KR20150133850A

KR20150133850A - 내피로 특성이 우수한 스프링강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20150133850A
Application number: KR1020157030973A
Authority: KR
Inventors: 마사후미 미야자키; 히데아키 야마무라; 마사유키 하시무라; 다카시 후지타
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2013-04-23
Filing date: 2013-04-23
Publication date: 2015-11-30
Also published as: WO2014174587A1; KR101742902B1; EP2990496A4; JPWO2014174587A1; CN105121680B; US10350676B2; EP2990496A1; JP6036997B2; CN105121680A; EP2990496B1; US20160151832A1

Abstract

이 스프링강은, 소정의 화학 조성을 갖고, REM, O 및 Al을 포함하는 개재물에 TiN이 부착된, 최대 직경 2㎛ 이상의 복합 개재물을, 0.004개/㎟∼10개/㎟ 함유하고, 상기 복합 개재물의 최대 직경이 40㎛ 이하, 최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터, 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS 및 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN의 합계의 개수 밀도가 10개/㎟ 이하이다.

Description

내피로 특성이 우수한 스프링강 및 그 제조 방법 {SPRING STEEL HAVING EXCELLENT FATIGUE CHARACTERISTICS AND PROCESS FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 자동차의 현가 장치 등에 사용되는 스프링용 강과 그 제조 방법에 관한 것이다.

본 발명은 특히, REM 개재물의 생성을 제어하여, 알루미나, TiN, MnS 등의 유해한 개재물의 악영향을 해소하고, 우수한 내피로 특성을 갖는 스프링강과 그 제조 방법에 관한 것이다.

스프링강은, 자동차의 현가 장치의 현가 스프링 등에 사용되는 것으로, 높은 피로 강도가 요구된다.

특히 최근, 배기 가스 저감이나 연비 개선을 목적으로 하여, 자동차의 경량화나 고출력화의 요망이 높아지고, 엔진이나 서스펜션 등에 사용되는 현가 스프링은, 고응력 설계가 지향되고 있다.

그로 인해, 스프링강은, 고강도화 및 세경화되어 가는 방향에 있고, 부하 응력은 점점 증대되는 것이 예상되고 있다.

이로 인해, 피로 강도가 보다 높고, 내세틀링성이 한층 더 우수한 고성능의 스프링강이 요구되고 있다.

스프링강의 내피로 특성이나 내세틀링성을 손상시키는 원인의 하나에, 강재 중에 존재하는, 알루미나나 TiN 등의 경질의 비금속 개재물, 및 MnS 등의 조대한 개재물(이하, 이들을 개재물이라 호칭함)이 있다.

이들 개재물은 응력의 집중 기점으로 되기 쉽다.

또한, 현가 스프링의 표면 도장이 박리되어 노출된 소재 표면이 부식되고, 부착된 수분으로부터 수소가 강 중에 침입하여 피로 강도가 저하되는 경우가 있다.

이 경우, 개재물이 수소의 트랩 사이트로 되어 수소가 강 중에 집적되기 쉬워진다.

이로 인해, 개재물 자신과 수소의 영향이 중첩되어, 피로 강도를 저하시키는 원인으로 된다.

이러한 관점에서, 스프링강의 내피로 특성이나 내세틀링성을 개선하기 위해, 강재 중에 존재하는 알루미나, MnS 및 TiN을 최대한 저감시키는 것이 필요하다.

알루미나 개재물은, 전로나 진공 처리 용기에서 정련된 용강 중에 다량의 용존 산소가 포함되므로, 이 과잉 산소가 산소와 친화력이 강한 Al에 의해 탈산되어 생성된다.

또한, 레이들 등은, 알루미나계 내화물로 구축되는 경우가 많다.

따라서, Al 탈산이 아니라, Si나 Mn으로 탈산한 경우에 있어서도, 용강과 내화물의 반응에 의해, 내화물인 알루미나가 해리되고, 용강 중에 Al로서 용출된다.

그리고, 이 용출된 Al이 재산화되어 용강 중에 알루미나가 생성된다.

용강 중의 알루미나 개재물은, 응집·합체하여 클러스터화되기 쉽다.

이 클러스터화된 알루미나 개재물은, 제품에 잔류하여 피로 강도에 중대한 악영향을 미친다.

따라서, 알루미나 개재물의 저감·제거를 위해, RH 진공 탈가스 장치나 분체 취입 장치 등의 2차 정련 장치의 적용에 의한 탈산 생성물의 저감을 중심으로 하여,

(1) 단기, 슬래그 개질 등에 의한 재산화 방지,

(2) 슬래그 커트에 의한 혼입 산화물계 개재물의 저감

등의 조합에 의해 개재물을 저감시키고, 고청정화를 도모해 왔다.

한편, 알루미나계 개재물을 개질하고 미세화, 무해화하는 기술로서는, 특허문헌 1에 개시되는 바와 같이, 용강 중에 Mg 합금을 첨가함으로써, 알루미나를, 스피넬(MgO·Al₂O₃) 또는 MgO로 개질하는 방법이 알려져 있다.

이 방법에 따르면, 알루미나의 응집에 의한 조대화를 방지하고, 강재 품질에 대한 알루미나의 악영향을 피할 수 있다.

단, 이 방법에서는, 산화물계 개재물에 있어서의 결정상의 존재에 의해 열간 압연 시의 연질화나 신선 가공 시의 개재물의 파쇄성이 충분하지 않다.

이로 인해, 개재물의 소형화는 불충분해진다.

이에 반해, 특허문헌 2에서는, 강선재의 길이 방향 종단면에 있어서의 두께 2㎛ 이상의 SiO₂-Al₂O₃-CaO계 산화물의 평균 조성을, SiO₂:30∼60％, Al₂O₃:1∼30％, CaO:10∼50％로 하고, 복합계 산화물의 융점을, 1400℃ 이하, 바람직하게는 1350℃ 이하로 제어한 후에, 또한 이들 산화물에, B₂O₃:0.1∼10％를 함유시켜, 산화물계 개재물을 미세하게 분산시키고, 신선 가공성이나 피로 강도를 현저하게 향상시키는 것이 제안되어 있다.

그러나, 이러한 B₂O₃의 첨가는, CaO-Al₂O₃-SiO₂나 CaO-Al₂O₃-SiO₂-MgO₂계 복합 산화물의 결정화의 억제에는 유효하지만, 스프링강의 피로 축적원으로 되어 파괴 기점으로 되는 알루미나 클러스터나 TiN, MnS의 억제 또는 무해화에는 유용하다고는 할 수 없다.

또한, 산 가용 Al로 0.005질량％ 이상을 함유하는 Al 킬드강을 제조하는 데 있어서, 용강 중에, Ca, Mg 및 REM의 2종 이상과 Al로 이루어지는 합금을 투입하고, 생성되는 개재물 중의 Al₂O₃를 30∼85질량％로 조정하는 클러스터가 없는 Al 킬드강의 제조 방법이 알려져 있다.

예를 들어, 특허문헌 3에 개시되는 바와 같이, REM을 첨가하는 경우, 알루미나 클러스터 생성 방지를 위해, REM, Mg, Ca로부터 선택된 2종 이상을 첨가함으로써, 저융점의 복합 개재물로 한다.

이 기술은, 슬리버 흠집 방지에는 유효할 수도 있지만, 개재물을, 스프링강에서 요구되는 레벨의 사이즈까지 저감시킬 수는 없다.

이것은, 저융점 개재물로 하면, 이들 개재물이 응집·합체하여, 보다 조대화되어 버리기 때문이다.

REM의 0.010질량％를 초과하는 첨가는 개재물을 증가시키고, 오히려, 피로 수명을 저하시키므로, 예를 들어 특허문헌 4에 개시되는 바와 같이, REM 첨가량을 0.010질량％ 이하로 할 필요가 있는 것도 알려져 있다.

그러나, 특허문헌 4에는, 그 메커니즘이나 개재물의 조성 및 존재 상태에 대해서는 개시되어 있지 않다.

또한, MnS 등의 황화물은, 압연 등의 가공에 의해 연신되고, 피로 축적원으로 되어 파괴 기점으로 되고, 내피로 특성을 열화시킨다.

따라서, 내피로 특성을 개선하기 위해, 연신되는 황화물을 억제할 필요가 있다.

황화물의 생성을 방지하는 방법으로서, Ca를 첨가하여 탈황하는 방법이 알려져 있다.

그러나, Ca의 첨가에 의해 형성되는 Al-Ca-O는 연신되기 쉽고, 피로 축적원이나 파괴 기점으로 되기 쉽다고 하는 문제가 있다.

또한, TiN은, 매우 경질이며 또한 뾰족한 형상으로 석출되므로, 피로 축적원으로 되어 파괴 기점으로 되고, 내피로 특성에 대해 영향이 크다.

예를 들어, 특허문헌 5에 개시되는 바와 같이, Ti가 0.001질량％를 초과하면 내피로 특성이 악화된다.

그 대책으로서, Ti를 0.001질량％ 이하로 조정하는 것이 중요하지만, Ti는, Si 합금에 포함되어 있고, 불순물로서 혼입을 피할 수 없다.

또한, N을 용강 단계에서 혼입시키지 않는 것도 필요해지지만, 제강 비용이 높아져 버려 현실적이지는 않다.

일본 특허 출원 공개 평05-311225호 공보 일본 특허 출원 공개 제2009-263704호 공보 일본 특허 출원 공개 평09-263820호 공보 일본 특허 출원 공개 평11-279695호 공보 일본 특허 출원 공개 제2004-277777호 공보

본 발명의 목적은, 스프링강의 내피로 특성을 손상시키는 알루미나, TiN 및 MnS를 무해화하여, 내피로 특성이 우수한 스프링강과 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.

본 발명의 요지는, 다음과 같다.

(1) 본 발명의 제1 형태는, 화학 조성이, 질량％로, C:0.4％∼0.9％ 미만, Si:1.0％∼3.0％, Mn:0.1％∼2.0％, Al:0.01％∼0.05％, REM:0.0001％∼0.005％, T.O:0.0001％∼0.003％, Ti:0.005％ 미만, N:0.015％ 이하, P:0.03％ 이하, S:0.03％ 이하, Cr:0％∼2.0％, Cu:0％∼0.5％, Ni:0％∼3.5％, Mo:0％∼1.0％, W:0％∼1.0％, B:0％∼0.005％, V:0％∼0.7％, Nb:0％∼0.05％, Ca:0％∼0.0020％, 잔량부:철 및 불순물이며, REM, O 및 Al을 포함하는 개재물에 TiN이 부착된, 최대 직경 2㎛ 이상의 복합 개재물을, 0.004개/㎟∼10개/㎟ 함유하고, 상기 복합 개재물의 최대 직경이 40㎛ 이하이며, 최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터, 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS 및 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN의 합계의 개수 밀도가 10개/㎟ 이하인 스프링강이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 스프링강은, Cr:0.05％ 이상, 2.0％ 이하, Cu:0.1％ 이상, 0.5％ 이하, Ni:0.1％ 이상, 3.5％ 이하, Mo:0.05％ 이상, 1.0％ 이하, W:0.05％ 이상, 1.0％ 이하, B:0.0005％ 이상, 0.005％ 이하, V:0.05％ 이상, 0.7％ 이하, Nb:0.005％ 이상, 0.05％ 이하 및 Ca:0.0001％ 이상, 0.0020％ 이하로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소를 함유해도 된다.

(3) 본 발명의 제2 형태는, 상기 (1)에 기재된 화학 조성의 용강을, 진공 탈가스를 포함하는 레이들 정련으로 제조할 때, 우선, Al을 사용하여 탈산을 행하고, 이어서, REM을 사용하여, 5분 이상 탈산하는 공정과, 상기 용강을 주형 내에서 주조할 때, 상기 주형 내에서, 상기 용강을, 수평 방향으로 0.1m/분 이상으로 선회시키는 공정과, 상기 주조에서 얻은 주조편을, 균열화 처리에서, 1250∼1200℃의 온도 영역에서 60초 이상 유지하고, 그 후, 분괴 압연하는 공정을 구비하는 상기 (1)에 기재된 스프링강의 제조 방법이다.

(4) 본 발명의 제3 형태는, 상기 (1)에 기재된 스프링강으로 이루어지는 스프링이다.

상기 형태에 따르면, 스프링강에 있어서, 알루미나를 REM-Al-O 개재물로 개질하여 조대화를 방지할 수 있고, 또한 S를 REM-Al-O-S 개재물로서 고정화하여 조대 MnS를 억제하고, 또한 REM-Al-O 개재물 또는 REM-Al-O-S의 개재물에 TiN을 복합시킴으로써 유해한 단독의 TiN의 개수 밀도를 줄일 수 있으므로, 내피로 특성이 우수한 스프링강을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 스프링강 중에 관찰된, REM-Al-O 개재물에 TiN이 복합 석출된 복합 개재물의 예를 나타내는 도면이다.

본 발명자들은, 종래 기술의 문제점을 해결하기 위해, 예의 실험, 검토를 거듭하였다.

그 결과, 스프링강에 있어서의 유해 개재물의 억제와 형태를 제어하기 위해, REM의 함유량을 조정함과 함께, 탈산 프로세스 및 스프링강 제조 프로세스를 제어함으로써, 알루미나를 REM, O 및 Al을 포함하는 산화물(이하 「REM-Al-O」라 하는 경우가 있음)로 개질하여 산화물의 조대화를 방지할 수 있고, 또한 S를 REM, O, S 및 Al을 포함하는 산 황화물(이하 「REM-Al-O-S」라 하는 경우가 있음)로서 고정화하여 조대 MnS를 억제하고, 또한 REM-Al-O의 개재물 또는 REM-Al-O-S의 개재물에 TiN을 복합시킴으로써 유해한 TiN의 개수 밀도를 줄일 수 있는 것을 발견하였다.

이하에, 상술한 지식에 기초하여 이루어진 본 발명의 실시 형태에 관한 내피로 특성이 우수한 스프링강과 그 제조 방법을 상세하게 설명한다.

우선, 본 실시 형태에 관한 스프링강의 성분 조성과 그 한정 이유에 대해 설명한다.

또한, 하기의 원소의 함유량에 관한 ％는 질량％를 의미한다.

C:0.4％ 이상, 0.9％ 미만

C는, 강도를 확보하는 데 유효한 원소이다.

그러나, C 함유량이 0.4％ 미만인 경우, 최종 스프링 제품에 높은 강도를 부여하는 것이 곤란하다.

한편, C 함유량이 0.9％ 이상으로 되면, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 초석 시멘타이트가 과잉으로 생성되어, 가공성이 현저하게 열화된다.

따라서, C 함유량은, 0.4％ 이상, 0.9％ 미만으로 한다.

C 함유량은, 바람직하게는 0.45％ 이상, 보다 바람직하게는 0.5％ 이상이다.

또한, C 함유량은, 바람직하게는 0.7％ 이하, 보다 바람직하게는 0.6％ 이하이다.

Si:1.0％ 이상, 3.0％ 이하

Si는, 켄칭성을 높여 피로 수명을 향상시키는 데 유효한 원소이며, 1.0％ 이상 함유시킬 필요가 있다.

한편, Si 함유량이 3.0％를 초과하면, 펄라이트 중의 페라이트상의 연성이 저하된다.

Si에는, 스프링에 있어서 중요한 내세틀링 특성을 높이는 작용도 있지만, Si 함유량이 3.0％를 초과하면, 그 효과는 포화되어 비용이 증가하고, 또한 탈탄을 조장한다.

따라서, Si 함유량은, 1.0％ 이상, 3.0％ 이하로 한다.

Si 함유량은, 바람직하게는 1.2％ 이상, 보다 바람직하게는 1.3％ 이상이다.

또한, Si 함유량은, 바람직하게는 2.0％ 이하, 보다 바람직하게는 1.9％ 이하이다.

Mn:0.1％ 이상, 2.0％ 이하

Mn은, 탈산 및 강도 확보를 위해 유효한 원소이며, 0.1％ 미만의 함유량에서는, 그 효과가 발현되지 않는다.

한편, Mn 함유량이 2.0％를 초과하면, 편석이 발생하기 쉬워지고, 편석부에 마이크로 마르텐사이트가 생성되어, 가공성 및 내피로 특성이 열화된다.

따라서, Mn 함유량은, 0.1％ 이상, 2.0％ 이하로 한다.

Mn 함유량은, 바람직하게는 0.2％ 이상, 보다 바람직하게는 0.3％ 이상이다.

또한, Mn 함유량은, 바람직하게는 1.5％ 이하, 보다 바람직하게는 1.4％ 이하이다.

REM:0.0001％ 이상, 0.005％ 이하

REM은, 강력한 탈황, 탈산 원소이며, 본 실시 형태에 관한 스프링강에 있어서, 극히 중요한 역할을 한다.

여기서, REM이라 함은, 원자 번호가 57인 란탄으로부터 71인 루테튬까지의 15 원소에, 원자 번호 21의 스칸듐과 원자 번호 39의 이트륨을 더한 합계 17 원소의 총칭을 말한다.

REM은, 우선, 강 중의 알루미나와 반응하고, 알루미나 중의 O를 빼앗고, REM-Al-O 개재물이 생성된다. 이어서, 강 중의 S를 흡수하여, REM-Al-O-S 개재물이 생성된다.

본 실시 형태에 관한 스프링강에 있어서의 REM의 기능은 이하와 같다.

알루미나를 REM, O 및 Al을 포함하는 REM-Al-O로 개질하여 산화물의 조대화를 방지한다.

Al, REM, O 및 S를 포함하는 REM-Al-O-S의 형성에 의해, S를 고정화하여 조대 MnS의 생성을 억제한다.

또한, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S를 핵 생성 사이트로서 TiN이 복합 석출되어, REM-Al-O-(TiN) 또는 REM-Al-O-S-(TiN)을 주된 구조로 하는 대략 구상의 복합 개재물이 형성되고, 경질이며 뾰족한 각형 형상의 단독의 TiN의 석출량을 저감시킨다.

여기서, (TiN)은 REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S의 표면에 TiN이 부착되어 복합화되어 있는 것을 나타낸다.

이 REM-Al-O-(TiN) 또는 REM-Al-O-S-(TiN)을 주된 구조로 하는 복합 개재물은, TiN의 단독 석출물과 달리, 예를 들어 도 1에 나타내는 바와 같이 대략 구상화되어 있어, 복합 개재물의 주위에서 응력 집중하기 어렵다.

또한, REM-Al-O-(TiN) 또는 REM-Al-O-S-(TiN) 복합 개재물은, 크기가 직경으로 1∼5㎛이며, 연신 조대화나 클러스터화는 되어 있지 않다.

이로 인해, 파괴 기점으로 되지 않으므로, 무해 개재물이다.

여기서, 대략 구상이라 함은, 예를 들어 도 1에 나타내는 바와 같이, 개재물 표면의 최대 요철이 0.5㎛ 이하이며, 또한 개재물의 긴 직경을 짧은 직경으로 나눈 값이 3 이하인 것을 의미한다.

또한, TiN이 복합 석출되는 이유는, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S의 결정 격자 구조와 TiN의 결정 격자 구조에 유사한 점이 많기 때문이라고 추정된다.

본 실시 형태에 관한 스프링강의 REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S에, Ti는 산화물로서 포함되지 않는다.

이것은, 본 실시 형태에 관한 스프링강의 T.O(전 산소량)가 낮고, Ti 산화물의 생성이 극히 적기 때문이라고 생각된다.

또한, 개재물에 Ti가 산화물로서 포함되지 않으므로, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S의 결정 격자 구조와 TiN의 결정 격자 구조가 유사한 관계로 되었다고 생각된다.

또한, REM은, 알루미나를 REM-Al-O로 개질하여 응집 합체를 억제함으로써, 조대한 알루미나 클러스터를 방지하는 기능을 갖는다.

이상의 효과를 발현시키기 위해서는, 강에 일정량 이상의 REM을 함유시켜, 알루미나를 REM-Al-O로 개질할 필요가 있다.

또한, S량에 따라, 일정량 이상의 REM을 강에 함유시켜, REM-Al-O-S 개재물을 형성하여, S를 고정할 필요가 있다.

이들 관점에서 검토한 결과, REM이 0.0001％ 미만에서는 불충분한 것을 실험적으로 발견하였다.

따라서, REM 함유량은 0.0001％ 이상, 바람직하게는 0.0002％ 이상, 보다 바람직하게는 0.001％ 이상, 더욱 바람직하게는 0.002％ 이상으로 한다.

한편, REM 함유량이 0.005％를 초과하면, 불안정한 부착물이 내화물로부터 탈락함으로써 조대한 개재물이 제품에 혼입되기 쉬워져, 제품의 피로 강도가 저하된다.

따라서, REM 함유량은, 0.005％ 이하, 바람직하게는 0.004％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다.

Al:0.01％ 이상, 0.05％ 이하

Al은, 토탈 산소를 저감시키는 탈산 원소로서, 또한 강의 결정립을 조정하는 원소로서, 0.01％ 이상, 바람직하게는 0.02％ 이상 필요하다.

그러나, 0.05％를 초과하면, 결정립 조정 효과가 포화될 뿐만 아니라, 알루미나가 다수 잔존하므로 바람직하지 않다.

T.O(전 산소량):0.003％ 이하

O는, 탈산에 의해 강으로부터 제거되는 불순물 원소이지만, 잔존하는 것은 피할 수 없다. O는, REM-Al-O-(TiN) 또는 REM-Al-O-S-(TiN)을 주된 구조로 하는 복합 개재물을 생성시킨다.

단, T.O가 많아지고, 특히 0.003％를 초과하면, 알루미나 등의 산화물이 다수 발생하고, 피로 수명이 저하된다.

본 실시 형태에 관한 스프링강에 있어서, Ti, N, P 및 S는 불순물이며, 이하와 같이 제한된다.

Ti:0.005％ 미만

Ti는, Si 합금 등으로부터 혼입되는 불순물이며, TiN 등의 각형 형상의 조대 개재물을 형성한다.

이 조대 개재물은, 파괴 기점으로 되기 쉽고, 또한 수소의 트래핑 사이트로 되기 쉬우므로, 내피로 특성을 열화시킨다.

그로 인해, 상기 각형 형상의 조대 개재물의 생성을 억제하는 것이 매우 중요하다.

본 실시 형태에 관한 스프링강에 있어서는, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S에 TiN을 복합화시키고, 유해한 단독의 TiN을 생성하기 어렵게 할 수 있다.

실험적으로 검토한 결과, 단독 TiN의 생성을 방지하기 위해, Ti 함유량은 0.005％ 미만으로 제한한다.

Ti 함유량은, 바람직하게는 0.003％ 이하이다.

Ti 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 공업적으로 안정되게 저감시키는 것은 어렵고, 0.0005％가 공업적 하한이다.

N:0.015％ 이하

N은, 불순물이며, 질화물을 형성하여 내피로 특성을 열화시키고, 또한 변형 시효에 의해 연성 및 인성에 악영향을 미친다.

N 함유량은, 0.015％를 초과하면, 폐해가 현저해지므로, 0.015％ 이하, 바람직하게는 0.010％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.008％ 이하로 제한한다.

N 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 공업적으로 안정되게 저감시키는 것은 어렵고, 0.002％가 공업적 하한이다.

P:0.03％ 이하

P는, 불순물이며, 결정립계에 편석하여 피로 수명을 손상시키는 원소이다.

P 함유량이 0.03％를 초과하면, 피로 수명의 저하가 현저하므로, 0.03％ 이하, 바람직하게는 0.02％ 이하로 제한한다.

P 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 공업적으로 안정되게 저감시키는 것은 어렵고, 0.001％가 공업적 하한이다.

S:0.03％ 이하

S는, 불순물이며, 황화물을 형성하는 원소이다.

S 함유량은, 0.03％를 초과하면, 조대한 MnS가 생성되고, 피로 수명을 손상시키므로, 0.03％ 이하, 바람직하게는 0.01％ 이하로 제한한다.

S 함유량의 하한은 0％를 포함하지만, 공업적으로 안정되게 저감시키는 것은 어렵고, 0.001％가 공업적 하한이다.

이상이 본 실시 형태에 관한 스프링강의 기본적인 성분 조성이며, 잔량부는, 철 및 불순물만으로 이루어진다.

또한, 「잔량부는, 철 및 불순물만으로 이루어진다」에 있어서의 「불순물」이라 함은, 강을 공업적으로 제조할 때에, 원료로서의 광석, 스크랩 또는 제조 환경 등으로부터 혼입되는 것을 가리킨다.

단, 상술한 원소에 더하여, 이하의 원소를 선택적으로 함유해도 된다.

이하, 선택 원소에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 스프링강은, Cr:2.0％ 이하, Cu:0.5％ 이하, Ni:3.5％ 이하, Mo:1.0％ 이하, W:1.0％ 이하 및 B:0.005％ 이하의 1종 이상을 함유해도 된다.

Cr:2.0％ 이하

Cr은, 강도를 향상시키고, 또한 켄칭성을 높여 피로 수명을 향상시키는 데 유효한 원소이다.

켄칭성이나 템퍼링 연화 저항을 필요로 하는 경우에, Cr을 0.05％ 이상 함유시키면 그 효과를 안정적으로 발휘시킬 수 있다.

특히, 우수한 템퍼링 연화 저항을 얻기 위해서는, Cr을 0.5％ 이상, 바람직하게는 0.7％ 이상 함유시킨다.

한편, Cr은, 함유량이 2.0％를 초과하면 강재의 경도가 상승하여 냉간 가공성이 열화되므로, 2.0％ 이하의 함유량으로 한다.

특히, 냉간에서 코일링하는 경우, 그 가공에서의 안정성을 높이기 위해서는, 1.5％ 이하의 Cr 함유량이 바람직하다.

Cu:0.5％ 이하

Cu는, 켄칭성에 영향을 미치지만, 그 이상으로, 내식성이나 탈탄 억제에 효과가 있는 원소이다.

Cu 함유량이 0.1％ 이상, 바람직하게는 0.2％ 이상이면, 부식이나 탈탄을 억제하는 효과가 발현된다.

그러나, Cu를 다량으로 함유하면 열간 연성의 저하를 초래하고, 주조, 압연이나 단조 등의 제조 공정에서의 균열이나 흠집의 원인으로 되므로, Cu 함유량은 0.5％ 이하, 바람직하게는 0.3％ 이하로 한다.

Cu에 의한 열간 연성의 저하는, 후술하는 바와 같이, Ni를 함유시킴으로써 완화할 수 있고, Cu 함유량≤Ni 함유량으로 하면, 열간 연성의 저하를 억제하고, 양호 품질을 유지할 수 있다.

Ni:3.5％ 이하

Ni는, 강의 강도 및 켄칭성의 향상에 유효한 원소이다. Ni 함유량을 0.1％ 이상으로 함으로써, 이 효과가 발현된다.

Ni는, 켄칭 후의 잔류 오스테나이트량에도 영향을 미치고, Ni 함유량이 3.5％를 초과하면, 잔류 오스테나이트량이 커지고, 켄칭 후에도 연질인 상태에서, 스프링으로서의 성능이 부족한 경우가 있다.

이와 같이, Ni 함유량이 3.5％ 초과로 되면, 제품 재질의 불안정을 초래하므로, Ni 함유량은 3.5％ 이하로 한다.

덧붙여 말하면, Ni는 고가의 원소이며, 제조 비용의 관점에서 억제하는 것이 바람직하다.

잔류 오스테나이트나 켄칭성의 관점에서, Ni 함유량은 2.5％ 이하가 보다 바람직하고, 1.0％ 이하가 더욱 바람직하다.

Cu를 함유한 경우, Ni는, 그 폐해를 억제하는 효과가 있다.

즉, Cu는, 강의 열간 연성을 저하시키는 원소이며, 종종 열간 압연이나 열간 단조에 있어서 균열이나 흠집의 원인으로 된다.

그러나, Ni를 함유하면, Cu와의 합금상을 형성하고 열간 연성의 저하를 억제한다.

Cu가 혼입되어 있는 경우, Ni 함유량은 0.1％ 이상이 바람직하고, 0.2％ 이상이 더욱 바람직하다.

또한, Cu와의 관계에 있어서는, Cu 함유량≤Ni 함유량이 바람직하다.

Mo:1.0％ 이하

Mo는, 켄칭성을 높이는 원소이며, 또한 템퍼링 연화 저항의 향상에도 유효한 원소이다.

특히, 템퍼링 연화 저항을 높이기 위해서는, Mo 함유량을 0.05％ 이상으로 한다. Mo는, 강 중에서 Mo계 탄화물을 생성하는 원소이기도 하다.

Mo계 탄화물이 석출되는 온도는, V 등의 탄화물에 비교하면 낮고, 비교적 저온에서 템퍼링하는 고강도의 스프링강에 대해 유효한 원소이다.

이 효과는, 0.05％ 이상의 Mo 함유량에서 발현된다. Mo 함유량은, 바람직하게는 0.1％ 이상이다.

한편, Mo 함유량이 1.0％를 초과하면, 열간 압연이나, 가공 전의 열처리에서의 냉각 시에 과냉 조직을 발생시키기 쉬워진다.

자연 균열이나 가공 시의 균열의 원인으로 되는 과냉 조직의 생성을 억제하기 위해, Mo 함유량은 1.0％ 이하, 바람직하게는 0.75％ 이하로 한다.

또한, 스프링 제조 시의 품질의 편차를 억제하고, 제조 안정성을 확보하는 것을 중시하면, Mo 함유량은 0.5％ 이하가 바람직하다.

또한, 냉각 시의 온도 편차-변태 변형을 정밀하게 제어하여 형상 정밀도를 안정시키기 위해서는, Mo 함유량은 0.3％ 이하가 바람직하다.

W:1.0％ 이하

W는, Mo와 마찬가지로, 켄칭성 및 템퍼링 연화 저항의 향상에 유효한 원소이며, 또한 강 중에서 탄화물로서 석출되는 원소이다.

특히, 높은 템퍼링 연화 저항을 얻기 위해서는, W 함유량을 0.05％ 이상, 바람직하게는 0.1％ 이상으로 한다.

한편, W 함유량이 1.0％를 초과하면, 열간 압연이나, 가공 전의 열처리에서의 냉각 시에 과냉 조직이 발생하기 쉬워진다.

자연 균열이나 가공 시의 균열의 원인으로 되는 과냉 조직의 생성을 억제하기 위해, W 함유량은 1.0％ 이하, 바람직하게는 0.75％ 이하로 한다.

B:0.005％ 이하

B는, 미량의 함유량으로, 강재의 켄칭성을 높이는 원소이다.

또한, 모재가 고C재인 경우, B는, 열간 압연 후의 냉각 과정에서 붕소 철 탄화물을 생성하고, 페라이트의 성장 속도를 증가시키고, 연질화를 촉진한다.

또한, B는, 0.0005％ 이상 함유시킴으로써, 오스테나이트 입계에 편석하여 P의 편석을 억제하므로, 입계 강도를 향상시키고, 이에 의해, 피로 강도, 충격 강도의 향상에도 기여한다.

그러나, B 함유량은, 0.005％를 초과하면, 그 효과가 포화되고, 주조, 압연 및 단조 등의 제조 시에, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 소위 과냉 조직이 생성되기 쉽고, 제품의 제조성이나 충격 강도를 열화시키는 경우가 있으므로, 0.005％ 이하, 바람직하게는 0.003％ 이하로 한다.

본 실시 형태에 관한 스프링강은, 질량％로, V:0.7％ 이하 및 Nb:0.05％ 이하의 1종 이상을 더 함유해도 된다.

V:0.7％ 이하

V는, 강 중의 C, N과 결부되어, 질화물, 탄화물, 탄질화물을 생성하는 원소이며, 통상, 원 상당 직경이 0.2㎛ 미만인 미세한 V의 질화물, 탄화물, 탄질화물로 되고, 템퍼링 연화 저항의 향상, 항복점의 상승 및 구 오스테나이트의 미세화에 유효하다.

V는, 템퍼링에 의해 강재 중에 충분히 석출시키면, 경도나 인장 강도를 상승시킬 수 있으므로, 필요에 따라 함유시키는 선택 원소로 한다.

이들 효과를 얻기 위해서는, V 함유량을 0.05％ 이상, 바람직하게는 0.06％ 이상으로 한다.

한편, V 함유량이 0.7％를 초과하면, 탄화물이나 탄질화물이, 켄칭 전의 가열에서도 충분히 용해되지 않고, 조대한 구상 탄화물로서, 소위 미용해 탄화물로서 잔류하고, 가공성이나 내피로 특성을 손상시키므로, 0.7％ 이하로 한다.

V를 과잉으로 함유시키면, 가공 전에, 균열이나 신선 시의 단선의 원인으로 되는 과냉 조직이 발생하기 쉬워지므로, V 함유량은 0.5％ 이하가 바람직하다.

스프링 제조 시의 품질의 편차를 억제하고, 제조 안정성을 확보하는 것을 중시하면, V 함유량은 0.3％ 이하가 바람직하다.

또한, V는, 잔류 오스테나이트의 생성에 크게 영향을 미치는 원소이므로, 정밀하게 제어할 필요가 있다.

즉, 다른 켄칭성 향상 원소, 예를 들어 Mn, Ni, Mo 및 W의 1종 이상을 함유하는 경우, V 함유량은 0.25％ 이하가 바람직하다.

Nb:0.05％ 이하

Nb는, 강 중의 C, N과 결부되어, 질화물, 탄질화물, 탄화물을 생성한다.

Nb는, 미량이라도, Nb를 함유하지 않는 경우에 비해, 조대립의 생성 억제에 극히 유효하다.

이러한 효과는 Nb 함유량을 0.005％ 이상으로 함으로써 발현된다.

한편, Nb는, 열간 연성을 저하시키는 원소이며, 과잉으로 함유하면, 주조, 압연, 단조에 있어서의 균열의 원인으로 되고, 제조성을 크게 손상시킨다.

그로 인해, Nb 함유량은 0.05％ 이하로 한다.

또한, 냉간 코일링성 등의 가공성을 중시하는 경우에는, Nb 함유량을 0.03％ 미만, 나아가서는, 0.02％ 미만으로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 스프링강은, 질량％로, Ca:0.0020％ 이하를 더 함유해도 된다.

Ca:0.0020％ 이하

Ca는, 강력한 탈황 작용을 갖고, MnS의 생성을 억제하기 위해서는 효과가 있으므로, 탈황의 목적으로, 0.0001％ 이상 함유해도 된다.

그러나, Ca는, 강 중의 REM-Al-O 개재물 또는 REM-Al-O-S 개재물이 Ca를 흡수하고, REM-Ca-Al-O 또는 REM-Ca-Al-O-S를 형성한다.

REM-Al-O 및 REM-Al-O-S에 비해, REM-Ca-Al-O 및 REM-Ca-Al-O-S는, 산소 함유량이 많은 산화물 주체의 경우에는 그 크기가 커지는 경향이 있다. 또한, REM-Ca-Al-O 및 REM-Ca-Al-O-S는, TiN을 복합 석출시키는 능력이 떨어지므로, TiN의 무해화의 관점에서는, Ca는 적은 편이 바람직하다.

이 이유는, REM-Ca-Al-O 및 REM-Ca-Al-O-S는, REM-Al-O 및 REM-Al-O-S에 비해, TiN과의 결정 격자 구조의 유사성이 떨어지기 때문이라고 추정된다.

또한, 강 중의 Ca 함유량이 0.0020％를 초과하면, 저융점의 Al-Ca-O 산화물이 많이 생성되고, 압연 등에 의해 연신되어 조대한 개재물로 되고, 피로 축적원이나 파괴 기점으로 된다.

그로 인해, Ca는 선택 원소로 하고, 0.0001％ 이상, 0.0020％ 이하로 한다.

다음으로, 개재물에 의한 피로 수명에의 영향에 대해 설명한다.

본 발명자들은, 예의 검토한 결과,

(1) 도 1에 나타내는 바와 같이, REM, O 및 Al을 포함하는 개재물, 또는 REM, O, S 및 Al을 포함하는 개재물에 TiN이 부착된, 최대 직경 2㎛ 이상의 복합 개재물을, 0.004개/㎟ 이상 함유함으로써, 단독으로 석출되는 TiN의 생성이 억제되고, 피로 수명의 향상이 도모되는 것,

(2) 단, 상기한 복합 개재물이라도, 그 원 상당 직경이 40㎛를 초과하는 치수의 것이 관찰되게 되면, 피로 강도가 저하되는 경향이 있는 것, 및

(3) 상기한 복합 개재물과는 별도로 단독으로 존재하는, 피로 수명에 미치는 악영향이 등가인 하기의 개재물 (a), (b), (c)의 합계수가 10개/㎟ 이하이면, 양호한 피로 수명이 얻어지는 것

을 실험적으로 발견하였다.

(a) 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS(연신된 MnS)

(b) 최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터

(c) 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN(단독의 TiN)

본 실시 형태에 관한 스프링강 중에서는, 알루미나가 REM-Al-O로 개질되므로, 내피로 특성 등에 유해한 알루미나 클러스터의 생성이 억제된다.

또한, S가 REM-Al-O-S로서 고정되므로, 연신되어, 내피로 특성 등을 열화시키는 MnS의 생성이 억제된다.

또한, 예를 들어 도 1에 나타내는 바와 같이, REM-Al-O-S에 TiN이 복합화되고, REM-Al-O-S-(TiN)을 주된 구조로 하는 대략 구상의 복합 개재물이 생성되므로, 피로 수명에 악영향을 미치는 단독으로 석출되는 TiN의 생성이 억제된다.

그 결과, (a) 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS(연신된 MnS), (b) 최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터, 및 (c) 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN(단독의 TiN)의 합계의 개수 밀도가 10개/㎟ 이하로 억제되고, 피로 수명이 개선된다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 스프링강의 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 스프링강용의 용강을 정련할 때, 탈산제의 투입 순서와 탈산 시간이 중요하다.

본 제조 방법에 있어서는, 우선, Al을 사용하여 탈산을 행하고, T.O(전 산소량)를 0.003％ 이하로 한다.

이어서, REM을 사용하여 5분 이상 탈산하여, 진공 탈가스를 포함하는 레이들 정련을 행한다.

REM에서의 탈산에 앞서, Al 이외의 원소를 사용하여 탈산하면, 산소량을 안정적으로 낮출 수 없다. 또한, Al을 사용한 탈산 후에, REM을 사용하여 탈산함으로써, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S에, TiN이 부착된 복합 개재물이 생성되기 쉬워진다.

또한, REM의 첨가 후 5분 미만의 탈산에서는, 알루미나를 충분히 개질할 수 없다.

본 제조 방법에 있어서는, 상기한 순서로 탈산제를 첨가함으로써, REM-Al-O 개재물이 생성되고, 유해한 알루미나의 생성이 억제된다.

REM의 첨가에는 미슈 메탈(희토류 원소의 혼합물) 등을 사용할 수 있고, 예를 들어 괴상의 미슈 메탈을 용강에 첨가하면 된다.

또한, 정련 말기에, Ca-Si 합금 또는 CaO-CaF₂ 플럭스 등의 첨가에 의해, Ca에 의한 탈황을 적절히 행하는 것도 가능하다.

레이들 정련된 용강 중의, 탈산에서 발생한 REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S는, 비중이 약 6이며, 강의 비중의 7에 가까우므로, 용강 중에서 부상 분리하기 어렵다.

그로 인해, 주형 내에 용강이 주입되었을 때에는 하강류에 의해 주조편 미응고층 깊이까지 침입하여, 주조편의 중심부에 편석하기 쉽다.

주조편의 중심부에, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S가 편석하면, 주조편의 표층부에 REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S가 부족하므로, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S에 TiN이 부착된 복합 개재물을 생성하는 것이 곤란해진다. 따라서, TiN의 무해화 효과가, 제품의 표층부에서 손상된다.

따라서, REM-Al-O 및 REM-Al-O-S의 편석을 방지하기 위해, 본 제조 방법에서는, 주형 내의 용강을 수평 방향으로 교반하여 선회시키고, 개재물의 균일 분산을 도모한다.

본 제조 방법에 있어서는, 주형 내 선회를 0.1m/분 이상의 유속으로 행하고, REM-Al-O 및 REM-Al-O-S의 균일 분산을 도모한다.

주형 내 선회의 속도가 0.1m/분 미만에서는, REM-Al-O 및 REM-Al-O-S가 균일하게 분산되는 효과가 작다.

교반 수단으로서는, 예를 들어 전자력 등을 적용하면 된다.

다음으로, 주조한 강에 균열화 처리를 실시하고, 그 후, 분괴 압연을 행한다.

균열화 처리에 있어서는, 1250∼1200℃의 온도 영역에서 60초 이상 유지하여, 상술한 복합 개재물을 얻을 수 있다.

이 온도 영역이, REM-Al-O 및 REM-Al-O-S에의 TiN의 복합 석출이 개시되는 범위이며, 이 온도 영역에서, TiN을 REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S의 표면에서 충분히 성장시킨다. 단독으로 석출되는 TiN을 억제하기 위해서는, 1250∼1200℃의 온도 영역에서 60초 이상의 유지가 필요하다.

이것을, 본 발명자들은 실험적으로 발견하였다.

또한, 통상은, 1250∼1200℃의 온도에서 가열하면, TiN은 고용된다.

그러나, 본 실시 형태에 관한 스프링강에서는, C가, 0.4％ 이상, 0.9％ 미만으로 높기 때문에, 시멘타이트가 많이 존재하므로, 시멘타이트 중의 N의 용해도가 낮고, 이 관계로, TiN이, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S 상에 석출 성장하는 것이 생각된다.

스프링의 성형법으로서, 열간 성형법 및 냉간 성형법의 2종류가 이용된다.

열간 성형법은, 분괴 압연 및 선재 압연으로 선재를 제조한 후, 진원도를 정렬시키기 위해 근소한 신선 가공을 행하여 강선으로 한다. 그리고, 강선을 가열하여 900∼1050℃의 열간에서 스프링 형상으로 성형한 후, 850∼950℃에서의 켄칭과, 420∼500℃에서의 템퍼링의 열처리에 의해, 강도를 조정한다.

한편, 냉간 성형법은, 분괴 압연 및 선재 압연 후, 진원도를 정렬시키기 위해 근소한 신선 가공을 행하여 강선으로 한다. 그리고, 스프링 형상으로 성형하는 것에 앞서, 강선을 가열하여 850∼950℃에서의 켄칭과, 420∼500℃에서의 템퍼링의 열처리에 의해 강선의 강도를 조정한다. 그 후, 실온에서 스프링 형상으로 성형을 행한다.

이 후, 필요에 따라 숏피닝을 행하고, 또한 도금이나 수지 도장 등을 표면에 실시하고, 제품으로 한다.

실시예

다음으로, 본 발명의 실시예에 대해 설명하지만, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해 채용한 일 조건예이며, 본 발명은 이 일 조건예에 한정되는 것은 아니다.

본 발명은 본 발명의 요지를 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

레이들 정련에서의 진공 탈가스에 있어서, 금속 Al, 미슈 메탈, Ca-Si 합금, CaO:CaF₂＝50:50(질량비)의 플럭스를 사용하여, 표 1에 나타내는 조건에서 정련하고, 표 2, 표 3에 나타내는 성분 조성으로 이루어지는 용강을 얻고, 연속 주조 장치에 의해 한 변이 300㎜인 주조편으로 주조하였다.

그때, 표 1에 나타내는 조건에서 전자 교반에 의한 주형 내 선회를 행하여 주조하고, 블룸을 제조하였다.

블룸을, 1200∼1250℃에서, 표 1에 나타내는 시간 가열하여 분괴 압연을 행하고, 160㎜×160㎜의 빌렛으로 하였다. 빌렛을, 1100℃로 다시 가열하여, 봉강 압연하고 직경 15㎜의 봉강으로 하였다.

또한 그 봉강으로부터 잘라낸 샘플을, 900℃×20분의 켄칭과, 450℃×20분의 템퍼링 열처리를 실시하고, 그 후, 수냉하고, 선재의 경도를 비커스 경도로 480∼520으로 조정하였다.

그 후, 마무리 가공에 의해, JIS Z2274(1978) 금속 재료의 회전 굽힘 피로 시험 방법 1호 시험편(전체 길이 80㎜, 파지부 길이 20㎜, 파지부 직경 D₀=12㎜, 평행부 직경 d=6㎜, 평행부 길이 L=10㎜)을 제작하였다.

또한, 3％ NaCl＋0.3％ 티오시안산 암모늄 수용액 중에서 시험편을 음극으로 하여 전해 차지하여, 0.2∼0.5ppm의 수소를 강 중에 포함시켰다.

차지 후, Zn 도금을 실시하여 수소를 시험편 중에 봉입하였다. 그 시험편을, 오노식 회전 굽힘 피로 시험기를 사용하여, JIS Z2273(1978)에 준거한 양 진동 응력 반복 응력에 의한 회전 굽힘 피로 시험에 제공하고, 5×10⁵까지의 피로한에서의 부하 응력을 평가하였다.

또한, 시험편의 연신 방향의 단면을 경면 연마하고, 선택적 정전위 전해 에칭법(SPEED법)으로 처리한 후, 표면으로부터 반경의 1/2 깊이를 중심으로 반경 방향으로 2㎜ 폭, 압연 방향 길이 5㎜의 범위의 강 중의 개재물을 주사형 전자 현미경으로 관찰하고, EDX를 사용하여 개재물의 조성을 분석하고, 시료의 10㎟ 내의 개재물을 계수하여 개수 밀도를 측정하였다.

그 결과를 표 4에 나타낸다.

실시예 1∼28에 있어서의 산화물 개재물은, 도 1에 나타내는 바와 같은, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S에 TiN이 부착된 복합 개재물로 되어 있고, 최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터는 포함하지 않았다. 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS 및 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN의 합계 개수는, 표 4에 나타내는 바와 같이, 10개/㎟ 이하였다.

또한, 실시예 1∼28에 있어서, 회전 굽힘 피로 시험에 의한 피로 강도는, 비교예 1∼7에 비해, 수십㎫ 이상 높고, 양호한 내피로 특성이 얻어지고 있는 것을 알 수 있다.

비교예 1에서는, Al만이 첨가되고, REM은 첨가되지 않은 것에 기인하여, 알루미나 클러스터, MnS 및 TiN이 다수 존재하였다.

비교예 2에서는, REM 함유량이 적었던 것에 기인하여, 알루미나 클러스터, MnS 및 TiN이 다수 존재하였다.

비교예 3에서는, S 함유량이 많았던 것에 기인하여, MnS가 다수 존재하였다.

비교예 4에서는, REM 첨가 후의 환류 시간이 짧았던 것에 기인하여, 알루미나 클러스터, MnS 및 TiN이 다수 존재하였다.

비교예 5에서는, 주형 내의 선회 유속이 낮았던 것에 기인하여, REM-Al-O 또는 REM-Al-O-S가 주조편의 중심 근방에 편석하고, 표층부에 TiN이 다수 존재하였다.

비교예 6에서는, 1250∼1200℃ 영역의 유지 시간이 짧았던 것에 기인하여, TiN이 다수 존재하였다.

비교예 7에서는, REM 함유량이 많았던 것에 기인하여, TiN이 부착된 복합 개재물의 최대 직경이 커졌다.

이상의 비교예에서는, 상술한 개재물의 영향에 의해, 제품의 피로 강도가 모두 불량하였다.

본 발명에 따르면, 스프링강에 있어서, 알루미나를 REM-Al-O로 개질하여 산화물의 조대화를 방지할 수 있고, 또한 S를 REM-Al-O-S로서 고정화하여 조대 MnS를 억제할 수 있고, 또한 REM-Al-O-S의 개재물에 TiN을 복합시킴으로써, 단독으로 석출되는 TiN의 개수 밀도를 줄일 수 있으므로, 내피로 특성이 우수한 스프링강을 제공할 수 있다.

따라서, 본 발명은 산업상 이용 가능성이 높다.

A : REM-Al-O-S
B : REM-Al-O-S의 표면 상에 복합 석출된 TiN
C : 초석 시멘타이트

Claims

화학 조성이, 질량％로,
C:0.4％∼0.9％ 미만,
Si:1.0％∼3.0％,
Mn:0.1％∼2.0％,
Al:0.01％∼0.05％,
REM:0.0001％∼0.005％,
T.O:0.0001％∼0.003％,
Ti:0.005％ 미만,
N:0.015％ 이하,
P:0.03％ 이하,
S:0.03％ 이하,
Cr:0％∼2.0％,
Cu:0％∼0.5％,
Ni:0％∼3.5％,
Mo:0％∼1.0％,
W:0％∼1.0％,
B:0％∼0.005％,
V:0％∼0.7％,
Nb:0％∼0.05％,
Ca:0％∼0.0020％,
잔량부:철 및 불순물
이며,
REM, O 및 Al을 포함하는 개재물에 TiN이 부착된, 최대 직경 2㎛ 이상의 복합 개재물을, 0.004개/㎟∼10개/㎟ 함유하고, 상기 복합 개재물의 최대 직경이 40㎛ 이하이며,
최대 직경 10㎛ 이상의 알루미나 클러스터, 최대 길이 10㎛ 이상의 MnS 및 최대 직경 1㎛ 이상의 TiN의 합계의 개수 밀도가 10개/㎟ 이하인 것을 특징으로 하는, 스프링강.
제1항에 있어서, Cr:0.05％ 이상, 2.0％ 이하,
Cu:0.1％ 이상, 0.5％ 이하,
Ni:0.1％ 이상, 3.5％ 이하,
Mo:0.05％ 이상, 1.0％ 이하,
W:0.05％ 이상, 1.0％ 이하,
B:0.0005％ 이상, 0.005％ 이하,
V:0.05％ 이상, 0.7％ 이하,
Nb:0.005％ 이상, 0.05％ 이하 및
Ca:0.0001％ 이상, 0.0020％ 이하
로 이루어지는 군으로부터 선택된 1종 이상의 원소를 함유하는 것을 특징으로 하는, 스프링강.
제1항에 기재된 화학 조성의 용강을, 진공 탈가스를 포함하는 레이들 정련으로 제조할 때, 우선, Al을 사용하여 탈산을 행하고, 이어서, REM을 사용하여, 5분 이상 탈산하는 공정과,
상기 용강을 주형 내에서 주조할 때, 상기 주형 내에서, 상기 용강을, 수평 방향으로 0.1m/분 이상으로 선회시키는 공정과,
상기 주조에서 얻은 주조편을, 균열화 처리에서, 1250∼1200℃의 온도 영역에서 60초 이상 유지하고, 그 후, 분괴 압연하는 공정을 구비하는 것을 특징으로 하는, 제1항에 기재된 스프링강의 제조 방법.
제1항에 기재된 스프링강으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 스프링.