KR20130035274A - 신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 고강도 스프링 - Google Patents

Abstract

경도의 상승에 따르는 변형 저항의 증대를 방지하고, 생산성을 저해하는 열처리를 생략하거나 단시간의 열처리로 간략화하여도 양호한 신선 가공성 등을 발휘할 수 있는 고강도 스프링용 강 선재, 및 이러한 고강도 스프링용 강 선재를 제조하기 위한 유용한 방법, 및 고강도 스프링용 강 선재를 소재로 하여 얻어지는 고강도 스프링 등을 제공한다. 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는, 열간 압연 후의 강 선재이며, 소정의 화학성분 조성을 갖고, 펄라이트를 주체로 하는 조직이며, 또한 펄라이트 노듈 입도번호의 평균치 Pave 및 그 표준편차 Pσ가 각각 하기 식(1) 및 식(2)을 만족한다.
9.5≤Pave≤12.0 …(1)
0.2≤Pσ≤0.7 …(2)

Description

신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 고강도 스프링{STEEL WIRE MATERIAL FOR HIGH-STRENGTH SPRING WHICH HAS EXCELLENT WIRE-DRAWING PROPERTIES AND PROCESS FOR PRODUCTION THEREOF, AND HIGH-STRENGTH SPRING}

본 발명은, 내연기관의 밸브 스프링이나 자동차의 현가 스프링 등에 사용되는, 높은 가공성(신선성(伸線性), 추가로는 후술하는 SV성)을 갖는 고강도 스프링용 강 선재와 그의 제조방법, 및 이 고강도 스프링용 강 선재를 이용하여 얻어지는 고강도 스프링 등에 관한 것이다. 특히, 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강 선재는 열간 압연 후의 선재(강 선재)로서, 인장강도가 1050MPa 이상임에도 불구하고, 높은 신선성(신선 가공성) 등을 갖는 것이다. 또한 본 발명은 상기 선재의 2차 가공에 있어서 가공성 향상을 위한 열처리를 생략 가능하게 하는 기술에 관한 것이다.

최근의 환경 문제에서 기인하는 자동차의 연비 규제는 더욱 엄격해지고 있어, 자동차의 저연비화의 실현이 급선무로 되고 있다. 자동차에 사용되는 강재의 개발에 있어서도, 강재의 고강도화에 의한 차체의 경량화 요구가 강하고, 금후의 연비 규제의 강화에 따라 더한층 고강도 강재가 요구되고 있다. 한편, 신흥국의 대두도 있어 시장 경쟁은 격화의 일로를 걷고 있어, 고강도이면서 저가격인 강재의 개발이 필요로 되고 있다.

자동차에 사용되는 스프링에는, 주로 엔진에 사용되는 밸브 스프링이나, 타이어로부터의 진동을 완화시키는 현가 스프링 등이 알려져 있다. 일례로서 밸브 스프링의 제조방법은 이하와 같다. 우선, 소정의 화학성분 조성이 되도록 정련·분괴(分塊)된 강괴를 열간 압연으로 직경: 5.5 내지 8.0mm 정도의 환선(丸線)으로 가공하고, 코일상으로 권취하여 냉각한다. 그 후, 700℃ 전후에서 소둔을 가하여 연화시키고, 이어서 표층의 탈탄부(脫炭部)를 제거하는 피삭(皮削) 공정(이하, 'SV 공정'이라고 하는 경우가 있다)을 실시한다. 그 후, 가공성 향상을 위해, 선재를 900℃ 이상으로 가열하여 일단 오스테나이트화한 후, 600℃ 정도의 온도로 유지한 납욕 또는 염욕 등의 냉매에 침지하여 항온 변태시키는 열처리('페이턴팅'이라고 한다)를 실시한다. 이 열처리에 의해 조직을 치밀한 펄라이트로 조절하고 나서, 원하는 선 직경(밸브 스프링의 경우는 직경: 3 내지 4mm 정도)까지 신선 가공한다. 그 후, 스프링 특성을 향상시키기 위한 담금질-템퍼링 처리를 실시하고 나서 스프링 형상으로 가공한다.

상기의 항온 변태시키기 위한 열처리는, 주로 가공 중의 단선(斷線) 등의 제조 트러블을 막기 위해 필요로 되고 있다. 그러나, 이들의 열처리는 생산의 병목으로 되어 생산성을 악화시키는 원인이 되고 있다. 특히 강재의 고강도화에 따라, 가공성이 악화되기 때문에, 가공성 향상을 위한 열처리도 장기화되는 경향이 있어, 고강도 스프링용 강 선재의 가격을 상승시키는 큰 요인이 되고 있다. 특히, 전술한 페이턴팅 처리는, 2톤 코일 1속(束)을 처리하는 데 수십 시간을 요하는 경우가 있다. 따라서, 상기 열처리의 간략화(예컨대, 열처리를 보다 단시간으로 하는 등) 또는 상기 열처리의 완전한 생략을 실현할 수 있다면, 생산상의 잇점은 매우 크다.

또한, 상기 열처리는, 당연하지만 CO₂ 배출원으로 되어 있는 외에, 특히 유해 물질인 납을 사용하는 납 페이턴팅 처리는 환경 부하가 크다. 즉, 상기 열처리의 생략 또는 간략화를 가능하게 하면, 대폭적인 생산성 개선, 비용 절감, 환경 부하 경감이 기대될 수 있기 때문에,「열처리를 생략 또는 간략화하여도 양호한 가공성을 갖는」 고강도 스프링용 강 선재의 실현이 요망되고 있는 것이 실정이다.

지금까지도, 열간 압연의 조건을 연구하여 스프링용 강 선재의 가공성을 향상시키는 기술이 몇가지 제안되어 있다. 한편, 여기서의 가공성이란, 압연으로부터 담금질-템퍼링 처리까지 실시되는 가공 공정인 피삭 공정(SV 공정) 및 신선 공정에서의 단선율이나 다이스 수명 등도 포함하는 것이다(이하, SV 공정 시의 가공성을 특별히 'SV성'이라고 하는 경우가 있다).

이러한 기술에 관련되는 것으로서, 예컨대 특허문헌 1에는, 열간 압연에서의 가열 온도를 1000℃ 이하로 하고, 1000℃ 이하에서 마무리 압연을 행한 후, 650 내지 750℃까지 강제 냉각하고 나서 코일상으로 권취하고, 이어서 1 내지 10℃/초의 냉각 속도로 600℃까지 냉각함으로써, 드로잉 값이 40% 이상을 실현함과 더불어, 열처리를 생략하여도 양호한 신선성을 발휘하는 선재가 제조될 수 있다는 것이 개시되어 있다.

이 방법은, 과냉 조직의 발생을 억제하고, 미세한 펄라이트 조직을 얻는 것을 목적으로 하고 있지만, 인장강도가 1050MPa 이상인 고강도 강 선재의 가공성을 향상시키기 위해서는, 단순히 미세한 펄라이트 조직을 얻는 것만으로는 불충분하다. 오히려 펄라이트 조직의 미세화에 따라 경도가 상승하고, 신선성이 저하되어, 단선이 발생하기 쉽다고 하는 문제가 있다. 또한, 상기 방법에서는, 제조 프로세스에 있어서, 코일로의 재치(載置) 전에 650 내지 750℃까지 강제 냉각을 행하고 있다. 그러나, 이러한 공정을 고강도 스프링용 강 선재에 적용하면, 변형 저항이 증대되어 재치 불량을 일으키는 경우가 충분히 예상된다.

한편, 특허문헌 2에서는, 마무리 압연 후, 코일상으로 재치했을 때의 링 피치를 링 직경의 1/10 이하로 조밀하게 권취하여 서냉함으로써, 압연재의 경도를 저감하고, 압연 그대로 SV 공정의 실시를 가능하게 하는 기술이 제안되어 있다. 이 방법에서는, 조직의 경도는 저감되지만, 서냉 중의 결정립의 조대화가 진행하여, 결정입도의 격차도 커지기 때문에, 강 선재의 우수한 가공성을 확보하기 어려워진다. 또한, 서냉 중의 탈탄도 커져, 제품인 스프링의 품질을 저하시킨다.

일본 특허 제2761046호 공보 일본 특허공개 평5-7812호 공보

본 발명은 이러한 종래 기술에 있어서의 문제를 해결하기 위하여 이루어진 것으로, 그 목적은, 경도의 상승에 따르는 변형 저항의 증대를 방지하고, 생산성을 저해하는 열처리를 생략하거나 단시간의 열처리로 간략화하여도, 양호한 신선성(추가로는 SV성)을 발휘할 수 있는 고강도 스프링용 강 선재, 및 이러한 고강도 스프링용 강 선재를 제조하기 위한 유용한 방법, 및 고강도 스프링용 강 선재를 소재로 하여 얻어지는 고강도 스프링 등을 제공하는 것에 있다. 여기서, 간략화란, 현행의 열처리보다도 단시간이고 저비용인 처리로 대체하는 것을 가리킨다. 일례를 들면, 상기 페이턴팅 처리를 소둔 또는 고주파 가열 등을 이용한 고속의 연속 처리로 대체하는 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는, 열간 압연 후의 강 선재이며, C: 0.4 내지 0.8%(「질량%」의 의미, 화학성분 조성에 대하여 이하 같음), Si: 0.5 내지 2.5%, Mn: 0.3 내지 2.0% 및 Cr: 0.4 내지 3.0%를 각각 함유함과 더불어, V: 0.05 내지 0.5%, Nb: 0.05 내지 0.5%, Ni: 0.1 내지 2.0% 및 Mo: 0.1 내지 0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하고, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지며, 펄라이트를 주체로 하는 조직이고, 또한 펄라이트 노듈의 입도번호의 평균치 Pave 및 그의 표준편차 Pσ가 각각 하기 식(1) 및 식(2)을 만족하는 점에 요지를 갖는 것이다. 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는 비커스 경도의 평균치 HVave가 360 이하인 것이 바람직하다.

9.5≤Pave≤12.0 …(1)

0.2≤Pσ≤0.7 …(2)

본 발명의 고강도 스프링용 강 선재에는, 필요에 따라 추가로 (a) Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다), (b) Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 등을 함유시키는 것도 유효하며, 함유되는 성분에 따라 고강도 스프링용 강 선재의 특성이 더욱 개선된다.

상기와 같은 고강도 스프링용 강 선재를 제조함에 있어서는, 열간 압연 후의 강 선재를 재치 온도: 750 내지 950℃로 하여 코일상으로 권취한 후, 냉각 컨베이어 상에서 1℃/초 이상의 냉각 속도로 750℃ 이하의 온도까지 급속하고 균일하게 선재를 냉각하고, 이어서 행하는 서냉의 개시 온도를 코일의 밀부와 소부 모두 650 내지 750℃의 범위 내가 되도록 하면 좋다.

상기 본 발명의 방법에서는, 상기 서냉하는 영역에서, 하기 식(3)으로 규정되는 냉각 속도(V)를 1℃/초 미만으로 하는 것이 바람직하다. 또한, 하기 식(3)에서의 서냉 영역 체재 시간(t)은 30초 이상으로 하는 것이 바람직하다.

V(℃/초) = (Tin-Tout)/t …(3)

단, Tin: 서냉 영역 입구측에서의 강 선재 온도(℃), Tout: 서냉 영역 출구측에서의 강 선재 온도(℃), t: 강 선재의 서냉 영역 체재 시간(초)

상기와 같은 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재를 이용하여, 하기 (a) 내지 (c)의 공정의 어느 하나, 또는 (a)와 (b) 또는 (a)와 (c)를 조합시킨 공정을 거쳐 스프링으로 성형 가공함으로써, 희망하는 특성을 발휘하는 고강도 스프링이 얻어진다.

(a) 열처리를 실시하지 않고 피삭 공정을 실시한다.

(b) 피삭 공정 후, 페이턴팅 처리를 실시하지 않고 인발 가공을 가한다.

(c) 피삭 공정 후, 연화(軟化) 소둔 또는 고주파 가열을 실시하여 인발 가공을 가한다.

본 발명에서는, 화학성분 조성을 적절히 조정함과 더불어, 제조조건을 적절로 하는 것에 의해, 펄라이트를 주체로 하는 조직으로 함과 더불어, 이 펄라이트 노듈 입도번호의 평균치 Pave 및 그 표준편차 Pσ가 소정의 관계식을 만족하도록 했기 때문에, 경도의 상승에 따르는 변형 저항의 증대를 방지할 수 있고, 또한 생산성을 저해하는 열처리를 생략하거나 단시간의 열처리로 간략화하여도, 양호한 신선성이나 SV성을 발휘할 수 있는 고강도 스프링용 강 선재를 실현할 수 있다. 이러한 고강도 스프링용 강 선재는 고강도 스프링을 제조하기 위한 소재로서 매우 유용하다.

도 1은 냉각 컨베이어 상의 코일의 상태를 나타내는 개략 설명도이다.
도 2는 평가용 시료의 샘플링 방법을 설명하기 위한 도면이다.
도 3은 펄라이트 노듈의 입도번호의 평균치 Pave와 표준편차 Pσ의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 펄라이트 노듈의 입도번호의 평균치 Pave와 비커스 경도의 평균치 HVave의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5는 펄라이트 노듈의 입도번호의 표준편차 Pσ와 비커스 경도의 평균치 HVave의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 SV 후의 열처리의 유무가 단선 빈도에 미치는 영향을 나타낸 그래프이다.

일반적으로 스프링용 강 선재의 제조에 있어서는, 열간 압연 후의 강 선재를 코일상으로 권취하고, 냉각 컨베이어 상에 재치하고, 풍냉(風冷) 등을 행하여 냉각한다. 냉각 컨베이어 상의 코일상의 강 선재(이하, 단지 '코일'이라고 하는 경우가 있다)의 상태를 도 1(개략 설명도)에 나타낸다. 이러한 상태에서 냉각을 행하면, 강 선재의 비교적 조밀하게 겹친 부분(이 부분을 '밀부'라고 부른다)과 비교적 드문드문한 부분(이 부분을 '소부'라고 부른다)에 따라서 냉각 속도에 차이가 생겨, 냉각 후의 조직에 차이가 생긴다. 특히, 이상 임계 직경 DI(후술한다)이 240mm 이상이 되는 것 같은, 소입성(燒入性)이 높은 고강도 스프링용 강에서 이러한 경향이 현저해진다.

본 발명자들은, 고강도 스프링용 강 선재(압연재)의 조직과 가공성(신선 가공성, SV성)의 관계에 대하여 검토했다. 그 결과, 상기 압연재 조직을 미세하고 균일한 펄라이트 주체 조직으로 제어함으로써 가공성이 향상된다는 것을 발견했다. 여기서, 상기 조직의 격차(입도 격차)에 관해서는, 선재 단면(원형 단면) 내의 격차보다도, 길이 방향, 즉 코일 소부·밀부에서 기인하는 격차쪽이 커지고, 가공성에 미치는 영향도 커지기 때문에, 길이 방향의 조직 격차를 저감하는 것이 중요해진다.

또한, 지나치게 미세화·균일화를 진행시켜 버리면, 조직의 경도가 도리어 상승해 버려, 역으로 가공성이 열화된다는 것도 밝혀졌다. 고강도 스프링용 강 선재에 있어서, 열처리를 생략하거나 단시간의 열처리로 간략화하여도, 충분한 가공성을 확보하기 위해서는, 선재 길이 방향의 비커스 경도의 평균치 HVave가 360 이하인 것이 바람직하다. 본 발명자들은, 이러한 요건을 만족시키기 위한 조건에 대하여, 추가로 검토했다. 그 결과, 펄라이트를 주체로 하는 조직으로 함과 더불어, 펄라이트 노듈 입도번호의 평균치 Pave 및 그 표준편차 Pσ가 각각 하기 식(1) 및 식(2)을 만족하도록 하면, 상기 목적에 맞는 고강도 스프링용 강 선재가 실현 가능하다는 것을 밝혀내고, 본 발명을 완성하였다.

9.5≤Pave≤12.0 …(1)

0.2≤Pσ≤0.7 …(2)

표준편차 Pσ가 0.7를 초과하고 있는 경우, 강 선재의 제조 공정에서 큰 냉각 불균일이 생기고 있었을 가능성이 있다. 이렇게 냉각 불균일이 크면, 후술하는 실시예의 시험 No.15와 같이, 베이나이트(그 외에, 마텐사이트)와 같은 과냉 조직이나 조(粗)펄라이트가 생기는 경우가 있어, 가공성이 저하되기 때문에 바람직하지 않다. 한편, 표준편차 Pσ가 0.2를 하회하는 경우(예컨대 후술하는 실시예의 시험 No.13 등)에도, 과냉 조직이 국소적으로 생기는 경우가 있어, 경도 HVave가 상승하기 쉬워지기 때문에 바람직하지 않다.

한편, 펄라이트 노듈 입도번호의 평균치 Pave 및 그 표준편차 Pσ는 바람직하게는 10.0≤Pave≤11.5, 0.3≤Pσ≤0.6이다. 또한, 펄라이트를 주체로 하는 조직이란, 펄라이트를 60면적% 이상(바람직하게는 80면적% 이상, 가장 바람직하게는 100면적%) 포함하는 것과 같은 조직을 의미하며, 일부 페라이트를 포함하고 있더라도 본 발명의 목적이 달성된다.

상기와 같은 고강도 스프링용 강 선재를 제조함에 있어서는, 그 제조조건도 적절히 제어할 필요가 있다. 고강도 스프링용 강 선재를 제조하기 위한 순서는 다음과 같다. 우선, 소정의 화학성분 조성을 갖는 강 빌렛을 원하는 선 직경이 될 때까지 열간 압연한다. 이 압연 시의 가열 온도에 관해서는, 특별히 한정되지 않지만, 조직 미세화의 관점에서는 될 수 있는 한 저온이 바람직하다. 그러나, 상기 가열 온도가 저온화되면 강재의 변형 저항이 증대하여 설비 부하가 커지기 때문에, 보유하는 설비에 따라 적절히 설정한다. 보통, 이 열간 압연 시의 가열 온도(강 빌렛 가열 온도)는 950 내지 1000℃ 정도이다.

이어서, 열간 압연 후의 강 선재를 코일상으로 하여 냉각 컨베이어 상에 재치하지만, 이때의 온도(재치 온도)가 950℃를 초과하면 조직이 조대화되고, 또한 750℃ 미만으로 되면 변형 저항이 증대하여 하자(荷姿) 불량을 야기하기 때문에, 재치 온도는 750 내지 950℃로 한다. 이 재치 온도는 바람직하게는 775℃ 이상(보다 바람직하게는 800℃ 이상)이고, 바람직하게는 925℃ 이하(보다 바람직하게는 900℃ 이하)이다.

냉각 컨베이어 상에 재치한 후, 펄라이트 변태가 개시되는 온도 영역(750℃ 이하의 온도)까지 냉각하지만, 압연 후의 조직(강 선재의 조직, 압연재의 조직)을 소정의 범위 내로 제어하기 위해서는, 코일상으로 겹쳐진 선재를 급속하고 균일하게 냉각할 필요가 있다. 즉, 코일의 밀부·소부를 각각 1℃/초 이상의 냉각 속도로 냉각하고, 서냉을 개시할 때의 선재 온도를 소부·밀부 모두 650 내지 750℃의 범위 내가 되도록 제어한다. 상기 서냉은, 냉각 컨베이어에 서냉 커버를 설치함으로써 행해지는 것이 보통이기 때문에, 이하에서는 서냉 영역을 '서냉 커버 내', 서냉 개시 위치를 '서냉 커버 입구'라고 하는 경우가 있다.

서냉 커버 입구에서의 선재 온도를 소부·밀부 모두 650 내지 750℃의 범위 내가 되도록 제어하기 위해서는, 재치된 선재(코일)의 겹친 상태나 링 각부에 이러한 풍량을 종합적으로 제어하는 것으로 가능해진다. 그 후, 서냉 커버 내에서 서냉하여 변태를 행한다. 서냉 커버 내에서의 냉각 속도(V)는, 하기 식(3)으로 규정되지만, 이 냉각 속도(V)는 1℃/초 미만으로 하는 것이 바람직하다.

V(℃/초) = (Tin-Tout)/t …(3)

단, Tin: 서냉 영역 입구측에서의 강 선재 온도(℃), Tout: 서냉 영역 출구측에서의 강 선재 온도(℃), t: 강 선재의 서냉 영역 체재 시간(초)

상기와 같은 서냉 커버의 설치는, 선재의 온도 격차를 억제하여, 국소적인 조직 격차를 방지하기 위해서도 유용하다. 단, 서냉 커버 내에서의 체재 시간(서냉 영역 체재 시간(t), 서냉 시간)이 지나치게 짧으면 변태가 완료되기 전에 서냉이 끝나 버리고, 그 후의 냉각(보통, 수냉)에 의해서 베이나이트나 마텐사이트 등의 과냉 조직이 생길 우려가 있기 때문에, 상기 체재 시간은 30초 이상을 확보하는 것이 바람직하다. 또한, 히터나 유도 가열장치 등을 설치하여 보다 서냉을 촉진하는 것은, 본 발명의 바람직한 실시 형태이다.

본 발명의 고강도 스프링용 강 선재의 화학성분 조성은, 최종 제품(고강도 스프링)으로서의 특성을 발휘시키기 위해서, 적절히 조정할 필요가 있다. 상기 화학성분 조성에 있어서의 각 성분(원소)의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[C: 0.4 내지 0.8%]

C는 스프링 가공 후의 강도·내처짐성의 상승에 유효한 원소이며, 그것을 위해서는 0.4% 이상 함유시킬 필요가 있다. C 함유량의 증가에 따라 스프링의 강도·내처짐성은 향상되지만, 지나치게 되면 연성·인성이 저하되기 때문에, 0.8% 이하로 할 필요가 있다. C 함유량의 바람직한 하한은 0.5% 이상이며, 바람직한 상한은 0.7% 이하이다.

[Si: 0.5 내지 2.5%]

Si는 강의 탈산을 위해 필요한 원소이며, 또한 페라이트 중에 고용되어 강의 강도를 높이는 효과도 발휘한다. 이들의 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.5% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Si 함유량이 지나치게 되면, 연성·인성을 저하시키는 외에, 표면의 탈탄이나 상처가 증가하여 피로 특성을 저하시키기 때문에, 2.5% 이하로 할 필요가 있다. Si 함유량의 바람직한 하한은 0.7% 이상(보다 바람직하게는 0.8% 이상, 더욱 바람직하게는 1.0% 이상)이며, 바람직한 상한은 2.3% 이하(보다 바람직하게는 2.1% 이하, 더욱 바람직하게는 2.0% 이하)이다.

[Mn: 0.3 내지 2.0%]

Mn도 Si와 마찬가지로, 강의 탈산을 위해 필요한 원소이며, 또한 담금질성을 높여 스프링 강도의 향상에 공헌한다. 이들의 효과를 발휘시키기 위해서는, 0.3% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Mn 함유량이 지나치게 되면, 변태 시간이 장기화되어 열간 압연에서의 조직 제어가 곤란해지기 때문에, 2.0% 이하로 할 필요가 있다. Mn 함유량의 바람직한 하한은 0.35% 이상(보다 바람직하게는 0.40% 이상, 더욱 바람직하게는 0.50% 이상)이며, 바람직한 상한은 1.8% 이하(보다 바람직하게는 1.6% 이하, 더욱 바람직하게는 1.2% 이하)이다.

[Cr: 0.4 내지 3.0%]

Cr은 스프링 강도를 향상시키는 외에, C의 활량을 저하시켜 압연 시나 열처리 시의 탈탄을 방지함과 더불어 탄화물의 흑연화를 억제하는 효과가 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 Cr은 0.4% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나, Cr의 함유량이 지나치게 되면 연성·인성의 저하를 초래하기 때문에, 그 함유량은 3.0% 이하로 할 필요가 있다. Cr 함유량의 바람직한 하한은 0.45% 이상(보다 바람직하게는 0.50% 이상, 더욱 바람직하게는 0.8% 이상, 보다 더 바람직하게는 1.0% 이상)이며, 바람직한 상한은 2.8% 이하(보다 바람직하게는 2.6% 이하, 더욱 바람직하게는 2.0% 이하)이다.

[V: 0.05 내지 0.5%, Nb: 0.05 내지 0.5%, Ni: 0.1 내지 2.0% 및 Mo: 0.1 내지 0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상]

V, Nb, Ni 및 Mo는 어느 것이나 스프링이나 선재의 연성·인성을 향상시키는 효과가 있고, 이들의 1종 이상을 소정량 함유시키는 것에 의해, 그 효과가 발휘된다.

이 중, V는 열간 압연 및 담금질-템퍼링 처리에 있어서 결정립을 미세화시키는 작용이 있고, 또한 압연 후의 가공성의 증대와 스프링의 연성·인성을 향상시키는 효과가 있다. 또한, 스프링 성형 후의 왜취(歪取) 소둔 시에 2차 석출 경화를 일으켜 스프링 강도의 향상에 기여한다. 그러나, 지나치게 함유시키면 강재의 주조 시에 큰 탄화물·질화물을 생성하여, 개재물을 기점으로 한 피로 파손의 증가로 이어진다. 그 때문에, V량의 범위를 0.05 내지 0.5%로 했다. V 함유량의 바람직한 하한은 0.06% 이상(보다 바람직하게는 0.07% 이상, 더욱 바람직하게는 0.10% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.4% 이하(보다 바람직하게는 0.35% 이하, 더욱 바람직하게는 0.30% 이하)이다.

Nb도, 열간 압연 및 담금질-템퍼링 처리에 있어서 결정립을 미세화시키는 작용이 있고, 압연 후의 가공성의 증대와 스프링의 연성·인성을 향상시키는 효과가 있다. 그러나, 지나치게 함유시켜도 그 효과가 포화되고, 강재 가격을 압박하는 폐해쪽이 커진다. 그 때문에, Nb량의 범위를 0.05 내지 0.5%로 했다. Nb 함유량의 바람직한 하한은 0.06% 이상(보다 바람직하게는 0.07% 이상, 더욱 바람직하게는 0.10% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.4% 이하(보다 바람직하게는 0.35% 이하, 더욱 바람직하게는 0.30% 이하)이다.

Ni는, 담금질-템퍼링 처리 후의 연성·인성을 높이는 효과가 있다. 또한, 내부식성을 향상시키는 효과도 갖는다. 그러나, 지나치게 함유시키면 담금질성이 증대하여, 변태 시간이 장기화되어 열간 압연에서의 조직 제어가 곤란해진다. 그 때문에, Ni량의 범위를 0.1 내지 2.0%로 했다. Ni 함유량의 바람직한 하한은 0.12% 이상(보다 바람직하게는 0.15% 이상, 더욱 바람직하게는 0.20% 이상)이며, 바람직한 상한은 1.9% 이하(보다 바람직하게는 1.8% 이하, 더욱 바람직하게는 1.5% 이하, 보다 더 바람직하게는 1.2% 이하)이다.

Mo는, 담금질-템퍼링 처리 후의 연성·인성을 높이는 효과가 있다. 또한, 소입성을 높여 스프링의 고강도화에 기여하는 효과도 갖는다. 그러나, 지나치게 함유시키면 담금질성이 증대하여 조직 제어가 곤란해지는 외에, 강재 가격을 밀어 올린다. 그 때문에, Mo량의 범위를 0.1 내지 0.5%로 했다. Mo 함유량의 바람직한 하한은 0.15% 이상(보다 바람직하게는 0.20% 이상)이며, 바람직한 상한은 0.4% 이하이다.

본 발명에 따른 고강도 스프링용 강 선재의 기본 성분은 상기한 대로이며, 잔부는 철 및 불가피적 불순물(예컨대, P, S 등)이다. 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강 선재에는, 필요에 따라 (a) Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다), (b) Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다), (c) B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다) 등을 함유시켜도 좋고, 함유시키는 원소의 종류에 따라, 강 선재의 특성이 추가로 개선된다. 이들의 원소의 바람직한 범위 설정 이유는 하기와 같다.

[Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다)]

Cu는 탈탄을 억제하는 효과가 있다. 또한, 내부식성의 향상에도 기여한다. 그러나, 지나치게 함유시키면 열간 연성을 저하시켜, 열간 압연 시에 균열이 생기는 위험이 있기 때문에, 0.7% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, Cu를 함유시킬 때 바람직한 하한은 0.05% 이상이며, 보다 바람직한 상한은 0.6% 이하이다.

[Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다)]

Ti는 탄화물이나 질화물을 생성하여 조직을 미세화시키는 작용이 있다. 그러나, 지나치게 함유시키면 조대한 개재물을 형성하여 조기 피로 파손의 원인이 되기 때문에, 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ti를 함유시킬 때 바람직한 하한은 0.01% 이상이며, 보다 바람직한 상한은 0.4% 이하이다.

[B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)]

B는 연성·인성을 향상시키는 작용이 있다. 그러나, 지나치게 함유시키면 Fe와 B의 복합 화합물이 석출하여, 열간 압연 시의 균열을 야기하기 때문에, 0.01% 이하로 하는 것이 바람직하다. 한편, B를 함유시킬 때 바람직한 하한은 0.0005% 이상이며, 보다 바람직한 상한은 0.008% 이하이다.

본 발명의 고강도 스프링용 강 선재는, 열간 압연 후의 것을 상정한 것이다. 이 고강도 스프링용 강 선재는, 그 후 기본적으로 열처리가 실시되지 않고 가공되어, 고강도 스프링으로 성형되지만, 고속 열처리(예컨대, 고주파 가열)을 실시하여도 좋다. 즉, 본 발명의 고강도 스프링용 강 선재를 이용하여, 하기 (a) 내지 (c)의 어느 하나, 또는 (a)와 (b) 또는 (a)와 (c)를 조합시킨 공정을 거치고 나서, 스프링으로 성형 가공함으로써, 양호한 특성을 발휘하는 스프링이 얻어진다.

(a) 열처리를 실시하지 않고 피삭 공정을 실시한다.

(b) 피삭 공정 후, 페이턴팅 처리를 실시하지 않고 인발 가공을 가한다.

(c) 피삭 공정 후, 연화 소둔 또는 고주파 가열을 실시하여 인발 가공을 가한다.

본 발명에서 얻어지는 선재는, 상기 (a)공정이나 (b)공정, 또는 그 양쪽을 거쳐 가공을 행하여도 양호한 가공성을 나타낸다. 그러나, 피삭 공정 시에 절삭 가공을 받은 선재 표층부에 경화층이 생성되어, 인발 가공 시 장해가 되는 경우가 있고, 그 경우에는 상기 (b)공정 대신에 상기 (c)공정을 실시하는 것이 바람직하다. 상기 (c)공정에서는, 표층부 경화층을 연화시키는 목적으로 피삭 후에 열처리를 가하고 있고, 상기 인발 가공시의 단선 등의 문제를 감소시키는 효과가 있다. 이때의 열처리 방법으로서, 소둔이나 고주파 가열 등이 생각되지만, 특히 고주파 가열을 이용한 처리는 생산성이 높기 때문에 바람직하다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

실시예 1

하기 표 1에 나타내는 화학성분 조성의 강괴를 전로(轉爐)에서 용제한 후, 이 강괴를 분괴 압연하여 단면이 155mm×155mm인 강 빌렛을 제작하고, 1000℃로 가열한 후, 선 직경: 5.5 내지 8.0mmφ의 환선으로 가공(열간 압연)했다. 한편, 표 1에는, 이상 임계 직경 DI도 나타내었지만, 이것은, 압연 전의 강편으로부터 잘라낸 시험편을 이용하여 JIS G0561에 기재된 방법으로 측정한 조미니 커브로부터, ASTM A255-02에 기재된 하기 식(4)에 따라서 측정한 것이다. 한편, 강재의 화학성분 조성이 ASTM 규격의 적용 범위로부터 벗어나 있는 경우에 관해서는(예컨대, 강종 E, G 등) 참고값으로서 기재했다.

22.974 + 6.214[C] + 356.364[C]² - 1091.488[C]³ + 1464.88[C]⁴ - 750.441[C]⁵ …(4)

단, [C]는 강재의 C 함유량(질량%)을 나타낸다.

[표 1]

이어서, 하기 표 2에 나타낸 제조조건으로 단일 중량 2톤의 코일을 제조하여(시험 No.1 내지 21), 그들의 조직·기계 특성·가공성(SV성, 신선성)을 조사했다.

[표 2]

기계 특성의 평가에서는, 각 코일의 양품부(良品部) 단말로부터 1링씩 잘라내고, 도 2에 나타낸 바와 같이 원주 방향으로 8분할(선재 길이 방향으로 8분할에 상당)하여 얻은 샘플을 직선 교정하여 인장 시험하고, 최대 인장강도 TS, 드로잉 값 RA를 측정했다. 각 시험에 있어서, 1회의 측정을 행하여(n = 1), 그 평균치(8개소의 평균)를 구했다.

조직 평가에서는, 그들의 8분할 샘플의 횡단면(압연 방향에 수직인 원형 단면) 조직을 각각 광학현미경으로써 관찰하여, 각 단면의 표층, D/4, D/2의 위치(D는 선재의 직경)에서의 펄라이트 노듈(P 노듈) 입도번호를 측정하고, 그 평균치를 그 단면에서의 P 노듈 입도번호 Pi(i = 1 내지 8)로 하여, 추가로 P1 내지 P8의 평균치 Pave, 표준편차 Pσ를 산출했다.

여기서, P 노듈이란, 펄라이트 조직 중의 페라이트 결정립이 동일 방위를 나타내는 영역을 나타내고, 그 측정방법은 이하와 같다. 우선, 수지 등에 매설하고, 연마하여 상기 단면을 노출시킨 시료(선재)를 진한 질산(62%):알코올 = 1:100(부피비)의 용액을 이용하여 부식시킨다. 그렇게 하면, 페라이트립의 결정면에 대한 부식량의 차이로부터 P 노듈립이 부상하여 관찰되기 때문에, 광학현미경을 이용하여 관찰하고, JIS G0551에 기재된 「오스테나이트 결정 입도의 측정」에 준하여 그 입도번호를 측정한다. 또한, 페라이트, 펄라이트의 혼상(混相) 조직이어도 마찬가지의 부식에서 초석(初析) 페라이트립을 판별하는 것이 가능하기 때문에, 페라이트 면적율이 40% 이하이면 초석 페라이트의 면적을 제외하는 것으로 P 노듈을 측정할 수 있다.

또한, 각 단면의 비커스 경도 HV에 관해서는, JIS Z2244에 기재된 방법을 이용하여, 8분할 샘플 각각의 횡단면의 D/4위치(D는 선재의 직경)에서 90°씩 이격된 4개소, 및 D/2위치의 1개소의 비커스 경도 HV를 측정하고, 그 평균치를 구하여, 8분할 샘플의 각 단면의 경도 HVi(i = 1 내지 8)로 했다. 그리고, HV1 내지 HV8의 평균치 HVave를 산출했다.

가공성 중 SV성은, 코일에 열처리를 가하지 않고 피삭 공정(SV 공정)을 실시하여, 이 SV 공정에서의 단선의 유무와 피삭 후의 선 직경의 치수 공차, 및 외관 검사로 평가했다. 또한, 신선성은, SV 공정 후의 2톤 코일을 신선하여, 단선이 발생하는 한계의 감면율(減面率)(신선 한계 감면율)을 구하여 평가했다.

또한, 시험 No.1 내지 12에 관해서는, 단선 빈도도 구하여 신선성을 평가했다(고찰은 후술하는 실시예 2에 나타낸다). 구체적으로는, 시험 No.1 내지 12의 각각에 있어서, 수득된 2톤 코일을 5개 이용하여, 피삭(SV) 후에 열처리를 가하지 않고, 직경 4.5 내지 2.5mm까지 신선을 행하여, 신선 시의 단선 발생 횟수(단선 빈도)를 구했다.

이들의 평가결과를 압연재 조직과 함께 하기 표 3에 나타낸다.

[표 3]

표 3에 있어서, 시험 No.1 내지 12의 것은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 예, 시험 No.13 내지 20의 것은 화학성분 조성은 만족하지만(강종 L), 제조조건이 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하지 않는 예, 시험 No.21의 것은 화학성분 조성이 본 발명에서 규정하는 범위를 벗어나는 것이다.

이들의 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 우선, 시험 No.1 내지 12는 모두 P 노듈이 상기 식(1) 및 식(2)으로 규정하는 요건을 만족하는 미세 펄라이트 조직이 되어 있고, 또한 비커스 경도의 평균치 HVave도 360 이하로 연하기 때문에, 이들의 강 선재는 전부 신선성 및 SV성 모두 양호한 결과가 얻어지고 있다.

시험 No.13은, 서냉 커버를 설치하고 있지 않기 때문에(서냉을 행하고 있지 않기 때문에), 변태 중의 서냉이 불충분해져, P 조직이 지나치게 미세화(베이나이트도 생성)되었다. 그 결과, 경도가 상승하여, SV 공정 후의 절삭이 불충분하고 선태(線太)가 생겼다. 또한 신선 한계 감면율이 낮아졌다.

시험 No.14는, 화학성분 조성은 만족하지만(강종 L), 제조조건이 본 발명에서 규정하는 요건을 벗어나기 때문에(재치 온도가 700℃), 재치 시에 권취 불량이 일어나 코일의 제조가 불가능했다.

시험 No.15는, 화학성분 조성은 만족하지만(강종 L), 서냉 커버까지의 급냉이 불충분하여, 조직이 조대화됨과 더불어 조직 격차가 커지고, 표층부에 일부 베이나이트가 생성하는 등, 국소적으로 딱딱한 부분이 생겼다. 그 결과, SV 공정에서 균일한 절삭이 되지 않고서 표층부 스케일이 일부 잔류하는 「흑피(黑皮) 잔류」가 보였다. 또한 신선 한계 감면율이 낮아졌다(10% 미만).

시험 No.16은, 화학성분 조성은 만족하지만(강종 L), 서냉 커버 입구 온도가 낮기 때문에, 조직이 지나치게 미세화(베이나이트도 생성)되어 경도가 상승했다. 그 결과, SV 공정 시에 단선이 발생하는 외에, 신선 가공에서도 조기 단선이 생겼다(신선 한계 감면율: 10% 미만).

시험 No.17은, 화학성분 조성은 만족하지만(강종 L), 서냉 커버 내에서의 서냉이 불충분하기 때문에(냉각 속도가 빠르다), P 노듈이 과도하게 미세화되어 경도가 상승했다. 그 결과, SV 공정 시의 절삭이 불충분하고 선태가 일어나며, 또한 신선 한계 감면율도 낮아졌다(36%).

시험 No.18은, Pave는 규정 범위 내에 있지만, Pσ가 지나치게 작기 때문에, 경도가 높아졌다. 그 결과, SV 공정 시에 절삭이 불충분하고 선태가 생기며, 또한 신선 한계 감면율이 낮아졌다(41%).

시험 No.19는, 서냉 커버 입구에서의 밀부 온도가 높아, 밀부에서 거친 펄라이트 조직이 생겨 조직 격차가 커졌다. 그 결과, SV 공정 시에 단선이 발생하는 외에, 신선 가공에서도 조기 단선이 생겼다(신선 한계 감면율: 10% 미만).

시험 No.20은, 서냉 커버까지의 급냉이 코일의 밀부·소부 함께 불충분하기 때문에, 조직이 조대화되어, 거친 펄라이트 조직이 생겼다. 그 결과, SV 공정에서 균일한 절삭이 되지 않고서 「흑피 잔류」가 생겼다. 또한, 신선 한계 감면율이 낮아졌다(21%).

시험 No.21은, C 함유량이 0.90%로 높은 강종(표 1의 강종 M)을 이용하고 있기 때문에, 비커스 경도의 평균치 HVave가 높아져 있고, SV 공정 시에 단선이 발생하고, 신선 한계 감면율도 낮은(10% 미만) 것으로 되었다.

이들의 결과에 근거하여, P 노듈의 입도번호의 평균치 Pave와 표준편차 Pσ의 관계를 도 3에, P 노듈의 입도번호의 평균치 Pave와 비커스 경도의 평균치 HVave의 관계를 도 4에, P 노듈의 입도번호의 표준편차 Pσ와 비커스 경도의 평균치 HVave의 관계를 도 5에, 각각 나타낸다. 한편, 도면 중, 「◆」으로 나타낸 것은 신선성이 양호한 것, 「×」으로 나타낸 것은 신선성이 불량한 것을 의미한다. 이 결과로부터 분명한 바와 같이, P 노듈의 입도번호의 평균치 Pave와 표준편차 Pσ를 소정의 관계식을 만족하도록 제어함으로써, 신선성이 양호한 스프링용 강 선재가 얻어지고 있다는 것을 알 수 있다.

실시예 2

상기 실시예 1에서 수득된 시험 No.1 내지 12의 코일을 이용하여, 상기 SV 공정 후에 하기의 소둔을 행하고 나서 신선을 행한 경우, 신선성(신선 한계 감면율, 단선 빈도)을 평가했다(시험 No.22 내지 33).

상세하게는, SV 공정 후, 소둔(연화 소둔, 700 내지 900℃에서 1 내지 2시간)을 행하고 나서, 2톤 코일을 신선하여, 상기 신선 한계 감면율(단선이 발생하는 한계의 감면율)을 구했다. 또한, 시험 No.22 내지 33의 각각 있어서, 2톤 코일을 5개 이용하여, 피삭(SV) 후에 상기 소둔을 행하고 나서, 직경 4.5 내지 2.5mm까지 신선을 행하여, 이 신선 시의 단선 발생 횟수(단선 빈도)를 측정했다. 이들의 평가결과를 하기 표 4에 나타낸다.

[표 4]

표 4로부터, 시험 No.22 내지 33 모두 신선 한계 감면율이 높다는 것을 알 수 있다. 또한 도 6은, 강종(A 내지 L) 별로, SV 공정 후의 열처리의 유무가 단선 빈도에 미치는 영향을 나타낸 그래프이며, 상기 표 4의 시험 No.22 내지 33의 단선 빈도와, 상기 표 3의 시험 No.1 내지 12의 단선 빈도의 결과를 이용하여 정리한 것이다. 이 도 6으로부터, 시험 No.1 내지 12의 단선 빈도는 충분히 낮지만, 시험 No.22 내지 33과 같이, SV 공정 후에 열처리를 실시하고 나서 신선을 행하도록 하면, 단선 빈도를 더욱 저감할 수 있고, 신선성을 보다 높일 수 있다는 것을 알 수 있다.

Claims (19)

1. 열간 압연 후의 강 선재이며, C: 0.4 내지 0.8%(「질량%」의 의미, 화학성분 조성에 대하여 이하 같음), Si: 0.5 내지 2.5%, Mn: 0.3 내지 2.0% 및 Cr: 0.4 내지 3.0%를 각각 함유함과 더불어, V: 0.05 내지 0.5%, Nb: 0.05 내지 0.5%, Ni: 0.1 내지 2.0% 및 Mo: 0.1 내지 0.5%로 이루어지는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유하며, 잔부가 철 및 불가피적 불순물로 이루어지고, 펄라이트를 주체로 하는 조직이며, 또한 펄라이트 노듈의 입도번호의 평균치 Pave 및 그 표준편차 Pσ가 각각 하기 식(1) 및 식(2)을 만족하는 것을 특징으로 하는 신선성이 우수한 고강도 스프링용 강 선재.
   9.5≤Pave≤12.0 …(1)
   0.2≤Pσ≤0.7 …(2)
2. 제 1 항에 있어서,
   선재 길이 방향에서의 비커스 경도의 평균치 HVave가 360 이하인 고강도 스프링용 강 선재.
3. 제 1 항에 있어서,
   추가로, Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 스프링용 강 선재.
4. 제 1 항에 있어서,
   추가로, Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 스프링용 강 선재.
5. 제 1 항에 있어서,
   추가로, B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 고강도 스프링용 강 선재.
6. 제 1 항에 기재된 고강도 스프링용 강 선재를 제조하는 방법으로서, 열간 압연 후의 강 선재를 재치 온도: 750 내지 950℃로 하여 코일상으로 권취한 후, 냉각 컨베이어 상에서 1℃/초 이상의 냉각 속도로 750℃ 이하의 온도까지 급속하고 균일하게 선재를 냉각하고, 이어서 행하는 서냉의 개시 온도를 코일의 밀부와 소부 모두 650 내지 750℃의 범위 내가 되도록 하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링용 강 선재의 제조방법.
7. 제 6 항에 있어서,
   상기 강 선재는 추가로 Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
8. 제 6 항에 있어서,
   상기 강 선재는 추가로 Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
9. 제 6 항에 있어서,
   상기 강 선재는 추가로 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
10. 제 6 항에 있어서,
    상기 서냉하는 영역에서, 하기 식(3)으로 규정되는 냉각 속도(V)를 1℃/초 미만으로 하는 제조방법.
    V(℃/초) = (Tin-Tout)/t …(3)
    단, Tin: 서냉 영역 입구측에서의 강 선재 온도(℃), Tout: 서냉 영역 출구측에서의 강 선재 온도(℃), t: 강 선재의 서냉 영역 체재 시간(초)
11. 제 10 항에 있어서,
    상기 강 선재의 서냉 영역 체재 시간(t)을 30초 이상으로 하는 제조방법.
12. 제 1 항에 기재된 고강도 스프링용 강 선재를 이용하여, 하기 (a) 내지 (c)의 공정의 어느 하나, 또는 (a)와 (b) 또는 (a)와 (c)를 조합시킨 공정을 거쳐 스프링으로 성형 가공하는 것을 특징으로 하는 고강도 스프링의 제조방법.
    (a) 열처리를 실시하지 않고 피삭 공정을 실시한다.
    (b) 피삭 공정 후, 페이턴팅 처리를 실시하지 않고 인발 가공을 가한다.
    (c) 피삭 공정 후, 연화 소둔 또는 고주파 가열을 실시하여 인발 가공을 가한다.
13. 제 12 항에 있어서,
    상기 강 선재는 추가로 Cu: 0.7% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
14. 제 12 항에 있어서,
    상기 강 선재는 추가로 Ti: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
15. 제 12 항에 있어서,
    상기 강 선재는 추가로 B: 0.01% 이하(0%를 포함하지 않는다)를 함유하는 제조방법.
16. 제 12 항에 기재된 방법으로 수득된 고강도 스프링.
17. 제 13 항에 기재된 방법으로 수득된 고강도 스프링.
18. 제 14 항에 기재된 방법으로 수득된 고강도 스프링.
19. 제 15 항에 기재된 방법으로 수득된 고강도 스프링.

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