KR101353649B1 - 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법 - Google Patents

내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법 Download PDF

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Abstract

중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법, 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계, 및 상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 고가 합금원소를 배제, QT 열처리 생략, 및 표층 페라이트 탈탄제거 작업 생략을 통하여 원가를 절감할 수 있고, 우수한 부식특성을 가진 스프링용 선재, 스프링용 강선, 및 스프링을 제공할 수 있다.

Description

내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법{WIRE ROD AND STEEL WIRE HAVING HIGH CORROSION RESISTANCE, METHOD OF MANUFACTURING SPRING AND STEEL WIRE FOR SPRING}
본 발명은 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 내부식성이 우수한 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 연비를 향상시키는 방안으로서 자동차에 들어가는 강재 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지 가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있다. 따라서, 부품의 고강도화가 이루어진 연후에 부품 경량화가 뒤따라야 한다.
그러나, 부품의 고강도화가 이루어지면 입계취화 등으로 인한 인성 저하, 가공 또는 사용 중의 조기파단, 및 부식피로로 인한 조기파단 등이 발생한다. 따라서, 자동차에 사용되는 재료 및 스프링을 비롯한 자동차 부품의 고강도화와 더불어 고인성 및 부식 피로 저항성이 요구되고 있다.
스프링의 피로특성 및 내수소취성을 향상시키기 위해서, 일본 특허공개번호 JP1998-110247 등에서는 합금원소 보론 등을 이용하고 있다.
스프링 강재의 화학성분은 JIS G 4801, ISO 683-14, BS 970 part2, DIN 17221, SAE J 403, SAE J 404 등에 규정되어 있고, 그것들로부터 제조되는 열간압연 선재를 필링(peeling) 또는 드로잉(drawing)한 뒤, 가열성형하고 담금질 템퍼링 처리하거나 또는 원하는 선 직경까지 드로잉(drawing)하여 오일템퍼링 처리한 뒤에 스프링 가공(냉간성형 스프링)하는 방법 등에 의하여 각종의 스프링이 제조되고 있다.
스프링의 부식피로 저항성을 향상시키는 종래기술로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. Cr이 일반적으로 내식성 향상 원소로서 알려져 있지만, 염수분무 사이클 (cycle) 시험결과 Cr 첨가시에는 오히려 내식성이 저하되는 문제가 있었다. 이 문제의 해결방안으로서, Cr 함량을 0.25% 이하로 제한하면서 Cr 함량과 Cu+Ni 함량과의 관계를 적절히 조절하는 기술이 있다. 이 기술은, 환경에 의한 부식이 진행되어 표층에 Cu, Ni 농화층이 형성됨에 따라 내부식성이 향상되는 방법이나, 일정 시간 동안 환경에 노출되어 일정량의 부식이 발생하고 이로 인해 표면에 피트(pit)가 발생하게 되어 피로특성이 저하된다는 문제점이 있다.
한편, 스프링의 고강도화를 위한 종래기술로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법이 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화하는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링(QT) 열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나, 이러한 기술은 원가비용이 상승하는 문제가 있으며, QT 열처리 후 페라이트가 잔존하여 부식피트 생성이 증가하므로 페라이트 탈탄층 제거 공정이 더 필요하게 된다. 그리고 외부환경으로부터 스프링 표면을 보호하기 위하여 더블코팅 및 보호필름을 장착하기도 하나, 장시간 주행시 표면보호필름이 파손되어 부식피로파단 현상이 발생하기도 한다.
또한, 합금성분의 변화 없이 기존의 성분계에서 열처리조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉, 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링 온도가 낮아지면 소재의 단면감소율이 낮아지므로 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기파단 등의 문제점이 발생한다.
본 발명의 일 측면은 고가의 합금원소를 사용하지 않으면서도 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선을 제시하고자 한다.
본 발명의 다른 측면은 급냉 및 템퍼링(이하, QT라 함) 열처리를 생략하고 표층 페라이트 탈탄층 제거 작업을 하지 않고도 부식피트 생성 및 성장을 억제하여 내부식성을 향상시킨 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법을 제시하고자 한다.
그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.
본 발명의 다른 측면은 중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
본 발명의 또 다른 측면은 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 측면은 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계 및 상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 고가 합금원소를 배제하면서도 우수한 부식특성을 확보할 수 있어서 가격경쟁력이 있는 스프링용 선재 및 강선을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 측면에 따르면, QT 열처리를 생략하여 원가 절감을 할 수 있고, 표층 페라이트가 생성되지 않아 페라이트 탈탄 제거 작업을 생략할 수 있어서 비용 측면 및 공정 측면에서 유리하다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 선재의 부식피트 깊이를 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 비교예에 따른 선재의 부식피트 깊이를 촬영한 사진이다.
이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 그리고 내부식성이 우수한 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명하도록 한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.
상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.
C: 0.45~0.6%
탄소는 오스테나이트를 안정화시켜 상온에서 오스테나이트 조직을 얻을 수 있다. 특히 냉각과정 혹은 가공에 의한 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태점인 Ms 및 Md를 낮추는 역할을 한다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태시작온도이고, Md는 변형에 의한 마르텐사이트 변태시작 변형량이다. 또한, 탄소는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.45% 이상 함유시킨 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.6%를 초과하는 경우에는 가공경화가 심해져 소재 균열발생이 쉬워져 단선이 발생하거나 피로수명이 현저히 떨어지게 될 뿐만 아니라, 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생겨 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하된다.
Si : 1.0~3.0%
실리콘은 조직내부에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나, 상기 Si 함량이 1.0% 미만인 경우에는 Si이 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.0%로 제한할 필요가 있다. 그리고 Si 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.0~3.0%으로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn : 17.0~25.0%
망간은 본 발명과 같은 고망간강에 첨가되는 가장 중요한 원소이며 오스테나이트를 안정화시키는 역할을 하는 주요 원소이다. 본 발명에서 제어하는 탄소의 함량범위 내에서는 오스테나이트를 안정화시키기 위해서, 망간은 17% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 17% 미만인 경우에는 주조직인 오스테나이트가 상온에서 불안정하게 되어 목표로 하는 분율의 오스테나이트 조직을 확보할 수 없다. 반면에, 망간의 함량이 25%를 초과할 경우에는 가공경화가 심해져 소재 균열발생이 심해져 단선이 발생하거나 피로수명이 현저히 떨어지게 될 뿐만 아니라, 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 25.0%로 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지 않는다.
또한, 상기 선재는 중량%로 Cr: 0.01~1.0%을 더 함유할 수도 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
Cr : 0.01~1.0%
크롬은 내산화성 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그러나, Cr 함량이 0.01% 미만인 경우에는 충분한 내산화성 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 Cr의 첨가량은 0.01~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
상술한 조성을 가지는 선재는 고 Mn 첨가로 인하여 오스테나이트의 상온 안정성이 증대하여 목적하는 오스테나이트 조직분율을 확보할 수 있고, 오스테나이트의 고연신율 확보로 신선가공성이 증대하며 신선가공만으로도 강도를 확보할 수 있어서 별도로 QT 열처리를 수행하지 않아도 된다. 참고로, 오스테나이트가 안정화된다는 것은 오스테나이트가 상온에서도 존재한다는 것을 의미한다.
본 발명의 선재는 오스테나이트가 주상이며, 상기 오스테나이트는 체적분율로 99%이상 포함되는 것이 바람직하며, 이를 통하여 고가공성을 확보할 수 있다. 즉, 오스테나이트 외에 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트, 베이나이트, 각종 석출물, 및 개재물 등의 분율은 1%이하를 차지한다. 본 발명에서 목표로 하는 상은 오스테나이트가 주상이 되는 것으로서 오스테나이트 체적분율이 100%가 되면 더욱 좋은 것이므로 그 상한을 별도로 규정하는 것은 무의미하다.
또한, QT 열처리에 수반되어 나타나는 선재 표층의 페라이트 발생이라는 문제도 없어서 별도로 표층 페라이트 탈탄층 제거 작업(필링 작업)도 불필요하다.
더불어, Mn과 Cr의 첨가로 표면에서의 pH를 상승시켜 부식피트생성 및 성장을 억제하여 내부식성을 향상시킬 수 있다. 종래기술에 의하면 부식피로특성을 개선하기 위하여 Nb, V, Ti, B, Ni, Cu, Mo 등을 사용하여 왔으나, 본 발명에서는 이러한 고합금 원소를 첨가하지 않고도 충분한 내부식 내피로 특성을 얻을 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 추가적인 표면처리공정도 필요하지 않다.
상기 선재는 일반적인 선재의 제조방법에 따라, 상기와 같은 성분계를 만족하는 빌렛을 재가열한 후 선재 열간압연 후 냉각하여 제조될 수 있다.
본 발명의 다른 측면은, 상기 선재의 성분과 동일한 조성으로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
상기 각 성분의 수치 한정 이유는 위에서 설명한 바와 같다.
예시적 구현예에 있어서, 상기 강선의 내부조직은 변형된 오스테나이트 및 마르텐사이트의 복합조직일 수 있으나, 이에 제한되는 것은 아니다.
"변형된 오스테나이트"란 신선된 오스테나이트 조직을 말한다. 강선 내부조직이 변형된 오스테나이트 및 마르텐사이트의 복합조직으로 존재하게 되는 이유는 신선변형으로 일부 오스테나이트가 마르텐사이트로 응력유기변태를 할 수 있기 때문이다. 오스테나이트는 원래 상온에서 불안정한데, Mn 첨가로 인해 오스테나이트가 상온까지 안정화되어 선재 제조 및 스프링 제조 후에도 부식피트성장을 억제하여 내부식성을 향상시킬 수 있다. 신선량이 증가함에 따라 일부 오스테나이트가 마르텐사이트로 응력유기변태할 수 있다.
본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.
상기 선재를 원하는 스프링으로 제조하기 위하여 신선가공을 실시한다. 신선가공을 통하여 제조된 스프링용 강선은 신선량을 조절하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상으로 하는 것이 바람직하다.
인장강도를 1800~2100 MPa로, 그리고 단면감소율을 25% 이상으로 한정한 이유는 통상의 스프링용 강선에서 요구되는 기계적 물성이다. 단면감소율의 상한은 의미가 없으므로 한정하지 않는다.
이 때, QT 열처리는 실시하지 않는다. 이는 종래기술과 차별되는 부분인데, QT 열처리를 실시하지 않아도 충분한 강도와 연성, 내부식성을 확보할 수 있기 때문이다.
본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계, 및 상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공한다.
상기 선재는 냉간상태에서 신선하며, 신선된 소재를 냉간상태에서 코일 형상 및 스프링 요구형상으로 성형한다. 스프링으로 성형한 후 150℃ 이상의 응력완화 열처리를 실시하여 스프링을 제조한다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
[ 실시예 ]
하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분을 갖는 슬라브를 일련의 열간압연 및 냉각 공정을 통해 제조하였다. 각 성분의 함량 단위는 중량%이다.
구분 C Si Mn Cr
비교강1 0.39 0.3 15.0 -
비교강2 0.9 0.7 16.0 -
비교강3 0.2 3.5 27.0 1.2
비교강4 0.8 3.7 28.5 1.5
비교강5 0.25 0.8 14 1.7
비교강6 0.95 0.3 13.5 1.6
발명강1 0.5 1.5 18 0.2
발명강2 0.55 1.8 19 0.3
발명강3 0.48 2.2 21 0.5
발명강4 0.52 2.5 23 0.6
발명강5 0.57 1.4 18.5 0.8
발명강6 0.46 2.7 24 0.9
상기 표 1의 성분을 가지는 각 비교강과 발명강의 선재에 대하여 오스테나이트 분율을 측정하였다. 그리고 나서, 상기 선재를 동일한 조건(50% 이상)의 신선량으로 신선하여 강선을 제조한 후 인장강도, 단면감소율, 오스테나이트 분율을 측정하였으며, 염수분위기하에서 부식시험을 한 후 부식피트 깊이를 측정하여 표 2에 나타내었다.
구분 선재 신선후 강선재(스프링) 비고
오스테나이트분율 (%) 인장강도
(MPa)		 단면감소율
(%)		 오스테나이트분율(%) 부식피트깊이(mm)
비교강1 95 1640 31 95 0.07
비교강2 96 1950 30 96 0.08 단선
비교강3 99 1850 10 98 0.055 단선
비교강4 98 1930 12 97 0.06 단선
비교강5 97 1670 32 97 0.06
비교강6 99 1700 17 99 0.067 단선
발명강1 99.5 1850 31 99 0.03
발명강2 100 1950 33 100 0.035
발명강3 99 1900 36 100 0.035
발명강4 100 2050 28 99 0.037
발명강5 100 2000 36 100 0.04
발명강6 99.5 2020 34 100 0.035
표 1 및 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 비교강1는 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 오스테나이트 안정화원소인 탄소 및 망간의 함량이 부족하여 이로 인해 목표하는 오스테나이트 조직 및 기계적 물성을 얻을 수 없었다.
비교강2는 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 오스테나이트 안정화 원소인 망간의 함량이 부족하고 탄소의 함량이 과대하여 오스테나이트가 96% 이하로 형성됨으로써 목표하는 미세조직 및 강도를 얻을 수 없었다.
비교강3는 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 오스테나이트 안정화 원소인 탄소 및 망간이 특허범위를 벗어나서 오스테나이트가 불안정해지고 망간이 과도하게 첨가됨에 따라 단면감소율이 25% 미만으로 나타났다. 또한 신선 도중 단선이 발생하였다.
비교강4는 탄소량이 과도하게 높고 망간의 함량도 과도하게 높아 신선 후 가공경화가 심해져 단면감소율이 25% 미만으로 나타났고 신선 도중 단선이 발생하였다. 따라서, 비교강4는 목표로 하는 미세조직 및 강도를 얻을 수 없었다.
비교강5는 탄소 및 망간의 함량이 본 발명에서 제어하는 범위보다 부족하여 오스테나이트 분율이 99% 보다 작아 목표로 하는 미세조직을 얻을 수 없었다. 기계적 물성도 목표로 하는 범위를 벗어나 있다.
비교강6의 성분계는 망간의 함량이 부족하고 탄소 함량은 과도하게 높아 본 발명의 범위를 벗어나고 있다. 이로 인해 신선 후 오스테나이트의 인장강도가 목표로 하는 범위보다 낮고 가공경화가 심해져 신선 도중 단선이 발생하였다.
이에 반하여, 발명강1 내지 발명강6는 본 발명에서 제어하는 성분계를 모두 만족하는 강종이며, 따라서 오스테나이트 조직을 99% 이상 확보하고 우수한 인장강도 및 단면감소율을 나타냄을 확인할 수 있다. 또한, 발명강은 비교강에 비해 부식피트 깊이가 작음을 알 수 있다.
도 1 및 도 2는 발명강2 및 비교강2를 염수분위기하에서 부식시험을 한 후의 부식피트 깊이를 촬영한 것이다. 발명강은 도 1에서 보는 바와 같이 부식피트 깊이가 얕음을 확인할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 선재는 중량%로 Cr: 0.01~1.0%을 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 체적분율로 오스테나이트가 99% 이상인, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.
  4. 중량%로 C: 0.45~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 17.0~25.0%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 강선은 중량%로 Cr: 0.01~1.0%을 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 강선의 내부조직은 변형된 오스테나이트 및 마르텐사이트의 복합조직인, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.
  7. 제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항의 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계를 포함하는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  8. 제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항의 선재를 신선하여 인장강도가 1800~2100 MPa이고 단면감소율이 25% 이상인 강선을 제조하는 단계; 및
    상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는, 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법.
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