KR102087525B1 - 현가 스프링용 강 및 그의 제조 방법 - Google Patents

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히로츠구 미야모토
겐고 이와나가
츠카사 오카무라
후미아키 후지와라
유키오 에바나
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닛폰세이테츠 가부시키가이샤
고오슈우하네쓰렌 가부시기가이샤
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Abstract

고가의 합금 원소의 첨가를 억제하고 또는 요하지 않고, 큰 인장 강도를 갖고 또한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성이 우수한 현가 스프링용 강을 제공한다. 질량％로, C : 0.40 내지 0.70％, Si : 0.80 내지 2.20％, Mn : 0.05 내지 1.50％, Cr : 0.05 내지 1.00％를 함유하고, P : 0.020％ 이하, S : 0.020％ 이하로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 면적률로 금속 조직의 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트이고, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 범위에서, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 상기 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비가 1.5 이상이고, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 3.0 이상인 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.

Description

현가 스프링용 강 및 그의 제조 방법
본 개시는, 자동차 등의 현가 스프링에 사용되는 스프링용 강, 바람직하게는 1800㎫ 이상의 인장 강도를 갖는 고강도 현가 스프링용 강, 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.
스프링은, 통상 열간 압연 후의 선재를 소정의 선 직경으로 인발 가공하고, ?칭 처리, 템퍼링 처리를 실시하여 냉간으로 성형하는 냉간 스프링 가공법이나, 또는 인발 가공의 선재를 열간으로 성형하고, ?칭 처리, 템퍼링 처리를 행한다는 방법에 의해 제조된다. 근년, 환경 문제에 대응하기 위해, 자동차에는 한층 더한 경량화ㆍ저연비화가 요구되고 있고, 인장 강도가 1800㎫ 이상인 고강도 스프링의 개발이 진행되고 있다.
냉간 스프링 가공법은, 스프링 형상의 설계의 자유도가 높고, 정밀도도 높기 때문에, 특히 고강도 스프링에 적합한 스프링 가공법이다. 이 가공법에서는, 소재인 스프링용 강에, 강도와 냉간 가공성의 양립이 요구된다. 가공성의 지표는, 인장 시험 시의 파단 개소의 단면 감소율인 드로잉값 등이며, C양과 중심 편석의 관계를 적정하게 하여, 냉간 가공성을 높인 스프링용 선재가 제안되어 있다(특허문헌 1). 또한, 열간 가공 후의 선재를 그대로 ?칭, 템퍼링을 실시하여 결정립을 미세화함으로써, 강도 및 피로 특성을 향상시키는 방법도 제안되어 있다(특허문헌 2).
또한, 일반적으로, 스프링을 고강도화하면, 부식 환경에 있어서 강재 중에 침입하는 수소에 대한 감수성이나 부식 피트 등의 결함에의 감수성이 높아져, 지연 파괴에 의한 절손이 우려된다. 내지연 파괴 특성은, 시험편에 일정 하중을 재하하여 파단되지 않는 상한의 확산성 수소량(한계 확산성 수소량)에 의해 평가된다. 내지연 파괴 특성의 향상에는, 내부식 특성을 향상시키는 Ni나 Cu, 수소의 트랩 사이트가 되는 석출물을 형성하는 V나 Mo 등, 합금 원소의 첨가가 유효하다(특허문헌 3).
그러나, 합금 원소를 첨가하면 비용이 높아지기 때문에, 표층의 구오스테나이트 결정립을 압연 방향으로 신장시킴으로써 한계 확산성 수소량을 증가시켜, 내지연 파괴 특성이나 내수소 피로 특성을 향상시킨 스프링용 강(특허문헌 4)이나, 표층에서의 구오스테나이트 결정립의 신장화와 내부에서의 구오스테나이트 입경의 미세화를 조합하여 내지연 파괴 특성의 개선을 도모한 스프링용 강(특허문헌 5)이 제안되어 있다.
일본 특허 공개 평09-310151호 공보 일본 특허 공개 평06-346146호 공보 일본 특허 공개 제2002-115023호 공보 일본 특허 공개 제2002-097551호 공보 일본 특허 공개 제2014-043612호 공보
그러나, 특허문헌 1 및 2에 기재된 기술은, 냉간 가공성의 향상에는 유효하지만, 내지연 파괴 특성의 향상에는 기여하지 않는다는 문제가 있다. 또한, 특허문헌 3, 특허문헌 4 및 특허문헌 5에 기재된 기술은, 내지연 파괴 특성의 향상에는 유효하지만 냉간 가공성은 향상시키지 않기 때문에, 향후의 스프링강의 한층 더한 고강도화에 의해, 스프링 성형이 곤란해진다는 문제가 있다.
따라서, 고가의 합금 원소의 첨가를 억제하고 또는 요하지 않고, 1800㎫ 이상의 인장 강도를 갖고 또한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성이 우수한 현가 스프링용 강 및 그의 제조 방법이 요망되고 있다.
본 발명자들은, 마르텐사이트 조직의 결정 방위를 제어하여, 스프링용 강의 압연 방향에 대하여 <011> 방위가 우선적으로 나타나고 <111> 방위가 억제되면, 동일 강도에 있어서의 드로잉값이 향상되는 것을 알아냈다. 그리고, 구오스테나이트 결정립의 신장화에 더하여, 마르텐사이트 조직의 결정 방위의 제어를 행함으로써, 내지연 파괴 특성과 냉간 가공성의 양립이 가능하다는 지견을 얻었다. 또한, 이와 같은 결정 방위를 안정적으로 얻는 데 필요한 열간 압연 조건을 조사한 결과, 안정적으로 구오스테나이트 결정립을 신장화시키고, 또한, 압연 방향에 대하여 마르텐사이트 조직의 <011> 방위를 집합시켜 <111> 방위를 억제시키는 것에 성공하였다.
본 개시의 현가 스프링용 강 및 그의 제조 방법은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것이며, 그의 요지는 이하와 같다.
(1) 질량％로,
C : 0.40 내지 0.70％,
Si : 0.80 내지 2.20％,
Mn : 0.05 내지 1.50％,
Cr : 0.05 내지 1.00％
를 함유하고,
P : 0.020％ 이하,
S : 0.020％ 이하
로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 면적률로 금속 조직의 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트이고,
압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 범위에서, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 상기 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비가 1.5 이상이고, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 3.0 이상인 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
(2) 또한, 질량％로,
Mo : 0.50％ 이하,
V : 0.50％ 이하,
Ni : 1.00％ 이하,
Cu : 0.50％ 이하,
B : 0.0050％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 현가 스프링용 강.
(3) 또한, 질량％로,
Al : 0.500％ 이하,
Ti : 0.200％ 이하,
Nb : 0.100％ 이하
중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 현가 스프링용 강.
(4) 인장 강도가 1800㎫ 이상, 드로잉값이 40％ 이상이고, 환봉 직경의 10％ 깊이까지 60° 원환 노치를 형성한 시험편에 인장 강도의 30％의 시험 하중을 부하하여 측정한 한계 확산성 수소량이 0.30ppm 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 현가 스프링용 강.
(5) 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 하나에 기재된 현가 스프링용 강을 제조하는 방법이며,
상기 (1) 내지 (3) 중 어느 하나에 기재된 강 성분을 갖는 선재에, 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역에서 15％ 이상 30％ 미만의 감면율을 부여하고, 계속해서, 950℃ 미만 750℃ 이상의 온도 영역에서 20％ 이상의 감면율 및 상기 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역의 감면율과의 누적으로 40％ 이상의 감면율을 부여하도록 열간 압연을 실시하는 것,
상기 열간 압연한 강선을 ?칭하여, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서 면적률로 금속 조직의 90％ 이상을 마르텐사이트로 하는 것, 및
상기 ?칭한 강선에 템퍼링 처리를 행하는 것을 포함하고,
상기 열간 압연의 종료로부터 상기 ?칭의 개시까지의 시간이 3초 이내인 현가 스프링용 강의 제조 방법.
본 개시에 따르면, 고가의 합금 원소의 첨가를 억제하고 또는 요하지 않고, 큰 인장 강도를 갖고, 고강도 현가 스프링용 강이어도, 냉간 가공성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 현가 스프링용 강을 얻을 수 있다.
도 1은 지연 파괴 시험용의 시험편의 일례를 설명하는 도면이다.
구오스테나이트 금속 조직은, ?칭에 의해 마르텐사이트 변태하기 전의 조직이며, 열간 가공 후에 급냉하면, 특히 표면의 구오스테나이트 결정립은 압연 방향으로 신장한 형상으로 되어, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향은, 스프링용 강의 압연 방향과 실질적으로 일치하고, 예를 들어 상기 장축 방향과 압연 방향의 어긋남은 15° 이하이다. 지연 파괴는, 강재의 표면으로부터 균열이 발생하고, 구오스테나이트 결정립의 입계를 따라서 진전하므로, 표층의 구오스테나이트 결정립이 압연 방향으로 신장하고 있으면, 선재의 직경 방향이나 판재의 두께 방향으로의 균열의 진전이 억제된다. 압연 후의 구오스테나이트 결정립의 장축 방향은, 스프링용 강의 압연 방향과 실질적으로 일치하고, 상기 장축 방향에 직교하는 방향은, 상기 압연 방향에 직교하는 방향에 실질적으로 일치하기 때문에, 표층의 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 상기 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비(애스펙트비)가 크면, 내지연 파괴 특성은 향상된다.
한편, 강의 소성 변형에 집합 조직이 영향을 미치는 것은, 특히 박강판 등에서 알려져 있다. 따라서, 본 발명자들은, 냉간 스프링 가공법에서, 냉간 가공성을 향상시키기 위해 요구되는 드로잉과 집합 조직의 관계에 대하여 검토를 행하였다. 그 결과, 드로잉을 향상시키는 방법으로서, 강재 표층부의 마르텐사이트 조직에 있어서, 압연 방향에 대하여 마르텐사이트 조직의 <011> 방위를 집적시키고, <111> 방위를 억제하는 것이 유효하다는 지견을 얻었다. 또한, 지연 파괴의 기점이 되는 강재 표층부에서 구오스테나이트의 애스펙트비를 크게 해도, 드로잉이나 인장 강도에 영향을 미치는 구오스테나이트 결정립 내부의 집합 조직 형태에는 영향을 미치지 않는다는 지견을 얻었다.
강재 표층부에 있어서, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 증대시키고, 동시에 마르텐사이트 집합 조직을 적절하게 제어하기 위해서는, 열간 압연 조건을 최적화할 필요가 있다. 즉, 열간 압연 공정에서, 1150 내지 950℃의 온도 영역에서 15％ 이상 30％ 미만의 감면율을 부여하고, 계속해서 950 내지 750℃의 온도 영역에서 20％ 이상의 감면율 및 1150 내지 950℃의 온도 영역에서의 감면율과의 누적으로 40％ 이상의 감면율을 부여한 후, ?칭하여 금속 조직의 90％ 이상을 마르텐사이트로 하면, 스프링용 강의 직경 또는 두께를 D로 한 경우, 표층으로부터 0.1D의 범위(표면으로부터 직경 또는 두께의 10％)에서, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비, 즉 애스펙트비가 1.5 이상이 된다. 또한 상기 압연 조건에서는, 압연 방향에 대하여 마르텐사이트 조직의 <011> 방위가 집합되어, <111> 방위가 억제된다.
이와 같이 하여, 스프링용 강의 표층부의 구오스테나이트 결정립의 형상과, 스프링용 강의 내부 집합 조직의 최적화를 양립시킬 수 있다. 그 후, 템퍼링 처리를 행함으로써, 인장 강도가 1800㎫ 이상, 드로잉값이 40％ 이상이고, 한계 확산성 수소량이 0.30ppm 이상인 스프링강을 얻을 수 있다.
본 개시의 현가 스프링용 강의 화학 성분에 대하여 설명한다. 이하의 조성의 설명에 있어서, 퍼센트 표시는 현가 스프링용 강의 전체 질량을 기준으로 하는 질량％이다.
[C : 0.40 내지 0.70％]
C는 ?칭 처리 및 템퍼링 처리에 의해, 현가 스프링용 강의 강도를 상승시키기 위해 필요한 원소이다. 현가 스프링용 강의 강도를 확보하기 위해, C양은 0.40％ 이상으로 할 필요가 있다. C양은 바람직하게는 0.45％ 이상, 보다 바람직하게는 0.48％ 이상이다. 한편, 현가 스프링용 강의 인성을 확보하기 위해, C양의 상한은 0.70％일 필요가 있다. C양은 바람직하게는 0.65％ 이하, 보다 바람직하게는 0.60％ 이하이다.
[Si : 0.80 내지 2.20％]
Si는 현가 스프링용 강의 인장 강도를 상승시킴과 함께, 특히 탄성 한계를 상승시켜, 현가 스프링의 사용 중의 형상 변화인 피로 변형에 대한 내성을 향상시키는 매우 중요한 원소이다. 이와 같은 효과를 얻기 위해, Si양을 0.80％ 이상으로 한다. 또한, Si 첨가는 템퍼링 연화 저항을 높이기 위해, 특히 인장 강도 향상의 관점에서, Si양은 바람직하게는 1.20％ 이상이다. 한편, 강재의 취화를 억제하기 위해, Si양의 상한을 2.20％로 한다. 제강ㆍ압연 공정에서의 제조성 향상의 관점에서, Si양은 바람직하게는 2.00％ 이하이다.
[Mn : 0.05 내지 1.50％]
Mn은 현가 스프링용 강의 탈황에 필요한 원소이며, Mn양은 0.05％ 이상이다. 또한, Mn은 ?칭 시의 ?칭성 향상에 유효한 원소이며, 이 효과를 얻는 관점에서, Mn양은 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 한편, 성분 편석을 억제하여 오스테나이트 온도 영역에서의 입계의 취화를 방지하는 관점에서, Mn양의 상한은 1.50％이다.
[Cr : 0.05 내지 1.00％]
Cr은 현가 스프링용 강의 인장 강도 상승 및 ?칭성 향상에 유효한 원소이며, 이들 효과를 얻기 위해, Cr양을 0.05％ 이상으로 한다. 또한, 템퍼링 연화 저항을 높이는 관점에서, Cr양은 바람직하게는 0.15％ 이상이다. 한편, 오스테나이트 온도 영역에의 가열 시에 미용해 탄화물의 잔존을 억제하여 성분의 불균일이나 파괴 기점이 되는 조대 탄화물의 생성을 방지하는 관점에서, Cr양의 상한은 1.00％이다.
[P : 0.020％ 이하]
P는 불순물이며, 강재의 취화를 억제하기 위해, P양을 0.020％ 이하로 제한한다.
[S : 0.020％ 이하]
S는 불순물이며, 강재의 취화를 억제하기 위해, S양을 0.020％ 이하로 제한한다.
또한, ?칭성의 향상, 석출 강화에 의한 강도 상승, 탈산에 의한 개재물 제어 등의 목적으로, 현가 스프링용 강에는, 필요에 따라서, Mo, V, Ni, Cu, Al, Ti, Nb 및 B 중 1종 또는 2종 이상을 첨가할 수 있다.
[Mo : 0.50％ 이하]
Mo는 미량의 첨가로 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.05％ 이상의 Mo를 함유하는 것이 바람직하다. Mo는 탄화물의 석출 강화에 의한 현가 스프링용 강의 강도 상승에도 유효한 원소이며, 이 효과를 얻는 관점에서, 현가 스프링용 강은 0.10％ 이상의 Mo양을 함유하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Mo를 과잉으로 첨가하면 오스테나이트 온도 영역 가열 시에 미용해 탄화물이 증가되어 강재의 ?칭성의 저하를 초래하기 때문에, Mo양은 바람직하게는 0.50％ 이하이다. Mo는 고가의 합금 원소이기 때문에, Mo양은, 비용의 관점에서, 보다 바람직하게는 0.45％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.20％ 이하, 보다 더 바람직하게는 포함되지 않는다. 본 개시의 현가 스프링용 강은, Mo를 포함하지 않거나 극미량으로 포함하는 경우에도, 큰 인장 강도와 우수한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성을 가질 수 있다. Mo를 더 함유시키면, 본 개시의 현가 스프링용 강은 보다 양호한 특성을 얻을 수 있다.
[V : 0.50％ 이하]
V는 미량의 첨가로 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.03％ 이상의 V를 함유하는 것이 바람직하다. V는 탄화물의 석출 강화에 의한 현가 스프링용 강의 강도 상승에도 유효한 원소이며, 이 효과를 얻는 관점에서, 현가 스프링용 강은 0.10％ 이상의 V를 함유하는 것이 보다 바람직하다. 한편, V를 과잉으로 첨가하면 오스테나이트 온도 영역 가열 시에 미용해 탄화물이 증가되어 강재의 ?칭성의 저하를 초래하기 때문에, V양은 바람직하게는 0.50％ 이하이다. V는 고가의 합금 원소이기 때문에, 비용의 관점에서, V양은 보다 바람직하게는 0.25％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.10％ 이하, 보다 더 바람직하게는 포함되지 않는다. 본 개시의 현가 스프링용 강은, V를 포함하지 않거나 극미량으로 포함하는 경우에도, 큰 인장 강도와 우수한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성을 가질 수 있다. V를 더 함유시키면, 본 개시의 현가 스프링용 강은 보다 양호한 특성을 얻을 수 있다.
[Ni : 1.00％ 이하]
Ni는 현가 스프링용 강의 인성 및 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.10％ 이상의 Ni를 함유하는 것이 바람직하다. Ni는 내식성의 향상에도 유효한 원소이며, 이 효과를 얻는 관점에서, 현가 스프링용 강은 0.15％ 이상의 Ni를 함유하는 것이 보다 바람직하다. 한편, 상기 효과는 미량의 Ni 첨가로 얻어지며 과잉으로 첨가해도 상기 효과의 증가는 기대할 수 없기 때문에, Ni양은 바람직하게는 1.00％ 이하이다. Ni는 고가의 합금 원소이기 때문에, 비용의 관점에서, Ni양은 보다 바람직하게는 0.60％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하, 보다 더 바람직하게는 포함되지 않는다. 본 개시의 현가 스프링용 강은, Ni를 포함하지 않거나 극미량으로 포함하는 경우에도, 큰 인장 강도와 우수한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성을 가질 수 있다. Ni를 더 함유시키면, 본 개시의 현가 스프링용 강은 보다 양호한 특성을 얻을 수 있다.
[Cu : 0.50％ 이하]
Cu는 현가 스프링용 강의 ?칭성의 향상에 기여하는 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.05％ 이상의 Cu를 함유하는 것이 바람직하다. Cu는 내식성의 향상에도 유효한 원소이며, 이 효과를 얻는 관점에서, 현가 스프링용 강은 0.10％ 이상의 Cu를 함유하는 것이 보다 바람직하다. 한편, Cu를 과잉으로 첨가하면 오스테나이트 영역에서의 압연 균열의 원인이 될 수 있기 때문에, Cu양은 바람직하게는 0.50％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.30％ 이하이다.
[B : 0.0050％ 이하]
B는 ?칭성을 향상시킴과 함께, 입계를 청정화하여 인성을 향상시키는 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.0010％ 이상의 B를 함유하는 것이 바람직하다. 단, B를 과잉으로 첨가하면 강재의 열간 연성을 저하시켜 제조성을 악화시키기 때문에, B양은 바람직하게는 0.0050％ 이하이다.
[Al : 0.500％ 이하]
Al은 탈산 원소이며, 현가 스프링용 강의 고청정도화를 위해, 현가 스프링용 강은 0.003％ 이상의 Al을 함유하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 AlN 등의 석출 입자에 의해 열처리 중인 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 데 유효한 원소이기도 하며, 이 효과를 얻는 관점에서, Al양은 보다 바람직하게는 0.020％ 이상이다. 한편, Al양이 너무 많으면, 파괴 기점이 되는 조대한 개재물을 생성하기 쉬워지기 때문에, Al양은 바람직하게는 0.500％ 이하이다. 단, 본 개시의 현가 스프링용 강은, Al을 포함하지 않거나 0.001％ 이하의 불가피 불순물 레벨의 극미량으로 포함하는 경우에도, 큰 인장 강도와 우수한 내지연 파괴 특성 및 냉간 가공성을 가질 수 있다. 현가 스프링용 강이 0.001％ 이하의 Al을 포함하였다고 해도, 0.001％ 이하의 불가피 불순물 레벨에서는, 탈산 원소로서의 효과는 실질적으로 얻어지지 않고, 현가 스프링용 강은 Al을 포함하지 않는 경우와 동량의 산소를 함유한다.
[Ti : 0.200％ 이하]
Ti는 TiN 등의 석출 입자에 의해 열처리 중인 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 데 유효한 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.002％ 이상의 Ti를 함유하는 것이 바람직하다. 또한, B 첨가의 효과를 얻을 목적 등으로 고용 N양을 저하시키는 관점에서, Ti양은 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면 강재를 취화시키기 때문에, Ti양은 바람직하게는 0.200％ 이하이다.
[Nb : 0.100％ 이하]
Nb는 NbN 등의 석출 입자에 의해 열처리 중의 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 데 유효한 원소이며, 현가 스프링용 강은 0.002％ 이상의 Nb를 함유하는 것이 바람직하다. 또한, B 첨가의 효과를 얻을 목적 등으로 고용 N양을 저하시키는 관점에서, Nb양은 보다 바람직하게는 0.010％ 이상이다. 단, 과잉으로 첨가하면 강재를 취화시키기 때문에, Nb양은 바람직하게는 0.100％ 이하이다.
다음에, 본 개시의 현가 스프링용 강의 금속 조직에 대하여 설명한다.
현가 스프링은 높은 하중을 받고, 또한 변형되어도 원래의 형상으로 복원되는 것이 요구된다. 이와 같은 특성을 만족시키기 위해, 현가 스프링에서는 주된 조직을 고인장 강도의 템퍼링 마르텐사이트 조직으로 할 필요가 있다. 따라서, 현가 스프링용 강에 ?칭 및 템퍼링을 실시하였을 때에는, 현가 스프링용 강에 차지하는 비율이 최대인 상이 템퍼링 마르텐사이트가 되는 것이 필요하다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율은 90％ 이상이다. 잔부는 잔류 오스테나이트인 것이 바람직하다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적 분율은, 강재의 L 단면을 경면 연마한 후에 3％ 나이탈(3％ 질산-에탄올 용액)로 부식하고, 광학 현미경으로 표층부, 반경의 1/2 위치 또는 두께의 1/4 위치, 중심부의 3시야에서 마이크로 조직을 관찰하여, 평균의 마르텐사이트 조직의 면적률로부터 평가한다. L 단면이란, 압연 방향에 평행으로 강재의 중심축이 통과하도록 절단한 면을 말한다.
현가 스프링용 강의 인장 강도는, 바람직하게는 1900㎫ 이상, 보다 바람직하게는 1950㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 2000㎫ 이상이다.
지연 파괴는, 응력이 부가된 상태에서 강재 중에 수소가 침입하였을 때에, 강재의 표층에서 발생한 균열이 내부로 진전함으로써 강재가 파괴되는 현상이며, 균열의 진전 경로는 구오스테나이트 입계이다. 환봉 강재를 압연 방향에 평행으로 절단한 L 단면에 대하여, 표층부의 구오스테나이트 결정립의 형상, 특히 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비(애스펙트비=직축 방향 길이/장축 방향과 직교하는 방향의 길이)는 중요하다. 애스펙트비를 크게 함으로써, 표층부로부터 내부를 향하는 균열의 진전 방향과 오스테나이트 결정립계의 신장 방향이 일치하지 않도록 할 수 있기 때문에, 균열의 진전을 억제하는 효과가 있다. 한편, 애스펙트비가 작으면, 균열의 진전을 억제하는 효과가 작아진다. 내지연 파괴 특성을 향상시키기 위해서는, 현가 스프링용 강의 표층부의 압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비, 즉 폭에 대한 길이의 애스펙트비가 1.5 이상인 것이 필요하다. 애스펙트비는, 바람직하게는 1.9 이상, 보다 바람직하게는 2.0 이상, 더욱 바람직하게는 2.1 이상, 보다 더 바람직하게는 2.2 이상이다. 균열의 진전의 억제의 관점에서는 애스펙트비가 클수록 바람직하지만, 열간 압연 시의 가공량과 재결정의 관계로부터, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비 상한은 5.0 미만이 바람직하다. 본원에 있어서, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비란 애스펙트비의 평균값을 말한다.
표층부의 부식부나 표면 손상이 지연 파괴의 기점이 되는 것을 생각하면, 지연 파괴의 억제 효과를 충분히 얻기 위해서는, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비가 1.5 이상인 영역이, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 위치까지 연속하고 있을 필요가 있다. 따라서, 현가 스프링용 강의 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비는, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 위치에서 측정하고, 이 위치에서의 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 1.5 이상으로 한다. 압연의 영향을 강하게 받는 표면일수록 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비는 크기 때문에, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％ 위치에서 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비가 1.5 이상이면, 그것으로부터 표면측의 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비는 1.5 이상이 된다. 한편, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 위치보다 내부의 위치까지 균열이 진전하기 전에 강재가 파괴되므로, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 위치까지 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 제어하면 충분하다.
압연 방향으로 <011> 방위가 집합하는 조직은, 신선 집합 조직으로서 알려져 있다. 압연 방향으로 <011> 방위가 집합하고 있으면, 마르텐사이트의 미끄럼면인 {011}면이 최대 전단 응력 방향으로 배향되기 쉬워져, 압연 방향의 하중에 의해 단면적을 감소시키는 데 유리한 미끄럼계의 운동이 선택되기 쉽다. 이 때문에, 압연 방향으로 <011> 방위가 집합하고 있으면, 단면 감소를 수반하는 드로잉 변형에도 유리하다고 생각된다.
한편, 압연 방향으로 <111> 방위가 집합하고 있으면, 마르텐사이트의 미끄럼 방향인 {011}면이 최대 전단 응력 방향으로 배향되기 어려워져, 압연 방향의 하중에 대하여 미끄럼 변형이 일어나기 어려워진다. 이 결과, 특정한 결정립에 변형이 집적되어, 파단의 기점이 되기 쉬워진다. 이 때문에, 압연 방향으로 <111> 방위가 집합하고 있으면 드로잉 변형에 불리해진다고 생각된다.
따라서, 드로잉값을 향상시키기 위해서는, 압연 방향으로의 <011> 방위의 집합률을 크게 하고, <111> 방위의 집합률을 작게 하는 것이 유효하다. 구체적으로는, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 위치에서, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 3.0 이상이 되는 것이 필요하다. <011> 집합률/<111> 집합률의 비는, 바람직하게는 3.8 이상, 보다 바람직하게는 4.4 이상, 더욱 바람직하게는 4.5 이상, 보다 더 바람직하게는 4.8 이상이다. 여기서, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비란, 압연 방향을 중심축으로 하여 전방위에 5° 이내에 <011> 방위를 갖는 결정립과, 압연 방향을 중심축으로 하여 전방위에 5° 이내에 <111> 방위를 갖는 결정립의 면적비이다. 마르텐사이트 집합 조직의 집합률의 평가에는, SEM-EBSD에 의한 결정 방위 해석, 또는 XRD에 의한 극점도 해석을 사용한다. 또한, 드로잉 변형은 강재의 표층일수록 변형량이 커지기 때문에, 표층 근방에서, <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 커지는 것이 드로잉값의 향상에 유효하다.
드로잉값은 인장에 의한 단면적의 변화율이며, 바람직하게는 45％ 이상, 보다 바람직하게는 50％ 이상, 더욱 바람직하게는 55％ 이상이다. 드로잉값은
{(소재의 단면적)-(인장 파단부의 최소 단면적)}/(소재의 단면적)×100％
에 의해 산출할 수 있다. 단면적이란, 인장 방향에 직교하는 방향의 면적이다.
지연 파괴 특성의 평가에는 한계 확산성 수소량을 사용한다. 부식 피트 등의 응력 집중부를 모의한 도 1에 도시한 형상의 시험편을 사용하여, 수소 프리차지 후에 0.3TS(인장 강도)의 하중으로 정하중 시험을 실시하였을 때에 파단되지 않는 상한의 수소량을 한계 확산성 수소량으로 정의한다.
한계 확산성 수소량은, 도 1에 도시한 형상의 시험편에 수소 차지하고, 0.3TS(인장 강도)의 하중으로 정하중 시험을 실시하였을 때에, 100시간 이내에 지연 파괴되지 않는 상한의 확산성 수소량이다. 확산성 수소량은, 강재를 100℃/시간의 속도로 가열하였을 때에 얻어지는 온도-수소 방출 속도의 곡선에 있어서, 약 100℃의 온도에 피크를 갖는 곡선에 의해 측정할 수 있다.
한계 확산성 수소량을 측정함으로써, 일반적인 부식 환경에서의 내지연 파괴 특성이 추정된다. 일반적인 부식 환경에 있어서의 현가 스프링강 중의 수소량은, 최대 0.20ppm 정도로 어림잡아지므로, 상기 형상의 한계 확산성 수소량이 0.30ppm 이상이면, 일반적인 부식 환경에서의 지연 파괴는 억제 가능으로 판단한다. 한계 확산성 수소량은, 바람직하게는 0.40ppm, 보다 바람직하게는 0.50ppm, 더욱 바람직하게는 0.60ppm이다.
다음에, 본 개시의 현가 스프링용 강의 제조 방법에 대하여 설명한다. 본 개시의 현가 스프링용 강은, 일반적인 열간 압연 선재를 소재로 하고, 또한 열간 압연-?칭-템퍼링 공정을 거쳐 제조한다. 소재는, 일반적인 제강 프로세스 및 압연 프로세스를 거쳐 제조된, 소정 성분의 선재로 한다. 소재로부터 선재까지의 제조 프로세스는 특별히 한정되지 않는다. 단, 이후의 열간 압연-?칭-템퍼링 후에 소정의 선 직경이 되도록, 열간 압연의 감면율을 고려하여, 소재의 선 직경을 선택한다. 예를 들어, 감면율 50％로 열간 압연 후에 φ10.0㎜의 현가 스프링용 강을 제조하는 경우에는, 소재가 되는 선재의 선 직경은 14.0㎜이다.
감면율은 압연에서의 단면적의 변화율이며,
{(압연 전의 단면적)-(압연 후의 단면적)}/(압연 전의 단면적)×100％
에 의해 산출할 수 있다. 단면적이란, 압연 방향에 직교하는 방향의 면적이다.
소재의 선 직경 및 열간 압연 후의 선 직경은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 압연의 정밀도와 압하량을 보다 양호하게 양립하는 관점에서, 소재 선 직경은 11.5㎜ 이상, 열간 압연 후의 선 직경은 8.0㎜ 이상이 바람직하다. 압연 후의 냉각에 의한 ?칭성을 보다 양호하게 확보하는 관점에서, 소재 선 직경은 20.0㎜ 이하, 열간 압연 후의 선 직경은 14.0㎜ 이하가 바람직하다.
구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 증대시키기 위해, 열간 가공 후에 급냉하여 ?칭 처리를 행하고, 템퍼링을 실시한다. 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비의 증대, 또한 마르텐사이트 조직의 집합률의 제어에는, 열간 압연에 있어서의 충분한 감면율이 필요하다. 한편, 감면율이 너무 크면 오스테나이트 결정립이 재결정하기 때문에, 본 개시의 현가 스프링용 강의 조직을 얻기 위해, 열간 압연 시의 온도 및 감면율의 제어가 중요하다.
본 개시의 방법에서는, 구오스테나이트 결정립의 큰 애스펙트비와, <011> 집합률/<111> 집합률의 큰 비를 얻기 위해, 열간 압연 온도를, 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역, 950℃ 미만 750℃ 이상의 온도 영역, 및 750℃ 미만의 온도 영역으로 나누어 제어하지만, 이들은 일관된 다단 열간 압연 공정의 각 온도 영역을 의미하는 것이다.
1150℃ 미만 950℃ 이상(이하, 950℃ 이상이라고도 함)의 온도 영역에서의 열간 압연은, 오스테나이트 결정립을 크게 변형시켜, <011> 집합률/<111> 집합률의 비를 크게 하는 데 유효하다. 단, 950℃ 이상의 온도 영역에서의 감면율이 크면 용이하게 재결정이 일어난다. 이 때문에, <011> 집합률/<111> 집합률의 큰 비를 얻기 위해, 950℃ 이상에서의 감면율을 15％ 이상, 30％ 미만, 바람직하게는 20％ 이상, 25％ 이하로 제어한다.
950℃ 미만 750℃ 이상(이하, 950 내지 750℃라고도 함)의 온도 영역에서는 재결정이 일어나기 어려우므로, 1150℃ 미만 950℃ 이상에서의 감면율과의 누적의 감면율을 증가시키는 것이 가능하다. 특히 950 내지 750℃의 감면율을 증가시킴으로써, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 크게 할 수 있다. 950 내지 750℃의 온도 영역에서 20％ 이상의 감면율을 부여하고, 950℃ 이상의 온도 영역으로부터의 누적으로 40％ 이상의 감면율을 부여함으로써, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비를 1.5 이상으로 할 수 있다. 950 내지 750℃의 온도 영역에 있어서의 감면율은 바람직하게는 25％ 이상이다. 누적의 감면율은, 바람직하게는 45％ 이상, 보다 바람직하게는 50％ 이상이다. 초석 페라이트의 생성을 억제하는 관점에서, 950 내지 750℃의 온도 영역에 있어서의 감면율의 상한은, 바람직하게는 75％ 이하이다.
750℃ 미만의 온도 영역에서의 열간 압연은, 감면율을 증가시켜도 재결정의 우려는 적은 반면, 열간 압연 중의 온도 저하에 의해, 초석 페라이트가 발생하기 쉽다. 단, 강재 성분 등의 최적화에 의해 초석 페라이트의 생성을 억제하고, 금속 조직의 90％ 이상이 마르텐사이트 조직을 달성할 수 있는 범위에서는, 이 온도 영역에서의 열간 압연을 제외하는 것은 아니다.
상기의 열간 압연 공정에서 누적 40％ 이상의 감면율을 부여한 강재는, 열간 압연 후에 빠르게, 바람직하게는 최종 압연 후 3초 이내에, 보다 바람직하게는 최종 압연 후 2초 이내에, ?칭 처리를 행한 후, 템퍼링 처리를 행한다. ?칭 조건은, 금속 조직의 90％ 이상을 마르텐사이트 조직으로 할 수 있는 조건이면 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 강재의 표면 온도에 관하여, 바람직하게는 5℃/초 이상, 보다 바람직하게는 10℃/초 이상의 냉각 속도로, 바람직하게는 5 내지 60℃, 보다 바람직하게는 10 내지 40℃, 예를 들어 약 30℃로 냉각한다. 템퍼링 처리의 온도는 적절히 설정하면 되지만, 바람직하게는 350 내지 550℃, 보다 바람직하게는 460℃ 내지 510℃이다.
실시예
표 1에 나타내는 성분 및 11.5 내지 20.0㎜의 직경을 갖는 환봉 강재를 소재로 하고, 표 2에 나타내는 열간 압연 조건에서 열간 압연-?칭-템퍼링을 행한 환봉 강재에 대하여, 마이크로 조직 관찰, 인장 시험 및 지연 파괴 시험을 실시하여, 마르텐사이트 조직 분율(마르텐사이트 분율이라고도 함), 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비, <011>/<111> 집합률의 비, 인장 강도, 드로잉값, 및 한계 확산성 수소량을 평가하였다. 모든 예에 있어서, ?칭 조건은, 냉각 속도 50℃/초 이상으로 표면 온도가 30℃로 될 때까지 냉각하였다. 표 1 및 표 2에 있어서, 예 1 내지 19가 실시예이며, 예 X1 내지 X11이 비교예이다.
마르텐사이트 분율은, 광학 현미경에 의한 조직 관찰로부터 산출하였다. 환봉 강재를 압연 방향에 평행으로 절단한 L 단면에 대하여, 경면 연마를 행하고, 이어서 3％ 나이탈에 의해 마이크로 조직을 현출시키고, 배율 400배의 광학 현미경으로 표층부, 반경의 1/2 위치 및 중심부의 각각 3개소에서 3시야, 합계 9시야의 마이크로 조직을 관찰하여, 평균의 마르텐사이트 분율을 산출하였다.
구오스테나이트 결정립의 애스펙트비는, 광학 현미경에 의한 조직 관찰로부터 산출하였다. 상기와 마찬가지의 L 단면에 대하여, 경면 연마 후에 피크르산 수용액계의 부식액에 의해 구오스테나이트 결정립을 현출시키고, 강재의 표면으로부터 직경의 10％의 위치에서 배율 400배의 마이크로 사진을 5시야 촬영하였다. 이들 사진에 대하여, 절단법에 의해 계수한, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 장축 방향에 직교하는 방향의 길이로부터, 애스펙트비로서, 「장축 방향의 결정 입경(길이)」/「장축 방향에 직교하는 방향의 결정 입경(폭)」을 산출하였다.
압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비는, 상기의 L 단면 마이크로 조직을 SEM-EBSD(니혼덴시 가부시끼가이샤제 JSM7001-F, EDAX's OIM)에 의해 해석함으로써 산출하였다. SEM-EBSD에 의해 측정한 데이터를, EBSD 해석 소프트웨어인 TLS Solution의 OIM Analysis를 사용하여, 해석 메쉬를 5°로 하여, Inversed Pole Figure를 해석함으로써, <011> 집합률/<111> 집합률의 비를 산출하였다.
인장 시험은, JIS Z 2201 및 2241에 준하는 환봉 인장 시험으로 하였다.
한계 확산성 수소량은, 수소 프리차지법에 의한 지연 파괴 시험에 의해 산출하였다. 수소 프리차지법은, 예를 들어 NH4SCN을 포함하는 수용액 중에서 음극 수소 차지에 의해 시험편 중에 수소를 차지하고, 계속해서 Cd, Zn 등의 HCP 금속 도금에 의해 수소를 봉입한 상태에서, 지연 파괴 시험을 실시하는 방법이다. 도 1의 형상의 시험편을 사용하여, 수소를 프리차지하고, 인장 강도의 0.3배(0.3TS)의 하중으로 정하중 지연 파괴 시험을 실시하여, 100시간 이내에 지연 파괴되지 않는 상한의 수소량인 한계 확산성 수소량을 측정하였다.
Figure 112018006532278-pct00001
Figure 112018006532278-pct00002
표 2로부터, 실시예에서는 모두 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비는 1.5 이상이며, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비는 3.0 이상이다. 이들 예에서는, 인장 강도, 드로잉값 및 한계 확산성 수소량이 높은 수준에서 양립되고 있다.
예 X1에 있어서는, 950℃ 이상의 온도 범위에 있어서의 감면율이 크고, 950 내지 750℃의 온도 범위에 있어서의 감면율이 작았기 때문에, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비가 작아지고, 한계 확산성 수소량도 낮았다.
예 X2 및 X3에 있어서는, 950℃ 이상의 온도 범위에 있어서의 감면율이 작았기 때문에, <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 작고, 드로잉값이 불충분하였다.
예 X4에 있어서는, 950℃ 이상 및 950 내지 750℃의 온도 범위에 있어서 감면율이 작고, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비가 작아, 드로잉값 및 한계 확산성 수소량이 낮았다.
예 X5 및 예 X7 내지 X11에 있어서는, 드로잉값이 불충분하였다. 예 X10 및 예 X11에 있어서는, 한계 확산성 수소량도 불충분하였다. 예 X5는 Si 함유량이 높고, 예 X7은 C 함유량이 높고, 예 X8은 Mn 함유량이 높고, 예 X9는 Cr 함유량이 높고, 예 X10은 P 함유량이 높고, 예 X11은 S 함유량이 높았다.
예 X12는, 최종 압연으로부터 ?칭까지의 시간이 길어, 마르텐사이트 분율이 저하되고, 구오스테나이트 결정립의 애스펙트비도 불충분하였다. ?칭 전에 가공 조직으로부터 페라이트 핵 생성이 진행되었기 때문으로 생각된다.
예 X6에 있어서는, C 함유량이 낮아, 충분한 인장 강도가 얻어지지 않았다.
이상의 예로부터, 본 개시의 현가 스프링용 강은, 높은 인장 강도를 갖고 또한 우수한 내지연 파괴 특성 및 드로잉값을 갖는 것을 알 수 있다.
본 개시의 현가 스프링용 강은, 고가의 합금 원소를 포함하지 않거나 포함해도 미량이며, 1800㎫ 이상의 인장 강도를 갖고, 또한 우수한 냉간 가공성 및 내지연 파괴 특성을 가지므로, 자동차 등에 사용되는 현가 스프링을 경량화할 수 있는 등, 산업상의 효과가 매우 현저하다.

Claims (7)

  1. 질량％로,
    C : 0.40 내지 0.70％,
    Si : 0.80 내지 2.20％,
    Mn : 0.05 내지 1.50％,
    Cr : 0.05 내지 1.00％
    를 함유하고,
    P : 0.020％ 이하,
    S : 0.020％ 이하
    로 제한하고, 잔부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고,
    압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 면적률로 금속 조직의 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트이고,
    압연 방향에 평행인 단면에 있어서, 표면으로부터 직경 또는 두께의 10％의 범위에서, 구오스테나이트 결정립의 장축 방향의 길이와 상기 장축 방향에 직교하는 방향의 길이의 비가 1.5 이상이고, 압연 방향으로부터 본 마르텐사이트 집합 조직의 <011> 집합률/<111> 집합률의 비가 3.0 이상인 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
  2. 제1항에 있어서,
    또한, 질량％로,
    Mo : 0.50％ 이하,
    V : 0.50％ 이하,
    Ni : 1.00％ 이하,
    Cu : 0.50％ 이하,
    B : 0.0050％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
  3. 제1항에 있어서,
    또한, 질량％로,
    Al : 0.50％ 이하,
    Ti : 0.20％ 이하,
    Nb : 0.10％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
  4. 제2항에 있어서,
    또한, 질량％로,
    Al : 0.50％ 이하,
    Ti : 0.20％ 이하,
    Nb : 0.10％ 이하
    중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    인장 강도가 1800㎫ 이상, 드로잉값이 40％ 이상이고, 환봉 직경의 10％ 깊이까지 60° 원환 노치를 형성한 시험편에 인장 강도의 30％의 시험 하중을 부하하여 측정한 한계 확산성 수소량이 0.30ppm 이상인 것을 특징으로 하는 현가 스프링용 강.
  6. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 현가 스프링용 강을 제조하는 방법이며,
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 강 성분을 갖는 선재에, 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역에서 15％ 이상 30％ 미만의 감면율을 부여하고, 계속해서, 950℃ 미만 750℃ 이상의 온도 영역에서 20％ 이상의 감면율 및 상기 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역의 감면율과의 누적으로 40％ 이상의 감면율을 부여하도록, 열간 압연을 실시하는 것,
    상기 열간 압연한 강선을 ?칭하여, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서 면적률로 금속 조직의 90％ 이상을 마르텐사이트로 하는 것, 및
    상기 ?칭한 강선에 템퍼링 처리를 행하는 것을 포함하고,
    상기 열간 압연의 종료로부터 상기 ?칭의 개시까지의 시간이 3초 이내인 현가 스프링용 강의 제조 방법.
  7. 제5항에 기재된 현가 스프링용 강을 제조하는 방법이며,
    상기 강 성분을 갖는 선재에, 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역에서 15％ 이상 30％ 미만의 감면율을 부여하고, 계속해서, 950℃ 미만 750℃ 이상의 온도 영역에서 20％ 이상의 감면율 및 상기 1150℃ 미만 950℃ 이상의 온도 영역의 감면율과의 누적으로 40％ 이상의 감면율을 부여하도록, 열간 압연을 실시하는 것,
    상기 열간 압연한 강선을 ?칭하여, 압연 방향에 평행인 단면에 있어서 면적률로 금속 조직의 90％ 이상을 마르텐사이트로 하는 것, 및
    상기 ?칭한 강선에 템퍼링 처리를 행하는 것을 포함하고,
    상기 열간 압연의 종료로부터 상기 ?칭의 개시까지의 시간이 3초 이내인 현가 스프링용 강의 제조 방법.
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