KR20100067522A - 고강도 고인성 스프링용 강선재, 그 제조방법 및 스프링의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 C : 0.4~0.7중량%, Si : 1.5~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.02중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재, 상기 스프링용 강선재를 제조하는 방법 및 스프링을 제조하는 방법을 제공한다. 또한, 상술한 성분계를 포함하는 선재에 대하여 온도를 달리하여 2단계에 걸쳐 템퍼링 처리되는 2단계 템퍼링 단계를 이용하여 고강도 특성과 높은 영구변형저항성을 나타내는 스프링용 강선재 및 스프링을 제공한다.

본 발명에 의하면 기존의 스프링용 강선재의 단면 감소율을 유지하면서도 열처리 강도가 종래 기술에 비해 증가하여, 보다 우수한 특성의 스프링용 강선재 및 스프링을 제조할 수 있다.

스프링용 강선재, 스프링, 단면 감소율, 변형유지저항성, 2단계 템퍼링

Description

고강도 고인성 스프링용 강선재, 그 제조방법 및 스프링의 제조방법{Steel Wire Rod for Spring with High Strength and High Toughness and Manufacturing Method of Steel Wire Rod and Spring}

본 발명은 고강도 및 고인성 특성을 가지는 스프링용 강선재, 상기 강선재의 제조방법 및 상기 강선재로부터 스프링을 제조하는 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바, 스테빌라이져 등으로 사용 가능한, 높은 강도와 인성을 동시에 보유하는 스프링용 강선재, 이를 제조하는 제조방법 및 스프링의 제조방법에 관한 것이다.

화석연료 사용의 급격한 증가는 전세계적으로 대기오염에 의한 많은 피해를 야기하였고, 이러한 환경 문제를 해결하기 위하여 모든 설비에서 석유연료의 사용량을 절감할 수 있는 기술에 관한 연구가 다각도로 이루어졌다.

화석연료를 다량 사용하는 대표적인 장치로는 자동차를 들 수 있으며, 여러 자동차 제조사에서도 석유연료의 사용량을 줄이기 위하여 다양한 시도와 연구를 지속적으로 진행하고 있다.

석유연료의 사용량을 줄이기 위한 전통적인 방법 중 하나가 바로 자동차의 연비를 향상시키는 방법이며, 자동차 소재를 개발 및 생산하는 철강사에서는 이를 위하여 자동차 차체나 부품에 사용되는 소재의 중량을 감소시키는 방향으로 자동차의 단위 거리 이동시 필요한 에너지 량을 절약할 수 있도록 노력하고 있다.

하지만 단순히 자동차 차체의 중량만 감소시키기 위해서 그 소재로 비중이 낮은 경량재를 사용한다면, 소재의 중량은 감소하겠지만 그에 부수하여 많은 문제점이 발생할 수 밖에 없다. 예를 들어, 어느 소재나 단위 중량당 지지 가능한 하중이 정해져 있는데, 단순히 중량만 감소시킨 경량재는 그 하중이 낮을 수 밖에 없고 이는 자동차의 안전에 치명적인 결점으로 나타날 수 있을 것이다. 따라서, 소재의 경량화는 필연적으로 소재의 고강도화가 수반되어야 하는 과제를 안고 있다.

이러한 소재들 중, 특히 자동차에 사용되는 스프링용 강선재는 일반적인 강재 분야에서의 고강도 특성과 유사한 개념으로 우수한 영구변형 저항성이 요구된다. 영구변형 저항성이란 스프링을 장기간 사용한 후에 완전히 탄성 복원되지 못하여 스프링 높이의 변화가 생기는 영구변형 현상에 대한 저항성을 의미하며, 스프링의 영구변형 저항성을 높이기 위하여 종래부터 스프링용 강선재에는 Si가 다량 첨 가되어 사용되었다. Si는 일반적으로 강의 항복강도를 높여주는 합금원소로서 스프링용 강선재에서는 영구변형 저항성을 향상시켜준다. 그런데, Si는 주기율표상에서 4족에 속하는 원소로서 열역학적으로는 C와 유사한 거동을 하는 원소이다.

그런데 상술하였듯이 부품의 고강도(고인장강도)화는 스프링 분야에서도 예외가 아닌데, C는 고강도화를 위하여 필수적으로 일정량이 첨가되는 합금원소 이다. C는 첨가가 용이하고, 고용강화 또는 함께 첨가되는 다른 합금원소와 함께 석출강화를 일으키는 등 다양한 작용을 통하여 강의 강도를 향상시키는 합금원소로 알려져 있다.

그런데, C가 다량의 Si와 함께 합금 내에 첨가될 경우에는 C와 Si의 유사한 열역학적 거동에 의해 두 원소는 강재 내부에서 자리경쟁을 하게 되고 그 결과 C가 합금으로부터 제거되는 탈탄 현상이 발생하게 된다.

일례로, 종래의 Si 첨가 스프링강 중 하나인 SAE9254는 스프링용 강재 내에 Si 함량이 1.8~2.0중량%에 달하기 때문에, C의 표면 탈탄 현상이 두드러졌고, 그 결과 상기 강종에는 표면 탈탄층으로 인한 피로수명 저하의 문제까지 발생하였다.

또한, 강도와 인성은 서로 배치되는 개념이어서 어느 하나가 확보되면 다른 하나는 부족한 경우가 대부분이다. 따라서, 이들을 동시에 확보하는 것이 곤란하다 는 점도 고강도 스프링용 강재를 제조하는데 있어서 해결하여야 하는 문제점이다. 특히, 스프링의 강도를 향상시키기 위해서는 통상 강재 내부에 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 저온 변태 경질 조직을 형성시키는데, 이러한 저온 변태 경질 조직들은 보통 취성이 강하여 상대적으로 스프링에 대한 충격이 가해질 경우, 파괴가 일어나는 등 인성 면에서 문제가 발생할 수 있다. 이를 보완하기 위해 급냉 처리후 템퍼링 처리로 강재의 단면감소율 및 연신율을 증가시켜 인성을 확보하는 방법이 사용되고 있으나, 템퍼링 처리는 자칫하면 강도를 저하시킬 수 있는 문제점이 발생할 수 있어 여전히 해결해야 할 과제가 존재한다.

상술한 바와 같이, 우수한 영구변형 저항성과 피로강도를 동시에 구비하기 위한 고강도 특성, 높은 인성, 단면감소율(RA), 연신율 등을 모두 갖춘 스프링용 강선재의 필요성이 대두되는 실정이다.

본 발명은 상술한 목적을 위하여, C : 0.4~0.7중량%, Si : 1.5~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.02중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재를 제공한다. 이 경우, 상기 스프링용 강선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 및 Ti : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 중 1종 이상의 합금 원소를 추가적으로 포함할 수 있다.

나아가 본 발명은, 상술한 성분계를 포함하는 선재를 이용하여 스프링용 강선재를 제조하는 방법에 있어서, 상기 선재를 800~1000℃에서 오스테나이트화 처리하는 오스테나이트화 처리 단계, 오스테나이트화 처리된 선재를 급냉시키는 급냉 단계, 및 온도를 달리하여 2단계에 걸쳐 템퍼링 처리되는 2단계 템퍼링 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재의 제조방법을 제공한다.

나아가 본 발명은, 상술한 성분계를 포함하는 선재를 이용하여 스프링을 제조하는 방법에 있어서, 상기 선재를 800~1000℃에서 오스테나이트화 처리하는 오스테나이트화 처리 단계, 오스테나이트화 처리된 상기 선재를 스프링 형상으로 열간 가공하는 열간 가공 단계, 상기 스프링 형상의 선재를 급냉시키는 급냉 단계, 및 온도를 달리하여 2단계에 걸쳐 템퍼링 처리되는 2단계 템퍼링 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면 기존의 스프링용 강선재의 단면 감소율을 유지하면서도 열처리 강도가 종래 기술에 비해 증가하여 보다 우수한 특성의 스프링용 강선재 및 스프링을 제조할 수 있다.

일반적으로, 스프링용 강선재의 개발에 있어 가장 중요한 성질인 인장강도와 단면감소율은 서로 상반되는 물성을 나타낸다. 따라서, 본 발명자들은 인장강도 값의 저하를 최소한으로 유지하면서, 단면감소율을 극대화시키는 것이 가장 중요하다고 판단하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이러한 기술적 사상을 구현하기 위하여, 본 발명의 스프링용 강선재의 조성은 중량%로, C : 0.4~0.7%, Si : 1.5~3.5%, Mn : 0.3~1.0%, Cr : 0.01~1.5%, Mo : 0.01~1.0%, Ni : 0.01~1.0% 이하, Cu : 0.01~1.0% 이하, B : 0.005~0.02%, Al : 0.1%이하, O : 0.0015% 이하, P : 0.02% 이하, S : 0.02% 이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 성분계로 이루어진다. 또한, 본 발명의 강선재는 상술한 성분계에 V 및 Ti 중 1종 이상을 추가적으로 0.005~0.5% 포함할 수 있다.

상술한 성분계를 포함하는 본 발명의 강선재를 스프링으로 제조하면, 내부에 Al, B, V 및 Ti의 산/탄/질화물계 석출물이 형성되어 석출강화 효과에 의한 강도 확보가 가능해지고 인성이 향상된다. 또한 이와 동시에 소입성 향상 원소인 B가 첨가되므로 열처리시 소입성을 강화하고 입계 강화 효과가 나타나 강도와 인성을 동시에 향상시킬 수 있는 것이다.

(1) 이하, 본 발명의 스프링용 강선재를 구성하는 성분계에 관하여 보다 상세히 설명한다.

C : 0.4~0.7중량%

C는 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.4중량% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보하는 것이 곤란하며, 반면 C의 함량이 0.7중량%를 초과하면 소입 소려처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생할 수 있어 피로강도가 현저히 떨어질 수 있다. 또한, 다량의 C 첨가는 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어렵기 때문에 C 함량은 0.4~0.7중량%로 제한한다.

Si : 1.5~3.5중량%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재 강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 따라서, 그 함량이 1.5중량% 미만인 경우에는 모재 강도 및 변형저항성의 개선 효과가 충분치 못하다. 반면, Si 함량이 3.5중량%를 초과하는 경우에는, 변형저항성의 개선효과가 포화되어 더 이상 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 Si가 강선재 표면의 탈탄을 조장할 수 있어 그 함량은 1.5~3.5중량%으로 제한한다.

Mn : 0.3~1.0중량%

Mn은 강재 내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이므로 0.3중량% 이상 첨가되어야 한다. 하지만, 그 함량이 1.0중량%를 초과하는 경우에는 인성이 저하될 수 있으므로, 본 발명에서 Mn의 함량은 0.3~1.0중량%로 제한한다.

Cr : 0.01~1.5중량%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보를 위해 0.01 중량% 이상을 첨가한다. 반면, Cr의 함량이 1.5중량%를 초과하여 과다하게 첨가되면 변형저항성의 저하를 초래할 수 있고 이는 강도의 저하로 나타날 수 있어 바람직하지 않다. 따라서 본 발명에서는 Cr을 0.01~1.5중량% 첨가한다.

Mo : 0.01~1.0중량%

Mo는 소입성, 인성, 템퍼링 강도 등을 향상시키기 위하여 첨가되는 원소로서, Mo 의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 반면 1중량%를 초과하면 조직 내에 잔류 오스테나이트 양이 과다하게 증가하여 피로 수명이 감소하고, 고가인 Mo의 단가로 인하여 경제성이 저하될 수 있어 Ni의 첨가량은 0.01~1중량%로 제한한다.

Ni : 0.01~1.0중량%

Ni은 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로서, Ni의 함량이 0.01중량% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 반면 1중량%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 과다하게 증가하여 피로 수명이 감소할 수 있다. 또한, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승이 우려되므로 Ni의 첨가량은 0.01~1중량%로 제한할 필요가 있다.

Cu : 0.01~1.0중량%

Cu는 탈탄 방지 및 내식성 향상에 유효한 원소이다. 탈탄층은 스프링 가공 후에 피로수명을 현저히 저하시킬 수 있으므로 Cu를 0.01중량% 이상 첨가하여 이를 방지한다. 하지만, Cu 첨가량이 1.0중량%를 초과하여 지나치게 과다하면 취화에 의한 압연결함의 원인이 되기 쉽다.

B : 0.005~0.02중량%

B는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 향상시키며 소입성의 향상으로 입자 경계 강도를 높이는 효과를 가져오므로 0.005중량% 이상을 첨가한다. 하지만, 그 함량이 과다하여 0.02중량%을 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되어 피로특성에 악영향을 미친다.

O : 0.0015중량% 이하

본 발명에서 O의 함량은 0.0015중량% 이하로 한정하는데, O의 함량이 0.0015중량%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하될 수 있기 때문이다.

Al : 0.1중량% 이하

Al은 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. 하지만, Al 함량이 0.1중량%를 초과하면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미칠 수 있기 때문에 그 상한을 제한한다.

P 및 S : 각각 0.02중량% 이하

P와 S의 함량은 각각 0.02중량% 이하로 한정하는데, P는 과량이 존재할 경우, 결정립계에 편석하여 인성을 저하시킬 수 있고, S는 저융점 원소로서 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한은 각각 0.02중량%로 제한한다.

본 발명의 성분계는 상술한 합금원소들을 첨가하는 것으로도 충분한 효과를 얻을 수 있지만, 여기에 더하여 V 및/또는 Ti를 추가적으로 첨가하여 강의 강도와 인성을 보다 향상시킨 스프링용 강선재를 제공할 수 있다.

V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하, Ti : 0.005 ~ 0.5중량% 이하

V 와 Ti는 본 발명의 스프링용 강선재에 단독 또는 복합적으로 첨가되어 탄/질화물을 형성할 수 있다. 이는 조직 내에서 석출 경화 작용을 일으키고 스프링 특성을 개선하는 역할을 한다. 본 발명에서는 이를 위하여 V 및/또는 Ti의 함량을 각각 0.005 ~ 0.5중량%로 첨가할 수 있다. 다만, 0.5중량%를 초과하여 그 함량이 과다한 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선 효과도 포화되어 더 이상 나은 효과를 얻기 어려우며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하여 피로 특성 및 석출강화 효과가 오히려 저하될 수 있으므로 그 상한을 제한한다.

(2) 이하 본 발명의 스프링용 강선재를 구성하는 미세조직에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명의 스프링용 강선재는 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 조직으로 구성되며, 여기에 미세 석출물이 포함되는 것을 특징으로 한다. 상기 미세 석출물은 Al, B, V 및 Ti의 산/탄/질화물계 석출물로서 석출강화 효과에 의한 강도 확보가 가능해지고 인성이 향상된다. 또한, 본 발명의 강선재는 템퍼드 마르텐사이트를 최대한 100%로 형성하는 것을 목표로 하나, 불가피하게 잔류 오스테나이트가 형성될 수 있는바, 마르텐사이트 고유의 높은 강도와 템퍼링에 의한 인성 효과를 충분히 얻기 위해서는 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상으로 설정한다.

(3) 본 발명에서는 상술한 성분계 및 미세조직을 포함하는 우수한 스프링용 강선재를 제조할 수 있는바, 이하 본 발명의 스프링용 강선재를 제조하는 방법에 관하여 보다 상세히 설명한다.

스프링의 강도를 향상시키기 위하여 일반적인 종래 기술과 같이 강선재의 조성 및 소입-소려조건을 제어하면 강도 향상의 효과는 얻을 수 있을 것이나, 단면감소율이 저하되고 이로 인한 인성의 저하는 피할 수 없게 된다. 인성의 저하는 피로 수명 및 피로 크랙에 대해 민감성의 증가로 이어지게 되어 스프링의 조기 절손이나 수명 저하가 나타나게 된다. 따라서, 본 발명에서는 상기 성분계는 물론 스프링용 강선재의 제조방법을 새로운 개념으로 제어하여 열처리 강도가 2250 MPa 이상을 나타내는 고강도 고인성 스프링용 강선재를 안정적으로 제공하고자 한다.

이를 위하여, 본 발명에서는 상술한 합금원소를 포함하는 블룸 또는 빌렛을 통상적인 선재압연 단계를 거쳐 선재(강선재와 구분됨)를 제조한다. 상기 선재는 조직 구성을 위하여 800~1000℃ 범위에서 오스테나이트화 처리된다. 그리고 오스테나이트화 처리된 상기 선재는 급냉 처리를 통해 조직 내에 마르텐사이트를 형성시키는 과정을 거치게 된다. 이 경우, 상기 급냉 처리는 수냉 또는 유냉 처리가 바람직하다.

급냉 처리된 선재는 이어서 2단계 템퍼링(2 step tempering) 단계를 거치게 된다. 본 발명에서의 2단계 템퍼링은 350~550℃에서 30분 이하로 유지되는 제1 템퍼링 단계 및 바로 200~400℃에서 30분 이하로 유지하는 제2 템퍼링 단계로 이루어진다.

상기 제1 템퍼링 단계가 550℃를 초과하는 범위에서 이루어지면 석출물의 크기가 조대해져 강도가 급격히 저하되고, 반면 350℃ 미만에서 열처리가 이루어지면 석출물이 아주 미세하게 소량 석출되어 강도는 증가하나 RA가 감소하여 바람직하지 않다. 또한, 30분을 초과하는 열처리는 석출물이 지나치게 성장시켜 소재 강도가 저하될 수 있으므로 열처리 시간은 30분 이하로 제한한다.

상기 제2 템퍼링 단계는, 상기 제1 템퍼링 단계 후 연속적으로 200~400℃ 범위에서 30분 이하로 유지하여 템퍼링 처리하는 것이다. 상기 제2 템퍼링 단계는 석출물의 성장을 억제하고 제1 템퍼링 단계 이후에 마르텐사이트 내부에 고용되어 남아있는 탄소를 일부 미세한 석출물로 생성시키거나 이미 생성된 탄화물로 확산시켜 탄화물의 미세한 성장을 조장한다. 이러한 효과로 인하여 통상의 템퍼링 조건을 거치는 강선재보다 본 발명의 2단계 템퍼링 방법을 이용하면 석출물의 미세화는 물론 석출량도 증가시켜 단면감소율 저하를 막으면서 강도를 상승시킬 수 있게 된다.

상기 2단계 템퍼링을 거치면 기존의 공정으로 생산된 스프링용 강선재에 비하여 강도는 60~120MPa가량 증가하지만 단면감소율은 변하지 않는 우수한 고강도 스프링용 강선재의 제조가 가능하다. 또한, 본 발명에 의하여 제조된 스프링용 강선재를 상온에서 냉간가공함으로써 우수한 성질의 스프링을 제조할 수 있다.

(4) 상술한 본 발명의 성분계 및 미세조직을 포함하여 스프링용 강선재 형태로 제조할 수도 있으나, 본 발명에서는 또한 선재를 스프링으로 직접 제조할 수 있는 방법을 제공하는바, 이하 본 발명의 고강도 스프링을 제조하는 방법에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명의 성분계 및 미세조직을 가지는 선재를 통상의 선재 제조 단계를 통해 제조한 후, 상기 선재는 조직 구성을 위하여 800~1000℃ 범위에서 오스테나이트 화 처리된다.

이어서, 상기 선재는 오스테나이트화 처리 단계 직후에 바로 스프링 형상으로 열간 가공되어 스프링으로 가공되고, 이를 급냉 처리한다. 이 경우, 상기 급냉 처리는 유냉 처리가 바람직하다.

상기 스프링은 이어서 본 발명의 2단계 템퍼링을 거치게 되며, 상기 2단계 템퍼링은 스프링용 강선재의 제조방법에서 언급한 2단계 템퍼링과 같은 조건으로 이루어진다. 이러한 단계를 거치면 열간가공을 통해 선재를 고강도 스프링으로 직접 제조할 수 있으며, 상기 스프링은 기존의 방법에 의하여 제조된 스프링에 비하여 강도가 60~120MPa가량 증가하지만 단면감소율은 변하지 않아 우수한 성질을 나타낸다.

이하, 본 발명을 하기 실시예를 통하여 보다 상세히 설명한다. 단, 하기 실시예는 본 발명을 구체적으로 설명하기 위한 일실시예에 불과하며, 이러한 각각의 일실시예에 의하여 본 발명의 권리범위가 제한되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1과 같은 조성을 가지는 강들을 주조하여 강편을 제작한 후 통상의 선재 압연 및 냉각을 실시하여 선재를 제조하였다.

구분	C	Si	Mn	Ni	Cr	Mo	V	Ti	Cu	B	P	S	Al
실험재1	0.47	2.5	0.67	0.57	1.15	0.1	0.4	0.3	0.32	0.006	0.008	0.01	0.035
실험재2	0.49	3.1	0.7	0.35	0.45	0.3	0.2	0.4	0.5	0.001	0.012	0.007	0.02
실험재3	0.56	2.6	0.65	0.15	0.6	0.3	0.4	0.25	0.8	0.008	0.009	0.015	0.05
실험재4	0.59	2.5	0.45	0.73	1.15	0.5	0.15	0.4	0.5	0.014	0.015	0.009	0.065
실험재5	0.63	2.1	0.82	0.52	1.34	0.7	-	0.1	0.1	0.017	0.018	0.015	0.045
실험재6	0.69	1.8	0.91	0.81	0.95	0.85	0.2	-	0.4	0.007	0.005	0.015	0.08

*단, 상기 표 1에서 각 성분들의 함량은 중량%를 의미함

상기 성분계를 포함하여 제조된 선재를 이용하여 950℃에서 급냉 처리한 후, 하기 표 2와 같은 2가지 조건 하에서 본 발명의 2단계 템퍼링을 실시하였다. 반면, 비교재는 동일한 급냉 처리를 거친 후, 350℃에서 통상적인 템퍼링 처리로 제조되었다. 기타 다른 열처리조건은 하기 표 2와 같은 조건으로 실시되었다.

구분	2단계 템퍼링				통상의 템퍼링
	1차		2차
	온도(℃)	시간(분)	온도(℃)	시간(분)	온도(℃)	시간(분)
제조조건 1	400	20	250	25	350	40
제조조건 2	500	10	200	15

기존의 템퍼링 처리로 제조된 비교재 1 내지 6 및 본 발명의 2단계 템퍼링 처리로 제조된 발명예 1 내지 12(발명예 1~6은 제조조건 1로, 7~12는 제조조건 2로 처리함)에 대하여 인장시험을 수행한 결과가 하기 표 3에 나타나 있다. 참고로 본 실시예에서 인장 시험편은 압연 방향에서 채취하여 ASTM-Sub size로 가공하였으며, 인장 시험은 크로스 헤드 스피드(cross head speed)를 2mm/min으로 하여 시험하였다.

구분	통상 Tempering
	강도(MPa)	RA*(%)
비교예1	2260	38
비교예2	2190	35
비교예3	2250	37
비교예4	2150	37
비교예5	2210	33
비교예6	2220	32
발명예1	2350	37
발명예2	2300	33
발명예3	2360	35
발명예4	2240	34
발명예5	2320	32
발명예6	2330	30
발명예7	2365	38
발명예8	2299	34
발명예9	2355	35
발명예10	2244	36
발명예11	2310	32
발명예12	2320	31

*RA : 단면감소율

상기 표 3에 의할 때, 발명재들은 비교재들과 유사한 수준의 단면 감소율을 유지하면서도 열처리 강도가 비교재에 비하여 100 MPa 이상 증가한 것으로 나타나, 보다 우수한 특성의 스프링용 강선재를 제조할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (12)

1. C : 0.4~0.7중량%, Si : 1.5~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.02중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재.
2. 제1항에 있어서, 상기 스프링용 강선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 및 Ti : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 중 1종 이상의 합금 원소를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 스프링용 강선재는 미세조직이 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 나머지가 잔류 오스테나이트인 단일 또는 복합 조직으로 이루어지며, Al, B, V 및 Ti으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상의 성분으로 형성된 석출물을 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재.
4. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 스프링용 강선재는 열처리 강도가 2250MPa 이상임을 특징으로 하는 스프링용 강선재.
5. 선재 열간 압연 공정을 거쳐 제조된 선재를 스프링용 강선재로 제조하는 스프링용 강선재의 제조방법에 있어서,

   상기 선재는,

   C : 0.4~0.7중량%, Si : 1.5~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.02중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,

   상기 스프링용 강선재의 제조방법은,

   상기 선재를 800~1000℃에서 오스테나이트화 처리하는 오스테나이트화 처리 단계;

   오스테나이트화 처리된 선재를 급냉시키는 급냉 단계; 및

   온도를 달리하여 2단계에 걸쳐 템퍼링 처리되는 2단계 템퍼링 단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재의 제조방법.
6. 제5항에 있어서, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 및 Ti : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 중 1종 이상의 합금 원소를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재의 제조방법.
7. 제5항에 있어서, 상기 급냉 단계는 수냉 또는 유냉임을 특징으로 하는 스프링용 강선재의 제조방법.
8. 제5항에 있어서, 상기 2단계 템퍼링 단계는,

   350~550℃에서 30분 이하로 유지되는 제1 템퍼링 단계; 및

   200~400℃에서 30분 이하로 유지하는 제2 템퍼링 단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링용 강선재의 제조방법.
9. 선재 열간 압연 공정을 거쳐 제조된 선재를 스프링으로 제조하는 스프링의 제조방법에 있어서,

   상기 선재는,

   C : 0.4~0.7중량%, Si : 1.5~3.5중량%, Mn : 0.3~1.0중량%, Cr : 0.01~1.5중량%, Mo : 0.01~1.0중량%, Ni : 0.01~1.0중량%, Cu : 0.01~1.0중량%, B : 0.005~0.02중량%, O : 0.0015중량% 이하, Al : 0.1중량% 이하, P : 0.02중량% 이하, S : 0.02중량% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,

   상기 스프링의 제조방법은,

   상기 선재를 800~1000℃에서 오스테나이트화 처리하는 오스테나이트화 처리 단계;

   오스테나이트화 처리된 상기 선재를 스프링 형상으로 열간 가공하는 열간 가공 단계;

   상기 스프링 형상의 선재를 급냉시키는 급냉 단계; 및

   온도를 달리하여 2단계에 걸쳐 템퍼링 처리되는 2단계 템퍼링 단계

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
10. 제9항에 있어서, 상기 선재는 V : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 및 Ti : 0.005 ~ 0.5중량% 이하 중 1종 이상의 합금 원소를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
11. 제9항에 있어서, 상기 급냉 단계는 유냉임을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.
12. 제9항에 있어서, 상기 2단계 템퍼링 단계는,

    350~550℃에서 30분 이하로 유지되는 제1 템퍼링 단계; 및

    200~400℃에서 30분 이하로 유지하는 제2 템퍼링 단계

    를 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조방법.