KR102326263B1 - 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 명세서에서는 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 가공성을 가진 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 개시한다.
개시되는 초고강도 스프링용 선재의 일 실시예에 따르면, 초고강도 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하일 수 있다.
(1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.

Description

초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법{STEEL WIRE ROD, STEEL WIRE FOR ULTRA HIGH STRENGTH SPRING AND MANUFACTURING MEHTOD THEREOF}
본 발명은 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 우수한 가공성을 가진 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 소재의 시장과 마찬가지로 오토바이 시장도 지속적으로 경량화 또는 구조변경을 진행하고 있다. 최근에는 기존 오토바이에 사용 중이던 듀얼 타입의 서스펜션을 모노 타입으로 대체하면서 고강도 스프링강에 대한 수요가 증가하고 있다.
오토바이 서스펜션에 사용되던 기존의 스프링강은 신선재로 모노타입 서스펜션에 활용하기에는 강도 및 피로저항성이 부족하다. 이에 따라, 자동차용 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite, TM) 조직강의 활용을 검토하였으나, 자동차 현가 스프링은 관리 기준이 까다롭고, 제조하기가 어려우며, 고가이기 때문에 오토바이 현가 스프링에 적용하기 힘든 문제가 있다.
특히 오토바이 현가 스프링은 자동차에 비해 서스펜션 크기가 작아 상대적으로 스프링 가공 시 더 높은 가공성을 요구한다. 또한, 오토바이 현가 스프링은 상대적으로 얇은 직경으로 사용되기 때문에 탈탄 및 저온조직의 제어가 어렵다. 따라서, 오토바이 서스펜션에 활용할 수 있는 새로운 고강도 현가 스프링이 필요한 실정이다.
또한, 종래에는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 만들 때, 열처리로에서 강재를 가열한 이후 유냉(oil quenching)을 이용하였으며, 경화능을 충분히 확보하기 위해서 강재에 망간, 크롬이 일정 수준 이상으로 포함되어야만 했다. 최근에는 유도 가열 (Induction heat treatment) 기술의 발달로 수냉을 활용하여도 충분한 경화능을 확보할 수 있게 되었으며, 강재에 포함되는 합금원소의 함량을 낮추면서 목적하는 강도를 달성할 수 있게 되었다. 그러나, 현재까지 유도 가열 기술과 냉각을 활용하여 합금원소의 함량을 낮춘 오토바이 현가 스프링에 적용될 수 있는 세경 강재에 대한 연구는 아직 미흡한 실정이다.
한국 공개특허공보 특1999-0051480 (공개일자: 1999년07월25일)
본 발명은 상술한 문제점을 해결하기 위해 고안된 것으로, 우수한 가공성을 가진 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하일 수 있다.
(1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재에 있어서, 길이 방향에 수직한 단면 상에서, 경도가 400Hv 이상인 베이나이트와 마르텐사이트의 면적분율의 합이 1% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재에 있어서, 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재에 있어서, 페라이트 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재에 있어서, 크기가 20nm 이하인 Nb계 탄화물이 1000개/mm2 이상 분포할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재에 있어서, 인장강도 1200MPa 이하일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하인 잉곳을 가열온도 900 내지 1100℃에서 180분 이내로 균질화 열처리 하는 단계, 마무리 압연온도가 730 내지 Ae3℃로 선재 압연하는 단계 및 3℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
(1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재의 제조방법에 있어서, 상기 선재 압연하는 단계에서 변형량은 0.3 내지 2.0일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 선재의 제조방법에 있어서, 상기 선재 압연하는 단계에서 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 5 내지 15㎛일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하이고, 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함할 수 있다.
(1) 0.77 ≤ C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si ≤ 0.83
상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선에 있어서, 크기가 20nm 이하인 Nb계 탄화물이 1000개/mm2 이상 분포할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선에 있어서, 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선에 있어서, 선경이 15mm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선에 있어서, 강도가 1700MPa 이상일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선에 있어서, 단면감소율이 35% 이상일 수 있다.
또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선의 제조방법은 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하인 선재를 신선하는 단계, 900 내지 1000℃에서 가열하는 단계, 고압으로 수냉하는 단계, 400 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계 및 수냉하는 단계를 포함할 수 있다.
(1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선의 제조방법에 있어서, 상기 가열하는 단계는 900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열한 다음 5 내지 60초 동안 유지하는 것을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선의 제조방법에 있어서, 상기 가열하는 단계 이후의 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 각 초고강도 스프링용 강선의 제조방법에 있어서, 상기 템퍼링하는 단계는 400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열한 다음 30초 이내로 유지할 수 있다.
본 발명에 따르면 저 Ceq 및 저 Si 합금조성을 이용하여 표면 탈탄 및 저온조직의 형성이 억제된 초고강도 스프링용 선재를 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면 Nb계 탄화물 및 제어압연을 이용하여 결정립이 미세화된 초고강도 스프링용 선재를 제공할 수 있다.
본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 선경이 15mm 이하로 오토바이 현가 스프링용 강선으로 적합한 세경을 갖는다.
본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 유도 가열과 수냉을 활용하여 저 Ceq 및 저 Si 합금조성임에도 불구하고, 강도가 1700MPa 이상으로 오토바이 현가 스프링에 요구되는 초고강도 물성을 확보할 수 있다.
본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 결정립 미세화를 통해 단면감소율(RA)이 35% 이상으로서 고연성을 확보할 수 있으며, 이에 따라 상온에서 냉간 성형되어 오토바이 현가 스프링으로 제조될 수 있다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명의 발명자들은 우수한 가공성을 가진 초고강도 스프링용 선재, 강선을 제공하기 위하여 표면 탈탄 및 저온조직 형성의 억제가 용이한 저(低) Ceq 및 저 Si의 최적의 합금 조성을 도출하였다. 초고강도 스프링은 본 명세서에서 개시하는 강선을 상온에서 냉간 성형하여 제조될 수 있으며, 강선은 본 명세서에서 개시하는 선재를 신선하여 제조될 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서는 상기 합금조성에 대해서 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
탄소(C): 0.55 내지 0.65중량%
탄소는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. 탄소 함량이 0.55중량% 미만일 경우에는 목적하는 강도 및 저 Ceq를 확보할 수 없다. 이에 따라, 강재를 냉각할 때 마르텐사이트 조직이 완전히 형성되지 않아 강도 확보가 어려울 수 있으며, 온전한 마르텐사이트 조직이 형성되더라도 목적하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 탄소 함량이 0.65중량%를 초과하면 충격 특성이 저하되고 수냉 시 ??칭 크랙(quenching crack)이 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따르면 탄소 함량은 0.55 내지 0.65중량%로 제어될 수 있다.
실리콘(Si): 0.5 내지 0.9중량%
실리콘은 강의 탈산을 위해서 사용되며, 고용 강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. 강도 확보를 위해 본 발명에서 실리콘은 0.5중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, 실리콘은 과다하게 첨가되면 표면 탈탄을 유발할 수 있으며, 재료의 가공에 어려움이 있기 때문에 이를 고려하여 그 상한은 0.9중량%로 제한될 수 있다. 이와 같이 본 발명은 실리콘을 0.9중량% 이하로 제어한 저 Si 합금설계를 이용하여 표면 탈탄을 억제하고, 충분한 가공성을 확보한다.
망간(Mn): 0.3 내지 0.8중량%
망간은 경화능 향상 원소이며, 고강도 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 조직강을 형성하기 위한 필수 원소 중 하나이다. 강도 확보를 위해 본 발명에서 망간은 0.3중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트 조직강에서 망간 함량이 과다하면 인성이 저하되기 때문에 망간 함량의 상한은 0.8중량%로 제한될 수 있다.
크롬(Cr): 0.3 내지 0.6중량%
크롬은 망간과 함께 경화능 향상에 유효하고, 강의 내식성을 향상시킨다. 이를 위하여, 본 발명에서 크롬은 0.3중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, 크롬은 실리콘과 망간에 비해 상대적으로 고가의 원소이며, Ceq를 증가시키기 때문에 본 발명에서 그 상한은 0.6중량%로 제한될 수 있다.
인(P): 0.015중량% 이하
인은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 수소지연파괴 저항성을 저하시키기는 원소이기 때문에 강재에서 최대한 배제되는 것이 바람직하다. 본 발명에서 그 상한은 0.015중량%로 제한될 수 있다.
황(S): 0.01중량% 이하
황은 인과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, MnS를 형성시켜 수소지연파괴 저항성을 저하시킬 수 있기 때문에 강재에서 최대한 배제되는 것이 바람직하다. 본 발명에서 그 상한은 0.01중량%로 제한될 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01중량% 이하
알루미늄은 강력한 탈산 원소로 강 중 산소를 제거해 청정도를 높일 수 있다. 그러나, 알루미늄은 첨가 시 Al2O3 개재물을 형성하여 피로 저항성을 저하시키는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 그 상한은 0.01중량%로 제한될 수 있다.
질소(N): 0.005중량% 이하
질소는 강 중 알루미늄 또는 바나듐과 결합하여 열처리 시 용해되지 않는 조대한 AlN 또는 VN 석출물을 형성하는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 그 상한은 0.005중량% 이하로 제한될 수 있다.
나이오븀(Nb): 0중량% 초과, 0.04중량% 이하
나이오븀은 강 중 탄소와 결합하여 Nb계 탄화물을 형성하는 원소로 결정립을 미세화하여 가공성을 향상시킨다. 결정립 미세화를 통한 가공성의 향상을 위하여, 본 발명에서 나이오븀은 0중량%를 초과하여 첨가될 수 있다. 그러나, 나이오븀은 과다하게 첨가되면 조대한 탄화물이 형성되어 가공성이 저하될 수 있기 때문에 나이오븀은 0.04중량% 이하로 첨가될 수 있다. 가공성의 향상 측면에서 보다 바람직하게는 나이오븀은 0.02중량% 이하로 첨가될 수 있다.
나이오븀을 첨가하여 형성된 Nb계 탄화물은 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 선재, 강선의 조직 내에 분포할 수 있다. 형성된 Nb계 탄화물의 크기는 20nm 이하인 것이 바람직하다. Nb계 탄화물의 크기가 20nm를 초과하게 되면 도리어 가공성이 저하될 우려가 있기 때문이다. 또한, Nb계 탄화물은 1000개/mm2 이상으로 고르게 분포하는 것이 바람직하다. Nb계 탄화물이 1000개/mm2 미만으로 분포하는 경우 결정립이 충분히 미세화되지 않을 우려가 있기 때문이다. 상술한 Nb계 탄화물에서 Nb는 10at% 이상으로 포함될 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 상기 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한, 이상에서 서술한 선재의 합금조성에 대한 한정 이유는 강선의 합금조성에 대한 한정 이유와 동일하며, 편의상 강선의 합금조성에 대한 한정이유는 생략하도록 한다.
본 발명의 선재, 강선의 합금조성은 각 합금원소의 함량을 상술한 조건으로 제한하는 것 이외에도, 이들 사이의 관계를 다음과 같이 더욱 한정할 수 있다.
식 (1)의 값: 0.77 이상, 0.83 이하
본 발명은 선재 압연 후 냉각 시 발생하기 쉬운 표면 탈탄과 저온조직의 형성을 억제할 수 있도록 Ceq 값을 제어한다. Ceq 값은 아래의 식 (1)으로 표시될 수 있으며, 본 발명에서는 표면 탈탄과 저온조직의 형성을 억제하기 위하여 식 (1)의 값을 0.77 이상, 0.83 이하로 제어한다.
(1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
위 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다.
식 (1)의 값이 0.83을 초과하게 되면 표면 탈탄이 발생하며, 저온조직이 형성될 우려가 있다. 반면, 식 (1)의 값이 0.77 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다.
이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 선재의 제조방법에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 선재는 상술한 합금조성 및 식 (1) 값 범위를 만족하는 잉곳(ingot)을 균질화 열처리하고, 선재 압연한 다음, 냉각하여 제조된다. 이하에서 각 제조단계에 대해서 설명한다.
본 발명에서 균질화 열처리하는 단계는 가열로에서 가열온도 900 내지 1100℃에서 180분 이내로 수행될 수 있다.
본 발명에서 선재 압연하는 단계의 마무리 압연온도는 730 내지 Ae3℃일 수 있다. 730 내지 Ae3℃의 위 온도 범위 조건으로 마무리 압연하면 선재의 주조직이 오스테나이트에서 페라이트로 변태하게 된다. 다시 말해, 마무리 압연 전의 선재의 주조직은 오스테나이트이며, 마무리 압연 후의 선재의 주조직은 페라이트이다.
본 발명의 선재 압연하는 단계에서는 제어압연을 통하여 결정립을 미세화할 수 있으며, 미세화된 결정립으로 인하여 충분한 가공성을 확보할 수 있게 된다. 일 예에 따르면, 선재 압연의 변형량은 0.3 내지 2.0일 수 있다. 본 발명에서 변형량은 아래의 식으로 표현된다.
변형량 = -ln(1-감면율/100)
위 식에서, 감면율은 선재 압연 전 선재의 길이 방향에 수직한 단면적을 A, 선재 압연 후 선재의 길이 방향에 수직한 단면적을 A1이라 할 때, (A-A1)/A * 100으로 계산되는 값이다.
선재 압연 시 변형량이 0.3 미만인 경우 결정립을 충분히 미세화하기 어려우며, 변형량이 2.0을 초과하는 경우 가공량이 지나치게 높아 생산 공정 시 무리가 있다. 따라서, 본 발명에 따르면, 변형량은 0.3 내지 2.0으로 제어되는 것이 바람직하다.
상술한 조건으로 선재 압연하면 결정립을 미세화할 수 있다. 일 예에 따르면, 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 5 내지 15㎛일 수 있다. 또한, 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립의 평균 크기를 미세화하면 후속되는 마무리 압연, 냉각 공정을 거친 최종 선재 조직의 페라이트 결정립의 평균 크기 역시 미세화할 수 있게 된다.
본 발명에서 냉각하는 단계는 3℃/s 이하의 냉각속도로 선재를 냉각할 수 있다. 냉각속도를 3℃/s 초과하는 경우에는 저온조직의 형성을 억제하기 어렵다.
상술한 합금조성 및 제조방법에 의하여 제조된 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 선재는 미세조직으로 펄라이트, 페라이트를 포함할 수 있으며, 일 예에 따르면 면적분율로, 60% 이상의 펄라이트, 나머지 페라이트를 포함할 수 있다.
본 발명에 따르면 상술한 합금조성과 식 (1) 값 범위를 만족하는 저 Ceq 합금조성을 통하여 저온조직의 형성을 억제할 수 있다. 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 선재의 길이 방향에 수직한 단면 상에 저온조직을 거의 포함하지 않을 수 있다. 일 예에 따르면, 길이 방향에 수직한 단면(C단면) 상에서 경도가 400Hv 이상인 베이나이트와 마르텐사이트의 면적분율의 합이 1% 이하일 수 있다. 한편, 본 발명에서 저온조직은 베이나이트, 마르텐사이트를 의미한다. 본 발명의 초고강도 스프링용 선재는 저온조직의 형성을 억제함으로써 충분한 가공성을 확보할 수 있다.
본 발명에 따르면 상술한 합금조성과 식 (1) 값 범위를 만족하는 저 Ceq 및 저 Si 합금조성을 통하여 표면 탈탄 현상을 억제할 수 있다. 일 예에 따르면, 선재의 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하일 수 있다.
본 발명에 따르면 Nb계 탄화물 및 제어압연을 통하여 페라이트 결정립을 미세화할 수 있다. 본 발명의 일 예에 따른 선재의 페라이트 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하일 수 있다. 본 발명의 초고강도 스프링용 선재는 결정립을 미세화하여 충분한 가공성을 확보할 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 인장강도가 1200MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.55 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하이고, 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함할 수 있다.
강선의 합금조성 및 식 (1) 값 범위에 대한 한정이유는 앞서 서술한 선재의 합금조성 및 식 (1) 값 범위에 대한 한정이유와 동일하므로, 편의상 그 설명을 생략하도록 한다.
이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선의 제조방법에 대해 상세히 설명하도록 한다. 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 상술한 합금조성 및 식 (1) 값 범위를 만족하는 선재를 신선하고, 가열한 다음, 고압으로 수냉한 다음, 템퍼링한 다음, 수냉하여 제조된다. 이하에서 각 제조단계에 대해서 설명한다.
본 발명에서 가열 시 소입 온도까지 가열하는 수단과 템퍼링하는 수단은 급속 가열하여 후속되는 수냉 시 표면을 충분히 경화시킬 수 있도록 유도 가열을 활용한다. 본 발명은 상술한 합금조성과 식 (1) 값 범위를 만족하는 저 Ceq 및 저 Si 합금조성에서 유도 가열과 수냉을 활용함으로써 합금원소의 함량을 자동차 현가용 스프링에 비하여 낮추면서도 목표로 하는 초고강도를 확보할 수 있게 된다.
본 발명의 신선하는 단계에서는 상술한 합금조성 및 식 (1) 값 범위를 만족하는 선재를 오토바이 현가 스프링에 적용될 수 있는 15mm 이하의 선경까지 신선하여 강선으로 제조할 수 있다.
이어서 신선된 강선을 QT 열처리하기 위해 본 발명의 가열하는 단계에서는 신선된 강선을 소입 온도인 900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열한 후 5 내지 60초 동안 유지하여 강선의 조직을 오스테나이트화할 수 있다. 목표온도인 900 내지 1000℃까지의 가열시간이 10초를 초과하는 경우에는 결정립이 성장하여 원하는 물성을 확보하기 어렵다. 유지시간이 5초 미만인 경우 펄라이트 조직이 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있으며, 60초를 초과하는 경우 결정립이 조대화될 수 있어 유지시간은 5 내지 60초로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 신선된 강선을 유도 가열을 활용하여 급속으로 가열한 결과, 오스테나이트화된 강선의 오스테나이트 결정립의 평균 크기는 10㎛ 이하로 미세화할 수 있다. 본 단계에서 오스테나이트 결정립을 미세하게 제어한 결과, 후속되는 고압 수냉, 템퍼링, 수냉을 거쳐 제조되는 최종 초고강도 스프링용 강선의 결정립 또한 미세하게 제어할 수 있다. 이에 따라, 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 결정립이 미세하여 가공성이 우수하며, 상온에서 냉간 성형되어 오토바이 현가 스프링으로 제조될 수 있다.
본 발명에서 고압으로 수냉하는 단계는 강선의 주조직을 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태시키는 단계이며, 전 단계의 오스테나이트화된 강선의 비등막을 제거할 수 있을 정도의 고압으로 수냉할 수 있다. 이때, 냉각을 수냉이 아닌 유냉으로 수행하는 경우 저 Ceq 및 저 Si 합금조성으로 인하여 목적하는 강도를 확보할 수 없다. 또한, 수냉 시 비등막을 제거할 수 있을 정도의 고압이 아닌 경우 소입 시 균열(quenching crack) 발생 가능성이 높아지기 때문에, 수냉 시 최대한 높은 압력으로 고압 수냉하는 것이 바람직하다. 또한, 전술한 가열하는 단계에서 소입 온도까지 유도 가열을 활용하여 급속으로 가열한 것에 이어서 본 단계에서 물로 급속 냉각하는 것으로 강선의 표면을 충분히 경화시킬 수 있다. 수냉 시 냉각속도는 일 예에 따르면 100℃/s 이상일 수 있다.
본 발명에서 템퍼링하는 단계는 수냉된 강선의 주조직인 마르텐사이트를 가열하여 템퍼드 마르텐사이트로 뜨임 처리하는 단계이다. 템퍼링하는 단계는 400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열한 다음 30초 이내로 유지할 수 있다. 템퍼링 온도가 400℃ 미만인 경우 인성이 확보되지 않아 가공이 어렵고 제품이 파손될 위험이 높아지며, 500℃를 초과하는 경우 강도가 저하되기 때문에 상술한 온도범위로 템퍼링 온도를 제한한다. 또한, 템퍼링 시 상술한 온도범위까지 10초 이내로 가열하지 못하면 조대한 탄화물들이 형성되어 인성이 저하될 우려가 있기 때문에, 10초 이내로 급속 가열하는 것이 바람직하다.
이후 템퍼링된 강선을 상온까지 수냉한다.
상술한 합금조성 및 식 (1) 값 범위를 만족하고, 상술한 제조조건에 따라 제조된 스프링용 강선은 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 크기가 20nm 이하인 Nb계 탄화물이 1000개/mm2 이상 분포할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하일 수 있다. 여기서, 구오스테나이트란 본 발명의 신선된 강선을 QT 열처리하기 위해 가열하는 단계 이후에서의 강선의 오스테나이트 조직을 의미한다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 선경이 15mm 이하로, 오토바이 현가 스프링용 강선으로 적합한 세경을 갖는다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 강도가 1700MPa 이상으로 오토바이 현가 스프링에 요구되는 초고강도 물성을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 단면감소율(RA)이 35% 이상으로서 고연성을 확보할 수 있으며, 이에 따라 상온에서 냉간 성형되어 오토바이 현가 스프링으로 제조될 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}
아래 표 1의 합금조성을 갖는 재료를 잉곳으로 주조한 후 1100℃에서 균질화 열처리를 한 다음, 1030℃에서 750℃까지 온도를 낮춰가면서 최종두께 12mm로 선재 압연한 후 3℃/s의 속도로 냉각하여 선재로 제조하였다.
합금원소 (중량%)
C Si Mn Cr P S Al N Nb
비교예1 0.60 1.50 0.60 0.40 0.011 0.004 <0.003 <0.005 -
비교예2 0.45 0.80 0.80 0.60 0.01 0.005 <0.003 <0.005 -
비교예3 0.60 0.80 0.60 0.40 0.01 0.004 <0.003 <0.005 -
발명예1 0.60 0.80 0.60 0.40 0.009 0.005 <0.003 <0.005 0.02
발명예2 0.60 0.60 0.30 0.60 0.011 0.005 <0.003 <0.005 0.02
아래 표 2의 결과는 상술한 과정으로 제조된 선재의 물성을 측정한 결과이다.
표 2의 저온조직 면적분율은 선재의 길이 방향에 수직한 단면 상에서의 베이나이트와 마르텐사이트의 면적분율의 합을 의미한다.
표 2의 AGS는 선재 압연하는 단계에서 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립의 평균 크기를 의미하며, ASTM E112 규격을 이용하여 측정되었다.
페라이트 탈탄층 두께는 선재 압연 후 강 표면에 탈탄으로 생긴 페라이트 만으로 된 층의 두께를 측정한 것이며, 전탈탄층 두께는 탈탄층의 표면으로부터 모재의 탄소 농도와 같은 탄소농도를 갖는 지점까지의 수직거리를 측정한 것이다.
구분 식 (1) 저온조직
면적분율
(%)		 AGS
(μm)		 경도
(Hv)		 인장강도
(MPa)		 페라이트
탈탄층
두께
(㎛)		 전탈탄층
두께
(㎛)
비교예1 0.803 0 15 318 1030 22 60.2
비교예2 0.737 0 19 235 762 - 22.8
비교예3 0.813 0 18 290 942 - 25.1
발명예1 0.813 0 8 291 950 - 30.1
발명예2 0.795 0 7 288 930 - 15.2
표 2의 선재를 직경 10mm의 강선으로 신선한 후 가열한 다음, 고압 수냉을 실시하였다. 고압 수냉 이후에는 템퍼링을 하고, 일반 수냉을 실시하여 최종 초고강도 스프링용 강선을 제조하였다.
아래 표 3에서 가열 온도는 신선한 후 강선을 가열한 온도를 의미하며, 템퍼링 온도는 고압 수냉 이후 강선을 템퍼링한 온도를 의미한다. RA는 단면 감소율을 의미한다.
구분 식 (1) 가열 온도
(℃)		 템퍼링 온도(℃) 경도
(Hv)		 RA
(%)		 인장강도
(MPa)
비교예1 0.803 950 430 573 47 1920
비교예2 0.737 950 430 498 43 1670
비교예3 0.813 950 430 545 40 1815
발명예1 0.813 950 430 550 45 1820
발명예2 0.795 950 430 540 47 1800
표 1 내지 3을 참조하면 발명예 1, 2는 본 발명의 합금조성, 식 (1) 및 제조조건을 만족한 결과, 선재의 저온조직 및 페라이트 탈탄층의 형성이 억제되었으며, Nb를 첨가하여 선재 압연 시 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립이 미세화되었다. 또한, 표 3에서 나타난 바와 같이 인장강도가 1700MPa 이상이면서, 단면감소율이 35% 이상이었다.
반면, 비교예 1은 Si 함량이 높아 냉각 시 페라이트 탈탄층이 두껍게 형성되었다. 비교예 2는 식 (1) 값이 0.77 보다 낮아 목표로 하는 1700MPa 이상의 강도를 확보하지 못하였다. 비교예 3은 Nb가 첨가되지 않아 결정립 조대화가 발생하여 목표하는 오스테나이트 결정립의 평균 크기를 확보하지 못하였다. 이에 따라, 단면감소율(RA)가 Nb 첨가 소재에 비하여 낮았다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.6 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하이고,
    이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하인 초고강도 스프링용 선재:
    (1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
    (상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다)
  2. 제1항에 있어서,
    길이 방향에 수직한 단면 상에서,
    경도가 400Hv 이상인 베이나이트와 마르텐사이트의 면적분율의 합이 1% 이하인 초고강도 스프링용 선재.
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    페라이트 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 초고강도 스프링용 선재.
  5. 제1항에 있어서,
    크기가 20nm 이하인 Nb계 탄화물이 1000개/mm2 이상 분포하는 초고강도 스프링용 선재.
  6. 제1항에 있어서,
    인장강도 1200MPa 이하인 초고강도 스프링용 선재.
  7. 중량%로, C: 0.6 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하인 잉곳을 가열온도 900 내지 1100℃에서 180분 이내로 균질화 열처리 하는 단계;
    마무리 압연온도가 730 내지 Ae3℃로 선재 압연하는 단계; 및
    3℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 선재 압연하는 단계에서 변형량은 0.3 내지 2.0인 초고강도 스프링용 선재의 제조방법:
    (1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
    (상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다).
  8. 삭제
  9. 제7항에 있어서,
    상기 선재 압연하는 단계에서 마무리 압연 전의 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 5 내지 15㎛인 초고강도 스프링용 선재의 제조방법.
  10. 중량%로, C: 0.6 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하이고,
    면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함하고,
    강도가 1700 MPa 이상인 초고강도 스프링용 강선:
    (1) 0.77 ≤ C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si ≤ 0.83
    (상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다).
  11. 제10항에 있어서,
    크기가 20nm 이하인 Nb계 탄화물이 1000개/mm2 이상 분포하는 초고강도 스프링용 강선.
  12. 제10항에 있어서,
    구오스테나이트 평균 결정립 크기가 10㎛ 이하인 초고강도 스프링용 강선.
  13. 제10항에 있어서,
    선경이 15mm 이하인 초고강도 스프링용 강선.
  14. 삭제
  15. 제10항에 있어서,
    단면감소율이 35% 이상인 초고강도 스프링용 강선.
  16. 중량%로, C: 0.6 내지 0.65%, Si: 0.5 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.3 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.005% 이하, Nb: 0% 초과, 0.04% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 이하의 식 (1)의 값이 0.77 이상, 0.83 이하인 선재를 신선하는 단계;
    900 내지 1000℃에서 가열하는 단계;
    고압으로 수냉하는 단계;
    400 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계; 및
    수냉하는 단계;를 포함하고,
    상기 가열하는 단계는,
    900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열한 다음 5 내지 60초 동안 유지하는 것을 포함하고,
    상기 고압으로 수냉하는 단계는 냉각속도가 100℃/s 이상인 초고강도 스프링용 강선의 제조방법:
    (1) C + 1/6*Mn + 1/5*Cr + 1/24*Si
    (상기 식 (1)에서 C, Mn, Cr, Si은 각 원소의 함량(중량%)를 의미한다).
  17. 삭제
  18. 제16항에 있어서,
    상기 가열하는 단계 이후의 오스테나이트 결정립의 평균 크기가 10㎛ 이하인 초고강도 스프링용 강선의 제조방법.
  19. 제16항에 있어서,
    상기 템퍼링하는 단계는,
    400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열한 다음 30초 이내로 유지하는 것을 포함하는 초고강도 스프링용 강선의 제조방법.

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