KR101445868B1 - 피로수명이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 피로수명이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판은, 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다. 여기서 강판은 층상탄화물 간의 층간 간격이 0.5㎛이하이고, 장축 및 단축의 비율이 10:1 이상인 라멜라(lamellar)구조를 포함하는 미세펄라이트상의 부피 분율이 90% 이상으로 형성된다.
고탄소 강판, 피로 수명, 층상 탄화물,

Description

피로수명이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 {HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN FATIUGUE LIFEAND MANUFACTURING METHOD THEREOF}
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 단면도이다.
도 2는 비교예에 따른 고탄소 강판의 단면도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 파단 형상을 나타낸 도면이다.
도 4는 비교예에 따른 고탄소 강판의 파단 형상을 나타낸 도면이다.
본 발명은 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 피로수명이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
자동차에 대한 안전성 요구가 높아짐에 따라 스프링의 피로수명 증가요구 또한 높아지게 되었다. 스프링의 피로수명은 스프링이 탄성변형 영역 내에서 구동할 때 가장 길다. 따라서 스프링의 피로수명을 늘리기 위해서는, 스프링 소재의 항복강도를 증가시켜 스프링의 탄성구간을 늘리고, 스프링이 탄성구간에서 동작하도록 하는 것이 좋다.
그러나 스프링의 종류에 따라작동구간에 소성변형구간이 포함되는 경우가 발생할 수 있다. 이 경우, 탄성변형구간에서 작동하는 스프링에 비하여 크랙의 생성이 상대적으로 빨리 일어나며, 이때 피로수명은 크랙의 생성보다는 전파에 큰 영향을 받는다. 따라서 작동구간에 소성변형구간이 포함되는 판상 밴드(Band) 스프링의 경우 스프링의 피로수명 향상을 위해서 크랙의 전파를 차단하기 위한 미세조직을 포함하는 것이 필요하다.
기존의 스프링용 박강판의 경우 펄라이트 조직으로 구성되어 있지만, 층상 탄화물이 조대하고 항복강도가 높지 않기 때문에 피로수명이 길지못한 문제점이 있었다.
한편, 강판의 냉간압연 전 미세조직을 바꾸어서 저온변태조직인 베이나이트 조직을 생성시킴에 의해 항복강도를 증가시키는 방법으로 스프링의 피로수명을 늘리고자 하는 시도가 있었다. 그러나 스프링의 동작구간에 소성변형영역을 포함되는 경우에는 베이나이트 조직 생성 및 혼입에 의해 항복강도는 증가하였으나, 오히려 피로수명은 감소하는 결과를 나타내었다.
전술한 문제점을 해결하기 위하여, 피로수명이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.
본 발명의 실시예에 따른고탄소 강판은, 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0.02% 이 하, 황(S): 0.02% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
또한, 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판은. 중량%로 0.05∼0.25%의 V, Nb, Mo, Ti, W, Cu, 및 30∼120ppm의 질소로 이루어진 군에서 선택된 하나 이상의 원소를 더 포함할 수 있다.
여기서 강판의 미세조직은 층상 탄화물 간의 층간 간격이 0.5㎛이하이고, 장축 및 단축의 비율이 10:1 이상인 라멜라(lamellar)구조를 포함하는 미세 펄라이트상을 부피 분율로 90%이상 포함할 수 있다.
한편, 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법은, ⅰ) 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제조하는 단계, ⅱ) 강재를 열간압연, 냉간압연 및 소둔공정을 통하여 구상화 세멘타이트 및 초기페라이트의 조직을 갖는 강판을 제조하는 단계, ⅲ) 강판을 800℃ 이상 1100℃ 이하의 온도범위로 가열한 후 가열된 강판을 파텐팅(patenting) 열처리할 때 납조의 온도가 500℃ 이상530℃ 이하가 되도록 온도를 유지하며 60초 이상 파텐딩 열처리 하거나 또는 납조의 온도가 530℃ 이상 570℃ 이하가 되도록 온도를 유지하며 20초 이상 파텐팅 열처리하는 단계를 포함한다.
상기 강재를 제조하는 단계에서 중량%로 0.05∼0.25%의 V, Nb, Mo, Ti, W, Cu 및 30∼120ppm의 질소로 이루어진 군으로부터 선택된 하나 이상의 원소 더 포함 하도록 강재를 제조할 수 있다.
또한, 파텐팅 열처리후 냉각 단계및 85%이상으로 냉간압연하는 단계를 더 포함할 수 있다.
이와 같은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.
먼저, 탄소(C)의 함량은 0.75~0.95%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.75% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.95%를 넘는 경우에는 잔류 오스테나이트의 형성이 용이하다. 또한, 냉간압연시 응력유기변태에 의한 균열 발생가능성이 높고, 강판의 인성 및 피로수명이 열화된다.
규소(Si)의 함량은 1.8% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 증가할수록강판의 강도및 영구변형 저항성이 커진다. 그러나 1.8%를 넘는 경우, 영구변형 저항성이 오히려 감소하고, 열처리시 탈탄 가능성이 커진다. 또한, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다.
망간(Mn)의 함량은 0.1~1.5%로 한다. 이와 같이 망간(Mn)의 함량을 한정한 이유는 망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 황(S)과 철(Fe)이 결합한 황화철(FeS)의 형성에 의한 적열취성이 발생한다. 반면에, 망간(Mn)이 1.5%를 넘는 경우에는 인성이 저하된다. 또한, 경화능이 필요이상으로 커지므로 필요한 미세조직을 얻기 위해서 요구되는 강판의 진행속도를 늦추어야 한다. 따라서 강판의 생산성이 저하된다.
크롬(Cr)의 함량은 0.1~1.0% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 망간(Mn)과 마찬가지로 강의 경화능 및 강도를 향상시키며, 탈탄억제 및 흑연화 방지 효과를 가진 원소로 알려져 있다. 크롬(Cr)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 충분한 소입성 및 탈탄억제 효과가 얻을수 없다. 반면에, 크롬(Cr)이 1.0%
을 넘는 경우에는 경화능이 필요이상으로 커진다.
황(S)의 함량은 0.02% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.02%를 넘는 경우에는 입계편석 되어 강의 인성이 저하된다.
인(P)의 함량은 0.02% 이하로 한다. 인(P)의 함량이 0.02%를 넘는 경우에는 결정립계에 편석 되어 강의 인성이 저하된다.
몰리브덴(Mo), 나이비듐(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 및 텅스텐(W)은 강중의 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합하여 석출경화를 일으키고, 구리(Cu)는 단독으로 석출경화를 일으킨다. 몰리브덴(Mo), 나이비듐(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 텅스텐(W) 및 구리(Cu) 중에서 선택한 하나 이상의 함량은 0.05~0.25%로 한다. 이러한 원소들은 단독 또는 복합적인 석출경화 현상을 통하여 강의 고강도화에 기여한다. 그러나 일정이상으로 첨가되면 석출경화 효과가 포화되는 경향이 있고, 필요이상으로 경화능이 향상되어 압연성이 저하되므로 상기 원소들 중에서 선택하여 사용한다. 또한, 상기 원소들이 0.05% 미만인 경우에는 석출강화 효과가 저하된다. 반면에, 상기 원소들이 0.25%를 넘는 경우에는 열간압연시 강재의 취성을 증가시킨다.
질소(N)의 함량은 30~120ppm으로 한다. 질소(N)가 30ppm 미만인 경우에는 탄질화물의 석출량이 충분하지 않아 강의강도 및 영구변형 저항성의 개선이 미미하다. 반면에, 질소(N)가120ppm을 초과하면 석출강화의 효과가 포화되고, 석출물이 기지조직에 과포화 되어 강의 인성이 저하된다.
이하, 도 1 및 도 2를 참조하여, 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 미세구조 및 균열의 전파를 방지하는 효과를 설명한다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 단면을 개략적으로 나타낸다. 본 발명에 따른 고탄소 강판은 층상 탄화물(101)이 압연 방향으로 길게 형성된 미세 펄라이트 조직으로 형성된다. 여기서, 층상 탄화물(101)은 탄화물 간의 간격이 0.5㎛ 이하가 되도록 형성되며, 장축 및 단축의 비율이 10:1 이상이 되도록 형성된다. 층상 탄화물(101)간의 간격이 0.5㎛ 을 초과하면, 단위 부피당 존재하는 탄화물의 개수가 부족하므로, 피로균열의 전파를 효율적으로 막지 못한다. 또한, 장축 및 단축의 비율이 10:1 미만인 경우 발생된 균열이 쉽게 탄화물의 틈새로 전파될 수 있다.
생성된 탄화물은 주변 페라이트 기지조직에 비하여 높은 강도를 가지므로, 강판에서 균열은 탄화물을 가로질러 전파되기 어렵다. 따라서 균열이 전파되기 위해서는 층상 탄화물(101)의 틈새를 따라서 진행되어야 한다. 그러나 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판에서는 장축 및 단축의 비가 큰 층상 탄화물이 높은 밀도로 형성되어 있으므로, 균열이 탄화물의 틈을 따라 진행되기 어렵다. 따라서 표층부 및 자유표면인 엣지(edge)부에서 균열이 발행하더라도, 균열이 전파되기 위해서는 방향A를 따라 복잡한 경로로 진행되어야 하므로 균열이 쉽게 전파되지 못한다. 반면에, 도 2는 비교예3에 따른 고탄소 강판의 단면을 개략적으로 나타낸 것으로, 비교예3에 따른 고탄소 강판은 베이나이트 및 미세 펄라이트 조직으로 형성된다. 도 2를 참조하면, 비교예3에 따른 고탄소 강판의 경우 형성된 층상 탄화물(201)의 장축 및 단축의 길이비가 충분히 크지 못하므로, 탄화물 사이의 틈새를 따라 균열이 연결되기 용이하다. 따라서 발생된 균열은 방향B를 따라 쉽게 전파될 수 있으므로, 강판의 피로수명이 짧아진다.
즉, 본 발명 실시예에 따른 고탄소 강판의 경우 형성된 층상 탄화물(101, 도1참조)은 장축 및 단축의 비율이 크고, 높은 밀도로 형성된다. 따라서 종래의 고탄소 강판에 비해서, 탄화물의 틈새를 따라 균열이 서로 연결될 가능성이 크게 낮으므로, 피로균열이 전파되는 것을 효과적으로 방지할 수 있다.
이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대해서 설명하도록 한다.
먼저, 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 및 0.05∼0.25%의 V, Nb, Mo, Ti, W, Cu 및 30∼120ppm의 질소로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소를 포함하고, 잔부Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제조한다. 이와 같은 강재의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 그 설명을 생략한다.
다음으로, 강재를 열간압연, 냉간압연 및 소둔공정을 통하여 구상화 세멘타이트 및 페라이트의 조직을 갖는강판을 제조하고, 제조된 강판을 800℃ 이상 1100 ℃ 이하의 온도범위로 가열한다. 강판의 가열온도가 800℃ 미만이면 구상화된 세멘타이트가 소입과정에서 충분히 용해되지 않으므로, 열처리 이후의 소재의 강도가 저하된다. 반면에, 강판의 가열온도가 1100℃를 넘으면 스프링강 소재의 표면탈탄이 일어날 위험이 커진다. 또한 오스테나이트 조직의 결정립 크기가 커질우려가 있으며, 이에 따라서 경화능이 필요이상으로 증가되고, 적정한 미세조직을 얻기 힘들다.
다음으로, 강판을 유지온도(납조의 온도)를 500℃ 이상 530℃ 이하로 유지하면서 60초 이상 파텐딩 열처리 하거나 또는 납조의 온도를 530℃ 이상 570℃ 이하가 되도록 유지하면서 20초 이상 파텐팅 열처리 한다. 열처리의 온도 및 시간이 충분하지 않은 경우, 소입 열처리시에 생성된 오스테나이트 조직이 납조 내에서 미세 펄라이트 조직으로 변태되지 못하고, 상온에 노출되면서 마르텐사이트로 변태하거나, 잔류오스테나이트 조직으로 존재하게 된다. 잔류 오스테나이트 조직은 냉간압연시 응력유기 마르텐사이트로 변태하여 균열 생성의 원인으로 작용하여 피로수명을 저해한다. 또한, 이러한 마르텐사이트 조직은 이후의 냉간압연 공정에서 균열 생성의 원인으로 작용하므로 압연성이 저하된다. 반면에, 열처리의 유지온도(납조의 온도)가 570℃을 초과하면 펄라이트의 미세조직의 층간간격이 커지기 때문에 이후 냉간압연을 통해피로균열전파를 막을 수 있는 미세조직을 형성 및 가공 경화를 통한 강도 향상에 한계를 지니고 있다.
이와 같이 파텐팅 열처리의 조건을 조절하여 피로수명이 우수한 미세조직을 가지는 고탄소 강판을 제조할 수 있다.
이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 아래의 실험예는 본 발명을 예시하기 위한 것으므로, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실험예
먼저, 전술한 조성을 가지는 구상화 열처리된 고강도 스프링용 고탄소 강판을 두께 1.3~1.6㎜의 판형Coil로 압연한다. 그 후 소입열처리 온도를 750∼1200℃로 설정하여 2분간 가열한 후 각기 300~650℃로 유지된 납조에 파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 열처리를 실시한다. 그 후 모두 0.23㎜ 두께의 판형 코일로 압연한다. 이를 통해 최종 두께는 동일하면서 다른 냉간압하율을 가지는 소재를 제조할 수 있다. 0.23㎜로 압연된 Coil은 스프링 제조에 필요한 8㎜의 폭으로 슬리팅(Slitting)된다. 그 후 동일한 버(Burr) 제거공정, 스프링성형, 와인딩, 및 변형 시효(strain aging) 공정을 거쳐스프링을 제조한다.
아래의 [표 1]에 피로수명이 우수한 스프링용 고탄소 박강판을 제조하기 위한 파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 열처리 조건 및 소입열처리 조건, 강재의 압하율 등의 제조조건을 기재한다.
스프링의 피로수명을 측정하기 위해 가속 피로수명시험을 실시하였다. 가속피로수명시험은 회전과 역회전을 반복하는 실물 스프링 피로 측정기에 스프링을 장착하고, 소성변형구간에서 스프링을 작동시켜주기 위해 2~22회전구간에서 회전및 역회전을 반복하며 스프링에 파단이 발생할 때까지 작동시키며 반복시험 횟수를 측정하는 시험이다. 측정된 가속피로수명은 [표 1]에 기재하였다.
[표 1]
구분 소입 열처리 온도(℃) 파텐팅(Patenting) (또는 오스템퍼링)
열처리 온도(℃)		 유지시간(초) 냉간압하율(%) 미세조직 구성 피로수명(회)
실시예1 900 550 30 85.6 미세펄라이트 31,556
실시예2 1000 525 80 85.6 미세펄라이트 29,032
비교예1 750 550 80 85.6 미세펄라이트+펄라이트+미용해 시멘타이트 17,853
비교예2 1200 480 80 85.6 상부 베이나이트+미세펄라이트+마르텐사이트+극표면부 페라이트(탈탄) 7,856
비교예3 1050 450 80 85.6 상부 베이나이트+ 일부 미세펄라이트 14,229
비교예4 950 600 80 85.6 펄라이트 16,886
비교예5 950 500 10 85.6 미세 펄라이트+마르텐사이트 11,238
비교예6 900 550 80 82.4 미세펄라이트 16,389
표 1을 참조하면, 소입열처리 온도가 800℃ 이하인 경우(비교예1), 기지조직은 역변태 되나 구상화된 시멘타이트의 용해가 완료되지 않는다. 따라서 오스템퍼링 열처리 후 소재에 미용해 시멘타이트 조직이 잔류하므로, 기지의 탄소농도가 부족하여 변태곡선이 당겨지게 된다. 결국 동일한 냉각속도로 파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 열처리한 경우에도 납조에 투입되기 전 구간에서 펄라이트가 생성되고, 나머지 오스테나이트가 납조에 유지하는 동안 미세펄라이트로 변태된다. 이 경우 연신된 층상탄화물 대신구상화된 미용해 시멘타이트의 분율이 많으므로 피로크랙의 전파를 차단하는 효과가 적고, 항복강도 또한 낮게 나타나므로 피로수명이 상대적으로 낮은 값을 보인다.
소입열처리 온도가 1100℃ 이상인 경우(비교예2), 오스테나이트 결정립크기 증가로 인해 변태곡선이 뒤로 밀리는 효과가 나타난다. 따라서 납조를 통과한 후 냉각될 때 남아있던 오스테나이트로부터 소량의 마르텐사이트가 생성된다. 또한 극표면부에 탈탄으로 인해 페라이트가 조직이 관찰되기도 한다. 마르텐사이트는 소량이라도 소성변형구간에서는 피로수명에 치명적이며, 더욱이 표면탈탄이 발생할 경우, 표면경도 저하로 인해 피로강도는 매우 낮아지게 된다.
납조에서 유지시간이 부족한 경우(비교예 5)도 잔류 오스테나이트 조직이 남아있거나, 또는 납조를 통과한 후 냉각되면서 마르텐사이트 조직이 생성되므로 역시낮은 피로수명을 나타낸다.
파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 열처리 유지온도를 변경시킨 경우, 유지온도가 낮으면(비교예 3) 열처리 이후의 항복강도는 증가한다. 그러나 베이나이트 탄화물이 크랙전파를 차단하는데 효과적이지 못하므로, 탄성변형영역에서는 피로수명이 길지만 소성변형구간이 작동구간에 포함된 경우, 피로수명은 짧게 나타난다.
스프링작동구간에 소성변형구간이 포함된 경우 (즉 표면에 걸리는 응력이 항복강도보다 크게 작용하는 경우) 크랙의 발생이 용이하므로 피로수명은 크랙전파에 의해 지배를 받게 된다. 도 2을 참조하면, 미세조직 중 장ㅇ단축비가 짧은 탄화물이 혼재되어 있으면 크랙전파를 방해하기 힘들기 때문에 피로크랙의 전달경로가 짧아지게 되어소성변형구간이 포함된 스프링 작동구간에서는 상대적으로 낮은피로수명을 보인다.
도 3 및 도 4는 실시예1 및 비교예3의 스프링 가속피로수명시험 후 파단된 스프링의 형태를 나타낸다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 피로수명시험이후에 생성된 피로크랙을 나타내고, 도 4는 비교예에 따른 고탄소 강판의 피로수명시험 이후에 생성된 피로 크랙을 나타낸다. 도 3 및 도 4를 참조하면, 본 발명의 실시예에서는 계단형태로 파단이 일어남을 알 수 있고, 비교예에서는 직선형태의 파단이 일어남을 알 수 있다. 즉, 본 발명의 실시예에서 피로크랙의 생성 및 전파차단이 비교예에서 보다 활발히 일어나고 있음을 알 수 있다.
한편, 파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 유지온도(납조온도)가 570℃ 이상으로 높은 경우(비교예 4)에는 펄라이트 미세조직을 가진다. 높은 압하율로 인해탄화물이 길게 연신되어 있지만, 실시예에 비해 단위부피당 층상탄화물의 개수가 작다. 따라서 실시예에 비해 피로균열전파를 막는데 한계가 있다.
소입온도와 파텐팅(Patenting)(또는 오스템퍼링) 온도 및 시간은 적정범위에 포함되나 열처리 이후 냉간압하율이 부족한 경우(비교예 6) 다른 비교예에 비하면 피로수명이 길지만 실시예에 비해서는 피로수명이 낮은 경향을 보인다.
반면에 본 발명에 의한 실시예의 경우, 표에서 보이는 바와같이 비교예에 비하여 매우우수한 피로수명을 보인다. 이는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 경우, 미세조직의 장ㅇ단축비가 큰 연신된 층상탄화물을 단위부피당 최대한 많이 가지고 있어 피로균열의 전파를 방해하고 있기때문이다. 특히 스프링작동구간에 소성변형구간이 포함된 경우 (즉 표면에 걸리는 응력이 항복강도보다 크게 작용하는 경우) 크랙의 발생이 용이하므로 피로수명은 크랙 전파에 의해 지배를 받게 된다. 따라서 피로수명은 미세조직이 얼마나 크랙을 차단하고, 피로크랙의 전달경로를 길게 할 수 있는지에 좌우되는데 본 발명강과 같이 강압하를 통하여 연신된 미세펄라이트가 단위부피당 많이 배치되어 있는 미세조직이 이와같은 작용을 하는데 효과적이다.
상기에서는 본 발명의 바람직한 실시예에 대하여 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되는 것이 아니고 특허청구범위와발명의 상세한 설명 및 첨부한 도면의 범위 안에서 여러 가지로 변형하여 실시하는 것이 가능하고 이 또한 본 발명의 범위에 속하는 것은 당연하다.
본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판은, 장축 및 단축의 비가 10:1 이상인 층상 탄화물이 높은 밀도로 존재한다. 따라서 크랙이 전파되는 것을 효과적으로 방지할 수 있다.
또한, 크랙이 용이하게 전파되지 못하므로 강판의 피로수명을 향상시킬 수 있다.
또한, 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판을 이용하여 스프링을 제조한 경우, 발생된 크랙의 전파가 잘일어나지 않으므로, 스프링이 소성변화구간에서 동작하는 경우에도 장시간 동작가능한 스프링을 제조할 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 0% 초과 및 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0% 초과 및 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 및 0.02% 이하를 포함하고 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강판으로서,
    상기 강판의 미세조직 중,
    층상 탄화물 간의 층간간격이 0.5㎛이하이고, 장축 및 단축의 비율이 10:1 이상인 라멜라(lamellar) 구조를 포함하는 미세 펄라이트상의 부피 분율이 90% 이상인 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    중량%로 0.05~0.25%의 V, Nb, Mo, Ti, W, 및 Cu로 이루어진 군에서 선택된 하나 이상의 원소를 더 포함하는 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    30~120ppm의 질소를 더 포함하는 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판.
  4. 중량%로 탄소(C): 0.75∼0.95%, 규소(Si): 0% 초과 및 1.8% 이하, 망간(Mn): 0.1~1.5%, 크롬(Cr): 0.1∼1.0%, 인(P): 0% 초과 및 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 및 0.02% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제조하는 단계,
    상기 강재를 열간압연, 냉간압연 및 소둔공정을 통하여 구상화 세멘타이트 및 초기 페라이트의 조직을 갖는 강판을 제조하는 단계. 및
    상기 강판을 800℃ 이상1100℃ 이하의 온도범위로 가열한 후 가열된 강판을 파텐팅(patenting) 열처리할 때 납조의 온도를 500℃ 이상 530℃ 이하로 유지하면서 60초 이상 파텐딩 열처리 하거나 또는 납조의 온도를 530℃ 이상570℃ 이하로 유지하면서 20초 이상 파텐팅 열처리하는 단계;
    상기 파텐팅 열처리후 냉각단계 및 85% 이상의 냉간압하율(%)로 냉간압연하는 단계를 더 포함하는 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판의 제조방법.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 강재를 제조하는 단계에서
    중량%로 0.05~0.25%의 V, Nb, Mo, Ti, W, 및 Cu로 이루어진 군에서 선택된 하나 이상의 원소를 더 포함하도록 강재를 제조하는 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강재를 제조하는 단계에서
    30~120ppm의 질소를 더 포함하도록 강재를 제조하는 스프링 작동구간에 소성변형 구간이 포함되는 스프링용 고탄소 강판의 제조 방법.
  7. 삭제
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