处理的弹簧钢工件置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为200‑300℃·s‑1，等温保温30‑480min后取出，采用15‑25℃的水冷至室温，冷速200‑300℃·s‑1。本发明制得的弹簧钢，其抗拉强度达到2200MPa以上，断面收缩率40％以上，断后延伸率16％左右，强塑积达到35GPa％以上，可用于制作汽车悬架弹簧用钢，以提高车辆行驶的平稳性和驾乘人的安全舒适性。

权利要求

1.一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：在设计弹簧钢合金成分时，是在55SiCr钢种的基础上添加适量的合金元素V和Nb，使弹簧钢中V含量为0.1-0.25wt％，Nb含量为0.005-0.03wt％；

在热处理工艺中，先对弹簧钢工件进行奥氏体化处理，然后进行锡浴低温等温淬火处理；

所述方法具体包括如下步骤：

S1:设计弹簧钢的合金成分为：按质量百分数计，C 0.52-0.58％，Si 1.30-1.60％，Mn 

0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.1-0.25％，Nb 0.005-0.03％，P≤0.008％，S≤

0.008％，Al≤0.015％，O≤0.001％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质；

S2:盘条制备：将上述合金成分经合金冶炼、精炼、铸坯、表面全剥皮处理、高速线材轧机轧制、斯太尔摩控冷线冷却，制成弹簧钢盘条；

S3:热处理：从所述弹簧钢盘条上切割出弹簧钢工件，然后对所述弹簧钢工件进行奥氏体化和锡浴低温等温淬火；

其中，奥氏体化条件为：将加热炉升温至880-920℃，待温度稳定后，将所述弹簧钢工件置于加热炉中，加热速度为100-150℃·min-1，保温10-20min；

锡浴低温等温淬火条件为：将等温淬火炉加热至235-250℃，待上述弹簧钢工件在奥氏体化的加热炉中达到保温时间后立即将其取出并置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为200-300℃·s-1，等温保温30-480min后取出，采用15-25℃的水冷至室温，冷速200-300℃·s-1；

制备完成具有高塑性的超高强度弹簧钢，其基体为纳米级马氏体和贝氏体复合相，两相间存在6-15nm厚的薄膜状残余奥氏体，在马氏体内存在体积百分比为0.01％-0.39％的尺寸为15-25nm的(VxNby)(CNz)析出相和高密度位错团簇。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤S1中，所述合金成分为：C 0.53-

0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.1-0.15％，Nb 0.007-

0.015％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤0.0009％，N≤0.0020，余量为Fe和不可避免的杂质；

或者，所述合金成分为：C 0.54-0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-

0.80％，V 0.12-0.2％，Nb 0.01-0.03％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤

0.0009％，N≤0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质；

或者，所述合金成分为：C 0.53-0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-

0.80％，V 0.14-0.16％，Nb 0.08-0.025％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.015％，O≤

0.0009％，N≤0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤S2中，所述盘条制备的工艺过程为：转炉冶炼→精炼→模铸→加热炉加热→开坯→表面全剥皮处理→高速线材轧机轧制→斯太尔摩控冷线冷却→弹簧钢盘条；所述精炼包含LF精炼法和/或RH法精炼；

或者，所述盘条制备的工艺过程为：

电炉冶炼→精炼→方坯连铸→表面全剥皮处理→加热炉加热→高速线材轧机轧制→斯太尔摩控冷线冷却→弹簧钢盘条；所述精炼包含LF精炼法和/或VD法精炼。

4.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，步骤S3中，奥氏体化条件为：将加热炉升温至900±10℃，待温度稳定后，将所述弹簧钢工件置于加热炉中，加热速度为100-150℃·min-1，保温10-20min。

5.根据权利要求1或4所述的制备方法，其特征在于，步骤S3中，锡浴低温等温淬火条件为：将等温淬火炉加热至240±5℃，待上述弹簧钢工件在奥氏体化的加热炉中达到保温时间后立即将其取出并置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为250-300℃·s-1，等温保温120-240min后取出，采用15-20℃的水冷至室温，冷速250-300℃·s-1。

6.一种具有高塑性的超高强度弹簧钢，其特征是采用权利要求1-5任一项所述制备方法制得。

7.一种汽车悬架弹簧钢，其特征为，所述汽车悬架弹簧钢是权利要求1或6所述的超高强度弹簧钢。

说明书

一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及属于合金材料技术领域，特别涉及一种具有高塑性的超高强度弹簧钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 目前，汽车用钢的开发原则是提高钢的强度并保持或提高其塑性。提高强度可以减轻汽车的重量从而满足节能环保需求，而韧塑性的保持或提高可满足车型设计的同时提高驾乘安全性。汽车悬架弹簧是悬架中的弹性元件，用于缓和汽车行驶过程中所受到的冲击，其工作时承受着高频的往复压缩运动，因此设计应力和质量好坏对车辆平稳和驾乘人的安全舒适起着至关重要的作用。此外，悬架弹簧在汽车运行时亦起着导向作用，即承担着各个方向的力和扭矩，因此要求悬架弹簧用钢具有高强度、高塑性以及优良的淬透性。

[0003] 目前主要弹簧钢系为Si-Mn系、Cr-Mn系、Cr-V系和Si-Cr系，国内可以批量生产的高强弹簧钢抗拉强度基本在1700MPa-1900MPa之间，大多为Si-Cr系，个别弹簧钢生产企业可生产最高抗拉强度为2000MPa级的超高强度弹簧用钢，基本钢种为55SiCr。随着汽车轻量化的推进，2000MPa级的弹簧钢已经越来越难满足汽车厂商的要求，需要有更高强度的材料，同时要满足塑性要求。

[0004] 另一方面，目前悬架弹簧用钢的传统热处理工艺为860-930℃奥氏体化+15-25℃油淬+360-470℃中温回火+水冷或空冷，基体组织为回火屈氏体，具有内应力低、塑性良好的特点，但采用传统热处理工艺在进一步提高强度的同时往往难以取得良好的塑性，且强度提升有限，因此需要新的合金成分设计或者新的热处理工艺设计来满足企业对产品性能的要求。

发明内容

[0005] (一)要解决的技术问题

[0006] 针对现有弹簧钢在强度和塑性上的不足以及传统热处理工艺在提升弹簧钢强度和改善塑性上的缺陷，本发明的目的是提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，包括在55SiCr钢种的基础上通过添加微量合金元素V和Nb以优化弹簧钢的合金成分，并配合采用锡浴低温等温淬火热处理工艺，显著提升弹簧钢的抗拉强度和塑性。

[0007] (二)技术方案

[0008] 为了达到上述目的，本发明采用的主要技术方案包括：

[0009] 一方面，本发明提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢，所述弹簧钢基体为纳米级马氏体和贝氏体复合相，两相间存在6-15nm厚的薄膜状残余奥氏体，在马氏体内存在体积百分比为0.01％-0.39％的尺寸为15-25nm的(VxNby)(CNz)析出相和高密度位错团簇。

[0010] 另一方面，本发明还提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，所述方法包括：

[0011] 在设计弹簧钢合金成分时，是在55SiCr钢种的基础上添加适量的合金元素V和Nb，使弹簧钢中V含量为0.1-0.25wt％，Nb含量为0.005-0.03wt％；

[0012] 在热处理工艺中，先对弹簧钢工件进行奥氏体化处理，然后进行锡浴低温等温淬火处理，而锡浴低温等温淬火的条件为：等温淬火炉加热至235-250℃，将奥氏体化处理的弹簧钢工件置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为200-300℃·s-1，等温保温30-480min后取出，采用15-25℃的水冷至室温，冷速200-300℃·s-1。

[0013] 作为本发明一个较佳实施例，所述制备方法包括如下步骤：

[0014] S1:设计弹簧钢的合金成分为：按质量百分数计，C 0.52-0.58％，Si 1.30-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.1-0.25％，Nb 0.005-0.03％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.015％，O≤0.001％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质；

[0015] S2:盘条制备：将上述合金成分经合金冶炼、精炼、铸坯、表面全剥皮处理、高速线材轧机轧制、斯太尔摩控冷线冷却，制成弹簧钢盘条；

[0016] S3:热处理：从所述弹簧钢盘条上切割出弹簧钢工件，然后对所述弹簧钢工件进行奥氏体化和锡浴低温等温淬火；

[0017] 其中，奥氏体化条件为：将加热炉升温至880-920℃，待温度稳定后，将所述弹簧钢工件置于加热炉中，加热速度为100-150℃·min-1，保温10-20min；

[0018] 锡浴低温等温淬火条件为：将等温淬火炉加热至235-250℃，待上述弹簧钢工件在奥氏体化的加热炉中达到保温时间后立即将其取出并置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为200-300℃·s-1，等温保温30-480min后取出，采用15-25℃的水冷至室温，冷速200-300℃·s-1。

[0019] 作为本发明一个较佳实施例，其中，步骤S1中，所述合金成分为：C 0.53-0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.1-0.15％，Nb 0.007-0.015％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤0.0009％，N≤0.0020，余量为Fe和不可避免的杂质；

[0020] 或者，所述合金成分为：C 0.54-0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.12-0.2％，Nb 0.01-0.03％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤
0.0009％，N≤0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质；

[0021] 或者，所述合金成分为：C 0.53-0.57％，Si 1.40-1.60％，Mn 0.60-0.80％，Cr 0.60-0.80％，V 0.14-0.16％，Nb 0.08-0.025％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.015％，O≤0.0009％，N≤0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质。

[0022] 作为本发明一个较佳实施例，步骤S2中，所述盘条制备的工艺过程为：转炉冶炼→精炼→模铸→加热炉加热→开坯→表面全剥皮处理→高速线材轧机轧制→斯太尔摩控冷线冷却→弹簧钢盘条；所述精炼包含LF精炼法和/或RH法精炼；

[0023] 或者，所述盘条制备的工艺过程为：

[0024] 电炉冶炼→精炼→方坯连铸→表面全剥皮处理→加热炉加热→高速线材轧机轧制→斯太尔摩控冷线冷却→弹簧钢盘条；所述精炼包含LF精炼法和/或VD法精炼。

[0025] 作为本发明一个较佳实施例，步骤S3中，奥氏体化条件为：将加热炉升温至900±-110℃，待温度稳定后，将所述弹簧钢工件置于加热炉中，加热速度为100-150℃·min ，保温
10-20min。

[0026] 作为本发明一个较佳实施例，步骤S3中，锡浴低温等温淬火条件为：将等温淬火炉加热至240±5℃，待上述弹簧钢工件在奥氏体化的加热炉中达到保温时间后立即将其取出并置于等温淬火炉中，等温淬火炉采用锡浴，淬火速度为250-300℃·s-1，等温保温120-240min后取出，采用15-20℃的水冷至室温，冷速250-300℃·s-1。

[0027] 本发明还提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢，其是采用上述任意一种制备方法制得。

[0028] 本发明还提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢，所述弹簧钢基体为纳米级马氏体和贝氏体复合相，两相间存在6-15nm厚的薄膜状残余奥氏体，在马氏体内存在尺寸为15-25nm的(VxNby)(CNz)析出相和高密度位错团簇，x,y,z代表该碳氮化物中C为1时，相应V、Nb、N的原子数量，取值范围是x取值范围：0.015-0.877，y取值范围：0.123-0.985，z取值范围：
0.009-0.111。使用复合第二相热力学计算的方法结合钢中合金元素V，Nb，C和N含量，计算出马氏体内(V,Nb)C析出相的体积百分比为0.01％-0.39％。

[0029] 再一方面，本发明提供一种汽车悬架弹簧钢，该汽车悬架弹簧钢为上述任一实施例所述的超高强度弹簧钢或任一制备方法所制备的超高强度弹簧钢。

[0030] (三)有益效果

[0031] 本发明的有益效果是：

[0032] 本发明在55SiCr钢种的基础上添加适量的微合金元素V和Nb，V和Nb在钢中与C、N元素的结合能力较强，在凝固或加工过程中往往形成大量的(VxNby)(CNz)型碳氮化物，晶界或相界上的此类碳化物在钢种加工或者热处理过程中具有钉扎晶界而阻止晶粒长大和粗化的作用。尤其是Nb在铸态或者高温奥氏体化的状态下就具有形成NbC的能力，钢中微量的Nb即可达到细化铸态晶粒或细化奥氏体化晶粒的效果；而V在轧制或者锻造过程中可快速形成VC，从而抑制变形后的晶粒再结晶而起到细化晶粒的效果。此外，大量细小弥散分布的NbC和VC细小碳化物可阻碍位错运动，从而发挥“析出强化”作用而显著提升钢的强度。

[0033] 为进一步克服传统热处理工艺在提升强度和塑性上的缺陷，本发明采用更为节能的低温锡浴等温淬火工艺，既显著提升了弹簧钢的抗拉强度又大幅改善了弹簧钢的塑性，且低温锡浴等温淬火工艺相对于传统热处理工艺具有节能和步骤更简单的优势。

[0034] 实施例结果测试证明，本发明制得的弹簧钢，其抗拉强度达到2200MPa以上，断面收缩率40％以上，断后延伸率16％左右，强塑积达到35GPa％以上，可用于制作汽车悬架弹簧用钢，以提高车辆行驶的平稳性和驾乘人的安全舒适性。

[0035] 本发明提供的高塑性的超高强度弹簧钢的基体组织为纳米级马氏体和贝氏体复合相，两相间存在10nm左右厚的薄膜状残余奥氏体，在马氏体板条内存在较多15-25nm左右的(VxNby)(CNz)析出相和高密度位错团簇。

附图说明

[0036] 图1是本发明的锡浴低温等温淬火改进型热处理工艺曲线。

[0037] 图2是传统淬火回火热处理工艺曲线。

[0038] 图3是实施例1-3与对比例1-3制得的弹簧钢的应力应变曲线。

[0039] 图4是实施例2制得的弹簧钢中马氏体贝氏体复合相的SEM图。

[0040] 图5是实施例2制得的弹簧钢基体的透射组织形貌TEM图。

[0041] 图6是实施例2制得的弹簧钢基体中析出相的TEM图。

[0042] 图7是实施例2制得的弹簧钢基体析出相的EDS谱图。

具体实施方式

[0043] 为了更好的解释本发明，以便于理解，下面结合附图，通过具体实施方式，对本发明作详细描述。

[0044] 实施例1

[0045] 本实施例提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，该弹簧钢的合金成分为：C 0.53～0.57％，Si 1.40～1.60％，Mn 0.60～0.80％，Cr 0.60～0.80％，V 0.1～0.15％，Nb 0.007～0.015％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤0.0009％，N≤
0.0020，余量为Fe和不可避免的杂质(钢锭精确成分以表1为准)。本实施例弹簧钢的制备过程如下：

[0046] (1)电炉→精炼(LF+VD)→方坯连铸→表面全剥皮处理→加热炉加热→高速线材轧机轧制→斯太尔摩控冷线冷却→弹簧钢盘条。

[0047] (2)高塑性的超高强度弹簧钢热处理如图1所示，具体描述如下：

[0048] a、在盘条上线切割出工件。

[0049] b、奥氏体化：将加热炉升温至900±10℃，待温度稳定，将上述弹簧钢圆棒置于加热炉中，平均加热速度100～150℃·min-1，保温20min。

[0050] c、锡浴低温等温淬火：将锡浴等温淬火炉加热至240±5℃，保持温度恒定，将上述奥氏体化后的弹簧钢工件在达到奥氏体化保温时间后立即取出置于等温淬火炉中，平均淬火速度为240℃·s-1，等温保温60min取出，25℃水冷至室温，冷速200～300℃·s-1。

[0051] 对比例1

[0052] 对比例1的合金成分与实施例1不同，不添加微合金元素Nb和V，但对比例1弹簧钢的制备过程及条件与实施例1相同。

[0053] 实施例1所获钢锭与对比例1，其化学成分见表1，所采用的热处理工艺参数见表2，二者的应力应变曲线如图3所示，热处理后的力学性能见表2。

[0054] 实施例2

[0055] 本实施例提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，该弹簧钢的合金成分为：C 0.54～0.57％，Si 1.40～1.60％，Mn 0.60～0.80％，Cr 0.60～0.80％，V 0.12～0.2％，Nb 0.01～0.03％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.01％，O≤0.0009％，N≤0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质(钢锭精确成分以表1为准)。

[0056] 本实施例弹簧钢的制备过程中，冶炼与轧制工艺、奥氏体化均与实施例1相同，但实施例2的热处理工艺采用改进型锡浴低温等温淬火，平均淬火速度为240℃·s-1，等温保-1温120min取出，25℃水冷至室温，冷速200～300℃·s 。其他处理条件和步骤与实施例1相同。

[0057] 对比例2

[0058] 对比例2的合金成分与实施例2不同，不添加微合金元素Nb和V，且对比例2在进行奥氏体化处理后，采用传统淬火回火热处理工艺，即：先在900℃保温30min奥氏体化处理后，先在25℃油淬，再经400℃回火120min，取出后在25℃水冷至室温。

[0059] 对比例2采用如图2所示的传统淬火回火热处理路线。实施例2与对比例2的化学成分见表1，所采用的热处理工艺参数见表2，二者的应力应变曲线见图3，热处理后的力学性能见表2。

[0060] 实施例3

[0061] 本实施例提供一种具有高塑性的超高强度弹簧钢的制备方法，该弹簧钢的合金成分为：C 0.53～0.57％，Si 1.40～1.60％，Mn 0.60～0.80％，Cr 0.60～0.80％，V 0.14～0.16％，Nb 0.08～0.025％，P≤0.008％，S≤0.008％，Al≤0.015％，O≤0.0009％，N≤
0.0030，余量为Fe和不可避免的杂质(钢锭精确成分以表1为准)。

[0062] 本实施例弹簧钢的制备过程中，冶炼与轧制工艺与实施例1相同，但实施例3的奥氏体化是890℃下保温20min，而热处理工艺采用改进型锡浴低温等温淬火，平均淬火速度为240℃·s-1，等温保温240min取出，25℃水冷至室温，冷速200～300℃·s-1。其他处理条件和步骤与实施例1相同。

[0063] 对比例3

[0064] 对比例3的合金成分与实施例3接近，同样也添加了微合金元素Nb和V，使钢锭中V的含量为0.157％，钢锭中Nb的含量为0.012％。

[0065] 但对比例3在进行奥氏体化处理后，采用传统淬火回火热处理工艺，即：先在890℃保温30min奥氏体化处理后，先在25℃油淬，再经400℃回火120min，取出后在25℃水冷至室温。对比例3采用如图2所示的传统淬火回火热处理路线。

[0066] 实施例3与对比例3的化学成分见表1，所采用的热处理工艺参数见表2，二者的应力应变曲线见图3，热处理后的力学性能见表2。

[0067] 实施例1-3和对比例1-3制得的钢锭的成分见表1：

[0068] 表1实施例1-3和对比例1-3合金成分，wt％

[0069]

[0070] 实施例1-3和对比例1-3的热处理工艺和弹簧钢力学性能参见表2

[0071] 表2实施例1-3与对比例1-3的热处理工艺及力学性能

[0072]

[0073] 注：表2中，Rm为抗拉强度，Re为屈服强度，Z％为断面收缩率，A％为延伸率。

[0074] 由表2实施例1-3和对比例1-3的力学性能和图3中实施例1-3和对比例1-3的应力应变曲线可知：

[0075] 实施例1中添加了0.148％的V和0.011％的Nb之后，经过改进型锡浴低温等温淬火热处理，其抗拉强度较对比例1经过改进型锡浴低温等温淬火热处理增加了140MPa左右，屈服基本一致，延伸率增加2.5％，断面收缩率增加15.3％。由此可知，在奥氏体化和热处理条件相同的情况下，添加了微合金元素V和Nb的弹簧钢比未添加微合金元素V和Nb的弹簧钢，具有更高的抗拉伸强度和延伸率。

[0076] 实施例3中添加了0.155％的V和0.021％的Nb，对比例3添加了0.157％的V和0.012％的Nb，实施例3经过改进型锡浴低温等温淬火热处理，其抗拉强度较对比例3经过传统淬火回火热处理显著增加了200MPa，达到了2223MPa，断后延伸率增长到12.5％，同时二者的断面收缩率均超过了42％。由此证明，在55SiCr钢种的基础上同样添加微合金元素V和Nb的情况下，本发明的“改进型锡浴低温等温淬火热处理”制得的弹簧钢比传统淬火回火热处理工艺制得的弹簧钢，表现出更高的抗拉强度和延伸率，而添加V和Nb后的实施例3和对比例3都提高了断面收缩率。

[0077] 实施例2中添加了0.168％的V和0.015％的Nb之后，经过改进型锡浴低温等温淬火热处理，其抗拉强度较对比例2经过传统淬火回火热处理增加了260MPa，除屈服略有降低外，断面收缩率由31.6％增加到41.1％，延伸率由7.8％增加到15.9％，增幅达1倍以上。由此可知，添加微合金元素V和Nb，并同时配合改进型锡浴低温等温淬火热处理，可得到抗拉强度和塑性均明显提升的弹簧钢。

[0078] 实施例2经过改进型锡浴低温等温淬火后的基体组织见图4和图5。结合图4-图5所示，弹簧钢基体组织为纳米级厚度的马氏体板条和贝氏体板条复合相，在马氏体板条间存在一定量的10nm(10±5nm)左右厚度的薄膜状残余奥氏体，纳米级厚度的板条结构和薄膜状的残余奥氏体的结合使得基体在强度提升的同时塑性得到改善。

[0079] 再结合图6-7所示，实施例2所获的弹簧钢，其马氏体板条内存在一定量直径在20nm左右(20±5nm)的MC第二相(如图6所示,M为V，或V与少量Nb等)，而析出强化对弹簧钢强度的提升亦有一定贡献。