KR20100131403A

KR20100131403A - 스프링용 강 선재

Info

Publication number: KR20100131403A
Application number: KR1020100113787A
Authority: KR
Inventors: 나오 요시하라; 후지오 고이즈미; 히로카즈 이노우에; 가츠야 다카오카; 쇼지 미야자키; 사야카 나가마츠
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2007-07-20
Filing date: 2010-11-16
Publication date: 2010-12-15
Also published as: EP2374904B1; EP2017358B1; KR20090009739A; CN102268604A; EP2374904A1; KR101031679B1; US20090020189A1; EP2017358A2; EP2017358A3; US8382918B2; US20110303327A1; KR101325328B1

Abstract

본 발명의 스프링용 강 선재는, C: 0.37 내지 0.54%, Si: 1.7 내지 2.30%, Mn: 0.1 내지 1.30%, Cr: 0.15 내지 1.1%, Cu: 0.15 내지 0.6%, Ti: 0.010 내지 0.1%, Al: 0.003 내지 0.05%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 페라이트 탈탄층 깊이가 0.01mm 이하이고, 전체 탈탄층 깊이가 0.20mm 이하이며, 파단 드로잉이 25% 이상이다. 또는, C: 0.38 내지 0.47%, Si: 1.9 내지 2.5%, Mn: 0.6 내지 1.3%, Ti: 0.05 내지 0.15%, 및 Al: 0.003 내지 0.1%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 페라이트 탈탄층 깊이가 0.01mm 이하이고 하기 수학식 2로 표시되는 Ceq 1이 0.580 이상이고, 하기 수학식 3으로 표시되는 Ceq 2가 0.49 이하이며, 하기 수학식 4로 표시되는 Ceq 3이 0.570 이하이다.
[수학식 2]

[수학식 3]

[수학식 4]

[상기 식 중, []은 강 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.]

Description

스프링용 강 선재{STEEL WIRE MATERIAL FOR SPRING}

본 발명은 페라이트 탈탄층이 실질적으로 존재하지 않고, 또한 가공성이 양호한 스프링용 강 선재, 및 그의 제조 방법에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 조질(調質)(담금질(소입)·뜨임(소려))한 상태에서 사용되는 코일 스프링의 소재로서 유용한 스프링용 강(스프링 강)에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 부식 피로 특성이 우수한 스프링용 강 선재에 관한 것이다.

높은 피로 강도가 요구되는 스프링용 강 선재에서는, 일반적으로 고합금화가 지향되며, 또한 담금질-뜨임 후의 스프링 소선(素線)의 내력비를 향상시키기 위하여, 다량의 Si가 첨가된다. 그러나, Si의 다량 첨가는 평형 상태도에서의 오스테나이트 영역을 좁히기 때문에, 페라이트 탈탄이 생기기 쉬워진다.

오스테나이트 영역을 넓게 하여, 페라이트 탈탄을 억제하기 위해서는, Ni, Cu, Mn과 같은 합금원소를 첨가하면 좋다. 그러나, 단지 이들 합금원소를 첨가하는 것만으로는 선재의 담금질성이 지나치게 증대하여, 열간압연 후의 냉각과정에서, 베이나이트나 마텐사이트와 같은 과냉 조직이 발생하기 쉬워진다. 이 과냉 조직은 선재(특히, 굵은 선재)의 신선 가공에 악영향을 미쳐, 커피 단선(cuppy breakage)이나 횡균열 파단을 생기게 한다.

그래서, 양호한 가공성을 유지하면서 페라이트 탈탄을 방지하기 위하여, 여러 기술이 제안되어 있다. 예컨대 일본 특허공개 2002-194432호에서는, 열간압연의 개시부터 종료까지의 전체 과정에서, 강재 온도를 A₃ 변태점보다도 높은 온도 영역으로 유지하고, 또한 열간압연 후의 냉각속도를 0.5℃/초 이상으로 함으로써, 페라이트 탈탄을 방지하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 동 특허문헌은, 선재 경도를 낮추어 가공성을 향상시키기 위하여, 냉각속도를 3.0℃/초 이하로 하는 것을 개시하고 있다.

또, 일본 특허공개 2007-9300호에서는, 선재 코일의 냉각과정에서, A₃ 변태점과 A₁ 변태점(공석 변태점) 사이의 탈탄 영역의 온도범위를 급냉함으로써, 페라이트 탈탄을 방지하는 기술이 개시되어 있다. 또한, 동 특허문헌은 상기 급냉 후에 서냉함으로써 펄라이트 변태를 촉진하여, 선재의 상온 가공성을 높이는 기술도 개시하고 있다.

그런데, 자동차 등에 사용되는 스프링에는, 배기가스 저감이나 연비 향상을 위하여 경량화가 요구되며, 그 일환으로서 고강도화가 지향되고 있다. 고강도화된 스프링(담금질·뜨임 후의 인장강도가, 예컨대 1900MPa 이상인 스프링)에서는, 일반적으로, 수소취성이나 부식 피로에 의한 조기 파손이 문제가 된다.

그러한 문제를 해결하기 위하여, 종래, 여러 기술이 제안되었다. 예컨대, Cr은 일반적으로 내식성 향상 원소로서 알려져 있지만, 일본 특허공개 2002-47539호 공보는, 염수 분무 사이클 시험 후의 저변형속도에서의 인장시험을 행한 경우에는 Cr 첨가로는 오히려 내식성이 저하되는 경우가 있는 것, 이러한 경우의 내식성을 향상시키기 위해서는 Cu나 Ni가 효과적이고, Cu와 Ni의 합계량을 Cr의 2배 이상으로 하는 것을 제안하고 있다.

일본 특허공개 2004-10965호는, C가 부식 피로 강도 저하 원인이라 하여 C를 저감하는 것, 및 C의 저감에 의해 염려되는 내처짐성(sag resistance)의 저하를 Si, Cu, Ni 등의 첨가로 방지하는 것, Cu나 Ni는 내식성을 높이기 위해서도 유효한 것을 교시하고 있다.

그러나, 이들 2개의 특허문헌에서는, 기술수준이 충분히 높다고는 할 수 없어, 부식 피로 강도의 더한층의 향상 여지가 있다. 예컨대, 상기 특허문헌들에서는, Ni에 대해서는 단지 내식성이 우수하다는 인식에 불과하며, 그 상세한 작용 메커니즘이나 장단점 양면의 상세 검토가 부족하다. 또, Ni 이외의 원소에 대서도 마찬가지라 할 수 있다.

페라이트 탈탄을 방지하기 위해서, 상기와 같은 여러 종래 기술이 제안되어 있지만, 그 효과는 불충분하다. 예컨대 일본 특허공개 2002-194432호에서는, 실시예의 란에서 페라이트 탈탄 깊이 0mm를 달성할 수 있지만, 그 경우에 사용한 강재의 Si량은 1.79중량%로서 비교적 적다. 또, 일본 특허공개 2007-9300호 공보에서도, 페라이트 탈탄 깊이 0mm를 달성할 수 있는데, 그 경우에 사용한 강재의 C량은 0.48질량%로서 비교적 많다. C량이 많은 경우나 Si량이 적은 경우에는, 연속 냉각 곡선(Continuous-Cooling-Transformation: CCT)에서의 페라이트 밴드가 얇아지기 때문에, 페라이트 탈탄이 비교적 용이하다. 일본 특허공개 2002-194432호나 일본 특허공개 2007-9300호의 기술은 적용할 수 있는 성분계가 한정되어 버리기 때문에, 더한층의 페라이트 탈탄 방지 기술이 요망된다.

따라서, 본 발명의 목적은, 페라이트 탈탄을 보다 고도로 억제할 수 있고, 또한 가공성도 개선할 수 있는 스프링용 선재의 제조 방법, 및 이 제조 방법에 의해 얻어지는 스프링용 강 선재를 제공하는 것에 있다.

본 발명의 다른 목적은, Si량이 높고 또 C량이 낮은 아공석강(亞共析鋼)에서도, 페라이트 탈탄을 방지할 수 있고, 또한 가공성도 개선할 수 있는 스프링용 강 선재의 제조 방법, 및 이 제조조건에 의해 얻어지는 스프링용 강 선재를 제공하는 것에 있다.

본 발명의 또 다른 목적은, 부식 피로 강도(특히, 조질 후의 부식 피로 강도)를 보다 높은 수준으로 개선할 수 있는 스프링용 강 선재를 제공하는 것에 있다.

본 발명자들은 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 거듭한 결과, 일본 특허공개 2002-194432호 등과 같이 단지 강재의 변태점을 고려하여 열간압연 조건을 제어하는 것만으로 확실하게 방지할 수 있는 것은 심부의 탈탄에 지나지 않는 것, 즉 열간압연 중의 강재 표면의 C량은 심부보다도 적어지므로 강재의 변태점을 고려한 것만으로는 탈탄이 더욱 가속적으로 진행될 우려가 있는 것이 밝혀졌다. 그래서, 강재 표면의 탈탄이 진행되어 가령 C=0질량%로 되었다고 해도, 그 상태에서의 페라이트 영역을 피하여 압연 온도 조건을 설정하면, 페라이트 탈탄을 보다 고도로 방지할 수 있는 것을 발견하고, 본 제 1 발명을 완성하였다.

본 제 1 발명은, 스프링용 강 선재로서, C: 0.37 내지 0.54%(질량%의 의미. 이하 동일), Si: 1.7 내지 2.30%, Mn: 0.1 내지 1.30%, Cr: 0.15 내지 1.1%, Cu: 0.15 내지 0.6%, Ti: 0.010 내지 0.1%, Al: 0.003 내지 0.05%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 페라이트 탈탄층 깊이가 0.01mm 이하이고, 전체 탈탄층 깊이가 0.20mm 이하이며, 파단 드로잉이 25% 이상이다.

상기의 스프링용 강 선재에서, Ni: 0.15 내지 0.7%, V: 0.07 내지 0.4% 및 Nb: 0.01 내지 0.1% 중 적어도 하나, Mo: 0.01 내지 0.3%를 적당하게 조합하여 함유할 수도 있다.

상기의 스프링용 강 선재에서, P가 0.020% 이하, S가 0.020% 이하, N이 0.0070% 이하, O가 0.0015% 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기의 스프링용 강 선재의 제조 방법은, 강재를 열간압연하고, 코일링 후, 냉각상(冷却床)에서 냉각하는 것으로, 상기 강재의 평형 상태도에서 C=0질량%일 때의 A₁ 변태점, A₃ 변태점, 및 A₄ 변태점을 각각 A_1(C=0) 변태점, A_3(C=0) 변태점, A_4(C=0) 변태점으로 칭했을 때, 열간압연 전의 강재의 가열온도를, 900℃ 이상 A_4(C=0) 변태점 이하로 하고, 열간압연의 마무리 압연 중의 강재의 최고 도달온도를 A_3(C=0) 변태점 이상, A_4(C=0) 변태점 이하로 하고, 코일의 냉각상에의 재치 온도를 A_1(C=0) 변태점 이상, A_1(C=0) 변태점+50℃ 이하로 하고, 오스테나이트 입자의 결정 입도 번호 8.0 내지 11에 대응하는 연속 냉각 곡선에서 페라이트가 석출하는 온도 범위를, 코일 밀집부에서 1.0℃/초 이상, 코일 성김부에서 8℃/초 이하의 냉각속도로 냉각한다.

보다 온도 조건을 구체적으로 설정한 상기의 스프링용 강 선재의 제조 방법은, 강재를 열간압연하고, 코일링 후, 냉각상에서 냉각하는 것으로, 열간압연 전의 강재의 가열온도를 900℃ 이상, 1250℃ 이하로 하고, 열간압연의 마무리 압연 중의 강재의 최고 도달온도를 1050℃ 이상, 1200℃ 이하로 하고, 코일의 냉각상에의 재치 온도를 900℃ 이상, 980℃ 이하로 하고, 온도 750℃ 내지 600℃의 온도 영역을, 코일 밀집부에서 1.0℃/초 이상, 코일 성김부에서 8℃/초 이하의 냉각속도로 냉각한다.

상기의 스프링용 강 선재의 제조 방법에서, 마무리 압연 전의 강재의 수냉을 행하지 않고 마무리 압연에서 강재를 가공 발열시킴으로써 마무리 압연 중의 강재의 최고 도달온도를 상기 범위로 제어할 수도 있다.

상기의 스프링용 강 선재의 제조 방법에 있어서, 상기 강재의 하기 수학식 1로 표시되는 이상 임계직경(DCI)은, 예컨대 75 내지 135mm이다.

[상기 식 중, []은 강재 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.]

또한, 본 명세서에서는, 강재의 평형 상태도에서 C=0질량%일 때의 A₁ 변태점, A₃ 변태점, 및 A₄ 변태점을 각각 A_1(C=0) 변태점, A_3(C=0) 변태점, A_4(C=0) 변태점이라 칭한다. 평형 상태도는, 예컨대 Thermo-Calc(BCC-A2, FCC-A1, LIQUID, CEMENTITE의 4개의 상을 선택)를 이용하여 작도할 수 있다.

또, 본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여 예의 검토를 거듭한 결과, 부식 피로 강도를 향상하기 위해서는, 페라이트 탈탄을 방지한 다음, 강의 강도(경도), 부식 피트 형상, 내수소취성의 3점을 개선할 필요가 있는 것을 발견하고, 게다가 이 3점에 미치는 여러 원소의 복잡한 영향을 해명하고, 본 제 2 발명을 완성하였다.

본 제 2 발명은, 스프링용 강 선재로서, C: 0.38 내지 0.47%, Si: 1.9 내지 2.5%, Mn: 0.6 내지 1.3%, Ti: 0.05 내지 0.15%, 및 Al: 0.003 내지 0.1%를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지고, 페라이트 탈탄층 깊이가 0.01mm 이하이며, 하기 수학식 2로 표시되는 Ceq 1이 0.580 이상이고, 하기 수학식 3으로 표시되는 Ceq 2가 0.49 이하이며, 하기 수학식 4로 표시되는 Ceq 3이 0.570 이하이다.

상기의 스프링용 강 선재에서, 필요에 따라 Cr: 0.1 내지 0.4%, Cu: 0.1 내지 0.7%, Ni: 0.1 내지 0.7%, 또는 Nb: 0.01 내지 0.1%를 더 함유하도록 할 수도 있다.

상기의 스프링용 강 선재에서는, P가 0.02% 이하, S가 0.02% 이하, N이 0.007% 이하, O가 0.0015% 이하로 하는 것이 바람직하다.

상기의 스프링용 강 선재에서, 하기에 나타내는 부식시험을 행한 후에, 시험편 표면에 관찰되는 부식 피트 중에서, 깊이가 깊은 것부터 차례로 5개 이상의 부식 피트를 선택하고, 그들 부식 피트의 하기 수학식 5로 표시되는 종횡비의 평균값이 0.9 이하인 것이 바람직하다.

부식시험:

스프링용 강 선재를 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행한 후, 표면을 800번의 에머리 페이퍼로 연마하여 부식시험용의 시험편을 제작한다.

이 시험편에, 5질량%의 NaCl 수용액을, JIS Z 2371에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행한다.

그 후, 녹을 제거하고나서, 시험편 표면의 부식 피트를 레이저 현미경으로 관찰한다.

본 제 1 발명에 의하면, 강재 표면에서 발생할 수 있는 C=0질량%의 상태를 상정하여 압연조건을 설정하고 있기 때문에, 페라이트 탈탄을 보다 고도로 억제할 수 있고, 또한 가공성도 개선할 수 있다.

본 제 2 발명에 의하면, 페라이트 탈탄을 방지할 뿐만 아니라, 여러 합금원소가 적절하게 제어되어 있기 때문에, 조질(담금질·뜨임) 후의 강의 경도를 향상시킬 수 있고, 부식 피트의 형상을 평탄화할 수 있고, 또한 수소 취화에 대한 내성을 향상시킬 수 있으며, 그 결과, 우수한 부식 피로 강도를 실현할 수 있다. 또한, 본 발명의 스프링용 강 선재는 합금원소가 절약되고 있어, 경제성도 우수하다.

도 1은 실시예 2에서 측정한 비커스 경도와 Ceq 1의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 실시예 2에서 측정한 부식 피트의 종횡비와 Ceq 2의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 실시예 2에서 측정한 수소취화 균열 수명과 Ceq 3의 관계를 나타내는 그래프이다.

먼저, 본 제 1 발명에 대하여 설명한다.

본 발명자들이 예의 검토를 거듭한 결과, 제조 조건을 적정하게 제어함으로써, 페라이트 탈탄을 방지하고, 또한 가공성이 우수한 스프링용 강 선재를 제조할 수 있는 것을 발견했다. 이하에서는, 우선 본 제 1 발명(이하, 단지 본 발명이라고 칭함)의 제조조건에 대하여 설명하고, 그 후에 강의 화학성분 조성에 대하여 설명한다.

본 발명에서는, C=0질량%의 상태를 상정하여 압연조건을 설정하고 있는 점에 최대의 특징이 있다. C=0질량%의 상태이더라도 페라이트 탈탄이 되기 어려운 조건에서 압연함으로써, 강재 표면의 탈탄을 보다 고도로 방지할 수 있다.

보다 상세하게 설명하면, 압연 중, 전체 성분량으로부터 계산한 A₃ 변태점 이상의 온도로 강재를 유지하여, 상변태에 의한 강 중의 탄소 확산을 방지하여도, 강재 표면의 탄소 농도는 서서히 저하되어 간다. 그리고, 아공석강에서는, C량이 감소하면, A₃ 변태점이 상승한다. 한편, 압연 온도(강재 온도)는, 특히 조압연 및 중간 압연 단계에서 서서히 저하되어 간다. 그리고, 서서히 저하되어 가는 압연 온도가, 서서히 상승해 가는 강 표면의 A₃ 변태점 이하로 되면, 강 표면에서는 상변태가 발생하고, 탄소 확산에 의한 페라이트 탈탄이 급속하게 진행된다. 그래서, 본 발명에서는, 이러한 페라이트 탈탄이 진행되는 것과 같은 경우에도, 최종적으로 얻어지는 선재에 페라이트 탈탄층을 남기지 않도록, 제조조건을 개선했다.

즉, 본 발명의 제조 방법에서는, 상기 조압연이나 중간 압연의 후에 행하는 최종 압연(마무리 압연)에 있어서, 강재의 최고 도달온도를 A_3(C=0) 변태점 이상(바람직하게는 A_3(C=0) 변태점+50℃ 이상, 더욱 바람직하게는 A_3(C=0) 변태점+70℃ 이상), A_4(C=0) 변태점 이하(바람직하게는 A_4(C=0) 변태점-50℃ 이하, 더욱 바람직하게는 A_4(C=0) 변태점-10O℃ 이하)로 했다. 마무리 압연에서 A_3(C=0) 변태점 이상으로 가열하면, 그 전에 (예컨대, 조압연 후의 중간 압연 단계에서) A_3(C=0) 변태점 이하로 되어 페라이트 탈탄이 생겨도, C의 역확산에 의해 페라이트 탈탄층을 소실시킬 수 있다. 또한, 최고 도달온도의 상한을 A_4(C=0) 변태점 이하로 한 것은, 이 온도를 초과하면 강 표면에 δ 페라이트가 생성되어, 역으로 페라이트 탈탄이 진행되어 버리기 때문이다. 또, A_4(C=0) 변태점 이상으로 되면, 극히 고온으로 되기 때문에, 전체 탈탄(전탈탄)도 진행되어 버리기 때문이다.

그런데, 일본 특허공개 2002-194432호에는, 「페라이트 탈탄은 2상 영역 온도에서 오스테나이트 조직에 페라이트 변태가 일어나기 때문에 발생하는」 것, 그래서 「열간압연 중에 강재를 A₃ 변태점 이상으로 유지함으로써, 2상 영역 온도를 피하여 페라이트 탈탄을 생기게 하지 않도록」하는 것이 개시되어 있다. 그러나, 일본 특허공개 2002-194432호는, 일단, A₃ 변태점 이하로 내려감으로써 생기는 페라이트 탈탄층을 소실시키는 점, 및 탄소농도가 0질량%로 될 수 있는 강재 표면의 변태점을 어떻게 제조조건에 반영시키는지에 대해서는 개시도 시사도 하지 않고 있다.

마무리 압연 중의 강재의 최고 도달 온도를 구체적으로 나타내면, 예컨대 1050℃ 이상(바람직하게는 1100℃ 이상), 1200℃ 이하(바람직하게는 1150℃ 이하)이다. 이 온도는 통상의 마무리 압연 온도에 비해 높다.

마무리 압연 온도를 상기 범위로 하기 위한 방법은 특별히 한정되지 않지만, 마무리 압연 전에 통상 행하고 있는 수냉을 생략(수냉을 약하게 하는 것을 포함함)하고, 마무리 압연시의 가공 발열을 이용하여, 강재 온도를 높이면 된다.

마무리 압연 직전의 압연 온도(예컨대 중간 압연의 최종 온도)는 특별히 한정되지 않고, 상기한 바와 같이, A_3(C=0) 변태점 이하(바람직하게는 A_3(C=0) 변태점-50℃ 이하, 더욱 바람직하게는 A_3(C=0) 변태점-100℃ 이하, 또는 1000℃ 이하, 바람직하게는 950℃ 이하, 더욱 바람직하게는 930℃ 이하)이어도 된다. A_3(C=0) 변태점 이하로 되어 강재 표면에서 페라이트 탈탄이 진행되어도, 마무리 압연에서 이 페라이트 탈탄을 소실시킬 수 있다. 마무리 압연 전의 압연 온도는, 통상 850℃ 이상, 바람직하게는 860℃ 이상, 더욱 바람직하게는 870℃ 이상이다.

또, 본 발명의 제조 방법에 있어서, 열간압연 전후의 조건(가열조건, 코일링 후의 냉각조건)은 이하와 같다.

열간압연 전의 강재의 가열온도는 900℃ 이상(바람직하게는 1000℃ 이상, 보다 바람직하게는 1100℃ 이상), A_4(C=0) 변태점 이하(바람직하게는 1250℃ 이하, 보다 바람직하게는 1200℃ 이하)이다. 상기 가열온도는 A_3(C=0) 변태점 이상인 것이 특히 바람직하다. 가열온도가 지나치게 낮으면, 열간압연의 생산성이 저하된다. 또, 페라이트-오스테나이트 영역에서의 체류 시간이 길어진다. 한편, 가열온도가 A_4(C=0) 변태점을 초과하면, δ-페라이트 변태로 인한 페라이트 탈탄, 및 고온가열로 인한 전체 탈탄이 진행된다.

열간압연 후(마무리 압연 후)의 조건에서 중요한 것은, 코일링 후의 냉각조건이다. 마무리 압연한 선재는 코일링한 후, 냉각상에서 냉각되고 있어, 이 냉각조건이 탈탄층 깊이와 선재의 가공성에 큰 영향을 미친다.

냉각 개시온도는 냉각상에의 코일(링 형상 선재)의 재치 온도로서 설정할 수 있다. 이 재치 온도는 A_1(C=0) 변태점 이상(바람직하게는 A_1(C=0) 변태점+5℃ 이상, 더욱 바람직하게는 A_1(C=0) 변태점+10℃ 이상, 또는 900℃ 이상, 바람직하게는 920℃ 이상, 보다 바람직하게는 925℃ 이상), A_1(C=0) 변태점+50℃ 이하(바람직하게는 A_1(C=0) 변태점+45℃ 이하, 보다 바람직하게는 A_1(C=0) 변태점+40℃ 이하, 또는 980℃ 이하, 바람직하게는 975℃ 이하, 보다 바람직하게는 970℃ 이하)이다. 재치 온도가 지나치게 낮으면 페라이트 단상 영역에서의 체류시간이 길어져 페라이트 탈탄이나 전체 탈탄이 발생하기 쉬워진다. 역으로, 재치 온도가 지나치게 높으면, 오스테나이트 결정 입자가 조대화되어(오스테나이트 결정 입도 번호가 예컨대 8.0 미만으로 되어), CCT 선도에서 펄라이트 노즈가 후퇴한다. 그 결과, 재치 후의 냉각에서, 과냉 조직(베이나이트 또는 마텐사이트)이 발생하기 쉬워져, 선재의 가공성이 열화된다. 게다가, 결정 입자가 조대화되면, 펄라이트 변태의 핵이 되는 결정 입자계(입자계 3중점)가 적어져 펄라이트 변태 개시온도가 저하되기 때문에, 페라이트가 증가하기 쉬워져, 페라이트 탈탄의 제어가 어렵게 되는 경우도 있다.

냉각상에서는, 선재 코일의 밀집부(냉각 컨베이어의 폭방향 양단)와 선재 코일의 성김부(냉각 컨베이어의 폭방향 중앙)로 나누어 냉각속도를 제어하는 것이 중요하다. 코일의 밀집부는 성김부에 비해 냉각속도가 늦어지기 쉽고, 이 냉각속도가 과도하게 늦어지면 탈탄(특히 페라이트 탈탄)이 발생한다. 따라서, 코일 밀집부의 냉각속도는 1.0℃/초 이상, 바람직하게는 1.3℃/초 이상, 보다 바람직하게는 1.5℃/초 이상으로 한다. 한편, 코일의 성김부는 밀집부에 비해 냉각속도가 빨라지기 쉽고, 이 냉각속도가 과도하게 빨라지면 과냉 조직이 발생하기 쉬워진다. 따라서, 성김부의 냉각속도는 8℃/초 이하, 바람직하게는 7℃/초 이하로 한다.

상기 냉각속도의 관리는 CCT 곡선을 고려하여 행하는 것이 적절하다. 본 발명에서는, 냉각상에 재치한 단계에서의 강재의 오스테나이트 입도 번호를 8.0 내지 11 정도로 하는 것이 바람직하기 때문에, 이 입도 번호에 대응하는 CCT 곡선을 고려하여 냉각속도를 관리한다. 즉, 본 발명에서는, 상기 CCT 곡선에서, 페라이트가 석출되는 온도범위(예컨대 페라이트 석출 개시온도(Fs)로부터 펄라이트 석출 개시온도(Ps)까지의 사이)의 냉각속도가 상기한 범위가 되도록 냉각속도를 제어한다. 또, 오스테나이트 입도 번호 8.0 내지 11의 어느 CCT 곡선에서 평가해도, 냉각속도가 상기한 범위가 되도록 냉각속도를 제어한다.

냉각속도를 관리하는 온도범위는 구체적인 수치 범위로 설정할 수도 있고, 이 관리 온도범위는, 예컨대 750 내지 600℃이다.

코일 밀집부 및 성김부의 냉각속도는, 예컨대 각각의 장소에 부딪히는 풍량을 조절함으로써 각각 제어할 수 있다.

또한, 마무리 압연 후, 코일링까지의 조건은 코일링 후의 선재를 그대로 소정의 재치 온도에서 냉각상에 공급 가능하게 설계된다. 통상은, 마무리 압연 후, 수냉 또는 풍냉(바람직하게는 수냉)에 의해 소정의 재치 온도까지 급냉하고 나서 코일링한다. 급냉에 의해, 냉각상에서의 냉각 개시까지 페라이트 탈탄이 개시되는 것을 방지할 수도 있다.

상기 제조 방법에 의하면, 페라이트 탈탄을 보다 고도로 억제할 수 있고, 또한 가공성도 개선할 수 있다. 따라서, Si량이 높고 또 C량이 낮은 것과 같은 페라이트 탈탄이 쉬운 강재이어도, 페라이트 탈탄을 방지할 수 있다.

상기 제조 방법에 의해 페라이트 탈탄을 방지하면서, 가공성을 개선할 수 있는 강재의 성분은 이하와 같다.

C: 0.37 내지 0.54%,

Si: 1.7 내지 2.30%,

Mn: 0.1 내지 1.30%,

Cr: 0.15 내지 1.1%,

Cu: 0.15 내지 0.6%,

Ti: 0.010 내지 0.1%,

Al: 0.003 내지 0,05%,

잔부: 철 및 불가피 불순물

이하, 성분의 한정 이유에 대하여 상세하게 설명한다.

C: 0.37 내지 0.54%

C량이 과잉이면, 담금질성이 지나치게 증대되어, 압연 후의 냉각과정에서 과냉 조직이 발생하여, 선재의 가공성이 열화되기 때문에, C량은 0.54% 이하로 한다. 게다가, 본 발명의 제조 방법을 채용함으로써 C량이 더욱 적어져도, 페라이트 탈탄을 방지할 수 있다. 또, C량이 적을수록, 가공성을 보다 개선할 수 있는 점에서 유리하다. 따라서, 바람직한 C량은 0.48% 이하, 특히 0.42% 이하이다. 한편, C가 과도하게 적어지면, 페라이트 석출 영역이 증대하여, 페라이트 탈탄의 방지가 어렵게 된다. 또한, 담금질-뜨임 후의 강도(경도)가 저하된다. 그래서, C량을 0.37% 이상(바람직하게는 0.38% 이상)으로 정했다.

Si : 1.7 내지 2.30%

Si는 고용 강화 원소로서 강도 향상(예컨대 매트릭스 강도 향상)에 기여하고, 내력도 향상시키기 때문에, Si량은 1.7% 이상으로 한다. 게다가, 본 발명의 제조 방법을 채용함으로써 Si를 더 증량해도 페라이트 탈탄을 방지할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 Si량의 하한을 높게 설정하는 것이 가능하고, 예컨대 1.75% 이상으로 설정하는 것도 가능하며, 특히 Si량이 1.9% 이상(예컨대 2.0% 이상)이어도 페라이트 탈탄을 방지할 수 있는 점은 본 발명의 이점이다. 그러나, Si량이 과잉이면, 페라이트 석출 영역이 증대하여, 페라이트 탈탄의 방지가 어렵게 된다. 그래서, Si량을 2.30% 이하로 정했다. 상기 Si량은 바람직하게는 2.1% 이하, 보다 바람직하게는 1.9% 이하로 할 수도 있다.

Mn : 0.1 내지 1.30%

Mn은 강의 담금질성을 향상시켜, 담금질-뜨임 후의 경도를 확보하기 위하여 유효한 원소이다. Mn량이 지나치게 적으면, 스프링용 선재에 요구되는 담금질성을 달성하는 것이 곤란하다. 역으로, Mn량이 과잉이면, 압연 후의 냉각으로 과냉 조직이 발생하여, 선재의 가공성이 열화된다. 그래서, Mn량을 0.1% 이상(바람직하게는 0.12% 이상, 보다 바람직하게는 0.2% 이상), 1.30% 이하(바람직하게는 1.0% 이하, 보다 바람직하게는 0.9% 이하, 더욱 바람직하게는 0.8% 이하)로 정했다.

Cr : 0.15 내지 1.1%

Cr은 고용 강화에 의해 강재의 매트릭스를 강화하고, 또 담금질성을 향상시키는 원소이다. Cr량이 지나치게 적으면, 스프링용 선재에 요구되는 담금질성을 달성하는 것이 곤란하다. 역으로, Cr량이 과잉이면, 선재의 가공성이 열화된다. 그래서, Cr량을 0.15% 이상(바람직하게는 0.2% 이상, 보다 바람직하게는 0.5% 이상, 특히 1.0% 이상), 1.1% 이하(바람직하게는 1.05% 이하)로 했다.

Cu : 0.15 내지 0.6%

Cu는 강재의 내식성을 높이는 작용을 갖고, 또 열간압연시나 스프링 가공에서의 열처리시에 있어서의 페라이트 탈탄을 억제하는 원소이다. 그러나, Cu량이 과잉으로 되면, 열간 균열이 발생할 수 있다. 그래서, Cu량을 0.15% 이상(바람직하게는 0.20% 이상), 0.6% 이하(바람직하게는 0.5% 이하)로 정했다.

Ti : 0.010 내지 0.1%

Ti는 담금질-뜨임 후의 구 오스테나이트 결정 입자를 미세화하여, 대기 내구성 및 내수소취성의 향상에 유효한 원소이다. 또, Ti는 Ti 탄화물을 형성하여, 재치시에 오스테나이트 결정 입자의 조대화를 방지하여, 재치 후의 냉각에서 과냉 조직이 발생하는 것을 막기 위해서도 유효하다. 그러나 Ti량이 과잉이면, 조대한 Ti 질화물이 석출하여, 가공성이 열화된다. 그래서, Ti량을 0.010% 이상(바람직하게는 0.020% 이상), 0.1% 이하(바람직하게는 0.09% 이하)로 정했다.

Al : 0.003 내지 0.05%

Al은 용강 처리시의 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Al은 미세한 Al 질화물을 형성하고, 그 피닝 효과에 의해 결정 입자를 미세화하는 작용을 갖는다. 그러나, Al량이 과잉이면, 조대한 Al 산화물을 형성하여, 피로 특성 등에 악영향을 미친다. 그래서, Al량을 0.003% 이상(바람직하게는 0.005% 이상), 0.05% 이하(바람직하게는 0.03% 이하)로 정했다.

본 발명에서 사용하는 강재(및 그것에 의해 얻어지는 스프링용 강 선재)의 기본 성분 조성은 상기한 바와 같으며, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 철 원료(스크랩을 포함함), 부원료 등의 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 혼입되는 불가피한 불순물이 강재(선재) 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 이 불가피한 불순물을 엄밀하게 제어할 수도 있고, 예컨대 P, S, O, N 등을 이하의 범위로 제어할 수도 있다.

P: 0.020% 이하

P는 구 오스테나이트 입자계에 편석되어 입자계를 취화시켜, 피로 특성을 저하시키는 원소이다. 그래서, P량은 가능한 한 낮을수록 바람직하고, 예컨대 0.020% 이하(바람직하게는 0.010% 이하)로 제어할 수도 있다.

S: 0.020% 이하

S는 구 오스테나이트 입자계에 편석되어 입자계를 취화시켜, 피로 특성을 저하시키는 원소이다. 그래서, S량은 가능한 한 낮을수록 바람직하고, 예컨대 0.020% 이하(바람직하게는 0.010% 이하)로 제어할 수도 있다.

N: 0.0070% 이하

N량이 많아질수록, Ti나 Al과 조대한 질화물을 형성하여, 피로 특성 등에 악영향을 미친다. 그래서, N량은 가능한 한 적을수록 바람직하고, 예컨대 0.0070% 이하(바람직하게는 0.005% 이하)로 제어할 수도 있다. 한편, N량을 지나치게 저감하면 생산성이 현저하게 저하된다. 또, N은 Ti나 Al과 함께 질화물을 형성하여 결정 입자의 미세화에 공헌한다. 이 관점에서 보면 N량을 0.001% 이상(바람직하게는 0.002% 이상)으로 설정하는 것이 바람직하다.

O: 0.0015% 이하

O량이 과잉으로 되면, 조대한 산화물계 개재물(Al₂O₃ 등)이 형성되어, 피로 특성 등에 악영향을 미친다. 그래서, O량의 상한을 0.0015% 이하(바람직하게는 0.0010% 이하)로 정했다. 한편, O량의 하한은 공업 생산상, 일반적으로 0.0002% 이상(바람직하게는 0.0004% 이상)이다.

또한, 본 발명의 강재는, 필요에 따라, 이하의 선택 원소를 함유하고 있을 수도 있다.

Ni : 0.15 내지 0.7%

Ni는 압연 전 및 압연 중의 페라이트 탈탄을 억제하는 작용을 갖고, 또한 담금질-뜨임 후의 스프링 소재의 인성을 높이는 작용을 갖는 원소이다. 그래서, 필요에 따라 Ni를, 바람직하게는 0.15% 이상(보다 바람직하게는 0.2% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나 Ni량이 과잉이면, 담금질-뜨임에 의해, 잔류 오스테나이트량이 증대하여, 인장강도가 저하된다. 그래서, 함유시키는 경우의 Ni량을 0.7% 이하(바람직하게는 0.65% 이하, 보다 바람직하게는 0.6% 이하)로 정했다.

V: 0.07 내지 0.4% 및/또는 Nb : 0.01 내지 0.1%

V 및 Nb는 미세한 화합물(V 탄화물, 질화물이나 이것들의 복합 화합물, Nb 탄화물, 질화물, 황화물이나 이것들의 복합 화합물)을 형성하여, 내수소취성 및 피로 특성을 향상시키는 작용을 갖고, 또한 결정 입자 미세화 효과를 발휘하여, 인성이나 내력을 높이는 작용도 갖는 원소이다. 또, V는 내처짐성의 향상에도 기여한다. 그래서, 필요에 따라 V를, 바람직하게는 0.07% 이상(보다 바람직하게는 0.10% 이상)의 양으로, Nb를 바람직하게는 0.01% 이상(보다 바람직하게는 0.02% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다.

그러나, V 및 Nb량이 과잉이면, 담금질의 가열시에 오스테나이트 중에 고용되지 않는 탄화물의 양이 증대하여, 충분한 강도가 얻어지지 않게 된다. 이 폐해와 더불어, V량이 과잉이면, 잔류 오스테나이트량이 증대함으로써 스프링 경도가 저하되고, 또 열간압연 중의 페라이트 탈탄이 조장된다. 또, Nb량이 과잉이면, 조대한 Nb 질화물을 형성하여, 피로 파손이 발생하기 쉬워진다. 그래서, 함유시키는 경우의 V량을 0.4% 이하(바람직하게는 0.3% 이하)로, Nb량을 0.1% 이하(바람직하게는 0.05% 이하)로 정했다.

Mo : 0.01 내지 0.3%

Mo는 담금질성을 확보함과 아울러, 연화 저항을 향상시켜, 내처짐성을 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 그래서, Mo를 바람직하게는 0.01% 이상(보다 바람직하게는 0.02% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, Mo량이 과잉으로 되면, 열간압연 후의 냉각시에 과냉 조직이 발생하여 가공성이나 연성이 열화된다. 그래서, 함유시키는 경우의 Mo량을 0.3% 이하(바람직하게는 0.2% 이하)로 정했다.

B: 0.0003 내지 0.005%

B는 P의 입자계 편석을 방지하여, 내수소취성, 인성 및 연성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 필요에 따라 선재 중에 B를 함유시킬 수도 있다. 또, B는 다량의 합금원소의 첨가에 의존하지 않고, 소량으로 담금질성을 증대시킨다. 이 때문에, 압연 후의 서냉 중에 발생하는 선재 표층의 페라이트의 석출을 억제함과 아울러, 스프링 제조시의 담금질시의 경도를 깊은 곳까지 확보할 수 있다. B를 바람직하게는 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, B량이 과잉으로 되면, Fe₂₃(CB)₆ 등의 B 화합물을 형성하여 자유 B가 감소하기 때문에, P의 입자계 편석의 방지 효과가 포화된다. 또한, 이 B 화합물은 조대한 경우가 많기 때문에, 피로 파손의 기점이 되어 피로 특성을 저하시킨다. 그래서, B를 함유시키는 경우, 그 상한을 0.005% 이하(바람직하게는 0.004% 이하)로 정했다.

본 발명의 방법에서 사용하는 강재(및 본 발명의 스프링용 강 선재)에서는, 상기 수학식 1로 표시되는 이상 임계 직경(DCI)을, 예컨대 75 내지 135mm, 바람직하게는 80 내지 120mm, 더욱 바람직하게는 85 내지 110mm로 할 수도 있다. DCI를 75mm 이상으로 해 두면, 스프링 강도를 확보하는 것이 용이하게 된다. 또 DCI를 130mm 이하로 함으로써 가공성을 확보하는 것이 용이하게 된다.

상기 강재를 사용하여 본 발명의 방법에 따라 스프링용 강 선재를 제조하면, 탈탄을 방지할 수 있고, 또한 가공성을 개선할 수 있다. 보다 구체적으로는, 본 발명에 의하면, 선재의 페라이트 탈탄층 깊이를, 예컨대 실질적으로 0mm(구체적으로는, 0.01mm 이하, 바람직하게는 0.00mm)로 할 수 있고, 전체 탈탄층 깊이를, 예컨대 0.20mm 이하(바람직하게는 0.18mm 이하, 더욱 바람직하게는 0.15mm 이하)로 할 수 있고, 파단 드로잉을, 예컨대 25% 이상(바람직하게는 28% 이상, 더욱 바람직하게는 30% 이상)으로 할 수 있다. 또한, 인장강도는, 예컨대 1000MPa 이상(바람직하게는 1100 내지 1500MPa 정도, 더욱 바람직하게는 1200 내지 1400MPa 정도)이다.

본 발명의 스프링용 강 선재는 페라이트 탈탄이 방지되어 있음에도 불구하고 가공성도 우수하기 때문에, 압연된 채로도 대직경으로부터의 인발 가공에 사용할 수 있다. 본 발명의 스프링용 강 선재의 선 직경은, 예컨대 5 내지 25mm(바람직하게는 7 내지 23mm, 더욱 바람직하게는 10 내지 20mm)이다.

다음으로, 본 제 2 발명에 대하여 설명한다.

본 제 2 발명(이하, 단지 본 발명이라고 칭함)의 강 선재는, 페라이트 탈탄이 방지되어 있고, 게다가 조질 후의 경도가 높고, 부식에 의해 발생하는 피트가 평평하며, 또한 내수소취성이 향상되어 있는 점에 특징이 있다. 이러한 강은 부식 피로 강도가 우수하다. 상기 페라이트 탈탄의 방지는 제조조건을 연구함으로써 달성할 수 있다. 조질 후의 경도, 부식 피트 형상, 내수소취성은, 페라이트 탈탄을 방지한 후에, 합금원소를 적절하게 제어함으로써(즉, 상기 Ceq 1 내지 3을 적절하게 함으로써) 달성할 수 있다. 이하, 차례로 설명한다.

본 발명에서는, 제조 방법을 연구함으로써 페라이트 탈탄을 방지하고 있다. 페라이트 탈탄은 합금원소를 제어함으로써도 저감할 수 있지만, 그 경우에는 합금원소의 첨가량이 증대하여 경제성이 저하될 우려가 있고, 또 Ceq 1 내지 3의 제어와의 양립이 어렵게 되기 때문에, 제조 방법의 연구에 의해 페라이트 탈탄을 방지하는 것으로 했다.

본 제 2 발명의 제조 방법의 기본적인 사고방식 및 수순은, 본 제 1 발명과 동일하다. 따라서, 이하의 설명에서는, 본 제 1 발명과는 상이한 세부 조건만을 기술한다.

마무리 압연의 바람직한 온도범위는 1000℃ 이상(특히 1050℃ 이상), 1250℃ 이하(특히 1200℃ 이하)이다.

마무리 압연 직전의 압연 온도(예컨대 중간 압연의 최종 온도)는 특별히 한정되지 않지만, 통상 850℃ 이상(바람직하게는 860℃) 이상이다.

열간압연 전의 강의 가열온도는 900℃ 이상(바람직하게는 A_3(C=0) 변태점 이상), A_4(C=0) 변태점 이하(바람직하게는 1250℃ 이하)이다.

냉각상에의 재치 온도는 900℃ 이상, 바람직하게는 940℃ 이상이다.

냉각상에서는, 600 내지 750℃의 온도범위에서, 코일의 밀집부와 코일의 성김부로 나누어 냉각속도를 제어한다. 코일 밀집부의 냉각속도는 1.0℃/초 이상(바람직하게는 1.2℃/초 이상)으로 한다. 코일의 성김부의 냉각속도는 8℃/초 이하(7℃/초 이하)로 한다.

본 발명의 스프링용 강 선재는 페라이트 탈탄층이 저감되어 있을 뿐만 아니라, 1) 조질(담금질·뜨임) 후의 경도가 높고, 2) 부식에 의해 발생하는 피트가 평평하고, 또한 3) 내수소취성이 향상되어 있는 점에 특징이 있다. 페라이트 탈탄의 방지와 더불어, 이들 3개의 특징을 겸비함으로써, 부식 피로 강도를 높일 수 있다. 그리고, 본 발명의 최대 특징은, 1) 경도, 2) 피트 형상, 3) 내수소취성에 미치는 합금원소의 복잡한 관계를 명료하게 해명하고, 각각, Ceq 1, Ceq 2, Ceq 3과 대단히 높은 상관관계가 있는 것을 밝혀낸 점에 있다(도 1 내지 3 참조). Ceq 1이 클수록 단단하게 되고, Ceq 2가 작을수록 피트 형상이 평평하게 되고, Ceq 3이 작을수록 내수소취성이 향상되어, 각각 부식 피로 강도를 높이는데 유리하게 작용한다.

<수학식 2>

Ceq 1 = [C]+0.11[Si]-0.07[Mn]-0.05[Ni]+0.02[Cr]

<수학식 3>

Ceq 2 = [C]+0.30[Cr]-0.15[Ni]-0.70[Cu]

<수학식 4>

Ceq 3 = [C]-0.04[Si]+0.24[Mn]+0.10[Ni]+0.20[Cr]-0.89[Ti]-1.92[Nb]

상기 수학식으로부터 파악되는 바와 같이, 예컨대 Ni는 Ceq 1(경도)과 Ceq 3(내수소취성)의 관점에서는 부식 피로 강도에 있어서 불리하게 작용하고, Ceq 2(피트 형상)의 관점에서는 부식 피로 강도에 있어서 유리하게 작용한다. 다른 합금원소도 마찬가지로 복잡한 관여의 거동을 한다. 본 발명에 의하면, 각 원소를 개별적으로 제어하는 것이 아니라, Ceq 1 내지 3의 시점에 걸쳐 종합적으로 제어함으로써, 부식 피로 강도를 확실하게 높일 수 있다.

Ceq 1의 범위는, 0.580 이상, 바람직하게는 0.59 이상, 보다 바람직하게는 0.60 이상이다. Ceq 2는 0.49 이하, 바람직하게는 0.47 이하, 보다 바람직하게는 0.45 이하, 특히 0.43 이하이다. Ceq 3은 0.570 이하, 바람직하게는 0.54 이하, 보다 바람직하게는 0.52 이하이다.

본 발명의 스프링용 강 선재의 경도는, 예컨대 540HV 이상(예컨대 540 내지 580EV 정도)이다. 또한, 상기 경도는 록웰 C경도나 인장강도로 환산하면, 52 내지 54HRC 정도, 1900 내지 2000MPa 정도에 상당한다.

또, 본 발명의 스프링용 강 선재에 의해 달성되는 피트 형상은 하기 부식시험을 실시함으로써 구해지는 종횡비에 의해 특정할 수 있고, 그 종횡비는, 예컨대 0.9 이하 정도(예컨대 0.3 내지 0.85 정도)이다.

부식시험:

(a) 스프링용 강 선재를 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행한 후(그 후, 필요하다면 표면을 깎아 직경 축소한 후(예컨대 직경을 0.25mm 정도 짧게 한 후)), 이어서 표면을 800번의 에머리 페이퍼로 연마하여 부식 시험용의 시험편을 작성한다.

(b) 이 시험편에, 5질량%의 NaCl 수용액을, JIS Z 2371에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후, 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행한다.

(c) 시트르산 암모늄(98.7%)을 증류수로 10질량%로 희석한 액에 상온에서 시험편을 담그고, 염수 분무에서 발생한 녹을 제거한다. 이어서, 시험편 표면의 부식 피트를 레이저 현미경으로 관찰하고, 시험편 표면에 관찰되는 부식 피트 중에서, 깊이가 깊은 것부터 차례로 5개 이상의 부식 피트를 선택하고, 그들 부식 피트의 종횡비를 하기 수학식 5에 따라 산출한다.

<수학식 5>

종횡비 = (부식 피트의 깊이×2)/(부식 피트의 폭)

본 발명의 스프링용 강 선재의 수소 균열 수명은, 예컨대 720초 이상(예컨대 800 내지 1200초 정도)이다. 수소 균열 수명은 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

스프링용 강 선재를 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행하여, 시험편으로 한다. 4점 굽힘에 의해 1400MPa의 응력을 작용시키면서, 시험편을 황산(0.5mol/L) 및 씨오시안산 칼륨(0.01mmol/L)의 혼합 수용액에 침지한다. 포텐션 스타트를 사용하여 SCE 전극보다도 낮은 -700mV의 전압을 걸고, 균열이 발생할 때까지의 시간을 측정한다.

본 발명의 스프링용 강 선재의 부식 피로 강도는, 예컨대 290MPa 이상(바람직하게는 300 내지 400MPa 정도)이다. 부식 피로 강도는, 예컨대 이하와 같이 하여 구할 수 있다.

부식 피로 강도:

(a) 스프링용 강 선재를 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행한 후, JIS 시험편(피로 시험편)으로 가공한다.

(b) 이 피로 시험편의 평행부를 800번의 에머리 페이퍼로 연마했다. 시험편의 클램핑부가 부식되지 않도록 피막으로 보호한 후, 이 시험편에, 5질량%의 NaCl 수용액을, JIS Z 2371 규격에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후, 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤 환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행한 후, 오노식 회전 굽힘 피로 시험으로 피로 시험을 실시한다. 10MPa 간격으로 부하 응력을 증대시키면서, 각 부하 응력에 대하여 5개의 시험편을 사용하여 피로 시험을 실시하고, 5개의 시험편 모두에서 1000만회까지 파손되지 않은 응력을 부식 피로 강도로 한다.

본 발명을 적용할 수 있는 스프링용 강 선재의 성분 조성은 이하와 같다.

C: 0.38 내지 0.47%,

Si: 1.9 내지 2.5%,

Mn: 0.6 내지 1.3%,

Ti: 0.05 내지 0.15%, 및

Al: 0.003 내지 0.1%,

잔부: 철 및 불가피 불순물

합금원소량(성분)의 한정 이유에 대하여 상세히 설명한다.

C: 0.38 내지 0.47%

C는 강 중에 필수적으로 포함되며, 담금질·뜨임 후의 강도(경도)의 향상에 기여한다. 그러나 C량이 지나치게 많으면, 부식 피트의 종횡비가 증대함으로써 부식 피트로의 응력 집중이 증대하고, 또 강 중 매트릭스의 인성이 열화됨으로써 내수소취성도 열화된다. 그 결과, C량이 과잉이면 부식 피로 특성이 열화된다. 그래서, C량을 0.38% 이상(바람직하게는 0.39% 이상), 0.47% 이하(바람직하게는 0.45% 이하, 보다 바람직하게는 0.43% 이하)로 정했다.

Si : 1.9 내지 2.5%

Si는 고용 강화 원소로서 강도 향상에 기여하고, 내력도 향상시킨다. 그 때문에, Si량이 지나치게 적으면, 매트릭스 강도가 부족하다. 또한, Si는, 뜨임시의 탄화물 석출 온도를 고온측으로 이동시켜, 뜨임 취성 영역을 고온측으로 이동시킴으로써 내수소취성을 향상시키는 작용도 갖는다. 그러나, Si량이 과잉으로 되면, 조질 가열시의 탄화물의 용입을 저해하여, 강도가 저하된다. 그래서, Si량을 1.9% 이상(바람직하게는 1.95% 이상), 2.5% 이하(바람직하게는 2.3% 이하, 보다 바람직하게는 2.2% 이하)로 정했다.

Mn : 0.6 내지 1.3%

Mn은 평형 상태도에서의 오스테나이트 영역을 넓히는 원소(오스테나이트 형성 원소)이며, 안정하게 페라이트 탈탄을 억제하는데 유효하다. 그러나, Mn량이 과잉이면, 강 중 매트릭스의 인성이 저하되어 내수소취성이 열화되고, 그 결과, 부식 피로 특성이 열화된다. 그래서, Mn량을 0.6% 이상(바람직하게는 0.65% 이상, 보다 바람직하게는 0.7% 이상), 1.3% 이하(바람직하게는 1.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.9% 이하)로 정했다.

Ti : 0.05 내지 0.15%

Ti는 담금질·뜨임 후의 구 오스테나이트 결정 입자를 미세화하여, 대기 내구성 및 내수소취성의 향상에 유효하다. 그러나, Ti량이 과잉이면, 조대한 Ti 질화물이 석출하여, 피로 특성이 열화된다. 그래서, Ti량을 0.05% 이상(바람직하게는 0.06% 이상, 보다 바람직하게는 0.07% 이상), 0.15% 이하(바람직하게는 0.1% 이하, 보다 바람직하게는 0.09% 이하, 특히 0.085% 이하)로 정했다.

Al : 0.003 내지 0.1%

Al은 용강 처리시의 탈산제로서 작용하는 원소이다. 또, Al은 미세한 Al 질화물을 형성하고, 그 피닝 효과에 의해 결정 입자를 미세화하는 작용을 갖는다. 그러나 Al량이 과잉이면, 조대한 Al 산화물을 형성하여, 피로 특성에 악영향을 미친다. 그래서, Al량을 0.003% 이상(바람직하게는 0.005% 이상), 0.1% 이하(바람직하게는 0.05% 이하, 보다 바람직하게는 0.03% 이하)로 정했다.

본 발명에서 사용하는 스프링용 강의 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 철 원료(스크랩을 포함함), 부원료 등의 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 혼입되는 불가피한 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다. 이 불가피한 불순물을 엄밀하게 제어할 수도 있고, 예컨대 P, S, O, N 등을 이하의 범위로 제어할 수도 있다.

P: 0.02% 이하

P는 구 오스테나이트 입자계에 편석되어 입자계를 취화시켜, 피로 특성을 저하시키는 원소이다. 그래서, P량은 가능한 한 낮을수록 바람직하고, 예컨대 0.02% 이하(바람직하게는 0.01% 이하)로 제어할 수도 있다.

S: 0.02% 이하

S는 구 오스테나이트 입자계에 편석되어 입자계를 취화시켜, 피로 특성을 저하시키는 원소이다. 그래서, S량은 가능한 한 낮을수록 바람직하고, 예컨대 0.02% 이하(바람직하게는 0.01% 이하)로 제어할 수도 있다.

N: 0.007% 이하

N량이 많아질수록, Ti나 Al과 함께 조대한 질화물을 형성하여, 피로 특성에 악영향을 미친다. 그래서, N량은 가능한 한 적을수록 바람직하고, 예컨대 0.007% 이하(바람직하게는 0.005% 이하)로 제어할 수도 있다. 한편, N량을 지나치게 저감하면, 생산성이 현저하게 저하된다. 또, N은 Al과 함께 질화물을 형성하여, 결정 입자의 미세화에 공헌한다. 이 관점에서 보면 N량을 0.001% 이상(바람직하게는 0.002% 이상)으로 설정하는 것이 바람직하다.

O: 0.0015% 이하

O량이 과잉으로 되면, 조대한 산화물계 개재물(Al₂O₃ 등)이 형성되어, 피로 특성에 악영향을 미친다. 그래서, O량의 상한을 0.0015% 이하(바람직하게는 0.0010% 이하)로 정했다. 한편, O량의 하한은 공업생산상, 일반적으로 0.0002% 이상(바람직하게는 0.0004% 이상)이다.

또한, 본 발명의 스프링용 강은, 필요에 따라, 이하의 선택 원소를 함유하고 있을 수도 있다.

Cr : 0.1 내지 0.4%

Cr은 고용 강화에 의해 강의 매트릭스를 강화하고, 또 담금질성을 향상시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 발휘시키기 위하여 강 중에 Cr을, 바람직하게는 0.1% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더욱 바람직하게는 0.20% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, Cr은 부식 피트 바닥부의 pH값을 낮추어, 부식 피트의 종횡비를 증대시킨다(예리하게 한다)는 작용을 가지며, 이것은 부식 피로 특성에 악영향을 미친다. 따라서, 본 발명에서는, Cr량의 상한을 0.4% 이하(바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하)로 정했다.

Cu : 0.1 내지 0.7%

Cu는 전기화학적으로 철보다도 양성 원소이며, 강의 내식성을 높이는 작용을 갖는다. 또한, Cu는 부식 중에 발생하는 녹의 비정질(amorphous) 조성을 증대시켜, 부식 원인의 하나인 Cl 원소가 부식 피트 저부에 농화되는 것을 억제하는 작용을 갖는다. 이 작용에 의해, 부식 피트의 종횡비가 제한되고, 응력 집중이 완화되어, 부식 피로 특성이 향상된다. 이러한 작용을 발휘시키기 위하여, 강 중에 Cu를, 바람직하게는 0.1% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더욱 바람직하게는 0.22% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, Cu 첨가에 의해, 열간압연 균열이 생기는 경우가 있다. 따라서, 본 발명에서는, Cu량의 상한을 0.7% 이하(바람직하게는 0.5% 이하, 보다 바람직하게는 0.4% 이하, 특히 0.35% 이하)로 정했다.

Ni : 0.1 내지 0.7%

Ni는 Cu와 마찬가지로, 내식성을 높이는 작용, 및 녹의 비정질 조성을 증대시켜, 부식 피트의 종횡비를 저감시키는 작용을 갖는다. 이러한 작용을 발휘시키기 위하여, 강 중에 Ni를, 바람직하게는 0.1% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더욱 바람직하게는 0.20% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나 Ni는 조질(담금질·뜨임) 후의 매트릭스 중의 잔류 오스테나이트량을 증대시키는 작용을 가지며, 그 결과, 조질 후의 경도(인장강도)을 저감시킨다. 또한, 내수소취성도 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는, Ni량의 상한을 0.7% 이하, 바람직하게는 0.5% 이하, 더욱 바람직하게는 0.4% 이하, 특히 0.35% 이하로 정했다.

본 발명의 스프링용 강은, 상기 Cr, Cu 및 Ni 중 어느 것도 포함하지 않을 수도 있지만, 바람직하게는 Cr, Cu 및 Ni 중에서 적어도 1종, 보다 바람직하게는 Cr 및 Ni 중 어느 1종을 상기한 양으로 함유하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.01 내지 0.1%

Nb는 미세한 화합물(Nb 탄화물, 질화물, 황화물이나 이것들의 복합 화합물)을 형성하여, 내수소취성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 또한, Nb는 결정 입자 미세화 효과를 발휘하여, 인성이나 내력을 높이는 작용도 갖는다. 그래서, 필요에 따라 Nb를 바람직하게는 0.01% 이상(보다 바람직하게는 0.02% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, Nb량이 과잉이면, 담금질 가열시에 오스테나이트 중에 고용되지 않는 탄화물의 양이 증대하여, 충분한 강도가 얻어지지 않게 된다. 또, Nb량이 과잉이면, 조대한 Nb 질화물을 형성하여, 피로 파손이 발생하기 쉬워진다. 그래서, 함유시키는 경우의 Nb량을 0.1% 이하(바람직하게는 0.05% 이하)로 정했다.

B: 0.0003 내지 0.005%

B는 P의 입자계 편석을 방지하고, 내수소취성, 인성 및 연성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 필요에 따라 선재 중에 B를 함유시킬 수도 있다. 또, B는 다량의 합금원소의 첨가에 의존하지 않고, 소량으로 담금질성을 증대시킨다. 이 때문에, 압연 후의 서냉 중에 발생하는 선재 표층의 페라이트의 석출을 억제함과 아울러, 스프링 제조시의 담금질시의 경도를 깊은 곳까지 확보할 수 있다. B를 바람직하게는 0.0003% 이상(보다 바람직하게는 0.0005% 이상)의 양으로 함유시키는 것이 권장된다. 그러나, B량이 과잉으로 되면, Fe₂₃(CB)₆ 등의 B 화합물을 형성하여 자유 B가 감소하기 때문에, P의 입자계 편석의 방지 효과가 포화된다. 또한, 이 B 화합물은 조대한 경우가 많기 때문에, 피로 파손의 기점이 되어 피로 특성을 저하시킨다. 그래서, B를 함유시키는 경우, 그 상한을 0.005% 이하(바람직하게는 0.004% 이하)로 정했다.

본 발명의 스프링용 강의 선 직경은, 예컨대 9 내지 25mm(바람직하게는 10 내지 20mm)이다.

( 실시예 )

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하는데, 본 발명은 이하의 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니며, 상기·하기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하고, 그것들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

본 제 1 발명에 관한 실시예를 나타낸다.

표 1에 나타내는 화학성분 조성의 강(강종 SA 내지 SL)을 80톤의 전로(轉爐)에서 용제(溶製)하고, 연속 주조로 400mm 모서리의 블룸을 작성하고, 또한 분괴압연하여 155mm 모서리의 빌렛으로 만들었다. 이 빌렛을 가열한 후, 열간압연하고, 재치 온도 근처까지 수냉한 후, 코일링하고, 스텔모아 냉각 설비의 냉각상(컨베이어)에 재치하고, 코일 밀집부와 코일 성김부에 공급하는 풍량을 조절하면서 횡풍 냉각함으로써, 직경 14.3mm의 스프링용 선재를 2톤 제작했다. 상세한 제조 조건은, 표 2에 나타내는 바와 같다. 또, 표 2 중 냉각속도는 온도 750℃ 내지 600℃ 사이의 속도이다.

얻어진 선재의 인장강도, 파단 드로잉, 탈탄층 깊이를 이하와 같이 하여 조사했다. 또, 선재의 냉각 개시 전의 오스테나이트 결정 입도 번호를 조사하기 위하여, 이하의 시험을 실시했다.

(1) 인장시험 (인장강도, 파단 드로잉)

선재 코일의 상부(압연 시작) 및 저부(압연 종료)로부터 각각 5바퀴째를 잘랐다. 상부측 및 저부측의 1바퀴를 각각 8등분으로 분할하여, 합계 16개의 선재편을 제작했다. 롤러 교정으로 선재편을 직선 형상으로 한 후, 각 선재편으로부터 JIS Z 2201의 2호 시험편(척 간 거리 200mm)을 제작하고, 인장시험을 행하고, 인장강도 및 파단 드로잉을 측정했다. 16개의 시험편 중에서, 인장강도의 최대값 및 파단 드로잉의 최소값을 당해 선재의 인장강도 및 파단 드로잉으로 했다. 인장강도가 높고, 파단 드로잉이 작은 예(특히 25% 미만일 경우)는 과냉 조직의 영향이 미치고 있다고 판단하여, 불합격으로 했다.

(2) 탈탄층 깊이

상기 상부측 및 저부측에서 얻어진 16개의 선재편에 있어서, 인장시험편을 채취한 근방으로부터 10mm 정도 절단하여 샘플을 취득했다. 이 샘플을, 절단면(횡단면)이 표면으로 나오도록 하면서 수지에 매립하고, 에머리 페이퍼 및 다이아몬드 입자를 사용하여 습식 연마하고, 이어서 피크랄(picral)액으로 에칭하여, 합계 16개의 탈탄층 깊이 측정용 시험편을 제작했다. 이들 시험편을 광학현미경으로 관찰 배율 200배로 관찰하고, 표층의 전체 탈탄층 깊이 및 페라이트 탈탄층 깊이를 측정했다. 이 측정법은 JIS G 0558의 현미경에 의한 측정법에 따랐다. 16개의 샘플 중에서, 전체 탈탄층 깊이 및 페라이트 탈탄층 깊이의 최대값을 본 발명에서의 「전체 탈탄층 깊이」 및 「페라이트 탈탄층 깊이」로 했다.

(3) 오스테나이트 결정 입도 번호

상기 실험예와 동일하게 하여, 강의 용제로부터 선재의 코일링까지를 실시했다. 이 선재 코일을 표 2에 나타내는 냉각조건에서는 아니고, 강풍냉에서 약 20℃/초의 냉각속도로 온도 200℃까지 냉각하고, 마텐사이트 조직을 주체로 한 선재(즉, 표층 0.1mm의 깊이를 광학현미경으로 관찰 배율 200배로 관찰한 경우, 조직의 95면적% 이상이 마텐사이트 조직인 선재)를 2톤 제작했다. 이 코일의 상부 및 저부에서 각각 5바퀴째를 자르고, 상부측 및 저부측의 1바퀴를 각각 8등분으로 분할하여, 합계 16개의 선재편을 제작했다. 각 선재편으로부터 20mm 정도의 길이의 샘플을 습식 절단하고, 이것을 550℃×2시간 어닐링(소둔)했다. 이 샘플을, 절단면(횡단면)이 표면으로 나오도록 하면서 수지에 매립하고, 에머리 페이퍼 및 다이아몬드 입자를 사용하여 습식 연마하고, 이어서 피크랄액으로 에칭하고, 합계 16개의 오스테나이트 결정 입도 번호의 측정용 시험편을 제작했다. 이들 시험편을 광학현미경으로 관찰하고, 표층으로부터 0.1mm 깊이의 위치에서의 오스테나이트 결정 입도 번호를 측정했다. 이 측정법은 JIS G 0551의 결정 입도의 현미경 시험방법에 따랐다. 16개의 샘플 중에서 오스테나이트 결정 입도 번호의 최소값을 채용했다.

측정결과를 표 2에 나타낸다. 또, 표 2에는, 화학성분 조성(단 C=0%)으로부터 Thermo-Calc로 계산한 A₁ 변태점, A₃ 변태점, 및 A₄ 변태점(즉, A_1(C=0) 변태점, A_3(C=0) 변태점, A_1(C=0) 변태점)도 기재했다. 또한, 강종 J에서는, C=0% 부근에서 A₃ 및 A₄ 선이 결합되어 버려, A_3(C=0) 변태점 및 A_4(C=0) 변태점이 소실되었다.

본 발명의 요건을 충족시키는 선재 SA-1, SB-1, SC-1, SD-1, SE-1, SF-1 및 SG-1은 페라이트 탈탄층 깊이가 0.00mm이며, 또한 파단 드로잉의 값이 25% 이상이다.

한편, 가열온도가 높은 선재 SA-3 및 SE-2, 마무리 압연 중의 최고 도달온도가 낮은 선재 SA-2, SC-3, SG-3 및 SL-1, 마무리 압연 중의 최고 도달온도가 높은 선재 SB-2 및 SF-2, 재치 온도가 낮은 선재 SD-2, SG-2, 코일 밀집부의 냉각속도가 작은 선재 SB-3 및 SE-3, 및 C 또는 Si량이 본 발명의 범위 밖인 선재 SH-1 및 SJ-1은 페라이트 탈탄이 발생했다.

또한, 예컨대 A강의 A₃ 변태점(C=0.42%)은 약 840℃ 정도이며, SA-2의 예에서는 압연 중 항상 이 A3 변태점 이상으로 온도가 유지되고 있다고 할 수 있다. 그러나, 이 SA-2의 예에서는, 페라이트 탈탄이 발생했다. SA-1에 나타나 있는 바와 같이, 마무리 압연 중의 최고 도달온도를 A_3(C=0) 변태점 이상으로 함으로써 페라이트 탈탄을 방지할 수 있었다.

또, 재치 온도가 높은 선재 C-2, 코일 성김부의 냉각속도가 큰 선재 SD-3 및 SF-3, 및 합금원소량이 과잉인 선재 SI-1, 및 SK-1은 파단 드로잉이 25% 미만으로 낮았다.

실시예 2

본 제 2 발명에 관한 실시예를 나타낸다.

표 3에 나타내는 화학성분 조성의 강을 150kg의 소형 진공 용해로에서 용제하고, 열간단조하여 155mm 모서리의 빌렛을 제작했다. 화학성분 조성으로부터 계산되는 Ceq 1 내지 3을 표 5에 나타낸다. 상기 빌렛을 가열한 후, 열간압연하고, 재치 온도 근처까지 수냉한 뒤, 코일링하고, 스텔모아 냉각 설비의 냉각상(컨베이어)에 재치하고, 코일 밀집부와 코일 성김부에 공급하는 풍량을 조절하면서 횡풍 냉각함으로써, 직경 13.5mm의 스프링용 강(선재)을 제작했다. 상세한 제조조건은 표 4에 나타낸 바와 같다. 또, 표 4중 냉각속도는 600 내지 750℃ 사이의 속도이다. 또한, 표 4에는, 화학성분 조성(단 C=0%)으로부터 Thermo-Calc에서 계산한 A_1(C=0) 변태점, A_3(C=0) 변태점 및 A_4(C=0) 변태점을 기재했다.

얻어진 스프링용 강 선재의 탈탄층 깊이, 조질(담금질·뜨임) 후의 피로 강도, 비커스 경도, 부식 피트의 종횡비, 및 수소 취화 균열 수명을 이하와 같이 하여 조사했다.

(1) 탈탄층 깊이

선재 코일의 저부측(압연 종료)으로부터 3, 4 및 5바퀴째를 자르고, 1바퀴를 각각 8등분으로 분할하여, 합계 24개의 선재편을 제작했다. 선재편으로부터, 각각 10mm 정도 절단하여, 샘플을 취득했다. 이 샘플을, 절단면(횡단면)이 표면으로 나오도록 하면서 수지에 매립하고, 에머리 페이퍼 및 다이아몬드 입자를 사용하여 습식 연마하고, 이어서 피크랄액으로 에칭하여, 합계 24개의 탈탄층 깊이 측정용 시험편을 제작했다. 이들 시험편을 광학현미경으로 관찰 배율 200배로 관찰하고, 실시예 1의 경우와 동일하게 하여, 전체 탈탄층 깊이(DmT), 페라이트 탈탄층 깊이(DmF)를 구했다.

(2) 피로 강도

상기 선재편을 인발 가공(마봉(磨棒) 가공) 및 절단하고, 직경 12.5mm×길이 70mm의 샘플을 제작했다. 이 샘플을 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행했다. 담금질·뜨임을 행한 강을, 클램핑부 직경 12mm, 평행부 직경 8mm JIS Z 2274의 1호 시험편(피로 시험편)으로 가공했다.

이 피로 시험편의 평행부를 800번의 에머리 페이퍼로 연마했다. 시험편의 클램핑부가 부식되지 않도록 에나멜 피막으로 보호한 후, 이 시험편에 5질량%의 NaCl 수용액을 JIS Z 2371에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후, 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행했다. 이 부식시험을 행한 시험편은 오노식 회전 굽힘 피로 시험에 제공할 때까지, 진공 데시케이터에 보관했다. 10MPa 간격으로 부하 응력을 증대시키면서, 각 부하응력에 대하여 5개의 시험편을 사용하여 오노식 회전 굽힘 피로 시험을 실시하고, 5개의 시험편 모두에서 1000만회까지 파손되지 않은 응력을, 부식 피로 강도로 했다. 결과를 표 5에 나타낸다.

(3) 비커스 경도

상기 선재편을 마봉 가공 및 절단하여, 직경 12.5mm×길이 60mm의 샘플을 제작했다. 이 샘플을 피로 시험과 동일한 조건으로 담금질·뜨임하고, 비커스 경도 측정용의 시험편을 제작했다. 이 시험편을 횡단면이 노출되도록 하여 수지에 매립하고, 연마·경면(鏡面) 처리한 후, 표층으로부터 깊이 0.1mm의 위치를 10kg의 하중으로 비커스 경도 시험을 행하여, 비커스 경도를 측정했다. 결과를 표 5에 나타낸다. 도 1에 비커스 경도와 Ceq 1의 관계를 나타내는 그래프를 기재한다. 또, 표 5에는, 비커스 경도로부터 환산한 인장 강도를 기재한다(표 5 중에서 「환산 TS」라고 기재). 이 환산에는, 하기 수학식 6를 사용했다:

[수학식 6]

[상기 식 중, TS는 인장강도(MPa)를 나타내고, HV는 비커스 경도를 나타낸다.]

(4) 부식 피트의 종횡비

상기의 선재편을 마봉 가공 및 절단하여, 직경 12.5mm×길이 120mm의 샘플을 제작했다. 이 샘플을 피로 시험과 동일한 조건으로 담금질·뜨임한 후, 직경 10mm×길이 100mm의 형상으로 기계 가공하여, 종횡비 측정용의 시험편을 제작했다. 시험편의 표면을 800번의 에머리 페이퍼로 연마했다. 부식되지 않도록, 이 시험편의 양단 10mm를 에나멜 피복으로 보호하고, 이 시험편에, 5질량%의 NaCl 수용액을 JIS Z 2371에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후, 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행했다. 그 후, 시트르산 암모늄(98.7%)을 증류수로 10질량%로 희석한 액에 상온에서 시험편을 담그고, 염수 분무에서 발생한 녹을 제거하고, 시험편 표면의 부식 피트를 레이저 현미경(레이저테크사제 「1LM21W」, 배율: 100 내지 200배)으로 관찰했다. 강종마다 5개의 시험편을 사용했다. 5개의 시험편 표면에 관찰되는 부식 피트 중에서, 깊이가 깊은 것부터 차례로 10개의 부식 피트를 선택하고, 각 부식 피트의 깊이 및 폭을 상기 수학식 5에 대입하여 종횡비를 구하고, 이것들의 평균값을 구했다. 결과를 표 5에 나타낸다. 도 2에, 부식 피트의 종횡비(평균값)와 Ceq 2의 관계를 나타내는 그래프를 기재한다.

(5) 수소취화 균열 수명

상기의 선재편을 마봉 가공 및 절단하여, 직경 12.5mm×길이 70mm의 샘플을 제작했다. 이 샘플을 피로 시험과 동일한 조건으로 담금질·뜨임하고 나서, 폭 10mm×두께 1.5mm×길이 65mm의 시험편을 잘라 냈다. 이 시험편에 대하여, 4점 굽힘에 의해 1400MPa의 응력을 작용시키면서, 시험편을 황산(0.5mol/L) 및 씨오시안산 칼륨(0.01mmol/L)의 혼합 수용액에 침지했다. 포텐션 스타트를 사용하여 SCE 전극보다도 낮은 -700mV의 전압을 걸고, 균열이 발생할 때까지의 시간을 측정했다. 결과를 표 5에 나타낸다. 도 3에, 수소 취화 균열 수명과 Ceq 3의 관계를 나타내는 그래프를 기재한다.

표 3 내지 5의 결과로부터, 페라이트 탈탄되지 않고 또 본 발명의 Ceq 1 내지 3의 요건을 충족시키는 강종 A 내지 K는, 양호한 부식 피로 강도(예컨대 290MPa 이상)를 나타낸다. 한편, Ceq 1이 0.580 미만인 강종 L은, 비커스 경도가 낮고, 그 때문에 피로 강도가 낮게 되어 있다. Ceq 2가 0.49를 초과하는 강종 N 내지 P는 부식 피트의 종횡비가 크고, 그 때문에 피로 강도가 낮아졌다. Ceq 3이 0.570을 초과하는 강종 M 내지 T는 수소 취화 균열 수명이 짧고, 그 때문에 피로 강도가 낮아졌다.

또, 표 3 내지 5의 결과에 나타나 있는 바와 같이, 페라이트 탈탄을 방지한 강에서, 그 비커스 경도, 부식 피트의 종횡비 및 수소 취화 균열 수명은 부식 피로 강도에 영향을 준다. 그리고, 도 1 내지 3의 그래프에 나타나 있는 바와 같이, 이들 비커스 경도, 부식 피트의 종횡비 및 수소 취화 균열 수명은 각각 Ceq 1 내지 3과 대단히 높은 상관관계가 있다. 따라서, 강의 화학성분 조성을, 본 발명의 Ceq 1 내지 3의 요건을 충족시키도록 조정함으로써, 비커스 경도, 부식 피트의 종횡비 및 수소 취화 균열 수명을 제어할 수 있어, 양호한 부식 피로 강도를 달성할 수 있다.

Claims

C: 0.38 내지 0.47%,
Si: 1.9 내지 2.5%,
Mn: 0.6 내지 1.3%,
Ti: 0.05 내지 0.15%, 및
Al: 0.003 내지 0.1%
를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
페라이트 탈탄층 깊이가 0.01mm 이하이고,
하기 수학식 1로 표시되는 Ceq 1이 0.580이상이고,
하기 수학식 2로 표시되는 Ceq 2가 0.49 이하이며,
하기 수학식 3으로 표시되는 Ceq 3이 0.570 이하인 스프링용 강 선재.
<수학식 1>
Ceq 1 = [C]+0.11[Si]-0.07[Mn]-0.05[Ni]+0.02[Cr]
<수학식 2>
Ceq 2 = [C]+0.30[Cr]-0.15[Ni]-0.70[Cu]
<수학식 3>
Ceq 3 = [C]-0.04[Si]+0.24[Mn]+0.10[Ni]+0.20[Cr]-0.89[Ti]-1.92[Nb]
[상기 식 중, []은 강 중의 각 원소의 함유량(질량%)을 나타낸다.]
제 1 항에 있어서,
Cr: 0.1 내지 0.4%를 더 함유하는 스프링용 강 선재.
제 1 항에 있어서,
Cu: 0.1 내지 0.7%를 더 함유하는 스프링용 강 선재.
제 1 항에 있어서,
Ni: 0.1 내지 0.7%를 더 함유하는 스프링용 강 선재.
제 1 항에 있어서,
Nb: 0.01 내지 0.1%를 더 함유하는 스프링용 강 선재.
제 1 항에 있어서,
P가 0.02% 이하, S가 0.02% 이하, N이 0.007% 이하, O가 0.0015% 이하인 스프링용 강 선재.
제 1 항에 있어서,
하기에 나타내는 부식시험을 행한 후에, 시험편 표면에 관찰되는 부식 피트 중에서, 깊이가 깊은 것부터 차례로 5개 이상의 부식 피트를 선택하고, 그들 부식 피트의 하기 수학식 4로 표시되는 종횡비의 평균값이 0.9 이하인 스프링용 강 선재.
<수학식 4>
종횡비 = (부식 피트의 깊이×2)/(부식 피트의 폭)
<부식시험>
스프링용 강 선재를 온도 925℃에서 10분 가열한 후, 온도 70℃의 오일로 냉각하여 오일 담금질하고, 이어서 온도 400℃에서 60분 가열하여 뜨임을 행한 후, 표면을 800번의 에머리 페이퍼로 연마하여 부식시험용의 시험편을 제작한다. 이 시험편에, 5질량%의 NaCl 수용액을, JIS Z 2371에 따라 35℃에서 8시간 분무하고, 그 후에 시험편을 습도 60% 및 온도 35℃의 습윤환경에 16시간 유지하는 것을 1사이클로 하여, 이것을 합계 14사이클 행한다. 그 후, 녹을 제거하고나서, 시험편 표면의 부식 피트를 레이저 현미경으로 관찰한다.
제 1 항에 있어서,
B: 0.0003 내지 0.005%를 더 함유하는 스프링용 강 선재.