KR102020385B1 - 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 - Google Patents

내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 현가 스프링, 토션 바, 스태빌라이저 등에 적용 가능한 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)

Description

내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법{STEEL WIRE ROD AND STEEL WIRE FOR SPRING HAVING CORROSION FATIGUE RESISTANCE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 현가 스프링, 토션 바, 스태빌라이저 등에 적용 가능한 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비 향상을 목적으로 자동차용 소재의 경량화가 크게 요구되고 있고, 특히 현가 스프링의 경우 경량화 요구에 대응하기 위해 담금질 뜨임 후의 강도가 1800 MPa 이상이 되는 고강도 소재를 이용한 스프링 설계가 적용되고 있다.
스프링용 강은 열간압연으로 소정의 선재를 제조한 후, 열간성형 스프링의 경우에는 가열한 다음 성형하고 나서 담금질 뜨임 처리를 실시하고, 냉간성형 스프링의 경우는 인발 가공 후 담금질 뜨임 처리를 실시한 다음 스프링으로 성형한다.
일반적으로 소재의 고강도화가 이루어지면 입계취화 등으로 인한 인성 저하와 함께 균열 감수성도 증가하게 된다. 따라서 고강도는 이루었으나 소재의 내부식성이 뒤떨어지게 되면 자동차 현가 스프링과 같이 외부에 노출되어 있는 부품은 도장이 벗겨진 곳에 부식 피트가 형성되어 이 부식 피트를 기점으로 하는 피로 균열의 전파에 의해 부품이 조기 파손될 우려가 있다.
특히 최근에는 겨울철 노면의 동결 방지를 위해 제설제 살포가 많아 현가 스프링의 부식환경은 더욱더 과혹화되고 있기 때문에 고강도이면서도 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강에 대한 요구는 날로 강해지고 있다.
현가 스프링의 부식피로는 노면의 자갈이나 다른 이물질에 의해 스프링 표면의 도장이 벗겨지면 이 부분의 소재가 외부로 노출되어 피팅(pitting) 부식반응이 일어나고, 생성된 부식 피트가 점점 성장하면서 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파되다가 어느 순간 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 수소취성으로 스프링이 절손되는 현상이다.
스프링의 부식피로 저항성을 향상시키는 종래기술로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. 특허문헌 1에서는 Ni 함량을 0.55 중량%로 증가시켜 내부식성을 향상시킴으로써 부식피로수명을 증가시키는 효과를 얻었고, 특허문헌 2에서는 Si 함량을 증가시켜 템퍼링시 석출하는 탄화물을 미세화함으로써 부식피로강도를 향상시켰다. 또한 특허문헌 3에서는 강한 수소 트랩 사이트(trapping site)인 Ti 석출물과 약한 사이트인 (V, Nb, Zr, Hf) 석출물의 적절한 조화로 수소지연파괴 저항성을 향상시킴으로써 스프링 부식피로수명을 향상할 수 있었다.
그러나 Ni은 매우 고가의 원소로서 다량 첨가할 경우 소재 원가 상승이라는 문제를 야기하며, Si은 탈탄을 조장하는 대표적인 원소이기 때문에 첨가량 증가에 상당한 위험성을 야기할 수 있고, Ti, V, Nb 등의 석출물 형성원소들은 소재 응고시 액상으로부터 조대한 탄질화물을 정출시켜 오히려 부식피로수명을 저하시킬 수 있는 위험이 있다.
한편 스프링의 고강도화를 위한 종래기술로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법이 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화하는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소인 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링 열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나 이러한 기술은 원가비용이 상승하는 문제가 있다.
또한 합금성분의 변화 없이 기존의 성분계에서 열처리 조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링 온도가 낮아지면 소재의 단면감소율이 낮아지므로 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기 파단 등의 문제점이 발생한다.
일본 공개특허공보 제2008-190042호 일본 공개특허공보 제2011-074431호 일본 공개특허공보 제2005-023404호
본 발명의 일측면은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 준비하는 단계; 상기 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계; 및 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계; 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 1차 및 2차 냉각된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계; 상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 단계; 상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 단계; 및 상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 확산성 수소량 대비 비확성 수소량을 증가시킴으로써 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 개수와 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명자는 스프링용 강의 내부식성에 미치는 다양한 영향 인자들을 검토함과 동시에, 스프링의 부식피로는 스프링 표면의 도장이 벗겨지면서 부식 피트가 발생하고 이 부식 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파하다가 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 스프링이 절손되는 현상이라는 점에 착안하여 미세조직과 수소 트랩을 위한 VC나 NbC 탄화물 등을 제어함으로써 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강을 제공할 수 있다는 점을 인식하고 본 발명을 제안하게 되었다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.40~0.70%
C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.40% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.70%를 초과하는 경우에는 담금질 뜨임 열처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어질 뿐만 아니라 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 0.70% 하는 것이 바람직하다.
Si: 1.20~2.30%
Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나 상기 Si 함량이 1.20% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.20%로 제한될 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 1.40% 이상으로 함유되는 것이 유리하다. 반면, Si 함량이 2.30% 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.20~2.30%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 0.20~0.80%
Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서 상기 Mn 함량이 0.20% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 0.80%를 초과하는 경우에는 소입성이 과도하게 증가하여 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 MnS 개재물의 생성이 증가하여 오히려 내부식 피로특성이 저하할 우려가 있기 때문에 상기 Mn의 함량은 0.20~0.80%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.20~0.80%
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그러나 Cr 함량이 0.20% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.80%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도 저하로 이어질 수 있다. 따라서 Cr의 첨가량은 0.20~0.80%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 선재 및 강선은 상술한 합금조성 외에 V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
V: 0.01~0.20%
V는 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 탄소(C)나 질소(N)와 탄질화물을 형성하여 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. 따라서 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 과도하게 첨가하면 제조원가가 상승하므로 V 첨가량의 상한은 0.20% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01~0.10%
Nb는 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 주로 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 첨가량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Nb 첨가량이 과잉이 되면 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 첨가량의 상한은 0.10% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
P: 0.015% 이하
P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.015%로 제어하는 것이 바람직하다.
S: 0.015% 이하
S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시킬 뿐만 아니라 MnS를 다량 형성시켜 스프링의 내부식 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에 그 상한을 0.015%로 제어하는 것이 바람직하다.
N: 0.010% 이하
N이 과잉되면 기지내에 고용된 N이 많아져 신선 가공성 및 피로특성, 스프링 성형성 등이 저하된다. 그러나 너무 과도하게 적게 하려면 비용상의 문제가 있기 때문에 N의 상한은 0.010%로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명 합금조성의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만 통상의 철강제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지 않는다.
다만, 본 발명의 선재 및 강선은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있다.
Ti: 0.01~0.15%
Ti는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며 입자 미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. 또한 Ti는 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. Ti 함량이 0.01% 미만인 경우에는 석출강화 및 수소트랩사이트로 작용한 석출물의 빈도수가 작아서 효과적이지 못하며, 0.15%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.
Mo: 0.01~0.40%
Mo은 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 상기의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 Mo 함유량이 과도하면 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생할 가능성이 클 뿐만 아니라 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 Mo 함유량의 상한은 0.40% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
아울러, 본 발명의 선재 및 강선은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있다.
Cu: 0.01~0.40%
구리(Cu)는 내식성을 향상시키고자 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만에서는 상기의 효과를 충분히 기대할 수 없고, 반면 0.40%를 초과하는 경우에는 열간압연 중 취성 저하를 유발하여 균열 발생 등의 문제를 일으키므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 Cu는 0.01~0.40%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni: 0.10~0.60%
니켈(Ni)은 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로서, 이러한 Ni의 함량이 0.10% 미만이면 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하며, 반면 0.60%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인해 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 Ni은 0.10~0.60%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 선재 및 강선은 상기 V 및 Nb가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
수소를 트랩할 수 있는 미세 탄화물로는 각각 V, Nb, Ti, Mo를 주성분으로 하는 VC, NbC, TiC, MoC 탄화물 등이 있는데, 이 중에서 Ti은 TiC를 생성시키기 전에 액상에서부터 TiN을 정출시키기 때문에 만약 이 TiN이 조대화되면 수소 트랩 효과가 떨어질 뿐만 아니라 오히려 스프링의 내부식성에 악영향을 미칠 가능성이 커진다. 따라서 Ti계 탄화물을 수소 트랩의 주요 탄화물로 활용하기에는 큰 위험이 따르게 된다. 또한 Mo계 탄화물은 그 생성온도가 주로 700℃ 이하이기 때문에 선재 제조시 제어하기가 어렵다. 이러한 이유로 스프링용 선재 및 강선에서 수소를 트랩할 수 있는 주된 탄화물은 V이나 Nb을 주성분으로 하는 VC 또는 NbC 탄화물이다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V과 Nb의 함량이 상기 관계식 1을 만족하도록 함으로써 내부식 피로특성을 향상시킬 수 있다.
보다 바람직하게는, 상기 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하는 것이 바람직하다. 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되는 것을 막기 위해서는 미세 탄화물로 수소를 트랩(trap)할 필요가 있고, 이 때 활용될 수 있는 미세 탄화물은 세멘타이트나 TiC, 또는 MoC가 아닌 V이나 Nb을 주성분으로 하는 VC나 NbC 탄화물이다. 그러나 VC 또는 NbC 탄화물이 존재하더라도 일정 개수 이하로 존재하면 강중에 존재하는 수소량 대비 이들 탄화물에 트랩되는 수소량이 적어 수소 트랩 효과가 떨어지게 되므로, 이들 탄화물을 일정 개수 이상으로 존재하도록 하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함함으로써 수소 트랩 효과를 극대화시킬 수 있다.
또한, 강재 내부의 수소는 크게 확산성 수소와 비확산성 수소로 구분할 수 있는데, 확산성 수소는 외부의 응력에 따른 기계적 구동력 또는 화학적인 구동력에 의해 확산하여 수소취성을 유발하는 수소이며, 비확산성 수소는 구동력에 의해서도 확산되지 않는 수소를 의미한다. 이러한 확산성 수소와 비확산성 수소는 열방출 시험(Thermal Desorption Analysis)을 통해 구분할 수 있다. 열방출 시험이란 재료를 승온하면서 재료 내에서 빠져나오는 수소 방출량을 측정하는 것으로서, 일반적으로 300℃까지 방출되는 수소를 확산성 수소라 하고 300℃ 이상의 온도에서 방출되는 수소를 비확산성 수소로 정의한다. 그리고 수소 트랩부에서 활성화에너지 이상의 온도를 받게 되면 특정 온도에서 수소 방출량 피크(peak)가 나타나는데 이를 통해 재료 내의 수소 트랩부를 간접적으로 유추한다. 열방출 시험시 수소 방출 피크가 300℃ 이상에서 나타나는 것은 미세 탄화물에 의해 수소가 트랩되어 재료 내에서 비확산성 수소가 됨을 의미하며, 만약 300℃ 이상에서 피크가 2개 이상인 것은 계면 특성이 서로 다른 탄화물이 2개 이상 존재함을 의미한다. 따라서 강재 내에 수소가 침입하더라도 취성을 유발하는 확산성 수소 대비 미세 탄화물에 트랩되는 비확산성 수소량의 비율이 높을수록 수소취성 저항성이 우수하게 된다.
한편, 본 발명의 선재 및 강선은 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 결정립이 너무 조대해져 인성이 부족해질 우려가 있고 또한 내부식 특성이 저하돼 약간의 부식으로도 스프링이 갑작스럽게 파단될 가능성이 있는 단점이 있다. 본 발명에서는 상기 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 작을수록 유리한 물성 확보에 유리하므로, 그 하한에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
또한, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 것이 바람직하며, 상기 표면 탈탄 깊이가 0.1mm를 초과하는 경우에는 표면부의 경도가 낮아져 스프링의 내부식 피로특성이 저하하게 된다.
한편, 본 발명 선재의 미세조직은 페라이트와 펄라이트 복합조직인 것이 바람직하다. 이와 같이 미세조직을 제어함으로써 열간압연 후 우수한 신선성을 확보하는 효과를 얻을 수 있다. 또한, 상기 페라이트의 분율은 5~35면적%인 것이 바람직하다. 상기 페라이트의 분율이 5면적% 미만인 경우에는 신성성이 저하되는 단점이 있을 수 있으며, 35면적%를 초과할 경우에는 너무 연해져 강선이나 스프링 제품에서 강도가 미달되는 단점이 있을 수 있다.
한편, 본 발명 강선의 미세조직은 면적분율로 10% 이하의 잔류 오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 구성되는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 10면적%를 초과하는 경우에는 강선의 강도가 크게 떨어지고, 스프링이 장착되어 사용되는 도중 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 스프링이 급격히 파단되는 단점이 있을 수 있다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 선재 및 강선은 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상일 수 있으며, 이를 통해, 우수한 내부식 피로특성을 구현할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 상기 빌렛의 가열온도를 900℃ 이상으로 제어하는 것은 주조시 생성됐을 수 있는 조대 탄화물들을 전부 녹여 합금원소가 오스테나이트 내에 균일하게 분포되도록 하기 위해서이다. 다만, 상기 빌렛 가열온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 급격히 조대화되는 문제가 발생할 수 있다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도를 800℃ 이상으로 하는 것은 미세 탄화물의 석출을 촉진시키기 위함이다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만일 경우에는 압연롤의 부하가 커지는 문제가 있을 수 있고, 반면, 1000℃를 초과하는 경우에는 냉각에 소요되는 시간이 길어져 냉각속도를 제어하더라도 탈탄이 심해지는 문제가 발생할 수 있다.
이어서, 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 냉각조건을 제어하는 이유는 페라이트 생성 후 펄라이트 변태가 완료되지 않은 채 베이나이트나 마르텐사이트 같은 경조직이 생성될 수도 있고, 또한 탈탄이 심하게 발생할 수도 있기 때문이다. 만약 냉각시 경조직이 생성되면 이후 적절한 선경의 스프링용 강선을 얻기 위해 선재를 인발 또는 신선하는 과정 중에 소재가 단선되거나 인발 또는 신선이 불가능해지기 때문이다. 또한 탈탄이 심하게 발생하면 표면부의 경도가 낮아져 스프링의 내부식 피로특성이 저하하게 된다.
탈탄이 가장 활발하게 발생하는 온도 구간이 오스테나이트+페라이트 2상역 구간(Ar3~Ar1 온도 구간)이기 때문에 이 온도 영역의 통과시간을 최소한으로 줄이기 위해 상기 권취온도로부터 Ar1-40℃까지의 온도구간을 빠른 냉각속도로 1차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도는 2.0℃/s 이상인 것이 바람직하며, 이를 통해 탈탄 깊이를 줄일 수 있다. 한편, 상기 1차 냉각속도가 10℃/s를 초과하는 경우에는 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경조직이 생성되는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 1차 냉각속도는 2.0~10℃/s의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 1차 냉각 후, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간에서는 비교적 느린 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도는 0.3~1.8℃/s인 것이 바람직하며, 이를 통해 펄라이트 변태에 필요한 충분한 시간을 확보함으로써 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되지 않고 페라이트와 펄라이트로만 이루어진 조직을 얻도록 할 수 있다. 상기 2차 냉각속도가 1.8℃/s를 초과하는 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 경조직이 생성될 수 있으며, 0.3℃/s 미만인 경우에는 냉각에 소요되는 시간이 길어져 탈탄이 심해지는 문제가 발생할 수 있다.
상기한 바와 같은 제조조건을 통해 본 발명이 제공하는 우수한 내부식 피로특성을 갖는 선재를 얻을 수 있으며, 강선을 얻기 위해서는 하기 설명되는 제조조건을 추가로 행하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 얻어지는 선재를 신선하여 강선을 얻은 뒤, 상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 것이 바람직하다. 상기 가열온도가 850℃ 미만인 경우에는 미고용 펄라이트가 잔존하여 강선의 강도가 미달되는 단점이 있을 수 있고, 1000℃를 초과하는 경우에는 강선의 오스테나이트 결정립 크기가 조대화되는 문제가 발생할 수 있다.
한편, 최근에는 스프링용 강선 제조에 유도가열열처리(Induction heat treatment) 설비를 활용하는 경우가 많아지고 있는데, 상기 가열 유지시간이 1초 미만인 경우에는 탄화물, 페라이트 및 펄라이트가 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있다. 반면, 상기 가열 유지시간이 300초를 초과하는 경우에는 탈탄이 심해지거나 오스테나이트 결정립이 조대화되는 단점이 있을 수 있으므로, 상기 가열 유지시간은 1~300초의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 것이 바람직하다. 상기 유냉정지온도가 25℃ 미만인 경우에는 상온보다 더 낮은 온도로 내려야 하므로 추가적으로 냉각능이나 설비를 보완해야 하는 단점이 있을 수 있고, 80℃를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트의 양이 너무 많아져 10면적%를 초과할 수 있는 단점이 있을 수 있다.
이어서, 상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도가 350℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품상태에서 파손될 위험이 있으며 500℃를 초과하는 경우에는 강도가 저하될 위험이 있다. 상기와 같은 조건으로 제조된 스프링용 강선은 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위가 한정되지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 빌렛을 준비한 뒤, 상기 빌렛을 980℃에서 가열하고, 상기 가열된 빌렛을 850℃에서 마무리 압연 및 권취한 뒤, 하기 표 2의 조건으로 냉각하여 선재를 얻었다. 상기 선재에 대하여 미세조직, 탈탄 깊이를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 기재하였다. 또한, 상기와 같이 얻어진 선재에 대하여 신선을 통해 강선으로 제조한 다음, 975℃에서 가열한 후 15분간 유지하고, 70℃의 기름에 담궈 급냉시킨 뒤, 390℃에서 30분 동안 템퍼링하였다. 이와 같이 제조된 강선에 대하여 석출물 분율, 열방출 시험에 의한 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율, 상대적 부식피로수명(비교예 1 대비) 및 인장강도를 측정한 뒤, 하기 표 2에 기재하였다.
V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 단위면적당 개수는 상기 제조된 강선의 횡단면 절단한 다음 레플리카법으로 미세 탄화물을 추출하여 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope)과 에너지분산형 분광분석법(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)을 사용하여 측정하였다.
확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율은 열처리된 스프링용 강선을 Quadruple mass spectrometry 장비로 100℃/hr의 승온속도로 800℃까지 가열하면서 방출되는 수소량을 측정하였다.
부식피로수명은 상기 강선을 염수분무시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고 온도: 25℃, 습도: 50% 분위기에서 4시간 건조하며 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클을 14번 반복한 다음 회전굽힘피로시험을 실시하여 측정하였다. 피로시험 속도는 3,000rpm이었고 시편에 가해진 하중은 인장강도의 40%이었으며, 시편을 각각 10개씩 시험하여 피로수명이 가장 큰 것과 가장 작은 것을 뺀 나머지 8개의 피로수명 평균값을 계산하여 그 시편의 부식피로수명으로 결정하였다.
Figure 112017095948535-pat00001
Figure 112017095948535-pat00002
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 본 발명이 제안하는 미세조직, 표면탈탄 깊이, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율 등을 모두 만족하여 우수한 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 부식피로수명을 가지고 있음을 확인할 수 있다.
그러나, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 5의 경우에는 미세조직 분율이나 표면탈탄 깊이 등의 조건을 만족하지 않을 뿐만 아니라, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율이 3.05 x 104 개/㎟ 이하로 나타났으며, 이에 따라, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 0.38~0.43로서, 발명예 1 내지 5 대비 낮은 수준임을 알 수 있다. 또한, 상대적 부식피로수명은 1.00~1.14 수준으로, 발명예 1 내지 5의 3.45~12.05에 비하여상당히 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6 및 7은 본 발명의 합금조성은 만족하나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우로서, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 본 발명이 제안하는 범위를 초과할 뿐만 아니라, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 경조직이 생성되었고, 탈탄도 많이 일어났으며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 작아 상대적 부식피로수명이 크게 부족함을 알 수 있다.
비교예 8 및 9는 본 발명의 제조조건은 만족하나 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 경우로서, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 본 발명이 제안하는 범위를 초과할 뿐만 아니라, 페라이트 분율도 만족하지 않았으며, 경조직이 생성되ㅇ었, 탈탄도 깊게 일어났음을 확인할 수 있다. 또한, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 분율도 만족하지 않으며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 작아 상대적 부식피로수명이 크게 부족함을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 개수와 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건인 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율이 3.17×104개/㎟ 이상인 경우 우수한 상대적 부식피로수명을 가지고 있음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건인 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 경우 우수한 상대적 부식피로수명을 가지고 있음을 알 수 있다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며,
    상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며,
    표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하이고,
    V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하며,
    확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 페라이트와 펄라이트 복합조직인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 페라이트의 분율은 5~35면적%인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 권취코일을 얻는 단계; 및
    상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃)의 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하여,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하이고, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 선재를 얻는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 빌렛은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 빌렛은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며,
    상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며,
    표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하이고,
    V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하며,
    확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  14. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선의 미세조직은 면적분율로 10% 이하의 잔류 오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 구성되는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  15. 삭제
  16. 삭제
  17. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 권취코일을 얻는 단계;
    상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 1차 및 2차 냉각된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계;
    상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 단계; 및
    상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하여,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하이고, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 강선을 얻는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  18. 청구항 17에 있어서,
    상기 빌렛은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  19. 청구항 17에 있어서,
    상기 빌렛은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.



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