KR20000043776A - 고강도 스프링용 선재의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 자동차에 이용되는 고강도 스프링용 선재의 제조방법에 관한 것으로, 중량 %로 탄소:0.40-0.65%, 실리콘:1.2-1.8%, 망간:0.3-1.0%, 크롬:0.3-1.0%, 인 및 황:0.02%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, 바나듐:0.05-0.25%, 몰리브덴:0.05-0.20%, 텅스텐:0.05-0.20%, 구리:0.05-0.20%, 질소:30-120ppm 를 일부 또는 전부를 함유하여 조성되는 스프링강을 먼저, 1000∼1150℃의 온도범위에서 가열하는 단계와; 사상압연에서의 입측온도가 800-950℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하는 단계와; 그 후 냉각하는 단계와;로 이루어진 고강도 스프링용 선재의 제조방법을 요지로 한다.

Description

고강도 스프링용 선재의 제조방법
본 발명은 자동차에 이용되는 고강도 스프링용 선재의 제조방법에 관한 것으로, 특히 자동차 현가용 및 엔진 밸브용 스프링에 적용되는 영구변형 저항성이 우수한 고강도 스프링용 선재의 제조방법에 관한 것이다.
70년대말 자동차 경량화 및 소형화 추세에 따라 자동차용 스프링의 고응력화 노력에 있어서 스프링 제조업체에서는 주로 고강도강의 개발보다는 제조공정상의 공법 개발(shot penning, hot setting etc)에 주력을 기울여 동일 강종에서의 스프링의 고응력화를 추구해 왔으나, 제조 공정상의 공법 개발 및 설계의 정밀도 향상을 인한 스프링의 고응력화는 이미 한계점에 도달해 있기 때문에, 고응력 하에서 사용되어도 우수한 영구변형 저항성과 고도의 탄성 한계 및 피로강도를 갖는 고응력 스프링 재료를 개발하는 것이 가장 큰 과제로 남아 있는 실정이다.
이러한 스프링강의 고강도화 추세에 부응하여 영구변형 저항성에 직접적인 영향을 미치는 항복강도의 향상을 위한 수단으로 실리콘이 함량을 극대화시킨 Si첨가강이 주목받기 시작하였으며 그 중 SAE 9260(1.8-2.2% Si, SUP7)은 영구변형 저항성이 우수한 재료로 개발되었으나, 스프링의 열간가공 및 스프링의 특성을 부여하는 열처리시에 발생하는 소재 표면 탈탄과 이로 인한 피로수명의 저하 및 표면 가공에 소요되는 비용 등이 문제점으로 부각되었다. 따라서 영구변형 저항성을 크게 약화시키지 않는 성분 범위에서 표면탈탄을 조장하는 실리콘(Si)을 감소시키고 탈탄 방지에 효과적인 원소인 크롬(Cr)을 첨가한 SAE 9254와 SAE 9254에 바나듐을 첨가시킨 강종이 개발되었다. 그러나 지속적인 자동차 경량화 노력에 따라서 기존의 스프링강에 비하여 강도 및 영구변형 저항성 등이 더욱 향상된 재료가 절실히 요구되어지고 있는 실정이며, 이에 부응하여 기존의 SAE 9254에 탄소함량 증가 및 합금원소의 다량 첨가에 의해 영구변형 저항성 및 피로감도를 향상시킨 강종들에 대한 많은 연구 결과가 발표되었고 또한 일부에서는 실용화가 진행되고 있다. 그러나 최근에 개발된 대부분의 고강도 스프링 강의 경우, 소재의 강도 및 역구변형 저항성을 향상시키기 위하여 합금 원소를 많이 첨가하기 때문에 소재의 경희능(hardenability)이 높아져 기존 스텔모아 냉각설비에서 제조한 경우에도 일부 저온 조직이 미량이나마 함유되어 다시 어닐링(annealing) 처리를 실시하여야 하는 경우가 대부분이므로 경제적인 문제점이 있다. 한편, 엔진 밸브용으로 사용되는 스프링강에 있어서는 스프링 제조공정이 선재를 신선가공한 후 오일 템퍼링하여 냉간에서 성형하는 것이기 때문에, 신선가공이 중요한 공정이 된다. 냉간성형 스프링 제조공정 중 신선공정을 고려할 때 선재 상태에서의 미세조직이 신선가공이 가능한 미세조직인 페라이트+펄라이트로 구성되어야 하며 저온조직인 베이나이트나 마르텐사이트가 존재하게 되면 신선가공중 단선이 발생하므로, 신선가공전에 페이턴팅처리를 실시하거나 선재 제조시 냉각설비를 생산성이 높은 스텔모아 냉각설비가 아닌 다른 극서냉이 가능한 설비로 바꾸어야 하는 경우가 발생하게 된다.
일반적으로 경화능이 큰 소재를 가열후 냉각하는 경우 오스테나이트로부터 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻기 위해서는 극서냉을 실시하여야 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 저온 조직의 발생을 방지할 수 있다. 한편, 열간압연시 압연 온도를 저하시키면 최종 압연후의 오스테나이트 입자경이 감소하게 되며, 입자경의 감소에 따라 페라이트 및 펄라이트 변태 완료가 빨라지게 되어 연속 냉각 곡선이 빠른 시간 축으로 이동하게 된다. 이에 따라 제조된 선재의 미세조직이 페라이트 + 펄라이트로 구성되기 위한 임계 냉각속도가 다소 빨라지게 되는 효과가 있다. 따라서 열간압연 온도의 저하에 의해 미세한 오스테나이트 입자를 만들면 스틸모다 냉각설비에서도 냉각의 제어를 통하여 저온 조직이 발생하지 않는 선재를 제조할 수 있다.
스프링용 선재의 제조방법에 대한 종래의 기술로는 일본 특허공개 (평)3-79719, DD 224871을 들 수 있다.
상기 일본 특허공개 (평)3-79719는 Si-Cr계 스프링강의 가열온도 1000℃이하, 사상압연 온도 1000℃이하, 냉각속도 1-10℃/sec 의 제조조건을 제시하고 있으나, 1.5%의 높은 실리콘 함량 및 많은 합금원소 첨가에 따른 열간압연시 강도의 증가로 초기 가열온도를 1000℃ 이하로 낮추는 경우 압연률의 과부하로 인하여 많은 문제점이 발생할 수 있으며, 냉각속도 10℃/sec의 경우는 저온조직인 베이나이트나 마르텐사이트가 발생되어 스프링으로 제조하기 위해서는 다시 재가열에 의한 연화처리를 실시해야 한다. 또한, 특허 DD 224871에서는 압연온도 저하에 의한 스프링강 선재의 제조방법을 제시하였으나, 주된 내용이 소재의 표면을 템퍼트 마르텐사이트 조직으로 구성하고 소재 내부를 페라이트 + 펄라이트로 구성된 선재의 제조방법으로, 일반적으로 사용되는 자동차용 스프링에 사용되는 제조방법인 표면절산(현가용 스프링) 또는 신선가공(밸브용 스프링) 등을 적용할 수 없는 문제점이 있다.
따라서 본 발명은 상기 문제를 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 본 발명의 목적은 스프링강의 선재를 열간압연 조건의 제어 및 선재 스틸모어 냉각설비에서의 냉각조건의 제어에 의하여, 미세조직이 페라이트 + 펄라이트로 구성된 고강도 스프링강의 선재를 제조하는 데 있다.
본 발명은 상기 목적을 달성하기 위하여, 중량 %로 탄소:0.40-0.65%, 실리콘:1.2-1.8%, 망간:0.3-1.0%, 크롬:0.3-1.0%, 인 및 황:0.02%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, 바나듐:0.05-0.25%, 몰리브덴:0.05-0.20%, 텅스텐:0.05-0.20%, 구리:0.05-0.20%, 질소:30-120ppm 를 일부 또는 전부를 함유하여 조성되는 스프링강을 먼저, 1000∼1150℃의 온도범위에서 가열하는 단계와; 사상압연에서의 입측온도가 800-950℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하는 단계와; 그 후 냉각하는 단계와;로 이루어진 고강도 스프링용 선재의 제조방법을 제공하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명은 상기 냉각단계에서, 압연후 냉각시 선재 코일의 폭방향 양끝단부는 650℃까지 평균 냉각속도를 3-5℃/sec로, 이후 550℃까지 평균냉각속도는 0.8-2.0%C/sec로, 폭방향 중심부는 650℃까지 평균 냉각속도를 4-7℃sec로 하고, 이후 550℃까지는 0.8-3.0℃/sec로 냉각속도를 조절하는 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명에서는 상기 제조방법에 있어서, 페이턴팅 처리 없이 직접 신선하는 단계와; 오일 템퍼링을 실시하는 단계와;를 더욱 포함하여 이루어진 고강도 스프링용 선재의 제조방법을 제공한다.
이하, 본 발명을 더욱 상세히 설명하기로 한다.
상기 목적에 이용되는 본 발명의 스프링강은 중량 %로 탄소 : 0.40-0.65%, 실리콘: 1.2-1.8%, 망간:0.3-1.0%, 크롬:0.3-1.0%, 인 및 황:0.02%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, 바나듐: 0.05-0.25%, 및 몰리브덴:0.05-0.20%, 텅스텐:0.05-0.20%, 구리:0.05-0.20%, 질소:30-120ppm, 동을 일부 또는 전부 함유하여 조성되는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 선재의 제조방법은 중량%로 탄소:0.40-0,65%, 실리콘:1.2-1.8%, 망간:0.3-1.0%, 크롬:0.3-1.0%, 인 및 황:0.02%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, 바나듐:0.05-0.25%, 및 몰리브덴:0.05-0.20%, 텅스텐:0.05-0.20%, 질소:30-120ppm, 동을 일부 또는 전부 함유하는 조성되느 스프링강을, 가열온도 1000∼1150℃범위에서 가열 후, 열간압연을 시작하여 사상압연에서의 일측온도 800-950℃ 범위에서 열간압연을 실시하며, 압연후 냉각시 선재 코일의 폭방향 양끝단부는 650℃까지 평균 냉각속도 3-5℃/sec 및 이후 550℃까지 평균냉각속도 이용한 0.8-2.0%C/sec 이며, 폭방향 중심부는 650℃까지 평균 냉각속도를 4-7℃sec 및 이후 550℃까지 0.8-3.0℃/sec의 냉각속도로 하는 선재 제조방법을 포함하여 구성한다.
본 발명은 가용 스프링 제조시 표면 절삭 공정이나 밸브 스프링 제조시 신선가공 공정에서의 문제점 없이 용이하게 가공되는 미세조직인 페라이트 + 펄라이트 로 구성된 합금원소가 많이 첨가된 고강도 스프링강 선재의 제조방법에 관함 것이다.
고강도 스프링을 개발하는 데 있어서, 가장 넓리 사용되는 탄화물 형상에 효과적인 합금원소를 첨가하는 방법이다. 이와 같이 스프링강에서 고강도화를 위해 함금원소 들의 대부분이 소재의 경화능을 급격히 증가시키는 효과를 가진다. 기존 가장 널리 세계적으로 상용되고 있는 스프링강인 SAE 9254의 경우 선재 제조시 통상 압연시 적용되는 사상압연기 압축온도 1000℃에서 열간압연후 스텔모아 냉각설비에서 적용가능한 가장 느린 냉각속도로 생산하고 있는 실정이다. 따라서 스프링강의 고강도를 위해 경화능이 증가하는 효과를 갖는 합금원소가 첨가되면 스텔모아 냉각설비에서 선재 제조시 저온조직인 베이나이트나 마르텐사이트가 발생된다. 저온조직을 함유한 선재는 현가용 스프링 제조시 표면 절삭 공정이나 밸브 스프링 제조시 신선가공을 실시하는 과정에서 절산기구의 파손 및 단선 발생이 쉽게 발생하며, 따라서 연화 열처리를 실시하여 미세조직을 펄라이트+페라이트로 만들어 가공을 실시하게 된다. 따라서 스프링강을 고강도화하기 위해 합금원소를 첨가하는 과정에서부터 선재제조시 저온조직의 발생이 없게 하기 위하여 첨가되는 합금원소의 강도 향상 효과와 경화능 향상 효과 등을 상세하게 고려하여 첨가되는 합금원소의 종류와 양을 설정하여야 한다.
다음으로 스프링강의 고강도화를 목적으로 설정된 합금성분계를 갖는 소재를 연간압연하여 선재 스텔모아 냉각 설비에서 냉각하는데 있어서, 실리콘이 많이 함유된 스프링강을 압연할 경우 압연온도 저하에 따른 열간변형 저항의 증대로 압연롤의 부하를 고려하고 실리콘의 탈탄 촉진 효과 등을 고려하여 가열온도 범위를 설정할 필요가 있으므로 압연 부하가 큰 조압연에서는 되도록 높은 온도로 열간압연을 실시하고 최종 압연후 생성된 오스테나이트 입자경의 미세화에 직접적인 영향을 주는 사상압연 단계에서 압연온도를 저하시키는 것이 필요하며, 선재 냉각시 저온조직이 발생되지 않는 범위에서 냉각하여야 선재 상태에서 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻는 것이 가능하다.
다음은 본 발명강의 조성범위 한정이유에 대하여 설명한다.
탄소는 소재의 소입성 향상, 강도, 충격인성, 피로특성 및 영구변형 저항성에 효과를 미치며, 소려시 형성되는 탄화물의 함량을 결정하는 요소로 작용하여 기계적 성질에 영향을 미치며 소재의 경화능, 용접성 및 인성에도 영향을 미친다. 탄소함량을 0.40-0.65%으로 한 것은, 0.40%이하에서는 탄소함량이 낮아 소려시 형성되는 탄화물의 양이 작아 소입, 소려에 의한 고강도 스프링용강으로서 충분한 강도, 내피로성 및 영구변형 저항성의 확보가 어렵기 때문이고, 0.65%이상에서는 탄소함량 증가에 따른 쌍정 마르텐사이트(twin martensite)의 형성이 용이하여, 소입 균열 발생가능성이 높고, 소재의 인성 및 피로 특성의 확보가 어렵고, 용접성이 열화되기 때문이다.
실리콘은 탈산제로 사용되며, 소려시 입실론 탄화물의 석출정도에 영향을 주어 연화현상을 지연시키는 효과가 크며, 소려시 입실론 탄화물로부터 세멘타이트로의 전이 및 세멘타이트 성장을 억제시키는 효과를 갖는다. 또한 지연파괴(delayed fracture), 강도, 충격인성, 내피로성 및 영구변형 저항성에효과가 큰 원소이며, 소재의 용접성 저하, 열간변형저항 증대, 탈탄 증대, 흑연화 촉진, 탈 스케일 처리성 및 냉간가공성 저하의 단점을 가지며 절삭가공성 및 잔류 오스테나이트 거동에 영향을 미친다. 실리콘 함량을 1.2-1.8%으로 한 것은 1.2% 이하에서는 실리콘의 소재 강도 강화 및 영구변형 저항성의 재선 효과가 충분하지 못하기 때문이고, 이와 같은 효과 들이 실리콘 함량의 증가에 따라 커지나 1.8%이상에서는 실리콘 함량 증가에 따른 영구변형 저항성의 개선 효과는 상대적으로 감소하여 열처리시 탈탄의 가능성이 높고 또한 소재의 신선시 코일간의 용접작업이 어렵고, 소재의 탈 스케일 처리시 스케일의 완전한 제거를 어렵게 하는 효과를 가지기 때문이다.
망간은 소재의 경화능 및 강도를 향상시키며 강중의 유황(S)과 결합하여 유황에 기인되는 크랙의 생성을 방지하는 효과를 갖는 원소로서, 강도 및 소밀성 향상에 효과적인 원소이다. 망간의 함량을 0.3-1.0%으로 한 것은, 0.3%이하에서는 스프링용 강으로서 소입소려 처리시 얻어지는 강도 및 소입성이 부족하기 때문이고, 1.0%이상에서는 인성이 저하, 소려시 소재의 수소확산 촉진 효과, 편석에 의한 소재의 국부적인 경화능 증가 및 경화능인 큰 합금 원소와 동시에 첨가할 경우 발생되는 선재 제조시 저온 조직의 생성을 촉진시키는 효과를 가져 직접 신선가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 없기 때문이다.
크롬은 망간과 마찬가지로 경화능과 강도를 향상시키며 탈탄 억제 및 측연화 방지 효과를 가지나 소려시 세면타이트 형성 및 성장 촉진 효과로 영구변형 저항성을 저하시킨다. 크롬 함량을 0.3-1.0%으로 한 것은 0.3%이하에서는 충분한 소입성 및 탈탄 억제 효과를 기대할 수 없기 때문이고, 1.0% 이상에서는 영구변형 저항성의 저하 및 경화능인 큰 합금원소와 동시에 첨가할 경우 발생되는 선재 제조시 저온조직의 생성을 촉진시키는 효과를 가져 직접 신선가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 없기 때문이다.
몰리브덴은 소려처리시 발생되는 2차 경화 현상을 일으키는 원소이며, 망간 및 크롬과 마찬가지로 소입성, 영구변형 저항성, 강도 및 내피로성을 향상시키며 특히 비교적 고온인 100-250℃ 온도 범위에서 기계적 성질의 향상 효과가 큰 원소이다. 몰리브덴은 탄화물 형성 원소로서 입실론 탄화물 및 세멘 타이트의 분포, 생성 및 성장에 영향을 주는 원소로서 소려 온도의 상승에 따라 세멘타이트 생성 및 조대화를 억제하는 효과를 가져 강도 및 영구 변형 저항성을 향상시킨다. 함량은 0.05-0.20%으로 한 것은, 0.05%이하에서는 소입성 및 영구변형 저항성 개선 효과가 불충분하고, 0.20%이상에서는 경화능인 큰 합금 원소와 동시에 첨가할 경우 발생되는 선재 제조시 저온 조직의 생성을 촉진시키는 효과를 가져 직접 신선 가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 없기 때문이다.
텅스텐은 몰리브덴과 효과가 유사한 탄화물 형성 원소로, 입실론 탄화물 및 세멘타이트의 분포, 생성 및 성장에 영향을 주는 원소로서 소려 처리시 세멘타이트의 생성 및 성장에 영향을 미치며 2차 경화 현상을 일으킨다. 또한, 소입성, 강도, 충격인성 및 영구 변형 저항성 및 내피로성에 큰 영향을 미치는 원소이다. 특히, 비교적 고온인 100-250℃ 온도범위에서 영구변형 저항성 향상 효과가 큰 원소이다. 텅스텐은 소려 온도의 상승에 따라 세멘타이트의 성장을 억제하는 효과를 가져 강도 및 영구변형 저항성을 향상시킨다. 함량을 0.05-0.20%으로 한 것은 0.05% 이하에서는 소입성 및 영구변형 저항성 개선 효과가 불충분하고 0.20%이상에서는 첨가량의 증가에 따른 기계적 성질의 향상 효과가 상대적으로 감소하여 경제적으로 불리하여 비록 몰리브덴 보다는 미약하나 경화능인 큰 합금원소와 동시에 첨가할 경우 발생되는 선재 제조시 저온조직의 생성을 촉진시키는 효과를 가져 직접 신선가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 없기 때문이다. 바나듐은 오스테나이트 결정립도 미세화 효과와 고용량화, 석출강화 효과가 큰 원소로서, 소려시 세멘타이트의 생성 및 성장에 영향을 미치며 2차 경화 현상을 일으키며, 소입성, 피로 특성, 강도, 충격인성 및 영구변형 저항성 및 지연파괴 저항성에 효과가 큰 원소이다. 함량을 0.05%-0.25%으로 한 것은 0.05%이하에서는 충분한 양이 석출되지 않아 영구 변형 저항성의 개선 및 오스테나이트 결정립도 미세화 효과가 충분하지 못하기 때문이고 0.25%이상에서는 그 효과가 포화하여 오스테나이트 중에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래하게 된다. 또한 탄소의 고용한도를 저하시켜 소입소려 처리에 악영향을 미치기 때문이다.
구리는 소입성 및 항복비에 영향을 미치는 원소로서 내식환경하에서 전면부식을 촉진시켜 내공식성을 높이는 역할을 하며 고용강화 효과 및 장시간 소려시 석출물을 형성하여 강도, 피로 특성 및 영구 변형 저항성을 향상시키는 효과를 갖는다. 함량을 0.05%-0.20%으로 한 것은 0.05%이하에서는 강도 및 영구변형 저항성의 개선 효과가 충분하지 못하기 때문이고, 0.20%이상에서는 그 효과가 포화하며 과다한 소입성의 증가로 경화능인 큰 합금 원소와 동시에 첨가할 경우 발생되는 선재 제조시 저온 조직의 생성을 촉진시키는 효과를 가져 직접 신선 가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 없기 때문이다. 또한 구리가 과다하게 첨가된 경우 열간압연시 소재의 취성을 증가시키는 등 악영향을 미친다.
질소는 대부분의 스프링 강에서 티타늄(Ti)과 결합하여 피로수명에 악영향을 미치는 개재물을 형성한다. 또한 첨가된 합금원소인 바나듐과 결합하여 바나듐 탄질화물을 형성하여 석출강화 효과를 보이는 한편, 질소가 첨가되지 않은 경우 석출되는 바나듐 탄화물에 비하여 열적 안정성 및 미세한 석출물 분포를 가지게 되어 강도, 피로특성 및 영구 변형 저항성을 향상시키는데 효과적인 원소이다. 함량을 30-120ppm으로 한 것은 30ppm 이하에서는 질소 첨가 효과가 충분치 않아 바나듐 탄질화물의 석출양이 작으므로 강도 및 영구변형 저항성의 개선 효과가 충분하지 못하기 때문이고, 120ppm 이상에서는 그 효과가 포화하며 소재에 잔류된 불순 원소인 티타늄과 결합하여 피로 수명에 악영향을 미치는 개재물을 형성하며, 기지 조직에 과포화되어 소재의 인성을 저하시키는 효과를 갖는다.
인(P)과 황(S)은 0.02%이하로 하는 것이 바람직하다. 인의 경우 0.02%이상이면 결정립계 편석되어 인성을 저하시키기 때문이며, 황의 경우는 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 필요하기 때문이다.
본 발명에서의 선재 제조조건을 한정하는 이유를 설명하면 다음과 같다.
선재 제조 조건인 가열온도 1000-1150℃범위는 가열온도가 1000℃이하로 낮춰지면 열간 압연시 소재의 압연온도 저하에 따라 열간변형 저항의 증가로 압연롤의 부하가 커지게 되어 롤 수명이 저하되는 경제적인 문제점이 발생된다. 한편, 가열온도가 1150℃ 이상으로 높아지게 되면 실리콘이 많이 함유된 스프링강에서 발생하기 쉬운 탈탄 현상이 가속화되어 소재의 탈탄이 증가하게 되며 오스테나이트 입자경 증가 및 바나듐의 고용량 증대로 경화능이 급격히 증가되어 선재에서 적정 미세조직 얻기가 곤란하게 되어 소재의 품질 및 경제성 측면에서 적절하지 못하다.
최종 압연후 생성된 오스테나이트 입자경의 미세화에 직접적인 영향을 주는 사상압연 단계에서의 압연온도 800-950℃ 범위는 800℃이하에서는 소재의 압연온도 저하에 따라 열간변형 저항의 급격한 증가로 압연롤의 부하가 커지게 되어 큰 수명이 저하되는 경제적인 문제점이 발생되며, 또한 열간압연시 미세조직인 페라이트 + 오스테나이트의 2상이 존재하는 2상역에서 열간압연이 실시되어 열간압연 중 균열이 발생하기 쉽고 제조된 선재의 미세조직에 있어서 균질성의 확보가 곤란하여 품질에서의 문제점이 발생하기 쉽다. 한편, 950℃이상에서는 일반 통상 압연의 경우에 해당되는데, 이 경우 생성된 오스테나이트 입자경이 커서 경화능의 증가 효과를 갖게되어 스텔모아 냉각설비에서 선재냉각시 합금원소가 많이 첨가된 고합금강의 경우 최대한으로 서냉하여도 저온 조직인 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되기 쉽다.
선재 열간압연후 냉각속도는 페라이트 + 펄라이트 미세조직의 선재를 얻을 수 있는 제조 조건 중에서 중요한 요소이다. 스텔모아 냉각설비에서 열간압연된 선재를 냉가시키는 경우 링 형상을 갖는 선재코일이 콘베어상에 높여진 상태는 코일 폭방향으로 균일한 분포를 갖는 형태가 아니라 코일 폭방향의 양 끝단부에서는 선재 코일이 많이 쌓여져 여러 겹을 갖는 형태이며 코일 중앙부에서는 선재 링 하나하나가 따로 배열되어 있는 형태이다. 따라서 서냉시 코일 폭 방향의 양 끝단부와 중심부의 냉각속도가 차이가 나게 된다. 특히 코일의 양 끝단부를 덮는 부분)에서 오스테나이트로부터 페라이트 + 펄라이트로의 변태가 완료되기 위해서는 서냉대 초기에는 급냉, 변태 온도 구간에서는 극서냉이 이루어져야 원하는 미세조직을 얻을 수 있다. 한편 코일의 중앙부는 서냉대에서의 냉각 속도가 코일 양 끝단 보다 빠르므로 초기 급냉 후반부 서냉에 의해서도 원하는 미세조직을 얻을 수 있다. 따라서 직접 냉각 속도는 코일의 양 끝단부에 있어서는 열간 압연후 권취온도인 레잉헤드(L/H)온도인 760-900℃ 범위로부터 오스테나이트가 변태하기 시작하는 650℃까지 초기의 평균 냉각 속도를 3-5℃/sec로 하고, 이후 550℃까지 서냉대에서는 0.8-2.0℃/sec의 냉각속도로 하여야 원하는 미세조직인 페라이트 + 펄라이트를 얻을 수 있다. 한편, 코일 중심부의 냉각속도는 초기 레잉헤드(L/H)온도인 760∼900℃ 범위로부터 오스테나이트가 변태하기 시작하는 650℃까지 초기의 평균 냉각속도를 4∼7℃/sec로 하고 이후 550℃까지 서냉대에서 0.8∼3.0℃/sec의 냉각속도를 유지하여야 원하는 미세조직인 페라이트 + 펄라이트를 얻을 수 있다. 이와 같은 냉각조건은 신선가공전의 페이턴링처리 없이 직접 신선이 가능한 페라이트 + 펄라이트 미세조직의 선재를 얻을 수 있는 제조조건으로, 0.8℃/sec이하의 냉각속도는 미세조직 확보 측면에서는 바람직한 냉각조건이나 이와 같이 하여 형성된 미세조직에서는 펄라이트를 구성하고 있는 세멘타이트 두께가 상당히 증가되어 조대화된 펄라이트 미세조직을 갖게 된다. 또한, 0.8℃/sec 이하의 냉각속도는 현재 사용되고 있는 스티모아 냉각설비에서는 설비 능력상 얻을 수 있는 최저 냉각속도이며 냉각속도가 매우 느린 경우 선재의 생산성에 악영향을 미치게 되어 경제성 측면에서 불리하다. 코일 양 끝단부의 최대 냉각속도인 2.0℃/sec와 코일 중심부의 3.0℃/sec의 냉각속도는 앞에서 언급된 합금성분을 갖는 선재에서 페라이트 + 펄라이트 미세조직을 얻을 수 잇는 최대 냉각속도이며 선재 제조시 냉각속도가 각각 2.0℃/sec 및 3.0℃/sec이상이 되면 선재 상태에서 저온조직이 발생된다.
상기와 같이 제조된 선재는 엔진 밸브용 스프링으로 제조하기위하여 냉간에서 신선가공하고 이어 오일 템퍼링(소입소려) 처리를 실시한다. 오일 템퍼링시의 소입열처리는 900∼1100℃의 온도에서 5초∼5분 유지하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소입 온도가 900℃ 이하인 경우 펄라이트 + 페라이트 조직으로 부디 오스테나이트로 변태시 펄라이트내의 세멘타이트의 완전 고용이 이루어지기 어려워 일부 잔존이 가능하며, 1100℃이상의 온도로 가열하면 고 실리콘 함유에 의한 소재 탈탄 및 오스테나이트 입자 조대화에 의한 인성 저하가 발생하기 때문이다. 그리고 열처리 시간을 5초∼5분으로 한정한 것은 펄라이트 내의 세멘타이트의 완전 고용을 고려한 범위이다.
소려 열처리는 생성되는 탄화물의 종류, 형상 및 안전성, 잔류 오스테나이트 함량에 영향을 주며 또한 잔류 오스테나이트의 분해에 영향을 주어 소재의 강도, 충격인성, 고온 성질, 연성, 피로특성, 연구변형 저항성 등에 영향을 미친다. 소려온도 400∼650℃에서 5초∼5분 유지하는 것이 바람직하다. 그 이유는 소려온도가 400℃이하에서는 인성 및 연성의 확보가 어려우며, 650℃이상에서는 생성된 세멘타이트의 조대화로 강도 및 영구 변형 저항성이 감소하여 목적하는 고강도 및 영구변형 저항성 등의 스프링 특성을 얻을 수 없다.
다음은 본 발명의 효과를 실시예에 의해 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
표 1에 본 발명에 이용된 강 들의 화학성분을 나타내었다. 소재는 선재 160×160mm 빌렛을, 선재 공장에서 1080℃로 1시간 20분 가열후 추출하고, 열간압연시 사상압연 일측의 온도를 변화하여 열간압연 온도를 조절하여 열간압연을 실시하였으며, 열간압연후 레잉헤드 온도를 830℃로 하였으며, 선재 스텔모아 냉각설비에서 냉각속도를 조절하여 선경 8mm의 선재를 제조하였다. 열간압연 온도의 변화 및 냉각조건 변경에 따라 제조된 선재의 단면을 광학 현미경을 이용하여 관찰된 저온조직의 발생을 표 2에 나타내었다.
강종 C Si Mn Cr Mo W V Nb Cu
소재 1 0.51 2.04 0.71 0.76 - - - - -
소재 2 0.65 1.46 0.57 0.78 0.39 - 0.21 - -
소재 3 0.51 1.41 0.42 0.41 0.06 0.11 0.07 - 0.06
구분 강종 사상압연온도(℃) 선재 냉각 미세 조직
압연후 냉각속도(650C까지) 선재냉각속도(E) 선재냉각속도(C) 미세조직(E) 미세조직(C)
본발명1 소재1 940 5C/sec 0.8 1.2 × ×
비교예1 1070 0.8 1.2 × ○
본발명2 940 1.1 2.5 × ×
비교예2 940 3.2 6.9 ○ ○
본발명3 소재2 940 0.8 1.2 × ×
비교예3 1070 0.8 1.2 ○ ○
비교예4 940 3.2 6.9 ○ ○
본발명4 940 1.1 2.5 × ×
본발명5 소재3 940 0.8 1.2 × ×
비교예5 1070 0.8 1.2 × ○
본발명6 940 1.1 2.5 × ×
본발명6 940 3.2 6.9 ○ ○
○ : 저온 조직(베이나이트 또는 마르텐사이트) 존재함.
× : 저온 조직 존재하지 않음.
상술한 바와 같이, 본 발명에 의하면,가열온도 1000∼1150℃범위에서 가열후, 열간압연을 시작하여 사상압연에서의 입측온도 800∼950℃범위에서 열간압연을 실시하며, 압연후 냉가시 선재 코일의 폭방향 양 끝단부는 650℃까지 평균 냉각속도 3∼5℃/sec 및 이후 550℃까지 평균 냉각속도 0.8∼2.0℃/sec이며, 폭방향 중심부는 650℃까지 평균냉각속도를 4∼7℃/sec 및 이후 550℃까지 0.8∼3.0℃/sec의 냉각속도로 냉각하여 페라이트 + 펄라이트의 미세조직을 갖는 고감도 스프링강 선재를 제조하면, 스프링 제조공장에서의 가공전 연화열처리 없이 고강도 스프링을 경제적으로 제조할 수 있다.

Claims (3)

  1. 중량 %로 탄소: 0.40-0.65%, 실리콘: 1.2-1.8%, 망간: 0.3-1.0%, 크롬: 0.3-1.0%, 인 및 황:0.02%이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, 바나듐:0.05-0.25%, 몰리브덴:0.05-0.20%, 텅스텐:0.05-0.20%, 구리:0.05-0.20%, 질소:30-120ppm 를 일부 또는 전부를 함유하여 조성되는 스프링강을 먼저, 1000∼1150℃의 온도범위에서 가열하는 단계와; 사상압연에서의 입측온도가 800-950℃의 온도범위에서 열간압연을 실시하는 단계와; 그 후 냉각하는 단계와;로 이루어진 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 선재의 제조방법.
  2. 제1항에 있어서, 상기 냉각단계에서, 압연후 냉각시 선재 코일의 폭방향 양끝단부는 650℃까지 평균 냉각속도를 3-5℃/sec로, 이후 550℃까지 평균냉각속도는 0.8-2.0%C/sec로, 폭방향 중심부는 650℃까지 평균 냉각속도를 4-7℃sec로 하고, 이후 550℃까지는 0.8-3.0℃/sec로 냉각속도를 조절하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 선재의 제조방법.
  3. 제1항에 있어서, 페이턴팅 처리 없이 직접 신선하는 단계와; 오일 템퍼링을 실시하는 단계와;를 더욱 포함하여 이루어진 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 선재의 제조방법.
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