TW201408802A - 具有優異捲線性與耐氫脆性的高強度彈簧鋼用鋼線及其製造方法 - Google Patents

具有優異捲線性與耐氫脆性的高強度彈簧鋼用鋼線及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201408802A
TW201408802A TW102119422A TW102119422A TW201408802A TW 201408802 A TW201408802 A TW 201408802A TW 102119422 A TW102119422 A TW 102119422A TW 102119422 A TW102119422 A TW 102119422A TW 201408802 A TW201408802 A TW 201408802A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
less
steel wire
iron
quenching
amount
Prior art date
Application number
TW102119422A
Other languages
English (en)
Other versions
TWI496924B (zh
Inventor
Atsuhiko Takeda
Nao Yoshihara
Original Assignee
Kobe Steel 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 Kobe Steel Ltd filed Critical Kobe Steel Ltd
Publication of TW201408802A publication Critical patent/TW201408802A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI496924B publication Critical patent/TWI496924B/zh

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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/021—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant characterised by their composition, e.g. comprising materials providing for particular spring properties
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Springs (AREA)

Abstract

本發明提供一種用於獲得未大量添加合金元素亦能顯示高強度、捲線性優異、且耐氫脆性高之冷軋捲繞彈簧之彈簧用鋼線。該彈簧用鋼線具有之特徵為由滿足C：0.40~0.65%(質量%)、Si：1.0~3.0%、Mn：0.6~2.0%、P：0.015%以下(不含0%)、S：0.015%以下(不含0%)、及Al：0.001~0.10%，其餘部分由鐵及不可避免之雜質所成，且相對於全部組織，回火麻田散鐵(martensite)：70面積%以上，及殘留奧斯田鐵：6~15面積%，並且以JIS G 0551所規定之方法求得之舊奧斯田鐵結晶粒度編號為10.0號以上，且拉伸強度為1900MPa以上。

Description

具有優異捲線性與耐氫脆性的高強度彈簧用鋼線及其製造方法
本發明係關於一種捲線性與耐氫脆性(耐氫脆化特性)優異的高強度彈簧用鋼線及其製造方法者。詳細而言係關於經調質(淬火回火)之狀態下使用、拉伸強度為1900MPa以上之高強度，且捲線性及耐氫脆性優異之彈簧(例如捲線彈簧)用鋼線、及其製造方法。
汽車等所使用之捲線彈簧(例如，引擎或懸吊等所使用之閥彈簧、懸吊彈簧等)為了降低排氣或提高燃耗而要求輕量化，且要求高強度化。
上述捲線彈簧之製造方法有熱軋捲線與冷軋捲線2種方法。前述冷軋捲線係使彈簧用鋼線材伸線，進行淬火與回火後，以冷軋捲線，隨後，依序進行變形退火、彈簧定型化(spring set)、噴丸處理(shot peening)、塗裝，而製造捲線彈簧之方法。
上述冷軋捲繞時，並非如前述熱軋捲繞般在彈簧捲繞加工後進行淬火回火而調整強度，而是在淬火回 火後施以彈簧捲繞加工(捲彈簧)。因此，該彈簧捲繞加工成為可使用高強度且加工性低之鋼線，而在彈簧捲繞時容易折損。此種傾向於進展高強度化時尤為顯著。因此，前述冷軋捲繞時，對於供於彈簧捲繞加工之淬火回火後之鋼線要求具備優異之延展性(捲線性)。且，經高強度化之彈簧由於容易發生氫脆性，故該彈簧之製造所用之彈簧用鋼線亦要求耐氫脆性優異。
不過近年來，已嘗試以較短時間進行之高頻加熱進行上述淬火回火。可藉高頻加熱對上述兼具優異之延展性(捲線性)與耐氫脆性之鋼線進行淬火回火之技術已有數種提案。
例如專利文獻1中，揭示藉由控制固溶C量、以含Cr析出物而包含之Cr量、與以特定之式表示之TS值，可改善耐脆性破壞特性。又，專利文獻1中之製造方法係揭示施以：真應變(true strain)為0.10以上之塑性加工；在200℃以上之平均升溫速度：20K/s以上加熱至T1：850~1100℃後，以平均冷卻速度：30K/s以上冷卻至200℃以下之淬火處理；將300℃以上之平均升溫速度設為20K/s以上，加熱至以特定式決定之溫度(T2℃)以上，在300℃以上之滯留時間t1設為240秒以下，進而冷卻至300℃以下之回火處理。
專利文獻2中揭示考慮在腐蝕環境下使用，應充分確保耐腐蝕性，而將淬火回火後之殘留奧斯田鐵量抑制在20體積%以下。
專利文獻3中揭示藉由控制成分組成，並且控制碳化物之尺寸或密度以及舊奧斯田鐵結晶粒度編號，而可提高捲線性或疲勞特性。
專利文獻4中揭示藉由控制舊奧斯田鐵平均粒徑；殘留奧斯田鐵量、平均粒徑及對大粒徑，而可改善捲線性與耐氫脆化特性。
不過基於降成本之觀點而言，要求抑制Cr等合金元素之使用。且，基於使在腐蝕環境下發生之腐蝕凹坑(corrosion pit)之形狀適當(淺)且改善腐蝕疲勞特性之觀點而言，則要求抑制Cr量。
然而，抑制上述Cr等合金元素量時，難以確保高強度。
專利文獻5提案不使上述Cr等之合金元素作為必須，而藉由控制舊奧斯田鐵結晶粒之粒度與一定尺寸之未溶解碳化物之密度，可改善延遲破壞特性。
[先前技術文獻] [專利文獻]
專利文獻1：特開2007-191776號公報
專利文獻2：特開2006-291291號公報
專利文獻3：特開2002-180198號公報
專利文獻4：日本專利第4423254號公報
專利文獻5：特開2004-143482號公報
然而，上述專利文獻5中揭示之實施例大多為使用Cr之例，並無以不使用Cr為前提者。且，上述專利文獻5中揭示之實施例中，不含Cr之實施例係使用Cu、Ti、Nb等合金元素。
亦即，專利文獻5之技術為了確保強度，而使用Cr或其他合金元素(Cu、Ti、Nb)。因此專利文獻5中並未揭示不使用該等Cr等亦可達成高強度。
本發明係著眼於如上述各強況而完成者，其目的係提供一種可藉高頻加熱而淬火回火之彈簧用鋼線，係不使用Cr，且Cu等合金元素亦非必須，並顯示1900MPa以上之高強度，且捲線性與耐氫脆性優異之彈簧用鋼線。
可解決上述課題之本發明之高強度彈簧用鋼線具有之特徵為由滿足C：0.40~0.65%(意指質量%，關於化學成分以下亦同)、Si：1.0~3.0%、Mn：0.6~2.0%、P：0.015%以下(不含0%)、S：0.015%以下(不含0%)、及Al：0.001~0.10%，其餘部分由鐵及不可避免之雜質所成，且相對於全部組織，回火麻田散鐵(martensite)：70面積%以上，及殘留奧斯田鐵：6~15面積%，並且以JIS G 0551所規定之方法求得之舊奧斯田 鐵結晶粒度編號為10.0號以上，且拉伸強度為1900MPa以上。
前述高強度彈簧用鋼線可藉由上述成分組成而確保期望之特性，但依據用途，為進一步具備耐腐蝕性等，亦可進一步含有下述(a)、(b)所示元素，(a)由Cu：0.05~1.5%，及Ni：0.05~1.5%所組成群組選出之1種以上之元素；(b)由Ti：0.10%以下(不含0%)、B：0.010%以下(不含0%)、Nb：0.10%以下(不含0%)；Mo：0.5%以下(不含0%)、及V：0.3%以下(不含0%)所組成群組選出之1種以上之元素。
本發明亦包含使用上述高強度彈簧用鋼線所得之彈簧。
又本發明亦包含上述高強度彈簧用鋼線之製造方法。該製造方法之特徵為使用滿足上述成分組成之鋼材，在伸線後以滿足下述淬火條件及下述回火條件之全部之方式進行淬火及回火。
(淬火條件)
．自100℃至下述淬火加熱溫度(T1)之平均升溫速度(HR1)：40℃/s以上
．淬火加熱溫度(T1)：850~1000℃
．在淬火加熱溫度之保持時間(t1)：90秒以下
．淬火加熱後自300℃至80℃之平均冷卻速度 (CR1)：5~30℃/s
(回火條件)
．自100℃至下述回火加熱溫度(T2)之平均升溫速度(HR2)：30℃/s以上
．回火加熱溫度(T2)：350~550℃
．在回火加熱溫度之保持時間(t2)：5~90秒
．回火加熱後自上述T2(但，上述T2在400℃以上時為400℃)至100℃之平均冷卻速度(CR2)：30℃/s以上。
依據本發明，不使用Cr，且Cu等合金元素並非必須，藉高頻加熱進行淬火回火，而獲得顯示1900MPa以上之高強度，並且捲線性與耐氫脆性優異之彈簧用鋼線。本發明之彈簧用鋼線由於如上述不使用Cr，故可抑制製造成本，且耐腐蝕性優異。進而本發明之彈簧用鋼線由於如上述之Cu等合金元素非必須，故可更抑制該鋼線之製造成本。其結果，可便宜地供給極難產生氫脆化之高強度彈簧(例如汽車用零件之一的懸吊彈簧等之捲彈簧)。
本發明人等為解決前述課題首先欲對不使用 Cr等合金元素，而獲得顯示高強度且捲線性與耐氫脆性優異之彈簧用鋼線重複積極研究。結果，發現不使用昂貴之合金元素，而控制由基本成分所成之組成，並且尤其控制製造步驟中之淬火回火之條件，亦可不使強度降低地確保下述說明之組織，可達成上述優異之特性，因而完成本發明。
首先，針對規定本發明中組織之理由加以說明。
[組織] [殘留奧斯田鐵(殘留γ)量：6~15面積%]
奧斯田鐵為柔軟、本質上延展性高之相。據此，藉由使殘留之奧斯田鐵適度分散於硬質之麻田散鐵中，可提高截面收縮率(reduction of area)，確保良好之捲線性。再者殘留奧斯田鐵由於以可有效作為阱部位(trap site)之作用，故亦有助於減低對氫脆化之感受性及提高耐氫脆性。本發明為了確保優異之捲線性與耐氫脆性兩特性，而將殘留奧斯田鐵量設為6面積%以上。殘留奧斯田鐵量較好為8面積%以上，更好為10面積%以上。
另一方面，殘留奧斯田鐵量過多時，因加工引發麻田散鐵態轉變而生成高硬度部，使截面收縮率降低，不易獲得優異之捲線性。且，由於生成之高硬度部作為應力集中源而作用、脆化，故亦導致耐氫脆性降低。此處，殘留奧斯田鐵量之上限設為15面積%。殘留奧斯田 鐵量較好為13面積%以下。
又，前述專利文獻1之技術由於殘留奧斯田鐵量以體積率計為少如5%以下(專利文獻1之段落0034)，故認為難以確保捲線性與耐氫脆性兩特性。
[舊奧斯田鐵結晶粒度編號：10.0號以上]
藉由舊奧斯田鐵結晶粒之微細化而提高捲線性與耐氫脆性。因此，本發明中以JIS G 0551中規定之方法求得之舊奧斯田鐵(舊γ)結晶粒度編號設為10.0號以上。該舊γ結晶粒度編號較好為10.5號以上，更好為11.0號以上。又，前述舊γ結晶粒度編號之上限為14.0號左右。
[回火麻田散鐵：70面積%以上]
本發明之鋼材(鋼線)之組織為經回火麻田散鐵主體(佔全部組織之比例為70面積%以上)。為了確保高強度與高韌性，有必要進行後述之淬火回火處理，而成為上述回火麻田散鐵主體之組織。回火麻田散鐵較好為80面積%以上。
至於其他組織包含變韌鐵(bainite)、肥粒鐵(ferrite)、波來石(pearlite)等，但該等即使包含亦為10面積%以下。較好為0面積%。
接著說明規定本發明之成分組成之理由。
[C：0.40~0.65%]
C係確保高強度之必要元素，且亦為藉由形成微細之碳化物而有效提高耐氫脆性之元素。因此C含有0.40%以上。C量較好為0.50%以上，更好為0.58%以上。然而C量過量時，淬火回火後之殘留奧斯田鐵增加至必要以上，會有耐氫脆性降低之情況。且C由於亦為使耐腐蝕性劣化之元素，故為了提高最終製品的彈簧製品(懸吊彈簧等)之腐蝕疲勞特性而有必要抑制C量。因此本發明中之C量設為0.65%以下。C量較好為0.62%以下。
[Si：1.0~3.0%]
Si係確保強度之必要元素，並且有使碳化物變微細之效果。為了有效發揮該效果，Si有必要含有1.0%以上。Si量較好為1.3%以上，更好為1.8%以上。另一方面，Si亦係促進脫碳之元素。過度含有Si時，於鋼線之製造步驟中，促進了鋼材表面之之脫碳層形成。結果，為了削除該脫碳層使得剝離步驟變得必要，導致製造成本增加。因此，本發明中Si量之上限設為3.0%。Si量較好為2.5%以下，更好為2.2%以下。
[Mn：0.6~2.0%]
Mn係利用作為脫氧元素，並且與鋼中之有害元素的S形成MnS以使S無害化之有益元素。且，亦為有助於提高強度之元素。為了有效發揮該等效果，將Mn量設為0.6%以上。Mn量較好為0.7%以上，更好為0.8%以上。 然而過量含有Mn時，易使殘留γ量增加至必要以上，反而使耐氫脆性或延展性(捲線性)降低。基於該等理由，本發明中之Mn量設為2.0%以下。Mn量較好為1.6%以下，更好為1.3%以下。
[P：0.015%以下(不含0%)]
P係使鋼材之延展性(捲線性)劣化之有害元素。因此P量越低越好，其上限設為0.015%。P量較好為0.010%以下，更好為0.008%以下。
[S：0.015%以下(不含0%)]
S亦與上述P同樣為使鋼材之延展性(捲線性)劣化之有害元素。因此S量越低越好，其上限設為0.015%。S量較好為0.010%以下，更好為0.008%以下。
[Al：0.001~0.10%]
Al主要係作為脫氧元素而添加。且，與N形成AlN而使固熔N無害化同時亦有助於組織微細化。為了充分發揮該等效果，Al量有必要設為0.001%以上。Al量較好為0.002%以上。然而，Al亦與Si同樣係促進脫碳之元素。因此，含較多Si之彈簧用鋼線有必要抑制Al量，本發明中Al量設為0.10%以下。Al量較好為0.07%以下，更好為0.030%以下，又更好為0.020%以下。
本發明鋼材之成分係如上述，其餘係由鐵及 不可避免之雜質所組成。
本發明之彈簧用鋼線係如上述不含Cr者。且藉由不使用Cu等合金元素之上述成分組成，亦可達成高強度且優異之捲線性與耐氫脆性。為依據用途而進一步具備耐腐蝕性等，亦可進一步含有下述元素。
[由Cu：0.05~1.5%，及Ni：0.05~1.5%所組成群組選出之1種以上之元素]
Cu係抑制表層脫碳或提高耐腐蝕性之有效元素。為了發揮該樣態之效果，Cu量較好設為0.05%以上，更好為0.2%以上。然而，過度含有Cu時，熱軋加工時會產生龜裂，淬火後之殘留奧斯田鐵量極端增加，會有使鋼材之延展性劣化之情況。因此，本發明之Cu量較好設為1.5%以下。Cu量更好為1.3%以下，又更好為0.7%以下，再更好為0.4%以下。又，Cu量超過0.5%時，藉由存在與Cu同量或其量以上之Ni[Ni量(質量%)≧Cu量(質量%)]，可抑制因Cu造成之熱軋脆性。
Ni係與Cu同樣為抑制表層脫碳或提高腐蝕性之有效元素。為了發揮該等效果，Ni量較好設為0.05%以上。Ni量更好為0.2%以上。然而過度含有Ni時，淬火後之殘留奧斯田鐵量極端增加，會有使鋼材之延展性劣化之情況。因此，本發明中較好將Ni量設為1.5%以下。尤其，就防止熱軋加工龜裂或降低成本之觀點而言，Ni量更好設為0.7%以下，又更好為0.4%以下。
[由Ti：0.10%以下(不含0%)，B：0.010%以下(不含0%)，Nb：0.10%以下(不含0%)，Mo：0.5%以下(不含0%)，及V：0.3%以下(不含0%)所組成群組選出之1種以上之元素]
Ti係與S形成硫化物而實現S無害化之有用元素。且Ti亦具有形成碳氮化物使組織微細化之效果。為發揮該等效果，較好含有0.02%以上之Ti。Ti量更好為0.05%以上。然而，Ti過量時，會有形成粗大之Ti硫化物使延展性劣化之情況。因此本發明之Ti量較好設為0.10%以下。就降低成本之觀點而言，Ti量更好抑制在0.07%以下。
B係提高淬火性之元素。且B具有強化奧斯田鐵結晶粒界之效果，亦為有助於破壞抑制之元素。為發揮該等效果，B量較好設為0.0005%以上，更好為0.0010%以上。然而即使過量添加B上述效果亦已飽和，故B量較好設為0.010%以下。B量更好為0.0050%以下。
Nb係與C或N形成碳氮化物，且主要為有助於組織微細化之元素。為發揮該等效果，Nb量較好為0.003%以上，更好為0.005%以上。然而Nb量過量時，會形成粗大碳氮化物使鋼材之延展性(捲線性)劣化。因此Nb量較好為0.10%以下。就降低成本之觀點而言Nb量更好抑制為0.07%以下。
Mo係與前述Nb同樣與C或N形成碳氮化 物，且有助於組織微細化之元素。且Mo亦為回火後確保強度之有效元素。為了充分發揮該等效果，Mo量較好為0.15%以上，更好為0.20%以上。然而Mo量過量時，會形成粗大之碳氮化物使鋼材之延展性(捲線性)劣化。因此Mo量較好為0.5%以下，更好為0.4%以下。
V係藉由析出強化而對鋼材之高強度化有效作用之元素。且V除了提高韌性有助於提高抗彈減性(sag resistance)以外，亦係使結晶粒微細化而提高強度或耐力比之元素。為發揮該等作用，V量較好為0.03%以上，更好為0.05%以上，又更好為0.10%以上。然而V量過量時會形成粗大之碳氮化物，使韌性或腐蝕疲勞特性劣化。據此V量較好為0.3%以下。V量更好為0.25%以下，又更好為0.22%以下，再更好為0.20%以下。
接著，針對用於製造本發明之彈簧用鋼線之方法加以說明。
[製造方法]
為了容易確保本發明之彈簧用鋼線之上述組織，在例如鋼材熔製後，經壓延獲得線材後施以伸線加工，接著淬火回火處理之步驟中，有必要以下述要領進行該淬火回火處理。
本發明之彈簧用鋼線為含一定量之殘留奧斯田鐵者。該殘留奧斯田鐵係在一般淬火處理碳鋼時，大量存在之組織。過去之技術中，欲實現鋼材之高強度化而增 加C量與合金成分時，淬火時存在之殘留奧斯田鐵增加，於回火時難以分解，可確保殘留奧斯田鐵。然而本發明中，有效確保殘留奧斯田鐵之合金元素並非必須者。本發明在彈簧用鋼線之製造步驟中，伸線後藉由使用高頻加熱裝置，以後述條件(尤其，淬火及回火中，進行急速加熱．短時間加熱)實施淬火回火，而實現確保高強度化與殘留奧斯田鐵。本發明中藉由利用如上述之高頻加熱進行後述之淬火回火，亦可容易地實現舊奧斯田鐵結晶粒之微細化。
[淬火步驟] (自100℃至淬火加熱溫度(T1)之平均生溫速度(HR1)：40℃/s以上)
自100℃至淬火加熱溫度(T1)之平均升溫速度(HR1)比40℃/s慢時，會使舊奧斯田鐵結晶粒粗大化，使特性(捲線性及耐氫脆性)降低。因此，上述HR1設為40℃/s以上。上述HR1較好為50℃/s以上，更好為100℃/s以上。另一方面，上述HR1之上限就溫度控制之觀點而言為400℃/s左右。
又，自室溫至100℃之平均升溫速度並無特別限制。
(淬火加熱溫度(T1)：850~1000℃)
淬火加熱溫度(T1)高於1000℃時，會使舊奧斯田 鐵結晶粒粗大化，使特性(捲線性及耐氫脆性)降低。因此前述T1設為1000℃以下。前述T1較好為980℃以下，更好為930℃以下。另一方面，前述T1低於850℃時，碳化物無法充分固熔，無法充分實現奧斯田鐵化。結果，在該淬火回火步驟中無法充分確保回火麻田散鐵組織，無法獲得高強度。因此前述T1設為850℃以上。前述T1較好為870℃以上，更好為900℃以上。
(在淬火加熱溫度之保持時間(t1)：90秒(sec)以下)
在淬火加熱溫度(T1)之保持時間(t1)比90秒長時，使舊奧斯田鐵結晶粒粗大化，使特性(捲線性及耐氫脆性)降低。因此前述t1設為90秒以下。前述t1較好為60秒以下，更好為40秒以下。
又，為了防止因碳化物之熔入不足造成奧斯田鐵化不足，獲得規定之組織(設為回火奧斯田鐵主體，包含規定量之殘留奧斯田鐵之組織)，較好將該t1設為5秒以上。前述t1更好為10秒以上，又更好為15秒以上。
(自300℃至80℃之平均冷卻速度(CR1)：5~30℃/s)
淬火加熱後自300℃至80℃之平均冷卻速度(CR1)比30℃/s快時，會進行麻田散鐵態轉變，回火後之殘留奧斯田鐵量會低於規定範圍之下限值。因此本發明中，前述 CR1設為30℃/s以下。前述CR1較好為25℃/s以下，更好為20℃/s以下。另一方面，前述CR1過小時，殘留奧斯田鐵量會超過規定範圍之上限，如上述導致捲線性或耐氫脆性下降。因此本發明之前述CR1設為5℃/s以上。前述CR1較好為10℃/s以上，更好為15℃/s以上。
至於冷卻方法列舉為水冷(浸漬於水槽等)、噴佈冷卻、噴霧冷卻、以He氣體進行冷卻等。本發明由於係以低成本製造，且有必要將300℃至80℃之平均冷卻速度(前述CR1)控制在上述範圍內，故淬火時之冷卻較好採用噴佈冷卻或噴霧冷卻，且調整噴佈或噴霧之水量之方法。
本發明係如上述，將淬火時之冷卻速度控制為較緩和，而確保殘留奧斯田鐵。相對於此，專利文獻1係使淬火加熱後之平均冷卻速度CR1設為30K/s以上而冷卻至200℃以下，殘留奧斯田鐵量以體積率計為5%以下之較少。且專利文獻2及5中淬火回火時之冷卻均為水冷，專利文獻3中淬火後之冷卻亦為水冷，故均非控制淬火時之冷卻以確保殘留奧斯田鐵者。
又，於上述CR1之比冷卻溫度區域(300~80℃)高之溫度區域，亦即在上述T1加熱保持後自700℃至300℃，為了淬火而宜以50℃/s以上之平均冷卻速度進行冷卻。該冷卻方法列舉為例如水冷、噴佈冷卻、噴霧冷卻等。
[回火步驟] (自100℃至回火加熱溫度(T2)之平均升溫速度(HR2)：30℃/s以上)
上述平均升溫速度(HR2)較慢時，殘留奧斯田鐵會分解、減少，無法確保規定量之殘留奧斯田鐵。因此本發明中，上述HR2設為30℃/s以上。前述HR2較好為40℃/s以上，更好為50℃/s以上。另一方面，上述平均升溫速度(HR2)過快時，溫度控制變困難而容易出現強度偏差。因此前述HR2較好為300℃/s以下，更好為200℃/s以下。
又，自室溫至100℃之平均升溫速度並無特別要求。
(回火加熱溫度(T2)：350~550℃)
回火加熱溫度(T2)過低時，無法充分回火，使強度變得過高，而發生截面收縮率極端下降之缺陷。因此，前述T2設為350℃以上。另一方面，前述T2超過550℃時，難以達成拉伸強度1900MPa以上。因此前述T2設為550℃以下。回火加熱溫度(前述T2)之最適範圍可在350~550℃之範圍內依據要求之強度適當決定。
(回火加熱溫度之保持時間(t2)：5~90秒(sec))
在回火加熱溫度(T2)之保持時間(t2)比90秒長時，殘留γ會分解，無法獲得規定量之殘留γ。前述t2較 好為70秒以下，更好為50秒以下，又更好為40秒以下，再更好為12秒以下。另一方面，本發明係以進行高頻加熱為前提者，前述t2過短時，在粗徑鋼線之情況下，容易產生圓周方向之剖面內之硬度偏差，難以實現安定之強度提高。因此本發明之前述t2設為5秒以上。前述t2較好為7秒以上，更好為10秒以上。
又，前述t2只要在上述範圍內依據要求強度適當調整即可。
(自T2(但，T2為400℃以上時為400℃)至100℃之平均冷卻速度(CR2)：30℃/s以上)
回火加熱後自上述T2(但，上述T2為400℃以上時為400℃)至100℃之平均冷卻速度(CR2)較慢時，殘留奧斯田鐵會分解、減少，無法確保規定量之殘留奧斯田鐵。因此本發明之上述平均冷卻速度(前述CR2)設為30℃/s以上。前述CR2較好為40℃/s以上，更好為50℃/s以上。又，前述CR2之上限為300℃/s左右。
上述冷卻方法列舉為水冷、噴霧冷卻等。又自100℃至室溫之平均冷卻速度並無特別限制。
滿足上述成分組成．組織之本發明之彈簧用鋼線之拉伸強度為1900MPa以上，以後述之拉伸強度試驗測定之截面積收縮率為45%以上。以該拉伸試驗求得之截面積收縮率為表示材料之延展性之指標之一。該截面積收縮率愈高則延展性愈高，在彈簧成形中不易發生折損， 故捲線性良好。
本發明之彈簧用鋼線由於如上述般為高強度且捲線性與耐氫脆性優異，故適合作為冷軋成型彈簧用鋼線(尤其是懸吊彈簧用鋼線)。使用本發明之彈簧用鋼線，可實現高強度且耐氫脆性優異之捲線彈簧(例如引擎或懸吊等所使用之閥彈簧、懸吊彈簧等)。
本申請案係基於2012年5月31日申請之日本國專利申請案第2012-124581號及2013年3月6日申請之日本國專利申請案第2013-044766號主張優先權之利益者。2012年5月31日申請之日本國專利申請案第2012-124581號說明書之全部內容，及2013年3月6日申請之日本國專利申請案第2013-044766號之說明書之全部內容均用於本申請案之參考加以援用。
實施例
以下，列舉實施例更具體說明本發明，但本發明不因下述實施例而受到限制，當然在可適於前、後述主旨之範圍內可實施適當變更，該等均包含於本發明之技術範圍。
以小型真空熔解爐熔製表1及表2所示之化學組成之鋼材，且緞造成155mm邊長之鋼坯(billet)後，經熱軋壓延獲得直徑14.3mm之線。接著，以17%之截面積縮小率拉伸加工(伸線)該線材至直徑13.0mm後，以高頻誘發加熱爐，以表3及表4所示之條件進行淬 火回火，獲得彈簧用鋼線。
上述淬火係如下述般進行。亦即，以表3及表4所示之平均升溫速度(HR1)自100℃加熱至表3及表4所示之淬火加熱溫度(T1)，保持在該T1(保持時間(t1)係如表3及表4所示)。隨後，所有實施例於自前述加熱溫度(T1)至300℃均係進行噴佈冷卻以50℃/s以上冷卻，自300℃至80℃分別以表3及表4所示之平均冷卻速度(CR1)冷卻。自該300℃至80℃之冷卻係以噴霧冷卻、或浸漬於水槽中、或一部份之例係使用He氣體冷卻(實驗規模)進行。又，自80℃至室溫係放冷。
接著如下述般進行回火。亦即，以表3及表4所示之平均升溫速度(HR2)自100℃加熱至350~550℃之溫度區域(T2)，保持在該T2(保持時間(t2)係如表3及表4所示)。隨後，自前述T2(但，T2為400℃以上時為400℃)至100℃係以表3及表4所示之平均冷卻速度(CR2)冷卻。該冷卻係以噴霧冷卻進行。又，自100℃至室溫係放冷。又，表4中之No.45~69與No.70~94由於改變上述回火加熱溫度(T2)，故如後述表6所示，獲得強度等不同之彈簧用鋼線。
使用所得鋼線，藉以下方法，進行鋼組織評價(殘留奧斯田鐵量與舊奧斯田鐵結晶粒度編號之測定)、拉伸特性之評價(拉伸強度與截面積收縮率之測 定)及耐氫脆性之評價。
[鋼組織評價] (殘留奧斯田鐵量之測定)
殘留奧斯田鐵量係以X射線測定。分析裝置係使用RIGAKU股份有限公司製造之2次元微小部X射線繞射裝置RINT-RAPIDII，光徑設為直徑300μm。由α-Fe之波峰強度(110)與γ-Fe之波峰強度(200)求得殘留奧斯田鐵量(殘留γ量)。
又，以上述X射線繞射求得之殘留γ量係以體積率計算出，但該體積率之值可直接讀為面積率。因此本發明將殘留γ量之單位視為面積率進行處理。
(舊奧斯田鐵結晶粒度編號之測定)
以鋼線之橫剖面(與彈簧用鋼線之中心軸垂直之剖面)之D(直徑)/4位置作為觀察面之方式採取試料。將該採取之試料埋入樹脂中，經研磨後使用苦味酸(picric acid)系之腐蝕液使舊奧斯田鐵結晶粒界顯現，且以JIS G 0551中規定之方法求得舊奧斯田鐵結晶粒度編號。
又，所有實施例之組織利用光學顯微鏡以倍率400倍確認相對於全部組織，回火麻田散鐵均為70面積%以上。
[拉伸特性之評價(捲線性之評價)]
使用所得鋼線，加工成JIS14號試驗片。使用該試驗片，根據JIS Z 2241，以萬能試驗機在十字頭速度(crosshead speed)10mm/min之條件下進行拉伸試驗，測定TS(拉伸強度)與截面積收縮率。接著，評價為拉伸強度係1900MPa以上之高強度。另外，截面積收縮率為45%以上者評價為捲線性優異。
[耐氫脆性之評價(氫脆化試驗)]
自鋼線切出寬10mm×厚1.5mm×長65mm之試驗片。對該試驗片藉由4點彎曲作用1400MPa之應力之狀態下，將該試驗片浸漬於硫酸(0.5mol/L)與硫氰酸鉀(0.01mol/L)之混合溶液中。接著，使用穩壓器(potentiostat)施加比SCE電極低之-700mV之電壓，測定直至發生龜裂為止之時間(破裂時間)。該破裂時間為700秒(sec)以上時評價為耐氫脆性優異。
又，下述表5之實施例No.9、10及17由於在拉伸特性之評價中，截面積收縮率未滿足合格基準(45%以上)，故未法進行上述耐氫脆性之評價。
該等結果示於表5及表6。表5及表6中，判定項目中記載為(OK)之例為完全滿足本發明中規定要件之實施例。相對於此，判定項目記載為(NG)之例為欠缺本發明中規定之任一要件者，捲線性或耐氫脆性之至少任一者劣化。
由表1~6可探討如下(下述No.係表示表3~6之實施例No.)。亦即，No.1~4、6、7、11~16、18~21、 25、26、28、29、33~35、37、38、41及45~94滿足本發明中規定之要件，為高強度且捲線性及耐氫脆性優異。
相對於此，No.5、8~10及17由於不滿足規定之成分組成，故捲線性及耐氫脆性之至少任一者劣化。詳細如下。
首先No.5由於C量過量，故淬火回火後之殘留奧斯田鐵量變過量，耐氫脆性及捲線性降低。
No.8由於Mn量過量，故淬火回火後之殘留奧斯田鐵量變過量，耐氫脆性及捲線性降低。
No.9由於P過量，No.10由於S過量，且No.17由於Nb過量，故均為截面收縮率小且捲線性降低。
No.22~24、27、30~32、36、39、40及42~44係雖使用規定之成分組成之鋼材，但製造步驟中未以規定條件進行淬火回火之例。該等例中，無法獲得規定之組織，結果，捲線性及耐氫脆性劣化。詳細如下。
首先No.22由於100℃至淬火加熱溫度(T1)之平均升溫速度(HR1)慢，故發生舊奧斯田鐵結晶粒之粗大化，結果，捲線性與耐氫脆性劣化。
No.23及24均由於淬火加熱溫度(T1)過高，故發生舊奧斯田鐵結晶粒之粗大化，結果，捲線性與耐氫脆性劣化。
No.27及43由於在淬火加熱溫度之保持時間(t1)過長，故發生舊奧斯田鐵結晶粒之粗大化，結果， 捲線性及耐氫脆性劣化。
No.30~32為以一般條件進行淬火之例，但由於淬火時之平均冷卻速度(CR1)太快，故無法確保規定量之殘留奧斯田鐵，使捲線性與耐氫脆性之至少任一者劣化。
No.36由於淬火時之平均冷卻速度(CR1)太慢，故殘留奧斯田鐵變過量，結果，捲線性與耐氫脆性劣化。
No.39由於淬火時之平均升溫速度(HR2)太慢，故使殘留奧斯田鐵分解，無法確保規定量之殘留奧斯田鐵，使捲線性與耐氫脆性劣化。
No.40及44由於在回火加熱溫度之保持時間(t2)太長，故使殘留奧斯田鐵分解，無法確保規定量之殘留奧斯田鐵，使捲線性與耐氫脆性劣化。
No.42由於回火時之平均冷卻速度(CR2)太慢，使殘留奧斯田鐵分解，而無法確保規定量之殘留奧斯田鐵，使捲線性與耐氫脆性劣化。

Claims (5)

  1. 一種捲線性與耐氫脆性優異之高強度彈簧用鋼線，其特徵為由滿足下列之成分，且其餘部分由鐵及不可避免之雜質所成，C：0.40~0.65%(意指質量%，關於化學成分以下亦同)、Si：1.0~3.0%、Mn：0.6~2.0%、P：0.015%以下(不含0%)、S：0.015%以下(不含0%)、及Al：0.001~0.10%，且相對於全部組織，回火麻田散鐵(martensite)：70面積%以上，及殘留奧斯田鐵：6~15面積%，並且以JIS G 0551所規定之方法求得之舊奧斯田鐵結晶粒度編號為10.0號以上，且拉伸強度為1900MPa以上。
  2. 如請求項1之高強度彈簧用鋼線，其進而含有由Cu：0.05~1.5%、及Ni：0.05~1.5%所組成之群組選出之1種以上之元素。
  3. 如請求項1之高強度彈簧用鋼線，其進而含由下列成分所組成群組選出之1種以上之元素：Ti：0.10%以下(不含0%)、B：0.010%以下(不含0%)、 Nb：0.10%以下(不含0%)、Mo：0.5%以下(不含0%)、及V：0.3%以下(不含0%)。
  4. 一種彈簧，其係使用如請求項1~3中任一項之高強度彈簧用鋼線所得。
  5. 一種捲線性與耐氫脆性優異之高強度彈簧用鋼線之製造方法，其係製造如請求項1~3中任一項之高強度彈簧用鋼線之方法，其特徵為使用滿足如請求項1~3中任一項之成分組成之鋼材，在伸線後以滿足下述淬火條件及回火條件之全部之方式進行淬火及回火，(淬火條件)．自100℃至下述淬火加熱溫度(T1)之平均升溫速度(HR1)：40℃/s以上．淬火加熱溫度(T1)：850~1000℃．在淬火加熱溫度之保持時間(t1)：90秒以下．淬火加熱後自300℃至80℃之平均冷卻速度(CR1)：5~30℃/s(回火條件)．自100℃至下述回火加熱溫度(T2)之平均升溫速度(HR2)：30℃/s以上．回火加熱溫度(T2)：350~550℃．在回火加熱溫度之保持時間(t2)：5~90秒．回火加熱後自上述T2(但，上述T2在400℃以上 時為400℃)至100℃之平均冷卻速度(CR2)：30℃/s以上。
TW102119422A 2012-05-31 2013-05-31 Steel wire for high strength spring having excellent coil tension and hydrogen embrittlement resistance and a method for manufacturing the same TWI496924B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012124581 2012-05-31
JP2013044766A JP5364859B1 (ja) 2012-05-31 2013-03-06 コイリング性と耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201408802A true TW201408802A (zh) 2014-03-01
TWI496924B TWI496924B (zh) 2015-08-21

Family

ID=49673136

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW102119422A TWI496924B (zh) 2012-05-31 2013-05-31 Steel wire for high strength spring having excellent coil tension and hydrogen embrittlement resistance and a method for manufacturing the same

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20150101715A1 (zh)
EP (1) EP2857540A4 (zh)
JP (1) JP5364859B1 (zh)
KR (1) KR20150002848A (zh)
CN (1) CN104321454B (zh)
MX (1) MX2014014448A (zh)
TW (1) TWI496924B (zh)
WO (1) WO2013179934A1 (zh)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5973903B2 (ja) * 2012-12-21 2016-08-23 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆性に優れた高強度ばね用鋼線およびその製造方法並びに高強度ばね
JP6313601B2 (ja) * 2014-01-23 2018-04-18 株式会社リケン ピストンリング及びその製造方法
JP6452454B2 (ja) * 2014-02-28 2019-01-16 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ
JP6299321B2 (ja) * 2014-03-25 2018-03-28 愛知製鋼株式会社 被削性と疲労強度に優れ、硬さばらつきの小さい省ｖ型熱間鍛造非調質部品及びその製造方法
JP6458927B2 (ja) * 2014-10-07 2019-01-30 大同特殊鋼株式会社 線材圧延性に優れた高強度ばね鋼
KR101745210B1 (ko) 2015-12-15 2017-06-09 현대자동차주식회사 고내구 코일스프링강
WO2017122827A1 (ja) * 2016-01-15 2017-07-20 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用ワイヤおよびその製造方法
CN106011630A (zh) * 2016-07-06 2016-10-12 安徽红桥金属制造有限公司 一种高疲劳强度的汽车悬架弹簧用钢及其制备方法
KR101867689B1 (ko) 2016-09-01 2018-06-15 주식회사 포스코 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법
KR101889172B1 (ko) * 2016-12-12 2018-08-16 주식회사 포스코 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법
KR20180074008A (ko) * 2016-12-23 2018-07-03 주식회사 포스코 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법
KR102020385B1 (ko) 2017-09-29 2019-11-04 주식회사 포스코 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
CN110983192B (zh) * 2019-12-18 2020-11-10 上海材料研究所 一种高性能扣件弹条及其制造方法与应用
CN113862435B (zh) * 2021-10-09 2023-05-05 中钢集团郑州金属制品研究院股份有限公司 一种适用于高强度异型弹簧钢丝的制备工艺
CN114959486A (zh) * 2022-06-13 2022-08-30 杭州兴发弹簧有限公司 用于大型挖掘机上大线径热卷弹簧的42SiCrV6弹簧钢

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3153071B2 (ja) * 1994-04-28 2001-04-03 新日本製鐵株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼棒およびその製造方法
US7789974B2 (en) * 2000-12-20 2010-09-07 Nippon Steel Corporation High-strength spring steel wire
JP3971571B2 (ja) 2000-12-20 2007-09-05 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼線
JP3764715B2 (ja) 2002-10-22 2006-04-12 新日本製鐵株式会社 高強度冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP4555768B2 (ja) * 2004-11-30 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 高強度ばね用鋼線
CA2531616A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
CN100410410C (zh) * 2005-01-28 2008-08-13 株式会社神户制钢所 耐氢脆化性优异的高强度弹簧钢
JP4476863B2 (ja) * 2005-04-11 2010-06-09 株式会社神戸製鋼所 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線
JP4423254B2 (ja) * 2005-12-02 2010-03-03 株式会社神戸製鋼所 コイリング性と耐水素脆化特性に優れた高強度ばね鋼線
JP4027956B2 (ja) * 2006-01-23 2007-12-26 株式会社神戸製鋼所 耐脆性破壊特性に優れた高強度ばね鋼およびその製造方法
CN101008066B (zh) * 2006-01-27 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
CN101321885B (zh) * 2006-03-31 2012-05-23 新日本制铁株式会社 高强度弹簧用热处理钢
WO2007114491A1 (ja) * 2006-03-31 2007-10-11 Nippon Steel Corporation 高強度ばね用熱処理鋼
JP5353161B2 (ja) * 2008-03-27 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ばね用鋼およびその製造方法
EP2453033B1 (en) * 2009-07-09 2015-09-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel wire for high-strength spring
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2014005532A (ja) 2014-01-16
CN104321454B (zh) 2016-08-17
EP2857540A1 (en) 2015-04-08
CN104321454A (zh) 2015-01-28
JP5364859B1 (ja) 2013-12-11
EP2857540A4 (en) 2016-03-02
TWI496924B (zh) 2015-08-21
MX2014014448A (es) 2015-08-05
US20150101715A1 (en) 2015-04-16
KR20150002848A (ko) 2015-01-07
WO2013179934A1 (ja) 2013-12-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI496924B (zh) Steel wire for high strength spring having excellent coil tension and hydrogen embrittlement resistance and a method for manufacturing the same
TWI551693B (zh) Steel wire material for high strength spring with excellent hydrogen embrittlement resistance and its manufacturing method and high strength spring
JP4423254B2 (ja) コイリング性と耐水素脆化特性に優れた高強度ばね鋼線
TWI499675B (zh) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same
TWI412605B (zh) 高強度鋼板及其製造方法
JP4476863B2 (ja) 耐食性に優れた冷間成形ばね用鋼線
EP2460901B1 (en) High-strength steel sheet, and process for production thereof
EP2246456B9 (en) High-strength steel sheet and process for production thereof
JP5114665B2 (ja) 高強度ばね用熱処理鋼
JP5200540B2 (ja) 高強度ばね用熱処理鋼
JP5315790B2 (ja) 耐遅れ破壊特性に優れた高強度ｐｃ鋼線
JP6027302B2 (ja) 高強度焼戻し省略ばね用鋼
TWI535860B (zh) High-strength spring roll material and high-strength spring steel wire using this rolled material
JP5582307B2 (ja) 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
JP2014159610A (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5913214B2 (ja) ボルト用鋼およびボルト、並びにそれらの製造方法
JP2007169688A (ja) 冷間切断性と疲労特性に優れた冷間成形ばね用鋼線とその製造方法
JP5543814B2 (ja) 熱処理用鋼板及び鋼部材の製造方法
JP2009299189A (ja) 精密打抜き用高炭素鋼板
EP3115477B1 (en) Age hardening non-heat treated bainitic steel
JP2013127100A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees