本公開涉及一種超高強度彈簧鋼(ultra-high-strength spring steel)，并且更具體地，涉及一種用作發(fā)動機氣門彈簧(engine valve spring)的具有增強抗拉強度(tensile strength)和增強疲勞壽命的超高強度彈簧鋼。

背景技術：

相當大的注意力指向于增加車輛燃料效率。為此目標，減小車輛重量或通過減小摩擦使產生的功率損失的最小化是重要的。另外，經由發(fā)動機本身的燃燒的控制而增加動力特性以使得輸出效率最大化也是重要的。進一步地，已經試圖通過減小在發(fā)動機缸蓋部分中執(zhí)行動態(tài)性能(dynamic behaviors)的構件的重量通過減小動力負載來增加燃料效率。

如在執(zhí)行動力性能的構件中的發(fā)動機氣門彈簧直接控制動態(tài)負載，當發(fā)動機氣門彈簧的重量減少時，可觀察到很高的燃料效率增加作用。一般使用具有大約1900MPa的抗拉強度的CrSi鋼和具有大約2100MPa的抗拉強度的CrSiV鋼作為常規(guī)的氣門彈簧材料。已經試圖通過將合金元素添加至傳統(tǒng)的CrSiV鋼來開發(fā)具有大約2100MPa或更高的抗拉強度的高強度彈簧鋼。

提供上述公開的背景技術以有助于本公開的理解，并且上述背景技術不應該被認為是本領域中普通技術人員已知的常規(guī)的技術。

技術實現要素：

根據上述問題來提供本公開，并且本公開的目標是通過使Mo、Ni、V、Nb以及Ti的含量最優(yōu)化并且通過增強疲勞壽命的夾雜物的控制而提供相對于現有彈簧鋼而具有優(yōu)良的疲勞強度的超高強度彈簧鋼。

根據本公開的一方面，以上及其他目標能通過提供一種超高強度彈簧鋼而實現，該超高強度彈簧鋼在車輛發(fā)動機中作為氣門彈簧鋼而使用，包括：按重量計的0.5至0.7％的C，按重量計的1.2至1.5％的Si，按重量計的0.6至1.2％的Mn，按重量計的0.6至1.2％的Cr，按重量計的0.1至0.5％的Mo，按重量計的0.05至0.8％的Ni，按重量計的0.05至0.5％的V，按重量計的0.05至0.5％的Nb，按重量計的0.05至0.3％的Ti，按重量計的0.3％或更少(但不是0％)的Cu，按重量計的0.0001至0.3％的Al，按重量計的0.03％或更少(但不是0％)的N，按重量計的0.0001至0.003％的O，以及余量的Fe和其他不可避免的雜質，基于超高強度彈簧鋼的重量為100％。

所述的彈簧鋼可具有2300MPa或更大的抗拉強度。

所述的彈簧鋼可具有1100MPa或更大的疲勞強度。

所述的彈簧鋼可具有2800MPa或更大的屈服強度。

所述的彈簧鋼可具有710HV或更大的硬度。

存在于所述彈簧鋼中的夾雜物的尺寸可為15μm或更小。

在所述夾雜物中，具有10至15μm的尺寸的夾雜物的份額可為10％或更少，并且具有小于10μm的尺寸的夾雜物的份額可為90％或更多。

附圖說明

結合附圖，將從下面詳細的說明中更加清楚地理解本發(fā)明的上述以及其他目標、特征和其他優(yōu)點，附圖中：

圖1是表示實例與對比實例的成分的表；

圖2是表示實例與對比實例的特性和性能的表；

圖3示出了表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的溫度用于相位變換(phase transformation)的計算結果的曲線圖；以及

圖4示出表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的滲碳體組織(cementite tissue)中的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖。

具體實施方式

現在將詳細參考本公開的優(yōu)選實施方式，具體實施方式的實例在附圖中示出。在所有的地方，貫穿附圖使用的相同的參考數字表示相同或類似的部件。

圖3示出了表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖，并且圖4示出了表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的滲碳體組織中的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖。

根據本公開的超高強度彈簧鋼可以是在車輛發(fā)動機中使用的氣門彈簧鋼。此外，超高強度彈簧鋼可以是根據最優(yōu)化的主要合金成分而具有增強的抗拉強度、疲勞強度等的彈簧鋼。具體地，超高強度彈簧鋼可包括按重量計的0.5至0.7％的C，按重量計的1.2至1.5％的Si，按重量計的0.6至1.2％的Mn，按重量計的0.6至1.2％的Cr，按重量計的0.1至0.5％的Mo，按重量計的0.05至0.8％的Ni，按重量計的0.05至0.5％的V，按重量計的0.05至0.5％的Nb，按重量計的0.05至0.3％的Ti，按重量計的0.3％ 或更少(但不是0)的Cu，按重量計的0.0001至0.3％的Al，按重量計的0.03％或更少(但不是0)的N，按重量計的0.0001至0.003％的O，余量的Fe和其他不可避免的雜質，基于超高強度彈簧鋼的重量為100％。

在本公開中，因為以下原因限制合金成分及其組份范圍。在下文中，除非明確的指出不同，否則“％”表示組份范圍的單位“重量％”。

碳(C)的含量優(yōu)選為0.5至0.7％。在鋼中碳含量的增加提供了強度成比例的增加。當碳的含量少于0.5％時，由于熱處理期間可淬性(hardenability，淬硬性)的缺乏，強度增加是微小的。當碳的含量大于0.7％時，在淬硬(hardening)期間形成馬氏體組織(martensite tissue)，并且減少疲勞強度和韌性(toughness)。在該范圍內，可確保高強度和延展性。

硅(Si)的含量優(yōu)選為1.2％至1.5％。硅增加了延性(elongation)、耐熱性以及可淬性，并且通過抑制形態(tài)變化提高了永久可定形性(形狀保持)。此外，硅使鐵素體(ferrite)和馬氏體組織變硬，并且當包括在鐵素體時增加了強度以及對回火(tempering)和退火(softening)的耐性。當硅(Si)的含量少于1.2％時，對回火和退火的耐性很低。當硅(Si)的含量大于1.5％時，耐熱性增加，但是材料變得對脫碳(decarbonization)敏感，并且脫碳發(fā)生在熱處理期間。

錳(Mn)的含量優(yōu)選為0.6％至1.2％。當錳(Mn)作為提高可淬性和強度的元素用于基材(matrix)中時，提高了彎曲疲勞強度并且增加了可淬性。此外，錳(Mn)作為產生氧化物的還原劑抑制夾雜物(inclusions，諸如Al₂O₃)的形成。當錳(Mn)的含量少于0.6％時，將難以確?？纱阈?。當錳(Mn)的含量大于1.2％，韌性會減小。

鉻(Cr)的含量優(yōu)選為0.6至1.2％。用于保證韌性的鉻在回火期間可形成沉淀(precipitate)，提高可淬性，通過抑制退火而增加強度，并且 有助于晶粒的提純和韌性增加。當鉻(Cr)的含量為0.6％或更多時，則顯示出優(yōu)良的回火和退火特性、脫碳性、可淬性以及耐腐蝕性。當(Cr)的含量大于1.2％，則生成了過多的晶間碳化物(intergranular carbide)并且可導致強度降低和脆性。

鉬(Mo)的含量優(yōu)選為0.1至0.5％。與Cr相似，鉬形成微小的碳化物沉淀，提高了強度和斷裂韌性(fracture toughness)。具體的，具有1至5nm尺寸的TiMoC均勻地形成以提高耐回火性并且確保耐熱性和高強度。當鉬(Mo)的含量少于0.1％時，則不可能產生碳化物并且不能充分地確保強度。當鉬(Mo)的含量大于0.5％時，則沉淀和強度增加作用是飽和的，并且考慮成本方面使得增加含量是不必要的。

鎳(Ni)的含量優(yōu)選為0.05至0.8％。作為有助于增加耐腐蝕性的元素的鎳提高了耐熱性、防止低溫脆性以及增加了可淬性、尺寸一致性以及可定形性。當鎳(Ni)的含量少于0.05％時，則耐腐蝕性和高溫穩(wěn)定性降低。當鎳(Ni)的含量大于0.8％時，則可能發(fā)生熱脆性(red brittleness)。

釩(V)的含量優(yōu)選為0.05至0.5％。釩作為元素提高了組織提純性、耐回火性、尺寸一致性以及可定形性，并且確保了耐熱性和高強度，釩形成VC作為微小沉淀以增加斷裂韌性。具體的，VC作為微小沉淀防止晶粒邊界的運動。另外，在奧氏體化(austenitization)期間V溶解并作用，并且在回火期間沉淀，引起二次淬硬。當V的含量少于0.05％時，斷裂韌性減少的防止作用可能降低。當釩(V)的含量大于0.5％時，沉淀的尺寸可能變粗糙，并且淬火(quenching)之后，硬度可能會降低。

鈮(Nb)的含量優(yōu)選為0.05至0.5％。鈮提純組織、通過硝化作用(nitrification)使表面變硬，并且提高了尺寸一致性以及可定形性。另外，通過NbC的形成可增加強度，而其他碳化物(諸如CrC，VC，TiC以及MoC)的生成率受到控制。當鈮(Nb)的含量少于0.05％時，強度可能降 低并且碳化物可能多相化(heterogenized)。當鈮(Nb)的含量大于0.5％時，可能抑制其他碳化物的產生。

鈦(Ti)的含量優(yōu)選為0.05至0.3％。鈦防止晶粒(諸如Nb和Al)的再結晶(recrystallization)并且抑制晶粒的生長。另外，鈦形成納米級碳化物(諸如TiC和TiMoC)，鈦與氮反應，通過生成TiN而抑制晶粒生長，并且通過TiB₂的形成而防止B與N的結合，使得BN的可淬性降低(hardenability decrease of BN)最小化。當鈦(Ti)的含量少于0.05％時，則生成其他夾雜物(諸如Al₂O₃)并使得疲勞耐久性降低。當鈦(Ti)的含量大于0.3％時，則可能干擾其他合金元素的功能并且可能增加生產成本。

銅(Cu)的含量優(yōu)選為0.3％或更少(但不是0)。銅增加淬火特性或回火之后的強度，并且與Ni類似，銅增加了鋼的耐腐蝕性。然而，當銅(Cu)的含量太高時，合金成本可能增加。因此，銅(Cu)的含量可限制為0.3％或更少。

鋁(Al)的含量優(yōu)選為0.0001至0.3％。鋁與氮反應，通過AlN的形成而提純奧氏體，并且增加了強度和沖擊韌性。具體的，通過添加Nb、Ti以及Mo，可以降低作為高成本元素的用于提純晶粒的釩的添加量和用于確保韌性的鎳的添加量。當鋁(Al)的含量少于0.0001％時，由于添加鋁(Al)的效果可能沒有達到預期。當鋁(Al)的含量大于0.3％時，則會生成大的方形夾雜物(Al₂O₃)。這樣大的方形夾雜物可能成為疲勞狀態(tài)點(fatigue-stating points)，該疲勞狀態(tài)點通過使鋼弱化而降低耐久性。

氮(N)的含量優(yōu)選為0.03％或更少(但不是0)。氮通過與Al和Ti反應形成AlN和TiN以顯示晶粒提純作用，并且通過形成TiN而使硼的可淬性最大化。然而，當氮(N)的含量太高時，通過與硼的反應，鋼的可淬性可能變弱。因此，氮(N)的含量可優(yōu)選限制為0.03％或更少。

氧(O)的含量優(yōu)選為0.0001至0.003％。因為氧與Si或Al結合，形成硬的氧基非金屬夾雜物并且導致疲勞壽命特性的降低，所以優(yōu)選地保持氧(O)的含量盡可能地低。然而，考慮到鋼制造技術的方面，很難保持氧(O)的含量少于0.0001％。因此，在本公開中，氧的最高限度含量是0.003％。

同時，除了前述成分，其余成分是鐵(Fe)或其他不可避免的雜質。

在下文中，本公開將參考以下實例和對比實例更詳細地描述本公開。

在商業(yè)彈簧鋼生產條件下進行生產根據實例以及對比實例中的每一個實例的彈簧鋼的試驗。如在圖1中所概括的每種成分的含量發(fā)生變化以生產錠鋼(ingot steel)。由錠鋼制成的線材通過連續(xù)的等溫熱處理、拉線、淬硬-回火以及在金屬熔化槽(soldering bath，焊浴)中淬硬而制造成鋼線。具體地，線材保持在940至960℃三至五分鐘，然后在640至660時迅速冷卻，接著冷卻至18至22℃保持0.5至1.5分鐘。執(zhí)行這樣的等溫熱處理以便有助于容易地執(zhí)行隨后的拉線過程。通過該熱處理，在線材中產生高強度珠光體鑄鐵(perlite)。

經歷等溫熱處理的線材通過多個拉線步驟被制造成具有期望直徑的線材。在本公開中，執(zhí)行拉線以使得線材具有3.3mm的直徑。

將已拉線的線材再加熱并保持在940至960℃三至五分鐘。隨后，迅速冷卻至45至55℃保持0.5至1.5分鐘以便回火。隨后將線材在440至460℃時加熱并在該溫度保持2至4分鐘。隨后，線材在金屬熔化槽中經歷淬硬和回火以用于迅速冷卻。通過淬硬和回火，線材中形成馬氏體以確保強度。另外，通過金屬熔化槽中的淬硬，線材的表面形成回火的馬氏體以確保強度和韌性。

接下來，檢查測試實例以確認根據實例和對比實例的彈簧鋼的特性。

根據實例和對比實例的彈簧鋼經歷抗拉強度、屈服強度、硬度、疲勞強度、可塑性(moldability)以及疲勞壽命的測試，并且經歷涉及夾雜物的規(guī)定(regulation)的測試。在圖2中概括了測試結果。

在此，根據KS B 0802，使用具有3.3mm的線直徑的樣本，借助于20噸檢測器測量屈服強度和抗拉強度。根據KS B 0801，借助于微型維氏硬度計(micro-Vickers hardness tester)在300gf負載下測量硬度。根據KS B ISO 1143，通過旋轉彎曲疲勞試驗測量樣本的疲勞強度和疲勞壽命。為了測量可塑性，制造了具有6.5mm的直徑/線直徑和具有8圈數的氣門彈簧，并且在制造10000個氣門彈簧時沒有發(fā)生破壞，則確定可塑性為正常的。

為執(zhí)行關于夾雜物的規(guī)定的測試，每個樣本均被平行地軋制，隨后沿著中心線被切削并被收集。使用關于60mm²的面積的最大t值法(Max.t method)測量存在于待測量的表面中的硼基(B-based)夾雜物和碳基(C-based)夾雜物的最大值。在此，顯微鏡的放大倍率是400至500倍，當不存在具有大于15μm尺寸的夾雜物、具有10至15μm的尺寸的夾雜物的含量為10％或更少、并且具有10μm的尺寸的夾雜物含量為90％或更多時，夾雜物確定為正常。在此，顆粒夾雜物和形成處理方向中的基團(group)的硼基(B-based)夾雜物不連續(xù)地凝聚并排列成行。例如，硼基(B-based)夾雜物可為鋁(Al₂O₃)基夾雜物，而碳基(C-based)夾雜物可為硅(SiO₂)基夾雜物，所述硅基夾雜物不能粘性地變形和不規(guī)則地分布。

如在圖2中所示的，因為常規(guī)的鋼不包括Mo、Ni、V、Nb以及Ti，盡管它們通過了關于可塑性和夾雜物的規(guī)定，但不滿足本公開的關于抗拉強度、屈服強度、硬度、疲勞強度和疲勞壽命的規(guī)定的要求。

對比實例1至12不滿足在本公開中規(guī)定的合金成分含量。對比實例1至12表現出了與常規(guī)鋼相比，部分增強的抗拉強度、屈服強度、硬度、疲勞強度、可塑性以及疲勞壽命，但是不滿足本公開的規(guī)定的要求。

具體的，因為對比實例1包括很少量的Mo，所以不能充分保證屈服強度。因此，與常規(guī)鋼相比，抗拉強度和屈服強度輕微地增加，而硬度、疲勞強度、可塑性以及疲勞壽命降低。

在對比實例2、3、6、9和10中的每一個中，Mo、Ni、V以及Ti的含量不滿足規(guī)定的要求，所以不能通過關于夾雜物的規(guī)定。已證實的是，在鋼生產過程中，夾雜物變得粗糙或錠鋼的不均勻影響夾雜物的形成，因此不能通過關于夾雜物的規(guī)定。

另外，可證實的是，在對比實例9中，Ti的含量少于規(guī)定的要求，促進了其他夾雜物(諸如Al₂O₃)的生成并且使得疲勞耐久性降低，由此與常規(guī)鋼相比，疲勞強度和疲勞壽命相似或甚至降低。

在另一方面，實例1至3全部滿足本公開的規(guī)定的要求，顯示了約2300MPa或更大的抗拉強度，約2800MPa或更大的屈服強度，以及約710HV或更大的硬度。另外，顯示了約1100MPa或更大的疲勞強度，并且通過了可塑性以及關于夾雜物的規(guī)定。進一步的，顯示了400000次或更多的疲勞壽命。

同時，圖3示出了表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖，并且圖4示出表示根據本公開的具體實施方式的超高強度彈簧鋼的滲碳體組織中的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖。

圖3示出了表示根據一實例的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖，該實例具有諸如Fe-1.4Si-0.7Mn-0.7Cr-0.55C-0.3Ni-0.1Mo-0.1V的合金 成分。圖3示出了當滿足根據本公開的合金成分時生成的多種類型的碳化物(除了FCC-A1(奧氏體)、BCC-A2(鐵素體)、滲碳體等之外，例如CrC和VC)，并且因此可以預期強度增加并且疲勞壽命提高。

此外，圖4示出了表示根據彈簧鋼的滲碳體組織中的溫度用于相位變換的計算結果的曲線圖，該彈簧鋼具有諸如Fe-1.4Si-0.7Mn-0.7Cr-0.55C-0.3Ni-0.1Mo-0.1V的合金成分。圖4示出了可預期七個至八個元素(septenary to octanary elements)在滲碳體中產生的復合性能，并且因此可以預期微小的碳化物均勻地分布。

根據以上描述顯而易見的是，通過根據本公開的具體實施方式使主要合金成分的含量最優(yōu)化，本公開提供了超高強度彈簧鋼，該超高強度彈簧鋼通過夾雜物的提純而具有約2300MPa或更大的高抗拉強度，并且具有1100MPa或更大的優(yōu)良的疲勞強度。

盡管為了說明的目的已描述了本公開的具體示例性實施方式，顯然本領域技術人員將意識到，在不背離如在所附權利要求中限定的本發(fā)明的范圍和精神下，各種修改、添加和替代是可能的。