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    腐蚀性 优异 成形 弹簧 钢丝 生产 方法
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    摘要
    申请专利号:

    CN200610075398.0

    申请日:

    2006.04.11

    公开号:

    CN1847438A

    公开日:

    2006.10.18

    当前法律状态:

    授权

    有效性:

    有权

    法律详情: 授权|||实质审查的生效|||公开
    IPC分类号: C22C38/18(2006.01); C21D8/02(2006.01); C21D9/02(2006.01); C21D11/00(2006.01) 主分类号: C22C38/18
    申请人: 株式会社神户制钢所;
    发明人: 吉原直
    地址: 日本兵库县
    优先权: 2005.04.11 JP 2005-113476
    专利代理机构: 中科专利商标代理有限责任公司 代理人: 陈长会
    PDF完整版下载: PDF下载
    法律状态
    申请(专利)号:

    CN200610075398.0

    授权公告号:

    1847438B||||||

    法律状态公告日:

    2011.04.20|||2006.12.20|||2006.10.18

    法律状态类型:

    授权|||实质审查的生效|||公开

    摘要

    根据本发明的冷成形弹簧用钢丝含有规定的化学组分组成,其中:由以下表达式(1)显示的马氏体转变起始温度MS1是在280℃-380℃范围内;奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N是No.12或更大;沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额是50%或更低;在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和拉伸强度是2,000MPa或更高;MS1=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]...(1),其中[C],[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的含量(质量%)。此类钢丝能够:确保热轧可成形性和后续的可拉伸性,同时瞄准更高的强度和更高的应力;另外显示出优异的耐腐蚀性;并且获得也在属于基本所需特性的疲劳强度方面优异的弹簧(主要是汽车悬置弹簧)。

    权利要求书

    权利要求书
    1.  弹簧用钢丝,含有C:0.45-0.65%(质量%,下面同样适用),Si:1.3-2.5%,Mn:0.05-0.9%和Cr:0.05-2.0%,其中:
    P和S分别被控制到0.020%或更低(包括0%);
    由以下表达式(1)显示的马氏体转变起始温度MS1在280℃-380℃范围内;
    奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N是No.12或更大;
    沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额是50%或更低;
    在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和
    拉伸强度是2,000MPa或更高;
    MS1=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]...(1),
    其中[C]、[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的含量(质量%)。

    2.  弹簧用钢丝,含有C:0.45-0.65%,Si:1.3-2.5%,Mn:0.05-0.9%,Cr:0.05-2.0%,和选自Nb:0.01-0.10%、V:0.07-0.40%、和Mo:0.10-1.0%中的至少一种,其中:
    P和S分别被控制到0.020%或更低(包括0%);
    由以下表达式(2)显示的马氏体转变起始温度MS2在280℃-380℃范围内;
    奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N是No.12或更大;
    沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额是50%或更低;
    在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和
    拉伸强度是2,000MPa或更高;
    MS2=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]...(2),
    其中[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo]和[W]分别表示C,Mn,Cr,V,Mo和W的含量(质量%)。

    3.  弹簧用钢丝,它含有C:0.45-0.65%,Si:1.3-2.5%,Mn:0.05-0.9%,Cr:0.05-2.0%,和选自Ni:0.05-1.0%、Cu:0.05-1.0%、和W:0.10-1.0%中的至少一种,其中:
    P和S分别被控制到0.020%或更低(包括0%);
    由以下表达式(3)显示的马氏体转变起始温度MS3在280℃-380℃范围内;
    奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N是No.12或更大;
    沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额是50%或更低;
    在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和
    拉伸强度是2,000MPa或更高;
    MS3=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]....(3)
    其中[C],[Mn],[Cr],[Ni],[Cu]和[W]分别表示C,Mn,Cr,Ni,Cu和W的含量(质量%)。

    4.  弹簧用钢丝,它含有C:0.45-0.65%,Si:1.3-2.5%,Mn:0.05-0.9%,Cr:0.05-2.0%,和选自Nb:0.01-0.10%,V:0.07-0.40%和Mo:0.10-1.0%中的至少一种,和选自Ni:0.05-1.0%、Cu:0.05-1.0%、和W:0.10-1.0%中的至少一种,其中:
    P和S分别被控制到0.020%或更低(包括0%);
    由以下表达式(4)显示的马氏体转变起始温度MS4在280℃-380℃范围内;
    奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N是No.12或更大;
    沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额是50%或更低;
    在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和
    拉伸强度是2,000MPa或更高;
    MS4=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]...(4),
    其中[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo],[Ni],[Cu]和[W]分别表示C,Mn,Cr,V,Mo,Ni,Cu和W的含量(质量%)。

    5.  根据权利要求1的弹簧用钢丝,进一步含有Ti:0.01-0.1%。

    6.  生产根据权利要求1的弹簧用钢丝的方法,包括以下过程:
    将具有上述化学组分组成的钢热轧成线材的形状;
    从奥氏体化温度范围来冷却所述的热轧的线材钢,并且由此控制铁素体和珠光体结构的按面积百分数计的分数到40%或更多且控制包括马氏体和贝氏体的结构的按面积百分数计的分数到60%或更低;
    在20%或更多的面积缩减下对具有上述分数的结构的钢材实施冷拉;和
    对已进行了所述冷拉的钢实施奥氏体化和回火,其中所述钢材以50℃/秒或更高的加热速率被加热至规定温度,之后在所述奥氏体化过程中在所述规定温度下保持90秒或更短时间并且在所述回火过程中被以50℃/秒或更高的加热速率加热到在410℃-480℃范围内的回火温度,并且随后在该回火温度下保持60秒或更短时间。

    7.  生产根据权利要求6的弹簧用钢丝的方法,其中油和水或仅仅水被用作在所述奥氏体化过程中的冷却介质。

    说明书

    说明书耐腐蚀性优异的冷成形弹簧的钢丝和生产它的方法
    技术领域
    本发明涉及:可用作冷成形弹簧(用作汽车等的悬置弹簧)的原料的弹簧用钢丝,尤其是同时具有空气耐久性和耐腐蚀性(它们被认为是弹簧的重要特性)的弹簧用钢丝;和用于生产弹簧用钢丝的方法。
    背景技术
    冷成形弹簧主要被用作汽车的悬置弹簧以及用作弹簧原材料的弹簧用钢的化学组成是由JIS G3565到G3567,G4801和其它所规定。对于从此类弹簧用钢生产冷成形弹簧的情况,从此类弹簧用钢生产的热轧的线材(wire rod)拉伸到规定的钢丝直径,因此生产出钢丝和之后进行油回火处理(奥氏体化和回火处理),和随后该钢丝冷成形为弹簧。
    如上所述方法生产的冷成形弹簧需要减少尺寸和重量以便减少燃料消耗,以及作为该要求的一部分,较高应力的弹簧是所需要的并且在奥氏体化和回火之后具有2,000MPa或更高的拉伸强度的弹簧用高强度钢丝是所需求的。然而通常情况,弹簧的缺陷敏感性将倾向于随着它的强度提高而增加,和对于尤其在腐蚀环境中使用的悬置弹簧,腐蚀疲劳寿命会受影响和因此担心在早期发生破损??梢跃菁聘雌@褪倜淞踊?,因为在表面上的腐蚀凹点成为了应力集中的源头并且疲劳裂纹的产生和蔓延会加速。因此,优异的耐腐蚀性是悬置弹簧重要的特征。
    为了适应于如上所述的较高应力的要求,已经研究了各种技术。作为此类措施,降低在油回火处理中的回火温度(例如约400℃)和因此提高拉伸强度的方法有时已经采纳。然而,利用该方法,如果钢丝的韧性和延性较低的话,在冷成形过程中会引起弹簧材料钢丝的破损和裂纹,并且防碍了弹簧可成形性。此外,甚至当在弹簧用钢中的C含量提高时和因此拉伸强度提高时,仍然是不仅韧性和延性受损和因此弹簧可成形性受影响而且耐腐蚀性受损,因此作为汽车的悬置弹簧的质量不能保证。
    相反,添加大量的成合金元素如Ni,Cu,Cr,Si等和因此改进耐腐蚀性的方法也考虑过。然而,当采用此类措施时,不仅钢材料的成本会提高,而且钢的可淬硬性会提高,因此在热轧之后在结构体中马氏体和贝氏体结构的比例会提高,因此韧性和延性会降低,并且引起了诸如在后续的冷拉过程中钢丝破损之类的缺陷。
    如上所述,获得同时具有高拉伸强度和良好耐腐蚀性的钢丝在目前是困难的情形。然后,已经建议了各种技术来改进此类问题。例如,US专利No.5508002和5846344建议了以下措施:控制组分的组配以使由下面公式(5)规定的FP值可以是在2.5-4.5范围内;因此抑制了在热轧后的马氏体和贝氏体结构;和因此抑制由成合金元素的添加所引起的可成形性的劣化。此类措施是这样一种技术:它以改进耐腐蚀性的成合金元素的添加为基??;和通过重新成形奥氏体化和回火结构体来进一步改进耐腐蚀性。然而,由该技术对耐腐蚀性的改进是有限的。
    FP(0.23[C]+0.1)×(0.7[Si]+1)×(3.5[Mn]+1)×(2.2[Cr]+1)×(0.4[Ni]+1)×(3[Mo]+1) … (5),
    其中[C],[Si],[Mn],[Cr],[Ni]和[Mo]分别表示C,Si,Mn,Cr,Ni和Mo的含量(质量%)。
    此外,日本专利No.3429258公开了通过将Cr含量控制到0.25%或更低和进一步控制Cr、Cu和Ni的含量以满足由以下表达式(6)规定的关系来同时获得高拉伸强度和良好耐腐蚀性的方法。  然而,甚至利用这一技术,钢材料组分设计必须在化学组分组成的规定范围内进行和因此耐腐蚀性的改进是有限的。
    [Cr]≤([Cu]+[Ni])/2  ..    (6),
    其中[Cr],[Cu]和[Ni]分别表示Cr、Cu和Ni的含量(质量%)。
    此外,US专利No.6338763建议了通过将残余奥氏体(残余γ)的量控制到6vol.%或更低和因此减少在弹簧的冷成形过程中残余奥氏体的诱导转变来改进可成形性的技术。  然而,该技术基本上追求可成形性的改进而根本不考虑耐腐蚀性的改进。
    同时,已知的是,将奥氏体晶粒微细化的方法也可用作抑制韧性,延性和耐氢脆性能的劣化(伴随弹簧用钢的强度的提高而发生)地方法。作为一种此类方法,例如,美国专利No.5776267公开了将碳化物和氮化物的尺寸和结构加以分级化以便改进耐氢脆性能的方法。然而,甚至当采用该技术时,奥氏体晶粒的尺寸限于在奥氏体晶粒度号数中的No.11以及耐腐蚀性的改进因此是有限的。
    发明内容
    本发明立足于为了解决现有技术的上述问题和本发明的目的是提供:冷成形弹簧用的钢丝,它能够确保热轧可成形性和后续的可拉伸性并同时瞄准较高的强度和较高的应力,另外显示出优异的耐腐蚀性,以及获得在属于基本所需特性的疲劳强度上也优异的弹簧(主要是汽车用的悬置弹簧);和用于生产该钢丝的方法。
    在本发明的一个方面,实现上述目的的冷成形弹簧用的钢丝含有C:0.45-0.65%(质量%,在下面同样适用),Si:1.30-2.5%,Mn:0.05-0.9%和Cr:0.05-2.0%,其中:P和S分别控制到0.020%或更低(包括0%);由以下表达式(1)显示的马氏体转变起始温度MS1是在280℃-380℃范围内;奥氏体晶粒的奥氏体晶粒度号数N(在下面称为“先前奥氏体奥氏体晶粒度号数N”)是No.12或更高;沿着奥氏体晶粒边界沉积的碳化物的晶粒边界份额(share)是50%或更低;在奥氏体化(淬火)和回火之后残余奥氏体的量是20vol.%或更低;和拉伸强度是2,000MPa或更高;
    MS1=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr] … (1),
    其中[C],[Mn]和[Cr]分别表示C、Mn和Cr的含量(质量%)。
    在本发明的另一个方面中,也有效的是,如果必要,冷成形弹簧用的钢丝进一步含有(a)选自Nb:0.01-0.10%,V:0.07-0.40%和Mo:0.10-1.0%中的至少一种,(b)选自Ni:0.05-1.0%,Cu:0.05-1.0%和W:0.10-1.0%中的至少一种,(c)Ti:0.01-0.1%,和其它元素,以及弹簧用钢丝的特性根据所含元素的类型来改进。
    当尤其含有以上(a)和/或(b)的元素时,因为一些元素影响马氏体的转变起始温度MS,必要的是,考虑到这些元素的含量,控制用下面表达式(2)-(4)中的任何一个表达式所计算的MS2-MS4值中的任何一个值,以使之在280℃-380℃范围内;
    MS2=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]…    (2),
    MS3=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…(3),
    MS4=550-361[C]-39[Mn]-20[Cr]-35[V]-5[Mo]-17[Ni]-10[Cu]-5[W]…(4),
    其中,在以上表达式(2)到(4)中,[C],[Mn],[Cr],[V],[Mo],[Ni],[Cu]和[W]分别表示C,Mn,Cr,V,Mo,Ni,Cu和W的含量(质量%)。
    根据本发明的再另一个方面,当生产冷成形弹簧用的钢丝时,仅仅需要采用包括以下过程的一种生产方法:将具有上述化学组分组成的钢热轧成线材的形状;  从奥氏体化温度范围来冷却热轧的线材钢,因此控制铁素体(ferrite)和珠光体(pearlite)结构的分数到40%或更多(按面积百分数)和控制包括马氏体和贝氏体的结构的分数到60%或60%以下(按面积百分数);在20%或更多的面积缩减下对具有上述分数的结构的钢材实施冷拉;和对经历了冷拉的钢材实施奥氏体化(淬火)和回火,其中该钢材以50℃/秒或更高的加热速率被加热至规定温度,之后在奥氏体化过程中在规定温度下保持90秒或90秒以下并且在所述回火过程中被以50℃/秒或更高的加热速率加热到在410℃-480℃范围内的回火温度,并且随后在该回火温度下保持60秒或更短时间。在该生产方法中,优选的是油和水或仅仅水用作在奥氏体化过程中的冷却介质。
    根据本发明的各个方面-它们能够确保热轧可成形性和后续的可拉伸性,另外显示出优异的耐腐蚀性,和甚至当拉伸强度是2,000MPa或更高时获得也在疲劳强度(它是基本所需特性)上优异的弹簧-的冷成形弹簧用钢丝能够通过以下措施来获得:适当地控制化学组分组成;控制由规定的关系表达式规定的马氏体转变起始温度MS1-MS4在280℃-380℃范围内;控制奥氏体晶粒度号数N到No.12或更高;控制沿着奥氏体晶粒边界沉淀的碳化物的晶粒边界份额到50%或更低;和控制在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量到20vol.%或更低。通过使用由以上方法获得的弹簧用钢丝所生产的弹簧特别可用作汽车的悬置弹簧。
    本发明的这些和其它目的,特征,和其它优点将从本发明的优选实施方案(如在附图中所示)的下面更具体叙述变得更清楚。
    附图说明
    在附图中
    图1是解释在通常的奥氏体化和回火条件与根据本发明的奥氏体化和回火条件之间的差异的示意图;
    图2是显示了在面积的拉伸缩减和奥氏体晶粒度号数N之间的关系的图解,
    图3是显示了在奥氏体晶粒度号数N和腐蚀失重之间的关系的图解;
    图4是在奥氏体化和回火后的残余奥氏体量与碳化物份额之间的关系的图解;
    图5是显示了在碳化物份额与腐蚀失重之间的关系的图解;和
    图6是显示了在碳化物份额与在腐蚀中旋转-弯曲疲劳试验(到破裂为止的周期数)之间的关系的图解。
    具体实施方式
    本发明人已经从各个角度进行研究以实现上述目的。结果,获得了在下面(a)到(f)项中所示的调查结果:
    (a)有可能:抑制由强度提高所引起的韧性和延性的劣化;和通过将先前(prior)奥氏体晶粒分级到比以前大得多的粒度来进一步改进耐腐蚀性;
    (b)通过在20%或更多的面积缩减下实施拉伸和因此引入应变错位,有可能获得非常细的奥氏体晶粒并同时促进碳化物的溶解,甚至在50℃/秒或更高的高加热速率下的奥氏体化过程中;
    (c)有效的是:降低在奥氏体化时的加热温度;提高加热速率;和缩短加热时间,以便避免增大奥氏体晶粒(它已经在奥氏体化加热过程中利用以上(b)项的方法进行细化)和在从奥氏体化加热到冷却的时间中保持晶粒微细;
    (d)有可能到:控制在拉伸时的面积缩减率到20%或或更多;和因此通过将在奥氏体化之前(在热轧后和在拉伸前)在结构中的马氏体和贝氏体控制到某种程度并限制铁素体和珠光体的分数的下限,来采用以上(b)项的方法;
    (e)有可能:通过调节成合金元素将马氏体转变起始温度设定在较高水平;抑制残余奥氏体的量;抑制由在回火过程中残余奥氏体的分解所沉淀的膜状和粒状碳化物的量;和改进耐腐蚀性;和
    (f)有可能:通过将水用作冷却介质来降低奥氏体化温度;通过降低钢材的转变终点温度(最低温度)来降低残余奥氏体的量;因此抑制由在回火过程中残余奥氏体的分解所引起的膜状碳化铁和粒状碳化物的沉淀;和改进耐腐蚀性。
    然后,本发明人:已经以上述调查结果为基础进一步进行了研究;因此发现,通过适当地调节钢材料的化学组分组成,进一步规定钢材料的马氏体转变起始温度MS1-MS4,奥氏体晶粒度号数N,沿着奥氏体晶粒边界沉淀的碳化物的晶粒边界份额,在奥氏体化和回火之后残余奥氏体的量,和其它条件在合适范围内,和因此利用奥氏体晶粒的分级与膜状和粒状碳化物的沉淀的抑制两者的综合效应,来有可能获得供冷成形弹簧用的钢丝,该钢丝能够获得可以显示出优异的耐腐蚀性但不损害韧性和延性的弹簧;并且因此已经形成本发明。
    在根据本发明的供冷成形弹簧用的钢丝中,它们的化学组分组成需要适当地规定规定和限制组分(基本组分C,Si,Mn,Cr,P和S)的范围的理由如下。
    [C:0.45-0.65%]
    C是有助于在奥氏体化和回火后强度(硬度)的提高的一种元素。然后,当C含量低于0.45%时,在奥氏体化和回火之后的硬度是不够的和另一方面,当它超过0.65%时,不仅在奥氏体化和回火之后的韧性和延性受损害而且耐腐蚀性受到不利影响而且残余奥氏体量的减少几乎无法确保。由于这些原因,C含量必须控制到0.45-0.65%。此外,考虑到作为弹簧钢的强度和韧性,优选的C含量是在0.47-0.54%范围内。
    [Si:1.3-2.5%]
    Si是作为固溶体硬化元素的有助于强度的提高的一种元素。当Si含量低于1.3%时,主体的强度倾向于是不够的。然而,当Si含量超过2.5%时,在奥氏体加热过程中碳化物的溶解是不够的。因此,为了均匀地奥氏体化,需要更高的加热温度,结果表面的脱碳继续发展,和弹簧的空气耐久性受损害。由于这些原因,Si含量需要控制到1.3-2.5%。此外,从作为弹簧材料时强度和硬度和脱碳的抑制考虑,优选的Si含量是在1.8-2.1%范围内。
    [Mn:0.05-0.9%]
    Mn是有效增强钢材料的可淬硬性的元素,以及为了显示出效果,0.05%或更多的Mn含量是必要的。然而,当Mn含量过多时,可淬硬性变得过大,有可能形成过冷的结构,且残余奥氏体量的降低的效果几乎无法确保。因此,Mn含量的上限压力设定在0.9%。需要指出,因为Mn有可能形成MnS(它是破裂的起因),希望通过S含量或其与其它硫化物形成用元素(Cu和其它元素)的结合物的减少来控制MnS不要太多地形成。
    [Cr:0.05-2.0%]
    Cr是这样一种元素,它促使在腐蚀条件下在表面层上形成的锈变成无定形的和致密的,有助于耐腐蚀性的改进,并且与Mn同样地对于可淬硬性的改进起作用。  为了显示出该效果,需要含有0.05%或更多的Cr。然而,当Cr含量是过量的和超过2.0%时,在奥氏体化过程中碳化物几乎不溶解和预计的拉伸强度不能确保,而且本发明在降低残余奥氏体量上的效果几乎不能获得。Cr含量的优选的下限是0.1%和它的优选的上限是1.4%。
    [P:0.020%或更低(包括0%)]
    P在奥氏体晶粒边界上偏析,脆化该晶粒边界,和损害耐延迟断裂性能。因此从工业生产的观点考虑,必须最大可能地抑制P含量并且将P含量的上限设定在0.020%。
    [S:0.020%或更低(包括0%)]
    与P类似,S在奥氏体晶粒边界上偏析,脆化该晶粒边界,和损害耐延迟断裂性能。  因此从工业生产的观点考虑,需要将S含量抑制到最低和S含量的上限设定在0.020%。
    根据本发明的钢丝的基本组分是如上所述和余量由Fe和不可避免的杂质组成。然而,也有效的是,如果必要,进一步含有(a)选自Nb:0.01-0.10%,V:0.07-0.40%和Mo:0.10-1.0%中的至少一种,(b)选自W:0.10-1.0%,Ni:0.05-1.0%和Cu:0.05-1.0%中的至少一种,(c)Ti:0.01-0.10%,和其它元素,以及弹簧用钢丝的特性根据所含元素的类型来改进。限制组分的范围(当它们添加时)的理由是如下。
    [选自Nb:0.01-0.10%,V:0.07-0.40%和Mo:0.10-1.0%中的至少一种]
    这些元素有效地增强钢丝的抗氢脆性能。在这些元素之中,Nb形成了包括碳化物,氮化物,硫化物和这些物质的络合物的细沉淀物,因此增强耐氢脆性能,和另外显示出奥氏体细晶粒的效果并增强试验应力(proof stress)和韧性。同时,V不仅形成包含碳化物和氮化物的精细碳化物和因此增强耐氢脆性能,以及显示出进一步改进疲劳性能的效果和奥氏体细晶粒的效果,因此增强韧性和试验应力,并且还有助于耐腐蚀性和抗下垂性的改进。Mo形成碳化物,氮化物,硫化物或这些的络合物,因此增强抗氢脆性能,另外改进疲劳性能,和进一步通过增强奥氏体晶粒边界强度来有助于抗氢脆性能和疲劳性能的改进。此外,Mo的存在显示了利用在腐蚀和溶解过程中产生的钼酸根离子[Mo42-]的吸附来改进耐腐蚀性的效果。
    为了显示出这些效果,优选的是Nb含量是0.01%或更多,再更优选0.02%或更多。然而,当Nb含量过多时,在奥氏体化加热过程中不溶于奥氏体中的碳化物的量会提高以及不能获得规定的拉伸强度。因此优选的是,Nb含量是0.1%或更低,再更优选0.05%或更低。
    此外,当V含量是0.07%或更多时,V的效果可以有效地显示出来。然而,当V含量过多时,奥氏体化加热过程中不溶于奥氏体中的碳化物的量增多,几乎不能获得足够水平的强度和硬度,以及几乎不能获得由于残余奥氏体量的减少所带来的效果。因此优选的是,V含量是0.40%或更低,再更优选0.30%或更低。
    当Mo含量是0.10%或更多时,Mo的效果可以有效地显示出来。然而,当含有过多Mo时,不仅Mo的效果达到饱和,而且还引起了粗糙化和碳化物,氮化物,硫化物或这些的络合物的数量的增加。因此优选的是,Mo含量是1.0%或更低,再更优选0.50%或更低。
    [选自W:0.10-1.0%,Ni:0.05-1.0%和Cu:0.05-1.0%中的至少一种]
    W,Ni和Cu是有效地对于钢丝的耐腐蚀性的改进起作用的元素。在这些元素之中,W在腐蚀和溶解过程中形成钨酸根离子和有助于耐腐蚀性的改进。  同时,Ni不仅引起所形成的锈变成无定形的和致密的和对于耐腐蚀性的改进起作用,而且显示出在奥氏体化和回火之后在增强材料的韧性上的效果。此外,Cu是在电化学方面比铁更贵重(nobler)和因此具有改进耐腐蚀性的效果的一种元素。
    当W含量是0.10%或更多时,它的效果可以有效地显示出来。然而,当W含量超过1.0%时,它恶劣地影响该材料的韧性。然后,为了显示Ni的效果,优选的是Ni含量是0.05%或更多,再更优选0.1%或更多。然而,当Ni含量超过1.0%时,不仅可淬硬性会提高和很可能在轧钢之后形成过冷结构而且残余γ的量也会增加和本发明的效果没有显示出来。这里,Ni含量的再更优选的下限是0.1%和它的再更优选的上限是0.7%。
    当Cu含量是0.005%或更多时,由Cu改进耐腐蚀性的效果可以有效地显示出来。然而,当Cu含量超过1.0%时,在进一步改进耐腐蚀性上的效果无法预期,而且担心由热轧引起材料的脆裂。这里,Cu含量的优选的下限是0.1%和它的优选的上限是0.5%。
    [Ti:0.01-0.1%]
    Ti是有效改进环境耐性(耐氢脆性能)的元素和,为了显示出该效果,优选的是Ti含量是0.01%或更多,再更优选0.04%或更多。然而,当Ti含量过多时,粗糙的氮化物仅仅倾向于沉淀。因此,Ti含量的上限设定在0.1%。
    在根据本发明的钢丝中,需要适当地控制钢材料的马氏体转变起始温度,先前奥氏体的奥氏体晶粒度号数,沿着奥氏体晶粒边界沉淀的碳化物的晶粒边界份额,和在奥氏体化和回火后残余奥氏体的量,以及其它。通过满足这些要求,甚至当拉伸强度是2,000MPa或更多时,显示出优异的耐腐蚀性。通过规定这些要求所获得的功能和效果如下。
    [钢材料的马氏体转变起始温度MS1-MS4:280℃到380℃]
    通过将钢材料的马氏体转变起始温度设定在较高水平,有可能:提高马氏体转变终点温度;和因此防止在奥氏体化过程中残余奥氏体(它由于在短时间奥氏体化和回火过程中的不充分的奥氏体化而倾向于形成)的量的增加。如果在奥氏体化时的残余奥氏体的量能够减少,则有可能:减少由于在回火时残余奥氏体的分解所沉淀的碳化铁和碳化物的量;和因此导致如上所述的耐腐蚀性的改进。为了将在奥氏体化和回火之后的残余奥氏体的量控制到规定的量或更低的水平,需要将马氏体转变起始温度(MS1-MS4)控制到280℃或更高。然而,当马氏体转变起始温度超过380℃时,在材料进入到奥氏体化的冷却介质中之前该转变已经开始,形成了不均匀的结构和奥氏体化裂纹,和防碍生产能力。马氏体转变起始温度的优选的下限是300℃和它的优选的上限是350℃。
    同时,作为马氏体转变起始温度,可以基本上采用由上述表达式(1)计算的值。然而,当钢丝含有以上(a)和/或(b)的元素时,这些元素中的一些会影响马氏体转变起始温度,和因此考虑到这些元素的含量,必须将用上述表达式(2)-(4)中的任何一个表达式计算的MS2-MS4值中任何一个值控制在280℃-380℃范围内;
    [先前奥氏体奥氏体晶粒度号数N:No.12或更高]
    通过将奥氏体晶粒微细化,可以改进韧性,延性和耐氢脆性能。此外,本发明的特征中的一个是奥氏体细晶粒对耐腐蚀性的改进。也就是说,如果先前奥氏体晶粒晶粒能够微细化,有可能在回火过程中将在奥氏体晶粒边界(先前奥氏体晶体晶粒边界)上沉淀的碳化铁和碳化物进行精细分散。因此有可能在碳化铁/碳化物和基础钢主体(steel matrix)之间产生腐蚀电位差别,和因此随着碳化铁和碳化物的尺寸的增大,腐蚀电位差别会增大且腐蚀会发展。为此原因,在本发明中,通过将先前奥氏体晶体晶粒分级和微细分散碳化铁和碳化物,有可能最大程度减少腐蚀电位差别和改进耐腐蚀性。这里,奥氏体晶粒度号数N是根据JIS G0551定义的值。
    [沿着奥氏体晶粒边界沉淀的碳化物的晶粒边界份额:50%或更低]
    上述“晶粒边界份额”指碳化物发生沉淀的晶粒边界的各个部分的面积与总晶粒边界面积的比率。
    当碳化物(膜状碳化铁和粒状碳化物)在奥氏体晶粒边界上沉淀时,由于局部电池作用(local battery action)而发生腐蚀,和耐腐蚀性(最后耐腐蚀疲劳能力)受损害。随着在奥氏体晶粒边界上沉淀的碳化物的份额下降而获得更好的耐腐蚀性,并且由于只要晶粒边界份额被控制到50%或更低而可以基本上避免有害影响,该晶粒边界份额被设定在50%或更低。它的优选的上限是20%。
    [在奥氏体化和回火后残余奥氏体量:20vol.%或更低]
    当在奥氏体化之后残余奥氏体量提高时,在回火过程中残余奥氏体分解,因此碳化物(膜状碳化铁和粒状碳化物)大量沉淀在晶粒边界周围,上述晶粒边界份额提高,和因此耐腐蚀性受损害。为此原因,必须控制在奥氏体化后的残余奥氏体量。这里,因此可以说,在奥氏体化之后残余奥氏体量是在合适范围内,只要在奥氏体化和回火之后残余奥氏体量是20vol.%或更低就行。在奥氏体化和回火之后残余奥氏体量的优选的上限是15vol.%。
    当生产如上所述的钢丝时,需要适当地控制在奥氏体化和回火之前的钢结构和工作条件(冷拉条件),和在冷拉之后的奥氏体化和回火条件,以及其它条件。然后,设定在这些过程中的每一个下的这些条件的理由如下所述。
    [在奥氏体化和回火之前钢结构和工作条件]
    通过在热轧成钢丝形状之后从奥氏体化温度范围(Ar3转变温度或更高的温度)来冷却具有如上所述的化学组分的钢材料和因此将铁素体和珠光体结构的分数控制到40%或更多(按面积百分数)和将马氏体和贝氏体结构的分数控制到60%或60%以下(按面积百分数),能够获得可以承受在20%或更多的面积缩减下的冷拉的钢材料。在这种情况下,当在冷拉前的强度是高的和几乎无法实施冷拉时,也有可能在Ac1转变温度或更低的温度下实施退火之后进行冷拉。此外,为了控制如上所述的钢结构,仅仅需要在热轧之后在从A3转变温度到600℃之间的温度范围中控制冷却速率到1.5℃/秒或更低,并采用显示低淬硬性的组分类型的钢材料。
    通过对线材实施20%或更多的面积缩减率的冷拉(其中钢结构如上所述来控制),有可能提高在钢材中的应变位错密度,在奥氏体化加热中加速碳化物的溶解(甚至在50℃/秒或更高的高加热速率下),和因此获得奥氏体细晶粒。
    [在冷拉之后的奥氏体化和回火条件]
    为了获得奥氏体细晶粒,仅仅需要在奥氏体化加热时将加热速率控制到50℃/秒或更高和将奥氏体化加热时间控制到90秒或更短。该加热条件能够通过,例如,高频感应加热来获得。在这种情况下加热速率的优选的下限是60℃/秒和奥氏体化加热时间的优选的上限是60秒。优选的是将在奥氏体化时的加热温度控制到880℃或更高。
    同时,通过提高在回火加热时的加热速率,有可能:抑制碳化铁沉淀到奥氏体化的先前奥氏体晶粒边界上;在410℃-480℃的高温范围中进行回火,因为硬度的下降不是显著的;和因此进一步改进韧性和延性。为了将沿着奥氏体晶粒边界沉淀的碳化物的份额控制到50%或更低,需要将加热速率控制到50℃/秒或更高和将停留时间控制到60秒或更短。优选的加热速率是60℃/秒或更高和在回火时优选的停留时间是20秒或更短。满足以上条件的奥氏体化和回火在下面偶尔称为“短时间奥氏体化和回火”。这里,当回火温度低于410℃时,弹簧的硬度在弹簧的冷卷之后的消除应力退火时大大下降,而且弹簧的成形和精确度也倾向于劣化。此外,韧性和延性也劣化。相反,当回火温度超过480℃时,在晶粒边界上沉淀的碳化物的量会提高。
    [在奥氏体化时的冷却介质]
    作为在奥氏体化时使用的冷却介质,优选的是至少在转变结束前后使用水。例如,所采用的是在马氏体转变开始的阶段中用作为冷却介质的油实施奥氏体化,之后用作为冷却介质的水实施冷却,和因此完成转变的一种方法,或从一开始仅仅用水作为冷却介质实施奥氏体化的一种方法。
    图1是解释在普通的奥氏体化和回火条件与根据本发明的奥氏体化和回火条件(短时间奥氏体化和回火)之间的差异的图解(示意图)。也就是说,对于根据本发明的短时间奥氏体化和回火(在图中用A和B线显示),甚至当在较高温度(例如475℃)下实施回火时,有可能将钢丝的拉伸强度保持到给定数值或更高的值以及将在奥氏体化和回火之后的碳化物的晶粒边界份额保持在较低水平。相反,对于普通的奥氏体化和回火(在图中用C和D线表示),当回火温度提高到约400℃或更高时,在回火之后钢丝的拉伸强度急剧下降,在奥氏体化和回火之后碳化物的晶粒边界份额会提高,和耐腐蚀性变劣化。
    本发明的效果在下面给出实施例来更具体地解释。然而,本发明不局限于以下所示的实施例,以及根据以上和以下所述的思路在设计上的改变全部包括在本发明的技术范围内。
    实施例
    具有在下面表1中所示的化学组分组成的钢材料(No.A到K)是通过在小的真空熔炉中熔化,然后锻造成边长155mm的方形坯,和之后热轧成16.0mm直径的线材来进行生产。线材的每一条被拉伸到规定的直径和然后在高频感应加热炉中进行奥氏体化和回火,因此生产出供冷成形弹簧用的钢丝(悬置弹簧用的钢丝)。水冷却被采用为在奥氏体化和回火时的冷却操作。表2同时显示了钢丝的生产条件和在冷拉之前的各种结构的分数。这里,在表2中给出的各种结构的分数是通过用光学显微镜观察在距离钢丝表面下方四分之一半径的和一半半径的深度之间的绕制钢丝的横截面来获得并通过在绕制之后在从A3转变温度到600℃的温度范围中改变冷却速率来控制。
    [表1]  钢  类型                                                                 化学组成(质量%)MS1~MS4  (℃)  C  Si  Mn  Ni  Cr  V  Ti  Cu  P  S  Mo  W  Nb  A  0.49  2.02  0.81  -  0.21  -  -  -  0.010  0.005  -  -  -  337.32  B  0.48  2  0.8  -  1.1  0.2  -  -  0.006  0.007  -  -  -  316.52  C  0.46  2.05  0.77  -  1.08  -  -  -  0.012  0.009  0.32  -  -  330.71  D  0.48  1.98  0.72  0.44  0.24  -  -  0.22  0.015  0.013  -  -  -  334.16  E  0.48  1.96  0.76  0.32  0.2  0.15  0.073  0.21  0.003  0.002  -  -  -  330.29  F  0.49  1.98  0.77  -  0.21  0.16  0.07  -  0.008  0.008  -  -  -  333.28  G  0.55  2.44  0.88  0.72  0.22  -  0.065  0.41  0.009  0.010  -  -  -  296.39  H  0.45  1.5  0.22  0.11  0.21  -  0.077  -  0.013  0.002  0.56  0.52  0.03  367.5  I  0.66  1.75  0.81  0.08  0.2  0.121  -  0.19  0.002  0.003  -  -  0.02  268.66  J  0.54  2.11  0.88  0.72  1.05  0.21  -  0.2  0.005  0.008  0.39  -  -  276.20  K  0.41  1.75  0.18  0.56  1.02  0.168  0.071  0.23  0.004  0.007  -  -  -  356.87
    表2  钢  类  型  代码         在轧钢之后结构         的分数(面积%)  拉伸面积  缩减率(%)  奥氏体化  加热速率  (℃/sec.)  奥氏体  化温度  (℃) 奥氏体化保 留时间(sec)  奥氏体  化油温度  (℃)  奥氏体化  水温度  (℃)  回火加  热速率  (℃/sec.)  回火温度  (℃)  回火保  留时间  (sec.)  铁素体  珠光体  马氏体+  贝氏体  A  A-1  31  69  0  25  150  900 20  82  50  55  470  41  A  A-2  17  58  25  15  100  900 70  83  48  91  450  30  B  B-1  28  72  0  25  150  900 72  85  50  61  465  40  B  B-2  28  72  0  25  150  900 72  84  48  44  450  70  C  C-1  20  80  0  25  150  900 72  85  45  61  465  40  C  C-2  20  80  0  25  150  900 72  86  48  42  460  75  D  D-1  28  72  0  25  150  900 20  78  51  100  460  10  D  D-2  15  65  20  21  100  920 70  84  52  48  440  63  D  D-3  15  65  20  15  110  950 15  77  65  100  450  10  E  E-1  30  70  0  25  100  900 70  90  51  51  470  45  E  E-2  25  65  10  28  110  910 60  90  None  90  470  20  E  E-3  20  60  20  24  40  900 110  85  60  80  475  15  E  E-4  15  20  65  21  -  - -  -  -  -  -  -  E  E-5  30  70  0  18  100  890 70  82  52  90  460  30  E  E-6  15  35  50  21  150  880 20  77  51  45  460  65  F  F-1  33  67  0  25  150  880 20  80  65  105  460  10  F  F-2  12  38  50  21  70  900 50  81  None  50  450  45  F  F-3  19  51  30  21  48  910 95  79  71  90  460  30  F  F-4  33  67  0  15  150  920 30  80  73  70  460  38  G  G-1  15  85  0  25  50  900 90  90  50  75  420  39  G  G-2  2  28  70  21  -  - -  -  -  -  -  -  G  G-3  10  80  10  18  150  900 20  91  51  70  450  38  H  H-1  30  70  0  25  70  920 40  66  62  50  460  45  H  H-2  9  27  64  20  -  - -  -  -  -  -  -  H  H-3  20  60  20  18  150  910 30  72  65  65  470  50  I  I-1  5  95  0  25  70  980 50  72  66  100  470  10  J  J-1  4  41  55  20  80  950 40  77  48  95  460  15  K  K-1  31  69  0  25  91  900 45  71  41  105  420  10
    将奥氏体化和回火的钢丝的每一种包埋到树脂中,之后让其横截面进行抛光和镜面精加工,然后用X射线衍射仪测量残余奥氏体量。此外,从奥氏体化和回火钢丝中的每一种中选取JIS Z2201 No.2拉伸试样,并在距离钢丝的表面下面的四分之一半径深度处测量它的奥氏体晶粒度号数(JIS G0551)。此外,利用下面所示的程序,通过机加工和进行腐蚀试验和在腐蚀中的旋转-弯曲疲劳试验,得到腐蚀试验件和在腐蚀中旋转-弯曲疲劳试验件。另外,进行拉伸试验和测量拉伸强度TS和在破裂RA之后的面积缩减,然后在奥氏体晶粒边界上沉淀的碳化物的份额(碳化物份额)也由下面所示的方法来测量。
    [腐蚀试验]
    试验件中的每一种进行14个周期的试验,这些周期中的每一个包括以下过程:实施35℃的5%NaCl水溶液的盐铺展(salt splaying)达8小时和之后在60%相对湿度环境中在35℃中保留16小时,然后由在试验前后之间的试验件的重量差来测量腐蚀失重和还用激光显微镜测量腐蚀凹坑深度。
    [在腐蚀中旋转-弯曲疲劳试验]
    制备JIS Z2274 No.1试验件作为在腐蚀件中旋转-弯曲疲劳试验样品并且在将5%NaCl水溶液以0.2L/min循环流滴加到试验件上的同时在60rpm的转速下和在200MPa的应力下进行Ono-type旋转-弯曲疲劳试验,然后测量一直到试验件破裂时为止的周期数(到破裂时的周期数)。
    [碳化物份额]
    由下面程序测量在奥氏体晶粒边界上碳化物的份额(面积百分数):
    (1)让试验件进行在-50℃下的摆锤式冲击试验并显示含有晶粒间破裂表面的破裂面。作为摆锤式冲击试验件,采用U形缺口型的JIS No.3亚尺寸(sub-size)试验件,它的宽度是5.5mm。这里,摆锤式冲击试验件的尺寸不必遵循JIS和对于薄钢丝,高度可以是10mm或10mm以下,只要能够从奥氏体化和回火钢丝上切下试验件就行。仅仅需要在摆锤式冲击试验中获得粒间破裂表面。
    (2)该破裂表面由电解腐蚀法侵蚀。在电解侵蚀中,10%乙酰丙酮-1%四甲基铵氯化物-甲醇用作电解质以及电解电势和电解电荷分别设定在-100mVSCE和0.13-0.15库仑/cm2。
    (3)用电子显微镜拍取晶粒间破裂部分的照片。在这种情况下,在侵蚀之后晶粒间破裂表面在15kV的加速电压下用高分辨率的扫描电子显微镜进行观察。
    (4)摄影图像用图象处理机进行分析,求出碳化物的部分,然后观察在晶粒间破裂表面上碳化物部分的面积百分比(份额)。在10,000的放大倍数下拍取的照片用于该份额的测量。在每个晶粒边界30μm2或更多的面积中和在十个晶粒边界上测量面积百分数(位置:在试验件的中心轴处;深度:距缺口底部4mm;间隔:10微米)。应该指出,由于在电解腐蚀情况中Fe部分发生腐蚀,该碳化物呈现羽毛状,平片状和微粒状形状。
    这些结果全部示于下面的表3中。这里,为了评价在奥氏体化时(在回火之前)残余奥氏体的量,在水-奥氏体化(钢丝不进行回火)之后钢丝的残余奥氏体量的测量结果一起给出。
      表3  钢类型  代码  先前奥氏体奥氏  体晶粒度号数N  在奥氏体化时残余  奥氏体量(vol.%)  在奥氏体化和回火  之后残余奥氏体量  (vol.%)  在奥氏体晶粒边界  上碳化物份额(%)  TS  (Mpa)  RA  (%)  在腐蚀试验  中腐蚀失重  (g/m2)  在腐蚀的旋转-弯曲  疲劳试验中到破裂为  止的周期数(频率)  A  A-1  12.8  19.8  13.4  17  2010  45  589  679200  A  A-2  11.1  21.5  14.2  18  2025  44  956  57200  B  B-1  12.9  22.0  14.3  18  2095  45  587  652100  B  B-2  12.3  22.8  15.6  58  2080  46  987  47100  C  C-1  12.5  19.0  12.3  19  2005  42  622  689200  C  C-2  12.4  12.0  9.8  56  2020  41  822  55600  D  D-1  13.1  18.5  15.1  34  2105  48  662  868900  D  D-2  12.25  22.0  16.2  54  2098  45  954  62200  D  D-3  11.5  24.2  18.1  33  2120  49  865  59400  E  E-1  13.2  15.0  13.1  19  2065  48  655  568100  E  E-2  14.1  28.5  21.5  64  2060  51  1251  11560  E  E-3  11.5  22.3  18.5  32  2051  47  796  255200  E  E-4  -  -  -  -  -  -  -  -  E  E-5  11.8  18.5  14.5  28  2100  47  861  189800  E  E-6  13.3  19.6  17.2  64  2095  46  1085  26100  F  F-1  13.4  13.4  11.5  12  2070  49  505  921500  F  F-2  12.58  26.0  22.8  52  2100  53  1024  83300  F  F-3  11.5  18.9  13.4  18  2065  50  1051  15100  F  F-4  11.4  14.7  12.1  19  2120  42  988  58900  G  G-1  12.8  21.8  18.5  43  2190  38  724  276600  G  G-2  -  -  -  -  -  -  -  -  G  G-3  11.8  19.0  17.3  38  2150  45  964  85000  H  H-1  13.2  16.8  12  11  2050  41  491  986500  H  H-2  -  -  -  -  -  -  -  -  H  H-3  11.6  12.5  9.8  5  2020  46  885  55620  I  I-1  12.8  28.9  22.1  71  2210  45  1256  46200  J  J-1  12.84  29.6  25.1  68  2120  44  1122  36400  K  K-1  13.4  11.0  9.2  4  1854  48  470  221500
    从这些结果获得下列讨论。首先,应当理解,A-1,B-1,C-1,D-1,E-1,F-1,G-1,和H-1的情况是满足在本发明中规定的要求的实施例,和在这些情况中的任何一种中,显示出了2,000MPa或更多的高拉伸强度TS和优异的耐腐蚀性。
    另一方面,其它案例是不满足在本发明中规定的这些要求中的至少一种的实施例,因此这些特性中的至少一种是逊色的。首先,对于A-2,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒变大),结果耐腐蚀性变劣。对于B-2,C-2和D-2情况中的任何一种,在回火时的加热速率是低的,该碳化物份额大,结果耐腐蚀性变劣。
    对于D-3的情况,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性变劣。
    对于E-2情况而言,没有进行水奥氏体化,因此该残余奥氏体量大,碳化物份额大,结果耐腐蚀性劣化。对于E-3,奥氏体化条件(奥氏体化加热速率和加热的停留时间)偏离本发明中规定的范围,该奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。对于E-4,在轧钢之后各结构的分数偏离了在本发明中规定的范围,因此没有获得良好的拉伸性能(未进行后续的试验)。
    对于E-5,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。对于E-6而言,在回火时加热速率是低的,碳化物份额大,结果耐腐蚀性劣化。
    对于F-2而言,没有进行水奥氏体化,因此该残余奥氏体量大,碳化物份额大,结果耐腐蚀性劣化。对于F-3,奥氏体化条件(奥氏体化加热速率和加热的停留时间)偏离在本发明中规定的范围,该奥氏体晶粒度号数N是小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。对于F-4,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。
    对于G-2,在轧钢之后各结构的分数偏离了在本发明中规定的范围,因此没有获得良好的拉伸性能(未进行后续的试验)。对于G-3,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。
    对于H-2,在轧钢之后各结构的分数偏离了在本发明中规定的范围,因此没有获得良好的拉伸性能(未进行后续的试验)。对于H-3,在冷拉时的面积缩减率小,奥氏体晶粒度号数N小(即晶粒大),结果耐腐蚀性劣化。
    对于I-1,化学组分和MS4偏离在本发明中规定的范围(在表1中的钢材型号I),对于J-1,MS4偏离在本发明中规定的范围(在表1中的钢材型号J)。因此,在这些情况中的任何一种中,残余奥氏体量大,该碳化物份额大,结果耐腐蚀性劣化。
    对于K-1,化学组分偏离在本发明中规定的范围(在表1中的钢材型号K),和拉伸强度降低。
    图2显示了以上述结果为基础,在面积拉伸缩减和奥氏体晶粒度号数N之间的关系。从图可以看出,通过将拉伸面积缩减率控制到20%或更多,有可能控制奥氏体晶粒度号数N到12或更多。
    图3显示了在奥氏体晶粒度号数N和腐蚀失重之间的关系。从该图中可以看出,通过控制奥氏体晶粒度号数N到12或更大,有可能减少腐蚀失重和显示出良好耐腐蚀性。
    图4显示了在奥氏体化和回火后的残余奥氏体量与碳化物份额之间的关系;从该图中可以看出,通过将残余奥氏体量控制到20%或20%以下(按面积百分比),有可能控制碳化物份额到50%或更低。
    图5显示在碳化物份额和腐蚀失重之间的关系。从该图中可以看出,通过控制碳化物份额到50%或更低,有可能减少腐蚀失重和显示出良好耐腐蚀性。
    图6显示了在碳化物份额与在腐蚀中旋转-弯曲疲劳试验(到破裂为止的周期数)之间的关系。从该图中可以看出,通过控制碳化物份额到50%或更低,到破裂为止的周期数会增加。
    在不脱离本发明的精神或基本特征的前提下本发明可以体现在其它具体形式中。本发明实施方案因此在各个方面都认为是举例性质的而不是限制性的,本发明的范围由所附权利要求来指定而不是由前面的叙述来指定,而且在权利要求的等同的意义和范围内的全部变化因此希望包括在其中。

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