KR19990053873A

KR19990053873A - 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강 및 이강을 이용한 스프링의 제조방법

Info

Publication number: KR19990053873A
Application number: KR1019970073576A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1997-12-24
Filing date: 1997-12-24
Publication date: 1999-07-15
Also published as: KR100328087B1

Abstract

본 발명은 자동차 현가용 코일 및 판 스프링 등에 사용되는 스프링용 강 및 스프링의 제조방법에 관한 것이며; 그 목적은 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강 및 이 강을 이용하여 피로강도 및 영구변형저항성이 우수한 고응력 스프링의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강 및 이 강으로 선재를 얻고 이 선재를 흑연화 열처리한 다음, 절삭가공하여 냉간성형후 소입 및 소려처리하거나 또는 가열후 열간성형 소입 및 소려처리하는 것을 포함하여 이루어지는 고응력 스프링의 제조방법에 관한 것을 그 요지로 한다.

Description

절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강 및 이 강을 이용한 스프링의 제조방법

본 발명은 자동차 현가용 코일 및 판 스프링 등에 사용되는 스프링용 강에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 스프링 형상 다변화가 가능하고 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강 및 그 강을 이용한 스프링의 제조방법에 관한 것이다.

최근 날로 심각해지고 있는 지구환경 오염 및 대기 온난화에 대비하여 연비규제에 관련된 환경 프로젝트가 범세계적으로 추진되고 있으며, 이에 따라 자동차 산업에서는 자동차 연료절감의 일환으로 자동차를 경량화시키는데 많은 노력을 기우려 왔다. 자동차 경량화를 꾀함에 있어 자동차 현가용 스프링(automotive suspension spring)이 많은 기여를 하여왔다. 그러나, 현가용 스프링 자체도 상당한 중량을 가지고 있기 때문에 이러한 현가용 스프링의 중량을 경량화시키는 것도 고려하지 않을 수 없다.

현가용 스프링 자체의 중량을 경량화시키기 위해서는 무엇보다도 스프링이 고응력화(여기서, 스프링 고응력화란 스프링 설계응력을 기존 대비 10-30kg/㎟ 정도 상향조정하여도 스프링 특성이 동등이상의 수준을 나타낼 경우를 의미하며, 스프링 경량화는 20-35% 가능함)를 이룩하여야 하는데, 스프링의 고응력화는 피로강도 및 영구변형저항성의 향상을 통하여 이루어진다. 왜냐하면, 기존 스프링 소재를 고응력하에서 사용할 경우, 피로강도의 저하로 피로수명을 단축시켜 스프링의 조기절손의 원인이 된다. 또한, 스프링의 영구변형저항성의 저하를 초래하여 자동차의 무게를 스프링이 지탱하지 못하여, 차체가 범퍼(bumpr)와 맞닿게 되기 때문이다.

이러한 문제점을 방지하기 위해서는 스프링의 영구 변형저항성도 동시에 만족하여야 스프링 고응력화는 가능하다. 이러한 이유로 가일층 스프링 특성을 향상시키기 위한 재료외적인 수단으로 제조공법 개발 및 스프링 설계정밀도의 개선 등의 노력을 추구하고 있다. 그러나, 기존 합금성분계에서의 스프링 고응력화는 이미 한계점에 도달해 있기 때문에 고응력하에서 사용되어도 우수한 영구 변형저항성과 피로 특성이 우수한 소재개발의 필요성으로 인해 현재 많은 연구결과들이 발표되고 있으며, 실용화가 진행중에 있거나 완료될 실정이다.

현재, 현가용 코일 스프링의 경우 스프링 설계최대응력이 지금의 110kg/㎟급에서 130kg/㎟급 수준의 고응력 스프링을 사용할 경우 스프링의 경량화 정도는 약 25%의 무게절감 효과를 기대할 수 있는 것으로 알려졌다.

한편, 자동차의 승차감 및 주행안정성, 현가장치의 구성조건 등에 따라 스프링 설계제원은 다양하게 사용되며, 이는 스프링 형상의 다변화 (이후 테퍼드 스프링(tapered spring)으로 칭함)를 의미한다. 통상 사용되는 원통형의 스프링 형상은 소재 선경 및 스프링 외경이 거의 일정한 것과 대비하여, 테퍼드 스프링은 동일 스프링내의 소재 선경이 다르고 스프링 외경 또한 설계특성에 따라 상이할 수 있다.

일반적인 원통형 스프링과 테퍼드 스프링간의 제조공정상의 근본적인 차이점을 필링가공(절삭가공) 및 연화열처리 공정에 있다. 즉, 테퍼드 스프링은 일반 원통 스프링과 달리 절삭가공량이 상당히 많다는 것이며, 절삭가공성 향상을 위해 반드시 연화열처리 일종인 구상화 열처리를 부여하여야 한다.

여기서 절삭가공이란 스프링용 선재(wire rods)의 표면품질 개선 및 사용자 용도별 선경조정을 위한 공정으로 일반원통형 스프링은 절삭가공량이 적은 관계로 소재 표면의 경도가 브리넬경도(Brinell Hardness Diameter, 이하, 'HBD'라 함, 이 수치가 클수록 소재경도가 작은것)가 HBD 3.5이상이면 가공상의 문제는 없으나, 테퍼드 스프링의 경우 동일 스프링내 다양한 선경변화로 이에 요구되는 절삭가공량이 상당히 많아 소재 표면경도는 HBD 4.3이상이 요구되어 절삭가공전 필수적으로 연화열처리(통상 구상화열처리)공정을 부여한다.

그러나, 스프링 경량화가 가능한 고응력 스프링용강을 테퍼드 스프링으로 사용하기 위해서는 스프링 성형전 필링가공시 상당히 우수한 절삭가공성을 확보하는 것이 바람직하다. 그러나, 고응력 스프링용강의 경우 기존에 적용하고 있는 구상화 열처리를 하여도 적정 소재경도의 확보가 어려워 테퍼드 스프링의 설계제원으로 사용하기 불가능한 실정이다.

가령, 절삭가공이 가능하더라도 높은 소재 경도에 따른 절삭용 바이트(bite)의 마모량 증가 및 가공속도 저하, 표면조도 열화 등의 측면에서 상당히 불리한 단점이 있다. 이러한 이유는 고응력 스프링용 강은 합금성분계상 고합금화가 불가피하여 구상화열처리를 하여도 절삭가공시 요구되는 기본적인 소재경도를 확보하기 어렵기 때문이다.

따라서, 고응력 스프링용 강에 대한 절삭가공성의 향상을 이룰 수 있다면 원통형 스프링 뿐만아니라, 테퍼드 스프링과 같이 스프링 형상이 다양한 설계제원에 적용할 수 있어 스프링 경량화를 위한 고응력 스프링강의 사용범위를 넓힐 수 있다는 장점이 있다.

고응력 스프링용 강에 대한 종래의 기술로는 미국특허공보 US005575973A호, US004795609A호, 독일특허공보 EP 0265 273 A2호, 일본국 특허공보(평) 5-59431호, (평) 4-88123호, (평) 4-247824, (평) 1-184259, (소) 64-39353 등을 들 수 있다.

상기 미국특허공보 US005575973A 호에는 스프링 특성에 유효한 실리콘 성분을 다량 함유하고, 고 실리콘 함유에 따른 제조공정상의 탈탄 문제점을 니켈을 첨가함으로서 해결하고 바나듐 첨가에 따른 석출강화 효과로 스프링 고응력화를 달성하였으나, 스프링 설계제원 다변화를 위한 절삭가공성의 개선은 기대할 수 없다.

상기 미국특허공보 US004795609A에는 몰리브덴, 바나듐 성분을 첨가하여 고온에서 안정한 석출물을 분포시켜 스프링 특성 중 특히, 영구변형저항성 개선효과로 스프링 고응력화를 달성한 바 있다.

그리고, 상기 독일특허공보 EP 0 265 273 A2호, 일본국 특허공보 (평) 5-59431호, (평) 4-88123호, (평) 4-247824, (평) 1-184259호, (소)64-39353등 또한 스프링 고응력화는 가능하나, 구상화 열처리를 하여도 소재 경도가 높아 절삭가공성이 우수하면서 고응력화가 가능한 스프링용 강으로는 적합하지 못한 단점이 있다.

이에, 본 발명자는 고응력 스프링강의 절삭가공성 및 스프링 특성을 개선시킬 수 있는 방법에 대해 다각도로 연구한 결과, 기지내에 존재하는 탄소의 흑연화 및 스프링 특성을 확보할 수 있도록 합금성분을 설계하고, 이와 함께 적절한 흑연화처리 및 잔류오스테나이트 양을 제어하면 그 해결이 가능하다는 것을 확인하고 본 발명을 제안하게 이르렀다.

즉, 본 발명의 목적은 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강을 제공함에 있다,

나아가, 본 발명의 다른 목적은 피로강도 및 영구변형저항성이 우수한 고응력 스프링을 제조하는 방법을 제공함에 있다.

도 1은 본 발명재 및 비교재를 절삭가공할 때 생기는 칩을 나타내는 사진이다;

도 2는 실리콘 함량에 따른 피로수명 및 잔류전단변형율을 나타내는 그래프이다;

도 3은 잔류오스테나이트양에 따른 피로수명을 나타내는 그래프이다;

도 4는 니켈 함량에 따른 피로수명 및 잔류오스테나이트 양의 변화를 나타내는 그래프이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 스프링용 강은 중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이다.

또한, 중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하를 함유하고, 여기에 코발트:0.01-0.5%, 텅스텐:0.01-0.5%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.03%, 티타늄:0.01-0.1%중 선택된 1종 또는 2종이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 것이다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 스프링 제조방법은, 중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 흑연화 열처리한 다음, 절삭가공하여 냉간성형후 소입 및 소려처리하거나 또는 가열후 열간성형 소입 및 소려처리하는 것을 포함하여 구성된다.

또한, 중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하를 함유하고, 여기에 코발트:0.01-0.5%, 텅스텐:0.01-0.5%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.03%, 티타늄:0.01-0.1%중 선택된 1종 또는 2종이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 흑연화 열처리하고, 절삭가공하여 냉간성형후 소입 및 소려처리하거나 또는 가열후 열간성형 소입 및 소려처리하는 것을 포함하여 구성된다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명은 스프링 특성의 저하없이 고강도의 스프링용강의 절삭성을 개선시키고, 이 강을 이용하여 피로강도 및 영구변형저항특성이 우수한 스프링을 제조하는 것이다.

먼저, 스프링 특성의 저하없이 고강도 스프링용강의 절삭성을 개선시키기 위해서는 소재경도를 낮추는 것이 필요하다. 즉, 절삭가공성은 소재 경도와 상관관계가 있으므로 기존 구상화 열처리시 얻을 수 있는 소재의 경도보다 더 낮은 경도를 얻을 수 있는 방안으로, 기지내에 존재하는 탄소를 흑연화시켜 현저하게 소재경도를 낮추는 것이다.

이때 구상화 조직내 흑연화 조직 분율이 0.05-5% 범위내가 되도록 한 복합조직은 구상화조직 대비 현저한 절삭가공성의 개선효과를 볼 수 있는 결과를 확인하였다. 특히, 고응력 스프링용강의 합금성분계상 흑연화 촉진에 효과적인 원소인 실리콘, 니켈등이 다량 함유되어 있고, 여기에 보론, 코발트 등을 미량첨가할 경우, 흑연화 소요시간을 상당히 단축시킬 수 있다. 따라서, 구상화열처리 소요시간과 유사한 조건에서 절삭가공성 개선에 효과적인 흑연화 조직 분율 0.05-5%를 확보할 수 있다. 이때의 흑연화 열처리 조건은 650-730℃에서 10-30시간 유지하는 것이다.

그런데, 이러한 흑연화조직은 스프링 특성을 부여하는 열처리후에도 잔존할 경우 스프링 특성에 매우 유해한 영향을 미칠 수 있다. 그러나, 스프링 특성을 부여하는 열처리 온도를 950-1050℃에서 10-60분 유지하면 흑연화조직을 기지조직내에 재용해시킬 수 있으며, 이후 유냉하여 370-430℃범위에서 30-180분간 소려하면, 스프링 특성의 저하없이 절각가공성이 우수한 고응력 스프링강을 제조할 수 있다

다음으로 스프링 피로특성 및 영구변형저항성을 향상시키기 위해서는 강성분계를 제어하는 것이 필요하다. 즉, 바나듐 또는 니오븀을 첨가하면 석출강화 효과에 따른 스프링 특성 개선효과가 이루어지며 또한, 실리콘을 첨가하면 고용강화 및 입실론 카바이드 미세분포에 따른 우수한 피로특성을 보이면서 가일층 개선된 영구변형 저항성을 확보할 수 있다.

이와 더불어, 본 발명자들은 잔류 오스테나이트와 스프링 피로특성과의 상관관계에 대해 심도 있게 연구를 진행한 결과, 소려 후 잔류 오스테나이트량 7-9%범위에서 최대의 피로수명을 나타낸다는 것을 확인하였다. 이때, 소려온도에서 잔류오스테나이트량 7-9%를 확보하기 위해서는 소입시 잔류오스테나이트량 11-13%를 확보하여야 가능하면, 이를 위해서는 니켈의 함유량을 제어하는 것이 효과적임을 확인하였다.

이하, 본 발명의 성분범위의 한정이유에 대하여 설명한다.

상기 탄소(C)은 함유량이 0.4%미만에서는 소입,소려에 의한 스프링강으로서의 충분한 강도와 절삭가공성 개선을 위한 흑연화 조직을 확보하기 어려우며, 0.7%를 넘으면 고강도화에 따른 인성확보의 어려움과 고실리콘 함량으로 파생되는 소재 탈탄을 억제하기 어렵고, 소입시 프레이트 마르텐사이트(plate martensite) 생성에 따른 소입균열의 발생을 피하기 어려우므로 0.4-0.7%로 함유되는 것이 바람직하다.

상기 실리콘(Si)은 2.0-3.6%의 범위로 한정하는 이유는 다음과 같다.

실리콘은 비탄화물형성원소(non-carbide former)로서 소려시 연화 현상을 지연시키는 효과가 큰 원소이며, 실리콘 첨가에 따른 미세조직 변화는 소려시 세멘타이트의 생성을 지연시킨다. 즉 입실론 카바이드에 존재하는 실리콘에 의해 세멘타이트로의 천이를 지연하는 측면과 세멘타이트 형성시 그 내부에서의 실리콘의 고용도가 거의 없는 관계로 방출될 때 실리콘이 기지내로 확산하지 못하고 세멘타이트 주위에 농도가 높은 실리콘층을 형성하여 세멘타이트의 성장을 억제하는 측면이 있다.

따라서, 이러한 유용한 원소로서 실리콘을 첨가하는데, 그 함량이 2.0%미만의 경우 높은 항복강도를 확보하기 어렵고, 피로특성 및 영구변형저항성의 개선을 기대할 수 없으므로 2.0%이상 함유하는 것이 바람직하다. 그리고, 실리콘은 절삭성을 개선하는 원소로 절삭 가공전 연화열처리시 절삭성에 유효한 조직인 흑연화 조직을 확보할 때 가정 효과적인 흑연화 촉진 원소중의 하나이다. 이러한 효과는 첨가량이 증가할수록 유효하나 제반 성질 및 제조공정상의 적용을 고려할 때 3.6%이하가 바람직하다.

이러한 흑연화 촉진원소로 실리콘이 그 효과를 발휘하기 위해서는 탄소성분이 0.4%이상 포함되어 있어야 한다. 본 발명에서의 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 2.7-3.3%이다. 즉, 실리콘의 함량이 2.7-3.3%일 때 모재의 강도, 입실론 카바이트의 석출 정도, 표면 탈탄, 피로특성, 영구변형성, 심가공에 따른 절삭가공성 등을 매우 효과적으로 개선할 수 있다. 이는 도 2에서 확인할 수 있듯이, 실리콘이 2.7-3.2%의 범위일 때 피로수명 및 영구변형저항성이 우수함을 알 수 있다.

한편, 실리콘은 열처리시 탄소의 활동도, 탄소확산을 증가시켜, 소재의 표면 탈탄층 생성측면에서 매우 유해한 원소로 재료외적인 측면에서 매우 불리하다. 따라서, 이를 해결하기 위한 합금원소 측면에서는 크롬 및 니켈 등의 원소를 첨가하여 탈탄층 생성을 억제한다. 그러나, 크롬의 경우, 세멘타이트 형성 촉진원소로 몰리브덴 및 텅스텐 등의 원소가 첨가되지 않으면서 크롬이 많이 첨가되는 경우에는 오히려 스프링 특성 즉 피로특성 및 영구변형저항성에 유해한 영향을 미칠 수 있으므로 합금성분을 적절하게 제어하는 것이 필요하다.

상기 망간(Mn)은 0.3-0.6%로 함유하는 것이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.

망간은 기지조직내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로 스프링 특성애 매우 유용한 원소이나, 0.6%이상 첨가할 경우 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 스프링 특성에 더 유해한 영향을 미친다. 그러나 망간을 다량 첨가하여도 조직이 균질할 경우 스프링 특성에는 유효한 영향을 미칠 수 있으나 제강기술적으로 해결하기는 아직 불가능하다. 또한, 망간이 0.6%이상 첨가될 경우, 강의 응고시 편석기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어나기 용이한데, 망간편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산계수로 인해 편석대를 조장하고 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)을 생성하는 주원인이 된다.

거시편석은 주로 응고시 온도구배, 밀도차 등에 의해 응고계면에서 떨어진 위치에 용질원자들이 집적되어 용질원자 농축영역(solute enriched zone)을 형성하여 일어나며, 미시편석은 응고시 2차 수지상정간에 존재하는 액상구역에 고상의 용해도 한계이상의 용질원자들이 응고계면으로 집적되어 일어난다. 거시편석에 의한 편석대는 연주측을 따라 주기적으로 존재하게 되며 연속되는 압연공정에 의해 선재 중심부에 거시편석대(macro solute enriched band)를 형성하게 된다. 미시편석의 경우 거시편석에 의한 중심편석보다는 넓은 범위에 걸쳐 미시편석대(micro solute enriched band)를 형성하게 된다.

한편, 망간편석이 퍼얼라이트 변태를 억제 또는 지연시킴으로서 강의 경화능을 향상시키는 것은 광범위한 의미로서 다음 두 인자에 의해 지배된다. 1)퍼얼라이트 변태에 필요한 자유에너지 감소에 의한 훼라이트 핵생성 억제, 2)퍼얼라이트 성장 속도지연으로 편석대에서는 미편석 부위에 비해 퍼얼라이트 변태에 장시간이 요구된다. 망간과 협동편석(cosegregation)을 일으키는 원소는 탄소(C)와 인(P)이며 이들 원소에 의한 협동편석은 단독으로 존재할 경우보다 경화능을 더욱 향상시키므로 당연히 저온조직의 생성은 편석대에서 주로 일어난다.

망간편석을 감소시키기 위해서는 전자자기 교반(EMS;Electro Magnetic Stirring), 경압하(Soft reduction)기술이 현재 적용되고 있으나 주조조건 변동등 제약이 따르며, 후공정의 경우 선재제조를 위한 빌레트, 블룸의 재가열시 확산균열가열에 의존할 수 밖에 없다. 이러한 편석대 저감을 위한 열처리는 높은 온도와 장시간의 열처리를 하여도 약간 소멸할 뿐 주편석대는 그대로 남기 때문에 이러한 망간 펀색대가 존재하게 되면 소재의 품질 특성을 크게 저하시키게 된다. 특히 스프링 제조후 표면에 이러한 편석대(band structure)가 존재할 경우 피로특성에 치명적이며 내부에 존재할 경우에도 영구변형 저항성에 유해한 영향을 미치게된다.

그러나 망간 첨가시, 중심편석의 문제점이 없을 경우 상당히 우수한 스프링 특성을 확보할 수 있다.

망간이 0.3% 이하 첨가될 경우, 망간편석에 의한 편석대의 형성은 거의 없으나 고용강화에 의한 스프링 특성 개선효과는 기대하기 어려다. 즉, 망간의 함량이 0.3%이하인 경우에는 고용강화 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하고 0.6%이상인 경우에는 고용강화 효과가 우수하고 퍼얼라이트 변태온도를 낮춤으로서(조직미세화) 스프링 특성에 유효하지만, 주조시 망간 편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대의 형성으로 조직 이방성 심화, 즉 조직 불균질로 스프링 특성이 저하된다. 따라서 망간의 함량을 0.3-0.6%로 한정하는 것은 모재의 강도, 피로특성, 영구변형성, 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려한 범위이다.

크롬(Cr)의 함량을 0,3-0.8%로 한 이유는 다음과 같다.

탈탄측면에서 보면 크롬은 모재내 탄소 활동도를 감소시켜 표면에서의 탈탄에 필요로 하는 탄소의 공급이 지연되어 탈탄층 생성을 억제시키는 원소이다. 다라서 크롬이 다량 첨가될수록 탈탄층 생성을 억제시키는 효과는 증가하게 된다. 한편 영구변형저항성 측면에서 보면 영구변형저항성에 유효한 미세조직은 모재의 고용강화와 소려 초기에 생성 및 성장하는 입실론 카바이드들 또는 바나듐 등의 석출물들이 미세하게 분포된 조직상태가 바람직하다.

소려 온도에 따른 미세조직 변화는 소려 초기에는 마르텐사이트내의 과포화된 탄소들이 초격자(super lattice)를 형성하고 소려 온도가 증가함에 따라 입실론 카바이드의 생성 및 성장 이후, 입실론 카바이드가 세멘타이트로 천이하여 세멘타이트의 구상화 과정으로 진행된다. 실리콘 원소는 입실론 카바이드를 안정화하여 세멘타이트로의 천이를 지연시키는 역할을 하게 되어 고온에서 소려하여도 항복강도를 초기강도와 유사수준으로 최대한 유지하면서 적정한 인성을 확보할 수 있게 한다.

그러나, 크롬은 세멘타이트화 촉진원소로 영구변형 저항성에 유효한 미세입실론 카바이드들의 안정화를 저해하고 세멘타이트화 촉진에 따른 모재의 연화저항을 감소시켜 영구변형저항성 개선에 유해한 원소이다. 그러나, 고온 스프링 특성을 개선하기 위해 첨가되는 몰리브덴이나 텅스텐 원소를 첨가할 경우에는 크롬의 첨가량을 증가시키는 것이 바람직하다. 한편, 크롬은 흑연화를 지연시키는 원소로 다량 첨가시 절삭성 개선에 효과적인 흑연화 조직을 확보하기 위해서는 상당량의 열처리 시간이 요구되는 단점이 있다.

따라서, 탈탄억제 및 영구변형 저항성, 흑연화 측면을 고려하여 크롬의 함량은 0.3-0.8%로 제한하는 것이 바람직하다. 즉, 크롬의 함량이 0.8%이상인 경우에는 쳄퍼링시 입실론 카바이드가 상당히 불안해져 세멘타이트로의 천이가 급속하게 진행되어 영구변형 저항성의 저하가 현저해지고 흑연화 열처리시간이 장시간 요구되기 때문이다. 그리고, 크롬의 함량이 0.3%이하인 경우에는 크롬 첨가에 탈탄억제 효과가 거의 없으며, 열처리시 소재 탈탄을 억제하기에는 한계가 있다. 크롬 성분 범위 0.3-0.8%에서는 스프링 특성에 영향을 주지않을 정도로 탈탄을 억제할 수 있기 때문에 스프링 특성을 고려하면 크롬을 0.8%이상 첨가하는 것은 바람직하지 않다. 다시말하면, 크롬의 함량이 0.3%이하인 경우에는 고 실리콘 첨가강의 열처리시 표면 탈탄의 심화로 스프링 제조후 피로수명이 열화되고, 0.8%이상인 경우에는 표면 탈탄 억제효과는 우수하지만 스프링의 영구변형 저항성 저하 및 흑연화처리 시간이 길어지게 된다.

바나듐(V) 또는 니오븀(Bb)은 석출경화에 의한 스프링 특성 개선원소로 그 함량을 0.01-0.3%로 한 것은 0.01%이하에서는 바나듐 및 니오븀계 석출물들이 적게 분포하여 영구변형저항성 개선효과가 충분하지 못하기 때문이며, 0.3%이상에서는 석출물들에 의한 영구변형저항성 개선 효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래한다.

상기 니켈(Ni)은 그 함량이 0.1%이하의 경우 탈탄제어 및 인성, 흑연화 촉진, 냉간가공성 등의 개선효과가 없으며, 5.0%이상에서는 그 효과가 포화되고 소입시 잔류오스테나이트량의 증가로 소려시 소려취성을 일으켜 피로수명의 저하를 초래하므로 0.1-5.0%의 범위로 함유하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 2.5-3.5%로 함유하는 것이 스프링특성에 유리하다. 즉, 소려후 잔류 오스테나이트량 7-9%범위에서 최대의 피로수명을 보이는데, 스프링 제반물성을 만족하는 소려온도에서 잔류오스테나이트량 7-9%를 확보하기 위해서는 소입시 잔류오스테나이트량 11-13%를 확보하여야 가능하다. 이를 달성하는 수단으로서 니켈 2,5-3,5%를 첨가하게 되면 소입후 바람직한 잔류 오스테나이트량인 11-13%의 확보가 가능하여 잔류오스테나이트량 제어에 따른 피로수명 개선효과가 있기 때문이다.

상기 산소(O)는 그 함량을 0.0015%이하로 하는 것이 바람직하며, 이는 산소가 0.0015%이상에서는 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

상기 질소(N)는 그 함량을 0.005-0.03%로 하는 것이 바람직한데, 그 이유는 0.005%이하에서는 바나듐 및 니오븀계 질화물의 형성이 어려우며, 0.03%이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다.

상기 인(P) 및 황(S)은 각각 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 먼저, 인의 경우 0.01%이상이면, 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키기 때문이며, 황의 경우 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 필요하기 때문이다.

보론(붕소, B) 및 코발트(Co)는 본 발명에서 흑연화 촉진원소로 보론의 함량을 0.0005-0.004%로 한 것은 0.0005%이하에서는 흑연화 촉진효과가 미흡하며, 0.004%이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다. 또한 코발트의 함량을 0.01-0.5%로 한 것은 0.01%이하에서는 흑연화 촉진 효과가 미흡하고, 0.5%이상에서는 그 효과가 포화되기 때문이다.

몰리브덴(Mo) 및 텅스텐(W)의 함량을 0.01-0.5%로 한 것은 0.01%이하에서는 소려시 세멘타이트가 입론 카바이드에서 천이하여 성장할 때 세멘타이트이 성장을 억제하여 영구변형저항성의 개선효과를 얻기가 어렵고, 소려시 몰리브덴계 석출물을 미세하게 분포시켜 고온에서 안정한 조직의 확보가 어렵기 때문이다. 0.5%이상에서는 그 효과가 포화되고, 소입성의 증가로 선재제조시 저온조직(마르텐사이트+베이나이트)의 생성이 용이하고 절삭성 개선을 위한 흑연화 열처리시간이 길어지는 단점이 있기 때문이다.

상기 구리(Cu)의 함량을 0.01-0.3%로 한 것은 0.01%이하에서는 부식저항에 대한 개선효과가 미흡하며, 0.3%이상에서는 그 개선효과가 포화되고 입계 편석시 인성이 저하되기 때문이다.

상기 티타늄(Ti)의 함량을 0.01-0.1%로 한 것은 0.01%이하에서는 오스테나이트결정입자 미세화 효과가 미흡하며, 0.1%이상에서는 그 효과가 포화되고 조대한 티타늄계 질화물을 형성하여 피로특성에 유해하기 때문이다.

이하, 스프링을 제조하는 방법을 설명한다.

상기와 같이 조성되는 빌렛을 열간선재압연하여 선재환봉을 얻은 다음, 흑연화열처리하는데, 이때 흑연화 열처리는 흑연화 조직분율(흑연화시 흑연/모재 계면에서 생성된 균열의 면적분율을 포함)이 0.05-6%범위로 하는 것이 바람직하다. 그 이유는 흑연화 조직분율이 0.05%이하의 경우 절삭가공성에 대한 개선효과가 미흡하며, 6%이상에서는 절삭가공성이 조직분율이 증가함에 따라 개선효과는 증가하나 스프링 특성을 부여하는 열처리시 이러한 흑연화 조직이 모재내에 완전히 고용되는 시간이 상당이 길어지고, 오스테나이트 결정입자의 조대화를 초래하고 장시간 열처리에 따른 소재 표면탈탄이 심화되기 때문이다.

이를 위해서는 흑연화 열처리를 650-730℃에서 10-30시간 하는 것이 바람직하다. 즉 흑연화 열처리온도가 650℃이하의 경우 흑연화 시간이 장시간 요구되며, 730℃이상의 경우 흑연화보다는 구상화가 용이하게 일어나거나 본 합금성분계상 이상영역(ferrite austenite)이기 때문에 흑연화가 되기 보다는 부분적으로 오스테나이트화가 되어 냉각후 퍼얼라이트 조직이 생성되어 절삭성 개선을 위한 조직연화효과를 기대하기 어렵기 때문이다. 그리고, 흑연화 열처리시간은 10시간 이하의 경우 흑연화 조직분율을 0.05%이상 확보하기 어려우며, 30시간 이상의 경우 흑연화 조직분율이 5%이상이 되며 흑연화조직의 재고용시간 및 소재표면탈탄 등에 영향을 미치기 때문이다.

상기와 같이 흑연화처리된 선재환봉은 통상의 방법대로 절삭가공하고, 냉간성형하거나 또는 열간성형한 후 소입열처리하고, 이어 소려열처리 한다. 이때의 소입, 소려열처리는 스프링 특성을 부여하는 것이다.

먼저, 소입열처리는 950-1050℃의 온도에서 10-60분 가열하여 유냉하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소입온도가 950℃이하의 경우 흑연화조직의 재용해 효과를 기대하기 어려워 열처리후에도 흑연화 조직이 잔존하며, 1050℃이상의 경우 고실리콘 함유에 따른 소재 표면탈탄이 심화되기 때문이다. 그리고, 열처리시간을 10-60분으로 한정하는 것은 흑연화 조직의 완전 재용해를 고려한 범위이다.

소려열처리는 370-430℃의 온도에서 60-180분 유지하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소려온도가 370℃이하의 경우 스프링 특성(피로특성, 영구변형저항성) 및 인성, 적정잔류 오스테나이트량 등의 확보가 어려우며, 430℃이상의 경우 소려 취성을 일으키는 영역에 포함되어 이로 인한 인성의 저하로 인해 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문이다.

상기와 같이 소입, 소려처리 할 때, 잔류 오스테나이트양을 제어하는 것이 중요하다. 즉, 소입처리후 적정량의 잔류오스테나이트는 피로특성에 매우 유효한 영향을 미친다. 이는 내부 균열 생성후 균열전파시 균열선단이 잔류 오스테나이트를 만나게 되면 모재와의 결정격자 이방성으로 인해 잔류 오스테나이트를 직접 통과하지 못하고 우회하여야 하기 때문에 인성 및 피로 특성이 개선된다. 이러한 이방성은 잔류 오스테나이트의 경우 FCC(Face Centered Cubic)를 가지나 모재의 경우 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖기 때문이다.

잔류 오스테나이트와 스프링 피로특성과의 상관관계는, 소입후 잔류 오스테나이트량 7-9% 범위에서 최대의 피로수명을 나타낸다. 스프링 제반물성을 만족하는 소려온도에서 잔류오스테나이트량 7-9%를 확보하기 위해서는 소입시 잔류오스테나이트량 11-13%를 확보하여야 한다.

이를 달성하기 위한 수단으로서 합금원소와 열처리온도를 고려할 수 있는데, 열처리 온도의 변화는 제반 물성변화로 인해 적용 가능범위가 없으며, 합금원소의 경우 단지 니켈 성분조정에 의해 가능하며 타성분조정시 스프링 특성 및 기계적성질, 제조공정상의 문제점등이 유발할 수 있으나 니켈의 경우 이러한 문제점 없이 소입후 바람직한 잔류 오스테나이트량인 11-13%를 확보할 수 있으며, 피로수명 개선에 유효한 적정 니켈성분 범위는 2.5-3.5%이다.

니켈은 첨가량이 증가함에 따라 소입후 잔류 오스테나이트량에 영향을 미친다. 즉 Ni 첨가량이 증가할수록 잔류 오스테나이트량은 거의 직선적으로 증가하며 소려시 일부는 탄화물로 변태하고 일부는 잔류 오스테나이트로 존재하게 된다. 탄화물 변태시 탄화물 형상에 따라 템퍼 취성을 일으켜 인성저하의 원인이 될 수도 있지만, 오히려 피로특성에 유효한 작용을 한다.

이하, 본 발명을 실시예1, 2, 3를 통하여 구체적으로 설명한다.

먼저, 실시예(1)에서는 본 발명의 화학성분계로 구성된 강종들에 대해 본 발명에서 제시된 열처리조건 부여시 절삭가공성 개선효과를 나타낸 것이며, 실시예(2)는 절삭가공성이 우수한 본 발명재들에 대해 스프링 특성을 평가한 결과이다. 그리고, 실시예(3)에서는 잔류 오스테나이트양이 피로수명 개선에 미치는 효과를 평가한 결과를 제시한 것이다.

[실시예 1]

아래 표1의 발명강(1-13)와 비교강(1-13)의 강들을 시료로 하여 50kg 잉곳트를 주조하였다. 이어 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 950℃이상의 마무리온도는 조건으로 열간단조하고 공냉하여 60x60mm의 단면의 빌렛을 만든후 상기 빌렛을 1100℃의 온도에서 3시간 유지하고 열간선재압연하여 지름 15mm의 선재환봉(bar)을 각각 제조하였다.

	화학성분(단위: B, O2, N2- ppm, 나머지- 중량%)
	C	Si	Mn	Cr	Ni	V	Nb	Ti	B	Co	Mo	W	O₂	N₂	P	S
발명강	1	0.54	2.71	0.54	0.38	1.23	0.25	-	-	12	-	-	-	10	101	0.01	0.01
	2	0.56	2.99	0.48	0.53	3.01	0.20	-	-	11	-	-	-	12	150	0.01	0.01
	3	0.59	3.17	0.36	0.75	2.44	0.15	-	-	14	-	-	-	11	140	0.01	0.01
	4	0.56	2.81	0.35	0.51	2.02	0.19	-	-	7	0.01	0.21	-	9	130	0.01	0.01
	5	0.58	2.82	0.44	0.49	2.08	0.19	0.08	-	10	-	0.15	-	15	140	0.01	0.01
	6	0.58	2.84	0.54	0.51	1.92	0.17	-	0.01	5	0.02	-	0.18	14	150	0.01	0.01
	7	0.61	2.84	0.33	0.44	0.55	0.16	0.05	-	5	0.31	-	0.05	12	100	0.01	0.01
	8	0.56	2.81	0.35	0.48	2.02	0.19	-	0.02	15	-	0.4	0.12	12	114	0.01	0.01
	9	0.60	2.94	0.35	0.45	3.13	0.18	0.01	0.01	20	0.01	0.01	0.35	8	130	0.01	0.01
	10	0.58	3.04	0.33	0.46	4.75	0.16	-	0.03	40	-	0.1	0.05	13	127	0.01	0.01
	11	0.45	3.02	0.32	0.55	0.33	0.12	-	-	8	-	-	-	14	130	0.01	0.01
	12	0.50	2.99	0.34	0.51	0.41	0.09	-	-	16	-	0.11	-	10	-	0.01	0.01
	13	0.49	2.95	0.30	0.49	0.43	0.08	-	-	32	-	-	0.08	16	-	0.01	0.01
비교강	1	0.57	1.07	0.51	0.48	2.97	0.25	-	-	-	-	-	-	11	99	0.01	0.01
	2	0.56	1.49	0.53	0.50	2.99	0.18	-	-	-	-	-	-	9	120	0.01	0.01
	3	0.57	2.02	0.49	0.49	3.12	0.19	-	-	-	-	-	-	13	135	0.01	0.01
	4	0.58	0.48	0.49	0.51	3.04	0.21	-	0.01	-	-	-	-	12	140	0.01	0.01
	5	0.57	2.79	0.20	0.48	1.99	0.18	-	-	-	-	0.05	-	20	120	0.01	0.01
	6	0.58	2.84	0.54	0.51	1.92	0.17	-	-	-	-	-	0.05	17	160	0.01	0.01
	7	0.56	2.85	0.93	0.46	2.02	0.19	0.05	-	-	-	-	-	14	120	0.01	0.01
	8	0.61	2.82	1.38	0.48	2.00	0.19	-	-	-	-	-	-	12	120	0.01	0.01
	9	0.57	2.77	0.53	0.23	2.01	0.21	-	0.01	-	-	-	-	18	120	0.01	0.01
	10	0.59	2.79	0.57	0.76	2.03	0.19	-	-	-	-	0.2	-	12	120	0.01	0.01
	11	0.46	2.75	0.50	0.95	2.20	0.22	-	-	-	-	-	0.1	13	140	0.01	0.01
	12	0.59	2.95	0.37	0.43	2.53	0.17	-	-	-	-	-	-	15	120	0.01	0.01
	13	0.58	3.04	0.33	0.46	4.75	0.16	-	-	-	-	-	-	14	130	0.01	0.01

상기 선재환봉중 상기 표 1의 본 발명강(1-13)으로 된 선재환봉은 아래 표 2에 나타낸 바와 같이, 650-720℃범위에서 10-30시간 흑연화 열처리하였다. 그리고, 표 1의 비교강(1-13)으로 된 선재환봉은 기존의 방법 즉, 하기 표 3의 온도 및 시간에서 유지후 650℃까지 0.1℃/sec의 냉각속도로 서냉한 뒤 이후 공냉하는 구상화 열처리 하였으며, 열처리는 온도편차를 감소시키기 위해 염욕(salt bath)에 실시하였다.

상기와 같이 열처리된 선재의 경도 및 절삭가공성을 측정하여 그 결과를 하기표 3 및 4 그리고, 도 1에 나타내었다. 그리고, 미세조직을 관찰하여 흑연화조직분율을 표 3 및 4에 나타내었다.

이때의 기계적성질에 대한 측정방법은 다음과 같다.

먼저, 1)경도는 선재 압연방향의 수직으로 절단하여 단면 표면연삭후 브리넬경도) 시험기를 이용하여 측정하였다.

2)절삭가공성은 일반적으로 사용되고 있는 방법중 가공시 생성된 칩(chip) 형상을 조사함으로서 평가하였다. 그리고, 절삭가공성 평가를 위한 가공조건은 절삭량 3mm, 진행속도 3m/min, 회전속도(RPM) 2,400cycle, 바이트 재질 P10(4개)로 실시하였으며, 절삭가공은 통상 스프링 제조시 사용되는 peeling 장치를 이용하여 실시하였다.

3) 미세조직 관찰은 광학현미경으로 조사하고, 미세조직분율은 화상분석기(Image Analyzer) 를 이용하여 측정하였다.

시편	강종	흑연화 열처리	흑연화조직분율(%)	경도(HBD)
시편	강종	가열온도(℃)	흑연화조직분율(%)	경도(HBD)	가열시간(h)	냉각조건(℃/sec)
발명재	1	발명강1	720	30	5	2.2	4.5
	2	발명강2	720	10		1.3	4.5
	3	발명강3	720	20		4.2	4.7
	4	발명강4	700	30		4.7	4.8
	5	발명강5	700	30		4.4	4.7
	6	발명강6	700	25		4.2	4.7
	7	발명강7	660	10		3.3	4.6
	8	발명강8	660	20		3.5	4.6
	9	발명강9	660	30		4.8	4.9
	10	발명강10	660	20		4.9	4.9
	11	발명강11	690	20		1.2	4.5
	12	발명강12	690	20		1.8	4.5
	13	발명강13	690	20		1.9	4.5

시편	강종	구상화 열처리	구상화조직분율(%)	경도(HBD)
시편	강종	가열온도(℃)	구상화조직분율(%)	경도(HBD)	가열시간(h)	650℃까지의 냉각조건(℃/sec)
비교재	1	비교강1	730	50	0.1	60	3.9
	2	비교강2	750	50		80	4.1
	3	비교강3	750	100		100	4.2
	4	비교강4	770	50		70	4.1
	5	비교강5	730	50		50	3.8
	6	비교강6	750	50		70	3.9
	7	비교강7	750	100		100	4.0
	8	비교강8	770	50		60	3.8
	9	비교강9	730	50		40	3.7
	10	비교강10	750	50		60	3.9
	11	비교강11	770	50		50	3.8
	12	비교강12	730	50		65	3.9
	13	비교강13	750	50		80	4.0
	14	비교강13	770	50		80	4.0

상기 표 3, 4에 나타난 바와같이, 본 발명에 따라 열처리한 발명재(1-13)은 경도가 HBD 4.5-4.9 수준을 나타내며, 경도가 HBD 3.8-4.2를 나타내는 비교재(1-13)가 비교해 볼 때 , 본 발명재들의 경도가 상당히 낮게 나타남을 알 수 있다. 그리고, 본 발명재(1-13)의 미세조직 분율은 흑연화조직 분율 0.05-6%와 나머지 구상화 조직이 혼재된 복합조직인 반면, 비교재(1-14)은 대부분이 100% 구상화 조직으로 나타났다.

한편, 발명재(3) 및 비교재(6)의 절삭가공성을 평가한 도 1를 보면, 본 발명재(3)(도 1(a))은 비교재(6)(도 1(b)) 대비 분절된 칩의 형상이 미세하고 크기가 작은 것으로 볼 때 절삭가공시 칩처리성이 상당히 우수함을 잘 알 수 있다. 따라서 본 발명에 의하면, 절삭가공시 바이트 마모율의 저감, 가공속도 향상, 가공량 증가, 표면조도 개선 등의 효과를 기대할 수 있는 것이다.

이상의 결과에서 보는 바와같이 본 발명은 고응력 스프링용강을 제조함에 있어 절삭가공성의 개선을 위한 소재 경도저감 수단으로, 흑연화조직과 구상화조직을 함유하는 복합조직으로 제조할 경우 상당히 우수한 절삭가공성을 제공할 수 있는 것이다.

[실시예 2]

실시예1의 방법으로 제조된 발명재(1-13) 및 비교재(1-13)를 재료직경 11.0mm로 절삭가공하였다. 이후, 흑연화 조직을 재용해하여 스프링특성을 부여하는 열처리는 950℃에서 20분간 가열후 하기 표 5와 같은 스프링설계 제원으로 스프링을 열간성형후 유냉하고, 400℃에서 6분간 소려처리하였다.

스프링 설계제원
재료경(mm)	11.0
스프링 정수	1.8
스프링 외경(mm)	139
총권수(회)	5.19
유효권수(회)	3.69
제작고(mm)	355
설계응력(Kg/mm²)	130
중량(Kg)	1.5

이어 소려처리된 스프링을 2500℃이상에서 0.8mm크기의 스틸 볼(steel ball)들을 사용하여 샷피닝(shot peening) 한 다음, 이후 140kg/㎟의 응력으로 냉간압축(cold setting)하고, 이후 도장처리하여 스프링을 제조한 다음, 아래와 같이 피로수명 및 잔류전단변형률을 측정하였다.

먼저, 피로시험은 하기 표5과 같은 조건으로 피로특성을 평가하였다. 이때 시험속도는 1.3Hz 였으며, 피로수명값은 강종당 10회의 걸친 시험을 행하여 평가하였다.

피로시험 하중(Kg)	207-466
피로시험응력(Kg/mm²)	57-130
평균응력(Kg/mm²)	93
응력진폭(Kg/mm²)	±36

스프링 시험응력의 계산은 아래와 같다.

τ = (8ΡＤ/π d3)Κ

τ : 스프링 시험응력(kg/㎟)

Ρ : 부하하중(kg)

Ｄ : 코일의 평균지름(mm)

d : 선지름 (mm)

Κ : 코일의 응력 보정계수

여기서, Κ = [(4C-1)/(4C-4)] + [0.615/C], (C=D/d)

다음, 잔류전단변형률 측정시험은 상기 표6의 시험조건에서 실시하였으며 측정응력하의 상온에서 72시간 유지후 측정하였다.

시험 하중(Kg)	466
시험응력(Kg/mm²)	130
시험기간(hr)	72
시험분위기	대기(상온)

잔류 전단변형률의 측정기준은 스프링을 시험 전,후의 동일 자유고(스프링의 높이)로 압축하였을 때, 요구되어지는 하중 변화량(△P : 시험전 하중-시험후 하중)을 기준으로 하여 잔류전단변형률을 산출하였으며 이에 대한 계산식은 아래와 같다.

γ = (8Ｄ/π d3Ｇ)ＤＰ

γ : 잔류전단변형률

Ｄ : 코일의 지름경(mm)

Ｇ : 횡탄성계수(8000kg/㎟)

△P : 하중감소량(kg)

상기 제시된 방법으로 측정된 발명재 및 비교재들의 스프링에 대하여 피로특성 및 잔류 전단변형률은 하기 표 7에 나타내었다.

시편번호	피로수명(회)	잔류전단변형률
발명재	1	≥5.1×10⁵	1.12×10^-4
	2	≥6.1×10⁵	0.89×10^-4
	3	≥5.7×10⁵	0.87×10^-4
	4	≥6.1×10⁵	1.13×10^-4
	5	≥6.9×10⁵	1.07×10^-4
	6	≥5.0×10⁵	1.18×10^-4
	7	≥4.1×10⁵	1.20×10^-4
	8	≥6.1×10⁵	1.11×10^-4
	9	≥8.2×10⁵	1.33×10^-4
	10	≥3.5×10⁵	1.54×10^-4
	11	≥4.5×10⁵	1.18×10^-4
	12	≥5.0×10⁵	1.21×10^-4
	13	≥5.1×10⁵	1.16×10^-4
비교재	1	≥0.5×10⁵	3.21×10^-4
	2	≥1.1×10⁵	2.11×10^-4
	3	≥2.9×10⁵	1.82×10^-4
	4	≥3.9×10⁵	1.43×10^-4
	5	≥2.3×10⁵	2.23×10^-4
	6	≥5.0×10⁵	1.18×10^-4
	7	≥3.4×10⁵	2.10×10^-4
	8	≥2.5×10⁵	2.03×10^-4
	9	≥2.6×10⁵	1.19×10^-4
	10	≥4.1×10⁵	1.41×10^-4
	11	≥4.0×10	2.04×10^-4
	12	≥7.0×10	1.92×10^-4
	13	≥7.3×10	1.88×10^-4

상기 표 7에 나타낸 바와같이, 본 발명재들은 비교재와 비교하여 피로수명 및 영구변형저항성(잔류전단변형률)이 동등 이상의 스프링 특성을 나타내고 있다.

도 2는 실리콘 함량에 따른 피로특성 및 영구변형저항성(잔류전단변형률)을 조사한 결과로, 실리콘 함량이 증가함에 따라 잔류전단변형률은 점차적으로 개선되는 경향을 보이나, 피로특성의 경우 2.5-3.3% 실리콘 함유시 가장 우수한 피로수명치를 확보할 수 있음을 알 수 있다.

따라서, 본 발명은 절삭가공을 철저히 개선하여 스프링형상 및 동일 스프링내 선경변화가 큰 테퍼드 스프링에서 요구되는 절삭가공성을 스프링특성의 저하없이 제공함으로서 절삭가공성이 우수한 스프링강을 제공할 수 있는 것이다.

[실시예 3]

실시예 1의 발명재(7-10) 및 비교재 (12-13)을 하기 표 8과 같이 잔류오스테나이트화 할 수 있도록 가열하고 유냉(소입;quenching)한 다음, 텀퍼링처리하였다. 이때, 소입·소려후 잔류오스테나이트양을 측정하고, 잔류오스테나이트양이 피로특성에 미치는 효과를 조사하여 그 결과를 하기 표 8에 나타내었다.

잔류오스테나이트양에 다음과 같은 방법에 의해 조사하였다.

즉, 부식액은 50mL H₂O(60%). 50mL H₂O와 7mL HF 복합용액에서 화학적으로 갈아내었다(thinning). 잔류 오스테나이트양은 X-ray 회절(diffraction) 방법에 의해 결정하였으며 이때 조건은 오스테나이트와 마르텐사이트의 회절 peak으로 부터 상대적인 적분강도 피크(peak)에 기초하였으며, 몰리브덴 타겟을 이용하여 0.2mm/min의 스캐닝 스피드(scanning speed)로 측정하였다. 그리고, 잔류 오스테나이트양은 140A_g/(A_o+ 1.4A_g)식에 의해 계산하였다. 여기서 A_g는 {220}면과 {311}면 오스테나이트 peak 의 평균면적이며, A_n는 {211}면 마르텐사이트 peak 면적이다. 한편, 피로특성은 실시예 2 에서 제시한 방법과 동일한 조건으로 하여 측정하였다.

시편번호	소입온도/텀퍼링온도(℃)	소입후 잔류오스테나이트 양(%)	텀퍼링후 잔류오스테나이트 양(%)	피로수명(회)
발명재7	950/400	7	1	≥4.1×10⁵
발명재8		9.5	5	≥6.1×10⁵
발명재3		11	7	≥7.0×10⁵
발명재9		12	7.5	≥8.2×10⁵
발명재10		13	9	≥7.3×10⁵
비교재13		15	12	≥3.5×10⁵

상기 표 10과 도 2 및 도 3은 잔류 오스테나이트양이 피로특성에 미치는 영향도를 조사한 결과로 소려후 기지조직내에 잔류 오스테나이트양이 7-9%범위내에서 가장 우수한 피로특성을 나타내었다.

한편, 피로특성에 유효한 잔류 오스테나이트양을 확보하기 위해서는 도 4(b)에서 보는 바와 같이, 이에 상응하는 소입후 잔류오스테나이트 양이 11-13%를 확보하는 것이 바람직하며, 적정범위 제어시 바람직한 니켈 성분은 도 4(a)에서 보는 바와 같이, 2.5-3.5%범위가 가장 효과적임을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 절삭가공성 개선을 위한 합금성분계 및 열처리조건을 제시함으로서, 스프링의 고응력화를 달성하면서 우수한 절삭가공성을 동시에 확보할 수 있게 됨에 따라 절삭성이 우수한 고응력 스프링용강을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
제 1항에 있어서, 상기 실리콘은 2.7-3.3%의 범위로 함유됨을 특징으로 하는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
제 1항에 있어서, 상기 니켈은 2.5-3.5%의 범위로 함유됨을 특징으로 하는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하를 함유하고, 여기에 코발트:0.01-0.5%, 텅스텐:0.01-0.5%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.03%, 티타늄:0.01-0.1%중 선택된 1종 또는 2종이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
제 4항에 있어서, 상기 실리콘은 2.7-3.3%의 범위로 함유됨을 특징으로 하는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
제 4항에 있어서, 상기 니켈은 2.5-3.5%의 범위로 함유됨을 특징으로 하는 절삭가공성이 우수한 고응력 스프링용 강.
스프링의 제조방법에 있어서,

중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 흑연화 열처리한 다음, 절삭가공하여 냉간성형후 소입 및 소려처리하거나 또는 가열후 열간성형 소입 및 소려처리하는 것을 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 고응력 스프링의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 흑연화 열처리는 650-730℃에서 10-30시간동안 유지하고 공냉함을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 소입 및 소려는 950-1050℃에서 10-60분 가열하여 오스테나이트한 후 유냉하고, 이어 370-430℃에서 60-180분간 유지하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 7항에 있어서, 상기 소입은 잔류오스테나이트 양이 11-13%가 되도록 행하고, 상기 소려는 잔류오스테나이트 양이 7-9%가 되도록 행함을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 7항에서 제 10항중 어느 한 항에 있어서, 상기 니켈은 2.5-3.5%의 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 방법.
스프링의 제조방법에 있어서,

중량%로 탄소:0.4-0.7%, 실리콘:2.0-3.6%, 망간:0.3-0.6%, 크롬:0.3-0.8%, 바나듐 또는 니요붐중 선택된 1종 또는 2종: 0.01-0.3%, 니켈:0.1-5.0%, 보론:0.0005-0.004%, 산소:0.0015%이하, 질소:0.005-0.03%, 인:0.01%이하, 황: 0.01%이하를 함유하고, 여기에 코발트:0.01-0.5%, 텅스텐:0.01-0.5%, 몰리브덴:0.01-0.5%, 구리:0.01-0.03%, 티타늄:0.01-0.1%중 선택된 1종 또는 2종이상을 함유하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 흑연화 열처리하고, 절삭가공하여 냉간성형후 소입 및 소려처리하거나 또는 가열후 열간성형 소입 및 소려처리하는 것을 포함하여 이루어짐을 특징으로 하는 고응력 스프링의 제조방법.
제 12항에 있어서, 상기 흑연화 열처리는 650-730℃에서 10-30시간동안 유지하고 공냉함을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 12항에 있어서, 상기 소입 및 소려는 950-1050℃에서 10-60분 가열하여 오스테나이트한 후 유냉하고, 이어 370-430℃에서 60-180분간 유지하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 12항에 있어서, 상기 소입은 잔류오스테나이트 양이 11-13%가 되도록 행하고, 상기 소려는 잔류오스테나이트 양이 7-9%가 되도록 행함을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
제 12항에서 제 15항중 어느 한 항에 있어서, 상기 Ni은 2.5-3.5%의 범위로 함유되는 것을 특징으로 하는 방법.