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

摘要

本发明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，抗拉强度≥2300MPa，包括以下重量百分比的化学成分：C 0.75％～0.85％、Si 1.60％～2.00％、Mn 0.40％～0.60％、Cr 0.80％～1.00％、V 0.20％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、Mo 0.10％～0.30％、Re 0.01％～0.03％、Al 0.015～0.040％、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Al/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。

权利要求

1.一种具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C 0.75%～0.85%、Si 1.60%～2.00%、Mn 0.40%～0.60%、Cr 0.80%～

1.00%、V 0.20%～0.30%、Nb 0.03% 0.05%、Mo 0.10% 0.30%、Re 0.01%～0.03%、Al 0.015~ ~ ~

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Al/N≥3.5%，29.1C+5.2Si+1.8Mn+3.5Cr+2.6V+0.8Nb+4.9Mo≥36%；

所述具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢的生产方法，包括以下步骤：电炉冶炼‑‑ LF炉‑‑真空脱气‑‑连铸‑‑开坯‑‑线材轧制；

所述开坯步骤中，250mm×250mm大方坯加热，轧制为150mm×150mm方坯，然后堆冷；所述加热温度为1220‑1250℃，加热总时间≥230min；

所述线材轧制的工艺为：150mm×150mm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；控制扒皮深度1.2mm以上，控制加热温度1020～~

1060℃、终轧温度790～830℃、吐丝温度790～830℃；

所述具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢的热处理工艺为：880 930℃淬~

火，油冷，420 460℃回火，空冷。

~

2.根据权利要求1所述的具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢，其特征在于，所述连铸步骤中，连铸成250mm×250mm大方坯。

3.根据权利要求1所述的具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢，其特征在于，控制扒皮深度1.2mm以上，控制加热温度1037～1041℃、终轧温度805～821℃、吐丝温度

798～816℃。

4.权利要求1所述的具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢，其特征在于，热处理后的弹簧钢的抗拉强度≥2300MPa，断后伸长率≥10%，断面收缩率≥40%，疲劳强度≥

910MPa，耐氢脆化实验中：耐氢致延迟断裂寿命≥1000sec，脆性断面率≤85%。

说明书

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

技术领域

[0001] 本发明属于弹簧钢技术领域，具体涉及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。

背景技术

[0002] 轻量化技术是汽车未来的发展趋势，弹簧作为汽车的安全部件之一，为了减轻自身重量，不断要求提高弹簧的设计应力。未来弹簧向高应力、轻量化、长寿命方向发展势头
不可逆转，但目前用于制造高应力弹簧的材料性能已处于极限，进一步提高弹簧使用应力，
研发高强韧性新材料是当务之急。

[0003] 近年来，开发高强弹簧钢是热门课题。中国专利CN 103725984 A公开了一种高韧性高强度弹簧钢，其特征在于，材料的化学成分组成(重量百分比)为：C 0.35～0.50、Si 
1.50～2.50、Mn 0.35～1.00、P≤0.025、S≤0.015、Cr 0.50～1.20、Ni 0.15～0.50、Cu 
0.10～0.30、V 0.04～0.10、Ti 0.03～0.10，其余为Fe和其它不可避免的杂质。处理后材料
的晶粒度为8.0级或以上，抗拉强度在1920MPa以上时，断面收缩率Z≥40％，断后伸长率≥
10％。此方法不足之处时抗拉强度和国标55SiCrV等牌号的强度相比并未有显著提高。

[0004] 中国专利CN 103667983A公开了一种高强度弹簧钢及其制备方法，其特征在于材料的化学成分组成(重量百分比)为：C1.0‑1.3、Si0.6‑0.9、Cu0.4‑0.5、Ni14.0‑14.5、
Mn1.7‑2.1、Ce0.03‑0.05、Ti0.006‑0.008、Zn0.02‑0.05、Sn0.004‑0.005、Cr1.0‑1.3、P≤
0.030、S≤0.030、余量为铁。形成的合金材料具有优异的综合力学性能，尤其具有超高的强
度、硬度、韧性、可塑性和抗疲劳性，还具有耐腐蚀性。但此方法添加了大量的贵金属元素
Ni，成本极高，不适合大批量生产及应用。

[0005] 中国专利CN 105648332 A公开了一种高性能弹簧钢，其特征在于材料的化学成分组成(重量百分比)为：C：1.9‑2.2份，Cu：5‑6份，Si：1‑1.2份，Cr：0.8‑1.2份，Nb：0.2‑0.5份，
V：0.2‑0.3份，Al：0.5‑0.8份，其余为Fe以及不可除去的杂质。所述高性能弹簧钢板材料经
加热、成型、余热淬火、中温回火、最后进行产品最终形状的成型。本发明的有益效果是：弹
性好，适合在载荷环境下正常的工作，对制造弹簧材质具有较高的屈服强度，并且具有较长
的寿命。但该方法添加了5％及以上的铜元素，极易引起钢的铜脆开裂。

[0006] 当前国内外使用的高强度弹簧钢的抗拉强度基本处于1800‑2000MPa之间，2000‑2100级别的钢种已开始研制并在高级轿车上试用，但更高级别的超高强韧性钢种尚未开始
研制。而一些弹簧企业通过降低回火温度的方法提高现有钢种的强度，会导致塑韧性变差，
疲劳寿命也有所降低。迫切需要开发更高强韧性弹簧用钢新材料，以提高弹簧应力和疲劳
强度，满足汽车行业发展需求。

发明内容

[0007] 本发明的目的在于提供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。通过合理控制弹簧钢中各成分的含量范围结合合适的生产工艺生产得到高强
度的弹簧钢。

[0008] 本发明采取的技术方案为：

[0009] 一种具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢，抗拉强度≥2300MPa，包括以下重量百分比的化学成分：C 0.75％～0.85％、Si 1.60％～2.00％、Mn 0.40％～
0.60％、Cr 0.80％～1.00％、V 0.20％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、Mo 0.10％～
0.30％、Re 0.01％～0.03％、Al 0.015～0.040％、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；

[0010] 为保证钢的奥氏体晶粒尺寸≤10μm及淬回火热处理后析出碳化物尺寸≤25um，以得到优异的耐氢致延迟断裂性和疲劳寿命，需保证Al/N≥3.5％；

[0011] 为了保证抗拉强度≥2300MPa，需保证A值≥36％：A＝29.1C+5.2Si+1.8Mn+3.5Cr+2.6V+0.8Nb+4.9Mo。

[0012] 本发明还提供了所述的抗拉强度≥2300MPa的超高强度弹簧钢的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：电炉冶炼‑‑LF炉‑‑真空脱气‑‑连铸‑‑开坯‑‑线材轧制。

[0013] 进一步地，所述连铸步骤中，连铸成250mm×250mm大方坯。

[0014] 所述开坯步骤中，250mm×250mm大方坯加热，轧制为150mm×150mm方坯，然后堆冷，通过大方坯轧制小方坯，提高钢的压缩比，从而提高成品线材的内部品质，同时采用大
方坯轧制，可避免圆坯的中心偏析。

[0015] 所述加热温度为1220‑1250℃，高于1250℃在加热炉内会产生表面脱碳，低于1220℃则导致出炉温度不足，引起轧制困难。此外，加热总时间≥230min，优选为235～262min。

[0016] 所述线材轧制的工艺为：150mm×150mm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。

[0017] 控制扒皮深度1.2mm以上，充分去除小方坯表面缺陷，提高线材成品表面质量；

[0018] 控制加热温度1020～1060℃，高于此温度范围会加重坯料表面脱碳，低于此温度范围不能充分奥氏体化和温度均匀化，优选为1037～1041℃；

[0019] 控制终轧温度790～830℃，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，优选为
805～821℃；

[0020] 控制吐丝温度790～830℃，原因同上，优选为798～816℃。

[0021] 采用上述方法生产得到的线材盘条的奥氏体晶粒尺寸≤10μm。

[0022] 本发明还提供了所述的具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢的热处理方法，将采用本发明成分和生产方法得到的弹簧钢经880～930℃淬火，油冷，420～450℃
回火，空冷。

[0023] 热处理后的弹簧钢的抗拉强度≥2300MPa，断后伸长率≥10％，断面收缩率≥40％，疲劳强度≥910MPa，耐氢脆化实验中：耐氢致延迟断裂寿命≥1000sec，脆性断面率≤
85％。

[0024] 本发明公开的具有优异耐氢致延迟断裂性能的超高强度弹簧钢的成分中各元素作用如下：

[0025] 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，是获得高强度和硬度的弹簧钢所必须的。但过高的碳含量恶化钢的抗疲劳性能和加工
性能。C含量控制在0.75％～0.85％。

[0026] 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。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1.60％～
2.00％。

[0027] 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
0.40％～0.60％。

[0028] 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，但过量的Cr增加钢的回火脆性倾向。Cr含量控制在0.80％～1.00％。

[0029] 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0.20％～0.30％。

[0030] Nb：Nb是非常有效的细化晶粒的微合金化元素，通过Nb和V的复合作用，与N形成碳氮化物，尤其可以通过增加形变带增加形核点，在相变过程中可以产生更加细小的铁素体，
提高钢的强度和疲劳强度。但过量的Nb的强化作用不再明显，且增加钢的裂纹敏感性。Nb含
量控制在0.03％～0.05％。

[0031] Mo：Mo在钢材热处理后多以第二相粒子或夹杂广泛弥漫存在于基体材料中,而原子对氢有较大的吸附作用，即有良好的耐氢致延迟断裂能力。随着Mo元素含量的提高，延缓
疲劳裂纹内部萌生时间的效果越明显,材料超高周疲劳性能也提高越多。但是Mo含量过多
会增大晶间腐蚀倾向。Mo含量控制在0.10％～0.30％。

[0032] Re：钢中添加适量的稀土Re，可使MnS、A12O3等夹杂变质为稀土夹杂，从而提高钢的力学性能和疲劳寿命。钢中加入Re，可形成致密连续、附着性好的稀土复合氧化物。此外，Re
通过净化钢液，变质夹杂，从而改善了点蚀和晶间腐蚀。Re含量控制在0.01％～0.03％。

[0033] Al：Al元素在钢中和N形成AlN，可在轧制过程和热处理过程中在聚集晶界上，阻碍奥氏体晶粒的长大和细化碳化物，从而形成细小的氢陷阱，有效提高钢的耐氢致延迟断裂
能力，但但随着Al含量的增加，氮化物逐渐粗大，且形成较大的碳化铝系夹杂物，恶化钢的
加工性能。Al含量控制在0.015～0.040％。

[0034] N：N主要是与钢中的铝形成细小的析出相，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，控制N
含量在0.005％～0.008％。

[0035] S和P：硫容易在钢中与锰形成MnS夹杂，恶化钢的疲劳性能；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≤0.015％。

[0036] 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≤0.0015％。

[0037] 为保证钢的奥氏体晶粒尺寸≤10μm及淬回火热处理后析出碳化物尺寸≤25um，以得到优异的耐氢致延迟断裂性和疲劳寿命，需保证Al/N≥3.5％；

[0038] 为了保证抗拉强度≥2300MPa，需保证A值≥36％：A＝29.1C+5.2Si+1.8Mn+3.5Cr+2.6V+0.8Nb+4.9Mo。

[0039] A值是将C、Si、Mn、Cr、V、Nb、Mo对钢淬回火热处理后的抗拉强度产生影响的程度以及对于各元素的影响度进行加权并相加的方式进行评价的指标。C、Si、Mn、Cr、V、Nb、Mo是本
发明钢种主要的提高热处理后抗拉强度的元素。

[0040] 进行以下实验：采用C 0.75％～0.85％、Si 1.60％～2.00％、Mn 0.40％～0.60％、Cr 0.80％～1.00％、V 0.20％～0.30％、Nb 0.03％～0.05％、Mo 0.10％～
0.30％、Re 0.01％～0.03％、Al 0.015～0.040％、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。且满足上述Al/N≥3.5％和A值≥
36％的各种钢材，按本发明工艺方法生产后进行890℃淬火(油冷)+430℃(回火)的热处理，
然后检测钢的抗拉强度Rm，结果见图1。

[0041] 从图1可知：为了确保2300MPa以上的抗拉强度，需要A值维持在36％以上。

[0042] 本发明提供的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中，避免使用了大量的贵金属元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。

附图说明

[0043] 图1为经热处理之后的弹簧钢的抗拉强度与A值的对应关系图；

[0044] 图2为阴极充电‑4点弯曲试验图。

具体实施方式

[0045] 下面结合实施例对本发明进行详细说明。

[0046] 本发明采用特定成分的线材盘条，实施例和对比例成分见表1，生产工艺如下：

[0047] 电炉冶炼：出钢前定氧，出钢过程采用留钢操作，避免下渣；

[0048] LF炉：C、Si、Cr、Mn、V、Nb、Re、Mo等元素调至目标值；

[0049] 真空脱气：纯脱气时间≥15分钟，充分去除[H]；

[0050] 连铸：中包钢水目标温度控制在液相线温度以上10～40℃，连铸250mm×250mm大方坯；

[0051] 开坯：250mm×250mm大方坯加热→轧制为150mm×150mm方坯→堆冷，控制加热炉均热温度1220‑1250℃，加热总时间≥230min；

[0052] 线材轧制路线：150mm×150mm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。其中控制扒皮深度1.2mm以上，保证扒皮后脱碳层
为零；线材轧制时，控制加热温度1020～1060℃、终轧温度790～830℃、吐丝温度790～830
℃。

[0053] 热轧态性能检测方法如下：

[0054] 奥氏体晶粒尺寸测定：在热轧盘条上取横截面样，高度约10mm，进行奥氏体化处理，奥氏体化热处理工艺为：890℃淬火，油冷，淬火介质温度18‑35℃，冷却后进行金相制样
并按GB/T6394《金属平均晶粒度测定法》进行奥氏体晶粒尺寸测定。

[0055] 表1各实施例及对比例化学成分(wt％)

[0056]

[0057]

[0058] 表2各实施例和对比例生产参数控制、得到的线材组织及平均奥氏体晶粒尺寸

[0059]

[0060] 淬回火热处理后性能检测方法如下：

[0061] 淬回火热处理拉伸性能：将盘条加工为标准拉力试样毛坯样(小规格则在中间坯上取样)，采用以下淬回火热处理工艺：890℃淬火，油冷，淬火介质温度18‑35℃，440℃回
火，随空气自然冷却，再进行标准拉力试样精加工，进行拉伸试验；

[0062] 疲劳试验：对材料进行淬回火处理，将表层氧化铁皮去除制作试样，再进行疲劳弯7
曲试验。将10根试样以60％以上的概率出现10次以上寿命的最大负载应力作为疲劳强度；

[0063] 耐氢致延迟断裂试验：使用线材轧制过程中的中间坯进行淬回火处理，工艺同上，用回火后的钢材加工平板试验片(65mm长×10mm宽×1.5mm厚)，进行阴极充电‑4点弯曲试
验。阴极充电‑4点弯曲试验如图2所示，是将负荷有弯曲应力(1400MPa)的试验片S在酸溶液
(0.5mol/l H2SO4+0.01mol/l KSCN)中，在电位：‑700V下进行阴极充电，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。如
果断裂寿命为1000sec以上，则能够耐实际环境下的氢脆化，因此以1000sec为基准评价耐
氢脆化特性。在图2中，11为白金电极，12为标准电极。此外，为了评价耐氢致延迟断裂试验
性能，需研究阴极充电‑4点弯曲试验的断裂材料的破坏形态。阴极充电‑4点弯曲试验结束
后，采扫描型电子显微镜，以500～2000×的倍率观察断裂面。在所得到的断面照片上，测定
作为脆性破坏的奥氏体晶界破坏所占的比例，将其作为脆性断面率并作为脆性破坏特性的
指标。奥氏体晶界破坏越少，即脆性断面率越低，抗脆断性能越优异。在脆性断面率的评价
中，根据至少5个视野以上的断面观察照片，使用图像分析软件测定奥氏体晶界破坏部在照
片上的面积率。关于脆性断面率，按抗拉强度1750MPa级的通用悬架弹簧钢55SiCr算，其脆
性断面率为85％，因此以85％为基准进行评价。

[0064] 表3各实施例和对比例淬回火热处理后拉伸性能、疲劳强度及耐氢致延迟断裂性能

[0065]

[0066]

[0067] 实施例1～10是化学成分和生产工艺均得到合理控制的例子，其热处理后强度均达到2300MPa以上，伸长率均达到12％以上，面缩率均达到40％以上，说明实施例具有较好
的强塑性，同时具有优异的耐延迟断裂性能和疲劳性能，可用于制作2300MPa级高应力弹
簧，尤其适用于耐氢环境的超高强度弹簧。比较例1～5不满足本发明的条件，不能兼具
2300MPa以上的抗拉强度、高的疲劳性能、满足基准值的耐氢致延迟断裂性能，即使实现了
超高强度，作为要求有稳定的疲劳寿命和耐氢致破坏特性的元件如高端汽车用弹簧，也并
会出现应用上的问题。

[0068] 上述参照实施例对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。