KR101770490B1

KR101770490B1 - 신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재, 및 그 제조 방법과, 고강도 스프링, 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101770490B1
Application number: KR1020157026246A
Authority: KR
Inventors: 히로시 오우라; 나오 요시하라; 다카유키 나이토
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2013-03-25
Filing date: 2014-03-25
Publication date: 2017-08-22
Also published as: JP2014208900A; DE112014001616T5; KR20150119443A; WO2014157142A1; CN105051230A; CN105051230B; JP6249846B2

Abstract

신선 가공성, 신선 가공 후 굽힘 가공성이 우수한 강 선재를 제공한다. 본 발명의 고강도 스프링 용 강 선재는 C : 0.5~0.8%, Si : 1.5~2.5%, Mn : 0.5~1.5%, Ni : 0.05~0.5%, Cr : 0.05~2.5%, V : 0.05~0.5%를 각각 함유하고 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 전체 조직에서 차지하는 펄라이트 조직의 면적률이 95% 이상이고, 인장 강도(TS) 및 단면 감소율(RA)이 식 (1)[TS≤1250MPa, RA≥35%]을 만족하는 동시에, 인장 강도의 표준 편차(TSσ) 및 단면 감소율 표준 편차(RAσ)가 식 (2)[TSσ≤55.0, RAσ≤6.0]을 만족하고, 또한 강 선재의 직경 d × 1 / 4 위치에 있어서의 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률이 20 % 이하이다.

Description

신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재, 및 그 제조 방법과, 고강도 스프링, 및 그 제조 방법{STEEL WIRE ROD FOR HIGH-STRENGTH SPRING HAVING EXCELLENT DRAWABILITY INTO WIRE AND EXCELLENT POST-DRAWING BENDABILITY, PROCESS FOR MANUFACTURING SAME, HIGH-STRENGTH SPRING, AND PRODUCTION PROCESS THEREFOR}

본 발명은, 자동차의 밸브 스프링 등에 사용되고, 높은 가공성, 구체적으로는 신선(伸線) 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성, 나아가서는 후술하는 피삭성을 갖는 고강도 스프링용 강 선재 및 그 제조 방법과, 이 고강도 스프링용 강 선재로부터 얻어지는 고강도 스프링, 예를 들면, 경인발 스프링, 오일 템퍼 스프링에 관한 것이다.

자동차의 엔진, 클러치, 연료 분사 장치 등에 사용되는 스프링은 장기간에 걸쳐 고응력으로 사용되기 때문에, 고 레벨의 내피로 특성이 필요해지고 있다. 또한, 최근의 환경 문제에서 기인하는 자동차의 연비 규제는 또한 엄격해지고 있어, 자동차의 저연비화의 실현이 급선무이다. 따라서, 자동차에 사용되는 스프링 부품의 경량화를 목적으로 하는 고강도화 요구는 강하다. 한편, 신흥국의 대두에 의해 시장 경쟁은 격화하고 있어, 고강도이면서 저가격인 강재의 개발이 필요해지고 있다.

자동차의 연료 분사 장치에 사용되는 밸브 스프링은 고응력화가 지향되는 가운데, 피로 강도, 내새그성(sag resistance) 등의 특성을 개선하기 위해서 많은 합금이 첨가되고 있다. 그러나, 합금 첨가량이 많아짐에 따라, 재료의 연성이 저하되는 경향이 있으며, 신선 가공성, 신선 후의 굽힘 가공성, 예를 들면, 코일링성 등이 악화되는 경향이 있다.

주로 엔진에 사용되는 밸브 스프링의 제조 방법의 일례를 이하에 나타낸다. 우선, 소정의 성분에 정련·분괴된 강괴를 열간 압연으로 직경 5.0 내지 8.0mm 정도의 환선으로 가공하고, 코일 형상으로 권취하여 냉각한다. 그 후, 강 선재(이하, 「열간 압연 선재」라고 하는 일이 있음)에 열처리 등을 실시하지 않고 표층의 탈탄부를 제거하는 피삭 처리(이하, 「SV 처리」라고 하는 일이 있음)를 실시한다. 또한 그 후, 고주파 등으로 연화 어닐링 처리를 행하여 원하는 선 직경, 예를 들면, 밸브 스프링의 경우는 직경 3 내지 4mm 정도까지 신선 가공한다. 그 후, 스프링 특성을 향상시키기 위한 담금질·템퍼링 처리를 실시하고 나서 스프링 형상으로 가공한다.

상기의 제조 방법은 일례이지만, 열간 압연 선재의 조직에 기인하는 신선 가공성은 오스테나이트화를 수반하는 열처리 공정의 이전 공정까지 영향을 미친다. 그러나, 신선 가공 중에 생긴 내부 결함 등은 오스테나이트화를 수반하는 열처리 후에도 조직 중의 결함으로서 잔존하며, 열처리 후의 와이어의 특성에도 영향을 미친다. 그 때문에 생산 공정의 공정 생략화가 진행되고 있는 현재에는, 열간 압연 선재의 연성의 향상에 의해서 담보되는 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성의 확보는 매우 중요한 과제가 되고 있다.

따라서, 지금까지도 열간 압연 선재의 연성을 개선하기 위해, 열간 압연의 제조 조건을 궁리하여 열간 압연 선재의 가공성을 향상시키는 기술이 제안되고 있다.

예를 들면 특허 문헌 1에는 강철의 화학 성분 조성을 조정함과 동시에, 압연 선재의 탑재 온도를 900℃ 이상으로, 펄라이트 변태 개시 온도를 650 내지 750℃로 설정하여 펄라이트를 주체로 하는 조직으로 함과 동시에, 펄라이트 노듈(pearlite nodule)의 편차를 저감함으로써, 신선 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재가 제안되고 있다.

일본 특허 공개 제 2012-72492 호 공보

그러나, 본 발명자들이 검토한 결과, 상기 특허 문헌 1의 조직 중에는 내부 결함이 잔존하고 있어, 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화되는 것이 판명되었다.

이와 같이 종래에는 신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 우수한 스프링용 강재는 없었다.

본 발명은 상기와 같은 사정에 착안하여 이루어진 것으로서, 그 목적은 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 우수한 강 선재를 제공하는 것에 있다. 특히 본 발명은, 오스테나이트화를 수반하지 않는 고연화 어닐링 또는 고주파 가열의 중간 열처리의 적용만으로, 스프링으로서 이용되는 신선 감면율 85% 정도의 최종 선 직경, 예를 들면 φ 2.0 내지 4.0mm까지 신선이 가능하고, 또한 신선 후의 굽힘 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재, 및 이러한 고강도 스프링용 강 선재의 제조에 유용한 방법을 제공하는 것에 있다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재란, C：0.5 내지 0.8%(%는 「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일함), Si：1.5 내지 2.5%, Mn：0.5 내지 1.5%, Ni：0.05 내지 0.5%, Cr：0.05 내지 2.5%, V：0.05 내지 0.5%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 전체 조직에서 차지하는 펄라이트 조직의 면적률이 95% 이상이고, 인장 강도(TS) 및 단면 감소율(RA)이 하기 식 (1)을 만족함과 동시에, 인장 강도의 표준 편차(TSσ), 및 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)가 하기 식 (2)을 만족하고, 또한, 강 선재의 직경(d)×1/4 위치에 있어서의 0.9μm 이상의 라멜라(lamellar) 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률이 20% 이하인 것에 요지를 갖는다.

TS≤1250 MPa, RA≥35% ···(1)

TSσ≤55.0, RAσ≤6.0 ···(2)

본 발명에서는, 화학 성분 조성으로서 또한, Nb：0% 초과 내지 0.10%, Mo：0% 초과 내지 0.50%, Cu：0% 초과 내지 0.50%, 및 B：0.0010 내지 0.0100%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 종을 함유하여도 좋다.

본 발명에는 상기 고강도 스프링용 강 선재로부터 얻어지는 고강도 스프링도 포함된다.

또한, 본 발명은 상기 고강도 스프링용 강 선재의 제조 방법이 포함된다. 구체적으로는 상기 화학 성분 조성을 만족하는 열간 압연 후의 강 선재를 탑재 온도：750 내지 890℃로 하여 코일 형상으로 권취한 후, 냉각 컨베이어 상에서 2.0 내지 10.0℃／초의 평균 냉각 속도로 코일의 밀부(密部)와 코일의 소부(疎部)를 서냉의 개시 온도까지 냉각하고, 이어서 1.0℃／초 이하의 평균 냉각 속도로 120초 이상 서냉하는 것으로 하고, 상기 서냉의 개시 온도를, 코일의 밀부와 코일의 소부의 온도가 600 내지 650℃의 범위 내에서, 또한, 상기 코일의 밀부와 상기 코일의 소부의 온도차가 30℃ 이하가 되도록 하는 것에 요지를 갖는다.

또한, 본 발명에는, 상기 고강도 스프링용 강 선재에, 열처리하지 않고 피삭 처리를 실시하고, 그 후, 연화 어닐링 또는 고주파 가열을 실시하고 나서 신선 가공을 행한 후, 담금질·템퍼링 처리를 실시하여 스프링으로 성형 가공하는 것도 포함된다.

본 발명은, 화학 성분 조성 및 금속 조직을 적절히 제어함과 동시에, 강 선재의 인장 강도와 단면 감소율을 소정의 범위가 되도록 하고, 또한 강 선재 내부의 소정의 펄라이트 조직의 면적률을 적절히 제어하도록 하였다. 그 결과, 신선 가공성과 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 양호한 고강도 스프링용 강 선재를 제공할 수 있다. 또한, 이러한 고강도 스프링용 강 선재는 고강도 스프링을 제조하기 위한 소재로서 매우 유용하다.

도 1은 코일의 샘플링 위치의 개략 설명도이다.
도 2는 냉각 컨베이어 상의 코일의 상태를 나타내는 개략 설명도이다.
도 3은 평가용 시료인 코일의 샘플링 방법의 개략 설명도이다.
도 4는 평가용 시료인 선재의 단면도로서, 펄라이트 조직의 측정 위치의 개략 설명도이다.
도 5는 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 콜로니를 나타내는 도면 대용 사진이다.

일반적으로 스프링용 강 선재의 제조에 있어서는, 열간 압연 후의 강 선재를 코일 형상으로 권취하고, 냉각 컨베이어 상에 탑재하고, 풍냉(風冷) 등을 행하여 냉각한다. 냉각 컨베이어 상의 코일의 상태를 도 2에 나타낸다. 이러한 상태에서 냉각을 행하면, 강 선재의 비교적 조밀하게 겹친 부분(이하, 「밀부(密部)」라고 하는 일이 있음)과, 비교적 성긴 부분(이하, 「소부(疎部)」라고 하는 일이 있음)에 의해서 냉각 속도에 차이가 생겨, 냉각 후의 조직에 차이가 생기게 된다.

본 발명자들은, 고강도 스프링용 강철의 압연 조직과 가공성, 구체적으로는 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성의 관계에 대하여 검토했다. 그 결과, 압연 조직을 균일한 펄라이트 주체 조직으로 제어하는 것에 더하여, 기계적 성질(이하, 인장 강도 및 단면 감소율을 합쳐서 「기계적 성질」이라고 하는 일이 있음)의 길이 방향의 편차, 예를 들면 도 3에 나타낸 원주 방향, 및 라멜라 간격이 성긴 펄라이트 조직(이하, 「성긴 펄라이트 조직」이라고 하는 일이 있음)의 면적률을 제어함으로써 강 선재의 신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 향상되는 것을 발견했다.

여기에서, 기계적 성질의 길이 방향의 편차에 관해서는, 길이 방향, 즉 코일 밀부, 소부의 냉각 속도에 기인하는 조직 편차를 저감하는 것이 중요해진다.

또한, 라멜라 간격이 성긴 펄라이트 조직의 억제에 관해서는 압연 컨베이어 상에서 펄라이트 변태가 개시하는 온도 영역을 냉각 속도 제어에 의해서 적정하게 제어하는 것도 중요하다는 것이 판명되었다.

본 발명자들은, 고강도 스프링용 강 선재에 있어서, 압연 후의 열처리를 생략하고 SV 처리를 행하거나, 나아가서는 고주파 열처리 등에서의 연화 어닐링 만으로도 충분한 신선 가공성과 신선 후의 굽힘 가공성을 확보하기 위한 조건에 대해서 또한 검토했다. 그 결과, 강 선재 조직의 면적률 95% 이상을 펄라이트 조직으로 함과 동시에, 기계적 성질인 인장 강도(TS)와 단면 감소율(RA), 및 기계적 성질의 길이 방향의 편차의 지표인 인장 강도의 표준 편차(TSσ)와 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)가 하기 식 (1), (2)를 만족하도록, 코일 밀부와 소부의 냉각 속도를 제어하는 것에 더하여, 신선 가공 중의 내부 결함이 될 수 있는 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률이 20% 이하가 되도록 펄라이트 변태 개시 온도를 제어하면, 상기 목적에 적합한 고강도 스프링용 강 선재가 실현될 수 있는 것을 발견하고, 본 발명을 완성했다.

TS≤1250 MPa, RA≥35% ···(1)

TSσ≤55.0, RAσ≤6.0 ···(2)

상기의 요건을 규정한 이유는 이하와 같다.

［펄라이트 조직의 면적률：95% 이상]

본 발명의 스프링용 강 선재는, 펄라이트 조직을 주상으로 하는 것이다. 펄라이트 조직 이외의 조직으로서는, 베이나이트, 마르텐사이트 등의 과냉 조직이나, 페라이트가 포함되는 일이 있다. 베이나이트나 마르텐사이트 등의 과냉 조직이 증가하면, 연성이나 인성이 저하되어, 피삭 처리시나 신선 가공 처리시에 단선이 생기기 쉬워진다. 또한 페라이트가 증가하면, 조직이 불균일해져서 신선 가공성이 저하되거나 신선 가공 후에 보이드 등의 내부 결함이 생겨서 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 저하되는 일이 있다. 본 발명에서는 펄라이트 조직의 면적률을 높이고, 상대적으로 베이나이트 등의 상기 바람직하지 않은 조직을 억제하고, 균일한 펄라이트 주체의 조직으로 하는 것에 의해서, 단선이나 내부 결함 등을 감소시켜, 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성을 향상시키고 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, 전체 조직에서 차지하는 펄라이트 조직의 면적률을 95% 이상으로 할 필요가 있고, 바람직하게는 97% 이상, 보다 바람직하게는 98% 이상이다.

또한, 본 발명에 있어서 스프링용 강 선재의 인장 강도(TS) 및 그 표준 편차(TSσ)와, 단면 감소율(RA) 및 그 표준 편차(RAσ)를 규정한 이유는 이하와 같다.

［인장 강도(TS)：1250 MPa 이하, 단면 감소율(RA)：35% 이상···(1)］

인장 강도(TS)와 단면 감소율(RA)은 모두 강 선재의 신선 가공시의 단선을 억제하기 위해서 중요한 지표이다. 본 발명에서는, 열간 압연하여 얻어진 강 선재에, 열처리를 실시하지 않고 피삭 처리(SV 처리)를 실시하고, 그 후, 연화 어닐링 처리 또는 고주파 가열을 실시하고 나서 신선 가공을 행한다. 이러한 제조 공정에 있어서, 연성이 부족하면 SV 처리나 신선 가공시에 단선이 생기기 쉬워진다. 특히 인장 강도(TS)가 너무 높거나 단면 감소율(RA)이 너무 낮은 경우는, SV 처리나 신선 가공시에 단선이 생기기 쉬워진다. 이러한 단선을 억제하는 관점으로부터, 본 발명에서는 기계적 성질을 적절히 제어하는 것으로 했다. 구체적으로는, 강 선재의 인장 강도(TS)를 1250MPa 이하, 바람직하게는 1200MPa 이하로 한다. 또한, 강 선재의 단면 감소율(RA)을 35% 이상, 바람직하게는 40% 이상으로 한다.

［TSσ：55.0 이하, RAσ：6.0 이하···(2)］

또한 본 발명에서는 기계적 성질의 편차를 적절히 제어하는 것으로 했다. 압연 선재는, 냉각시의 코일의 밀부와 소부에서 냉각 속도가 다르기 때문에, 기계적 성질에 큰 차이가 생기는 경우가 있다. 그 때문에, SV 처리나 신선 가공 처리에서의 단선 및 신선 가공 후의 조직 중의 결함 발생을 억제하여 신선 가공 후의 굽힘 가공성을 향상시키는 관점으로부터, 인장 강도(TS)와 단면 감소율(RA) 편차를 저감하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명에서는 인장 강도의 표준 편차(TSσ)를 55.0 이하, 바람직하게는 50.0 이하, 보다 바람직하게는 48 이하로 한다. 또한, 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)를 6.0 이하, 바람직하게는 5.0 이하, 보다 바람직하게는 4.8 이하로 한다.

［강 선재의 직경(d)×1/4 위치에 있어서의 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률의 합계：20% 이하]

강 선재의 소정 위치에 있어서의 특정의 펄라이트 조직의 면적률의 제어는, 신선 가공 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성 등에 있어서의 단선의 억제에 유효하다. 본 발명에서는 상기와 같이 펄라이트를 주상으로 하는 금속 조직이지만, 선재 내부에 있어서 라멜라 간격이 성긴 펄라이트 조직이 존재하면, 해당 펄라이트 조직은 변형 능력이 부족하기 때문에, 단선의 원인이 되는 조직 중의 결함이 되기 쉽다. 또한, 해당 결함은 열처리 후에도 조직 중에 잔존하는 일이 많기 때문에, 억제하는 것이 바람직하다. 이러한 결함을 억제하는 관점으로부터, 본 발명에서는 강 선재의 직경 (d)의 1/4 위치에 있어서의 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률의 합계를 20% 이하, 바람직하게는 15% 이하, 보다 바람직하게는 10% 이하로 한다. 또한, 상기 결함을 억제하는 관점으로부터, 바람직하게는 0.8μm 이상, 보다 바람직하게는 0.7μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률의 합계를 상기 범위로 제어하는 것이 바람직하다. 또한, 상기와 같은 요건을 만족하는 선재는 SV성도 양호해진다.

상기와 같은 고강도 스프링용 강 선재를 제조하는데 있어서는 하기와 같이 제조 조건을 적절히 제어할 필요가 있다. 우선, 소정의 화학 성분을 갖는 강 빌릿을 열간 압연하여, 원하는 선 직경으로 가공한다. 이 압연시의 가열 온도에 대해서는, 특별히 한정하지 않지만, 조직 미세화의 관점에서는 가능한 한 저온에서의 가공이 바람직하다. 그러나, 저온화하면 강재의 변형 저항이 증대하여 설비 부하가 커지기 때문에, 보유하는 설비에 따라 적당히 설정하게 된다. 통상, 열간 압연시의 가열 온도, 예를 들면 강 빌릿 가열 온도는 900 내지 1000℃ 정도이다.

이어서, 열간 압연 후의 강 선재를 코일 형상으로 하여 냉각 컨베이어 상에 탑재하지만, 이때의 탑재 온도가 890℃를 초과하면 조직이 조대화되어, 단면 감소율(RA)이 낮아지고, 연성이 저하되어 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화되는 일이 있다. 또한 750℃ 미만으로 되면 변형 저항이 증대하여 설비 부하가 커지기 때문에, 탑재 온도는 750℃ 이상 890℃ 이하로 한다. 이 탑재 온도는, 바람직하게는 770℃ 이상, 830℃ 이하이다.

냉각 컨베이어 상에 탑재 후, 펄라이트 변태가 개시하는 온도 영역, 즉 서냉 개시 온도：600 내지 650℃까지 냉각하지만, 압연 후의 조직을 소정의 범위 내에 제어하기 위해서는 코일 형상으로 겹쳐진 선재를 급속하고 균일하게 냉각할 필요가 있다. 즉, 코일의 밀부·소부를 각각 2.0℃／초 이상 10.0℃／초 이하의 평균 냉각 속도로 냉각하고, 이어서 1.0℃／초 이하의 평균 냉각 속도로 120초 이상 서냉하는 것으로 하고, 서냉을 개시할 때의 선재 온도를, 소부·밀부 모두 600℃ 이상 650℃ 이하의 범위 내가 되도록 제어한다. 서냉을 개시할 때의 영역은, 그 영역에 서냉 커버를 설치하는 것에 의해서 행해지는 것이 통상이므로, 이하에서는 서냉 영역을 「서냉 커버 내」, 서냉 개시 위치를 「서냉 커버 입구」라고 부르는 일이 있다.

상기 서냉 개시 온도까지의 평균 냉각 속도가 2.0℃／초 미만인 경우, 조직을 충분히 제어하지 못하고, 성긴 펄라이트 조직의 면적률이 많아져서, 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화된다. 한편, 평균 냉각 속도가 10.0℃／초를 초과하면, 베이나이트 등의 국소적인 과냉 조직이 생성되어, 펄라이트 조직의 면적률이 저하되고, 연성이 낮아지기 때문에, 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화된다. 바람직한 평균 냉각 속도는 3.0℃／초 이상, 7.0℃／초 이하이다.

또한, 강 선재의 길이 방향의 기계적 성질의 편차를 억제하여 원하는 범위로 컨트롤하려면, 냉각 컨베이어 상에 탑재 후, 펄라이트 변태가 개시하는 온도 영역까지의 압연 코일 밀부와 소부의 냉각 조건을 제어하는 것이 중요하다.

즉, 코일의 밀부·소부를 각각 상기 온도 범위의 냉각 속도로 냉각하고, 서냉을 개시할 때의 강 선재 온도를, 코일의 밀부·소부 모두 600℃ 이상 650℃ 이하의 범위 내로 하고, 또한, 코일의 밀부와 소부의 온도차가 30℃ 이하가 되도록 제어한다.

코일의 밀부와 소부의 서냉 개시 온도가 650℃를 초과하면 성긴 펄라이트 조직이 생성되고, 그 면적률이 높아져서, 내부 결함이 증가한다. 그 결과, 신선 후의 굽힘 가공성이 악화된다. 한편, 서냉 개시 온도가 600℃를 하회하면, 서냉 커버 내에서의 펄라이트 변태가 불충분해진다. 그 결과, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생겨 펄라이트 면적률이 낮아져서 연성이 저하되어 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화된다. 바람직한 서냉 커버 입구 온도는 620℃ 이상, 640℃ 이하이다.

또한, 코일 밀부와 소부의 서냉 커버 입구 온도차를 30℃ 이하, 바람직하게는 20℃ 이하가 되도록 제어한다. 서냉 커버 입구에서의 코일 밀부와 소부의 온도차를 30℃ 이하로 함으로써, 압연 선재의 길이 방향의 기계적 성질의 편차(TSσ, RAσ)를 상기 소정의 범위 내까지 저감할 수 있다.

압연 선재의 컨베이어 상에 탑재한 후부터 서냉 커버 입구에 있어서의 코일 밀부·소부의 냉각 속도에 대해서는, 코일 밀부·소부에의 냉각용 블로어의 풍량을 각각 조정함으로써, 서냉 영역 입구측에서의 코일 밀부·소부의 온도차를 작게 하는 것이 가능하다. 압연 선속, 컨베이어 속도 등에 의해서, 코일 밀부·소부의 냉각 속도는 변화하므로, 각 압연 조건에 맞는 풍량의 설정이 필요하다.

서냉 커버 내에서의 냉각 속도가 너무 빠르거나, 체재 시간, 구체적으로는 서냉 영역 체재 시간, 또는 서냉 시간이 너무 짧으면 변태가 완료되기 전에 서냉이 끝나 버리고, 그 후의 냉각, 예를 들면 통상, 수냉에 의해서 베이나이트나 마르텐사이트 등의 과냉 조직을 생기게 할 우려가 있다. 따라서 상기 서냉 영역에서의 냉각 속도는 1.0℃／초 이하, 바람직하게는 0.4℃／초 이하로 하고, 상기 체재 시간은 120초 이상을 확보하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는, 최종 제품, 예를 들면 고강도 스프링으로서의 특성을 발휘시키기 위해서, 그 화학 성분 조성을 적절히 조정할 필요가 있다. 그 화학 성분 조성에 있어서의 각 성분(원소)에 의한 범위 한정 이유는 다음과 같다.

［C：0.5 내지 0.8%］

C는, 강재의 기본적인 강도를 확보하고, 스프링의 강도·내새그성의 상승에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서, C는 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. C 함유량의 증가에 수반하여 스프링의 강도·내새그성은 향상된다. 그러나 C 첨가량이 과잉이 되면 조대 세멘타이트를 다량으로 석출하고, 연성이 저하되고, 신선 가공성이나 신선 가공 후의 굽힘 가공성 및 스프링 특성에 악영향을 미치는 일이 있다. 그 때문에 C 함유량은 0.8% 이하로 할 필요가 있다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.55% 이상, 보다 바람직하게는 0.6% 이상이며, 바람직한 상한은 0.75% 이하, 보다 바람직하게는 0.7% 이하이다.

［Si：1.5 내지 2.5%］

Si는, 강철의 탈산 및 스프링의 강도, 경도 및 내새그성을 확보하기 위해서 필요한 원소이다. 이러한 효과를 얻기 위해서, Si는 1.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Si 함유량이 과잉이 되면, 재료를 경화시킬 뿐만 아니라, 연성의 저하에 의해 신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성을 저하시키는 것 외에, 표면의 탈탄이 증가하여 SV 처리성 및 스프링 피로 특성을 저하시키는 일이 있다. 그 때문에 Si 함유량은 2.5% 이하로 할 필요가 있다. Si 함유량의 바람직한 하한은 1.7% 이상, 보다 바람직하게는 1.8% 이상이며, 바람직한 상한은 2.3% 이하, 보다 바람직하게는 2.2% 이하이다.

［Mn：0.5 내지 1.5%］

Mn는 Si와 마찬가지로, 강철의 탈산에 필요한 원소이다. 또한, 강중 S를 MnS로서 고정하는 것에 더하여, 담금질성을 높여 스프링 강도의 향상에 공헌한다. 이러한 효과를 얻기 위해서, Mn는 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn 함유량이 과잉이 되면, 담금질성이 과도하게 높아져서, 마르텐사이트, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 결과, 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 저하된다. 그 때문에 Mn 함유량은 1.5% 이하로 할 필요가 있다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.7% 이상, 보다 바람직하게는 0.8% 이상이며, 바람직한 상한은 1.3% 이하, 보다 바람직하게는 1.2% 이하이다.

［Ni：0.05 내지 0.5%］

Ni는, 열간 압연시의 탈탄을 억제하는 것 외에, 담금질·템퍼링 후의 연성, 인성, 및 내부식성의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서, Ni는 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Ni 함유량이 과잉이 되면 담금질성이 과도하게 높아지기 때문에, 마르텐사이트, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 결과, 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 저하된다. 또한, 오일 템퍼선(OT선)의 제조 공정인 담금질·템퍼링에서 잔류 오스테나이트가 과도하게 생성되므로, 스프링의 내새그성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, Ni 함유량은 0.5% 이하로 할 필요가 있다. Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이며, 바람직한 상한은 0.30% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하이다.

［Cr：0.05 내지 2.5%］

Cr은, 담금질성을 높여 스프링 강도를 향상시키는 것에 더하여, C의 활동도를 저하시켜 압연시나 열처리시의 탈탄을 방지하는 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, Cr은 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나 Cr 함유량이 과잉이 되면, Cr계 합금 탄화물, 질화물, 탄질화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하되어 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Cr 함유량은 2.5% 이하로 할 필요가 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.20% 이상이며, 바람직한 상한은 2.2% 이하, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이다.

［V：0.05 내지 0.5%］

V는, 열간 압연 및 담금질·템퍼링 처리에 있어서 결정립을 미세화하는 작용이 있고, 연성, 인성을 향상시킨다. 또한, 스프링 성형 후의 왜취(歪取) 어닐링 시에 2차 석출 경화를 일으켜 스프링의 강도의 향상에 기여한다. 이러한 효과를 얻기 위해서, V는 0.05% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나 V 함유량이 과잉이 되면, Cr과 V의 복합 합금 탄화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하되어 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 악화된다. 그 때문에, V 함유량은 0.5% 이하로 할 필요가 있다. V 함유량의 바람직한 하한은 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이며, 바람직한 상한은 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.2% 이하이다.

본 발명에 따른 고강도 스프링용 강 선재에 있어서의 기본 성분은 상기와 같으며, 잔부는 철 및 불가피 불순물(예를 들면, P, S 등)이다. 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강 선재에는, 필요에 따라서 Nb：0% 초과 0.10% 이하, Mo：0% 초과 0.50% 이하, Cu：0% 초과 0.50% 이하, 및 B：0.0010 내지 0.0100%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 종을 함유시켜도 좋고, 이들은 동일 효과 작용을 갖는 원소이며, 함유시키는 원소의 종류에 따라, 강 선재의 특성이 더욱 개선된다. 이들 원소의 바람직한 범위 설정 이유는 하기와 같다.

［Nb：0% 초과 0.10% 이하］

Nb는 열간 압연 및 담금질·템퍼링 처리에 있어서 결정립을 미세화하는 작용이 있고, 연성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나 Nb를 과잉으로 함유시키면, Cr과 Nb의 복합 합금 탄화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하되어 신선 가공성, 굽힘 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Nb 첨가량은 0.10% 이하로 한다. Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.01% 이상, 보다 바람직하게는 0.02% 이상이며, 바람직한 상한은 0.07% 이하, 보다 바람직하게는 0.05% 이하이다.

［Mo：0% 초과 0.50% 이하］

Mo는, 스프링 성형 후의 왜취 어닐링시에 2차 석출 경화를 일으켜 스프링의 강도의 향상에 기여한다. 그러나, Mo 함유량이 과잉이 되면, Cr과 Mo의 복합 합금 탄화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하되어 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성을 저하시킨다. 그 때문에, Mo 첨가량은 0.50% 이하로 한다. Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이며, 바람직한 상한은 0.40% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.

［Cu：0% 초과 0.50% 이하］

Cu는 열간 압연시의 탈탄을 억제하는 효과가 있다. 또한, 내부식성의 향상에도 기여한다. 그러나, Cu를 과잉으로 함유시키면 열간 연성을 저하시키고, 열간 압연시에 균열을 일으킬 위험이 있다. 그 때문에, Cu 함유량은 0.50% 이하로 한다. Cu 함유량의 바람직한 하한은 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.10% 이상이며, 바람직한 상한은 0.40% 이하, 보다 바람직하게는 0.30% 이하이다.

［B：0.0010 내지 0.0100%］

B는, 담금질성의 향상과 오스테나이트 결정립계의 청정화에 의한 연성·인성의 향상 효과가 있다. 이러한 효과를 얻기 위해서, B는 0.0010% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, B를 과잉으로 함유시키면 Fe와 B의 복합 화합물이 석출되고, 열간 압연시의 균열을 일으킬 위험이 있다. 또한, 담금질성이 과도하게 향상되기 때문에, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되고, 압연 선재의 연성을 저하시키는 일이 있다. 그 때문에, B 함유량은 0.0100% 이하로 한다. B 함유량의 바람직한 하한은 0.0015% 이상, 보다 바람직하게는 0.0020% 이상이며, 바람직한 상한은 0.0050% 이하, 보다 바람직하게는 0.0040% 이하이다.

본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는 열간 압연 후의 것을 상정한 것이지만, 이 고강도 스프링용 강 선재는, 그 후 스프링으로 가공되는 것에 의해서 고강도 스프링으로 성형되는 것이며, 양호한 특성을 발휘하는 스프링을 얻을 수 있다.

본원은, 2013년 3월 25일에 출원된 일본 특허 출원 제 2013－063012 호에 근거하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2013년 3월 25일에 출원된 일본 특허 출원 제 2013－063012 호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해서 제한을 받는 것이 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당하게 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

하기 표 1에 나타낸 화학 성분 조성의 강괴를 전로에서 용제한 후, 이 강괴를 분괴 압연하여 단면이 155mm×155mm의 강 빌릿을 제작했다. 해당 강 빌릿을 950℃로 가열한 후, 열간 압연하고, 하기 표 2에 나타낸 컨베이어 탑재 온도(표에서, 「탑재 온도」)로 탑재한 후, 표 2에 나타낸 온도 조건으로 선 직경：φ5.5 내지 8.0mm, 단일 중량 2톤의 코일을 제조했다(시험 No.1 내지 29). 얻어지는 각 코일에 대해서, 이하의 시험을 행했다.

［인장 강도(TS), 단면 감소율(RA) 및 이들의 표준 편차(TSσ, RAσ)］

도 1에 나타낸 바와 같이 2톤 코일의 각 위치, 즉, 코일 전체의 1/3까지의 TOP, 코일 전체의 1/3까지의 BOT, 상기 TOP 및 BOT를 제외한 잔부의 1/3의 MID로부터 각각 3권(卷)씩, 합계 9권을 샘플링했다. 도 3에 나타낸 바와 같이 각 링을 원주 방향으로 8분할, 즉, 코일 길이 방향으로 8분할하여 채취한 샘플, 즉, 샘플수(n)=72로 인장 시험(TS) 및 단면 감소율(RA)을 실시했다. 또한, 인장 강도의 표준 편차(TSσ) 및 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)는 전체 샘플(n=72)로부터 구했다.

강 선재, 즉, 코일의 펄라이트 면적률 및 성긴 펄라이트 면적률은 이하와 같이 하여 측정했다.

［펄라이트 면적률］

상기 2톤 코일의 TOP, MID 및 BOT의 각 위치에서 인장 강도(TS)가 최대인 것 및 최소인 것을 각각 2개씩, 합계 6개를 샘플링했다. 우선, 각 샘플의 횡단면을 매립 연마하고, 피크린산을 이용한 화학 부식을 실시했다. 그 다음, 도 4에 나타낸 바와 같이 횡단면의 직경(d)×1/4 위치를 광학 현미경을 이용하여 배율 400배로 200μm×200μm의 영역에서 사진을 촬영했다. 해당 촬영은 도시한 바와 같이 서로 90도를 이루는 4개소에서 행했다. 광학 현미경 사진의 화상을 프린트 아웃하고, 투명 필름을 겹친 후에 흰 부분을 검은 매직으로 칠한 후, 투명 필름을 스캐너로 퍼스널 컴퓨터에 집어넣고, 화상 해석 소프트(Media　Cybernetics 사제 「Image　Pro　Plus」)를 이용하여, 화상을 2진화한 후, 펄라이트 면적률을 구했다. 또한, 광학 현미경 사진의 화상이 흰 부분을 페라이트 및 하부 베이나이트로 했다. 1샘플 당 4시야의 펄라이트 면적률로부터 평균치를 구했다. 본 발명에서는 전체 6샘플(각 4개소)의 펄라이트 면적으로부터 평균치를 산출했다. 또한, 표층에 탈탄층이 존재하는 경우에는, JIS　G　0058로 규정되는 전체 탈탄부는 측정 부위로부터 제외했다. 면적률에 대해서, 표 3에는 이하의 기준으로 표기했다(표에서, 「압연 선재 조직」란).

P ： 펄라이트 조직의 면적률이 95% 이상

P＋B ： 펄라이트 조직의 면적률이 95% 미만, 또한 베이나이트 조직이 생성

P＋B＋M： 펄라이트 조직의 면적률이 95% 미만, 또한 베이나이트 조직과 마르텐사이트 조직이 생성

［0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 면적률］

상기 2톤 코일의 각 위치(TOP, MID, BOT)에서 인장 강도(TS)가 최소인 것을 각각 1개씩, 합계 3개를 샘플링했다. 상기 펄라이트의 면적률과 마찬가지로, 연마, 화학 부식을 실시했다. 그 다음, 도 4에 나타낸 바와 같이 횡단면의 직경(d)×1/4 위치를 주사형 전자현미경(SEM, 배율：2000배, 50μm×40μm의 영역)으로 촬영했다. 해당 촬영은 도시한 바와 같이 4개소에서 행했다.

그 다음, 각 사진의 펄라이트 조직에 있어서 1개소에서도 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 콜로니(도 5)의 면적률을 구했다. SEM 화상을 프린트 아웃하고, 투명 필름을 겹친 후에 1개소에서도 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 콜로니 부분을 검은 매직으로 칠한 후, 투명 필름을 스캐너로 퍼스널 컴퓨터에 집어넣고, 화상 해석 소프트를 이용하여, 화상을 2진화한 후, 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 면적률을 구했다. 본 발명에서는 전체 3샘플(각 4개소)의 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 면적률로부터 평균치를 산출했다. 또한, 국소적으로 초석(初析) 페라이트 조직이 존재하는 경우는 미리 제외한 후에 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 성긴 펄라이트 면적률을 구했다. 또한, 라멜라 간격은 해당 라멜라에 직각이 되도록 선분을 긋고, 페라이트를 사이에 두는 세멘타이트의 중심간 거리를 측정했다.

각 압연 선재의 SV 처리성, 신선 가공성, 신선 가공 후의 굽힘 가공성은 이하와 같이 하여 측정했다.

(피삭 처리성)

피삭 처리성은, 코일의 TOP측 1톤 전량(코일 전체×1/2)에 열처리를 가하지 않고 피삭 처리를 실시하고, 해당 피삭 처리에서의 단선의 유무로 평가했다((표에서, 「SV성」).

A (합격; 피삭 처리성이 좋다) : 단선이 생기지 않은 코일

F (불합격; 피삭 처리성이 나쁘다) : 단선이 생긴 코일

(신선 가공성)

신선 가공성은, 피삭 처리 후의 코일을 600℃에서 3시간의 어닐링 처리를 실시한 후, 산세(酸洗) 처리, 본드 처리를 실시하고, 연속 신선기로 1패스 당 감면율을 15 내지 20%로 하여 총 감면율 85%까지 신선하고, 신선시의 단선의 유무로 평가했다(표에서, 「신선 가공성」). 또한, 표에서 「－」는, 상기 피삭 처리에 의해서 단선이 생겼기 때문에(표에서, 「SV성」이 「F」), 신선 가공을 행하지 않은 것을 나타낸다.

A(합격; 신선 가공성이 좋다) ： 단선이 생기지 않은 코일

F(불합격; 신선 가공성이 나쁘다) ： 단선이 생긴 코일

(신선 후의 굽힘 가공성)

신선 후에 자경권(自徑卷)을 1000권 했을 때의 절손 횟수(자경권 절손 횟수)로 평가했다(표에서, 「코일링성」). 또한, 표에서 「－」는, 상기 피삭 처리에서 단선이 생겼거나(표에서, 「F」), 또는 신선 가공에 의해서 단선이 생겼기 때문에(표에서, 「F」), 신선 후의 굽힘 가공을 행하지 않은 것을 나타낸다.

절손 횟수 0회 (코일링성이 좋다) ： 자경권에서 절손이 생기지 않은 코일

절손 횟수 1회 이상 (코일링성이 나쁘다) ： 자경권에서 절손이 생긴 코일

[표 1]

[표 2]

[표 3]

시험 No.1 내지 10, 25 내지 29는 본 발명의 요건을 만족하는 시험편이며, 피삭 처리성(SV성), 신선 가공성, 및 신선 후의 굽힘 가공성(코일링성)이 우수했다.

시험 No.11은, 탑재 온도가 높았기 때문에, 오스테나이트 결정립이 성장했다. 그 결과, 단면 감소율(RA)이 낮아지고, 연성이 저하되기 때문에, 신선 감면율 약 80%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.12는, 코일 밀부의 서냉 커버 입구 온도가 높았기 때문에, 성긴 펄라이트 면적률이 높아졌다. 이 시험편에서는 피삭 처리성(SV성), 신선 가공성은 양호했다. 그러나 신선 조직 중의 내부 결함이 많기 때문에, 신선 후의 굽힘 가공성(코일링성)이 나빴다.

시험 No.13은, 코일 소부의 서냉 커버 입구 온도가 낮았던 예이다. 그 때문에 코일 소부의 펄라이트 면적률이 낮아짐과 동시에, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생겼다. 그 결과, 연성이 저하되기 때문에, 신선 감면율 약 75%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.14는, 코일 밀부와 코일 소부의 서냉 커버 입구 온도의 차이가 컸던 예이다. 이 예에서는 인장 강도의 표준 편차(TSσ) 및 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)가 커졌다. 이 시험편에서는 피삭 처리성(SV성), 신선 가공성은 양호했다. 그러나 신선 조직 중의 내부 결함이 많기 때문에, 신선 후의 굽힘 가공성(코일링성)이 나빴다.

시험 No.15는, 탑재로부터 서냉 커버 입구까지의 평균 냉각 속도가 늦었던 예이다. 그 때문에, 오스테나이트 결정립의 성장이 진행되어, 성긴 펄라이트 면적률이 높아졌다. 그 결과, 단면 감소율(RA)이 낮아지고, 연성이 저하되어, 신선 감면율 약 70%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.16은, 코일 소부의 탑재로부터 서냉 커버 입구까지의 평균 냉각 속도가 빨랐던 예이다. 그 때문에, 코일 소부의 펄라이트 면적률이 낮아짐과 동시에, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생겼다. 그 결과, 연성이 저하되어, 신선 감면율 약 75%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.17은, 코일 소부와 코일 밀부의 서냉 커버 내에서의 냉각 속도가 너무 빠른 예이다. 그 때문에, 펄라이트 변태가 종료하기 전에 냉각이 진행되어 버려서 코일 소부의 펄라이트 면적률이 낮아짐과 동시에, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생겼다. 그 결과, 연성이 저하되어, 피삭 처리에서 단선이 생겼다.

시험 No.18은, 서냉 커버 내에서의 유지 시간이 짧았던 예이다. 그 때문에, 펄라이트 변태가 종료하기 전에 서냉이 끝나고, 냉각 속도가 빨라져 버려, 코일 소부의 펄라이트 면적률이 낮아짐과 동시에, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생겼다. 그 결과, 연성이 저하되어, 피삭 처리에서 단선이 생겼다.

시험 No.19는, C 함유량이 많은 예이다. 그 때문에 인장 강도(TS)가 높고, 또한, 단면 감소율(RA)이 낮아졌다. 그 결과, 연성이 저하되어, 신선 감면율 약 70%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.20은, Si 함유량이 많은 예이다. 그 때문에 인장 강도(TS)가 높고, 또한, 단면 감소율(RA)이 낮아짐과 동시에, 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)에 편차가 생겼다. 그 결과, 연성이 저하되어, 피삭 처리에서 단선이 생겼다.

시험 No.21은, Si, 및 Mn 함유량이 많은 예이다. 또한, 시험 No.22는 Ni 함유량이 많은 예이다. 이들 예에서는 담금질성이 과도하게 높아져 버려, 서냉 커버 내에서 펄라이트 변태가 종료하지 않고 베이나이트 조직 등의 과냉 조직이 생겨 펄라이트의 면적률이 저하된다. 그 결과, 인장 강도(TS)가 높고, 단면 감소율(RA)이 낮고 또한 이들의 편차(인장 강도의 표준 편차(TSσ) 및 단면 감소율의 표준 편차(RAσ))도 커져서, 피삭 처리에서 단선이 생겼다.

시험 No.23은, Cr 함유량이 많은 예이다. 그 때문에, Cr계 탄화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하된다. 그 결과, 연성이 저하되어, 신선 감면율 약 75%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

시험 No.24는, V 함유량이 많은 예이다. 그 때문에, V계 탄화물의 석출이 과잉이 되고, 연성이 저하된다. 그 결과, 연성이 저하되어, 신선 감면율 약 80%에서 단선하여, 신선 가공성이 나빴다.

Claims

C：0.5 내지 0.8% (%는 「질량%」의 의미, 화학 성분 조성에 대하여 이하 동일함),
Si：1.5 내지 2.5%,
Mn：0.5 내지 1.5%,
Ni：0.05 내지 0.5%,
Cr：0.05 내지 2.5%,
V：0.05 내지 0.5%를 각각 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
전체 조직에서 차지하는 펄라이트 조직의 면적률이 95% 이상이고,
인장 강도(TS) 및 단면 감소율(RA)이 하기 식 (1)을 만족함과 동시에, 인장 강도의 표준 편차(TSσ) 및 단면 감소율의 표준 편차(RAσ)가 하기 식 (2)을 만족하고,
또한, 강 선재의 직경(d)×1/4 위치에 있어서의 0.9μm 이상의 라멜라 간격을 갖는 펄라이트 조직의 면적률이 20% 이하인 것을 특징으로 하는
신선 가공성 및 신선 가공 후의 굽힘 가공성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재.
TS≤1250MPa, RA≥35% ···(1)
TSσ≤55.0, RAσ≤6.0 ···(2)
제 1 항에 있어서,
Nb：0% 초과 내지 0.10%,
Mo：0% 초과 내지 0.50%,
Cu：0% 초과 내지 0.50%, 및
B：0.0010 내지 0.0100%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 적어도 하나의 종을 추가로 포함하는
고강도 스프링용 강 선재.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 스프링용 강 선재로부터 얻어지는
고강도 스프링.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 스프링용 강 선재의 제조 방법에 있어서,
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 화학 성분 조성을 만족하는 열간 압연 후의 강 선재를 탑재 온도：750 내지 890℃로 하여 코일 형상으로 권취한 후, 냉각 컨베이어 상에서 2.0 내지 10.0℃／초의 평균 냉각 속도로 코일의 밀부와 코일의 소부를 서냉의 개시 온도까지 냉각하고, 이어서 1.0℃／초 이하의 평균 냉각 속도로 120초 이상 서냉하는 것으로 하고, 상기 서냉의 개시 온도를, 코일의 밀부와 코일의 소부의 온도가 600 내지 650℃의 범위 내에서, 또한 상기 코일의 밀부와 상기 코일의 소부의 온도차가 30℃ 이하가 되도록 하는 것을 특징으로 하는
고강도 스프링용 강 선재의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 고강도 스프링용 강 선재에, 열처리하지 않고 피삭 처리를 실시하고, 그 후, 연화 어닐링 또는 고주파 가열을 실시하고 나서 신선 가공을 행한 후, 담금질·템퍼링 처리를 실시하여 스프링으로 성형 가공하는 것을 특징으로 하는
고강도 스프링의 제조 방법.