KR101889172B1 - 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법 - Google Patents

응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하고,
30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 이상인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선에 관한 것이다.
관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

Description

응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT CORROSION RESISTANCE FOR SPRING, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 연비를 향상시키는 방법은 엔진의 연소 효율, 동력전달 효율 등을 향상시키는 방법, 자동차의 중량을 감소시킴으로써 이동시 필요한 에너지량을 감소시키는 방법 등을 들 수 있다.
자동차의 중량을 감소시키기 위해서 자동차에 들어가는 부품을 비중이 낮은 경량 재질로 대체하는 방법이 있을 수 있으나, 아직까지는 철강 소재의 우수성을 대체할만한 부품의 개발이 어려운 실정이다. 따라서, 아직까지도 자동차 부품으로는 철강 소재가 사용되는 경우가 많으며 상기 철강 소재 부품의 경량화를 통하여 자동차 연비를 향상시키고자 하는 시도가 일반적이다.
그러나, 철강 소재의 고강도화는 피로와 부식특성을 저하시키는 요인이 되는데, 특히 부식특성은 응력이 집중되는 부분에서 부식이 가속화되어 파단을 초래할 수 있다.
특히, 북미, 캐나다 등의 한랭지역에서 운행되는 차량은 도로의 제설제로 인하여, 차량 하부의 다양한 부품이 부식되기 쉽다. 현가 스프링(suspension spring)의 경우, 네 개의 차축이 차량, 승객, 짐 등의 무게를 버티는 상태로 운행되기 때문에 더욱 극심한 부식 환경이 된다.
현재 현가 스프링(suspension spring)을 도장하는 방법으로 이러한 부식 현상을 방지하려고 시도하고 있으나, 운행 중 도로의 돌이나 경한 물질로 인해 도장이 벗겨질 경우 피트가 형성되고 부식이 가속화되면서 파단이 일어날 수 있으며, 겨울철 도로 제설제로 사용되는 염화칼슘(CaCl2)등이 상기 내부의 강과 만날 경우 부식을 촉진 시킬 수 있기 때문에 근본적인 해결책이 필요한 실정이다.
특허문헌 1에서는 부식 인자를 제어함으로써 부식시 발생하는 피트 깊이를 억제하는 방법을 통해 부식 피로 저항성을 개선하고 있으며, 특허문헌 2에서는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 조직을 지니는 강재의 구오스테나이트 결정립을 미세화 함으로써(ASTM No. 10이상) 수소취성 저항성이 개선된다고 보고하고 있다.
그러나 특허문헌 1 및 2의 내용만으로는 충분한 응력부식 저항성을 확보할 수 없다.
따라서 상술한 문제점들을 해결할 수 있으면서도 우수한 응력부식 저항성을 확보할 수 있는 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법에 관한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
한국 공개특허공보 제10-2013-0018808호 한국 공개특허공보 제10-2015-0002848호
본 발명의 일 측면은 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하고,
30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 이상인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하는 선재를 준비하는 단계;
상기 선재를 10~40%의 신선량으로 신선하여 강선을 얻는 단계;
상기 강선을 550~700℃로 가열하여 10분~2시간 동안 유지하는 열처리 단계;
상기 열처리된 강선을 850~1000℃로 가열하여 30초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소입 열처리 단계; 및
상기 소입 열처리된 강선을 300~600℃로 가열하여 40초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소려 열처리 단계;를 포함하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법에 관한 것이다.
관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 강선 표면에 부식피트의 형성을 억제할 수 있고, 열처리를 통하여 미세 탄화물을 다량 확보하여 구오스테나이트의 크기를 미세화함은 물론, 수소 트랩부로 활용함으로써 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
또한, 고강도를 확보함으로써 자동차 경량화 효과로 연비개선 등의 친환경적인 효과가 있다.
도 1은 발명예 1의 미세탄화물을 투과전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 2는 발명예 1~7 및 비교예 1~16의 관계식 1 값에 따른 응력부식 상대적 파단 시간에 대한 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
자동차용 현가 스프링의 파단과정은 다음과 같이 정리할 수 있다. Cl 등의 원소를 통해 강 표면의 부식 피트(pit)가 생성이 되고, 상기 부식 피트에 응력이 집중된다. 이렇게 응력이 집중되면 외부유입 수소가 응력 집중부로 확산되어 수소 취성을 유발하게 된다. 스프링용 강선에서 수소 취성은 구오스테나이트의 입계파단을 유발하는데, 이는 수소가 구오스테나이트 결정립계의 응집력을 약화시켜 낮은 응력에서 조기파단을 유발하는 현상이다.
본 발명자들은 이러한 문제를 근본적으로 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 합금원소, 특히 Ni, Cr, Cu, V, Nb 및 Mo의 함량 및 상관관계를 정밀하게 제어함으로써 강선 표면에 부식피트의 형성을 억제할 수 있고, 열처리를 통하여 미세 탄화물을 다량 확보하여 구오스테나이트의 크기를 미세화함은 물론, 수소 트랩부로 활용함으로써 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 응력부식 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하고,
30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 이상이다.
관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.45~0.6%
C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. C 함량이 0.45% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, C 함량이 0.6% 초과인 경우에는 내식성이 열위한 판상(plate)형 마르텐사이트 조직의 비율이 높아지게 되어, 부식시 소재 균열이 발생하기 때문에 수소취성 저항성이 떨어질 수 있으며, 인성이 저하될 수 있다. 또한, 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어렵다. 따라서, C 함량은 0.45~0.6%인 것이 바람직하다.
Mn: 0.3~0.8%
Mn은 강재 내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. Mn 함량이 0.3% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵다. 반면에, Mn 함량이 0.8% 초과인 경우에는 인성이 저하된다. 따라서, Mn 함량은 0.3~0.8%인 것이 바람직하다.
Si: 1.4~1.8%
Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 영구변형저항성(Sag Resistance)을 개선하는 효과를 가진다. Si 함량이 1.4% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 불충분하다. 반면에, Si 함량이 1.8% 초과인 경우에는 열처리시 표면탈탄을 조장한다. 따라서, Si 함량은 1.4~1.8%인 것이 바람직하다.
P 및 S: 각각 0.015% 이하
P 및 S는 불순물로서, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.015%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.2~0.7%
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. Cr 함량이 0.2% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면에 Cr 함량이 0.7% 초과인 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하고, Ph를 낮춰 pitting 부식성을 오히려 조장하는 역할을 할 수 있다. 따라서 Cr함량은 0.2~0.7%인 것이 바람직하다.
Ni: 0.1~0.5%
Ni은 소입성 및 인성을 개선하고 부식피트를 억제하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 소입성, 인성 및 부식피트 억제 개선의 효과가 충분하지 못하고, Ni 함량이 0.5% 초과인 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발할 수 있다.
Cu: 0.1~0.5%
Cu는 내식성을 향상시키는 작용을 하는 원소이다. Cu 함량이 0.1% 미만인 경우에는 내식성 향상 효과가 불충분하고, Cu 함량이 0.5% 초과인 경우에는 열간압연 중 균열 등의 문제를 유발할 수 있다.
상술한 성분 외에, V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하여야 한다.
V: 0.05~0.2%
V은 탄질화물을 형성하여 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소이며, 수소 트래핑 사이트로 작용하여 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 한다. V 함량이 0.05% 미만인 경우에는 충분한 탄/질화물을 형성하지 못하고, 0.2% 초과인 경우에는 비용이 증가하며, 열처리시 용해되지 않는 조대한 탄화물량이 증가하게 되어 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다. 따라서, V 함량은 0.05~0.2%인 것이 바람직하다.
Mo: 0.03~0.25%
Mo은 탄화물을 형성하여 석출경화, 구오스테나이트 결정립 미세화 및 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 한다. Mo 함량이 0.03% 미만인 경우에는 충분한 탄화물을 형성하지 못하고, 0.25% 초과인 경우에는 비용이 증가하고 상변태를 지연하는 효과가 크기 때문에 생산성 저하를 초래한다. 따라서, Mo 함량은 0.05~0.25%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.001~0.1%
Nb는 탄질화물을 형성하여 강도 향상, 구오스테나이트 미세화, 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 0.001% 이상 첨가하는 것이 바람직하나, Nb 함량이 0.1% 초과인 경우에는 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하된다. 따라서, Nb 함량은 0.001~0.1%인 것이 바람직하다.
관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
상기 관계식 1은 미세 탄화물에 의한 수소 트랩 효과 및 구오스테나이트 결정립 크기 미세화 효과를 고려하여 설계한 식으로, 상기 관계식 1 값이 0.04 미만인 경우에는 구오스테나이트 결정립 크기가 조대하거나, 수소 트랩 효과를 나타내는 탄화물의 양이 적어 응력부식 저항성이 열위해진다.
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 각 원소 함량 및 관계식 1을 만족함으로써 본 발명의 효과를 얻을 수 있으나, Ti: 0.001~0.15중량%를 추가로 포함할 수 있다.
Ti는 탄소와 결합하여 TiC 탄화물을 형성함으로써 강도, 인성 및 내식성을 향상시키는 원소이다. Ti 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.15% 초과인 경우에는 조대한 탄질화물을 형성하여 피로 특성 및 연성 등이 열위해질 수 있다.
본 발명에 따른 강선은 30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 이상이다. 여기서 탄화물이란 VC, MoC, NbC 및 이들의 복합 탄화물을 의미하며, 탄화물의 크기는 원 상당 직경으로 측정한 크기를 의미한다.
30nm 이하의 탄화물로 한정한 것은 탄화물의 크기가 30nm 초과인 경우에는 강도 향상, 구오스테나이트의 미세화 및 수소 트랩에 기여하는 바가 적기 때문이며, 30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 미만인 경우에는 강도 향상, 구오스테나이트의 미세화 및 수소 트랩 효과가 불충분하다.
이때, 본 발명에 따른 강선은 구오스테나이트의 ASTM 입도번호(grain size number)가 11 이상일 수 있다. 상술한 바와 같이 탄화물을 다량 확보하여 구오스테나이트의 ASTM 입도번호를 11 이상으로 확보함에 따라, 응력부식 저항성을 향상시킬 수 있다.
또한, 부식 피트 형상비(최대 깊이/최대 길이)가 0.3보다 큰 부식 피트의 수가 20개/mm 이하일 수 있다.
부식 피트는 그 형상이 길이가 짧고 깊이가 깊을수록 피트에 가해지는 응력이 심화돼 응력부식 저항성을 크게 저하시킨다. 부식 피트 형상비(최대 깊이/최대 길이)가 0.3보다 큰 부식 피트의 수가 20개/mm 초과인 경우에는 응력 집중이 피트에 집중되어 외부의 수소가 유입될 가능성이 커지며, 크랙(crack)이 전파할 수 있어 응력부식 저항성이 크게 저하된다.
이때, 상기 부식 피트의 측정은 시편을 4점 굽힘(4 Point bending)에 의해 1800MPa의 전단응력을 부여한 후, 염수분무시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고, 온도 23℃, 습도 50% 분위기에서 4 시간 건조한 후, 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클(cycle)을 7 사이클 반복한 다음 응력 집중부를 절단하여 분석한 것이다. 이는 스프링용 강선의 사용환경을 고려하여 가장 가혹한 조건을 설정한 것으로 이러한 조건에서 부식 피트 형상비(최대 깊이/최대 길이)가 0.3보다 큰 부식 피트의 수가 20개/mm 이하인 경우 우수한 응력부식 저항성을 보증할 수 있다.
본 발명에 따른 강선의 미세조직은 20면적% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
잔류 오스테나이트가 20면적% 초과일 경우에는 피로강도와 단면감소율(Reduction of Area)이 저하될 우려가 있다. 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트는 15면적% 이하일 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트를 제외한 나머지를 템퍼드 마르텐사이트로 한정한 이유는 고강도를 확보하기 위함이다.
한편, 본 발명에 따른 강선은 인장강도가 1900MPa 이상일 수 있다. 이러한 고강도를 확보함으로써 자동차의 경량화에 기여할 수 있다.
응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법은 상술한 본 발명의 합금조성을 만족하는 선재를 준비하는 단계; 상기 선재를 10~40%의 신선량으로 신선하여 강선을 얻는 단계; 상기 강선을 550~700℃로 가열하여 10분~2시간 동안 유지하는 열처리 단계; 상기 열처리된 강선을 850~1000℃로 가열하여 30초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소입 열처리 단계; 및 상기 소입 열처리된 강선을 300~600℃로 가열하여 40초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소려 열처리 단계;를 포함한다.
선재 준비 단계
상술한 본 발명의 합금조성을 만족하는 선재를 준비한다. 이때, 선재의 제조조건은 일반적인 스프링용 선재의 제조조건을 적용하면 되므로 특별히 한정하지 않는다.
예를 들어, 상기 선재를 준비하는 단계는 빌렛을 1000~1200℃로 가열하는 단계; 상기가열된 빌렛을 700~1000℃에서 마무리 압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 0.5~20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
신선 단계
상기 선재를 10~40%의 신선량으로 신선하여 강선을 얻는다.
신선량이 10% 미만인 경우에는 신선이 충분하지 않아 미세 탄화물 석출양이 불충분할 우려가 있으며, 40% 초과인 경우에는 소재의 외부에 응력이 집중되어 내/외부 사이의 경사능에 의한 조직, 결정립도, 경도 등의 편차 및 딜라미네이션을 유발할 우려가 있다.
열처리 단계
상기 강선을 550~700℃로 가열하여 10분~2시간 동안 유지하여 열처리한다. 550~700℃는 30nm 이하의 미세 탄화물의 석출이 가장 활발히 이루어지는 온도이며, 유지시간이 10분 미만인 경우에는 석출이 불충분하고, 2시간 초과인 경우에는 생산성이 떨어진다.
소입 열처리 단계
상기 열처리된 강선을 850~1000℃로 가열하여 30초 이하 동안 유지한 후 냉각하여 소입 열처리한다.
가열 온도가 1000℃ 초과이거나, 유지시간이 30초 초과인 경우에는 탄화물이 재고용되어 탄화물의 수가 줄어들 수 있으며, 구오스테나이트의 입도가 커질 수 있다. 반면에, 가열 온도가 850℃ 미만인 경우에는 오스테나이트상으로 상변태가 충분히 일어나지 않아 미고용 펄라이트가 존재할 수 있어 물성이 열위할 수 있다.
이때, 상기 가열 시 승온속도는 30℃/초 이상이고, 상기 냉각 시 냉각속도는 50℃/초 이상일 수 있다.
승온속도가 느리면 오스테나이징 상변태 시간이 길어지고 Ac3의 온도가 낮아짐으로써 오스테나이징 영역의 체류시간이 길어질 수 있기 때문에 평균 승온속도 30℃/초 이상으로 가열하는 것이 바람직하다.
냉각속도가 50℃/초 미만인 경우에는 마르텐사이트가 아닌 베이나이트 등의 저온조직이 생성될 우려가 있다.
소려 열처리 단계
상기 소입 열처리된 강선을 300~600℃로 가열하여 40초 이하 동안 유지한 후 냉각하여 소려 열처리한다.
가열 온도가 300℃ 미만인 경우에는 응력이 완화되지 않아, 인성이 낮아질 수 있으며, 600℃ 초과이거나 유지시간이 40초 초과인 경우에는 강도가 낮아질 수 있다.
이때, 상기 가열 시 승온속도는 30℃/초 이상일 수 있다. 승온속도가 30℃/초 미만인 경우에는 낮은 승온 속도로 인하여 미세한 입실론 카바이드가 생성되지 못하여 강도 및 내식성이 저하될 우려가 있다.
또한, 상기 소입 열처리 단계 및 상기 소려 열처리 단계에서 가열은 고주파 열처리(Induction Heating)를 이용하여 행할 수 있다. 30℃/초 이상의 승온속도를 확보하기 유리하기 때문이다.
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 성분조성을 갖는 빌렛을 1000℃로 가열한 후, 850℃에서 마무리 압연하여 직경 15mm의 선재를 제조하였다.
상기 선재를 하기 표 2에 기재된 신선량으로 신선한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열처리하였으며, 50℃/초의 승온속도로 950℃까지 가열하여 10초 유지 후 수냉하였다. 이후 50℃/초의 승온속도로 450℃까지 가열하여 20초 유지 후 수냉하여 강선을 제조하였다.
상기 강선의 인장강도, 입도번호, 탄화물 및 응력부식 특성을 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
인장강도는 ASTM E-8M subsize 규격으로 시편을 제작하여 측정되었다.
상대적 파단시간 및 부식피트 개수는 강선을 1.5mm×8.0mm×65mm 크기의 판상 시편으로 가공하여 4 point bending 지그에 1800MPa의 전단응력을 부여한 시편을 이용하여 실험되었다.
상대적 파단시간은 상기 시편을 복합부식시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고, 온도 23℃, 습도 50% 분위기에서 4 시간 건조한 후, 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클을 반복하여 파단이 일어날 때까지의 시간을 측정하였다. 각각의 발명예 및 비교예에서 5개의 시편을 준비한 후, 5개의 평균값을 비교예 1의 상대적인 파단시간으로 환산하여 기술하였다.
부식 피트 개수는 상기 시편을 복합부식시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고, 온도 23℃, 습도 50% 분위기에서 4 시간 건조한 후, 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클을 7사이클 반복 후, 응력 집중부를 절단하여 분석하였으며, 부식 피트 형상비(최대 깊이/최대 길이)가 0.3보다 큰 부식 피트의 개수를 관찰하였고, 임의 5부위를 촬영해 상기 피트 수를 측정한 평균값을 기재하였다.
입도번호(ASTM grain size number)는 연마와 부식을 통해 구오스테나이트 결정립도를 측정하여 표기하였다.
탄화물 개수는 (TEM) Replica시편을 제작해 측정하였으며, STEM (Scanning transmission electron microscope) 이미지 임의 부위를 5부위 촬영해 100nm×100nm 면적당 30nm 이하의 탄화물 개수를 관찰한 평균값이다. 한편, 강선의 미세조직은 20면적% 이하의 잔류 오스테나이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트로 이루어져 있어 별도로 기재하지 않았다.
구분 C Mn Si Cr Ni Cu V Mo Nb 관계식1
발명예1 0.51 0.39 1.62 0.32 0.25 0.23 0.12 0.08 0.01 0.05
발명예2 0.5 0.43 1.59 0.35 0.15 0.28 0.09 0.09 0.02 0.06
발명예3 0.53 0.42 1.64 0.28 0.23 0.32 0.15 0.07 0.02 0.05
발명예4 0.54 0.4 1.63 0.29 0.24 0.17 0.16 0.06 0.01 0.04
발명예5 0.49 0.41 1.57 0.33 0.31 0.14 0.11 0.11 0.02 0.08
발명예6 0.5 0.43 1.68 0.29 0.33 0.24 0.13 0.09 0.01 0.07
발명예7 0.48 0.48 1.56 0.34 0.14 0.32 0.12 0.07 0.02 0.05
비교예1 0.53 0.74 1.46 0.68 0.00
비교예2 0.54 0.71 1.35 0.7 0.00
비교예3 0.5 0.34 1.67 0.27 0.13 0.00
비교예4 0.47 0.43 1.78 0.35 0.15 0.00
비교예5 0.53 0.37 1.62 0.31 0.19 0.14 0.00
비교예6 0.56 0.42 1.64 0.29 0.25 0.17 0.13 0.00
비교예7 0.49 0.51 1.68 0.27 0.28 0.24 0.06 0.01
비교예8 0.51 0.39 1.48 0.26 0.12 0.19 0.14 0.02 0.00
비교예9 0.52 0.42 1.52 0.35 0.17 0.25 0.06 0.08 0.01 0.03
비교예10 0.48 0.47 1.65 0.31 0.22 0.33 0.03 0.03 0.01 0.01
비교예11 0.50 0.37 1.54 0.33 0.19 0.17 0.10 0.04 0.02 0.02
비교예12 0.52 0.38 1.49 0.34 0.21 0.14 0.04 0.09 0.01 0.03
비교예13 0.51 0.36 1.51 0.27 0.21 0.23 0.13 0.04 0.01 0.02
비교예14 0.49 0.41 1.53 0.30 0.13 0.19 0.09 0.03 0.02 0.02
비교예15 0.53 0.41 1.58 0.33 0.13 0.09 0.02 0.06
비교예16 0.51 0.4 1.62 0.35 0.05 0.07 0.15 0.08 0.02 0.06
비교예17 0.42 0.41 1.62 0.28 0.21 0.29 0.13 0.06 0.02 0.06
비교예18 0.53 0.41 1.68 0.28 0.17 0.25 0.13 0.11 0.01 0.08
비교예19 0.51 0.41 1.64 0.29 0.23 0.31 0.09 0.07 0.02 0.04
비교예20 0.49 0.38 1.63 0.34 0.16 0.18 0.08 0.08 0.02 0.05
비교예21 0.49 0.43 1.64 0.29 0.19 0.21 0.11 0.06 0.01 0.04
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이고, P 및 S는 모두 0.015% 이하로 측정되어 별도로 기재하지 않았다.
구분 인장강도
(MPa)		 상대적
파단시간		 신선량
(%)		 열처리
온도(℃)		 열처리
시간(분)		 부식피트
(개/mm) 		입도
번호		 탄화물
개수
발명예1 1989 3.74 15 678 23 18 11.3 6.4
발명예2 1978 5.10 18 563 17 14 11.7 2.7
발명예3 2016 4.17 21 626 28 19 11.9 8.2
발명예4 2034 3.46 17 597 13 7 11.1 9.3
발명예5 1968 4.52 31 615 32 11 11.4 3.8
발명예6 1987 4.38 27 692 46 8 11.7 5.7
발명예7 1952 4.82 34 623 38 14 11.8 9.2
비교예1 1935 1.00 - - - 42 8.8 0
비교예2 1937 1.02 23 645 25 39 8.7 0
비교예3 1894 1.25 21 682 27 34 8.9 0
비교예4 1886 1.12 18 573 17 37 8.7 0
비교예5 1931 2.18 31 562 31 18 9 0
비교예6 2003 2.67 22 598 28 10 9.5 1.2
비교예7 1968 2.24 17 687 14 12 9.1 2.3
비교예8 1984 3.00 35 578 17 7 10.2 2.9
비교예9 2012 2.14 18 596 32 16 10.9 2.1
비교예10 1976 2.32 24 584 36 14 10.7 2.4
비교예11 1997 1.48 23 613 24 17 9.8 3.2
비교예12 2003 2.57 27 671 29 13 10.4 1.7
비교예13 2032 1.95 31 634 37 16 10.1 1.3
비교예14 1974 2.67 29 592 43 11 9.9 3.8
비교예15 1996 2.64 24 632 31 38 11.5 3.7
비교예16 1987 2.94 39 659 24 24 11.4 8.3
비교예17 1848 5.77 14 671 14 6 11.1 6.2
비교예18 1953 2.84 8 594 28 14 10.3 2.4
비교예19 2029 2.97 29 473 31 17 9.8 1.7
비교예20 1982 2.63 15 753 17 11 10.1 2.1
비교예21 1989 2.14 36 625 3 14 9.7 1.9
발명예들은 본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하여 파단시간이 비교예 1의 3.4배 이상이었으며, 인장강도도 1900MPa 이상이었다.
도 1은 발명예 1의 미세 탄화물을 투과전자현미경으로 관찰한 사진으로 30nm 이하의 미세 탄화물이 다량 형성되어 있는 것을 알 수 있다.
비교예 1~4, 15, 16은 Ni 또는 Cu가 첨가 되지 않았거나, 첨가량이 충분하지 않아 피트의 형상이 제어 되지 못해 0.3이상의 형상을 지닌 피트의 개수가 많았으며, 이에 따라 상대적 파단시간이 짧았다.
비교예 1~5는 V, Nb, Mo 등의 탄화물이 존재 하지 않아 구오스테나이트 결정립이 컸으며, 수소 트래핑사이트로 작용할 수 있는 탄화물이 포함되지 않아 상기 응력부식시험 상대적 파단시간이 짧았다.
비교예 6~15는 관계식 1이 0.04 미만으로 구오스테나이트 크기가 발명강에 비해 크거나, 수소 트래핑 사이트로 작용할 수 있는 탄화물의 양이 적어 상기 응력부식시험 상대적 파단시간이 상기 발명예에 비하여 짧았다.
비교예 15 및 16의 경우, 충분한 탄화물 생성 원소의 양으로 구오스테나이트의 크기가 작았고, 수소 트래핑 사이트로 작용할 수 있는 30nm 이하의 탄화물 수가 충분하였으나, Ni, Cu가 첨가 되지 않거나 첨가량이 충분하지 않아 0.3이상의 형상을 지닌 피트의 개수가 발명예에 비해 많았으며, 이에 따라 상기 응력부식 시험 상대적 파단시간이 짧았다.
도 2는 발명예 1~7 및 비교예 1~16의 관계식 1 값에 따른 응력부식 상대적 파단 시간에 대한 그래프이다. Ni 및/또는 Cu 함량을 만족하지 못하거나, 관계식 1 값이 0.04 미만인 경우에는 응력부식 상대적 파단 시간이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 17의 경우, 탄소의 양이 0.42%중량으로 낮아 충분한 강도를 가지지 못했다.
비교예 18 내지 21의 경우, 신선량이 작거나, 신선 이후의 열처리 온도가 550~700℃의 범위를 벗어나거나, 혹은 열처리 시간이 10분 미만인 경우로 30nm 이하의 미세 탄화물이 충분히 성장하지 못해 구오스테나이트 크기가 발명예들에 비해 컸으며, 수소 트래핑 사이트로 작용할 수 있는 탄화물의 양이 적어 상기 응력부식시험 상대적 파단시간이 발명예들에 비해 짧았다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하고,
    30nm 이하인 탄화물의 개수가 100nm×100nm 면적당 2.2개 이상이며,
    미세조직은 20면적% 이하의 잔류 오스테나이트와 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선.
    관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강선은 Ti: 0.001~0.15중량%를 추가로 포함하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강선은 구오스테나이트의 ASTM 입도번호(grain size number)가 11이상인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강선은 부식 피트 형상비가 0.3보다 큰 부식 피트의 수가 20개/mm 이하인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  5. 삭제
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강선은 인장강도가 1900MPa 이상인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  7. 중량%로, C: 0.45~0.6%, Mn: 0.3~0.8%, Si: 1.4~1.8%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Ni: 0.1~0.5%, Cu: 0.1~0.5%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    V: 0.05~0.2%, Mo: 0.03~0.25% 및 Nb: 0.001~0.1% 중에서 선택된 1종 이상을 하기 관계식 1을 만족하도록 포함하는 선재를 준비하는 단계;
    상기 선재를 10~40%의 신선량으로 신선하여 강선을 얻는 단계;
    상기 강선을 550~700℃로 가열하여 10분~2시간 동안 유지하는 열처리 단계;
    상기 열처리된 강선을 850~1000℃로 가열하여 30초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소입 열처리 단계; 및
    상기 소입 열처리된 강선을 300~600℃로 가열하여 40초 이하 동안 유지한 후 냉각하는 소려 열처리 단계;를 포함하되,
    상기 소입 열처리 단계에서 상기 가열 시 승온속도는 30℃/초 이상이고, 상기 냉각 시 냉각속도는 50℃/초 이상인, 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
    관계식 1: [Mo]*([V]+[Nb]+0.5*[Mo])/[C]2 ≥ 0.04
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
  8. 제7항에 있어서,
    상기 선재는 Ti: 0.001~0.15중량%을 추가로 포함하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  9. 삭제
  10. 제7항에 있어서,
    상기 소려 열처리 단계에서 상기 가열 시 승온속도는 30℃/초 이상인 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 소입 열처리 단계 및 상기 소려 열처리 단계에서 가열은 고주파 열처리(Induction Heating)를 이용하여 행하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  12. 제7항에 있어서,
    상기 선재를 준비하는 단계는 빌렛을 1000~1200℃로 가열하는 단계; 상기가열된 빌렛을 700~1000℃에서 마무리 압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 0.5~20℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 응력부식 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
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