KR20140129339A

KR20140129339A - 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프

Info

Publication number: KR20140129339A
Application number: KR1020147027401A
Authority: KR
Inventors: 다쿠야 고치; 히토시 하타노; 에이이치 다무라; 고타로 도요타케; 다카시 야지마; 아키라 단게
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼; 신코 메탈 프로덕츠 카부시키카이샤; 닛폰 하츠죠 가부시키가이샤
Priority date: 2012-04-02
Filing date: 2013-04-02
Publication date: 2014-11-06
Also published as: US20150285410A1; EP2835439A1; EP2835439B1; CN104204258A; HUE049724T2; EP2835439A4; ES2774283T3; WO2013151059A1; CN104204258B; JP6018394B2; KR101677824B1; JP2013213261A; US9429255B2

Abstract

본 발명의 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프는 화학 성분 조성을 적정하게 조정한 강재를 포함하고, 내표층부에 있어서의 전체 탈탄층의 깊이가 100㎛ 이하임과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 깊이가 40㎛ 이하, 흠집의 폭이 60㎛ 이하이고, 또한 내표층부에 존재하는 원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물 개수 밀도가 1.8×10^-2개/㎛² 이하이다.

Description

고강도 스프링용 중공 심리스 파이프 {HOLLOW SEAMLESS PIPE FOR HIGH-STRENGTH SPRING}

본 발명은 자동차 등의 내연 기관의 밸브 스프링이나 현가 스프링 등에 사용되는 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프, 특히 그 내주면에 있어서의 탈탄을 저감한 고품질의 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프에 관한 것이다.

최근, 배기 가스 저감이나 연비 개선을 목적으로 하는 자동차의 경량화나 고출력화의 요청이 높아짐에 따라서, 엔진이나 클러치, 서스펜션 등에 사용되는 밸브 스프링, 클러치 스프링, 현가 스프링 등에 있어서도 고응력 설계가 지향되고 있다. 그로 인해, 이들 스프링은 고강도화ㆍ세경화해 가는 방향이고, 부하 응력이 더욱 증대되는 경향이 있다. 이러한 경향에 대응하기 위해, 내피로성이나 내소성변형성(setting resistance)에 있어서도 가일층의 고성능 스프링강이 강하게 요망되고 있다.

또한, 내피로성이나 내소성변형성을 유지하면서 경량화를 실현하기 위해, 스프링의 소재로서 지금까지 사용되고 있는 막대 형상의 선재(즉, 중실의 선재)가 아니라, 중공으로 한 파이프 형상의 강재이며 용접 부분이 없는 것(즉, 심리스 파이프)을 스프링의 소재로서 사용되도록 되어 있다.

상기와 같은 중공 심리스 파이프를 제조하기 위한 기술에 대해서는, 지금까지도 다양하게 제안되어 있다. 예를 들어, 특허문헌 1에는 천공 압연기의 대표라고 해야 할 만네스만 천공기를 사용하여 천공을 행한 후(만네스만 천공), 냉간에서 맨드릴 밀 압연(연신 압연)을 행하고, 또한 820∼940℃에서 10∼30분의 조건으로 재가열하고, 그 후 마무리 압연하는 기술에 대해 제안되어 있다.

한편, 특허문헌 2에는 열간에서의 정수압 압출을 행하여, 중공 심리스 파이프의 형상으로 한 후, 구상화 어닐링을 행하고, 계속해서 냉간에서 필거 밀 압연이나 인발 가공 등에 의해 신전(인발)하는 기술에 대해 제안되어 있다. 또한, 이 기술에서는 최종적으로, 소정의 온도에서 어닐링을 행하는 것도 개시되어 있다.

상기와 같은 각 기술에서는, 만네스만 천공이나 열간 정수압 압출을 행할 때에, 1050℃ 이상으로 가열하거나, 냉간 가공 전ㆍ후에 어닐링을 행할 필요가 있고, 열간에서의 가열 혹은 가공 시에, 또한 그 후의 열처리 공정에 있어서, 중공 심리스 파이프의 내주면 및 외주면에 탈탄이 발생하기 쉽다는 문제가 있다. 또한, 가열 처리 후의 냉각 시에 있어서도, 페라이트와 오스테나이트 중으로의 탄소의 고용량의 차이에 기인하는 탈탄(페라이트탈탄)이 생기는 경우가 있다.

상기와 같은 탈탄이 생기면, 스프링 제조 시의 켄칭 단계에서, 외주면 및 내주면에서 표층부가 충분히 경화되지 않는다는 사태가 발생하고, 성형되는 스프링에 있어서 충분한 피로 강도를 확보할 수 없다는 문제가 발생한다. 또한, 통상의 스프링에서는 외면에 숏피닝 등으로 잔류 응력을 부여하여, 피로 강도를 향상시키는 것이 통상 행해지고 있지만, 중공 심리스 파이프로 성형한 스프링에서는, 내주면에 숏피닝을 할 수 없는 것 및 종래의 가공 방법에서는 내주면에서 흠집이 발생하기 쉬우므로, 내면의 피로 강도의 확보가 어려워진다는 문제도 있다.

상기와 같은 문제를 해결하는 방법으로서, 특허문헌 3과 같은 기술도 제안되어 있다. 이 기술에서는, 봉재를 열간 압연한 후, 건 드릴로 천공하고, 냉간 가공(인발, 압연)으로 심리스 강관을 제조함으로써, 천공이나 압출 시에 있어서의 가열을 회피하는 것이다.

일본 특허 출원 공개 평1-247532호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-125588호 공보 일본 특허 출원 공개 제2010-265523호 공보

그러나, 특허문헌 3의 기술에서는, 750℃ 이하의 비교적 저온에서 어닐링이 행해지고 있고(이 점에 대해서는, 특허문헌 2의 기술에 대해서도 마찬가지임), 이와 같은 저온 어닐링을 행하면, 탄화물의 조대화가 진행되기 쉽다는 다른 문제가 있다.

조대한 탄화물은 켄칭 가열 시에 미고용 상태로 잔존하여, 경도 저하나 불완전 켄칭 조직 생성을 야기하고, 피로 강도(「내구성」이라고 바꿔 말하는 경우가 있음)의 저하의 원인이 된다. 특히, 최근에는, 스프링 제조 시에 있어서의 켄칭 공정에 있어서, 탈탄 저감이나 설비의 콤팩트화를 도모하는 관점에서, 고주파 가열에 의한 단시간 열처리가 주류로 되어 있고, 미고용 상태의 탄화물의 잔존이 현저해지기 쉬운 경향이 있다.

또한 현재에서는, 종래의 요구 레벨보다도 보다 고도의 피로 강도가 요구되고 있고, 지금까지 제안되어 있는 기술에서는, 요구되는 피로 강도를 만족시킬 수 있는 것이 아니고, 내구성의 점에서 불충분하다.

본 발명은 이러한 상황 하에 이루어진 것이며, 그 목적은 내표층부(내주면 표층부)에서의 탈탄의 발생을 최대한 저감함과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 형태를 제어함으로써, 성형되는 스프링에 있어서 충분한 피로 강도를 확보할 수 있는 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프를 제공하는 데 있다.

상기 목적을 달성할 수 있었던 본 발명의 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프라 함은, C:0.2∼0.7％(「질량％」의 의미, 화학 성분 조성에 대해 이하 동일함), Si:0.5∼3％, Mn:0.1∼2％, Al:0％보다 크고 0.1％ 이하, Cr:0％보다 크고 3％ 이하, P:0％보다 크고 0.02％ 이하, S:0％보다 크고 0.02％ 이하 및 N:0％보다 크고 0.02％ 이하를 각각 함유하는 강재를 포함하고, 내표층부에 있어서의 전체 탈탄층의 깊이가 100㎛ 이하임과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 깊이가 40㎛ 이하, 흠집의 폭이 60㎛ 이하이고, 또한 내표층부에 존재하는 원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물의 개수 밀도가 1.8×10^-2개/㎛² 이하인 점에 요지를 갖는 것이다. 또한, 상기 「원 상당 직경」이라 함은, 탄화물의 크기에 착안하여, 이를 동일 면적의 원으로 환산했을 때의 직경을 의미한다.

본 발명의 중공 심리스 파이프에 있어서, 소재로서 사용하는 강재에는, 필요에 따라서 또한, (a) B:0％보다 크고 0.015％ 이하, (b) V:0％보다 크고 1％ 이하, Ti:0％보다 크고 0.3％ 이하 및 Nb:0％보다 크고 0.3％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상, (c) Ni:0％보다 크고 3％ 이하 및 Cu:0％보다 크고 3％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상, (d) Mo:0％보다 크고 2％ 이하, (e) Ca:0％보다 크고 0.005％ 이하, Mg:0％보다 크고 0.005％ 이하 및 REM:0％보다 크고 0.02％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상, (f) Zr:0％보다 크고 0.1％ 이하, Ta:0％보다 크고 0.1％ 이하 및 Hf:0％보다 크고 0.1％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상 등을 함유하는 것도 유용하고, 함유되는 원소의 종류에 따라서, 중공 심리스 파이프(즉, 성형되는 스프링)의 특성이 더욱 개선된다.

본 발명에서는, 소재로서의 강재의 화학 성분 조성을 적절하게 조정함과 함께, 그 제조 조건을 엄밀하게 규정함으로써, 내표층부에서의 탈탄층의 깊이를 최대한 저감함과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 형태를 제어하고, 또한 내표층부에 존재하는 조대 탄화물의 개수를 저감한 중공 심리스 파이프를 실현할 수 있고, 이러한 중공 심리스 파이프로 성형되는 스프링에 있어서 충분한 피로 강도를 확보할 수 있게 된다.

도 1의 (a)∼(b)는 내표면에 존재하는 흠집의 형태를 설명하기 위한 도면이다.
도 2의 (a)∼(b)는 비틀림 피로 시험을 실시하는 상태를 도시하는 설명도이다.

본 발명자들은 고피로 강도화를 도모하여 내구성을 향상시키는 데 필요한 제어 인자에 대해 다양한 각도에서 검토하였다. 내구성 향상의 지배 인자로서는, 지금까지 탈탄층 깊이나 흠집 깊이 등이 생각되고, 이러한 관점에서 다양한 기술이 제안되어 왔다. 그러나, 보다 높은 응력 영역 하에서는, 지금까지 제안되어 온 기술에서는 내구성 향상에는 한계가 있고, 다른 요인에 대해서도 검토할 필요가 있다.

그 결과, 전체 탈탄층(이하, 탈탄층이라고도 함) 깊이나 흠집 깊이 외에, 강관 내표면에 존재하는 흠집의 형태의 영향도 큰 것이 판명되었다. 즉, 강관 내표면에 존재하는 흠집의 폭을 60㎛ 이하가 되도록 형태를 제어함으로써, 중공 심리스 파이프의 내구성이 현저하게 향상되고, 특히 고응력 영역에서는, 그 효과가 현저해진 것이다.

또한, 본 명세서에 있어서의 전체 탈탄층은 JIS G0558:2007에 정의되는 것이다.

도 1의 (a)∼(b)는 내표면에 존재하는 흠집의 형태를 설명하기 위한 도면으로, 도 1의 (a)는 파이프 횡단면, 도 1의 (b)는 내면 흠집을 모식적으로 도시한 확대도이다. 도 1의 (a)∼(b)에 도시한 바와 같이, 내표면에 존재하는 흠집은 파이프의 원주 방향으로 폭, 두께 방향(반경 방향)으로 깊이를 갖게 된다.

내표면에 존재하는 흠집의 깊이나 흠집의 폭은 제조 조건에 영향을 받는다. 흠집의 형태를 제어하는 수단으로서, 산세 공정이나 냉간 가공 공정에서의 조건을 제어하는 것도 생각할 수 있지만, 본 발명자들은 다른 수단으로서, 최종 공정에서의 기계 가공을 시도하였다. 이 기계 가공은 최종 제품 치수보다도 후육으로 제작한 심리스 강관(중공 심리스 파이프)을 사용하여, 내주면의 표층을 연마 제거하여 소정 치수로 마무리하는 가공이다.

종래 기술에 있어서도, 중간 공정에서의 건 드릴 천공에 의한 흠집 경감 기술이 제안되어 있지만(상기 특허문헌 3), 이 방법에서는 후속 공정에서의 흠집 발생까지는 완전히 제어하지 못하고 있는 것이 실정이다. 즉, 산세 시의 피트 생성이나, 냉간 가공에서의 흠집 생성까지는 완전히 제어하지 못하고 있는 것이다. 이러한 기술에서는, 산세 공정에서의 피트 생성, 냉간 가공 공정에서의 흠집 생성까지는 제어가 미치치 않고, 특히 고응력 하에서 우수한 내구성을 발휘하는 중공 심리스 파이프는 실현하기 어려운 것이다.

본 발명자들은, 연마지를 사용하여, 강관의 내표층을 연마하고, 연마 조건이, 내표면에 존재하는 흠집의 형태나 내구성 향상에 미치는 영향에 대해 더욱 검토하였다. 그 결과, 지립 입도가 24＃보다도 큰(지립 사이즈가 작은) 연마지를 사용하여, 내표층을 100㎛ 이상 연마함으로써, 내표층부에서의 탈탄층 깊이를 100㎛ 이하, 내표면에 존재하는 흠집의 깊이를 40㎛ 이하(바람직하게는 30㎛ 이하, 보다 바람직하게는 20㎛ 이하)로 할 수 있음과 함께, 흠집의 폭을 60㎛ 이하(바람직하게는 40㎛ 이하, 보다 바람직하게는 20㎛ 이하)로 제어할 수 있고, 이와 같은 흠집의 형태로 함으로써, 내구성이 현저하게 향상될 수 있었던 것이다.

내표층부에 있어서의 탈탄층의 깊이에 대해서는, 이하와 같이 측정된다. 중공 심리스 파이프를, 이를 횡단하여 시험편으로 하고, JIS G0558에 따라서 광학 현미경 관찰로부터, 내표층부에 있어서의 탈탄층(전체 탈탄층)의 깊이를 계측한다.

내표면에 존재하는 흠집의 깊이 및 폭에 대해서는, 이하와 같이 측정된다. 임의의 횡단면(파이프의 축 직각 단면)을 관찰하기 위해, 절단, 수지 매립, 연마하여, 관찰 시료로 하고, 광학 현미경으로 관찰하여, 내표면 흠집의 형태를 관찰한다. 그리고, 횡단면에서 관찰된 가장 깊은 흠집의 깊이 및 폭을 측정한다.

또한, 내표층을 100㎛ 이상 연마함으로써, 탈탄층 깊이를 100㎛ 이하(바람직하게는 80㎛ 이하, 보다 바람직하게는 60㎛ 이하)로 할 수 있다. 이때 내표면 흠집도 제거되어, 흠집의 깊이는 작아지지만, 사용하는 연마지에 있어서의 지립 입도가 24＃보다도 작아지면(지립 사이즈가 커지면), 흠집의 폭이 60㎛보다 커져, 내구성이 향상되지 않는 것으로 된다.

지금까지의 제조 방법에서는, 750℃ 이하의 비교적 저온에서 어닐링이 행해지고 있고(상기 특허문헌 2, 3), 이와 같은 저온 어닐링을 행하면, 내표층부에 존재하는 강 중 탄화물의 조대화가 진행되기 쉽다는 다른 문제도 있다. 이 점에 관하여, 본 발명자들이 검토한바, 어닐링 조건을 적절하게 함으로써, 조대한 탄화물의 저감이 도모되고, 내구성이 더욱 향상될 수 있는 것도 발견하고 있다. 즉, 후술하는 바와 같이 어닐링 조건을 적절하게 제어함으로써, 원 상당 직경으로 500㎚ 이상이 되는 조대 탄화물의 개수 밀도를 1.8×10^-2개/㎛² 이하로 할 수 있었던 것이다. 또한, 탄화물의 개수 밀도는, 바람직하게는 1.5×10^-2개/㎛² 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0×10^-2개/㎛² 이하이다. 또한, 본 발명에서 대상으로 하는 탄화물이라 함은, 금속 조직 중에 존재하는 시멘타이트(Fe₃C) 외에, 강재 성분 중의 탄화물 형성 원소(예를 들어, Mn, Cr, V, Ti, Nb, Mo, Zr, Ta, Hf)의 탄화물을 포함하는 취지이다.

내표층부에 존재하는 원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물의 개수 밀도에 대해서는, 이하와 같이 측정된다. 임의의 횡단면(파이프의 축 직각 단면)을 관찰하기 위해, 절단, 수지 매립, 연마하고, 피크럴 부식하여 관찰 시료로 하고, 주사형 전자 현미경(SEM)으로, 내표면으로부터 100∼150㎛ 위치의 표층부를 관찰한다(배율:3000배). SEM 사진에 기초하여(측정 개소:3개소), 화상 해석 소프트(Image-Pro)를 사용하여 탄화물 면적을 측정하고, 원 상당 직경으로 환산한다. 그리고, 원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물에 대해, 개수 밀도를 측정하여, 평균한다.

본 발명의 중공 심리스 파이프는 화학 성분 조성을 적절하게 조정한 강재에 대해(적절한 화학 성분 조성에 대해서는 후술함), 하기의 수순에 따라서 제조할 수 있다. 이 제조 방법에 있어서의 각 행정에 대해, 보다 구체적으로 설명한다.

[중공화 방법]

우선 중공화 방법으로서는, 열간 압출에 의해 엘리먼트 튜브를 제작한 후, 압연 또는 인발 등의 냉간 가공 및 연화 어닐링, 산세 처리를 복수회 반복하여, 소정의 직경(외경, 내경), 길이까지 성형한다. 단, 내경에 대해서는, 후술하는 연마에 의한 감소량도 고려해 둔다.

[열간 압출 시의 가열 온도:1050℃ 미만]

상기의 열간 압출에 있어서, 그 가열 온도는 1050℃ 미만으로 하는 것이 권장된다. 이때의 가열 온도가 1050℃ 이상으로 되면, 토탈 탈탄(전체 탈탄)이 많아진다. 바람직하게는, 1020℃ 이하로 하는 것이 좋다.

[열간 압출 후의 냉각 조건:압출 후 720℃까지의 평균 냉각 속도를 1.5℃/초 이상]

상기와 같은 조건으로, 열간 압출을 행한 후, 720℃까지를 비교적 빠르게 냉각함으로써, 냉각 중인 탈탄을 경감할 수 있다. 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는, 720℃까지의 평균 냉각 속도를 1.5℃/초 이상으로 하는 것이 좋다. 이때의 평균 냉각 속도는, 바람직하게는 2℃/초 이상으로 하는 것이 좋다.

열간 압출에 의해 얻은 엘리먼트 튜브에 대해, 냉간 가공, 어닐링, 산세를 반복해서 실시하여 소정 치수의 사이즈로 제조한다. 이때, 어닐링, 산세에서는, 탈탄이나 흠집의 발생 방지를 위해, 적절한 조건으로 실시할 필요가 있다.

[냉간 가공]

강관의 냉간 가공으로서는, 압연, 인발이 일반적이다. 압연은 비교적 큰 감면율의 가공이 가능한 것에 비해, 인발은 가공 속도가 빠르고, 치수 정밀도가 높은 장점이 있어, 경우에 따라서 구분지어 사용하면 된다.

[어닐링 공정]

냉간 가공 후에는 재료의 경도가 높아져, 다음 공정에서의 작업이 어려워지는 경우가 많아, 필요에 따라서 어닐링을 행한다. 이 어닐링을 행할 때에는, 그 분위기를 비산화성 분위기로 제어함으로써, 어닐링 중에 발생하는 탈탄을 현저하게 경감할 수 있다. 또한, 생성 스케일을 극히 얇게 할 수 있으므로, 어닐링 후에 실시하는 산세 시의 침지 시간을 단축할 수 있어, 깊은 산세 피트 생성을 억제하는 데 유효하다. 또한, 어닐링 시의 가열 온도는 950℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 어닐링 온도에 대해서는, 종래 기술에서는(상기 특허문헌 2, 3) 750℃ 이하의 비교적 저온에서 어닐링되는 것이 일반적이다. 그러나, 어닐링 온도가 750℃ 이하이면, 탄화물의 조대화가 촉진되게 된다. 본 발명에서는, 이 점에 착안하여 어닐링 온도에 대해서는, 종래와 같은 저온이 아니라, 탄화물이 용해되는 고온에서 어닐링하도록 하였다.

이 어닐링 온도에 대해서는, 820∼940℃ 정도의 온도가 채용되는 경우도 있지만(예를 들어, 상기 특허문헌 1), 이와 같은 온도 영역에서는 탄화물을 고용시키기 위해서는 여전히 불충분하다. 또한, 900℃ 전후의 온도 영역은 페라이트탈탄이 가장 발생하기 쉬운 온도 영역이다. 따라서, 본 발명에서는 어닐링 온도를 950℃ 이상으로 설정하여, 탄화물의 고용을 촉진시키면서, 페라이트탈탄의 생성을 회피한 것이다. 이 어닐링 온도는, 보다 바람직하게는 970℃ 이상, 더욱 바람직하게는 990℃이지만, 지나치게 고온으로 되면, 토탈 탈탄(전체 탈탄)이 증가함과 함께, 냉간 가공성도 열화된다. 이러한 점에서, 어닐링 온도는 1100℃ 이하로 하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1080℃ 이하, 더욱 바람직하게는 1040℃ 이하이다. 이와 같은 온도 범위로 제어하면서 어닐링을 행함으로써, 산화 스케일을 저감하면서, 깊은 산세 피트의 생성을 억제하고, 또한 탈탄층 깊이를 감소하여, 조대 탄화물이 적은 중공 심리스 파이프를 제조할 수 있다.

[산세 공정]

상기와 같은 어닐링을 행한 후에는 재료 표층에 적지 않게 스케일이 생성되고 있어, 압연, 인발 등의 후속 공정에 악영향을 미치기 때문에, 황산이나 염산 등을 사용하여 산세 처리를 실시한다. 단, 산세 처리가 길어지면, 큰 산세 피트가 생성되어, 흠집으로서 잔존하게 된다. 이러한 관점에서, 산세 시간을 짧게 하는 것이 유리하고, 구체적으로는 30분 이내로 하는 것이 바람직하다(보다 바람직하게는 20분 이내).

[내표층부 연마]

강관 내표면에 존재하는 흠집의 깊이를 40㎛ 이하, 흠집의 폭을 60㎛ 이하, 또한 내표층부의 탈탄층 깊이를 100㎛ 이하로 하기 위해, 어닐링 및 산세 후에, 연마지를 사용하여 파이프의 전체 길이에 걸쳐서 내표층을 연마한다. 이때의, 지립 입도(＃)는 적어도 24 이상(바람직하게는 30 이상)으로 하고, 또한 연마량(두께 감소량)을 70㎛ 이상(바람직하게는 100㎛ 이상)으로 한다.

본 발명의 중공 심리스 파이프는 소재가 되는 강재의 화학 성분 조성도 적정하게 조정되어 있는 것도 중요하다. 다음에, 화학 성분의 범위 한정 이유를 설명한다.

[C:0.2∼0.7％]

C는 고강도를 확보하는 데 필요한 원소이고, 그것을 위해서는 0.2％ 이상 함유시킬 필요가 있다. C 함유량은, 바람직하게는 0.30％ 이상이고, 보다 바람직하게는 0.35％ 이상이다. 그러나, C 함유량이 과잉으로 되면, 연성의 확보가 곤란해지므로, 0.7％ 이하로 할 필요가 있다. C 함유량은, 바람직하게는 0.65％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.60％ 이하이다.

[Si:0.5∼3％]

Si는 스프링에 필요한 내소성변형성의 향상에 유효한 원소이고, 본 발명에서 대상으로 하는 강도 레벨의 스프링에 필요한 내소성변형성을 부여하기 위해서는, Si 함유량을 0.5％ 이상으로 할 필요가 있다. 바람직하게는 1.0％ 이상, 보다 바람직하게는 1.5％ 이상이다. 그러나, Si는 탈탄을 촉진시키는 원소이므로, Si를 과잉으로 함유시키면 강재 표면의 탈탄층 형성을 촉진시킨다. 그 결과, 탈탄층 삭제를 위한 필링 공정이 필요해지므로, 제조 비용의 면에서 문제이다. 이러한 점에서, 본 발명에서는 Si 함유량의 상한을 3％로 하였다. 바람직하게는 2.5％ 이하, 보다 바람직하게는 2.2％ 이하이다.

[Mn:0.1∼2％]

Mn은 탈산 원소로서 이용됨과 함께, 강재 중의 유해 원소인 S과 MnS을 형성하여 무해화하는 유익한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn은 0.1％ 이상 함유시킬 필요가 있다. 바람직하게는 0.15％ 이상, 보다 바람직하게는 0.20％ 이상이다. 그러나, Mn 함유량이 과잉으로 되면, 편석대가 형성되어 재질의 편차가 생긴다. 이러한 점에서, 본 발명에서는 Mn 함유량의 상한을 2％로 하였다. 바람직하게는 1.5％ 이하이고, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하이다.

[Al:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Al은 주로 탈산 원소로서 첨가된다. 또한, N와 AlN을 형성하여 고용 N를 무해화함과 함께 조직의 미세화에도 기여한다. 특히 고용 N를 고정시키기 위해서는, N 함유량의 2배를 초과하도록 Al을 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Al은 Si와 마찬가지로 탈탄을 촉진시키는 원소이므로, Si를 많이 함유하는 스프링강에서는 Al의 다량 첨가를 억제할 필요가 있고, 본 발명에서는 0.1％ 이하로 하였다. 바람직하게는 0.07％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05％ 이하이다. Al의 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 Al은 10ppm 이상이다.

[Cr:3％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

냉간 가공성을 향상시키는 관점에서는, Cr 함유량은 적을수록 바람직하지만, Cr은 템퍼링 후의 강도 확보나 내식성 향상에 유효한 원소이고, 특히 고레벨의 내식성이 요구되는 현가 스프링에 중요한 원소이다. 이러한 효과는 Cr 함유량이 증대함에 따라서 커지지만, 이러한 효과를 우선적으로 발휘시키기 위해서는, Cr은 0.2％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 더욱 바람직하게는 0.5％ 이상으로 하는 것이 좋다. 그러나, Cr 함유량이 과잉으로 되면, 과냉 조직이 발생하기 쉬워짐과 함께, 시멘타이트에 농화되어 소성 변형능을 저하시켜, 냉간 가공성의 열화를 초래한다. 또한 Cr 함유량이 과잉으로 되면, 시멘타이트와는 다른 Cr 탄화물이 형성되기 쉬워져, 강도와 연성의 밸런스가 나빠진다. 이러한 점에서, 본 발명에서 사용하는 강재에서는 Cr 함유량을 3％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 2.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.7％ 이하이다.

[P:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

P은 강재의 인성이나 연성을 열화시키는 유해 원소이므로, 최대한 저감하는 것이 중요하고, 본 발명에서는 그 상한을 0.02％로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하로 억제하는 것이 좋다. 또한, P은 강재에 불가피하게 포함되는 불순물이고, 그 양을 0％로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.

[S:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

S은 상기 P과 마찬가지로 강재의 인성이나 연성을 열화시키는 유해 원소이므로, 최대한 저감하는 것이 중요하고, 본 발명에서는 0.02％ 이하로 억제한다. 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.008％ 이하이다. 또한, S은 강에 불가피하게 포함되는 불순물이고, 그 양을 0％로 하는 것은 공업 생산상 곤란하다.

[N:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

N는 Al, Ti 등이 존재하면 질화물을 형성하여 조직을 미세화시키는 효과가 있지만, 고용 상태로 존재하면, 강재의 인성 연성 및 내수소 취화 특성을 열화시킨다. 본 발명에서는 N량의 상한을 0.02％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.010％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0050％ 이하이다. N의 함유량은 특별히 한정되지 않지만, 예를 들어 N는 20ppm 이상이다.

본 발명에서 적용하는 강재에 있어서, 상기 성분 외(잔량부)는 철 및 불가피적 불순물(예를 들어, Sn, As 등)을 포함하는 것이지만, 그 특성을 저해하지 않을 정도의 미량 성분(허용 성분)도 포함할 수 있는 것이고, 이러한 강재도 본 발명의 범위에 포함되는 것이다.

또한 필요에 따라서, (a) B:0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음), (b) V:1％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ti:0.3％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Nb:0.3％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 더 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상, (c) Ni:3％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는 Cu:3％ 이하(0％를 포함하지 않음), (d) Mo:2％ 이하(0％를 포함하지 않음), (e) Ca:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mg:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 REM:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상, (f) Zr:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ta:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Hf:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상 등을 함유시키는 것도 유효하다. 이들 성분을 함유시킬 때의 범위 한정 이유는 다음과 같다.

[B:0.015％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

B는 강재의 켄칭ㆍ템퍼링 후에 있어서 구오스테나이트 입계로부터의 파괴를 억제하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 발현시키기 위해서는, B를 0.001％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, B를 과잉으로 함유시키면, 조대한 탄붕화물을 형성하여 강재의 특성을 해친다. 또한, B는 필요 이상으로 함유시키면 압연재의 흠집의 발생 원인으로도 된다. 이러한 점에서, B 함유량의 상한을 0.015％로 하였다. 보다 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.0050％ 이하로 하는 것이 좋다.

[V:1％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ti:0.3％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Nb:0.3％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상]

V, Ti 및 Nb는 C, N, S 등과 탄ㆍ질화물(탄화물, 질화물 및 탄질화물), 혹은 황화물 등을 형성하여, 이들 원소를 무해화하는 작용을 갖는다. 또한 상기 탄ㆍ질화물을 형성하여 조직을 미세화하는 효과도 발휘한다. 또한, 내지연 파괴 특성을 개선한다는 효과도 갖는다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, V, Ti 및 Nb 중 적어도 1종을 0.02％ 이상(2종 이상 함유시킬 때에는 합계로 0.02％ 이상) 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, 이들 원소의 함유량이 과잉으로 되면, 조대한 탄ㆍ질화물이 형성되어 인성이나 연성이 열화되는 경우가 있다. 따라서 본 발명에서는, V, Ti 및 Nb의 함유량의 상한을 각각 1％ 이하, 0.3％ 이하, 0.3％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 V:0.5％ 이하, Ti:0.1％ 이하, Nb:0.1％ 이하이다. 또한, 비용 저감의 관점에서, V:0.3％ 이하, Ti:0.05％ 이하, Nb:0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

[Ni:3％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및/또는 Cu:3％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Ni은 비용 저감을 고려한 경우에는, 첨가를 억제하기 위해 그 하한을 특별히 설정하지 않지만, 표층 탈탄을 억제하거나 내식성을 향상시키는 경우에는, 0.1％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Ni 함유량이 과잉으로 되면, 압연재에 과냉 조직이 발생하거나, 켄칭 후에 잔류 오스테나이트가 존재하여, 강재의 특성이 열화되는 경우가 있다. 이러한 점에서, Ni을 함유시키는 경우에는, 그 함유량을 3％ 이하로 한다. 비용 저감의 관점에서는, 바람직하게는 2.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하로 하는 것이 좋다.

Cu는 상기 Ni과 마찬가지로 표층 탈탄을 억제하거나 내식성을 향상시키는 데 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 발휘시키기 위해서는, Cu를 0.1％ 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu의 함유량이 과잉으로 되면, 과냉 조직이 발생하거나, 열간 가공 시에 깨짐이 발생하는 경우가 있다. 이러한 점에서, Cu를 함유시키는 경우에는, 그 상한을 3％ 이하로 한다. 비용 저감의 관점에서는, 바람직하게는 2.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.0％ 이하로 하는 것이 좋다.

[Mo:2％ 이하(0％를 포함하지 않음)]

Mo은 템퍼링 후의 강도 확보, 인성 향상에 유효한 원소이다. 따라서, Mo을 함유시키는 경우는, 0.2％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, Mo 함유량이 과잉으로 되면 인성이 열화된다. 이러한 점에서 Mo 함유량의 상한은 2％ 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.5％ 이하로 하는 것이 좋다.

[Ca:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음), Mg:0.005％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 REM:0.02％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상]

Ca, Mg 및 REM(희토류 원소)은 모두 황화물을 형성하여, MnS의 신장을 방지함으로써, 인성을 개선하는 효과를 갖고, 요구 특성에 따라서 첨가할 수 있다. 따라서, Ca, Mg 및 REM을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시키는 경우는, Ca, Mg 및 REM을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 5ppm 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나, 각각 상기 상한을 초과하여 함유시키면, 반대로 인성을 열화시킨다. 각각의 바람직한 상한은 Ca에서 0.0030％ 이하, Mg에서 0.0030％ 이하, REM에서 0.010％ 이하이다. 또한, 본 발명에 있어서, REM이라 함은, 란타노이드 원소(La으로부터 Ln까지의 15원소) 및 Sc(스칸듐)과 Y(이트륨)을 포함하는 의미이다.

[Zr:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음), Ta:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음) 및 Hf:0.1％ 이하(0％를 포함하지 않음)를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상]

이 원소는 N와 결합하여 질화물을 형성하고, 안정적으로 가열 시의 오스테나이트(γ) 입경의 성장을 억제하고, 최종적인 조직을 미세화하여, 인성을 개선하는 효과가 있다. 따라서, Zr, Ta 및 Hf을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 함유시키는 경우는, Zr, Ta 및 Hf을 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상을 0.03％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 단, 모두 0.1％를 초과하여 과잉으로 함유시키면 질화물이 조대화되어, 피로 특성을 열화시키므로 바람직하지 않다. 이러한 점에서, 모두 그 함유량을 0.1％ 이하로 하였다. 보다 바람직한 함유량은 모두 0.050％ 이하이고, 더욱 바람직한 함유량은 0.040％ 이하이다.

이하 본 발명을 실시예에 의해 더욱 상세하게 설명하지만, 하기 실시예는 본 발명을 한정하는 성질의 것이 아니라, 전ㆍ후술하는 취지에 비추어 설계 변경하는 것은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함되는 것이다.

실시예

하기 표 1에 화학 성분 조성을 나타내는 각종 용강(중탄소강)을, 통상의 용제법에 의해 용제하고, 이 용강을 냉각하여 분괴 압연 후에 단면 형상이 155㎜×155㎜인 빌렛으로 한 후, 열간 단조에 의해 직경:150㎜의 환봉으로 성형하고, 기계 가공에 의해 압출 빌렛을 제작하였다. 또한, 하기 표 1에 있어서, REM은 La을 20％ 정도와 Ce을 40∼50％ 정도 함유하는 미슈 메탈의 형태로 첨가하였다. 하기 표 1 중 「-」는 원소를 첨가하고 있지 않은 것을 나타내고 있다.

상기 압출 빌렛을 사용하여, 외경:54㎜φ, 내경:38㎜φ의 압출관을 제작하고(압출 후, 720℃까지의 평균 냉각 속도:2℃/초), 다음에 냉간 가공(인발 가공, 압연 가공), 어닐링(하기 표 2), 산세를 복수회 반복하여, 외경:16㎜, 내경:7.6㎜ 또는 8.0㎜의 중공 심리스 파이프를 제작하였다(하기 표 2). 이때, 내경이 7.6㎜인 중공 심리스 파이프에 대해서는, 연마지를 사용하여, 전체 길이에 걸쳐서 내표층을 연마하고, 내표층을 최대 0.2㎜(50∼200㎛) 연마 제거하였다(최종의 내경이 7.7∼8.0㎜).

얻어진 중공 심리스 파이프에 대해, 내표층부의 탈탄층 깊이, 내표면의 흠집 깊이(흠집 깊이), 흠집의 폭(흠집 폭), 조대 탄화물(원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물)의 개수 밀도를 다음의 방법에 의해 조사하였다.

[탈탄층 깊이의 측정]

중공 심리스 파이프를, 이를 횡단하여 시험편으로 하고, JIS G0558에 따라서 광학 현미경 관찰로부터, 내표층부 있어서의 탈탄층(전체 탈탄층)의 깊이를 계측하였다.

탈탄층의 깊이가 100㎛ 이하인 것의 평가를 합격으로 하고(「○」 표시로 나타냄), 탈탄층의 깊이가 100㎛를 초과하는 것의 평가를 불합격으로 하고(「×」 표시로 나타냄), 그 결과를 하기 표 3에 나타냈다.

[내표면의 흠집 깊이, 흠집 폭의 측정]

내표면의 흠집에 관해서는, 임의의 횡단면(파이프의 축 직각 단면)을 관찰하기 위해, 절단, 수지 매립, 연마하여, 관찰 시료로 하고, 광학 현미경으로 관찰하여, 내표면 흠집의 형태를 관찰하였다. 횡단면에서 관찰된 가장 깊은 흠집의 깊이 및 폭을 측정하였다.

[조대 탄화물의 개수 밀도의 측정 방법]

내표층의 조대 탄화물의 개수 밀도에 관해서는, 임의의 횡단면(파이프의 축 직각 단면)을 관찰하기 위해, 절단, 수지 매립, 연마하고, 피크럴 부식하여 관찰 시료로 하고, 주사형 전자 현미경(SEM)으로, 내표면으로부터 100㎛ 위치의 표층부를 관찰하였다(배율:3000배). SEM 사진에 기초하여(측정 개소:3개소), 화상 해석 소프트(Image-Pro)를 사용하여 탄화물 면적을 측정하고, 원 상당 직경으로 환산하였다. 그리고 원 상당 직경으로 500㎚ 이상의 탄화물에 대해, 개수 밀도를 측정하여, 평균하였다.

상기 각 중공 심리스 파이프를 다음의 조건으로 켄칭ㆍ템퍼링 처리한 후, 도 2의 (a)∼(b)[도 2의 (a)는 정면도, 도 2의 (b)는 시험편의 단부면을 도시하는 측면도]에 도시하는 원통형 시험편(1)을 가공하였다. 도면 중, 부호 1a는 원통형 시험편의 구속부, 부호 1b는 원통형 시험편의 중앙부, 부호 3은 시험편을 구속하는 지그를 나타낸다.

(켄칭ㆍ템퍼링 조건)

켄칭 조건:925℃에서 10분간 유지한 후, 유냉

템퍼링 조건:390℃에서 40분간 유지한 후, 수냉

[비틀림 피로 시험]

상기 원통형 시험편(1)을 사용하여, 비틀림 피로 시험을 실시하였다.

시험편 내경:7.7∼8.0㎜

구속부 외경:16㎜

중앙부 외경:12㎜

중앙부 판 두께:2.0∼2.15㎜

부하 응력(중앙부의 외표면 응력):550±375㎫

반복수:10⁵회 이상에서도 파단되지 않았던 것을 「○」, 10⁵회까지 파단된 것을 「×」로 하였다.

이 결과를, 일괄하여 하기 표 3에 나타낸다.

이들 결과로부터 명백해진 바와 같이, 적절한 제조 조건으로 얻어진 중공 심리스 파이프(시험 No.3, 4, 6, 10∼12, 14, 19∼23의 것:본 발명예)에서는, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키는 것으로 되어, 비틀림 피로 강도가 양호한 것이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

이에 대해, 시험 No.1, 2, 5, 7∼9, 13, 15∼18의 것(비교예)은 제조 방법이 적절하지 않으므로, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키지 않는 것으로 되어, 피로 강도가 열화되어 있는 것을 알 수 있다. 즉, 시험 No.1, 7의 것은 내표층의 연마를 행하지 않았던 것이고, 탈탄층 깊이가 크고, 또한 흠집 깊이가 크게 되어 있어, 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다. 시험 No.2의 것은 내표층의 연마에서 사용한 지립 입도(＃)가 작게 되어 있고, 흠집 깊이, 흠집 폭이 커져 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다.

시험 No.5의 것은 내표층의 연마량이 적은 것이고, 탈탄층 깊이가 크게 되어 있어, 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다. 시험 No.8의 것은 내표층의 연마량이 적고, 또한 내표층의 연마에서 사용한 지립 입도(＃)가 작게 되어 있고, 흠집 깊이 및 흠집 폭이 커져 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다.

시험 No.9의 것은 지립 입도가 작은 것이고, 흠집 폭이 크게 되어 있어, 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다. 시험 No.13의 것은 내표층의 연마에서 사용한 지립 입도(＃)가 크지만, 내표층의 연마량이 적은 것이고, 탈탄층 깊이가 커져 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다.

시험 No.15∼18의 것은 대기 중에서 어닐링을 행하고, 또한 어닐링 시의 온도가 낮은 것이고, 조대 탄화물의 개수 밀도가 크게 되어 있어, 피로 강도(내구성)가 저하되어 있다. 이 중, 시험 No.18의 것은 어닐링 온도를 850℃로 함으로써, 페라이트탈탄 생성에 의한 영향에 의해, 탈탄층 깊이가 크게 되어 있다.

이상, 본 발명의 실시 형태에 대해 설명하였지만, 본 발명은 상술한 실시 형태로 한정되는 것은 아니고, 특허 청구 범위에 기재한 한에 있어서 다양하게 변경하여 실시하는 것이 가능한 것이다.

본 출원은 2012년 4월 2일 출원의 일본 특허 출원(일본 특허 출원 제2012-084334)에 기초하는 것으로, 그 내용은 여기에 참조로서 도입된다.

본 발명에서는 소재로서의 강재의 화학 성분 조성을 적절하게 조정함과 함께, 그 제조 조건을 엄밀하게 규정함으로써, 내표층부에서의 탈탄층의 깊이를 최대한 저감함과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 형태를 제어하고, 또한 내표층부에 존재하는 조대 탄화물의 개수를 저감한 중공 심리스 파이프를 실현할 수 있고, 이러한 중공 심리스 파이프로 성형되는 스프링에 있어서 충분한 피로 강도를 확보할 수 있게 된다.

Claims

고강도 스프링용 중공 심리스 파이프이며, C:0.2∼0.7질량％, Si:0.5∼3질량％, Mn:0.1∼2질량％, Al:0질량％보다 크고 0.1질량％ 이하, Cr:0질량％보다 크고 3질량％ 이하, P:0질량％보다 크고 0.02질량％ 이하, S:0질량％보다 크고 0.02질량％ 이하 및 N:0질량％보다 크고 0.02질량％ 이하를 각각 함유하는 강재를 포함하고, 내표층부에 있어서의 전체 탈탄층의 깊이가 100㎛ 이하임과 함께, 내표면에 존재하는 흠집의 깊이가 40㎛ 이하, 흠집의 폭이 60㎛ 이하이고, 또한 내표층부에 존재하는 원 상당 직경으로 500㎚ 이상인 탄화물의 개수 밀도가 1.8×10^-2개/㎛² 이하인 것을 특징으로 하는, 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프.
제1항에 있어서, 이하의 (a)∼(f)로부터 선택되는 1종 이상을 더 함유하는 강재를 포함하는 것인, 고강도 스프링용 중공 심리스 파이프.
(a) B:0질량％보다 크고 0.015질량％ 이하
(b) V:0질량％보다 크고 1질량％ 이하, Ti:0질량％보다 크고 0.3질량％ 이하 및 Nb:0질량％보다 크고 0.3질량％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상
(c) Ni:0질량％보다 크고 3질량％ 이하 및 Cu:0질량％보다 크고 3질량％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상
(d) Mo:0질량％보다 크고 2질량％ 이하
(e) Ca:0질량％보다 크고 0.005질량％ 이하, Mg:0질량％보다 크고 0.005질량％ 이하 및 REM:0질량％보다 크고 0.02질량％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상
(f) Zr:0질량％보다 크고 0.1질량％ 이하, Ta:0질량％보다 크고 0.1질량％ 이하 및 Hf:0질량％보다 크고 0.1질량％ 이하를 포함하는 군으로부터 선택되는 1종 이상.