KR100949373B1 - 고강도 스프링용 열처리 강 - Google Patents

Abstract

본 발명은 냉간으로 코일링되고, 충분한 대기 강도로 코일링 가공성을 양립할 수 있는 인장 강도 2000 ㎫ 이상이고, 스프링 성형 후의 열처리로 스프링으로서의 성능을 높일 수가 있는 스프링용 열처리 강을 제공하는 것으로, 질량%로, C: 0.4 내지 0.9%, Si: 1.7 내지 3.0%, Mn: 0.1 내지 2.0%를 함유하고, N: 0.007% 이하로 제한하고, 잔부가 철과 불가피한 불순물로 이루어지고, 열처리 후의 추출 잔사 분석값으로, [0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양]/[강 전해량]×100≤1.1%인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.

스프링 열처리 강, 냉간 코일링 고강도

Description

고강도 스프링용 열처리 강{HIGH STRENGTH SPRING HEAT-TREATED STEEL}

본 발명은 열간 또는 냉간으로 코일링되고, 특히 냉간으로 코일링되고 질화 처리되는 데 적합한 고강도 그리고 고인성(高靭性)을 가지는 고강도 스프링용 열처리 강에 관한 것이다.

자동차의 경량화, 고성능화에 따라 스프링도 고강도화되어 열처리 후에 인장 강도 150O ㎫를 초과하는 고강도 강이 스프링에 사용되고 있다. 근래에는 인장 강도 2100 ㎫를 초과하는 강선도 요구되고 있다. 이것은 스프링 제조 시의 변형 제거 소둔이나 질화 처리 등 가열에 의하여 다소 연화되더라도 스프링으로서 지장이 없는 재료 경도를 확보하기 위한 것이다.

또한, 질화 처리나 쇼트 피닝으로는 표층 경도가 높아져서 스프링 피로에 있어서의 내구성이 현저하게 향상되는 것이 알려져 있는데, 스프링이 늘어지는 특성은 표층 경도로 결정되는 것은 아니며, 스프링 소재 내부의 강도 또는 경도가 크게 영향을 미친다. 따라서, 내부 경도를 매우 높게 유지할 수 있는 성분으로 마무리하는 것이 중요하다.

그 방법으로서는 V, Nb, Mo 등의 원소를 첨가함으로써 담금질로 고용하고, 템퍼링으로 석출하는 미세 탄화물을 생성시키고, 그것에 의하여 전위(轉位)의 움직 임을 제한하여 내새그(sag resistance) 특성을 향상시킨 발명이 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소57-32353호 참조).

한편, 강의 코일 스프링의 제조 방법에서는 강의 오스테나이트 영역까지 가열하여 코일링하고, 그 후 담금질 및 템퍼링을 실시하는 열간 코일링과 미리 강에 담금질 및 템퍼링을 실시한 고강도 강선을 냉간으로 코일링하는 냉간 코일링이 있다. 냉간 코일링으로는 강선 제조시에 급속 가열 및 급속 냉각이 가능한 오일 템퍼 처리나 고주파 처리 등을 사용할 수 있기 때문에 스프링 재료의 구오스테나이트 입경을 작게 하는 것이 가능하여 결과적으로 파괴 특성이 우수한 스프링을 제조할 수 있다. 또한, 스프링 제조 라인에 있어서의 가열로 등의 설비를 간략화할 수 있기 때문에 스프링 제조회사에 있어서도 설비 비용의 저감으로 이어지는 등의 이점이 있어서 최근에는 스프링의 냉간화가 추진되고 있다. 현가 스프링에 있어서도 밸브 스프링에 비하여 선재는 굵은 강선을 사용하지만, 상기와 같은 이점 때문에 냉간 코일링이 도입되어 있다.

그러나, 냉간 코일링 스프링용 강선의 강도가 커지면, 냉간 코일링시에 파손 되어 스프링 형상으로 성형할 수 없는 경우도 많다. 지금까지는 강도와 가공성이 양립되지 않기 때문에 공업적으로 불리하다고도 할 수 있는 가열 코일링이나 코일링 후의 담금질 및 템퍼링 등의 방법으로 강도와 가공성을 양립하지 않을 수 없었다.

또한, 고강도의 열처리 강선을 냉간 코일링 가공하고, 질화하여 강도를 확보하는 경우에는 강 내에서 미세한 탄화물을 석출하는 V, Nb 등 이른바 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 유효하다고 생각되어 왔다. 그러나, 현실적으로 다량으로 첨가하면 담금질할 때의 가열에 의해서는 고용되지 못하고 조대하게 성장하여, 이른바 미용해 탄화물이 되어 냉간에서의 코일링시의 파손 원인이 된다. 이 때문에 미용해 탄화물에 주목한 기술도 볼 수 있다.

이와 같은 합금 원소뿐만 아니라, 강 중에 많이 존재하는 세멘타이트를 중심으로 한 탄화물도 제어함으로써 성능 향상을 꾀한 발명이 있다(예를 들면, 일본 공개 특허 공보 2002-180198호 참조).

이들 특허에서는 상세하게 구상 탄화물에 대하여 규정하고, 가공성과 스프링 고강도화를 양립하려 하고 있으나, 그와 같은 비교적 명확한 구상 탄화물(합금계, 세멘타이트계)의 탄화물을 억제하더라도 더욱 고강도화하거나 스프링 성능을 향상시키는 데에는 한계가 있다. 즉, 이들 규정은 결함을 억제하고, 가공성 열화를 억제한다고 하는 측면이 강하고, 스프링 성능의 직접적인 강화에도 한계가 있었다.

본 발명은 냉간으로 코일링되고, 충분한 상온 강도와 코일링 가공성을 양립할 수 있는 인장 강도 2000 ㎫ 이상에서 스프링 성형 후의 열처리로 스프링으로서의 성능을 높일 수 있는 스프링용 열처리 강을 제공한다.

본 발명자들은 지금까지 주목받지 않았던 강중의 Fe 탄화물의 거동을 제어함으로써, 고강도임에도 불구하고 인성이나 가공성이 우수한 열처리 강을 개발하기에 이르렀다. 또한, 본 발명은 성형 후의 스프링 내부의 재질 제어에도 유효하다. 본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량%로,

C: 0.4 내지 0.9%,

Si: 1.7 내지 3.0%,

Mn: 0.1 내지 2.0%

을 함유하고,

N: 0.007% 이하로 제한하고,

잔부가 철과 불가피한 불순물로 이루어지고, 열처리 후의 추출 잔사 분석값으로

[0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양]/[강 전해량]×100≤1.1인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.

(2) 추가로, 질량%로,

Cr: 0.5 내지 2.5%,

V: 0.02 내지 0.1%

Nb: 0.001 내지 0.05% 미만,

Ti: 0.001 내지 0.05% 미만,

W: 0.05 내지 0.5%,

Mo: 0.05 내지 0.5%,

Ta: 0.001 내지 0.5%,

Ni: 0.05 내지 3.0%,

Cu: 0.05 내지 0.5%,

Co: 0.05 내지 3.0%,

B: 0.0005 내지 0.006%,

Te: 0.0002 내지 0.01%,

Sb: 0.0002 내지 0.01%,

Mg: 0.0001 내지 0.0005%,

Zr: 0.0001 내지 0.0005%,

Ca: 0.0002 내지 0.01%,

Hf: 0.0002 내지 0.01%

중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고강도 스프링용 열처리 강.

(3) 추가로, 질량%로, Al: 0.005% 이하로 제한하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 스프링용 열처리 강.

(4) 상기 (1) 내지 (3)의 어느 하나의 항에 기재된 강 성분을 가지고, 담금질 및 템퍼링 후의 구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상, 잔류 오스테나이트가 15 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.

도 1은 전해(스피드법)에 의한 Fe 분석에 있어서의 0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양 분석 방법을 설명하는 모식도이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 실시 상태

본 발명자들은 고강도를 얻기 위하여 화학 성분을 규정하면서, 열처리에 의 하여 강 중의 탄화물 형상을 제어하고, 스프링을 제조하기에 충분한 코일링 특성을 확보하는 동시에 스프링 가공 후의 소둔 등의 열처리에 의하여 스프링 성능을 향상시킬 수 있는 스프링용 열처리 강을 발명하기에 이르렀다. 그 상세를 이하에 나타낸다. 먼저, 강의 화학 성분에 대하여 설명한다.

C: 0.4 내지 0.9%

C는 강재의 기본 강도에 큰 영향을 미치는 원소로서, 종래보다 충분한 강도를 얻을 수 있도록 0.4 내지 0.9%로 하였다. 0.4% 미만에서는 충분한 강도를 얻을 수 없다. 특히 스프링 성능 향상을 위한 질화를 생략하였을 경우에도 충분한 스프링 강도를 확보하려면 0.4% 이상의 C가 필요하다. 0.9% 초과에서는 실질적인 과공석(過共析)이 되어, 조대한 세멘타이트를 다량으로 석출하기 때문에 인성을 현저하게 저하시킨다. 이것은 동시에 코일링 특성을 저하시킨다. 따라서 C 양의 상한을 0.9%로 하였다.

또한, 마이크로 조직에 대한 관계도 밀접하고, 0.4% 미만에서는 탄화물 수가 적기 때문에 탄화물 분포가 국부적으로 다른 부분보다 적은 영역(이하, 탄화물 희박 영역이라고 한다)의 면적율이 증가하기 쉽고, 충분한 강도와 인성 또는 코일링성(연성)을 얻기 어렵다. 이에 좋기로는, 0.55% 이상, 강도-코일링의 균형의 관점에서 더 좋기로는 0.6% 이상으로 하는 것이 좋다.

또한, 강 중의 C의 거동을 고려하면, C는 스프링 제조까지의 담금질 템퍼링 등의 열 처리에 의하여 강 중에서 Fe 또는 기타 합금 원소와 결합하여 탄화물을 형 성한다. 그 Fe와 결합된 탄화물로서는 ε탄화물 (Fe_nC: n＜3)과 θ 탄화물(이른바 세멘타이트) 등이고, ε 탄화물은 비교적 저온의 템퍼링 온도에서 생성하고, 그 후 온도가 올라가면 C는 세멘타이트를 생성하기 시작한다. 온도를 서서히 높여 ε 탄화물이 소실되고 세멘타이트가 생성되는 과정에서 강은 취화되는 것으로 생각된다. 이에, Si의 다량 첨가 등으로 세멘타이트의 생성을 억제하고, 적절한 열처리를 실시함으로써 고강도와 고인성을 양립시킬 수 있다.

한편, C 양이 많은 경우에는 합금계나 세멘타이트계의 탄화물이 담금질시의 가열에 의해 고용이 곤란하게 되는 경향이 있고, 열처리에 있어서의 가열 온도가 높은 경우나 가열 시간이 짧은 경우에는 강도나 코일링성이 부족한 경우도 많다.

또한, 고속 단시간 가열로 열처리되는 공업적인 제조 라인에서는 불충분한 가열에 의한 미용해 탄화물이 잔류하기 쉽다. 이 미용해 탄화물은 Fe계와 V 등의 합금계의 양쪽으로 보이나, 그 자체가 응력 집중점이 될 뿐만 아니라, 주변의 C 농도에도 영향을 미치고, 마이크로 조직으로 탄화물의 분포가 다른 장소보다 작아지는 이른바 탄화물 희박 영역을 생성하여 기계적 성질을 저하시킨다. 즉, 강 중의 C가 미용해 탄화물을 형성하면, 매트릭스 중에 실질적으로 C가 감소하기 때문에 탄화물의 분포가 다른 장소보다 적은 이른바 탄화물 희박 영역 면적율이 증가하는 경우도 있다. 이 탄화물 희박 영역은 기계적 성질을 저하시키기 때문에 극도로 피할 필요가 있고 그 때문에도 미용해 탄화물 등의 강 중 C 분포의 불균질을 피하는 것이 좋다.

스프링 강과 같이 C 양이 증가하면, 템퍼링시의 마르텐사이트 형태가 중탄소 강에서는 일반적인 라스 마르텐사이트인 데 비하여, C 양이 많은 경우에는 렌즈 마르텐사이트로 그 형태을 변화시키는 것이 알려져 있다. 연구 개발의 결과, 렌즈 마르텐사이트를 템퍼링하여 생성시킨 템퍼드 마르텐사이트 조직의 탄화물 분포는 라스 마르텐사이트를 템퍼링하였을 경우의 그것과 비교하여, 탄화물 밀도가 낮은 것이 밝혀졌다. 따라서 C 양을 증가시킴으로써 렌즈 마르텐사이트나 미용해 탄화물의 증가에 의하여, 탄화물 희박 영역이 증가하는 경우도 있다. 그 때문에, 좋기로는 0.7% 이하, 더 좋기로는 0.65% 이하로 함으로써, 비교적 용이하게 세멘타이트의 생성을 억제하고, 미용해 탄화물이나 탄화물 희박 영역을 감소시켜 강도, 인성 및 가공성을 얻을 수 있다.

Si: 1.7 내지 3.0%

Si는 스프링의 강도, 경도와 내새그성을 확보하기 위하여 필요한 원소이며, 1.7%보다 적은 경우, 필요한 강도, 내새그성이 부족하기 때문에 1.7%를 하한으로 하였다. 특히, 본 발명에서는 ε탄화물을 사용하여 고강도화와 가공성의 양립을 꾀하고, 그 거동에 영향을 미치는 Si 양이 중요하다. 즉, Si를 다량으로 첨가하면 세멘타이트의 생성 온도를 높이고, 일반적인 스프링 소재 강도를 얻기 위한 담금질 및 템퍼링에 있어서 비교적 고온의 템퍼링 온도나 소둔 온도에 있어서도 세멘타이트가 생성되기 어렵다. 이것에 의하여 강의 취화를 방지하고, 고강도와 양호한 가공성을 양립할 수 있다.

또한, Si는 입계의 철탄화물계 석출물을 구상화, 미세화하는 효과가 있고, 철계 탄화물을 미세화하는 동시에 입계 석출물의 입계 점유 면적율을 작게 하는 효과가 있다. 그러나, 너무 다량 첨가하면 재료를 경화시킬 뿐만 아니라 취화시킨다. 따라서 담금질 및 템퍼링 후의 취화를 막기 위하여 3.0%를 상한으로 하였다. 여기서 철계 탄화물이라 함은 이른바 세멘타이트에 추가하여 ε-탄화물이라 불리는 Fe_{2 -3}C 등도 포함한다.

또한 Si는 템퍼링 연화 저항에도 기여하는 원소이며, 고강도 선재를 제조하려면 어느 정도 다량으로 첨가하는 것이 좋다. 구체적으로는 2% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, 안정적인 코일링성을 얻으려면 좋기로는 2.6% 이하로 하는 것이 좋다.

Mn: 0.1 내지 2.0%

Mn은 탈산이나 강 중의 S를 MnS로 고정하는 동시에 담금질성을 높여서 열처리 후의 경도를 충분히 얻기 위하여 많이 사용된다. 이 안정성을 확보하기 위하여 0.1%를 하한으로 한다. 또한, Mn에 의한 취화를 방지하기 위하여 상한을 2.0%로 한다. 또한 강도와 코일링성을 양립시키려면, 좋기로는 0.3 내지 1%가 좋다. 또한 코일링을 우선시키는 경우에는 1.0% 이하로 하는 것이 유효하지만, 더 적게 하는 것이 유효하다.

N: 0.007% 이하로 제한

본 발명에서는 N≤0.007%로, 엄밀한 제한값을 규정하고 있다. 강 중에서는 N의 영향은 1) 페라이트 중에 고용 N으로서 존재하고, 페라이트 중의 전위의 움직임 을 제어함으로써 페라이트를 경화시키고, 2) Ti, Nb, V, Al, B 등의 합금 원소와 질화물을 생성하여 강재의 성능에 영향을 미친다. 그 메카니즘에 대하여는 후술한다. 3) 세멘타이트 등의 철계 산화물의 석출 거동에 영향을 미치고, 강재 성능에 영향을 미친다.

스프링강에서는 C, Si, V와 같은 합금 원소에 의하여 강도를 확보하고 있기 때문에 고용 N에 의한 경화의 효과는 크지 않다. 한편, 스프링의 냉간 가공(코일링 가공)을 고려한 경우에는 전위의 움직임을 제어함으로써 가공부의 변형을 제어하고, 가공부를 취화시키게 되므로 코일링 가공 특성을 저하시킨다.

또한 청구항 2에서의 규정 원소 중에서 V, Nb, Ti, Ta는 강 중에서 고온에서 석출물을 생성한다. 이 화학 성분은 고온에서는 질화물의 주체이고, 냉각과 동시에 탄질화물, 탄화물로 그 형태를 변화시킨다. 특히, 고온에서 생성한 V 질화물은 V 탄화물의 석출 핵이 되기 쉽다. 이것은 패턴팅이나 담금질 과정에서의 가열시에 미용해 탄화물을 생성하기 쉽고, 또한 그것이 핵이 되기 때문에 그 크기를 성장시키기 쉽다.

또한 세멘타이트의 관점에서 보면, 본 발명과 같은 고강도 스프링에서는 그 요구 강도로부터 템퍼링 온도는 300 내지 500℃에서 템퍼링한다. 스프링 강에서는 그 특징적인 성분계로부터 템퍼링시에 생성하는 철계 탄화물은 ε-탄화물이나 θ- 탄화물(이른바 세멘타이트 Fe₃C)로 그 형태를 복잡하게 변화시킨다. 그 때문에 강의 연성 등 기계적 성질에 영향을 미친다. N은 그 탄화물 생성에도 영향을 주어, N 양 이 적은 것이 350 내지 500℃에 있어서의 연성 및 인성을 향상시킨다. 또한, N이 0.007%를 넘으면 V계 질화물이 생성되기 쉽고, 미용해 탄화물이 많이 생성되거나 페라이트나 탄화물의 형태에 의하여 강이 취화한다. 본 발명에서는 그와 같은 N의 유해성을 줄이기 위하여 N 양을 N≤0.007%로 제한하였다. 또한, N 양은 0.004% 이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, 후술하는 바와 같이 Ti, Ta, Nb의 어느 1종 또는 2종 이상을 미량 첨가하는 것도 유효하다. 이와 같은 이유에서 N 양의 상한은 좋기로는 0.005% 이하, 더 좋기로는 0.004% 이하로 억제하는 것이 좋다. 이와 같은 정밀한 N 양의 제어에 의하여 페라이트의 취화를 억제하는 동시에 V계 질화물의 생성을 억제함으로써 미용해 탄화물의 생성과 성장을 억제한다. 또한 철계 탄화물의 형태를 제어함으로써 인성을 향상시킬 수 있다.

이와 같이, Ti, Ta 또는 Nb를 첨가하는 경우에도 열처리 등의 용이성을 고려하면 N 양은 0.005% 이하가 좋다. N 양은 적은 것이 좋고, 실질적으로는 0%이어도 좋지만, 제강 공정 등으로 대기 중으로부터 혼입되기 쉽기 때문에 제조 비용이나 탈질 공정에서의 용이성을 고려하면 0.0015% 이상이 좋다.

열처리 후의 추출 잔사 분석값으로 [0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양]/[강 전해량]×100≤1.1로 규정한 것에 대하여 설명한다.

본 규정이 본 발명의 중요한 부분이다. 지금까지 강의 강도와 인성에 대하여 C 양과 열처리가 상당히 큰 영향을 미치는 것은 잘 알려져 있다. 다만, 경하면 인성이 떨어진다는 일반 상식은 스프링강에도 어느 정도 적용되지만, 담금질-템퍼링하여 얻는, 이른바 템퍼드 마르텐사이트로 조정하여 사용되는 경우에는 저온 취성, 고온 취성 등의 템퍼링 온도가 높아도 특정 온도 영역에서는 저온 템퍼링재보다 인성이 떨어지는 경우도 있다.

그러나, 이 상세한 형태와 기계적 성질의 관계에 대하여는 의외로 알려져 있지 않은 것이 많고, 본 발명도 종래 생각할 수 없었던 경도(인장 강도)가 높아도 인성이 높다는 상식에 반하는 현상을 이용한 것이다. 즉, 지금까지 강에 대하여 강도와 인성의 양면에서 높은 레벨이 요구된 경우, 어느 일방을 희생하지 않을 수 없었지만, 철계 탄화물의 형태의 변화에 의하여 취화가 촉진되는 것으로 생각되고, 또한 그것을 제어하여 스프링강에 이용함으로써 스프링강의 고강도화와 고인성화를 양립시키는 기술을 확립한 것이 본 발명이다. 본 발명에서는 템퍼링 과정에서 발생하는 Fe계 탄화물을 이른바 ε 탄화물((Fe_nC), n＜3)로 조정함으로써 강 중에 Fe계 탄화물을 미세 분산시킴으로써 강도와 인성 모두를 높게 한다.

본 발명에서는 그 메커니즘을 검토하고, 저온 템퍼링 즉 고경도이더라도 충분한 인성을 얻는 기술을 발명하였다.

Fe계 탄화물과 인성의 관계에서는, 담금질 및 템퍼링으로는 담금질한 강 중의 과포화 C가 템퍼링 과정에서 격자 결함이나 입계에 Fe의 탄화물로서 석출되지만, 그 석출물도 온도와 시간에 따라서 변화하고, 그 복잡한 거동이 인성에도 영향을 미친다. 즉, ε 탄화물이 θ 탄화물(세멘타이트: Fe₃C를 주성분으로 하는 Fe 탄화물)로 천이함으로써 취화되어 충분한 연성을 얻을 수 없는 것으로 생각된다.

450℃ 미만의 비교적 저온의 템퍼링 온도에서 석출되는 Fe계 탄화물에서는 Fe와 C의 원자 비율은 1:1에 가깝고, 이른바 ε 탄화물로서 석출된다. 템퍼링 온도가 높은 경우에는 ε 탄화물과는 별도의 장소에 θ 탄화물로서 석출되기 시작한다. 그 온도는 스프링강의 경우, Si가 다량으로 첨가되어 있기 때문에 450℃ 이상으로 생각되고, 또한 500℃를 넘는 템퍼링 온도에서는 과포화의 C의 대부분이 θ 탄화물로서 다량으로 석출되고 조대화하기 때문에 예를 들면 V나 Cr 등의 이른바 합금 원소를 다량으로 첨가하여도 강도의 확보가 곤란하게 된다.

따라서, 담금질 후의 템퍼링 공정, 스프링 성형 후의 변형 제거 공정 및 질화 공정에 있어서도 가열 온도를 450℃ 미만으로 억제함으로써 강도를 유지한 채로 높은 인성을 가지는 재질을 유지할 수 있다.

그 때문에 본 발명에서는, Fe계 탄화물의 거동에 주목하여 최대한 θ 탄화물로의 천이를 억제함으로써 강도나 인성을 양립하는 기술을 확립한 것이다. 즉, ε 탄화물의 Fe와 C의 원자수의 비율은 3 이하이고, θ 탄화물은 Fe₃C로 되어 있기 때문에, ε 탄화물 중의 Fe 양은 θ 탄화물 중의 그것보다 소량이다. 이에 본 발명에서는 템퍼링 과정에서 발생한 석출물을 전해 추출에 의하여 채취하고, 그것에 의하여 검출되는 Fe 양을 적게 제한함으로써 강의 강도와 인성을 양립시키는 것이다. 이 때문에 열처리 후의 추출 잔사 분석값으로, [0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양]/[강 전해량]×100≤1.1로 하는 것이 중요하다. 열처리 후의 추출 잔사 분석값이 1.1을 넘으면 강의 강도와 인성을 양립시키는 것이 곤란하게 되고, 또한 강도와 인성 양쪽을 열화시키는 경우도 있다.

구체적으로는 전해 추출에 의하여 페라이트분을 용해하여 얻는 용액을 0.1 ㎛ 메쉬의 필터로 여과함으로써 강 중의 석출물을 잔사로서 채취하고, 그 잔사 중의 Fe 양을 측정함으로써 세멘타이트(θ 탄화물) 생성량을 파악할 수 있다.

이때, 0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양을 측정하는 방법에 대하여 설명한다. 도 1은 전해(스피드법)에 의한 Fe 분석에 있어서, 0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양 분석방법을 설명하는 모식도이다. 본 발명에서는 담금질 및 템퍼링 후의 열처리 강선을 전해하여 페라이트분을 녹이고, 스피드법에 의한 전해액으로 하고, 그 용액을 0.2 ㎛ 필터로 여과함으로써, 도 1의 모식도와 같이 여과 필터 상에 추출 잔사를 얻는다.

즉, Fe 분석의 전해에는 이른바 스피드법을 사용한다. 이 방법은 철강 재료를 관찰하기 위한 투과 전자 현미경 레플리카 시료 제조에도 사용되고, 전위와 용액을 엄밀하게 제어하면서 전해함으로써 페라이트분을 우선적으로 전해할 수 있는 것으로 여겨지고 있다. 구체적으로는 (주)후지와라 세이사쿠쇼 제품인 전해 장치 FV-138을 사용한 정전위 전해 장치를 사용한다. 도 1에 나타내는 바와 같이, 용액은 시판되는 스피드법용 전해액(상품명 일렉트로라이트 A)이다. 시험편(담금질 템퍼링 후의 열처리 강선)(1)을 스피드법에 의하여 전해액(2) 중에서 2000 쿨롱으로 전해를 종료하고 전해액을 메쉬 간격 0.2 ㎛의 필터(3)로 흡인 여과(4)하고, 그 잔사(5)를 얻는다. 강선의 전해 전후의 중량을 정밀하게 측정(6)함으로써, 샘플 전해량을 측정할 수 있다. 또한 잔사 중의 Fe 양을 측정함으로써, 필터 상에 잔류한 비교적 조대한 Fe계 탄화물의 양(질량%)을 파악할 수 있다.

이 필터 잔사 중의 Fe 양은 JIS G 1258-1999 부속서 1에 준하여, 발광 분광 분석(ICP)에 의하여 측정하였다. 이를 전해량으로 나누고 100을 곱해 잔사 중에 포함되는 Fe 양(질량%)을 얻을 수 있다.

일반적으로 메쉬 간격이 작을수록 조대한 정(晶)석출물이 필터 상에 잔사(5)로서 남지만, 실제로는 예를 들어 0.2 ㎛이어도, 0.2 ㎛ 이하의 정석출물이 잔류하여 채취되고 있다. 이것으로부터 본 발명에서는 0.2 ㎛ 이하의 석출물에도 주목하고, 더 미세한 탄화물의 제어를 실시하고 있다. 따라서 0.2 ㎛의 필터를 통과한 액(7)의 분석에서는 고용 상태 또는 필터 메쉬 사이즈보다 상당히 미세한 석출물에 포함되는 Fe 양을 측정하고 있다.

담금질 템퍼링 후에 생성되는 Fe계 탄화물은 스프링 성형 후에도 잔류한다. 이때 변형 제거 소둔이나 질화에 의하여 변동되지만, 경도나 인성을 양립시키는 ε 탄화물은 작기 때문에 그것이 많은 경우에는 필터 상의 잔사 중의 Fe 양은 적을 것이다. 따라서 본 발명과 같이 고경도-고인성을 양립시키기 위하여 ε 탄화물을 이용하는 것은 스프링 성형 후에도 공통되는 기술이고, 본 발명은 스프링 성형 후의 스프링에도 적용할 수 있는 기술이다.

Cr: 0.5 내지 2.5%

Cr은 담금질성 및 템퍼링 연화 저항을 향상시키기 위하여 유효한 원소이다. 또한 최근의 고강도 밸브 스프링에서 볼 수 있는 질화 처리에 있어서, 템퍼링 경도를 확보할 뿐만 아니라 질화 후의 표층 경도와 그 경화층 깊이를 크게 하는데 유효한 원소이다. 그러나, 첨가량이 많으면 비용 증가를 초래할 뿐만 아니라, 담금질 및 템퍼링 후에 보여지는 세멘타이트를 조대화시킨다. 또한 합금계 탄화물을 안정화시켜 조대화시키는 효과도 있다. 결과적으로 선재는 취화하기 때문에 코일링시에 파손을 일으키기 쉽게 한다고 하는 폐해도 있다. 따라서 Cr을 첨가하는 경우, 0.5% 이상이 아니면 그 효과가 명확하지 않다. 또한 취화가 현저하게 되는 2.5%를 상한으로 하였다. 그러나, 본 발명에서는 N을 규정함으로써 탄화물을 미세하게 제어하므로, 다량의 Cr을 첨가할 수 있기 때문에 고강도를 용이하게 얻는 첨가량으로 하였다.

또한, 질화 처리를 실시하는 경우에는 Cr이 첨가되어 있는 것이 질화에 의한 경화층을 깊게 할 수 있다. 그 때문에 1.1% 이상의 첨가가 좋고, 또한 종래에 없는 고강도 스프링용 질화에 적합하게 하려면 1.2% 이상으로 첨가하는 것이 좋다.

Cr은 세멘타이트의 가열에 의한 용해를 저해하기 때문에 특히 C>0.55%로 C 양이 많아지면 Cr 양을 억제하는 것이 조대 탄화물 생성을 억제할 수 있고, 강도와 코일링성을 양립하기 쉽다. 따라서, 좋기로는 그 첨가량을 2.0% 이하로 하는 것이 좋다. 더 좋기로는, 1.7% 이하 정도이다.

V: 0.02 내지 0.1%

V는 템퍼링시에 탄화물을 석출하여 경화하는 2차 석출 경화 등을 위하여 템퍼링 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층의 경화에 이용할 수 있다. 또한, 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성에 의한 오스테나이트 입경의 조대화 억제에 효과가 있어서 첨가하는 것이 좋다. 그러나, V의 질화물, 탄화물, 탄질화물은 강의 오스테 나이트화 온도 A₃점 이상에서도 생성되기 때문에, 그 고용이 불충분한 경우에는 미용해 탄화물(질화물)로서 잔류하기 쉽다. 이 미용해 탄화물은 스프링 코일링 시에 파손 원인이 될 뿐만 아니라, V를 불필요하게 소비하게 되어 첨가한 V에 의한 템퍼링 연화 저항이나 2차 석출 경화의 개선 효과를 저감시키고, 스프링의 성능을 저감시킨다. 따라서 지금까지 V의 첨가량은 공업적으로는 0.1% 이하로 하는 것이 좋다고 되어 있다.

그러나, 본 발명에서는 N 양을 제어함으로써 오스테나이트화 온도 A₃점 이상에서의 V계의 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성을 억제할 수 있기 때문에 그 만큼 V를 다량으로 첨가하는 것이 가능하게 되고, V 첨가량을 0.02% 이상 0.1% 이하로 하였다. 그 첨가량이 0.02% 미만에서는 질화층의 경도 향상이나 질화층의 깊이 증가를 하는 등의 V를 첨가한 효과가 적기 때문에 0.02%, 나아가 0.05%를 초과하여 첨가하는 것이 좋다. 또한, 그 첨가량이 0.1%를 넘으면 조대한 미고용 개재물을 생성하고, 인성을 저하시키는 동시에 Mo와 같이 과냉 조직을 생성하기 쉽고, 균열이나 신선시의 단선의 원인이 되기 쉽다. 그 때문에 공업적으로 안정된 취급이 용이한 0.1%를 상한으로 하였다.

V의 질화물, 탄화물, 탄질화물은 강의 오스테나이트화 온도 A₃점 이상에서도 생성하고 있기 때문에 그 고용이 불충분한 경우에는 미용해 탄화물(질화물)로서 잔류하기 쉽다. 따라서 현재의 공업적 질소량 제어 능력을 고려하면 공업적으로는 0.1% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.07% 이하로 하는 것이 좋다. 한편, 질화에 의 한 표면 경화 처리에서는 300℃ 이상의 온도로 재가열되기 때문에 질화에 의한 최표층의 경화나 내부 경도의 연화를 제어하려면 0.05%를 초과하는 첨가하는 것이 좋다.

Nb: 0.001 내지 0.05% 미만

Nb는 질화물, 탄화물, 탄질화물을 생성하고, 질화물은 V보다 고온에서 발생한다. 그 때문에, 냉각시에 Nb 질화물을 생성함으로써 강 중의 N과 결합함으로써 V계 질화물 생성 온도를 저하시킨다. 그 때문에 스프링 제조까지 소재에 실시되는 수많은 열처리에 있어서도 V계 탄질화물의 조대화를 억제하고, 변태점 이상의 가열 공정에 있어서는 고용을 촉진할 수 있다. 그 결과, V계 미용해 탄화물의 생성을 억제할 수 있기 때문에 고강도 강선의 스프링 가공성과 스프링으로서 가공된 후의 V계 석출물에 의한 템퍼링 연화 저항을 유효하게 확보할 수 있다.

또한, Nb계 탄질화물에 의한 오스테나이트 입경의 조대화 억제 외에 템퍼링 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층의 경화에 이용할 수 있다. 그러나,그 첨가량이 너무 많으면, Nb계 질화물을 핵으로 한 미용해 탄화물이 잔류하기 쉽기 때문에 다량의 첨가는 피하여야 한다. 구체적으로는, Nb 첨가량은 0.001% 미만에서는 첨가 효과가 거의 인정되지 않는다. 또한, 0.05% 이상의 다량 첨가는 조대한 미고용 개재물을 생성하고, 인성을 저하시키는 동시에 Mo와 마찬가지로 과냉 조직을 발생시키기 쉽고, 균열이나 신선시의 단선의 원인이 되기 쉽다. 그 때문에 공업적으로 안정된 취급이 용이한 0.05% 미만으로 하였다.

또한, Nb 그 자체도 열간 연성을 저하시켜 압연 공정에 있어서도 흠집의 원 인이 되기 쉽기 때문에 필요 최저한으로 첨가하는 것이 좋다. 좋기로는 0.03% 이하이며, 더 좋기로는 0.015% 이하의 첨가량이 좋다.

Ti: 0.001 내지 0.05% 미만

본 발명에서는 Ti를 첨가하는 경우에는 그 첨가량은 0.001% 이상, 0.05% 미만이다. Ti는 탈산 원소인 동시에 질화물, 황화물 생성 원소이기 때문에 산화물, 질화물 및 황화물 생성에 영향을 미친다. 따라서 다량의 첨가는 경질 산화물, 질화물을 생성하기 쉽기 때문에 함부로 첨가하면 경질 탄화물을 생성하고, 피로 내구성을 저하시킨다. Al과 마찬가지로 특히 고강도 스프링에 있어서는 스프링의 피로 한도 그 자체보다 피로 강도의 불균일 안정성을 저하시켜, Ti 양이 많으면 개재물에 기인한 파단 발생율이 높아지기 때문에 그 양을 제어할 필요가 있어서, 0.05% 미만으로 하였다.

한편, Ti는 용강 중의 고온에서 TiN을 생성하기 때문에, 용강 중의 sol. N을 저감시키는 기능이 있다. 본 발명에서는 N를 제한함으로써, V계 질화물의 생성을 억제하고, 또한, V계 미용해 탄화물의 성장을 억제하는 것이 기술의 중요한 부분이다. 그 때문에, V계 질화물 생성 온도 이상의 온도에서 N을 소비하면 V계 질화물 및 그것을 핵으로 하여 냉각시에 성장하는 V계 탄질화물의 성장을 억제할 수 있다. 즉, Ti를 첨가함으로써 실질적으로 V와 결합하는 N 양을 저감시키기 위하여, V계 질화물의 생성 온도를 저하시키고, 또한 V계 미용해 탄화물을 억제할 수 있다.

따라서, Ti의 다량 첨가는 Ti계 미용해 탄질화물과 산화물 생성의 관점에서 피하여야 하지만, 미량의 첨가는 V계 질화물 생성 온도를 낮출 수 있기 때문에, 오 히려 미용해 탄화물을 저감할 수 있다. 그 첨가량은 0.001% 이상이며, 0.001% 미만에서는 N 소비의 효과가 없고, V계 미용해 탄화물 억제 효과가 없으며, 가공성 개선 효과를 볼 수 없다. 다만, Ti 첨가량은 0.01% 이하가 좋다.

W: 0.05 내지 0.5%

W는 담금질성을 향상시키는 동시에, 강 중에서 탄화물을 생성하고, 강도를 높이는 작용을 하기 때문에, 템퍼링 연화 저항의 부여에 유효하므로 적극적으로 첨가하는 것이 좋다. W는 Ti, Nb 등과 비교하여 저온에서 탄화물을 생성하기 때문에, 미용해 탄화물을 생성하기 어렵지만, 석출 경화에 의하여 템퍼링 연화 저항을 부여할 수 있다. 즉, 스프링 제조까지의 열처리에 있어서도 폐해를 일으키는 미용해 탄화물로서 남기 어렵다. 한편, 비교적 저온에서 처리되는 질화나 변형 제거 소둔에 있어서도 크게 내부 경도를 저하시키지 않는다.

첨가량이 0.05% 이하에서는 효과를 볼 수 없고, 0.5% 이상에서는 과냉 조직을 형성하기 쉬워지거나, 공업적 열처리를 실시한 경우에는 오히려 연성 등의 기계적 성질을 해칠 우려가 있기 때문에, W의 첨가량을 0.05 내지 0.5%로 하였다. 또한, 열처리의 용이성 등을 고려하면 0.1 내지 0.4%가 좋다. 특히 압연 직후의 과냉 조직 등의 폐해를 피하면서, 최대한의 템퍼링 연화 저항을 얻으려면 0.15% 이상의 첨가가 더욱 바람직하다.

Mo: 0.05 내지 0.5%

Mo는 담금질성을 높이는 동시에, 템퍼링이나 질화 온도 정도의 비교적 저온의 열처리 온도에서 탄화물로서 석출되기 때문에, 용이하게 템퍼링 연화 저항을 가 할 수 있다. 따라서 고온에서의 템퍼링이나 스프링 제조까지 필요에 따라서 처리되는 변형 제거 소둔이나 질화 등의 열처리를 거쳐도 연화하지 않고 고강도를 발휘하게 할 수 있다. 이것은 질화 후의 스프링 내부 경도의 저하를 억제할 수 있기 때문에, 핫 세팅이나 변형 제거 소둔의 효과를 높여 최종적인 스프링의 피로 특성을 향상시키게 된다. 구체적으로는 강도를 제어할 때의 템퍼링 온도를 고온화시킬 수 있다. 이 템퍼링 온도의 고온화는 필름 형태로 석출되는 입계 탄화물을 고온에서 템퍼링함으로써 구상화시켜 입계 면적율을 저감하는 데 효과가 있고, 그것에 의하여 입계 강도의 확보, 지연 파괴나 취성 파괴 특성을 개선시키는 데에 유리하다.

Mo는 강 중에서는 Fe계 탄화물과는 별도로 Mo계 탄화물을 생성한다. 특히 V 등에 비하여 그 석출 온도가 낮기 때문에 탄화물의 조대화를 억제하는 효과가 있다. 그 첨가량이 0.05% 미만에서는 효과가 인정되지 않는다. 다만 그 첨가량이 많으면, 신선시에는 미리 강재를 패턴팅 처리에 의하여 페라이트-펄라이트 조직으로 한 후 신선하는 것이 바람직함에도 불구하고, 압연이나 신선 전의 연화 열처리 등으로 과냉 조직을 형성하기 쉽고, 균열이나 신선시의 단선의 원인이 되기 쉽다. 이는 Mo는 담금질성을 크게 부여하는 원소이기 때문에 첨가량이 많아지면 펄라이트 변태 종료까지의 시간이 길어져, 압연 후의 냉각시나 패턴팅 공정에서는 변태 종료까지 온도를 유지할 수 없고, 과냉 조직을 생성하기 쉬우며, 신선시에 단선의 원인이 되거나 단선하지 않고, 내부 크랙으로서 존재하는 경우에는 최종 제품의 특성을 크게 열화시킨다. 이것으로부터 Mo가 0.5%를 넘으면 담금질성이 커지게 되고, 공업적으로 페라이트-펄라이트 조직으로 하는 것이 곤란하게 되므로, 이것을 상한으로 한다. 압연이나 신선 등의 제조 공정에서 제조성을 저하시키는 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하고, 공업적으로 안정되게 압연, 연장선을 용이하게 하려면 0.4% 이하로 하는 것이 좋고, 더 좋기로는, 0.2% 정도이다.

W 및 Mo와 마찬가지로 템퍼링 연화 저항을 강화하는 효과를 가진 V, Nb, Ti와 비교하면, V, Nb, Ti는 전술한 바와 같이 질화물을 생성하고, 또한 그것을 핵으로 하여 탄화물을 성장시키기 쉬운 데 비하여, W 및 Mo는 질화물을 거의 생성하지 않기 때문에, N 양의 영향을 받지 않으면서 첨가하여 연화 저항을 강화시킬 수 있다. 즉, V, Nb, Ti로도 연화 저항의 강화는 가능하지만, 미용해 탄화물을 피하면서 연화 저항을 강화하기 위하여 첨가하려면 자연히 첨가량이 제한되어 버린다. 따라서 미용해 탄화물을 생성하지 않고, 또한 더 높은 연화 저항을 필요로 하는 경우에는 질화물을 생성하지 않고, 비교적 저온에서 탄화물을 석출하고, 석출 강화 원소로서 기능하는 W 또는 Mo의 첨가가 매우 유효하다.

Ta: 0.001 내지 0.5%

Ta는 질화물, 탄화물 및 그 복합 석출물을 생성하고, 그 크기는 작고, 분산되기 쉽다. 따라서 γ 입경의 미세화 등에 의하여 템퍼링 연화 저항을 부여하고 인성을 확보하는 데 유효하다. 그 첨가량은 0.001% 미만에서는 그 효과가 명확하지 않고, 0.5%를 넘으면 조대한 질화물, 탄화물 및 그 복합 석출물을 생성하고, 가공성 등에 폐해를 끼치기 때문에 이것을 상한으로 하였다.

또한, Ni, Cu, Co, B 중의 1종 또는 2종 이상을, 강도와 가공성을 양립시키는데 있어서, 탄화물 제어에 의한 연화 저항과 가공성의 최적의 균형이 얻어지지 않는 경우에는 매트릭스 강화에 의하여 강도를 확보하기 위하여 첨가한다.

Ni: 0.05 내지 3.0%

Ni는 탄화물 등의 석출물을 생성하지 않지만, 담금질성을 향상시키고, 열처리에 의하여 안정적으로 고강도화할 수 있으며, 매트릭스의 연성을 향상시켜 코일링성을 향상시킬 수 있다. 그러나, 담금질 및 템퍼링에서는 잔류 오스테나이트를 증가시키므로, 스프링 성형 후에 새그나 재질의 균일성 면에서 떨어진다. 그 첨가량이 0.05% 이하에서는 고강도화나 연성 향상에 효과가 인정되지 않는다. 한편, Ni의 다량 첨가는 바람직하지 않고, 3.0% 이상에서는 잔류 오스테나이트가 많아지는 폐해가 현저하게 되고, 담금질성이나 연성 향상 효과가 포화되며, 비용 등의 측면에서 불리하게 된다. 잔류 오스테나이트는 변형이 도입되면 가공 유기 변태에 의하여 마르텐사이트로 변화하거나, 비교적 저온의 처리에서도 분해되기 때문에 안정적인 재질을 유지하기 어려우므로 적은 것이 좋다. 그 때문에, 잔류 오스테나이트를 잔류시키기 쉬워지는 Ni를 과잉으로 첨가하는 것은 바람직하지 않다.

Cu: 0.05 내지 0.5%

Cu 첨가는 스프링 가공 후에 스프링 피로 수명을 저하시키는 탈탄을 방지하는 데 유효하다. 또한 Ni와 마찬가지로 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 통상, 선 지름을 안정시키는 동시에 탈탄층을 제거하려면 필링(peeling)이라 불리는 표층 제거 가공에 의하여 표층을 제거한다. 탈탄층을 억제함으로써 스프링의 피로 수명을 향상시키고 필링 공정을 생략할 수 있다. Cu의 탈탄 억제 효과나 내식성 향상 효과는 0.05% 이상에서 발휘할 수 있고, 후술하는 바와 같이 Ni를 첨가하였다고 하 더라도 0.5%를 넘으면 취화에 의하여 압연 상처의 원인이 되기 쉽다. 이에 하한을 0.05%, 상한을 0.5%로 하였다. Cu 첨가에 의하여 실온에 있어서 기계적 성질을 해치는 경우는 거의 없지만, Cu를 0.3%를 넘어 첨가하는 경우에는 열간 연성을 열화시키기 때문에 압연시에 빌렛 표면에 균열을 일으키는 경우가 있다. 그 때문에 압연시의 균열을 방지하는 Ni 첨가량을 Cu의 첨가량에 따라 「Cu%]<[Ni%]로 하는 것이 좋다. Cu 0.3% 이하의 범위에서는 압연 자국이 남지 않으므로, 압연 자국 방지를 목적으로 하여 Ni 첨가량을 규제할 필요가 없다.

Co: 0.05 내지 3.0%

Co는 담금질성을 저하시키는 경우도 있지만, 고온 강도를 향상시킬 수 있다. 또한 탄화물의 생성을 저해하기 때문에, 본 발명에서 문제가 되는 조대한 탄화물의 생성을 억제하는 작용이 있다. 따라서, 세멘타이트를 함유하는 탄화물의 조대화를 억제할 수 있다. 따라서, 첨가하는 것이 바람직하다. 첨가하는 경우, 0.05% 미만에서는 그 효과가 작다. 다량으로 첨가하면 페라이트상의 경도가 증대되어 연성을 저하시키기 때문에, 그 상한을 3.0%로 하였다. 공업적으로는 0.5% 이하에서 안정된 성능을 얻을 수 있다.

B: 0.0005 내지 0.006%

B는 담금질성 향상 원소와 오스테나이트 입계의 청정화에 효과가 있다. 입계에 편석하여 인성을 저하시키는 P, S 등의 원소에 의한 영향을 B를 첨가함으로써 무해화하고, 파괴 특성을 향상시킨다. 이 때, B가 N과 결합하여 BN을 생성하면 그 효과는 없어진다. 첨가량은 그 효과가 명확하게 되는 0.0005%를 하한으로 하고, 효 과가 포화되는 0.0060%를 상한으로 하였다. 다만, 약간이라도 BN이 생성되면 취화시키기 위하여 BN을 생성하지 않도록 충분한 배려가 필요하다. 따라서 좋기로는 0.003 이상이고, 더 좋기로는 Ti, Nb 등의 질화물 생성 원소에 의하여 프리 N을 고정하여, B: 0.0010 내지 0.0020%로 하는 것이 유효하다.

이들 Ni, Cu, Co 및 B는 주로 매트릭스의 페라이트상의 강화에 유효하다. 강도와 가공성을 양립시킨 후에, 탄화물 제어에 의한 연화 저항과 가공성의 최적의 균형이 이루어진 경우에는 매트릭스 강화에 의하여 강도를 확보하는 경우에 유효한 원소이다.

Al: 0.005% 이하로 제한

Al은 탈산 원소이고 탄화물 생성에 영향을 미친다. 특히 고강도 밸브 스프링에서는 Al₂O₃를 중심으로 하는 경질 산화물은 파괴 기점이 되기 쉽기 때문에 이것을 피할 필요가 있다. 그 때문에 Al 양을 엄밀하게 제어하는 것이 중요하다. 특히 열처리 강선으로서 인장 강도가 2100 ㎫를 초과하는 경우에는 피로 강도의 불균일을 줄이기 위해서도 엄밀한 산화물 생성 원소의 제어가 필수이다.

본 발명에 있어서는, Al: 0.005% 이하로 규정하였다. 이는 0.005%를 넘으면 Al₂O₃ 주체의 산화물을 생성하기 쉽기 때문에 산화물에 기인한 석손(析損)이 발생하여 충분한 피로 강도나 품질 안정성을 확보할 수 없기 때문이다. 또한 고피로 강도를 요구하는 경우에는 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한 Te, Sb, Mg, Zr, Ca, Hf 중에서 1종 또는 2종 이상을 더욱 고성능화하 고, 성능의 안정화가 요구되는 경우에 산화물 및 황화물의 형태를 제어하는 원소로서 첨가한다.

Te: 0.0002 내지 0.01%

Te는 MnS를 구상화시키는 효과가 있다. 0.0002% 미만에서는 그 효과가 명확하지 않고, 0.01%를 넘으면 매트릭스의 인성을 저하시키고, 열간 균열이 발생하며, 피로 내구성을 저하시키거나 하는 폐해가 현저하게 되기 때문에 0.01%를 상한으로 한다.

Sb: 0.0002 내지 0.01%

Sb는 MnS를 구상화하는 효과가 있고, 0.0002% 미만에서는 그 효과가 명확하지 않고, 0.01%를 넘으면 매트릭스의 인성을 저하시키고, 열간 균열이 발생하거나 피로 내구성을 저하시키거나 하는 폐해가 현저하게 되기 때문에 0.01%를 상한으로 한다.

Mg: 0.0001 내지 0.0005%

Mg는 MnS 생성 온도보다 높은 용강 중에서 산화물을 생성하고, MnS 생성시에 이미 용강 중에 존재하고 있다. 따라서, MnS의 석출 핵으로서 사용할 수 있고, 이것에 의하여 MnS의 분포를 제어할 수 있다. 또한, 이 개수 분포도 Mg계 산화물은 종래 강에 많이 보이는 Si, Al계 산화물보다 미세하게 용강 중에 분산되기 때문에, Mg계 산화물을 핵으로 한 MnS는 강 중에 미세하게 분산하게 된다. 따라서, 동일한 S 함유량이라고 하더라도 Mg의 유무에 따라 MnS 분포가 다르고, 이것을 첨가하는 것이 MnS 입경에 의하여 미세하게 된다. 이 효과는 미량이더라도 충분하게 얻을 수 있고, Mg를 첨가하면 MnS는 미세화한다. 그러나, 0.0005%를 초과하면 경질 산화물을 생성하기 쉬워질 뿐 아니라, MnS 등의 황화물도 발생하기 시작하여 피로 강도의 저하나 코일링성의 저하를 초래한다. 이에 Mg 첨가량을 0.0001 내지 0.0005%로 하였다. 고강도 스프링에 사용하는 경우에는 0.0003% 이하로 하는 것이 좋다. 이들 원소는 미량이지만, Mg계 내화물을 많이 사용함으로써 0.0001% 정도 첨가할 수 있다. 또한 부원료를 엄선하여, Mg 함유량이 적은 부원료를 사용함으로써 Mg 첨가량을 제어할 수 있다.

Zr: 0.0001 내지 0.0005%

Zr은 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 산화물을 미세하게 분산하기 위하여, Mg와 마찬가지로 MnS의 석출 핵이 된다. 이것에 의하여 피로 내구성을 향상시키거나 연성을 증가시킴으로써 코일링성을 향상시킨다. 0.0001% 미만에서는 그 효과를 볼 수 없고, 또한 0.0005%를 초과하여 첨가하여도 경질 산화물 생성을 조장하기 때문에, 황화물이 미세 분산하여도 산화물에 기인한 문제가 발생하기 쉬워진다. 또한 다량 첨가하면, 산화물 이외에도 ZrN, ZrS 등의 질화물, 황화물을 생성하여 제조상의 문제나 스프링의 피로 내구 특성을 저하시키므로, 0.0005% 이하로 하였다. 또한, 고강도 스프링에 사용하는 경우에는 이 첨가량을 0.0003% 이하로 하는 것이 좋다. 이들 원소는 미량이긴 하지만 부원료를 엄선하고, 내화물 등을 정밀하게 제어함으로써 제어 가능하다. 예를 들면, 레이들, 턴디쉬, 노즐 등의 용강과 장시간 접하는 경우와 같은 장소에 Zr 내화물이 많이 사용됨으로써 200 t 정도의 용강에 대하여 1 ppm 정도 첨가할 수 있다. 또한 그것을 고려하면 서 규정 범위를 넘지 않도록 부원료를 첨가하면 좋다.

강 중의 Zr의 분석 방법은 측정 대상 강재의 표층 스케일의 영향을 받지 않는 부분으로부터 2g을 채취하고, JIS G 1237-1997 부속서 3과 동일한 방법으로 샘플을 처리한 후, ICP에 의하여 측정할 수 있다. 그 때, ICP에 있어서 검량선은 미량 Zr에 적합하도록 설정한다.

Ca: 0.0002 내지 0.01%

Ca는 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 MnS를 구상화시킴으로써, 피로 등의 파괴 기점으로서의 MnS의 길이를 억제하고, 무해화할 수 있다. 그 효과는 0.0002% 미만에서는 명확하지 않고, 또한 0.01%를 넘어 첨가하여도 수율이 나쁠 뿐만 아니라, 산화물이나 CaS 등의 황화물을 생성하고, 제조상의 문제나 스프링의 피로 내구 특성을 저하시키기 때문에 0.01% 이하로 하였다. 이 첨가량은 바람직하게는 0.001% 이하인 것이 좋다.

Hf: 0.0002 내지 0.01%

Hf는 산화물 생성 원소이고, MnS의 석출 핵이 된다. 이 때 미세 분산함으로써 Hf는 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 산화물을 미세하게 분산하기 위하여, Mg와 마찬가지로 MnS의 석출 핵이 된다. 이것에 의하여 피로 내구성을 향상시키거나, 연성을 증가시킴으로써 코일링성을 향상시킨다. 그 효과는 0.0002% 미만에서는 명확하지 않고, 또한 0.01%를 넘어 첨가하여도 수율이 나쁠 뿐만 아니라, 산화물이나 HfN, HfS 등의 질화물, 황화물을 생성하고, 제조상의 문제나 스프링 피로 내구 특성을 저하시키기 때문에 0.01% 이하로 하였다. 이 첨가량은 바람직하게는 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하다.

이하에, 기타 성분의 바람직한 함유 범위를 설명한다.

P: 0.015% 이하

P, S에 대하여는 청구항의 규정에는 넣지 않았지만, 제한은 필요하다. P는 강을 경화시키지만, 또한 편석을 일으켜서 재료를 취화시킨다. 특히 오스테나이트 입계에 편석한 P는 충격값의 저하나 수소의 침입에 의하여 지연 파괴 등을 일으킨다. 그 때문에 적은 것이 좋다. 이에, 취화 경향이 현저하게 되는 P: 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 열처리 강선의 인장 간도가 2150 ㎫를 넘는 고강도의 경우에는 0.01% 미만으로 하는 것이 좋다.

S: 0.015% 이하

S도 P와 마찬가지로 강 중에 존재하면 강을 취화시킨다. Mn에 의하여 최대한 그 영향이 줄어들지만, MnS도 개재물의 형태를 취하기 때문에 파괴 특성은 저하된다. 특히 고강도 강에서는 미량의 MnS으로부터 파괴를 일으키는 경우도 있으므로, S도 최대한 줄이는 것이 바람직하다. 그 악영향이 현저하게 되는 0.015% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 열 처리 강선의 인장 강도가 2150 ㎫를 초과하는 고강도의 경우에는 0.01% 미만으로 하는 것이 좋다.

t-O: 0.0002 내지 0.01

강 중에는 탈산 공정을 거쳐 발생한 산화물이나 고용된 O가 존재하고 있다. 그러나, 이 합계 산소량(t-0)이 많은 경우에는 산화물계 개재물이 많은 것을 의미한다. 산화물계 개재물의 크기가 작으면 스프링 성능에 영향을 미치지 않지만, 큰 산화물이 대량으로 존재하고 있으면 스프링 성능에 큰 영향을 미친다.

산소량이 0.01%를 넘어 존재하면 스프링 성능을 현저하게 저하시키므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 좋다. 또한, 산소가 적으면 좋지만 0.0002% 미만으로 하더라도 그 효과가 포화하므로, 이것을 하한으로 하는 것이 좋다. 실용상의 탈산 공정 등의 용이성을 고려하면 0.0005 내지 0.005%로 조정하는 것이 좋다.

여기에서 이 검경면(檢鏡面)에 차지하는 합금계 구상 탄화물 및 세멘타이트계 구상 탄화물에 관하여서 이하의 규정을 추가하고, 이들에 의한 폐해를 배제하려면 아래와 같은 규제가 중요하다.

구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상

템퍼드 마르텐사이트 조직을 기본으로 하는 강선에서는 구오스테나이트 입경은 탄화물과 함께 강선의 기본적 성질에 큰 영향을 미친다. 즉, 구오스테나이트 입경이 작은 것이 피로 특성이나 코일링성이 우수하다. 그러나, 아무리 오스테나이트 입경이 작아도 상기 탄화물이 규정 이상으로 많이 포함되어 있으면, 그 효과는 적다. 일반적으로 오스테나이트 입경을 작게 하려면 담금질시의 가열 온도를 낮게 하는 것이 유효하지만, 그것은 역으로 상기 미용해 구상 탄화물을 증가시키게 된다. 따라서, 탄화물량과 구오스테나이트 입경이 균형을 이룬 강선으로 마무리하는 것이 중요하다. 이 때 탄화물이 상기 규정을 만족하고 있는 경우에 대하여 구오스테나이트 입경 번호가 10번 미만이면 충분한 피로 특성이나 코일링성을 얻을 수 없기 때문에 구오스테나이트 입경 번호 10번 이상으로 규정하였다. 또한 고강도 스프링에 적용하려면 더 세립인 것이 좋고, 11번, 나아가 12번 이상으로 함으로써 고강도와 코일링성을 양립시키는 것이 가능하게 된다.

잔류 오스테나이트가 15 질량% 이하

잔류 오스테나이트는 편석부나 구오스테나이트 입계나 서브 그레인에 끼워진 영역 부근에 잔류하는 것이 많다. 잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태에 의하여 마르텐사이트가 되고, 오히려 스프링 성형 시에 유기 변태하면 재료에 국부적인 고(高)경도부가 생성되어, 오히려 스프링으로서의 코일링 특성을 저하시킨다. 또한 최근 스프링은 쇼트 피닝이나 세팅 등 소성 변형에 의한 표면 강화를 실시하지만, 이와 같이 소성 변형을 가하는 공정을 복수 포함하는 제조 공정을 가지는 경우, 초기 단계에서 생성된 가공 유기 마르텐사이트가 파괴 변형을 저하시켜, 가공성이나 사용 중의 스프링의 파괴 특성을 저하시킨다. 또한 두드린 자국 등의 공업적으로 불가피한 변형이 도입되었을 경우에도 코일링 중에 용이하게 파손된다. 또한, 질화나 변형 제거 소둔 등의 열처리에 있어서도 서서히 분해됨으로써 기계적 성질을 변화시키고, 강도를 저하시키거나 코일링성이 저하되는 등의 폐해를 일으킨다. 따라서, 잔류 오스테나이트를 극도로 저감하고, 가공 유기 마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 가공성을 향상시킨다. 구체적으로는 잔류 오스테나이트량이 15%(질량%)를 넘으면, 두드린 자국 등의 감수성이 높아지고, 코일링이나 기타 취급에 있어서 용이하게 파손되기 때문에 15% 이하로 하였다.

C, Mn 등의 합금 원소 첨가량이나 열처리 조건에 의하여 잔류 오스테나이트량은 변화한다. 그 때문에, 성분 설계 뿐만 아니라 열처리 조건을 충실히 하는 것이 중요하다.

마르텐사이트 생성 온도(개시 온도 M_s점, 종료 온도 M_f점)가 저온이 되면, 담금질시에 상당히 저온으로 하지 않으면 마르텐사이트가 생성되지 않고, 잔류 오스테나이트가 잔류하기 쉽다. 공업적인 담금질에서는 물 또는 오일이 사용되지만, 잔류 오스테나이트의 억제는 고도의 열처리 제어가 필요하게 된다. 구체적으로는, 냉각 냉매를 저온으로 유지하거나 냉각 후에도 극도로 저온을 유지하고, 마르텐사이트로의 변태 시간을 길게 확보하는 등의 제어가 필요하다. 공업적으로는 연속 라인으로 처리되기 때문에, 냉각 냉매의 온도는 용이하게 100℃ 가까이 까지 상승하지만, 60℃ 이하로 유지하는 것이 좋고, 또한 40℃ 이하의 저온이 더 좋다. 또한 마르텐사이트 변태를 충분히 촉진하기 위하여 1 s 이상 냉각 매체 내에 유지할 필요가 있고, 냉각 후의 유지 시간을 확보하는 것도 중요하다.

또한 이들 탄화물 등의 규정에 추가하여 탄화물의 분포가 다른 부분에 비하여, 적어진 조직을 피하여야 한다. 구체적으로는, 렌즈 마르텐사이트 및 그 템퍼링 조직에서는 탄화물 분포가 다른 부분에 비하여 적고, 마이크로 조직의 불균질을 일으키기 때문에 피로 강도 및 가공성에 악영향을 미친다.

이하, 실시예에 기초하여 본 발명을 상세하게 설명한다.

(실시예 1)

본 발명의 효과를 명확하게 하기 위하여 16 ㎏ 진공 용해로에서 제조한 재료의 특성 시험을 실시하였다.

표 1에 나타내는 화학 성분의 강에 대하여 담금질 템퍼링후의 인장 강도와 충격값을 측정하였다. 충격값은 일반의 파괴 특성이고, 또한 본 발명에 대하여는 스프링으로서의 기본적 인성, 가공성의 지표라고 생각되고, 인장 강도와 인성이 양립되는 것이 바람직하다. 표 1에 나타내는 화학 성분의 강을 16 ㎏ 진공 용해로에서 용제, φ13 ㎜로 단조하고, 그 후, 불림, 패턴팅, 담금질 및 템퍼링을 실시하였다. 불림 온도: 1210℃×1 hr→서냉, 950℃로 가열하고 패턴팅을 실시하고, 담금질 온도 910℃, 템퍼링 온도 420℃ 및 520℃로 담금질 및 템퍼링을 실시하였다. 또한, 각각 [표 중 기재의 온도]×60 min의 소둔을 실시하고, 변형 제거와 질화 온도를 모방한 열처리를 실시하였다. 이들의 인장 특성을 소둔하지 않은 재료를 포함하여 평가하였다. 그 열처리 조건 및 특성을 표 2에 나타내었다.

본 발명에서는 Fe계 탄화물 제어에 의한 강도와 인성(가공성)을 양립하고, 그 Fe 탄화물 생성 거동에 큰 영향을 가진 Si를 변화시키고, 그 거동을 평가하였다. 그 결과, Si 양이 불충분한 경우, 비교적 저온의 템퍼링 온도로 세멘타이트를 생성하고 그것에 따라 취화한다. 그 때, 전해 추출 잔사 중의 Fe 농도는 높아져 규정을 초과하고 있다. 이들의 경우, 비교예는 세멘타이트를 대량으로 발생시키기 때문에, 충격값이 떨어져 있다. 또한 가열이 불충분하고 미용해 탄화물을 많이 생성하고 있는 조건에 있어서도 충격값을 저하시키고, 충분한 가공성을 확보할 수 없는 것을 알 수 있다. 이와 같이 전해 잔사 중의 Fe 양을 측정함으로써 강의 특성을 파악할 수 있다.

(실시예 2)

표 3 내지 표 6에 실시예와 그 평가 결과를 나타낸다. 이하, 발명예의 열 이력을 나타내지만, 일부 비교예에서는 발명의 효과를 나타내기 위하여 고의로 종래의 일반적 조건으로 처리하는 등 상기와는 다른 열처리를 실시하였다. 이들의 상세 조건에 대하여는 표 3, 표 5 중에 강의 화학성분을 표 4, 표 6 중에 열 처리 조건, 특성을 기술하였다.

본 발명의 소재는 (a)270 t 전로 (실시예 22), (b)16 ㎏ 진공 용해로 (그 밖의 실시예)로 용제하였다.

270 t 전로에 의하여 용제된 재료는 1250 내지 1300℃로 가열하고, 압연함으로써 빌렛을 제조하였다. 이때, 충분한 온도로 올림으로써 주물편 조직의 균질화를 꾀하는 동시에, V 등의 탄화물 생성 원소를 충분히 고용시켰다.

또한, 빌렛를 압연함으로써, 스프링용의 강선 소재를 제조하였다. 그 때, 발명예에서는 1200℃ 이상의 고온으로 일정 시간 보정(保定)하였다. 그 후 어느 경우에도 빌렛로부터 φ8 ㎜로 압연하였다.

그 밖의 실시예에서는 16 ㎏ 진공 용해로에서 용해한 후, 단조에 의하여 φ13 ㎜×600 ㎜로 단조하고, 그 후 열처리하였다. 그 후, 1300℃×3 hr 이상 보정함으로써, 역시 V 등의 탄화물 생성 원소를 충분히 고용시켰다. 그 후, 재차 1200℃ 이상의 고온으로 일정시간 보정하였다.

압연시 또는 압연 시뮬레이트 후의 냉각 과정에 있어서는 마르텐사이트 등 경질이고 균열이 발생하기 쉬운 과냉 조직의 생성을 억제하기 위하여, 온도가 압연시의 고온으로부터 450℃까지 냉각되면, 그 이후의 냉각은 커버를 덮는 등의 서냉을 실시하였다. 이에 의하여, 예를 들면 과냉 조직이 생기더라도 연질화할 수 있고 후공정에서도 균열이나 흠결이 일어나지 않고, 취급할 수 있다.

선재 열 처리(전처리)

상기와 같이 압연 또는 단조하고, 열 이력을 거친 재료를 패턴팅-신선-담금질 및 템퍼링을 실시하였다.

패턴팅 온도 950℃×20 min로 가열하고, 그 후, 600℃의 납(Pb) 조에 투입하고, 페라이트 펄라이트 조직으로 하였다. 이 때, 패턴팅 조(槽)에서는 극도로 단시간에 펄라이트 변태를 종료시켰다. 그 상태로 다이스에 의하여 신선하고, φ4 ㎜로 하였다.

담금질 및 템퍼링

담금질 및 템퍼링은 (1)복사로 가열, (2)고주파 가열 두 가지를 모두 실시하였다다.

(1) 복사로 가열

920℃로 가열한 복사로에 투입하고, 10분 후에 50℃의 오일 조에 투입하여 담금질하였다. 5분 후에 꺼내어 그대로 소정의 온도로 조정한 납(Pb) 조에 투입함으로써 템퍼링하였다. 납 조의 온도는 400 내지 550℃에서 변하지만, 발명예에서는 거의 420℃이다.

(2) 고주파 가열

고주파 가열에서는 코일 중에 소재를 배치하고, 900 내지 1000℃까지 가열할 수 있다. 가열 후 바로 수냉하고, 또한 재차 코일 중에서 400 내지 600℃로 가열함으로써 템퍼링할 수 있다. 동일한 강도를 얻으려면 고주파 템퍼링하는 것을 고온에서 처리할 수 있다. 템퍼링 후에는 수냉하였다. 담금질 및 템퍼링한 후, 일부는 인장 시험에 의하여 인장 강도와 가공성의 지표인 드로잉을 측정하였다. 그 때, 템퍼링 온도를 제어하고, 인장 강도가 2200 ㎫를 넘도록 하였다.

질화 소둔

담금질 및 템퍼링 후, 질화를 상정한 소둔([소둔온도]×1 hr 보정)을 실시하였다. 그 후, 필터를 사용한 여과와 잔사 중의 Fe 양의 측정을 하였다. 소둔에 의하여 세멘타이트는 증가하는 경향이 있기 때문에, 필터 상의 Fe 양은 소둔 전의 그것에 비하여 많이 검출된다. 따라서 소둔 후에 검출되는 0.2 ㎛ 필터상의 Fe 양(질량%)은 담금질 템퍼링 후의 그것에 비하여 많고, 소둔 후의 0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양(질량%) 측정으로 본 발명의 규정을 만족하는 경우에는 소둔 전의 열처리 강도 본 발명의 규정을 만족한다.

평가 항목

평가 항목은 이하와 같다;

(1) 담금질 및 템퍼링 후: 인장 강도, 드로잉 (가공성), 구오스테나이트 입경, 잔류 오스테나이트량 [0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양 (질량%)], 충격값

(2) 소둔 후: [0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양 (질량%)], 경도, 인장 강도, 드로잉 담금질 및 템퍼링 후의 인장 시험은 인장 강도 및 스프링 가공성의 지표인 드로잉이다. 기본적으로는 2200 ㎫를 넘도록 담금질 및 템퍼링 처리를 실시한 후, JIS Z 2201 9호 시험편에 의하여 제조하고, JIS Z 2241에 준거하고 시험을 실시하고, 그 파단 하중으로부터 인장 강도를 산출하였다.

또한 최근, 스프링의 고강도화를 위하여 표층에 질화에 의한 경화 처리를 실시하는 경우가 많다. 질화는 질화 분위기 가스 중에서 스프링을 400 내지 500℃으로 가열하고, 수 분 내지 1 시간 정도 유지함으로써 표층을 경화시킨다. 이때, 질소가 침입하지 않는 내부는 가열되어 있기 때문에 소둔되고 연화된다. 이 연화를 억제하는 것이 중요하기 때문에 질화를 시뮬레이션한 소둔 후의 경도(연화 저항의 지표), 인장 강도, 항복점을 평가 항목으로 하였다.

질화 소둔 후의 강은 스프링의 내부와 동일한 재질이며, 항복점이 높은 것은 스프링 내구성이 우수한 것을 의미한다. 또한, 실제 스프링에서는 쇼트 피닝에 의하여 압축 잔류 응력을 부여하는 것이 일반적인 것이 되어 가고 있지만, 압축 잔류 응력은 항복점에 비례하여 커지고, 항복점이 큰 쪽이 압축 잔류 응력이 크고, 또한 잔류 응력층도 깊어진다. 이와 같이 압축 잔류 응력이 남기 쉬운 것도 실제 스프링의 내구성을 높이는 한 요인이다.

인장 시험 방법

인장 시험은 JIS에 준거하여 실시하고, 인장계를 설치하여 당김으로써 항복점과 인장 강도 두 가지를 모두 측정하였다. 항복점이 불명확한 경우에는 0.2% 내력을 항복점으로 하여 측정하였다. 또한 드로잉을 측정하고, 가공성을 평가하는 지표로 하였다.

결과의 해설

표 1, 표 2는 발명예 및 비교예이고, 각각 동일 성분의 소재에 템퍼링 온도만을 변화시켜 2 수준의 실시예를 제조하고, 저온(420℃)에서 템퍼링한 실시예가 발명예(실시예 1, 3, 5, 7, 9, 11, 13, 15, 17, 19, 21, 23, 25)이고, 고온(520℃)에서 템퍼링한 예가 비교예(비교예 2, 4, 6, 8, 10, 12, 14, 16, 18, 20, 22, 24, 26)이다. 경도는 화학 성분마다 다른 레벨로 마무리되어 있지만, 각각 전해액을 여과한 0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양이 규정대로인 발명예는 비교예보다 경도가 높고, 경질이지만, 충격값은 향상되어 있다. 또한 가공성의 지표인 드로잉값도 약간 향상되고, 고강도임에도 불구하고 인성과 가공성이 우수하였다. 비교예는 세멘타이트가 많이 석출 그리고 성장하였기 때문에 필터 상의 Fe 양은 많고, 연질이고 강도 면에서도 불충분하며, 강도와 인성 및 가공성의 모든 면에서 떨어져 있다.

표 3 내지 표 6에서는 열처리 속도를 고려하여 실제의 공업적인 오일 템퍼 처리(복사로(OT) 처리, 고주파(IQT) 처리)를 모방한 열처리를 실시하고, 또한 질화를 모방한 소둔을 실시하여 각 성분의 영향 등을 평가하였다. 열처리 속도를 오일 템퍼 처리에 맞추기 위하여 재료는 용해, 단조 후에 신선하여 φ 4 ㎜로 하고, 고속 단시간 가열 처리가 가능하게 하였다.

본 발명의 포인트가 되는 전해 후의 0.2 ㎛ 필터 상의 Fe 양이 증가하는 원인은 세멘타이트의 다량 생성과 미용해 탄화물이라고 생각되고, 이 양자가 억제된 경우에는 강도와 가공성을 겸비한 양호한 열처리 강이 얻어진다. 이것은 소둔 후의 재질 평가에 있어서도 동일하고, 발명예 27 내지 67에서 알 수 있는 바와 같이, 스프링도 필터상의 잔사 중의 Fe 양이 적으면 취화하지 않고, 고강도에 있어서도 양호한 인성을 얻을 수 있다. 복사로 처리(OT)와 고강도 처리(IQT)에 의하여 담금질 템퍼링 조건은 상이하지만, 그 경향은 변하지 않는다. 즉, 고주파 처리 쪽이 복사로 처리에 비하여, 담금질 템퍼링에 있어서 가열 온도는 고온 그리고 단시간 처리이지만, 필터 상의 잔사 중의 Fe 양을 억제할 수 있으면 고강도 그리고 고인성을 얻을 수 있다.

한편, No. 68∼81에 개시된 비교예는 강의 용제 이후의 열 이력으로 세멘타이트나 미용해 탄화물이 잔류되기 쉬운 조건으로 제조되고, 전해 추출후의 잔사 중에 Fe 양이 많고, 강도와 취성 및 가공성에 문제가 있다.

즉, 제조까지의 중간 공정에서의 처리 온도가 낮고, 미용해 탄화물이 잔류된 경우와 템퍼링 온도가 높고, 많은 세멘타이트를 생성한 예이다. 이들의 부적절한 열 이력에 의하여 강도와 인성 및 가공성을 양립시킬 수 없었다

또한, 비교예 80, 81은 각각 오스테나이트 입경이 너무 큰 예 및 잔류 오스테나이트가 너무 많은 예이다. 담금질 시의 가열 온도를 높인 경우, 미용해 탄화물도 인정되지 않고, 전해 추출 잔사중의 Fe 양은 적었지만, 경도 및 가공성은 발명예에 비하여 열화되어 있었다. 또한 잔류 오스테나이트가 많았던 경우에도 두드린 자국 등이 남는 환경에서는 가공성이 열화되었다.

본 발명강은 오스테나이트 입경, 잔류 오스테나이트량을 작게 할 뿐만 아니라, 규정된 종래 놓칠 가능성이 높은, 담금질 템퍼링후에 보이는 ε탄화물을 적극적으로 이용함으로써, 강도를 2000 ㎫ 이상으로 고강도화한 강선의 인성을 높이고, 또한 스프링 성형(코일링)을 용이하게 할 수 있다. 이 때문에, 고강도-고인성을 가지는 스프링을 제조 가능하게 하는 현저한 효과를 가진다.

Claims (4)

1. 질량%로,

   C: 0.4 내지 0.74%,

   Si: 2.0 내지 3.0%,

   Mn: 0.1 내지 2.0%

   를 함유하고,

   N: 0.007% 이하로 제한하고,

   잔부가 철과 불가피한 불순물로 이루어지고, 담금질 및 450℃ 미만에서 템퍼링한 후의 추출 잔사 분석값으로 [0.2 ㎛ 필터 상의 잔사 중의 Fe 양]/[강 전해량]×100≤1.1%인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.
2. 제1항에 있어서, 추가적으로, 질량%로,

   Cr: 0.5 내지 2.5%,

   V: 0.02 내지 0.1%,

   Nb: 0.001 내지 0.05% 미만,

   Ti: 0.001 내지 0.05% 미만,

   W: 0.05 내지 0.5%,

   Mo: 0.05 내지 0.5%,

   Ta: 0.001 내지 0.5%,

   Ni: 0.05 내지 3.0%,

   Cu: 0.05 내지 0.5%,

   Co: 0.05 내지 3.0%,

   B: 0.0005 내지 0.006%,

   Te: 0.0002 내지 0.01%,

   Sb: 0.0002 내지 0.01%,

   Mg: 0.0001 내지 0.0005%,

   Zr: 0.0001 내지 0.0005%,

   Ca: 0.0002 내지 0.01%,

   Hf: 0.0002 내지 0.01%

   중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 질량%로, Al: 0.001% 내지 0.005% 이하를 추가로 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.
4. 제1항 또는 제2항에 기재된 강 성분을 가지고, 담금질 및 템퍼링 후의 구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상, 잔류 오스테나이트가 15 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강.

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