KR20090010155A - 고강도 스프링용 강선 및 고강도 스프링 및 이들의 제조방법 - Google Patents

고강도 스프링용 강선 및 고강도 스프링 및 이들의 제조방법 Download PDF

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마사유끼 하시무라
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신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤
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Abstract

본 발명은 부식 피로 특성이 우수한 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강선, 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것으로, 질량%로, C : 0.35 내지 0.50 %, Si : 1.00 내지 3.00 %, Mn : 0.10 내지 2.00 %를 함유하고, P : 0.015 % 이하, S : 0.015 % 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 50 ℃로부터 600 ℃까지의 온도 범위를 0.25 ℃/s로 승온하여 시차 주사 열량을 측정하였을 때에, 발열 반응의 피크가 450 ℃ 이상에만 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선, 고강도 스프링이다. 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기를 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조 방법이다. 16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000.
템퍼링, 켄칭, 어닐링, 고강도 스프링, 부식 피로

Description

고강도 스프링용 강선 및 고강도 스프링 및 이들의 제조 방법{STEEL WIRE FOR HIGH STRENGTH SPRING AND HIGH STRENGTH SPRING AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}
본 발명은 자동차 등의 현가 스프링에 적합한 고강도 스프링 및 그 소재인 고강도 스프링용 강선 및 그것들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 부품의 경량화에의 요구로부터 현가 스프링 등의 고강도화가 요구되고 있다. 현가 스프링을 고강도화하는 데 있어서의 중요한 과제는 부식 피로 특성의 개선이다. 현가 스프링은 도장(塗裝)을 실시하여 사용되지만, 자동차 주행 중의 자갈 등의 튐, 스프링의 선간 접촉 등에 의한 도장의 박리가 불가피하므로, 부식, 공식(pitting corrosion)의 발생은 피할 수 없다. 이와 같은 공식에 의한 부식 피트를 기점으로 하여 현가 스프링의 피로 균열이 발생하고 있으므로, 스프링 및 스프링용 강선의 성분을 조정하여 부식 피트를 억제하는 기술이 보고되어 있다(예를 들어, 나까야마 다께노리 외,「고강도 현가 스프링용 강의 부식 피로 특성과 그 개선」, 고베 제강 기보, 제47권, 제2호, 1997년 7월, 가부시끼가이샤 고베 제강소 발행, p50 내지 53, 기무라 가즈요시 외,「스프링 강의 부식 피로 수명에 미치는 합금 원소의 영향」, 전기 제강, 제75권, 제1호, 2004년 1월, 전기 제강 연구 회, p19 내지 25, 구레바야시 유따까, 요네구찌 아끼오,「1200 ㎫급 고강도 스프링 강 "ND120S"」, 전기 제강, 제71권, 제1호, 2000년 1월, 전기 제강 연구회, p.95 내지 101).
그러나, 자동차용 현가 스프링에 적용되는 저합금강에서는 합금 원소의 조정에 의해 부식을 억제하는 것은 곤란하여, 부식 피로 특성을 충분히 개선 가능한 만큼 부식, 공식의 발생을 억제할 수는 없다. 또한, 도로에 융설제가 살포되는 지역에서는 현가 스프링에 있어서는 가혹한 부식 조건이 되기 때문에, 소량의 합금 원소를 첨가해도 부식 억제의 효과는 기대할 수 없게 된다.
따라서, 현가 스프링의 부식 피로 특성을 개선하기 위해서는 부식 등의 표면 반응을 제어하는 것이 아니라, 강재의 기계적 성질을 제어하여 피로 특성을 향상시키는 것이 효과적이라 생각된다. 현가 스프링과 같은 템퍼링 마르텐사이트 조직을 갖는 강재의 기계적 성질을 제어하기 위해서는, 템퍼링시에 석출하는 석출물의 제어가 중요하다. 특히 스프링용 강은 비교적 탄소의 함유량이 많기 때문에 석출되는 철 탄화물도 필연적으로 많고, 또한 고강도를 얻기 위해 비교적 저온에서 템퍼링되므로, 저온에서 석출되는 철 탄화물의 상태의 변화에 따라 강재의 성질이 크게 변화된다.
이와 같은 스프링용 강의 템퍼링 과정에 있어서의 철 탄화물의 석출 및 천이 거동을 시차 주사 열량 측정(Differential scanning calorimetry, DSC)을 이용하여 해석하는 방법이 보고되어 있다(나가오 마모루 외,「DSC를 이용한 Si 첨가 중 탄소강의 템퍼링 거동의 평가」, CAMP-ISIJ, Vol.17, 2004년, 일본 철강 협회, p359 내 지 362). 그러나, 철 탄화물의 석출 및 천이 거동과 강재의 기계적 성질의 관계에 대해서는 기재되어 있지 않다.
또한, 석출물의 제어에 의한 고강도 스프링의 지연 파괴 특성을 개선하는 기술로서, 스프링용 강선의 조직을 미세화하여 미용해 탄화물량을 제어하는 방법이 제안되고 있다(예를 들어, 일본 특허 제3764715호 공보, 일본 특허 출원 공개 제2006-183137호 공보). 이 기술은 수소 환경하에서의 파괴 억제 및 인성의 향상에 대해 유효한 기술이다. 그러나, 이들 방법에서도 부식 피로 특성의 개선은 불충분하며, 템퍼링시에 석출되는 미세 탄화물에 대해서는 기재되어 있지 않다.
본 발명은 상술한 과제를 해결하여, 자동차 등의 현가 스프링에 적합한, 부식 피로 특성이 우수한 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강선 및 그것들의 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명은 시멘타이트(이하, 단순히 θ로 나타내는 경우가 있음)의 석출을 억제하여 부식 피로 특성의 열화를 억제하고, 입실론 철 탄화물(ε 탄화물이라 함)을 석출시켜 고강도를 달성한 스프링 및 그 소재인 스프링용 강선, 또한 템퍼링의 온도 및 시간과 강의 성분 조성의 관계를 적정하게 제어하는 제조 방법이며, 그 요지는 이하와 같다.
(1) 질량%로, C : 0.35 내지 0.50 %, Si : 1.00 내지 3.00 %, Mn : 0.10 내지 2.00 %를 함유하고, P : 0.015 % 이하, S : 0.015 % 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 50 ℃로부터 600 ℃까지의 온도 범위를 0.25 ℃/s로 승온하여 시차 주사 열량을 측정하였을 때에, 발열 반응의 피크가 450 ℃ 이상에만 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선.
(2) 또한, 질량%로, Ti : 0.100 % 이하, B : 0.0010 내지 0.0100 %를 함유하고, N : 0.0100 % 이하로 제한하고, Ti와 N의 함유량이
Ti ≥ 3.5 N을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고강도 스프링용 강선.
(3) 또한, 질량%로, Mo : 0.05 내지 1.00 %, Cr : 0.05 내지 1.50 %, Ni : 0.05 내지 1.00 %, Cu : 0.05 내지 1.00 %, Nb : 0.010 내지 0.100 %, V : 0.05 내지 0.20 %, Sb : 0.001 내지 0.050 % 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 스프링.
(4) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 스프링용 강선을 소재로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
(5) 질량%로, C : 0.35 내지 0.50 %, Si : 1.00 내지 3.00 %, Mn : 0.10 내지 2.00 %를 함유하고, P : 0.015 % 이하, S : 0.015 % 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 50 ℃로부터 600 ℃까지의 온도 범위를 0.25 ℃/s로 승온하여 시차 주사 열량을 측정하였을 때에, 발열 반응의 피크가 450 ℃ 이상에만 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
(6) 또한 질량%로, Ti : 0.100 % 이하, B : 0.0010 내지 0.0100 %를 함유하고, N : 0.0100 % 이하로 제한하고, Ti와 N의 함유량이,
Ti ≥ 3.5 N을 만족하는 것을 특징으로 하는 상기 (5)에 기재된 고강도 스프링.
(7) 또한 질량%로, Mo : 0.05 내지 1.00 %, Cr : 0.05 내지 1.50 %, Ni : 0.05 내지 1.00 %, Cu : 0.05 내지 1.00 %, Nb : 0.010 내지 0.100 %, V : 0.05 내지 0.20 %, Sb : 0.001 내지 0.050 % 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (5) 또는 (6)에 기재된 고강도 스프링.
(8) 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 850 내지 1000 ℃로 가열하고, 켄칭(quenching) 처리를 행한 후, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선의 제조 방법.
16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
(9) 상기 (5) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 스프링 형상으로 냉간 성형한 후, 850 내지 1000 ℃로 가열하여 켄칭 처리를 행한 후, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조 방법.
16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
(10) 상기 (5) 내지 (7) 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 850 내지 1000 ℃로 가열하고, 스프링 형상으로 열간 성형한 후, 켄칭 처리를 행하고, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조 방법.
16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
도1은 켄칭 후, 템퍼링 전의 시험편의 시차 주사 열량 측정 결과의 일례이다.
도2는 템퍼링 후의 시험편의 시차 주사 열량 측정 결과의 일례이다.
본 발명자들은 고강도 현가 스프링의 부식 피로 특성에 미치는 각종 인자에 대해 예의 검토하여 이하의 지견을 발견하였다. 즉,
(i) 현가 스프링에 부식, 공식에 의한 초기 단계의 작은 부식 피트가 생성되면, 그것을 기점으로 하여 피로 균열이 발생하고, 진전을 개시한다.
(ii) 현가 스프링과 같은 고강도 강의 경우, 인성이 낮으면 피로 균열이 취성적으로 진전되어 피로 균열의 진전 속도가 커진다.
(iii) 상기 (i) 및 (ii)의 이유에 의해, 현가 스프링의 매트릭스의 인성을 향상시킴으로써, 스프링의 부식 피로 수명이 길어져 부식 피로 특성이 향상된다.
(iv) 스프링용 강의 인성을 향상시키기 위해서는, 적정량의 Si를 첨가함으로써 템퍼링 취화 온도 영역을 고온측에 천이시키고, 동시에 C량을 적정한 범위로 저감시키고, 또한 목표로 하는 강도를 얻기 위해 저온, 즉 템퍼링 취화 온도 영역 이하에서 템퍼링을 행하는 것이 매우 유효하다.
(v) 템퍼링 취화 온도 영역 이하에서 템퍼링을 행한 강재에 석출되어 있는 철 탄화물은 ε 탄화물이고, 이에 의해 고강도와 고인성의 양립이 가능하다. 한편, 시멘타이트가 석출된 경우에는 인성이 저하된다.
(vi) 적정량의 C, Si를 첨가하고, ε 탄화물을 석출시킨 강재에서는 Ti, B를 첨가하면 더욱 인성이 향상된다.
(vii) 시차 주사 열량 측정(DSC)에 의해 강 중에 석출되어 있는 철 탄화물의 동정(同定, identification)이 가능하다.
(viii) DSC에서 시멘타이트로의 천이에 기인하는 발열 반응의 피크가 관측되는 경우에 고강도와 고인성의 양립이 가능하다. 한편, DSC에서 명료한 발열 반응의 피크가 관측되지 않는 강재는 과잉의 θ의 석출에 의해 인성이 저하된다. 또한, 템퍼링을 행한 강재에서, ε 탄화물의 석출 및 시멘타이트(θ)로의 천이에 기인하는 발열 반응의 피크의 양방이 관측되는 경우에는 항복비가 낮고, 피로 변형 특성이 떨어진다.
이하에, DSC에 의한 철 탄화물의 동정의 방법에 대해 설명한다. DSC는 승온시의 발열, 흡열을 검출함으로써, 금속 재료의 석출 거동을 평가하는 방법이다.
템퍼링 전의 소재, 즉 켄칭 상태의 강재에 대해 승온 속도를 0.25 ℃/s로 하여 DSC 측정을 행하면, 도1에 도시한 바와 같이 저온측에 ε 탄화물의 석출에 의한 발열 반응의 피크가, 고온측에 θ로의 천이에 의한 발열 반응의 피크가 관측된다. 또한, 이 외에도 잔류 γ의 분해에 기인하는 발열 반응의 피크도 보고되어 있지만, 스프링 강의 경우에는 잔류 γ량이 수 %이고, 발열 반응의 피크도 매우 미약하므로 고려하지 않아도 좋다.
ε 탄화물의 석출, ε 탄화물의 θ로의 천이에 기인하는 발열 반응의 피크 온도는 강 성분에 따라 변화되지만, 스프링 강과 같은 Si가 1 % 이상 첨가된 강의 경우, 저온측의 피크는 300 ℃ 이하, 고온측의 피크는 300 ℃ 이상의 온도 영역에서 관측된다. 이하에서는, 300 ℃ 이하에서 관측되는, ε 탄화물의 석출에 기인하는 발열 반응의 피크를「제1 피크」, 300 ℃ 이상에서 관측되는, ε 탄화물의 θ로의 천이에 기인하는 발열 반응의 피크를「제2 피크」라 정의한다.
템퍼링 후의 강재 중에 석출되어 있는 철 탄화물이 ε 탄화물뿐인 강재에 대해 DSC 측정을 행하면, 이미 ε 탄화물의 석출은 완료되어 있고 승온시에 ε 탄화물이 θ로 천이하므로, 도2에 나타낸 바와 같이 제1 피크는 관측되지 않고 제2 피크만이 관측된다. 이와 같은 석출 상태의 경우에 고강도와 고인성의 양립이 가능하다. 한편, 석출되어 있는 철 탄화물이 θ만의 템퍼링 후의 강재에 대해 DSC 측정을 행하면, 이미 ε의 석출이나 θ로의 천이가 끝나 있으므로, 명료한 석출 피크가 관측되지 않는다. 이와 같은 석출 상태의 경우에는 인성이 저하된다.
또한, 템퍼링 후, θ가 석출되어 있지 않고, ε 탄화물의 석출이 불충분한 강재는 DSC 측정을 행하면, 도1에 나타낸 켄칭 상태의 강재와 마찬가지로, 제1 피크, 제2 피크의 양방이 관측된다. 이는, 예를 들어 적정한 조건보다도 저온에서 템퍼링을 행한 경우이며, 템퍼링이 불충분하므로 항복비가 낮고, 피로 변형 특성이 떨어지므로 스프링으로서 사용할 수 없다.
이하, 본 발명에 대해 상세하게 설명한다.
C : C는 고강도를 얻기 위해 필요한 원소이므로 0.35 % 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, 0.50 % 초과의 C를 첨가하면 인성이 저하된다. 또한, C를 과잉으로 첨가하면 원하는 강도를 얻기 위한 템퍼링 온도가 상승하고, 시멘타이트(θ)의 생성량이 증가하여 고강도와 고인성의 양립이 가능하지 않게 되는 경우가 있으므로, 상한을 0.45 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
Si : Si는 강의 강화나 스프링의 피로 변형 특성의 향상에 유효한 원소인 동시에, ε 탄화물이 θ로 천이하는 온도를 고온측으로 이동시키는 중요한 원소이다. Si의 첨가에 의해 템퍼링 취화 온도 영역을 고온측으로 천이시키고, (식1)의 조건에서 템퍼링을 행하면, ε 탄화물의 석출에 의해 강도를 상승시키고, θ로의 천이를 억제하여, 템퍼링 취화를 회피하여 고강도와 고인성을 양립할 수 있다.
16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
여기서, T : 템퍼링 온도(K), t : 템퍼링 시간(s), [Si %] : Si 함유량[질량%]이다. 이 효과를 얻기 위해서는 Si를 1.00 % 이상 첨가하는 것이 필요하다. 한편, Si를 3.00 %를 초과하여 첨가하면 선재 압연이나 열처리시의 탈탄을 조장하므로, 상한을 3.00 %로 할 필요가 있다. 적합 범위는 1.50 % 내지 2.50 %이다.
Mn : Mn은 켄칭성의 향상에 유효한 원소로, Si와 함께 첨가하면 ε 탄화물로부터 θ로의 천이를 억제하는 효과를 발현한다. 이 효과를 얻기 위해서는 Mn을 0.10 % 이상 첨가하는 것이 필요하지만, 2.00 %를 초과하여 첨가하면 주조시의 중심 편석을 조장하여 인성이 저하된다. 따라서, Mn량은 0.10 내지 2.00 %의 범위로 할 필요가 있다. 또한, Mn량의 적합 범위는 0.15 내지 1.00 %이다.
P, S : P 및 S는 불순물이며, 특히 P는 구(舊)오스테나이트 입계에 편석하여 입계를 취화시키고, 인성을 저하시키는 원소이다. P 및 S의 상한은 0.015 % 이하로 제한할 필요가 있다. 또한, P 및 S는 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 적합한 상한은 0.010 % 이하이다.
또한, Ti, B를 첨가하여 N의 상한을 제한하는 것이 바람직하다.
Ti : Ti는 강 중의 N과 결합하여 TiN을 석출시켜 N을 고정하는 원소로, 고용 N량의 저감에 기여한다. 고용 N량의 저감에 의해 BN의 생성이 방지되어, B의 켄칭성 향상 효과를 얻을 수 있다. 강 중의 N을 고정하기 위해서는, Ti를 3.5 N 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.100 % 초과의 Ti를 첨가해도 효과가 포화되므로, 상한은 0.100 % 이하로 하면 좋다. 또한, TiN 및 Ti(CN)의 조대화에 의한 인성의 저하를 억제하기 위해서는, Ti량의 상한을 0.040 % 이하로 하는 것이 바람직하다.
N은 불순물이며, 0.0100 % 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, N의 함유량이 적을수록 Ti의 첨가량을 적게 할 수 있고, 생성되는 TiN의 양도 적어진다. 따라서, N은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하고, 적합한 상한은 0.0060 % 이하이다.
B : B는 미량의 첨가로 강의 켄칭성의 향상에 기여하는 유효한 원소로, 구오스테나이트 입계에 편석하여 결정립계를 강화하고, 인성을 향상시키는 효과도 갖는다. 특히, B는 본 발명의 범위의 C량, Si량을 함유하는 강에 첨가한 경우, 또한 인성이 향상되는 효과가 있으므로 0.0010 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 한 편, B를 0.0100 %를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화된다. B량의 적합 범위는 0.0010 내지 0.0030 %이다. 또한, B의 첨가의 효과를 얻기 위해서는 고용 N량을 저감시켜 BN의 생성을 방지하는 것이 바람직하다. 따라서, N량의 제한과 Ti의 첨가는 매우 유효하다.
또한, 켄칭성의 향상에 기여하는 Mo, Cr, Ni, Cu 중 1종 또는 2종 이상을 선택적으로 함유시켜도 좋다.
Mo : Mo는 켄칭성 향상의 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 1.00 % 초과를 첨가하면 합금 첨가 비용이 커져 경제성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Mo의 함유량은 0.05 내지 1.00 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.10 내지 0.50 %이다.
Cr : Cr은 켄칭성 향상의 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 1.50 % 초과를 첨가하면 인성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Cr의 함유량은 0.05 내지 1.50 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.10 내지 0.80 %이다.
Ni : Ni는 켄칭성 향상의 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 1.00 % 초과를 첨가하면 합금 첨가 비용이 커져 경제성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Ni의 함유량은 0.05 내지 1.00 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.10 내지 0.50 %이다.
Cu : Cu는 켄칭성 향상의 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 1.00 % 초과를 첨가하면 열간 연성이 저하되어, 연속 주조나 열간 압연 시의 깨짐, 흠집 등의 발생을 조장하여 강의 제조성을 손상시키는 경우가 있다. 따라서, Cu의 함유량은 0.05 내지 1.00 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 적합한 범위는 0.10 내지 0.50 %이다.
또한, 오스테나이트 결정립의 미세화에 기여하는 Nb, V 중 한쪽 또는 양쪽을 함유시켜도 좋다.
Nb : Nb는 조직의 미세화에 의한 인성의 향상의 효과를 얻기 위해 0.010 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.100 %를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화된다. 따라서, Nb의 함유량은 0.010 내지 0.100 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.015 내지 0.040 %이다.
V : V는 조직의 미세화에 의한 인성의 향상의 효과를 얻기 위해 0.05 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.20 %를 초과하여 첨가해도 그 효과는 포화된다. 따라서, V의 함유량은 0.05 내지 0.20 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.10 내지 0.15 %이다.
스프링 및 스프링용 강선의 표면에 탈탄을 생기게 하면 피로 강도가 저하되는 경우가 있으므로, 탈탄을 억제하기 위해 Sb를 첨가해도 좋다.
Sb : Sb는 강재의 표면에 편석하여 열간 압연 가열시, 압연 후 냉각시, 켄칭 가열시 등에 발생하는 탈탄을 억제하는 원소이다. 탈탄 억제의 효과를 얻기 위해서는 Sb를 0.001 % 이상 첨가하는 것이 바람직하지만, 0.050 %를 초과하여 첨가하면 열간 가공성 및 냉간 가공성이 열화되는 경우가 있다. 따라서, Sb의 함유량은 0.001 내지 0.050 %의 범위로 하는 것이 바람직하고, 보다 적합한 범위는 0.002 내 지 0.020 %이다.
본 발명에서는 Al의 양을 규정하고 있지 않지만, 탈산 원소로서 Al을 첨가해도 좋다. Al은 질화물을 형성하여 오스테나이트 결정립을 미세화하는 원소이기도 하고, 조직의 미세화를 통해 인성의 향상에 기여한다. Al을 탈산에 이용한 경우에는 통상 0.010 내지 0.100 %를 함유한다. 또한, Al계 개재물의 생성을 억제하고자 하는 경우에는, Al을 첨가하지 않고, Si, Mn 등에 의해 탈산해도 좋다.
철 탄화물 : 부식 피로 특성이 우수한 고강도 스프링용 강, 고강도 스프링을 얻기 위해서는, ε 탄화물을 생성시켜 시멘타이트(θ)로의 천이를 억제하는 것이 필요하다. ε 탄화물은 θ와 비교하여 미세한 철 탄화물이며, 강도의 향상에 매우 유효한 동시에, 인성에의 악영향이 적다. 본 발명의 적정한 템퍼링을 행한 고강도 스프링용 강, 고강도 스프링은 ε 탄화물을 갖고, θ로의 천이가 억제되고 있어 부식 피로 특성이 양호하다.
본 발명의 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강의 철 탄화물은 이하에 설명하는 시차 주사 열량 측정에 의해 동정할 수 있다.
시차 주사 열량 측정 : 시차 주사 열량 측정에 있어서는 승온 속도가 중요하다. 본 발명의 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강의 철 탄화물의 동정은 승온 속도를 0.25 ℃/s로 하여 행한다. 이 승온 속도로 50 ℃로부터 600 ℃까지의 범위를 측정하였을 때에, 본 발명의 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강은, 도2에 나타낸 바와 같이 450 ℃ 이상에서 제2 피크의 발열 반응만 볼 수 있다. 이 경우, DSC 측정 중에 강 중의 ε 탄화물이 시멘타이트로 천이하고 있다고 판단할 수 있 다. 즉, 관측되는 발열 피크의 온도가 450 ℃ 이상뿐인 경우에는, 강 중에 이미 충분한 ε 탄화물이 생성되어 있고, θ로의 천이는 억제되고 있으므로, 고강도와 고인성을 양립할 수 있다.
한편, 명료한 발열 반응을 나타내지 않는 경우에는, θ로의 천이가 완료되어 있다고 판단된다. 이 경우에는, 강 중에 과잉의 θ을 생성하고 있으므로, 스프링 및 스프링용 강의 인성이 현저하게 저하된다.
또한, 제2 피크 온도는 강의 성분 조성, 특히 Si량에 따라 변화된다. Si량이 적은 경우에는 450 ℃ 미만에 제2 피크가 존재하는 경우가 있어, 템퍼링에서 θ로 천이하기 쉽다. 450 ℃ 미만에 제2 피크가 존재하는 강은 템퍼링 후 θ가 과잉으로 생성되므로 인성이 저하된다. 또한, 제2 피크 온도가 450 ℃ 미만인 강은 템퍼링을 적정한 조건에서 행해도, 일부의 ε 탄화물이 θ로 천이하고 있으므로, 제2 피크 온도가 450 ℃ 이상인 강과 비교하면, 제2 피크의 높이가 낮아진다.
켄칭 상태의 강재나 ε 탄화물의 생성이 불충분한 경우에는, 도1에 나타낸 바와 같이 제1 피크와 제2 피크의 발열 반응을 나타낸다. 그로 인해, ε 탄화물의 석출 반응에 수반하는 발열 반응의 피크와 ε 탄화물이 θ로 천이할 때의 발열 반응의 피크의 양방을 나타내는 경우에는 템퍼링이 불충분하고, ε 탄화물의 석출이 불충분하므로 항복비가 저하된다.
켄칭 조건 : 스프링 및 스프링용 강선의 켄칭의 가열 온도는 조직을 오스테나이트화하기 위해 850 ℃ 이상으로 하지만, 1000 ℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 조대화를 초래한다. 따라서, 켄칭의 가열 온도를 850 내지 1000 ℃의 범위 로 할 필요가 있다. 적합한 범위는 900 ℃ 내지 990 ℃이다. 또한, 가열의 방법은 노(爐) 가열, 고주파 유도 가열 등으로 좋고, 가열 시간은 통상 5 내지 3600 s 정도이다. 스프링용 강선을 가열하여 열간에서 스프링 형상으로 성형하고, 켄칭의 냉각을 행해도 좋다(소위 열간 성형 스프링). 켄칭 냉각의 방법은 유냉(油冷), 수냉 등으로 좋으며, 켄칭에 의해 마르텐사이트 주체의 조직을 얻는다.
템퍼링 조건 : 켄칭 후, 고강도와 고인성을 양립하기 위해, (식1)의 조건에서 템퍼링을 행한다.
16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
여기서, T : 템퍼링 온도(K), t : 템퍼링 시간(s), [Si %] : Si 함유량[질량%]이다.
(T - 40 × [Si %]) + (31.7 + logt)가 16000 미만인 경우에는 템퍼링이 불충분하고 항복비가 낮아 스프링의 피로 변형 특성이 저하되고, 23000을 초과하는 경우에는 시멘타이트(θ)가 석출되어 인성이 저하된다. 또한, 식 중 Si의 함유량의 항은 Si가 갖는 ε 탄화물로부터 θ로의 천이를 고온, 장시간측으로 이동시키는 효과를 고려한 것이다. 템퍼링 조건의 적합 범위는,
18000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 22000
이다. 또한, 템퍼링 후의 냉각은 공랭, 수냉 중 어느 쪽이라도 좋으며, 특별히 규정하지 않는다.
또한, 열간에서 스프링 성형을 행하지 않고, 직봉(直棒) 상태에서 켄칭ㆍ템퍼링을 행한 스프링용 강선을 냉간에서 스프링 성형하고, 계속해서 왜곡 교정 어닐 링을 행해도 좋다. 열간 성형, 냉간 성형에 의해 제조된 스프링은 모두 쇼트 피닝, 도장, 셋팅 등의 공정을 거쳐서 현가 스프링으로서 사용된다.
(제1 실시예)
이하에, 실시예에 의해 본 발명을 더 설명한다.
표1에 나타내는 조성을 갖는 전로 용제강을 연속 주조에 의해 제조하고, 필요에 따라서 균열 확산 처리, 분괴 압연 공정을 거쳐서 한 변이 162 ㎜인 압연 소재로 하였다. 다음에 열간 압연에 의해 직경이 13 ㎜인 선재 형상으로 하였다. 필요에 따라서 어닐링을 실시한 후, 냉간 인발을 행하고, 그 후 소정의 길이로 절단하여 직봉으로 만들었다.
다음에, 가열로에서 980 ℃로 가열하여 30분 보유 지지하고, 계속해서 열간에서 직봉을 드럼에 권취함으로써 소정의 스프링 형상으로 성형하고, 그 후 바로 오일 속에 투입시켜 켄칭을 행하였다. 또한, 인장 시험편, 샤르피 충격 시험편을 채취하기 위한 재료는 스프링 형상으로 성형하지 않고, 직봉 상태로 켄칭을 행하였다.
다음에, 스프링 형상재, 직봉재에 대해 표2에 나타내는 조건에서 템퍼링을 행하였다. 템퍼링의 가열 방법은 노 가열 또는 고주파 유도 가열로 하였다. 템퍼링을 행한 직봉으로부터 평행부의 직경이 8 ㎜인 인장력 시험편, 및 JIS Z 2242에 준거하여 U자형 노치 시험편(서브 사이즈, 폭 5 ㎜)을 제작하고, 각각 인장 시험, 샤르피 충격 시험에 제공하였다.
인장 시험에서는 인장 강도, 0.2 % 내력을 측정하고 항복비를 구하였다. 현 가 스프링으로서 적합한 인장 강도 및 항복비는 각각 1800 ㎫ 이상 및 0.85 이하로 하였다. 이를 만족하면, 현가 스프링으로서 사용할 때에, 강도 및 피로 변형 특성이 양호하다고 판정하였다. 샤르피 충격 시험의 시험 온도는 20 ℃로 하였다. 또한, 충격치가 75 J/㎠ 이상인 것을 양호하다고 하고, 이에 의해 부식 피로 특성이 개선된다고 판정하였다.
또한, 스프링 형상재로부터 시차 주사 열량 측정용 시험편(길이 3 ㎜ × 폭 3 ㎜ × 두께 1 ㎜)을 채취하였다. 시차 주사 열량의 측정 조건은 분위기 가스 : N2(30 ㎖/분), 측정 온도 범위 : 50 내지 600 ℃, 셀 : 알루미늄제, 레퍼런스 : α-Al2O3으로 하고, 승온 속도를 0.25 ℃/s로 하여 DSC 곡선을 측정하고, 발열 피크 정상점의 온도를 구하였다. 이들 시험 결과를 표2에 정리하여 나타냈다. 또한, 표2의 DSC 발열 피크가「-」인 것은, 명료한 피크가 보이지 않는 것을 의미한다. 또한, 직봉재를 스프링 형상으로 냉간 성형한 후, 동일한 기계 시험 및 DSC 곡선의 측정을 행하여, 표2에 나타내는 결과와 동등한 특성을 얻을 수 있는 것을 확인하였다.
표2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 제조 번호 1 내지 제조 번호 10의 강재는 비교예에 비해 인성 및 현가 스프링으로서의 특성이 우수하다. 한편, 제조 번호 11은 C량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 높은 충격치를 얻을 수 없다. 제조 번호 12는 C량이 본 발명의 범위에 충족하지 않으므로, 켄칭의 상태에서 인장 강도가 낮아져 현가 스프링으로서의 인장 강도를 얻을 수 없다. 제조 번호 13 내 지 제조 번호 15는 Si량이 본 발명의 범위에 충족하지 않으므로, 제2 피크 온도가 낮고 강 중에 θ가 생성되어 있어, 높은 충격치를 얻을 수 없다.
제조 번호 16은 Mn량이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로 높은 충격치를 얻을 수 없다. 번호 17 및 번호 19는 템퍼링 온도가 높고, 템퍼링 조건이 본 발명의 범위를 초과하고 있으므로, 시멘타이트가 석출되고 DSC의 발열 피크가 명료하지 않아, 높은 충격치를 얻을 수 없다. 제조 번호 18은 템퍼링 온도가 낮고, 템퍼링 조건이 본 발명의 범위에 이르지 않았기 때문에 템퍼링이 불충분하고, ε 탄화물의 생성이 불충분하기 때문에 300 ℃ 미만에도 발열 피크를 생기게 하고, 항복비가 낮아 현가 스프링으로서는 사용할 수 없다.
[표1]
Figure 112008050238617-PCT00001
[표2]
Figure 112008050238617-PCT00002
(제2 실시예)
제1 실시예와 마찬가지로 하여 열간 압연한, 표1에 나타낸 강 번호 A 및 강 번호 J의 직경 13 ㎜의 선재를 이용하여 Sb 첨가에 의한 탈탄 억제 효과를 평가하였다. 선재를 교정한 후, 외주 절삭에 의해 초기 표층의 영향을 제거하고, 12φ의 환봉(丸棒) 시험편으로 하였다. 시험편을 870 ℃로 가열 후 30분 보유 지지하고, 계속해서 750 ℃의 노로 옮겨 60분 보유 지지한 후 공랭하였다. 열처리는 모두 대기중에서 행하였다. 이 열처리 조건은 탈탄을 매우 발생시키기 쉬운 열처리 조건이다. 열처리를 행한 후, 환봉 시험편의 C 단면을 절단, 연마, 나이탈 부식을 행하여 표층의 탈탄층의 깊이를 측정하였다.
결과를 표3에 나타낸다. 강 A는 Sb를 첨가하지 않은 것이고, 강 J는 강 A와 대략 동일한 성분이지만, Sb를 첨가한 것이다. 표3으로부터 명백한 바와 같이, Sb 첨가에 의해 탈탄층의 깊이가 절반 이하로 되어 있어, 탈탄이 억제되고 있는 것을 알 수 있다.
[표3]
Figure 112008050238617-PCT00003
본 발명의 부식 피로 특성이 우수한 고강도 스프링 및 고강도 스프링용 강선 및 그들 제조 방법에 따르면, 현가 스프링의 소형화, 경량화가 가능해져, 자동차 등의 연비 개선, 고성능화에 크게 기여할 수 있다.

Claims (10)

  1. 질량%로,
    C : 0.35 내지 0.50 %,
    Si : 1.00 내지 3.00 %,
    Mn : 0.10 내지 2.00 %를 함유하고,
    P : 0.015 % 이하,
    S : 0.015 % 이하로 제한하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 50 ℃로부터 600 ℃까지의 온도 범위를 0.25 ℃/s로 승온하여 시차 주사 열량을 측정하였을 때에, 발열 반응의 피크가 450 ℃ 이상에만 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선.
  2. 제1항에 있어서, 또한 질량%로,
    Ti : 0.100 % 이하,
    B : 0.0010 내지 0.0100 %를 함유하고,
    N : 0.0100 % 이하로 제한하고,
    Ti와 N의 함유량이
    Ti ≥ 3.5 N을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 또한 질량%로,
    Mo : 0.05 내지 1.00 %, Cr : 0.05 내지 1.50 %, Ni : 0.05 내지 1.00 %, Cu : 0.05 내지 1.00 %, Nb : 0.010 내지 0.100 %, V : 0.05 내지 0.20 %, Sb : 0.001 내지 0.050 % 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
  4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 스프링용 강선을 소재로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
  5. 질량%로,
    C : 0.35 내지 0.50 %,
    Si : 1.00 내지 3.00 %,
    Mn : 0.10 내지 2.00 %를 함유하고,
    P : 0.015 % 이하,
    S : 0.015 % 이하로 제한하고,
    잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 50 ℃로부터 600 ℃까지의 온도 범위를 0.25 ℃/s로 승온하여 시차 주사 열량을 측정하였을 때에, 발열 반응의 피크가 450 ℃ 이상에만 존재하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
  6. 제7항에 있어서, 또한 질량%로,
    Ti : 0.100 % 이하,
    B : 0.0010 내지 0.0100 %를 함유하고,
    N : 0.0100 % 이하로 제한하고,
    Ti와 N의 함유량이,
    Ti ≥ 3.5 N을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
  7. 제5항 또는 제6항에 있어서, 또한 질량%로,
    Mo : 0.05 내지 1.00 %, Cr : 0.05 내지 1.50 %, Ni : 0.05 내지 1.00 %, Cu : 0.05 내지 1.00 %, Nb : 0.010 내지 0.100 %, V : 0.05 내지 0.20 %, Sb : 0.001 내지 0.050 % 중 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링.
  8. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 850 내지 1000 ℃로 가열하고, 켄칭 처리를 행한 후, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선의 제조 방법.
    16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
  9. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 스프링 형상으로 냉간 성형한 후, 850 내지 1000 ℃로 가열하여 켄칭 처리를 행한 후, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조 방법.
    16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
  10. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 성분으로 이루어지는 강선을 850 내지 1000 ℃로 가열하고, 스프링 형상으로 열간 성형한 후, 켄칭 처리를 행하고, 템퍼링 온도 T[K], 템퍼링 시간 t[s] 및 Si의 함유량 Si %[질량%]가 하기 (식1)을 만족하는 조건에서 템퍼링 처리를 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조 방법.
    16000 ≤ (T - 40 × [Si %]) × (31.7 + logt) ≤ 23000 …(식1)
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