KR100839726B1 - 코일링성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선 - Google Patents

Abstract

본 발명은 코일링성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선에 관한 것이다. 상기 강선은, 질량 기준으로 C 0.4 내지 0.60%, Si 1.7 내지 2.5%, Mn 0.1 내지 0.4%, Cr 0.5 내지 2.0%, P 0.015% 이하(0% 초과), S 0.015% 이하(0% 초과), N 0.006% 이하(0% 초과) 및 Al 0.001 내지 0.07%를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이다. 강선은 구 오스테나이트 평균 입경이 12㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트량이 전체 조직에 대하여 1.0 내지 8.0부피%인 조직을 갖는다. 잔류 오스테나이트 평균 입경은 300nm 이하이고, 잔류 오스테나이트 최대 입경은 800nm 이하이다. 강선은 1900MPa 이상의 인장 강도를 갖는다.

Description

코일링성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선{HIGH STRENGTH SPRING STEEL WIRE WITH EXCELLENT COILING PROPERTIES AND HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE}

도 1은 대표적인 열처리 공정을 설명한 개략도이다.

도 2는 SEM/EBSP법으로 잔류 오스테나이트를 검출한 일례를 나타내는 사진이다.

도 3은 실시예에서 이용한 인장 시험편의 측면도이다.

도 4는 실시예에서 이용한 수소취화 시험편의 측면도이다.

도 5는 실시예에서의 인장 강도와 전체 신도의 관계를 나타낸 그래프이다.

도 6은 실시예에서의 인장 강도와 수소취화 시험에서의 파단 수명과의 관계를 나타낸 그래프이다.

본 발명은, 코일링성(coiling property)과 내수소취화(hydrogen embrittlement resistance) 특성이 우수한 고강도 스프링 강선에 관한 것이고, 특히, 인장 강도 1900MPa 이상의 고강도 영역에서 코일링성과 내수소취화 특성이 향상된 스프링 강선에 관한 것이다.

자동차의 경량화 수요에 따라 자동차 부품의 소형화 및 박형화가 요구되고 있다. 이와 관련하여, 자동차의 저면(underbody) 부품인 현가(懸架; suspension) 스프링 등의 스프링 부품이 높은 강도를 가질 것이 필요하다. 그러나, 강재의 강도를 높이면, 대기피로(atmospheric fatigue) 특성은 향상되지만 일반적으로 부식피로(corrosion fatigue) 특성은 저하되는 경향이 있어, 강재 강도와 함께 대기피로 특성과 부식피로 특성 둘 모두를 개선하는 것은 곤란하다.

고강도 영역에서의 부식피로 특성을 개선하기 위해, 내식성을 향상시키는 방법, 수소를 트래핑(trapping)하는 방법 등과 같은 몇몇 방법이 당해 기술분야에서 제안되었다. 그러나, 이들 방법에서는 요구 수준의 향상에 따라 합금 원소 첨가량이 증가하여, 재료 비용이 높아지면서 제조성이 나빠지는 등의 문제가 생겼다.

이러한 배경에서, 합금 원소량을 증가시키지 않고 제조 공정면에서 재질을 개선하는 방법이 제안되었다. 예컨대, 특허문헌 1에는 냉간 권취(cold-wound) 스프링의 제조 공정에서 담금질(quenching) 및 뜨임(tempering) 처리 조건을 개량하여 사용 강재의 인성(toughness)이나 내침하성(sagging resistance)을 개선함으로써, 다른 특성을 손상시키지 않고 최종 제품인 현가 스프링의 고강도화를 실현할 수 있다고 개시되어 있다.

이와 같이, 냉간 권취 스프링의 경우, 제조 공정면에서 재질을 개선하기 쉽 다는 장점이 있다. 하기에 열간 권취 스프링과 냉간 권취 스프링의 제조 공정을 각각 나타낸다. 냉간 권취 스프링 제조 공정은, 열간 권취 스프링 제조 공정과는 달리, 담금질 및 뜨임 후에 스프링 권취 가공을 행한다. 따라서, 냉간 권취 스프링 제조 공정은 열간 권취 스프링 제조 공정에 비하여 담금질 및 뜨임 처리 조건의 제한이 적다.

<열간 권취 스프링 제조 공정>

스프링용 강→산세(酸洗; pickling)→인발(drawing)→가열→열간 스프링 권취→담금질→뜨임→셋팅(setting)→숏 피닝(shot peening)→도장→제품

<냉간 권취 스프링 제조 공정>

스프링용 강→산세→인발→가열→담금질→뜨임→냉간 스프링 권취→변형 해방(strain relief)을 위한 풀림(annealing)→셋팅→숏 피닝→도장→제품

그러나, 냉간 권취 스프링의 경우, 스프링 권취 후에 담금질 및 뜨임을 행하여 강도를 조정하는 열간 권취 스프링의 제조 공정과는 달리, 담금질 및 뜨임 후에 스프링 권취를 실시하기 때문에, 고강도이고 가공성이 낮은 강선을 스프링 권취 가공에 제공하게 되어, 스프링 권취 가공 동안 강선이 파손되기 쉽게 된다. 이러한 현상은 강의 강도가 증가함에 따라 현저하게 된다. 따라서, 냉간 권취 스프링의 제조에서 담금질 및 뜨임이 수행될 강선에는 우수한 연성(코일링성)이 요구된다.

우수한 연성을 확보하기 위해, 예컨대 특허문헌 2에는 Nb 첨가에 의해 오스테나이트를 미세화하고 매트릭스 중의 C를 저감함으로써 적당한 코일링성 및 고강도를 확보할 수 있는 방법이 개시되어 있다. 또한, 특허문헌 3에는 Ti와 N의 첨가 량을 조정함으로써, TiN에 의해 오스테나이트를 미세화시켜 우수한 연성 및 고강도를 확보할 수 있는 방법이 개시되어 있다. 그러나, 양 방법 모두 합금 원소의 첨가를 필요로 하여, 냉간 권취 스프링의 장점 중 하나로 평가되는 저비용화나 제조성의 향상을 보장하는데는 불충분하다.

특허문헌 4에는 오스테나이트 구조의 미세화 및 탄화물의 밀도 및 크기의 조정을 통하여, 합금 원소량을 증가시키지 않고서 고강도 스프링 강선의 코일링성과 지연파괴(delayed failure) 특성, 피로 특성을 향상시키는 방법이 개시되어 있다. 그러나 상기 요건을 만족하기 위해서는, 강선을 단시간에 고온 가열할 수 있는 추가의 기술을 사용할 필요가 있어, 범용적인 방법은 아니다.

냉간 권취 스프링의 제조 공정에서는, 담금질 및 뜨임된 후의 강선이 코일상으로 권취되며, 응력이 부하된 상태로 결속되어 코일링까지 보관되지만, 그 동안에 지연파괴가 종종 생길 수 있다. 지연 파괴는 열처리 공정이나 환경에서 강선 중에 침입한 수소에 의한 일종의 수소취화 현상이며, 강선을 고강도화할수록 수소취화의 감수성이 높아지기 때문에 발생하기 쉽게 된다. 따라서, 냉간 권취 스프링의 제조에 사용되는 강선은, 열간 권취 스프링에 사용되는 강선보다도 내수소취화 특성이 우수할 것도 요구된다.

스프링 강선의 내수소취화 특성 향상을 시도한 기술로서, 예컨대 특허문헌 5에는 V, Mo, Ti, Nb 및 Zr을 강 중에 첨가하여 이들의 석출물을 수소 트랩 사이트(trap site)로서 존재시킴으로써 내수소피로 특성이 양호한 인장 강도 1700MPa 이상의 스프링 강선이 얻어진다고 개시되어 있다. 그러나 이 기술도 다량의 합금 원소를 첨가할 필요가 있고, 상기 석출물을 얻기 위해서는 500℃ 이상의 온도에서 뜨임을 수행할 필요가 있어, 고강도와 내침하성을 확보하기 어렵다.

상기한 바와 같이, 저렴화와 고성능화면에서 유리한 냉간 권취 스프링을 사용하여 현가 스프링 등의 가혹한 환경하에서 일반적으로 사용되는 스프링의 고강도화(인장 강도 1900MPa 이상)를 실현하기 위해서는, 양호한 코일링성과 내수소취화 특성 모두를 가질 필요가 있다. 그러나, 종래 기술에서는 인장 강도 1900MPa 이상의 고강도 스프링 강선의 코일링성과 내수소취화 특성 둘 모두를 개선하는 방법은 제안되지 않았다. 특히, 저렴하고 또한 범용성이 있는 냉간 권취 스프링의 이점을 희생하지 않고 코일링성과 내수소취화 특성 둘 모두를 동시에 개선할 수 있는 기술은 아직 제안되지 않았다.

특허문헌 1: 일본 특허공개 제1984-96246호 공보

특허문헌 2: 일본 특허공개 제1995-26347호 공보

특허문헌 3: 일본 특허공개 제1999-29839호 공보

특허문헌 4: 일본 특허공개 2002-180198호 공보

특허문헌 5: 일본 특허공개 2001-288539호 공보

본 발명은 상기 문제점을 해결하기 위해 이루어진 것으로, 그 목적은 냉간 권취 스프링 제조에 적합하게 적용될 수 있도록 코일링성 및 내수소취화 특성이 향상된 인장 강도 1900MPa 이상의 고강도 스프링 강선을 제공하는 것이다. 여기서, 본 발명의 스프링 강선을 열간 권취 스프링 강선에 적용할 수 있다는 것은 말할 필요도 없다.

본 발명의 한 태양에 따르면, 상기 및 다른 목적은 코일링성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선을 제공함으로써 달성될 수 있으며, 상기 강선은 질량 기준으로 C 0.4 내지 0.60%, Si 1.7 내지 2.5%, Mn 0.1 내지 0.4%, Cr 0.5 내지 2.0%, P 0.015% 이하(0% 초과), S 0.015% 이하(0% 초과), N 0.006% 이하(0% 초과) 및 Al 0.001 내지 0.07%를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물이며, 상기 강선은 1900MPa 이상의 인장 강도, 및 구(舊)오스테나이트 평균 입경이 12㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트량이 강선 전체 조직에 대하여 1.0 내지 8.0부피% 존재하고, 잔류 오스테나이트의 평균 입경이 300nm 이하이고 최대 입경이 800nm 이하인 조직을 갖는다.

상기 강선은 추가로 Ni 1.0% 이하(0% 초과) 및/또는 Cu 1.0% 이하(0% 초과)를 포함할 수 있다. 상기 강선은 추가로 Ti 0.1% 이하(0% 초과), V 0.2% 이하(0% 초과), Nb 0.1% 이하(0% 초과) 및 Mo 1.0% 이하(0% 초과)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상을 포함할 수 있다.

본 발명의 상기 및 다른 목적 및 특징은 첨부된 도면과 함께 하기 상세한 설명으로부터 더욱 명확하게 이해될 것이다.

본 발명의 바람직한 실시형태가 첨부 도면을 참고하여 상세히 기술될 것이 다.

본 발명자들은, 합금 원소를 다량으로 첨가하지 않고도, 고강도이고 내수소취화 특성이 향상된 냉간 권취 스프링을 양호하게 제조하기 위한 스프링 강선을 얻 도록 예의 연구를 실시했다. 그 결과, 성분 조성을 규정함과 함께, 하기와 같이 조직의 형태로서 구 오스테나이트 평균 입경, 잔류 오스테나이트량 및 그 크기를 제어하면 바람직하다는 것을 발견하여 본 발명에 도달했다.

이하에 본 발명에 따른 강선의 조직에 대하여 상술한다.

<구 오스테나이트 평균 입경: 12㎛ 이하>

우선, 본 발명에 따르면, 구 오스테나이트는 12㎛ 이하의 평균 입경을 갖는다. 구 오스테나이트 평균 입경을 미세화하면, 구 오스테나이트의 입계(粒界; grain boundary)에 생기는 응력 집중을 저감할 수 있고, 강의 인연성(靭延性; toughness-ductility)과 내수소취화 특성을 동시에 향상시킬 수 있기 때문이다. 구 오스테나이트의 평균 입경은 바람직하게는 10㎛ 이하이며, 더욱 바람직하게는 8㎛ 이하이다.

<잔류 오스테나이트량: 전체 조직에 대하여 1.0 내지 8.0부피%>

일반적으로 탄소강을 담금질 처리하면, 잔류 오스테나이트가 조직 내에 다량으로 생성된다. 이 상태에서, 탄소강을 예컨대 약 250℃에서 뜨임 처리하면 당해 기술에서 공지된 바와 같이 상기 잔류 오스테나이트는 분해된다. 그러나, 강재의 강도를 향상시키기 위해 C 및 합금 원소의 함량을 증가시키면, 담금질에 의해 잔류 오스테나이트의 양이 증가하여, 뜨임에 의해 분해되기 어렵게 된다. 이렇게 뜨임 후의 강재에 잔류 오스테나이트가 다량으로 존재하면, 상기 잔류 오스테나이트가 코일링 공정 동안 가공 유기(誘起) 변태(deformation-induced transformation)를 유발하여, 스프링이 파손되는 경우가 있다(일본 특허공개 2003-3241호 공보 참조).

그러나, 본 발명자들은, 잔류 오스테나이트의 양과 형태(크기)를 제어할 경우, 잔류 오스테나이트가 뜨임 후의 인연성 향상에 기여하면서, 내수소취화 특성의 향상에도 효과적임을 발견했다. 구체적으로는, 잔류 오스테나이트가 존재하면, 강재의 강도가 어느 정도 저하되기 때문에, 연성이 향상됨과 함께, 수소취화에 대한 감수성이 저감하여 내수소취화 특성이 향상된다. 또한, 잔류 오스테나이트는 수소 트랩 사이트로서도 유효하게 작용하기 때문에, 수소 트래핑을 통해 내수소취화 특성의 향상에 효과적이다.

상기 효과는 잔류 오스테나이트를 소정량 확보함으로써 발휘된다. 본 발명에 따르면, 상기 조직은 잔류 오스테나이트를 전체 조직에 대하여 1.0부피% 이상 갖는다. 잔류 오스테나이트량이 증가함에 따라, 수소 트래핑 효과가 향상될 뿐만 아니라 수소취화에 대한 감수성이 저하되어 내수소취화 특성이 향상된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 양은 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.5% 이상이다. 그러나, 잔류 오스테나이트의 양이 과량이면, 코일링 가공 동안 잔류 오스테나이트 분해로 인해 잔류 오스테나이트에 트랩되어 있던 수소가 다량으로 방출되어 수소취화를 야기하기 쉽게 된다. 따라서, 본 발명에 따르면, 잔류 오스테나이트의 양은 전체 조직에 대한 부피율로 상한으로서 8.0% 이하이다. 바람직하게는, 잔류 오스테나이트의 상한은 7.5% 이하이다.

<잔류 오스테나이트 평균 입경: 300nm 이하, 잔류 오스테나이트 최대 입경: 800nm 이하>

상기 양의 잔류 오스테나이트를 확보하더라도, 잔류 오스테나이트의 양이 코일링 등에 의한 가공 유기 변태로 인해 감소되면, 우수한 인연성이나 내수소취화 특성을 유지할 수 없다. 그래서, 본 발명자들은 상기 잔류 오스테나이트립을 미세화하면 가공 유기 변태가 억제되고, 가공 유기후의 국소적인 응력 집중도 완화되어, 지연 균열이나 코일링 파손 등을 방지할 수 있음을 알아냈다.

구체적으로는, 본 발명에 따르면, 잔류 오스테나이트를 평균 입경이 300nm 이하이고 최대 입경이 800nm 이하가 되도록 제어한다. 잔류 오스테나이트 평균 입경이 300nm 이하이면, 코일링 동안에 가공 유기 변태하더라도 극도로 엄중한 응력 집중을 초래하지 않아 파손을 방지할 수 있다. 잔류 오스테나이트 평균 입경은 바람직하게는 280nm 이하, 보다 바람직하게는 260nm 이하이다. 또한, 잔류 오스테나이트 최대 입경을 제어하는 것도 본 발명의 중요한 특징이다. 즉, 본 발명에서, 상기 잔류 오스테나이트를 최대 입경이 800nm 이하가 되도록 제어함으로써 담금질 및 뜨임 후의 권취 동안에 가공 유기 변태가 억제되어, 지연 균열을 피할 수 있다. 잔류 오스테나이트 최대 입경은 바람직하게는 600nm 이하, 보다 바람직하게는 500nm 이하이다.

상기 잔류 오스테나이트의 양은 X선 회절법, 포화 자화법(磁化法), 전자 후방 산란 패턴(Electron Back Scattering Pattern; EBSP)법 등으로 측정할 수 있다(고베제강기보 vol. 52(2002) p.43 참조). 이들 방법 중에서도 포화 자화법이 측 정 정밀도가 높기 때문에 추장된다.

또한, 잔류 오스테나이트의 크기(평균 입경 및 최대 입경)는 투과 전자현미경(Transmission Electron Microscope; TEM)이나 주사 전자현미경(Scanning Electron Microscope; SEM)/EBSP법에 의해 측정할 수 있다. 한편, TEM은 관찰 시야가 좁아 일정 영역의 관찰에 시간이 필요하기 때문에, 이하와 같이 SEM/EBSP법을 이용하여 잔류 오스테나이트의 크기를 측정하는 것이 추장된다.

구체적으로는, 시료(막대 모양)의 압연 방향과 수직한 면(횡단면)에서의 D(직경)/4(총 측정 면적은 10000㎛² 이상이고, 측정 간격은 0.03㎛)에 대응하는 위치를 표적면으로 삼아, 상기 표적면까지 연마할 때에는, 잔류 오스테나이트의 변태를 막기 위해서 전해 연마를 수행했다. 그리고, SEM 관찰한 영역을 동시에 EBSP 검출기에 의해 해석할 수 있는 EBSP 검출기가 부착된 FE-SEM을 이용하여, SEM의 거울통 내에 세팅한 시료에 전자선을 조사했다. 다음으로, 스크린 상에 투영되는 EBSP 화상을 고감도 카메라(Dage-MTI Inc.의 VE-1000-SIT)로 촬영하여, 컴퓨터에 저장한 다음, 상기 화상을 매트릭스의 결정계(잔류 오스테나이트의 경우, FCC(면심 입방 격자))를 이용한 시뮬레이션에 의해 수득된 패턴과 비교함으로써 결정한 FCC상을 컬러 매핑(color mapping)했다. 이렇게 하여 매핑된 영역의 면적을 측정한 후, 그 면적의 원(圓) 근사로부터 매핑된 영역의 직경을 구했다. 최종적으로, 상기 측정에 근거하여 잔류 오스테나이트의 평균 입경 및 최대 입경을 수득했다.

본 발명은, 상술한 대로, 특히 조직 형태를 제어하는 점에 특징이 있다. 상 기 조직 형태를 용이하게 제어할 수 있고, 목적하는 강도를 갖는 스프링 강선을 얻기 위해서는, 하기와 같이 성분 조성(질량%로)을 제어하는 것이 필요하다.

〈C: 0.4 내지 0.60%〉

C는 고강도를 확보하는 데 필요한 원소이다. 본 발명에 따르면, 강선은 C를 0.4% 이상의 양으로 포함한다. 바람직하게는 C량은 0.42% 이상이다. 그러나, C량이 과다하면, 담금질 및 뜨임 후의 잔류 오스테나이트의 양이 증가하여, 내수소취화 특성 열화를 초래한다. 또한, C는 내식성을 열화시키는 작용도 하므로, 최종 제품인 스프링 제품(예: 현가 스프링)의 부식피로 특성을 향상시키기 위해서는 C량을 억제할 필요가 있다. 따라서, 본 발명에 따르면, C의 함량은 0.60% 이하이고, 바람직하게는 0.59% 이하이다.

〈Si: 1.7 내지 2.5%〉

Si는 스프링에 필요한 내침하성을 향상시키는 원소이다. 본 발명에 따른 강도 수준의 스프링에 필요한 내침하성을 확보하기 위해서는, Si량이 1.7% 이상이어야 한다. 바람직하게는, Si량은 1.8% 이상이다. 한편, Si는 탈탄을 촉진시키는 작용도 하므로, 과량의 Si는 강재 표면의 탈탄층 형성을 촉진하여, 탈탄층 삭제를 위해 필링(peeling) 공정이 필요해져, 제조 비용의 면에서 부적당하다. 따라서, 본 발명에 따르면 Si의 상한은 2.5%이고, 바람직하게는 2.4% 이하이다.

〈Mn: 0.1 내지 0.4%〉

Mn은 탈산 원소로서 작용하는 동시에, 강 중에서 유해 원소로서 작용하는 S와의 반응을 통해 MnS를 형성하여 S의 유해 효과를 제거하는 원소이다. 이러한 효 과를 유효하게 발휘시키기 위해, Mn량은 0.1% 이상이어야 한다. 바람직하게는, Mn량은 0.12% 이상이다. 그러나, Mn이 과량으로 포함되면, 편석대(偏析帶; precipitation band)가 형성되어 불균질한 특성이나 담금질 균열이 유발된다. 또한, 과량의 Mn으로 인해 담금질 동안에 편석대에서 잔류 오스테나이트가 조대화된다. 조대한 잔류 오스테나이트는 뜨임 동안에 분해되기 어렵기 때문에 재료 특성에 악영향을 미친다. 이러한 이유 때문에, 본 발명에 따르면, Mn의 상한은 0.4% 이하이고, 바람직하게는 0.38% 이하이다.

〈Cr: 0.5 내지 2.0%〉

Cr은 뜨임 후의 강도 및 내식성 향상면에서 유효한 원소이다. 특히, Cr은 고수준의 내식성이 요구되는 현가 스프링에 중요한 원소이다. Cr이 이러한 효과를 충분히 발휘하도록 하기 위해, Cr량은 0.5% 이상이어야 한다. 바람직하게는, Cr량은 0.7% 이상이다. 그러나, 과량의 Cr은 난용성을 갖는 Cr 풍부 탄화물을 형성하고, 담금질 동안에 강 중에 충분히 고용되지 않아 원하는 강도를 확보할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명에 따르면, Cr의 상한은 2.0% 이하이고, 바람직하게는 1.9% 이하이다.

〈P: 0.015% 이하(0% 초과)〉

P는 강재의 인연성을 열화시키므로, P량은 낮은 편이 바람직하고, P의 상한은 0.015%이다. 본 발명에서, P의 상한은 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하이다.

〈S: 0.015% 이하(0% 초과)〉

S도 P와 마찬가지로 인연성을 열화시키므로, S량은 낮은 편이 바람직하고, S의 상한은 0.015%이다. 본 발명에 따르면, S의 상한은 바람직하게는 0.01% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.008% 이하이다.

〈N: 0.006% 이하(0% 초과)〉

N은 고용 상태로 존재하면 강재의 인연성 및 내수소취화 특성을 열화시킨다. 여기서, Al, Ti 등이 강 중에 존재하면, N은 그들과 질화물을 형성하여 조직을 미세화시킨다. 본 발명에서는, 고용 N을 가능한 한 저감시키기 위해 N량은 0.006% 이하이다. N량은 바람직하게는 0.005% 이하이고, 보다 바람직하게는 0.004% 이하이다.

〈Al: 0.001 내지 0.07%〉

Al은 보통 탈산 원소로서 첨가된다. 또한, Al은 N과 AlN을 형성하여 고용 N을 무해화하는 동시에 조직의 미세화에도 기여한다. 이들 효과를 충분히 발휘시키기 위해서는, Al량은 0.001% 이상이어야 한다. 특히, 고용 N을 고정시키기 위해서는, N량(중량%)의 2배 이상이 되도록 Al량을 제어하는 것이 바람직하다. 그러나, Al은 Si와 마찬가지로 탈탄을 촉진시키는 원소이기 때문에, Si를 다량 함유하는 스프링 강선에서는 Al량을 억제할 필요가 있다. 따라서, 본 발명에서는, Al량은 0.07% 이하이고, 바람직하게는 0.06% 이하이다.

본 발명에 따른 강선의 필수 원소는 상기에 열거되고, 강선의 다른 성분은 철 및 불가피적 불순물이다. 상기 불가피적 불순물로서, 원료, 제조 설비 등의 상황에 따라 추가적인 합금 원소가 첨가될 수 있다. 또한, 하기 원소를 적극적으로 함유시켜 특성을 한층 더 향상시키는 것도 유효하다.

〈Ni: 1.0% 이하(0% 초과)〉

Ni는 내식성을 향상시키면서 표층 탈탄을 억제하는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 Ni량은 0.2% 이상인 것이 바람직하다. 그러나 과도하게 포함되면, 담금질 후의 잔류 오스테나이트량이 극단적으로 증가하여 강재의 인연성이 열화하는 경우가 있으므로, 본 발명에서는 상한을 1.0%로 했다. 특히 열간 가공 균열이나 비용 저감의 관점에서는 0.7% 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다.

〈Cu: 1.0% 이하(0% 초과)〉

Cu는 상기 Ni와 마찬가지로 표층 탈탄을 억제하거나 내식성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.2% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나 과도하게 포함되면, 열간 가공시에 균열이 발생하거나, 담금질 후의 잔류 오스테나이트량이 극단적으로 증가하여 강재의 인연성이 열화하는 경우가 있다. 따라서 본 발명에서는 Cu량의 상한을 1.0%이고, 바람직하게는 0.7% 이하, 보다 바람직하게는 0.5% 이하이다. 한편, Cu가 0.5%를 넘는 경우에는, Cu량과 동량 또는 그 이상의 Ni를 존재시킴(즉, Ni량(질량%)≥Cu량(질량%))으로써 Cu에 의한 열간 취성을 억제할 수 있다.

〈Ti: 0.1% 이하(0% 초과)〉

Ti는 N이나 S와 질화물이나 황화물을 형성하여 이들 원소를 무해화하는 작용을 갖는다. 또한, Ti는 탄질화물을 형성하여 조직을 미세화할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.02% 이상 3.5×N량(질량%) 초과의 Ti를 존재시키는 것이 좋다. 그러나 Ti량이 지나치게 되면, 조대한 TiN이 형성되어 인연성이 열화하는 경우가 있다. 따라서 본 발명에서는 Ti량의 상한을 0.1%로 했다. 특히, Ti량은 비용 저감의 관점에서는 0.07% 이하가 바람직하다.

〈V: 0.2% 이하(0% 초과)〉

V는 C나 N과 탄질화물을 형성하여, 조직 미세화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, V를 0.02% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나 V량이 지나치게 되면, 담금질성이 불필요하게 높아져 압연시에 과냉(supercooled) 조직이 발생하기 때문에, 후 공정에서 풀림 등의 연질화 공정이 필요하여 제조성이 저하된다. 따라서 V량의 상한은 0.2%가 바람직하다. V량은 비용 저감의 관점에서는 0.18% 이하로 억제하는 것이 보다 바람직하다.

〈Nb: 0.1% 이하(0% 초과)〉

Nb는 C나 N과 탄질화물을 형성하여, 조직 미세화에 기여하는 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Nb량을 0.003% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나 Nb량이 지나치게 되면, 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 인연성이 열화한다. 그 때문에 Nb량의 상한은 0.1%가 바람직하다. Nb량은 비용 저감의 관점에서는 0.07% 이하로 억제하는 것이 보다 바람직하다.

〈Mo: 1.0% 이하(0% 초과)〉

Mo는 C나 N과 탄질화물을 형성하여, 조직 미세화에 기여하는 원소이다. 게다가, 뜨임 후의 강도 확보에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, Mo량을 0.15% 이상으로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.3% 이상이다. 그러나 Mo량이 지나치게 되면, 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 인연성이 열화한다. 따라서 Mo량의 상한을 1.0%(보다 바람직하게는 0.7%)로 하는 것이 바람직하다. Mo량은 비용 저감의 관점에서는 0.5% 이하로 억제하는 것이 보다 바람직하다.

본 발명은 제조 조건을 규정하지 않는다. 본 발명에 따른 스프링 강선은 예컨대 용융 금속으로부터 강 빌렛을 형성한 후, 압연하여 선재(steel rod)를 얻은 후 신선(drawing) 가공하여 강선을 얻고, 이어서 이 강선을 담금질 및 뜨임 처리(오일 템퍼링)하여 제조할 수 있다. 강도와 함께 내수소취화 특성과 코일링성을 동시에 높일 수 있는 상기 조직을 용이하게 형성하기 위해서는, 신선 후에 하기 방법에 따라 담금질 및 뜨임 처리를 하는 것이 추장된다.

추장되는 담금질 및 뜨임 처리 조건을 개략도(도 1)에 근거하여 상세히 기술한다. 우선, 구 오스테나이트 평균 입경을 상기한 바와 같이 12㎛ 이하로 제어하기 위해서는, 담금질시의 가열 유지 온도(도 1의 T1)를 1100℃ 이하로 하고, 또한 가열 유지 시간(도 1의 t1)을 1500초 이내로 하는 것이 추장된다. 상기 T1이 1100℃를 초과하면, 고정 핀(fixing pin)으로서 작용하는 결정립의 성장을 억제하는 탄화물이나 질화물이 소실되기 때문에, 구 오스테나이트립이 조대화되어 12㎛ 이하로 하기 어려워지기 때문이다. 또한 상기 t1이 1500초를 넘는 경우도 탄화물, 질화물 이 조대화하여, 구 오스테나이트립의 성장을 억제할 수 없다. 상기 T1은 가열시에 세멘타이트(cementite)계의 탄화물을 충분히 고용시킬 목적으로 900℃ 이상으로 하는 것이 추장된다. 보다 바람직하게는 상기 T1을 920℃ 이상 1050℃ 이하로 한다. 또한 상기 t1은 1초 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 2초≤t1≤1200초 이하이다.

강선을 가열한 후, 냉각을 수행하는데, 이때, 냉각 속도는 잔류 오스테나이트의 양과 크기에 큰 영향을 준다. 잔류 오스테나이트의 양과 크기를 본 발명의 규정 범위 내로 하기 위해서는, 특히 변태역에서의 냉각 속도를 제어하는 것이 중요하다. 300℃ 내지 50℃의 온도에서 평균 냉각 속도(도 1의 CR1)는 바람직하게는 10 내지 50℃/초이다. CR1이 10℃/초 미만이면, 잔류 오스테나이트량이 증가하는 동시에, 상기 잔류 오스테나이트의 조대화가 생긴다. 또한, CR1이 50℃/초를 넘는 급냉 처리를 하면, 강의 변태가 촉진되어 소정량의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없다.

잔류 오스테나이트의 크기는 상기한 대로 담금질 동안의 냉각 속도에 영향을 받을 뿐만 아니라, 구 오스테나이트 평균 입경의 영향도 받는다. 본 발명에 따르면, 구 오스테나이트 평균 입경을 상기한 대로 12㎛ 이하로 한 뒤에, 상기한 바와 같이 CR1을 제어함으로써 잔류 오스테나이트 크기를 균일하게 미세화할 수 있다.

뜨임 조건을 제어하는 것도 잔류 오스테나이트량을 제어하는 데에 중요하다. 잔류 오스테나이트는 뜨임 동안에 분해되기 때문에, 뜨임을 단시간에 낮은 온도에서 수행하는 것이 바람직하다. 이 점에 있어서, 적절한 가열 유지 시간이나 가열 유지 온도는 강도 수준에 따라 다르기 때문에, 이들은 강선의 요구 강도에 따라 적절히 결정하면 된다.

한편, 상기 열처리에 사용되는 가열로로서, 전기로, 솔트로(salt furnace), 및 고주파 가열(Induction Heating; IH)로의 순으로 단시간 가열 처리가 가능해진다. 따라서, 구 오스테나이트립의 미세화에는 고주파 가열이 가장 유리하다.

상기 신선 이전에는, 일반적으로 행하여지고 있는 대로 연화 풀림이나 표피 삭마(machining), 납 파텐팅(patenting) 처리 등을 행하더라도 좋다. 또한 스프링 성형 후에는, 일반적으로 행하여지고 있는 대로, 변형 해방을 위한 풀림이나 더블 숏 피닝, 저온 풀림, 냉간 셋팅 등을 실시하더라도 좋다.

상기와 같이 제조된 본 발명에 따른 스프링 강선은, 인장 강도 1900MPa 이상의 고강도 영역에서 코일링성과 내수소취화 특성이 우수하다. 따라서, 본 발명에 따른 강선은 예컨대 자동차 분야, 산업 기계 분야 등에서 사용되는 스프링의 제조에 유용하다. 특히, 본 발명에 따른 강선은 서스펜션의 현가 스프링, 자동차 엔진의 밸브 스프링, 클러치 스프링, 브레이크 스프링 등과 같은 기계의 복원 기구에 사용하는 스프링 등에 최적이다. 한편, 강도가 지나치게 높으면 코일링이 곤란해지기 때문에, 스프링 강선의 인장 강도는 약 2300MPa이 상한이 된다.

실시예

이하, 실시예 및 비교예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명할 것이다. 그러나, 본 발명은 하기 실시예에 의해 제한되지 않으며, 본 발명의 범위를 벗어나 지 않고 실시예의 변경 및 변형이 허용된다는 것에 유념한다.

표 1에 기재된 성분 조성으로 이루어지는 강종 A1 내지 A33의 강재를 용제한 후, 열간 압연에 의해 φ14mm의 선재를 수득했다. 그리고 특성 평가를 위해 200mm 길이로 절단하여, 표 2 및 3에 기재된 조건(표 2 및 3에 있어서 T1, t1, CR1, T2, t2 및 CR2는 상기 도 1의 기호를 나타냄)으로 담금질 및 뜨임을 실시했다. 담금질 및 뜨임에는, 전기로, 솔트로 또는 IH로를 사용했다.

본 실시예에서는, 담금질 처리 조건을 조정하여 구 오스테나이트 평균 입경을 조정함과 동시에, 담금질시의 냉각 속도를 관리하여 잔류 오스테나이트의 양과 크기를 제어하도록 했다. 또한, 뜨임 조건은 잔류 오스테나이트량과 요구 강도 모두가 본원 발명의 요건을 만족하도록 제어했다. 가령 뜨임을 단시간에 행하더라도, 뜨임 후의 냉각 속도가 느리면 잔류 오스테나이트의 분해를 초래할 수 있으므로, 뜨임 후의 냉각 속도(CR2)는 30℃/초 이상이었다.

이어서, 이상과 같이 수득된 시료를 이용하여 금속 조직의 관찰, 인장 시험 및 수소취화 시험을 실시했다.

우선, 조직의 관찰을 위해, 구 오스테나이트 평균 입경을 선재의 횡단면에서 D/4에 대응하는 위치가 관찰면이 되도록 시료 채취하여 측정했다. 구체적으로는, 시료를 채취한 후, 시료를 수지에 매립된 상태로 연마하고, 피크르산계의 부식액(etching solution)을 이용하여 구 오스테나이트 입계가 드러날 때까지 부식시켰다. JIS G 0551에 규정하는 방법으로 구 오스테나이트 입도 번호를 측정한 후, 이를 결정 입경으로 환산했다.

다음으로, 잔류 오스테나이트량은 포화 자화법으로 측정했다(R&D 고베제강기보, Vol. 52, No. 3, p. 43, December 2002 참조). 또한, 잔류 오스테나이트의 크기는 전술한 대로 SEM/EBSP법을 이용하여 측정했다. 도 2에 SEM/EBSP법으로 잔류 오스테나이트를 검출한 결과의 일례를 나타낸다. 도 2에 나타낸 바와 같이, 잔류 오스테나이트를 검출한 후, 상술한 바와 같이 화상 해석 소프트웨어(ImagePro)를 이용하여 화상 해석을 행하여 잔류 오스테나이트 입경을 측정했다. 구체적으로는, 상기 검출된 잔류 오스테나이트의 면적을 측정하고, 그 면적의 원 근사로부터 직경을 구했다. 이어서, 상기 직경을 이용하여 잔류 오스테나이트의 평균 입경과 최대 입경을 구했다. 상기 SEM/EBSP법에 의한 측정은 총 측정 면적이 10000㎛² 이상이 되도록 실시했다. 한편, 스프링 강선의 모상 조직은 주 조직으로서의 마르텐사이트와, 미량의 베이나이트 및 페라이트를 포함할 수 있다.

인장 시험은, 도 3에 나타낸 바와 같이 와이어 절단에 의해 작성한 인장 시험편을 이용하여, 만능 시험기(universal tester)를 사용하여 크로스헤드 속도 10mm/min에서 수행했다. 이 시험으로, 강도와 코일링성(연성)의 지표로서 인장 강도와 전체 신도를 측정했다. 본 실시예에서는, 시험편이 1900MPa 이상의 인장 강도 및 10% 이상의 전체 신도를 가질 경우, 이 시험편을 코일링성(연성)이 우수하다고 평가했다.

수소취화 시험을 위해, 도 4에 나타낸 바와 같은 와이어 절단에 의해 작성한 수소취화 시험편을 이용하여 음극 충전(charge)-4점 구부림 시험을 통해 파단 수명 을 구한 후, 상기 파단 수명을 이용하여 내수소취화 특성을 평가했다. 본 실시예에서는, 시험편이 1900MPa 이상의 인장 강도 및 1000초 이상의 파단 수명을 가질 경우, 이 시험편을 내수소취화 특성이 우수하다고 평가했다.

이들의 결과를 표 2 및 3에 나타낸다.

표 1 내지 3으로부터 다음과 같이 고찰할 수 있다(한편, 하기 No.는 표 2 및 3 중의 No.를 나타낸다).

본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 No. 1, 2, 4 내지 10, 12 내지 17, 19 내지 22, 24, 및 26 내지 29는 1900MPa 이상의 고강도를 갖고, 전체 신도가 우수하여 양호한 코일링성을 제공하는 동시에 가혹한 환경하에서의 내수소취화 특성이 우수하다.

이와는 대조적으로, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No. 3, 11, 18, 23, 25, 및 30 내지 45는 각각 이하의 불량을 갖고 있다.

No. 3, 11, 18, 23, 25, 30 및 31은 규정하는 성분 조성을 만족하는 강재를 이용하고 있지만, 본 발명의 바람직한 조건에서 담금질 처리를 하지 않기 때문에, 구 오스테나이트립 및 잔류 오스테나이트립의 조대화, 및 잔류 오스테나이트량의 증가가 생긴다. 그 결과, 연성 및 내수소취화 특성이 열화된다. 구체적으로는, No. 3의 담금질 처리를 위한 가열 유지 시간이 지나치게 길기 때문에, 구 오스테나이트립이 조대가 되었다. No. 11 및 23은 담금질 처리시의 냉각 속도가 지나치게 빠르기 때문에, 잔류 오스테나이트량을 충분히 확보할 수 없었다. No. 18은 조직 미세화에 유효하게 기여하는 Ti, V 및 Nb가 과량으로 포함되기 때문에 구 오스테나이트립은 작지만, 담금질 처리시의 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 잔류 오스테나이트의 최대 입경이 본 발명의 그것을 초과한다. No. 25는 담금질 처리시의 냉각 속도가 느리기 때문에, 잔류 오스테나이트의 평균 입경이 본 발명에 따른 요건의 상한을 초과한다. No. 30은 담금질 처리시의 냉각 속도가 과도하게 느리기 때문에, 조대한 잔류 오스테나이트가 과잉으로 생성되었다. 또한, No. 31은 담금질 처리시의 가열 온도가 지나치게 높기 때문에, 구 오스테나이트립이 조대하게 되었다.

No. 32 내지 45는 본 발명의 성분 조성을 만족하지 않으므로 양호한 특성이 얻어지지 않는다. No. 32 및 33은 본 발명보다 C량이 적은 강종 A20 및 A21로 제조되었기 때문에, 원하는 강도를 갖지 않고, 잔류 오스테나이트량이 충분하지 못하다. No. 33은 Si량이 과잉인 강종 A21로 제조되었기 때문에, 압연시에 탈탄이 발생한다.

No. 34, 36, 42 및 43은 모두 Mn량이 과잉인 강종 A22, A24, A30 및 A31로 제조되었기 때문에, 잔류 오스테나이트의 양 및 크기가 본 발명의 요건을 벗어나 증가한다.

No. 35 및 41은 P 및/또는 S가 과잉인 강종 A23 및 A29로 제조되었기 때문에, 구 오스테나이트 평균 입경, 잔류 오스테나이트의 양 및 크기면에서는 본 발명의 요건을 만족하지만, 연성 또는 내수소취화 특성이 뒤떨어진다.

No. 37은 Si량이 부족한 강종 A25로 제조되었기 때문에, 원하는 강도가 얻어지지 않는다.

No. 38은 N량이 과잉인 강종 A26으로 제조되었기 때문에, 본 발명의 요건을 만족하는 조직을 갖지만 연성이 뒤떨어진다.

No. 39는 고Si량이고 과량의 Ni를 갖는 강종 A27로 제조되었기 때문에, 탈탄은 발생하지 않지만, 잔류 오스테나이트의 양과 크기가 본 발명의 요건을 넘어 있다.

No. 40은 과량의 Al 및 Ti를 갖기 때문에 탈탄이 생기고 연성이 저하되어 있다.

No. 44는 C량이 과잉인 강종 A32로 제조되었고, 또한 본 발명의 냉각 속도를 하회하는 바람직하지 않은 냉각 속도로 담금질되기 때문에, 잔류 오스테나이트의 양과 크기가 증가한다. 또한, No. 45는 Cu를 과도하게 첨가한 강종 A33으로 제조되었기 때문에, 스프링용 강에 균열이 생겨 그 후의 처리를 할 수 없다.

도 5는 상기 실시예를 정리하여 얻은 인장 강도와 전체 신도 사이의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 5에 나타난 바와 같이, 본 발명의 스프링 강선은 고강도 영역에서 우수한 코일링성을 발휘함을 알 수 있다. 또한, 도 6은 상기 실시예를 정리하여 얻은 인장 강도와 수소취화 시험으로부터의 파단 수명 사이의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 6에 나타난 바와 같이, 본 발명의 스프링 강선은 고강도 영역에서 우수한 내수소취화 특성을 나타냄을 알 수 있다.

실시형태 및 첨부 도면은 예시 목적을 위해 기술되었으며 본 발명은 하기 특허청구범위에 의해 한정됨을 이해해야 한다. 또한, 당업자는 특허청구범위에 기재된 본 발명의 범위 및 정수를 벗어나지 않고 다양한 변경, 추가 및 치환이 허용될 수 있음을 알 것이다.

본 발명에 의하면, 열간 스프링 권취 공정은 물론, 냉간 스프링 권취 공정에서도 양호하게 코일링을 행할 수 있고, 또한 내수소취화 특성이 향상된 인장 강도 1900MPa 이상의 고강도 스프링 강선이 얻어진다. 그 결과, 지연 파괴 등이 매우 발생하기 어려운 자동차용 부품으로서 고강도의 현가 스프링 등을 저렴하게 공급할 수 있다.

Claims (4)

1. 질량 기준으로 C 0.4 내지 0.60%, Si 1.7 내지 2.5%, Mn 0.1 내지 0.4%, Cr 0.5 내지 2.0%, P 0.015% 이하(0% 초과), S 0.015% 이하(0% 초과), N 0.006% 이하(0% 초과) 및 Al 0.001 내지 0.07%를 포함하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물인 고강도 스프링 강선으로서,

   1900MPa 이상의 인장 강도, 및

   구(舊) 오스테나이트 평균 입경이 12㎛ 이하이고, 잔류 오스테나이트량이 상기 강선의 전체 조직에 대하여 1.0 내지 8.0부피%이고, 잔류 오스테나이트 평균 입경이 300nm 이하이고, 잔류 오스테나이트 최대 입경이 800nm 이하인 조직을 갖는,

   코일링(coiling)성과 내수소취화 특성이 우수한 고강도 스프링 강선.
2. 제 1 항에 있어서,

   질량 기준으로 Ni 1.0% 이하(0% 초과) 및 Cu 1.0% 이하(0% 초과)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 스프링 강선.
3. 제 1 항에 있어서,

   질량 기준으로 Ti 0.1% 이하(0% 초과), V 0.2% 이하(0% 초과), Nb 0.1% 이하(0% 초과) 및 Mo 1.0% 이하(0% 초과)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 스프링 강선.
4. 제 2 항에 있어서,

   질량 기준으로 Ti 0.1% 이하(0% 초과), V 0.2% 이하(0% 초과), Nb 0.1% 이하(0% 초과) 및 Mo 1.0% 이하(0% 초과)로 이루어진 군으로부터 선택되는 1종 이상을 추가로 포함하는 고강도 스프링 강선.

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