KR20080111688A

KR20080111688A - 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링, 상기 스프링용강선재와 강선 및 상기 강선과 스프링의 제조방법

Info

Publication number: KR20080111688A
Application number: KR1020070059953A
Authority: KR
Inventors: 최상우; 이재승; 서정도; 신용태; 이덕락
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-06-19
Filing date: 2007-06-19
Publication date: 2008-12-24
Also published as: WO2008156295A3; KR100985357B1; WO2008156295A2

Abstract

본 발명은 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링, 상기 스프링용 강선재와 강선 및 상기 강선과 스프링의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에서 사용되는 스프링으로서 높은 강도와 인성을 동시에 보유하는 스프링을 제조하기 위한 강선재 및 강선, 그리고 상기 강선과 상기 강선을 이용하여 스프링을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명의 일측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 강선재 및 상기 강선재로부터 제조되는 강선, 스프링 및 이들의 제조방법이 제공된다.

피로수명, 고강도, 고인성, 냉간가공성, 스프링

Description

피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링, 상기 스프링용 강선재와 강선 및 상기 강선과 스프링의 제조방법{HIGH STRENGTH AND TOUGHNESS SPRING HAVING EXCELLENT FATIGUE LIFE, STEEL WIRE ROD AND STEEL WIRE FOR THE SAME AND PRODUCING METHOD OF SAID STEEL WIRE AND SPRING}

최근, 화석연료 특히 석유연료의 사용량이 급증하면서 상기 석유연료를 연소시킴으로써 발생하는 오염원에 의한 대기오염의 심각성이 전세계적으로 대두되었고, 그 외에도 대형유조선의 기름 유출사고 등이 발생할 뿐만 아니라, 유가가 급등함에 따라 석유연료에 의한 해악을 회피하기 위하여 가급적이면 석유연료의 사용량 을 절감하는 기술에 관한 연구가 다각도로 이루어졌다.

상기 석유연료의 사용량을 줄이기 위해서 종래부터 많이 연구개발되어 사용되어 왔던 방법 중 하나로는 석유연료의 최대 사용처 중 하나인 자동차의 연비를 향상시키는 방법이다. 연비 향상 방법으로서는 우선 엔진의 연소효율과 동력전달 효율 등을 향상시키는 방법을 그 중 하나로 들 수 있으며, 또 다른 방법으로서는 자동차의 차체 중량을 감소시킴으로써 단위 거리 이동시 필요한 에너지 량을 감소시키는 방법을 들 수 있다.

자동차 차체 중량을 감소시키기 위해서는 자동차에 들어가는 부품을 비중이 낮은 경량 재질로 대체하는 방법이 있을 수 있으나, 아직까지는 철제 부품의 우수성을 대체할만한 부품이 적용되는 분야는 많지 않다. 따라서, 아직까지도 자동차 부품으로는 철제 부품이 사용되는 경우가 많으며 상기 철제 부품의 경량화를 통하여 자동차 연비를 향상시키고자 하는 시도가 일반적이다.

철제 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있으며, 따라서 부품 경량화는 필연적으로 부품의 고강도화라는 숙제를 해결한 뒤에 실현가능한 과제가 되었다.

이러한 노력의 일환으로, 자동차의 저연비화에 대응해서, 자동차의 엔진이나 변속기 등의 부품을 소형경량화시키는 작업이 진행되고 있다. 그 결과, 엔진의 밸브 스프링이나 변속기용 스프링 등의 스프링에 부하되는 응력은 매년 심해지고 있으며, 이용되는 스프링 재료에도 강도는 물론이고 피로특성을 한층 더 향상시킬 것이 요구되고 있다.

통상적으로는 이들 엔진의 밸브 스프링이나 변속기용 스프링에는, 종래, 실리콘크롬(Si-Cr)계의 오일템퍼선이 이용되고 있으며, 예를 들면 특허문헌(일본 특허출원 JP2004-00027891, JP2003-00092600 및 JP2002-194496, 대한민국 특허출원 1999-0048929, 2006-7016315 및 2005-7017198)에 기재된 것이 공지되어 있다.

그런데, 상기 종래 방식으로 스프링을 고강도화시키기 위해서는 여러가지 장애가 뒤따르게 되는데, 이러한 장애를 해결하지 않고 스프링을 고강도화 할 경우 여러가지 문제가 야기될 수 있으므로 이에 대한 면밀한 검토가 필요하다.

즉, 스프링을 고강도화하기 위해 종래부터 많이 사용되고 있던 방법으로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. 특히, 스프링 제조후, 왜곡제거 어닐링과 같은 열처리나 질화처리와 같은 경화처리 같은 고온처리가 수반되는 경우가 많은데, 이러할 경우 강도은 일정 수준 감소되는 것이 일반적이기 때문에 감소분을 반영하고, 최근의 스프링 고강도화 경향에 발맞추기 위해 스프링 용 강선의 인장강도가 2200MPa 이상으로 제조될 수 있도록 합금성분계 등을 제어하는 경우도 있다.

스프링의 강도를 향상시키기 위해서 많이 첨가되는 합금원소로는 C와 Si 등을 들 수 있다. C는 탄소강의 가장 기본을 이루는 합금성분일 뿐만 아니라 첨가가 용이하고, 고용강화 또는 함께 첨가되는 다른 합금원소와 함께 석출강화를 일으키는 등의 작용을 통하여 강의 강도를 향상시키기 때문에 강 내부에 적정량 포함되어 사용되는 것이 보통이다.

또한, Si는 항복강도의 증대와 영구변형 저항성을 향상시키기 위해 다량 첨가되는 원소이다. 영구변형 저항성이라 함은 스프링을 장기간 사용한 후에 완전히 탄성복원되지 못하여 스프링 높이의 변화가 생기는 영구변형이라는 현상에 대한 저항성을 의미하는데, 스프링의 영구변형 저항성을 높이기 위하여 종래부터 Si를 다량 첨가한 강선재가 스프링용 재료로 사용되어 왔다. 상기 Si는 강의 항복강도를 높임으로서 영구변형을 방지하는 역할을 한다.

그런데, 상기 Si는 영구변형성 증대라는 긍적적인 측면을 가지는 반면 반대로 강선의 표면탈탄을 야기한다는 부정적인 측면도 역시 가지고 있다. 그 이유로서 Si와 C의 상호관계를 들 수 있는데, Si는 주기율표상에서 4족에 속하는 원소로서 열역학적으로는 C와 유사한 거동을 하는 원소이다. 앞에서도 설명하였듯이 부 품의 고강도(고인장강도)화는 스프링에도 예외가 아닌데, 상기 고강도화를 위하여 필수적으로 첨가되는 원소가 C이다. 그런데, C가 다량의 Si와 함께 합금내에 첨가될 경우에는 C와 Si의 유사한 열역학적 거동에 의해 두 원소는 자리경쟁을 하게되고 그 결과 C가 합금으로부터 제거되는 탈탄현상이 일어나게 된다. 따라서, Si 첨가량을 증가시키는 것에도 한계가 있다.

또한, 상기 종래기술로 제안된 실리콘크롬계열의 개발강들은 합금설계 측면에서 항복강도와 변형저항성의 향상을 위해 Si 함량을 높인 것이기 때문에 연속주조시 Si 편석대가 발생한다는 문제점이 지적되었다. 이러한 Si 편석대는 주로 선재의 중심부에 형성되기 때문에 이러한 편석대의 생성은 페라이트 생성을 조장하여 중심부 미세조직의 불균일성을 부추기는 주요한 원인이 되고, 큰 폭의 물성변화를 일으켜 스프링 인성을 떨어드리는 주요한 원인이 된다.

그 밖에도 고강도화에 수반하여 스프링 제조공정시 요구되는 성질로서, 인성의 확보를 들 수 있다. 일반적으로 강도와 인성은 서로 배치되는 개념이어서 이들을 한번에 확보하는 것이 어렵다. 따라서 고강도 스프링용 강재를 개발하기 위해서는 이러한 점도 필수적으로 해결할 필요가 있다.

스프링에 요구되는 또 하나의 중요한 물성으로서는 피로수명을 들 수 있다. 피로파괴라 함은 재료가 많은 횟수의 반복하중에 노출되었을 때, 파괴에까지 이르 는 것을 의미한다. 이때, 피로파괴에 이르는 횟수와 하중은 서로 반비례하는 관계를 가져서 반복하중의 크기가 증가하면 피로파괴에 이르는 횟수는 감소하는 경향을 나타낸다. 피로수명이 높은 강재라 함은 큰 반복하중을 많은 횟수 견딜 수 있는 성질을 말한다.

상기 피로수명을 향상시키기 위해, 종래부터 질화처리나 쇼트피닝 등과 같은 표면경화처리를 행하는 경우가 일반적이었다. 이러한 표면경화처리를 행할 경우 스프링의 내구성이 향상될 수 있다.

그러나 상기 피로수명을 나타내는 또하나의 척도로서 피로변형 특성을 들 수 있다. 즉, 반복하중이 작용하였을 때, 소재가 변형되는 성질을 나타내는 것으로서, 피로파괴와는 별도로 스프링의 피로 변형 특성은 표면경도에만 의존하는 것이 아니라, 스프링 소재 내부의 강도 또는 경도에 크게 영향을 받는다. 따라서, 내부 경도를 높게 유지할 수 있는 조건(성분, 조직 등)을 확보하는 것이 바람직하다.

그 뿐만 아니라, 표면 경도를 향상시키기 위한 상기 질화처리는 재료를 고온으로 가열하는 처리로서 재료의 연화가 수반되게 되는데, 피로수명을 향상시키기 위해서는 이러한 재료의 연화를 감안하여 강선의 강도를 충분한 수준이상으로 확보할 필요가 있다. 따라서, 최근에는 2200MPa급 이상의 강재에 대한 요구조차도 대두되고 있는 실정이다. 이러한 스프링의 연화현상은 상술한 표면 경화 처리 뿐만 아니라 스프링 제조시 발생된 왜곡을 제거하기 위한 왜곡 제거 어닐링이나 가열 등에 의해서도 발생될 수 있다.

따라서, 피로수명이 우수한 고강도, 고인성의 스프링 및 그에 사용되는 강선재 또는 강선을 제공하는 것이 필요하다.

한편 상술한 강선을 이용하여, 스프링을 제조하는 과정은 크게 두가지로 나뉠 수 있는데, 열간 코일링과 냉간 코일링이 그것이다. 그 중에서 열간 코일링이라 함은 강선을 오스테나이트 영역까지 가열한 후 코일링하고, 켄칭(quenching)과 템퍼링(tempering)을 실시하는 과정을 의미하며, 냉간 코일링이라 함은 강선에 미리 켄칭과 템퍼링 조작을 실시한 후 상기 템퍼링 실시된 강선을 냉간에서 코일링하는 방법을 의미한다.

냉간 코일링에서는 강선의 제조시에 급속가열 급속 냉각이 가능한 오일 템퍼 처리나 고주파 처리 등을 이용할 수 있으므로, 스프링재의 구 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이 가능하여, 결과적으로 파괴특성이 우수한 스프링을 제조할 수 있다. 또한, 스프링 제조 라인에 있어서의 가열로 등의 설비를 간략화할 수 있으므로, 스프링 메이커에 있어서도 설비 비용의 저감으로 이어지는 등의 이점이 있고, 최근에는 굵은 직경의 현가스프링에 있어서도 냉간 코일링을 채용하는 등 냉간화가 진행되고 있다.

그러나, 스프링의 고강도화 추세에 따라 냉간 코일링 스프링용 강선의 강도가 커지면 냉간 코일링시에 파손되어 스프링 형상으로 형성할 수 없는 경우가 다발하고, 그러한 경우에는 부득이 열간 코일링 방식으로 처리하는 방식으로 스프링을 제조할 수 밖에 없었다.

즉, 엔진밸브 스프링의 경우, 통상적으로는 온라인에서의 켄칭 템퍼링 처리, 이른바 오일 템퍼링 처리한 강선을 냉간으로 코일링 하는 경우가 일반적이지만, 상술한 바와 같이 가공성이 충분하지 못하면, 예를 들어 850~1000℃ 로 가열하여 스프링 형상으로 코일링하고, 그후 400~550℃ 로 템퍼링 처리하는 등, 코일링시의 파손을 방지하기 위해 선재를 가열하여 변형을 용이한 온도로 열간 코일링하고, 그 후 고강도를 얻기 위해 조질처리를 행하는 방식으로 제조될 수도 있다. 상기 열간 코일링 시의 가열과 코일링 후의 조질 처리는 스프링 치수와 열처리 변동의 원인이 되거나, 처리 능률이 극단적으로 저하하므로, 비용, 정밀도, 제품 안정성의 점에서 냉간 코일링된 스프링에 비해 열화된다.

따라서, 피로, 피로변형 등의 스프링 성능 향상을 위해서는 성분제어, 열처리제어 또는 탄화물 제어 등과 같은 수단을 이용하여 제조된 스프링, 스프링용 강선 및 강선재의 강도보다 높은 강도로 고강도화할 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 양호한 냉간 코일링성(가공성)을 확보할 필요가 있다.

따라서, 본 발명의 일측면에 의하면 피로수명이 우수하고, 고강도 및 고인성을 두루 갖춘 스프링을 제조하기 위한 강선재와 강선 및 상기 강선과 그로부터 제조되는 스프링을 제조하는 방법이 제공된다.

본 발명의 또하나의 일측면에 의할 경우에는 상기 스프링을 냉간 코일링 방식으로 제조하는 경우, 냉간 가공성이 우수한 강선재와 상기 강선재를 이용하여 냉간 코일링 하는 제조방법이 제공된다.

상기 본 발명의 과제를 달성하기 위한 본 발명의 일측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 강선재가 제공된다.

이때, V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 또하나의 측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하고, 내부 조직이 템퍼드 마르텐사이트와 면적분율로 1~15%의 잔류오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링 또는 이를 제조하기 위한 냉간 코일링용 강선이 제공된다.

그리고, 내부에 입경 30㎛ 이하인 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물이 1000개/mm² 이하로 미세 분포되어 있는 것이 유리하다.

본 발명의 또하나의 일측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계; 상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계; 상기 강선재를 항온 열처리하는 단계; 상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 오스테나이트화하는 단계; 오스테나이트화 된 강선을 유 냉(켄칭)하는 단계; 및 유냉된 강선을 템퍼링하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법이 제공된다.

본 발명의 또다른 일측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계; 상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계; 상기 강선재를 항온 열처리하는 단계; 상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 오스테나이트화하는 단계; 오스테나이트화 된 강선을 유냉(켄칭)하는 단계; 유냉된 강선을 템퍼링하여 냉간 코일링용 강선을 제조하는 단계; 및 상기 냉간 코일링용 강선을 냉간에서 스프링으로 코일링하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법이 제공된다.

본 발명의 또하나의 일측면에 따르면 C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계; 상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계; 상기 강선재를 항온 열처리하는 단계; 상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 오스테나이트화하는 단계; 상기 오스테나이트화된 강선을 코일링 하여 스프링 형상으로 하는 단계; 상기 코일링된 스프링을 유냉(켄칭)하는 단계; 및 유냉된 스프링을 템퍼링하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법이 제공된다.

이때, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 소둔 열처리는 550~700℃의 온도에서 실시하는 것이 유리하다.

그리고, 상기 항온 열처리는 선재를 900~1050℃로 가열한 후 550~700℃으로 유지되는 납욕에 침적시키는 과정으로 이루어지는 것이 바람직하다.

또한, 상기 오스테나이트화 온도는 800~1000℃인 것이 효과적이다.

또한, 상기 유냉하는 단계는 30~60℃의 냉매에 10초이상 침적시키는 과정으로 이루어지는 것이 바람직하다.

그리고, 상기 템퍼링은 350~500℃의 온도에서 실시하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위해 깊이 연구한 결과 성분원소들의 함량을 적절히 제어하고, 이들간의 열역학적 평형관계를 이용함으로써 생성되는 석출물의 종류를 제어할 경우에 스프링의 강도는 물론 인성과 피로수명이 대폭 향상될 수 있다는 점을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다. 따라서, 본 발명에 의해 제공되는 스프링은 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물에 의한 석출강화 효과와 B의 소입성 향상효과 및 입계강화효과 등을 적절히 이용함으로써 고강도, 고인성 및 우수한 피로수명을 모두 만족하는 스프링인 것이다.

본 발명은 스프링용 강선재, 강선, 스프링에 적합한 조건과 강선 및 스프링을 제조하는 방법을 제공하는 것이다. 이때, 본 발명에서 제공하는 강선재는 스프링용 강선의 제조에 적합한 강선재로서 성분범위를 하기하는 조건으로 제어하는 것을 그 특징으로 한다.

이하, 본 발명의 강선재의 성분계로서 적합한 조건에 대하여 상세히 설명한다.

C : 0.5~0.7중량%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 상기 C의 함량이 0.5중량% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한, C 함량이 0.7중량%를 초과하는 경우에는 소입소려처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어지게 된다. 그뿐만 아니라, 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어렵기 때문에 C 함량은 0.5~0.7중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si : 1.5~3.0중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그런데, 상기 Si 함량이 1.5중량% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.5중량%로 제한될 필요가 있다. 그리고, Si 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.5~3.0중량%으로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~1.0중량%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서, 상기 Mn 함량이 0.3중량% 미만인 경우에는 고강도 스프링 용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 1.0중량%를 초과하는 경우에는 인성이 저하하므로 상기 Mn의 함량은 0.3~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.01~1.5중량%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한원소이다. 그런데, Cr 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 1.5중량%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 바람직한 Cr의 첨가량은 0.01~1.5중량%이다.

Mo : 0.01~1.0중량%

Mo는 소입성 및 인성, 템퍼링 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소이다. Mo의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 1.0중량%를 초과하는 경우에는 스프링 내의 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~1.0중량%로 제한할 필요가 있다.

Ni : 0.01~1.0중량%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 1.0중량%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~1.0중량%로 제한할 필요가 있다.

B : 0.005~0.015중량%

상기 B의 첨가는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 높이고 담금질성의 향상으로 입자경계 강도를 높이는 효과를 갖는다. 0.005중량% 미만에서는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 0.015중량%를 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.

O : 0.0015중량% 이하

상기 O의 함량은 0.0015중량% 이하로 한정하는데, 0.0015중량%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다.

Al : 0.01중량% 이하

상기 Al의 첨가는 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. Al 함량이 0.01중량%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.

P 및 S : 각각 0.02중량% 이하

상기 P와 S의 함량은 0.02중량% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.02중량%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.02중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

N : 0.02중량% 이하

질소는 붕소와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬우며, 소입효과를 감소시키는 원소이다. 따라서, 질소의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으나, 공정부하를 고려할 경우 0.02중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상기한 조성만으로도 충분한 효과를 얻을 수 있지만, 상기 유리한 강 조성에 더하여 하기하는 바와 같이 V를 필요에 따라 첨가함으로써 강의 강도와 인성을 보다 향상시킬 수 있다.

V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하

상기 V는 본 발명의 스프링강 조성의 보다 바람직한 원소 중 하나로서, 탄/질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소로서, 그 함량을 각각 0.005 ~ 0.5중량% 범위로 한정한다. 그 함량이 높은 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

따라서, 강선재의 조성을 상술한 범위로 제어할 경우에는 후술하는 열간 코일링에 의해 스프링을 제조하거나 오일 템퍼링(Oil Tempering, OT)에 의해 스프링용 강선을 제조하거나, 또는 상기 오일 템퍼링된 강선(OT선)을 냉간 코일링하여 스프링을 제조할 때, 피로특성이 개선된 스프링을 제조하기에 적합한 강선 또는 피로특성이 개선된 고강도, 고인성 스프링을 제조할 수 있어 매우 유리하다.

또한, 본 발명에 따른 스프링용 강선과 스프링은 내부조직이 하기하는 조건으로 제어되는 것이 우수한 피로수명, 고강도 및 고인성을 확보하는데 효과적이다.

즉, 통상의 경우에는 피로수명은 스프링의 인장강도가 높아지면 같이 향상되는 경향이 있으므로, 스프링의 인장강도 향상을 통하여 피로수명도 일정수준까지는 향상될 수가 있다. 또한, 강선을 냉간 코일링 함으로써 스프링을 제조할 경우에는 강선의 강도가 일정수준 이상될 경우 스프링 역시 고강도일 것이므로 이러한 관계에 의해 최종 제조되는 스프링의 피로수명을 일정수준까지는 확보할 수 있다.

특히, 피로수명을 나타내는 특성 중 피로 변형 특성을 향상시키기 위해서 강재의 강도 향상은 필연적인데, 본 발명의 발명자들에 의하면 상기 강재의 강도가 2225MPa 이상, 바람직하게는 2300MPa 이상일 경우 우수한 피로변형특성을 확보할 수 있다는 것을 알 수 있었다.

또한, 그 밖에도 피로특성을 향상시키기 위해서는 표면의 경도를 높여 피로파괴의 기점으로 작용하지 않도록 하는 것이 유리하다.

상술한 피로특성과 강도 수준을 충족시키는 스프링은 강선을 냉간 코일링 하거나 선재를 열간에서 코일링 한 후 QT(quenching-tempering)하는 과정에 의해 스프링으로 제조될 수 있다. 그 중, 열간 코일링에 사용되는 선재는 열간 코일링시 오스테나이트 영역에서 균질화 되기 때문에 상술한 본 발명의 선재의 성분 특성을 가지는 것이라면 특별히 제한없이 사용할 수 있으나, 냉간 코일링에 사용되는 강선은 다음의 조건을 충족할 필요가 있다.

즉, 냉간 코일링 과정은 냉간에서 강선에 큰 변형을 부여하는 과정이기 때문에, 강선이 충분한 냉간가공성을 가지고 있지 않으면 코일링시 강선의 파괴가 일어나는 등의 문제가 발생할 수 있으므로, 냉간 코일링에 사용되는 강선의 냉간가공성 확보는 스프링 제조에 필수적이다. 또한, 강선의 강도가 바로 스프링의 강도와 직접적인 관련이 있을 뿐 아니라, 스프링 코일링 이후 부가되는 추가적인 열처리에 의해 스프링의 강도가 다소 감소될 수도 있다는 점을 감안하면 냉간 코일링용 강선의 강도 역시 스프링의 강도에 준하는 높은 강도를 가져야 하는데, 이러한 고강도는 냉간 가공성에는 불리하기 때문에 고강도 스프링용 강선의 냉간가공성은 더욱 향상될 필요가 있다.

본 발명의 발명자들은 냉간 코일링용 강선의 냉간 가공성을 향상시키기 위한 조건에 대하여 깊이 검토한 결과, 강선의 강도와 인성을 동시에 향상시키기 위해서 주된 조직을 템퍼드 마르텐사이트로 조절할 필요가 있을 뿐만 아니라, 냉간 가공성과 피로수명을 확보하기 위해서는 조직 중 잔류 오스테나이트 비율을 면적분율로 1~15%로 제어하여야 할 필요가 있다는 것을 발견하였다.

즉, 냉간 코일링용 강선은 스프링의 강도와 동등 수준의 강도를 가지고 있어야 하기 때문에 강선 강도 역시 고강도일 필요가 있는데, 그러하기 위해서는 켄칭공정에 의해 내부 조직이 주로 마르텐사이트 조직으로 이루어질 필요가 있다. 그런데, 조직이 마르텐사이트일 경우에는 강선의 강도는 향상되는 반면 인성이 급격히 열악해지기 때문에 강선과 스프링의 인성을 확보하기 위해 강선을 템퍼링 처리하여 내부 조직을 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 할 필요가 있다. 따라서, 강선의 내부 조직 중 주된 조직(제1상)은 템퍼드 마르텐사이트인 것이 바람직하다.

또한, 강선 중에는 오스테나이트로가 마르텐사이트로 미변태되고 잔류하는 잔류 오스테나이트가 일정 분율 포함될 수 있는데, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 면적분율로 1~15%로 유지되는 것이 바람직하다.

상기 잔류 오스테나이트는 소성가공이 가해지면 소성유기변태라는 과정에 의해 마르텐사이트(소성유기 마르텐사이트)로 변태하는 성질이 있는데, 상기 소성유기 마르텐사이트는 인성에 취약할 뿐만 아니라 강선의 냉간가공성을 극히 저하시키기 때문에 소성유기 마르텐사이트가 과다하게 생성되지 않도록 하기 위해서 잔류 오스테나이트의 비율을 15% 이하로 제한할 필요가 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 비율이 15% 이상일 경우에는 강선의 냉간가공성이 나빠질 뿐만 아니라 스프링 제조이후 스프링의 인성이 극히 열악해지기 때문에 바람직하지 않다.

반면, 본 발명자들의 연구결과에 따르면 피로수명을 향상시키기 위해서는 잔류 오스테나이트가 완전히 제거되는 것은 바람직하지 않으며, 1% 이상으로 유지될 필요가 있다. 즉, 잔류 오스테나이트가 1% 미만일 경우에는 피로수명이 악화되기 때문에 강선조직 중 잔류 오스테나이트는 1% 이상으로 제한한다.

또한, 상술한 조건 이외에도 강선 내부에는 입경 30㎛ 이하인 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물이 1000개/mm² 이하로 미세 분포되어 있는 것이 바람직하다. 이들은 석출강화 기구를 통하여 강선의 강도를 향상시키며, 또한, 결정입도를 미세 하게 하는 역할을 하기 때문에, 강도와 인성의 확보에 바람직하다.

상술한 바람직한 특징을 가지는 강선은 상기 적절한 성분 조성을 가지는 강선재로부터 제조되는 것이 바람직하며, 또한 후술하는 적절한 제조공정에 의해 제조되는 것이 보다 바람직하다.

즉, 냉간 코일링용 강선은 강선재에 대한 소둔열처리 - shaving 및/또는 peeling 처리 - 항온 열처리 - 신선 - 오스테나이트화 - 유냉(켄칭) - 템퍼링을 포함하는 과정으로 제조된다.

이때, 소둔 열처리는 냉간가공성이 부족할 경우 shaving 또는 peeling 전에 실시하는 연화소둔 열처리로써, 그 온도는 550~700℃인 것이 바람직하다. 선재상태에 존재하는 경화조직 또는 저온조직을 550 ~ 700^oC 에서 연화시켜 인발 가공성을 확보할 수 있다.

이후, 실시하는 shaving 및/또는 peeling 작업은 표면흠 또는 탈탄층을 제거하기 위해 실시하는 것으로서 통상의 냉간 코일링용 강선을 제조하는 과정에 의해 실시가능하다.

이후, 선재의 조직을 신선공정에 적합한 조직으로 제어할 필요가 있는데, 소위 미세한 펄라이트 조직(다른 말로는 소르바이트 조직)으로 형성할 경우 신선시 유리하다. 항온 열처리 과정은 이러한 조직 제어를 위한 것으로서 선재를 900~1050℃로 가열한 후 550~700℃으로 유지되는 납욕에 침적시키는 방식, 즉 소위 LP(Lead Patenting)과정에 의해 수행된다. 이때, 상기 강선의 가열온도가 너무 높을 경우에는 결정립이 조대화 되어 바람직하지 않으며, 반대로 가열온도가 너무 낮을 경우에는 고용원소들의 고용도가 낮아서 이후 석출강화 등의 효과를 기대하기 어렵다. 또한, 상기 항온 유지온도가 너무 높을 경우에는 초석 페라이트가 석출되기 때문에 바람직하지 않으며, 반대로 항온 유지온도가 너무 낮을 경우에는 저온상이 석출되기 때문에 신선에 불리하다.

신선 절차는 통상의 강선의 신선절차와 동일하게 수행하면 된다. 사용되는 스프링의 요구 직경에 따라 신선량 등을 제어하면 된다.

이후, 내부조직을 템퍼드 마르텐사이트로 제어하기 위해, 강선을 오스테나이트 온도로 가열한 후, 유냉할 필요가 있다. 이때, 오스테나이트화 온도는 800~1000℃로 한정하는 것이 바람직하다. 오스테나이트화 온도가 너무 낮을 경우에는 초석 페라이트가 석출되는 문제가 있으며, 반대로 온도가 너무 높을 경우에는 강선 표면에서 탈탄이 일어날 뿐만 아니라, 조직이 조대화되기 때문에 바람직하지 않다. 또한, 유냉온도는 30~60℃으로 제어하는 것이 바람직한데, 유냉온도가 높으 면 잔류 오스테나이트의 분율이 높아져서 바람직하지 않으며, 반대로 너무 낮으면 잔류오스테나이트의 분율이 본 발명에서 정의하는 바람직한 범위보다 낮아 좋지 않다. 이때, 유냉시 냉매에 강선을 유지하는 시간은 10초 이상일 필요가 있다. 시간이 너무 짧으면 마르텐사이트 변태가 충분히 일어나지 않기 때문이다.

이후, 상기 유냉에 의해 형성된 마르텐사이트 조직의 인성을 향상시키고 내부에 탄화물을 형성시키기 위해서 템퍼링하는 과정이 필요하다. 상기 템퍼링 과정에 의해서 강선의 내부조직은 템퍼드 마르텐사이트로 변화하게 된다. 이때, 템퍼링 온도가 너무 높으면 마르텐사이트가 보다 고온에서 형성되는 고온조직으로 변태해 버릴 우려가 있으므로 바람직하지 않고, 반대로 템퍼링 온도가 너무 낮으면 충분한 템퍼링 효과를 얻기 어려우므로 상기 템퍼링 온도는 350~500℃인 것이 바람직하다. 템퍼링 시간은 통상 강선의 온도가 충분히 균질화되기에 충분한 시간 이상으로 실시하면 되므로 특별하게 한정하지는 않으나, 일반적으로는 1분 이상 실시하는 것이 바람직하다.

상술한 과정에 의해 제조된 강선은 앞에서 설명한 강선의 유리한 조건을 충족하는 것으로서, 우수한 피로특성과, 고강도 및 고인성을 가질 뿐만 아니라 냉간 성형성도 우수하여 본 발명에서 제공하고자 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조에 매우 적합하다.

또한, 본 발명의 기술적 과제 해결에 적합한 스프링은 높은 피로수명과, 고강도 및 고인성을 가지는 스프링인 것이다.

상술한 본 발명의 스프링의 특성을 가지기 위해서는 스프링은 내부에 템퍼드 마르텐사이트를 주된 조직으로 포함하고 잔류 오스테나이트를 1~15% 포함할 필요가 있으며, 입경 30㎛ 이하인 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물이 1000개/mm² 이하로 미세 분포되어 있는 것이 바람직하다. 조직 및 석출물 분포가 스프링의 강도와 인성에 미치는 영향은 이미 설명한 바 있기 때문에 생략하기로 한다.

상술한 조건을 가지는 스프링은 상기한 냉간 코일링용 강선을 바로 코일링(스프링 성형) 하여 제조할 수도 있으며, 또한 선재를 열간에서 코일링한 후 QT(quenching-tempering) 과정에 의해 강도와 인성을 확보하는 방법도 있다.

냉간 코일링된 스프링은 상술한 냉간 코일링용 강선을 통상의 냉간 코일링 과정에 준하여 제조하면 되기 때문에 특별히 설명하지 않기로 하며, 다만 열간 코일링 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.

열간 코일링은 본 발명의 유리한 조건을 가지는 강선재를 열간에서 가공하여 스프링의 형상으로 가공한 후, 열처리에 의해 원하는 강도를 얻는 방식이기 때문 에, 냉간 코일링이 오스테나이트화 - 유냉 - 템퍼링 - 코일링의 과정으로 이루어지는 반면 열간 코일링은 오스테나이트화 - 열간 코일링 - 유냉 - 템퍼링의 과정으로 이루어진다는 것이 상이하다. 즉, 열간 코일링은 강선재에 대한 소둔열처리 - shaving 및/또는 peeling 처리 - 항온 열처리 - 신선 - 오스테나이트화 - 열간 코일링 - 유냉(켄칭) - 템퍼링을 포함하는 과정으로 이루어진다.

이때, 각 단계에서의 처리 조건은 상기 냉간 코일링용 강선을 제조하는 조건과 완전히 동일하며, 다만, 열간에서 코일링 하는 점만 냉간 코일링용 강선의 제조과정과 상이하다. 이때 열간에서 코일링 하기 위한 조건은 통상의 열간 코일링 조건에 준해서 실시하면 되므로 본 발명에서 따로 그 조건을 한정하지는 않는다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기로 한다. 다만, 하기하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 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 정해지는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 조성으로 냉간 코일링된 스프링을 제조하여 그 특성을 비교하였다. 스프링을 제조하기 위해 각 조성을 가진 직경 8.0mm 선재를 670℃에 서 소둔 열처리 한 후, 필링(peeling)과 쉐이빙(shaving) 처리를 실시한 후, 980℃로 가열한 후 670℃의 온도에 유지되는 납욕에 침적하여 항온 열처리를 수행하였다. 상기 항온 열처리된 선재를 신선가공하여 직경 4.0mm 인 강선을 제조하였다.

이후 냉간 코일링용 강선을 제조하기 위해서 950℃의 온도로 가열하여 오스테나이트화 한 이후, 40℃의 기름욕에 20초 침적하여 유냉을 실시하였으며, 이후 표 2에 기재된 온도로 가열하여 1분 유지함으로써 템퍼링을 실시하였다. 상기 냉간 코일링용 강선을 이용하여 스프링을 상온에서 코일링 함으로써 냉간 코일링된 스프링을 제조할 수 있었다.

열간 코일링에 의해 스프링을 제조하기 위해서 상기 신선된 강선을 950℃의 온도로 가열하여 오스테나이트화 한 이후 상기 온도에서 원하는 스프링 형상으로 코일링 한 후, 40℃의 기름욕에 30초 침적하여 유냉을 실시하였으며, 이후 표 2에 기재된 조건으로 가열하여 30분 유지함으로써 템퍼링을 실시하였다. 상기 과정에 의해 열간 코일링된 스프링을 얻을 수 있었다.

스프링을 열간 코일링 법에 의해 제조하였는지, 아니면 냉간 코일링 법에 의해 제조하였는지 여부는 표 2에 나타내었다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	B	V	Al	O	P	S	N
비교예1	0.55	3.0	0.5	0.7		0.25	0.0015	0.05	0.001	0.0008	0.01	0.03	0.01
비교예2	0.55	2.2	0.5	0.7	-	0.25	0.0023	0.20	0.01	0.0009	0.008	0.008	0.02
비교예3	0.50	1.6	0.7	1.0	-	-	0.0016	0.15	0.06	0.0012	0.009	0.007	0.008
비교예4	0.6	1.4	0.6	0.8	0.05	-	-	-	0.07	0.0013	0.03	0.01	0.01
실시예1	0.52	2.8	0.65	1.15	0.25	0.55	0.006	0.07	0.0035	0.0007	0.007	0.008	0.003
실시예2	0.58	2.7	0.7	0.45	0.3	0.35	0.005	0.08	0.002	0.0005	0.013	0.007	0.004
실시예3	0.56	2.6	0.65	0.6	0.3	0.15	0.008	0.15	0.005	0.0004	0.008	0.013	0.003
실시예4	0.59	2.5	0.45	1.15	0.55	0.7	0.015	0.15	0.0065	0.0007	0.013	0.009	0.004
실시예5	0.63	2.1	0.85	1.35	0.75	0.55	0.011	0.12	0.0045	0.0009	0.016	0.014	0.002
실시예6	0.69	1.8	0.9	0.95	0.8	0.81	0.007	0.17	0.008	0.0012	0.004	0.01	0.003

단, 상기 표 1에서 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.

구분	코일링 방식	템퍼링 온도 : 390℃			템퍼링 온도 : 420℃
구분	코일링 방식	인장강도 (MPa)	잔류 오스테나이 트 분율(%)	피로수명 (만회)	인장강도 (MPa)	잔류 오스테나이 트 분율(%)	피로수명 (만회)
비교예1	열간	1987	6	120	1890	7	119
비교예2	열간	1923	10	130	1884	6	130
비교예3	냉간	1930	5	150	1872	6	140
비교예4	냉간	2001	17	210	1930	7	220
실시예1	열간	2290	7	1600	2250	6	1550
실시예2	냉간	2320	13	2100	2290	12	2100
실시예3	열간	2310	11	3200	2270	10	3000
실시예4	냉간	2305	8	3500	2260	7	3000
실시예5	냉간	2360	8	4000	2310	6	4100
실시예6	냉간	2339	10	3600	2300	9	3500

상기 표 2에 기재된 데이터를 확보하기 위하여 130~190MPa의 반복하중이 작용하는 환경에서 파괴에 이를 때까지의 수명(피로수명)을 측정하였으며, 인장시험편을 별도로 준비하여 인장시험을 실시하였다. 잔류 오스테나이트의 면적분율은 광학현미경 및 X-ray 측정을 이용하여 면적을 측정하여 계산에 이용하였다.

상기 표 2에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 가진 실시예에 의해 제조된 실시예1 내지 실시예6의 경우는 별도의 경화처리를 실시하지 않은 경우에도 인장강도가 2200MPa 이상, 피로수명 1600만회 이상으로 아주 우수한 특성을 나타내고 있었으며, 이는 본 발명에서 규정하는 성분 조성을 벗어나는 비교예에 비하여 월등한 성능임을 확인할 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의할 경우에는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성의 스프링용 강선재, 강선 및 스프링 그리고 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.

Claims

C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재.
제 1 항에 있어서, V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선재.
C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하고, 내부 조직이 템퍼드 마르텐사이트와 면적분율로 1~15%의 잔류오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선.
제 3 항에 있어서, V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선.
제 3 항 또는 제 4 항에 있어서, 내부에 입경 30㎛ 이하인 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물이 1000개/mm² 이하로 미세 분포되어 있는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선.
C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하고, 내부 조직이 템퍼드 마르텐사이트와 면적분율로 1~15%의 잔류오스테나이트를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링.
제 6 항에 있어서, V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링.
제 6 항 또는 제 7 항에 있어서, 내부에 입경 30㎛ 이하인 Al, B 및 V의 산/탄/질화물계 석출물이 1000개/mm² 이하로 미세 분포되어 있는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링.
C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계;

상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계;

상기 강선재를 항온 열처리하는 단계;

상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;

상기 강선을 오스테나이트화하는 단계;

오스테나이트화 된 강선을 유냉(켄칭)하는 단계; 및

유냉된 강선을 템퍼링하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링 용 강선의 제조방법.
제 9 항에 있어서, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 소둔 열처리는 550~700℃의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 항온 열처리는 선재를 900~1050℃로 가열한 후 550~700℃으로 유지되는 납욕에 침적시키는 과정으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 오스테나이트화 온도는 800~1000℃인 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 유냉하는 단계는 30~60℃의 냉매에 10초이상 침적시키는 과정으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 템퍼링은 350~500℃의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계;

상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계;

상기 강선재를 항온 열처리하는 단계;

상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;

상기 강선을 오스테나이트화하는 단계;

오스테나이트화 된 강선을 유냉(켄칭)하는 단계;

유냉된 강선을 템퍼링하여 냉간 코일링용 강선을 제조하는 단계; 및

상기 냉간 코일링용 강선을 냉간에서 스프링으로 코일링하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
C : 0.5~0.7중량%, Si : 1.5~3.0중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.015중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.01중량% 이하, P 및 S : 각각 0.02중량% 이하, N : 0.02중량% 이하를 포함하는 강선재를 소둔열처리 하는 단계;

상기 소둔열처리된 강선재를 shaving 및/또는 peeling 처리하는 단계;

상기 강선재를 항온 열처리하는 단계;

상기 항온열처리된 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;

상기 강선을 오스테나이트화하는 단계;

상기 오스테나이트화된 강선을 코일링 하여 스프링 형상으로 하는 단계;

상기 코일링된 스프링을 유냉(켄칭)하는 단계; 및

유냉된 스프링을 템퍼링하는 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항에 있어서, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 17 항에 있어서, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 소둔 열처리는 550~700℃의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 항온 열처리는 선재를 900~1050℃로 가열한 후 550~700℃으로 유지되는 납욕에 침적시키는 과정으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 오스테나이트화 온도는 800~1000℃인 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 유냉하는 단계는 30~60℃의 냉매에 10초이상 침적시키는 과정으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.
제 16 항 내지 제 19 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 템퍼링은 350~500℃의 온도에서 실시하는 것을 특징으로 하는 피로수명이 우수한 고강도, 고인성 스프링의 제조방법.