KR20110123781A

KR20110123781A - 고강도 스프링용 강선

Info

Publication number: KR20110123781A
Application number: KR1020117022228A
Authority: KR
Inventors: 마사유끼 하시무라; 히또시 데마찌; 다까유끼 기스; 쇼이찌 스즈끼; 모또노부 스에히로; 쥰 가와구찌; 게이이찌 마에까와; 아쯔시 무라까미
Original assignee: 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤; 혼다 기켄 고교 가부시키가이샤; 스즈끼 긴조꾸 고교가부시끼가이샤
Priority date: 2009-07-09
Filing date: 2010-07-09
Publication date: 2011-11-15
Also published as: US8734600B2; JP5591130B2; JPWO2011004913A1; EP2453033B1; CN102378823A; WO2011004913A1; EP2453033A1; EP2453033A4; US20120125489A1

Abstract

질량％로, C:0.67％ 이상, 0.75％ 미만, Si:2.0 내지 2.5％, Mn:0.5 내지 1.2％, Cr:0.8 내지 1.3％, V:0.03 내지 0.20％, Mo:0.05 내지 0.25％, W:0.05 내지 0.30％ 및 N:0.003 내지 0.007％를 함유하고, Mn 및 V의 함유량의 합계가, 0.70％≤Mn＋V≤1.27％이고, Mo 및 W의 함유량의 합계가, 0.13％≤Mo＋W≤0.35％이고, P:0.025％ 이하, S:0.025％ 이하 및 Al:0.003％ 이하로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 6％ 초과 15％ 이하인 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 구 오스테나이트 입도 번호가 10번 이상이고, 원상당 직경이 0.2 내지 0.5㎛인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.06개/㎛² 이하, 원상당 직경이 0.5㎛ 초과인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.01개/㎛² 이하이고, 인장 강도가 2100 내지 2350㎫인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선.

Description

고강도 스프링용 강선{STEEL WIRE FOR HIGH-STRENGTH SPRING}

본 발명은 냉간에서 코일링되고, 또한 열처리, 질화 처리, 숏피닝 등을 실시하여 제조되는 고강도 스프링의 소재로서 사용되는 고강도 스프링용 강선에 관한 것이다.

자동차의 경량화, 고성능화에 수반하여, 자동차 엔진의 밸브 스프링, 서스펜션의 현가 스프링, 클러치 스프링, 브레이크 스프링 등의 스프링에의 부하가 증대되고, 최근에는 인장 강도가 2000㎫를 초과하는 고강도 스프링용 강선이 요구되고 있다.

고강도 스프링을 제조할 때에는, 소재인 고강도 스프링용 강선을 냉간에서 코일링(냉간 코일링)하고, 또한 변형 제거 어닐링 등의 열처리나, 질화 처리가 실시된다. 그로 인해, 고강도 스프링용 강선에는, 가열에 의한 연화의 억제, 즉, 템퍼링 연화 저항이 요구된다.

또한, 스프링에는 피로 특성이 요구되므로, 고강도 스프링용 강선을 소재로 하고, 또한 질화 처리나 숏피닝에 의해, 스프링의 표층의 경도를 높이고 있다.

그러나 스프링의 내구성 중, 피로 변형(settling) 특성에 대해서는 표층의 경도에 의해 정해지는 것이 아니라, 스프링의 모재의 경도가 크게 영향을 미친다. 그로 인해, 피로 변형 특성을 향상시키기 위해서도, 고강도 스프링용 강선의 템퍼링 연화 저항이 중요하다.

또한, 냉간 코일링의 경우, 소재인 고강도 스프링용 강선을 제조할 때에, 급속 가열 및 급속 냉각이 가능한 오일 템퍼 처리나 고주파 처리 등을 이용할 수 있다. 그로 인해, 스프링용 강선의 구 오스테나이트 입경을 작게 하는 것이 가능하여, 파괴 특성이 우수한 스프링이 얻어진다.

그러나 스프링용 강선의 강도가 높아지면, 냉간 코일링에서는, 절손이 발생하여, 스프링 형상으로 성형할 수 없는 경우도 있다.

이러한 문제에 대해, 본 발명자들의 일부는, 잔류 오스테나이트, 비금속 개재물, 탄화물 등을 제어한 고강도 스프링용 강선을 제안하고 있다(예를 들어, 특허 문헌 1 내지 6 참조).

특허 문헌 1 및 2에서 제안한 고강도 스프링강은, 냉간 코일링에 의해 가공 유기 마르텐사이트로 변태하여, 가공성을 저하시키는 잔류 오스테나이트의 생성이나, 파괴의 기점이 되는 비금속 개재물을 억제한 것이다.

또한, 특허 문헌 3에서 제안한 고강도 스프링강은, 탄화물을 제어하고, 구 오스테나이트를 미세화하여, 강도와 냉간 코일링성의 양립을 도모한 것이다.

또한, 특허 문헌 4 내지 7에서 제안한 고강도 스프링강은, 잔류 오스테나이트 및 탄화물을 제어하고, 구 오스테나이트를 미세화하여, 강도와 냉간 코일링성의 양립을 도모한 것이다. 특히, 파괴 기점이 되는 조대한 산화물이나 탄화물의 생성을 억제하고, 탄화물의 석출 상태에 더하여, 잔류 오스테나이트를 제어하여, 고강도 스프링용 강선의 피로 특성 및 가공성의 열화를 억제한 것이다.

일본 특허 출원 공개 제2000-169937호 공보 일본 특허 출원 공개 제2003-3241호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-180198호 공보 일본 특허 출원 공개 제2002-235151호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-183137호 공보 일본 특허 출원 공개 제2006-342400호 공보 국제 공개 WO 2007/114491호

그러나 최근, 고강도 스프링의 내구성을 높이기 위해, 질화 처리의 고온화가 검토되고 있다. 그로 인해, 고강도 스프링용 강선에는, 템퍼링 연화 저항의 가일층의 향상이 요구되게 되었다.

특허 문헌 4 내지 7에서 제안한 고강도 스프링용 강선은, 강도와 냉간 코일링성의 양립에 대해서는 개선할 수 있었지만, 템퍼링 연화 저항과 냉간 코일링성의 양립에 대해서는 검토가 충분하지 않았다.

본 발명은 냉간 코일링성이 우수하고, 500℃에서 1시간 유지된 후라도 인장 강도 및 경도를 유지하는, 우수한 템퍼링 연화 저항을 갖는 고강도 스프링용 강선을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, C, Si, Mn, Cr, V의 함유량을 엄밀하게 제어하여 구상 탄화물의 생성을 억제하고, 또한 잔류 오스테나이트를 활용함으로써, 스프링용 강선의 강도 및 냉간 코일링성이 종래보다도 향상된다고 하는 지식을 얻었다.

또한, 본 발명자들은, 종래보다도 고온에서 템퍼링을 행하였을 때의, 고강도 스프링용 강선의 템퍼링 연화 저항에 대해서도 검토를 행하였다.

그 결과, 고강도 스프링용 강선의 템퍼링 연화 저항을 향상시키기 위해서는, Mo 및 W를 복합 첨가하고, Mo 및 W의 함유량의 합계 (Mo＋W)를 제어하는 것이 필요하다고 하는 지식을 얻었다.

본 발명은 이러한 지식에 기초하여 이루어진 것이며, 그 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 질량％로,

C:0.67％ 이상, 0.75％ 미만,

Si:2.0 내지 2.5％,

Mn:0.5 내지 1.2％,

Cr:0.8 내지 1.3％,

V:0.03 내지 0.20％,

Mo:0.05 내지 0.25％,

W:0.05 내지 0.30％ 및

N:0.003 내지 0.007％

를 함유하고, Mn 및 V의 함유량의 합계가, 0.70％≤Mn＋V≤1.27％이고, Mo 및 W의 함유량의 합계가, 0.13％≤Mo＋W≤0.35％이고,

P:0.025％ 이하,

S:0.025％ 이하 및

Al:0.003％ 이하

로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 6％ 초과 15％ 이하의 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 구 오스테나이트 입도 번호가 10번 이상이고, 원상당 직경이 0.2 내지 0.5㎛인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.06개/㎛² 이하, 원상당 직경이 0.5㎛ 초과인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.01개/㎛² 이하이고, 인장 강도가 2100 내지 2350㎫인 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강선.

(2) 항복 강도가 1470 내지 1980㎫인 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고강도 스프링용 강선.

(3) 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도가 570 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 스프링용 강선.

본 발명에 따르면, 냉간 코일링성이 우수하고, 또한 고온 가열 후에도 인장 강도 및 경도를 유지하는, 연화 저항이 우수한 고강도 스프링용 강선을 제공할 수 있어, 내구성이 우수한 고강도 스프링을 얻을 수 있다.

도 1은 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 구상 탄화물의 일례를 나타내는 도면이다.
도 2는 시험편에 노치를 형성하는 펀치의 형상을 도시하는 도면이다.
도 3은 시험편에 노치를 형성하는 공정을 도시하는 도면이다.
도 4는 노치 굽힘 시험의 개요를 도시하는 도면이다.
도 5는 노치 굽힘 각도의 측정 방법을 도시하는 도면이다.

본 발명은, 특히 냉간 코일링성 및 템퍼링 연화 저항이 우수한 고강도 스프링용 강선이고, 본 발명의 강선을 소재로 하여 제조된 고강도 스프링은, 피로 특성 및 피로 변형 특성이 우수하다.

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 종래보다도 파괴의 기점이 되는 조대한 구상 탄화물의 생성을 더욱 억제하기 위해, C 및 V의 첨가량을 최적의 범위로 하고 있다.

또한, 종래보다도 강도를 높이고, 또한 냉간 코일링성을 확보하기 위해, Mn 및 V의 첨가량을 최적화하고, 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성에 의한 연성의 향상을 이용하고 있다.

또한, 종래보다도 고온에서의 열처리를 실시한 후라도 경도를 유지할 수 있도록 Mo 및 W의 첨가량을 최적화하여, 템퍼링 연화 저항을 향상시키고 있다.

우선, 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 성분에 대해 설명한다. 여기서, 성분에 대한 ％는, 질량％를 의미한다.

C:0.67％ 이상, 0.75％ 미만

C는, 강재의 강도에 큰 영향을 미치고, 잔류 오스테나이트의 생성에도 기여하는 중요한 원소이다. 본 발명에서는, 충분한 강도를 얻을 수 있도록, C량은 0.67％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.70％ 초과이다.

한편, C량이 0.75％ 이상으로 되면 과공석(過共析)으로 되어, 조대한 시멘타이트가 다량으로 석출되어, 인성(靭性)이 현저하게 저하된다. 또한, C량이 과잉이면, 조대한 구상 탄화물이 생성되어, 코일링성을 손상시킨다. 따라서, C량은 0.75％ 미만으로 한다.

Si:2.0 내지 2.5％

Si는, 강의 템퍼링 연화 저항 및 스프링의 피로 변형 특성을 향상시키는 중요한 원소로, 2.0％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 또한, Si는, 시멘타이트의 구상화 및 미세화에도 유효하고, 조대한 구상 탄화물의 생성을 억제하기 위해, 2.1％ 이상의 Si를 첨가하는 것이 바람직하다. 질화 처리 등, 표층을 경화시키는 처리를 행한 후, 내부 경도를 높이기 위해서는, 2.2％ 이상의 Si를 첨가하는 것이 바람직하다. 한편, Si를 과잉으로 첨가하면, 강선이 경화되고, 취화되므로, Si량의 상한을 2.5％로 한다.

Mn:0.5 내지 1.2％

Mn은, 켄칭성을 높이고, 잔류 오스테나이트량을 안정적으로 확보하기 위해 중요한 원소이다. 본 발명에서는, 강선의 인장 강도를 높이고, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해, Mn을 0.5％ 이상 첨가한다. 한편, Mn을 과잉으로 첨가하면, 잔류 오스테나이트가 증가하고, 가공시에, 가공 유기 마르텐사이트가 생성되어, 냉간 코일링성을 손상시킨다. 과잉의 Mn의 첨가에 의한 취화를 방지하기 위해, Mn량의 상한을 1.2％ 이하로 한다.

또한, 인장 강도를 높이기 위해서는, Mn량을 0.65％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 냉간 코일링성을 향상시키는 경우에는, Mn량을 1.1％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 더욱 바람직한 Mn량의 상한은, 0.90％ 이하이다.

V:0.03 내지 0.20％

V는, 질화물, 탄화물, 탄질화물을 생성하는 원소이다. 원상당 직경이 0.2㎛ 미만인 미세한 V의 질화물, 탄화물, 탄질화물은, 구 오스테나이트의 미세화에 유효하고, 또한 질화 처리에 의한 표층의 경화에도 이용할 수 있다.

이들 효과를 얻기 위해서는, V를 0.03％ 이상 첨가하는 것이 필요하다. 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서는, V를 0.05％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

한편, 0.20％ 초과의 V를 첨가하면, 조대한 구상 탄화물이 생성되어, 냉간 코일링성 및 스프링의 피로 특성을 손상시킨다. 따라서, V량의 상한을 0.2％로 한다. 또한, V의 첨가에 의해, 신선 가공 전에, 균열이나 신선시의 단선의 원인으로 되는 과냉 조직을 발생시키기 쉬워진다. 그로 인해, V량의 상한을 0.15％로 하는 것이 바람직하다.

또한, V는 Mn과 마찬가지로 잔류 오스테나이트의 생성에 크게 영향을 미치는 원소이므로, V량을, Mn량과 함께, 정밀하게 제어하는 것이 필요하다.

0.70％≤Mn＋V≤1.27％

Mn과 V는 켄칭성을 향상시키는 원소이며, 잔류 오스테나이트의 생성에 대한 영향도 크다. 그로 인해, 본 발명에서는, Mn 및 V의 함유량의 합계 (Mn＋V)를 0.7 내지 1.27％로 한다.

체적률로 6％ 초과의 잔류 오스테나이트량을 확보하기 위해서는, (Mn＋V)의 하한값을 0.7％로 하는 것이 필요하다. 그 결과, 변태 유기 소성에 의해 연성이 향상되어, 냉간 코일링성을 확보할 수 있다.

한편, 잔류 오스테나이트를 체적률로 15％ 이하로 하기 위해서는, (Mn＋V)의 상한값을 1.27％로 하는 것이 필요하다. 이에 의해, 냉간 코일링시의 타흔에 의한 가공 유기 마르텐사이트의 생성이 억제되어, 국소적인 취화를 방지할 수 있다. 항복 강도를 높이기 위해서는, (Mn＋V)의 상한값을 1.25％로 하는 것이 바람직하다.

Mo:0.05 내지 0.25％

Mo는, 켄칭성을 높이는 원소이고, 또한 템퍼링 연화 저항의 향상에도 극히 유효하다. 본 발명에서는, 특히 템퍼링 연화 저항을 높이기 위해, 0.05％ 이상의 Mo를 첨가한다. 또한, Mo는, 강 중에서 Mo계 탄화물을 생성하는 원소이기도 하고, Mo계 탄화물이 석출되는 온도는, V 등의 탄화물에 비하면 낮다. 그로 인해, 적량의 Mo의 첨가는 탄화물의 조대화의 억제에도 유효하고, 0.10％ 이상의 Mo를 첨가하는 것이 바람직하다.

한편, Mo의 첨가량이 0.25％를 초과하면, 열간 압연이나, 신선 가공 전의 파텐팅 등에 의해 과냉 조직을 발생시키기 쉬워진다. 따라서, 균열이나 신선시의 단선의 원인으로 되는 과냉 조직의 생성을 억제하기 위해, Mo량의 상한을 0.25％로 한다. 또한, Mo량이 많으면, 파텐팅 처리에서, 펄라이트 변태 종료까지의 시간이 길어지므로, Mo량을 0.15％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

W:0.05 내지 0.30％

W는, Mo와 마찬가지로, 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항의 향상에 유효한 원소이고, 또한 강 중에서 탄화물로서 석출되는 원소이다. 본 발명에서는, 특히 템퍼링 연화 저항을 높이기 위해, 0.05％ 이상의 W를 첨가한다.

한편, W를 과잉으로 첨가하면, 균열이나 신선시의 단선의 원인으로 되는 과냉 조직의 생성을 억제하기 위해, W량을 0.30％ 이하로 하는 것이 필요하다. 또한, 열처리의 용이성 등을 고려하면, W량은 0.10 내지 0.20％가 바람직하고, 나아가서는 0.13 내지 0.18％가 바람직하다.

0.13％≤Mo＋W≤0.35％

Mo 및 W는, 템퍼링 연화 저항의 향상에 유효한 원소이며, 본 발명에서는 양자를 복합하여 첨가한다. 그 결과, Mo, W를 단독으로 첨가하는 것보다도, 탄화물의 성장이 억제되어, 템퍼링 연화 저항을 현저하게 높일 수 있다. 특히, 500℃로 가열하였을 때의 템퍼링 연화 저항을 높이기 위해서는, (Mo＋W)를 0.13％ 이상으로 하는 것이 필요하다. 템퍼링 연화 저항을 더욱 높이기 위해서는, (Mo＋W)를 0.15％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, (Mo＋W)가 0.35％를 초과하면, 열간 압연이나, 신선 가공 전의 파텐팅 등에 의해 마르텐사이트나 베이나이트 등의 이른바 과냉 조직을 발생시킨다. 따라서, 균열이나 신선시의 단선의 원인으로 되는 과냉 조직의 생성을 억제하기 위해, (Mo＋W)의 상한을 0.35％로 한다. 또한, 후술하는 구상 탄화물의 개수를 가능한 한 적게 하여, 템퍼링 연화 저항을 보다 향상시키고, 또한 냉간 코일링성의 열화의 방지를 보다 효과적인 것으로 하는 관점에서, (Mo＋W)의 상한은 0.24％로 하는 것이 바람직하다.

Cr:0.8 내지 1.3％

Cr은, 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항을 향상시키기 위해 유효한 원소이며, 본 발명에서는 0.8％ 이상의 Cr을 첨가한다. 질화 처리를 행하는 경우에는, Cr의 첨가에 의해 질화에 의한 경화층을 깊게 할 수 있다. 따라서, 질화에 의한 경화와 질화 온도에 의한 연화 저항을 부여하는 경우에는, 1.0％ 초과의 Cr을 첨가하는 것이 바람직하다.

한편, Cr량이 과잉이면, 제조 비용이 높아질 뿐만 아니라, 탄화물의 용해를 저해하고, 미용해 탄화물이 많아져 코일링성을 저해하므로, Cr량의 상한을 1.3％로 한다. 또한, C량이 많은 경우는, 조대한 시멘타이트의 생성을 억제하기 위해, Cr량을 1.2％ 이하로 억제하는 것이 바람직하다. 또한, 강도와 코일링성을 양립시키기 위해서는, Cr량의 상한을 1.1％로 하는 것이 바람직하다.

N:0.003 내지 0.007％

N은, 본 발명에서는, 강 중에 포함되는 V와 질화물을 형성하는 원소이다. 미세한 질화물을 이용하여, 구 오스테나이트를 미세화하기 위해, 본 발명에서는 0.003％ 이상의 N을 함유시킨다.

한편, N량이 과잉이면, 질화물이 조대화되어, 냉간 코일링성이나 피로 특성이 저하된다. 따라서, N량의 상한을 0.007％로 한다. 또한, 열처리 등의 용이성을 고려하면 N량의 상한은 0.005％가 바람직하다.

P:0.025％ 이하

P는 불순물이며, 강을 경화시키고, 편석을 발생시키고, 취화시키므로, P량을 0.025％ 이하로 제한한다. 또한, 구 오스테나이트 입계에 편석된 P는, 인성이나 내지연 파괴 특성 등을 저하시키므로, P량을 0.015％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 강선의 인장 강도가 2150㎫를 초과하는 경우에는, P량을 0.010％ 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.

S:0.025％ 이하

S도 불순물이며, 강 중에 존재하면 강을 취화시키므로, S량을 0.025％ 이하로 제한한다. S의 영향을 억제하기 위해서는, Mn의 첨가가 유효하다. 그러나 MnS는 개재물이며, 특히 고강도 강에서는, MnS가 파괴의 기점으로 되는 경우가 있다. 따라서, 파괴의 발생을 억제하기 위해서는, S량을 0.015％ 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 또한, 강선의 인장 강도가 2150㎫를 초과하는 경우에는, S량을 0.010％ 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.

Al:0.003％ 이하

Al은 탈산 원소로, 산화물의 생성에 영향을 미치고, 경질인 산화물을 생성하면, 피로 내구성이 저하된다. 특히, 고강도 스프링에 있어서는, Al을 과잉으로 첨가하면, 피로 강도가 변동되어, 안정성을 손상시킨다. 본 발명의 고강도 스프링용 강선에서는, Al량이 0.003％를 초과하면, 개재물에 기인하는 파단 발생율이 많아지므로, Al량을 0.003％ 이하로 제한한다.

다음에, 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 금속 조직에 대해 설명한다. 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 금속 조직은, 체적률로 6％ 초과, 15％ 이하의 잔류 오스테나이트와, 템퍼링 마르텐사이트로 이루어진다.

구 오스테나이트 입도 번호:10번 이상

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 템퍼링 마르텐사이트를 주요한 조직으로 하고 있어, 구 오스테나이트 입도가 특성에 큰 영향을 미친다. 즉, 구 오스테나이트의 입경을 미세하게 하면, 미립화의 효과에 의해, 피로 특성이나 코일링성이 향상된다.

본 발명에서는, 충분한 피로 특성이나 코일링성을 얻기 위해, 구 오스테나이트 입도 번호를 10번 이상으로 한다. 구 오스테나이트의 미세화는, 특히 고강도 스프링용 강선의 특성의 향상에 유효하고, 구 오스테나이트 입도 번호를 11번, 나아가서는 12번 이상으로 하는 것이 바람직하다.

구 오스테나이트의 입경을 미세하게 하기 위해서는, 켄칭의 가열 온도의 저하나, 가열 시간의 단축이 유효하다. 그러나 과잉으로 켄칭시의 가열 온도를 저하시키거나, 가열 시간을 단축하면, 조대한 구상 탄화물이 잔존할 가능성이 있다. 그로 인해, 구 오스테나이트 입도 번호의 바람직한 상한은 13.5번 이하이다. 또한, 구 오스테나이트 입도 번호는, JIS G 0551에 준거하여 측정한다.

잔류 오스테나이트:6％ 초과 내지 15％(체적률)

잔류 오스테나이트는, 냉간 코일링성의 향상에 유효하다. 본 발명에서는, 냉간 코일링성을 확보하기 위해, 잔류 오스테나이트의 체적률을 6％ 초과로 한다.

한편, 잔류 오스테나이트가 체적률로 15％를 초과하면, 가공 유기 변태에 의해 생성된 마르텐사이트에 의해, 냉간 코일링 특성이 저하된다. 따라서, 잔류 오스테나이트의 체적률을 15％ 이하로 한다.

잔류 오스테나이트의 체적률은, X선 회절법이나, 자기 측정법에 의해 구할 수 있다. 이 중, 자기 측정법은, 간편하게 잔류 오스테나이트의 체적률을 측정할 수 있는 바람직한 측정 방법이다.

또한, 잔류 오스테나이트는, 템퍼링 마르텐사이트에 비해 연질이므로 항복 강도를 저하시키고, 또한 변태 유기 소성에 의해 연성을 향상시키므로, 냉간 코일링성의 향상에 현저하게 기여한다.

한편, 잔류 오스테나이트는, 편석부, 구 오스테나이트 입계나 서브 그레인에 끼워진 영역 부근에 잔류하는 경우가 많으므로, 가공 유기 변태에 의해 생성된 마르텐사이트(가공 유기 마르텐사이트)가, 파괴의 기점으로 된다.

그리고 잔류 오스테나이트가 증가하면, 상대적으로 템퍼링 마르텐사이트가 감소한다. 금속 조직은, 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어져 있다.

그로 인해, 종래는 잔류 오스테나이트에 의한 강도 및 냉간 코일링성의 저하가 문제로 되어 있었다. 그러나 2000㎫를 초과하는 고강도가 요구되는 본 발명의 스프링용 강선에서는, C, Si, Mn, Cr 등의 첨가량이 많아지므로, 냉간 코일링성의 향상에는 잔류 오스테나이트의 변태 유기 소성의 이용이 극히 유효하다.

또한, 최근에는, 고정밀도의 스프링 가공 기술에 의해, 스프링 성형시에 생성되는 가공 유기 마르텐사이트에 의해, 국부적인 고경도부가 생성되어도, 어느 정도 코일링 특성의 열화를 억제하는 것이 가능해졌다.

구상 탄화물

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 강도를 높이기 위해, C에 더하여, Mn, V, Cr, Mo, W 등, 이른바 합금 원소를 첨가한다.

C나, 특히, V, Cr 등의 질화물, 탄화물, 탄질화물을 형성하는 합금 원소를 다량으로 첨가한 경우, 구상의 시멘타이트계 탄화물 및 합금계 탄화물이 강 중에 잔류하기 쉬워진다.

구상의 시멘타이트계 탄화물 및 합금계 탄화물은, 열간 압연의 가열시에 강 중에 고용(固溶)되지 않은, 미용해 탄화물이다. 또한, 본 발명에서는, 구상의 합금계 탄화물 및 구상의 시멘타이트계 탄화물을 총칭하여 구상 탄화물이라 한다.

구상 탄화물은, 고강도 스프링용 강선으로부터 채취한 시료를 경면 연마하고, 피크랄에 의한 에칭이나, 전해 에칭 등을 실시하면, 주사형 전자 현미경(SEM)에 의한 관찰이 가능해진다. 또한, 투과형 전자 현미경(TEM)의 레플리카법으로 관찰할 수도 있다.

도 1에, 전해 에칭 후의 시료를 SEM에 의해 관찰한 조직의 일례를 나타낸다.

도 1의 조직 사진에서는, 강에는 매트릭스의 침상 조직과 구상 조직의 2종이 확인된다. 이 중, 침상 조직은, 켄칭 템퍼링에 의해 생성된, 템퍼링 마르텐사이트이다.

한편, 구상 조직은, 열간 압연의 가열에 의해 강 중에 고용되지 않고, 오일 템퍼 처리나 고주파 처리에 의한 켄칭 템퍼링에 의해, 구상화된 탄화물(구상 탄화물)(1)이다.

본 발명에서는, 구상 탄화물이, 고강도 스프링용 강선의 특성에 영향을 미치므로, 사이즈와 밀도를 이하와 같이 제어한다. 본 발명에서는, 종래 기술에 비해, 더욱 미세한 구상 탄화물에 대해 규정하여, 보다 높은 성능과 가공성의 양립을 도모하고 있다.

원상당 직경으로 0.2㎛ 미만의 구상 탄화물은, 강의 강도, 템퍼링 연화 저항을 확보하기 위해 유효하다. 한편, 원상당 직경으로 0.2㎛ 이상의 구상 탄화물은, 강도나 템퍼링 연화 저항의 향상에 기여하지 않고, 냉간 코일링성을 열화시킨다. 그로 인해, 본 발명에서는, 원상당 직경으로 0.2㎛ 이상의 구상 탄화물의 존재 밀도를 제어한다.

또한, 원상당 직경으로 0.5㎛ 초과의 구상 탄화물은, 특성을 현저하게 열화시킨다. 따라서, 원상당 직경으로 0.2 내지 0.5㎛의 구상 탄화물의 경우에 비해, 원상당 직경으로 0.5㎛ 초과의 구상 탄화물의 존재 밀도를 더욱 제한하는 것이 필요하다.

원상당 직경이 0.2 내지 0.5㎛인 구상 탄화물의 존재 밀도:0.06개/㎛² 이하

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 강도가 극히 높으므로, 원상당 직경으로 0.2 내지 0.5㎛의 구상 탄화물도 냉간 코일링성이 유해하기 때문에, 적은 쪽이 바람직하다. 그로 인해, 원상당 직경의 평균 입경이 0.2 내지 0.5㎛인 구상 탄화물의 존재 밀도를 0.06개/㎛² 이하로 제한하였다.

원상당 직경이 0.5㎛ 초과인 구상 탄화물의 존재 밀도:0.01개/㎛² 이하

원상당 직경으로 0.5㎛ 초과의 구상 탄화물은, 원상당 직경으로 0.2 내지 0.5㎛의 구상 탄화물에 비해, 기계적 성질이나 가공성을 현저하게 열화시키므로, 적은 쪽이 바람직하다. 그로 인해, 원상당 직경으로 0.5㎛ 초과의 구상 탄화물의 존재 밀도를 0.01개/㎛² 이하로 제한하였다.

여기서, 구상 탄화물의 원상당 직경 및 존재 밀도의 측정 방법에 대해 설명한다. 고강도 스프링용 강선으로부터 채취한 시료를 연마하여, 전해 에칭한다. 또한, 관찰 부위는, 탈탄이나 중심 편석 등의 특수한 상황을 배제할 수 있도록, 열처리 선재(강선)의 반경의 중앙 부근, 이른바 1/2R부를 무작위로 관찰한다. 또한, 측정 면적은 300㎛² 이상으로 한다.

전해 에칭은, 전해액(아세틸아세톤 10 질량％, 테트라메틸암모늄클로라이드 1 질량％, 잔류 성분 메틸알코올의 혼합액) 중에 샘플을 양극, 백금을 음극으로 하여, 저전위에 의한 전류 발생 장치를 사용하여, 전해 작용에 의해 샘플 표면을 부식시켜 행한다.

전위는 -50 내지 -200mV vs SCE의 범위에서, 각각의 샘플에 적합한 전위로 일정하게 한다. 본 발명의 강선에 대해서는, -100mV vs SCE에서 일정하게 하는 것이 바람직하다.

통전량은, 시료의 총 표면적×0.133[c/㎠]으로 구할 수 있다. 또한, 시료를 수지에 매립한 경우, 연마면 뿐만 아니라, 수지 내의 시료면의 면적도 더하여 시료의 총 표면적을 산출한다.

통전을 개시한 후 10s 유지한 후, 통전을 정지하고, 세정한다. 그 후, 시료를 SEM으로 관찰하고, 구상 탄화물의 조직 사진을 촬영한다. SEM에 의해, 비교적 희게 관찰되고, 긴 직경과 짧은 직경의 비(어스펙트비)가 2 이하인 조직이 구상 탄화물이다. SEM에 의한 촬영 배율은 1000배 이상이고, 5000 내지 20000배가 바람직하다.

이와 같이 하여 촬영한 SEM 조직 사진을 화상 처리하여, 원상당 직경을 산출하고, 측정 시야 내에 보이는 원상당 직경 0.2 내지 0.5㎛ 및 0.5㎛ 초과의 구상 탄화물의 존재 밀도를 측정한다.

다음에, 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 기계 특성에 대해 설명한다.

스프링의 소형화나 경량화를 도모하기 위해서는, 소재인 스프링용 강선의 고강도화가 유효하다. 또한, 이러한 고강도의 스프링용 강선을 소재로 한 스프링에는 우수한 피로 강도가 요구된다.

본 발명의 고강도 스프링은, 소재인 강선을 굽힘 가공하여 원하는 형상으로 하고, 질화 처리, 숏피닝 등, 표면을 경화시키는 처리를 실시하여 제조된다.

질화 처리에서는, 500℃ 정도로 가열되므로, 스프링은 소재인 강선보다도 연화되는 경우가 있다. 따라서, 스프링을 고강도화하고, 피로 특성을 높이기 위해서는, 소재인 강선의 인장 강도를 확보하는 것이 필요해진다.

또한, 고강도 스프링용 강선을 원하는 형상의 스프링으로 가공하기 위해서는, 냉간 코일링성이 요구되므로, 인장 강도의 상한을 제한하는 것이 필요하다.

인장 강도:2100 내지 2350㎫

스프링용 강선의 인장 강도가 높으면, 질화 처리 등의 표면을 경화하는 처리를 실시한 스프링의 피로 특성 및 피로 변형 특성을 높일 수 있다.

본 발명에서는, 스프링의 피로 특성 및 피로 변형 특성을 높이기 위해, 스프링용 강선의 인장 강도를 2100㎫ 이상으로 한다. 또한, 스프링용 강선의 인장 강도가 높을수록, 스프링의 피로 특성이 향상되므로, 스프링용 강선의 인장 강도를 바람직하게는 2200㎫ 이상, 더욱 바람직하게는 2250㎫ 이상으로 한다.

한편, 스프링용 강선의 인장 강도가 지나치게 높으면 냉간 코일링성이 저하되므로, 인장 강도를 2350㎫ 이하로 한다.

냉간 코일링성은, 후술하는 노치 굽힘 시험에 의해, 보다 정확하게 평가할 수 있다. 스프링용 강선의 인장 강도가 과도하게 높아, 냉간 코일링시에 스프링용 강선이 파손되는 경우라도, 스프링용 강선의 굽힘 특성이 우수한 경우에는 냉간 코일링이 가능하기 때문이다. 이것은, 냉간 코일링시에 강선에 작용하는 것은, 주로 굽힘 응력인 것에 의한다. 노치 굽힘 각도는 28도 이상인 것이 바람직하고, 30도 이상인 것이 보다 바람직하다.

항복 강도:1470 내지 1980㎫

반복 응력에 의해 탄성 변형되는 스프링의 강도나 내피로 변형성을 확보하기 위해서는, 항복 강도를 높이는 것이 바람직하다. 또한, 본 발명에 있어서, 항복 강도라 함은, 응력-변형 곡선에서, 항복점이 명료한 경우는 상 항복점이고, 항복점이 명료하지 않은 경우는 0.2％ 내력이다.

스프링의 항복 강도를 높이기 위해서는, 소재인 스프링용 강선의 항복 강도를 높이는 것이 바람직하다. 한편, 스프링용 강선의 항복 강도가 과도하게 높아지면, 냉간 코일링성을 손상시키는 경우가 있다.

따라서, 스프링용 강선의 항복 강도는, 스프링의 강도나 내피로 변형성을 확보하기 위해, 1470㎫ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 항복 강도가 1980㎫를 초과하면, 냉간 코일링성을 손상시키는 경우가 있으므로, 항복 강도를 1980㎫ 이하로 하는 것이 바람직하다.

또한, 스프링용 강선의 항복 강도를 높이기 위해서는, 잔류 오스테나이트의 체적률을 저하시키는 것이 바람직하다.

500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도:570 이상

고강도 스프링은, 질화 처리시에, 예를 들어 500℃ 정도로 가열된다. 종래, 가열 온도가 500℃로 되면, 강선의 연화를 억제하는 것이 곤란하였다.

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 템퍼링 연화 저항이 우수하여, 500℃로 가열한 후의 스프링의 피로 특성 및 피로 변형성을 확보할 수 있다.

또한, 본 발명에서는, 템퍼링 연화 저항의 지표를, 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도로 한다. 비커스 경도의 측정은, 켄칭시에, 강선의 표층의 온도가 내부보다도 높아지는 경우가 있으므로, 표면으로부터 500㎛ 깊이 위치에서 행하는 것이 바람직하다.

스프링의 피로 특성 및 피로 변형성을 확보하기 위해서는, 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도는, 570 이상이면 좋고, 나아가서는 575 이상으로 하는 것이 바람직하다.

한편, 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도의 상한은, 특별히 규정하지 않지만, 가열 처리 전의 비커스 경도를 초과하는 일은 없으므로, 통상 그 상한은 783이다.

또한, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하여 고강도 스프링을 제조하는 경우, 숏피닝이나 질화 처리 등에 의해 표층은 경화된다.

한편, 내부의 경도, 즉, 고강도 스프링의 표면으로부터 500㎛ 깊이 위치에 있어서의 비커스 경도(내부 경도)는, 질화 처리시의 가열의 영향을 받는다. 따라서, 실제로 스프링을 제조할 때에는, 질화 처리의 온도에 따라 내부 경도가 변동된다.

그러나 고강도 스프링의 경우, 내부 경도의 저하를 피하기 위해, 질화 처리의 온도를 저온으로 제어하는 것이 일반적이다. 그로 인해, 스프링의 내부 경도는, 소재인 강선을 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리한 후의 비커스 경도에 비해, 보다 높아진다고 생각된다.

따라서, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하는 고강도 스프링은, 내부 경도가 비커스 경도로 570 이상으로 되어, 극히 우수한 피로 특성 및 피로 변형성을 갖는다.

또한, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하여, 고강도 스프링을 제조할 때에는, 냉간 코일링 및 질화 처리가 실시된다. 그로 인해, 고강도 스프링의, 표면으로부터 500㎛ 깊이 위치에서의 잔류 오스테나이트는, 소재에 비해 약간 감소한다. 그러나 성분 조성, 구상 탄화물, 구 오스테나이트 결정 입도는, 냉간 코일링 및 질화 처리에 의한 영향이 작다고 생각된다.

따라서, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하는 고강도 스프링의 성분 조성, 구상 탄화물, 구 오스테나이트 결정 입도는, 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 성분 조성, 구상 탄화물, 구 오스테나이트 결정 입도와 마찬가지이다.

예를 들어, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 사용하여 제작된 스프링 중, 내연 기관용 밸브 스프링으로서 사용하였을 때에는, 종래재에 비해 내구성을 유지한 상태로 선 직경을 가늘게 하여 구동 밸브계 마찰을 낮추는 것이 가능해진다.

또한, 밸브 리프트량의 증가나 고회전화도 가능해지는 것 외에, 종래의 것에 대해 전체 길이나 외경의 소형화가 가능해지는 등, 내연 기관에의 기여가 우수한 것이다.

다음에, 본 발명의 고강도 스프링용 강선의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 강편을 가열하여 열간 압연하고, 파텐팅 처리 후, 셰이빙을 실시하고, 또한 경화층을 연질화하기 위한 어닐링을 행하고, 신선 가공하여, 켄칭 및 템퍼링을 실시하여 제조한다.

파텐팅 처리는, 열간 압연 후의 강선의 조직을 페라이트ㆍ펄라이트로 하는 열처리이며, 신선 가공 전에 강선을 연화시키기 위해 행한다.

신선 가공 후, 오일 템퍼 처리나 고주파 처리 등의 켄칭 및 템퍼링을 실시하여, 강선의 조직 및 특성을 조정한다.

본 발명의 고강도 스프링용 강선을 제조할 때에는, 구상 탄화물의 조대화를 방지하는 것이 필요하다. 일반적으로, 강편을 제조할 때에는 냉각 속도가 느리기 때문에, 탄화물이 조대화되기 쉽다. 그로 인해, 본 발명에서는, 특히 열간 압연의 가열 온도가 중요하다.

열간 압연에서는, 강편을 1100℃ 이상으로 가열하여, 조대한 탄화물의 고용을 촉진한다. 조대한 구상 탄화물의 생성을 방지하기 위해서는, 강편에 발생한 조대한 탄화물을 강 중에 고용시키는 것이 필요하여, 가열 온도를 높이는 것이 바람직하다. 그로 인해, 열간 압연의 바람직한 가열 온도는 1150℃ 이상이고, 더욱 바람직하게는 가열 온도를 1200℃ 이상으로 한다.

가열로로부터 추출한 후에는, 온도가 저하되어 석출물이 성장한다. 그로 인해, 가열로로부터 추출한 후, 5분 이내에 열간 압연을 완료시키는 것이 바람직하다.

열간 압연 후, 강선에 파텐팅을 실시한다. 이 파텐팅의 가열 온도는, 탄화물의 고용을 촉진하기 위해, 930℃ 이상의 고온인 것이 바람직하고, 나아가서는 950℃ 이상이 바람직하다.

요구되는 선재 직경이나 정밀도에 의해 신선 공정이 생략되는 경우, 신선 공정에 앞선 파텐팅 공정도 생략되는 경우가 있다. 그 경우는, 켄칭의 가열에 의해, 탄화물의 고용을 촉진하는 것이 중요해진다.

신선 가공 후의 켄칭은, 강선을 A₃점 이상의 온도로 가열한 후에 행한다. 탄화물의 고용을 촉진하기 위해서는, 켄칭의 가열 온도를 높게 하는 것이 바람직하다.

켄칭 전의 가열에서는, 탄화물의 성장을 억제하기 위해, 가열 속도를 10℃/s 이상, 유지 시간을 5분 이하로 하는 것이 바람직하다. 또한, 오스테나이트의 입성장을 억제하기 위해, 유지 시간을 짧게 하는 것이 바람직하다.

켄칭은, 마르텐사이트 변태를 촉진하므로, 냉각 속도를 50℃/s 이상으로 하고, 100℃ 이하까지 냉각하는 것이 바람직하다.

켄칭시의 냉매는, 저온인 것이 좋고, 100℃ 이하가 바람직하고, 80℃ 이하가 보다 바람직하다. 한편, 냉매 온도의 하한은, 잔류 오스테나이트량을 정밀하게 제어하기 위해, 40℃로 하는 것이 바람직하다.

냉매는, 오일, 수용성 켄칭제, 물 등, 켄칭이 가능한 냉매이면, 특별히 한정되는 것은 아니다.

또한, 냉각 시간은, 오일 템퍼 처리나 고주파 열처리와 같이 짧아도 좋다. 잔류 오스테나이트를 극단적으로 적게 하기 위해서는, 저온에서의 유지 시간을 과도하게 길게 하는 것이나, 냉매 온도를 30℃ 이하로 하는 것은 피하는 것이 바람직하다. 즉, 켄칭은 5분 이내에 종료시키는 것이 바람직하다.

켄칭 후, 템퍼링을 행한다. 템퍼링은, 탄화물의 성장을 억제하기 위해, 가열 속도를 10℃/s 이상, 유지 시간을 15분 이하로 하는 것이 바람직하다.

스프링용 강선을 냉간 코일링에 의해 원하는 스프링 형상으로 가공하고, 변형 제거 어닐링을 실시하고, 다시 질화 처리 및 숏피닝을 실시하여, 스프링을 제조한다.

냉간 코일링된 강선은, 변형 제거 어닐링이나 질화 처리 등에 의해, 재가열된다. 그 때, 종래의 고강도 스프링용 강선에 있어서는, 그 내부는 연질화되므로 스프링으로서의 성능이 저하된다.

그러나 본 발명의 고강도 스프링용 강선에 있어서는, 강선에 질화 처리를 500℃ 정도의 고온으로 실시해도, 질화 처리 후의 강선은, 충분한 경도를 유지하고 있다.

즉, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하면, 고강도 스프링의 표층으로부터 500㎛ 깊이의 비커스 경도를, HV570 이상으로 하는 것이 가능하다. 또한, 스프링의 표층으로부터 500㎛ 깊이에서 비커스 경도를 측정하는 것은, 질화 처리 및 숏피닝에 의한 경화의 영향이 없는 모재의 비커스 경도를 평가하기 위함이다.

실시예

다음에, 본 발명을 실시예에서 상세히 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다. 본 발명은, 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 및 표 2에 나타낸 성분을 갖는 강을 용제하고, 주조하여 강편을 제조하였다. 또한, 성분의 값은, 하위의 자리수를 사사오입하여 구한 값이다.

시료는, 250ton의 전로에서 정련하고, 연속 주조하여 빌릿으로 하거나, 또는 2ton의 진공 용해로에서 용제하고, 주조한 후, 주조편을 1200℃로 가열하여 압연하고, 빌릿으로 하였다.

얻어진 강편을 열간 압연하여, 직경 8㎜의 압연 선재로 하였다. 신선 가공에 의해, 직경 4㎜의 신선재로 하였다. 그때, 신선하기 쉬운 조직으로 하기 위해 신선 전에 파텐팅하였다. 파텐팅에 있어서의 가열 온도는 충분히 탄화물 등이 고용되도록 900℃ 이상으로 가열하는 것이 바람직하고, 발명예는 930 내지 950℃에서 가열하여, 파텐팅하였다.

파텐팅 및 신선한 강선의 인장 강도를 조정하기 위해, 켄칭 템퍼링 처리를 실시하여, 스프링용 강선을 제조하였다.

또한, 신선 가공에서 단선이 발생한 시료(No.30, 32, 36)에는, 켄칭 템퍼링 처리를 실시하고 있지 않다.

표 3 및 표 4에 제조 조건을 나타낸다. 일부의 신선재에는, 연속적으로 신선재를 가열로(복사로)에서 가열하고, 오일조 내를 통선하여 켄칭하고, 가열한 납조 등을 통과시켜 템퍼링을 행하는, 이른바 오일 템퍼 처리(OT 처리)에 의해 켄칭 템퍼링 처리를 행하였다. 이 경우는, 신선재를 통선하는 가열로의 온도는 950℃, 가열 시간은 150초, 오일조의 온도는 50℃로 하였다.

또한, 신선재를 고주파 가열하고, 수중에 켄칭하고, 연속적으로 다시 고주파 가열하여 템퍼링하는, 고주파 켄칭 템퍼링(IQT 처리)에서는, 가열 온도를 1000℃, 가열 시간을 15초로 하였다. 켄칭 후의 신선재를, 400 내지 500℃에서, 1분 가열하여 템퍼링하여, 인장 강도를 조정하였다.

또한, 표 4의 켄칭 가열 온도 및 열처리 방법의 란의「－」는, 신선 가공에서 단선이 발생하여, 켄칭 템퍼링 처리를 행하고 있지 않은 것을 의미한다(No.30, 32, 36).

얻어진 스프링용 강선으로부터 시료를 채취하여, 구 오스테나이트 입도, 잔류 오스테나이트의 체적률, 탄화물의 평가, 인장 시험, 노치 굽힘 시험, 비커스 경도 시험에 제공하였다.

피로 특성은, 스프링의 제조를 모의한 처리(이하, 스프링 제조 처리라 함)로서, 가공 후의 스프링에 실시하는 질화 처리를 모방한 열처리(500℃, 60분), 숏피닝(컷트 와이어의 직경 0.6㎜, 20분) 및 저온 변형 제거 처리(180℃, 20분)를 실시하여 평가하였다.

구 오스테나이트 입도 번호는, JIS G 0551에 준거하여 측정하였다. 탄화물의 원상당 직경 및 존재 밀도는, 전해 에칭을 실시한 시료를 사용하여, SEM 조직 사진을 촬영하고, 화상 처리하여 측정하였다.

잔류 오스테나이트의 체적률은, 자기 측정법에 의해 측정하였다.

비커스 경도는, JIS Z 2244에 준거하여 측정하였다. 또한, 고온에서의 질화 처리를 모의한 열처리로서, 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리를 행한 시료의 비커스 경도도, 마찬가지로 하여 측정하였다. JIS Z 2201의 9호 시험편을 사용하여, JIS Z 2241에 준거하여 측정하였다.

피로 시험은 나까무라식(中村式) 회전 굽힘 피로 시험이며, 10개의 샘플이 50％ 이상의 확률로 10⁷ 사이클 이상의 수명을 나타내는 최대 부하 응력을 평균 피로 강도로 하였다.

노치 굽힘 시험은, 냉간 코일링성을 평가하는 시험이며, 이하와 같이 하여 행하였다. 도 2에 도시하는, 선단의 각도가 120°인 펀치(2)를 사용하여, 시험편에 최대 깊이 30㎛의 홈(노치)을 형성하였다. 또한, 도 3에 도시하는 바와 같이, 노치는, 시험편(3)의 길이 방향의 중앙부에, 길이 방향과 직각으로 형성하였다.

다음에, 도 4에 도시하는 바와 같이, 노치(4)의 반대측으로부터, 압박 금속 부재(5)에 의해 최대 인장 응력의 하중 P를 부하하여, 3점 굽힘 변형을 가하였다. 또한, 압박 금속 부재의 선단의 곡률 반경 r은 4.0㎜로 하고, 지지부 사이의 거리 L은, L＝2r＋3D로 하였다. 여기서, D는 시험편의 직경이다.

노치부로부터 파단될 때까지 굽힘 변형을 계속 가하여, 파단시의 굽힘 각도(노치 굽힘 각도)를 도 5에 도시한 바와 같이 하여 측정하였다.

또한, 시험편이 분리된 경우는, 파단부를 맞대어, 노치 굽힘 각도를 측정하였다. 본 발명에서는, 노치 굽힘 각도가 28°이상인 것을, 냉간 코일링성이 양호하다고 판단하였다.

표 5 및 표 6에, 구 오스테나이트 입도 번호, 잔류 오스테나이트량(체적％), 탄화물의 원상당 직경과 존재 밀도, 인장 강도, 노치 굽힘 각도, 평균 피로 강도 및 어닐링 전후의 비커스 경도를 나타낸다.

표 5에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 고강도 스프링용 강선은, 인장 강도가 높고, 냉간 코일링성이 양호하고, 템퍼링 연화 특성이 양호하고, 또한 스프링 제조 처리 후의 피로 특성(이하, 스프링 피로 특성이라 함)도 우수하다. 따라서, 본 발명의 고강도 스프링용 강선을 소재로 하면, 피로 특성이 우수한 고강도 스프링을 제조할 수 있는 것을 확인할 수 있었다.

한편, 표 6에는, 본 발명의 범위 밖인 비교예를 나타냈다.

No.19는 C량이 부족하여, 강도가 저하된 예이며, 스프링 피로 특성 및 템퍼링 연화 저항이 저하되어 있다. 또한, No.19는, 인장 강도가 낮으므로, 잔류 오스테나이트는 적지만, 냉간 코일링성은 양호하다. 한편, No.20은, C량이 과잉이므로, 강도는 높지만, 구상 탄화물의 증가 및 조대화나, 잔류 오스테나이트량이 증가하여, 냉간 코일링성 및 스프링 피로 특성이 저하되어 있다.

No.21은 Si량이 적은 예이며, 템퍼링 연화 저항이 저하되어 있다. 한편, No.22는 Si량이 과잉이며, 냉간 코일링성이 저하된 예이다.

또한, No.23은, Mn량이 적고, 잔류 오스테나이트가 부족하여, 냉간 코일링성이 저하된 예이다. 한편, No.24는, Mn량이 과잉이며, 잔류 오스테나이트가 증가하여, 가공 유기 마르텐사이트의 생성에 의해 냉간 코일링성이 저하된 예이다.

No.25는 Cr량이 적어, 강도가 저하된 예이다. 한편, No.26은 Cr량이 과잉이므로, 비교적 미세한 구상 탄화물이 증가하여, 냉간 코일링성 및 스프링 피로 특성이 저하된 예이다.

또한, No.27은 V량이 적고, 구 오스테나이트의 입경이 커져, 잔류 오스테나이트가 부족한 예이다. 이 경우, 코일링성 등은 양호하지만, 스프링 피로 특성이 충분하지 않고, 또한 어닐링 후의 경도도 충분하지 않았다. No.28은, V가 많아, 잔류 오스테나이트가 과잉으로 발생하고, 비교적 미세한 구상 탄화물이 증가하여, 냉간 코일링성이 저하된 예이다. 또한 어닐링 후의 스프링 피로 특성도 발명예에 비해 떨어졌다. 미용해 탄화물 중에 많은 V가 소비되어 있었으므로, 어닐링시의 경도도 충분하지 않다.

No.29는 Mo량이 적고, No.31은 W량이 적어, 템퍼링 연화 저항이 열화된 예이다. 한편, No.30은 Mo량이 많고, No.32는 W량이 많아, 신선시에 단선되어, 고강도 스프링용 강선이 얻어지지 않은 예이다. No.35는, Mo 및 W의 함유량의 합계가 적어, 템퍼링 연화 저항이 열화된 예이며, 피로 강도도 불충분하다. 한편, No.36은, Mo 및 W의 함유량의 합계가 많아, 신선시에 단선되어, 고강도 스프링용 강선이 얻어지지 않은 예이다.

No.33은 Mn 및 V의 함유량의 합계가 적고, 잔류 오스테나이트량이 부족하여, 냉간 코일링성이 저하된 예이다. 한편, No.34는, Mn 및 V의 함유량의 합계가 많고, 잔류 오스테나이트량이 증가하여, 가공 유기 마르텐사이트에 기인하여 냉간 코일링성이 저하된 예이다.

전술한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 냉간 코일링성이 우수하고, 또한 연화 저항이 우수한 고강도 스프링용 강선을 제공할 수 있으므로, 내구성이 우수한 고강도 스프링을 얻을 수 있어, 스프링을 사용한 기계 부품의 소형화에 기여한다. 본 발명은, 공업상, 이용 가치가 높은 것이다.

1 : 구상 탄화물
2 : 펀치
3 : 시험편
4 : 노치
5 : 압박 금속 부재
P : 하중
L : 지지부 사이의 거리
θ : 노치 굽힘 각도

Claims

질량％로,
C:0.67％ 이상, 0.75％ 미만,
Si:2.0 내지 2.5％,
Mn:0.5 내지 1.2％,
Cr:0.8 내지 1.3％,
V:0.03 내지 0.20％,
Mo:0.05 내지 0.25％,
W:0.05 내지 0.30％ 및
N:0.003 내지 0.007％
를 함유하고, Mn 및 V의 함유량의 합계가, 0.70％≤Mn＋V≤1.27％이고, Mo 및 W의 함유량의 합계가, 0.13％≤Mo＋W≤0.35％이고,
P:0.025％ 이하,
S:0.025％ 이하 및
Al:0.003％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 금속 조직이 체적률로 6％ 초과 15％ 이하인 잔류 오스테나이트와 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지고, 구 오스테나이트 입도 번호가 10번 이상이고, 원상당 직경이 0.2 내지 0.5㎛인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.06개/㎛² 이하, 원상당 직경이 0.5㎛ 초과인 구상 탄화물의 존재 밀도가 0.01개/㎛² 이하이고, 인장 강도가 2100 내지 2350㎫인 것을 특징으로 하는, 고강도 스프링용 강선.
제1항에 있어서, 항복 강도가 1470 내지 1980㎫인 것을 특징으로 하는, 고강도 스프링용 강선.
제1항 또는 제2항에 있어서, 500℃에서 1시간 유지하는 가열 처리 후의 비커스 경도가 570 이상인 것을 특징으로 하는, 고강도 스프링용 강선.