KR20100077250A - 고강도 스프링강 및 스프링강선 - Google Patents

고강도 스프링강 및 스프링강선 Download PDF

Info

Publication number
KR20100077250A
KR20100077250A KR1020080135148A KR20080135148A KR20100077250A KR 20100077250 A KR20100077250 A KR 20100077250A KR 1020080135148 A KR1020080135148 A KR 1020080135148A KR 20080135148 A KR20080135148 A KR 20080135148A KR 20100077250 A KR20100077250 A KR 20100077250A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel
cementite
strength
carbides
less
Prior art date
Application number
KR1020080135148A
Other languages
English (en)
Inventor
강금중
Original Assignee
(주)화승스틸
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by (주)화승스틸 filed Critical (주)화승스틸
Priority to KR1020080135148A priority Critical patent/KR20100077250A/ko
Publication of KR20100077250A publication Critical patent/KR20100077250A/ko

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003Cementite

Abstract

열처리 후에 고강도와 코일링성을 양립시킨 스프링강에 관한 것으로, 질량%로, C : 0.4 ~1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~2.0%, P : 0.015%이하, S : 0.015% 이하, Cr : 2.0% 이하, N : 0.001 ~ 0.07%, 잔부 철 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 미세조직에 있어서, 원상당경으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛ 초과의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 스프링강.
스프링강, 스프링강선, 담금질, 뜨임, 시멘타이트계 구상 탄화물, 존재밀도, 점유 면적율, 노치 굽힘 시험, 회전 굽힘 시험, 피로 강도, 지연 파괴 강도

Description

고강도 스프링강 및 스프링강선{High-Strength Spring Steel And}
본 발명은 열처리 후에 고강도와 고인성을 가지며, 자동차 및 일반 기계용 스프링에 사용되는 강과 강선에 관한 것이다.
자동차 경량화, 고성능화에 수반하여, 스프링도 고강도화되어, 열처리 후에 인장강도가 1600MPa 이상인 고강도 강이 스프링에 사용되고 있다. 근년에는 인장강도가 1900MPa을 넘는 강도 사용되고 있다. 강을 이용한 코일 스프링의 제조방법으로는, 강을 오스테나이트 영역까지 가열하여 코일링한 후에, 담금질·뜨임을 하는 열간 코일링과, 미리 강에 담금질·뜨임을 한 고강도 강선을 냉간에서 코일링하는 냉간 코일링이 있다. 어느 경우에나 담금질·뜨임으로 스프링의 기본 강도를 결정한다. 따라서, 스프링강에 대해서는 담금질·뜨임 후의 특성을 고려한 성분 설계가 중요한 요소가 된다.
구체적으로, 특개소57-32353호 공보에서는, V, Nb, Mo 등의 원소를 첨가함으로써 담금질성(담금질경화능)을 향상시킴과 더불어, 뜨임으로 미세한 탄화물을 석출시키는데, 이로 인하여 전위 운동을 제한하고, 새그저항(sag resistance) 특성을 향상시키고 있다.
한편, 강의 코일 스프링의 제조 방법으로는, 상술한 바와 같이, 강을 오스테나이트 영역까지 가열하여 코일링한 후, 담금질·뜨임을 행하는 열간 코일링과, 미리 강에 담금질·뜨임을 행한 고강도 강선을 냉간에서 코일링하는 냉간 코일링이 있다.
냉간 코일링에서는 강선의 제조시에 급속 가열, 급속 냉각이 가능한 오일템퍼링(oil tempering) 처리나 고주파 열처리 등 을 행하는 것이 가능하기 때문에, 스프링재의 구(舊)오스테나이트(prior austenite) 입경을 작게 하는 것이 가능하고, 파괴특성이 우수한 스프링을 제조할 수 있다. 또한, 스프링 제조 라인에 있어서, 가열로 등의 설비를 간략화할 수 있기 때문에, 스프링 제조업체로서는 설비 비용을 줄일 수 있다는 등의 이점이 있어, 최근에는 스프링의 냉간 코일링에 의한 제조가 권장되고 있다.
그러나, 냉간 코일링 스프링용 강선의 강도가 커지면, 냉간 코일링 시에 절손(折損)이 생겨, 스프링 형상으로 성형할 수없는 경우도 많기 때문에, 강도와 가공성은 양립할 수 없다는 이유에서 공업적으로는 불리하다고 할 수 있는 방법으로 코일링하지 않을 수 없었다. 밸브 스프링의 경우, 제조 라인 내에서 담금질·뜨임 처리, 이른바 오일템퍼링 처리한 강선을 냉간에서 코일링하는 것이 일반적이지만, 코일링시의 절손을 방지하기 위하여 코일링시에 선재를 가열하여 변형이 용이한온도에서 코일링한 후, 조질처리를 하여 고강도를 얻기도 한다. 그 예로써, 특개평05-179348호 공보에는 900 ~ 1050℃로 가열하여 코일링한 후에, 425 ~ 550℃에서 뜨임처리를 하는 방법 등이 개시되어 있다. 이와 같은 코일링 시의 가열과 코일링 후의 조질처리는, 열처리 조건에 의한 스프링 크기 편차의 원인이 되거나, 처리 능률이 극단적으로 저하되기 때문에, 비용, 정밀도의 측면에서 냉간 코일링된 스프링에 비하여 불리하다.
또한, 강 제조공정에서는 전로 - 주조 - 빌렛압연 - 선재압연과 같이 여러 번에 걸친 가열과 냉각이 반복된다. 이와 같은 경우, 강 중에 함유된 Cr, V, Nb, Mo 등의 탄화물 생성원소는 강을 경화시킴과 동시에 조대한 탄화물로서 강 중에 잔류하기 쉽다. 특히, 인장강도를 1900MPa 이상의 고강도로 하는 경우에는, 이 합금원소들의 첨가량이 증가하므로, 잔류 탄화물도 많아진다. 그런 이유로, 특개평11-6033호 공보 등에서는 Cr, V, Nb 등의 탄화물(이후 합금계 탄화물로 표기)에 주목하여, 합금계 탄화물 크기를 규정한 제안이 기재되어 있다. 그러나, 실제로 강의 강도를 지배하는 것은 이 미세 탄화물들이아니라, 강의 탄화물, 즉 시멘타이트(cementite)를 주성분으로 하는 탄화물(이후 시멘타이트계 탄화물로 표기)의 거동이며, 이 시멘타이트를 제어할 수 있는 방법이 스프링강에 있어서 중요하다.
합금계 탄화물의 입경에 관하여, 예를 들면, 특개평10-251804호 공보에는, Nb, V계 탄화물의 평균 입경에 주목한 제안이 개시되어 있는데, 이 선행 기술에서는 압연중의 냉각수에 의하여 이상조직(異常組織)이 생기는 것을 염려하는 기재가있으며(단락 0015), 실질적으로는 건식 압연을 권장하고 있다. 건식 압연은 공업적으로는 비정상적인 작업으로서, 통상의압연과는 분명히 다른데, 설령 평균 입경을 제어한다고 해도 주변기지(matrix) 조직에 불균일이 생기면, 압연시에 문제가발생한다는 점을 시사하고 있다. 따라서, V, Nb계 탄화물 등의 합금계 탄화물의 평균 입경 제어만으로는 공업적으로 불충분하다는 것을 시사하고 있다.
열처리 후에 고강도와 코일링성을 양립시킨 스프링강에 관한 것으로, 질량%로, C : 0.4 ~1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~2.0%, P : 0.015%이하, S : 0.015% 이하, Cr : 2.0% 이하, N : 0.001 ~ 0.07%, 잔부 철 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 미세조직에 있어서, 원상당경으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛ 초과의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 스프링강.
본 발명은, 공업적으로 제조 가능하고, 담금질·뜨임 후에 스프링용으로 적합한 강도와 코일링성을 부여할 수 있는 스프링강 및 스프링용 강선을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 종래의 스프링강에서는 주목받지 않았던 강 중의 탄화물, 특히, 시멘타이트의 크기를 미세화함으로써, 담금질·뜨임 후에 고강도와 코일링성을 양립시킨 스프링강 및 스프링용 강선을 개발하였다. 즉, 본 발명은 후술하는 스프링강 및 스프링용 강선을 요지로 한다.
본 발명은, 공업적으로 제조 가능하고, 담금질·뜨임 후에 스프링용으로 적 합한 강도와 코일링성을 부여할 수 있는 스프링강 및 스프링용 강선을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명자들은, 종래의 스프링강에서는 주목받지 않았던 강 중의 탄화물, 특히, 시멘타이트의 크기를 미세화함으로써, 담금질·뜨임 후에 고강도와 코일링성을 양립시킨 스프링강 및 스프링용 강선을 개발하였다. 즉, 본 발명은 후술하는 스프링강 및 스프링용 강선을 요지로 한다.
(1) 질량 %로, C : 0.4 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 2.5%, N : 0.001 ~ 0.015%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경(circleequivalentdiameter)(소정 입자의 투영 면적과 동일한 면적을 갖는 원의 지름)으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강 및 스프링용 강선.
(2) 제1항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, W : 0.05 ~ 1.0%, Co : 0.05 ~ 5.0%, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강 및 스프링용 강선.
(3) 질량 %로, C : 0.4 ~ 0.8%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 1.5%, N : 0.001 ~ 0.007%, 잔부 Fe 및 불 가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경으로 0.2 ~ 3 ㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(4) 제3항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, W : 0.05 ~ 1.0%, Co : 0.05 ~ 5.0%, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(5) 질량 %로, C : 0.8 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 0.5%, N : 0.001~ 0.007%를 함유하고, 그리고, W : 0.05 ~ 1.0% 또는 Co : 0.05 ~ 5.0%의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(6) 제5항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(7) 질량 %로, C : 0.8 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr : 0.5 ~ 1.5%, N : 0.001 ~ 0.015%, W : 0.05 ~ 1.0%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 고강도스프링강.
(8) 제7항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(9) 제7항 또는 제8항에 있어서, 상기 강의 열간압연 후의 미세조직에 있어서, 원상당경으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
(10) 질량 %로, C : 0.4 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 2.5%, N : 0.001~ 0.007%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS)가 1900MPa 이상, 검경면(檢鏡面)에 점유하는 시멘타이트계 구상 탄화물은, 원상당경으로 0.2㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하, 원상당경으로 0.2㎛ 이상의 존재밀도가 1개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛ 초과의 존재밀도가 0.001개/㎛2 이하이며, 또한 구오스테나이트 입경번호가 10번 이상, 최대탄화물이 15㎛ 이하, 산화물 입경이 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.
(11) 제10항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, W : 0.05 ~ 1.0%, Co : 0.05 ~ 5.0%, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.
본 발명은, 적정한 화학성분을 규정함으로써 고강도를 얻음과 동시에, 열처리에 의해 강 중의 탄화물 형상을 제어하여,스프링 제조시에 충분한 코일링 특성이 확보되는 스프링강 및 스프링용 열처리 강선을 제공하기 위한 것이다.
우선, 강의 화학성분을 규정한 이유는 다음과 같다.
C는, 강재의 기본 강도에 큰 영향을 미치는 원소이며, 충분한 강도를 얻기 위해 0.4 ~ 1.0%로 하였다. C 양이 0.4% 미만이면 충분한 강도가 얻어지지 않아, 다른 합금원소를 더욱 다량으로 투입해야만 하고, 1.0%를 초과하면 통상의 압연후에 조대 시멘타이트를 다량으로 석출시키기 때문에, 인성(靭性)을 현저히 저하시킨다. 이 인성의 저하는 동시에 코일링 특성을 저하시킨다. 또한, 스프링강 제조공정에 있어서 열처리 온도를 높게 설정할 필요가 생긴다든지, 고주파 처리가 곤란하다든지 등의 공업상의 폐해가 생긴다.
더욱이, 다른 합금원소와의 관계 및 오일템퍼링 처리나 고주파 처리와 같은 열처리 방법과의 관계를 고려하여, C를 0.4~ 1.0%의 범위 내로 조정하는 것이 바람직하다. Si는, 스프링의 강도, 경도 및 새그 저항성을 확보하기 위해 필요한 원소이고, 0.9% 미만에서는 필요한 강도와 새그 저항성이 부족하기 때문에, 0.9%를 하한으로 하였다. 또한, Si는 입계의 탄화물계 석출물을 구상화하고 미세화하는 효과가 있고, 적극적으로 첨가함으로써 입계 석출물의 입계 점유 면적율을 감소시키는 효과가 있다. 그러나, 다량의 첨가는 재료를 경화시킬 뿐만 아니라 취화시킨다. 따라서, 담금질·뜨임 후의 취화를 방지하기 위하여 3.0%를 상한으로 하였다. Mn은, 담금질성을 향상시킴과 동시에 경화시킨다. 또한, 강 중에 존재하는 S를 MnS의 형태로 고정하여, S를 무해화(無害化)할 수 있다. 또한, 본 발명에서 특히 주목하고 있는 탄화물의 거동에 있어서는, 탄화물을 만들지 않고 강도를 확보할수 있는 원소이다. 그래서, MnS로서 S를 고정하기 위하여 0.1% 이상의 첨가가 필요하고, 강도를 확보하기 위해서는 0.5%이상의 첨가가 바람직하다. 또한, Mn에 의한 취화를 방지하기 위하여 상한을 2.0%로 하였다.
Cr은, 담금질성 및 뜨임 연화 저항을 향상시키는 데 유효한 원소이며, 질화처리로 스프링 표면을 경화시켜 스프링 피로강도를 향상시키는 경우에, Cr양이 많은 편이 단시간의 질화처리로 경화층이 깊어지고, 최고 경도도 높아지기 쉽다. 따라서, 질화를 전제로 하는 경우에는 Cr을 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 첨가량이 많으면 비용 증가가 초래될 뿐만 아니라, 담금질·뜨임 후에 나타나는 시멘타이트를 조대화시킨다. 결과적으로 선재가 취화하기 때문에, 코일링시에 절손이 생기기 쉽다. 특히, 압연 후에 석출하는 시멘타이트 중에 Cr이 고용되므로, 시멘타이트가 안정화되고 담금질 가열시에 쉽게 용해되지 않는다. 이러한 점은 오일템퍼선(oil-tempered wire)이나 고주파 가열 처리재 등에 커다란 영향을 미친다.
따라서, 스프링 제조시의 담금질 가열시에 시멘타이트의 고용이 곤란하게 되 어, 스프링 또는 스프링용 강선 제조시의 열처리가곤란하게 되는 2.5%를 상한으로 하였다.
Cr의 첨가량은 1.5% 이하가 바람직하지만, Cr도 다른첨가원소와의 관계 및 오일템퍼링 처리나 고주파 처리와 같은 열처리 방법과의 관계를 고려하여 조정하여야 하고, C가 0.8% 이상의 경우에는 Cr을 0.5% 이하로 억제하고 시멘타이트계 구상 탄화물의 형성을 억제하기 위하여 W 또는 Co를 첨가하는 것이 바람직하다. Cr 함량이 0.5%를 초과하면, 시멘타이트계 구상 탄화물을 억제할 수 있는 W를 첨가하는 것이 바람직하다.
N은, V, Nb와 결합하여 질화물을 생성시킴과 동시에, 탄질화물(炭窒化物)도 쉽게 생성시킨다. 이 탄질화물은 담금질시의 오스테나이트립 성장을 억제하는 고착입자가 되기 때문에, 오스테나이트 입경의 미세화에 유효하다. 이와 같은 목적에서 0.001% 이상의 N을 첨가한다. 한편, 과잉의 N은 질화물, 질화물을 핵으로 하여 생성된 탄질화물 및 탄화물의 조대화를 초래하므로, 그 상한을 0.007%로 하였다.
P는 강을 경화시키지만, 편석을 일으키고 재료를 취화시킨다. 특히 오스테나이트 입계에 편석된 P는 충격값 저하나 수소침입에 의한 지연파괴(delayed fracture) 등을 일으키기 때문에 적은 편이 좋다. 함량이 0.015%를 초과하면 취화 경향이 현저해지므로, 0.015% 이하로 제한하였다.
S도 P와 마찬가지로 강 중에 존재하면 강을 취화시킨다. Mn에 의해 그 영향이 현저히 줄어들기는 하나, MnS도 개재물의 형태를 가지므로, 파괴 특성은 저하한다. 특히, 고강도강에서는 미량의 MnS이라도 파괴를 일으키는 경우가 있어, S도 가 능한 한 적게 하는 것이 바람직하다. 그 악영향이 현저하게 되는 0.015%를 상한으로 하였다.
W는, 담금질성을 향상시킴과 더불어 강 중에 탄화물을 형성시키고, 강도를 높이는 역할을 한다. 특히, 시멘타이트나 다른 합금계 탄화물의 조대화를 억제하므로 중요하다. 그 첨가량이 0.05% 미만에서는 효과가 나타나지 않고, 1.0%를 초과하면 조대한 탄화물을 형성시켜, 오히려 연성 등의 기계적 성질을 손상시킬 염려가 있기 때문에, 0.05 ~ 1.0%로 하였다. Co는 담금질성을 저하시키나, 고온에서의 강도를 확보할 수 있게 한다. 또한, 탄화물의 생성을 억제하는 효과가 있고, 특히, 본 발명에서 문제가 되는 조대한 탄화물의 생성을 억제한다. 0.05% 미만에서는 그 효과가 작고, 5.0%를 초과하면 그 효과가 포화하기 때문에, 0.05 ~ 5.0%로 하였다.
W와 Co는, 강 중에서의 메카니즘(mechanism)이 다를지언정, 양자 모두 시멘타이트계 탄화물을 미세화하는 효과를 가지므로, 본 발명과 같이 다량의 C를 함유하는 경우에는, 시멘타이트의 미세화에 유효하고 고용이 쉽게 되도록 하는데에도 효과가 있다. 따라서, 고C강에 있어서는 W와 Co의 어느 1종 또는 2종을 첨가하는 것이 바람직하다.
Ti, Mo, V 및 Nb는, 강 중에 질화물, 탄화물, 탄질화물로서 석출한다. 따라서, 이 원소들을 1종 또는 2종 이상을 첨가하면, 이 석출물들이 생성되고, 뜨임 연화 저항을 얻을 수 있으며, 고온에서 뜨임공정에서의 응력제거 소둔이나 질화 등의 열처리를 거쳐도 연화하지 않고 고강도를 발휘할 수 있다. 이러한 점은 질화 후의 스프링 내부의 경도 저하를 억제한다든지, 열간 세팅(hot setting)이나 응력제거 소둔을 용이하게 하기 때문에, 최종 스프링의 피로특성을 향상시키게 된다.
그러나, Ti, Mo, V 및 Nb는 첨가량이 너무 많으면, 이 석출물들이 너무 커지게 되어, 강 중의 탄소와 결합하여 조대 탄화물을 형성한다. 이 점은 강선의 고강도화에 기여해야 하는 C 양을 감소시켜, 첨가한 C 양에 상당하는 강도가 얻어지지 않게 된다. 더욱이, 조대 탄화물이 응력 집중원으로 작용하기 때문에, 코일링 중에 변형이 생기고, 쉽게 절손된다.
Ti는, 질화물의 석출 온도가 높기 때문에, 용강 중에 이미 석출되어 있는 경우가 많다. 또한, 그 결합력이 강하기 때문에, 강 중의 N을 고정하는 경우에도 사용된다. B를 첨가하는 경우에, B를 BN으로 만들지 않기 위해서는, N을 충분히 고정할수 있을 정도로 첨가할 필요가 있다. 따라서, Ti에 의해 N을 고정하는 것이 바람직하다. Ti의 첨가량은 오스테나이트 입경의 미세화가 가능한 최저한의 필요 첨가량 0.005%을 하한으로 하였고, 석출물 크기가 파괴 특성에 악영향을 미치지 않는 최대량으로서 0.1%를 상한으로 하였다.
Mo는 0.05 ~ 1.0%를 첨가함으로써, 담금질성을 향상시키고, 뜨임 연화 저항을 부여할 수 있으며, 강도를 제어할 때의 뜨임 온도를 고온화할 수 있다. 이점은 입계 탄화물의 입계 점유 면적율을 저하시키는 데 유리하다. 즉, 필름상으로 석출하는 입계 탄화물을 고온에서 뜨임함으로써 구상화시키고, 입계 면적율을 감소시키는 데 효과가 있다. 또한, Mo는 강 중에 시멘타이트와는 별개로 Mo계 탄화물을 생성한다. 특히, V 등에 비하여 그 석출 온도가 낮으므로, 탄화물의 조대화를 제어 하는 효과가 있다. 그 첨가량이 0.05% 미만이면 효과가 없고, 1.0%를 넘으면 효과가 포화한다.
V는, 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성에 의한 오스테나이트 입경의 조대화 제어 외에, 뜨임 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층 경화에 이용할 수도 있다. 그 첨가량이 0.05% 미만이면 첨가한 효과가 거의 없고, 0.7%를 넘으면 조대한 미고용 개재물을 생성하여, 인성을 저하시킨다.
Nb도 마찬가지로 질화물, 탄화물, 탄질화물의 생성에 의한 오스테나이트 입경의 조대화 제어 외에, 뜨임 온도에서의 강선의 경화나 질화시의 표층 경화에 이용할 수 있다. Nb는 V, Mo 등보다 고온에서도 미세탄화물을 생성하기 때문에, 그 첨가량이 미량이어도 열처리 강선 제조시의 오스테나이트 입경 미세화에 큰 효과가 있어, 매우 유효한 원소이다. 0.01% 미만에서는 효과가 거의 없고, 0.05%를 초과하면 조대한 미고용 개재물을 생성하고 인성을 저하시키므로, 0.01 ~ 0.05%로 하였다.
B는, 담금질성 향상 원소로서 알려져 있고, 오스테나이트 입계의 청정화에 유효하다. 즉, B를 첨가함으로써, 입계에 편석하여 인성을 저하시키는 P, S 등의 원소를 무해화하고, 파괴 특성을 향상시킨다. 이 때, B가 N과 결합한 BN을 생성하면, 그 효과는 없어진다. 첨가량은 그 효과가 명확해지는 0.0005%를 하한으로 하였고, 효과가 포화하는 0.006%를 상한으로 하였다.
Ni는, 담금질성을 향상시키고, 열처리에 의해 안정하게 고강도화할 수 있게 한다. 또한, 기지의 연성을 향상시켜 코일링성을 향상시킨다. 더욱이, 스프링의 내 식성을 향상시켜, 부식 환경에서 사용하는 스프링에는 유효하다. 그 첨가량이 0.05% 미만이면 고강도화나 연성 향상에 효과가 없고, 5.0%를 넘으면 효과가 포화하여, 비용 등의 점에서 불리하다.
Cu는 탈탄을 방지하는 데 유효하다. 탈탄층은 스프링 가공 후에 피로 수명을 저하시키기 때문에, 가능한 한 탈탄이 일어나지 않도록 노력을 기울이고 있다. 탈탄층이 깊어진 경우에는 필링(peeling)이라고 불리는 공정에 의해 표층을 제거한다.
또한, Ni와 마찬가지로 내식성을 향상시키는 효과가 있다. 따라서, 탈탄층을 억제함으로써, 스프링의 피로 수명 향상이나 필링 공정 생략이 가능하다. Cu의 탈탄 억제효과나 내식성 향상 효과는 0.05% 이상에서 나타날 수 있으며, 후술하는 바와 같이 Ni를 첨가하여도 0.5%를 초과하면 취화에 의해 압연 결함의 원인이 되기 쉽다. 따라서, 하한을 0.05%, 상한을 0.5%로 하였다. Cu 첨가에 의해 실온에 있어서의 기계적 성질을 거의 손상시키는 경우는 거의 없으나, Cu를 0.3%를 초과하여
첨가하는 경우에는 열간 연성을 열화시키기 때문에, 압연시에 빌렛 표면에 균열이 생기는 경우가 있다. 그 때문에 압연시의 균열을 방지하는 Ni 첨가량을 Cu 첨가량에 대응하여 [Cu%] < [Ni%]로 하는 것이 바람직하다.
Mg는 산화물 생성 원소이고, 용강 중에서는 산화물을 생성한다. 그 온도역은 MnS의 생성 온도보다도 높고, MnS 생성시 에는 이미 용강 중에 존재하고 있다. 따라서, MnS의 석출핵으로서 이용할 수 있고, 이것에 의해 MnS의 분포를 제어할 수있 다. 즉, Mg계 산화물은 종래의 강에서 흔히 관찰되는 Si, Al계 산화물보다 미세하게 용강 중에 분산되기 때문에, Mg계산화물을 핵으로 하는 MnS는 강 중에 미세하게 분산된다. 따라서, 같은 S 함유량이라도 Mg의 유무에 의해 MnS의 분포가 달라지며, Mg를 첨가하는 경우가 MnS 입경이 보다 미세해진다. 그 효과는 미량이라도 충분히 얻어지며, Mg가 0.0002%이상이면, MnS는 미세화한다. 그러나, 0.01% 이상은 용강 중에 잔류하기 어려워, 공업적으로는 0.01%가 상한이며, 따라서, Mg 첨가량은 0.0002 ~ 0.01%로 하였다. 이 Mg는 MnS 분포 등의 효과에 의해, 내식성, 지연 파괴 향상 및 압연 균열방지 등에 효과가 있고, 가능한 한 첨가하는 것이 바람직하며, 바람직한 첨가량은 0.0005 ~ 0.01%이다.
종래보다도 고강도를 지향한 본 발명에 의한 스프링강의 제조상의 문제점에 대하여 서술한다. 스프링은 담금질·뜨임에 의해 고강도화하지만, 종래의 성분계로는 취화하여 실용적이지 않다는 점에서 뜨임 온도를 낮추어야 하고, 또한, 냉간 코일링에 의한 제조에서는 담금질·뜨임 후의 코일링시에 절손이 발생한다. 그 때문에, C 양을 약간 증가시키든지, Cr, V 등의 합금원소의 첨가가 일반적으로 행하여진다. 그러나, 이 합금원소들의 첨가량을 증가시키면, 편석이 생기고, 농화(濃化)된 부분에서는 국부적으로 융점이 내려가기 때문에, 균열이 발생하기 쉽다. 이것이 압연 결함의 한 원인이라고 생각된다.
다음으로, 본 발명에서 주목해야 할 탄화물에 관하여 설명한다. 스프링강의 성능을 고려할 경우, 강 중의 탄화물의 형태가 중요하다. 여기서 강 중의 탄화물이란, 열처리 후에 강 중에서 관찰되는 시멘타이트 및 이것에 합금원소가 고용된 탄 화물(이하, 양자를 합하여 시멘타이트라고 표기) 및 합금계 탄화물을 의미한다. 이 탄화물들은 강 또는 강선을 경면연마(鏡面硏磨)하여 에칭함으로써 관찰할 수 있다.
도 1은 담금질·뜨임 조직의 전형적인 예의 현미경 사진을 나타낸다. 도 1에서 강 중에는 펄라이트상 또는 판상 석출한 탄화물과 구상 탄화물의 2종이 관찰된다. 스프링강은 주조 후, 빌렛 형상으로의 압연공정을 거쳐, 일단 실온까지 냉각된 다음에, 수주에 따른 선재 크기로 압연된다. 그리고, 스프링강의 제조에서는 담금질·뜨임을 행하는데, 펄라이트 또는 판상의 시멘타이트는 용이하게 고용되지만, 구상화되어 안정화된 탄화물은 다음 공정인 담금질·뜨임 공정에서 쉽게 고용되지 않기 때문에, 첨가한 C 양 상당의 강도를 확보할 수 없거나, 코일링시의 연성을 저하시키게 된다. 또한, 선재 압연시에도 압연 결함의 원인이 된다. 이 잔류 탄화물은 담금질·뜨임에 의한 강도와 인성에는 전혀 기여하지 않기 때문에, 강 중의 C를 고정하여 단순히 첨가한 C를 낭비할 뿐만 아니라, 응력 집중원이 되기도 하므로, 강선의 기계적 성질을 저하시키는 원인이 된다. 이 구상 탄화물은 냉각후의 재가열(선재압연, 스프링 제작시의 담금질 등)시에 고용되지 않았기 때문에, 구형으로 탄화물이 성장한 것이다.
따라서, 가능한 한 선재 압연 직후에도 적은 편이 바람직하다. 특히, 오일템퍼링 처리 등의 압연 후 열처리로 이 구상 탄화 물은 더욱 성장하여 조대화한다. 이와 같은 관점에서, 원상당경이 3㎛ 이하이면, 통상은 문제가 되지 않는 탄화물이라도, 문제가 될 가능성이 크다. 본 발명에서는 이제까지 주목받지 않았던 Fe와 C를 주성분으로 하는 시멘타이트도 예외가 아님을 발견하였다. 이 조대한 미용해 탄 화물은 스프링 제조시까지 영향을 미칠 뿐만 아니라, 압연시에도 결함의 원인이 된다. 이 시멘타이트계 탄화물은, 시멘타이트에 Cr, Mo 등의 합금원소가 고용된 것도 포함하며, 일반적으로 이 원소들이 고용된 시멘타이트는 안정화되어, 고용되기 어려워진다. 이것들을 검출하기 위해서는 에칭에 의하여 드러난 탄화물을 EDX로 분석하는데, 이 경우, Fe, C가 주성분으로 검출됨과 더불어, 고용되어 있는 합금원소도 검출되는 경우도 있다. 이하에서는,
이와 같은 Fe와 C를 주성분으로 하는 탄화물을 시멘타이트계 탄화물이라고 표현하고, 형상이 구형인 경우를 특히 시멘타이트계 구상 탄화물이라고 표현한다.
도 2a ~ 도 2d는 SEM(scanning electron microscopy, 주사형 전자현미경)에 장착한 EDX(energy dispersive X-ray, X선 미량분석기)로 탄화물을 해석한 예를 나타낸다. 투과전자현미경에서의 레플리카(replica) 방법으로도 이 결과와 같은 해석 결과가 얻어진다. 종래의 발명은 고강도를 얻기 위하여 첨가한 V, Nb 등의 합금원소계 탄화물만을 주목하였고, 그 일례가 도 2a이며, 탄화물 중에 Fe 피크가 상당히 작다는 점이 특징이다. 그러나, 본 발명에서는 종래의 합금원소계 탄화물 뿐만 아니라, 도 3a ~ 도 3d에서 보듯이, 원상당경이 3㎛ 이하인 Fe3C와 그것에 합금원소가 소량 고용된 시멘타이트계 구상 탄화물의 석출에 주목하였다. 본 발명과 같이, 종래 강선 이상의 고강도와 가공성의 양립을 달성하는 경우에는, 3㎛ 이하의 시멘타이트계 구상 탄화물이 많으면, 가공성이 크게 손상된다.
강을 담금질·뜨임하고나서 코일링하는 경우에는 시멘타이트계 구상 탄화물이 그 코일링 특성, 즉, 파단까지의 굽힘 특성에 영향을 미친다. 이제까지 고강도 를 얻기 위하여 C뿐만 아니라, Cr, V 등의 합금 원소를 다량으로 첨가한 경우, 조대한 구상 탄화물이 다량으로 생성되기 때문에, 코일링 특성의 열화나 압연 결함 발생의 원인이 된다고 하여 주목을 받아 왔다.
그러나, 압연 결함이나 코일링에 영향을 주는 것은 도 3a ~ 도 3d와 같이 Fe3C와 그것에 합금 원소가 약간 고용된, 이른바 시멘타이트계 구상 탄화물이며, 대량으로 존재하거나, 조대하게 성장한 경우에는 압연에 있어서 균열 발생을 조장함과 더불어, 열처리 후의 강선의 기계적 성질, 특히 코일링 특성을 저하시킨다. 이 구상 탄화물들은 경면 연마한 샘플에 피크랄 등의 에칭을 하여 관찰할 수 있는데, 여기서 대상으로 하는 원상당경 0.2~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 관찰이나 그 크기 등의 상세한 관찰평가를 위해서는 주사형 전자현미경으로 3000배 이상의 고배율로 관찰할 필요가 있다. 종래강 중의 미세한 탄화물은 강의 강도, 뜨임 연화 저항을 확보하기 위하여 불가결한 것으로, 본 발명자는 그 유효한 입경이 원상당경 0.1㎛ 이하이며, 반대로 원상당경 1㎛를 초과하면 오히려 강도나 오스테나이트 입경 미세화에 기여하지 못하고, 단순히 변형 특성을 열화시킬 뿐이라는 점을 발견하였다.
또한, 본 발명에 있어서, 시멘타이트계 구상 탄화물 크기(원상당경)가 3㎛ 이하인 경우에는, 크기뿐만 아니라 수(數)도 주요한 요인이 된다. 따라서, 양자를 고려하여, 원상당경이 0.2 ~ 3㎛로 작더라도, 그 수가 상당히 많아 검경면에서의 존재밀도가 0.5개/㎛2을 초과하면, 코일링 특성의 열화가 현저해지는 것을 알아내었다. 그리고, 탄화물의 크기가 3㎛를 초과하면, 크기의 영향이 보다 커지기 때문 에, 검경면에서의 존재밀도가 0.005개/㎛2를초과하면 코일링 특성의 열화가 현저해진다. 이 탄화물들은 열간압연 직후에 잔류하고 있으면, 후속되는 신선 - 스프링제조 공정에서의 각종 열처리에도 쉽게 용해되지 않기 때문에, 선재압연 직후에도 잔류하지 않는 편이 좋다. 따라서, 압연 후의 미세조직에 있어서, 원상당경 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경 3㎛ 초과의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하로 하였다.
또한, 시멘타이트계 구상 탄화물의 크기에 관계없이, 그 검경면에서의 점유면적이 7%를 초과하면 코일링 특성의 열화가 현저해지며, 코일링이 불가능해진다. 따라서, 본 발명에서는 검경면에 있어서 점유 면적율을 7% 이하로 규정하였다. 한편, 구오스테나이트 입경은 탄화물과 더불어 강선의 기본적 성질에 큰 영향을 미친다. 즉, 구오스테나이트 입경이 작은편이 피로특성이나 코일링성이 우수하다. 그러나, 아무리 오스테나이트 입경이 작아도 상기 탄화물이 규정 이상으로 많이 포함되어 있으면, 그 효과는 작다. 일반적으로 오스테나이트 입경을 작게 하려면 가열온도를 낮추는 것이 유효한데, 그것은 오히려 상기 탄화물을 증가시키게 된다. 따라서, 탄화물 양과 구오스테나이트 입경의 균형을 맞춘 강선으로 마무리하는 것이 중요하다. 여기서 탄화물이 상술한 규정의 범위를 만족하는 경우에 대해 구오스테나이트 입경번호가 10번 미만이 충분한 피로 강도를 얻을 수 없으므로, 구오스테나이트 입경번호를 10번 이상으로 규정하였다.
또한, 합금원소계 탄화물 등을 포함한 모든 탄화물의 최대 탄화물경(炭化物徑) 및 최대 산화물경(酸化物徑)이 모두 15㎛를 초과하면, 피로 특성을 저하시키기 때문에, 15㎛를 상한으로 제한하였다.
선재의 압연은 연속주조→빌렛압연→선재압연, 또는, 연속주조→선재압연의 공정을 거치는데, 각 공정간에서는 A1 변태점보다도 저온으로 되기 때문에, 연속주조 후에 이미 탄화물이 석출하고 있다. 따라서, 선재압연 후에 잔류하고 있는 시멘타이트계 구상 탄화물을 감소시키기 위해서는, 빌렛압연을 위한 가열 및 선재압연을 위한 가열을 조대 탄화물이 고용되기에 충분한 고온에서 장시간 할 필요가 있다.
(실시예 1)
표 1은 본 발명의 실시예와 비교예를 나타낸다.
250t 전로에 의해 정련한 용강을 연속주조에 의해 빌렛으로 제조하였다. 또한, 그 외의 실시예에서는, 2t - 진공 용해로에서 용제 후, 압연에 의해 빌렛을 제조하였다. 이 때, 발명예에서는 1200℃ 이상의 고온에서 일정 시간 유지하였다. 그후, 어느 경우에나 빌렛을 Ø8mm로 압연하고, 신선에 의해 Ø4mm로 하였다. 한편, 비교예는 통상의 압연 조건으로 압연되었으며, 신선에 사용되었다. 여기서 열처리 방법 0T, IQT, F는 각각 오일템퍼링 처리, 고주파 담금질·뜨임 및 온라인(on line)에 의한 배치로(batchfurnace)(복사로)를 이용한 담금질·뜨임 처리를 나타낸다.
본 발명은, 압연 결함과 압연 후의 담금질·뜨임 후의 특성에 있어서, 종래 기술과는 다른 우수한 특성을 갖기 때문에, 압연직후와 담금질·뜨임 후의 특성을 평가하였다. 압연 직후의 압연 결함의 유무는 육안으로 관찰하였다 신선에 의해 Ø4mm까지 만든 후, 복사로 내를 통과시켜, 바로 오일 중에 급랭하여 담금질하였고, 다시, 용융 Pb 중을 통과시켜 뜨임하는, 이른바, 오일템퍼링 처리를 하여, 담금질·뜨임을 하였다. 오일템퍼링 처리에서는 신선재를 연속적으로 가열로를 통과시켰으며, 강 내부 온도가 충분이 가열되도록, 가열로 통과 시간을 설정하였다. 가열이 불충분하면, 담금질 부족으로 충분한 강도를 달성할 수 없다.
본 실시예에서는 가열온도 950℃, 가열시간 150초, 담금질 온도 50℃(오일조)(oil bath)로 하였다. 그리고, 뜨임 온도 400 ~ 550℃, 뜨임 시간 1분으로 뜨임처리하여, 강도를 조정하였다. 담금질과 뜨임시의 가열 온도 및 그 결과 얻어진 대기 분위기에서의 인장강도는 표 1 내에 명기한 바와 같으며, 인장강도를 2100MPa 정도로 조정하였다.
실시예에서는 본 발명에서 중요하다고 생각되는 시멘타이트를 포함한 강 중의 구상 탄화물에 대하여 병기하였다. 탄화물의 크기 및 수를 평가하기 위하여, 열간압연 선재 및 열처리한 상태의 강선을 길이 방향 단면으로 경면연마하였으며, 피크린산(picric acid)으로 살짝 에칭하여 탄화물을 노출시켰다. 광학현미경 수준으로는 탄화물의 크기 측정이 곤란하므로, 주사형 전자현미경으로 열간압연선재, 강선의 1/2 R부를 5000배 배율로 관찰하여, 무작위로 10 시야의 사진을 촬영하였다. 그리고, 주사형 전자현미경에 장착한 X선 마이크로분석기(microanalyser)로, 그 사진에 구상으로 나타난 탄화물(시멘타이트계 구상 탄화물)이 시멘타이트계인 것을 확인하면서, 화상 처리 장치를 이용하여 그 크기 및 수를 측정하였다. 그 데이터를 사용하여, 각각의 구상 탄화물의 원상당경과 존재밀도를 산출하였다. 총 측정면적은 3088.8㎛2이다.
인장특성은 JIS Z 2201 9호 시험편에 의한 JIS Z 2241에 준거하여 평가하였으며, 그 파단 하중으로부터 인장강도를 산출하였다.
또한, 연성은 노치(notch) 굽힘시험에 의해 평가하였다. 도 4는 노치 굽힘시험의 개요를 나타내며, 이하와 같은 수순으로 시험하였다. 도 4a와 같이, 선단 반경 50㎛의 펀치에 의해 강선의 길이 방향에 직각으로 최대깊이 30㎛의 홈(노치)(2)을 만들었으며, 그 노치부에 최대 인장응력을 부하시킬 수 있도록 양측을 지지하여, 중앙에 하중(3)을 가하여 변형시키는 3점 굽힘 변형을 가하였다. 노치부에서 파단될 때까지 굽힘 변형을 계속 가하여, 파단시의 굽힘 각도를 측정하였다. 측정 각도는 도 4b에 나타낸 바와 같으며, 측정 각도(θ)가 클수록, 코일링 특성이 양호하다. 경험적으로는 Ø4mm의 강선에 있어서 노치 굽힘 각도가 25˚이하이면 코일링이 곤란하다.
발명예에서는 압연 후의 구상 탄화물의 크기가 작고, 압연 결함이 없으며, 담금질·뜨임 후에 고강도와 양호한 노치 굽힘특성을 나타내었다. 그러나, 비교예는 노치 굽힘 특성이 저하되고, 코일링성도 저하되고 있음을 알 수 있다. 또한, 압연 결함도 발생하여, 압연이 곤란함이 판명되었다.
표 2는 Ø15mm로 선재압연하여, Ø12mm로 신선하고, 오일템퍼링 처리한 경우에, 본 발명과 비교강의 화학성분, 압연 결함의 유무, 원상당경 0.2 ~ 3㎛의 탄화물 존재밀도, 원상당경 3㎛ 초과의 탄화물 존재밀도, 인장강도, 코일링 특성(인장 시험에 있어서 단면감소율)을 나타낸다. Ø12mm에서는 오일템퍼링 및 스프링 제조시의 응력제거 소둔을 모사한 400℃×20분의 소둔을 행하여, 인장강도가 1950 ~ 2000MPa이 되도록 조정하였다.
또한, 표 2에 나타낸 Ø12mm의 강선에 관한 평가 결과에서 탄화물 존재밀도가 본 규정 범위 외인 비교재는 코일링성의 지표가 되는 단면감소율이 작으며, 또한, 압연 후에 원상당경 3㎛ 초과의 탄화물이 0.005개/㎛2 이상 관찰되면, 열처리 후에도 잔류하여, 단면감소율이 저하하고 있다. 이 때문에, 코일링성이 저하되는 것으로 생각된다.
또한, 표 1, 표 2에 있어서, 본 발명의 범위를 벗어난 강종은 기본적으로 압연 결함이 잔류하기 쉽다는 것을 알 수 있다. 그 원인에는 시멘타이트계 구상 탄화물도 깊은 관계가 있는 것으로 생각되며, 그 압연 후의 양호한 부위에서의 관찰 결과 에서는 본 발명의 규정을 넘어서는 시멘타이트계 구상 탄화물이 검출되고 있다. 이러한 사실은 강을 복수회 가열하여 오스테나이트화하는 경우에도, 그 전 조직에 탄화물이 잔류하고 있으며, 후공정에 있어서, 예를 들면 선재압연, 오일템퍼링 처리 후의 코일링, 열간 코일링에 있어서, 용이하게 결함 등이 발생할 가능성이 있음을 나타내고 있다.
Figure 112008506303717-PAT00013
(실시예 2)
표 3은 본 발명의 실시예와 비교예를 나타낸다.
본 발명에 의한 실시예와 비교예에 있어서, 강의 용제부터 강선의 제조는 실시예 1의 요령으로 행하였다.
본 발명은, 압연결함과 압연 후의 담금질·뜨임 후의 특성평가 및 압연 직후의 결함의 평가에 대해서도 실시예 1의 요령으로 행하였다.
신선으로 Ø4mm까지 만든 후, 복사로 내를 통과시켜, 즉시 오일 중에 담금질 하였고, 다시, 용융 Pb중을 통과시켜 뜨임하는 오일템퍼링 처리를 행하여, 담금질·뜨임을 하였다. 오일템퍼링 처리에서는 신선재를 연속적으로 가열로를 통과시켰으며, 강 내부 온도가 충분히 가열되도록 가열로 통과 시간을 설정하였다. 이 가열이 불충분하면, 담금질 부족으로 충분한 강도를 달성할 수 없다. 본 실시예에서는 가열 온도
(실시예 3)
표 4는 Ø4mm에서 처리한 경우의 본 발명과 비교강의 화학조성, 열처리 방법, 시멘타이트계 구상 탄화물의 점유 면적율, 원상당경 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도, 원상당경 3㎛ 초과의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도, 최대 탄화물경, 최대 산화물경, 구오스테나이트 입도번호, 인장강도, 코일링 특성(노치 굽힘 각도) 및 평균 피로 강도(회전 굽힘)을 나타낸다. 실시예 36, 53에 있어서는, 250t 전로에 의해 정련하고, 연속주조에 의하여 빌렛을 제작하였다. 그 외의 실시예는 2t -진공용해로에서 용해 후, 압연에 의해 빌렛을 제작하였다. 이 때, 발명예에서는 1200℃ 이상의 고온에 일정 시간 유지하였다. 그 후, 두 경우 모두 빌렛을 Ø8mm로 압연하고, 신선에 의해 Ø4mm로 하였다. 한편, 비교예는 통상의 압연 조건으로 압연하여 신선하였다.
화학조성에 의해 탄화물 양과 강도는 다르지만, 본 발명에 대해서는 인장강도 2100 ~ 2200MPa 정도, 그리고, 본 발명의조건을 만족하도록 화학조성에 맞추어 열처리를 하였다. 한편, 비교예에 대해서는 단순히 인장강도를 일치시키도록 열처리하였다. 배치로 처리에서는 1m의 시험편을 준비하여, 가열로에 투입하여 가열한 후, 60℃의 오일조에 투입하여 담금질하였다. 가열시간은 30분으로, 열간 코일링하여 제조한 열간 스프링의 온도 이력과 대응하도록 하였다. 그 후, 재가열로에서 뜨임처리하여, 대기 분위기에서의 인장강도를 조정하였다. 담금질 및 뜨임시의 가열 온도 및 그 결과 얻어진 대기 분위기에서의 인장강도는 표 3에 나타낸 바와 같다. 오일템퍼링 처리에서는 신선재를 연속적으로 가열로를 통과시켰으며, 강내부 온도가 충분히 가열되도록 가열로 통과 시간을 설정하였다. 실시예에서는 가열 온도 950℃, 가열 시간 150초, 담금질 온도 50℃(오일조)로 하였다. 그리고, 뜨임 온도 400 ~ 550℃, 뜨임 시간 1분으로, 강도를 조정하였다. 담금질 및 뜨임시의 가열 온도 및 그 결과 얻어진 대기 분위기에서의 인장강도는 표 3에 나타낸 바와 같다.
고주파 열처리에서는 코일 내부를 통선함으로써 가열하고, 코일 통과 후, 바로 수냉하였다. 가열 온도 990℃, 가열 시간 15초, 담금질은 수냉(실온)이었다. 그리고, 뜨임 온도 430 ~ 660℃에서 다시 코일 내를 통과시켜 뜨임처리를 하였다. 그결과 얻어진 대기 분위기에서의 인장강도는 표 1에 나타낸 바와 같다.
얻어진 강선은 그 상태대로 탄화물의 평가, 인장 특성, 노치 굽힘시험에 사용하였다. 한편, 피로 특성 평가에 관해서는, 표면에 스프링 제작시의 응력제거 소둔을 모사한 400℃×20분 조건의 열처리를 실시한 후, 숏 피닝(shot peening) 처리(커트 와이어 Ø0.6mm×20분)를 하였으며, 그 후, 180℃×20분의 조건으로 저온 응력제거 처리하여 피로시험편으로 사용하였다. 탄화물의 크기, 수에 대한 평가 및
Figure 112008506303717-PAT00003
노치 굽힘시험은 실시예 1과 동일한 방법으로 행하였다.
피로시험은 나카무라식(中村式) 회전 굽힘 피로시험이며, 10개의 샘플이 50% 이상의 확률로 107 사이클 이상의 수명을나타내는 최대 부하 응력을 평균 피로 강도로 하였다.
표 5는 Ø12mm에서 처리한 경우의 본 발명과 비교강의 화학조성, 열처리방법, 시멘타이트계 구상 탄화물의 점유 면적율, 원상당경 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도, 원상당경 3㎛ 초과의 시멘타이트계 구상 탄화물 존재밀도, 구오스테나이트 입도번호, 인장강도, 코일링성(인장시험에 있어서 단면감소율), 피로 강도 및 지연 파괴 강도를 나타낸다.
이 실시예들은, 2t - 진공 용해로에서 용제 후, 압연에 의해 빌렛을 제작하였다. 그 후 어느 경우에 있어서나, 빌렛을Ø14mm로 압연하여, 그 후 Ø12mm까지 신선하였다. 이 경우, Ø4mm의 시험에 비하여 직경이 크기 때문에, 코일링성의 지표로서 인장시험에서의 단면감소율을 이용하였다.
또한, 피로 강도는 오노식(小野式) 회전 굽힘 피로시험에 의해 평가하였고, 피로한도를 피로 강도로 하였다.
도 5는 지연 파괴 강도를 평가하기 위한 시험방법을 나타낸다. 도 5a는 시험편의 형상을 나타낸다. 도 5b에 나타낸 지연파괴 시험장치를 이용하면, 용기내에 수소를 채우면서 원주 노치를 가진 시험편(4)에 하중(5)을 가하여, 그 때의 파단 시간을 계측할 수 있다. 시험편(4)은, 밴드 히터(band heater)에 의해 30℃로 가열된 용액 (pH 3.0, H2SO4)(7) 중에 유지되며, 정전류 전원(8)(전류밀도 1.0mA/cm2) 으로, 시험편을 음극, 백금 전극을 양극(9)으로 하여 시험되었다. 그와 같은 시험에 있어서, 부하 하중을 변화시키는 경우, 부하 시간 200시간 후에도 파단하지 않는 최대 하중 W를 계측할 수 있다. 그것을 노치 아래 단면적 S로 나눈 공칭응력(즉, W/S)을 지연 파괴 강도로 하였다. Ø12mm에서 처리한 경우에는, 피로 시험편 및 지연 파괴 시험편에 응력제거 소둔을 모사한 400℃×20분의 소둔을 시행했을 뿐이며, Ø4mm 샘플에 행한 것과 같은 숏 피닝 처리와 그 후의 응력제거 소둔을 생략하였다.
표 4에 나타낸 바와 같이, Ø4mm의 강선에 관해서는, 성분은 본 발명에서 규정하는 범위내이어도, 시멘타이트계 구상 탄화물의 점유 면적율과 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 본 규정범위 외인 비교재는, 코일링성의 지표가 되는 노치 굽힘 시험에 있어서 굽힘 각도가 작아, 코일링이 불가능함을 알 수 있다. 한편, 탄화물에 관한 규정을 만족해도 강도가 부족하면 피로 강도가 부족하여, 고강도 스프링으로는 사용할 수 없다.
그리고, 표 5에 나타낸 Ø12mm의 강선에 관한 평가 결과에서, 성분은 규정 범위 내이어도 시멘타이트계 구상 탄화물의 점유 면적율, 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 본 규정범위 외인 비교재은 코일링성의 지표가 되는 단면감소율이 작으며, 또한, 그것을 개선하기 위하여 강도를 저하시키면, 피로 강도가 저하한다. 더욱이, 오스테나이트 입경은 피로 특성과 지연 파괴 특성에 영향을 주는데, 그것이 커지면, 설령 탄화물에 관한 규정을 만족하여도, 피로 특성과 지연 파괴 관점에서는 불충분하다.
단, 오스테나이트 입경을 미세화하기 위해서는 담금질 가열 온도를 저온으로 하고, 가열 시간을 단축하는 등의 방법이 있으나, 이것들은 오히려 미용해 탄화물을 많이 잔류시키게 되어, 본 규정을 만족하기 어렵다. 따라서, 오일템퍼링 또는 고주파 처리와 같이 탄화물을 용해시키는 단시간 고온 가열을 가능하게 하는 기술 도입이 중요하며, 표 1 및 표 2에서 보듯이, 배치로에 의한 졸속 처리로는 강선의 강도와 코일링성을 양립시키기가 어렵다. 이는 스프링의 고강도화도 곤란해진다는 것을 의미한다.
Figure 112008506303717-PAT00004
(실시예 4)
표 6 및 표 7은 본 발명의 실시예와 비교예를 나타낸다. 표 6은 강의 화학성분을 나타내고, 표 7은 강의 성질을 나타내고 있다. 본 발명의 실시예 및 비교예는 실시예 1과 동일한 방법으로 제조하였다.
본 발명은, 압연 결함과 압연후의 담금질·뜨임 후의 특성의 평가에 대해서도 실시예 1과 같은 방법으로 행하였다. 신선에 의해 Ø4mm까지 만든 후, 복사로 내를 통과시켜 바로 오일 중에 담금질하였고, 용융 Pb 중을 통과시켜 뜨임하는, 이른바 오일템퍼링 처리를 하여, 담금질·뜨임을 하였다. 오일템퍼링 처리에서는, 신선재를 연속적으로 가열로를 통과시켰으며, 강 내부 온도가 충분히 가열되도록, 가열로 통과시간을 설정하였다. 이 가열이 불충분하면 담금질 부족으로, 충분한 강도를 달성할 수 없다. 본 실시예에서는 가열 온도 950℃, 가열 시간 150초, 담금질 온도 50℃(오일조)로 하였다. 그리고, 뜨임 온도 400 ~ 500℃, 뜨임 시간 1분으로 뜨임 처리하여, 강도를 조정하였다. 담금질 및 뜨임시의 가열 온도 및 그 결과 얻어진 대기 분위기에서의 인장강도는 표 7에 나타낸 바와 같으며, 인장강도를 2150 ~ 2250MPa 정도로 조정하였다.
실시예 에서는, 본 발명에서 중요하다고 생가되는 시멘타이트를 포함하는 강 중의 구상 탄화물에 대해서도 병기해 두었다. 탄화물의 크기 및 수의 평가는, 실시예 1과 같은 방법으로 행하였다. 또한, 연성에 대해서는, 도 4에 나타낸 노치 굽힘 시험에 의해 평가하였다.
고강도 스프링에 있어서는, 스프링 성형 후에 질화처리로 표면을 경화시켜, 내구성을 증가시키고 있다. 따라서, 질화 특성을 조사하기 위하여, 인장강도 2150 ~ 2250MPa로 조정한 강선에 질화처리를 실시하였다. 질화 온도는 520℃, 유지 시간은 3시간, 가스 조건은 N2 45% + NH3 50% + CO2 5%의 혼합 가스, 가스 유량은 1m3/hr(대기압)의 조건으로, 이른바가스 연질화 처리를 하였다.
질화 후, 강선의 단면을 경면 연마하여, 최표층(표층부터 25㎛) 및 내부(표층부터 0.5mm)의 경도를 마이크로 비커스(0.49N)로 측정하였다. 질화에 의해 표면은 경화하지만, 질화처리 중의 가열에 의해 내부는 연화하는 경향이 있다. 스프링강으로서는 표면이 충분히 경화하지만, 내부의 연화를 최대한으로 억제하는 것이 중요하다.
본 발명예에서는, 압연 후의 구상 탄화물의 수와 크기가 작고, 압연 결함이 방지되었으며, 담금질·뜨임 후에 고강도와 양호한 노치 굽힘 특성을 나타내었다. 그러나, 비교예는 노치 굽힘 특성이 저하하고, 코일링성도 저하하고 있음을 나타낸다.
또한, 압연 결함도 발생하여, 압연이 곤란하다는 것이 판명되었다.
비교예 132에 나타낸 바와 같이 질화에 대한 영향을 보면, Cr을 저감시키면 질화시에 표층 경도가 발명예에 비하여 낮아지고, 또한, 내부도 뜨임 연화 저항 부족에 의해 발명예보다도 연화한다. 스프링에 있어서 이들의 경도 부족으로 인하여, 내구성 및 새그 특성의 측면에서 본 발명보다 성질이 저하하므로, 발명예와 같이 스프링 성능의 향상에는 연결되지 못한다.
본 발명에 따르면, 강 중의 시멘타이트를 포함한 탄화물의 석출을 제어 가능한 성분으로 함으로써 고강도, 고인성 스프링용 강 및 강선을 얻을 수 있다. 또한, 열처리가공 후에는 고강도의 스프링 제조를 가능하게 한다. 특히, 냉간 코일링하는 스프링에 있어서도 강도를 1900MPa 이상으로 고강도화함과 동시에, 코일링성을 확보하여, 고강도이면서 파괴 특성이 우수한 스프링의 제조를 가능하게 한다.
도 1은 스프링강의 담금질·뜨임조직을 나타낸 현미경사진.
도 2는 본 발명에 의한 스프링강에 있어서, 합금계 구상 탄화물을 SEM의 EDX로 해석한 결과를 나타낸 것으로, 도 2a는 0.4 ~ 0.8%의 C를 함유하는 경우, 도 2b는 0.8 ~ 1.0%의 C를 함유하는 경우, 도 2c는 0.4 ~ 1.0%의 C를 함유하는 경우, 도2d는 0.75 ~ 1.2%의 C를 함유하는 경우의 탄화물의 해석결과.
도 3은 본 발명에 의한 스프링강에 있어서, 시멘타이트계 구상 탄화물을 SEM의 EDX로 해석한 결과를 나타낸 것으로, 도3a는 0.4 ~ 0.8%의 C를 함유하는 경우, 도 3b는 0.8 ~ 1.0%의 C를 함유하는 경우, 도 3c는 0.4 ~ 1.0%의 C를 함유하는 경우, 도 3d는 0.75 ~ 1.2%의 C를 함유하는 경우의 탄화물의 해석결과.
도 4a 및 도 4b는 노치 굽힘 시험방법을 나타낸 그림.
도 5a 및 도 5b는 지연 파괴 시험방법을 나타낸 그림.

Claims (8)

  1. 질량 %로, C : 0.4 ~ 0.8%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 1.5%, N : 0.001 ~0.007%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경(circle-equivalent diameter)으로 0.2 ~ 3 ㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3 ㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  2. 제3항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, W : 0.05 ~ 1.0%, Co : 0.05 ~ 5.0%, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  3. 질량 %로, C : 0.8 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 0.5%, N : 0.001 ~0.007%를 함유하고, 그리고, W : 0.05 ~ 1.0% 또는 Co : 0.05 ~ 5.0%의 1종 또는 2종을 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경(circle-equivalent diameter)으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  4. 제5항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  5. 질량 %로, C : 0.8 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr : 0.5 ~ 1.5%, N : 0.001~ 0.007%, W : 0.05 ~ 1.0%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 열간압연 후의 강의 미세조직에 있어서, 원상당경(circle-equivalent diameter)으로 0.2 ~ 3㎛의 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.5개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛를 초과하는 시멘타이트계 구상 탄화물의 존재밀도가 0.005개/㎛2 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  6. 제7항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~ 0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링강.
  7. 질량 %로, C : 0.4 ~ 1.0%, Si : 0.9 ~ 3.0%, Mn : 0.1 ~ 2.0%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.015%, Cr ≤ 2.5%, N : 0.001 ~0.007%를 함유하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 인장강도(TS)가 1900MPa 이상, 검경면에 점유하는 시멘타이트계 구상 탄화물은, 원상당경(circle-equivalent diameter)으로 0.2㎛ 이상의 점유 면적율이 7% 이하, 원상당경으로 0.2㎛ 이상의 존재밀도가 1개/㎛2 이하, 원상당경으로 3㎛ 초과의 존재밀도가 0.001개/㎛2 이하이며, 또한 구오스테나이트(prior austenite) 입경번호가 10번 이상, 최대탄화물이 15㎛ 이하, 산화물 입경이 15㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.
  8. 제10항에 있어서, 추가적으로, 질량 %로, W : 0.05 ~ 1.0%, Co : 0.05 ~ 5.0%, Ti : 0.005 ~ 0.1%, Mo : 0.05 ~ 1.0%, V : 0.05 ~ 0.7%, Nb : 0.01 ~ 0.05%, B : 0.0005 ~ 0.006%, Ni : 0.05 ~ 5.0%, Cu : 0.05 ~ 0.5%, Mg : 0.0002 ~0.01%의 1종 또는 2종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 열처리 강선.
KR1020080135148A 2008-12-29 2008-12-29 고강도 스프링강 및 스프링강선 KR20100077250A (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020080135148A KR20100077250A (ko) 2008-12-29 2008-12-29 고강도 스프링강 및 스프링강선

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020080135148A KR20100077250A (ko) 2008-12-29 2008-12-29 고강도 스프링강 및 스프링강선

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20100077250A true KR20100077250A (ko) 2010-07-08

Family

ID=42638630

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020080135148A KR20100077250A (ko) 2008-12-29 2008-12-29 고강도 스프링강 및 스프링강선

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR20100077250A (ko)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10000831B2 (en) 2015-12-15 2018-06-19 Hyundai Motor Company Highly durable coil spring steel
US10494705B2 (en) 2015-12-04 2019-12-03 Hyundai Motor Company Ultra high-strength spring steel
US10689736B2 (en) 2015-12-07 2020-06-23 Hyundai Motor Company Ultra-high-strength spring steel for valve spring
US10718039B2 (en) 2016-04-15 2020-07-21 Hyundai Motor Company High strength spring steel having excellent corrosion resistance

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10494705B2 (en) 2015-12-04 2019-12-03 Hyundai Motor Company Ultra high-strength spring steel
US10689736B2 (en) 2015-12-07 2020-06-23 Hyundai Motor Company Ultra-high-strength spring steel for valve spring
US10000831B2 (en) 2015-12-15 2018-06-19 Hyundai Motor Company Highly durable coil spring steel
US10718039B2 (en) 2016-04-15 2020-07-21 Hyundai Motor Company High strength spring steel having excellent corrosion resistance

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100514120B1 (ko) 고강도 스프링강 및 스프링강선
JP4555768B2 (ja) 高強度ばね用鋼線
US10131973B2 (en) High strength spring steel and steel wire
JP5114665B2 (ja) 高強度ばね用熱処理鋼
EP2058411B1 (en) High strength heat-treated steel wire for spring
JP5200540B2 (ja) 高強度ばね用熱処理鋼
JP4478072B2 (ja) 高強度ばね用鋼
JP3851095B2 (ja) 高強度ばね用熱処理鋼線
JP4980496B2 (ja) 高強度ばね用伸線熱処理鋼線および高強度ばね用伸線前鋼線
US20060130935A1 (en) Carburized component and method of manufacturing the same
US20100028196A1 (en) High Strength Spring Steel and High Strength Heat Treated Steel Wire for Spring
JP3971571B2 (ja) 高強度ばね用鋼線
CN111601908B (zh) 渗碳轴承钢部件及渗碳轴承钢部件用棒钢
KR20100077250A (ko) 고강도 스프링강 및 스프링강선
JP4559959B2 (ja) 高強度ばね用鋼
JP2005120479A (ja) 高強度ばねおよびその製造方法
JP3971569B2 (ja) 高強度ばね用熱間圧延線材
JP3971570B2 (ja) 高強度ばね用熱間圧延線材
JP3971602B2 (ja) 高強度ばね用熱間圧延線材

Legal Events

Date Code Title Description
WITN Withdrawal due to no request for examination