本公開涉及超高強度鋼。更特別地，本公開涉及適合于發動機閥彈簧的具有改善的拉伸強度和疲勞強度的超高強度鋼。

背景技術：

隨著化石燃料儲量的減少和油價的突然增長和變化，車輛的燃料效率的改善引起了強烈的世界范圍內的關注。

對于燃料效率的改善，已經開發了車輛車身的重量減輕設計和通過減小在系統連接處的摩擦來最小化功率損失。此外，通過改善基于發動機自身的排氣控制的動力學特征，使輸出功率最大化而提高燃料效率。關于燃料效率的改善，已經努力通過降低發動機缸蓋的動力組件的重量來減少動力學載荷。

在動力組件中，發動機閥彈簧是如果減輕其重量則可以對燃料效率做出較大貢獻的組件，這是由于發動機閥直接控制動力學載荷。傳統上，閥彈簧主要由具有1900MPa拉伸強度的CrSi鋼或具有2100MPa拉伸強度的CrSiV鋼制成。進一步，已經嘗試通過將合金元素加入到CrSiV鋼中來使拉伸強度提高至2550MPa。

技術實現要素：

本公開已經考慮了在現有技術中發生的上述問題，并且本公開的一個方面提供了通過優化Mo、Ni、V、Nb、Ti、B和W的含量而具有改善的 拉伸強度和通過控制在其中形成的內含物而具有改善的疲勞強度的超高強度彈簧鋼。

根據本公開的一種實施方式，基于按重量計100％的超高強度彈簧鋼的重量，適合于車輛發動機中閥彈簧的超高強度彈簧鋼包括按重量計0.5-0.7％的碳(C)、按重量計1.3-2.3％的硅(Si)、按重量計0.6-1.2％的錳(Mn)、按重量計0.6-1.2％的鉻(Cr)、按重量計0.1-0.5％的鉬(Mo)、按重量計0.05-0.8％的鎳(Ni)、按重量計0.05-0.5％的釩(V)、按重量計0.05-0.5％的鈮(Nb)、按重量計0.05-0.3％的鈦(Ti)、按重量計0.001-0.01％的硼(B)、按重量計0.01-0.52％的鎢(W)、按重量計0.3％或更少(不包括0％)的銅(Cu)、按重量計0.3％或更少(不包括0％)的鋁(Al)、按重量計0.03％或更少(不包括0％)的氮(N)、按重量計0.003％或更少(不包括0％)的氧(O)、余量的Fe、以及不可避免的雜質。

該超高強度彈簧鋼具有3000MPa或更高的拉伸強度。

該超高強度彈簧鋼具有1200MPa或更高的疲勞強度。

該超高強度彈簧鋼具有2500MPa或更高的屈服強度。

該超高強度彈簧鋼具有760HV或更大的硬度。

該超高強度彈簧鋼包含具有15μm或更小直徑的內含物。

可以以10％或更低的分數包含具有10-15μm直徑的內含物并且以90％或更高的分數包含具有10μm直徑的內含物。

附圖說明

通過下文的詳細描述連同附圖，將可以更清楚地理解本公開的上述和其他目的、特征和優勢。

圖1示出了實施例和比較例的鋼的組分。

圖2示出了實施例和比較例的鋼的物理特性和性能。

圖3是示出了根據本公開的實施方式的超高強度彈簧鋼相對于溫度的相轉變的圖。

圖4是示出了根據本公開的實施方式的超高強度彈簧鋼的滲碳體中的相對于溫度的相轉變的圖。

具體實施方式

為了說明的目的，通過參考各個示例性實施方式描述了本公開的原理。盡管在本文中特別描述了本公開中的某些實施方式，但是本領域普通技術人員將容易地認識到相同原理同樣適用于并且可以用于其他系統和方法中。在詳細解釋本公開的公開的實施方式之前，應該理解本公開并不將其應用局限于示出的任何特定實施方式的細節。此外，本文中使用的術語是用于解釋而非限制的目的。此外，盡管參考以某種順序在本文中呈現的步驟描述了某些方法，但在許多情況下，這些步驟可以以本領域普通技術人員理解的任何順序進行；然而，新的方法并不因此局限于本文公開的步驟的特定排列。

圖3是示出了根據本公開中的實施方式的超高強度彈簧鋼相對于溫度的相轉變的圖，而圖4是示出了根據本公開的實施方式的超高強度彈簧鋼相對于溫度相轉變為滲碳體的圖。

由于優化了其主要合金組分的含量，因此適合于車輛發動機的閥彈簧的根據本公開的超高強度彈簧鋼表現出改善的性能，諸如拉伸強度和疲勞強度。具體地，基于按重量計100％的超高強度彈簧鋼，根據本公開的超高強度彈簧鋼包括：按重量計0.5-0.7％的碳(C)、按重量計1.3-2.3％的硅(Si)、按重量計0.6-1.2％的錳(Mn)、按重量計0.6-1.2％的鉻(Cr)、 按重量計0.1-0.5％的鉬(Mo)、按重量計0.05-0.8％的鎳(Ni)、按重量計0.05-0.5％的釩(V)、按重量計0.05-0.5％的鈮(Nb)、按重量計0.05-0.3％的鈦(Ti)、按重量計0.001-0.01％的硼(B)、按重量計0.01-0.52％的鎢(W)、按重量計0.3％或更少(不包括0％)的銅(Cu)、按重量計0.3％或更少(不包括0％)的鋁(Al)、按重量計0.03％或更少(不包括0％)的氮(N)、按重量計0.003％或更少(不包括0％)的氧(O)、余量的Fe、以及其他不可避免的雜質。

在下文中，將描述根據本公開的組合物中各組分的數字限定的原因。除非另有描述，在下文描述中給出的單位％表示按重量計的％。

根據某一實施方式，碳(C)以0.5-0.7％的量包含在超高強度鋼中。鋼的強度隨著碳含量的增加而增加。在碳含量小于0.5％時，由于在熱處理時不足的淬火性能致使鋼強度稍微增加。另一方面，碳含量超過0.7％導致在淬火時形成馬氏體相，導致疲勞強度和韌性降低。在這個范圍內，提供了具有高強度和延展性的鋼。

根據某一實施方式，硅(Si)以1.3-2.3％的量包含在超高強度鋼中。與鐵在鐵素體中形成固溶體，可以增加硅的強度和回火軟化抗性。在硅含量小于1.3％時，鋼具有較差的抗回火軟化性。另一方面，硅含量超過2.3％可能導致在熱處理時的脫碳現象。

根據某一實施方式，錳(Mn)以0.6-1.2％的量包含在超高強度鋼中。在基質中形成固溶體，錳改善了彎曲疲勞強度和淬火性能。當以小于0.6％的量使用時，錳不能保證淬火性能。大于1.2％的錳含量降低韌性。

根據某一實施方式，鉻(Cr)以0.6-1.2％的量包含在超高強度鋼中。鉻具有導致可用于回火時的韌性的碳化物沉積物的形成、改善可硬性、以及通過抑制軟化增加強度的各種功能。進一步地，鉻通過微結構細化(microstructural refinement)增加了鋼的韌性。在Cr含量為0.6％或更高 時，鉻在回火軟化、脫碳、淬火和耐腐蝕性方面表現出優異的效果。Cr含量超過1.2％導致了過度大顆粒邊界碳化物的形成，以及強度退化和脆性增加。

根據某一實施方式，鉬(Mo)以0.1-0.5％的量包含在超高強度鋼中。與Cr相似，鉬形成微結構碳化物沉積物以改善強度和斷裂韌性。特別地，1-5nm的TiMoC的均勻形成改善了耐回火性且保證了耐熱性和高強度。當以小于0.1％的量使用時，鉬不能形成碳化物，不能獲得足夠的強度。另一方面，由于已經滿足了碳化物沉積和強度改善效果，因此鉬含量超過0.5％在成本方面是不利的。

根據某一實施方式，鎳(Ni)以0.05-0.8％的量包含在超高強度鋼中。鎳是改善鋼的耐腐蝕性的元素。其也起到了改善耐熱性、冷脆性、可硬性、尺寸穩定性和可定型性(settability)的作用。在鎳含量小于0.05％時，鋼在耐腐蝕性和高溫穩定性方面變得較差。另一方面，當鎳含量超過0.8％時，鋼可能經歷紅熱脆性(red shortness)。

根據某一實施方式，釩(V)以0.05-0.5％的量包含在超高強度鋼中。釩改善了微結構細化、耐回火性、尺寸穩定性和可定型性，并且提高了耐熱性和高強度。其形成了微結構沉積物碳化釩(VC)以增加斷裂韌性。特別地，微結構沉積物VC抑制了顆粒邊界的遷移。V在奧氏體化時融化以形成固溶體，并且在回火時沉積以產生二次硬化。在釩含量小于0.05％時，可能不能防止斷裂韌性的降低。當以超過0.5％的量使用釩時，鋼可能包含粗粒沉積物并且在淬火后強度降低。

根據某一實施方式，鈮(Nb)以0.05-0.5％的量包含在超高強度鋼中。鈮引起微結構細化，通過氮化來硬化鋼表面，并且改善了尺寸穩定性。NbC的形成提高了鋼強度，并且控制了其他碳化物(例如CrC、VC、TiC、MoC)的形成速率。在鈮含量小于0.05％時，鋼可能降低強度并且可能具 有非均勻的碳化物分布。當鈮含量高于0.5％時，可能抑制其他碳化物的形成。

根據某一實施方式，鈦(Ti)以0.05-0.3％的量包含在超高強度鋼中。與Nb和Al相似，鈦防止或抑制顆粒再結晶和生長。此外，鈦形成納米碳化物，諸如TiC、TiMoC等，并且與氮反應以形成抑制顆粒生長的TiN。進一步地，其形成干擾B和N之間結合的TiB₂，結果使BN-誘導的淬火性能退化最小化。在鈦含量小于0.05％時，形成其他內含物諸如Al₂O₃，因此降低了耐疲勞性。鈦含量超過0.3％干擾其他合金元素的作用并且招致成本增加。

根據某一實施方式，硼(B)以0.001-0.01％的量包含在超高強度鋼中。硼改善了拉伸強度和伸長率，防止腐蝕，并且增加了耐腐蝕性和耐沖擊性。在硼含量小于0.001％時，鋼具有較差的強度。另一方面，硼含量超過0.01％導致韌性的降低，因此對鋼提供較差的耐沖擊性。

根據某一實施方式，鎢(W)以0.01-0.52％的量包含在超高強度鋼中。鎢是形成碳化物沉積物的元素，從而改善耐高溫磨損性和韌性，抑制結構生長，并且降低耐氧化性(scale resistance)。當鎢的含量低于0.01％時，不能保持耐高溫磨損性的期望等級，同時降低碳化物的形成。當鎢的含量超過0.52％時，形成過多的WC，導致韌性降低。

根據某一實施方式，銅(Cu)以0.3％或更少(不包括0％)的量包含在超高強度鋼中。銅是增加淬火性能和回火后強度的元素，并且改善了鋼的耐腐蝕性。由于過量的銅增加生產成本，因此將銅含量限制為0.3％或更少。

根據某一實施方式，鋁(Al)以0.3％或更少(不包括0％)的量包含在超高強度鋼中。鋁與氮形成AlN以誘導奧氏體的細化并且改善強度和沖擊韌性。特別地，鋁與Nb、Ti和Mo一起添加可以減少昂貴元素的量， 所述昂貴元素包括用于微結構細化的釩和用于韌性改善的鎳。然而，由于過量的鋁弱化鋼，因此將鋁的含量限制為0.3％或更少。

根據某一實施方式，氮(N)以0.03％或更少(不包括0％)的量包含在超高強度鋼中。氮分別與Al和Ti形成AlN和TiN，表現出微結構細化。特別地，TiN對硼的淬火性能做出了極大的貢獻。然而，由于過量的氮與硼反應帶來淬火性能的降低，因此將氮含量限制為0.03％或更少。

根據某一實施方式，氧(O)以0.003％或更少(不包括0％)的量包含在超高強度鋼中。氧與Si或Al結合以形成非金屬性的、氧化物類內含物，引起疲勞壽命性能的降低。因此，少量的氧是較好的。在本公開中，高達0.003％的氧含量是允許的。

除上述組分外，超高強度彈簧鋼包括余量的Fe和不可避免的雜質以形成100％。

以下，將參考實施例和比較例給出詳細的描述。

在用于可商購的彈簧鋼的條件下制造實施例和比較例的彈簧鋼。將來自其中圖1中示出了以各種含量使用的組分的熔融鋼的線材(線棒，wire rod)通過等溫處理、拉絲、淬火-回火和焊接淬火(焊料淬火，solder quenching)的連續方法制備為鋼絲。例如，將線材保持在940-960℃下3-5分鐘，冷卻至640-660℃并在該溫度下保持2-4分鐘，然后冷卻至18-22℃保持0.5-1.5分鐘。該等溫處理適合于促進隨后的拉絲過程。通過熱處理，在線材中形成珠光體。

在等溫處理之后，線材經歷拉絲的各個步驟以具有目標絲直徑。在本公開中，拉制具有3.3mm直徑的線材。

將拉制的線材加熱至940-960℃并保持3-5分鐘，并且淬火至45-55℃，然后回火0.5-1.5分鐘。然后，再次將線材加熱至440-460℃并保持2-4 分鐘，并且之后經歷焊接淬火。通過淬火和回火的馬氏體的形成提供了用于線材的強度，同時通過焊接淬火的回火馬氏體的形成增加了強度和韌性。

在測試實施例中，檢測實施例和比較例中彈簧鋼的物理性能。

測試實施例和比較例中的彈簧鋼的屈服強度、硬度、疲勞強度、可塑性、疲勞壽命、內含物調整(inclusion regulation)、以及碳分數和碳活性的改善，并且結果在圖2中給出。

在這一點上，根據KS B 0802在具有3.3mm直徑的試樣上使用20噸的測試儀測量屈服強度和拉伸強度，并且根據KS B 0811在300gf下使用顯微維氏硬度計(micro Vickers hardness test)測量硬度。根據KS B ISO 1143通過在試樣上進行旋轉彎曲疲勞測試測量疲勞強度和疲勞壽命。如果在制造和模制10,000個具有6.5的直徑/絲直徑且匝數為8的閥彈簧時沒有發生斷裂，則確定可塑性是正常的。

對于內含物調整，平行軋制每個試樣，并且沿著正中線切割。使用最大t-方法測量存在于切割表面的60mm²的區域中的最大尺寸的B-和C-型的內含物。在400-500倍放大的顯微鏡下進行測試。當鋼具有10％或更低分數的10-15μm直徑的內含物且具有90％或更高分數的10μm或更小直徑的內含物，且沒有超過15μm直徑的內含物時，確定是正常狀態。B-型內含物是多種粒狀內含物，其在加工方向上不連續地以組對準，并且可以是例如氧化鋁(Al₂O₃)內含物。C-型內含物是通過不規則的分布形成的不具有粘性變形的內含物，并且可以是例如硅酸鹽(SiO₂)內含物。

基于熱力學DB使用軟件ThermoCalc計算碳分數和碳活性的改善。特別地，使用SEM-EDX通過繪圖元素分布測量碳分數。

由圖2的數據得知，缺少Mo、Ni、V、Nb、Ti、B、和W的傳統鋼盡管滿足內含物調整，但是不能滿足本公開對于屈服強度、拉伸強度、硬度、疲勞強度、可塑性和疲勞壽命的任何要求。

比較例1至14的鋼與根據本公開的鋼的組分含量不同，而且盡管與傳統鋼相比部分改善了屈服強度、拉伸強度、硬度、疲勞強度、可塑性和疲勞壽命，但是不能滿足本公開的任何需求。

含有較少量Mo的比較例1的鋼沒有獲得足夠的屈服強度，特別地，與傳統鋼相比，其沒有表現出硬度的改善，甚至其降低了疲勞強度和疲勞壽命。

與本公開限定的各自的含量相比，在比較例6中采用了較大含量的釩，并且在比較例11中采用了較小含量的硼。由于它們的內含物是粗糙的，因此鋼缺少內含物調整。

在比較例9中，Ti含量較低。由于促進了其他內含物諸如Al₂O₃的形成，鋼具有劣化的耐疲勞度，并且因此，與傳統鋼相比降低了疲勞強度和疲勞壽命。

相反，實施例1至3的鋼含有本公開中限定的量的組分，并且其全部表現出2500MPa或更高的屈服強度、3000MPa或更高的拉伸強度、以及760HV或更高的硬度。此外，它們全部測量為具有1200MPa或更高的疲勞強度，并且通過了可塑性和內含物調整的測試。在鋼中測量超過500,000次循環的疲勞壽命，并且與傳統鋼相比，鋼的碳分數改善了7％或更高，且碳活性改善了3％。

圖3是示出了根據本公開中的實施方式的超高強度彈簧鋼相對于溫度的相轉變的圖，而圖4示出了根據本公開的實施方式的超高強度彈簧鋼的滲碳體中的相對于溫度的相轉變的圖。

在圖3中，示出了相對于溫度的具有Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W的合金組合物的鋼的相轉變。考慮到本公開的合金組合物，如在圖3中示出的，鋼具有各種顯微內含物諸如CrC和VC，并且在凝固的過程中形成了富Ti或富Zr碳化物，因此改善了強度和疲勞壽命。

在圖4中，示出了相對于溫度的在滲碳體中具有Fe-2.2Si-0.7Mn-0.9Cr-0.66C-0.3Ni-0.3Mo-0.3V-0.15Ti-0.003B-0.1W的合金組成的鋼的相轉變。由圖4的數據，應該理解在滲碳體中發生八種元素的復雜行為(復雜性能，complex behavior)，從而預測微碳化物(microcarbide)的均勻分布。

如至今為止描述的，本公開的超高強度彈簧鋼通過優化主要合金組分的含量具有3000MPa的拉伸強度，并且通過內含物細化具有1200MPa的疲勞強度。

盡管已經出于示例性的目的公開了本發明的示例性實施方式，但是本領域技術人員應該認識到在沒有背離所附權利要求中公開的本發明的范圍和實質的情況下，各種修改、添加和替代是可能的。