KR100336339B1 - 고강도 스프링용 강선 및 그 제조 방법 - Google Patents

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오찌아이이꾸오
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아사무라 타카싯
신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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스즈끼 긴조꾸 고교가부시끼가이샤
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Abstract

본 발명은 고강도(1960 MPa 이상의 인장강도)와 뛰어난 가공성을 갖는 기름뜨임된 강선을 제공하며 특히 강 성분으로서 중량% 로
C : 0.4 - 0.7%
Si : 1.2 - 2.5%
Mn : 0.1 - 0.5%
Cr : 0.4 - 2.0%
Al : 0.0001 - 0.005% 를 포함하고,
P : 0.015% 이하
S : 0.015% 이하로 제한되며,
잔부는 Fe 와 불가피한 불순물이며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선을 제공한다. 본 발명은 또한 상기 강선의 제조 방법도 제공한다.

Description

고강도 스프링용 강선 및 그 제조 방법{STEEL WIRE FOR HIGH-STRENGTH SPRINGS AND METHOD OF PRODUCING THE SAME}
본 발명은 스프링강 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 특히 자동차 및 일반 기계류에 사용되는 고강도 코일 스프링을 만드는데 적합한 스프링강에 관한 것이다.
오늘날의 점차 소형화, 고성능화되는 자동차와 기계들은 더욱 강한 스프링을구비하여야만 한다. 스프링의 성능에 특히 중요한 것은 내피로성과 내영구피로성(permanent fatigue resistance)이다. 코일 스프링은 열간 또는 냉간 코일링에 의해 만들어진다. 그러나, 냉간 코일링은 자동차 엔진 밸브와 같이 고강도와 작은 선직경을 함께 요하는 스프링에 일반적으로 채용되었다. 최근에는, 현가 스프링과 같이 큰 선직경을 갖는 스프링에도 냉간 코일링의 사용이 점증하고 있다. 냉간 코일링된 스프링에서의 지금까지의 전통적인 관습은 JIS G 4801 에서와 같이 Si-Mn 계 또는 Si-Cr 계 스프링강으로 만들어진 기름뜨임된 선(oil-tempered wire)를 사용하는 것이었다. 더욱이, 예를 들어 일본 공개 특허 공보 1-83644 또는 2-57637 에서 가르치는 바와 같이, 더욱 강한 강도를 얻기 위해서는 앞서 말한 기초 스프링강에 Mo, V 등을 첨가하여 얻어진 기름뜨임된 강선을 사용하는 것이 관습이었다.
일반적으로 스프링강의 인장 강도와 경도를 증가시킴에 의해 내피로성과 내영구피로성이 향상될 수 있음이 알려져 있다. 그러나, 1960 MPa 을 초과하는 인장 강도를 갖는 고강도 스프링의 경우에 있어서는, 비금속 개재물에서 발생하는 피로 파괴나 입계 파괴와 같이 종래 사용되는 저강도 강에서는 관찰되지 않는 종류의 파괴가 높은 빈도로 일어난다. 더욱이, 냉간 성형을 행한 스프링의 경우에는, 재료로 사용되는 기름뜨임된 선의 가공성(스프링 성형성)이 중요한 인자가 된다. 보다 자세히 말하면, 기름뜨임된 선이 냉간 성형에 의해 코일 스프링을 만드는데 사용되는 경우에, 만약 기름뜨임된 선의 인장 강도가 높다면 낮은 파괴 변형(본 발명에서 파괴 변형은 강의 '취성'을 의미함) 때문에 코일링시 절손(breakage)이 발생한다.
일본 특허 공개 공보 4-247824 는 고강도 및 양호한 코일링성을 얻기 위해서는 온간 코일링(warm coiling)이 효과적임을 가르치고 있다. 그러나, 이 방법은 일반적으로 사용되는 냉간 코일링 방법에 비교하여 생산성과 작업성에서 불리함이 판명되었다. 일본 특허 공개 공보 3-162250 은 코일링시 일어나는 가공유기변태에 의해 변형을 해소하도록 잔류 오스테나이트를 이용하는 것에 의해 절손이 방지될 수 있다고 주장한다. 그러나, 잔류 오스테나이트 양의 효과는 확실하지 않다. 인장 시험에서 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킴에 따라 연신율 값은 증가하는 것이 발견되었으나, 굽힘 시험에서 노치가 형성된 시험편의 굽힘 각도는 잔류 오스테나이트의 양을 증가시킴에 의해 영향을 받지 않거나 또는 오히려 증가하는 것으로 판명되었다.
본 발명의 하나의 목적은 고강도 및 양호한 스프링 성형성을 함께 갖춘 고강도 스프링용 강선을 제공하는 것이다. 본 발명의 또 하나의 목적은 상기 강선을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
도 1 은 굽힘 가공성이 가열 온도의 함수로 어떻게 변화하는가를 보이는 그래프.
도 2 는 굽힘 가공성이 잔류 오스테나이트 양의 함수로 어떻게 변화하는가를 보이는 그래프.
도 3 은 본 발명에 의해 정의되는 잔류 오스테나이트 양 범위 및 항복비 범위를 보이는 도.
도 4 는 본 발명에 의해 정의되는 잔류 오스테나이트 양 범위 및 항복비 범위를 보이는 도.
스프링 피로 강도 및 내영구피로성을 향상시키기 위해서는 1960 MPa 이상의 고강도가 필요 불가결하다. 고강도를 얻기 위해 특히 최근에 채용되는 하나의 기술은 질화처리이다. 380-580℃ 의 높은 질화온도가 사용된다. 그러한 경우에, 전통적인 C 및 Si 에 추가적으로 V, Mo, Ti, Nb 등을 첨가하는 것에 의해 뜨임 연화 저항(temper-softening resistance)이 보통 증가된다. 그러한 원소들은 본 발명에서도 또한 첨가된다.
인장 강도가 1960 MPa 을 초과하는 고강도화된 강으로 만들어진 스프링은, 단순한 피로 시험에서 조차도, 종래의 강으로부터 만들어진 스프링과는 다른 파괴 기구에 의해 파괴된다. 종래 강들과 비교하여, 특징적으로, 파괴는 더 작은 비금속 개재물들로부터 비롯되거나 또는 입계 파괴로서 일어나는 경우가 많다. 따라서, 파괴가 시작되는 점으로 될 수 있는 비금속 개재물의 크기를 줄이고, 입계 강도를 향상시키기 위해 입계를 청정하게 하며 그리고, 특히, 입계에 편석되는 것에 의해 입계 강도를 감소시키는 원소들인 P 와 S 의 함량을 줄이는 것이 중요하다.
고강도를 얻기 위해 앞서 말한 합금원소들을 첨가시키는 것은 스프링 성형성을 용인할 수 없는 수준까지 저하시키는 것이 일반적이다. 고강도 냉간 성형 스프링의 소재로 널리 사용되는 기름뜨임된 선은, 선으로 인발된 강이 연속적으로 담금질되고 뜨임되는, 스트랜드 처리(strand processing)에 의해 제조된다. 이 스트랜드 처리는 담금질/뜨임이 매우 짧은 시간의 열처리 시간에 효과적으로 행해지도록 하는 한편, 합금원소들을 고용체 내로 넣는 가열시간이 열간 성형된 스프링의 열처리 시간보다 짧아 미고용된 탄질화물이 기질에 잔류하는 경향이 있도록 하는 것에 의해 특징지워진다. 이러한 탄질화물들이 재결정시 결정립 생성을 위한 핵들로 됨에 따라, 그들은 결정립계를 미세화하고 항복강도를 증가시킨다. 항복점이 상승함에 따라, 파괴 변형은 떨어지고 노치 감수성은 증가한다. 이는 그러므로 고용체로 들어가지 않는 탄질화물의 양을 감소시키는 것에 의해 냉간 스프링 성형성이 향상될 수 있다는 발견으로 연결되었다. 이 때문에 실제 열처리 시에는 탄질화물을 제어하면서 항복점을 낮추는 것이 효과적이다. 앞서 말한 합금원소들을 첨가하는 것은 또한 일반적으로 잔류 오스테나이트가 편석부와 구(舊) 오스테나이트 입계 부근에 잔존하도록 야기한다. 어떤 경우에는 잔류 오스테나이트가, 가공유기변태를 통해 변형 에너지(strain energy)를 해방시키므로써, 연성을 향상시키나 실제 냉간 코일링에서는 일반적으로 가공성을 떨어뜨린다. 가공유기변태를 통해 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트가 되나, 스프링 성형시 일어나는 유기변태가 강에 국부적인 고경도부를 생성한다. 취급시 발생되는 흠과 긁힘 또는 기타 불가피한 작은 표면의 흠이 있는 경우에는, 흠의 부근이 고경도 마르텐사이트부로 변태하여 극심한 국소적 취성을 야기한다. 이들 고경도의 국소적 위치들은 스프링 코일링 시 절손을 야기하는 결함이 되는 것에 의해 코일링 성능을 떨어뜨린다는 것이 발견되었다. 고강도 강의 냉간 코일링에서는, 그러므로, 잔류 오스테나이트를 최소화하고 가공유기 마르텐사이트의 생성을 억제하여 가공성을 향상시키는 것이 효과적이다.
그러므로, 그 양상들 중 하나에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(1) 강 성분으로서 중량% 로
C : 0.4 - 0.7%
Si : 1.2 - 2.5%
Mn : 0.1 - 0.5%
Cr : 0.4 - 2.0%
Al : 0.0001 - 0.005% 를 포함하고,
P : 0.015% 이하
S : 0.015% 이하로 제한되며,
잔부는 Fe 와 불가피한 불순물이며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
그것의 양상들 중 또 다른 것에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(2) 강 성분으로서 중량% 로
C : 0.4 - 0.7%
Si : 1.2 - 2.5%
Mn : 0.1 - 0.5%
Cr : 0.4 - 2.0%
Al : 0.0001 - 0.005%
V : 0.050 - 0.4% 이되 Mn + V 는 0.6% 이하로 포함하고,
P : 0.015% 이하
S : 0.015% 이하로 제한되며,
잔부는 Fe 와 불가피한 불순물이며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
그것의 양상들 중 또 다른 것에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(3) 위의 (1) 또는 (2) 에 규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
Ni : 0.1 - 2.0% 를 포함하며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
그것의 양상들 중 또 다른 것에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(4) 위의 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
Mo : 0.1 - 2.0% 를 포함하며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
그것의 양상들 중 또 다른 것에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(5) 위의 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
Nb : 0.005 - 0.05%
Ti : 0.005 - 0.05%
일방 또는 쌍방을 포함하며,
비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
그것의 양상들 중 또 다른 것에서, 본 발명은 다음을 제공한다.
(6) 비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 아상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 또는, 0.8 이상인 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 강선을 얻기 위해, 위의 (1) 내지 (5) 중 어느 하나에 규정된 화학 조성을 갖는 강을 920℃ 이상의 가열 온도에서 그리고 담금질 시 45℃ 이하의 강선 온도에서 열처리하는 단계를 포함하는 고강도 스프링용 강선의 제조 방법.
본 발명자들은 고강도에 대한 요구와 담금질/뜨임 후의 가공성에 대한 요구를 모두 만족시키는 강선을 발명하였고, 상기 강선을 제조하는 방법을 또한 발명하였다. 이들 발명들이 이제 상세히 설명될 것이다. 모든 퍼센트 값은 특별히 명시하지 않는 한 중량 퍼센트이다.
탄소(C)는 기본 강도에 크게 영향을 미치는 원소이다. 충분한 강도를 보장하기 위하여 그 함량은 0.4 - 0.7% 로 규정되었다. 0.4% 미만의 함량에서는, 1960 MPa 이상의 인장 강도가 얻어질 수 없다. 그 상한은 0.7% 로 규정되는데, 0.7% 를 초과하는 경우에는 과공정에 가까운 상태를 생성하여 탄소가 V, Nb, Mo, Ti 등과 결합하여 탄화물을 형성하기 때문이다.
실리콘(Si)은 강도, 경도 그리고 내영구피로성을 확보하기 위하여 필요한 원소이다. 그 하한은 1.2%로 정해지는데, 그 보다 낮은 함량에서는 강도와 내영구피로성이 불충분하기 때문이다. 많은 양의 Si 를 가하는 것은 강을 강하게 하고, 또한 취약하게 하는데, 그 경우에는 기름뜨임에 뒤이은 코일링 시 절손이 일어나기 쉽다. 그러므로 담금질/뜨임 후의 취화를 방지하기 위해 그 상한은 2.5% 로 정해진다.
망간(Mn)은 강에 존재하는 S 를 MnS 로 고정하는 것에 의해 강도 감소를 억제한다. 적절한 강도를 보장하기 위해 Mn 함량의 하한은 0.1% 로 정해진다. 상한은 0.5% 로 정해진다. 그 이유가 설명될 것이다. Mn 함량이 큰 경우에는, 인발에 앞선 압연시에 조차 국부적인 과냉 조직이 발생되기 쉽다. 압연은, 통상, 그러한 과냉 조직을 생성하지 않도록 주의하여 행해지나, Mn 함량이 큰 경우에는 미크로편석의 영향으로 과냉 조직이 돌발적으로 발생할 가능성이 크다. 그러한 과냉 조직은 뒤이은 강선 인발 공정에서 선이 끊어지는 한 원인이 된다. 인발 공정에 앞서 행해지는 쉐이핑 또는 필링 공정(shaping or peeling step)에서는, 더욱이, Mn 이 가공열에 의한 표층 마르텐사이트의 생성을 촉진한다. Mn 은 또한 잔류 오스테나이트의 양에 크게 영향을 미치는 원소이다. 그러므로, 본 명세서에서 나중에 설명되는 제조 방법이 기름뜨임 후의 잔류 오스테나이트의 양이 6% 이하로 유지되도록 요구하므로, Mn 을 다량 첨가하는 것은 허용될 수 없다. 본 발명에서는, S 의 함량을 제한하기 위해 첨가되는 Mn 의 양은 요구되는 기계적 성질들을 얻기 위한 최소량으로 정해졌다.
크롬(Cr)은 담금질성을 향상시키고 뜨임 연화 저항을 부여한다. 질화를 행한 강의 경우에는, 더욱이, Cr 이 N 과 결합하여 질화물을 형성하고 강을 경화시킨다. 이러한 효과는 0.4% 미만에서는 미미하다. 반면, 2.0% 를 초과하는 함량은 Cr계 탄화물의 형성을 초래하고 파괴특성을 저하시킨다. 그러므로 Cr 함량은 0.4 - 2.0% 로 정해졌다.
인(P)은 강을 경화시키는 효과를 가짐과 아울러 편석되어 강의 취화를 야기한다. 특히, 그것은 입계 강도를 저하시키고, 충격치를 낮추며 그리고 수소의 침입을 허용하여 지연 균열(delayed cracking) 등의 한 원인이 된다. 더 낮은 P 함량이, 그러므로, 더 낫다. 그러므로 P 의 상한은, 그 보다 큰 값에서는 취화가 현저하게 되는, 0.015% 로 정해진다.
황(S)도, P 와 유사하게, 또한 강의 취화를 야기한다. 비록 S 의 이러한 효과가 Mn 에 의해 저감될 수 있으나, 결과물인 MnS 는 파괴특성을 저하시키는 개재물의 형태를 띤다. S 함량은 또한, Mn 첨가의 폐해를 최소화하기 위해 Mn 의 첨가량이 억제될 수 있도록, 제한되어야만 한다. 그러므로, S 함량은 가능한한 낮게 유지되어야 하고 그 상한은, 그 보다 큰 값에서는 그 폐해가 현저하게 되는, 0.015% 로 정해진다.
바나듐(V)은 연화저항을 높이기 위해 첨가될 수 있다. 고강도 스프링을 얻기위해 특히 최근 종종 채용되는 기술은 질화처리이다. 이 처리에 사용되는 380 - 580℃ 의 높은 온도는 강의 경도를 저하시키기 쉽다. V 는 이러한 저하를 방지하는데 효과적인 원소이다. V 의 이러한 효과는 0.05% 미만의 함량에서는 거의 없다.반면, V 가 0.4% 를 초과하여 존재하는 경우에는, 그 중 모두가 고용되지는 못하여 조대한 개재물이 형성되고 강의 인성을 떨어뜨리게 된다. Mn 과 유사하게, V 는 또한 잔류 오스테나이트의 생성에 영향을 미치는 원소이다. 그러므로 Mn 과 V 가 전체로서 0.6% 를 초과하여 첨가되는 경우에는 잔류 오스테나이트이 양이 6% 이하로 유지될 수 없다. 그러므로 Mn + V 는 0.6% 이하로 제한된다.
니켈(Ni)은 담금질성을 향상시키고 열처리에 의해 안정적인 고강도화를 가능하게 한다. Ni 은 또한 연성을 향상시키므로, 냉간 코일링시의 절손을 방지하고 스프링 파괴특성을 향상시킨다. Ni 의 효과는 0.1% 미만의 함량에서는 관찰되지 않고 2.0%를 초과하는 함량에서는 포화된다.
티타늄(Ti)과 니오비움(Nb)은 오스테나이트 결정립 미세화와 석출경화에 기여하는 질화물 및 탄화물을 생성한다. 이들 원소들은 0.005% 미만의 함량에서는 아무런 관찰가능한 효과를 내지 못하고, 0.05%를 초과하여 존재하는 경우에는 열처리시 미용해 석출물로 잔존하기 쉽다. 미용해 석출물은, 크기가 큰데, 파괴기점으로 작용하기 쉽고 오스테나이트 결정립 미세화 및 석출경화에 기여하지 않는다.
알루미늄(Al)은 산화물 생성 원소인데, 강제조시 탈산을 위해 흔히 사용된다. 그러나, 밸브 스프링에서와 같은 작은 직경으로 형성될 고강도 강에 많은 양의 Al 이 첨가되는 경우에는, 그에 의해 생성된 Al2O3가 파괴기점으로 작용되기 쉽다. 용강단계에서 생성된 Al2O3는 그 연한 특성 때문에 압연/인발 후에도 파쇄되지 않고 응력집중원이 되기 쉽다. 더욱이 그것의 변형능력이 기질의 변형능력과 다르므로 하중을 부하시 Al2O3근방의 응력집중때문에 균열이 발생하기 쉽다. 따라서 Al2O3는 파괴기점으로 되기 쉬우므로, 그것은 스프링의 파괴강도를 저하시킨다. 그러므로 Al 은 제한되어야 한다.
그러나, 현재 이용가능한 기술에서는 강제조시 탈산이 불가결하다. 따라서 탈산 원소의 첨가는 불가피하므로, 산화물의 크기를 줄이기 위한 방법이 필요하다. 이는 Al 을 포함하는 비교적 연질의 복합 산화물(예를 들면 Mn-Si-Al계 산화물)을 생성하는 것에 의해 달성될 수 있다.그러한 복합 산화물은 압연 및 인발 단계에서 파쇄되어 미세화될 것이므로 파괴기점을 형성하지 않을 것이다. 그러므로 Mn계 및 Si계 산화물을 연화하기 위해 소량의 Al 을 첨가하는 것이 바람직하다. Al 함량의 상한은 0.005% 로 정해지는데, 더 높은 함량에서는 조대한 Al2O3가 생성되기 때문이다. Al 함량의 하한은, Al 이 산화물 연질화를 위해 적극적으로 사용될 수 있도록, 0.0001% 로 정해진다. 0.0001% 미만의 함량에서는 Al 을 포함하는 연질 산화물이 생성되지 않고, 그 대신, Si계 산화물이 생성되어 피로 강도를 저하시킨다.
몰리브덴(Mo)은 담금질 및 뜨임 후의 연화 저항을 부여하는 원소이다. 그것은, 질화와 같은 고온 처리가 행해지더라도, 강의 연화를 억제하고 필요한 강도를 부여한다. 0.1% 미만의 함량에서는 Mo 는 거의 효과가 없다. 2.0% 를 초과하는 함량에서는, 파괴특성을 저하시키는 역효과를 갖는 탄화물을 강 내에 생성한다. 그러므로 Mo 함량의 하한은 0.1% 로 정해지고 상한은 2.0% 로 정해진다.
비금속 개재물들은 경질의 산화물, 질화물 그리고 황화물로 구성된다. 큰 비금속 개재물들은 피로 강도에 악영향을 미친다. 본 발명의 고강도 강선에서는, 그것의 인장 강도가 1960 MPa 이상이어서, 작은 개재물들 조차 파괴기점이 된다. 본 발명에 따른 강선의 경도 수준에서는, 악영향을 미치지 않는 개재물의 최대 크기는 15 ㎛ 이다. 그러므로 이것이 개재물 크기의 상한으로 정해진다. 본 발명의 의도를 위해 규정된 바의 비금속 개재물 크기는, 강선의 임의로 선택된 부분에서 취해진 길이방향 단면의 2000㎟ 면적 내의 개재물들을 관찰하기 위한 광학현미경에 연결된 화상처리장치를 사용하여, 관찰된 최대 비금속 개재물의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 측정하는 것에 의해 결정되었다.
고강도 스프링의 제공을 가능하게 하기에 충분한 강도를 가진 강선이기 위해서는 1960 MPa 이상의 인장강도를 가져야만 한다. 그 보다 낮은 값에서는, 코일링된 스프링의 성능이 종래의 강선을 사용하여 만들어진 코일 스프링의 성능과 다르지 않다. 그러나, 전에 강조한 바와 같이 강선의 항복점이 코일링 시의 스프링 성형성의 관점에서 고려되어야만 한다. 왜냐하면, 스프링의 냉간 성형은 상온 근방에서의 소성 변형에 의해 행해져서, 강의 소성 변형 개시 응력과 파단 응력이 크게 다르지 않은 경우에는, 파단에 약간 못 미치는 응력 부하 상태에서 성형이 행해져야만 하기 때문이다. 그러한 상황에서는, 성형시 약간의 변동, 흠 등에 기인한 절손의 가능성이 매우 높아 코일링 특성이 나쁘다.
그러므로 강의 코일링 특성은 소성 변형 개시 응력과 파단 응력간의 차이가 증가함에 따라 향상되는 것으로 볼 수 있다. 이를 염두에 두고 항복비를 소성 변형 개시 응력과 파단 응력간의 차이의 지표로서 사용하여 수행된 연구조사를 통해, 인장강도 1960 MPa 의 경우에는 항복비를 0.9 이하로 설정하는 것으로 충분하다는 것이 발견되었다. 반면, 항복비가 0.8 미만일 때에는, 충분한 영구피로 특성이 발휘되지 않는다. 그러므로 항복비는 0.8 이상이어야 한다. 그러나 이들 상한, 하한은 절대적인 것이 아니고 잔류 오스테나이트 양의 함수로서 변화한다. 잔류 오스테나이트 양이 6% 미만인 경우에는, 0.9 를 초과하는 항복비에서조차 냉간 코일링이 가능하다.
본 발명에서 규정된 항복비(σ0.2/σB)를 설명한다.. σ0.2는 JIS Z 2241(1993 년에 제정된 표준)에 규정된 항복 응력하 0.2% 의 영구 연신에서의 하중을 계산하기 위하여 오프셋법을 사용하고 그 결과를 시험편의 원래의 단면적으로 나누어서 구해지는 값이다. σB는 JIS Z 2241 에 규정된 인장 강도에서의 최대 인장 응력을 시험편의 원래의 단면적으로 나누어서 얻어지는 값이다. σB에 대한 σ0.2의 비(σ0.2/σB) 를 항복비라 한다.
잔류 오스테나이트의 양을 6% 이하로 한정하는 이유를 설명한다. 잔류 오스테나이트는 편석부나 구 오스테나이트 입계 근방에 잔존하는 경우가 많다. 비록 잔류 오스테나이트는 가공유기변태를 통해 마르텐사이트가 되나, 스프링 성형시 일어나는 유기변태는 강 내에 국부적인 고경도부를 생성하여 오히려 스프링 코일링 특성을 저하시키는 작용을 하는 것으로 판명되었다. 더욱이, 최근에는 쇼트 피이닝(shot peening)이나 스크래깅(scragging)과 같은 소성 변형 처리에 의해 스프링을 표면 경화시키는 이 일반화되고 있다. 성형 공정이 이러한 방식으로 소성변형 단계들을 복수회 포함하는 경우에는, 초기 단계에서 생성된 가공유기 마르텐사이트가 파괴 변형을 낮추고 그에 의해 가공성 및/또는 사용중 스프링의 파괴 특성을 저하시킨다. 더욱이, 흠 기타 공업적으로 불가피한 변형들이 도입되는 경우에는 코일링하는 동안 절손이 용이하게 일어난다. 그러므로 가공유기 마르텐사이트의 생성을 억제하기 위하여 잔류 오스테나이트를 최소화함으로써 가공성이 향상된다.
이제 상기 강선의 제조 방법을 설명한다. 가열 온도는 920℃ 이상으로 한정되는데, 오스테나이트 생성을 가능하게 하기 위해서 그리고 석출물을 완전히 용해시키기 위해서 스프링 강은 충분히 높은 온도까지 가열되어야 하기 때문이다. 만약 담금질 전의 용체화 처리가 불충분하다면 Mo, V, Ti, Nb 등에 의해 생성된 석출물들이 미용해 석출물로서 잔존할 것이므로, 이는 필요하다. 미용해 석출물들은 코일링시 파괴기점이 되고, 크게되어 석출물들의 수를 감소시키므로 석출경화에 기여하지 않는다. 따라서 미용해 석출물의 효과는 처음에 원소들이 첨가된 목적에 반한다. 그러므로 열처리시에는 석출물에 충분한 주의를 기울여야만 한다. 고용체에 녹아들어가는 Mo, V, Ti 그리고 Nb계 석출물들의 양을 0.1% 이상으로 하므로써 석출경화 및 코일링시 절손 방지가 효과적으로 향상될 수 있음이 대강의 법칙(rule of thumb)으로서 발견되었다.
Mo, V, Ti 그리고 Nb계 석출물의 고용량에 대해 보다 상세히 논의한다. V 는 탄소와 질소에 대한 친화성이 우수하고 MC 형으로 나타내어지는 기본조성의 화합물을 형성한다. 오스테나이트 영역에서는 가열에 따라 그들의 형태가 변화한다. V 를예로 하여 미고용 탄화물의 거동을 조사해보면, 담금질/뜨임 과정 동안 V4C3가 석출되어 석출경화가 일어난다.
V4C3= 4Vγ+ 3Cγ(C = 0.5%) ...............(1)
log[%V]γ[%C]γ= -(30400/T) + 20.88 .......(2)여기에서, V4C3은 바나듐 탄화물, V은 바나듐, C는 탄소, γ는 잔류오스테나이트, 각 Vγ및 Cγ은 잔류 오스테나이트 바나듐 및 잔류오스테나이트 탄소, 및 T는 가열 온도를 나타낸다.
VC 및 VN 과 같은 다른 형태의 탄화물 및 질화물이 또한 존재하나, 그것들은 여기서 상세하게 논의되지 않고 단지 일반적인 분석만이 행해질 것이다. 주어진 임의의 가열 온도에서의 고용 탄소량이 이들 식으로부터 계산될 수 있다. 온도가 매우 중요한 인자임이 특별히 언급될 것이다. 상기 식들은 평형 상태를 가정한다. 실제의 단 시간 가열에서는 고용 탄소량은 더 작을 것으로 생각된다. 유사한 관계식들이 Nb 및 Ti 에 대해서도 성립하는 것으로 알려져 있다.
NbC= Nbγ+ Cγ...........................(3)
log[%Nb]γ[%C]γ= -(7970/T) + 3.31 .......(4)여기에서, NbC은 나오비움 탄화물, Nbγ은 잔류오스테나이트 니오비움, Cγ은 잔류오스테나이트 탄소, 및 T는 가열 온도를 나타낸다.
TiC= Tiγ+ Cγ(C = 0.5%) ...............(5)
log[%Ti]γ[%C]γ= -(10475/T) + 4.68 .......(6)여기에서, TiC은 티타늄 탄화물, Tiγ은 잔류오스테나이트 티타늄, Cγ은 잔류오스테나이트 탄소, 및 T는 가열 온도를 나타낸다.
이들 식들도 또한 온도가 증가함에 따라 고용되는 각각의 첨가 원소의 양이 증가되는 것을 보인다. 그 산화물 형태가 복잡하기 때문에 Mo 에 대한 대응하는 식은 이용할 수 없으나, 온도가 증가하면 고용되는 Mo 의 양은 증가한다. 반면, 가열 온도가 증가함에 따라 항복점은 낮아진다. 흠이 있는 스프링 강의 연성을 평가하기위하여 사용되는 노치형성 표본 굽힘 시험(노치가 형성된 표본이 파단되기 전까지 굽어질 수 있는 굽힘 각도가 측정되는 시험)에서, 항복점이 낮아짐에 따라 굽힘 각도가 증가하는 것이 즉, 코일링 특성이 향상되는 것이 발견되었다.
앞에서의 발견들에 착안하여, 본 발명자들은 가열 온도에 관한 연구를 수행하였고, 본 발명의 첫번째 내지 다섯번째 양상 중 임의의 양상에 규정된 화학 조성을 갖는 강을 920℃ 이상의 가열 온도에서 열처리하는 것에 의해 본 발명의 첫번째 내지 여섯번째 양상들에 관하여 제시된 특성들이 얻어질 수 있음을 발견하였다.
이제, 잔류 오스테나이트 양이 6% 이하로 유지될 수 있도록 하는 강선 제조 방법을 설명한다. 기름뜨임된 강선은 가열, 담금질 그리고 뜨임의 연속적인 3 단계 공정에서 생산되며, 그것은 선으로 뽑아진 강으로 시작되어 오스테나이트 생성으로 종료한다. 잔류 오스테나이트의 생성은, 고용되는 합금 원소의 양, 담금질시 강선 온도 그리고 뜨임의 세가지 조건에 의해 영향을 받는다. 다시 말하면, 오스테나이트 안정화 원소로 작용하는 합금 원소들, 즉, 탄소, Mn, Ni 그리고 Mo 가 고용체 의 오스테나이트로 들어가면, 잔류 오스테나이트가 용이하게 생성된다. 더욱이, 합금 원소가 첨가되면, Ms 점과 Mf 점이 저하되고, 일반적인 담금질제에 의해서는 담금질 온도에서 Mf 점 아래로 떨어지지 않고, 마르텐사이트가 완전히 생성되지 않으며, 그리고 잔류 오스테나이트가 용이하게 발생한다.
발생된 잔류 오스테나이트는 이어지는 뜨임 공정에서 분해된다. 그러나 뜨임 온도가 낮게 설정되거나 또는 뜨임 시간이 고강도를 얻기 위해 짧게 되면, 상기 분해는 불완전하고 오스테나이트는 강선에 잔존한다. 생성된 잔류 오스테나이트 양은합금 원소를 단지 미량만 첨가하는 것에 의해 용이하게 감소될 수 있으나, 본 발명의 첫번째 내지 다섯번째 양상에 의해 규정된 첨가 원소들은 연화 저항을 증가시키고 고강도를 얻는데 불가결한 것들이므로, 이는 본 발명에서는 타당한 해결책이 아니다. 본 발명의 첫번째 내지 다섯번째에 정의된 화학 조성을 갖는 강을 기름뜨임하는 경우에 잔류 오스테나이트 양을 6% 이하로 유지하기 위해서는, 담금질 온도를 가능한한 낮게 설정하고 충분한 냉각을 행하는 것이 중요함을 본 발명자들은 발견하였다. 보다 상세하게는, 담금질시 강선의 온도가 45℃ 이하로 되게 하므로써 우수한 결과가 얻어질 수 있음을 본 발명자들은 발견하였다.
예
표 1 은 본 발명에 따른 강들과 비교되는 강들의 화학 조성을 보인다. 이들 화학 조성을 갖도록 만들어진 발명강들은 열간 압연되어 8mm 직경의 선재로 된 후 파텐팅, 스캘핑, 인발 그리고 기름뜨임을 거쳐 3.2mm 직경의 기름뜨임된 강선이 얻어졌다. 인발시에 절선 또는 기타 문제들이 일어나지 않았다. 내피로성 및 내영구피로성에 필요한 강도를 보장하기 위해 기름뜨임된 강선의 인장강도는 1960 MPa 이상으로 만들어졌다. 표 1 에 보여진 개재물 크기들은 표층 근방에서 행해진 측정의 결과이다.
표 2 는 발명강들과 비교강들로 만들어진 기름뜨임된 강선들의 열처리 조건과 기계적 특성들을 보인다. V, Mo, Ti, Nb 등의 미고용 탄질화물을 피하기 위해 발명강의 기름뜨임된 강선들은 비교강들 보다 높은 온도까지 가열되었다. 또한, 0.8 - 0.9 의 항복비를 얻고 잔류 오스테나이트의 양을 줄여 그에 의해 절손 없이스프링 성형이 가능하도록 하기 위해 발명예들의 담금질 온도는 45℃ 이하로 하였다. 생성된 잔류 오스테나이트의 분해를 촉진하기 위해서, 즉 잔류 오스테나이트 양을 6% 이하로 줄이기 위해서 발명예에서는 뜨임 온도가 더 높게 설정되었다. 스프링 성형시의 변형 저항을 감소시키기 위해, 항복비를 0.8 이상 0.9 이하로 조정하였다.
기름뜨임된 강선은 강도가 증가하므로, 노치 감수성이 높아지고 성형시 작은 흠으로부터 파단이 시작되기 쉽다. 각각의 기름뜨임된 강선의 스프링 성형성이 노치형성 표본 굽힘 시험에 의해 평가되었다. 이 시험은, 고합금 칩을 기름뜨임된 강선에 대해 눌러 25㎛ 깊이의 노치를 내고, 노치에 인장 응력을 가하기 위해 6,5mm 반경의 펀치를 사용하여 노치 반대쪽을 3 점 굽힘하고, 절손될 때까지의 굽힘 각도를 측정하는 것에 의해 스프링 성형전에 행해졌다.
도 1 은 발명강 및 비교강의 경우에서 노치형성 표본 굽힘 각도가 기름뜨임시의 가열 온도의 함수로서 어떻게 변화되었는지를 보인다. 도 2 는 노치형성 표본 굽힘 각도가 잔류 오스테나이트 양의 함수로서 어떻게 변화되었는지를 보인다. 발명강들은 종래의 고강도 강들보다 우수한 노치형성 표본 굽힘 특성을 나타내고 가열 온도의 증가에 따라 더 큰 가공성의 향상을 나타내었다. 본 발명강들은 또한 노치형성 표본 굽힘 각도와 잔류 오스테나이트 양간의 관계에서 종래의 강들보다 우수했고 잔류 오스테나이트 양이 6% 이하일 때 특히 현저한 가공성을 나타내었다.
이러한 관계들의 견지에서, 표 2 는 최적의 기름뜨임 조건, 항복비, 잔류 오스테나이트 양, 스프링 성형성, 피로 특성 그리고 영구피로 특성을 각각의 성분계에 대해 보인다. 표 2 의 '성형성 평가'로 제목이 달린 열에서의 평가들은 성형(코일링)시의 평가된 절손(절손율)을 나타낸다. ○ 는 0.001% 미만의 절손율을 나타내고, △ 는 0.001-1% 의 절손율을, 그리고 × 는 1% 를 초과하는 절손율을 나타낸다. '피로 특성' 열에서의 값들은 5×107회 및 686 MPa 의 평균부하응력으로부터의 응력진폭에 대한 시간-강도를 나타낸다. 450 MPa 이상의 진폭들은 ○(좋음)로 평가되었고 그 미만의 진폭들은 ×(나쁨)로 평가되었다. '영구피로 특성' 열에서의 값들은 잔류 전단 변형(residual shearing strain)에 의한 평가를 나타낸다. 3.5×104이하의 잔류 전단 변형은 ○(좋음)로 평가되었고 이를 초과하는 경우는 ×(나쁨)로 평가되었다.
표 3 은 성형된 스프링의 사양을 보인다. 스프링 성형성 평가와 내피로성 및 내영구피로성의 평가는 두 종류의 스프링을 사용하여 행해졌다. 사양 (1)의 스프링은 내피로성과 내영구피로성을 평가하는데 사용되었고 사양 (2)의 스프링은 냉간 성형시 스프링 성형성을 평가하는데 사용되었다. 평가 결과들이 표 2 에 보여진다. 사양 (1)의 스프링은 질화 및 쇼트 피이닝이 행해진 후에 시험되었다. 양호한 스프링 성형성을 나타낸 종래강들의 기름뜨임된 강선들은 피로 강도와 내영구피로성에서 열등했다. 이에 대비하여, 발명강들의 기름뜨임된 강선들은 스프링 성형시 부러지지 않았고 비교강들에 비해 내피로성과 내영구피로성이 동등하거나 더 우수하였다.
도 3 은 표 1 의 예 2 내지 5, 8 그리고 9 에 나타내어진 화학 조성을 갖는강들이 그들의 잔류 오스테나이트 양과 항복비가 차이나도록 열처리된 경우에 잔류 오스테나이트 양과 항복비 사이의 관계를 보인다. 그래프 내부의 숫자들은 예 번호를 나타낸다. 모든 경우에, 담금질은 960℃ 에서 시작되었고 뜨임은 420-500℃ 에서 행해졌다. 그러나, 예 8 에 관해서는, 이 비교예에서는 뜨임 전에 충분히 변태를 촉진하기 위해 실험적으로 담금질이 5℃ 이하에서 행해졌다.
영구피로 특성과 코일링 특성이 평가되었다. ○와 □로 나타내어진 예들은 코일링될 수 있고 우수한 영구피로 특성을 나타내었다. ●와 ■로 표시된 예들은 코일링 특성이 나쁘고 내영구피로성이 불충분하였다. 예 8 의 경우에서와 같이 화학 조성이 본 발명의 범위 밖에 해당되는 경우에는, 담금질 온도를 극히 낮게 설정하는 것과 같이 공업적으로 수용할 수 없는 방법을 도입하는 것에 의해서만 잔류 오스테나이트 양과 항복비를 본 발명에 의해 규정된 범위내로 할 수 있다. 예 9 와 11 의 경우에서와 같이 화학 조성이 본 발명의 범위 밖에 해당되는 경우에는, 통상적인 공정을 행해서는 본 발명에 따른 잔류 오스테나이트 양과 항복비를 얻는 것이 어려우므로 공업적 처리가 어렵다.
표 4 와 표 5 는 다양한 추가적인 화학 조성들이 연구된 예들을 보인다. 도 4 는 표 4 및 표 5 의 예들에서의 항복비와 잔류 오스테나이트 양 사이의 관계를 보인다. 이들 그림에서, ◇ 는 발명예를 나타낸다. △ 및 ▲는 비교예를 나타낸다. △ 는 스프링 성형시 절손 가능성이 높은 것으로 판단된 비교예를 나타낸다. ▲ 는 피로 특성 또는 영구피로 특성이 나쁜것으로 판단된 비교예를 나타낸다. 전에 설명한 노치형성 표본 굽힘 시험에 처해지는 경우에, 발명강들로 만들어진 기름뜨임된강선들은 1960 MPa 이상인 그들의 높은 인장 강도에 불구하고 뛰어난 가공성을 나타내는 것이 발견되었다.
예 27 과 예 28 은 본 발명에 의해 규정된 상한보다 큰 크기의 개재물을 가졌고 피로 특성이 나빴다. 예 29 내지 31 그리고 33 은 본 발명의 항복비 범위 또는 잔류 오스테나이트 범위 밖에 해당되었다. 예 29 와 30 은 피로 특성과 영구피로 특성이 나빴고 예 31 과 33 은 스프링 성형성이 나빴다. 예 25와 26은 P 와 S 함량이 본 발명의 제한을 초과하였는데, 피로 특성이 나빴다. 예 23, 24, 29, 30 그리고 31 은 피로 특성 및 내영구피로성 모두에서 본 발명예들보다 열등하였다. 예 32 는 본 발명 범위 내의 화학 조성을 가지나 강도가 불충분하였고 피로 강도가 나빴다.
본 발명은, 화학적 조성과는 독립적으로, 항복비 및 잔류 오스테나이트 양을 본 발명예들에서 나타내어진 것들로 조절하기 위한 열처리를 행하므로써 뛰어난 가공성과 스프링 성능 모두를 얻을 수 있다. 그러나, 사용된 강들이 본 발명에 의해 규정된 바의 화학 조성, 즉 우수한 피로 특성과 내영구피로성을 보장하도록 적합하게 설계된 조성을 갖지 않는다면, 실용상의 가공성과 실용상의 스프링 성능을 함께 만족하는 강선을 공업적인 열처리에 의해 생산하는 것이 가능하지 않다.
앞에서 설명된 바와 같이, 본 발명은 1960 MPa 이상의 고강도를 나타내는 기름뜨임 강선을 제공하고, 더 나아가, 냉간 스프링 성형시 절손이 없이 스프링 성형이 행해질 수 있도록 한다. 그러므로, 그 성형된 스프링에 변형 해소 풀림(strain relieving annealing), 질화 그리고 쇼트 피이닝을 행하므로써, 종래강들로 만들어진 스프링보다 우수하거나 동등한 내피로성과 내영구피로성을 나타내는 스프링이 제조될 수 있다.

Claims (6)

  1. 강 성분으로서 중량 % 로
    C : 0.4 - 0.7%
    Si : 1.2 - 2.5%
    Mn : 0.1 - 0.5%
    Cr : 0.4 - 2.0%
    Al : 0.0001 - 0.005% 를 포함하고,
    P : 0.015% 이하
    S : 0.015% 이하로 제한되며,
    잔부는 Fe 와 불가피한 불순물이며,
    비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
  2. 강 성분으로서 중량% 로
    C : 0.4 - 0.7%
    Si : 1.2 - 2.5%
    Mn : 0.1 - 0.5%
    Cr : 0.4 - 2.0%
    Al : 0.0001 - 0.005%
    V : 0.050 - 0.4% 이되 Mn + V 는 0.6% 이하로 포함하고,
    P : 0.015% 이하
    S : 0.015% 이하로 제한되며,
    잔부는 Fe 와 불가피한 불순물이며,
    비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
    Ni : 0.1 - 2.0% 를 포함하며,
    비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
  4. 제 3 항에 있어서,
    규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
    Mo : 0.1 - 2.0% 를 포함하며,
    비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
  5. 제 4 항에 있어서,
    규정된 화학 성분에 추가적으로 중량% 로
    Nb : 0.005 - 0.05%
    Ti : 0.005 - 0.05%
    일방 또는 쌍방을 포함하며,
    비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 아상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 고강도 스프링용 강선.
  6. 비금속 개재물의 크기가 15 ㎛ 이하이고, 1960 MPa 이상의 인장 강도를 가지며, 0.8 이상 0.9 이하의 항복비(σ0.2/σB) 및 6% 이하의 잔류 오스테나이트 양을 갖는 강선을 얻기 위해, 제 5 항에서 규정된 화학 조성을 갖는 강을 920℃ 이상의 가열 온도에서 그리고 담금질 시 45℃ 이하의 강선 온도에서 열처리하는 단계를 포함하는 고강도 스프링용 강선의 제조 방법.
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