KR20110075318A

KR20110075318A - 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20110075318A
Application number: KR1020090131737A
Authority: KR
Inventors: 최상우; 양요셉; 김재환; 이유완
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2009-12-28
Filing date: 2009-12-28
Publication date: 2011-07-06

Abstract

본 발명은 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에 사용되는 스프링용 강선에 관한 것으로서, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.5%, B: 0.0005~0.003%, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하를 포함하고,

여기에, Ti: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Nb: 0.005~0.5%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

피로파괴, 고인성, 보론탄화물, 고강도, 강선, 스프링

Description

피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법{HIGH STRENGTH AND TOUGHNESS SPRING STEEL WIRE HAVING EXCELLENT FATIGUE FRACTURE RESISTANCE, SPRING FOR THE SAME AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 자동차용 코일 스프링, 판 스프링, 토션바 및 스테빌라이져 등에 사용되는 스프링용 강선에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 보론 탄화물의 생성 및 성장을 억제시킴으로서 피로파괴 저항성을 향상시킨 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

최근, 화석연료 특히 석유연료의 사용량이 급증하면서 석유연료를 연소시킴으로써 발생하는 오염원에 의한 대기오염의 심각성이 전세계적으로 대두되었다. 또한, 유가가 급등하고 자동차 연비가 증가함에 따라 전세계 자동차 시장은 유가로 인한 새로운 고비를 맞게 되었다.

상기 석유연료의 사용량을 줄이기 위해서 종래부터 많이 연구가 진행되어 왔고, 그 중 하나로는 자동차의 연비를 향상시키는 방법이 있다. 연비 향상 방법으로 는 우선 엔진의 연소효율과 동력전달 효율 등을 향상시키는 방법이 있으며, 또 다른 방법으로는 자동차의 차체 중량을 감소시킴으로써 단위 거리 이동시 필요한 에너지량을 감소시키는 방법이 있다.

상기 자동차의 차체 중량을 감소시키는 방법에 있어서, 자동차에 들어가는 강재 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지 가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있다. 따라서, 부품 경량화는 필연적으로 부품의 고강도화라는 숙제를 해결한 뒤에 실현 가능한 과제가 되었다.

그러나, 부품의 고강도화가 이루어짐에 따라 입계취화 등의 원인에 의해 인성이 현저히 떨어지게 되고 가공중 또는 사용중에 조기파단 및 환경에 의한 부식피로로 인한 조기파단 현상이 발생되고 있다. 따라서, 자동차 부품 고강도화에 대응해서 고인성 및 부식저항성을 향상시키는 작업이 진행되고 있으며, 자동차에 사용되는 스프링 재료에도 강도 및 인성은 물론이고 부식환경하에서도 피로특성을 한층 더 향상시킬 것이 요구되고 있다.

한편, 스프링 강재의 화학성분은 JIS G 4801, ISO 683-14, BS 970 part2, DIN 17221, SAE J 403, SAE J 404 등에 규정되어 있고, 이것들로부터 제조되는 열간압연 선재를 필링(peeling) 또는 드로잉(drawing)한 뒤, 가열성형하고 담금질 템퍼링 처리하거나 또는 원하는 선직경까지 드로잉(drawing)하여 오일템퍼링 처리한 뒤에 스프링 가공(냉간성형 스프링)하는 방법 등에 의하여 각종의 스프링이 제조되고 있다.

스프링의 피로특성 및 내수소취성을 향상시키기 위해서, 통상적으로는 합금원소 보론 등을 이용하는 방법이 일본 특허공개번호 1998-110247호, 2004-169142호, 2008-266782호 등에서 제안되어 있으나, 상기 특허문헌에 기재된 강재의 화학성분은 앞서 언급한 스프링 화학성분 규정(JIS G 4801, BS 970 part2 등)에 포함되고, 매우 넓은 범위로 기재되어 있다.

또한, 상기 특허문헌에는 Nb, Mo, V 등의 탄화물 형성원소가 기재되어 있으나, 이는 이미 수많은 특허에 기재되고 이러한 탄화물 형성원소를 함유하는 강철은 실제로도 개발되어 스프링 강재로 제조되고 실용화 되어 있는 것이 현실이도, 수소를 트랩하는 사이트로서 Ti, Nb, Zr, Mo, V 등의 산화물, 탄화물, 질화물 등이 유효하다고 기재되어 있다. 그러나, 이러한 원소가 첨가되는 스프링 강재는 과거에도 이미 상당히 다수의 강재가 개발되고, 실용화되어 다수의 특허가 등록되어 있다.

이와 같은 상황을 고려하면, 특허문헌들에는 종래와 비교하여 명확히 우수한 스프링 강재의 사양이 구체적으로 있다고 볼 수 없으며, 상당히 넓은 범위의 성분으로 되어있는 강재를 제시하고 JIS 및 BS 규격까지 포함되는 극히 넓은 범위로 되어있기 때문에 특허문헌들을 참조해도 고강도화 및 피로특성, 내수소취성 향상을 위한 최적인 성분범위, 제조조건을 파악할 수 없는 문제가 있다.

한편, 스프링의 부식피로 저항성에 대해 종래부터 많이 사용되고 있던 방법으로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. Cr이 일반적으로 내식성 향상원소로서 알려져 있지만, 염수분무 사이클 (cycle) 시험결과 Cr 첨가에서는 오히려 내식성이 저하되는 문제를 갖는다.

이를 해결하기 위해서, Cr 함량을 0.25% 이하로 억제하면서 스프링용 강철의 기본성분을 적절히 조정하는 것과 동시에, 상기 Cr 함량을 Cu 및 Ni 의 합계 함량과의 관계로 적절한 범위로 제어하는 기술이 있다. 상기 기술은 환경에 의해 일정량의 부식이 진행되어 표층에 Cu, Ni 농화층이 형성됨에 따라 내부식성이 향상되는 방법이다. 그러나, 상기 기술에 의하면, 일정시간동안 환경에 노출되어 일정량의 부식이 발생하고 이로 인해 표면에 피트(pit)가 발생하게 되어 피로특성에 문제가 있다.

한편, 스프링의 고강도화를 위해 종래부터 많이 사용되고 있던 방법으로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법을 들 수 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나, 이러한 기술은 원가 비용이 기본적으로 상승하게 되므로 적절한 합금성분 첨가량의 조합이 필요하다.

또한, 합금성분의 변화없이 기존의 성분계에서 열처리조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉, 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링온도가 낮아지게 됨에 따라 소재의 단면감소율 등이 상대적으로 낮기 때문에 적절한 템퍼링온도를 선택하여 소재의 강도 및 단면감소율, 인성등을 적정 수준으로 맞추어 사용해야 하는 어려움이 있다.

즉, 기존의 합금성분 및 템퍼링 열처리조건 변경으로 강재의 강도 및 단면감소율, 인성 등을 개선시키기에는 한계에 부딪치고 있다. 또한 합금원소를 보다 많이 첨가하여 고강도화, 고인성화 하기에는 비용이 아주 많이 들게 되고, 템퍼링 열처리를 저온에서 실시하게 되면 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기파단의 현상이 일어나게 된다.

이에 따라, 최근에는 일부 합금원소를 미량첨가하여 강도를 향상시키는 방안이 연구 진행되고 있다. 특히, 보론의 경우, 미량첨가를 통해 강도 증가가 최대 100 MPa 까지 도달되는 것을 알 수 있지만 보론량을 적절하게 첨가하지 않으면 스프링 제품의 제조후에 오스테나이트 결정입계(austenite grain boundary)에 존재하는 보론탄화물에 의해 스프링 성형 또는 스프링 사용중에 조기파단되는 문제가 발생한다.

본 발명의 일측면은 조기파단의 원인인 보론탄화물의 생성을 억제시킴으로서, 피로파괴에 대한 저항성을 보다 향상시킨 고강도 고인성 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.5%, B: 0.0005~0.003%, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하를 포함하고,

여기에, Ti: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Nb: 0.005~0.5%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선 및 이를 이용한 스프링을 제공한다.

또한 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;

상기 강선을 850℃ 이상으로 가열한 후 1분 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및

상기 오스테나이트화 후 유냉하고, 350℃ 이상의 온도에서 템퍼링하는 단계

를 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.

또한, 상기 템퍼링된 강선을 코일링하여 스프링을 제조하는 단계를 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의할 경우에는 보론탄화물에 의한 피로파단을 억제함으로서, 피로파괴 저항성이 우수한 고강도, 고인성의 스프링용 강선, 이를 이용한 스프링 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점, 보론첨가시 오스테나이트 입계(austenite grain boundary)에 보론탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)이 다량 존재하게 되어 스프링 가공중 또는 스프링 사용중에 조기파단이 일어나는 현상을 해결하기 위해 깊이 연구하였다.

연구결과, 보론 및 탄소의 함량과 열처리 조건을 적절하게 제어할 경우에 스프링의 강도는 물론 인성과 부식피로저항성이 대폭 향상될 수 있다는 점을 발견하고 본 발명에 이르게 되었다.

따라서, 본 발명에 의해 제공되는 스프링용 강선 및 스프링은 보론 및 탄소량의 상관관계에 의해서, 강선을 가공 열처리하는 중에 보론탄화물, Fe₂₃(C,B)₆ 의 생성을 억제하게 되고, 그로 인한 파단이 조기에 발생되지 않는 피로파괴 저항성이 우수한 스프링용 강선 및 스프링을 특징으로 한다.

즉, 본 발명은 보론을 과다 첨가할 경우에 선재압연 및 냉각 후에 페라이트 및 펄라이트 입계에 Fe₂₃(C,B)₆ 보론탄화물이 생성되어 스프링 담금질(quenching) 및 템퍼링(tempering)열처리 후에도 잔존하게 되어 스프링 성형 및 사용중에 파손되는 원인을 규명하고, 이를 해결하기 위하여, 보론 첨가량 및 스프링 열처리 조건을 제어하면 첨가된 보론은 열처리 중 보론탄화물보다 자유(free)보론으로 고용되게 되고, 구오스테나이트 입계(prior austenite grain boundary)에 형성되는 보론탄화물의 크기를 최소화하고, 그 분포를 적절히 제어하게 되어 우수한 피로파괴 저항성과 고강도, 고인성화를 동시에 달성하였다.

이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하, 중량%).

C : 0.4~0.7%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.4% 이상 함유시킨 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.7%를 초과하는 경우에는 소입소려처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어지게 될 뿐만 아 니라, 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 0.7% 이하로 하는 것이 바람직하다.

Si : 1.0~3.0%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나, 상기 Si 함량이 1.0% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.0%로 제한될 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 1.5% 이상으로 한다. 그리고 Si 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.0~3.0%으로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn : 0.3~2.5%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서, 상기 Mn 함량이 0.3% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 2.5%를 초과하는 경우에는 인성이 저하되어 결함감수성이 높아지고 부식피트가 생겼을 때 수명이 저하되는 원인이 되므로 상기 Mn의 함량은 0.3~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.01~2.0%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한원소이다. 그러나, Cr 함량이 0.01% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 Cr의 첨가량은 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.01~1.5%

Mo는 소입성 및 인성, 템퍼링 강도를 향상시키기 위하여 첨가되는 원소이다. Mo의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 1.5%를 초과하는 경우에는 스프링 내의 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Mo 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

B : 0.0005~0.003%

상기 B의 첨가는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 높이고 담금질성의 향상으로 입자경계 강도를 높이는 효과를 갖는다. 그 함량이 0.0005% 미만에서는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한 0.003%를 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되거나, 보론탄화물이 오스테나이트 입계에 존재하게 되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다, 특히 오스테나이 트화 열처리 전 페라이트 및 펄라이트 입계에 보론탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)이 생성되고, 이렇게 미리 생성된 Fe₂₃(C,B)₆ 보론탄화물은 스프링용 강선 및 스프링 상기 오스테나이트 열처리 중에 완전히 고용되지 않고 최종 템퍼링 후에도 입계면에 존재하게 되어 스프링 성형 또는 사용중에 파손이 되는 원인이 되므로, 그 함량을 0.001~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.

O : 0.0015% 이하

상기 O의 함량은 0.0015% 이하로 한정하는데, 0.0015%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다.

Al : 0.01% 이하

상기 Al의 첨가는 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. Al 함량이 0.01%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.

P 및 S : 각각 0.02% 이하

상기 P와 S의 함량은 각각 0.02% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.02%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.

N : 0.02% 이하

질소는 붕소와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬우며, 소입효과를 감소시키는 원소이다. 따라서, 질소의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으나, 공정부하를 고려할 경우 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.005~0.5%, Ti: 0.005~0.5% 및 Nb: 0.005~0.5%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 또는 2종 이상을 첨가함으로서 강의 강도와 인성을 향상시킨다.

상기 V, Ti 및 Nb는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이다. 또한 Ti는 강철중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어, 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. 상기 V, Ti 및 Nb 함량을 각각 0.005~0.5% 범위로 한정하였는 바, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.

상기 조성에 추가적으로 Ni: 0.01~2.0% 또는 Cu: 0.01~1.0%를 첨가할 수 있다.

Ni : 0.01~2.0%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 2.0%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu : 0.01 ~ 1.0%

Cu 는 내식성을 향상시키는데 필요한 원소이지만 0.01 % 미만에서는 그러한 효과를 충분히 기대할 수 없고, 1.0%를 초과하는 경우에는 열간압연 중 균열 등의 문제를 만들어 내기 때문에 0.01 ~ 1.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 본 발명의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 스프링용 강선 및 스프링은 템퍼드 마르텐사이트를 기지조직으로 하고, 부피분율로 1~15%의 잔류 오스테나이트를 포함한다.

본 발명의 스프링용 강선 또는 스프링을 제조할 때에는 하기 오스테나이트화 열처리 후, 유냉 및 템퍼링을 실시하여 고강도 및 고인성화를 실시하게 된다. 이때 오스테나이트화 및 유냉 열처리를 실시하게 되면 마르텐사이트와 3~20% 정도의 부피분율를 갖는 미변태 잔류오스테나이트와 일부 탄화물로 구성된다. 이후 고인성화를 위해 템퍼링 열처리를 실시하게 되면 마르텐사이트 조직은 템퍼링되고, 잔류오스테나이는 일부 페라이트와 탄화물로 변태하여 1~15% 정도의 부피분율을 가지게 되는 것이다. 또한, 템퍼링 중 미세한 탄화물도 생성이 되게 된다.

본 발명의 스프링용 강선 및 스프링은 보론 탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)이 구오스테나이트 입계(prior austenite grain boundary)를 따라 폭 0.1㎛이하, 길이 0.2㎛이하로 존재하고, 그 길이분율(보론탄화물 길이/구오스테나이트 입계 길이)이 10%이하인 것이 만족한다.

상기 보론 탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)의 크기와 길이 분율은 스프링의 인성 및 단면감소율 등에 문제가 되지 않는 범위를 나타낸 것이다. 즉, 전술한 바와 같이 상기 보론 탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)은 조기 피로파단의 원인이 되는 것으로 상기 크기와 길이분율을 만족하는 경우에 크랙전파 민감도가 저하되어, 스프링용 강선 및 스프링의 피로수명에 악영향을 미치기 때문에 그 폭, 길이 및 길이 분율을 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 보론의 함량이 30ppm을 초고하게 되면, 선재압연 및 냉각후에 페라이트 및 펄라이트 입계에 Fe₂₃(C,B)₆ 보론탄화물이 생성되어 스프링 켄 칭(quenching) 및 템퍼링(tempering) 열처리 후에도 잔존하게 되어 스프링 성형 및 사용중에 파손을 일으키는 원인이 된다.

즉, 본 발명에서는 보론 첨가량을 적절히 제어하고, 스프링 열처리 조건을 제어함으로서, 첨가된 보론이 열처리 중 보론탄화물 보다 자유(free)보론으로 고용되게 되고, 구오스테나이트 입계(prior austenite grain boundary)에 형성되는 보론탄화물의 크기를 최소화하고, 그 분포를 적절히 제어하게 되어 우수한 피로파괴 저항성과 고강도, 고인성화를 동시에 달성할 수 있게 된다

이하, 본 발명의 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

통상적으로 강선재를 신선하여 제조된 강선을 냉간가공하여 스프링을 제조할 때, 강선재를 신선하여 제조된 강선을 가공 열처리하는 단계를 포함하게 된다. 상기 가공 열처리는 강선을 가열하여 오스테나이트화 하고, 유냉한 후 템퍼링하는 단계로 이루어진다.

먼저, 본 발명의 스프링용 강선의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명은 상기 조성을 만족하는 강선재를 신선하여 강선을 제조한 후, 상기 강선을 850℃ 이상으로 가열한 후 1분이상 유지하는 오스테나이트화 단계를 포함한다. 상 기 오스테나이트화를 통하여 오스테나트 입계에 보론탄화물이 생성되는 것을 억제하게 된다. 바람직하게는 850~980℃의 온도범위로 가열하고, 1~5분간 유지한다.

이후, 유냉을 실시한 후 350℃이상의 온도에서 템퍼링을 행하여 본 발명의 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선을 제조한다. 상기 유냉 및 템퍼링을 통하여 원하는 강도 및 단면감소율, 인성을 확보할 수 있다.

일예로, 상기 성분계를 만족하는 강선을 850~980℃ 범위에서 1~5분 정도 유지하는 오스테나이트화 단계를 거치고 유냉한 후, 400~450℃ 에서 30~50분 정도 템퍼링을 실시하면 단면감소율이 30% 이상 확보되면서 210~240kgf/㎟ 의 인장강도를 얻을 수 있고, 상기의 동일한 오스테나이트화 조건에서 350~450℃ 에서 1~50분 정도 템퍼링을 실시하면 단면감소율이 30% 이상 확보되면서 220~250 kgf/℃ 의 인장강도를 얻을 수 있다.

본 발명의 스프링을 제조하는 방법은 상기 가공 열처리를 행한 강선에 대하여, 통상의 코일링 단계를 거쳐 스프링을 제조한다.

이하, 본 발명의 실시예에 대하여 상세히 설명한다. 다만 본 발명은 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다.

(실시예)

하기 표 1에 나타내는 성분조성의 강재를 50kg 진공용해로에 용제하고 잉곳(ingot)을 제작한 뒤 냉각했다. 이렇게 얻어진 잉곳을 1100℃에서 가열한 후 선재 열간압연을 실시하였다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	Cu	B	V	Ti	Nb	Al	O	P	S	N
비교예 1	0.45	1.5	0.7	0.7				0.008		0.1		0.001	0.0008	0.01	0.03	0.01
비교예 2	0.53	2.2	1.2	0.7				0.01	0.20			0.01	0.0009	0.008	0.008	0.02
비교예 3	0.63	2.3	0.7	1.5				0.005	0.15			0.06	0.0012	0.009	0.007	0.008
비교예 4	0.7	1.4	0.6	0.8	0.05			0.0045			0.2	0.07	0.0013	0.03	0.01	0.01
비교예 5	0.59	2.8	2.0	1.15	1.0			0.0055	0.07			0.0035	0.0007	0.007	0.008	0.003
발명예 1	0.52	2.8	0.65	1.15	0.25			0.0025	0.1	0.2		0.0035	0.0007	0.007	0.008	0.003
발명예 2	0.58	2.7	0.7	0.45	0.3	0.33	0.3	0.0015	0.15		0.3	0.002	0.0005	0.013	0.007	0.004
발명예 3	0.44	2.6	0.65	0.6	0.3	0.15	0.15	0.0028	0.2			0.005	0.0004	0.008	0.013	0.003
발명예 4	0.59	2.5	0.46	1.15	0.55			0.001	0.4	0.1		0.0065	0.0007	0.013	0.009	0.004
발명예 5	0.5	2.1	0.83	1.35	0.75	0.55	0.3	0.0012		0.2	0.2	0.0045	0.0009	0.016	0.014	0.002
발명예 6	0.62	1.9	0.89	0.95	0.8	1.14	0.55	0.0005	0.3		0.3	0.008	0.0012	0.004	0.01	0.003
발명예 7	0.63	2.5	0.63	0.6	0.3	0.15		0.002	0.2			0.005	0.0004	0.008	0.013	0.003
발명예 8	0.59	2.3	0.45	1.15	0.55	0.71	0.5	0.001		0.3		0.0065	0.0007	0.013	0.009	0.004
발명예 9	0.63	2.1	0.85	1.35	0.75	0.55	0.3	0.0015	0.15		0.3	0.0045	0.0009	0.016	0.014	0.002

상기 표 1의 조성을 갖는 강재에 대하여 선재압연하고, 신선하여 12㎜의 직경을 갖는 강선을 제작하였다. 상기 강선에 대하여, 930℃에서 2분간 가열하여 오스테나이트화하고, 50~60℃에서 유냉한 후, 하기 표 2의 템퍼링 온도로 템퍼링 처리를 하였다.

한편, 상기 선재압연을 행한 후, 상기 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진을 도 1에 나타내었다. 도 1에 나타난 바와 같이, Fe₂₃(C,B)₆ 보론탄화물이 페라이트 내지 펄라이트 입계를 따라 형성되는 것을 확인할 수 있었다.

또한, 상기 오스테나이트화 및 유냉 열처리 후, 상기 비교예 1 및 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진을 도 2 및 도 3에 각각 나타내었다. 도 2의 비교예 1에서는 유냉 후에도 여전히 보론 탄화물이 잔존하고 있으나, 도 3의 발명예 1에서는 보론 탄화물을 관찰할 수 없으므로, 30ppm 이하의 보론 첨가시에는 유냉 후 보론이 충분히 고용되는 것을 알 수 있다.

상기 템퍼링 공정까지 완료한 후의 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진인 도 4를 살펴보면, 여전히 보론 탄화물이 잔존하고 있는 것을 확인할 수 있다.

한편, 상기와 같이 제조된 비교예와 발명예의 인장강도 및 단면감소율을 측정하고, 피로파괴에 대한 저항성을 평가하기 위하여, 피로수명을 측정하여 그 결과를 표 2에 나타내었다. 상기 피로수명은 피로시험용 시험편은 스프링 실물을 사용하였으며 용도에 따라 여러 규격을 이용하였고, 스프링 파단이 일어나기까지의 시간을 측정하였으며 30만회 이상일 경우에는 양호한 것으로 판단하였다. 이때 응력값은 설계응력 120kgf/㎟ 이상으로 행하였다.

구분	템퍼링 온도(℃)	TS(kgf/㎟)	단면감소율(%)	피로수명(만회)
비교예 1	400	180	35	19
비교예 2	410	190	36	10
비교예 3	380	200	32	25
비교예 4	370	205	33	20
비교예 5	430	195	38	22
발명예 1	380	220	43	53
발명예 2	370	232	38	65
발명예 3	390	225	40	60
발명예 4	360	245	37	55
발명예 5	405	235	39	70
발명예 6	420	225	43	70이상
발명예 7	410	240	40	60
발명예 8	430	220	42	63
발명예 9	435	225	44	67

상기 표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 조성 및 제조조건을 만족하는 발명예에서는 피로수명이 30만회 이상을 만족하면서 인장강도가 220kgf/㎟ 이상을 나타내고 있으며, 단면감소율도 35% 이상으로 충분한 가공성 및 인성을 가지는 것을 확인할 수 있다. 이에 반해, 비교예에서는 단면감소율은 일정수준을 만족하나, 인장강도가 220kgf/㎟에 미치지 못하며, 피로수명도 30만회 미만으로 가공성 및 인성이 열위에 있는 것을 확인할 수 있다.

한편, 상기 비교예와 발명예의 Fe₂₃(C,B)₆ 보론탄화물을 관찰하고 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

구분	Fe₂₃(C,B)₆
구분	평균폭(㎛)	평균길이(㎛)	길이분율(%)	피로수명(만회)
비교예 1	0.3	0.4	35	19
비교예 2	0.17	0.3	30	10
비교예 3	0.2	0.32	25	25
비교예 4	0.2	0.27	18	20
비교예 5	0.15	0.25	13	22
발명예 1	0.09	0.18	9	53
발명예 2	0.09	0.17	6	65
발명예 3	0.08	0.17	7	60
발명예 4	0.08	0.18	8	55
발명예 5	0.03	0.14	4.5	70
발명예 6	0.05	0.15	5	70이상
발명예 7	0.08	0.16	6	60
발명예 8	0.06	0.15	5	63
발명예 9	0.06	0.14	5	67

상기 실시예에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정하는 성분 조성, 보론탄화물의 크기와 분율을 만족하는 발명예에 의해 제조된 스프링의 피로시험결과, 30만회이상의 스프링 제조사가 원하는 피로수명을 만족하는 것으로 알 수 있었다.

한편, 피로수명이 30만회 미만을 가지는 비교예 1의 파단을 관찰한 도 5 및 이를 보다 상세하게 관찰한 도 6을 보면, 크랙이 보론탄화물에 의해 입계면을 따라 진행하고 있어, 입계에 존재하는 보론 탄화물에 의해 크랙의 발생 및 전파가 용이한 것을 알 수 있다. 따라서, 본 발명에 의할 경우에는 보론 탄화물의 양이 적고, 그 크기 및 분율을 가지게 되어, 우수한 피로수명을 가지게 된다.

도 1은 선재압연을 행한 후, 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다

도 2는 오스테나이트화 및 유냉 열처리 후, 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 3은 오스테나이트화 및 유냉 열처리 후, 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 4는 템퍼링 공정까지 완료한 후의 비교예 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.

도 5는 비교예 1의 스프링 시험결과 파단이 발생한 면을 관찰한 사진이다.

도 6은 상기 도 5를 보다 자세히 관찰한 사진이다.

Claims

중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.5%, B: 0.0005~0.003%, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하를 포함하고,

여기에, Ti: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Nb: 0.005~0.5%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선.
청구항 1에 있어서,

상기 강선은 Ni: 0.01~2.0% 또는 Cu: 0.01~1.0%을 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선.
청구항 1에 있어서,

상기 강선은 보론 탄화물(Fe₂₃(C,B)₆)이 구오스테나이트 입계를 따라 폭 0.1㎛이하, 길이 0.2㎛이하로 존재하고, 그 길이분율(석출물 길이/구오스테나이트 입계 길이)이 10%이하인 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선.
청구항 1에 있어서,

상기 강선은 내부조직이 템퍼드 마르텐사이트 기지조직에 면적분율로 1~15%의 잔류 오스테나이트를 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선.
청구항 1 내지 4 중 어느 한 항의 스프링용 강선으로 제조된 피로수명이 우수한 고강도 고인성 스프링.
중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Mo: 0.01~1.5%, B: 0.0005~0.003%, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하를 포함하고,

여기에, Ti: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Nb: 0.005~0.5%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;

상기 강선을 850℃ 이상으로 가열한 후 1분 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및

상기 오스테나이트화 후 유냉하고, 350℃ 이상의 온도에서 템퍼링하는 단계

를 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
청구항 6에 있어서,

상기 강선은 Ni: 0.01~2.0% 또는 Cu: 0.01~1.0%을 포함하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
청구항 6에 있어서,

상기 오스테나이트화하는 단계는 850~980℃의 온도범위로 가열하고, 1~5분간 유지하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
청구항 6에 있어서,

상기 템퍼링하는 단계는 350~450℃ 에서 1~50분간 행하는 피로파괴 저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용 강선의 제조방법.
청구항 6 내지 9 중 어느 한 항의 제조방법으로 제조된 스프링용 강선을 코일링하여 스프링을 제조하는 피로수명이 우수한 고강도 고인성 스프링의 제조방법.