KR102020443B1 - 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법 - Google Patents

저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR102020443B1
KR102020443B1 KR1020170178550A KR20170178550A KR102020443B1 KR 102020443 B1 KR102020443 B1 KR 102020443B1 KR 1020170178550 A KR1020170178550 A KR 1020170178550A KR 20170178550 A KR20170178550 A KR 20170178550A KR 102020443 B1 KR102020443 B1 KR 102020443B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
fatigue strength
steel wire
low temperature
less
temperature fatigue
Prior art date
Application number
KR1020170178550A
Other languages
English (en)
Other versions
KR20190076613A (ko
Inventor
전영수
최명수
김관호
최염호
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020170178550A priority Critical patent/KR102020443B1/ko
Publication of KR20190076613A publication Critical patent/KR20190076613A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102020443B1 publication Critical patent/KR102020443B1/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.70%, 실리콘(Si): 1.0~2.5%, 망간(Mn): 11~25%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 알루미늄(Al): 1.0~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립 내에 1차 및 2차 변형 쌍정이 형성된 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
[관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)

Description

저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법{STEEL WIRE FOR SPRING HAVING EXCELLENT LOW TEMPERATURE FATIGUE STRENGTH AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 환경오염의 주범으로 지목되고 있는 이산화탄소의 배출을 줄이기 위한 노력이 전 세계적인 이슈가 되고 있다. 그 일환으로 자동차의 배기가스를 규제하는 움직임도 활발하며, 이에 대한 대책으로 자동차 메이커들은 연비 향상을 통해, 이 문제를 해결해 나가려고 하고 있다. 일반적으로 연비 향상을 위해서는 자동차의 경량화 및 고성능화가 요구되므로, 이에 따른 자동차용 소재 및 부품의 고강도화 필요성이 증대되고 있다. 반면, 현가용 스프링강의 고강도화는 피로강도 증가를 기대하고 설계되고 있으나, 고강도화에 따라 인성이 저하되는 문제점과 노치 민감도 증가로 인하여, 소재의 고강도화에도 더 이상 피로강도가 증가하지 않고 있다. 특히, 0℃ 이하의 기온에서는 인성이 급격히 저하하는 문제점이 발생하여, 기온이 낮은 솔트 벨트(salt-belt) 지역과 같은 곳에서는 초고강도 현가용 스프링강의 조기 피로절손 문제가 발생하고 있다.
일반적으로 사용되는 현가용 스프링강은 템퍼드 마르텐사이트 조직강으로써, 이는 피로강도비(fatigue ratio = 피로강도÷인장강도)가 높은 장점이 있다. 템퍼드 마르텐사이트 조직강에서 피로강도를 증가시키기 위해서는 소재의 강도를 증가시키는 방법이 일반적이나, 저온에서는 인성이 급격히 저하하는 문제점이 있어, 표면을 기점으로 조기 피로절손을 유발하는 단점이 있다. 이러한 자동차용 현가 스프링강의 주행중 조기 피로절손은, 안전사고 발생과 직결해 있다. 따라서, 자동차 연비효율을 개선하기 위한 현가 스프링강의 고강도화는 안전상의 문제로 인하여 한계점에 도달해 있다.
이에 따라, 저온에서도 피로강도가 우수한 현가용 스프링강의 개발이 필요한 실정이다.
본 발명의 일측면은 저온환경에서도 우수한 피로강도를 갖는 강선 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.70%, 실리콘(Si): 1.0~2.5%, 망간(Mn): 11~25%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 알루미늄(Al): 1.0~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며, 미세조직은 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립 내에 1차 및 2차 변형 쌍정이 형성된 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
[관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.70%, 실리콘(Si): 1.0~2.5%, 망간(Mn): 11~25%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 알루미늄(Al): 1.0~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 23 < C×Mn×Si×Al < 30의 관계를 만족하는 강재를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 상기 선재를 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 선재를 60% 이상의 단면 감소율로 냉간 신선하여 강선을 얻는 단계를 포함하는 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)
본 발명의 일측면에 따르면, 자동차 현가용 스프링강에서 요구되는 저온 피로강도가 우수한 강선을 제공할 수 있다.
이에 따라, 종래 고강도 스프링강이 저온피로강도가 열위하여 적용할 수 없는 영역에 대해 상기 강재를 폭넓게 적용할 수 있는 장점이 있다.
도 1은 발명예의 미세조직을 EBSD로 관찰한 사진이며, (a)는 발명예 1, (b)는 발명예 2의 사진이다.
도 2는 비교예 1의 미세조직을 EBSD로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 강선에 대하여 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대해 설명한다. 하기 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.40~0.70%
탄소는 강도를 확보하기 위한 필수적인 원소로서, 강중에 고용되어 적층결함에너지를 변화시켜 냉간 가공시 변형 모드를 바꾼다. 상기 탄소 함량이 0.40% 미만이면 적층결함 에너지가 너무 낮아 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발하지 않아 목표 강도를 얻기 어렵고, 0.70%를 초과하게 되면 과잉의 탄소 함량에 기인하여 냉각 중 입계 탄화물이 형성되어 입계 취화를 유발하기 때문에 연성과 인성이 급격하게 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 탄소 함량을 0.40~0.70%로 포함하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0~2.5%
실리콘은 첨가시 오스테나이트에 고용되어 강재의 고용 강화 및 변형 쌍정 형성을 통한 가공경화능 향상에 유효한 원소이다. 특히, 실리콘 첨가로 적층결함 에너지가 변화하여 전위 증식 및 변형 쌍정 형성이 활발해질 수 있기 때문에 동일한 신선감면율에서 강도 상승 효과가 상당하다. 상기 실리콘 함량이 1.0% 미만이면, 실리콘 첨가에 의한 효과가 미미하고, 2.5%를 초과하게 되면 강도는 크게 증가하지만, 표면에 탈탄에 의한 엡실론 마르텐사이트(ε-마르텐사이트)가 형성될 수 있어 피로강도가 급격히 감소할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 실리콘 함량을 1.0~2.5%로 포함하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 11~25%
망간은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트상(phase)을 매우 안정하게 하고, 적층결함 에너지를 증가시켜 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 일으킬 수 있는 원소이다. 상기 망간 함량이 11% 미만이면 적층결함 에너지가 낮아 엡실론 마르텐사이트가 생성되어 취성이 발생할 우려가 있고, 25%를 초과하면 경제적으로 불리할 뿐만 아니라 열간 압연을 목적으로 재가열시 내부산화가 심해져 표면 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 11~25%로 포함하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.3~1.0%
크롬은 오스테나이트에 고용되어 오스테나이트상을 안정하게 하고, 적층결함 에너지를 증가시켜 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 일으킬 수 있는 원소이다. 또한, 표면층에서 산화물을 형성하여 표면의 부식속도를 감소시키는 원소로 작용한다. 상기 크롬 함량이 0.3% 미만이면 크롬을 통한 부식속도 감소의 효과가 낮고, 1.0%를 넘으면 공식 부식(pitting corrosion)을 유발시켜 피로절손 기점으로 작용할 수 있는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 크롬의 함량을 0.3~1.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 1.0~2.0%
알루미늄은 적층결함 에너지를 증가시켜 냉간 신선 시에도 전위의 증식과 변형 쌍정의 형성에 기여하는 바가 크다. 알루미늄은 고강도강에서 중요하게 생각되는 수소 지연파괴에 대한 저항성을 크게 높여주는 원소이다. 상기 알루미늄의 함량이 1.0% 미만이면 알루미늄 첨가에 의한 효과를 기대하기 어렵고, 2.0%를 초과하게 되면 제강공정의 연속주조 노즐 막힘 등의 문제점을 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 알루미늄의 함량을 1.0~2.0%로 포함하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.020% 이하
상기 인은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하며, 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
황(S): 0.020% 이하
상기 황은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 저융점 유화물을 형성시켜 열간 압연을 저해하므로, 가능한 포함되지 않는 것이 바람직하다. 이러한 이유로 본 발명에서는 그 상한을 0.020%로 한정한다.
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 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 C, Mn, Si 및 Al은 적층결함 에너지를 증가시키는 역할을 한다. 또한, 상기 적층결함 에너지는 온도가 내려갈수록 감소하게 된다. 본 발명에서는 상기 C, Mn, Si 및 Al을 하기 관계식 1과 같이 제어함으로써 상온(20℃)에서의 적층결함 에너지를 17.5~22.5mJ/㎡ 범위로 조절한다. 본 발명은 이와 같이 하기 관계식 1 및 적층결함 에너지의 제어를 통해 상온에서는 쌍정의 변형기구(TWIP)을 활용하여 고강도 비조질 강선을 제공하고, 저온에서는 변형유기 마르텐사이트 변태(TRIP)의 변형기구를 활용하여 우수한 피로강도를 달성할 수 있다.
[관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)
보다 상세히 설명하면, 본 발명의 강선은 상온에서의 냉간 가공을 통해서 전위 증식 및 변형 쌍정 형성을 활발하게 할 수 있어, 가공 경화율을 크게 증가시키고, 목표로 하는 고강도를 얻을 수 있다. 또한, 본 발명의 강선을 이용하면 저온에서 반복 피로변형을 가할 경우 전위 증식이나 변형 쌍정의 형성 외에 일부 오스테나이트 조직이 마르텐사이트로 변태되도록 할 수 있어, 우수한 피로강도를 확보할 수 있다.
본 발명자들은 상기한 내용에 착안하여 연구와 실험을 거듭한 결과, 상기 탄소, 실리콘, 알루미늄의 관계가 중량% 기준으로 19 < C×Mn×Si×Al < 25를 만족할 때, 저온 피로강도가 우수한 오스테나이트 조직의 강선을 제공할 수 있음을 확인하고 상기 관계식 1을 제시한다. 상기 C×Mn×Si×Al의 값이 19 이하일 경우에는 적층결함 에너지가 너무 낮아서 상온 변형시 쌍정을 충분히 변형기구로 활용하지 못할 뿐만 아니라, 오히려 저온피로강도가 저하될 가능성이 있고, 25 이상일 경우에는 적층결함에너지가 너무 높아 상온 변형시 쌍정에 의한 강도 향상 효과는 확보할 수 있지만, 저온에서의 변형 유기 마르텐사이트 변태에 의한 피로강도 향상 효과를 확보하는 것이 곤란하다.
본 발명 강선의 미세조직은 오스테나이트 단상으로 이루어지는 것이 바람직하다. 다만, 제조 공정상 불가피하게 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물 등의 불순 조직이 형성될 수 있다. 상기 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물이 생성되면 강재에서 취성이 발생할 가능성이 크기 때문에, 가능한 상기 조직은 포함되지 않는 것이 바람직하다. 상기 ε-마르텐사이트 또는 입계 탄화물은 본 발명의 물성을 해하지 않는 범위인 면적분율로 5% 이하로 포함될 수 있다. 즉, 본 발명에서는 상기 오스테나이트 조직의 분율이 95면적% 이상인 것이 바람직하다. 만일, 상기 오스테나이트 조직의 분율이 95면적% 미만일 경우에는 상온에서의 강도 뿐만 아니라 저온에서의 피로 강도 또한 저하될 수 있다. 상기 오스테나이트 조직의 분율은 99% 이상인 것이 보다 바람직하고, 오스테나이트 단상으로 이루어지는 것이 가장 바람직하다.
한편, 상기 오스테나이트 결정립 내에는 1차 및 2차 변형 쌍정(1st and 2nd variant deformation twin)이 형성되는 것이 바람직하다. 본 발명에서의 쌍정은 일정 수준의 응력을 받게 되는 경우 1방향의 응력을 받게 되지만, 이보다 더 많은 변형을 받게 되면 2개의 방향으로 응력을 받게 된다. 즉, 1방향의 응력을 받는 쌍정은 1차 변형 쌍정을 형성시키고, 2방향의 응력을 받는 쌍정은 1차 및 2차 변형 쌍정을 형성시키게 된다. 본 발명에서는 강선에 많은 응력을 부여함으로써 상기 1차 및 2차 변형 쌍정이 모두 형성되도록 하는 것을 특징으로 한다. 만일, 1방향의 1차 변형 쌍정만 형성된 결정립이 존재할 경우에는 목표로 하는 강도를 확보할 수 없고, 저온에서 마르텐사이트 변태에 의한 피로강도 확보를 효과적으로 구현할 수 없다. 강도 확보라 함은 전위의 증식과 쌍정의 형성을 통한 결정립 미세화 효과이다. 저온에서 피로강도 확보라 함은 오스테나이트가 쌍정의 교차점에서 시작하는 마르텐사이트로 변태되도록 하는 것인데, 1차 쌍정만 형성된 경우 마르텐사이트 변태의 핵생성이 부족하여 효과적인 저온 피로강도 확보가 불가능하다.
또한, 상기 오스테나이트의 결정립도는 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 오스테나이트의 결정립도가 20㎛를 초과하면 변형 쌍정의 래쓰(lath)가 두껍고 길게 형성되어, 피로강도 증가효과가 충분하지 않을 수 있다. 한편, 후술하는 본 발명의 제조방법 중 냉간 신선 공정을 하게 되면, 결정립이 길이 방향으로 연신되기는 하지만, 평균적인 결정립도에는 큰 변화가 없다.
본 발명의 강선은 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber texture)를 포함하는 것이 바람직하다. 이것은 냉간 신선시 결정립들이 상기 <111>과 <100> 방향으로 회전하여 변형 쌍정의 생성이 용이해지고, 이들 변형 쌍정의 활발한 형성을 통해 가공경화율이 향상되어 목표 강도에 도달하게 되는 것이다.
본 발명이 제공하는 강선은 인장강도가 1850~2050MPa이고, 20℃에서의 피로강도비(피로강도/인장강도)가 0.40~0.43, -50℃에서의 피로강도비가 0.44~0.47인 저온 피로강도로서 우수한 강도와 저온 피로강도를 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 강선 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 상술한 합금조성을 만족하는 강재를 준비한 뒤, 950~1050℃에서 재가열한다. 상기 재가열 온도가 950℃ 미만이면, 열간압연 중 강재의 온도가 너무 떨어져 표면 결함이 유발될 가능성이 크고, 1050℃를 초과하면 산화층이 두껍게 형성되어 소재의 수율을 열위하게 하기 때문에 재가열 온도는 950~1050℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재를 얻는다. 상기 열간압연시 마무리 열간압연 온도는 750~850℃ 범위로 관리하는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간 압연 온도가 750℃ 미만이면 미재결정된 결정립에 의해 신선가공성이 열위해질 수 있으며, 850℃를 초과하면 결정립이 미세하게 되지 않아서 원하는 기계적 성질을 얻을 수 없기 때문에, 상기 마무리 열간압연 온도는 750~850℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
상기와 같이 얻어진 선재를 1~10℃/s의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각속도가 1℃/s 미만이면 입계 탄화물 형성으로 연성 및 충격 인성이 급격하게 저하될 수 있고, 10℃/s를 초과하게 되면 균일한 미세조직을 확보하기 어렵기 때문에 상기 냉각속도는 1~10℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 냉각개시온도를 특별히 규정하지 않으며, 마무리 열간압연 후 냉각을 개시하는 것이 바람직하고, 냉각종료는 상온에서 이루어지는 것이 바람직하다.
이후, 상기 냉각된 선재를 60% 이상의 단면 감소율로 냉간 신선하여 강선을 얻는다. 상기 냉간 신선은 냉간 신선용 다이스를 이용하는 것이 바람직하다. 상기 단면 감소율이 60% 미만이면 본 발명에서 구현하고자 하는 강도를 확보하는 것이 곤란할 수 있다. 한편, 본 발명에서는 상기 단면 감소율이 높을수록 유리하므로, 상기 단면 감소율의 상한에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 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 1의 합금조성을 갖는 용강을 주조하여 강재를 얻은 후, 상기 강재를 1000℃로 재가열한 후 800℃에서 최종 선재 압연을 행하고, 5℃/s의 냉각속도로 냉각하여 직경 20㎜의 선재를 제조하였다. 이 냉각된 선재를 선반가공하여 직경이 18mm인 환봉으로 제작하였으며, 이 환봉을 하기 표 2의 단면 감소율로 드로우벤치(draw-bench) 신선작업을 실시하여 직경이 11.3mm인 강선을 제조하였다. 다만, 비교예 1, 5, 7의 경우에는 신선한계량이 낮아 신선한계량까지만 단면 감소율을 적용하여 신선작업을 실시하였다. 이와 같이 제조된 강선에 대하여 XRD를 이용하여 1차 및 2차 변형 쌍정의 형성 유무를 측정하고, 더하여, 오스테나이트의 분율 및 결정립도, 인장강도, 상온 피로강도비 및 -50℃ 피로강도비를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구분 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Al P S 관계식
발명예1 0.65 1.6 15 0.4 1.5 0.01 0.005 23.4
발명예2 0.6 1.8 15 0.4 1.5 0.01 0.004 24.3
발명예3 0.6 1.4 16 0.4 1.5 0.01 0.005 20.16
발명예4 0.55 1.5 17 0.6 1.4 0.01 0.005 19.635
발명예5 0.45 1.8 18 0.45 1.5 0.01 0.005 21.87
발명예6 0.45 1.5 20 0.45 1.6 0.01 0.005 21.6
발명예7 0.5 1.5 20 0.4 1.5 0.01 0.005 22.5
비교예1 0.6 1.5 15 0.4 0.85 0.01 0.005 11.475
비교예2 0.5 1.1 24 0.5 2 0.01 0.005 26.4
비교예3 0.6 1.2 21 0.4 1.2 0.01 0.005 18.144
비교예4 0.55 1.5 23 0.4 1.5 0.01 0.005 28.4625
비교예5 0.38 1.2 20 0.4 1.2 0.01 0.005 10.944
비교예6 0.5 0.9 16 0.4 1.5 0.01 0.005 10.8
비교예7 0.72 1.2 25 0.4 1.2 0.01 0.005 25.92
[관계식] C×Mn×Si×Al
구분 신선
한계량
(%)		 변형
쌍정		 오스테
나이트
분율
(면적%)		 오스테
나이트
결정립도
(㎛)		 적층
결함
에너지
(J, @20℃)		 인장
강도
(MPa)		 피로
강도비
(@20℃)		 피로
강도비
(@-50℃)
발명예1 <60 1, 2차 100 16.5 21.7 1912 0.41 0.44
발명예2 <60 1, 2차 100 16.4 20.1 1925 0.41 0.44
발명예3 <60 1, 2차 100 14.5 21.2 1920 0.42 0.44
발명예4 <60 1, 2차 100 18.2 18.8 1901 0.42 0.45
발명예5 <60 1, 2차 100 18.8 17.6 1875 0.4 0.46
발명예6 <60 1, 2차 100 19.2 21.6 1866 0.4 0.45
발명예7 <60 1, 2차 100 18.4 22.3 1921 0.41 0.44
비교예1 48 1차 92 18.2 14.0 1755 0.41 0.4
비교예2 <60 1, 2차 100 19.5 35.2 1886 0.42 0.39
비교예3 <60 1, 2차 100 18.3 24.5 1945 0.39 0.42
비교예4 <60 1차 100 18.4 30.0 1922 0.43 0.42
비교예5 54 1차 91 21.2 15.4 1689 0.39 0.43
비교예6 <60 1, 2차 100 19.5 16.8 1842 0.4 0.4
비교예7 53 1차 99 16.2 37.2 1845 0.42 0.38
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식과 미세조직 조건을 만족하면서 오스테나이트 결정립 내에 1차 및 2차 변형 쌍정이 형성됨에 따라, 인장강도가 1850~2050MPa이고, 상온 20℃에서의 피로강도비가 0.40~0.43, -50℃에서의 피로강도비가 0.44~0.47로서 우수한 강도와 저온 피로강도를 확보하고 있음을 알 수 있다.
비교예 1은 본 발명이 제안하는 Al 함량 보다 낮고, 관계식이 19 미만인 경우로서, 신선한계량이 낮아 인장강도가 낮을 뿐만 아니라, 저온 피로강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 2의 경우에는 본 발명이 제안하는 관계식이 25를 초과함에 따라 적층 결함에너지가 높아져, 이로 인해 -50℃에서 ε-마르텐사이트로의 유기변태를 활용하지 못하여 저온 피로강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 3은 신선한계량이 60%을 만족하여 인장강도가 높기는 하나, 본 발명이 제안하는 관계식이 19 미만인 경우로서, 상온 변형시 쌍정을 충분히 변형기구로 활용하지 못하여 상온 피로강도 뿐만 아니라 저온피로강도도 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 4는 본 발명이 제안하는 관계식이 25를 초과함에 따라 적층 결함에너지가 높아져, 이로 인해 -50℃에서 ε-마르텐사이트로의 유기변태를 활용하지 못하여 저온 피로강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 5의 경우에는 C의 함량이 낮고, 본 발명이 제안하는 관계식이 19 미만이어서 저온 피로강도가 낮은 수준임을 알 수 있다. 또한, 신선한계량이 낮아 충분한 인장강도를 확보하고 있지 못함을 알 수 있다.
비교예 6의 경우에는 Si 함량이 낮고, 본 발명이 제안하는 관계식이 19 미만이어서 인장강도와 저온 피로강도가 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 7의 경우에는 C의 함량이 높고, 본 발명이 제안하는 관계식이 25를 초과함에 따라 신선한계량이 낮아 충분한 인장강도를 확보하고 있지 못하고 있을 뿐만 아니라, 저온 피로강도도 낮은 수준임을 알 수 있다.
도 1은 발명예의 미세조직을 EBSD로 관찰한 사진이며, (a)는 발명예 1, (b)는 발명예 2의 사진이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우에는 1차 및 2차 변형 쌍정이 형성되어 있음을 확인할 수 있다.
도 2는 비교예 1의 미세조직을 EBSD로 관찰한 사진이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 비교예 1의 경우에는 결정립 중 일부 즉, 원으로 표시된 부분의 결정립과 같이 1차 변형 쌍정만 형성되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.70%, 실리콘(Si): 1.0~2.5%, 망간(Mn): 11~25%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 알루미늄(Al): 1.0~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Mn, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직은 95면적% 이상의 오스테나이트를 포함하고, 상기 오스테나이트 결정립 내에 1차 및 2차 변형 쌍정이 형성되며,
    20℃에서의 적층결함에너지가 17.5~22.5mJ/㎡인 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선.
    [관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 오스테나이트의 결정립도는 20㎛ 이하인 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 강선은 <111>과 <100> 섬유 집합조직(fiber texture)를 포함하는 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선.
  4. 삭제
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강선은 인장강도가 1850~2050MPa이고, 20℃에서의 피로강도비가 0.40~0.43, -50℃에서의 피로강도비가 0.44~0.47인 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.40~0.70%, 실리콘(Si): 1.0~2.5%, 망간(Mn): 11~25%, 크롬(Cr): 0.3~1.0%, 알루미늄(Al): 1.0~2.0%, 인(P): 0.020% 이하, 황(S): 0.020% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 23 < C×Mn×Si×Al < 30의 관계를 만족하는 강재를 950~1050℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 열간압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 선재를 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 선재를 60% 이상의 단면 감소율로 냉간 신선하여 강선을 얻는 단계를 포함하는 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
    [관계식 1] 19 < C×Mn×Si×Al < 25 (단, 상기 C, Mn, Si 및 Al은 중량%임.)
  7. 삭제
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 열간압연은 750~850℃에서 행하여지는 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  9. 청구항 6에 있어서,
    상기 냉각은 1~10℃/s의 냉각속도로 행하여지는 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
KR1020170178550A 2017-12-22 2017-12-22 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법 KR102020443B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170178550A KR102020443B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170178550A KR102020443B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20190076613A KR20190076613A (ko) 2019-07-02
KR102020443B1 true KR102020443B1 (ko) 2019-09-10

Family

ID=67258557

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020170178550A KR102020443B1 (ko) 2017-12-22 2017-12-22 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102020443B1 (ko)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20230349031A1 (en) * 2022-04-29 2023-11-02 United States Steel Corporation Low ni-containing steel alloys with hydrogen degradation resistance

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100985286B1 (ko) * 2007-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
KR101280500B1 (ko) * 2010-11-22 2013-07-01 포항공과대학교 산학협력단 수소지연파괴 저항성이 우수한 고강도 고망간 강선재 및 그 제조방법
KR101449111B1 (ko) * 2012-08-09 2014-10-08 주식회사 포스코 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법
US20140261918A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Exxonmobil Research And Engineering Company Enhanced wear resistant steel and methods of making the same

Also Published As

Publication number Publication date
KR20190076613A (ko) 2019-07-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5457840B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
WO2012036308A1 (ja) 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101714916B1 (ko) 냉간단조성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR20120074798A (ko) 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR102178711B1 (ko) 강도 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20170056059A (ko) 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
JP2013181208A (ja) 伸びと穴拡げ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101299896B1 (ko) 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
KR101449111B1 (ko) 강도와 연성이 우수한 강선재 및 그 제조방법
KR102042062B1 (ko) 냉간압조용 선재 및 이의 제조방법
KR20150074943A (ko) 전단변형부 성형이방성 및 내피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101758491B1 (ko) 강도 및 냉간가공성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
KR102020443B1 (ko) 저온 피로강도가 우수한 스프링용 강선 및 그 제조방법
KR101714903B1 (ko) 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
JP4205893B2 (ja) プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101977467B1 (ko) 강도 및 냉간가공성이 우수한 중탄소 선재 및 이의 제조방법
KR101726081B1 (ko) 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR102175586B1 (ko) 신선가공성 및 충격인성이 우수한 비조질 선재 및 그 제조방법
US11186892B2 (en) Hot rolled steel sheet having excellent strength and elongation
KR101736602B1 (ko) 충격인성이 우수한 선재 및 이의 제조방법
KR20200075959A (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR100435467B1 (ko) 연속소둔에 의한 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법
KR101372651B1 (ko) 저온인성이 우수한 고강도 강선용 선재, 강선 및 그 제조방법
EP3556886B1 (en) Wire rod with excellent strength and ductility and manufacturing method therefor
KR20130093743A (ko) 고항복비를 갖는 고강도 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant