CN107523752A - 抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法 - Google Patents

抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107523752A
CN107523752A CN201710370750.1A CN201710370750A CN107523752A CN 107523752 A CN107523752 A CN 107523752A CN 201710370750 A CN201710370750 A CN 201710370750A CN 107523752 A CN107523752 A CN 107523752A
Authority
CN
China
Prior art keywords
hydrogen embrittlement
formula
wire rod
steel
weight
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201710370750.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107523752B (zh
Inventor
金宽镐
全英洙
李炳甲
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN107523752A publication Critical patent/CN107523752A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107523752B publication Critical patent/CN107523752B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Abstract

本发明涉及抗氢脆性优异的弹簧用线材，其以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)，存在0.03～40个/μm2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物，所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下，式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125，(所述式(1)中，各元素符号是将各元素含量以重量％表示的值)。

Description

抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法。
背景技术
作为提高汽车燃油效率的方案，在对用于汽车的钢材料部件进行单纯轻量化时，由于每单位重量可承受的荷重是确定的，因此可能会对汽车安全引起致命的问题。因此，应先实现部件的高强度化之后紧跟着实现部件的轻量化。
但是，如果对部件进行高强度化，在腐蚀环境下反而会大幅降低疲劳强度，因此通过单纯提高强度的对策是无法解决问题的。并且，虽然一般汽车用悬架弹簧(suspensionspring)在涂装后使用，但由于在临近地面的部分设置并使用，表面的喷漆在行驶中被石头等而受损时，受损的部分会发生腐蚀而被破损的可能性变大。不仅如此，在冬季由于洒在路面上的氯化钙(CaCl2)等除雪剂促进腐蚀，因此要求高强度化的同时，强烈要求高耐腐蚀性。
汽车悬架弹簧的腐蚀疲劳是由于与在弹簧表面进行的腐蚀反应一起产生的氢气侵入钢中，使材料脆化而发生的，作为对策，对利用钢中的析出物等捕集(trap)入侵的氢气，以使在钢中不发生扩散，从而确保对抗氢脆性的方法等进行开发。
在专利文献1中公开了对不含有Cr的弹簧用钢进行高频加热淬火和回火处理，提供抗氢脆性优异的弹簧用钢线的方法。但在专利文献1中，由于不含有Cr，其淬透性降低导致残留奥氏体分率增多，从而降低断面收缩率(Reduction in Area)，并且由于成型方法局限于高频加热，不适合进行加热-成型-淬火-回火处理的热成型。
并且，虽然正开展多种确保抗氢脆性的研究，但并未明确公开用于确保抗氢脆性的具体的碳化物的种类、大小以及分布，且尚无对其制造方法的报告。
因此，现要求对控制碳化物的种类、大小及分布而抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法进行开发。
现有技术文献
专利文献1：日本公开专利公报第2014-005532号
发明内容
(一)要解决的技术问题
本发明的一方面是为了提供一种抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法。
另外，本发明要解决的技术问题不限定于所述内容。本发明的要解决的技术问题可通过本说明书的整体内容理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言，理解本发明的附加的技术问题应该不存在任何困难。
(二)技术方案
本发明的一方面，涉及一种抗氢脆性优异的弹簧用线材，其以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，
包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)；
存在0.03～40个/μm2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下。
并且，在本发明的另一方面，涉及一种抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法，其包括以下步骤：加热钢坯，所述钢坯以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，
包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)，
将加热的所述钢坯在(A1+200℃)～(A1+50℃)的热精轧温度下进行热轧获得线材；以及
对所述线材进行冷却，以使在(A1-50℃)～(A1-150℃)温度范围内的冷却速度为0.05～0.3℃/s。
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125
(在所述式(1)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。)
并且，本发明的又一方面，涉及一种利用所述弹簧用线材制造的弹簧用钢线及其制造方法。
并且，所述技术方案并没有全部列出了本发明的特征。本发明的多种特征和其优点和效果可参照以下的具体实施方式进行较为详细的理解。
(三)有益效果
根据本发明，可以提供一种抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法，具有能够确保优异的抗张强度和断面收缩率的效果。
附图说明
图1是表示观察作为比较例的试验编号1的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的透射电子显微镜(TEM)组织照片。
图2是表示观察作为比较例的试验编号2的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片。
图3是表示观察作为比较例的试验编号4的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片。
图4是表示观察作为发明例的试验编号7的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片。
图5是表示观察作为发明例的试验编号12的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片。
图6是表示观察作为比较例的试验编号4的热轧后的微细组织的光学显微镜组织照片。
图7是表示观察作为发明例的试验编号12的热轧后的微细组织的光学显微镜组织照片。
图8是表示实施例的基于0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]值的相对氢脆断裂时间和扩散氢量的图表。
具体实施方式
下面，对本发明的优选实施方式进行说明。但是，本发明的实施方式可变形为多种其他形式，且本发明的范围并不限定于以下说明的实施方式。并且，本发明的实施方式是为了对本发明所属领域的普通技术人员更加完整地说明本发明而提供的。
弹簧用钢普遍通过进行淬火和回火处理制造成弹簧产品，经过淬火和回火处理的钢的微细组织由回火马氏体(tempered martensite)构成，这种微细组织由于在钢中氢的扩散速度快，位错(dislocation)密度高，从而被认为抗氢脆性差。
为了提高抗氢脆性，可以考虑提高回火温度的方法，但在这种情况下存在强度下降的问题。并且，也有提高钢材料的强度的方法，但在这种情况下存在降低弹簧的成型性的问题。
本发明的发明人为了提供一种抗氢脆性优异的线材、钢线及其制造方法进行深入研究，其结果确认了当添加V、Nb、Ti、Mo等碳化物和氮化物形成元素时，不仅具有通过析出物的析出强化效果，而且析出物捕集钢中扩散的氢，从而能够提高抗氢脆性，且精密地控制V、Nb、Ti、Mo含量的相关关系及制造方法，由此通过控制(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的大小和分布，捕集侵入钢中的氢而能够确保优异的抗氢脆性，并完成了本发明。
下面，对本发明的一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材进行详细说明。
根据本发明的一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材，其以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，且包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)，并且存在0.03～40个/μm2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物，所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下。
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125
(在所述式(1)中，各元素符号表示以重量％表示的各元素的含量的值)
首先，对本发明的合金组成进行详细说明。下面，各元素的含量单位是重量％。
C：0.4～0.7％
C是为了确保弹簧的强度而添加的必要元素。为了有效地发挥该效果，优选含有0.4％以上。与此相反，当C的含量超过0.7％时，在进行淬火和回火处理时，形成双晶(twin)型马氏体组织而发生材料的龟裂，不仅使得疲劳寿命明显下降，还使得缺陷敏感性变高，在形成腐蚀坑时，疲劳寿命或者破坏应力明显下降，因此，其上限优选为0.7％。
Si：1.2～2.2％
Si固溶于铁素体内，具有强化母材强度且改善抗下垂性(Sag Resistance)的效果。但是，当Si的含量小于1.2％时，Si固溶于铁素体内并强化母材强度且改善永久变形抗力的效果不充分，因此有必要将Si的下限限制为1.2％，更优选为1.5％以上。与此相反，当Si含量超过2.2％时，由于永久变形抗力的改善效果饱和，不仅无法获得额外添加的效果，在热处理时还可能助长表面脱碳。
Mn：0.1～1.0％
Mn在钢材料内存在时，是对提高钢材料的淬透性以确保强度的有用的元素。所述Mn含量小于0.1％时，难以确保作为高强度弹簧用材料所需的充分的强度和淬透性。与此相反，当Mn含量超过1.0％时，韧性下降导致缺陷敏感性变高，当形成腐蚀坑时成为导致寿命下降的原因。因此，优选将Mn的含量限制为0.1～1.0％。
Cr：0.1～1.0％
Cr是确保抗氧化性、回火软化性、防止表面脱碳及淬透性的有用元素。但当Cr的含量小于0.1％时，难以确保充分的抗氧化性、回火软化性、表面脱碳及淬透性效果。与此相反，当Cr含量超过1.0％时，导致变形抗力下降，反而不仅导致强度降低，还降低腐蚀坑基的pH而可能助长腐蚀。因此，优选将Cr的含量限制为0.1～1.0％。
除上述的元素外，应包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)。
V：0.001～0.15％
V不仅是对提高强度及晶粒细化有贡献的元素，且与碳(C)或者氮(N)形成碳氮化物并被用作侵入钢铁中的氢的捕集点，还起到抑制在钢材料内部的氢的侵入且减少腐蚀发生的作用。因此，为了有效发挥其效果，其含量优选为0.001％以上。但是，如果过度添加，会导致制造成本上升，因此V的添加量的上限优选为0.150％以下。
Nb：0.001～0.1％
Nb由于是与碳或氮形成碳氮化物并主要对组织细化有贡献，且作为氢的捕集点的元素，因此为了有效地发挥该效果，将其添加量优选为0.001％以上。但如果Nb的添加量过多，会形成粗大碳氮化物，导致钢材的延展性下降，因此，添加量的上限优选为0.100％以下。
Ti：0.001～0.2％
Ti是形成碳氮化物并引起析出硬化作用，从而改善弹簧特性的元素，通过粒子细化和析出强化提高强度和韧性。并且Ti作为侵入钢铁中的氢的捕集点，具有抑制在钢材料内部的氢的入侵且减少腐蚀发生的作用。当Ti含量小于0.001％时，作为析出强化及氢的捕集点的析出物的频数变小，因此效果不佳，当超过0.200％时，制造单价急剧上涨，且根据析出物的弹簧特性的改善效果饱和，在奥氏体热处理时，使不溶于母材的粗大合金碳化物量增加，起到与非金属夹杂物相同的作用，从而导致疲劳特性和析出强化效果下降。
Mo：0.001～0.5％
Mo由于是与碳或者氮形成碳氮化物并对组织细化有贡献，且作为氢的捕集点的元素，为了有效地发挥所述效果，其含量优选为0.001％以上。但由于Mo的含量过多时，形成粗大碳氮化物使得钢材料的延展性下降，因此，Mo含量的上限优选为0.500％以下。
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125
在所述式(1)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。并且，对于未添加的元素，计算为0。
为了提高抗氢脆性，应满足所述式(1)，以充分形成具有捕集氢效果的析出物。当式(1)的值小于0.125时，由于形成的析出物的数量不足，难以确保抗氢脆性。因此，式(1)的值优选为0.125以上。
此时，在本发明的合金组成均包括Nb和Ti时，其可以满足以下式(2)的方式包括。
式(2)：0.9[Nb]+[Ti]≤0.035
在所述式(2)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
在碳含量以重量％计0.2％以上的钢中添加Ti后，从液相中结晶出TiN而经过铸造工艺后容易被粗化，当同时添加Ti和Nb时，形成(Ti、Nb)(C、N)复合碳氮化物而使粗化倾向变大，从而可能导致疲劳特性变差。因此在均包括Nb和Ti时，优选将所述式(2)的值控制为0.035以下。更优选地，可控制为0.03以下。
并且，在均包括Nb和Ti时，不仅要满足式(2)还要满足所述式(1)，因此，在析出物形成元素中仅用Nb和Ti无法同时满足式(1)和式(2)。因此，在V和Mo中必须添加一种以上以满足所述式(1)，才存在0.03～40个/μm2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物，且可将所述析出物的平均大小控制为等效圆直径100nm以下。
本发明的剩余成分为铁(Fe)。但在通常的制造过程中，从原料或者周围环境不可避免地混入无意的杂质，因此无法排除。这种杂质对于本发明所属技术领域的普通技术人员而言是显而易见的，因此对其全部内容在本发明中不特别地提及。
并且，本发明的合金组成除所述元素以外，根据用途以提高耐蚀性等为目的，以重量％计，可进一步包括Cu：0.01～0.50％以及Ni：0.01～0.50％中的一种以上。
Cu：0.01～0.5％
Cu是起到提高耐蚀性作用的元素。当Cu含量小于0.01％时，提高耐蚀性的效果不充分，当Cu含量超过0.5％时，在热轧中可能诱发龟裂等问题。
Ni：0.01～0.5％
Ni是为了改善淬透性和韧性而添加的元素。当Ni含量小于0.01％时，改善淬透性和韧性的效果不充分，当Ni含量超过0.5％时，残留奥氏体的量增加，从而减少疲劳寿命，且由于Ni高价的特性可能诱发制造单价急剧上升。
下面，对本发明一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材的析出物进行详细说明。
本发明的线材存在0.03～40个/μm2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物，且所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下。
(V、Nb、Ti、Mo)系析出物是指包括V、Nb、Ti及Mo中一种以上的碳化物或者氮化物，均包括VC、V4C3、NbC、TiC、Mo2C等碳化物，VN、NbN、TiN等氮化物，它们的复合碳化物、复合氮化物、复合碳氮化物等。
当(V、Nb、Ti、Mo)系析出物小于0.03个/μm2时，由于通过析出物的氢捕集效果不明显，难以充分确保抗氢脆性，当析出物超过40个/μm2时，由于氢捕集量过多，存在反而会降低抗氢脆性的问题。
当(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的平均大小超过100nm时，由于析出物过于粗大导致氢捕集能力下降，从而难以充分确保抗氢脆性，并且不仅难以获得析出强化效果，还存在反而会降低疲劳特性的问题。
此时，本发明线材的微细组织为了确保强度和拉伸性，可以是珠光体(Pearlite)和铁素体(Ferrite)的混合组织。当除珠光体和铁素体以外还包括马氏体、贝氏体等低温组织时，存在难以确保强度和拉伸性的问题。
并且，所述混合组织的60面积％以上是珠光体，其余可为铁素体。优选地，为了确保高强度，珠光体为60面积％以上，更优选地，为70面积％以上。
下面，对本发明的另一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法进行详细说明。
作为本发明的另一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法，其包括以下步骤：加热满足所述合金组成的钢坯；将所述加热的钢坯在(A1+200℃)～(A1+50℃)的热精轧温度下进行热轧获得线材；以及对所述线材进行冷却，以使在(A1-50℃)～(A1-150℃)温度范围内的冷却速度为0.05～0.3℃/s。
钢坯加热步骤
加热满足所述合金组成的钢坯。例如可以在950～1100℃的温度下进行加热。
热轧步骤
将加热的所述钢坯在(A1+200℃)～(A1+50℃)的热精轧温度下进行热轧获得线材。
一般情况下，已知添加V、Nb和Ti而析出的VC、V4C3、NbC、TiC等碳化物或者VN等氮化物，除TiN以外都在1000℃左右开始形成，在900～950℃左右析出的时间最快。
当精轧温度超过A1+200℃时，存在由于热轧后冷却所需时间较长而导致脱碳严重的问题，且具有形成马氏体、贝氏体等低温组织的担忧。因此，精轧温度优选为A1+200℃以下，较优选为A1+180℃以下，更优选为A1+160℃以下。
与此相反，当小于A1+50℃时，形成(V、Nb、Ti)系析出物的时间不充分。
线材冷却步骤
对所述线材进行冷却，以使在(A1-50℃)～(A1-150℃)温度范围内的冷却速度为0.05～0.3℃/s。由于Mo2C等Mo系碳化物在700℃以下析出，因此这是为了促进Mo系碳化物的析出，且抑制低温组织的同时使微细组织变得均质化。
当冷却速度小于0.05℃/s时，由于线材生产时间过长，发生生产性问题，当大于0.3℃/s时，组织的均质度变差且无法获得充分量的Mo系碳化物。因此，冷却速度的上限优选为0.3℃/s，较优选的上限为0.27℃/s。
下面，对本发明的又一方面的抗氢脆性优异的弹簧用线材进行详细说明。
本发明的钢线与本发明的所述线材的合金组成、析出物的大小以及分布相同。这是因为在线材制造过程中已经形成了析出物，且在之后的钢线制造过程中析出物的大小和分布几乎保持相同。但是，由于拉伸后进行回火工程，因此微细组织与线材不同，包括90面积％以上的回火马氏体。
当回火马氏体小于90面积％时，残留奥氏体增多而难以获得所需程度的强度，在实际使用弹簧产品的环境中，由于残留奥氏体应力有机相变为马氏体，因此存在弹簧容易早期破损的问题。
此时，本发明的钢线的扩散氢量可以是0.50ppm以下。通过满足所述合金组成、微细组织、析出物的大小及分布而能够将扩散氢量确保在0.50ppm以下，因此具有抗氢脆性优异的效果。扩散氢量超过0.50ppm时，由于钢线内的氢量过多而会导致弹簧早期破损。
此时，本发明的钢线的抗张强度为1900MPa，断面收缩率可为40％以上。
下面，对本发明的又一方面的抗氢脆性优异的弹簧用钢线的制造方法进行详细说明。
本发明的又一方面的抗氢脆性优异的弹簧用钢线的制造方法，其包括以下步骤：对根据所述线材的制造方法制造的线材进行拉伸获得钢线；在850～1050℃的温度下加热所述钢线后维持一秒以上；将加热的所述钢线在25～80℃的温度下冷却；以及将冷却的所述钢线在350～500℃的温度下进行加热并回火。
拉伸步骤
对通过所述线材的制造方法制造的线材进行拉伸获得钢线。例如，为了确保抗张强度，能够以15～90％的总减面率进行拉伸。
钢线加热步骤
为了对所述钢线进行奥氏体化，在850～1050℃的温度下加热后维持一秒以上。
加热温度小于850℃或者维持时间小于1秒时，由于加热不充分导致无法充分地相变为奥氏体，可能残留有未溶解的渗碳体。与此相反，当加热温度超过1050℃时，奥氏体可能会被粗化。
钢线冷却步骤
将加热的所述钢线在25～80℃的温度下冷却。这是通常的条件，不特别地限定，但是，优选进行油淬火而快速冷却。
回火步骤
将冷却的所述钢线在350～500℃的温度下进行加热回火。
当回火温度小于350℃时，无法确保韧性而在成型和产品状态下存在被破损的危险，与此相反，超过500℃时，强度有可能下降。
下面，根据实施例对本发明进行更加具体的说明。但是，应留意，以下实施例仅是为了通过示例的方式更详细地说明本发明，并不是为了限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是由记载在权利要求书的事项和由此合理类推的事项来决定。
(实施例1)
准备具有以下表1中表示的组成成分的钢坯。A1至A3是不满足本发明的合金组成的钢种，B1至B9是满足本发明的合金组成的钢种。
加热所述钢坯，在下面表2中记载的热精轧温度下进行热轧后，以使在(A1-50)～(A1-150)℃范围内的冷却速度满足以下表2中记载的冷却速度的方式进行冷却，从而制造线材。
拉伸所述线材并在950℃的温度下加热5秒钟后，在40℃的温度下冷却后，在以下表2中记载的回火温度下进行回火处理而形成90面积％以上的回火马氏体并最终制造钢线。
测量所述最终钢线的抗张强度、断面收缩率、(V、Nb、Ti、Mo)系析出物、扩散氢量以及相对氢脆断裂时间，并记载在以下表3中。
为测量(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的平均大小和数量，从钢线中剪出宽8mm×厚1.5mm×长10mm的试验片后，在表面进行碳涂敷之后浸渍在硝酸(nital)溶液并摘除涂覆层之后，用透视电子显微镜观察该涂覆层。
抗氢脆性的评价是在从钢线剪出宽8mm×厚1.5mm×长65mm的试验片后，以通过四点弯曲(4-point bending)施加1400MPa的应力的状态将试验片浸渍在0.5mol/l的硫酸和0.01mol/l的KSCN混合溶液中。之后利用稳压器(potentiostat)施加-700mV的电压并将直到发生龟裂的时间作为断裂时间进行测量。在以下表3中，记载了当试验编号1的氢脆性断裂时间为1时，相对氢脆断裂时间。
在钢线中的扩散氢量的测量是将在所述抗氢脆性评价时断裂的试验片从混合溶液中取出后，立即用气相色谱分析(gas chromatography)装置测量根据升温分析排出的氢量后，使温度达到300℃时所排出的氢量作为扩散氢量。
【表1】
【表2】
【表3】
作为发明例的试验编号5、7、10～16都满足本发明提出的合金组成和制造条件，因此(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下，且以0.03～40个/μm2的方式存在。因此扩散氢量为0.50ppm以下，抗氢脆性是优异的。
与此相反，可以确认不满足本发明提出的合金组成的比较钢A1至A3与是否满足本发明中提出的制造条件无关地，无法获得本发明的析出物平均大小和/或分布。
另外，如作为比较例的试验编号6、8以及9，即使满足本发明中提出的合金组成，但如果不满足本发明中提出的制造条件，也无法获得本发明的析出物平均大小和/或分布。
如上表2所示，与比较例的相对氢脆断裂时间为0.84～1.37的情况相反地，发明例的相对氢脆断裂时间为3.44～6.53，从而可知大大增加了。
图1是表示观察作为比较例的试验编号1的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片，由于试验编号1不含有形成析出物的V、Nb、Ti、Mo，在用透射电子显微镜分析时没有观察到析出物。
图2是表示观察作为比较例的试验编号2的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片，试验编号2的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的平均大小虽然为86nm，但其数量为0.02个/μm2。
图3是表示观察作为比较例的试验编号4的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片，试验编号4的(V、Nb、Ti、Mo)系析出物的数量虽然为6.74个/μm2，但其平均大小为325nm。
图4是表示观察作为发明例的试验编号7，图5是表示观察作为发明例的试验编号12的热轧后的碳化物分布的根据抽样复制法的TEM组织照片，可以确认满足本发明中提出的析出物的平均大小和分布。
图6是表示观察作为比较例的试验编号4的热轧后的微细组织的光学显微镜组织照片，虽然同时添加了Nb和Ti，但式(2)的值为0.038，比较高，从而可以确认形成了15μm左右的非常粗大的四角形形状的(Ti、Nb)N。
图7是表示观察作为发明例的试验编号12的热轧后的微细组织的光学显微镜组织照片，虽然同时添加了Nb和Ti，但式(2)的值为0.03以下，从而可以确认没有形成巨大氮化物。
图8是表示实施例的基于0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]值的相对氢脆断裂时间和扩散氢量的图表。可以确认当式(1)的值小于0.125时，在任何情况下都无法满足本发明中提出的析出物的平均大小和分布，并且扩散氢量也差。
与此相反，当式(1)的值为0.125以上时，可知能够确保本发明中提出的析出物的平均大小和分布，由此能够将扩散氢量确保在0.50ppm以下，从而能够确认抗氢脆性优异。
虽然以上参照实施例进行了说明，但对于本发明所属技术领域的普通技术人员应理解，在不超出权利要求书中记载的本发明的思想和领域的范围内，可对本发明进行多种修改和变更。

Claims (14)

1.一种抗氢脆性优异的弹簧用线材，
其以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，
包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)，
存在0.03～40个/μm2的V、Nb、Ti、Mo系析出物，所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下，
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125，
在所述式(1)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
2.根据权利要求1所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材，其特征在于，
当所述线材均包括Nb和Ti时，其满足以下式(2)，
式(2)：0.9[Nb]+[Ti]≤0.035，
在所述式(2)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
3.根据权利要求1所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材，其特征在于，
所述线材以重量％计，进一步包括Cu：0.01～0.5％以及Ni：0.01～0.5％中的一种以上。
4.根据权利要求1所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材，其特征在于，
所述线材的微细组织是包括珠光体和铁素体的混合组织。
5.根据权利要求4所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材，其特征在于，
所述混合组织的60面积％以上为珠光体，其余为铁素体。
6.一种抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法，其包括以下步骤：
对钢坯进行加热，所述钢坯以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质，
包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)；
将加热的所述钢坯在(A1+200℃)～(A1+50℃)的热精轧温度下进行热轧获得线材；以及
对所述线材进行冷却，以使在(A1-50℃)～(A1-150℃)温度范围内的冷却速度为0.05～0.3℃/s，
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125，
在所述式(1)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
7.根据权利要求6所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法，其特征在于，
当所述钢坯均包括Nb和Ti时，其满足以下式(2)，
式(2)：0.9[Nb]+[Ti]≤0.035，
在所述式(2)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
8.根据权利要求6所述的抗氢脆性优异的弹簧用线材的制造方法，其特征在于，
所述钢坯以重量％计，进一步包括Cu：0.01～0.50％以及Ni：0.01～0.5％中的一种以上。
9.一种抗氢脆性优异的弹簧用钢线，
其以重量％计，包括：C：0.4～0.7％、Si：1.2～2.2％、Mn：0.1～1.0％、Cr：0.1～1.0％、余量Fe及其他不可避免的杂质；
包括选自V：0.001～0.15％、Nb：0.001～0.1％、Ti：0.001～0.2％以及Mo：0.001～0.5％的一种以上，其满足以下式(1)，
存在0.03～40个/μm2的V、Nb、Ti、Mo系析出物，所述析出物的平均大小为等效圆直径100nm以下，微细组织包括90面积％以上的回火马氏体，
式(1)：0.75[V]+0.9[Nb]+[Ti]+0.5[Mo]≥0.125，
在所述式(1)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
10.根据权利要求9所述的抗氢脆性优异的弹簧用钢线，其特征在于，
当所述钢线均包括Nb和Ti时，其满足以下式(2)，
式(2)：0.9[Nb]+[Ti]≤0.035，
在所述式(2)中，各元素符号是将各元素的含量以重量％表示的值。
11.根据权利要求9所述的抗氢脆性优异的弹簧用钢线，其特征在于，
所述钢线以重量％计，进一步包括Cu：0.01～0.5％以及Ni：0.01～0.5％中的一种以上。
12.根据权利要求9所述的抗氢脆性优异的弹簧用钢线，其特征在于，
所述钢线的扩散氢量为0.50ppm以下。
13.根据权利要求9所述的抗氢脆性优异的弹簧用钢线，其特征在于，
所述钢线的抗张强度为1900MPa以上，断面收缩率为40％以上。
14.一种抗氢脆性优异的弹簧用钢线的制造方法，其包括以下步骤：
对根据权利要求6至8中任意一项制造的线材进行拉伸获得钢线；
在850～1050℃的温度下加热所述钢线后维持一秒以上；
将加热的所述钢线在25～80℃的温度下冷却；以及
将冷却的所述钢线在350～500℃的温度下进行加热并回火。
CN201710370750.1A 2016-06-16 2017-05-23 抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法 Active CN107523752B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020160075020A KR101767838B1 (ko) 2016-06-16 2016-06-16 내수소취성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 그들의 제조방법
KR10-2016-0075020 2016-06-16

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107523752A true CN107523752A (zh) 2017-12-29
CN107523752B CN107523752B (zh) 2019-09-10

Family

ID=60142095

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201710370750.1A Active CN107523752B (zh) 2016-06-16 2017-05-23 抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR101767838B1 (zh)
CN (1) CN107523752B (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108179355A (zh) * 2018-01-31 2018-06-19 中钢集团郑州金属制品研究院有限公司 一种高强度高韧性弹簧钢丝及其制备工艺
CN112840058A (zh) * 2018-08-21 2021-05-25 株式会社Posco 具有增强的韧性和腐蚀疲劳性能的弹簧用线材和钢丝、及其各自的制造方法
WO2022047714A1 (en) * 2020-09-03 2022-03-10 Nv Bekaert Sa A steel cord for rubber reinforcement
CN114555849A (zh) * 2019-10-16 2022-05-27 日本制铁株式会社 钢线

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102020385B1 (ko) * 2017-09-29 2019-11-04 주식회사 포스코 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN107557671B (zh) * 2017-10-26 2019-05-14 山东汽车弹簧厂淄博有限公司 微合金化弹簧钢及其制备方法
CN107587079B (zh) * 2017-10-26 2019-05-14 山东汽车弹簧厂淄博有限公司 含氮微合金化弹簧钢及其制备方法
KR101988759B1 (ko) * 2017-12-20 2019-06-12 주식회사 포스코 내식성 및 충격인성이 우수한 체결용 선재, 이를 이용한 체결용 부품 및 이들의 제조방법
KR102355675B1 (ko) * 2019-07-12 2022-01-27 주식회사 포스코 고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
KR20230024115A (ko) * 2021-08-11 2023-02-20 주식회사 포스코 스프링용 강 및 강선, 그들의 제조방법

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1847438A (zh) * 2005-04-11 2006-10-18 株式会社神户制钢所 耐腐蚀性优异的冷成形弹簧的钢丝和生产它的方法
CN102301024A (zh) * 2010-02-01 2011-12-28 新日本制铁株式会社 线材、钢丝以及它们的制造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3999457B2 (ja) 2000-11-13 2007-10-31 株式会社神戸製鋼所 冷間加工性に優れた線材・棒鋼およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1847438A (zh) * 2005-04-11 2006-10-18 株式会社神户制钢所 耐腐蚀性优异的冷成形弹簧的钢丝和生产它的方法
CN102301024A (zh) * 2010-02-01 2011-12-28 新日本制铁株式会社 线材、钢丝以及它们的制造方法

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108179355A (zh) * 2018-01-31 2018-06-19 中钢集团郑州金属制品研究院有限公司 一种高强度高韧性弹簧钢丝及其制备工艺
CN112840058A (zh) * 2018-08-21 2021-05-25 株式会社Posco 具有增强的韧性和腐蚀疲劳性能的弹簧用线材和钢丝、及其各自的制造方法
US20210180152A1 (en) * 2018-08-21 2021-06-17 Posco Wire rod and steel wire for spring, having enhanced toughness and corrosion fatigue properties, and respective manufacturing methods therefor
CN112840058B (zh) * 2018-08-21 2023-02-17 株式会社Posco 具有增强的韧性和腐蚀疲劳性能的弹簧用线材和钢丝、及其各自的制造方法
CN114555849A (zh) * 2019-10-16 2022-05-27 日本制铁株式会社 钢线
CN114555849B (zh) * 2019-10-16 2022-11-01 日本制铁株式会社 钢线
WO2022047714A1 (en) * 2020-09-03 2022-03-10 Nv Bekaert Sa A steel cord for rubber reinforcement

Also Published As

Publication number Publication date
KR101767838B1 (ko) 2017-08-14
CN107523752B (zh) 2019-09-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107523752B (zh) 抗氢脆性优异的弹簧用线材、钢线及其制造方法
CN105874086B (zh) 高强度钢及其制造方法
TWI499675B (zh) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same
CN105143488B (zh) 热轧钢板及其制造方法
TWI496924B (zh) Steel wire for high strength spring having excellent coil tension and hydrogen embrittlement resistance and a method for manufacturing the same
KR20200011475A (ko) 열연 강판 및 그 제조 방법
CN106661654B (zh) 制造高强度钢板的方法和通过该方法获得的板
CN108431279A (zh) 具有高强度和优异的耐久性的汽车用部件及其制造方法
CN106604999B (zh) 具有高机械强度和延展特性的经双重退火的钢板、该板的制造方法和用途
JP6354268B2 (ja) 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
BRPI0702858A2 (pt) aço tratado termicamente de alta resistência para uso em molas
US20200255921A1 (en) Wire rod and steel wire for springs having excellent corrosion fatigue resistance properties, and method for producing same
KR20190064681A (ko) 성형성 및 형상 동결성이 우수한, 고강도 냉연 강판, 고강도 용융 아연도금 강판 및 고강도 합금화 용융 아연도금 강판, 및 그들의 제조 방법
CN107109577A (zh) 高强度镀覆钢板以及其制造方法
CN106661703A (zh) 用于制造具有改进的强度、延展性和可成形性的高强度钢板的方法
CN106574349B (zh) 用于制造具有改善的可成形性的高强度钢板的方法及所获得的板
CN107109576A (zh) 高强度镀覆钢板以及其制造方法
CN106381450A (zh) 高疲劳强度板弹簧用钢以及板弹簧零件
EP3330399B1 (en) Steel for suspension spring and method for manufacturing same
CN106133153A (zh) 热冲压钢材
Kimura et al. Warm tempforming effect on the hydrogen embrittlement of 1.8-GPa-class ultra-high-strength low-alloy steel
CN108138250A (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3999667A1 (en) Method for producing a steel part and steel part
CN108239726A (zh) 耐氢脆性优良的高强度弹簧用钢材及其制造方法
KR20190075378A (ko) 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 선재, 강재 및 이들의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230614

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.