KR20130005286A - 스프링용 강 및 강재의 표면 처리 방법 - Google Patents

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요시키 오노
심페이 구로카와
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니혼 하츠쵸 가부시키가이샤
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Abstract

중량%로, C : 0.27~0.48%, Si : 0.01~2.2%, Mn : 0.30~1.0%, P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재에 대해, 강의 A3점 이상 1100℃ 이하로 가열하여, 50체적% 이상의 NH3와 잔부가 불활성 가스 및 불가피 불순물로 이루어지는 혼합 가스 분위기에 접촉시킴으로써 질소 및 탄소를 표층에 농화시키는 침질 공정과, 이어서 20℃/초 이상의 속도로 실온까지 냉각하는 담금질 공정과, 이어서 100~400℃로 가열하는 뜨임 공정을 갖는다.

Description

스프링용 강 및 강재의 표면 처리 방법{SPRING STEEL AND SURFACE TREATMENT METHOD FOR STEEL MATERIAL}
본 발명은, 스프링용 강 및 강재의 표면 처리 방법에 관한 것이며, 특히, 침질(浸窒) 처리를 행하여 표층에 질소 화합물을 최대한 생성시키지 않고 두꺼운 고경도층을 형성하는 기술에 관한 것이다.
최근, 예를 들면 자동차용 밸브 스프링은, 밸브계의 프릭션 로스의 저감이나 엔진 룸 내의 충격 흡수 스페이스의 확보 요청으로부터 소형화·경량화가 지향되며, 밸브 스프링용 강재에 필요해지는 강도는 증가하는 경향에 있다. 일반적으로, 강의 피로 강도는, 재료 경도가 약 400HV 이하에서는 경도와 함께 증가하지만, 약 400HV를 초과하는 고경도역에서는 증가폭이 둔해지며, 또한 경도가 상승하면 포화되는 경향이 있다. 이 원인의 하나로서, 경도 증가에 의한 강재의 노치 감수성의 증가를 생각할 수 있다. 최근의 스프링용 강 및 스프링의 경도는 500HV를 초과하므로, 강재 전체의 경도 증가에 의한 피로 강도의 대폭적인 증가는 기대할 수 없다고 생각된다. 그래서, 이러한 과제를 해결하기 위해 이하의 방법이 제안되어 있다.
특허 문헌 1에는, V나 Nb 등의 첨가에 의해 결정립경을 미세화하여, 강재의 인성을 향상시킨 피로 특성이 우수한 스프링이 제안되어 있다. 그러나 본 문헌에 기재된 스프링은, 피로 특성의 향상 효과는 인정되지만, 상기와 같은 첨가 원소는 고가이므로 강재의 가격이 높아진다는 문제가 있다.
특허 문헌 2에는, 고주파 유도 가열을 이용한 담금질 뜨임 처리에 의해, 조직의 미세화와, 탄화물을 미세하게 분산 석출시킴과 더불어 입계에 대한 석출을 억제하여, 강재의 인성을 향상시킴으로써 높은 피로 강도를 부여하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 일반적으로 3차원인 형상을 갖는 스프링에 대해, 고주파 유도 가열을 이용하여 강재의 각 부위의 온도를 제어하는 것은 용이하지 않으며, 가열 조건의 관리의 복잡성 등에 의해 결과적으로 고비용이 된다는 문제가 있다.
특허 문헌 3에는, 강재의 산화물계 개재물의 조성을 중량%로 SiO2 : 30~60%, Al2O3 : 10~30%, CaO : 10~30%, MgO : 3~15%이며, 또한 그 입경이 원상당 직경으로 15μm 이하인 피로 특성이 우수한 스프링용 강이 제안되어 있다. 그러나 산화물계 개재물의 조성 및 입경을 상기와 같은 범위로 엄밀하게 제어하는 것은 곤란하다. 이 때문에, 제조한 스프링용 강에는 산화물계 개재물이 상기 범위에 들어가는지의 여부를 확인하는 검사가 필요해지며, 동일 로트의 스프링용 강에서도 실제로 검사되고 있지 않지만 산화물계 개재물이 상기 범위를 일탈할 가능성이 있어, 그 경우에, 산화물계 개재물을 기점으로 하는 스프링의 조기 파손이 염려된다.
특허 문헌 4에는, 표층에 취약한 질소 화합물이 존재하지 않고, 표면으로부터 소정 깊이까지 질소를 고용시킨 질소 확산층을 구비하며, 또한 담금질 처리를 실시한 침질 소입품(燒入品)과 그 제조 방법이 제안되어 있다. 이 기술에 의하면, 침질 후에도 파괴 기점이 될 수 있는 질소 화합물이 형성되지 않으며, 또한 표층은 고경도이므로, 피로 강도의 향상을 기대할 수 있다. 그러나 특허 문헌 4에 기재된 실시예에서는, 표층의 고경도층의 두께는 최대여도 0.06mm 정도로 매우 얇아, 피로 강도를 향상시키기에는 불충분하다. 또 특허 문헌 4에 기재된 침질 온도 범위(600~800℃)에서는, 본 발명에 있어서의 강의 중심부는 오스테나이트화가 곤란하며, 그 후 급랭해도 불완전 담금질이 되어, 스프링으로서 필요한 중심부의 경도(500HV 이상)를 얻을 수 없다.
특허 문헌 5에는, 1~30hPa의 감압 분위기 하에서 침탄함으로써, 표면 경도가 700~900HV가 되는 침탄층을 갖는 침탄 치차 부품이 개시되어 있다. 이러한 감압 침탄은, 종래 널리 이용되는 가스 침탄과는 달리, 파괴 기점이 될 수 있는 입계 산화를 억제할 수 있으며, 또한 처리 온도가 높은 것(950℃ 이상)을 이용하여 두꺼운 고경도층을 얻는 방법으로 되어 있다. 그러나 감압 침탄은 아세틸렌의 비평형 분해 반응을 이용하는 것이므로, 가스 침탄과 같은 탄소 침입량의 제어가 불가능하다. 이 때문에, 피처리 부재의 부위나 형상에 따라 탄소 침입량이 불균일해져, 균일한 고경도층을 얻는 것이 어렵다. 따라서, 탄소 등의 침입량의 제어나 관리가 용이한 처리 방법이 요구되고 있다.
일본국 특허공개 평8-170152호 공보 일본국 특허공개 평8-134545호 공보 일본국 특허공개 평6-158226호 공보 일본국 특허공개 2007-46088호 공보 일본국 특허 제4229609호 공보
따라서, 본 발명은 상기 사정을 감안하여 이루어진 것으로, 고가의 첨가 원소나 복잡한 온도 제어를 필요로 하지 않고 저비용으로 제조할 수 있으며, 표층의 질소 화합물층 및 탄소 화합물층의 두께를 최대한 얇게 함과 더불어, 필요한 중심부의 경도와 고경도층의 두께를 얻을 수 있는 스프링용 강 및 강재의 표면 처리 방법을 제공하는 것을 목적으로 하고 있다.
본 발명자들은, 스프링용 강 및 스프링에 대해, 중심부의 인성을 손상시키지 않고, 또한 취약한 질소 화합물 및 탄소 화합물을 거의 생성하지 않으며 두꺼운 표면 고경도층을 형성하는 방법에 대해 열심히 연구하였다. 그 결과, 특수한 원소를 첨가하지 않는 일반 탄소강에 대해, 소정의 온도로 화학적 표면 처리를 행하고, 그 후 담금질 및 뜨임을 행함으로써, 표층에 취약한 질소 화합물 및 탄소 화합물을 거의 생성하지 않으며 두꺼운 표면 고경도층이 형성되고, 또한 중심부도 인성을 유지하는 경도를 갖는 강재가 얻어진다는 지견을 얻었다.
본 발명의 강재의 표면 처리 방법은 상기 지견에 의거하여 이루어진 것으로, 중량%로, C : 0.27~0.48%, Si : 0.01~2.2%, Mn : 0.30~1.0%, P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 강재에 대해, 강의 A3점 이상 1100℃ 이하로 가열하여, 50체적% 이상의 NH3와 잔부가 불활성 가스 및 불가피 불순물로 이루어지는 혼합 가스 분위기에 접촉시킴으로써 질소 및 탄소를 표층에 농화시키는 침질 공정과, 이어서 20℃/초 이상의 속도로 실온까지 냉각하는 담금질 공정과, 이어서 100~400℃로 가열하는 뜨임 공정을 갖는 것을 특징으로 한다.
또 본 발명의 스프링용 강 및 스프링은 상기 방법에 의해 얻어지는 것으로, 중량%로, C : 0.27~0.48%, Si : 0.01~2.2%, Mn : 0.30~1.0%, P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 전체 조성을 가지며, 표면의 질소 화합물층 및 탄소 화합물층의 두께가 2μm 이하이고, 또한 횡단면에 있어서 중심부의 경도가 500~700HV이며, 질소 화합물 및 탄소 화합물층보다 내측의 두께 0.1~1.0mm의 부분이, 중심부의 경도보다 100~500HV 큰 고경도층으로 되어 있는 것을 특징으로 한다. 또 횡단면의 원상당 직경이 1.5~15.0mm인 것이 바람직하다. 또한 「횡단면」이란, 스프링용 강 및 스프링의 길이 방향과 직교하는 단면이다.
이하, 상기 수치 한정의 근거를 본 발명의 작용과 함께 설명한다. 우선, 본 발명에 이용하는 강의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한 이하의 설명에 있어서 「%」는 「중량%」를 의미한다.
[C : 0.27~0.48%]
C는 담금질 뜨임에 의해 스프링에 필요한 하중에 견딜 수 있는 강의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 강재의 경도는 C의 농도의 증가에 따라 높아지는 경향이 있지만, 본 발명의 표면 처리 방법에 있어서 400℃의 뜨임 후에도 강재의 중심부의 경도를 500HV 이상으로 하기 위해서는, C의 농도를 0.27% 이상으로 하는 것이 필요하다. 한편, C의 농도가 과잉이 되면, 담금질 후의 중심부의 경도가 700HV를 초과하여, 인성이 현저하게 저하한다. 이에 반해 400℃를 초과하는 고온의 뜨임에 의해 중심부의 경도를 저하시킬 수는 있지만, 동시에 질소 및 탄소의 고용층에 있어서 질소 화합물이나 탄소 화합물이 발생해 버린다. 그래서, 질소 화합물이나 탄소 화합물을 발생시키지 않을 정도의 저온 뜨임을 행해도 강재의 중심부의 경도를 700HV 이하로 하기 위해 C의 농도는 0.48% 이하로 한다.
[Si : 0.01~2.2%]
Si는 강 정련에 있어서 유용한 탈산 원소이며 0.01% 이상을 첨가할 필요가 있다. 또 Si는 고용 강화 원소이기도 하며, 고강도를 얻기 위해 유효한 원소이지만, Si의 농도가 과잉이면 가공성의 저하를 초래하므로 2.2% 이하로 한다.
[Mn : 0.30~1.0%]
Mn은 탈산 원소로서 첨가되지만, 고용 강화나 담금질성의 향상에도 기여하므로, 0.30% 이상을 첨가한다. 한편, Mn의 농도가 과잉이면 편석이 생겨 가공성이 저하하기 쉬워지므로, 1.0% 이하로 한다.
[P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하]
P 및 S는, 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이므로, 농도는 낮은 것이 바람직하며, 상한은 0.035%로 한다. P 및 S의 농도는 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
다음에, 고경도층을 얻기 위한 공정에 대해 설명한다. 본 발명의 고경도층은, 강의 A3점 이상 1100℃ 이하로 가열하여, 50체적% 이상의 NH3와 잔부가 불활성 가스 및 불가피 불순물로 이루어지는 혼합 가스 분위기에 접촉시킴으로써 질소 및 탄소를 표층에 농화시키는 침질 공정과, 이어서 20℃/초 이상의 속도로 실온까지 냉각하는 담금질 공정과, 이어서 100~400℃로 가열하는 뜨임 공정을 실시함으로써 생성된다. A3점 이상으로 가열하기 전의 강재의 조직에 대해서는 특별히 제한되지 않는다. 예를 들면, 열간 단조나 신선 가공한 조강재(條鋼材)를 소재로서 사용할 수 있다. 이하에, 각 공정에 있어서의 한정 이유를 설명한다.
[침질 공정]
강재의 중심부를 오스테나이트화하기 위해, 강재를 A3점 이상으로 가열할 필요가 있다. 한편, 가열 온도가 너무 높으면, NH3 가스가 도입 후 즉시 분해되어, 피처리재로의 질소 및 탄소의 침입(탄소의 침입에 대해서는 후술한다)이 현저하게 억제되므로, 가열 온도는 1100℃를 상한으로 한다. 바람직하게는 850~1000℃가 좋다.
또 질소 및 탄소를 표층에 농화시키기 위해, 강재를 50체적% 이상의 NH3와 잔부가 불활성 가스로 이루어지는 혼합 가스 분위기에 접촉시킬 필요가 있다. 혼합 가스 분위기 중의 NH3 농도가 50체적% 미만인 경우, 질소 및 탄소의 단위 시간당 침입량이 적고, 고경도층의 원하는 두께를 얻기 위해서는 장시간을 요하여, 실제의 조업상 문제가 된다. NH3의 농도가 90체적%를 초과하면, 질소 화합물 및 탄소 화합물이 형성되기 쉬워지므로, 80~90체적%가 바람직하다.
침질 공정에서의 가열 시간은 15~110분으로 하는 것이 바람직하다. 가열 시간이 15분 미만에서는 고경도층의 원하는 두께가 얻어지지 않는 경우가 있으며, 가열 시간이 110분을 초과하면 표층에 2μm보다 두꺼운 질소 화합물이나 탄소 화합물이 형성되기 쉬워, 이것이 균열의 기점이 된다. 또 2μm보다 두꺼운 질소 화합물이나 탄소 화합물이 형성되면, 쇼트피닝을 행해도 그들 화합물을 완전히 제거하는 것은 매우 곤란하다.
이와 같이, 침질 공정의 온도, 혼합 가스 조성 및 시간은, 강재 표면에 침입한 질소 및 탄소가 재빨리 내부에 확산됨으로써 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물의 형성을 억제하고, 또한 두꺼운 고경도층을 형성하기 위해 중요한 조건이다.
여기에서, 강재에 NH3와 불활성 가스로 이루어지는 혼합 가스를 접촉시킴으로써, 강재 표층에 탄소가 농축되는 것에 대해 설명한다. 본 발명자들이 강재의 내부 방향의 탄소의 분포 상태를 조사한 결과, 침질 공정 전후에서 강재 내부의 탄소량에 변화는 인지되고 있지 않으므로, 이 표층에 농축된 탄소는 강재의 내부로부터 이동한 것이라고는 생각하기 어렵다. 현시점에서 표층에 탄소가 농축되는 원인은 불분명하지만, 이하와 같이 추측된다. 즉, 강재 표면의 NH3는 상기 조건 하에서 Fe가 촉매가 되어 N원자와 H원자로 분해된다. 원자형상으로 된 N은 홀전자를 가진 라디칼 상태로 되어 있다고 예상된다. 이 라디칼 N은 강 중에 침입하여 고용되어 있어도 어떠한 이유로 라디칼 상태를 유지하고, 발명을 실시하기 위한 형태에 기재한 원소 분석에 이용한 전자선 마이크로 애널라이저(시마즈 제작소제 EPMA-1600)에 있어서, 본래 N으로부터 얻어지는 특성 X선의 파장에 어떠한 변화가 발생하여, 이것이 분석상 탄소로서 검출되어 있을 가능성이 있다고 생각된다.
[담금질 공정]
침질 공정 후의 담금질 공정에서는, 실온까지의 냉각 속도는 빠를수록 좋으며, 20℃/초 이상의 냉각 속도로 행할 필요가 있다. 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 냉각 도중에 펄라이트가 생성되며, 담금질이 불완전해져 원하는 경도를 얻을 수 없다. 실온까지의 냉각 속도는, 50℃/초 이상인 것이 바람직하다.
[뜨임 공정]
강재의 중심부가 담금질 후의 마텐자이트 조직에서는, 담금질에 의해 생긴 왜곡에 의해 시효 균열 등의 문제점이 발생함과 더불어, 인성이 현저하게 낮아 스프링으로서의 내하중을 확보할 수 없으므로 뜨임을 행한다. 뜨임은, 강재의 중심부의 왜곡을 저감하기 위해 100℃ 이상으로 행할 필요가 있다. 한편, 뜨임 온도가 400℃을 초과하면, 강재의 중심부의 경도가 낮아져 스프링의 하중에 견딜 수 없다. 또 고용되어 있었던 질소나 탄소가 화합물을 형성하므로 바람직하지 않다.
다음에, 본 발명의 스프링용 강 및 스프링의 물리적 특성의 한정 이유에 대해 설명한다.
[표면의 질소 화합물층 및 탄소 화합물층의 두께]
질소 화합물이나 탄소 화합물은 취약하여 인성이 부족하므로, 그들을 표면에 형성하면 균열의 발생을 촉진한다. 따라서, 질소 화합물 및 탄소 화합물은 어느 정도 허용되지만, 그들 두께의 상한은 2μm이며, 1μm 이하가 바람직하다.
[강재 중심부의 경도]
강재 중심부의 경도는, 스프링에 필요한 하중에 견딜 수 있는 강도를 확보하기 위해 500HV 이상 필요하다. 한편, 경도가 과잉으로 높은 경우는 강재 자체의 노치 감수성이 증가하고, 피로 강도가 저하하므로, 700HV 이하로 억제한다.
[고경도층의 경도와 중심부 경도의 차이]
표층의 고경도층은 균열의 발생을 억제하기 위해 매우 효과적이며, 고경도층의 경도는 중심부의 경도보다 100HV 이상 큰 것이 필요하다. 그러나, 고경도층의 경도가 너무 높으면 현저하게 취약해지므로, 증가폭의 상한은 500HV 이하이다.
[고경도층의 두께]
고경도층의 두께는, 균열의 발생을 억제하기 위해 0.1mm 이상 필요하며, 바람직하게는 0.3mm 이상이 좋다. 한편, 상기 고경도층의 두께가 너무 두꺼우면 강재 자체의 인성 저하를 초래하므로 두께는 1.0mm 이하로 억제한다.
[침질층에 있어서의 질소 및 탄소의 합계 농도]
본 발명에서는, 질소 화합물 및 탄소 화합물층보다 내측에, 질소 및 탄소의 평균 함유 농도의 합계가 질소 및 탄소의 전체 조성의 합계 농도보다 0.1~1.5중량% 많은 침질층을 갖는 것이 바람직하다. 또 이 침질층의 두께는 0.1mm 이상인 것이 바람직하고, 0.1~0.5mm인 것이 보다 바람직하다. 또한 이 침질층은, 고경도층과 반드시 일치할 필요는 없다. 침질층에 있어서의 질소 및 탄소의 합계 농도를 강재의 평균 농도보다 0.1% 이상 많게 함으로써, 질소 및 탄소의 고용 강화에 의한 경도의 증가를 초래한다. 본 발명은 표층에 질소 및 탄소를 고용하고 있는 것이 특징의 하나이지만, 질소는 탄소보다 강에 대한 최대 고용 농도가 높기 때문에, 질소를 보다 많이 포함하는 것이 두꺼운 고경도층을 얻기 위해 효율적이다. 한편, 질소 및 탄소 농도의 증가는 마텐자이트 변태 개시 온도(MS점)의 저하를 초래하며, 이에 의해 담금질 후에 과잉의 잔류 오스테나이트를 생성하여 경도를 저하시킨다. 이 때문에, 표층에 있어서의 질소 및 탄소의 합계 농도의 증가는 1.5% 이하가 바람직하다. 침질층의 두께는 0.1mm 미만이면, 상기 효과를 충분히 얻기 어렵다. 또한 침질층의 두께가 0.5mm를 초과하면, 강재 자체의 인성의 저하를 초래하기 쉬워지므로, 0.5mm 이하가 보다 바람직하다.
본 발명에 의하면, 고가의 첨가 원소나 복잡한 온도 제어를 필요로 하지 않고 저비용으로 제조할 수 있으며, 표층의 질소 화합물층 및 탄소 화합물층의 두께를 최대한 얇게 함과 더불어, 필요한 중심부의 경도와 고경도층의 두께를 얻을 수 있는 등의 효과가 얻어진다.
표 1에 기재된 평균 화학 성분으로 이루어지는 A 및 B의 직경 4mm의 환봉 강재에 대해 표 2에 기재된 조건으로 침질 처리를 행한 후, 20℃/초 이상의 속도로 실온까지 냉각하여 담금질하고, 이어서 뜨임을 60분간 행하였다. 이와 같이 하여 얻어진 강재에 대해, 이하의 요령으로 여러 성질을 조사하였다.
[표 1]
Figure pct00001
[표면의 질소 화합물 및 탄소 화합물의 두께]
환봉의 외주측면에 대해 X선 회절 프로파일을 측정하여, 질소 화합물 및 탄소 화합물에 상당하는 피크의 유무로부터 강재의 표면에 있어서의 화합물의 유무를 판정하였다. 또 그 두께는, EPMA를 이용한 질소 및 탄소의 원소 분포로부터 측정하였다.
[중심부의 경도]
횡단면에 있어서, 강재의 중심 위치에서 경도를 측정하였다.
[고경도층의 두께]
횡단면에 있어서, 강재의 외주 표면으로부터 중심을 향해 경도를 측정하고, 중심부의 경도보다 100~500HV 큰 고경도층에 대해, 표면으로부터의 깊이를 측정하였다.
[고경도층의 평균 경도]
상기 고경도층에 대해, 강재의 외주 표면으로부터 중심을 향해 0.025mm 간격으로 경도를 측정하여 그 평균치를 구하였다.
[표층에 있어서의 질소 및 탄소의 합계 농도 증가 영역의 두께(침질층 두께)]
강재의 횡단면에 있어서, EPMA를 이용해 질소 및 탄소의 원소 분포(정량치)를 각각 측정하여, 양 원소의 합계량이 질소 및 탄소의 전체 조성의 합계(강재 중심부의 합계 농도)보다 0.1~1.5% 많아지는 영역(침질층)에 대해 두께를 측정하였다.
이상의 측정 결과를 표 2에 나타낸다. 본 발명의 조건을 만족하는 No.4~14에서는, 두꺼운 고경도층을 갖는다. 이에 반해, No.1~3(비교예)에서는 침질 처리에 있어서의 처리 온도가 A3점보다 낮고, 오스테나이트화가 불충분하므로 담금질이 불완전해졌다. 이 때문에, 중심부의 경도가 낮아, 스프링에 필요한 하중에 견딜 수 없다. 또 No.3에서는, 침질 처리의 시간이 너무 길기 때문에, 표면에 질소 화합물이나 탄소 화합물이 두께 10μm 형성되어 있으며, 이것이 균열의 발생을 촉진한다.
[표 2]
Figure pct00002
No.15(비교예)에서는, 침질 처리에 있어서의 처리 온도가 1100℃를 초과하고 있으므로, 표층에 질소 및 탄소가 거의 침입하고 있지 않아, 고경도층의 필요한 두께(0.1~1.0mm)가 얻어지고 있지 않다. 또 침질층도 얻어지고 있지 않다.
No.16(비교예)에서는, 강재의 탄소 농도가 본 발명의 범위를 초과하고, 또한 뜨임을 실시하고 있지 않으므로, 중심부의 경도가 너무 높아, 강재의 인성이 떨어진다. 또 No.16에서는, 현시점에서 원인은 불분명하지만, 처리 온도가 비교적 높은 것과 강의 함유 원소 및 그 농도에 의해 질소의 침입이 억제되고, 표층에 질소 및 탄소가 거의 침입하고 있지 않아, 고경도층과 침질층이 얻어지지 않고 있다.
No.17~19(비교예)에서는, 강재의 탄소 농도가 본 발명의 범위를 초과하고, 또한 뜨임을 실시하고 있지 않으므로, 중심부의 경도가 너무 높아, 강재의 인성이 떨어진다. 또 침질 시간이 100분을 초과하고 있으므로, 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물이 8μm 이상 형성되어 있으며, 이것이 균열의 발생을 촉진한다.
No.20(비교예)에서는, 분위기 가스 중의 NH3의 농도가 비교적 낮고, 질소 및 탄소의 침입량이 적으므로, 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물이 형성되지 않으며, 또한 두께가 0.3mm인 고경도층과 침질층을 원하는 두께로 얻을 수 있었지만, 강재의 탄소 농도가 본 발명의 범위를 초과하고, 또한 뜨임을 실시하고 있지 않으므로, 중심부의 경도가 너무 높아, 강재의 인성이 떨어진다.
No.21(비교예)에서는, 분위기 가스 중의 NH3의 농도가 비교적 낮고, 질소 및 탄소의 침입량이 적으므로, 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물이 형성되지 않았지만, 강재의 탄소 농도가 본 발명의 범위를 초과하고, 또한 뜨임을 실시하고 있지 않으므로, 중심부의 경도가 너무 높아, 강재의 인성이 떨어진다. 또 질소 및 탄소의 침입량이 적어, 고경도층과 원하는 두께의 침질층은 얻을 수 없었다.
No.22~25(비교예)에서는, 강재의 탄소 농도가 본 발명의 범위를 초과하고 있지만, 뜨임을 행하기 위해 중심부의 경도는 500~700HV인 본 발명의 범위 내가 되었다. 그러나 No.22, 23에서는, 침질 시간이 100분을 초과하고 있으므로, 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물이 8μm 이상 형성되었다. 또한 No.22, 23에서는, 분위기 가스 중의 NH3의 농도가 비교적 높기 때문에 질소 및 탄소의 침입 깊이가 깊어, 침질층은 원하는 두께로 형성되었지만, 질소 및 탄소 농도의 증가에 의해 마텐자이트 변태 개시 온도(MS점)가 저하한 결과, 표층에 연질인 잔류 오스테나이트가 생성되어, 고경도층은 형성되지 않거나 형성되어도 두께가 부족하였다.
No.24, 25에서는, 분위기 가스 중의 NH3의 농도가 비교적 낮고, 질소 및 탄소의 침입량이 적으므로, 표층에 질소 화합물 및 탄소 화합물이 형성되지 않으며, 고경도층도 형성되지 않았다. 또 No.25에서는, 동일한 이유에 의해 침질층의 원하는 두께가 얻어지지 않았다.
[산업상의 이용 가능성]
본 발명은, 자동차용 밸브 스프링이나 현가용 스프링 혹은 자동차 이외의 용도의 스프링에 널리 적용 가능하다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C : 0.27~0.48%, Si : 0.01~2.2%, Mn : 0.30~1.0%, P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하를 만족하며, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 전체 조성의 강재에 대해, 강의 A3점 이상 1100℃ 이하로 가열하여, 50체적% 이상의 NH3와 잔부가 불활성 가스 및 불가피 불순물로 이루어지는 혼합 가스 분위기에 접촉시킴으로써 질소 및 탄소를 표층에 농화시키는 침질(浸窒) 공정과, 이어서 20℃/초 이상의 속도로 실온까지 냉각하는 담금질 공정과, 이어서 100~400℃로 가열하는 뜨임 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 강재의 표면 처리 방법.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 침질 공정에 있어서, 가열 온도가 850~1000℃이며, 또한 가열 시간이 15~110분인 것을 특징으로 하는 강재의 표면 처리 방법.
  3. 청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
    상기 침질 공정에 있어서, 상기 혼합 가스 분위기의 NH3 농도가 80~90체적%인 것을 특징으로 하는 강재의 표면 처리 방법.
  4. 중량%로, C : 0.27~0.48%, Si : 0.01~2.2%, Mn : 0.30~1.0%, P : 0.035% 이하, S : 0.035% 이하, 잔부가 Fe 및 불가피 불순물로 이루어지는 전체 조성을 가지며, 표면의 질소 화합물층 및 탄소 화합물층의 두께가 2μm 이하이고, 또한 횡단면에 있어서 중심부의 경도가 500~700HV이며, 상기 질소 화합물 및 상기 탄소 화합물층보다 내측의 두께 0.1~1.0mm의 부분이, 상기 중심부의 경도보다 100~500HV 큰 고경도층으로 되어 있는 것을 특징으로 하는 스프링용 강.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 고경도층의 두께가 0.3mm~1.0mm인 것을 특징으로 하는 스프링용 강.
  6. 청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
    상기 질소 화합물 및 상기 탄소 화합물층보다 내측에, 질소 및 탄소의 평균 함유 농도의 합계가 질소 및 탄소의 전체 조성의 합계 농도보다 0.1~1.5중량% 많은 침질층을 두께 0.1mm 이상 갖는 것을 특징으로 하는 스프링용 강.
  7. 청구항 4 내지 청구항 6 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 침질층의 두께가 0.1~0.5mm인 것을 특징으로 하는 스프링용 강.
  8. 청구항 4 내지 청구항 7 중 어느 한 항에 있어서,
    횡단면의 원상당 직경이 1.5~15.0mm인 것을 특징으로 하는 스프링용 강.
  9. 청구항 4 내지 청구항 8 중 어느 한 항에 기재된 스프링용 강으로 제조된 스프링.
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