KR20090071163A

KR20090071163A - 내식성이 우수한 고강도 스프링강 선재 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20090071163A
Application number: KR1020070139382A
Authority: KR
Inventors: 이상윤; 이재승; 정회영
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2007-12-27
Filing date: 2007-12-27
Publication date: 2009-07-01

Abstract

본 발명은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지며, 표면부에 Ni, Cu 및 B이 농화된 두께 5um ~40um의 농화층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 내식성이 우수한 고강도 스프링용 선재를 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 스프링 강을 Ae3 ~ 1000℃의 온도범위에서 가열로 처리하는 단계; 열간 압연하는 단계; 및 냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링용 선재의 제조방법을 제공한다.

스프링강, 내식성

Description

내식성이 우수한 고강도 스프링강 선재 및 그 제조 방법{HIGH STRENGTH WIRE ROD FOR SPRING HAVING EXCELLENT CORROSION RESISTANCE AND MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 강구조 체결용 및 자동차 부품용으로 사용되는 스프링강 선재 및 그 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 Ni, Cu, B 등이 소재 표면으로 확산되어 스케일층에 농화되도록 함으로써, 내식성을 향상시킨 고강도 스프링강 선재 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

현가용 스프링은 자동차 구동부인 바퀴와 차체를 연결하는 부위, 즉 외부로 노출된 환경에서 사용되기 때문에 자동차 주행시 돌과 같은 외부의 충격에 자주 노출되며, 겨울철에 사용되는 제설제 등과 같은 부식 환경에 쉽게 노출된다. 따라서, 자동차 등의 안정성을 위하여 현가용 스프링 강에는 피로수명 향상, 내지연파괴 저항성, 내식성, 영구변형저항성 등과 같은 물성이 요구된다. 이 중에서도 특히 중요한 물성은 내식성으로, 내식성은 내지연파괴 저항성 및 피로 수명과 밀접한 관련이 있다.

일반적으로 스프링용 강의 내식성이 떨어지면, 주위 부식환경에 의해서 스프링 표면에 피트(Pit) 형태의 부식 흠이 형성되고, 이 피트(Pit)가 노치로 작용하면서 크랙(crack)으로 전파된다. 따라서 강의 내식성, 특히 내피트(Pit)부식저항성이 향상되면 강의 피로수명이나 내구성도 향상되게 된다.

한편, 최근 자동차 경량화를 위해 고강도의 스프링 강재를 사용하고 있는 추세이다. 스프링이 고강도화되면 차체에서 현가용 스프링이 차지하는 부피가 줄어들어 공간 활용성이 증대하고 타부품의 활용성이 향상되기 때문이다. 그러나 스프링이 고강도화될수록 내식성과 내지연파괴 저항성은 감소하게 된다는 문제점이 있다. 내식성 및 내지연파괴 저항성은 자동차의 안정성과 직결되는 물성이다. 따라서, 스프링용 강의 설계시에 고강도를 유지하면서도 내식성 및 내지연파괴 저항성의 감소를 억제할 수 있도록 하는 것이 매우 중요하다.

종래에는 스프링 강의 내식성을 향상시키기 위한 방법으로 1) Cr, Cu, V, W 등과 같은 내식성 향상원소를 첨가하는 방법 2) 표면을 질화 처리하여 표면의 내식성을 향상시키는 방법 3) Al과 같은 원소를 상향시켜 내피트저항성을 향상시키는 방법 등이 사용되었다.

일본 특허공개공보 1984-173246에는 기존 상용 강재인 SUP7에 Cr, Cu 및 Al, Nb, V 등을 첨가하여 내식성 및 인성이 우수한 스프링용 강재를 제조하는 방법이 기재되어 있다. 그러나 자동차 경량화 등을 위해 사용되는 스프링 강의 강도가 높아지고, 자동차 등의 사용 환경이 열악해짐에 따라, 상기 특허에 기개된 방법만으로는 스프링용 강에 요구되는 내식성을 확보하기에 어려움이 있다.

일본 공개특허공보 1990-301541에는 기존의 상용 강재인 SUP7에 내식성 향상 원소인 Mo, Cu, Co, W 등을 첨가하여 강의 내식성을 향상시키는 방법이 기재되어 있다. 그러나 상기 Mo, Cu, Co, W 등은 모두 고가에 속한 원소이기 때문에, 상기 특허에 기재된 방법을 사용할 경우, 제품의 생산 비용이 높아져 경제적이지 못하다는 문제점이 있다.

일본 특허공개공보 1995-179985에는 고규소강에 Cr, Cu, Al, Nb, V 등을 첨가하고, 강재 표면을 질화 처리함으로써, 내식성 및 부식피로성능을 향상시킨 스프링 강의 제조 방법이 기재되어 있다. 그러나 상기 특허에 기재된 바와 같은 질화 처리된 스프링 강을 제조하기 위해서는 고가의 설비가 필요하기 때문에, 공업화에 어려움이 있다.

이에 본 발명은 생산 비용이 저렴하고, 스프링 인장강도 1800MPa급 이상의 고강도에서도 우수한 내식성을 갖는 스프링강 선재 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.

이를 위해 본 발명은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며, 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지고, 표면부에 Ni, Cu 및 B이 농화된 두께 5um ~40um의 농화층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 내식성이 우수한 고강도 스프링용 선재를 제공한다.

또한 본 발명은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 스프링 강을, Ae3 ~ 1000 ℃의 온도범위에서 가열로 처리하는 단계와, 열간압연하는 단계와, 냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링용 선재의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 스프링강 선재로 제조된 스프링은 인장강도 1800MPa급 이상의 고강도를 가지며, 내식성 또한 우수하다.

또한, 본 발명의 스프링강 선재는 고가의 Ni, Cu의 함량을 줄이고, 저렴한 B을 첨가함으로써, 생산비용을 절감하면서도, 공업적으로 유효한 내식성을 확보할 수 있도록 하였다.

또한, 스피링강에 첨가된 B으로 인해 오스테나이트 입계에 편석될수 있는 P를 줄임으로써 내지연파괴 물성을 향상시킬 수 있도록 하였다.

이하, 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

본 발명자들은 우수한 내식성을 가지는 고강도 스프링 강을 제공하기 위해 연구를 거듭한 결과, 중탄소강에서 합금원소 및 내식성 향상 원소를 적절한 범위로 첨가한 후 특정 조건에서 열처리를 수행하여, 표면층에 내식성이 Ni, Cu 및 B 등의 성분이 농화되어 있는 농화층을 형성함으로써, 우수한 내식성을 가지는 고강도 스 프링강 선재를 제조할 수 있음을 알아내었다.

본 발명의 스프링강의 조성은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 이루어진다. 이때 상기 스프링 강에는 티타늄 0.01 ~ 0.1%가 추가로 포함될 수 있다.

한편, 본 발명의 스프링 강 선재는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지며, 표면부에 Ni, Cu 및 B이 농화된 두께 5um ~40um의 농화층이 형성되는 것을 그 특징으로 한다.

본 발명의 스프링 강의 조성 및 그 한정이유를 설명한다.

탄소 0.35-0.65 중량%

탄소의 함량은 0.35-0.65 중량%인 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.35 중량% 미만인 경우에는 소입, 소려 열처리에 의한 스프링강 인장강도가 충분히 확보되지 못하고, 0.65 중량%를 초과하는 경우에는 강의 인성이 저하되고, 스프링강의 노치 민감도가 증가하여 피로성능을 저하시키기 때문이다.

실리콘 1.0-3.0 중량%

실리콘(Si)의 함량은 1.0-3.0 중량%인 것이 바람직하다. 실리콘 함량이 1.0 중량% 미만인 경우에는 스프링강의 강도를 충분히 확보하지 못하고 스프링의 중요 특성인 영구변형 저항성이 낮아지게 된다. 영구변형저항성은 일정 회수의 피로시험 후 생기는 코일 스프링 높이를 말하는데, Si 조성은 이 영구변형저항성에 많은 영향을 주는 것으로 알려져 있다. 한편, 실리콘 함량이 3.0 중량%을 초과하는 경우에는 강의 편석이 증가하여 선재 내, 외부의 조성의 차이가 발생할 수 있고, 저온조직의 생성 우려가 있으며 강의 고온 강도가 증가하여 선재 공정 중 선재 압연시 롤의 부하가 많이 걸리게 된다.

망간 0.1-1.0 중량%

망간(Mn)은 기지 조직 내에 치환형 고용체를 형성하여 고용강화하는 원소로, 고장력 스프리강 특성에 매우 유용한 원소이며, 그 함량은 0.1-1.0 중량%인 것이 바람직하다. 상기 망간을 1.0 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 고용강화 효과보다는 망간 편석에 의한 조직 불균질에 의해 스프링 특성이 악화될 수 있기 때문이다. 강의 응고시 편석 기구에 따라 거시편석과 미시편석이 일어날 수 있는데, 망간 편석은 타원소에 비해 상대적으로 낮은 확산 계수를 갖기 때문에 편석대를 조장하고, 이로 인한 경화능 향상은 중심부 저온조직(core martensite)를 생성하는 주원인이 된다. 한편, 망간이 0.1 중량% 미만으로 첨가될 경우 망간 편석에 의한 편석대의 영향은 거의 없으나 고용강화에 의한 응력이완 개선효과는 기대하기 어렵다. 즉 망간의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 고용강화 효과 미흡으로 소입성 및 영구변형 저항성 개선이 미흡하고 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 주조시 망간 편석으로 인한 국부소입성 증대 및 편석대 형성으로 조직 이방성 심화, 즉 조직 불균일로 스프링강 특성이 저하된다.

인 0.015 중량%이하

인(P)은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 지연파괴 저항성을 감소시키는 주요 원인이므로, 그 함량이 적을수록 바람직하나, 0.015 중량% 이하로 포함될 경우에는 물성에 미치는 영향이 크지 않고, 인의 함량을 0.015 중량% 미만까지 낮추는 것은 비용 측면에서 바람직하지 못하므로, 본 발명에서는 인의 함량을 0.015% 이하로 제한한다.

황 0.01 중량%이하

황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 지연파괴 저항성 및 응력이완 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 함량이 적을수록 바람직하나, 0.01 중량% 이하로 포함될 경우에는 물성에 미치는 영향이 크지 않고, 황의 함량을 0.01 중량% 미만까지 낮추는 것은 비용 측면에서 바람직하지 못하므로, 본 발명에서는 황의 함량을 0.01 중량% 이하로 제한한다.

산소 0.005 중량% 이하

상기 산소(O)의 함량은 0.005 중량% 이하로 한정한다. 그 함량이 0.005 중량%를 초과할 경우에는 산화물계 비급속 개재물로 인한 피로수명 저하가 우려되기 때문이다.

보론 0.0005-0.009 중량%

상기 보론(B)은 내식성, 소입성 및 지연파괴 저항성 개선을 위한 입계 강화원소로, 본 발명에서는 그 함량이 0.0005 중량%-0.009 중량% 정도인 것이 바람직하다. 함량이 0.005 중량% 미만인 경우에는 열처리시 보론 원자들이 입계 편석에 따른 입계 강도 개선효과나 소입성 개선 효과가 미흡하며, 표면 농화층도 거의 없어 내식성 향상 효과가 미미하다. 반면, 함량이 0.009 중량%를 초과할 경우에는 더 이상의 효과 증대가 없고, 입계에 보론 질화물이 석출하여 입계 강도가 저하된다. 소입성만을 위해 첨가할 때는 0.005 중량% 이하로 첨가한다.

Ni 0.1-0.8 중량%

니켈(Ni)은 열처리시 표면에 니켈 농화층을 형성하여 외부 수소의 투과(permeation)을 억제하여 지연파괴 저항성을 개선하는 원소로, 그 함량은 0.1-0.8 중량% 정도인 것이 바람직하다. 그 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 표면 농화층 형성이 불완전하여 지연파괴 저항성 개선효과를 기대하기 어려우며 그 함량이 0.8 중량%를 초과하면, 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 충격 인성이 저하될 우려가 있다.

Cu 0-0.3 중량%

본 발명에서 구리는 내식성 향상을 위해 선택적으로 첨가한다. 구리는 니켈과 함께 표면 스케일층에 농화되어 산화막을 만듦으로서 외부 환경과 기지상을 차단하는 효과로 인해 내식성을 향상시키는 것으로 알려져 있다. 하지만 0.3 중량%를 초과하여 첨가할 경우 구리의 낮은 녹는점(약 1000℃)으로 인해 표면 결함을 일으키는 것으로 알려져 있다.

크롬 0.3-1.5 중량%

크롬(Cr)의 함량은 0.3-1.5 중량% 정도인 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.3 중량% 미만인 경우에는 소입, 소려 열처리시 충분한 소입성 확보가 어렵다. 크롬 자체의 소입성 향상은 미미하지만 보론과 함께 넣어줄 경우 그 효과가 매우 증가하는 것으로 알려져 있다. 한편, 1.5 중량%를 초과하여 크롬을 첨가할 경우에는 강재 내에 필름형태의 탄화물이 생성되며, 이러한 필름형태의 탄화물이 오스테나이트 입계에 존재할 경우, 수소지연파괴 저항성을 저하시키는 것으로 알려져 있다.

Mo 0.1-1.5 중량%

상기 몰리브덴(Mo) 함량은 0.1-1.5 중량%정도인 것이 바람직하다. 몰리브덴의 함량이 0.1 중량% 미만이면 템퍼링 시에 세멘타이트가 입실론 카바이드에서 천이하여 성장할 때 세멘타이트 성장을 억제하여 연화저항성을 향상시키거나 지연파 괴 저항성 향상을 위한 탄화물 생성에도 미흡하다. 또한 보론과의 소입성 시너지 효과도 없는 것으로 알려져 있다. 반면, 몰리브덴을 1.5 중량%를 초과하여 첨가할 경우에는 연화저항성 증가에는 매우 효과적이나 선재 제조시 저온조직(마르텐사이트, 베이나이트) 생성이 쉽다.

W 0.01-0.5 중량%

텅스텐(W)은 소입성 향상원소로 첨가하며 그 함량은 0.01에서 0.5 중량%인 것이 바람직하다. 0.01 중량% 미만일 경우에는 소입성 향상 목적을 달성할 수 없고 0.5 중량%를 초과할 경우에는 선재 제조시 저온 조직 발생의 우려가 있다.

Nb 0.01 ~0.5 중량%

니오븀(Nb)은 지연파괴 저항성 및 연화저항성 개선원소로, 그 함량은 0.01 내지 0.5 중량% 인 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)은 강 중 탄소와 결합하여 NbC계 탄화물을 만든다 이러한 탄화물들은 고온영역에서 오스테나이트 입계를 고정시키는 역할을 하여 구 오스테나이트 grain 크기를 제한하는 역할하게 된다. 구 오스테나이트 grain 크기는 강의 인성, 강도 및 지연파괴 저항성에도 영향을 주게되는데 본 특허에서는 지연파괴 저항성을 향상시키기 위해 니오븀을 이용하였다. 강의 지연파괴 저항성에 큰 영향을 주는 원소로 P, S 를 들 수 있으며 이 원소들이 구 오스테나이트 입계로 편석이 심화되면 입계 강도를 저하시켜 지연파괴 저항성을 저하시키게 된다. 니오븀 탄화물이 존재하게 되면 강의 구 오스테나이트 크기가 작아지게 되며 이로 인해 입계 면적이 증가하여 단위 면적당 P, S 편석이 떨어지는 효과가 있다. Nb 함량이 0.01 중량% 미만이면 이러한 탄화물 석출에 미비하여 구 오스테나이트 크기를 제한하기 어렵고 0.5 중량% 초과하면 탄화물이 지나치게 성장하게 오스테나이트 입계를 고정시키지 못해 구 오스테나이트 크기가 성장하게 된다.

V 0.05-0.5%

바나듐(V)은 지연파괴 저항성 및 연화저항성 개선원소로, 그 함량은 0.05 내지 0.5 중량% 인 것이 바람직하다. 바나듐의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 모재 내 바나듐 석출물들의 분포가 적어짐에 따라 비확산성 수소 트랩사이트로의 역할이 미흡하여 지연파괴 저항성 개선효과를 기대하기 어려울 뿐 아니라, 석출 강화를 기대하기 어려워 연화저항성에 대한 개선효과가 충분하지 못하기 때문이다. 반면, 함량이 0.5 중량%를 초과하면 석출물들에 의한 지연파괴 저항성 및 연화저항성에 대한 개선효과가 포화하고 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래한다.

티타늄 0.01 ~ 0.1 중량%

한편, 본 발명의 스프링 강에는 부식 저항성 및 보론의 소입성 향상을 위해, 0.01-0.1 중량% 함량의 티타늄이 추가로 포함될 수 있다. 티타늄 함량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 부식저항성에 대한 개선효과가 미흡하고, 보론의 소입성 향상 을 위해 보론 질화물을 생성을 막는 티타늄 질화물 생성이 어려우며, 0.1 중량%를 초과하면 효과가 포화되고, 조대한 티타늄계 질화물이 형성되어 피로특성을 저해시키기 때문이다.

한편, 본 발명의 스프링 강 선재는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지며, 표면부에 Ni, Cu 및 B이 농화된 두께 5um ~40um의 농화층이 형성되어 있는 것을 그 특징으로 한다.

Ni, Cu, B 등은 모두 내식성 및 지연 파괴 특성을 개선하는 원소로, 강재 표면에 이러한 원소들이 농화된 농화층이 형성되면, 강재의 내식성이 극대화된다. 따라서 본 발명에서는 스프링용 선재의 제조 조건을 제어하여, 선재 표면 스케일 층에 내식성 향상 원소들이 농화된 농화층이 형성될 수 있도록 함으로써, 내식성이 우수한 고강도 스프링을 제조할 수 있도록 하였다.

한편, 상기 농화층은 그 두께가 5um ~40um 정도인 것이 바람직하다. 보론의 농화층은 외부 환경과 기지조직을 차단시켜 조직의 산화를 막는 것으로 판단된다. 두께가 5um 이하일 경우에는 외부조직과 기지조직을 차단하는 것이 부족하고 40um 이상일 경우에는 보론을 과첨가시켜야 하는데 보론에 의한 입계취화가 발생할 수도 있어 바람직하지 못하다.

이하. 본 발명의 스프링용 선재의 제조 방법을 살펴본다. 스프링용 선재 제조 공정 중 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 단계는 당해 기술 분야에서 통상적으로 사용되는 스프링강 선재 제조 공정에 따른다.

본 발명의 스프링용 선재의 제조 방법은 중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5% 및 V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 스프링 강을 Ae3 ~ 1000℃의 온도범위에서 가열로 처리하는 단계; 열간 압연하는 단계; 및 냉각하는 단계를 포함하여 이루어진다.

본 발명의 스프링용 선재 제조 방법은 가열로 처리시 Ae3 ~ 1000℃의 온도 범위에서 열처리를 수행하는 것에 그 특징이 있다. 종래에는 스프링강 제조 시에 가열로 처리 온도가 1000℃ 이상인 것이 일반적이었다. 그러나 본 발명자들의 연구 결과, 가열로 처리 온도가 1000℃ 이상인 경우에는 표면의 농화층이 손상되고, 그 결과 내산화성 및 내식성 효과가 사라지는 것으로 나타났다. 따라서, 본 발명에서는 가열로 온도를 1000℃ 이하로 하여, 농화층이 손상되지 않도록 함으로써, 스프링 강의 내식성을 향상시킬 수 있도록 하였다. 한편, 가열로 온도가 Ae3 미만인 경우에는 스케일 형성이 곤란하여 내식성 향상 막을 얻기 어려워지므로, 상기 가열로 온도는 Ae3 이상인 것이 바람직하다.

한편, 본 발명은 상기 냉각 단계 이후에 Ae3 내지 1000℃의 온도로 켄 칭(Quenching) 하고, 320℃ 내지 420℃의 온도로 템퍼링(tempering)하는 단계를 더 포함할 수 있다.

켄칭(Quenching) 온도를 상기 범위로 한정한 이유는 상기 가열로 온도를 한정한 이유와 같다. 즉, 온도가 1000℃를 초과하면, 농화층에 손상이 발생하고, Ae3 미만인 경우에는 내식성 향상막이 형성되기 어렵기 때문이다.

한편, 템퍼링 온도를 상기 범위로 한정한 이유는, 템퍼링 온도가 320℃ 미만일 경우에는 강도를 만족시키나 강의 인성이 저하되어 외부 충격에도 쉽게 파손될 수 있으며 템퍼링 온도가 420℃를 넘게 되면 목표 강도를 확보하기 어렵게 된다. 스프링강의 인성이나 연성확보 측면에서는 템퍼링 온도가 가급적 높은 것이 좋으나 에너지를 과소비하게 되어 경제적 측면에서는 바람직하지 못하다.

이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명을 설명하기로 한다.

표 1과 같은 성분조성을 갖는 강들을 준비하였는데, 발명재(G1~G3)는 본 발명의 성분 범위를 만족하는 것이고, 비교재는 본 발명의 성분에 벗어난 현재 SAE9254강재와 유사한 강으로 주조하였다. 준비된 강들을 시료로 하여 50kg, 잉고트 주조한 후 1200℃에서 48시간 균질화 열처리하여 두께 13mm로 열간압연 하였다. 이때 마무리 온도는 950℃ 이상으로 하여 열간압연 후 공냉하였으며, 압연비는 80% 이상으로 하였다.

[표 1]

상기와 같은 방법으로 제조된 발명재(G1~G3) 및 비교재를 980℃로 열처리하고, 13분간 유지한 후, Oil Quenching을 실시하고, 급냉한 후 400℃의 온도로 템퍼링을 실시하였다.

실시예 1 - PTA ( Particle Tracking Autoradiography )법을 이용한 보론 분포 측정

상기와 같이 제조된 발명재 및 비교재에 있어서, 표면 보론 농도를 알파-트랙에칭법을 이용하여 분석하였다. 알파 트랙 에칭법은 PTA(Particle Tracking Autoradiography)법이라고도 불리며, 분석 원리는 다음과 같다. 보론이 함유된 재료에 열중성자를 조사시킬 경우 핵반응이 발생하면서 중이온(α, Li 입자등)이 발생된다. 반응에 의해 방출된 중이온은 시료 표면에 밀착된 검출기(SSNTD: Solid State Nuclear Track Detector, 필름 형태)에 흔적을 남기게 되고, 상기 검출기(필름)를 에칭하면 보론이 위치한 곳이 부식되어 검게 나타나게 된다. 따라서, 상기 에칭된 검출기를 광학 현미경으로 관찰하여, 보론의 분포를 알 수 있다.

도 1에는 비교재의 보론 위치를 보여주는 사진이 도시되어 있다. 도 1에 나타난 바와 같이, 보론을 첨가하지 않은 비교재의 경우 표면이나 내부에 보론이 관찰되지 않았다. 사진에서 나오는 검은 줄은 시료 외부와 홀더 사이의 경계면을 나타낸 것이다.

도 2 및 도 3에는 각각 발명재 G1 및 G2의 보론 위치를 보여주는 사진이 도시되어 있다. 도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이, 발명재의 경우 검은 점 형태의 보론 위치가 시편 전반에 표시되었음을 알 수 있다. 한편, 시편 경계면을 자세히 관찰하여 보면 시편 경계면에서 약 50~100um 정도의 보론 결핍층이 존재하는 것을 알 수 있으며 시편 경계면에서는 보론 농화층이 존재하는 것을 알 수 있다. 한편, 도 2와 도 3을 비교해 볼 때, 보론 함량의 높은 G2의 경우 농화층이 G1보다 증대되었음을 알 수 있다. 이로써 보론 함량이 증가할수록 보론 농화층이 증대하고 내부의 보론들이 석출물화되는 것을 알 수 있다.

실시예 2 - EPMA 분석

상기 비교재 및 발명재 G2에 대한 EPMA 분석을 실시하였다. 분석은 강의 표면부위를 수직으로 절단하여 스케일 및 표면직하 기지조직에 대해 성분분석을 시도하였다. 분석한 성분은 C, Si, Cr, Ni, O, N등이다.

비교재의 EPMA 분석 결과는 도 4에, 발명재 G2에 대한 EPMA 분석 결과는 도 5도 도시하였다.

도 4 및 도 5를 비교해 보면, 스케일층의 두께가 비교재의 경우 100~150 um에 이르나, 발명재 G2의 경우 50 um로 감소한 것을 알 수 있다. 이는 발명재 G2의 내산화성이 비약적으로 감소하였음을 의미하는 것으로, 이는 보론 농화층에 의해 내산화성이 향상되었기 때문인 것으로 판단된다.

한편, EPMA로 경량 원소인 보론을 관찰하는 것은 어렵기 때문에, 도 5에는 보론에 대한 분석 결과는 나타나 있지 않다. 따라서 보론의 분포 상황을 정확하게 알 수는 없으나, 상기 PTA 결과와 결합하여 볼 때 보론 농화층은 Ni, Cu의 표면 농화층과 함께 표면 스케일층에 존재하는 것으로 판단된다.

실시예 3 - 열처리 온도에 따른 보론 농화층 손상 여부

도 6은 한번 Quenching 한 선재를 온도를 높여 열처리했을 경우, 변화하는 스케일층의 두께를 측정한 그래프이다. 도 6에 도시된 바와 같이, 선재의 스케일층은 약 1000℃ 이하에서는 일정한 스케일 두께를 유지하다 그 이후에 급격히 증가한다는 것을 알 수 있다. 이는 1000℃ 이상으로 열처리할 경우 농화층이 손상됨을 의미한다.

도 1은 PTA 법을 이용해 촬영한 비교재의 보론 위치를 보여주는 사진이다.

도 2는 PTA 법을 이용해 촬영한 발명재 G1의 보론 위치를 보여주는 사진이다.

도 3은 PTA 법을 이용해 촬영한 발명재 G2의 보론 위치를 보여주는 사진이다.

도 4는 비교재에 대한 EPMA 분석 결과를 보여주는 도면이다.

도 5는 발명재 G2에 대한 EPMA 분석 결과를 보여주는 도면이다.

도 6은 열처리 온도에 따른 스케일층의 두께 변화를 보여주는 그래프이다.

Claims

중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되며,

템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지며,

표면부에 Ni, Cu 및 B이 농화된 두께 5um ~40um의 농화층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 내식성이 우수한 고강도 스프링용 선재.
제1항에 있어서,

상기 스프링용 선재는 켄칭(Quenching) 및 템퍼링(Tempering) 처리(Q/T) 후 소재 강도가 1800MPa급 이상인 것을 특징으로 하는 내식성이 우수한 고강도 스프링용 선재.
중량%로, 탄소 0.35-0.65%; 실리콘 1.0-3.0%; 망간 0.1-1.0%; 보론 0.0005-0.009%; Ni 0.1-0.8%; Cu 0-0.3%; 크롬 0.3-1.5%; 인 0.015%이하(0% 불포함); 황 0.01%이하(0% 불포함); 산소 0.005% 이하(0% 불포함); Mo 0.1-1.5%, W 0.01-0.5%, Nb 0.01-0.5%, V 0.05-0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상; 및 나머지 Fe 및 기타 불순물로 조성되는 스프링 강을 Ae3 ~ 1000℃의 온도범위에서 가열로 처리하는 단계;

열간 압연하는 단계; 및

냉각하는 단계를 포함하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링용 선재의 제조방법.
제 3항에 있어서,

상기 냉각 단계 이후에 Ae3 내지 1000℃의 온도로 켄칭(Quenching) 하고, 320℃ 내지 420℃의 온도로 템퍼링(tempering)하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 선재의 제조방법.