KR100825597B1

KR100825597B1 - 고강도, 고인성 스프링의 제조방법 및 고강도, 고인성스프링

Info

Publication number: KR100825597B1
Application number: KR1020060131415A
Authority: KR
Inventors: 최상우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2006-12-20
Filing date: 2006-12-20
Publication date: 2008-04-25

Abstract

본 발명은 고강도, 고인성 스프링의 제조방법 및 고강도, 고인성 스프링에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에서 사용되는 스프링으로서 높은 강도와 인성을 동시에 보유하는 스프링을 제조하는 방법으로서, 인발 가공처리를 위한 연화열처리도 필요없이 고강도, 고인성 스프링을 제조하는 방법 및 고강도, 고인성 스프링에 관한 것이다.

본 발명의 스프링 제조방법은 중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0% 이하, Cu : 0.01~1.0% 이하, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 페라이트와 펄라이트로 이루어지는 내부조직을 가지며, 내부조직의 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재를 이용하여 스프링을 제조하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법으로서, 상기 강선재에 대하여 연화열처리 없이 직접인발하는 단계; 상기 인발된 강선재에 대하여 오스테나이트화 처리하는 단계; 상기 오스테나이트화 처리된 강선재를 유냉하는 단계; 상기 유냉된 강선재를 소려처리하는 단계; 및 상기 소려처리된 강선재를 스프링 형상으로 냉간가공하는 단계;를 포함하는 것 을 특징으로 한다.

스프링, 고강도, 고인성, 잔류 오스테나이트, 연화열처리

Description

고강도, 고인성 스프링의 제조방법 및 고강도, 고인성 스프링{ HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS SPRING AND MEHTOD FOR MANUFACTURING HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS SPRING}

도 1은 통상의 선재에 대한 냉각시 나타나는 CCT 다이어그램을 나타낸 그래프,

도 2는 미세 결정립을 가진 선재로 압연한 후 냉각시 나타나는 CCT 다이어그램을 나타낸 그래프, 그리고

도 3은 최종압연기로부터 2번째 압연기에서 압연 온도를 낮춘 경우의 결정립 크기와 그렇지 않은 경우의 결정립 크기를 비교한 그래프이다.

본 발명은 고강도, 고인성 스프링의 제조방법 및 고강도, 고인성 스프링에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에서 사용되는 스프링으로서 높은 강도와 인성을 동시에 보유하는 스프링을 제조하는 방법으로서, 인발 가공처리를 위한 연화열처리도 필요없이 고강 도, 고인성 스프링을 제조하는 방법 및 고강도, 고인성 스프링에 관한 것이다.

최근, 화석연료 특히 석유연료의 사용량이 급증하면서 상기 석유연료를 연소시킴으로써 발생하는 오염원에 의한 대기오염의 심각성이 전세계적으로 대두되었고, 그 외에도 대형유조선의 기름 유출사고 등이 발생할 뿐만 아니라, 유가가 급등함에 따라 석유연료에 의한 해악을 회피하기 위하여 가급적이면 석유연료의 사용량을 절감하는 기술에 관한 연구가 다각도로 이루어졌다.

상기 석유연료를 다량사용하는 수요처로서 자동차를 들 수 있는데, 상기 자동차 제조사에서도 석유연료의 사용량을 줄이기 위한 여러가지 시도와 연구를 계속적으로 진행하고 있다. 석유연료의 사용량을 줄이기 위한 가장 전통적인 방법 중 하나인 자동차의 연비를 향상시키는 방법이 현재 개발되어 적용중인 기술의 주류라고 할 수 있는데, 이러한 연비 향상 방법으로서는 우선 엔진의 연소효율과 동력전달 효율 등을 향상시키는 방법을 그 중 하나로 들 수 있으며, 또 다른 방법으로서는 자동차의 차쳬 중량을 감소시킴으로써 단위 거리 이동시 필요한 에너지 량을 감소시키는 방법을 들 수 있다.

자동차 차체 중량을 감소시키기 위해서는 자동차에 들어가는 부품을 비중이 낮은 경량 재질로 대체하는 방법이 있을 수 있으나, 아직까지는 철제 부품의 우수성을 대체할만한 부품이 적용되는 분야는 많지 않다. 따라서, 아직까지도 자동차 부품으로는 철제 부품이 사용되는 경우가 많으며 상기 철제 부품의 경량화를 통하여 자동차 연비를 향상시키고자 하는 시도가 일반적이다.

철제 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있으며, 따라서 부품 경량화는 필연적으로 부품의 고강도화라는 숙제를 해결한 뒤에 실현가능한 과제가 되었다.

특히, 자동차용 스프링은 고강도와 유사한 개념으로서 우수한 영구변형 저항성을 강하게 요구하는 부품이다. 영구변형 저항성이라 함은 스프링을 장기간 사용한 후에 완전히 탄성복원되지 못하여 스프링 높이의 변화가 생기는 영구변형이라는 현상에 대한 저항성을 의미하는데, 스프링의 영구변형 저항성을 높이기 위하여 종래부터 Si를 다량 첨가한 강선재가 스프링용 재료로 사용되어 왔다. 상기 Si는 강의 항복강도를 높임으로서 영구변형을 방지하는 역할을 한다.

또한, Si는 주기율표상에서 4족에 속하는 원소로서 열역학적으로는 C와 유사한 거동을 하는 원소이다. 앞에서도 설명하였듯이 부품의 고강도(고인장강도)화는 스프링에도 예외가 아닌데, 상기 고강도화를 위하여 필수적으로 첨가되는 원소가 C이다. C는 첨가가 용이하고, 고용강화 또는 함께 첨가되는 다른 합금원소와 함께 석출강도를 일으키는 등의 작용을 통하여 강의 강도를 향상시킨다. 그런데, C가 다량의 Si와 함께 합금내에 첨가될 경우에는 C와 Si의 유사한 열역학적 거동에 의해 두 원소는 자리경쟁을 하게되고 그 결과 C가 합금으로부터 제거되는 탈탄현상이 일어나게 된다.

종래의 Si 첨가 스프링강은 SAE9250 등을 들 수 있는데, 이러한 스프링용 강재내에 Si 함량이 1.8~2.0중량%에 달하기 때문에, 상기 강종내에서 C의 표면탈탄현상은 더욱 극심하게되고, 그 결과 상기 강종에는 표면탈탄층으로 말미암은 피로수명 저하라는 문제까지 발생되어 이를 스프링에 사용되기 곤란하게 되었다.

이러한 문제점을 해결하기 위해서, 전체적인 탄소 함량을 하향조정하고 Ni를 첨가함으로써 표층부에 탈탄부가 존재하는 것을 방지하고, 탄소함량이 감소함에 따른 강도저하를 보상하기 위해 Si 함량을 더욱 상향 조정하고, Mo를 추가 첨가함으로써 최대 설계 응력을 1200MPa로 증가시킨 고장력 스프링강(일본 특허출원 JP1998-110247 및 JP1996-176737, 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 지적되었다. 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.

또한, 기 개발된 고응력 스프링용 강은 합금원소를 다량 첨가하기 때문에 제조원가가 높아진다는 문제 이외에도 상기 투입된 다량의 합금원소로 말미암아 선재 제조시 비교적 낮은 속도로 선재를 완냉각하여도 저온조직(베이나이트+마르텐사이트의 복합조직)이 발생한다는 문제를 가지고 있다. 선재 제조시 저온조직이 발생하는 경우에는 후공정에서 가공시 문제를 야기할 수 있다. 즉, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온조직은 변태시 발생된 내부응력으로 인하여 경도가 매우 높게 되는데, 이러한 저온조직은 선재를 후공정에서 인발 가공시 가공이 곤란하게 하는 원인이 된다. 따라서, 상기 가공을 원활하게 하기 위하여 선재에 대하여 연화열처리 등의 열처리를 수행하게 되는데, 이러한 열처리는 또 다른 원가상승 및 조업성 악화의 요인이 되는 것이다.

그 밖에도 일반적으로 강도와 인성은 서로 배치되는 개념이어서 이들을 한번에 확보하는 것이 어렵다는 점도 상기 고강도 스프링용 강재에는 해결하여야 하는 또다른 문제점이다. 즉, 통상적으로 스프링의 강도를 향상시키고자 할 때 강재 내부에 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질 조직을 형성시키는 것이 필수적인데, 상기와 같은 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경질 조직은 일반적인 경우에서는 취약한(brittle) 특성을 가지고 있어 충격인성 등이 열악하기 때문이다.

상기에서 살펴본 바와 같이, 스프링에는 높은 영구변형저항 및 피로강도를 확보하기 위해 요구되는 고강도 및 그와는 별도로 높은 인성이 모두 함께 요구되나 현재까지는 이러한 물성을 두루 갖춘 스프링용 강재는 아직 개발되지 않은 실정이다. 또한, 스프링용 강선재 내부에 저온조직이 일부 발생되어 스프링 고객사에서 연화열처리를 실시하여야 하는 경우가 대부분이므로 경제적인 문제점이 있다.

따라서, 본 발명의 목적은 고강도 및 고인성을 두루 갖춘 스프링을 제조하기 위한 선재로서 후공정에서의 냉간가공성도 우수한 강선재를 이용하여 고강도 및 고인성을 두루 갖춘 스프링을 제조하는 방법을 제공하는 것을 또다른 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일측면으로서, 본 발명의 스프링 제조방법은 중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0%, Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 페라이트와 펄라이트로 이루어지는 내부조직을 가지며, 내부조직의 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재를 이용하여 스프링을 제조하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법으로서, 상기 강선재 에 대하여 연화열처리 없이 직접인발하는 단계; 상기 인발된 강선재에 대하여 오스테나이트화 처리하는 단계; 상기 오스테나이트화 처리된 강선재를 유냉하는 단계; 상기 유냉된 강선재를 소려처리하는 단계; 및 상기 소려처리된 강선재를 스프링 형상으로 냉간가공하는 단계;를 포함하는 것 을 특징으로 한다.

본 발명의 또다른 일측면으로서, 본 발명의 스프링 제조방법은 중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0%, Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 페라이트와 펄라이트로 이루어지는 내부조직을 가지며, 내부조직의 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재를 이용하여 스프링을 제조하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법으로서, 상기 강선재에 대하여 연화열처리 없이 직접인발하는 단계; 상기 인발된 강선재를 850~1000℃에서 스프링 형상으로 열간가공하는 단계;

상기 열간가공된 스프링을 오스테나이트화 하는 단계; 상기 오스테나이트화 된 스프링을 유냉하는 단계; 및 상기 유냉된 스프링을 소려처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 오스테나이트화 온도는 900~1000℃인 것이 바람직하다.

그리고, 상기 소려처리 온도는 350~450℃인 것이 바람직하다.

또한, 상기 강선재의 조성에는 중량%로 V : 0.005~0.5% 및 Ti : 0.005~0.5%가 더 포함되는 것이 효과적이다.

본 발명의 또다른 일측면인 고강도 고인성 스프링은, 중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0%, Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 15%이하의 잔류 오스테나이트와 소려마르텐사이트로 이루어지는 조직을 가지는 것을 특징으로 한다.

그리고, 상기 강선재의 조성에는 중량%로 V : 0.005~0.5% 및 Ti : 0.005~0.5%가 더 포함되는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 상세히 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 된 다. 따라서, 하기하는 본 발명의 스프링용 강재의 조성은 인장강도는 높게 유지하면서 충격인성치를 극대화시킬 수 있는 조성인 것이다.

본 발명의 발명자들은 이러한 기술적 사상을 구현하기 위하여, 강선재의 조성를 하기하는 바와 같이 제어함으로써, 하기하는 조성을 가지는 강선재를 스프링으로 제조할 때 내부에 Al, B, V 및 Ti의 산/탄/질화물계 석출물을 형성하여 강도를 확보하고 인성을 향상시키는 동시에 소입성향상 원소인 B를 이용하여 열처리시 소입성을 강화하고 입계강화도 도모하여 높은 강도와 인성을 동시에 향상시키고자 하였다.

이하, 본 발명의 강선재의 성분계에 대하여 설명한다.

C : 0.4~0.7중량%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 상기 C의 함량이 0.4중량% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한, C 함량이 0.7중량%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 0.4~0.7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 1.5~3.5중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그런데, 상기 Si 함량이 1.5중량% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.5중량%로 제한될 필요가 있다. 그리고, Si 함량이 3.5중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.5~3.5중량%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 : 0.01~1.5중량%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 1.5중량%를 초과 하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 바람직한 Cr의 첨가량은 0.01~1.5중량%이다.

Mo : 0.01~1.0중량%

Mo는 소입성 및 인성, 템퍼링 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소이다. Mo 의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 1중량% 초과의 경우에는 잔류오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~1중량%로 제한할 필요가 있다.

Ni : 0.01~1.0중량%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.01중량% 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 0.01~1.0중량%로 제한할 필요가 있다.

Cu : 0.01~1.0중량%

상기 Cu의 첨가는 탈탄방지 및 내식성 향상에 유효하다. 탈탄층은 스프링 가공후에 피로수명을 현저히 저하시킨다. 이러한 효과는 0.01중량% 미만에서는 미 약하고, 1.0중량%를 초과하여 첨가하면 취화에 의한 압연결함의 원인이 되기 쉽다.

B : 0.005~0.02중량%

상기 B의 첨가는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 높이고 담금질성의 향상으로 입자경계 강도를 높이는 효과를 갖는다. 0.005중량% 미만에서는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 0.02중량%을 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.

Al : 0.1중량% 이하

상기 Al의 첨가는 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. Al 함량이 0.1중량%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.

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 0.02중량% 이하

상기 P와 S의 함량은 0.02중량% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하 여 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 0.02중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

N : 0.02중량% 이하

질소는 붕소와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬우며, 소입효과를 감소시키는 원소이다. 따라서, 질소의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으나, 공정부하를 고려할 경우 0.02중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 조성만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있지만, 상기 유리한 강 조성에 더하여 하기하는 바와 같이 V와 Ti를 필요에 따라 첨가함으로써 강의 강도와 인성을 보다 향상시킬 수 있다.

V : 0.005 ~ 0.5중량%, Ti : 0.005 ~ 0.5중량%

상기 V 또는 Ti는 본 발명의 스프링강 조성의 보다 바람직한 원소 중 하나로서, 단독 또는 복합첨가에 의해 탄/질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소로서, 그 함량을 각각 0.005 ~ 0.5중량%와 0.005 ~ 0.5중량% 범위로 한정한다. 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 작용 을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

상기한 조성을 가진 선재를 이용하여 스프링을 제조할 경우 상술하였듯이 강도와 인성이 우수한 스프링을 얻을 수 있다.

다만, 앞에서도 설명하였듯이 스프링의 강도를 향상시키기 위하여 조성을 제어할 경우에는 선재 냉각시 저온조직이 용이하게 생성되어 선재의 경도도 동시에 높아지게 된다. 따라서, 냉간가공성이 열악하게 되기 때문에 상술한 조성을 가진 선재라도 일반적인 제조방법으로는 우수한 냉간가공성을 확보할 수 없다.

본 발명의 발명자들은 이러한 문제의 원인을 파악하기 위하여 검토한 결과, 통상의 스프링용 강재의 조성범위에서는 비교적 완냉각을 한다 하더라도 도 1에 도시한 CCT 다이어그램 상에서 냉각곡선이 페라이트나 펄라이트 영역을 통과하지 못하고 바로 베이나이트 또는 마르텐사이트 영역으로 진입하기 때문에, 상기 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온조직이 다량 발생하게 된다는 것을 알 수 있었다.

따라서, 저온조직을 발생시키지 않기 위해서는 냉각속도를 보다 느리게 하여 펄라이트 또는 페라이트 영역을 통과하도록 하는 방법을 생각해 볼 수 있다. 그러나, 본 발명의 스프링강 조성을 포함한 통상의 스프링강 조성에서 냉각곡선이 상기 TTT 다이어그램 상의 페라이트 또는 펄라이트 영역을 통과하도록 하기 위해서는 냉각속도를 최대 3℃/초 미만으로 하여야 한다는 것이 본 발명자들의 검토결과이다. 그러나, 현재 대부분 채택되고 있는 선재 냉각설비의 냉각능은 대부분 5℃/초 또는 그 이하로서, 이렇게 낮은 냉각속도(3℃/초 미만)로 냉각속도를 정확히 제어한다는 것은 매우 어려운 실정이다. 따라서, 냉각속도를 느리게 하여 냉간가공성이 우수한 선재를 제조한다는 것은 현단계에서는 바람직하지 않다.

나머지 방법으로는 상기 도 1에 기재된 펄라이트 노즈(nose)를 왼쪽으로 이동시킬 경우 비교적 높은 냉각속도(즉, CCT 다이어그램의 가로축이 시간이므로 시간이 적게 소요되는 경우)에서도 냉각곡선이 충분히 펄라이트 영역 또는 페라이트 영역을 통과할 수 있도록 하는 방법을 들 수 있다. 이러한 경우 CCT 다이어그램은 도 2에 도시한 형태로 될 수 있다.

주로, CCT 다이어그램의 형태는 조성의 영향을 받지만 본 발명의 발명자들은 연구결과, 강선재의 조성을 고정하더라도 결정립 크기를 조절함에 의해 상기 CCT 다이어그램의 형태를 제어할 수 있다는 것을 확인할 수 있었다.

즉, 일반적인 선재 제조공정에서는 선재 내부 조직 중 냉각전 오스테나이트 결정립 크기가 12㎛ 내외로 되는데, 이러할 경우의 CCT 다이어그램의 형태는 상술한 도 1에 도시된 형태가 된다. 그러나, 본 발명의 주요한 조건 중 하나로서 냉각 전 오스테나이트 결정립 크기를 8㎛ 이하로 관리할 경우 CCT 다이어그램은 도 2에 도시한 바와 같이 펄라이트 및 페라이트 영역이 상당히 왼쪽(즉, 짧은 시간 쪽)으로 이동한 형태를 가지게 된다. 그 이유는, 페라이트 또는 펄라이트 결정립은 오스테나이트 결정립계에서 변태되는데, 변태전 오스테나이트 결정립의 크기(Austenite Grain Size, 간단히 AGS)가 미세할 경우 상기 페라이트 또는 펄라이트 변태에 필요한 결정립계면이 급격히 증가하여 페라이트 또는 펄라이트 변태량이 증가하게 되는 것이다.

그러므로, 조성의 변경없이 비교적 높은 냉각속도에서도 경도가 높지 않아 냉간가공성이 우수한 선재를 제조하기 위해서는 냉각전 오스테나이트 결정립 크기를 8㎛ 이하로 제어하는 것이 중요하다. 따라서, 본 발명의 강선재는 상기한 유리한 조성을 가지는 선재로서 내부조직이 페라이트와 펄라이트로 이루어져 있으며 내부조직중 구(舊) 오스테나이트의 결정립 크기가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

또한, 베이나이트와 마르텐사이트와 같은 저온조직은 가급적이면 형성되지 않는 것이 좋은데, 어느 정도까지는 불가피하게 형성될 수 있으므로 그 양은 전체조직의 면적에 대한 분율로 하여 1% 미만인 것이 바람직하다.

오스테나이트 결정립 크기를 제어하기 위한 방법으로는 여러가지가 있을 수 있다. 즉, 오스테나이트 결정입도는 열간압연 중의 변형량, 변형속도, 열간압연 온도 등에 의해 크게 좌우된다. 이들 열간압연조건에 의해 정적재결정, 동적재결정, 준동적재결정 및 입자성장이 발생하게 되는데, 선재 열간압연과 같이 가공되는 소재의 단면형상이 원형이고 압연속도가 고속인 경우에는 변형량과 변형속도를 변경하는 것은 어렵다. 따라서, 열간압연온도를 조절하여 재결정거동 및 입자성장거동을 제어하는 것이 바람직하다.

종래에는, 열간압연온도를 제어하여 결정립을 미세화시키기 위해서 전 사상압연 구간의 온도를 낮게 유지하면서 압연하여 재결정은 억제시키면서 오스테나이트 결정립 형태를 팬케익화 및 미세화시키는 방법이 많이 사용되었다. 그러나, 이러할 경우 전 사상압연 과정 중 롤에 작용하는 부하가 가중되어 설비 부담이 뒤따르고 그에 따라 동력 소모량 및 설비 수명 등에 악영향을 미치게 된다.

그러나, 본 발명의 발명자들에 따르면 도 3에 도시한 바와 같이 전체 압연 구간 내에서 압연을 하더라도 실제적으로 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 미치는 압연 구간은 최종 압연기 중 최후 2기 이내에서의 압연구간으로서 상기 압연기의 압연온도를 750 ~ 850℃ 이하로 유지할 경우 오스테나이트 결정립 크기를 8㎛ 이하로 조절할 수 있다. 도 3에서 사각형 마크는 종래(normal)의 제조패턴으로 선재를 제조하는 경우로서 □는 온도거동을, 그리고 ■표시는 오스테나이트 결정립 크기 변화를 나타낸다. 마찬가지로 원형 마크는 본 발명에 따른 제조패턴으로 선재를 제조하는 경우로서 ○는 온도거동을, 그리고 ●는 오스테나이트 결정립 크기 변화를 나타낸다. 상기 도 3에서 볼 수 있듯이 본 발명에 따른 제조패턴의 경우 최종 2기의 압연기에서의 압연온도를 850℃ 이하로 유지한 결과 오스테나이트 결정립 크기가 최종 5㎛ 미만으로 나타난 반면, 종래의 제조패턴의 경우 최종 2기의 압연기에서의 압연온도가 950℃ 이상으로서 그에 따라 제조된 강선재 내부의 결정립 크기는 12㎛ 이상으로 나타나고 있었다. 이는 압연 전반부에서는 준동적재결정이 발생하여 선재 결정립 크기가 크게 변동하지 않은 반면 후반부(특히, 최종 2기의 압연기)에서는 선재의 정적재결정이 일어나서 재결정 거동이 느려지고 입자성장이 지연되며, 그에 따라 압연에 의한 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있기 때문인 것이다.

그러므로, 최후 2기 이상의 압연기에서의 압연온도를 850℃ 이하로 하는 것이 중요하다.

다만, 사상압연온도가 Ar3 이하일 경우에는 오스테나이트가 압연에 의해 미세화 되기전에 오스테나이트/페라이트 변태가 일어나게 되어 조대한 페라이트가 형성되게 되므로 상기 사상압연온도는 Ar3를 초과할 필요가 있다.

상기 Ar3는 강선재의 조성에 따라 달라지나 본 발명의 강선재 조성에서는 대체로 740℃ 정도에서 결정된다.

상기의 선재 제조공정에서 최종 2기의 압연기의 온도를 제어하는 것 이외의 다른 공정은 일반적인 선재공정과 동일하다. 즉, 당업자라면 이미 공지된 여러가지 기술들을 이용하여 빌레트를 재가열하고 조압연 및 사상압연(최종 2기 이상의 압연기에서의 온도 제어는 필요함)한 후 냉각하여 스프링용 강선재를 용이하게 제조할 수 있다.

상기 냉각시 선재 냉각조건은 700~850℃의 온도에서 냉각을 개시하여 상온까지 5℃/초 이하의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 과정으로 제조된 강선재는 후공정에서 연화열처리 없이 직접인발후 강선재를 오스테나이트화 및 소입소려처리후 냉간상태에서 스프링형상으로 가공되거나 상기 강선재를 열간(850~1000℃)상태에서 스프링성형후 소입소려처리됨으로 스프링으로 제조될 수 있다. 이때 최종 스프링의 내부조직은 15%이하 잔류오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite)로 구성되는 것을 특징으로 한다.

상기 스프링 제조방법의 개략적인 온도범위는 통상의 스프링 제조조건과 동일하며, 다만 연화열처리를 실시하지 않으며 최종 스프링 내부조직을 15%이하 잔류오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 구성한다는 점이 본 발명의 스프링 제조방법의 특징이다.

따라서, 상기 오스테나이트화 온도, 유냉 온도 및 소려처리 온도는 통상의 스프링 제조조건에 준한다.

다만, 오스테나이트화 온도는 재결정에 의해 결정립이 너무 조대화되는 것을 방지하기 위하여 900~1000℃의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다. 즉, 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. 이때, 조직 중 소입과정에서 마르텐사이트로 변태되지 못한 잔류 오스테나이트가 일부 존재할 경우에는 소위 소성유기변태현상에 의해 스프링의 강도를 악화시킬 뿐만 아니라 영구변형저항성도 악화시키기 때문에 종래기술에서는 가능한 극력 억제하고자 하여 그 함량을 0%에 가깝게 조절하고자 하였다. 그러나, 스프링 가공시 열처리 과정에 따라 잔류 오스테나이트가 생성되는 경우가 많은 것이 현실이며, 이를 완전히 방지하기도 어려운데, 본 발명의 상술한 성분계 및 스프링의 조건을 이용할 경우에는 잔류오스테나이트를 일정수준 함유하여도 큰 문제가 없을 뿐만 아니라 오히려 스프링 의 피로수명을 향상시킬 수 있기 때문에 본 발명에서는 잔류 오스테나이트가 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 과다하게 포함될 경우에는 스프링의 강도를 악화시킬 뿐만 아니라, 영구변형저항성도 악화시키기 때문에 15% 이하로 포함되는 것이 바람직하다. 본 발명의 제조방법에 의할 경우에는 상기 스프링 중 잔류 오스테나이트의 비율은 15% 이하로 조절될 수 있다. 또한, 상기 잔류오스테나이트에 의한 유리한 효과를 얻기 위해서는 잔류오스테나이트 비율은 1%이상인 것이 보다 바람직하다.

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

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성을 가지는 강들을 주조하고 강편을 제작한 후, 하기 표 2의 조건으로 열간압연을 실시하여 선재를 제조하였다. 이와 같이 열간압연된 강선재를 스프링 형상으로 가공한 후 950℃에서 열처리한 뒤 유냉하여 표 3에 도시한 바와 같이 390℃ 및 420℃의 소려 온도에서 열처리를 실시하여 시편을 제조하였다.

스프링 가공시 실시예1 내지 실시예6의 경우는 하기 표 2의 결과로부터 알 수 있듯이 우수한 냉간가공성을 가지고 있으므로 별도의 연화열처리 없이 직접인발을 실시한 후 스프링 가공하였으나, 비교예의 경우는 냉간가공성이 부족하여 그대로 인발 가공할 경우 재료가 파손될 우려가 있어 500~700℃에서 120~180분간 유지하여 연화열처리 한 후 인발 가공하였으며 이후 스프링으로 제조하였다.

표 2의 조건에 의해 제조된 선재의 냉간가공성을 검토하기 위하여 인장시험을 실시하였다. 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.

구분	C	Si	Mn	Ni	Cr	Mo	V	Ti	Cu	B	P	S	Al
비교예1	0.55	3.0	0.5	0.25	0.7	-	0.05	-	0.1	0.001	0.01	0.03	0.001
비교예2	0.55	2.2	0.5	0.25	0.7	-	0.20	-	0.1	-	0.008	0.008	0.01
비교예3	0.50	2.2	0.7	0.30	1.0	-	0.20	0.07	0.3	0.03	0.009	0.007	0.06
비교예4	0.6	1.4	0.6	-	0.5	-	-	-	-	-	0.03	0.01	0.07
실시예1	0.45	2.9	0.7	0.5	1.2	0.1	0.4	0.3	0.3	0.006	0.008	0.009	0.03
실시예2	0.49	3.1	0.6	0.3	0.4	0.3	0.2	0.4	0.5	0.001	0.012	0.008	0.02
실시예3	0.55	2.6	0.7	0.1	0.6	0.3	0.4	0.2	0.8	0.008	0.009	0.015	0.05
실시예4	0.59	2.6	0.4	0.7	1.2	0.5	0.2	0.4	0.5	0.014	0.015	0.009	0.06
실시예5	0.64	1.9	0.8	0.5	1.3	0.7	0.3	0.4	0.1	0.017	0.018	0.015	0.04
실시에6	0.69	1.6	0.9	0.8	0.9	0.85	0.2	0.09	0.4	0.007	0.005	0.016	0.07

단, 상기 표 1에서 각 성분들의 함량은 중량%를 의미함

구분	최종압연기로 부터 4번째 압연기온도 (℃)	구오스테나이트 결정립도(㎛)	냉각속도(3℃/초)		냉각속도(5℃/초)		냉각속도(7℃/초)
구분	최종압연기로 부터 4번째 압연기온도 (℃)	구오스테나이트 결정립도(㎛)	저온조직 분율(%)	선재강도 (MPa)	저온조직 분율(%)	선재강도 (MPa)	저온조직 분율(%)	선재강도 (MPa)
비교예1	960	12	2	1100	3	1140	10	1200
비교예2	980	14	3	1098	4	1120	13	1198
비교예3	970	13	2.2	1060	4	1100	12	1150
비교예4	975	15	3.3	1110	5	1143	14	1200
실시예1	850	6	0.5	980	0.5	983	1.1	1030
실시예2	830	4	0.2	950	0.3	965	0.9	1000
실시예3	790	5	0.9	990	0.9	995	1.3	1040
실시예4	800	6	0.8	984	0.8	993	1.5	1060
실시예5	830	5	0.7	960	0.7	964	1.0	1020
실시예6	780	5	0.6	950	0.7	958	0.9	1040

단, 상기 표2에서 저온조직 분율을 면적분율을 의미하며, 선재강도는 인장강도를 의미한다. 또한, 상기 최종압연기로부터 4번째 압연기부터 최종압연기까지의 온도는 실질적으로 동일하게 유지하여 압연하였다.

구분	소려온도 : 390℃			소려온도 : 420℃			잔류오스테나이트(%)
	인장강도(MPa)	연신율(%)	충격치(J)	인장강도(MPa)	연신율(%)	충격치(J)	잔류오스테나이트(%)
비교예1	1987	6	3.2	1890	7	3.7	2.1
비교예2	1923	6	4.1	1884	6	4.7	3.1
비교예3	1930	5	3.7	1872	6	4.5	0.5
비교예4	2001	6	2.8	1930	7	3.5	10.5
실시예1	2097	15	6.5	2035	16	7.4	13.2
실시예2	2100	13	5.9	2060	15	6.6	9.6
실시예3	2198	10	6.1	2120	12	6.9	3.7
실시예4	2200	9	5.4	2145	10	6.3	7.4
실시예5	2235	9	5.6	2197	10	6.2	12.6
실시예6	2309	8	5.3	2265	10	6.0	14.3

상기 표 2의 결과로부터 알 수 있듯이, 냉각속도가 3℃/초 및 5℃/초인 경우에서는 본 발명의 성분 범위를 벗어날 뿐만 아니라 압연기의 압연온도 조건도 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 비교예1~비교예4의 경우는 저온조직 분율이 2% 이상으로서 아주 높게 나타났으며, 그 결과 선재강도도 실시예1~실시예6의 경우보다 훨씬 높은 값을 나타내고 있음을 알 수 있다. 반면, 실시예1~실시예6의 경우는 저온조직의 분율이 1% 이하로서 냉간가공에 적합한 범위에 속하고 있었으며, 그 결과 선재강도도 1000MPa 이하인 양호한 값을 나타내고 있었다. 다만, 냉각속도가 7℃/초인 경우에는 실시예에서도 1% 이상의 저온조직 분율을 관찰할 수 있었으며 선재의 인장강도도 1000MPa 이상으로 비교적 높다는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 비교예와 실시예의 차이는 냉각전 오스테나이트 결정립도에서 기인하는 것으로서 상온에서 오스테나이트 결정립도를 확인할 수 있는 값인 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 비교예의 경우는 12㎛ 이상인 경우인데 반하여 본 발명에 의한 실시예의 경우에는 6㎛ 이하로서 큰 차이를 나타내고 있었다.

또한 표 3에서 확인할 수 있듯이 본 발명의 조성을 만족하는 실시예의 경우는 그 인장강도가 2000MPa 이상으로 만족한 값을 나타내고 있었으나, 비교예1~비교예4의 경우는 그 강도값이 실시예에 비하여 현저히 부족하다는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 본 발명의 유리한 효과는 본 발명의 강 조성에 기인하는 것이다. 즉, 본 발명에서 규정하는 강 조성은 표면 탈탄의 효과를 줄이기 위해 Si의 첨가량을 감소시켰고, 이 감소로 인해 발생될 강도의 손실분을 대체하기 위해 B, V와 Ti가 복합 첨가된 조성인데, 이러한 첨가효과는 V(C,N) 및 Ti(C,N)와 같은 석출물에 의해 소입 중에 일어나는 결정립 미세화 작용과 보론의 소입성 향상 및 입계강화 작용을 이용해 강도와 인성의 저하를 최소화시키고 소려 중에 도모된 석출강화로 인한 향상된 강도에 기인하는 것이기 때문이다.

상술한 바와 같이 본 발명에 의할 경우에는 강도와 인성이 높은 스프링을 제공할 수 있을 뿐만 아니라 상기 스프링을 제공하기 위하여 제조된 선재의 냉간가공성이 우수하여 특별한 열처리를 실시하지 않고서도 직접인발 가공을 실시할 수 있다는 유리한 효과를 가진다.

Claims

중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0% , Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 페라이트와 펄라이트로 이루어지는 내부조직을 가지며, 내부조직의 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재를 이용하여 스프링을 제조하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법으로서,

상기 강선재에 대하여 연화열처리 없이 직접인발하는 단계;

상기 인발된 강선재에 대하여 오스테나이트화 처리하는 단계;

상기 오스테나이트화 처리된 강선재를 유냉하는 단계;

상기 유냉된 강선재를 소려처리하는 단계; 및

상기 소려처리된 강선재를 스프링 형상으로 냉간가공하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0% , Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 페라이트와 펄라이트로 이루어지는 내부조직을 가지며, 내부조직의 구(舊) 오스테나이트 결정립도가 8㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 냉간가공성이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재를 이용하여 스프링을 제조하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법으로서,

상기 강선재에 대하여 연화열처리 없이 직접인발하는 단계;

상기 인발된 강선재를 850~1000℃에서 스프링 형상으로 열간가공하는 단계;

상기 열간가공된 스프링을 오스테나이트화 하는 단계;

상기 오스테나이트화 된 스프링을 유냉하는 단계; 및

상기 유냉된 스프링을 소려처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 오스테나이트화 온도는 900~1000℃인 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 소려처리 온도는 350~450℃인 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 강선재의 조성에는 중량%로 V : 0.005~0.5%, Ti : 0.005~0.5% 또는 이들 모두가 더 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0%, Cu : 0.01~1.0%, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 15%이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 소려 마르텐사이트로 이루어지는 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링.
제 6 항에 있어서, 상기 강선재의 조성에는 중량%로 V : 0.005~0.5%, Ti : 0.005~0.5% 또는 이들 모두가 더 포함되는 것을 특징으로 하는 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.