KR101797381B1 - 내식성이 우수한 스프링용 강선 및 이의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차용 스프링, 구체적으로 코일 스프링, 판 스프링 등에 사용되는 현가 스프링용 강선에 관한 것이다. 보다 상세하게는 내식성이 우수한 스프링용 강선 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

내식성이 우수한 스프링용 강선 및 이의 제조방법 {STEEL WIRE HAVING EXCELLENT CORROSION RESISTANCE FOR SPRING AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차에 사용되는 스프링용 강선, 구체적으로 코일 스프링, 판 스프링 등에 사용되는 현가 스프링용 강선에 관한 것이다. 보다 상세하게는 내식성이 우수한 스프링용 강선 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

최근 지구 온난화 등에 따른 환경문제로 자동차의 연비 규제는 더욱 엄격해지고 있어, 자동차의 연비를 향상시키는 것이 최우선시 되고 있는 실정이다. 이에, 자동차에 사용되는 강재의 개발에 있어서도 강재의 고강도화에 의한 차체 경량화가 되고 있고, 이에 대한 수요는 점차적으로 증가하고 있다.

한편, 자동차에 사용되는 스프링으로는 주로 클러치, 엔진, 연료분사장치 등에 사용되는 스프링(이들을 엔진벨브 스프링이라 일컬음)이나 노면으로부터 전달되는 충격을 완화시키는 현가장치에 사용되는 현가 스프링 등이 있다.

이 중, 현가 스프링은 다음과 같은 방법에 의해 제조된다.

먼저, 소정의 합금조성을 갖도록 정련 및 주조한 후 이를 열간압연하여 선재 형상으로 제조한다. 이후, 상기 선재를 코일상으로 권취하여 냉각한 후 스프링으로 성형한다. 상기 스프링의 성형 공정은 냉간 공정과 열간 공정으로 나뉘는데, 냉간 공정은 선재를 신선하여 원하는 직경으로 제조하여 유도가열 열처리(Induction Heat Treatment, IT 열처리)를 행한 후 가열, 급냉(켄칭, 담금질) 및 템퍼링(뜨임)을 거쳐 얻어지는 스프링용 강선을 냉간에서 성형하는 방법이다. 또한, 열간 성형은 선재를 신선하여 원하는 직경으로 제조한 후 가열과 동시에 스프링으로 성형한 다음, 급냉 및 템퍼링을 실시하는 방법이다.

상기와 같은 방법으로 제조되는 자동차용 현가 스프링에는 기계적 물성 중 고강도가 요구되는데, 이는 고강도의 소재를 가공하는 경우 스프링의 권취 수의 감소와 더불어 선경의 감소가 가능하여 중량화(weightness)가 가능하기 때문이다.

이에 스프링의 강도 확보 측면에서 Cr, Mo 등 고가의 합금원소를 첨가하거나 템퍼링 온도를 감소시키는 등의 방법을 적용하고 있다.

한편, 상기 스프링에는 내식성의 확보가 요구되는데, 이는 북미와 같은 눈이 많이 오는 지역 등에서 제설 작업에 사용되는 염화 칼슘이 현가 스프링에 영향을 크게 미쳐 조기 절손을 유발시키는 문제가 있기 때문이다. 즉, 자동차를 오프로드(off-road)에서 주행하는 경우 돌 등이 현가 스프링에 접촉하게 되고 이때 유발된 흠에 염소기가 모이면서 염기성 분위기를 형성함에 따라 수소가 강제 주입되면서 수소지연파괴를 유발시켜 주행 중 조기파단을 일으키게 되는 것이다.

이를 방지하기 위하여 현가 스프링에 폴리머 코팅재를 도포하거나, 내식성 확보에 유리한 원소(예컨대 Cr, Ni 등)의 첨가를 통한 소재 부식성 향상 방법 등을 적용하고 있다.

하지만, 위와 같은 방법들은 기존 공정 이외에 추가 공정이 요구되고, 합금 원소의 다량 첨가에 따른 제조원가 상승의 요인이 되는 문제가 있다.

따라서, 자동차용 현가 스프링을 제조함에 있어서 제조 원가를 상승시키기 않으면서 고강도와 더불어 내식성을 더욱 우수하게 확보할 수 있는 방안의 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국공개특허공보 제2002-0049924호

본 발명의 일 측면은, 자동차용 현가 스프링을 제조함에 있어서, 고가 합금 원소의 첨가량을 최적화함으로써 제조 비용의 상승 없이 고강도와 더불어 내식성이 우수한 스프링용 강선을 제공하고자 하는 것이다. 또한, 상기 내식성이 우수한 스프링용 강선을 제조하는 방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로 탄소(C): 0.4~0.6%, 실리콘(Si): 1.2~2.0%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 티타늄(Ti): 0.01~0.2%, 바나듐(V): 0.1~0.2%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 2000MPa 이상, 부식 피트(pit)가 4㎛ 이하인 내식성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성의 선재를 신선 가공하는 단계; 상기 신선된 선재를 950~1000℃에서 10~20초간 유지한 후 상온으로 냉각하는 열처리 단계; 상기 열처리된 선재를 400~450℃에서 3~10초간 유지한 후 상온까지 수냉하는 템퍼링 단계; 상기 템퍼링된 선재 표면을 0.5~1.0mm로 연삭 처리하는 단계; 상기 연삭 처리된 선재에 티타늄(Ti) 클래딩 처리하는 단계; 및 상기 티타늄(Ti) 클래딩된 선재를 냉간 성형하여 스프링 형상으로 제조하는 단계를 포함하는 내식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 제조 원가의 상승 없이 목표하는 수준의 강도 및 내식성을 우수하게 갖는 스프링용 강선을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명의 스프링용 강선은 자동차의 현가 스프링으로서 유효하게 사용할 수 있다.

도 1은 일 실시예에 있어서, 스프링용 강선을 제조하는 종래 방법(a)과 본 발명에 따른 스프링용 강선 제조방법(b)의 모식도를 나타낸 것이다.

본 발명자들은 자동차용 현가 스프링에 적합한 스프링용 강선을 제공함에 있어서, 이것에 요구되는 물성 즉, 고강도 및 고내식성을 갖는 스프링용 강선을 제조하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 종래 방법 대비 고가 원소의 함량을 줄이면서 제조공정의 최적화로부터 고강도 및 고내식성을 갖는 스프링용 강선을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명은 Cu, Ni와 같은 강의 내식성 향상에 유효한 고가 원소를 첨가하지 않고서도 고강도 및 고내식성을 갖는 스프링용 강선을 제조하는 신규 방법을 제공함에 기술적 의의가 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 스프링용 강선은 중량%로 탄소(C): 0.4~0.6%, 실리콘(Si): 1.2~2.0%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 티타늄(Ti): 0.01~0.2%, 바나듐(V): 0.1~0.2%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명의 스프링용 강선의 성분조성을 위와 같이 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.4~0.6%

탄소(C)는 스프링의 강도를 확보하는데에 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 C를 0.4% 이상 함유시키는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.6%를 초과하게 되면 켄칭(담금질) 및 템퍼링(뜨임) 열처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생할 우려가 있으며, 그로 인해 피로수명이 현저히 저하될 뿐만 아니라 결함 감수성이 높아지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.4~0.6%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 1.2~2.0%

실리콘(Si)은 페라이트 내에 고용되어 강의 강도를 강화시키고 영구변형저항성(Sag Resistance)을 개선하는 효과를 가진다. 그러나 이러한 Si의 함량이 1.2% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없으므로 1.2% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.5% 이상 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 영구변형저항 효과가 포화되며, 열처리시 표면 탈탄을 조장하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.

따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 1.2~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.1~1.0%

망간(Mn)은 강 내에 존재할 경우 강의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 0.1% 미만이면 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 인성이 저하되어 결함감수성이 높아져 수명이 저하되는 원인으로 작용하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.1~1.0%

크롬(Cr)은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 상술한 효과를 충분히 확보하기 위해서는 0.1% 이상으로 Cr을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하를 초래할 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.1~1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.001~0.3%

몰리브덴(Mo)은 탄소나 질소와 결합하여 탄질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하는 원소이다. 이를 위해서는 0.001% 이상으로 Mo을 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 상기 Mo의 함량이 과도하면 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되는 문제가 있으므로 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.001~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.2%

티타늄(Ti)은 탄질화물을 형성하여 석출 강화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는데 유효한 원소이다. 입자 미세화 및 석출 강화를 통해 강도와 인성을 향상시키므로 이를 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 제조 원가가 크게 상승하고 석출물에 의한 스프링 물성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속개재물과 같은 작용을 함에 따라 피로특성 및 석출 강화 효과가 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서는 Ti의 함량을 0.01~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.1~0.2%

바나듐(V)은 강의 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소로서 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.1% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 너무 과도하게 첨가하면 제조원가가 크게 상승하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

따라서, 본 발명에서는 V의 함량을 0.1~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

P 및 S: 각 0.02% 이하

인(P) 및 황(S)은 강 중 불가피하게 함유되는 원소로서, 이 중 P은 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키는 문제가 있으며, S은 저융점 원소로 입계에 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성하여 스프링 특성에 유해한 영향을 미친다. 따라서, 이러한 P 및 S의 함량을 각각 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성을 갖는 본 발명의 스프링용 강선은 인장강도가 2000MPa 이상이고, 부식 피트(pit)가 4㎛ 이하로 우수한 내식성을 갖는다. 이는, 후술하여 설명하겠지만, 본 발명에서 제안하는 방법으로부터 얻을 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내식성이 우수한 스프링용 강선을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 스프링용 강선은 제조된 선재를 열처리(일 예로, 유도가열 열처리), 냉간 성형 등을 거쳐 제조하되 상기 열처리 후 냉간 성형 전 표면 연삭 공정 및 티타늄(Ti) 클래딩 처리를 거치는 것이 바람직하다. 구체적인 공정조건에 대해서는 하기에 보다 상세하게 설명한다.

먼저, 목표로 하는 물성을 갖는 스프링용 강선을 제조하기 위한 선재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

상기 선재는 상술한 합금조성을 갖는 빌렛을 [가열 및 유지 - 선재압연 - 권취 - 냉각 공정]을 거쳐 제조될 수 있다.

상기 빌렛 가열은 선재를 생산하는 가열로에 장입하여 일정온도로 가열 및 유지하는 공정으로서, 바람직하게는 950~1050℃에서 90~120분간 유지하는 것이 바람직하다.

만일 상기 가열온도가 1050℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립이 매우 조대하게 형성될 우려가 있으며, 반면 950℃ 미만이면 가열 및 유지공정에 장시간이 소요되어 경제적으로 불리한 단점이 있다. 또한, 상술한 온도범위에서 유지하는 시간이 90분 미만이면 빌렛 내에 잔존하는 탄화물 등이 충분히 용해되지 못할 우려가 있으며, 너무 장시간 유지시 생산성이 현저히 감소하는 문제가 있으므로 그 시간의 상한을 120분으로 한정하는 것이 바람직하다.

상술한 조건으로 가열 및 유지된 빌렛을 선재압연하여 선재 형상으로 제조하는 것이 바람직하다.

상기 선재압연 공정은 통상의 열간압연 공정에 따라 행해질 수 있으나, 바람직하게 900~950℃에서 마무리 선재압연을 행하는 것이 바람직하다.

이후, 제조된 선재를 권취한 후 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 권취는 850~900℃에서 실시한 후, 그 온도범위에서부터 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하여 300℃ 이하에서 냉각을 완료하는 것이 바람직하다.

상기 권취온도가 850℃ 미만이면 권취시 선재코일의 권취형상이 불량해져 작업성에 악영향을 끼칠 우려가 있다. 또한, 이상영역에 놓일 수 있기 때문에 초석 페라이트의 형성에 따른 조직 불균일의 증가로 선재 연성이 감소될 우려가 있다. 반면, 900℃를 초과하게 되면 고온에서의 노출시간이 길어져 표면부 탈탄 등의 열화조직이 형성됨에 따라 물성저하가 발생하는 문제가 있다.

그리고, Mn, Cr, Mo와 같은 소입성 원소를 함유하는 본 발명은 상기 권취 후 냉각시 냉각속도가 1℃/s를 초과시 마르텐사이트 상이 형성되어, 선재의 RA가 높아지는 문제가 있다.

상기에 따라 제조된 선재를 이용하여 본 발명에서 목표로 하는 스프링용 강선을 제조할 수 있다.

먼저, 상기 신선을 신선 가공하여 직경을 감소시키는 것이 바람직하다. 이때 신선 감면량은 의도하는 직경에 따라 설정할 수 있으며, 바람직하게는 10~20%의 감면량으로 실시하는 것이 바람직하다.

이후, 상기 신선 가공하여 얻어진 선재(신선재)에 열처리를 행하는 것이 바람직하다.

상기 열처리는 바람직한 예로 유도가열 열처리(IT 열처리)를 행할 수 있다. 상기 유도가열 열처리(IT 열처리)는 일반적인 가열로 가열방식에 비해 급속가열이 가능하므로 열처리 시간을 단축시킬 수 있으며, 이로 인해 생산성을 향상시키는 효과가 있다.

이때, 상기 열처리는 오스테나이징(austenizing) 온도인 950~1000℃에서 10~20초간 유지한 다음 상온까지 수냉하는 것이 바람직하다. 상기 열처리 온도가 950℃ 미만이면 냉각 중 초석 페라이트가 형성될 우려가 있으며, 오스테나이징을 위한 시간이 길어져 생산성이 감소하는 문제가 있다. 반면, 1000℃를 초과하게 되면 탈탄 및 결정립 성장을 조장할 우려가 있다.

이와 같이 오스테나이트 영역으로 가열한 후 수냉(급냉)을 행함으로써 경질 조직인 마르텐사이트 상을 형성할 수 있다.

상기에 따라 열처리를 완료한 선재를 템퍼링로(tempering furnace) 내에 장입하여 템퍼링 공정을 거치는 것이 바람직하다. 이는, 상기 열처리에 의해 형성된 마르텐사이트 상을 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)로 형성하여 인성을 개선하기 위한 것이다.

이를 위해서는, 400~450℃의 온도범위로 가열하여 3~10초로 유지한 다음 상온까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이때 냉각은 수냉을 행하는 것이 바람직하다.

통상, 상기와 같이 열처리(및 급냉(켄칭)) 및 템퍼링을 완료한 후 스프링 형상으로 성형을 실시하나, 본 발명에서는 상기 스프링 형상으로의 성형을 실시하기 전 표면 연삭 및 티타늄(Ti) 클래딩 공정을 실시하는 것이 바람직하다.

이는, 제조되는 스프링용 강선의 내식성을 향상시키기 위한 것이다.

상기 표면 연삭은 선재의 표면 스케일을 제거하고, 표면 조도를 균일화하기 위한 공정으로서, 0.5~1.0mm의 범위로 연삭을 실시하는 것이 바람직하다.

이때, 연삭되는 정도가 0.5mm 미만이면 표면 스케일이 잔류할 우려가 있으며, 균일한 조도를 확보할 수 없다. 반면, 1.0mm을 초과하게 되면 소재 로스(loss)가 커져 바람직하지 못하다.

상기 표면 연삭 공정은 특별히 한정하지 아니하나, 바이트(bite)를 사용하는 필링(peeling) 방법을 적용하는 것이 바람직하다.

이후, 상기와 같이 열처리와 더불어 표면 연삭 처리된 선재에 티타늄(Ti) 클래딩 처리를 행하는 것이 바람직하다.

상기 티타늄(Ti) 클래딩은 두께 1~2mm의 티타늄(Ti) 필름을 상기 선재의 표면, 바람직하게는 선재의 상·하 표면을 감싼 후 냉간압연한 다음, 일정 온도에서 열처리 및 냉각한 다음 재압연을 거치는 것이 바람직하다.

상기 냉간압연은 10~20%의 감면량으로 실시하는 것이 바람직한데, 만일 감면량이 10% 미만이면 Ti 필름과 열처리(일 예로, IT 열처리) 및 표면 연삭된 선재 간의 결합력이 약화되는 문제가 있으며, 반면 20%를 초과하게 되면 티타늄 필름에 균열이 발생할 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

이후, 티타늄 필름의 접착력을 더욱 향상시키기 위하여 질소 분위기가 제어되는 챔버 내에서 일정 온도로 가열 및 유지하는 것이 바람직하다. 구체적으로 400~500℃에서 5~10분간 유지하는 것이 바람직한데, 만일 온도가 400℃ 미만이면 챔버 내에서 유지되는 시간이 길어져 작업 효율성이 저하되는 문제가 있으며, 반면 500℃를 초과하게 되면 템퍼링 효과에 의해 강도가 크게 저하될 우려가 있으므로 바람직하지 못하다.

상기 가열 및 유지 공정을 완료한 후 수냉하여 상기와 동일한 감면량으로 재압연을 실시함으로써 최종 스프링용 강선을 제조하는 것이 바람직하다.

나아가, 상기 재압연 이후 티타늄 클래딩된 선재에 귀 나옴 또는 버(burr)는 연삭처리 하는 것이 바람직하다.

상기 공정을 모두 거쳐 제조된 스프링용 강선을 냉간 성형하는 것이 바람직하다. 이때, 냉간 성형은 상기 강선을 스프링 형상으로 제조하기 위한 것으로서, 통상의 조건으로 실시할 수 있으므로 그 조건에 대해 구체적으로 한정하지 아니한다.

상기 냉간 성형 후 추가적으로 응력 이완 열처리를 행할 수 있다. 이는, 표면의 잔류 응력을 제거하기 위한 것으로서, 통상의 조건으로 실시할 수 있다.

본 발명에 따라 상기 냉간 성형에 앞서 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정을 거침으로써 기존의 스프링용 강선과 동등 이상의 강도를 가지면서, 내식성이 향상된 스프링용 강선을 얻을 수 있다.

구체적으로, 인장강도가 2000MPa 이상이고, 부식 피트(pit)가 4㎛ 이하인 스프링용 강선을 제공할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강을 이용하여 스프링용 강선을 제조하였다.

비교예 1은 현재 제품으로 상용중인 현가 스프링용 강선으로, 최종 열처리(IT 열처리) 후 인장강도는 1950MPa 수준이다. 이는 이미 알려져 있는 현가 스프링용 강선의 제조방법 즉, 열처리(IT 열처리) 후 켄칭 및 템퍼링한 후 냉간 성형을 거쳐 제조하였다.

비교예 2는 일반적으로 사용중인 고가의 TiAl6V4 강종으로서, 이는 주조재를 15mm 봉형으로 열간압연 후 상기 비교예 1과 동일한 선경으로 건식신선하여 제조하였다.

비교예 3은 상기 비교예 1과 유사한 성분조성을 갖는 것으로, 상기 비교예 1과 동일하게 열처리를 행한 후 냉간 성형 전 본 발명에 의한 Ti 클래딩 처리를 행하여 스프링용 강선으로 제조하였다.

비교예 4 내지 10은 상기 비교예 3과 유사한 성분조성을 갖는 것으로, 이 중 비교예 5 내지 9는 일부 성분조성이 본원에서 제안하는 바를 만족하지 않는 것이다. 상기 비교예 4 내지 10에 대해서는 비교예 1과 동일하게 열처리를 행하였으며, 이후 켄칭 및 템퍼링 후 냉간 성형을 거쳐 스프링용 강선으로 제조하였다.

발명예 1은 Ni 및 Cu를 전혀 함유하지 않고, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강으로서, 본 발명에서 제안하는 제조공정에 따라 스프링용 강선으로 제조하였다.

상기 비교예 2를 제외한 비교예 1, 3 내지 10 및 발명예 1의 선재 제조 공정은 다음과 같다.

먼저, 160mm×160mm의 빌렛을 950℃의 선재 가열로 내에서 90분간 유지한 후 940℃에서 마무리 열간압연하여 선재 형상으로 제조하였다. 이후, 스텔모아 권취온도를 880℃로 설정하여 권취를 행한 후 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하여 15mm의 선경을 갖는 선재를 제조하였다. 상기에 따라 제조된 선재의 인장강도는 1000MPa 이었다.

이후, 상기에 따라 제조된 선재를 감면량 20%로 신선 가공하여 사이즈를 감소시켰으며, 상기 신선 공정에 의해 100MPa 이상 강도가 향상되었다. 상기 신선 가공 후 열처리(IT 열처리)를 위해 980℃에서 15초간 유지한 후 상온까지 수냉을 행한 다음, 440℃에서 10초간 유지하는 템퍼링 공정을 행하여 최종 템퍼드 마르텐사이트 상을 형성하였다. 이와 같이 열처리를 행한 후 인장강도는 1850MPa 이상, 단면 감소율(RA)은 40% 수준이었다.

그 다음, 비교예 1과 비교예 4 내지 10에 대해서는 바로 냉간 성형을 행하여 스프링 형상으로 제조하였으며, 비교예 3 및 발명예 1에 대해서는 냉간 성형에 앞서 본 발명에 따른 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정을 거친 후 냉간 선형을 행하였다. 상기 표면 연삭은 연삭 깊이가 0.5mm가 되도록 실시하였으며, 티타늄 클래딩은 두께 2mm의 티타늄 필름으로 표면 연삭된 선재를 모두 감싼 후 20%의 감면량으로 냉간 압연(1차 압연)을 실시하였다. 이후, 질소 분위기가 제어되는 챔버 내에서 450℃로 8분간 가열 및 유지한 후 수냉한 다음, 감면량 20%로 재압연(2차 압연)을 실시하였다.

각각의 스프링용 강선을 제조하는 과정 중 선재, 신선재, IT 열처리재, 압연재에 대해서 인장시험기를 이용하여 인장강도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 각각의 스프링용 강선에 대해서 내식성을 평가하였다. 구체적으로, 각 시편에 대해 35℃, 5%의 NaCl 분위기에서 염수 분수를 4주간 시행한 후 시편을 절단하여 단면부의 깊이 방향 부식 피트(pit)를 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

구분	합금조성 (중량%)
	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ti	V	Cu	Ni	Al	P	S
비교예1	0.52	1.40	0.60	0.70	0.30	0.05	0.10	0.40	0.40	0	0.012	0.011
비교예2	0.02	0	0	0	0	89.96	4.0	0	0	6.0	0.012	0.013
비교예3	0.51	1.39	0.59	0.71	0.29	0.04	0.09	0.40	0.39	0	0.011	0.013
비교예 4	0.46	1.39	0.59	0.72	0.29	0.06	0.12	0.39	0.41	0	0.011	0.012
비교예5	0.72	1.39	0.60	0.71	0.31	0.06	0.11	0.39	0.40	0	0.011	0.011
비교예6	0.51	1.00	0.58	0.70	0.31	0.05	0.10	0.40	0.39	0	0.012	0.012
비교예7	0.50	2.40	0.59	0.71	0.32	0.06	0.11	0.40	0.39	0	0.011	0.011
비교예8	0.50	1.39	1.50	0.69	0.31	0.04	0.10	0.41	0.42	0	0.015	0.010
비교예9	0.52	1.42	0.61	1.50	0.29	0.04	0.11	0.42	0.41	0	0.011	0.010
비교예10	0.51	1.39	0.60	0.69	0.29	0.05	0.10	0.70	0.70	0	0.012	0.013
발명예1	0.52	1.41	0.60	0.70	0.30	0.06	0.11	0	0	0	0.011	0.013

구분	선재	신선재	열처리재		표면연삭 깊이 (mm)	냉간압연재	가열재	재압연재	스프링 부식피트 (㎛)
	강도 (MPa)	강도 (MPa)	강도 (MPa)	RA (%)		강도 (MPa)	강도 (MPa)	강도 (MPa)
비교예 1	1010	1130	1950	40	-	-	-	-	89.5
비교예 2	430	1290	-	-	-	-	-	-	3.6
비교예 3	1020	1150	1940	41	0.5	1980	1940	2000	3.8
비교예 4	900	990	1820	42	-	-	-	-	87.2
비교예 5	1090	단선	-	-	-	-	-	-	-
비교예 6	970	1050	1890	41	-	-	-	-	88.2
비교예 7	1080	단선	-	-	-	-	-	-	-
비교예 8	1150	단선	-	-	-	-	-	-	-
비교예 9	1290	단선	-	-	-	-	-	-	-
비교예 10	1030	1140	1970	39	-	-	-	-	62.1
발명예 1	1010	1120	1940	40	0.5	1980	1930	2010	3.4

상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 1의 열처리(IT 열처리) 후 강도가 1950MPa 수준이고 최종 스프링 부식 피트(pit)는 89㎛ 이상인 것을 확인할 수 있다. 이러한 결과는 비교예 1 소재 자체의 부식 특성이 매우 낮으므로, 외부 코팅 등을 통한 부식성 향상이 요구됨을 의미하며, 또한 Cu, Ni 등의 고가 원소의 함량을 더욱 높임으로써 내식성을 개선할 필요가 있음을 의미한다.

상기 비교예 1과 유사한 합금조성을 갖는 비교예 3의 경우에는 본 발명에 의한 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정에 의해서 상기 비교예 1 대비 강도가 소폭 상승한 것을 확인할 수 있다. 특히, 스프링 부식 피트가 4㎛ 이하로 내식성이 크게 향상됨을 확인할 수 있다. 이러한 결과는 본 발명의 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정이 스프링의 내식성 향상에 매우 효과적임을 보여주며, 다만 비교예 3은 Cu, Ni 등의 고가의 원소를 함유하고 있으므로 경제적인 측면에서 불리하다.

한편, Ti6Al4V 합금계를 이용한 비교예 2 역시 발명예 1과 유사한 내식성을 보여주고 있는데, 이는 Ti에 기인한 것으로 볼 수 있다. 이와 같이 Ti을 다량 함유하는 경우에는 비교예 1과 같은 열처리가 불필요하다는 장점이 있으나, 신선 가공을 통해 강도를 향상시킨다 하더라도 그 수준이 1290MPa로서 크게 낮다. 따라서, 고강도 및 고내식성이 모두 요구되는 현가 스프링용 강선에 적합하다고 보기 어렵다.

또한, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하지 못하는 비교예 4 내지 10 중, 비교예 5와 비교예 7-9는 신선 중 단선(cuppy 단선)이 발생하였으며, 그로 인해 열처리 등의 공정이 불가하였다.

비교예 4는 비교예 3과 유사한 성분조성을 갖는 것이지만, 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정을 행하지 않음에 따라 부식피트가 매우 열위하였으며, 비교예 6의 경우에는 Si의 함량이 불충분하고, 비교예 10은 Cu 및 Ni의 함량이 너무 과도하여 스프링 부식 피트(pit)가 열위하였다.

반면, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 발명예 1은 Cu 및 Ni의 첨가 없이도 2000MPa 이상의 고강도를 확보할 수 있으면서, 최종 스프링의 부식 피트도 3.4㎛로 내식성이 우수함을 확인할 수 있다. 이는 본 발명의 표면 연삭 및 티타늄 클래딩 공정이 스프링 내식성 향상에 매우 효과적임을 분명히 보여줄 뿐만 아니라, 고가의 Ti계 합금계를 이용하지 않고 티타늄 클래딩 공정만으로도 내식성을 크게 향상시킬 수 있음을 보여준다 할 것이다.

Claims (5)

1. 중량%로 탄소(C): 0.4~0.6%, 실리콘(Si): 1.2~2.0%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 티타늄(Ti): 0.01~0.2%, 바나듐(V): 0.1~0.2%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도 2000MPa 이상, 부식 피트(pit)가 4㎛ 이하인 내식성이 우수한 스프링용 강선.
   
2. 중량%로 탄소(C): 0.4~0.6%, 실리콘(Si): 1.2~2.0%, 망간(Mn): 0.1~1.0%, 크롬(Cr): 0.1~1.0%, 몰리브덴(Mo): 0.001~0.3%, 티타늄(Ti): 0.01~0.2%, 바나듐(V): 0.1~0.2%, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 950~1050℃에서 90~120분간 가열하는 단계; 상기 가열 후 선재압연하여 선재 형상으로 제조하는 단계; 상기 선재를 850~900℃에서 권취하는 단계; 및 상기 권취 후 300℃ 이하까지 1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
   상기 냉각된 선재를 신선 가공하는 단계;
   상기 신선된 선재를 950~1000℃에서 10~20초간 유지한 후 상온으로 냉각하는 열처리 단계;
   상기 열처리된 선재를 400~450℃에서 3~10초간 유지한 후 상온까지 수냉하는 템퍼링 단계;
   상기 템퍼링된 선재 표면을 0.5~1.0mm로 연삭 처리하는 단계; 및
   상기 연삭 처리된 선재에 티타늄(Ti) 클래딩 처리하는 단계
   를 포함하는 내식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
   
3. 삭제
4. 제 2항에 있어서,
   상기 티타늄(Ti) 클래딩 처리는 두께 1~2mm의 티타늄(Ti) 필름으로 선재 표면을 감싼 후 10~20%의 감면량으로 냉간압연하는 단계;
   상기 냉간압연 후 400~500℃에서 5~10분간 유지하는 단계; 및
   상기 유지 후 수냉하여 재압연하는 단계
   를 포함하는 것인 내식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
   
5. 제 2항에 있어서,
   상기 티타늄(Ti) 클래딩된 선재를 스프링 형상으로 냉간 성형하는 단계 및 응력 이완 열처리하는 단계를 더 포함하는 것인 내식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.

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