技术领域
[0001] 本
发明涉及一种
弹簧钢，具体涉及一种含氮微合金化弹簧钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 弹簧作为装备制造的
基础件、零部件之一，其规模品种的扩大、
质量水平的提高是保障机械装备主机性能提高的先决条件。但是，我国弹簧行业的产业结构长期以来形成了低档普通弹簧供过于求、高档产品(高强度、高应
力、异性件、特种材料)供不应求的被动形势。弹簧产品已经不能完全满足高端装备制造业的发展需要，轿车用悬架簧、
气门弹簧、
离合器弹簧以及
机车、机械、电力、军工等行业用高级弹簧仍需要进口。此外，目前我国弹簧产品的性能与国外同类产品也有一定差距，如弹簧的负荷
精度、垂直度精度等方面都存在差距，集中反映在性能不稳定、有些重要质量指标离散性大、使用寿命不稳定，特别是当主机要求弹簧在高速、高
应力工况下工作时，矛盾更为突出。
[0003] 弹簧钢是指由于在淬火和回火状态下的弹性，而专门用于制造弹簧和弹性元件的钢。按化学成分，分为非合金弹簧钢(
碳素弹簧钢)和合金弹簧钢。随着
汽车轻量化，发展高强度、延伸率高、断面收缩率高和抗疲劳性能的弹簧钢，将是提高我国高端装备零部件自主配套能力、有效替代进口的必然趋势。
发明内容
[0004] 针对
现有技术的不足，本发明的目的是提供一种含氮微合金化弹簧钢，具有机械强度高、延伸率大、断面收缩率高、抗疲劳性能好的优点；本发明同时提供其制备方法，科学合理，简单易行。
[0005] 本发明所述的含氮微合金化弹簧钢，包括如下质量比的化学成分：
[0006] C：0.45-0.52％；Si：0.15-0.35％；Mn：0.90-1.10％；Cr：0.90-1.15％；Mo：0.10-0.25％；V：0.10-0.20％；Nb：0.025-0.04％；N：0.007-0.012％；Pb、Sn、Zn、Sb和Bi≤0.03％；
O2和H2≤25ppm；S和P≤0.02％；Cu≤0.2％；Ni≤0.35％；余量为Fe。
[0007] 各化学成分的用量标准和作用如下：
[0008] C：0.45-0.52wt.％；
[0009] 碳是通过固溶强化，提高弹簧钢的弹性强度、硬度和
耐磨性，但降低弹簧钢的塑性、韧性和疲劳强度，将C控制在0.45-0.52wt.％之内，与其它
合金元素同在时，可获得最佳强度，疲劳寿命与经济效益的组合。本发明采用的C含量远小于常规的弹簧钢，能够改变
马氏体组织形态，提高弹簧钢的韧性。
[0010] Si：0.15-0.35wt.％；
[0011]
硅通过固溶强化
铁素体，提高钢的弹性，但弱化钢的塑性和韧性，并剧烈增加
脱碳和
石墨化的倾向，产生夹杂物，恶化弹簧的疲劳性能。故在本发明中，发现硅含量控制在0.15-0.35wt.％内时，对疲劳强度的影响最低。本发明采用的Si含量远小于常规的弹簧钢，能降低对碳的排斥性，减少脱碳。
[0012] Mn：0.90-1.10wt.％；
[0013] Mn可以通过固溶提高钢的强度，同时，提高钢的淬透性，但过量的Mn会促进回火脆性，因此，需要将Mn的含量控制在0.90-1.10wt.％。
[0014] Cr：0.90-1.15wt.％；
[0015] 铬通过固溶提高钢的强度，还能提高钢的淬透性，提高回火
稳定性，有利于提高弹簧钢的性能与弥散沉淀，但过量的铬易形成碳化铬，降低钢的塑性、韧性，故将Cr的含量控制在0.90-1.15wt.％。
[0016] Mo：0.10-0.25wt.％；
[0017] Mo通过固溶提高钢的强度，强烈提高钢的淬透性，稳定碳元素，有益于提高弹簧钢的强度，但过量的Mo会改变钢的淬火曲线，倾向于
羽毛状
贝氏体的形成，不利于弹簧钢的疲劳强度，所以需要控制Mo的含量为0.10-0.25wt.％。
[0018] V与Nb，V：0.10-0.20wt.％，Nb：0.025-0.04wt.％；
[0019] V与Nb在钢中形成弥散细小的VC、NbC、VN或NbN，对基体剧烈强化，同时，细化
晶界，阻止晶粒的长大，所以，可以得到细密高强度的组织，极大提高弹簧钢的强度与疲劳性能，但单一元素过量时，粒子易粗化，失去优异作用，故本发明采用两种元素的综合功能，经优化后，其最佳含量为V：0.10-0.20wt.％；Nb：0.025-0.04wt.％。
[0020] N：0.007-0.012wt.％；
[0021] N在钢中类似于碳的作用，通过更强的固溶强化，提高钢的弹性，强度和硬度，但对弹簧钢的塑性，韧性和疲劳强度的弱化比碳小，尤其是形成的马氏体为Fe-C-N结构，具有更高的疲劳强度，加氮的微合金化弹簧钢可具有更高的强度，韧性和疲劳寿命，70-120ppm的N含量是本发明确定的最佳含N量。
[0022] S和P≤0.02％；
[0023] 钢中不可避免存在S、P等夹杂物，S、P与合金元素形成夹杂物，如MnS等，不仅抵消与合金元素的有益作用，而且S、P会产生偏聚，弱化钢的韧性，并成为疲劳裂纹源，严重降低了弹簧的疲劳强度，所以在该钢料中应严格控制S、P含量在0.02wt.％以内。
[0024] Cu≤0.2wt.％
[0025] 由于弹簧要经历后续热加工，Cu会严重降低材料的热塑性，在
锻造中易产生微裂纹，严重影响弹簧的强度，所以应严格控制，由于废料中含有
铜线，故该钢料中应严格控制废料的Cu使用量≤0.2wt.％。
[0026] Ni≤0.35％；
[0027] 镍可提高钢的强度与韧性，降低脆性转变
温度，尤其是提高淬透性，但镍的价格极贵，所以尽量采用其他合金来满足性能要求。
[0028] 本发明所述的弹簧钢的厚度为25-38mm。
[0029] 通过金相检测发现，所述的弹簧钢的微观组织为铁素体和珠光体组织，并且只有铁素体和珠光体组织，不含其他组织。
[0030] 所述的含氮微合金化弹簧钢的制备方法，将弹簧钢原料依次进行熔炼、精炼、
真空脱气、连续浇注冷却成钢锭、钢锭
剥皮，再加热连续
轧制、控制冷却、淬火和回火，得所述的弹簧钢产品。
[0031] 其中，所述的弹簧钢原料能够采用部分废钢，但是废钢中含有铜线等，因此，废钢的用量需要控制在弹簧钢原料总质量的20％以内。
[0032] 所述的熔炼温度为1630-1700℃，时间为25-60分钟；所述的精炼温度为1500-1550℃，时间为20-60分钟，精炼过程采用
电磁搅拌。采用电磁搅拌能够均匀显微组织结构。
[0033] 所述的真空脱气，真空度≤130Pa。
[0034] 所述的连续浇注冷却成钢锭，先以25-35℃/min降温至1150℃以下，然后自然冷却至室温。从而使夹杂物尽量限制在钢锭的中心线上，轧钢成材后，对产品的性能的危害降至最低。
[0035] 所述的钢锭剥皮的深度为至少3.0mm。
[0036] 所述的再加热连续轧制开轧温度为900-1100℃，终轧温度为850-900℃。以在奥氏体区进行轧制，发挥材料的最佳形变性能，并为后续的冷却提供有利条件。
[0037] 所述的控制冷却具体为：首先快冷到600℃，然后保温慢冷至室温；快冷速度≥30℃/min，保温慢冷速度≤10℃/min。这样可以防止表面脱碳，并维持较低硬度，以利于后续的剪切加工。
[0038] 所述的淬火方式为油淬，淬火温度为850-900℃，保温时间为1.0-1.5分钟/mm，回火温度为400-500℃。
[0039] 本发明所述的微合金化弹簧钢的制备工艺，更进一步的，在转炉中投放原料，原料中废钢质量含量控制在20％以内，为了控制杂质含量，采用电磁搅拌和真空脱气，能使
纤维组织结构均匀，且少气泡，少气孔，组织致密，真空脱气结束后，进行
连铸，能够形成稳定的宏观组织，加热连续轧制，能保证均匀的尺寸组织；控制冷却温度，能减少脱碳层，保证剪切硬度，冷却至室温后，进行淬火，回火，得到成品。
[0040] 与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
[0041] (1)本发明制备的含氮微合金化弹簧钢的性能如下：
[0042] 原材料的硬度≤HB330，经
热处理后
抗拉强度能够达到1800MPa左右，
屈服强度能够达到1650MPa左右，延伸率≥7％，断面收缩率≥25％，疲劳周次大于340,000周次。
[0043] (2)弹簧钢的半脱碳层小于等于0.20mm，无全脱碳层。
[0044] (3)经热处理后，晶粒度大于ASTM 8.5级。
[0045] (4)本发明所述的制备方法，科学合理，简单易行，采用电磁搅拌和真空脱气能够减少气泡、气孔，使得显微组织结构更加均匀致密。
具体实施方式
[0046] 下面结合
实施例对本发明做进一步说明。
[0047] 实施例中用到的所有原料除特殊说明外，均为市购。
[0048] 实施例1
[0049] 所述的含氮微合金化弹簧钢，制备方法如下：
[0050] 将铁水加入到120吨转炉中，1680℃下进行熔炼，45分钟后出钢，加入18％废钢进行
调温至1650℃，转入精炼炉，在电磁搅拌下，加入硅铁、锰铁、铬钼铁、
钒铁、铌铁和氮化锰，在1535±15℃下，对化学成分进行调整40分钟后，进行真空脱气(真空度≤130Pa条件下)然后连铸成180×180
铸坯，以28℃/min的速度冷至1150℃后，空冷至室温，进行铸坯剥皮，剥去3.2mm深度后，再加热到1200℃，然后连轧成30*89mm弹簧带钢，开轧温度1050℃，终轧温度890℃，轧后以37℃/min的速度快冷至600℃，然后温度以8℃/min的速度慢冷到室温。
[0051] 按上述方法制得30*89mm带钢，经检验其化学成分如表1所示，进一步加工成二片板簧，经880℃淬火及460℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，并对屈服强度、延伸率和断面收缩率进行测试，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，其结果如表2所示。
[0052] 实施例2
[0053] 所述的含氮微合金化弹簧钢，制备方法如下：
[0054] 将铁水加入到120吨转炉中，1630℃下进行熔炼，60分钟后出钢，加入18％废钢进行调温至1650℃，转入精炼炉，在电磁搅拌下，加入硅铁、锰铁、铬钼铁、钒铁、铌铁和氮化锰，在1515±15℃下，对化学成分进行调整60分钟后，进行真空脱气(真空度≤130Pa条件下)然后连铸成180×180铸坯，以30℃/min的速度冷至1150℃后，空冷至室温，进行铸坯剥皮，剥去3.5mm深度后，再加热到1200℃，然后连轧成30*89mm弹簧带钢，开轧温度950℃，终轧温度850℃，轧后以35℃/min的速度快冷至600℃，然后温度以10℃/min的速度慢冷到室温。
[0055] 按上述方法制得30*89mm带钢，经检验其化学成分如表1所示，进一步加工成二片板簧，经850℃淬火及480℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，并对屈服强度、延伸率和断面收缩率进行测试，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，其结果如表2所示。
[0056] 实施例3
[0057] 所述的含氮微合金化弹簧钢，制备方法如下：
[0058] 将铁水加入到120吨转炉中，1700℃下进行熔炼，25分钟后出钢，加入18％废钢进行调温至1650℃，转入精炼炉，在电磁搅拌下，加入硅铁、锰铁、铬钼铁、钒铁、铌铁和氮化锰，在1535±15℃下，对化学成分进行调整20分钟后，进行真空脱气(真空度≤130Pa条件下)然后连铸成180×180铸坯，以35℃/min的速度冷至1150℃后，空冷至室温，进行铸坯剥皮，剥去3.0mm深度后，再加热到1200℃，然后连轧成30*89mm弹簧带钢，开轧温度900℃，终轧温度900℃，轧后以40℃/min的速度快冷至600℃，然后温度以9℃/min的速度慢冷到室温。
[0059] 按上述方法制得30*89mm带钢，经检验其化学成分如表1所示，进一步加工成二片板簧，经900℃淬火及500℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，并对屈服强度、延伸率和断面收缩率进行测试，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，其结果如表2所示。
[0060] 对比例1
[0061] 标准钢9260，经检验其化学成分如表1所示。进一步加工成二片板簧，经900℃淬火及500℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，另外，检测其屈服强度、延伸率和断面收缩率，其结果如表2所示。
[0062] 对比例2
[0063] 标准钢5160，经检验其化学成分如表1所示。进一步加工成二片板簧，经900℃淬火及500℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，另外，检测其屈服强度、延伸率和断面收缩率，其结果如表2所示。
[0064] 对比例3
[0065] 标准钢6150，经检验其化学成分如表1所示。进一步加工成二片板簧，经900℃淬火及500℃回火后，按照GB/T228-2002进行拉伸试样加工与拉伸试验，组装成的板簧按照GB/T228-2002进行疲劳试验，另外，检测其屈服强度、延伸率和断面收缩率，其结果如表2所示。
[0066] 表1实施例1-3和对比例1-3的化学成分比较
[0067]
[0068] 表2检测结果
[0069]
[0070] 从结果来看，在塑性、韧性、断面收缩率Z、延伸率A类似的条件下，本发明的弹簧钢的强度，包括屈服强度(Rp0.2)与拉伸强度(Rm)均有显著提高，尤其是疲劳强度提高400％以上，特别适用于减重少片簧的制造上。
