KR101571949B1

KR101571949B1 - 차량 현가용 스프링 부품용 강, 차량 현가용 스프링 부품 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101571949B1
Application number: KR1020137029876A
Authority: KR
Inventors: 아키라 단게; 기요시 구리모토; 유리카 고토; 가츠히코 기쿠치; 구니카즈 도미타; 가즈아키 후쿠오카; 가즈아키 하토리
Original assignee: 닛폰 하츠죠 가부시키가이샤; Jfe 죠코 가부시키가이샤
Priority date: 2011-05-12
Filing date: 2012-05-11
Publication date: 2015-11-25
Also published as: JP2012237040A; WO2012153831A1; JP5764383B2; US20140060709A1; KR20130140182A; MX2013013145A; CN103518000A; EP2708612A4; EP2708612A1; US20170021691A1

Abstract

0.15∼0.35질량%의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 것을 특징으로 하는 차량 현가용 스프링 부품용 강이 개시된다.

Description

차량 현가용 스프링 부품용 강, 차량 현가용 스프링 부품 및 그 제조 방법{STEEL FOR AUTOMOTIVE SUSPENSION SPRING COMPONENT, AUTOMOTIVE SUSPENSION SPRING COMPONENT, AND MANUFACTURING METHOD FOR SAME}

본 발명은, 주로 자동차에 사용되는 스태빌라이저(stabilizer)나 판 스프링 등의 차량 현가용 스프링 부품에 사용 가능한 강, 이러한 스프링 부품 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 특히 인장 강도가 1300MPa 이상의 고강도이고, 또한 내식성과 저온 인성이 우수한 차량 현가용 스프링 부품에 관한 것이다.

스태빌라이저는 선회시에 횡방향 요동을 방지하는 기능을 갖는 일종의 현가용 스프링 부품이며, 한편, 판 스프링은 트럭의 현가 스프링에 사용되고, 요철로에서의 주행 안정성을 보증하는 현가용 스프링 부품이다. 모두, 자연 환경하에 노출된 상태로 응력의 반복 부하를 받기 때문에, 부식되기 쉬운 것, 피로가 일어나는 것, 또한 지역에 따라 -50℃ 내지 -30℃의 저온에 노출되는 것은 공통되어 있다. 따라서, 내식성, 내피로성, 저온 인성 등의 특성이 우량한 것이 필요하다.

이들 재료에는 JIS S48C 등의 기계 구조용 탄소강이나 JIS G4801 SUP9 등의 스프링강이 이용되고, 그 제조 공정은 예를 들어 열간 압연 강재를 소정의 치수로 절단한 후, 열간에서 굽힘 성형을 실행하고, 담금질(소입) 뜨임(소려)의 조질 처리에 의해 소정의 강도·인성으로 조정하고, 그 후 경우에 따라 표면에 숏 피닝(shot peening)을 실시하고, 마지막으로 방식(防蝕)을 위해 도장 공정을 거쳐서 사용된다.

최근의 자동차의 연비 향상을 목적으로 한 서스펜션(suspension) 부품에의 고강도화에 의한 경량화 요구는 더욱 강해지는 한편, 스태빌라이저에 있어서도 판 스프링에 있어서도 인장 강도가 1000MPa 이상의 고강도의 재료가 개발되어오고 있다. 본 발명자들도, 일본 공개 특허 제 2010-185109 호 공보에 있어서 인장 강도가 1100MPa 이상의 스태빌라이저를 제안하고 있다.

그렇지만, 스태빌라이저나 판 스프링 등의 차량 현가용 스프링 부품은 저연비화를 위해 더욱더 경량화가 도모되고 있고, 이것을 위해서는 인장 강도가 1100MPa 이상으로는 강도가 부족하여, 더욱 고강도화를 실행할 필요가 있다. 일반적으로 강재를 단순하게 고강도화하면 연인성(延靭性)이 열화된다. 연인성 열화에 의해 균열의 전파 저항이 더욱더 저하하여, 파손해버릴 위험성이 더욱 높아진다. 또한, 판 스프링이나 스태빌라이저는, 방식 성능을 확보하기 위해서 도장은 실행하고 있지만, 구조상 차 외부에 노출되어 있기 때문에, 주행중에 날아든 돌 등에 의한 움푹 패인 상처나 도장 박리가 일어나기 쉽다. 도장이 박리된 개소로부터 부식이 진행하고, 이러한 부식 부분을 기점으로 하는 피로 균열의 전파에 의해 부품이 파손하는 것이 우려된다. 그 때문에, 고강도화와 동시에 연인성 저하의 억제가 필요 불가결하고, 특히 부식 환경이 과혹화(過酷和)하는 동계의 기온이 낮은 상태에서의 인성(저온 인성)의 향상은 대단히 중요하다.

본 발명은, 종래품보다도 더욱 고강도의, 인장 강도가 1300MPa 이상이고, 내식성과 저온 인성이 우수한 차량 현가용 스프링 부품용 강, 차량 현가용 스프링 부품 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 제 1 태양에 의하면, 0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질후의 결정립이 구 오스테나이트 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위에 있고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 것을 특징으로 하는 차량 현가용 스프링 부품용 강이 제공된다.

본 발명의 제 2 태양에 의하면, 0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질전의 조직이 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 베이나이트/마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 하나로 이루어지는 강을, 열간 또는 냉간에서 스프링 부품의 형상으로 성형 가공하고, 성형 가공후에 고주파 유도 가열 또는 직접 통전에 의한 저항 발열에 의해 30℃/초 이상의 승온 속도로 가열한 후에 즉시 담금질하고, 담금질후의 결정립을 구(舊) 오스테나이트(austenite) 입도(粒度) 번호로 7.5∼10.5의 범위로 하고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 스프링 부품을 얻는 것을 특징으로 하는 차량 현가용 스프링 부품의 제조 방법이 제공된다.

본 발명의 제 3의 태양에 의하면, 0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질전의 조직이 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 베이나이트/마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 하나로 이루어지는 강을, 열간 또는 냉간에서 스프링 부품의 형상으로 성형 가공하고, 성형 가공후에 고주파 유도 가열 또는 직접 통전에 의한 저항 발열에 의해 30℃/초 이상의 승온 속도로 가열한 후에 즉시 담금질하고, 담금질후의 결정립을 구 오스테나이트 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위로 하고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 것을 특징으로 하는 차량 현가용 스프링 부품이 제공된다.

도 1은 스태빌라이저의 개략 형상을 도시하는 사시도,
도 2의 (1)은 냉간 성형 가공에 의해 스태빌라이저를 제조할 때의 공정도, (2) 및 (3)은 각각 열간 성형 가공에 의해 스태빌라이저를 제조할 때의 공정도.

본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과 이하의 지견을 얻었다. 즉, 차량 현가용 스프링 부품에는, 고강도화와 함께, 하기에 나타내는 바와 같이, 연인성의 향상과 내식성의 향상의 2가지가 필요하다.

(i) 우선 소재의 내식성을 향상시키기 위해서는, 부식 피트(pit)로 되기 쉬운 탄질화물의 생성량을 제한하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, 저탄소화와 Ti나 Nb 등의 탄질화물을 생성하기 쉬운 합금 원소의 첨가량을 적정화하고, Cu, Ni의 내식성 합금 원소를 적량 첨가하는 것이 내식성의 향상에 효과가 있다.

(ii) 또한, 고강도와 고연인성을 양립시키기 위해서는, 저탄소 함유강으로 하는 동시에, 탄질화물에 의한 결정립의 미세화가 효과적이다. 그러나, 결정립을 지나치게 미세화했을 경우에는 담금질성이 저하하기 때문에, 1300MPa의 인장 강도에 도달하지 못한다는 것을 알았다. 그래서, 결정 입도의 범위를 제한하는 동시에 그 결정 입경을 컨트롤하는 탄질화물 형성 원소의 첨가량을 제한함으로써 담금질성을 확보하는 동시에 연인성 열화를 억제할 수 있다는 것을 알았다.

(iii) 더욱이, 담금질에 의해 인장 강도 1300MPa 이상으로 하기 위해서, 인장 강도 1100MPa 이상을 목표로 하는 경우보다도 더욱더 탄소 함유량을 많게 해야 하지만, 탄소를 과잉으로 첨가하면 탄화물에 의한 연인성의 열화를 초래하는 동시에, 담금질 균열이 발생하기 쉬워져서, 부품 강도가 저하해버린다. 따라서, 연인성을 그다지 낮게 하는 일없이 고강도화를 도모하기 위해서는 탄소량을 적량 범위로 한정할 필요가 있다.

더욱이, 탄소량을 올리면 내식성이 저하하여, 부식공(腐蝕孔)이 발생하기 쉬워지고, 그 때문에 내구성이 열화된다. 이것에 관해서 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 탄화물 생성 합금 원소 중에서, Cr의 범위를 더욱더 한정하는 것과 결정립의 컨트롤을 동시에 실행함으로써 고강도·고인성과 고내식성을 양립시키는 것이 가능하다는 것을 찾아냈다.

본 발명은 이상의 지견에 근거하여 이루어졌다.

즉, 본 발명에 따르면, 인장 강도가 1300MPa 이상인 고강도를 갖고, 극한의 부식 환경하에서도 내식성과 저온 인성이 우수한 차량용 고강도 스태빌라이저 또는 판 스프링용 강 및 그 제조 방법과 그 부품의 제공이 가능하게 되어, 부품의 고강도화에 의한 자동차의 경량화, 그것에 의한 연비 향상에 따른 지구 환경 개선에 크게 공헌할 수 있다.

이하에, 본 발명에 따른 차량 현가용 스프링 부품용 강에 있어서의 각 성분 원소의 작용 및 제조 조건 등의 한정 이유에 대하여 각각 설명한다. 또한, 특별히 미리 말하지 않는 한은 하기의 백분율은 질량%를 의미한다.

(1) C: 0.21질량% 이상 0.35질량% 미만

C는 강이 소정의 강도를 확보하는데 필요한 원소이며, 인장 강도에서 1300MPa 이상 확보하기 위해서는 0.21% 이상의 양이 필요하다. 그러나, 0.35%를 초과하여 C를 함유하면, 탄화물이 과잉으로 되어, 내식성과 인성이 함께 지나치게 저하하므로, 그 상한을 0.35%로 했다. 본 발명에서는, 스태빌라이저 및 판 스프링 소재로서 탄소 함유량이 낮은 강재를 이용하는 것에 의해, 종래의 강재에 의한 제조 방법에 있어서 우려되었던 담금질 균열을 방지하는 동시에, 내식성을 향상시켜서, 스태빌라이저 및 판 스프링을 더욱 안정성이 높은 것으로 하고 있다.

(2) Si: 0.6% 초과 1.5% 이하(0.6% <Si≤1.5%)

Si는 용제(溶製)시의 탈산제로서 중요하다. 또한, 고용 강화에 유효한 원소이므로, 고강도화하기 위해서는 중요한 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.6%를 초과하여 Si를 첨가할 필요가 있다. 한편, Si 양이 1.5%를 초과하면, 인성이 저하하므로, 그 상한을 1.5%로 했다.

(3) Mn: 1∼3%

Mn은 담금질성을 향상시키고, 고용 강화 원소로서 유효한 원소이며, 저탄소강의 경우, 강도를 확보하기 위해서 중요하다. 또한, Mn은 조직을 미세화하여, 연인성을 향상시키는 원소로서도 중요하다. 그 효과를 발휘하기 위해서는 1% 이상의 Mn을 첨가할 필요가 있다. 한편, 3%를 초과하여 Mn을 첨가하면, 뜨임시에 저온으로부터 석출하는 탄화물량이 과잉으로 되어, 내식성과 인성이 함께 저하하므로, 그 상한을 3%로 했다.

(4) Cr: 0.3∼0.8%

Cr은 담금질성을 향상시켜서 강도를 높이지만, 내식성에도 영향을 미친다. 1300MPa 이상의 인장 강도를 확보하기 위해서는 0.3% 이상의 Cr을 첨가할 필요가 있다. 그러나, 0.8%를 초과하여 첨가해도, 뜨임시의 Cr 함유 탄화물이 과잉으로 석출하여, 내식성이 극단적으로 저하하므로, 그 상한을 0.8%로 한정했다.

(5) Al: 0.005∼0.080%

Al은 용제시의 탈산제로서 중요한 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.005% 이상의 Al을 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.080%를 초과하여 Al을 첨가하면, 산화물 및 질화물이 과잉으로 되어, 내식성과 인성이 함께 저하하므로, 그 상한을 0.080%로 했다.

(6) Ti: 0.005∼0.060%

Ti은 강 내에서 탄질화물을 형성하여, 강도의 향상과 결정립의 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.005% 이상의 Ti을 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.060%를 초과하여 Ti을 첨가하면, 탄질화물이 과잉으로 되어, 내식성과 인성이 함께 저하하므로, 그 상한을 0.060%로 했다.

(7) Nb: 0.005∼0.060%

Nb은 강 내에서 탄질화물을 형성하여, 강도의 향상과 조직의 미세화에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 0.005% 이상의 Nb을 첨가할 필요가 있다. 한편, 0.060%를 초과하여 Nb을 첨가하면, 탄질화물이 과잉으로 되어, 내식성과 연인성이 함께 저하하므로, 그 상한을 0.060%로 했다.

(8) Ti+Nb: 0.07% 이하

Ti과 Nb은, 상술한 바와 같이 강 내에서 탄질화물을 형성하여, 강도와 인성을 향상시키는 효과가 각각 있으며, 양자를 동시에 복합 첨가함으로써 상승 효과를 발휘한다. 한편, (Ti+Nb) 합계량으로 0.07%를 초과하여 Ti과 Nb을 과잉으로 첨가하면, 탄질화물이 과잉으로 되어, 내식성과 인성이 함께 저하하므로, (Ti+Nb) 합계 첨가량을 0.07% 이하로 억제한다.

(9) Cu: 0.01∼1.00%

Cu는 내식성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상의 Cu를 첨가할 필요가 있다. 한편, 1.00%를 초과하여 Cu를 첨가해도 그 효과는 포화하므로 경제적이지 않고, 더욱이 열간 압연시에 표면 상처가 다발하여 제조성을 손상하기 때문에, 그 상한을 1.00%로 했다.

(10) Ni: 0.01∼1.00%

Ni은 Cu와 마찬가지로 내식성을 향상시키는 원소이며, 그 효과를 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상의 Ni을 첨가할 필요가 있다. 한편, 1.00%를 초과하여 Ni을 첨가해도 그 효과는 포화하므로 경제적이지 않고(Ni은 출산국이 한정된 희소하고 또한 고가인 금속 원소), 그 상한을 1.00%로 했다.

(11) P: 0.035% 이하

P은 제강 프로세스에 있어서 불가피하게 잔류 또는 혼입되는 불순물 원소이며, 결정 입계에 편석되어 인성을 저하시키므로, 그 상한을 0.035%로 했다.

(12) S: 0.035% 이하

S은 P과 마찬가지로 제강 프로세스에 있어서 불가피하게 잔류 또는 혼입되는 불순물 원소이며, 결정 입계에 편석되어 인성을 저하시킨다. 또한, 개재물인 MnS가 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 저하하므로, 그 상한을 0.035%로 했다.

(13) N: 150ppm 이하

N는 강 내에서 탄질화물을 형성하여, 강도의 향상과 조직의 미세화에 유효한 원소이지만, 150ppm을 초과하여 첨가하면, 탄질화물이 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 저하하므로, 그 상한을 150ppm으로 한다.

(14) 기타의 성분 첨가 원소

상기 첨가 원소 이외에, 미량이면 Mo, V, B, Ca, Pb 등의 성분 원소를 더 첨가해도 좋다. 이들의 첨가량을 Mo: 1% 이하, V: 1% 이하, B: 0.010% 이하, Ca: 0.010% 이하, Pb: 0.5% 이하로 각각 제한하면, 본 발명의 효과는 특별히 저해되지 않는다.

Mo는 담금질성의 향상 및 인성의 향상에 효과가 있는 원소이다. 그러나, Mo를 과잉으로 첨가해도 그 효과는 포화하므로, Ni과 마찬가지로 경제성을 고려하면 최대로 1%를 한도로 하는 것이 바람직하다.

V은 강이 고온 뜨임 처리를 받았을 때에 경도의 저하를 억제하여, 강의 연화 저항을 유효하게 높일 수 있는 유효한 원소이다. 그러나, V도 Ni과 마찬가지로 희소 원소이기 때문에 가격 안정성이 낮고, 원료 비용의 상승으로 이어지기 쉬우므로 가능한 한 첨가하지 않는 쪽이 바람직하고, 최대로 1%를 한도로 하는 것이 바람직하다.

B은 미량의 첨가에 의해 강의 담금질성을 증대시키는 원소이다. 담금질성의 증대 효과는 B 첨가량이 0.010% 정도까지 인정되지만, B 첨가량이 0.010%를 초과하면 효과가 포화해버린다. 따라서, B의 첨가량은 최대로 0.010%를 한도로 하는 것이 바람직하다.

Ca과 Pb은 강재의 피삭성(被削性)을 향상시키는 원소이며, 첨가하면 스태빌라이저 단부의 구멍 가공성이 더욱더 향상된다.

(15) 승온 속도 30℃/sec 이상에서의 담금질전 조직의 한정

본 발명에서는, 스태빌라이저 혹은 판 스프링의 담금질 가열시에 오스테나이트 영역으로 일단 가열하고, 그 후, 물이나 기름 등의 냉각 매체에 담금질을 실행함으로써 소망의 강도를 얻는다. 이러한 오스테나이트 영역으로 가열할 때, 승온 속도가 30℃/sec 이상의 경우에는, 담금질전 조직[이하, 단지 「전조직(前組織)」이라고 함]이 페라이트(ferrite)-펄라이트(perlite) 조직에서는, 특히 펄라이트 조직의 시멘타이트(cementite)의 용해가 느리므로, 긴 가열 보지 시간이 필요해져서 조대하고 불균일한 오스테나이트 조직이 되고, 담금질후의 강재의 인성이 저하된다. 이것으로부터 오스테나이트 영역으로 가열했을 때에 탄화물의 용해가 빨라, 미세하고 균일한 오스테나이트 조직을 얻기 위해서 전조직을 베이나이트(bainite) 조직 혹은 마르텐사이트(martensite) 조직, 또는 이들의 혼합 조직으로 한정한다. 본 발명에서는, 스태빌라이저 또는 판 스프링의 성형 가공은 냉간 또는 열간 중 어느 것이라도 좋고 특별히 한정은 하지 않는다. 열간 성형 가공에 의한 경우는, 도 2의 (2)에 도시하는 바와 같이 열간 성형 가공한 직후에 워크를 담금질하도록 해도 좋고, 또한 도 2의 (3)에 도시하는 바와 같이 열간 성형 가공후에 워크를 재가열하고나서 담금질하도록 해도 좋다.

(16) 스태빌라이저 또는 판 스프링의 가열 조건:

본 발명에서의 스태빌라이저 또는 판 스프링에 있어서, 가열후에 성형하여 담금질하는 열간 성형법에서의 가열 방법은, 종래의 대기 가열로 혹은 불활성 가스 분위기로의 담금질로에서도, 적량의 Ti과 Nb의 적량 첨가에 의해, 조직은 미세화되어, 인장 강도 1300MPa 이상으로 충분한 인성이 얻어진다. 또한, 고주파 유도 가열 수단 또는 직접 통전 가열 수단을 이용해도 좋지만, 승온 속도가 30℃/sec 이상의 급속 가열할 경우에는 상기와 같이 가열전 조직을 한정하는 것에 의해 소망의 특성이 얻어진다. 또한, 고주파 유도 가열 수단은 고주파 유도 가열로 이외에 가열 대상물을 간이로 둘러싸는 코일을 갖는 고주파 유도 가열 코일 장치를 포함하는 것이다. 또한, 직접 통전 가열 수단은 가열 대상물에 직접 통전하여 저항 발열시키기 위한 양극 단자를 갖는 직접 통전 가열 장치를 포함하는 것이다. 또한, 가열 온도에 관해서는, 하한을 오스테나이트화 온도 +50℃로 하고, 상한을 지나치게 높게 하면 결정립의 조대화나 탈탄 등의 악영향이 우려되기 때문에 1050℃ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 스태빌라이저 혹은 판 스프링을 냉간 성형후 가열하여 담금질할 경우, 혹은 열간 성형후에 필요에 따라서 재가열하여 담금질할 경우에 대해서도, 동일하게 할 수 있다.

(17) 구 오스테나이트 입도

본 발명에서는, 소망의 강도로서 1300MPa 이상의 강도 레벨이 요구되고 있기 때문에, 담금질한 상태 그대로, 또는 담금질·뜨임한 후에 이러한 강도 레벨을 얻기 위해서는 결정립이 지나치게 미세화되어도 담금질성이 부족하게 되어, 소망의 강도가 얻어지지 않는다. 한편, 일정 이상의 미세화를 실행하는 것에 의해 연인성을 확보할 필요가 있다. 그 범위로서는, 구 오스테나이트 결정 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위로 할 필요가 있다. 보다 바람직하게는, 구 오스테나이트 결정 입도 번호 8.5∼10.5의 범위이다. 또한, 결정 입도는 JIS G 0551의 규정에 준해서 측정했다. 구체적으로는, 배율을 100배로 하는 광학 현미경 시야에 있어서 현미경 관찰상을 소정의 표준도(標準圖)와 비교하는 것에 의해 결정 입도 번호를 판정하고, 하나의 샘플에 대해서 10 시야씩 측정하고, 그것들의 평균치를 산출하여 측정값으로 했다. 또한, 표준도는 최소 단위가 결정 입도 번호로 1씩이지만, 현미경 시야하의 결정립이 2개의 표준도의 중간에 해당할 경우는 0.5라는 표시를 이용했다. 즉, 현미경 시야하의 결정립(관찰상)이 입도 번호 7의 표준도와 입도 번호 8의 표준도의 중간에 있을 때는, 그 결정 입도 번호 Gh를 7.5로 판정한다(표 3, 표 4를 참조). 또한, 여기에서 구 오스테나이트 입도란, 담금질 가열시의 오스테나이트 조직의 입도를 말한다.

(18) 뜨임 처리

담금질후의 뜨임 처리는, 본 발명에 있어서 임의의 처리이며, 실행해도 좋고, 실행하지 않아도 좋다. 이것은 강 내의 탄소량을 저감하고 있으므로, 본원 한정의 범위내이면 특별히 담금질후의 뜨임 처리를 실행하지 않는 경우에도(도장시의 온도 상승을 고려해도), 소망의 강도, 발명의 효과(내식성과 저온 인성)를 얻을 수 있는 경우가 있기 때문이다.

이하, 첨부의 도면 및 표를 참조하여 본 발명을 실시하기 위한 최선의 형태에 대하여 설명한다.

(스태빌라이저의 구성)

도 1에 도시하는 바와 같이, 스태빌라이저(10)는, 도시하지 않은 차체의 폭방향으로 연장하는 토션부(torsion portion)(11)와, 토션부(11)로부터 양단부에 연속하는 좌우 한쌍의 아암부(arm portion)(12)를 갖고 있다. 토션부(11)는 부시(14) 등을 거쳐서 차체측에 고정되어 있다. 아암부(12)의 단말(12a)은 좌우의 서스펜션 기구(15)에 스태빌라이저 링크(도시하지 않음) 등을 거쳐서 연결된다. 토션부(11) 및 아암부(12)는 다른 부품과의 간섭을 회피할 목적으로 통상의 경우에는 복수 개소 혹은 십수 개소의 굽힘 가공이 되어 있다.

스태빌라이저(10)는, 차량이 선회할 때에, 서스펜션 기구(15)에 상하 역상(逆相)의 입력이 들어가고, 좌우의 아암부(12)가 역방향으로 변형하여, 토션부(11)가 비틀려서, 차체의 과도한 경사(횡방향 요동)를 억제하는 스프링으로서 기능한다.

(스태빌라이저의 제조예)

다음에, 도 2를 이용하여 각종의 스태빌라이저의 제조예 (1) 내지 (3)을 설명한다.

제조예 (1); 냉간 성형 가공

환봉을 소정 길이로 절단하고, 도 1에 도시하는 소망의 형상으로 냉간 굽힘 가공하고, 가열로 내에서 가열하거나, 또는 저항 발열 장치 또는 고주파 가열 장치를 이용하여 오스테나이트 온도 영역까지 가열한 후, 담금질하고, 담금질후 뜨임 처리를 실시하고, 필요에 따라서 형상을 교정하고, 숏 피닝하고, 소망의 도료를 이용하여 도장했다. 또한, 본 발명에서는, 상기의 제조 공정 중 뜨임 처리는 생략 가능하다. 또한, 구속(拘束) 담금질을 실행하면 형상 교정 공정도 생략하는 것이 가능하다.

제조예 (2); 열간 성형 가공후에 직접 담금질

환봉을 소정 길이로 절단하고, 가열로 내에서 가열하거나, 또는 저항 발열 장치 또는 고주파 가열 장치를 이용하여 오스테나이트 온도 영역까지 가열하고, 그 온도 영역에서 도 1에 도시하는 소망의 형상으로 열간 굽힘 가공하고, 담금질하고, 담금질후 뜨임 처리를 실시하고, 필요에 따라서 형상을 교정하고, 이것을 숏 피닝하고, 소망의 도료를 이용하여 도장했다. 또한, 본 발명에서는, 상기의 제조 공정 중 뜨임 처리는 생략 가능하다. 또한, 구속 담금질을 실행하면 형상 교정 공정도 생략하는 것이 가능하다.

제조예 (3); 열간 성형 가공후에 재가열하여 담금질

환봉을 소정 길이로 절단하고, 가열로 내에서 가열하거나, 또는 저항 발열 장치 또는 고주파 가열 장치를 이용하여 오스테나이트 온도 영역까지 가열하고, 그 온도 영역에서 도 1에 도시하는 소망의 형상으로 열간 굽힘 가공한다. 그 후, 필요에 따라서 재가열하고, 담금질하고, 담금질후 뜨임 처리를 실시하고, 필요에 따라서 형상을 교정하고, 이것을 숏 피닝하고, 소망의 도료를 이용하여 도장했다. 또한, 본 발명에서는, 상기의 제조 공정 중 뜨임 처리는 생략 가능하다. 또한, 구속 담금질을 실행하면 형상 교정 공정도 생략하는 것이 가능하다.

[실시예]

이하, 표 1 내지 표 4를 참조하여 본 발명의 실시예를 비교예와 대비하면서 설명한다

표 1에 나타내는 각종의 화학 성분의 강을 시험 용해에 의해 용제(150kg)한 후, 강괴로 하고, 다음에 160㎜ 사각 빌릿(billet)에 용접하고, 열간 압연에 의해 직경 25㎜의 소재를 제작했다. 이 소재로부터 직경 20㎜의 환봉형상 시험편을 채취하여, 담금질·뜨임 처리를 실행하고, 인장 시험, 충격 시험, 내식성 시험, 구 오스테나이트 결정 입도 시험을 실행했다.

(1) 담금질 처리는, 각 강의 화학 성분과 하기의 식을 이용하여 계산에 의해 구한 오스테나이트화 온도 Ac₃+50℃(1자리째는 절상함)로 30분간 가열하고, 그 후 담금질을 실행했다. 뜨임 처리는 인장 강도가 1500MPa 정도가 되도록 뜨임 온도를 조정하지만, 뜨임의 최저 온도는 180℃로 했다. 이것은 스태빌라이저의 제조 공정에서, 마지막으로 도장을 실행하는데 이 때의 재료 온도가 180℃ 정도로 상승하기 때문이다.

Ac₃(℃) = 908-2.237×%C×100 + 0.4385×%P×1000 + 0.3049×%Si×100 - 0.3443×%Mn×100 - 0.23×%Ni×100 + 2×(%C×100-54+0.06×%Ni×100)(출처: 열처리 기술 편람, P81)

(2) 인장 시험은 JIS4호 시험편으로 실행했다.

(3) 충격 시험은 JIS3호 시험편(U 노치 2㎜ 깊이)으로, 시험 온도는 마이너스 40℃에서 실행했다. 표 2에 있어서, 저온 인성 평가는 흡수 에너지의 측정값이 40(J/㎠) 미만인 것을 불합격(기호 ×)으로 하고, 이러한 값이 40(J/㎠) 이상인 것을 합격(기호 ○)으로 했다.

(4) 내식성 시험은, 소정의 강도로 열처리를 실행한 환봉재로부터 20㎜×길이 50㎜×두께 5㎜의 판형상 시험편을 채취하고, 또한 판형상 시험편 내의 폭 15㎜×길이 40㎜ 범위의 영역을 부식면(그 이외에는 마스킹함)으로 하여 건습(乾濕) 반복의 부식 시험을 실행하여, 부식 감량을 측정했다.

건습 반복 조건은, 온도 35℃의 5%NaCl 수용액 중에 8 시간 침지한 후, 온도 35℃에서 상대 습도 50%로 유지된 용기 내에 16 시간 보관하는 조작을 1 사이클로 하여, 합계 10 사이클을 실시했다. 부식 감량 측정은 부식 시험 전후에 중량을 측정하여, 부식 면적으로 나누어서 산출했다. 노 제거는 80℃의 20% 구연산 수소 암모늄 수용액에서 실행했다.

표 2에 있어서, 내식성의 평가는, 부식 감량의 값이 1000(g/㎡) 이상인 것을 불합격(기호 ×)으로 하고, 이러한 값이 1000(g/㎡) 미만인 것을 합격(기호 ○)으로 했다.

(5) 구 오스테나이트 결정 입도의 판정은, JIS-G-0551에 따라서, 결정립의 출현은 담금질 뜨임법(Gh)으로 실행하고, 판정은 표준도와의 비교로 실행했다.

또한, 스태빌라이저 및 판 스프링용 소재의 내구성 평가로서, 스태빌라이저용 소재 평가로서는 봉형상에서의 비틀림 피로 시험을 실행하고, 판 스프링용 소재평가로서는 판형상에서의 굽힘 피로 시험을 실행했다.

비틀림 피로 시험에서는 직경 20㎜의 봉을 각각의 성분의 강괴로부터 압연하여, 220㎜ 길이로 절단 가공한 후, 표 2에 나타내는 온도 조건으로 통전 가열 담금질·노 가열 뜨임을 실시하여, 공시체(供試體)로 했다. 이러한 시험편 중앙으로부터 양단면 방향으로 50㎜씩, 합계 100㎜ 길이의 부분을 부식 시험과 상기와 동일한 건습 반복 조건으로 합계 3 사이클을 실시하고, 그 후에 한쪽 단부를 고정하여 편진동의 비틀림 피로 시험을 실시했다. 평가로서는 반복하여 10만회 달성시의 최대 응력으로 평가했다.

굽힘 피로 시험에는 각 성분의 강괴를 용제한 후, 5㎜ 두께의 판형상으로 압연하고, 이러한 압연 재료로부터 폭 25㎜, 길이 220㎜, 두께 5㎜(압연 그대로의 표면)의 시험편을 작성했다. 그 후, 전기로에서 표 2에 나타내는 온도 조건으로 담금질(보지 30분)·뜨임을 실행하고, 중앙 100㎜ 길이 부분을, 비틀림 피로 시험편과 동일한 건습 반복 조건으로 실행한 후, 하측 스팬(span)이 150㎜이고 상측 스팬이 50㎜인 4점 굽힘 피로 시험을 실시했다. 평가는 10만회 달성 최대 응력으로 실행했다.

(평가 결과)

(1) 표 1-2에 있어서, 강 No. 22(참고예 1)와 강 No. 45(참고예 24)를 제외하고, 강 No. 23 내지 44(실시예 2 내지 23) 및 강 No. 46 내지 50(실시예 25 내지 29)은 각각 화학 성분, 열처리전 조직, 구 오스테나이트 결정 입도가 본 발명 범위내의 강재이며, 인장 강도가 1300MPa 이상의 고강도 레벨에 있음에도 불구하고, 표 2-2에 나타내는 바와 같이 부식 감량이 1000(g/㎡) 미만으로 내식성이 우수하고, 충격 시험 온도 -40℃에 있어서의 충격값이 100(J/㎠) 이상과 저온 인성도 우수하다라는 결과가 얻어졌다. 또한, 피로 강도에 있어서도 종래 재료인 No. 21(JIS SUP9)보다도, 비틀림 피로 시험, 굽힘 피로 시험의 어느 피로 시험에 있어서도 고강도인 것이 증명되었다.

이에 대하여, 하기 표 1에 있어서, 강 No. 1 내지 21은 화학 성분에 있어서 본 발명의 범위외의 강재(비교예 1 내지 21)이며, 이들 중 특히 강 No. 21은 JIS SUP9로 이루어지는 것이다.

[표 1]

[표 2]

비교예 1은, C 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 180℃의 뜨임 처리를 실행해도 인장 강도가 1005MPa가 되어, 소망의 강도가 얻어지지 않아, 피로 강도가 저하했다.

비교예 2는, C 함유량이 0.37%로 지나치게 많기 때문에, 탄화물이 과잉으로 석출되어 내식성 및 저온 인성이 함께 떨어진다는 결과가 얻어졌다.

비교예 3은, Si 함유량이 0.58%로 지나치게 적기 때문에, 180℃의 뜨임 처리를 실행해도 인장 강도가 1154MPa가 되어, 소망의 강도가 얻어지지 않아, 피로 강도가 저하했다.

비교예 4는, Si 함유량이 지나치게 많기 때문에 저온 인성이 떨어졌다.

비교예 5는, Mn 함유량이 지나치게 낮기 때문에, 180℃에서의 뜨임 처리를 실행해도 인장 강도가 1205MPa가 되어, 소망의 강도가 얻어지지 않고, 그 때문에 피로 강도가 저하했다.

비교예 6은, Mn 함유량이 지나치게 높기 때문에 소망의 강도는 얻어지지만, 내식성과 인성이 떨어지고, 피로 시험에서는 부식이 진행했기 때문에 피로 강도가 저하했다.

비교예 7은 P 첨가량이 지나치게 많기 때문에 인성이 떨어져, 피로 강도가 저하했다.

비교예 8은 S 첨가량이 지나치게 많기 때문에 인성이 떨어져, 피로 강도가 저하했다.

비교예 9는, Cu 첨가량이 지나치게 적기 때문에 내식성이 떨어지고, 그 때문에 피로 시험편의 부식이 진행되었으므로, 피로 강도가 저하했다.

비교예 10은, Ni 첨가량이 지나치게 적기 때문에 내식성이 떨어지고, 그 때문에 피로 시험편의 부식이 진행되었으므로, 피로 강도가 저하했다.

비교예 11은, Cr 함유량이 지나치게 낮기 때문에 180℃에서의 뜨임 처리를 실행해도 인장 강도가 1258MPa가 되어, 소망의 강도가 얻어지지 않아, 피로 강도가 저하했다.

비교예 12는, Cr 함유량이 지나치게 높기 때문에 탄화물이 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 떨어져, 피로 강도가 저하했다.

비교예 13은, Al 함유량이 지나치게 적기 때문에 탈산이 불충분해서 산화물이 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 저하하여, 부식의 진행과 산화물에 의한 응력 집중으로 피로 강도가 저하했다.

비교예 14는, Al 함유량이 지나치게 많은 경우이며, Al203계의 산화물이나 AlN 등의 질화물이 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 저하하여, 피로 강도도 저하했다.

비교예 15는, Ti 함유량이 지나치게 적어서, 180℃의 뜨임을 실행해도 인장 강도는 1212MPa로 소망의 강도가 얻어지지 않고, 또한 조직이 조대해져서 인성도 저하하고 있고, 그 때문에 피로 강도가 저하했다.

비교예 16은, Ti 첨가량이 지나치게 많기 때문에, 탄질화물이 과잉으로 석출하여, 인성 저하와 내식성 열화를 야기했다. 그 때문에 피로 강도도 저하했다.

비교예 17은, Nb 함유량이 지나치게 적기 때문에, 소망의 강도가 얻어지지 않고, 또한 결정립이 미세화하지 않았기 때문에 인성이 저하했다.

비교예 18은, Nb 첨가량이 지나치게 많아서 탄화물이 다량으로 석출했기 때문, 내식성이 저하하여 피로 시험편의 부식이 진행되었기 때문에, 피로 강도가 저하했다.

비교예 19는, Ti과 Nb의 각 첨가량은 본 발명의 범위내이지만, 양자의 합계량이 지나치게 많아서 탄질화물이 과잉으로 석출했기 때문에, 인성과 내식성이 함께 열화하여, 피로 강도도 저하했다.

비교예 20은, N가 지나치게 높기 때문에 질화물이 과잉으로 되어, 인성과 내식성이 함께 열화하여, 피로 강도가 저하하고 있다.

비교예 21은, 스태빌라이저용으로서 사용되어 있는 JIS SUP9의 예이지만, 화학 성분이 본 발명 범위외가 되어, 인성과 내식성이 떨어진다.

[표 3]

[표 4]

(2) 하기 표 5는 결정 입도의 영향을 나타낸 예이다.

강 No. 48을 이용하여 성형후의 담금질 온도를 조정함으로써 결정 입도의 다른 시험편을 작성한 후, 뜨임으로 인장 강도를 조정했다.

실시예 27-1, 27-2, 27-3은 각각 결정 입도를 본 발명 범위로 한 것이며, 강도·인성이 모두 우수하여, 높은 피로 특성이 얻어지고 있다.

한편, 비교예 22는, 결정 입도가 본 발명 범위보다 크고, 결정립이 지나치게 미세하여 담금질성이 저하하고 있어, 인장 강도가 지나치게 낮아서 피로 강도가 저하했다.

비교예 23은, 결정 입도가 본 발명 범위보다 작고, 결정립이 조대하기 때문에 인성이 지나치게 열화하여, 피로 특성이 저하했다.

비교예 24는, 결정립이 혼립(混粒)으로 되어 있고, 그 때문에 인성이 열화하여, 피로 강도가 저하했다.

[표 5]

(3) 하기 표 6은 담금질시의 가열 속도 및 담금질전 조직의 영향을 나타낸 것이다.

강 No. 48을 이용하여 담금질시의 가열 속도와 담금질전 조직을 변화시켜서 시험편을 작성하여 각종 특성을 조사했다. 실시예 27-4, 27-5, 27-6, 27-7은 모두 본 발명의 범위이다. 실시예 27-4는, 전조직을 페라이트·펄라이트(F+P)로 하고, 가열 속도가 30℃/sec보다도 느린 5℃/sec의 노 가열로 한 것이고, 실시예 27-5, 27-6, 27-7은 가열 방법을 통전 가열로 하여 가열 속도를 30℃/sec 이상으로 하고, 전조직을 베이나이트(B), 마르텐사이트(M) 또는 베이나이트·마르텐사이트(B+M)로 한 것이다. 모두 소망의 강도 및 인성을 갖고, 높은 피로 강도가 얻어졌다.

그에 대하여, 비교예 25는 가열 속도를 30℃/sec 이상으로 하고, 전조직을 페라이트·펄라이트로 한 것이고, 비교예 26은 가열 속도를 100℃/sec로 하고, 전조직을 페라이트·베이나이트(F+B)로 한 것이지만, 모두 담금질시의 탄화물의 용해 부족으로 인장 강도가 낮아져, 결정립도 혼립으로 되었기 때문에 인성이 저하하여, 피로 강도가 저하했다.

[표 6]

Claims

0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질후의 결정립이 구 오스테나이트 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위에 있고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품용 강.
삭제
제 1 항에 있어서,
1% 이하의 Mo, 1% 이하의 V, 0.010% 이하의 B, 0.010% 이하의 Ca, 및 0.5% 이하의 Pb을 더 포함하는 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품용 강.
0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질전의 조직이 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 베이나이트/마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 하나로 이루어지는 강을, 열간 또는 냉간에서 스프링 부품의 형상으로 성형 가공하고, 상기 성형 가공후에 고주파 유도 가열 또는 직접 통전에 의한 저항 발열에 의해 30℃/초 이상의 승온 속도로 가열한 후에 즉시 담금질하고, 담금질후의 결정립을 구 오스테나이트 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위로 하고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 스프링 부품을 얻는 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품의 제조 방법.
삭제
제 4 항에 있어서,
상기 가열 온도는 오스테나이트화 온도 +50℃ 이상, 1050℃ 미만인 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 담금질후에 뜨임 처리를 실행하는 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품의 제조 방법.
0.21질량% 이상 0.35질량% 미만의 C, 0.6질량% 초과 1.5질량% 이하의 Si, 1∼3질량%의 Mn, 0.3∼0.8질량%의 Cr, 0.005∼0.080질량%의 sol. Al, 0.005∼0.060질량%의 Ti, 0.005∼0.060질량%의 Nb, 0ppm 초과 150ppm 이하의 N, 0.035질량% 이하의 P, 0.035질량% 이하의 S, 0.01∼1.00질량%의 Cu, 0.01∼1.00질량%의 Ni을 포함하며, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지고, Ti+Nb≤0.07질량%이고, 담금질전의 조직이 베이나이트 또는 마르텐사이트 또는 베이나이트/마르텐사이트의 혼합 조직 중 어느 하나로 이루어지는 강을, 열간 또는 냉간에서 스프링 부품의 형상으로 성형 가공하고, 상기 성형 가공후에 고주파 유도 가열 또는 직접 통전에 의한 저항 발열에 의해 30℃/초 이상의 승온 속도로 가열한 후에 즉시 담금질하고, 담금질후의 결정립을 구 오스테나이트 입도 번호로 7.5∼10.5의 범위로 하고, 인장 강도 1300MPa 이상을 갖는 내식성과 저온 인성이 우수한 것을 특징으로 하는
차량 현가용 스프링 부품.
삭제