KR20080057205A - 고강도 스프링용 강 및 고강도 스프링용 열처리 강선 - Google Patents

Abstract

본 발명은 냉간으로 코일링되고 충분한 대기 강도와 코일링 가공성을 양립할 수 있는 인장 강도 2000 MPa 이상의 스프링용 열처리 강선과, 이 강선에 제공하는 스프링용 강을 제공함으로써, 질량%로, C: 0.5 내지 0.9%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 0.1 내지 1.5%, Cr: 1.0 내지 2.5%, V: 0.15 초과 내지 1.0% 이하, Al: 0.005% 이하를 함유하고, N: 0.007% 이하로 제한하고, 또한 Nb: 0.001 내지 0.01% 미만, Ti: 0.001 내지 0.005% 미만 중의 1종 또는 2종을 함유하고, 인장 강도 2000 MPa 이상, 그리고 검경면에 차지하는 세멘타이트계 구상 탄화물 및 합금계 구상 탄화물에 관하여, 원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하, 원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 존재 밀도가 1개/㎛²을 만족하고, 또한 구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상, 잔류 오스테나이트 15 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 열처리 강선.

고강도 스프링용 강, 스프링용 강선, 담금질 템퍼링

Description

고강도 스프링용 강 및 고강도 스프링용 열처리 강선{HIGH STRENGTH SPRING STEEL AND HIGH STRENGTH SPRING HEAT-TREATED STEEL WIRE}

본 발명은 냉간으로 코일링되고, 고강도 및 고인성을 가진 스프링용 강 및 스프링용 열처리 강선에 관한 것이다.

자동차의 경량화, 고성능화에 따라 스프링도 고강도화되어 열처리 후에 인장 강도 1500 MPa를 초과하는 고강도 강이 스프링에 사용되고 있다. 근래에는 인장 강도 1900 MPa를 초과하는 강선도 요구되고 있다. 이것은 스프링 제조시의 변형 제거 소둔이나 질화 처리 등 가열에 의해 다소 연화되어도 스프링으로서 지장이 없는 재료 경도를 확보하기 위한 것이다.

또한, 질화 처리나 숏 피닝(shot peening)으로는 표층 경도가 높아져 스프링 피로에 있어서 내구성이 현격하게 향상하는 것이 알려져 있으나, 스프링의 크리프 특성에 대하여는 표층 경도로 결정되는 것은 아니며, 스프링 소재 내부의 강도 또는 경도가 크게 영향을 미친다. 따라서 내부 경도를 상당히 높게 유지할 수 있는 성분으로 하는 것이 중요하다.

그 수법으로서는, V, Nb, Mo 등의 원소를 첨가함으로써 담금질(quenching)로 고용하고, 템퍼링으로 석출하는 미세 탄화물을 생성시키고, 그것에 의하여 전위의 움직임을 제한하여 내크리프 특성을 향상시킨 발명이 있다 (예를 들면, 일본 공개 특허 공보 소57-32353호 참조).

한편, 강의 코일 스프링의 제조 방법으로는 강의 오스테나이트역까지 가열하여 코일링하고, 그 후, 담금질 템퍼링을 실시하는 열간 코일링과 미리 강에 담금질 템퍼링을 실시한 고강도 강선을 냉간으로 코일링하는 냉간 코일링이 있다. 냉간 코일링에서는 강선의 제조시에 급속 가열 급속 냉각이 가능한 오일 템퍼 처리나 고주파 처리 등을 이용할 수 있기 때문에, 스프링재의 구오스테나이트 입자 지름을 작게 하는 것이 가능하고, 결과적으로 파괴 특성이 우수한 스프링을 제조할 수 있다. 또한, 스프링 제조 라인에 있어서의 가열로 등의 설비를 간략화할 수 있기 때문에, 스프링 제조업체에 있어서도 설비 비용 절감으로 이어지는 등의 이점이 있어서, 최근에는 스프링의 냉간화가 진행되고 있다. 현가 스프링에 있어서도 밸브 스프링에 비하여 선재는 굵은 강선을 사용하지만, 상기 이점 때문에 냉간 코일링이 도입되고 있다.

그러나, 냉간 코일링 스프링용 강선의 강도가 커지면, 냉간 코일링시에 파손되어 스프링 형상으로 성형할 수 없는 경우도 많다. 지금까지는 강도와 가공성이 양립되지 않았기 때문에 공업적으로는 불리하다고 할 수 있는 가열 코일링이나 코일링 후의 담금질 템퍼링 등의 수법으로 강도와 가공성을 양립하지 않을 수 없었다.

또한, 고강도의 열처리 강선을 냉간 코일링 가공하고, 질화하여 강도를 확보하는 경우에는, 강 중에 미세한 탄화물을 석출하는 V, Nb 등 이른바 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 유효하다고 생각되어 왔다. 그러나, 다량으로 첨가하면 담금질시의 가열로는 고용할 수 없어서, 조대하게 성장하고, 이른바 미용해 탄화물이 되어, 냉간에서의 코일링시의 파손 원인이 된다. 그 때문에 미용해 탄화물에 주목한 기술도 알려져 있다.

이와 같은 합금 원소뿐만 아니라, 강 중에 많이 존재하는 세멘타이트를 중심으로 한 탄화물도 제어함으로써 성능 향상을 시도한 발명이 있다 (예를 들면, 일본 공개 특허 공보 2002-180198호 참조).

본 발명은 냉간으로 코일링되고, 충분한 대기 강도와 코일링 가공성을 양립할 수 있는 인장 강도 2000 MPa 이상의 스프링용 열처리 강선과 이 강선에 사용되는 스프링용 강을 제공하는 것을 과제로 하고 있다.

본 발명자들은 지금까지 주목받지 않았던 N을 제어함으로써, 합금 원소를 첨가하여도 미용해 탄화물의 생성을 억제할 수 있고, 인성이나 가공성을 확보할 수 있는 것을 알아내고, 고강도와 코일링성을 양립시킨 스프링용 열처리 강선을 개발하기에 이르렀다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량%로, C: 0.5 내지 0.9%, Si: 1.0 내지 3.0%, Mn: 0.1 내지 1.5%, Cr: 1.0 내지 2.5%, V: 0.15 초과 내지 1.0% 이하, Al: 0.005% 이하를 함유하고, N: 0.007% 이하로 제한하고, 또한 Nb: 0.001 내지 0.01% 미만, Ti: 0.001 내지 0.005% 미만 중의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부가 철과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강.

(2) 또한, 질량%로, W: 0.05 내지 0.5%, Mo: 0.05 내지 0.5%의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1)에 기재된 고강도 스프링용 강.

(3) 또한, 질량%로, Ni: 0.05 내지 3.0%, Cu: 0.05 내지 0.5%, Co: 0.05 내지 3.0%, B: 0.0005 내지 0.006%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 스프링용 강.

(4) 또한, 질량%로, Te: 0.0002 내지 0.01%, Sb: 0.0002 내지 0.01%, Mg: 0.0001 내지 0.0005%, Zr: 0.0001 내지 0.0005%, Ca: 0.0002 내지 0.01%, Hf: 0.0002 내지 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 (1) 내지 (3)의 어느 하나의 항에 기재된 고강도 스프링용 강.

(5) 상기 (1) 내지 (4)의 어느 하나의 항에 기재된 강 성분을 가지고, 인장 강도 2000 MPa 이상, 그리고 검경면에서 차지하는 세멘타이트계 구상 탄화물 및 합금계 구상 탄화물에 관하여,

원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하,

원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 존재 밀도가 1개/㎛² 이하,

를 만족하고, 또한 구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상, 잔류 오스테나이트가 15 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.

도 1은 N을 저감 하였을 때의 Nb 첨가의 효과 (템퍼링 온도와 샤르피 충격 값의 관계)를 설명하는 도면이다.

도 2a는 주사형 전자 현미경에 의한 미용해 탄화물의 관찰예를 나타내는 사진이다. 도 2b는 합금계 미용해 탄화물 X의 X선에 의한 원소 해석례, 도 2c는 세멘타이트계 미용해 탄화물 Y의 X선에 의한 원소 해석례를 나타내는 도면이다.

발명을 실시하기 위한 최선의 실시 형태

본 발명자는 고강도를 얻기 위하여 화학 성분을 규정하면서, 열처리에 의하여 강 중의 탄화물 형상을 제어함으로써, 스프링을 제조하기에 충분한 코일링 특성을 확보한 강선을 발명하기에 이르렀다.

그 상세에 대하여 아래에 설명한다. 먼저, 고강도 스프링용 강의 화학 성분 및 성분 범위를 한정한 이유에 대하여 설명한다.

C는 강재의 기본 강도에 큰 영향을 미치는 원소인데, 종래보다 충분한 강도를 얻을 수 있도록 0.5 내지 0.9%로 하였다. 0.5% 미만에서는 충분한 강도를 얻을 수 없다. 특히, 스프링 성능 향상을 위한 질화를 생략하였을 경우에도 충분한 스프링 강도를 확보하려면 0.5% 이상의 C가 필요하다. 0.9% 초과에서는 실질적으로 과공석이 되어, 조대 세멘타이트를 다량으로 석출하기 때문에 인성을 현저하게 저하시킨다. 이것은 동시에 코일링 특성을 저하시킨다. 또한 마이크로 조직과의 관계도 밀접한데, 0.5% 미만에서는 탄화물수가 적기 때문에 탄화물 분포가 국부적으로 다른 부분보다 적은 영역(이후 탄화물 희박 영역이라고 한다)의 면적율이 증가하기 쉽고, 충분한 강도와 인성 또는 코일링성(연성)을 얻기 어렵다. 이에, 좋기로는 0.55% 이상, 강도-코일링의 균형이라는 관점에서 더 좋기로는 0.6% 이상으로 하는 것이 좋다.

한편, C 양이 많은 경우에는 합금계나 세멘타이트계의 탄화물이 담금질시의 가열로 고용이 곤란하게 되는 경향이 있고, 열처리에 있어서의 가열 온도가 높은 경우나 가열 시간이 짧은 경우에는 강도나 코일링성이 부족한 경우가 많다. 또한, 미용해 탄화물은 탄화물 희박역에도 영향을 주어, 강 중에서 C가 미용해 탄화물을 형성하고 있으면 매트릭스 중의 실질적인 C가 감소하기 때문에 전술한 바와 같이 탄화물 희박역 면적율이 증가하는 경우도 있다. C 양이 더욱 증가하면, 템퍼링시의 마르텐사이트 형태가 중탄소강에서는 일반적인 마르텐사이트인 것에 대하여, C 양이 많은 경우에는 렌즈 마르텐사이트로 그 형태를 변화시키는 것이 알려져 있다. 연구 개발의 결과, 렌즈 마르텐사이트를 템퍼링하여 생성시킨 템퍼링 마르텐사이트 조직의 탄화물 분포는 라스 마르텐사이트를 템퍼링하였을 경우의 그것과 비교하여, 탄화물 밀도가 낮은 것을 알 수 있었다. 따라서 C 양을 증가시킴으로써 렌즈 마르텐사이트나 미용해 탄화물의 증가에 의하여 탄화물 희박역이 증가하는 경우도 있다. 따라서 바람직하기로는 0.7% 이하, 더 바람직하기로는 0.65% 이하로 함으로써 비교적 용이하게 탄화물 희박역을 감소시킬 수 있다.

Si는 스프링의 강도, 경도와 내크리프성을 확보하기 위하여 필요한 원소인데, 적은 경우에는 필요한 강도, 내크리프성이 부족하기 때문에 1.0%를 하한으로 하였다. 또한, Si는 입계의 탄화물계 석출물을 구상화, 미세화하는 효과가 있고, 적극적으로 첨가함으로써 입계 석출물의 입계 점유 면적율을 작게 하는 효과가 있다. 그러나, 너무 다량으로 첨가하면, 재료를 경화시킬 뿐만 아니라 취화한다. 이 에 담금질 템퍼링 후의 취화를 방지하기 위하여 3.0%를 상한으로 하였다. 또한 Si는 템퍼링 연화 저항에도 기여하는 원소이며, 고강도 선재 철강을 작성하려면 어느 정도 다량으로 첨가하는 것이 좋다. 구체적으로는 2% 이상 첨가하는 것이 좋다. 한편, 안정적인 코일링성을 얻으려면 좋기로는 2.6% 이하로 하는 것이 좋다.

Mn은 탈산이나 강 중의 S를 MnS로서 고정하는 동시에, 담금질성을 높여 열처리 후의 경도를 충분히 얻기 위하여 많이 사용된다. 이 안정성을 확보하기 위하여 0.1%를 하한으로 한다. 또한, Mn에 의한 취화를 방지하기 위하여 상한을 2.0%로 하였다. 또한 강도와 코일링성을 양립시키려면, 바람직하기로는 0.3 내지 1%가 좋다. 또한, 코일링을 우선시키는 경우에는 1.0% 이하로 하는 것이 유효하다.

Cr은 담금질성 및 템퍼링 연화 저항을 향상시키기 위하여 유효한 원소이다. 또한, 최근의 고강도 밸브 스프링에서 볼 수 있는 질화 처리에 있어서, 템퍼링 경도를 확보할 뿐만 아니라, 질화 후의 표층 경도와 그 경화층 깊이를 크게 하는데 유효한 원소이다. 그러나,첨가량이 많으면 비용이 증가될 뿐만 아니라, 담금질 템퍼링 후에 볼 수 있는 세멘타이트를 조대화시킨다. 또한, 합금계 탄화물을 안정화시켜, 조대화시키는 효과도 있다. 결과적으로 선재 철강은 취화하기 때문에 코일링시에 파손을 일어나기 쉽다고 하는 폐해도 있다. 따라서 Cr을 첨가하는 경우, 0.1% 이상이 아니면 그 효과가 명확하지 않다. 또한, 취화가 현저하게 되는 2.5%를 상한으로 하였다. 그러나, 본 발명에서는 N을 규정함으로써 탄화물을 미세하게 제어하므로, 다량의 Cr 첨가가 가능하기 때문에 고강도를 용이하게 얻는 첨가량으로 하였다. 또한, 질화 처리를 실시하는 경우에는 Cr이 첨가되어 있는 것이 질화에 의한 경화층을 깊게 할 수 있다. 그 때문에 1.1% 이상의 첨가가 좋고, 또한 종래에 없는 고강도 스프링용의 질화에 적합하도록 하려면 1.2% 이상 첨가하는 것이 좋다.

Cr은 세멘타이트의 가열에 의한 용해를 저해하기 때문에, 특히 C＞O.55%로 C 양이 많아지면 Cr 양을 억제하는 것이 조대 탄화물 생성을 억제할 수 있어서 강도와 코일링성을 양립하기 쉽다. 따라서, 그 첨가량을 2.0% 이하로 하는 것이 좋다. 더 바람직하기로는 1.7% 이하 정도이다.

V는 템퍼링시의 탄화물을 석출하여 경화하는 2차 석출 경화 등을 위하여, 템퍼링 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층의 경화에 이용할 수 있다. 또한, 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성에 의한 오스테나이트 입자 지름의 조대화 억제에 효과가 있어서, 첨가하는 것이 좋다. 그러나, 지금까지는 V 질화물, 탄화물, 탄질화물은 강의 오스테나이트화 온도 A3점 이상에서도 생성되고 있기 때문에, 그 고용이 불충분한 경우에는 미용해 탄화물(질화물)로서 잔류하기 쉬웠다. 이 미용해 탄화물이 스프링 코일링시의 파손 원인이 될 뿐만 아니라,“V를 필요없이 소비"하게 되어, 첨가한 V에 의한 템퍼링 연화 저항이나 2차 석출 경화의 개선 효과를 저감시켜, 스프링의 성능을 떨어뜨린다. 따라서 지금까지 공업적으로는 0.15% 이하로 하는 것이 좋다고 알려져 있었다. 그러나, 본 발명에서는 N 양을 제어함으로써 오스테나이트화 온도 A3점 이상에서의 V계의 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성을 억제할 수 있기 때문에, 그만큼, V를 다량으로 첨가하는 것이 가능하게 되어, V 첨가량을 0.15% 초과 1.0% 이하로 하였다. 그 첨가량이 0.15% 이하이면 질화층의 경도 향상이나 질화층의 깊이 증가를 하는 등의 V를 첨가한 효과가 적고, 종래 강 이상의 충분한 피로 내구성을 확보할 수 없다. 또한, 그 첨가량이 1.0%를 넘으면 조대한 미고용 개재물을 생성하고, 인성을 저하시키는 동시에, Mo와 같이 과냉 조직을 생성하기 쉽고, 균열이나 신선 시에 단선의 원인이 되기 쉽다. 그 때문에 공업적으로 안정적인 취급이 용이한 1.0%를 상한으로 하였다.

V의 질화물, 탄화물, 탄질화물은 강의 오스테나이트화 온도 A3점 이상에서도 생성하기 때문에 그 고용이 불충분한 경우에는 미용해 탄화물 (질화물)로서 잔류하기 쉽다. 따라서 현재의 공업적 질소량 제어 능력을 고려하면, 공업적으로는 0.5% 이하로 하는 것이 좋고, 또한 0.4% 이하로 하는 것이 좋다.

한편, 질화에 의한 표면 경화 처리에서는 300℃ 이상의 온도로 재가열되기 때문에, 질화에 의한 최표층의 경화나 내부 경도의 연화를 억제하려면 0.15%를 초과하여 첨가할 필요가 있고, 좋기로는 0.2% 이상 첨가하는 것이 좋다.

Al은 탈산 원소로서 산화물 생성에 영향을 준다. 특히 고강도 밸브 스프링에서는 Al₂O₃를 중심으로 하는 경질 산화물은 파괴 기점이 되기 쉽기 때문에, 이것을 회피할 필요가 있다. 그러기 위해서는 Al 양을 엄밀하게 제어하는 것이 중요하다. 특히 열처리 강선으로서 인장 강도가 2100 MPa를 초과하는 경우에는 피로 강도 불균일을 저감시키기 위하여 엄밀한 산화물 생성 원소의 제어가 필수이다. 본 발명에 있어서는 Al: 0.005% 이하로 규정하였다. 이것은 0.005%를 넘으면 Al₂O₃ 주체인 산화물을 생성하기 쉽기 때문에, 산화물에 기인하는 파손을 일으켜 충분한 피로 강도나 품질 안정성을 확보할 수 없기 때문이다. 또한 고 피로 강도를 요구하는 경우에 는 0.003% 이하로 하는 것이 좋다.

본 발명에서는 N의 제어가 중요하며, 본 발명에서는 N≤0.007%로 엄밀한 제한 값을 규정하고 있다. 이것은 스프링강에 있어서 새롭게 N의 역할에 주목하였기 때문으로, N 제어의 효과와 본 발명에 있어서의 규정 이유를 아래에서 설명한다. 강 중에서는 N의 영향은 1) 페라이트 중에 고용 N으로서 존재하고, 페라이트 중의 전위의 움직임을 억제함으로써 페라이트를 경화시키고, 2) Ti, Nb, V, Al, B 등의 합금 원소와 질화물을 생성하고, 강재 성능에 영향을 미친다. 그 메커니즘 등은 후술한다. 3) 세멘타이트 등의 철계 탄화물의 석출 거동에 영향을 주어, 강재 성능에 영향을 미친다.

스프링 강에서는 C 및 Si, V와 같은 합금 원소에 의하여 강도를 확보하고 있기 때문에, 고용 N의 경화의 효과는 크지 않다. 한편, 스프링의 냉간 가공(코일링 가공)을 고려하였을 경우에는 전위의 움직임을 억제함으로써, 가공부의 변형을 억제하고 가공부를 취화시키게 되므로, 코일링 가공 특성을 저하시킨다.

또한, 청구항 1에서의 규정 원소 중에서 V는 강 중에 있어서 고온에서 석출물을 생성한다. 그 화학 성분은 고온에서는 질화물 주체이며, 냉각과 함께 탄질화물, 탄화물로 그 형태가 변화한다. 따라서 고온에서 생성한 질화물은 V 탄화물의 석출핵이 되기 쉽다. 이것은 파텐팅(patenting)이나 담금질 과정에서의 가열시에 미용해 탄화물을 생성하기 쉽고, 또한 그것이 핵이 되기 때문에 그 크기를 성장시키기 쉽다. 또한 세멘타이트의 관점에서 보면, 이번과 같은 고강도 스프링에서는 그 요구 강도를 감안하여 템퍼링 온도는 300 내지 500℃에서 템퍼링한다. 스프링 강에서는 그 특징적인 성분계로부터 템퍼링시에 생성하는 철계 탄화물은ε-탄화물이나 θ-탄화물 (이른바 세멘타이트 Fe₃C)로 그 형태를 복잡하게 변화시킨다. 그 때문에 강의 연성 등 기계적 성질에 영향을 미친다. N은 그 탄화물 생성에도 영향을 주고, N 양이 적은 것은 350 내지 500℃에 있어서의 연성 및 인성을 향상시킨다. 본 발명에서는 그러한 N의 유해성을 줄이기 위하여 N 양을 N≤0.007%로 제한하였다.

또한, 후술하는 바와 같이 Ti와 Nb의 어느 1종 또는 2종을 미량 첨가한다. 본래 N 양을 0.003% 이하로 억제할 수 있으면, Ti와 Nb의 어느 1종 또는 2종을 첨가하지 않고, 양호한 성능을 얻을 수 있으나, 공업적으로 안정적으로 0.003% 이하로 하려면 제조 비용이라는 점에서 불리하게 된다. 이에 Ti와 Nb의 어느 1종 또는 2종을 미량 첨가한다. Ti 또는 Nb를 첨가하면, 이들 원소가 고온에서 질화물을 생성하기 위하여 실질상의 고용 질소를 저감시키기 때문에, N 첨가량을 저감시킨 것과 동일한 효과를 얻을 수 있다. 그 때문에 N 양의 첨가량의 상한을 증가시켜도 좋다. 다만, N 양이 0.007%를 초과하면, V, Nb 또는 Ti의 질화물 생성량이 많아져, 결과적으로 미용해 탄화물이 많아지거나 TiN 등의 경질 개재물이 증가하기 때문에 인성이 저하되고, 피로 내구 특성이나 코일링 특성이 저하되기 때문에, N량의 상한을 0.007%로 제한하였다.

즉, Ti와 Nb의 어느 1종 또는 2종을 첨가하는 경우에도, N 양이 너무 많거나 Ti 또는 Nb가 너무 많으면, 역시 Ti 또는 Nb의 질화물을 생성하여 역으로 유해하게 되기 때문에, Ti 또는 Nb 첨가량은 일부러 미량으로 할 필요가 있다. 그 때문에 N 양의 상한은 바람직하게는 0.005% 이하 또는 0.004% 이하인 것이 좋다. 정밀한 N 제어에 의하여, 페라이트의 취화를 억제하는 동시에 V계 질화물의 생성을 억제함으로써 미용해 탄화물의 생성과 성장을 억제한다. 또한 철계 탄화물의 형태를 제어함으로써 인성을 향상시킬 수 있다. 즉, N이 0.007%를 넘으면, V계 질화물이 생성되기 쉽고, 미용해 탄화물이 많이 생성되거나 페라이트나 탄화물의 형태에 의하여 강이 취화된다.

이와 같이 함으로써 Ti 또는 Nb를 첨가하는 경우에도 열처리 등의 용이성을 고려하면 0.005% 이하가 좋다. 또한, N 양의 하한에 대하여도 적은 것이 바람직하다고 할 수 있지만, 제강 공정 등 대기중으로부터 혼입되기 쉽기 때문에 제조 비용이나 탈질 공정에서의 용이성을 고려하면 0.0015% 이상이 좋다.

Nb는 질화물, 탄화물, 탄질화물을 생성하고, 질화물은 V보다 고온에서 발생한다. 그 때문에, 냉각시에 Nb 질화물을 생성함으로써 강 중의 N을 소비하고, V계 질화물 생성을 억제할 수 있다. 그 결과, V계 미용해 탄질화물의 생성을 억제할 수 있기 때문에 템퍼링 연화 저항이나 가공성을 확보할 수 있다.

또한, Nb계 탄질화물에 의한 오스테나이트 입자 지름의 조대화 억제 외에 템퍼링 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층의 경화에 이용할 수 있다. 그러나,그 첨가량이 너무 많으면, Nb계 질화물을 핵으로 한 미용해 탄화물이 잔류되기 쉽기 때문에 다량의 첨가는 피하여야 한다. 구체적으로는, Nb 첨가량은 0.001% 미만에서는 첨가한 효과가 거의 인정되지 않는다. 또한, 0.01% 이상에서는 다량 첨가는 조대한 미고용 개재물을 생성하고, 인성을 저하시키는 동시에 Mo와 같이, 과냉각 조직을 생성하기 쉽고, 균열이나 신선시의 단선의 원인이 되기 쉽다. 그 때문에 공업적으로 안정된 취급이 용이한 0.01% 미만으로 하였다.

도 1은 표 1에 나타내는 화학 성분의 재료의 충격 값을 측정한 결과이며, 후술하는 실시예의 방법으로 열처리 한 샘플 A 및 B의 충격값을 측정한 결과를 나타내는 도면이다. 도 1에 나타내는 바와 같이, Nb를 조금 첨가하여 N을 제어한 강이 전체적으로 높은 충격 값이 얻어지는 것을 알 수 있다.

	화학 성분(질량%)
	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	V	W	Nb	N	s-Al
샘플A	0.61	2.20	0.53	0.002	0.004	1.21	0.13	0.20	0.16	-	0.0049	0.002
샘플B	0.61	2.21	0.54	0.002	0.004	1.19	0.13	0.20	0.16	0.009	0.0050	0.002

본 발명에서는 Ti를 첨가하는 경우에는 그 첨가량은 0.0O1% 이상, 0.0O5% 미만이다. Ti는 탈산 원소인 동시에 질화물, 황화물 생성 원소이기 때문에 산화물 및 질화물, 황화물의 생성에 영향을 준다. 따라서 다량의 첨가는 경질 산화물, 질화물을 생성하기 쉽기 때문에 함부로 첨가하면 경질 탄화물을 생성하여, 피로 내구성을 저하시킨다. Al과 같이 특히 고강도 스프링에 있어서는 스프링의 피로 한도 그 자체보다 피로 강도의 불균일 안정성을 저하시키고, Ti 양이 많으면 개재물에 기인하는 파단 발생율이 많아지기 때문에 그 양을 제어할 필요가 있어서, 0.005% 미만으로 하였다.

한편, Ti는 용강 중의 고온에서 TiN을 생성하기 때문에 용강 중의 고용 N(sol. N)을 저감시키는 기능이 있다. 본 발명에서는 N을 제한함으로써, V계 질화물의 생성을 억제하고, 또한 V계 미용해 탄화물의 성장을 억제하는 것이 기술의 요지이다. 따라서, V계 질화물 생성 온도 이상의 온도로 N을 소비하여 두면, V계 질화물 및 그것을 핵으로 하여 냉각시에 성장하는 V계 탄질화물의 성장을 억제할 수 있다. 즉, Ti를 첨가함으로써 실질적으로 V와 결합하는 N 양을 저감시키기 때문에, V계 질화물의 생성 온도를 저하하고, 또한 V계 미용해 탄화물을 억제할 수 있다.

따라서, Ti의 다량 첨가는 Ti계 미용해 탄질화물과 산화물 생성의 관점에서 피하여야 하는 것이지만, 미량의 첨가는 V계 질화물 생성 온도를 낮출 수 있기 때문에 오히려 미용해 탄화물을 저감할 수 있다. 그 첨가량은 0.001% 이상이며, 0.001% 미만에서는 N 소비의 효과가 없고 V계 미용해 탄화물 억제 효과가 없어서, 가공성 개선 효과를 얻을 수 없다. 다만, Ti 첨가량은 0.003% 이하가 좋다.

본 발명강은 상기 성분을 기본 성분으로 하고, 또한 강의 성질을 개선하기 위한 성분을 첨가할 수 있다. 즉, 또한 W, Mo 중 1종 또는 2종을, 템퍼링 연화 저항을 강화하는 경우에 첨가한다. W는 담금질성을 향상시킬 뿐만 아니라, 강 중에서 탄화물을 생성하고, 강도를 높이는 기능이 있어서, 템퍼링 연화 저항의 부여에 유효하다. 따라서 첨가하는 것이 좋다. W는 탄화물을 Ti, Nb 등과 비교하여 저온에서 생성하기 때문에 미용해 탄화물을 생성하기 어렵다. 또한, 석출, 경화에 의하여 템퍼링 연화 저항을 부여할 수 있다. 즉, 질화나 변형 제거 소둔에 있어서도 크게 내부 경도를 저하시키는 경우가 없다. 그 첨가량이 0.05% 이하에서는 효과를 얻을 수 없고, 0.5% 이상에서는 조대한 탄화물을 생성하여 오히려 연성 등의 기계적 성질을 해칠 우려가 있으므로 W의 첨가량을 0.05 내지 0.5%로 하였다. 또한, 열처리의 용이성 등을 고려하면 0.1 내지 0.4%가 좋다. 특히 압연 직후의 과냉각 조직 등의 폐해를 피하면서, 최대한의 템퍼링 연화 저항을 얻으려면 0.15% 이상의 첨가가 더 좋다.

Mo는 담금질성을 향상시키는 동시에, 템퍼링이나 질화 온도 정도의 온도에서 탄화물로서 석출하기 때문에 템퍼링 연화 저항을 줄 수 있다. 따라서 고온에서의 템퍼링이나 공정에 들어가는 변형 제거 소둔이나 질화 등의 열처리를 거치더라도 연화되지 않고 고강도를 발휘시킬 수 있다. 이것은 질화 후의 스프링 내부 경도의 저하를 억제하거나 핫 셋팅 이나 변형 제거 소둔을 용이하게 하기 때문에, 최종적인 스프링의 피로 특성을 향상시키게 된다. 즉, 강도를 제어할 때의 템퍼링 온도를 고온화시킬 수 있다. 이 템퍼링 온도의 고온화는 입계 탄화물의 입계 점유 면적율을 저하시키는 데 유리하다. 즉, 필름 모양으로 석출하는 입계 탄화물을 고온에서 템퍼링함으로써 구상화시키고, 입계 면적율을 저감하는 데 효과가 있다. 또한, Mo는 강 중에서는 세멘타이트와는 별도로 Mo계 탄화물을 생성한다. 특히 V 등에 비하여 그 석출 온도가 낮기 때문에 탄화물의 조대화를 억제하는 효과가 있다. 그 첨가량은 0.05% 이하에서는 효과를 얻을 수 없다. 다만 그 첨가량이 많으면 압연이나 신선 전의 연화 열처리 등에서 과냉각 조직을 생성하기 쉽고, 균열이나 신선시의 단선의 원인이 되기 쉽다. 즉, 신선시에는 미리 강재를 파텐팅 처리에 의하여 페라이트-펄라이트 조직으로서 신선하는 것이 좋다.

다만, Mo는 담금질성을 크게 부여하는 원소이기 때문에, 첨가량이 많아지면 퍼라이트 변태 종료까지의 시간이 길어지고, 압연 후의 냉각시나 파텐팅 공정에서는 과냉각 조직이 생성되기 쉽고, 신선시에 단선의 원인이 되거나, 단선하지 않고 내부 크랙으로서 존재하였을 경우에는 최종 제품의 특성을 크게 열화시킨다. Mo가 0.5%를 넘으면, 담금질성이 커지게 되고, 공업적으로 페라이트-펄라이트 조직으로 하는 것이 곤란하게 되므로, 이것을 상한으로 한다. 압연이나 신선 등의 제조 공정에서 제조성을 저하시키는 마르텐사이트 조직의 생성을 억제하고, 공업적으로 안정적으로 압연, 신선을 용이하게 하려면 0.4% 이하로 하는 것이 좋고, 더 좋기로는 0.2% 정도이다.

또한, W 및 Mo를 동일하게 템퍼링 연화 저항을 강화하는 효과를 가지는 V, Nb, Ti와 비교하면, V, Nb, Ti는 전술한 바와 같이 질화물을 생성하고, 또한 그것을 핵으로서 탄화물을 성장시키기 쉬운 데 비하여, W 및 Mo는 질화물을 거의 생성하지 않기 때문에 N 양의 영향을 받지 않고, 첨가하여 연화 저항을 강화할 수 있다. 즉, V, Nb, Ti로도 연화 저항의 강화는 가능하지만, 미용해 탄화물을 회피하면서 개개의 연화 저항을 강화하기 위하여 첨가하려면 자연히 첨가량이 제한된다. 따라서 미용해 탄화물을 생성하지 않고, 더 높은 연화 저항을 필요로 하는 경우에는 질화물을 생성하지 않고, 비교적 저온에서 탄화물을 석출하며, 석출 강화 원소로서 기능하는 W 또는 Mo를 첨가하는 것이 극히 유효하다. 또한, Ni, Cu, Co, B 중의 1종 또는 2종 이상을 강도와 가공성을 양립시키는 데 있어서, 탄화물 제어에 의한 연화 저항과 가공성의 최적의 균형을 얻을 수 없는 경우에는 매트릭스 강화에 의하여 강도를 확보하기 위하여 첨가한다.

Ni는 담금질성을 향상시키고, 열처리에 의하여 안정적으로 고강도화할 수 있다. 또한 매트릭스의 연성을 향상시켜 코일링성을 향상시킨다. 그러나, 담금질 템퍼링에서는 잔류 오스테나이트를 증가시키기 때문에 스프링 성형 후에 크리프성이나 재질의 균일성의 점에서 떨어진다. 그 첨가량은 0.05% 이하에서는 고강도화나 연성 향상에 효과가 인정되지 않는다. 한편, Ni의 다량 첨가는 바람직하지 않고, 3.0% 이상에서는 잔류 오스테나이트가 많아지는 폐해가 현저하게 되는 동시에 담금질성이나 연성 향상 효과가 포화하여 비용 등의 점에서 불리하게 된다.

Cu에 대하여서는 Cu를 첨가함으로써 탈탄을 방지할 수도 있다. 탈탄층은 스프링 가공 후에 피로 수명을 저하시키기 때문에, 극히 줄이려는 노력을 하고 있다. 또한 탈탄층이 깊어졌을 경우에는 필링(peeling)이라고 불리는 가공에 의하여 표층을 제거한다. 또한, Ni와 마찬가지로 내식성을 향상시키는 효과도 있다. 탈탄층을 억제함으로써 스프링의 피로 수명을 향상시키고 필링 공정을 생략할 수 있다. Cu의 탈탄 억제 효과나 내식성 향상 효과는 0.05% 이상에서 발휘될 수 있고, 후술하는 바와 같이 Ni를 첨가하였다고 하더라도 0.5%를 넘으면 취화에 의하여 압연 자국의 원인이 되기 쉽다. 이에 하한을 0.05%, 상한을 0.5%로 하였다. Cu 첨가에 의하여 실온에 있어서의 기계적 성질을 해치는 경우는 거의 없지만, Cu를 0.3%를 넘어 첨가하는 경우에는 열간 연성을 열화시키기 때문에 압연시에 빌렛 표면에 균열을 일으키는 경우가 있다. 그 때문에 압연시의 균열을 방지하는 Ni 첨가량을 Cu의 첨가량에 따라 [Cu%]＜[Ni%]로 하는 것이 좋다. Cu가 0.3% 이하인 범위에서는 압연 자국이 생기지 않으므로, 압연 자국 방지를 목적으로 하여 Ni 첨가량을 규제할 필요가 없다.

Co는 담금질성을 저하시키는 경우도 있으나, 고온 강도를 향상시킬 수 있다. 또한, 탄화물의 생성을 저해시키기 위하여, 본 발명에서 문제가 되는 조대한 탄화물의 생성을 억제하는 기능이 있다. 따라서 세멘타이트를 함유하는 탄화물의 조대화를 억제할 수 있다. 따라서, 첨가하는 것이 좋다. 첨가하는 경우, 0.05% 이하에서는 그 효과가 작다. 그러나,다량으로 첨가하면 페라이트상의 경도가 증대되어 연성을 저하시키므로 그 상한을 3.0%로 하였다. 공업적으로는 0.5% 이하에서 안정적인 성능을 얻을 수 있다.

B는 담금질성 향상 원소와 오스테나이트 입계의 청정화에 효과가 있다. 입계에 편석하여 인성을 저하시키는 P, S 등의 원소를 B를 첨가함으로써 무해화하고, 파괴 특성을 향상시킨다. 그때, B가 N과 결합하여 BN을 생성하면 그 효과는 없어진다. 첨가량은 그 효과가 명확하게 되는 0.0005%를 하한으로 하고, 효과가 포화하는 0.0060%를 상한으로 하였다. 다만, 약간이라도 BN이 생성되면 취화가 일어나기 때문에 BN을 생성하지 않게 충분한 배려가 필요하다. 따라서 좋기로는 0.003 이하이고, 더 좋기로는, Ti, Nb 등의 질화물 생성 원소에 의하여 프리 N을 고정하고, B: 0.0010 내지 0.0020%로 하는 것이 유효하다.

이들 Ni, Cu, Co 및 B는 주로 매트릭스의 페라이트상의 강화에 유효하다. 강도와 가공성을 양립시키는데 있어서, 탄화물 제어에 의한 연화 저항과 가공성의 최적 균형을 얻을 수 없는 경우에는 매트릭스 강화에 의하여 강도를 확보하는 경우에 유효한 원소이다.

또한, Te, Sb, Mg, Zr, Ca, Hf 중의 1종 또는 2종 이상을, 더 고성능화, 성능의 안정화가 요구되는 경우에 산화물 및 황화물의 형태를 제어하는 원소로서 첨가한다.

Te는 MnS를 구상화시키는 효과가 있다. 0.0002% 미만에서는 그 효과가 명확하지 않고, 0.01%를 넘으면 매트릭스의 인성을 저하시키고, 열간 균열을 일으키거나 피로 내구성을 저하시키거나 하는 폐해가 현저하게 되기 때문에, 0.01%를 상한으로 한다.

Sb는 MnS를 구상화하는 효과가 있고, 0.0002% 미만에서는 그 효과가 명확하지 않고, 0.01%를 넘으면 매트릭스의 인성을 저하시켜, 열간 균열을 일으키거나 피로 내구성을 저하시키거나 하는 폐해가 현저하게 되기 때문에 0.01%를 상한으로 한다.

Mg는 MnS 생성 온도보다 높은 용강 중에서 산화물을 생성하고, MnS 생성시에는 이미 용강 중에 존재하고 있다. 따라서, MnS의 석출 핵으로서 사용할 수 있고, 이에 의하여 MnS의 분포를 제어할 수 있다. 또한, 그 개수 분포도 Mg계 산화물은 종래 강에 많이 볼 수 있는 Si, Al계 산화물보다 미세하게 용강 중에 분산하기 때문에 Mg계 산화물을 핵으로 한 MnS는 강 중에서 미세하게 분산하게 된다. 따라서 동일한 S 함유량이어도 Mg의 유무에 따라서 MnS 분포가 달라지는데, 이것들을 첨가하면 MnS 입자 지름은 더 미세하게 된다. 그 효과는 미량이어도 충분하게 얻을 수 있고 Mg를 첨가하면 MnS는 미세화한다. 그러나, 0.0005%를 넘으면 경질 산화물을 생성하기 쉽게 되는 이외에 MgS 등의 황화물도 생성되기 시작하여 피로 강도의 저하나 코일링성의 저하를 초래한다. 이에 Mg 첨가량을 0.0001 내지 0.0005%로 하였다. 고강도 스프링에 사용하는 경우에는 0.0003% 이하로 하는 것이 좋다. 원소는 미량이지만, Mg계 내화물을 많이 사용함으로써 0.0001% 정도 첨가할 수 있다. 또한, 부원료를 엄선하고, Mg 함유량이 적은 부원료를 사용함으로써 Mg 첨가량을 제어할 수 있다.

Zr은 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 산화물을 미세하게 분산시키기 때문에 Mg와 같이 MnS의 석출 핵이 된다. 그것에 의하여 피로 내구성을 향상시키거나 연성을 증가시켜서 코일링성을 향상시킨다. 0.0001% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없고, 또한 0.0005%를 초과하여 첨가하여도 경질 산화물 생성을 조장하기 때문에, 황화물이 미세 분산하더라도 산화물에 기인하는 문제가 발생하기 쉽다. 또한 다량 첨가에서는 산화물 이외에도 ZrN, ZrS 등의 질화물, 황화물을 생성하고, 제조상의 문제점이나 스프링의 피로 내구 특성을 저하시키기 때문에 0.0005% 이하로 하였다. 또한, 고강도 스프링에 사용하는 경우에는 이 첨가량을 0.0003% 이하로 하는 것이 좋다. 이들 원소는 미량이지만, 부원료를 엄선하고, 내화물 등을 정밀하게 제어함으로써 제어 가능하다.

예를 들어, 레이들(ladle), 턴디쉬, 노즐 등 용강과 장시간 접하는 경우와 같은 장소에 Zr 내화물을 많이 사용함으로써 200 t 정도의 용강에 대하여 1 ppm 정도 첨가할 수 있다. 또한 그것을 고려하면서 규정 범위를 넘지 않도록 부원료를 첨가하면 좋다. 강 중 Zr의 분석 방법은 측정 대상 강재의 표층 스케일의 영향을 받지 않는 부분으로부터 2 g을 채취하고, JIS G 1237-1997 부속서 3과 동일한 방법으로 샘플을 처리한 후, ICP에 의하여 측정할 수 있다. 그 때, ICP에 있어서의 검량선은 미량 Zr에 적절하도록 설정한다.

Ca는 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 MnS를 구상화시킴으로써, 피로 등의 파괴 기점으로서의 MnS의 길이를 억제하고, 무해화할 수 있다. 그 효과는 0.0002% 미만에서는 명확하지 않고, 또한 0.01%를 넘어 첨가하여도 수율이 나쁠 뿐만 아니라, 산화물이나 CaS 등의 황화물을 생성하고, 제조상의 문제점이나 스프링의 피로 내구 특성을 저하시키기 때문에 0.01% 이하로 하였다. 이 첨가량은 좋기로는 0.001% 이하인 것이 좋다.

Hf는 산화물 생성 원소이고, MnS의 석출 핵이 된다. 그 때문에 미세 분산하는 데 있어서 Zr은 산화물 및 황화물 생성 원소이다. 스프링 강에 있어서는 산화물을 미세하게 분산하기 때문에, Mg와 같이 MnS의 석출 핵이 된다. 그렇게 함으로써 피로 내구성을 향상시키거나 연성을 증가시키고 코일링성을 향상시킨다. 그 효과는 0.0002% 미만에서는 명확하지 않고, 또 0.01%를 초과하여 첨가하여도 수율이 나쁠 뿐만 아니라, 산화물이나 ZrN, ZrS 등의 질화물, 황화물을 생성하고, 제조상의 문제점이나 스프링의 피로 내구 특성을 저하시키므로 0.01% 이하로 하였다. 이 첨가량은 바람직하기로는, 0.003% 이하인 것이 좋다.

이하에, 그 밖의 성분의 바람직한 함유 범위를 설명한다.

P, S에 대하여는 청구항의 규정에는 넣지 않았지만, 제한할 필요가 있다. P는 강을 경화시키지만, 또한 편석을 일으켜 재료를 취화시킨다. 특히, 오스테나이트 입계에 편석한 P는 충격 값의 저하나 수소의 침입에 의하여 지연 파괴 등을 일으킨다. 그 때문에 적은 것이 좋다. 이에 취화 경향이 현저하게 되는 P: 0.015% 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한 열처리 강선의 인장 강도가 2150 MPa를 초과하는 고강도인 경우에는 0.01% 미만으로 하는 것이 좋다.

S도 P와 마찬가지로 강 중에 존재하면 강을 취화시킨다. Mn에 의하여 극도로 그 영향을 작게 하지만, MnS도 개재물의 형태를 취하기 때문에, 파괴 특성은 저하된다. 특히 고강도 강에서는 미량의 MnS로부터 파괴를 일으키는 경우도 있고, S도 극도로 적게 하는 것이 바람직하다. 그 악영향이 현저하게 되는 0.015% 이하로 하는 것이 좋다. 또한, 열처리 강선의 인장 강도가 2150 MPa를 초과하는 고강도의 경우에는 0.01% 미만으로 하는 것이 좋다.

합계 산소 양(t-O)은 0.0002 내지 0.01%로 한다. 강 중에는 탈산 공정을 거쳐 발생한 산화물이나 고용한 0가 존재하고 있다. 그러나, 이 합계 산소량 (t-0)이 많은 경우에는 산화물계 개재물이 많은 것을 의미한다. 산화물계 개재물의 크기가 작으면 스프링 성능에 영향을 주지 않지만, 큰 산화물이 대량으로 존재하고 있으면 스프링 성능에 큰 영향을 미친다. 산소량이 0.01%를 넘어서 존재하면 스프링 성능을 현저하게 저하시키므로, 그 상한을 0.01%로 하는 것이 좋다. 또한, 산소가 적으면 좋지만 0.0002% 미만으로 하여도 그 효과가 포화하므로, 이것을 하한으로 하는 것이 좋다. 실용상의 탈산 공정 등의 용이성을 고려하면 0.0005 내지 0.005%로 조정하는 것이 좋다.

본 발명에서는 인장 강도를 2000 MPa 이상으로 하는 것이 좋다. 인장 강도가 높으면 스프링의 피로 특성이 향상되는 경향이 있다. 또한 질화 등의 표면 경화 처리를 가하는 경우에도, 강선의 기본 강도가 높으면 더 높은 피로 특성이나 크리프 특성을 얻을 수 있다. 한편, 강도가 높으면 코일링성이 저하되어, 스프링 제조가 곤란하게 된다. 그 때문에 단지 강도를 향상시킬 뿐만 아니라, 동시에 코일링 가능한 연성을 부여하는 것이 중요하다.

피로, 크리프 등의 관점에서, 강선의 강도가 필요하지만 인장 강도 TS≥2000 MPa를 하한으로 한다. 또한 고강도의 스프링에 적용하는 경우, 더 고강도가 좋은데, 바람직하게는 2200 MPa 이상, 더 고강도 스프링에 적용하는 경우에는 2250, 2300 MPa 이상으로 코일링성을 해치지 않는 범위에서 고강도화하는 것이 좋다.

미용해 탄화물에 대하여는 고강도를 얻기 위하여 C 및 기타 Mn, Ti, V, Nb 등 이른바 합금 원소를 첨가하지만, 이들 중 그러한 질화물, 탄화물, 탄질화물을 형성하는 원소를 다량으로 첨가하였을 경우, 미용해 탄화물이 잔류하기 쉬워진다. 미용해 탄화물은 일반적으로 구상이며, 합금 원소 주체의 것과 세멘타이트 주체의 것이 있다.

도 2에 전형적인 관찰예를 나타낸다. 도 2a는 주사형 전자 현미경에 의한 미용해 탄화물 관찰예이고, 도 2b는 합금계 미용해 탄화물 X의 X선에 의한 원소 해석예이며, 도 2c는 세멘타이트계 미용해 탄화물 Y의 X선에 의한 원소 해석예를 나타내고 있다. 이것에 의한 강에는 매트릭스의 침상 조직과 구상 조직의 2 종류가 인정된다. 일반적으로, 강은 담금질에 의하여 마르텐사이트의 침상 조직을 형성하고, 템퍼링에 의하여 탄화물을 생성시킴으로써 강도와 인성을 양립시키는 것이 알려져 있다. 그러나, 본 발명에서는 도 2a X, Y와 같이 반드시 침상 조직만이 아니고, 구상 조직도 많이 잔류하고 있는 경우가 있다. 이 구상 조직이 미용해의 탄화물이며, 그 분포가 스프링용 강선의 성능에 크게 영향을 미친다. 따라서 여기서 말하는 미용해 탄화물이라 함은 상기 합금이 질화물, 탄화물, 탄질화물을 생성한, 이른바 합금계 구상 탄화물(X)만이 아니고, Fe 탄화물(세멘타이트)을 주성분으로 하는 세멘타이트계 구상 탄화물 (Y)을 포함한다.

도 2b 및 도 2c에 SEM에 설치한 EDX에 의한 해석예를 나타낸다. 종래의 발명은 V, Nb 등의 합금 원소계의 탄화물에만 주목하고 있는데, 그 일례가 도 2b이며, 탄화물중에 Fe 피크가 비교적 작고, 합금 피크(본 예의 경우, V)가 큰 것이 특징이다. 이 합금계 탄화물(X)은 엄밀하게 말하면 질화물과의 복합 탄화물(이른바 탄질화물)이 되는 것이 많기 때문에, 여기에서는 이들 합금계의 탄화물, 질화물 및 그 복합한 합금계 구상 석출물을 총칭하여 합금계 구상 탄화물이라고 한다.

본 발명에서는 종래의 합금 원소계 구상 탄화물뿐만이 아니라, 도 2c에 나타내는 바와 같이, 원 상당 지름 3 ㎛ 이하의 Fe₃C와 그것에 합금 원소가 약간 고용된, 이른바 세멘타이트계 탄화물의 석출 형태도 중요한 것을 밝혀내었다. 본 발명과 같이 종래 강선 이상의 고강도와 가공성의 양립을 달성하는 경우에는 3 ㎛ 이하의 세멘타이트계 구상 탄화물이 많으면 가공성이 크게 저해된다. 이후, 이와 같이 구상 그리고 도 2c에 나타내는 바와 같은 Fe와 C를 주성분으로 하는 탄화물을 세멘타이트계 구상 탄화물이라고 기재한다.

또한, 이들의 결과는 투과 전자 현미경에서의 레플리카(replica)법에서도 동일한 해석 결과를 얻을 수 있다. 구상의 탄화물은 오일 템퍼 처리나 고주파 처리에 의한 담금질 템퍼링에 있어서, 충분히 고용되지 않고, 담금질 템퍼링 공정에서 구상화 그리고 성장 또는 축소된 탄화물로 생각할 수 있다. 이 치수의 탄화물은 담금질 템퍼링에 의한 강도와 인성에는 전혀 기여하지 않을 뿐만 아니라, 반대로 열화시킨다. 즉, 강 중에서 C를 고정하여 강도의 기초가 되는 첨가 C를 단지 소비하고, 또한 조대화함으로써 응력 집중원도 되기 때문에 강선의 기계적 성질을 저하시킨다.

이에 이 검경면에 차지하는 합금계 구상 탄화물 및 세멘타이트계 구상 탄화물에 관하여 이하의 규정을 추가하고, 이들에 의한 폐해를 배제하려면 아래와 같은 규제가 중요하다.

원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하,

원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 존재 밀도가 1개/㎛² 이하,

강을 담금질 템퍼링하고 나서 냉간 코일링하는 경우, 미용해 구상 탄화물이 그 코일링 특성, 즉 파단까지의 휨 특성에 영향을 미친다. 지금까지 고강도를 얻기 위하여 C 뿐만이 아니라, Cr, V 등의 합금 원소를 다량으로 첨가하는 것이 일반적이었지만, 강도가 너무 높아서, 변형 능력이 부족하여 코일링 특성을 열화시키는 폐해가 있었다. 그 원인으로 강 중에 석출되고 있는 조대한 탄화물을 생각할 수 있다.

이들 강 중 합금계 및 세멘타이트계 탄화물은 경면 연마한 샘플에 피크랄(picral)이나 전해 에칭 등의 에칭을 실시함으로써 관찰 가능하지만, 그 치수 등의 상세한 관찰 평가에는 주사형 전자 현미경에 의하여 3000배 이상의 고배율로 관찰할 필요가 있고, 여기서 대상으로 하는 합금계 구상 탄화물 및 세멘타이트계 구상 탄화물은 원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상이다. 통상, 강 중의 탄화물은 강의 강도, 템퍼링 연화 저항을 확보하는데 있어서 불가결하기는 하지만, 그 유효한 입자 지름은 0.1 ㎛ 이하이고, 반대로 1 ㎛를 넘으면 오히려 강도나 오스테나이트 입자 지름 미세화에 공헌하지 못하고, 단지 변형 특성을 열화시킬 뿐이다. 그러나, 종래 기술에서는 이러한 중요성이 그다지 인식되어 있지 않아서, V, Nb 등의 합금계 탄화물에만 주목하고 있고, 원 상당 지름 3 ㎛ 이하의 탄화물, 특히 세멘타이트계 구상 탄화물은 무해하다고 생각하고 있었던 것 같다.

이 합금계 및 세멘타이트계 탄화물은 경면 연마한 샘플을 전해 에칭하고, 주사형 전자 현미경으로 10000배로 10 시야 이상을 관찰하고, 구상 탄화물의 점유 면적율이 7%를 넘으면 가공성이 극단적으로 떨어지기 때문에 이것을 상한으로 하였다.

또한, 본 발명에서는 대상으로 하고 있는 원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 합금계 및 세멘타이트계 구상 탄화물의 경우에는 치수뿐만 아니라 개수도 큰 요인이 된다. 따라서 그 양자를 고려하여 본 발명의 범위를 규정하였다. 즉, 원 상당 지름으로 0.2 ㎛ 이상의 구상 탄화물의 수가 매우 많고 검경면(檢鏡面)에 있어서 존재 밀도가 1개/㎛²를 넘으면 코일링 특성의 열화가 현저하게 되므로 이것을 상한으로 한다. 한편, 탄화물의 치수가 3 ㎛를 넘으면 치수의 영향이 더 커지기 때문에, 이것을 초과하는 것은 없는 것이 좋다.

구오스테나이트 입도 번호를 10번 이상으로 하는 이유는 템퍼링 마르텐사이트 조직을 기본으로 하는 강선에서는 구오스테나이트 입자 지름은 탄화물과 함께 강선의 기본적 성질에 큰 영향을 미친다. 즉, 구오스테나이트 입자 지름이 작은 것이 피로 특성이나 코일링성이 우수하다. 그러나, 아무리 오스테나이트 입자 지름이 작아도 상기 탄화물이 규정 이상으로 많이 함유되어 있으면, 그 효과는 적다. 일반적으로 오스테나이트 입자 지름을 작게 하려면 담금질시의 가열 온도를 낮게 하는 것이 유효하지만, 그것은 반대로 상기 미용해 구상 탄화물을 증가시키게 된다. 따라서 탄화물량과 구오스테나이트 입자 지름의 균형이 잡힌 강선으로 완성하는 것이 중요하다. 여기서 탄화물이 상기 규정을 만족하고 있는 경우에 대하여 구오스테나이트 입자 지름 번호가 10번 미만이면 충분한 피로 특성이나 코일링성을 얻을 수 없기 때문에 구오스테나이트 입자 지름 번호 10번 이상으로 규정하였다.

또한, 고강도 스프링에 적용하려면 한층 더 세립인 것이 좋고, 11번, 그리고 12번 이상으로 함으로써 고강도와 코일링성을 양립시키는 것이 가능하게 된다.

잔류 오스테나이트를 15 질량% 이하로 하는 이유는 잔류 오스테나이트는 편석부나 구오스테나이트 입계나 서브 그레인(sub grain)에 끼워진 영역 부근에 잔류하는 것이 많다. 잔류 오스테나이트는 가공 유기 변태에 의하여 마르텐사이트가 되고, 스프링 성형시에 유기 변태하면 재료에 국부적으로 높은 경도를 가지는 고경도부가 생성되어, 오히려 스프링로서의 코일링 특성을 저하시킨다. 또한 최근의 스프링은 숏 피닝이나 셋팅 등 소성 변형에 의한 표면 강화를 실시하지만, 이와 같이 소성변형을 가하는 공정을 복수 포함하는 제조 공정을 가지는 경우, 이른 단계에서 발생한 가공 유기 마르텐사이트가 파괴 폐해를 저하시키고, 가공성이나 사용 중인 스프링의 파괴 특성을 저하시킨다. 또한 브루즈(bruise) 등의 공업적으로 불가피한 변형이 도입되었을 경우에도 코일링 중에 쉽게 파손된다. 또한, 질화나 변형 제거 소둔 등의 열처리에 있어서도 서서히 분해됨으로써 기계적 성질을 변화시키고, 강도를 저하시키거나 코일링성이 저하되는 등의 폐해를 초래한다. 따라서, 잔류 오스테나이트를 극도로 저감하고, 가공 유기 마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 가공성을 향상시킨다. 구체적으로는, 잔류 오스테나이트량이 15%(질량%)를 넘으면, 브루즈 등의 감수성이 높아지고, 코일링이나 기타 취급에 있어서 용이하게 파손되기 때문에 15% 이하로 제한한다.

C, Mn 등의 합금 원소 첨가량이나 열처리 조건에 의하여 잔류 오스테나이트량은 변화한다. 그 때문에, 성분 설계뿐만이 아니라 열처리 조건을 충실히 하는 것이 중요하다.

마르텐사이트 생성 온도(개시 온도 Ms점, 종료 온도 Mf점)가 저온이 되면, 담금질시에 상당한 저온으로 하지 않으면 마르텐사이트를 생성하지 않고, 잔류 오스테나이트가 잔류하기 쉽다. 공업적인 담금질에서는 물 또는 오일이 사용되지만, 잔류 오스테나이트의 억제는 고도의 열처리 제어가 필요하다. 구체적으로는 냉각 냉매를 저온으로 유지하거나 냉각 후에도 극도로 저온을 유지하고, 마르텐사이트에의 변태 시간을 길게 확보하는 등의 제어가 필요하다. 공업적으로는 연속 라인으로 처리되기 때문에, 냉각 냉매의 온도는 용이하게 100℃ 부근까지 상승하지만, 60℃ 이하로 유지하는 것이 좋고, 또한 40℃ 이하로 저온이 더 좋다. 또한 마르텐사이트 변태를 충분히 촉진하기 위하여 1 초(s) 이상 냉각 매체 내에 유지할 필요가 있고, 냉각 후의 유지 시간을 확보하는 것도 중요하다.

또한, 탄화물 등의 규정에 추가하여 탄화물의 분포가 다른 부분에 비하여 적은 조직을 피하여야 한다. 구체적으로는, 렌즈 마르텐사이트 및 그 템퍼링 조직에서는 탄화물 분포가 다른 부분에 비하여 적고, 마이크로 조직의 불균질이 일어나기 때문에 피로 강도 및 가공성에 악영향을 미친다.

평가 항목:

본 발명의 스프링에의 적용성을 평가하기 위하여, 평가 항목으로서 인장 강도, 소둔 후의 경도, 충격값 및 인장 시험에서 측정된 드로잉을 나타낸다. 인장 강도는 스프링의 내구성에 직결되어 있고, 강도가 높을수록 그 내구성이 높은 것을 나타내고 있다.

또한, 인장 강도 측정시에 동시에 측정되는 드로잉은 재료의 소성 변형 거동을 나타내는 것이고, 스프링에의 가공성(코일링 특성)의 평가 지표이다. 이 드로잉이 큰 만큼 용이하게 가공할 수 있는 것을 나타내고 있으나, 일반적으로 강도가 높아지면 드로잉은 작아진다. 종래 강의 예로부터, 이 선 지름에 있어서의 평가에서는 드로잉이 30%를 넘으면 다른 선 지름에 있어서도 공업적인 대량 생산에 있어서 장해가 발생하기 어려운 것을 알고 있다. 작성한 시험편 φ13 mm의 소재를 거의 2200 MPa를 넘도록 담금질 템퍼링 처리를 실시한 후, JIS Z 22019호 시험편에 의하 여 작성하고, JIS Z 2241에 준거하여 시험을 실시하고, 그 파단 하중으로부터 인장 강도를 산출하였다.

또한, 최근 스프링의 고강도화를 위하여 표층에 질화에 의한 경화 처리를 실시하는 것이 많다. 질화는 질화 분위기 가스 중에서 스프링을 400 내지 500℃로 가열하고, 몇 분 내지 1 시간 정도 유지함으로써 표층을 경화시킨다. 그 때, 질소가 침입하지 않는 내부는 가열되어 있기 때문에 소둔되어 연화한다. 이 연화를 억제하는 것이 중요하기 때문에, 질화를 시뮬레이트한 소둔 후의 경도를 연화 저항의 평가 항목으로 하였다.

또한, 소재의 가공성과 내파괴 특성을 평가하기 위하여, 샤르피 충격 값을 평가 항목으로 하였다. 일반적으로 충격 값이 양호한 재료는 피로 특성도 포함하는 내파괴 특성도 양호하다고 생각된다. 또한 무른 재료는 가공성도 떨어지기 때문에 인성이 높은 재료는 가공성도 우수하다고 생각할 수 있다. 본 실시예에서는 담금질 템퍼링 후의 인장 강도를 측정한 것과 동일한 열 처리를 실시한 재료의 샤르피 충격 값을 측정하였다. 샤르피 충격 값은 오스테나이트 입자 지름의 영향도 받기 때문에 동일 소재의 오스테나이트 입자 지름도 측정하였다. 또한, 샤르피 충격 시험편 φ13 mm의 열 처리 소재로부터 이른바 하프 사이즈 (5×10mm 단면)의 소재에 2 mm의 U 노치 가공을 하였다.

또한, 스프링은 더 세경인 4 mm 정도로 비교적 단시간에 열처리를 종료한다. 그 때문에 미용해 탄화물이 잔류하기 쉽고, 가공성이 저하시키는 것이 알려져 있다. 따라서, 본 발명예에서도 파텐팅-신선하여, 4 mm로 하고, 그 신선재를 열 처리 하여 그 탄화물의 분포와 오스테나이트 입자 지름을 측정하였다. 일반적으로, 가열 온도가 낮고, 시간이 짧으면 오스테나이트 입자 지름은 작아지지만, 미용해 탄화물이 증가하는 경향이 있고, 양자의 균형도 종합적으로 평가하여야 한다. 그 결과는 인장 강도와 성장에 나타나기 때문에, 이 양자를 평가 대상으로 하였다. φ5 mm 이하의 세경재에서는 단면적이 작기 때문에, 소성 변형 거동은 드로잉보다 신장에 명확하게 차이가 나타난다.

평가재의 열처리 조건 등의 상세를 이하에 설명한다.

인장 시험은 JIS에 준거하여 평행부 6 mm의 시험편을 작성하고, 그 인장 강도와 신장을 측정하였다. 잔류 오스테나이트량은 담금질 템퍼링 후에 경면 연마를 실시하고, X선에 의하여 측정하였다. 또한 소둔 후의 경도는 열처리 후에 경면 연마하고, 표면으로부터 반경의 1/2의 위치에 있어서의 비커스 경도를 3 군데 측정하여 그 평균값을 소둔 후의 경도로 하였다.

소재 제조 방법 (Wire-rod)에 있어서는, 본 발명의 발명예 16은 2t-진공 용해로에서 용제한 후, 압연에 의하여 빌렛을 제작하였다. 그 때, 발명예에서는 1200℃ 이상의 고온에서 일정시간 보정(保定)하였다. 그 후, 어느 경우의 것이나 빌렛 13 mm로 압연하였다.

그 밖의 실시예에서는 16 ㎏ 진공 용해로에서 용해한 후, 단조에 따라 13 mm×600 mm에 단조하고, 그 후 열처리를 하였다. 그 때에도 마찬가지로 1200℃ 이상의 고온으로 일정시간 보정한 후, 소정의 강도가 되도록 열처리하였다.

열처리 방법에 대하여는 평가 시험편의 작성에는 특히 기술이 없는 경우에는 1200℃×15 min→공냉 후, 950℃에서 10분간 가열한 후, 650℃로 가열한 납 탱크에 투입하고, 또한 950℃×10 min 가열한 후, 60℃의 오일 탱크에 투입하여 담금질하고, 그 후, 발명예에서는 인장 강도가 2200 MPa를 넘도록 템퍼링 온도를 조절하였다. 이 열처리에서의 인장 강도, 드로잉 및 샤르피 충격 값을 측정하였다.

이 템퍼링 온도는 화학 성분에 따라서 달라지지만, 본 발명에 대하여는 인장 강도 2200 MPa 이상이 되도록 화학 성분에 맞추어 열처리하였다. 한편, 비교예에 관하여서는 단지 인장 강도를 맞추도록 열처리하였다. 또한, 질화를 모방한 400℃×20 min의 소둔을 하고, 그 경도를 측정함으로써 연화 저항을 평가하였다.

또한, 탄화물 평가용 4 mm 선재에서는 특히 기술이 없는 경우에는 1200℃×15 min →공냉 후, 절삭 가공에 의하여 10 mm로 하고, 950℃에서 10분 가열한 후, 650℃로 가열한 연조(鉛槽)에 투입하였다. 또한 이를 φ4 mm까지 신선으로 세경화한 후, 950℃×5 min 가열 후, 60℃의 유조에 투입하여 담금질하고, 그 후, 인장 강도가 2200 MPa를 넘도록 템퍼링 온도를 조절하였다. 또한 나카무라식 회전 굽힘 시험으로 부하 사이클수 10⁷를 넘을 수 있는 응력을 피로 강도로 하였다.

표 2 내지 9에 φ4 mm로 처리한 경우의 본 발명과 비교 강의 화학 성분, 세멘타이트계 탄화물 희박역 면적율, 합금계/세멘타이트계 구성 탄화물의 점유 면적율, 원 상당 지름 0.2 내지 3 ㎛의 세멘타이트계 구상 탄화물 존재 밀도, 원 상당 지름 3 ㎛ 초과의 세멘타이트계 구상 탄화물 존재 밀도, 최대 산화물 지름, 구오스테나이트 입도 번호, 잔류 오스테나이트량 (질량%), 그 결과, 얻은 인장 강도, 소둔 후의 경도, 충격 값 및 인장 시험으로 측정된 드로잉을 나타낸다. 즉, 표 2, 3에 발명예 No. 1 내지 25의 화학 성분을, 표 4, 5에 발명예 No. 26 내지 51의 화학 성분을 나타내고 있다. 표 6에 비교예 No. 52 내지 77의 화학 성분을 나타내고 있다. 또한, 표 7에 발명예 No. 1 내지 25, 표 8에 발명예 26 내지 51의 각각의 신선 있음과 신선 없음의 특성을 나타내었다. 또한, 표 9에 비교예 No.52 내지 77의 신선 있음과 신선 없음의 특성을 나타내었다. 이하에 비교예에 대하여 설명한다.

발명예에서는 신선이 없는 열처리재에서도 충격 값이나 소둔 후의 연화 저항, 인장 특성 등에서 양호한 성능을 발휘하고, 또한 신선 후의 열처리재에서도 인장 특성이나 탄화물 분포 등에서 규정 내에 포함되어 있기 때문에, 양호한 성능이 얻어지고 있으나, 이하의 실시예에서는 규정으로부터 벗어나기 때문에 충분한 성능을 발휘하고 있지 않다.

실시예 52, 53에서는 Ti 및 Nb 모두 포함하지 않는 경우이며, V나 Cr이 다량으로 첨가되어 있기 때문에, 질화물을 핵으로 한 미용해 탄화물이 생성되어, 인장 시험에 있어서의 드로잉이나 신선 후의 성장이 낮고, 가공성을 저하시킨다.

실시예 54, 55에서는 Ti 및 Nb를 첨가하고 있으나, N가 과다하고, 질화물을 핵으로 한 미용해 탄화물이 생성하기 때문에, 인장 시험에 있어서의 드로잉이나 신선 후의 성장이 낮고, 가공성을 저하시킨다.

실시예 56 내지 59에서는 Ti를 첨가하고, N를 TiN로서 고정한 것, Ti 첨가량이 과다하고, TiN에 의한 폐해가 건재화(健在化)된 예이다. 그 때문에 개재물 분포가 많아지고, 그 결과, 인장 시험에 있어서의 조임이나 신선 후의 성장이 낮고, 가공성을 저하시킨다.

특히 실시예 57은 담금질시의 가열 온도를 낮게 함으로써, 수많은 미용해 탄화물을 생성한 경우이다.

실시예 60 내지 62에서는 Nb를 첨가한 예이지만, 그 첨가량이 과다하기 때문에, 미용해 탄화물이 많이 생성되어, 인장 시험에 있어서의 드로잉이나 신선 후의 성장이 낮고 가공성을 저하시킨다. 실시예 63, 64에서는 Al가 과다하기 때문에 산화물이 커지게 되어, 피로 특성이 저하되었다.

실시예 65, 66에서는 V 첨가량이 과소한 경우이며, 그 경우에는 질화를 모방한 소둔 후의 경도가 낮고, 또한 구오스테나이트 입자 지름이 조대하게 되는 경향이 있고, 피로 특성이 저하된다. 또한, 실제의 질화에 있어서는 V를 규정량 첨가한 발명예에 비하여 표층 경도가 낮거나, 동일 시간의 질화 시간이라도 질화 깊이가 얕아지는 등, 질화 처리 후의 성능에 차이가 생겼다.

실시예 67, 68에서는 Cr 첨가량이 너무 적고, 질화를 모방한 소둔 후의 경도가 낮거나, 질화 처리시의 표면 경화층이 얇아져, 피로 특성을 저하시킨다.

실시예 69 내지 71에서는 담금질시의 냉각 온도가 높고, 또한 냉각 시간도 단시간인 경우인데, 잔류 오스테나이트량이 많아지고, 그 때문에, 소둔 후의 경도가 부족한 동시에, 실용적으로는 약간의 취급 흔적 주위가 응력 야기 변태에 의하여 취화되기 때문에 가공성을 저하시킨다.

실시예 72, 73은 담금질시의 가열 온도를 너무 높게 한 예이며, 구오스테나이트 입자 지름이 커지게 되고, 충격 값이 낮아져, 피로 특성이 저하되었다.

실시예 74 내지 77에서는 C 또는 Si가 규정보다 적은 경우이고, 소둔 후의 인장 강도를 저하되기 때문에, 피로 강도를 확보할 수 없는 예이다.

본 발명강은 냉간 코일링 스프링용 강선 중의 세멘타이트계 및 합금계의 구상 탄화물의 점유 면적율, 존재 밀도, 오스테나이트 입자 지름, 잔류 오스테나이트량을 작게 함으로써, 강도를 200O MPa 이상으로 고강도화하는 동시에, 코일링성을 확보하고, 고강도 그리고 파괴 특성이 우수한 스프링을 제조 가능하게 된다.

Claims (5)

1. 질량%로,

   C: 0.5 내지 0.9%,

   Si: 1.0 내지 3.0%,

   Mn: 0.1 내지 1.5%,

   Cr: 1.0 내지 2.5%,

   V: 0.15 초과 내지 1.0% 이하,

   Al: 0.005% 이하

   를 함유하고,

   N: 0.007% 이하로 제한하고, 또한

   Nb: 0.001 내지 0.01% 미만, Ti: 0.001 내지 0.005% 미만 중의 1종 또는 2종을 함유하고,

   잔부가 철과 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강.
2. 제1항에 있어서, 또한, 질량%로,

   W: 0.05 내지 0.5%,

   Mo: 0.05 내지 0.5%

   중의 1종 또는 2종을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 또한, 질량%로,

   Ni: 0.05 내지 3.0%,

   Cu: 0.05 내지 0.5%,

   Co: 0.05 내지 3.0%,

   B: 0.0005 내지 0.006%

   중의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서, 또한, 질량%로,

   Te: 0.0002 내지 0.01%,

   Sb: 0.0002 내지 0.01%,

   Mg: 0.0001 내지 0.0005%,

   Zr: 0.0001 내지 0.0005%,

   Ca: 0.0002 내지 0.01%,

   Hf: 0.0002 내지 0.01% 중의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강.
5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 강 성분을 가지고,

   인장 강도 2000 MPa 이상, 그리고

   검경면을 차지하는 세멘타이트계 구상 탄화물 및 합금계 구상 탄화물에 관하 여,

   원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하,

   원 상당 지름 0.2 ㎛ 이상의 존재 밀도가 1 개/㎛² 이하를 만족하고,

   또한 구오스테나이트 입도 번호가 10번 이상, 잔류 오스테나이트가 15 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.

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