KR100723187B1 - 충격치가 우수한 현가 스프링용 고강도 스프링강 및 상기강재를 이용한 스프링 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차 현가용 코일, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에 사용되는 스프링강용 선재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 변형저항, 높은 피로강도 및 인성이 확보된 고강도 스프링강과 그 제조방법에 관한 것이다.

본 발명의 현가 스프링용 강재는 중량%로, C : 0.4~0.6%, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.5~1.5%, Ni : 0.2~1%, Cu : 0.1~0.3%, O : 0.0015% 이하, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 V : 0.05~0.3% 및/또는 Ti : 0.01~0.1%를 추가로 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 의할 경우에는 고강도와 고인성을 모두 갖춘 현가 스프링용 강재와 상기 강재를 이용하여 고강도,고인성 스프링을 제조하는 방법을 제공할 수 있다.

현가용, 스프링, 선재, 고강도, 고인성

Description

충격치가 우수한 현가 스프링용 고강도 스프링강 및 상기 강재를 이용한 스프링 제조 방법{STEEL FOR HIGH STRENGTH SUSPENSION SPRING HAVING EXCELLENT IMPACT PROPERTIES AND METHOD OF PRODUCING HIGH STRENGTH SUSPENSION SPRING BY USING THE SAME}

본 발명은 자동차 현가용 코일, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에 사용되는 스프링강용 선재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 변형저항, 높은 피로강도 및 인성이 확보된 고강도 스프링강과 그 제조방법에 관한 것이다.

1980년대 오일쇼크와 2차례의 중동전쟁을 겪으면서 화석에너지의 효율성과 함께 에너지 사용으로 인해 발생하는 환경적 문제의 해결이 시급한 걸림돌로 대두되고 있다. 이에 자동차 산업에서는 자동차의 경량화를 위해 많은 노력이 기울여지고 있으며, 특히 현가용 스프링은 그 기여도가 매우 높은 부품 중의 하나로서 부각되어 왔다. 현가용 스프링 자체의 중량을 경량화시키기 위해서는 무엇보다도 스프링 단위중량당 지지 하중이 높아야 하고 충분한 수명이 보장되어야 한다.

그러므로, 변형저항성이 우수하고 피로강도가 높은 고강도 스프링을 개발하는 것이 스프링 개발에 가장 중요한 사안이다.

이러한 추세에 부응하기 위하여 영구변형 저항성에 직접적인 영향을 미치는 항복강도의 향상을 꾀하기 위해 Si의 함량을 극대화시킨 고 Si 첨가강이 주목받기 시작했다. 그 중 일례로 SAE9260(1.8~2.2% Si, SUP7) 등을 들 수 있다. 그런데, Si는 탄소와 자리경쟁 원소로서 탄소의 활동도를 높이기 때문에 고 Si 함유강은 열간가공시 표면탈탄이 발생하는 경우가 많다. 표면탈탄층을 가진 스프링은 피로수명이 감소하기 때문에 스프링에 사용되기 곤란하다는 점이 상기 강종의 큰 문제점으로 대두되었다.

상기 강종의 문제점을 해결하기 위한 기술로서, 전체적인 탄소함량을 하향조정하고 Ni를 첨가함으로써 표층부에 탈탄부가 존재하는 것을 방지하고, 탄소함량이 감소함에 따른 강도저하를 보상하기 위해 Si 함량을 더욱 상향 조정(1.5→3%)하고, Mo를 추가 첨가함으로써 최대 설계 응력을 1200MPa로 증가시킨 고장력 스프링강(대한민국 특허출원 1997-0073576호 및 대한민국 특허공개 1999-0048929호)이 개발되었다.

하지만, 이 개발강은 합금설계 측면에서 항복강도와 변형저항성의 향상을 위해 Si 함량을 높인 것이기 때문에 연속주조시 Si 편석대가 발생한다는 문제점이 지적되었 다. 이러한 Si 편석대는 주로 선재의 중심부에 형성되기 때문에 이러한 편석대의 생성은 페라이트 생성을 조장하여 중심부 미세조직의 불균일성을 부추기는 주요한 원인이 되고, 큰 폭의 물성변화를 일으켜 스프링 인성을 떨어드리는 주요한 원인이 된다.

상기에서 살펴본 바와 같이, 현가 스프링에는 높은 변형저항 및 피로강도를 확보하기 위해 요구되는 고강도 및 그와는 별도로 높은 인성이 모두 함께 요구되나 현재까지는 이러한 물성을 두루 갖춘 현가 스프링용 강재는 아직 개발되지 않은 실정이다.

따라서, 본 발명의 목적은 고강도와 고인성을 모두 갖춘 현가 스프링용 강재와 강재를 이용하여 고강도,고인성 스프링을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 현가 스프링용 강재는 중량%로, C : 0.4~0.6%, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.5~1.5%, Ni : 0.2~1%, Cu : 0.1~0.3%, O : 0.0015% 이하, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 V : 0.05~0.3% 및/또는 Ti : 0.01~0.1%를 추가로 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 스프링용 강재를 이용하여 스프링을 제조하기 위한 바람직한 본 발명의 방법은 중량%로, C : 0.4~0.6%, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.5~1.5%, Ni : 0.2~1%, Cu : 0.1~0.3%, O : 0.0015% 이하, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 V : 0.05~0.3% 및/또는 Ti : 0.01~0.1%를 추가로 포함하여 이루어지는 스프링강을 스프링형상으로 가공한 후, 1000~1200℃에서 2시간 이상 균일화 열처리 한 후, 900~1000℃의 온도범위에서 오스테나이트화 처리를 실시하고 유냉하여 350~450℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 한다.

이하 본 발명 강재의 조성 한정이유에 대하여 설명한다.

일반적으로, 스프링강의 개발에 있어 가장 중요한 성질인 인장강도와 충격인성치는 서로 상반되는 물성을 나타낸다. 따라서, 인장강도 값의 저하를 최소한으로 유지하면서 그 반대의 충격인성치를 극대화하는 것이 가장 중요한 개발목표가 된다. 따라서, 하기하는 본 발명의 스프링용 강재의 조성은 인장강도는 높게 유지하면서 충격인성치를 극대화시킬 수 있는 조성인 것이다.

C : 0.4~0.6중량%

상기 C의 함량이 0.4중량% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한, C 함량이 0.6중량%를 초과하는 경우에는 소입소려처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로강도가 현저히 떨어지게 된다. 그뿐만 아니라, 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어렵기 때문에 C 함량은 0.4~0.6중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 1.0~3.0중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그런데, 상기 Si 함량이 1.0중량% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.0중량%로 제한될 필요가 있다. 그리고, Si 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.0~3.0중량%으로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~1.0중량%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서, 상기 Mn 함량이 0.3중량% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 1.0중량%를 초과하는 경우에는 인성이 저하하므로 상기 Mn의 함량은 0.3~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.5~1.5중량%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.5중량% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 1.5중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 바람직한 Cr의 첨가량은 0.5~1.5중량%이다.

Ni : 0.2~1중량%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.2중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 1중량% 이상의 경우에는 잔류오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.2~1중량%로 제한할 필요가 있다.

V : 0.05~0.3중량%, Ti : 0.01~0.1중량%

상기 V 또는 Ti는 본 발명의 스프링강 조성의 가장 큰 특징 중 하나로서, 단독 또는 복합첨가에 의해 탄/질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소로서, 그 함량을 각각 0.05~0.3중량%와 0.01~0.1중량%로 한정한다. 함량이 낮은 경우에는 V 및 Ti계 탄/질화물의 석출이 줄어들어 결정립도 제어와 스프링 특성(피로특성과 영구변형저항성)의 개선효과가 충분하지 못하게 된다. 반면, 그 함량이 높은 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

Cu : 0.1~0.3중량%

상기 Cu의 첨가는 탈탄방지 및 내식성 향상에 유효하다. 탈탄층은 스프링 가공후에 피로수명을 현저히 저하시킨다. 이러한 효과는 0.1중량% 미만에서는 미약하고, 0.3중량%를 초과하여 첨가하면 취화에 의한 압연결함의 원인이 되기 쉽다.

O : 0.0015중량% 이하

상기 O의 함량은 0.0015중량% 이하로 한정하는데, 0.0015중량%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다.

P 및 S : 각각 0.01중량% 이하

상기 P와 S의 함량은 0.01중량% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.01중량%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 조성의 스프링용 강재는 스프링으로 제조될 때 내부에 V 및 Ti의 탄/질화물을 형성하여 강도를 확보하고 인성을 향상시키는 것을 특징으로 한다. 이러한 스프링용 강재를 이용하여 스프링을 제조할 때 보다 효과를 향상시키기 위한 바람직한 방법은 다음과 같다.

즉, 본 발명에서 목적하는 강도와 인성이 우수한 스프링을 제조하기 위한 방법은, 상기 본 발명의 바람직한 조성을 가지고, 통상적인 제조공정에 의해 제조된 스프링용 강선재를 스프링형상으로 가공한 후, 1000~1200℃에서 2시간 이상 균일화 열처리 한 후, 900~1000℃의 온도범위에서 오스테나이트화 처리를 실시하고 유냉하여 350~450℃에서 소려처리 하여 제조된다.

균일화 열처리는 편석을 제거하기 위한 목적으로 실시된다. 상기 균일화 열처리 온도는 1000℃ 미만일 경우에는 편석제거가 어렵고 스케일 제거가 용이하지 않으며, 1200℃를 초과할 경우에는 탈탄을 조장하기 때문에 좋지 않다. 따라서, 열처리 온도는 1000~1200℃에서 2시간 이상이 바람직하다.

또한 상기 열처리시 강선재 내부까지 완전히 균일화 되도록 하기 위해서는 2시간 이상 균일화 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.

이후, 강선재의 강도를 향상시키기 위한 소입 공정이 필요하다. 소입에 의 해 균일한 오스테나이트 조직으로부터 마르텐사이트 조직으로 변태시기기 위해 소입전 오스테나이트화 처리를 실시한다. 오스테나이트화 처리온도는 900~1000℃인 것이 바람직한데, 상기 오스테나이트화 처리 온도가 900℃ 미만일 경우에는 그 낮은 온도 때문에 냉각 중 초석페라이트가 생성되어 바람직하지 않고, 1000℃를 초과할 경우에는 탈탄 및 결정립 성장을 조장하기 때문에 바람직하지 않다. 상기 오스테나이트화 처리 후 급냉에 의해 소입공정을 완료한다.

소입된 스프링은 강도는 높으나 마르텐사이트 조직이 인성향상에는 바람직하지 않기 때문에, 소려 공정이 후속되는 것이 바람직하다. 상기 소려공정에 의해 내부조직은 마르텐사이트에서 소려 마르텐사이트로 변화하게 된다.

바람직한 소려온도는 350~450℃ 이다. 만일 소려온도가 350℃ 미만이면 마르텐사이트의 소려효과가 충분하지 않아 스프링의 인성이 나빠지고 450℃를 초과할 경우에는 마르텐사이트가 보다 고온조직으로 변태해버릴 염려가 있다. 따라서 소려온도는 350~450℃인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 하기하는 바람직한 실시예에 의해 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 청구범위에 기재된 사항과 그로부터 합리적으로 유추되 는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성을 가지는 강들을 주조하고 강편을 제작한 후, 1200℃에서 2시간 동안 균질화 처리를 실시한 뒤 950℃의 압연 마무리 온도로 열간압연을 실시하였으며, 이때의 압연비는 70%로 하였다. 이와 같이 열간압연된 강판을 스프링 형상으로 가공한 후 980℃에서 열처리한 뒤 유냉하여 390℃ 및 420℃의 소려 온도에서 열처리를 실시하여 시편을 제조하였다.

인장시험편은 압연방향에서 채취하여 ASTM-Sub size로 가공하였으며, 인장시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed)를 2mm/min으로 하여 시험하였고, 그 상세한 값들을 표 2에 나타내었다. 또한, 표 3에서 나타낸 충격치는 샤르피 시험기를 이용하여 측정한 값이며, 이때 노치조건은 2mm-U노치였다. 위와 같이 제조된 시편에서 측정된 모든 물성치의 상호 비교를 위해 표 2에 그 측정치를 정리하여 나타내었다.

구분	조성(중량%)
	C	Si	Mn	Ni	Cr	V	Ti	Cu	P	S
비교재	0.55	2.8	0.50	0.25	0.70	0.05	-	0.10	0.01	0.01
발명재1	0.55	2.20	0.50	0.25	0.70	0.20	-	0.10	0.008	0.008
발명재2	0.50	2.20	0.70	0.30	1.00	0.20	0.07	0.30	0.009	0.007

소려온도	구분	인장강도(MPa)	연신율(%)	단면감소율(%)	경도/HRC	충격치
390℃	비교재	2218	8.0	33.4	57.6	3.20
	발명재1	2167	8.1	37.7	56.5	4.08
	발명재2	2125	8.0	34.3	55.3	6.54
420℃	비교재	2050	10	37	54.5	3.90
	발명재1	1984	9.0	37.5	53.0	4.59
	발명재2	1972	11.3	41.8	55.2	6.68

표 2의 결과로부터, 본 발명재는 비교재에 비해 다소 낮은 인장강도 값을 나타내지만, 연신율과 단면적 감소율은 모든 실험 온도역에서 우수한 특성을 나타낸다. 또한, 표 2에서 나타낸 바와 같이, 소려 온도 420℃의 발명재2를 제외하면, 본 발명재의 경도치는 비교재에 비해 대부분 약간 낮은 수준이나, 그 충격인성치는 비교재에 비해 우수하게 나타남을 알 수 있다.

일반적으로, 스프링강의 개발에 있어 가장 중요한 성질인 인장강도와 충격인성치는 서로 상반되는 물성을 나타낸다. 따라서, 인장강도값의 저하를 최소한으로 유지하면서 그 반대의 충격인성치를 극대화하는 것이 가장 중요한 개발목표가 된다. 이를 종합해 보면, 발명재에서는 표면 탈탄의 효과를 줄이기 위해 Si의 첨가량을 감소시켰고, 이 감소로 인해 발생될 강도의 손실분을 대체하기 위해 V와 Ti가 복합 첨가되었다. 이 첨가효과는 V(C,N) 및 Ti(C,N)와 같은 석출물에 의해 켄칭(quenching)중에 결정립 미세화를 이끌어 강도와 인성의 저하를 최소화시키고 소려 중에 석출강화로 강도의 향상을 나타내었다.

상술한 바와 같이 본 발명에 의할 경우에는 고강도와 고인성을 모두 갖춘 현가 스프링용 강재와 상기 강재를 이용하여 고강도,고인성 스프링을 제조하는 방법을 제공할 수 있다.

Claims (2)

1. 중량%로, C : 0.4~0.6%, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.5~1.5%, Ni : 0.2~1%, Cu : 0.1~0.3%, O : 0.0015% 이하, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 V : 0.05~0.3%, Ti : 0.01~0.1%로 구성되는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 충격치가 우수한 현가 스프링용 고강도 스프링강.
2. 중량%로, C : 0.4~0.6%, Si : 1.0~3.0%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.5~1.5%, Ni : 0.2~1%, Cu : 0.1~0.3%, O : 0.0015% 이하, P : 0.01% 이하, S : 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 여기에 V : 0.05~0.3%, Ti : 0.01~0.1%로 구성되는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하여 이루어지는 스프링강을 스프링형상으로 가공 한 후, 1000~1200℃에서 2시간 이상 균일화 열처리 한 후, 900~1000℃의 온도범위에서 오스테나이트화 처리를 실시하고 유냉하여 350~450℃에서 소려처리하는 것을 특징으로 하는 충격치가 우수한 현가 스프링의 제조방법.