KR20130137137A

KR20130137137A - 스프링 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130137137A
Application number: KR1020137004533A
Authority: KR
Inventors: 다케시 스즈키; 요시키 오노; 심페이 구로카와; 고스케 시바이리
Original assignee: 니혼 하츠쵸 가부시키가이샤
Priority date: 2010-08-04
Filing date: 2011-08-04
Publication date: 2013-12-16
Also published as: ES2664812T3; WO2012018144A1; US11378147B2; CN103025904A; EP2602350B8; US20130118655A1; CN103025904B; EP2602350A1; EP2602350A4; EP2602350B1; US20190390727A1

Abstract

재료 코스트의 저감이나 제조 공정의 간략화를 도모함과 더불어, 내피로성이 뛰어난 스프링 및 그 제조 방법을 제공한다. 질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 임의의 횡단면에 있어서, 면적 비율로 베이나이트를 65% 이상, 잔류 오스테나이트를 4~13% 포함하는 조직을 가지며, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도가 0.65~1.7%이며, 횡단면의 원상당 직경을 D(㎜)로 했을 때에, 압축 잔류 응력층이 표면으로부터 0.35㎜~D/4의 범위까지 형성되고, 그 최대 압축 잔류 응력이 800~2000㎫이며, 중심의 경도가 550~650HV이며, 표면으로부터 깊이 0.05~0.3㎜의 범위에, 상기 중심의 경도보다 50~500HV 큰 고경도층이 형성되어 있다.

Description

스프링 및 그 제조 방법{SPRING AND MANUFACTURE METHOD THEREOF}

본 발명은, 내피로성 및 복원성이 뛰어난 스프링 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

예를 들면, 자동차의 엔진용 밸브 스프링의 재료는, JIS 규격으로 탄소강 오일 템퍼선(SWO-V), Cr-V강 오일 템퍼선(SWOCV-V), Si-Cr강 오일 템퍼선(SWOSC-V) 등이 있고, 종래, 내피로성이나 복원성의 관점으로부터 Si-Cr강 오일 템퍼선이 널리 사용되고 있다. 근래, 자동차의 연비 향상을 위해 밸브 스프링은 경량화가 강하게 요구되고 있고, 소선의 인장 강도는 스프링의 설계 응력의 증가를 도모하기 위해 상승하는 경향이 있다. 그러나 JIS 규격의 오일 템퍼선과 같이, 금속 조직이 소려하고 마텐자이트인 경우, 소선의 고강도화에 따라 흠집 혹은 개재물 등의 결함에 대한 절결 감수성이 현저하게 증가하기 때문에, 냉간 스프링 성형(코일링) 시의 파손이나, 사용 중에 취성적인 파괴 형태를 나타내는 경향이 강해지는 것이 문제가 되고 있었다.

또, 코일 스프링에 있어서는, 코일링 시에 압축 외력을 받은 방향으로는 코일링 후에 인장 잔류 응력이 발생하고, 코일링 시에 인장 외력을 받은 방향으로는 코일링 후에 압축 잔류 응력이 발생하기 때문에, 소선의 인장 강도가 높을수록 이들 잔류 응력값이 커지는 경향이 있었다. 또한, 코일 스프링을 압축 변형시킨 경우, 코일 내측은 표면에 있어서 가장 높은 인장 응력이 부하되는 것이 알려져 있다. 따라서, 냉간 성형한 코일 스프링을 압축 변형시키는 경우, 코일 내측은 코일링 후의 인장 잔류 응력에 더하여, 스프링 압축시의 높은 인장 응력이 작용하고, 피로 파괴의 기점이 되는 경우가 많다.

그 때문에, 높은 작용 응력에 대해서 코일 스프링의 내피로성을 유지할 필요가 있고, 이 대책으로서는 소선 표층에 높은 압축 잔류 응력을 깊은 범위에 걸쳐 형성하는 것을 들 수 있다. 예를 들면, 쇼트 피닝에 의해 소선 표층에 압축 잔류 응력을 형성함으로써, 스프링의 내피로성을 향상시키는 것이 널리 행해져 왔다.

그러나 근래, 소선은 고경도화에 따라 항복 강도가 증가하고 있기 때문에, 쇼트 피닝에 의해 부여되는 표층의 소성 왜곡량은 감소하고, 압축 잔류 응력층(표면으로부터 압축 잔류 응력이 제로가 되는 위치까지의 거리, 이하, 동일)을 깊게 형성하는 것이 곤란해지고 있다.

또, 쇼트 피닝에 의해 최표층의 압축 잔류 응력을 높임으로써, 표면을 기점으로 한 조기 파손은 억제되지만, 작용 응력과 잔류 응력의 합성 응력(소재 내부가 받는 네트 응력) 분포가 소선의 반경 방향으로 최대가 되는 깊이는, 근래의 설계 응력의 증가에 의해, 소선 직경이나 작용 응력 등에 의하지만 표면으로부터 200~600㎛ 정도의 영역이다. 그리고 그 범위 중에 20㎛ 정도의 개재물이 존재하면, 개재물에, 소재의 피로 강도를 웃돌고 파손 기점이 되는 정도의 응력 집중이 발생한다. 그래서, 이들 과제를 해결하기 위해 이하의 방법이 제안되어 있다.

특허 문헌 1에는, JIS 규격강의 화학 성분에 V 등의 원소를 첨가한 오일 템퍼 선재를 이용하여 제조한 내피로성이 뛰어난 스프링이 개시되어 있다. 그러나 이러한 첨가 원소는 결정립의 미세화 등에 의해 강재의 인성을 높이고 내피로성의 향상에 기여하지만, 재료 코스트가 높아지는 문제가 있었다.

특허 문헌 2에는, Ba, Al, Si, Mg 또는 Ca의 첨가량을 조정한 강재를 이용하여 성형한 피로 특성이 뛰어난 Si 킬드 강선 스프링이 개시되어 있다. 그러나 이들 첨가 원소를 균형있게 함유시키기 위해서는 강정련 공정 상의 관리가 현저하게 곤란해지고, 결과적으로 고비용으로 되어 버리는 것이 추찰된다.

특허 문헌 3에는, 강의 화학 성분을 조정하고, 피로 기점이 되는 개재물의 크기를 작게 함과 더불어 결정립경을 작게 하는 것 등에 의해 피로 강도가 뛰어난 스프링이 개시되어 있다. 그러한 스프링에서는, 피로 강도의 증가는 보이지만, 그 피로 강도 레벨(최대 전단 응력τmax=약 1200㎫)은, 근래의 경량 고강도 밸브 스프링에 요구되는 실용 강도(τmax=약 1300~1400㎫)와 비교하여 낮다.

또, 특허 문헌 3에는, 더 높은 피로 강도를 얻기 위해서 질화 처리를 추가하는 것이 기재되어 있다. 그러나 질화에 의해 표면 경도의 증가에 의한 내피로성의 향상을 전망할 수 있지만, 질화 처리 후에 피로 강도를 저하시키는 원인이 될 수 있는 표층의 철질소화물을 완전히 제거하지 않으면 안되며, 제조 공정이 복잡하해지고, 또한 질화 처리 비용도 높기 때문에 결과적으로 고비용이 된다.

특허 문헌 4에는, 경인선(硬引線)((페라이트＋펄라이트) 조직 또는 펄라이트 조직의 연선 가공 선재)을 이용하여, 코일 스프링 성형 후에 있어서의 코일 내측과 코일 외측의 잔류 응력의 차(잔류 응력차)를 500㎫ 이하로 제어함으로써 이루어지는 피로 강도가 뛰어난 경인 스프링이 개시되어 있다. 특허 문헌 4에 개시된 기술에서는, 종래보다 널리 사용되고 있는 오일 템퍼선을 제조하기 위해 필요한 소입, 소려 처리의 코스트를 삭감할 수 있는 메리트는 있지만, 잔류 응력차를 500㎫ 이하로 하기 위해서는 강의 화학 성분을 조정하는 외에, 스프링 성형 후 400℃ 이상으로 소둔할 필요가 있고, 소재의 강도가 저하하고, 결과적으로 근래의 요구에 응할 수 있는 고강도의 스프링을 얻는 것은 곤란했다.

특허 문헌 5에는, JIS 규격의 스프링강의 화학 성분에 Mo나 V 등을 더하고, 오스템퍼 처리를 한 냉간 성형성이 뛰어난 고피로 강도 스프링용 강선이 개시되어 있다. 이 기술은, 항복비(인장 강도에 대한 항복 강도의 비율)를 0.85 이하로 함으로써, 냉간 성형 후에 잔류하는 코일 내측의 인장 잔류 응력을 작게 하는 것을 목적으로 한 것이다. 그러나 항복비가 0.85 이하인 선재를 이용하여 코일링하고, 또한, 냉간 성형 후에 소둔을 행해도, 냉간 성형 후에 발생한 인장 잔류 응력을 내부에 걸쳐 충분히 저하시키는 것은 어렵고, 그 후 쇼트 피닝를 행해도 깊은 압축 잔류 응력을 형성하는 것은 곤란하고, 내피로성의 향상에도 한계가 있었다. 또, 특허 문헌 5는, 스프링용 강선의 조직의 구성이나 비율에 대해서 기재하고 있지 않다.

또, 근래의 밸브 스프링은 설계 응력의 증가에 따라 복원성의 개선이 더욱더 중요해지고 있고, 복원성이 낮은 경우에는 고응력 부하 중에 스프링의 늘어짐량이 커지고, 설계대로 엔진의 회전수가 오르지 않고, 응답성이 나빠진다는 문제가 발생한다.

지금까지, 복원성을 개선하는 기술이 여러 가지 제안되어 왔다. 특허 문헌 6에는, JIS 규격의 스프링강 성분을 베이스로, 주로 Cr이나 Si의 농도를 증가시키고, 소입성이나 소려 연화 저항을 향상시키고, 내피로성과 함께 복원성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 그러한 기술에서는, 복원성은 어느 정도의 개선이 보이지만, 고합금화에 의한 소재의 고비용화가 문제가 되고 있었다.

특허 문헌 7에는, JIS 규격의 스프링강 성분을 베이스로, 주로 Cr 농도의 증가와 V의 첨가를 행하고, 또한, 시멘타이트의 크기, 존재 밀도 및 조성을 규정하고, 시멘타이트의 미세 석출 강화와, 저온 소둔이나 질화의 과정에 있어서의 시멘타이트의 분해를 억제함으로써 복원성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 그러한 기술에서는, 고합금화에 의한 소재의 고비용화에 더하여, 원하는 시멘타이의 형태를 얻기 위한 소입 소려 조건의 관리가 엄격하고, 제조 코스트가 증가하는 것이 문제가 되고 있었다.

특허 문헌 8에는, JIS 규격의 스프링강 성분을 베이스로, 주로 V나 N을 첨가하고, 또한 오스템퍼 처리와 그 후의 소려 처리를 실시하고, 소려 베이나이트 조직으로 함으로써 복원성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 그러한 기술에서는, 얻어지는 강도가 낮고 복원성이 불충분한 것에 더하여, 고합금화에 의한 소재의 고비용이나 공정의 복잡화에 의한 제조 코스트의 증가가 문제가 되고 있었다.

일본국 특허공개소64-83644호 공보 일본국 특허공개2008-163423호 공보 일본국 특허공개2005-120479호 공보 일본국 특허제4330306호 일본국 특허공개평2-57637호 공보 일본국 특허공개2004-315967호 공보 일본국 특허공개2007-302950호 공보 일본국 특허공개평7-179936호 공보

본 발명은, 상기 종래 기술이 갖는 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 재료 코스트의 저감이나 제조 공정의 간략화를 도모함과 더불어, 내피로성이 뛰어난 스프링 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

또, 본 발명은, 상기 종래 기술이 갖는 과제를 해결하기 위해서 이루어진 것으로, 재료 코스트의 저감이나 제조 공정의 간략화를 도모함과 더불어, 복원성이 뛰어난 스프링 및 그 제조 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 고강도 밸브 스프링의 피로 강도에 대해 예의 연구했다. 그 결과, 코일링 후에 발생하는 잔류 응력은, 스프링의 성분이나 코일링 후의 소둔 조건의 조정에 의해 어느 정도 저감하는 것은 가능하지만, 강의 고강도를 유지하면서 피로에 대해서 잔류 응력을 무해화하는 것은 곤란하기 때문에, 코일링 후에 스프링을 오스테나이트화 온도까지 가열하고, 코일링에서 발생한 잔류 응력을 실질적으로 제로로 하는 것이 유효하다는 생각에 이르렀다. 또, 오스테나이트화 온도까지 가열한 스프링에 대해서, 계속해서 오스템퍼 처리를 특정의 조건으로 행하고, 강도와 연성 및 인성의 밸런스가 뛰어난 조직으로 함으로써, 모재 자체의 내피로성이 향상하는 것을 알아냈다. 또한, 쇼트 피닝를 행함으로써, 소선 표층의 잔류 오스테나이트가 가공 야기 변태에 의해 마텐자이트로 변태하고, 이 변태가 체적 팽창을 수반하기 때문에 표층에 높은 압축 잔류 응력이 깊게 형성되고, 피로 균열의 진전을 억제하고 내피로성의 향상에 기여하는 것을 알았다.

그리고 본 발명자들은, 표층에 높은 압축 잔류 응력이 깊게 형성된 코일 스프링은, 소재로서 JIS 규격의 오일 템퍼선이나 이것과 같은 조성의 경인선 등의 저렴재를 이용할 수 있는 것 외, 적절한 열이력 조건을 선정하여 소정의 조직을 구성함과 더불어 합금 원소의 농도의 조건을 만족하면, 특별히 복잡한 열처리 공정을 이용하지 않고, 나중의 공정에서 통상의 쇼트 피닝를 이용함으로써 제조할 수 있는 것을 알아냈다. 또, 종래 행해지고 있던 질화 처리를 생략해도 시장 요구에 따른 고내피로성을 갖는 것을 알아내고, 처리 코스트의 저감이나 공정의 간략화가 도모되는 것을 알아냈다.

본 발명의 제1 스프링은, 상기 지견에 기초하여 이루어진 것으로, 질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 가지며, 임의의 횡단면에 있어서, 면적 비율로 베이나이트를 65% 이상, 잔류 오스테나이트를 4~13% 포함하는 조직을 가지며, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도가 0.65~1.7%이며, 임의의 횡단면에 있어서, 상기 횡단면의 원상당 직경을 D(㎜)로 했을 때에, 압축 잔류 응력층이 표면으로부터 0.35㎜~D/4의 범위까지 형성되고, 그 최대 압축 잔류 응력이 800~2000㎫이며, 임의의 횡단면에 있어서, 중심의 경도가 550~650HV이며, 표면으로부터 깊이 0.05~0.3㎜의 범위에, 상기 중심의 경도보다 50~500HV 큰 고경도층이 형성되어 있는 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제1 스프링의 제조 방법은, 질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 갖는 선재를 스프링의 형상으로 성형하는 성형 공정과, Ac3점~(Ac3점＋250℃)의 온도로 오스테나이트화한 후, 20℃/초 이상의 속도로 냉각하고, Ms점~(Ms점＋60℃)의 온도로 400초 이상 유지하고, 다음에 20℃/초 이상의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 열처리 공정과, 열처리 후의 스프링에 쇼트를 투사하는 쇼트 피닝 공정을 구비하는 것을 특징으로 한다.

여기서, Ac3점과는 재료가 가열 중에 페라이트＋오스테나이트의 2상역으로부터 오스테나이트 단상역으로 이행하는 경계 온도이며, Ms점과는 냉각 중에 마텐자이트가 생성을 개시하는 온도이다. 또, 본 발명에 있어서의 「중심」이란, 횡단면이 원형이면 원의 중심이지만, 예를 들면 직사각형이나 타원형 등 원형이 아닌 경우에는 중심을 의미한다.

또, 본 발명자들은, 120℃ 정도의 환경하에 있어서의 코일 스프링의 복원성에 대해 예의 연구를 거듭했다. 우선, 최대 전단 응력이 1400㎫ 정도인 고설계 응력의 스프링에 있어서의 늘어짐은, 전위의 미끄럼이 지배적이기 때문에, 늘어짐량양은 스프링 소선에 작용하는 네트의 응력이 낮을수록 작다. 이 네트의 응력이란, 스프링이 무부하 상태에서도 소선에 잔류하는 응력과, 스프링 부하시에 소선이 받는 응력을 합산한 것이기 때문에, 냉간 코일링 후에 잔류한 왜곡에 의해 발생한 인장 잔류 응력은, 복원성에 있어서 유해하며 가능한 한 작은 것이 바람직하다. 냉간 코일링 후에 발생한 인장 잔류 응력은, 소둔에 의해 저감시키는 것은 가능하며, 소둔 온도가 높을수록 작아지지만, 재료는 연화가 진행되고, 성분 조정에 의한 소둔 연화 저항의 증가에도 한계가 있으므로, 스프링강의 고강도를 유지하면서 그 인장 잔류 응력을 없애는 것은 근본적으로 곤란하다. 그래서, 본 발명자들은, 코일링 후에 스프링을 고온의 오스테나이트화 온도까지 일단 가열하고, 코일링에서 발생한 잔류 응력을 실질적으로 제로로 한 후에 조직을 개선하는 것이 유효하다는 생각에 이르렀다.

또, 스프링강으로서의 고강도를 유지한 채, 늘어짐을 억제하려면 가동 전위의 움직임을 멈추는 방법이 유효하다. 그 방법으로서는, 종래부터 왜곡의 부여와 저온 소둔의 조합에 의한 왜곡 시효가 널리 이용되어 왔다. 왜곡 시효는, 우선, 왜곡의 부여에 의해 전위 밀도를 증가시키고, 어느 전위가 임의 전위와 교차함으로서 발생하는 죠그나 킹크 중, 어느 것이 부동화하여 후속의 가동 전위의 장해가 되지만, 약간 가동 전위의 증가를 수반하므로, 다음에 가열(시효)을 행하고 C 등의 고용 원자가 가동 전위의 주위에 모임으로써 전위의 움직임을 억제시키는 방법이다. 단, 가동 전위 밀도가 너무 높으면 전위의 단위 길이 당의 집적 고용 원자수가 감소하고 왜곡 시효의 효과가 저하하기 때문에, 가동 전위 밀도는 시효에 앞서 미리 적절히 제어되어 있을 필요가 있다.

한편, 종래의 오일 템퍼선의 금속 조직은 마텐자이트의 소려 조직이며, 그 소려 온도로부터 저C농도의 페라이트와 시멘타이트(Fe3C)의 혼합 조직(이하, 소려 마텐자이트 조직이라고 한다)이다. 단, 고온상의 오스테나이트가 잔류하는 경우가 있다. 그 때문에, C원자의 상당수는 시멘타이트의 형성에 소비되고, 페라이트 중의 고용원자에 대한 가동 전위 밀도가 높고, 왜곡 시효에 의해 복원성을 향상시키는 것은 곤란하다. 또, 죠그 등의 피닝 효과를 증가시키기 위해 왜곡을 부여시키기에도, 조직 자체의 연성이 부족하기 때문에, 왜곡의 부여에 의해 용이하게 미소 균열 등의 결함이 발생하고, 이것이 내피로성에 악영향을 미친다. 따라서, 소려 마텐자이트 조직을 이용하는 한, 왜곡 시효를 이용한 한층 더한 복원성의 개선은 곤란하다는 생각에 이르렀다.

이러한 상황을 감안하여, 본 발명자들은 예의 검토의 결과, 코일링 후에 연성이 뛰어난 미세 베이나이트를 주체로 하는 조직을 형성함으로써, 종래의 소려 마텐자이트 조직보다 내피로성을 저하시키지 않고 큰 소성 왜곡을 부여할 수 있고, 복원성에 유해한 가동 전위의 밀도를 저감시키고, 왜곡 시효에 의해 효율적으로 가동 전위를 고착할 수 있는 것을 알아냈다. 또, 후술하는 셋팅 공정에 있어서 큰 소성 왜곡의 부여에 의해, 소선 내부에 큰 압축 잔류 응력이 형성되고, 이것이 복원성과 함께 내피로성의 향상에도 기여한다.

또한, 본 발명자들은 조직 중의 제2상에 의한 분산 강화에 주목하고, 미세 베이나이트를 주체로 하는 조직에 미세하고 고C농도인 잔류 오스테나이트를 고밀도로 분산시킴으로써, 이것들을 전위의 이동의 장애물로 하고, 복원성을 향상할 수 있는 것을 알아냈다. 종래, 소려 마텐자이트 조직 중에 잔류하는 오스테나이트는 그 C농도가 거의 모상의 평균 C농도이기 때문에, 잔류 오스테나이트 자체의 강도가 낮고, 복원성에 유해하다고 되어 왔다.

그래서, 본 발명자들은 잔류 오스테나이트의 C농도를 모재의 평균 농도를 넘는 고농도로 함으로써, 잔류 오스테나이트 자체의 강도가 향상하고, 복원성에는 유해하지 않는 것을 알아냈다. 오히려, 쇼트 피닝에 의한 표층의 소성 변형 시, 고C농도의 잔류 오스테나이트의 가공 야기 마텐자이트 변태(큰 체적 팽창을 수반한다) 효과가 더해지고, 종래보다 소선 표층에 있어서의 압축 잔류 응력이 증가하고 복원성과 내피로성의 향상에 유효한 것을 알아냈다. 즉, 냉간 코일링 후에 남는 인장 잔류 응력을 오스테나이트화 가열에 의해 소멸시킨 후에 잔류 오스테나이트의 가공 야기 변태의 상승 효과로, 표층에서는 나중의 쇼트 피닝 시에 표면으로부터 깊게까지 압축 잔류 응력층이 형성되고, 소재 전체적으로는 연성이 뛰어난 미세 베이나이트 조직화와 왜곡 시효에 의한 가동 전위의 부동화율 향상, 및 표층보다 내부에 있어서는 고강도 잔류 오스테나이트의 미세 분산에 의한 전위의 피닝 작용의 강화에 의해, 오일 템퍼선에 우수한 내피로성과 복원성이 양립하는 것을 알아냈다.

그리고 본 발명자들은, 코일링 전의 소재로서 JIS 규격의 오일 템퍼선이나 동조성의 경인선 등의 저렴재를 이용할 수 있는 것 외, 적절한 열이력 조건을 선택하고 소정의 조직 구성과 원소 농도 구성의 각 요건을 만족시키면, 특별히 복잡한 열처리 공정을 이용하지 않고, 또한 그 후의 공정에서 통상의 쇼트 피닝이나 셋팅을 이용함으로써 제조할 수 있는 것을 알아냈다. 또, 종래 행해지고 있던 질화 처리를 생략해도 시장 요구에 따른 고복원성을 가짐으로써 처리 코스트의 저감이나 공정의 간략화가 도모되는 것을 알아냈다.

즉, 본 발명의 제2 스프링은, 상기 제1 스프링에 있어서, 잔류 오스테나이트입자의 평균 원상당 직경이 3㎛ 이하인 것을 특징으로 한다.

또, 본 발명의 제2 스프링의 제조 방법은, 질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 갖는 선재를 스프링의 형상으로 성형하는 성형 공정과, Ac3점~(Ac3점＋250℃)의 온도로 오스테나이트화 후, 20℃/초 이상의 속도로 냉각하고, (Ms점-20℃)~(Ms점＋60℃)의 온도로 400초 이상 유지하고, 다음에 실온까지 냉각하는 열처리 공정과, 열처리 후의 스프링에 쇼트를 투사하는 쇼트 피닝 공정을 구비하는 것을 특징으로 한다.

본 발명의 제1 스프링에 의하면, 고가의 합금 원소를 함유하지 않고, 입수가 용이한 JIS 규격의 스프링강 조성의 소선을 이용하여, 복잡한 열처리나 표면 경화 처리를 필요로 하지 않고, 소선 표층에 고경도층과 두꺼운 고압축 잔류 응력층을 갖는 내피로성이 뛰어난 스프링을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 스프링은, 합금 원소량이 적고 리사이클성에도 뛰어나고, 또한 제조 공정의 간략화나, 처리 시간의 단축화에 의한 생산성의 향상이나 에너지 절약화가 가능하다.

본 발명의 제2 스프링에 의하면, 고가의 합금 원소를 함유하지 않고, 입수가 용이한 JIS 규격의 스프링강 조성의 강선을 이용하고, 복잡한 열처리나 표면 경화 처리를 필요로 하지 않고, 소선표층에 고경도 영역과 두꺼운 고압축 잔류 응력층을 갖는 복원성이 뛰어난 스프링을 얻을 수 있다. 또, 본 발명의 스프링은, 합금 원소량이 적고 리사이클성에도 뛰어나며, 또한 제조 공정의 간략화나, 처리 시간의 단축화에 의한 생산성의 향상이나 에너지 절약화가 가능하다.

도 1의 (a)는 본 발명의 실시예의 조직의 반사 전자상(SEM(Scanning Electron Microscopy))에 의한 관찰 결과, (b)는 C원소 맵(FE-EPMA(Field Emission Electron Probe Micro Analyzer)에 의한 측정 결과, (c)는 결정 구조(상) 맵(EBSD(Electron Backscatter Diffraction))에 의한 측정 결과, (d)는 (b) 중 I~II선 상의 C농도 분석 결과를 나타내는 그래프이다.

1. 제1 실시 형태

우선, 본 발명의 제1 실시 형태에 이용하는 강의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 이하의 설명에 있어서 「%」는 「질량%」를 의미한다.

C:0.5~0.7%

C는, 1800㎫ 이상의 고강도를 확보하기 위해, 또한, 실온에서 원하는 잔류 오스테나이트 비율을 얻기 위해 중요한 원소이며, 그러한 효과를 얻기 위해서 0.5%이상 함유시키는 것이 필요하다. 그러나 C의 농도가 과잉이 되면, 연질상인 잔류 오스테나이트 비율이 너무 증가하여 원하는 강도를 얻는 것이 곤란해지기 때문에, 0.7% 이하로 억제한다.

Si:1.0~2.0%

Si는, 베이나이트의 구성 요소인 베이나이틱 페라이트로부터 오스테나이트로 C가 배출될 때에 오스테나이트지로부터의 탄화물의 생성을 억제하는 작용을 가지며, 본 발명의 요건에 있는 C가 고농도로 고용한 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는 불가결의 원소이다. 또 고용강화에 기여하는 원소이며, 고강도를 얻기 위해 유효한 원소이다. 그러한 효과를 얻기 위해서, Si의 농도는 1.0% 이상 필요하다. 그러나 Si의 농도가 과잉이면, 연질인 잔류 오스테나이트 비율이 높아지고, 반대로 강도의 저하를 초래하기 때문에 2.0% 이하로 억제한다.

Mn:0.1~1.0%

Mn은, 정련 중의 탈산 원소로서 첨가되지만, 오스테나이트를 안정화시키는 원소이기도 하기 때문에, 본 발명에서 규정하는 잔류 오스테나이트를 얻기 위해서는, Mn은 0.1% 이상 함유시킬 필요가 있다. 한편, Mn의 농도가 과잉이면 편석이 발생하고 가공성이 저하하기 쉬워지기 때문에, 1.0% 이하로 억제한다.

Cr:0.1~1.0%

Cr은, 강재의 소입성을 높여 고강도화를 촉진하는 원소이다. 또, Cr은, 펄라이트 변태를 지연 시키는 작용도 있고, 오스테나이트화 가열 후의 냉각 시에 안정되게 베이나이트 조직을 얻는(펄라이트 조직을 억제하는) 것이 가능하기 때문에, Cr은 0.1% 이상 함유시킬 필요가 있다. 단, 1.0%를 넘게 함유하면 철탄화물을 발생시키기 쉬워지고, 잔류 오스테나이트가 발생하기 어려워지기 때문에, 1.0% 이하로 억제한다.

P, S:0.035% 이하

P 및 S는, 입계 편석에 의한 입계 파괴를 조장하는 원소이기 때문에, 그 함유량은 가능한 한 낮은 쪽이 바람직하지만, 불가피 불순물이며 저감하려면 제련 코스트가 들기 때문에, 상한은 0.035%로 한다. P 및 S의 함유량은, 바람직하게는 0.01% 이하가 좋다.

다음에, 임의의 횡단면에 있어서의 조직의 면적 비율의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 「횡단면」이란, 스프링의 소선의 길이 방향과 직교하는 단면을 말한다.

베이나이트:65% 이상

베이나이트란, 오스테나이트화된 강재를 550℃ 정도 이하로 마텐자이트 변태 개시 온도를 넘는 온도역에서 등온 변태시킴으로써 얻어지는 금속 조직이며, 베이나이틱 페라이트와 철탄화물로 구성된다. 소지의 베이나이틱 페라이트는 전위 밀도가 높고, 또 철탄화물은 석출 강화 효과가 있기 때문에, 베이나이트 조직으로 강도를 높일 수 있다. 또한, 본 발명의 제1 실시 형태의 스프링의 제조 방법에서는, Si 농도가 높은 강을 이용하고, 또한, Ms점~(Ms점＋60℃)으로 유지함으로써, 철탄화물의 조대화가 억제되기 때문에, 베이나이트 조직은 철탄화물이 베이나이틱 페라이트지에 미세 석출된 구조가 되고, 입계 강도의 저하가 적고 고강도여도 연인성(延靭性)의 저하가 작다. 이와 같이, 베이나이트는 고강도와 고연성을 얻기 위해서 불가결한 조직이며, 그 면적 비율은 높을수록 바람직하고, 본 발명에 규정하는 고강도 고연성을 얻기 위해서는 65% 이상이 필요하다. 한편, 등온 유지 중의 미변태 오스테나이트는, 그 후 실온까지 냉각됨으로써 마텐자이트나 잔류 오스테나이트가 된다. 베이나이트 면적 비율이 65% 미만이 되는 조건은, 등온 유지 시간이 짧은 것을 의미하고, 그 단계에서의 미변태 오스테나이트 중의 C의 농축도는 작기 때문에, 그 후의 냉각에 의해 마텐자이트 비율이 높아진다. 따라서, 베이나이트 면적 비율이 65% 미만이 되는 경우는, 마텐자이트 비율이 높아지기 때문에 고강도는 얻을 수 있지만, 절결 감수성이 현저하게 높아지기 때문에, 뛰어난 내피로성을 얻을 수 없다.

잔류 오스테나이트:4%~13%

잔류 오스테나이트는, TRIP(Transformation-induced plasticity；변태 야기 소성)현상에 의한 연성 및 인성의 증가에 기인한 절결 감수성의 저감에 유효하다. 또, 잔류 오스테나이트는, 균열 선단의 응력 집중부에서 가공(또는 왜곡) 야기 마텐자이트 변태(Deformation(Strain) Induced Martensitic Transformation)에 의해 체적 팽창하고, 그 주위의 구속력에 의해서 압축 응력이 작용하고, 응력 집중도를 경감함으로써 균열의 진전 속도를 저하시키는 작용이 있다고 생각할 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트는, 쇼트 피닝 공정에서 가공 야기 변태에 의해 마텐자이트로 변태한다. 이때 체적 팽창을 수반하기 때문에, 표층에 높은 압축 잔류 응력을 깊게 형성할 수 있다. 잔류 오스테나이트 비율은, 쇼트 피닝에 의한 표면 가공층에서는 내부보다 낮아져 있지만, 상기한 균열의 진전의 억제 효과를 발휘하려면 임의의 횡단면에 있어서 4% 이상 필요하고, 과잉이면 재료 강도의 저하가 현저하기 때문에, 13% 이하로 억제한다.

마텐자이트:잔부(0%를 포함한다)

본 발명에서는, 필수는 아니지만 마텐자이트를 포함할 수 있고, 원하는 인장 강도를 확보하는 경우에 면적 비율로 5~30% 존재시킬 수 있다. 마텐자이트의 면적 비율이 30%를 넘으면 고강도는 얻을 수 있지만, 절결 감수성이 높아지기 때문에, 뛰어난 내피로성을 얻을 수 없다.

잔류 오스테나이트 중의 평균 C농도:0.65%~1.7%

잔류 오스테나이트는, 그 C농도가 높을수록 가공 야기 마텐자이트 변태를 개시하는 인장 왜곡이 높기 때문에, 결과적으로 높은 연성 및 인성에 기인한 절결 감수성의 저하에 기여한다. 또, 잔류 오스테나이트의 가공 야기 마텐자이트 변태에 있어서의 체적 팽창율은, 잔류 오스테나이트의 C농도가 높을수록 크고, 균열 선단에 있어서의 응력 집중의 완화나 높고 깊은 압축 잔류 응력의 생성을 촉진하기 때문에, 내피로성의 향상에 의해 유효하다고 생각할 수 있다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C농도는, 후술하는 압축 잔류 응력 분포(800㎫ 이상의 최대 압축 잔류 응력)를 얻기 위해 0.65% 이상 필요하다. 한편, 잔류 오스테나이트 중의 C농도가 너무 높아지면 잔류 오스테나이트는 현저하게 안정화되고, 이로 인해 가공 야기 변태하지 않는 채 단순한 연질상으로서만 작용하기 때문에 1.7%를 상한으로 한다.

다음에, 스프링 소선의 횡단면에 있어서의 제특성의 한정 이유에 대해 설명한다.

표층의 압축 잔류 응력 분포

표층의 압축 잔류 응력은 주로 쇼트 피닝에 의해 주어진다. 단, 본 발명에서는 통상의 쇼트 피닝으로 얻어지는 압축 잔류 응력에 더하여, 소재에 존재하는 잔류 오스테나이트의 가공 야기 마텐자이트 변태에 의해 더 높은 압축 잔류 응력이 깊게 형성된다. 표층의 압축 잔류 응력층의 깊이는, 횡단면의 원상당 직경을 D(㎜)로 했을 때에, 표면으로부터 0.35㎜~D/4로 한다. 이것은, 표면으로부터 깊이 200㎛~D/4 정도의 범위는, 예를 들면, 스프링소선 직경이 1.5~15㎜의 범위에 있어서, 외부 부하에 의한 작용 응력과 잔류 응력의 합성 응력을 고려하면, 피로 파괴의 기점이 되기 쉬운 개소이기 때문에, 본 두께가 0.35㎜ 미만에서는 내부 기점의 피로 파괴를 억제하기에는 불충분하다. 또, 본 압축 잔류 응력층의 두께가 너무 두꺼우면, 강재 전체의 응력 밸런스를 유지하기 위해서, 압축 잔류 응력이 제로가 되는 깊이(크로싱 포인트)보다 더 내측에 존재하는 인장 잔류 응력이 현저하게 높아지고, 이 인장 잔류 응력이 외부 부하에 의해 스프링 소선에 발생하는 인장 응력에 더하여 균열의 발생을 촉진하기 때문에, D/4를 상한으로 한다.

상기 압축 잔류 응력층의 최대 압축 잔류 응력은 800~2000㎫로 한다. 표층의 최대 압축 잔류 응력은 피로 균열의 발생 및 진전을 억제하기 위해서 높은 것이 바람직하고, 고설계 응력으로 사용하는 것을 고려하면, 최대치는 800㎫ 이상 필요하다. 한편, 표층의 최대 압축 잔류 응력이 현저하게 높은 경우, 상술한 바와 같이 크로싱 포인트보다 깊은 내부에서의 응력 밸런스에 기인한 인장 잔류 응력에 의해 내부 파괴가 발생할 우려가 강해지기 때문에, 2000㎫를 상한으로 한다.

경도 분포

스프링 소선의 임의 횡단면의 중심(中心)(중심(重心))의 비커스 경도는, 스프링에 필요한 하중에 견딜 수 있는 강도를 확보하기 위해서 550HV 이상 필요하다. 한편, 경도가 과잉으로 높은 경우는, 일반적으로 신장이 작아짐과 더불어 강재 자체의 절결(균열) 감수성이 증가하고, 피로 강도가 저하할 우려가 있기 때문에, 650HV 이하로 억제한다. 한편, 스프링의 표층의 고경도층은 균열의 발생을 억제하기 위해서 효과적이며, 중심(中心)(중심(重心))의 비커스 경도보다 50HV 이상 큰 것이 필요하다. 그러나 고경도층의 경도가 너무 높으면 물러지기 때문에, 증가폭의 상한은 500HV 이하이다. 또한, 상기 고경도층의 두께는, 균열의 발생을 억제하기 위해 0.05㎜ 이상 필요하지만, 너무 두꺼우면 강재 자체의 인성 저하를 초래하기 때문에 0.3㎜ 이하로 억제한다.

다음에 본 발명의 스프링을 제조하는 방법에 대해서 설명한다. 본 발명의 스프링은, 상기 화학 성분의 강재에 대해서, 코일링 공정 후, 스프링의 양단면을 연삭하는 좌면 연마 공정 후, Ac3점~(Ac3점＋250℃)의 온도로 오스테나이트화 후, 20℃/초 이상의 속도로 냉각하고, Ms점~(Ms점＋60℃)의 온도로 400초 이상 유지하고, 다음에 20℃/초 이상의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 열처리 공정 후, 쇼트 피닝 공정을 행함으로써 제조된다. Ac3점 이상으로 가열하기 전의 강의 조직에 대해서는 특별히 제한되지 않는다. 예를 들면, 열간 단조나 신선 가공한 조강재를 소재로서 사용할 수 있다. 이하, 각 공정에 대해 설명하고, 필요에 따라서 한정 이유를 설명한다.

코일링 공정

코일링 공정은, 원하는 코일 형상으로 냉간 성형하는 공정이다. 성형 방법은 스프링 형성기(코일링 머신)를 이용하는 방법이나, 심금을 이용하는 방법 등을 이용하면 된다. 또한, 본 발명은 코일 스프링으로 한정되는 것이 아니며, 판 스프링, 토션바, 스태빌라이저 등 임의의 스프링에 적용 가능하다.

좌면 연마 공정

본 공정은, 스프링의 양단면을 스프링의 축심에 대해서 직각인 평면이 되도록 연삭 하는 것이며, 필요에 따라서 행한다.

열처리 공정

코일링 후의 스프링을 오스테나이트화 후, 냉각하여 등온 유지하고, 그 후 냉각하는 처리이다. 등온 유지는 예를 들면 염욕에 스프링을 침지함으로써 행할 수 있지만, 거기에 한정되는 것은 아니며 연욕을 이용하는 등 임의의 방법을 적용할 수 있다. 오스테나이트화를 행하기 전의 강의 조직에 대해서는 특별히 제한되지 않는다. 예를 들면, 열간 단조나 신선 가공한 조강재를 소재로서 사용할 수 있다. 오스테나이트화의 온도는, Ac3점~(Ac3점＋250℃)이다. Ac3점 미만에서는 오스테나이트화하지 않고, 원하는 조직을 얻을 수 없다. 또, (Ac3점＋250℃)를 넘는 온도에서는, 구오스테나이트 입경이 조대화하기 쉬워지고, 연성의 저하를 초래할 우려가 있다.

오스테나이트화 후에 등온 유지하는 온도까지의 냉각 속도는 빠를수록 좋고, 20℃/초 이상의 냉각 속도로 행할 필요가 있고, 바람직하게는 50℃/초 이상이다. 이 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 냉각 도중에 펄라이트가 생성되고, 본 발명에서 규정하는 조직 구성을 얻을 수 없다. 등온 유지하는 온도는 Ms점~(Ms점＋60℃)일 필요가 있고, 이것은 본 발명의 스프링의 제조 방법으로서 매우 중요한 제어 인자이다. Ms점 미만에서는 변태 초기에 생성하는 마텐자이트가 연성의 향상을 저해하는 것 외에 본 발명에서 규정하는 베이나이트 비율을 얻을 수 없다. 한편, 등온 유지하는 온도가 (Ms점＋60℃)를 넘는 경우는, 잔류 오스테나이트 비율이 너무 높고, 인장 강도이 저하하고, 스프링으로서 하중에 견디는 강도를 얻을 수 없다. 등온 유지하는 시간은, 400초 이상일 필요가 있고, 이것도 본 발명의 제조 방법으로서 매우 중요한 제어 인자이다. 400초 미만에서는 베이나이트 변태가 거의 진행하지 않기 때문에, 마텐자이트율이 높아지고 베이나이트 비율이 작고, 본 발명에 규정하는 조직을 얻을 수 없다. 또한, 등온 유지하는 시간이 너무 길어도 생성되는 베이나이트량은 포화하고, 생산 코스트의 증대를 초래하므로, 3시간 이내로 하는 것이 바람직하다.

등온 유지 후의 냉각 속도는, 균일한 조직을 얻기 위해 빠를수록 좋고, 20℃/초 이상의 냉각 속도가 필요하며, 바람직하게는 50℃/초 이상이다. 구체적으로는 유랭이나 수랭이 좋다. 한편, 냉각 속도가 20℃/초 미만에서는, 강재 표면과 내부에서 조직이 불균일해지기 쉽고, 본 발명에 규정하는 조직을 얻을 수 없는 경우가 있다.

쇼트 피닝 공정

쇼트 피닝은, 스프링에 금속이나 모래 등으로 이루어지는 쇼트를 충돌시키고, 스프링의 표면에 압축 잔류 응력을 부여함으로써, 이로 인해 스프링의 복원성이나 내피로성이 향상된다. 본 발명에서는 통상의 쇼트 피닝으로 얻어지는 압축 잔류 응력에 더하여 잔류 오스테나이트의 가공 야기 마텐자이트 변태에 의해 한층 더 높은 압축 잔류 응력이 깊게 형성된다. 쇼트 피닝에서 사용하는 쇼트는, 컷 와이어나 스틸 볼, FeCrB계 등의 고경도 입자 등을 이용할 수 있다. 또, 압축 잔류 응력은, 쇼트의 구상 당 직경이나 투사 속도, 투사 시간, 및 다단계의 투사 방식으로 조정할 수 있다.

또, 쇼트 피닝에 의해 잔류 오스테나이트가 가공 야기 변태하고, 보다 강도가 높은 마텐자이트가 되는 것이 기대된다. 이로 인해, 변태에 수반하는 체적 팽창에 의해 높은 압축 잔류 응력이 부여됨과 더불어, 전위의 피닝 작용을 한층 더 높이고 복원성을 한층 더 향상시킬 수 있다.

셋팅 공정

셋팅은, 스프링에 소성 왜곡를 부여함으로써, 탄성한도가 향상되는 것과, 사용 시의 늘어짐량(영구 변형량)을 저감하기 위해서 임의로 행한다. 또, 셋팅에 의해 잔류 오스테나이트가 가공 야기 마텐자이트로 변태한다. 200~300℃에서 셋팅을 행함으로써(온간 셋팅), 복원성을 더 향상시킬 수 있다. 또, 셋팅에 의해 잔류 오스테나이트가 가공 야기 변태하고, 보다 강도가 높은 마텐자이트가 되는 것이 기대된다. 이로 인해, 변태에 수반하는 체적 팽창에 의해 높은 압축 잔류 응력이 부여됨과 더불어, 전위의 피닝 작용을 한층 더 높여 복원성을 한층 더 향상시킬 수 있다.

2. 제2 실시 형태

다음에, 본 발명의 제2 실시 형태의 스프링 및 그 제조 방법에 대해 설명한다.

본 발명의 제2 실시 형태의 스프링에 이용하는 강의 화학 성분, 및, 스프링 소선의 횡단면에 있어서의 제특성에 대해서는, 제1 실시 형태와 같고, 또, 임의의 횡단면에 있어서의 조직의 면적 비율에 대해서는, 하기의 잔류 오스테나이트 입자의 평균 원상당 직경이 한층 더 한정되는 이외는, 제1 실시 형태와 같기 때문에, 이 차이점에 대해서만 설명한다.

잔류 오스테나이트입자의 평균 원상당 직경:3㎛ 이하

상기와 같이 고C농도의 잔류 오스테나이트는 강도가 높고, 고강도 잔류 오스테나이트입자를 미세 분산시킴으로써 전위의 피닝 작용을 얻을 수 있고, 이로 인해 복원성을 향상시킬 수 있다. 잔류 오스테나이트입자의 평균 원상당 직경이 3㎛를 넘으면, 미세 분산이 불충분하고 전위의 피닝 작용이 불충분해진다.

또, 본 발명의 제2 실시 형태의 스프링의 제조 방법에 대해서는, 열처리 공정에 있어서의 등온 유지가 (Ms점-20℃)~(Ms점＋60℃)의 온도에서 행해지는 것 이외는, 제1 실시 형태에 기재된 것과 같기 때문에, 차이점만을 이하에 나타냈다.

본 발명의 제2 실시 형태의 스프링의 제조 방법에 있어서의 등온 유지하는 온도는 (Ms점-20℃)~(Ms점＋60℃)일 필요가 있고, 이것은 본 발명의 스프링강 및 스프링을 실현하기 위한 제조 방법으로서 매우 중요한 제어 인자이다. 등온 유지 하는 온도가 (Ms점-20℃) 미만에서는, 변태 초기에 생성하는 마텐자이트량이 많고 연성의 향상을 저해하는 외에, 65면적% 이상의 베이나이트를 얻을 수 없다. 한편, 등온 유지하는 온도가 (Ms점＋60℃)를 넘는 경우는 베이나이트가 조대화하기 때문에 인장 강도가 저하하고, 스프링으로서 하중에 견디는 강도를 얻을 수 없다. 그리고 등온 유지를 상기와 같은 Ms점 근방에서 행함으로써, 미세한 베이나이트를 석출시킬 수 있다. 미세한 베이나이트가 석출됨으로써, 오스테나이트는 미세한 공간에 잔류하고, 평균 원상당 직경이 3㎛ 이하인 잔류 오스테나이트입자로 할 수 있다.

실시예

1.제1 실시예

표 1에 나타내는 성분으로 이루어지는 오스템퍼 선재를 이용하여, 코일링 머신에 의해 소정 형상으로 냉간 코일링 후, 표 3에 나타내는 조건으로 열처리를 행했다. 열처리는, 스프링을 가열로에서 Ac3점~(Ac3점＋250℃)으로 가열하여 오스테나이트화하고, 표 3에 나타내는 온도 T℃로 유지한 염욕에 시간 t(초) 유지하고, 그 후 냉각했다. 다음에, 쇼트 피닝은 제1단째로서 구상당 직경 0.8㎜의 라운드 컷 와이어를, 제2단째로서 구상당 직경 0.45㎜의 라운드 컷 와이어를, 제3 단째로서 구상당 직경 0.1㎜의 사립을 각각 사용했다. 또한, 스프링을 230℃로 가열 후, 최대 전단 응력 τ=1473㎫ 상당의 셋팅을 행했다. 이렇게 하여 제조한 스프링의 제원을 표 2에 나타낸다. 이와 같이 하여 얻어진 스프링에 대해서, 이하와 같이 제성질을 조사하고, 그 결과를 표 3에 나타낸다.

［조직의 상의 구별 및 잔류 오스테나이트 중의 C농도］

조직의 상의 구별은, 단면을 연마한 시료를 3% 나이탈액에 몇초간 침지하고, 그 후의 조직을 이용하여 다음과 같이 행했다. 우선, 베이나이트는 나이탈에 의해 용이하게 부식되기 때문에, 광학 현미경 사진에서는 흑색 또는 회색으로 보이고, 한편 마텐자이트와 잔류 오스테나이트는 나이탈에 대한 내식성이 높기 때문에 광학 현미경에서는 백색으로 보인다. 이 특성을 이용하여, 광학 현미경 사진을 화상 처리함으로써 베이나이트(흑색 및 회색부) 비율과, 마텐자이트 및/또는 잔류 오스테나이트(백색부)의 합계 비율을 구했다. 잔류 오스테나이트 비율은, 버프 연마 마무리의 시료에 대해, X선 회절법을 이용하여 구했다. 마텐자이트 비율은, 상기 광학 현미경 사진으로부터 구한 마텐자이트와 잔류 오스테나이트의 합계 비율로부터, X선 회절로 구한 잔류 오스테나이트 비율을 공제함으로써 구했다. 잔류 오스테나이트 중의 평균 C농도는, X선 회절로 오스테나이트의 (111), (200), (220) 및 (311)의 각 회절 피크 각도로부터 구한 격자 상수 a(nm)를 이용하여, 이하에 나타내는 관계식에 의해 산출했다. 이들 결과를 표 3에 병기한다.

또, 이 타당성을 다른 수단에 의해 평가했다. 도 1에, 본 발명의 실시예No.3에 대해서, 소선 횡단면의 외주 표면으로부터 중심을 향해 1.025㎜에 있는 동일 영역에 있어서의 반사 전자상(SEM(Scanning Electron Microscopy)에 의한 관찰 결과(a), C원소 맵(FE-EPMA(Field Emission Electron Probe Micro Analyzer)에 의한 측정 결과(b), 결정 구조(상) 맵(EBSD(Electron Backscatter Diffraction)에 의한 측정 결과(c), 및 도 1의 (b) 중 I~II선 상의 C 농도 분석 결과를 나타낸다(d). 잔류 오스테나이트는, 개개에서 C농도가 다르고, 도 1의 (b) 중 A 및 B의 각 영역의 잔류 오스테나이트 중 C 농도는 각각 약 1.2~1.5%, 약 1.3~1.7%의 범위이며, X선 회절로부터 구한 평균 C 농도 1.22%와 거의 동등하기 때문에, X선 회절에 의한 잔류 오스테나이트 중 C 농도의 측정 방법이 타당하다고 판단할 수 있다.

［중심의 비커스 경도］

횡단면에 있어서, 스프링의 횡단면의 중심의 주위에서 비커스 경도를 5점 측정하고, 그 평균치를 구하고, 중심의 비커스 경도로 했다.

［고경도층의 두께］

횡단면에 있어서, 강재의 외주 표면으로부터 중심을 향해 비커스 경도를 측정하고, 상기 중심의 비커스 경도보다 50~500HV 큰 고경도층에 대해, 표면으로부터의 두께를 측정했다.

［잔류 응력 분포］

강재의 외주 표면에 대해 X선 회절법을 이용하여 잔류 응력을 측정했다. 또, 강재를 전면 화학 연마 후 상기 측정을 행하고, 이것을 반복함으로써 깊이 방향의 잔류 응력 분포를 구했다.

［내피로성］

평균 응력(τm)이 735㎫, 응력 진폭(τa)이 637㎫로 피로 시험을 행하고, 1×10⁷회를 넘는 내구 회수를 나타내는 조건을 내피로성이 뛰어나다(표 3에서 ○)로 하고, 그 이전에 파손된 조건을 내피로성이 떨어진다(표 3에서 ×)로 했다. 표 3에 제성질의 조사 결과를 나타낸다.

본 발명에서 규정하는 조건을 만족하는 No.3 및 4는, 뛰어난 내피로성을 나타낸다. 이에 대해, 본 발명의 규정을 만족하지 않는 No.1~2 및 5는, 이하의 조건을 만족하고 있지 않기 때문에, 내피로성이 불충분해졌다. 즉, No.1은 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 온도가 Ms점보다 낮기 때문에, 변태 초기에 생성하는 마텐자이트가 중심 경도의 과잉 증가를 초래하고, 연성의 향상을 저해한다.

No.2는 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 시간이 짧기 때문에, 마텐자이트 비율이 높고, 그 결과, 베이나이트 비율이 작고, 중심 경도의 과잉 증가를 초래했다. No.5는 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 온도가 너무 높기 때문에, 잔류 오스테나이트 비율이 너무 높음으로써, 중심의 경도가 너무 낮다. 또한, 잔류 오스테나이트가 가공 야기 마텐자이트로 변태해도, 경도가 낮음으로써 주위의 구속력이 작고, 압축 잔류 응력이 낮고 또한 얕다.

2.제2 실시예

스프링을 가열로에서 850℃로 가열하여 오스테나이트화하고, 표 4에 나타내는 온도 T(℃)로 유지한 염욕에 시간 t(초) 유지하고, 그 후 냉각하고 열처리를 행한 이외는, 제1 실시예에 기재한 방법과 같이 하여, No.6~11의 스프링을 제조했다.

얻어진 스프링에 대해서, 이하와 같이 제성질을 조사했다. 그 결과를 표 4에 나타낸다. 또한, 조직의 상의 구별, 잔류 오스테나이트 중의 평균 C 농도, 중심의 비커스 경도, 고경도 영역의 두께, 및, 잔류 응력 분포에 대해서는, 제1 실시예에 있어서의 평가 방법과 같기 때문에 설명을 생략했다.

［잔류 오스테나이트입자의 원상당 직경］

잔류 오스테나이트입자의 원상당 직경은, 상기 EBSD법에 의한 결정 구조 맵으로 γ-Fe상을 동정하고, 화상 처리 소프트웨어를 이용하여 구했다.

［복원성］

늘어짐 시험은, 시료를 최대 전단 응력이 1372㎫가 되도록 하중을 더하여 압축하여 고정하고, 120℃의 실리콘 오일 중에 침지했다. 침지 개시부터 48시간 경과 후, 시료를 실리콘 오일 중에서 취출하고, 실온이 되고 나서 하중을 제거했다. 늘어짐량은, 스프링을 소정 높이까지 압축했을 때의 하중을 상기 늘어짐 시험 전후에서 측정하고, 그 하중 감소량(ΔP)을 하기식에 대입하여 잔류 전단 왜곡(γ)을 구했다.

여기서, D는 평균 코일 직경, d는 선경, G는 횡탄성 계수(=78,500㎫)이다. 잔류 전단 왜곡이 10×10^-4 이하인 경우를 복원성이 특별히 뛰어나다(표 4에서 ◎), 10×10^-4를 넘고 15×10^-4 이하인 경우를 복원성이 뛰어나다(표 4에서 ○), 15×10^-4를 넘는 경우를 복원성이 떨어진다(표 4에서 ×)로 했다. 표 4에 제성질의 조사 결과를 나타낸다.

본 발명에서 규정하는 조건을 만족하는 No.7, 9 및 No.10은, 뛰어난 복원성을 나타낸다. 이에 대해, 본 발명의 조건을 만족하지 않는 No.6, 8 및 No.11은 이하의 결함을 갖고 있다. 즉, No.6에서는 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 온도가(Ms점-20℃)보다 낮기 때문에, 변태 초기에 생성하는 마텐자이트가 중심 경도의 과잉 증가를 초래하고, 연성이 저하한다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 낮고, 잔류 오스테나이트 자체의 강도가 낮다. 그 결과, 복원성이 떨어지는 결과가 되었다.

No.8에서는 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 시간이 짧기 때문에, 베이나이트 비율이 작고, 그 결과 마텐자이트 비율이 높고, 중심 경도의 과잉 증가를 초래했다. 또, 잔류 오스테나이트 중의 C 농도가 낮고, 복원성이 떨어지는 결과가 되었다. 또한, 가공 야기 마텐자이트 변태에 수반하는 체적 팽창이 비교적 작기 때문에, 압축 잔류 응력이 낮고 또한 얕다.

No.11에서는 열처리 공정에 있어서의 등온 유지 온도가 너무 높기 때문에, 탄화물의 석출이 억제됨으로써, 오스테나이트 중의 C 농도가 너무 높아진다. 그 결과, Ms점이 현저하게 저하되고, 오스테나이트가 안정화됨으로써, 잔류 오스테나이트 비율이 너무 높기 때문에 중심 경도가 낮다. 또, 등온 유지 온도가 너무 높기 때문에, 거친 베이나이트가 석출되고, 잔류 오스테나이트입자의 평균 직경이 3㎛를 웃돌았다. 그 결과, 복원성이 떨어지는 결과가 되었다. 또한, 잔류 오스테나이트가 가공 야기 마텐자이트 변태에 수반하는 체적 팽창을 일으켜도 주위의 경도가 낮고 구속력이 낮기 때문에, 압축 잔류 응력이 낮고 또한 얕다.

산업상의 이용 가능성

본 발명은, 자동차의 엔진용 밸브 스프링 등과 같이 내피로성이 요구되는 스프링에 적용할 수 있다. 또, 본 발명은, 코일, 판 스프링, 토션바, 스태빌라이저 등 임의의 스프링에 적용할 수 있다.

Claims

질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 가지며,
임의의 횡단면에 있어서, 면적 비율로 베이나이트를 65% 이상, 잔류 오스테나이트를 4~13% 포함하는 조직을 가지며, 상기 잔류 오스테나이트 중의 평균 탄소 농도가 0.65~1.7%이며,
임의의 횡단면에 있어서, 상기 횡단면의 원상당 직경을 D(㎜)로 했을 때에, 압축 잔류 응력층이 표면으로부터 0.35㎜~D/4의 범위까지 형성되고, 그 최대 압축 잔류 응력이 800~2000㎫이며,
임의의 횡단면에 있어서, 중심의 비커스 경도가 550~650HV이며, 표면으로부터 깊이 0.05~0.3㎜의 범위에, 상기 중심의 경도보다 50~500HV 큰 고경도층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 스프링.
청구항 1에 있어서,
임의의 횡단면에 있어서 면적 비율로 마텐자이트를 5~30% 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링.
청구항 1 또는 청구항 2에 있어서,
직경이 1.5~15㎜인 선재로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 스프링.
청구항 1에 있어서,
잔류 오스테나이트입자의 평균 원상당 직경이 3㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 스프링.
청구항 4에 있어서,
스프링 소선의 임의의 횡단면에 있어서 면적 비율로 마텐자이트를 5~30% 포함하는 것을 특징으로 하는 스프링.
청구항 4 또는 청구항 5에 있어서,
스프링 소선의 횡단면의 평균 원상당 직경이 1.5~15㎜인 선재로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 스프링.
질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 갖는 선재를 스프링의 형상으로 성형하는 성형 공정과,
Ac3점~(Ac3점＋250℃)의 온도로 오스테나이트화한 후, 20℃/초 이상의 속도로 냉각하고, Ms점~(Ms점＋60℃)의 온도로 400초 이상 유지하고, 다음에 20℃/초 이상의 냉각 속도로 실온까지 냉각하는 열처리 공정과,
열처리 후의 스프링에 쇼트를 투사하는 쇼트 피닝 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 스프링의 제조 방법.
청구항 7에 있어서,
상기 쇼트 피닝 공정 후에, 스프링에 영구 왜곡을 부여하는 셋팅 공정을 행하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조 방법.
질량%로, C:0.5~0.7%, Si:1.0~2.0%, Mn:0.1~1.0%, Cr:0.1~1.0%, P:0.035% 이하, S:0.035% 이하, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지는 성분을 갖는 선재를 스프링의 형상으로 성형하는 성형 공정과,
Ac3점~(Ac3점＋250℃)의 온도로 오스테나이트화 후, 20℃/초 이상의 속도로 냉각하고, (Ms점-20℃)~(Ms점＋60℃)의 온도로 400초 이상 유지하고, 다음에 실온까지 냉각하는 열처리 공정과,
열처리 후의 스프링에 쇼트를 투사하는 쇼트 피닝 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 스프링의 제조 방법.
청구항 9에 있어서,
실온까지 냉각할 때의 냉각 속도를 20℃/초 이상으로 하는 것을 특징으로 하는 스프링의 제조 방법.
청구항 9 또는 청구항 10에 있어서,
상기 쇼트 피닝 공정 후에 스프링에 영구 왜곡을 부여하는 셋팅 공정을 구비한 것을 특징으로 하는 스프링의 제조 방법.