KR20140117568A

KR20140117568A - 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선, 고강도 스프링 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140117568A
Application number: KR1020147023074A
Authority: KR
Inventors: 마사유키 도오조오; 고오지 다카노; 하루히코 가지무라; 츠네오 아키우라; 고오 도요다
Original assignee: 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션; 니폰 세이센 가부시키가이샤
Priority date: 2012-03-29
Filing date: 2013-03-27
Publication date: 2014-10-07
Also published as: HK1205769A1; EP2832876A1; KR101615844B1; CN104136645B; TWI491745B; JP6259579B2; WO2013146876A1; TW201346044A; CN104136645A; EP2832876B1; JP2013227662A; EP2832876A4

Abstract

이 고강도 스테인리스 강선은, 질량％로, C:0.02∼0.12％, N:0.005∼0.03％, 0.05％≤(C＋N)≤0.13％, Si:0.1∼2.0％, Mn:0.1∼2.0％, Ni:6.8∼9.0％, Cr:12.0∼14.4％, Mo:1.0∼3.0％ 및 Al:0.5∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이며, 가공 유기 마르텐사이트 생성 지수 MdS값이 15∼60이며, 가공 유기 마르텐사이트량이 80∼99vol％이고, 인장 강도가 1800∼2200㎫이다. MdS=551-462(C＋N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni＋Cu)-13.7Cr-18.5Mo

Description

내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선, 고강도 스프링 및 그 제조 방법 {HIGH-STRENGTH STAINLESS STEEL WIRE HAVING EXCELLENT HEAT DEFORMATION RESISTANCE, HIGH-STRENGTH SPRING, AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 자동차 엔진 배기계 부품이나 전장 부품 등의 내열성과 함께 고강도 특성이 요구되는 부품, 주로 내열 스프링용, 내열 로프용 등 내열 강선 재료로서 사용되는 고강도 스테인리스 강선에 관한 것이다. 본 발명은 오스테나이트(γ)상＋가공 유기 마르텐사이트(α')상의 금속 조직을 갖는 석출 경화형 준안정 오스테나이트계의 고강도 스테인리스 강선에 관한 것으로, Mo, Al 등을 첨가하여 냉간 가공과 시효 열처리에 의해 미세 석출물이 제어되어 있다. 특히 본 발명은 고강도 내열 스테인리스 강선과, 이것을 사용한 고강도 스프링, 특히 고강도 내열 스프링 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본원은, 2012년 3월 29일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2012-076870호 및 2013년 3월 25일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2013-62817호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

종래, 고강도 스프링용 재료로서, 피아노 선 및 SUS304, SUS301 등의 고강도 스테인리스 강선이 사용되어 왔다. 그러나, 종래의 스프링 제품은, 상온 상태에서는 충분한 강도를 갖는다. 그러나, 예를 들어 피아노 선에서는, 환경 온도가 100℃∼300℃ 정도의 온간 영역에 있어서 내열변형성이, 후술하는 잔류 전단 변형으로 0.01％ 이상으로 급격하게 저하되어, 용도적인 제한을 받는 것이었다. 그 경향은 스테인리스 강선의 경우도 마찬가지이며, 그로 인해, 예를 들어 Mo, Al, Ti 등을 첨가한 오스테나이트계 스테인리스 강선이 제안되어 있다(특허문헌 1, 2). 그러한 성분 조정에 의해, 내열변형성은 개선된다. 그러나, 가공 유기 마르텐사이트량이 적어, 인장 강도가 1800㎫ 미만으로 강도 부족으로 되어, 고강도 스프링용 제품으로서 충분한 것이라고는 말하기 어렵다.

또한, Mo, Al 등의 석출 경화를 이용한 마르텐사이트계 스테인리스강도 제안되어 있다(특허문헌 3). 그러나, 이 스테인리스강은, C가 높고, 열처리 후에 이미 마르텐사이트 생지이기 때문에 가공성이 뒤떨어지고, 또한, 큰 가공 경화를 기대할 수 없어, 고강도 스프링 제품으로서는 강도가 충분하지 않다.

또한, Mo, Al, Cu 등의 석출 경화를 이용한 고강도의 석출 경화형 오스테나이트강이 제안되어 있다(특허문헌 4). 그러나, 이 스테인리스강에서는, 다량의 Ni, Cu를 함유하므로 재료 비용이 고가이다. 또한, 이 스테인리스강은, 가공 유기 마르텐사이트를 억제하고 있어, 내열변형성에 대해서도 충족되기 어렵다.

이와 같이, 종래의 고강도 스프링용 스테인리스 강선에서는, 강도와 내열변형성을 겸비할 수 없다.

일본 특허 제4163055호 공보 일본 특허 공개 평10-68050호 공보 일본 특허 제3482053호 공보 일본 특허 제4327601호 공보

본 발명의 해결해야 하는 과제는, 특히 상기 온간 영역에서 다용되는 내열 재료, 특히 내열 스프링용을 전제로 하여, 그 온도 환경하에서도 충분한 고강도 특성 및 내열변형성을 겸비하는 고강도 스테인리스 강선과, 상기 강선으로 이루어지는 고강도 스프링 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결하기 위해 다양하게 검토한 결과, 석출 경화형의 준안정 오스테나이트계 스테인리스 강선에 있어서, 이하의 사항에 의해, 한층더 강도와 내열변형성을 대폭 높이는 것이 유효하다고 하는 결론에 도달하고, 본 발명을 얻었다.

1) 오스테나이트 안정도를 제어하고, 스프링 형상 등으로 성형 가공하기 전에, 냉간 신선 등의 강가공에 의해 오스테나이트 주체의 조직으로부터 가공 유기 마르텐사이트(오스폼드 마르텐사이트) 조직을 다량으로 형성한다. 이에 의해, 연성을 유지하면서 강도를 향상시킨다.

2) 0.05≤(C＋N)≤0.13의 범위로 제어함으로써, 강도를 유지하면서 연성을 확보한다.

3) Al, Mo을 첨가하고, 강가공과 시효 열처리 조건의 조합에 의해, 특히 강선 표층 근방의 강가공된 가공 유기 마르텐사이트 조직 중에, Ni, Al, Mo계의 미세 화합물을 균일 분산시킨다.

즉, 본 발명 일 형태는 하기의 요건을 갖는다.

(1) 질량％로, C:0.02∼0.12％ 및 N:0.005∼0.03％를 포함하고, 또한 0.05％≤(C＋N)≤0.13％이며, Si:0.1∼2.0％, Mn:0.1∼2.0％, Ni:6.8∼9.0％, Cr:12.0∼14.4％, Mo:1.0∼3.0％ 및 Al:0.5∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이며,

수학식 1로 나타내어지는 가공 유기 마르텐사이트 생성 지수 MdS값이 15∼60이며, 또한, 매트릭스 중의 가공 유기 마르텐사이트량이 80∼99vol％이고, 인장 강도가 1800∼2200㎫인 것을 특징으로 하는 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

단, 수학식 중의 원소 기호는, 당해 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.

(2) 질량％로, V:0.01∼1.0％, Nb:0.01∼1.0％, Ti:0.01∼1.0％, W:0.05∼2.0％, Ta:0.05∼2.0％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(3) 질량％로, Cu:0.8％ 이하, Co:0.1∼2.0％, B:0.0005∼0.015％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(4) 질량％로, Ca:0.0005∼0.01％, Mg:0.0005∼0.01％, REM:0.0005∼0.1％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(3) 중 어느 한 항에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(5) 상기 스테인리스 강선을, 그 등가선 직경의 100배 길이의 표점 거리 사이에서 보유 지지하고, 그 일단부측을 비틀어 회전하는 비틀기 시험을 하였을 때, 세로 균열없이 파단에 이르는 비틀림 회전값이 5회 이상인 높은 비틀림 회전 특성을 갖는 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(6) 시효 열처리를 실시한 스테인리스 강선이며, 상기 스테인리스 강선은, 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성, 가공 유기 마르텐사이트량 및 MdS값을 충족하고, 인장 강도가 2100∼2600㎫인 것을 특징으로 하는 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(7) 인장 강도(σ_B)와 그 0.2％ 내력(σ_0.2)의 내력비{(σ_0.2/σ_B)×100}가 80∼95％이고, 내열 스프링 용도로 사용되는 것인 것을 특징으로 하는 상기 (1)∼(6) 중 어느 한 항에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.

(8) 상기 (1)∼(7) 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강선으로 이루어지고, 환경 온도 200℃에 있어서의 수학식 2로 나타내어지는 잔류 전단 변형 ε이 ε≤0.008％를 만족하는 것을 특징으로 하는 내열변형성이 우수한 고강도 스프링.

단, ΔP:하중 손실(N), D:스프링의 중심 직경(㎜), d:강선의 등가선 직경(㎜), G:강선의 횡탄성 계수(N/㎟)

(9) 강선의 매트릭스에, 입경 50㎚ 이하의 NiAl계의 미세 화합물 입자를 구비하는 것을 특징으로 하는 상기 (8)에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스프링.

(10) 고용화 열처리 후에, 소정의 등가선 직경에 총 가공율로 60∼90％의 냉간 가공을 행함으로써 청구항 1∼7 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강선을 제조하는 공정과, 상기 스테인리스 강선을 소정의 스프링 형상으로 성형 처리하고, 계속해서 온도 300∼600℃에서 시효 열처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는 내열변형성이 우수한 고강도 스프링의 제조 방법.

(11) 다음 수학식 3의 시효 열처리 인자가 100∼10000으로 되는 조건으로 상기 시효 열처리를 행하고, 이에 의해, 강선의 매트릭스 중에, 입경 50㎚ 이하의 NiAl계의 미세 화합물 입자를 석출시키는 것을 특징으로 하는 상기 (10)에 기재된 내열변형성이 우수한 고강도 스프링의 제조 방법.

본 발명의 일 형태에 관한 내열변형성이 우수한 석출 경화형의 고강도 스테인리스 강선은, 그 신선 가공 단계에서 높은 가공 유기 마르텐사이트(α')량과 소정의 인장 강도를 갖는다. 또한, 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 스테인리스 강선은, 스프링 형상으로 성형 처리한 후, 시효 열처리를 실시함으로써, 미세 화합물의 형성, 특히 강선 표층에 균일 분산되는 미세 화합물의 석출을 촉진한다. 이에 의해, 고강도, 또한 특히 온간 영역에서의 내열변형성을 더욱 부여할 수 있다. 이로 인해, 종래, 양립이 곤란하였던 고강도 또한 우수한 내열변형성을 갖는 고강도 스프링 제품을 제공할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 형태에 관한 고강도 스테인리스 강선은, 특히 엄격한 품질 특성이 요구되는 고강도 스프링용에 적합하다.

또한, 본 발명의 일 형태에 관한 스프링의 제조 방법에 의하면, 통상의 저온 열처리의 범위 내에서 실시할 수 있고, 연속화에 의해 특별한 비용 상승을 수반하는 일 없이 안정적으로 실시할 수 있다.

도 1은 비틀기 시험에 의한 파면의 확대 사진의 일례이며, (a)는 양호한 비틀림 파면이며, (b)는 비틀어 깨진 파면을 나타낸다.
도 2는 스프링 특성의 측정 방법을 설명하는 설명도이며, (a)는 압축 하중이 가해지기 전의 스프링이며, (b)는 압축 하중이 가해진 상태의 스프링이며, (c)는 압축 하중이 해방된 상태의 스프링이다.
도 3은 시효 열처리에 의한 석출 화합물의 생성 상태의 일례를 나타내는 현미경 사진 및 NiAl의 분자 모델이다. (a)는 명시야상이며, (b)는 회절상이며, (c)는 암시야상이며, (d)는 B2 구조의 NiAl의 분자 모델이다.
도 4는 평가 결과의 일례를 나타내는 도면이며, (a)는 시효 열처리 온도와 인장 강도의 관계를 나타내는 도면이며, (b)는 시효 열처리 온도와 잔류 전단 변형 특성의 관계의 일례를 나타내는 도면이다.

본 실시 형태의 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선은, 질량％로, C:0.02∼0.12％ 및 N:0.005∼0.03％를 포함하고, 또한 0.05％≤(C＋N)≤0.13％이며, Si:0.1∼2.0％, Mn:0.1∼2.0％, Ni:6.8∼9.0％, Cr:12.0∼14.4％, Mo:1.0∼3.0％ 및 Al:0.5∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이다. 이하의 수학식 1로 나타내어지는 가공 유기 마르텐사이트(α') 생성 지수(이하, 간단히 「생성 지수」라고 함) MdS값이 15∼60이다.

그 매트릭스 중의 가공 유기 마르텐사이트(α')의 양이 80∼99vol％이며, 또한 인장 강도가 1800∼2200㎫이다. 본 실시 형태의 고강도 스테인리스 강선은, 고강도 내열 스테인리스 강선이며, 예를 들어 스프링용의 선재로서, 특히 환경 온도가 100∼300℃의 온간 영역에서 사용되는 선재로서 적합하다.

[수학식 1]

단, 수학식 중의 원소 기호는, 당해 원소의 함유량(질량％)을 의미한다. 또한, 계산에 필요한 원소가 포함되어 있지 않은 경우, 또는 그 함유량이 불분명한 원소가 존재하는 경우에 대해서는, 그 원소의 함유량으로서 0을 대입하는 것으로 한다.

스테인리스 강선의 형태는, 특별히 제한되지 않고, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 통상의 선재로서, 예를 들어 선 직경이 6㎜ 이하, 보다 구체적으로는 0.05∼3㎜ 정도의 2차 가공용의 세선으로서의 용도에 다용된다. 또한, 그 형상도 특별히 제한되지 않고, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 환선 이외에, 예를 들어 평선이나 각선 등의 비원형 형상의 선재로서 사용된다. 그러나, 이들로 한정되지 않고, 다양한 형태로 응용 가능하다. 이와 같이, 본 실시 형태의 스테인리스 강선의 형태는, 그 단면 형상이 비원형의 형상의 선재도 포함하는 점에서, 선 직경은, 예를 들어 그 임의의 횡단면 면적으로부터 산출되는 등가선 직경(d)에 의해 표기한다.

또한, 본 실시 형태에서는, 상기 환선을 대상으로 하여 신선 가공에 의해 제조되는 경우를 중심으로 설명하지만, 이 대신에, 예를 들어 압연 가공과 상기 신선 가공이 조합된 복합 가공을 채용할 수도 있다.

또한, 스테인리스 강선은 석출 경화 기능을 구비하고 있고, 최종 단계에서 행해지는 시효 열처리에 의해, 그 매트릭스 중에 미세한 화합물 입자가 석출 분포된다. 본 실시 형태에서는, 석출 경화 기능을 발휘하도록, 그 조성에 Al 및 Mo 등의 석출 원소를 첨가하고, 적당량의 N 및 C를 첨가하고 있다. 그리고, 냉간 신선이나 냉간 압연 등의 인발 가공 조건에 의해 강가공된 강선 표층 근방의 가공 유기 마르텐사이트상에, NiAl, Mo계의 화합물 입자를 균일하게 분산하여 석출시킨다. 이에 의해, 고강도이고, 또한 내열변형성이 우수한 고강도의 내열 스프링 제품의 제공을 가능하게 하고 있다.

일반적으로 오스테나이트계 스테인리스강은, 그 냉간 가공에 의해 가공 경화되는 것은 주지이며, 그 요인의 하나로, 가공에 수반되어 유기되는 가공 유기 마르텐사이트상의 영향이 있다. 그러나, 그 유기 발생량(가공 유기 마르텐사이트의 생성량)은 이것을 구성하는 각 원소의 성분 조성의 밸런스와 그 가공 조건에 의해 크게 다르다. 예를 들어, 안정형의 SUS316계 스테인리스강에서는, 통상의 가공 처리를 행해도, 가공 유기 마르텐사이트의 생성량은 불과 수％ 정도에 그친다. 이에 대해, 본 실시 형태에서는, 냉간 가공에 수반되는 가공 유기 마르텐사이트의 생성을 적극적으로 촉진하여, 그 생성량이 80∼99vol％로 높아지도록 조성이 조정되어 있다. 이에 의해, 강선 자체의 인장 강도를 신선 등의 냉간 가공 상태에서 1800∼2200㎫로 고강도화하고 있고, 이것이 본 실시 형태의 특징의 하나이다.

그리고, 그 고강도 특성과 함께 스프링 제품에서의 내열변형성을 개선하는 또 다른 수단으로서, 가공 유기 마르텐사이트 생성 지수 MdS값이 15∼60으로 되도록 조성을 조정하고, 또한 스테인리스강을 특정한 가공 조건으로 신선 가공한다. 이에 의해, 미세 석출물의 석출 핵으로 되는 가공 유기 마르텐사이트의 생성을 촉진한다. 또한, 생성 지수 MdS값은, 각 성분 조성의 밸런스 지표이다.

MdS값은, 스테인리스강에 30％의 인장 변형을 부여하였을 때에 조직의 50％가 마르텐사이트상으로 변태되는 온도를 의미하고, 가공에 수반되어 생성되는 가공 유기 마르텐사이트량의 레벨을 성분 원소와의 관계에서 파악하는 것이다.

이에 의해, 신선 가공 시의 가공 유기 마르텐사이트량을 높일 수 있어, 고강도화에 기여한다.

본 실시 형태에서 상기 MdS값을 상기 범위로 설정하는 이유는, MdS값이 15 미만인 경우, 오스테나이트상의 안정화가 증가하고, 신선 가공 후의 가공 유기 마르텐사이트량이 80vol％ 미만으로 낮아져, 고강도화하기 어려워진다. 또한, 300∼600℃에서의 시효 열처리에 수반되는 석출 강화량도 저감되어, 내열변형성도 열화된다. 한편, MdS값이 60을 초과하는 경우, 소정의 신선 가공에서 99vol％를 초과하는 잉여의 가공 유기 마르텐사이트가 생성되어, 신선 후의 연성 인성이 저하되어, 제조성이 뒤떨어진다. 보다 바람직하게는 MdS값의 범위를 20∼50으로 한다.

이러한 성분 조정에 의해, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 가공 유기 마르텐사이트량 80∼99vol％를 가능하게 하여, 각 특성 향상이 도모된다. 즉, 매트릭스 중의 가공 유기 α'(마르텐사이트)의 분량이 80vol％ 미만인 경우, 스프링 제품에 있어서 시효 열처리를 행해도 필요한 고강도 특성이 얻어지지 않는다. 반대로 가공 유기 α'(마르텐사이트)의 분량이 99vol％를 초과하는 경우, 조직적 안정성을 결하여 내식성이나 인성이 충족되기 어렵다. 또한, 내스프링 피로성이 뒤떨어지는 것도 예상된다. 가공 유기 마르텐사이트량은, 바람직하게는 83vol％ 이상이며, 85vol％ 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한, 가공 유기 마르텐사이트량은 95vol％ 이하인 것이 바람직하고, 90vol％ 이하인 것이 보다 바람직하다.

[마르텐사이트량의 계측]

또한, 마르텐사이트량의 계측 방법으로서는, 예를 들어 페라이트 스코프에 의한 방법, 자기법이나 X선에 의한 방법 등 다양한 방법이 채용 가능하고, 스테인리스 강선으로부터 임의로 채취한 시험편에 대해 계측이 행해진다. 자기법 등에 대해서는, 예를 들어 일본 철강 협회 「철과 강」(81-S1163) 등에도 많이 설명되어 있다.

본 실시 형태에서는, 가공 유기 마르텐사이트(α')량은, 직류 자속계로 선재의 1.0×10⁴Oe에서의 포화 자화값을 측정하고, 다음의 수학식 4∼6을 이용하여 산출하였다.

σ_s:포화 자화값(T), σ_s(bcc):조직의 100％가 α' 변태되었을 때의 포화 자화값(계산값).

이렇게 하여 스테인리스 강선은, 그 냉간 신선 가공된 상태에서의 인장 강도(σ_B)가 1800∼2200㎫인 고강도 특성을 갖는 것으로 하고 있다. 인장 강도는, 예를 들어 JIS-Z2241에 의해 계측 가능하다. 인장 강도가 1800㎫ 미만인 경우, 그 후의 시효 열처리에 의해서도 강도 특성의 대폭적인 향상을 예상할 수 없다. 또한, 인장 강도가 2200㎫를 초과하는 경우, 스프링 성형 가공 단계에서, 스프링 형상의 편차가 증대되거나, 취성 파괴를 유발하기 쉽다고 하는 등 품질면에서 문제가 있다. 보다 바람직한 인장 강도는, 1900∼2100㎫이다.

한편, 본 실시 형태의 냉간 신선 가공된 스테인리스 강선에, 시효 열처리를 실시하면, 강도 특성이 더욱 비약적으로 향상된다. 시효 열처리의 조건에 따라서는, 인장 강도 2100∼2600㎫이라고 하는 바람직한 값이 얻어진다. 따라서, 예를 들어 스프링 형상품이, 마이크로 샤프트용 부품 등과 같이 직선 상태로 사용하는 용도에 있어서는, 상기 신선 가공에 이어서 교정 처리하고, 이것을 그대로 연속 시효 열처리하여 장척의 스프링 재료로 할 수도 있다. 이 점에서, 와이어 상태에서의 기계적 특성을 더욱 높일 수 있다. 또한, 이들 처리는 연속적으로 행할 수 있다.

본 실시 형태는, 냉간 신선 가공 후에 시효 열처리된 스테인리스 강선에 대해서도, 다른 형태로서 포함한다. 시효 열처리된 경우의 인장 강도는 2100∼2600㎫이며, 보다 바람직한 인장 강도의 하한은 2200㎫이며, 보다 바람직한 상한은 2500㎫이다. 또한, 강선에 대한 시효 열처리의 조건은, 시효 열처리 후의 인장 강도가 상기 범위로 되도록 적절히 설정할 수 있다. 일례로서, 후술하는 바와 같이 스프링 성형 후의 시효 열처리의 조건을 들 수 있다.

또한, 인장 강도(σ_B)와 함께, 인장 강도(σ_B)와 0.2％ 내력(σ_0.2)의 내력비{(σ_0.2/σ_B)×100}가 구해진다. 이 내력비는 80∼95％인 것이 바람직하다. 이와 같은 스테인리스 강선은, 고강도 또한 피로 파단을 개선하는 내열 스프링용 재료로서 유효하다. 또한, 이 내력비가 80％ 미만인 경우, 소정의 탄성 특성이 얻어지지 않는다. 내력비가 95％를 초과하는 경우, 가혹한 스프링 가공 시의 수율에 악영향을 미칠 우려가 있다. 내력비의 보다 바람직한 하한은 83％이며, 보다 바람직한 상한은 91％이다.

[비틀기 시험 1]

또한, 스프링 가공성을 평가하는 다른 특성으로서, 다음의 비틀기 시험에 의해 측정되는 비틀림 회전 특성도 들 수 있다. 비틀림 회전 특성은, 이하와 같이 측정된다. 스테인리스 강선으로부터 채취된 시험편을, 그 등가선 직경의 100배 길이의 표점 거리 사이에서 보유 지지한 상태에서, 그 일단부측을 비틀어 회전한다. 그리고 스테인리스 강선이 파단될 때까지의 비틀기 횟수를 측정한다. 이 비틀기 횟수(비틀림 회전값)가 비틀림 회전 특성이다. 예를 들어, 냉간 가공된 스테인리스 강선이, 세로 균열없이 5회 이상, 예를 들어 5∼10회 정도 이상의 높은 비틀림 회전 특성을 갖는 경우, 다양한 스프링 제품으로서 널리 사용할 수 있다.

시효 열처리가 실시된 스테인리스 강선 및 내력비가 95％를 초과하는 스테인리스 강선에서는, 비틀림 회전 특성이 2, 3회 정도에 그치거나, 또는 세로 균열이 발생하기 쉽다. 이로 인해, 예를 들어 평균 코일 직경(D)에 대한 선 직경(d)의 비 D/d가 4배 이하인 코일 스프링으로 가공하는 경우와 같이, 가혹한 조건으로 스프링 가공하는 경우, 수율에 악영향을 미칠 우려가 있다. 즉, 비틀림 회전값에 관계없이, 스프링 성형은 가능하지만, 세로 균열없이 5회 이상의 비틀림 회전값을 나타내는 스테인리스 강선이, 스프링 성형에 있어서 바람직하고, 비틀림 회전값은 6회 이상인 것이 보다 바람직하다.

[비틀기 시험 2]

이 비틀기 시험 2에서는, 예를 들어 JIS-G4314에도 설명되어 있는 바와 같이, 파단될 때까지 스테인리스 강선을 비틀어 회전한다. 그리고, 파단면을 관찰함으로써, 스테인리스 강선의 인성 상황을 평가한다.

도 1은 파단면의 일례를 나타낸다. 도 1의 (a)는 대략 균일한 파단면으로 양호하다. 한편, 도 1의 (b)에서는, 횡단면의 일부에 비틀어 깨짐이 인지되어, 취성 파단된 것을 나타내고 있다. 전자와 같은 양호한 파단면이 얻어지는 스테인리스 강선에서는, 상기 비틀기 횟수를 충족할 수 있다.

이어서, 본 실시 형태가 대상으로 하는 스테인리스 강선의 각 구성 원소의 한정 이유에 대해 설명한다. 또한, 본 실시 형태에서는, 특별히 주기가 없는 경우에는, 원소의 함유량 단위는 질량％이다.

C는, 신선 가공 후에 고강도를 얻기 위해 0.02％ 이상(이하는 모두 질량％) 첨가한다. 그러나, C를, 0.12％를 초과하여 첨가하면, 예민화되어, 내식성이 열화될 뿐만 아니라, 제조성이 열화된다. 이로 인해, C량의 상한을 0.12％로 한다. C량은, 바람직하게는 0.10％ 미만이고, 더욱 바람직한 범위는, 0.04∼0.09％이다.

N는, 강도에 기여하는 원소인 동시에, 탄질화물을 형성하고, 고용화 열처리 시의 냉간 가공 전의 소재의 결정립을 미세화시키는 효과가 있다. 이로 인해, N를 0.005％ 이상 첨가한다. 그러나 N를, 0.03％를 초과하여 첨가하면, AlN 등의 조대 질화물의 형성 및 연성 인성의 열화가 일어나, 제조성이 현저하게 열화된다. 그로 인해, N량의 상한을 0.03％로 한다. N 함유량의 바람직한 하한은 0.01％이며, 바람직한 상한은 0.025％이다.

C 및 N는, 모두 침입형 원소이며, 변형을 생성하고, 강화에 작용하는 고용 강화에 기여한다. 또한, C 및 N는, 코트렐 분위기나 미세 탄질화물을 형성하고, 금속 조직 중의 전위를 고착하는 효과가 있다. 이들 효과를 얻기 위해 C, N를 합계(C＋N)로 0.05％ 이상 첨가한다. 그러나 C, N를, 합계(C＋N)로 0.13％를 초과하여 첨가하면, 연성 인성이 열화된다. 이로 인해, C＋N의 상한을 0.13％로 한다. C＋N의 바람직한 범위는, 0.08∼0.11％이다.

Si는 탈산을 행하기 위해, 0.1％ 이상 첨가한다. 그러나, Si를, 2.0％를 초과하여 첨가하면 그 효과는 포화될 뿐만 아니라, 제조성이 열화되는 점에서 Si량의 상한을 2.0％로 한다. Si량의 바람직한 범위는 0.3∼1.0％이다.

Mn은, 탈산을 위해, 0.1％ 이상 첨가한다. 그러나, Mn을, 2.0％를 초과하여 첨가하면, 내식성이 열화된다. 또한, 가공 유기 마르텐사이트(α')량이 낮아져, 강도가 저하될 뿐만 아니라, 내열변형성도 열화된다. 이로 인해, Mn량의 상한을 2.0％로 한다. Mn량의 바람직한 범위는 0.5∼1.5％이다.

Ni은, 소재의 연성 인성을 확보하고, 신선 가공으로 적당량의 가공 유기 마르텐사이트량을 얻기 위해, 6.8％ 이상 첨가한다. 그러나, Ni을, 9.0％를 초과하여 첨가하면, MdS값이 저하되어 가공 유기 마르텐사이트량이 낮아져, 강도가 저하된다. 또한, 내열변형성도 열화된다. 그로 인해, Ni량의 상한을 9.0％로 한다. Ni량의 바람직한 범위는 7.0％ 초과, 8.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 7.5∼8.2％이다.

Cr은, 내식성을 확보하고, 적당한 가공 유기 마르텐사이트량을 얻기 위해, 12.0％ 이상 첨가한다. 그러나, Cr을, 14.4％를 초과하여 첨가하면, MdS값이 저하되어 가공 유기 마르텐사이트량이 낮아져, 강도가 저하된다. 또한, 내열변형성도 열화된다. 그로 인해, Cr량의 상한을 14.4％로 한다. Cr량의 바람직한 범위는, 13.0∼14.0％이다.

Mo은, 오스테나이트 모상에 고용되어 모상의 경도를 높이고, 또한 사용 시의 승온에 의한 열변형을 완화한다. 또한, 스프링을 제조할 때의 300∼600℃에서의 시효 열처리에 의해, Mo은, Mo계가 미세한 금속 클러스터를 가공 유기 마르텐사이트 중에 미세 석출시킨다. 이에 의해, 강도가 증가하고, 또한 내열변형성이 향상된다. 이로 인해, Mo은, 고강도화하여 내열변형성을 향상시키는 데에 유효한 원소이며, 1.0％ 이상 첨가한다. 그러나, Mo을, 3.0％를 초과하여 첨가하면, 그 효과는 포화되고, MdS값도 저하된다. 이로 인해, 가공 유기 마르텐사이트량이 낮아져, 강도가 저하될 뿐만 아니라, 내열변형성도 열화된다. 그로 인해, Mo량의 상한을 3.0％로 한다. Mo량의 바람직한 범위는 1.5∼2.6％이며, 보다 바람직하게는 1.7％∼2.3％이다.

Al은, 스프링을 제조할 때의, 예를 들어 300∼600℃에서의 시효 열처리에 의해, 미세한 NiAl계 금속간 화합물을 가공 유기 마르텐사이트 중에 미세 석출시킨다. 이에 의해, 강도가 증가하고, 또한 내열변형성이 향상된다. 이로 인해, Al은, 고강도화하고 내열변형성을 향상시키는 데에 유효한 원소이며, 0.5％ 이상 첨가한다. 그러나, Al을, 2.0％를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화되고, 제조성이 열화된다. 그로 인해, Al량의 상한을 2.0％로 한다. Al량의 바람직한 범위는, 0.7∼1.5％이며, 보다 바람직하게는 0.9％∼1.2％이다.

상기 스테인리스 강선은, 이들 구성 원소를 함유함과 함께, 상기 MdS값이 15∼60으로 되도록 성분 조절이 이루어지고, 잔량부가 Fe 및 불가피 불순물이다. 불가피 불순물로서는, 예를 들어 통상의 스테인리스강 제조에서 혼입되는 O:0.001∼0.01％, Zr:0.0001∼0.01％, Sn:0.001∼0.1％, Pb:0.00005∼0.01％, Bi:0.00005∼0.01％, Zn:0.0005∼0.01％나, 원료나 내화물에 함유되는 물질 등을 들 수 있고, 합계로 2.0％ 이하의 양이 허용된다.

또한, 본 실시 형태는 상기 구성 원소 외에, 다음 중 어느 1종 이상의 원소를 더 함유할 수 있다.

그 제1 그룹에는 V, Nb, Ti, W, Ta이 있고, 이들 원소는 각각 미세한 탄질화물을 형성한다. 이에 의해, 이들 원소는, 결정립을 미세화하여 고강도화함과 함께, 내열변형성을 향상시키는 것에 기여한다. 그 효과는, V:0.01∼1.0％(바람직하게는 0.05∼0.6％), Nb:0.01∼1.0％(바람직하게는 0.05∼0.4％), Ti:0.01∼1.0％(바람직하게는 0.02∼0.2％), W:0.05∼2.0％(바람직하게는 0.05∼0.5％), Ta:0.05∼2.0％(바람직하게는 0.1∼0.5％) 중, 어느 1종 이상의 첨가로 얻어진다. 그러나, 각 상한을 초과한 양을 첨가하면, 탄질화물이 조대화하여 제조성이 저하된다. 따라서, 보다 바람직하게는 상기 병기한 바람직한 범위에서의 실시가 권장된다.

제2 그룹에는, 이하의 원소가 있고, 이들 원소는 스테인리스 강선의 내식성이나 인성, 가공성 등 부대 효과를 높인다. 이로 인해, 필요에 따라 다음 중 어느 1종 이상의 원소의 첨가가 허용된다.

Cu는, 내식성을 향상시키는 데에 유효한 원소이며, 필요에 따라 첨가된다. 그러나, Cu를, 0.8％를 초과하여 첨가하면, 가공 경화가 작아져, 연질화될 뿐만 아니라, 내열변형성도 저하되기 때문에, Cu량의 상한을 0.8％ 이하로 한다. Cu량의 바람직한 범위는 0.1∼0.6％이다.

Co는 연성 인성을 확보하여 내열변형성을 향상시키므로, 필요에 따라, 0.1％ 이상 첨가한다. 그러나, Co를, 2.0％를 초과하여 첨가하면, 강도가 저하되어 내열변형성이 열화되기 때문에, Co량의 상한을 2.0％로 한다. Co량의 바람직한 범위는 0.5％∼1.5％이다.

또한, B는, 해당 스테인리스강의 열간 제조성 및 인성을 향상시키므로, 필요에 따라, 0.0005％ 이상을 첨가한다. 그러나, B를, 0.015％를 초과하여 첨가하면, 보라이드가 생성되기 때문에, 반대로 연성 인성이 저하되고, 제조성이 열화된다. 그로 인해, B량의 상한을 0.015％로 한다. B량의 바람직한 범위는, 0.001∼0.01％이다.

또한, 제3 그룹으로서, Ca, Mg, REM이 선정된다. 이들 원소는, 탈산을 위해 함유할 수 있고, 필요에 따라, Ca:0.0005∼0.01％, Mg:0.0005∼0.01％, REM:0.0005∼0.1％의 1종 이상을 첨가한다. 그러나, 각 상한을 초과하여 첨가하면, 조대 개재물이 생성되어 제조성이 저하된다.

또한, 본 실시 형태에서는, 열간 가공성이나 연성 인성의 관점에서, 그 외의 원소로서 P 및 S을 특정 범위로 조정하는 것도 바람직하다. 그 허용 범위로서, P은 0.015∼0.045％, S은 0.0001∼0.01％로 된다. 필요 이상의 저감은, 오히려 비용 상승의 요인으로 된다. 반대로 다량으로 함유하면, 비금속 개재물 등이 품질 저하의 요인으로도 된다. 이들 각 그룹 중, 단독의 그룹으로부터 원소를 선택하여 첨가할 수 있지만, 임의의 2종 이상의 그룹으로부터 원소를 선택하여 첨가할 수도 있다.

이와 같이 구성된 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 예를 들어 이하의 방법에 의해 제조된다. 상기 소정의 성분 조성을 갖는 주조편에 대해 주조, 열간 압연을 실시하여 로트 선재로 한다. 계속해서, 로트 선재에 대해 냉간 가공을 반복해서 실시하면서 세경화한다. 또한, 냉간 가공의 공정간에 고용화 열처리를 행해도 된다. 이 세경화에 의해, 목표 선 직경의 스테인리스 강선으로 할 수 있다. 냉간 가공은, 상기 신선 가공이나 압연 가공을 포함하고, 예를 들어 인발 다이스나 롤러 다이스를 사용한 연속 신선이나, 압연 롤러에 의한 압연 가공이 채용된다. 특히 최종의 고용화 열처리 후의 냉간 가공에서는, 그 총 가공율을 60∼90％로 하면 된다. 이에 의해, 본 실시 형태에서 규정하는 매트릭스 중의 가공 유기 마르텐사이트(α')량 및 인장 강도를 실현할 수 있고, 동일하게 본 실시 형태에서 규정하는 스테인리스 강선의 비틀림 회전값이나 내력비를 실현할 수 있다. 최종 냉간 총 가공율은, 바람직하게는 65∼85％ 정도이고, 더욱 바람직하게는 70∼83％이며, 비교적 총 가공율을 억제한 범위 내에서 최종 냉간을 행하는 것이 좋다.

또한, 이들 냉간 가공의 보다 바람직한 형태로서, 예를 들어 그 최종 마무리 다이스나 최종 롤 입구측의 강선의 표면 온도가 70℃ 이하(바람직하게는 10∼50℃)로 되도록 가공 온도를 조정하는 것이 바람직하다. 또한, 최종 마무리 다이스 또는 최종 압연에서의 가공율을 20％ 이하, 바람직하게는 10％ 이하로 하여, 표층 균일 강가공을 실시하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 내열변형성을 더욱 향상시킬 수 있다.

최종 마무리 다이스의 입구측의 강선의 표면 온도와, 최종 마무리 다이스 또는 최종 압연에서의 가공율을 제어함으로써, 내열변형성이 더욱 향상된다. 이 메커니즘은, 현시점에서는 불분명하다. 단, 본 발명자들은, 이들 조건을 제어한 경우와, 제어하지 않았던 경우의 강선을 각각 시효 열처리하고, 그 시효 열처리 후의 강선의 표층 근방을 관찰·비교하였다. 그 결과, 상기 조건을 제어한 경우 쪽이, 미세 화합물이 균일 분포되어 있는 것을 알 수 있었다. 이것으로부터, 미세 화합물이 강선의 표층 근방에, 보다 균일하게 석출되는 것이, 내열변형성의 가일층의 향상에 영향을 미치고 있다고 추측할 수 있다.

또한, 필요하면, 스테인리스 강선의 표면에 Ni 도금 등을 부여하여 윤활성을 높이는 것도 유효하고, 이에 의해 수율을 향상시킬 수 있다.

또한, 상기 가공율이라 함은, 그 가공에 수반되는 스테인리스 강선의 횡단면의 면적의 변화율로 나타나고, 다음 식으로 산출된다.

가공율(％)={(가공 전의 단면적- 가공 후의 단면적)/가공 전의 단면적}×100

[스프링 제품의 제조 방법]

이어서, 본 실시 형태의 스프링 제품에 관해 설명하면, 스프링 제품은, 본 실시 형태의 스테인리스 강선으로 이루어지고, 예를 들어 코일 스프링, 토션 스프링, 직선 스프링 등의 다양한 형상으로 성형되어 이루어지는 것이다. 또한, 후기하는 시효 열처리를 실시함으로써, 그 스프링 특성을 향상시킬 수 있다. 본 실시 형태에서는 상기 온간 영역에서 사용되는 것을 전제로 하는 점에서, 특히 환경 온도 200℃를 기준으로 하여 스프링 특성은 설정되고, 그 온도에 있어서의 잔류 전단 변형이 0.008％ 이하이다.

스프링 특성의 내열변형성은, 하중 손실로 나타나는 경우가 있다. 예를 들어 도 2에 도시한 바와 같이, 임의 응력(예를 들어, 400㎫)에 상당하는 높이까지 변형시키고, 이 상태를 유지한 채 소정의 환경 시험 조건으로 가열한다. 계속해서, 그 시험 전후에 있어서의 스프링 높이에 상당하는 부하 하중의 하중 차를 시험 전의 부하 하중으로 나눔으로써, 하중 손실은 산출된다.

그러나, 이 방법으로 측정되는 하중 손실은, 스프링 형상에 따라 다르고, 반드시 표준적인 것은 아니다. 이로 인해, 본 실시 형태에서는, 하중 손실 대신에, 상기 잔류 전단 변형율을 사용한다. 또한, 그 환경 온도도 상기한 바와 같이 200℃로 설정하고 있다.

잔류 전단 변형 ε은, 이하와 같이 정의된다. 소정의 스프링에 대해 어느 일정한 하중 또는 토크를 가하여 변형시킨다. 이어서, 하중 또는 토크를 제거한다. 하중 또는 토크를 제거하였을 때에 남는 전단 변형율이, 잔류 전단 변형 ε이며, 예를 들어 다음 수학식 7로 산출된다. 즉, 예를 들어 압축 코일 스프링의 경우를 설명하면, 도 2와 같이 코일 스프링에 대해 소정의 압축 하중을 가하여, 스프링 높이를 S로부터 S1로 변위시킨다. 이 상태를 유지한 채 200℃로 가열한다. 계속해서 실온으로 냉각하여 압축 하중을 해방한다. 그리고 압축 하중을 해방하였을 때의 스프링 높이를 S0으로 하고, 스프링 높이가 S1로부터 S0으로 복귀하였을 때의 하중을 이용하여, 하중 손실(ΔP)을 산출한다. 구체적으로는, 도 2의 (b)에 도시하는 압축 하중이 부하되어 있을 때의 스프링 높이 S1을 소정의 설정 높이로 한다. 도 2의 (c)는 소정의 압축 하중이 부하된 상태에서 가열되고, 계속해서 냉각되고, 압축 하중이 해방된 후의 스프링이며, 스프링 높이가 S0이다. 도 2의 (a)는 소정의 압축 하중이 부하되는 시험 전의 스프링이며, 스프링 높이가 S이다. 도 2의 (a)와 도 2의 (c)의 각각의 스프링에 대해, S1의 높이까지 변위시키는 데에 필요한 하중을 스프링 하중 시험기로 측정한다. 그들의 필요한 하중의 차를 산출하고, 그 값을 하중 손실(△P)로 한다. 그리고, 그 하중 손실을 이용하여 다음 수학식 7로부터 잔류 전단 변형 ε이 산출된다. 이 잔류 전단 변형 ε으로부터 내열변형성을 평가할 수 있다.

△P:하중 손실(N)

D:스프링의 중심 직경(㎜)이며, 도 2의 (a)와 같이, 대향하는 강선의 중심점끼리의 이격 치수.

d:강선의 등가선 직경(㎜)

G:강선의 횡탄성 계수(N/㎟), (㎫)

종래부터 스프링 제품에서는, 그 사용 시의 기능 저하를 경감하기 위해, 예를 들어 히트 세팅 처리가 행해지고 있다. 잔류 전단 변형이 0.008％ 이하이며 내열변형성이 우수한 스프링 제품에서는, 히트 세팅 처리를 생략할 수 있는 이점이 있다. 보다 바람직한 잔류 전단 변형은 0.005％ 이하이다.

이와 같은 스프링 특성을 보다 높이기 위해서는, 예를 들어 시효 열처리를 행하는 것이 권장된다. 상세하게는, 스프링 제품을 미리 소정 온도에서 가열 처리하여, 스테인리스 강선의 조직 내에, 특히 표층 근방에 미세 화합물 입자를 균일하게 석출시킨다. 그 시효 열처리는, 예를 들어 300∼600℃의 온도 범위에서, 바람직하게는 3분∼10시간 정도의 가열 시간이 설정된다. 그에 의해, 예를 들어 도 3에 나타내는 바와 같은 미세 또한 경질의 화합물을 형성하여 분포시킬 수 있다. 결과적으로, 본 실시 형태에서 규정하는 고강도 스프링의 잔류 전단 변형을 실현할 수 있다. 특히 스테인리스 강선이 강가공되어, 상기한 화합물이 석출되어 석출 경화형 스테인리스강으로 되도록, 미리 성분 조정해 두는 것이 요망된다.

시효 열처리의 보다 바람직한 조건을 이하에 나타낸다. 시효 열처리에 의해 석출되는 화합물 입자의 형태나 분포 상태는, 스프링 제품의 용적이나 형태의 영향을 받는다. 스프링 제품의 용적이나 형태를 고려하여, 설정 온도나 가열 시간을 조정하는 것이 바람직하다. 예를 들어, 다음 수학식 3의 시효 열처리 인자가 100∼10000, 바람직하게는 150∼3000으로 되도록, 설정 온도나 가열 시간을 조정하는 것이 바람직하다.

[수학식 3]

또한, 전개 길이라 함은, 스프링 제품을 구성하는 스테인리스 강선의 전체 길이이다.

이러한 시효 열처리에 의해, 매트릭스 내에 원하는 상기 화합물이 석출되어, 재료 특성이 향상된다.

시효 열처리의 가열 온도가 300℃ 미만에서는, 장시간 가열해도 충분히 화합물이 형성되지 않는다. 또한, 시효 열처리의 가열 온도가 600℃를 초과하면, 스테인리스 강선이 연화되어 강도가 저하되기 쉬워진다. 시효 열처리는, 보다 바람직하게는 400∼580℃ 정도로 행해지는 것이 권장된다. 또한, 화합물의 형성 및 석출 상태는, 가열 시간에 의해서도 좌우되어, 입경이나 밀도가 변화된다. 이로 인해, 적어도 3분 이상의 가열을 행하는 것이 바람직하다. 그 상황을 포함하고, 상기 수학식 3에 의해 가열 온도 및 시간의 적정 범위가 설정된다. 가열 온도의 보다 바람직한 적정 범위는, 400∼550℃이다.

또한, 상기 화합물은 매우 미세한 점에서, 상기한 시효 열처리의 조건 범위의 대부분에 있어서, 그 존재를 상세하게 규정하는 것은 곤란하지만, 3차원 아톰 프로브 또는 투과형 전자 현미경으로 확인할 수 있다. 특히, 시효 열처리의 온도가 높고, 가열 시간이 길어짐에 따라, 화합물은 서서히 성장하기 때문에, 상한 부근의 처리 조건에 있어서는 화합물의 존재를 투과형 전자 현미경으로 확인하는 것이 가능하게 된다.

예를 들어, 도 3의 (a)는 600℃에서 30분간의 시효 열처리에 의해 얻어진 스테인리스 강선의 횡단면을 고배율로 확대한 사진이다. 마르텐사이트의 매트릭스 중에 평균 입경 50㎚ 이하의 NiAl에 의한 미세 화합물이 높은 밀도로 석출되어 있다. 또한, 도 3의 (b)는 그 전자선 회절상이며, 상기 화합물은 B2 구조를 구비하는 것도 확인되었다. 또한, 화합물의 평균 입경은, 예를 들어 회절상의 임의 관찰 시야 내에 확인되는 각 화합물 입자의 입경의 평균값으로 나타내어지고, 보다 최적의 입경은 20㎚ 이하이다.

도 3의 (a)는 스테인리스 강선으로부터 채취된 박막 시료의 투과형 전자 현미경의 명시야상이며, 가공 유기 마르텐사이트 조직의 상이 나타내어져 있다. 도 3의 (b)는 그 영역의 회절상(시료의 구조를 푸리에 변환한 것)이며, 가공 유기 마르텐사이트의 BCC 구조 외에, 도 3의 (d)에 도시한 바와 같은 B2 구조의 NiAl의 존재도 확인할 수 있다. 도 3의 (c)는 B2 구조의 NiAl의 석출물만이 비추어진 암시야상을 나타낸다. 또한, 상기 화합물 입자는, 상술한 최종 마무리 다이스 입구측의 강선의 표면 온도와, 최종 마무리 다이스 또는 최종 압연에서의 가공율을 제어함으로써, 보다 균일하게 분포되는 경향이 보인다.

이와 같이, 상기 화합물의 형태나 분포 상태는, 그 가열 온도나 가열 조건, 강선의 가공 조건이나 구성 원소에 의해 크게 의존한다. 예를 들어, 고온 가열이나 장시간 가열에서는 반응이 촉진되어, 화합물의 입경을 크게 하거나, 밀도를 증가시킬 수 있다. 따라서, 원하는 화합물의 형성 상태가 얻어지도록, 예비 시험을 행하면서 처리하는 것이 바람직하다.

종래 사용되어 온 다른 스테인리스 강선이나 피아노 선 등에서는, 스프링 사용 전에 예열 조정(히트 세팅) 공정이 실시되어 있다. 이에 대해, 본 실시 형태에 의해 얻어지는 스프링 제품은, 고강도이고 내열변형성이 우수하다. 이로 인해, 예열 조정(히트 세팅) 공정의 생략에 의한 비용 절감을 기대할 수 있다. 상기한 바와 같이, 피아노 선으로 이루어지는 스프링 제품에서는, 약간 가열 상태의 온간 영역에 있어서 특성 저하가 발생한다. 이에 대해, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 약간 가열 상태의 온간 영역에서의 내열 스프링 제품에 적합하다. 또한, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 400℃ 이상의 일반적인 고온 환경 용도 등의 내열 용도에의 응용도 예상되는 등, 그 활용 범위는 확대된다.

이하, 본 실시 형태의 실시예에 의해, 더 설명한다.

실시예 1

《스테인리스 강선의 제조》

표 1, 표 2에 실시예로서 사용된 스테인리스강의 화학 성분을 나타내고, 아울러 비교강에 대해서도 병기하고 있다. 표 1, 표 2 모두, 본 실시 형태에서 규정된 범위로부터 벗어나는 수치에 언더라인을 표시하고 있다.

이들 화학 성분의 강은 진공 용해로에서 용해되고, φ178㎜의 주조편으로 주조하여, 그 주조편을 열간 단조에 의해 φ62㎜의 막대강으로 하였다. 계속해서, 열간 압출 시뮬레이터를 사용하여 1250℃로 가열하여 압출하고, φ10.7㎜의 선재로 하였다. 그 후, 용체화 처리, 산세를 행하고, φ5.5㎜까지 신선하고, 선재로 하였다.

그리고, 이것을 원재료로 하여 냉간 신선 가공 및 고용화 열처리를 반복해서 행하면서 소선 직경 2.2㎜의 연질선으로 가공하였다. 계속해서, 최종의 냉간 신선 가공으로 선 직경 φ1.0㎜의 경질 세선(신선재)으로 하였다. 또한, 최종의 총 신선 가공율은 80％로 하여 최종의 냉간 신선 가공을 실시하였다. 또한, 그 최종 마무리의 신선 다이스의 감면율(가공율)을 8∼25％로 조절하고, 다이스 입구측 강선 표면 온도를 0∼80℃로 조절하였다. 그리고, 가공 후의 강선(신선재)의 표면에 두께 1.2㎛의 Ni 도금층을 형성하였다.

본 실시 형태에 관한 본 발명예는, 모두 문제없이 세경 가공을 행할 수 있고, 인장 강도 1800∼2200㎫(N/㎟), 내력비 80∼95％, 비틀림 회전값 5회 이상의 고강도 세선이 얻어졌다. 또한, 가공 유기 마르텐사이트(α')량도 80∼95vol％이었다.

인장 강도 및 0.2％ 내력은, JIS-Z2241에 의해 측정하였다. 또한, 가공 유기 마르텐사이트량은, 상기 [마르텐사이트량의 계측]에 기재된 자기법에 의해 측정하였다. 비틀림 회전값은, 상기 [비틀기 시험 1], [비틀기 시험 2]에 기재된 방법으로 측정하였다. 그 결과를 표 3 및 표 4에 나타낸다.

실시예 2

《시효 특성의 검증》

이어서, 상기한 실시예 1의 각 스테인리스 강선(신선재)의 시효 열처리에 의한 특성의 변화를 평가하기 위해, 실시예 1의 최종의 신선 가공 후의 각 스테인리스 강선(신선재)을 150㎜ 길이로 절단하여 시료를 얻었다. 그리고, 시료에 대해 500℃에서 30분간의 시효 열처리를 실시하였다. 상기 수학식 3으로 나타내어지는 시효 열처리 인자는 612이었다.

그리고, 시효 열처리 후의 스테인리스 강선(신선, 시효 열처리재)의 인장 강도, 내력, 내력비, 비틀림 회전값, 강성률을 평가하였다. 그 결과를 표 5 및 표 6에 나타낸다. 또한, 강성률은, 비틀림 진자법에 의해 평가하였다.

본 실시 형태에 관한 본 발명예의 시효 열처리된 강선은, 인장 강도 2100∼2600㎫, 내력비 80∼95％, 강성률 77000㎫ 이상의 우수한 고강도 특성을 갖는 것이었다. 또한, 그 임의 횡단면을 현미경으로 관찰한 결과, 도 3과 마찬가지로, 평균 입경이 3∼10㎚ 정도의 NiAl 입자를 포함하는 석출 화합물을 확인할 수 있었다.

또한, 비틀림 회전값에 대해서는, 시효 열처리가 실시된 스테인리스 강선에서는, 모두 5회 비튼 시점에서 세로 균열이 발생하였다.

실시예 3

《스프링 제품의 검증》

이어서, 실시예 2의 효과를 더 검증하기 위해, 시효 열처리 전의 각 스테인리스 강선(신선재)에 대해 코일링 가공을 실시하고, 평균 코일 직경:7㎜, 유효 권취수:4.5권, 스프링 자유 길이:25㎜, 전개 길이:100㎜의 압축 코일 스프링으로 하였다. 계속해서 500℃에서 30분의 시효 열처리를 실시하였다. 그리고, 실제의 스프링 제품에 있어서의 내열변형성을 평가하였다. 내열변형성(잔류 전단 변형 ε)은 상기 [스프링 제품의 제조 방법]에 기재된 방법에 의해 측정하였다. 상세하게는, 600㎫의 압축 응력을 가한 상태를 유지하면서, 200℃에서 96시간 유지하였다. 그리고 수학식 7에 의해 잔류 전단 변형 ε을 산출하였다.

얻어진 결과를 표 5 및 표 6에 나타낸다. 모든 본 발명예가 잔류 전단 변형이 0.008％ 이하이고, 고강도이고 내열변형성이 우수한 것이 확인되었다. 한편, 비교예에서는, No.51 이외는, 모두 잔류 전단 변형이 0.008％ 초과인 큰 값이었다. 따라서, 본 실시 형태의 효과가 인지되었다. 또한, No.51은, 잔류 전단 변형이 작지만, 강도가 불충분하였다.

제조성에 대해서는, 선재 철강 압연, 신선 가공, 스프링 가공으로, 균열, 단선, 절손이 발생한 경우에는, 제조 불가로서 평가하였다. 본 발명예에서는, 문제없이 스프링 제품까지 제조가 가능하였다.

실시예 4

《시효 조건의 영향》

이어서, 상기한 스테인리스 강선 및 스프링재(압축 코일 스프링)의 시효 열처리의 조건의 영향을 평가하기 위해, 표 1의 본 발명강의 A, D강 및 표 2의 비교강의 AP강을 준비하였다. 그리고, 실시예 1의 《스테인리스 강선의 제조》에 기재된 방법으로 φ1.0㎜의 냉간 신선 상태의 스테인리스 강선을 제조하였다. 또한, 실시예 3의 《스프링 제품의 검증》에 기재된 방법으로, 냉간 신선 상태의 스테인리스 강선으로부터 시효 열처리 전의 압축 코일 스프링을 제조하였다. 계속해서, 냉간 신선 상태의 스테인리스 강선 및 압축 코일 스프링의 각각에 대해 온도 250∼650℃에서 2분∼10시간으로 시효 열처리를 실시하였다. 그리고, 시효 열처리 후의 스테인리스 강선의 인장 강도, 압축 코일 스프링의 내열변형성을 평가하였다. 그 일부의 결과를 표 7, 도 4의 (a), 도 4의 (b)에 나타낸다.

인장 강도는, 특히 온도 450∼550℃ 근처에서 피크가 보이고, 600℃에서는 약간 연화되었다. 마찬가지로 잔류 전단 변형에 대해서도, 모두 대략 0.008％ 이하의 특성이 얻어지고 있지만, 600℃ 근처까지 높인 온도 범위에서는, 그 특성이 약간 저하되어 있는 것이 인지되었다. 또한, 상기 시효 열처리 인자가 150∼825 정도의 것에서는 잔류 변형 특성이 0.005％ 이하이고, 매우 바람직한 것이었다.

실시예 5

이어서, 표 1에 기재된 A, D강을 실시예 1에 기재된 방법으로 신선하여, 선 직경 φ1.8㎜인 연질선을 채취하였다. 이 연질선의 표면에 금속 비누의 윤활제를 부여하고, 계속해서 냉간 신선 장치에 의해 세경 가공을 행하고, 선 직경 1.0㎜인 경질 세선으로 하였다. 계속해서, 다단 압연 장치에 의해 냉간 압연 가공을 행하고, 최종적으로 두께 0.2㎜로 압박하여 경질 평선을 제조하였다. 이 압연 가공에서는, 최종 마무리의 압연 롤 입구측의 강선의 표면 온도가 45℃로 되도록 최적의 냉각 방법을 채용하였다.

고용화 열처리 후의 총 가공율은 83％이며, 상기 다단의 냉간 압연 가공에 수반되는 재료 균열이나 단선 등의 트러블은 없어, 스테인리스 강선이 양호한 가공성을 갖는 것이 확인되었다.

그리고, 평선을 스프링 제품으로 가공하였을 때의 특성을 평가하기 위해, 먼저 표면의 부착 윤활제를 용제로 제거하였다. 계속해서, 실시예 2와 마찬가지로 500℃에서 30분간의 시효 열처리를 행하고, 그 열처리 전후에 있어서의 평선의 특성을 평가하였다.

결과를 표 8에 나타낸다.

여기서, 인장 강도는, 실시예 1과 마찬가지로 인장 시험 방법에 의해 평가하였다. 또한, 잔류 전단 변형은, 실시예 3과 마찬가지로 온도 200℃에서의 특성으로서, 이하와 같이 평가하였다. 소정 길이의 평선의 양단부에 비틀림 응력을 가하였다. 이 상태를 유지한 채 200℃로 가열하였다. 계속해서 실온으로 냉각하여 비틀림 응력을 해제하고, 그때의 복귀 각도의 변화로 잔류 전단 변형을 평가하였다.

상세하게는, 스프링의 경우와 마찬가지로 하여, 하중 손실, 탄성 계수 및 단면적을 사용하여, 평선의 잔류 전단 변형을 산출하였다. 또한, 평선에 있어서는, 스프링의 경우와 다르고, 이하와 같이 하중 손실을 측정하였다. 편평한 평선의 폭 치수의, 예를 들어 5∼50배 정도의 범위 내의 임의의 거리를 표점 거리로서 설정하였다. 표점 거리의 길이를 갖는 평선의 양단부에 소정의 응력을 가하여 비틀었다. 이 상태를 유지한 채 200℃로 가열하였다. 계속해서 실온으로 냉각하여 응력을 해방하였다. 이 일련의 작업을 행한 후의 평선과, 작업 전(시험 당초)의 평선의 각각에 대해, 동일한 비틀기 각도로 하는 데에 필요로 하는 하중을 측정하였다. 이 하중의 차를 산출하고, 그 값을 하중 손실(△P)로서 사용하였다.

이 결과에 보이는 바와 같이, 스테인리스강의 평선은, 예를 들어 웹 스프링용의 스프링용 재료로서 사용 가능한 우수한 기계적 특성을 갖고 있다. 또한, 그 표면 성상도, 미세 결정립에 수반하여 평활성이 우수한 광휘 표면이 얻어져, 바람직한 것이었다.

이상 설명한 바와 같이, 본 실시 형태에 관한 스테인리스 강선은, 신선 가공된 상태에서 1800∼2200㎫의 인장 강도를 갖는다. 또한, 가공 유기 마르텐사이트량이 80∼99vol％이다. 이로 인해, 그 후의 시효 열처리에 의해, 스프링 특성이 크게 향상된다. 특히 높은 강도와 우수한 내열변형성이 얻어진다. 이로 인해, 본 실시 형태의 스테인리스 강선은, 예를 들어 압축 코일 스프링, 인장 코일 스프링, 토션 스프링, 그 외의 다양한 스프링 제품에 응용되고, 고강도 또한 내열변형성이 우수한 스프링 제품이 얻어진다.

구체적인 용도로서, 예를 들어 자동차의 엔진 주위나 전장계 등의 가온 상태의 온간 영역에서 사용되는 스프링 제품 및 가전 제품 용도의 내열 스프링에의 응용이 적합하다. 이들 이외에 있어서도, 예를 들어 고온 영역에서 사용되는 내열 고강도 로프, 내열 샤프트, 내열 핀 등 각종의 고강도이고 내열성을 갖는 선 형상 제품에도, 본 실시 형태는 이용 가능하며, 산업상 유용하다.

Claims

질량％로, C:0.02∼0.12％ 및 N:0.005∼0.03％를 포함하고, 또한 0.05％≤(C＋N)≤0.13％이며, Si:0.1∼2.0％, Mn:0.1∼2.0％, Ni:6.8∼9.0％, Cr:12.0∼14.4％, Mo:1.0∼3.0％ 및 Al:0.5∼2.0％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물이며,
수학식 1로 나타내어지는 가공 유기 마르텐사이트 생성 지수 MdS값이 15∼60이며, 또한, 매트릭스 중의 가공 유기 마르텐사이트량이 80∼99vol％이고, 인장 강도가 1800∼2200㎫인 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
[수학식 1]

단, 수학식 중의 원소 기호는, 당해 원소의 함유량(질량％)을 의미한다.
제1항에 있어서,
질량％로, V:0.01∼1.0％, Nb:0.01∼1.0％, Ti:0.01∼1.0％, W:0.05∼2.0％, Ta:0.05∼2.0％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
제1항 또는 제2항에 있어서,
질량％로, Cu:0.8％ 이하, Co:0.1∼2.0％, B:0.0005∼0.015％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 있어서,
질량％로, Ca:0.0005∼0.01％, Mg:0.0005∼0.01％, REM:0.0005∼0.1％ 중, 1종 이상을 더 함유하는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
상기 스테인리스 강선을, 그 등가선 직경의 100배 길이의 표점 거리 사이에서 보유 지지하고, 그 일단부측을 비틀어 회전하는 비틀기 시험을 하였을 때, 세로 균열없이 파단에 이르는 비틀림 회전값이 5회 이상인 높은 비틀림 회전 특성을 갖는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
시효 열처리를 실시한 스테인리스 강선이며, 상기 스테인리스 강선은, 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 기재된 성분 조성, 가공 유기 마르텐사이트량 및 MdS값을 충족하고, 인장 강도가 2100∼2600㎫인 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
제1항 내지 제6항 중 어느 한 항에 있어서,
인장 강도(σ_B)와 그 0.2％ 내력(σ_0.2)의 내력비{(σ_0.2/σ_B)×100}가 80∼95％이고, 내열 스프링 용도로 사용되는 것인 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스테인리스 강선.
제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강선으로 이루어지고, 환경 온도 200℃에 있어서의 수학식 2로 나타내어지는 잔류 전단 변형 ε이 ε≤0.008％를 만족하는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스프링.
[수학식 2]

단, ΔP:하중 손실(N), D:스프링의 중심 직경(㎜), d:강선의 등가선 직경(㎜), G:강선의 횡탄성 계수(N/㎟)
제8항에 있어서,
강선의 매트릭스에, 입경 50㎚ 이하의 NiAl계의 미세 화합물 입자를 구비하는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스프링.
고용화 열처리 후에, 소정의 등가선 직경에 총 가공율로 60∼90％의 냉간 가공을 행함으로써 제1항 내지 제7항 중 어느 한 항에 기재된 스테인리스 강선을 제조하는 공정과,
상기 스테인리스 강선을 소정의 스프링 형상으로 성형 처리하고, 계속해서 온도 300∼600℃에서 시효 열처리를 실시하는 공정을 갖는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스프링의 제조 방법.
제10항에 있어서,
다음 수학식 3의 시효 열처리 인자가 100∼10000으로 되는 조건으로 상기 시효 열처리를 행하고, 이에 의해, 강선의 매트릭스 중에, 입경 50㎚ 이하의 NiAl계의 미세 화합물 입자를 석출시키는 것을 특징으로 하는, 내열변형성이 우수한 고강도 스프링의 제조 방법.
[수학식 3]