KR20160047489A

KR20160047489A - 스프링용 강 및 스프링의 제조 방법

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Publication number: KR20160047489A
Application number: KR1020167006398A
Authority: KR
Inventors: 미노루 혼조; 기요시 우와이; 시게루 엔도; 가츠토시 야마시타; 고에이 츠루; 게이이치 후지에; 아키라 단게
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤; 카부시키가이샤 스미하쯔; 닛폰 하츠죠 가부시키가이샤
Priority date: 2013-09-11
Filing date: 2014-09-11
Publication date: 2016-05-02
Also published as: US10041160B2; EP3045556B1; EP3045556A1; JP5816391B2; US20160222497A1; CN105612268A; MX2016003146A; WO2015037246A1; KR101750668B1; JPWO2015037246A1; CN105612268B; EP3045556A4

Abstract

종래의 고강도 스프링용 강에 대하여, C, Si, Mn 및 Cr 에 더하여, Sb 및 Sn 의 첨가량의 적정화를 실시함으로써, 내탈탄성이 우수하고, 또한 스케일 박리성이 우수한 고강도 스프링용 강을 제공한다. C : 0.45 질량％ 초과 0.65 질량％ 미만, Si : 0.15 질량％ 이상 0.70 질량％ 이하, Mn : 0.10 질량％ 이상 1.00 질량％ 이하, Cr : 0.20 질량％ 이상 1.50 질량％ 이하, P : 0.025 질량％ 이하, S : 0.025 질량％ 이하, O : 0.0015 질량％ 이하, Sb : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 미만 및 Sn : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 이하를, 소정의 조건하에 함유한다.

Description

스프링용 강 및 스프링의 제조 방법{STEEL FOR SPRING, AND METHOD FOR PRODUCING SPRING}

본 발명은, 예를 들어 자동차용의 서스펜션 부품인 현가 스프링, 토션 바 및 스태빌라이저 등의 고강도 스프링이나, 건설 기계용 및 철도 차량용 스프링의 소재로서 바람직한 스프링용 강, 나아가 이 스프링용 강을 사용한 스프링의 제조 방법에 관한 것이다.

최근, 지구 환경의 관점에서, 이산화탄소 배출량의 삭감이 요망되고 있고, 자동차, 건설 기계나 철도 차량의 경량화 요망이 점점 높아지고 있다. 특히, 이것들에서 사용되는 스프링의 경량화에 대한 요망이 강하며, ?칭-템퍼링 후의 강도가 1800 ㎫ 정도 이상이 되는, 고강도화한 소재를 사용한 고응력 설계가 적용되고 있다.

범용적인 스프링용 강은, JIS G4801 등에 규정되는, ?칭-템퍼링 후의 강도가 1600 ∼ 1800 ㎫ 정도인 것이며, 열간 압연으로 소정의 선재로 제조 후, 열간 성형 스프링의 경우에는 스프링상으로 가열 성형하고 나서 ?칭-템퍼링 처리를 실시하고, 냉간 성형 스프링의 경우에는, 인발 가공 후, ?칭-템퍼링 처리를 실시하여, 스프링상으로 성형된다.

예를 들어, 열간 성형 스프링의 경우에는, ?칭-템퍼링 후, 쇼트 피닝에 의해 스프링의 표면에 압축 잔류 응력을 부여하여, 스프링의 내피로 특성의 개선을 도모하고 있다.

상기 서술한 스프링에 있어서는, 지금까지 일반적으로 사용되고 있는 소재로서, JIS G4801 에 기재된 SUP 9A 가 있다. SUP 9A 는 열간으로 스프링상으로 성형한 후에, 내피로 특성의 향상을 목적으로 쇼트 피닝에 의해 표면에 압축 잔류 응력이 부여된다. 그러나, SUP 9A 에서는, 열간 압연으로 소정의 선재로 제조할 때, 또 스프링상으로 성형하기 위한 가열시에, 표층의 C 가 감소하고, 전탈탄이 발생하기 때문에, 스프링 제조 후의 표면의 경도가 저하되기 쉽고, 쇼트 피닝에 의한 압축 잔류 응력의 부여가 충분하지 않으며, 그 결과, 스프링으로서의 특성 (특히, 피로 특성) 에 악영향을 주는 문제가 발생한다.

상기한 바와 같이, 스프링 강은, 적어도 1 회 이상의 가열을 거쳐 성형되기 때문에, 표층의 C 가 감소하고 탈탄이 발생한다. 이 탈탄에 대하여, JIS G 0558 에는,「전탈탄층 깊이」,「페라이트 탈탄층 깊이」,「특정 잔탄율 탈탄층 깊이」,「실용 탈탄 깊이」의 4 종류의 탈탄층 깊이가 규정되어 있다. 스프링 강의 탈탄에서는,「페라이트 탈탄층 깊이」와「실용 탈탄 깊이」의 2 종류의 탈탄층 깊이가 문제가 된다. 페라이트 탈탄층 깊이는, C 량이 거의 제로가 되고, 가열 후 급랭시켜도 페라이트로 변태하여 페라이트 조직이 되는 층의 표면으로부터의 깊이를 말하고, 실용 탈탄 깊이란, C 량은 제로가 되지는 않지만 모재의 C 량에 비해 C 량이 저하되고, 가열 후 급랭시킨 경우에 모재에 비해 경도가 저하되지만, 실용상 지장없는 경도가 얻어지는 위치까지의 거리 (깊이) 를 말한다. 스프링 강에서는, 강재의 표층에 페라이트 탈탄층이 생성되고, 페라이트 탈탄층 내층측에 실용 탈탄이 발생하거나, 혹은 성분계에 따라서는, 페라이트 탈탄층은 생성되지 않지만, 실용 탈탄이 발생한다. 본 발명에 있어서의「탈탄」이란, 실용 탈탄을 나타내고 있다. 상기 서술한 바와 같이, 이와 같은 탈탄이 강재 표면 근방에 발생하면, 쇼트 피닝에 의한 압축 잔류 응력의 부여를 충분히 실시할 수 없고, 그 결과, 스프링으로서의 특성, 특히 피로 특성에 악영향을 준다는 문제가 발생한다.

그래서, 상기 문제를 극복하기 위하여, 몇 가지 제안이 이루어지고 있다.

특허문헌 1 에는, C, Si, Mn, P, S, Cu, Ni, Cr, Mo, V, Nb, Ti, Al, N 및 B 의 첨가량을 제어하고, As, Sn 및 Sb 의 합계 첨가량, 그리고 Cu 와 Ni 의 첨가량을 제어함으로써 저탈탄 및 우수한 내지연 파괴 특성을 실현한, 고강도 스프링 강이 개시되어 있다. 특허문헌 1 에는, As, Sn 및 Sb 의 합계 첨가량과 탈탄 깊이의 관계가 기재되어 있는데, As, Sn 및 Sb 의 합계 첨가량을 적정화해도 페라이트 탈탄을 억제하는 데에는 이르지 않으며, 이것으로부터, 페라이트 탈탄의 내층측에 생성되는 탈탄도 억제할 수 있다고는 할 수 없다.

특허문헌 2 에는, C, Si, Mn, Sb, As 및 Sn 의 첨가량을 최적화함으로써 탈탄을 억제한, 스프링 강이 개시되어 있다. 특허문헌 2 에는, As, Sn 및 Sb 의 첨가량 그리고 As, Sn 및 Sb 의 합계 첨가량과 탈탄 깊이의 관계가 게재되어 있는데, As, Sn 및 Sb 의 합계 첨가량을 적정화해도 페라이트 탈탄을 억제하는 데에는 이르지 않으며, 이것으로부터, 페라이트 탈탄의 내층에 생성되는 탈탄도 억제할 수 있다고는 할 수 없다.

특허문헌 3 에는, C, Si, Mn, Cr 및 Sb 의 첨가량을 최적화함으로써 탈탄을 억제한, 스프링 강이 개시되어 있다. 그러나, 후술하는 바와 같이, Sb 를 필요 이상으로 첨가하면 스케일의 성장 속도가 증가하여, 소재 가열시의 스케일이 두꺼워지고, 소재 제조 그리고 스프링 가공시에 스케일이 박리되기 어려워져, 스케일 박리성이 저하된다. 그 때문에, 소재 제조 그리고 스프링 가공시에 스케일이 파고들어감으로써 표면에 파고들어간 흠집이 발생하여, 스프링의 피로 특성이 저하된다.

특허문헌 4 에는, C, Si, Mn, Cr, Nb, Al, N, Ti, B 의 첨가량을 최적화, 또한 선택 원소로서 Sb 를 첨가함으로써 ?칭성과 내공식성 (耐孔食性) 을 개선한, 스프링 강이 개시되어 있다. 그러나, Sb 단독 첨가만으로는 탈탄을 억제하는 것이 곤란하고, 또 후술하는 바와 같이, Sb 를 필요 이상으로 첨가하면 스케일의 성장 속도가 증가하여, 소재 가열시의 스케일이 두꺼워지고, 소재 제조 그리고 스프링 가공시에 스케일이 박리되기 어려워져, 스케일 박리성이 저하된다. 그 때문에, 소재 제조 그리고 스프링 가공시에 스케일이 파고들어감으로써 소재나 스프링의 표면에 파고들어간 흠집이 발생하고, 스프링의 피로 특성이 저하된다.

또, 상기 서술한 바와 같이, 스프링 강은 적어도 1 회 이상 가열되기 때문에, 소재 표면에는 스케일이 생성된다. 특허문헌 1 내지 특허문헌 4 에 개시되어 있는 범위에서, As, Sn 및 Sb 를 첨가하면, 소재 가열시의 스케일의 성장 속도가 증가하여, 스케일이 두꺼워지고, 소재 제조시나 스프링 가공시에 생성된 스케일이 박리되지 않고, 압입 흠집이 되어 스프링 강의 피로 특성이 저하되는 문제가 있어, 스케일 박리성이 우수한 스프링용 강이 요구되고 있었다.

일본 공개특허공보 2003-105496호 일본 공개특허공보 소61-183442호 일본 공개특허공보 평13-19650호 일본 공개특허공보 2004-169142호

상기 서술한 바와 같이, 이산화탄소 배출량 삭감의 관점에서, 자동차, 건설 기계 및 철도 차량 등에 제공하는, 스프링의 추가적인 고강도화가 과제가 되고 있었다. 그러나, 열간 압연으로 소정의 소재를 제조할 때, 또 스프링상으로 성형하기 위한 가열시에, 표층의 C 가 감소하고, 탈탄 (페라이트 탈탄 또한/혹은 실용 탈탄) 이 발생하기 때문에, 스프링 제조 후의 표면의 경도가 저하되기 쉽고, 쇼트 피닝에 의한 압축 잔류 응력의 부여가 충분히 실시되지 않는 결과, 스프링으로서의 특성, 특히 내피로 특성에 악영향을 주는 것이 문제가 되고 있었다. 또한, 상기한 스케일 박리성도 문제였다.

본 발명은, 이와 같은 과제를 해결하기 위하여 이루어진 것이며, 종래의 고강도 스프링 강에 대하여, C, Si, Mn 및 Cr 에 더하여, Sb 및 Sn 의 첨가량을 적정화함으로써, 내탈탄성이 우수하고, 또한 스케일 박리성이 우수한 고강도 스프링 강을 제공하고자 하는 것이다.

발명자들은, 탈탄을 억제하기 위해서는, 탈탄 억제 원소와 탈탄 촉진 원소의 첨가 비율을 조정하는 것이 중요하다는 착상을 얻었다. 그리고, 상기 과제를 해결하기 위하여, C, Si, Mn 및 Cr 에 더하여, Sb 및 Sn 의 첨가량과, 하기 (1) 식으로 나타내는 A 값, (2) 식으로 나타내는 B 값 그리고 (3) 식으로 나타내는 C 값에 착안하였다. 즉, C, Si, Mn 및 Cr 의 첨가량의 최적화에 의해 스프링 강으로서 필요한 제특성을 확보할 수 있고, 또 A 값 그리고 B 값에 의해, 전탈탄의 촉진이나 억제를 지배하고 있는 원소의 첨가 비율을 특정함으로써 탈탄을 억제할 수 있고, 또한 B 값 그리고 C 값에 의해, 스케일 박리성을 지배하고 있는 원소의 첨가 비율을 특정함으로써 스케일 박리성의 저하를 억제할 수 있어, 탈탄의 억제 그리고 스케일 박리성 저하의 방지가 도모되는 것은 아닌지 생각하였다.

A ＝ [C]/([Si] ＋ [Sb] ＋ [Sn]) … (1)

B ＝ [Si]/([Sn] ＋ [Sb]) … (2)

C ＝ [Sb] ＋ [Sn] … (3)

단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％)

그래서, 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위하여, C, Si, Mn 및 Cr 에 더하여, Sb 및 Sn 의 첨가량을 변화시키고, 또한 상기 (1) 식으로 나타내는 A 값, (2) 식으로 나타내는 B 값이나 (3) 식으로 나타내는 C 값이 상이한 고강도 스프링용 강을 제조하고, 그 내탈탄성이나 스케일 박리성에 대하여 예의 조사하였다. 그 결과, C, Si, Mn, Cr, Sb 및 Sn 의 첨가량의 최적화, 그리고 A 값, B 값 그리고 C 값을 적정 범위로 제어함으로써, 내탈탄성이 향상되고, 나아가서는 스케일 박리성 저하를 억제할 수 있는 것을 알아내어, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명의 요지 구성은 이하와 같다.

1. C : 0.45 질량％ 이상 0.65 질량％ 미만,

Si : 0.15 질량％ 이상 0.70 질량％ 이하,

Mn : 0.10 질량％ 이상 1.00 질량％ 이하,

Cr : 0.20 질량％ 이상 1.50 질량％ 이하,

P : 0.025 질량％ 이하,

S : 0.025 질량％ 이하,

O : 0.0015 질량％ 이하,

Sb : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 미만 및

Sn : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 이하

를, 하기 (1) 식에서 산출되는 A 값이 0.65 이상 3.50 이하, 하기 (2) 식에서 산출되는 B 값이 3.10 이상 34.00 이하, (3) 식에서 산출되는 C 값이 0.020 질량％ 이상 0.050 질량％ 이하의 조건하에 함유하고, 잔부가 불가피적 불순물 및 Fe 로 이루어지는 성분 조성인 스프링용 강.

A ＝ [C]/([Si] ＋ [Sb] ＋ [Sn]) … (1)

B ＝ [Si]/([Sn] ＋ [Sb]) … (2)

C ＝ [Sb] ＋ [Sn] … (3)

단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％)

2. 상기 성분 조성은, 추가로,

Al : 0.50 질량％ 이하,

Cu : 1.0 질량％ 이하,

Ni : 2.0 질량％ 이하,

W : 2.0 질량％ 이하,

Nb : 0.1 질량％ 이하,

Ti : 0.2 질량％ 이하,

V : 0.5 질량％ 이하,

Mo : 1.0 질량％ 이하 및

B : 0.005 질량％ 이하

중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 상기 1 에 기재된 스프링 강.

3. 상기 1 또는 2 에 기재된 성분 조성을 갖는 강 소재를, 열간 압연하여 봉강 혹은 선재로 하고, 이어서 열간 성형에 의해 스프링 형상으로 하는 스프링의 제조 방법.

4. 상기 열간 성형시의 가열 온도 T (℃), 상기 강 소재 중의 Sb 함유량 [Sb] (질량％) 및 Sn 함유량 [Sn] (질량％) 에 관한, 하기 (4) 식에서 산출되는 D 값이 125 이하인 상기 3 에 기재된 스프링의 제조 방법.

D ＝ 6883.66 × [Sb] － 5213.09 × [Sn] ＋ 0.65 × T － 543.76 … (4)

본 발명에 의하면, 종래의 고강도 스프링용 강에 비해 훨씬 더 우수한 내탈탄성 그리고 스케일 박리성을 갖는 고강도 스프링용 강을 안정적으로 제조하는 것이 가능해진다.

먼저, 본 발명의 고강도 스프링 강의 성분 조성에 대하여 설명한다.

C : 0.45 질량％ 이상 0.65 질량％ 미만

C 는, 필요한 강도를 확보하기 위하여 필수의 원소이며, 0.45 질량％ 미만에서는 소정의 강도 확보가 어렵고, 또 소정 강도를 확보하기 위해서는, 합금 원소의 다량 첨가가 필요하게 되어, 합금 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.45 질량％ 이상으로 한다. 또, 함유하는 C 량이 적으면, 탈탄을 생성하기 쉬워진다. 한편, 0.65 질량％ 이상의 첨가는 인성 (靭性) 의 저하를 초래한다. 이상으로부터, C 량은 0.45 질량％ 이상 0.65 질량％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.46 질량％ 이상이다.

Si : 0.15 질량％ 이상 0.70 질량％ 이하

Si 는, 탈산제로서, 또 고용 강화나 템퍼링 연화 저항을 향상시킴으로써 강의 강도를 높이고, 강의 내처짐성을 향상시키는 원소이며, 0.15 질량％ 미만에서는 소정의 강도 확보가 어렵고, 또 소정 강도를 확보하기 위해서는, 합금 원소의 다량 첨가가 필요하게 되어, 합금 비용의 상승을 초래하기 때문에, 0.15 질량％ 이상으로 한다. 그러나, Si 는 탈탄을 촉진하는 원소 또한 스케일 중에 파이어라이트를 생성시키고 스케일 박리성을 저하시키는 원소이다. 이 때문에, Si 가 0.70 질량％ 를 초과하여 첨가되면 탈탄이 촉진됨과 함께, 스케일이 박리되기 어려워진다. 따라서, Si 의 상한은 0.70 질량％ 로 한다. 이상으로부터, Si 량은 0.15 질량％ 이상 0.70 질량％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.69 질량％ 이하이다.

Mn : 0.10 질량％ 이상 1.00 질량％ 이하

Mn 은, 강의 ?칭성을 향상시켜 강도를 높이는 데에 유효하기 때문에, 0.10 질량％ 이상 첨가한다. 그러나, 1.0 질량％ 를 초과하는 첨가는, 강을 과도하게 고강도화하기 때문에, 모재 인성의 저하를 초래한다. 따라서, Mn 의 상한은 1.00 질량％ 로 한다. 이상으로부터, Mn 량은, 0.10 질량％ 이상 1.00 질량％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.12 질량％ 이상이다.

P : 0.025 질량％ 이하

S : 0.025 질량％ 이하

P 및 S 는, 입계에 편석하여 강의 모재 인성의 저하를 초래한다. 이상으로부터, 이들 원소는 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, P 및 S 는 모두 0.025 질량％ 이하로 한다. 또한, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0002 질량％ 미만으로 하기 위해서는, 고비용을 필요로 하기 때문에, 공업적으로는 0.0002 질량％ 까지의 저감으로 하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.20 질량％ 이상 1.50 질량％ 이하

Cr 은, 강의 ?칭성을 향상시키고 강도를 증가시키는 원소이다. 그 때문에, 0.20 질량％ 이상은 첨가한다. 한편, 1.50 질량％ 초과의 첨가는, 강을 과도하게 고강도화하기 때문에, 모재 인성의 저하를 초래한다. 또, Cr 은 1.50 질량％ 를 초과하면 스케일 중에 함유되게 되고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성이 저하된다. 이상으로부터, Cr 량은 0.20 질량％ 이상 1.50 질량％ 이하로 한다.

O : 0.0015 질량％ 이하

O 는, Si 나 Al 과 결합하고, 경질인 산화물계 비금속 개재물을 형성하여 스프링 특성의 저하를 초래하기 때문에, 가능한 한 낮은 것이 좋지만, 본 발명에서는, 0.0015 질량％ 까지는 허용된다. 또한, 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.0002 질량％ 미만으로 하기 위해서는, 고비용을 필요로 하기 때문에, 공업적으로는 0.0002 질량％ 까지의 저감으로 하는 것이 바람직하다.

Sb : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 미만

Sb 는, 소재를 가열했을 때에 표층에 농화되어, 가열시에 표층의 C 량이 저하되는 것을 억제하는 작용을 갖는다. 이 작용을 발현시키기 위하여, Sb 는 0.010 질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, Sb 는 0.030 질량％ 이상 첨가하면, 소재 가열시에 액체 금속이 되어, 구오스테나이트 입계에 침식하고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성을 저하시킨다. 이상으로부터, Sb 는 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 미만으로 한다. 바람직하게는 0.029 질량％ 이하이다.

Sn : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 이하

Sn 은, 소재를 가열했을 때에 표층에 농화되어, 가열시에 표층의 C 량이 저하되는 것을 억제하는 작용을 갖는다. 또한 Sn 은, 강을 가열했을 때에 생성되는 스케일의 두께를 얇게 하는 작용을 가지며, 상기 서술한 Sb 첨가에 의한 스케일 박리성의 저하를 억제하는 작용도 갖는다. 이 작용을 발현시키기 위하여, Sn 은 0.010 질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, Sn 은 0.030 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 소재 가열시에 액체 금속이 되어, 구오스테나이트 입계에 침식하고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성이 저하된다. 이상으로부터, Sn 은 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 이하로 한다. 바람직하게는, 0.029 질량％ 이하이다.

A 값 (하기 (1) 식) : 0.65 이상 3.50 이하

하기 (1) 식에서 산출되는 A 값은, 탈탄의 억제에 영향을 주는 지수이며, A 값이 3.50 초과가 되는 것은, 첨가하는 C 의 첨가량이 많아지거나, 첨가하는 C 량이 동일해도 첨가하는 Sb, Sn 량이 적어지는 것이다. 즉, 첨가하는 C 량이 많아지면 인성의 저하를 초래하고, 또 Sb, Sn 량이 적어지면, 탈탄의 증가를 초래한다. 한편, 0.65 미만이 되면, 첨가하는 C 량이 적어지거나, 첨가하는 Si 량이나 Sb, Sn 량이 많아지기 때문에, 스케일 박리성이 저하된다. 이상으로부터, A 값은 0.65 이상 3.50 이하로 한다. 바람직하게는 0.66 이상이다.

A ＝ [C]/([Si] ＋ [Sb] ＋ [Sn]) … (1)

단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％)

B 값 (하기 (2) 식) : 3.10 이상 34.00 이하

하기 (2) 식에서 산출되는 B 값은, 탈탄의 억제에 영향을 주는 지수이고, 또 스케일의 두께, 그리고 스케일 조성을 제어하기 위한 지표이다. B 값이 3.10 미만이 되면 첨가하는 Sb 나 Sn 의 양이 많아지고, 그것들이 소재 가열시에 액체 금속이 되어, 구오스테나이트 입계에 침식하고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성을 저하시킨다. 한편, B 값이 34.00 초과가 되면, 첨가하는 Si 량이 많아지고, 탈탄이 촉진된다. 이상으로부터, B 값은 3.10 이상 34.00 이하로 한다. 바람직하게는 3.13 이상이다.

B ＝ [Si]/([Sn] ＋ [Sb]) … (2)

단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％)

C 값 (하기 (3) 식) : 0.020 질량％ 이상 0.050 질량％ 이하

하기 (3) 식에서 산출되는 C 값은, 탈탄의 억제, 또한 소재 가열시에 Sb 나 Sn 이 액체 금속이 되어 구오스테나이트 입계에 침식하고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성을 저하시키는 것의 억제에 영향을 주는 지수이다. 이 C 값이 0.020 질량％ 미만이 되면, 탈탄이 촉진된다. 또, 0.05 질량％ 초과가 되면 소재 가열시에 Sb 나 Sn 이 액체 금속이 되어, 구오스테나이트 입계에 침식하고, 앵커 효과에 의해 스케일 박리성이 저하되게 된다. 이상으로부터, C 값은 0.020 질량％ 이상 0.050 질량％ 이하로 한다.

C ＝ [Sb] ＋ [Sn] … (3)

단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％)

추가로, 상기한 기본 성분에 더하여, 이하에 나타내는 각 성분을 적절히 첨가하는 것이 가능하다.

Al : 0.50 질량％ 이하, Cu : 1.0 질량％ 이하, Ni : 2.0 질량％ 이하, W : 2.0 질량％ 이하, Nb : 0.1 질량％ 이하, Ti : 0.2 질량％ 이하, V : 0.5 질량％ 이하, Mo : 1.00 질량％ 이하 및 B : 0.005 질량％ 이하 중 1 종 또는 2 종 이상

Cu 및 Ni 는, ?칭성이나 템퍼링 후의 강도를 높이는 원소이며, 선택적으로 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, Cu 및 Ni 는 0.005 질량％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, Cu 는 1.0 질량％ 및 Ni 는 2.0 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 오히려 합금 비용이 상승하기 때문에, Cu 는 1.0 질량％ 및 Ni 는 2.0 질량％ 바람직하게는 1.0 질량％ 를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다.

또, Al 은 탈산제로서 첨가할 수 있고, 또한, ?칭시의 오스테나이트 입자 성장을 억제함으로써, 강도의 유지에 유효한 원소이기 때문에, 바람직하게는 0.01 질량％ 이상으로 첨가한다. 그러나, 0.50 질량％ 를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화하여 비용 상승을 초래하는 불이익이 생긴다. 또, 냉간으로 스프링 형상으로의 성형을 실시하는 경우에는, Al 함유량이 높으면 성형성이 저하된다. 따라서, Al 은 0.50 질량％ 를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 질량％ 이상 0.300 질량％ 이하이다.

W, Nb, Ti 및 V 는, 모두 ?칭성이나 템퍼링 후의 강의 강도를 높이는 원소이며, 필요로 하는 강도에 따라 선택적으로 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, W, Nb 및 Ti 는 각각 0.001 질량％ 이상, V 는 0.002 질량％ 이상 첨가하는 것이 바람직하다.

그러나, V 는 0.5 질량％, Nb 는 0.1 질량％ 및 Ti 는 0.2 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 강 중에 탄화물이 다량으로 생성되고, 고강도화되어 인성의 저하를 초래한다. Nb, Ti 및 V 는, 각각 상기의 값을 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 또, W 는 2.0 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 고강도화되어 인성이 저하되고, 합금 비용의 상승을 초래한다. 따라서, W 는, 2.0 질량％ 를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. W 는, 1.0 질량％ 를 상한으로 하여 첨가하는 것이 보다 바람직하다.

Mo 는, ?칭성이나 템퍼링 후의 강도를 높이는 원소이며, 선택적으로 첨가할 수 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는, 0.01 질량％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 1.00 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 오히려 합금 비용이 상승하기 때문에, 1.00 질량％ 를 상한으로 하여 첨가하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01 질량％ 이상 0.80 질량％ 이하이다.

B 는, ?칭성의 증대에 의해 템퍼링 후의 강의 강도를 높이는 원소이며, 필요에 따라 함유할 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.0002 질량％ 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.005 질량％ 를 초과하여 첨가하면, 냉간에서의 가공성이 열화된다. 따라서, B 는 0.0002 ∼ 0.005 질량％ 의 범위에서 첨가하는 것이 바람직하다.

다음으로, 본 발명의 스프링용 강의 제조 방법 및, 스프링용 강을 사용하여 스프링을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.

이상의 성분 조성을 갖는 강 소재는, 전로에서 용제 (溶製) 된 것이어도 진공 용해로 용제된 것이어도 사용할 수 있다. 그리고, 강괴, 슬래브, 블룸 또는 빌릿 등의 강 소재는, 가열되어 열간 압연에 제공되며, 바람직하게는 봉강 혹은 선재로 가공되어 스프링용 강으로 된다. 상기 성분 조성의 스프링용 강은, 열간 압연시의 가열 단계에 있어서의 탈탄이 억제됨과 함께, 이 가열 단계에 있어서 생성되는 스케일은 박리성이 양호한 것이 되기 때문에, 후공정에 있어서 스프링 형상으로의 가공을 실시할 때 스케일이 소재 표면에 압입되어 압입 흠집이 되는 것을 방지할 수 있다. 또한, 열간 압연 후의 봉강 혹은 선재에는 필요에 따라 쇼트 피닝 등에 의한 탈스케일 처리를 실시하여, 이것을 스프링용 강으로 해도 된다.

이와 같이 하여 제조된 스프링용 강을 사용하여 스프링을 제조하는 방법으로는, 열간 성형에 의한 방법이 특히 바람직하다. 열간 성형으로 스프링의 형상으로 성형하는 경우에는, 상기와 같이 하여 제조된 스프링용 강에, 선 감기, 핫 세팅 등의 열간 성형이 실시되어 스프링 형상으로 되고, 그 후, ?칭·템퍼링 처리가 실시된다. 상기한 성분 조성의 스프링용 강을 소재로 하여 열간 성형을 실시하는 경우, 열간 성형시에 있어서도 탈탄이 억제됨과 함께, 이 열간 성형시에 있어서 생성되는 스케일은 박리성이 양호한 것이 되기 때문에, 스프링 형상으로의 성형을 실시할 때 스케일이 소재 표면에 압입되어 압입 흠집이 발생하는 것을 방지할 수 있다.

또한, 열간 성형시의 소재의 변형 저항이 커져 성형이 곤란해지는 것을 방지하기 위해서는, 열간 성형시의 가열 온도 T 는 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 열간 성형시의 가열 온도 T (℃) 는, 하기 (4) 식에서 산출되는 D 값이 125 이하가 되는 범위로 제어하는 것이, 열간 성형시에 생성되는 스케일을 얇게 하고, 스케일 박리성을 보다 향상시키고, 스프링 형상으로의 성형시의 스프링 표면에 대한 스케일 압입 흠집의 발생을 보다 억제시켜, 이것에 의해 스프링의 피로 수명을 보다 향상시키는 관점에서 바람직하다.

여기서, D 값은, 가열 후의 스케일 두께를 나타내는 지표이다. 즉, 발명자들의 조사에 의하면, 상기한 성분 조성의 강에서는, 가열 후의 스케일 두께는, Sb 함유량 (질량％) [Sb], Sn 함유량 (질량％) [Sn] 및 가열 온도 T (℃) 에 의해 변화되고, 하기 (4) 식에서 산출되는 D 값으로 나타내는 값과 상관이 있는 것을 알았다. 그리고, D 값을 125 이하로 함으로써, 가열시에 생성되는 스케일이 얇아지고, 스케일 박리성이 보다 향상되는 것을 알았다. 따라서, D 값이 125 이하가 되는 가열 온도 T (℃) 로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 19 이상이다.

D ＝ 6883.66 × [Sb] － 5213.09 × [Sn] ＋ 0.65 × T － 543.76 … (4)

여기서, D 값은, Sb 함유량이 작을수록, Sn 함유량이 클수록, 또한 가열 온도 T 가 낮을수록, 작은 값을 나타내게 된다. 상기 서술한 바와 같이, Sb 함유량의 하한값은 0.01 질량％ 이고, Sn 함유량의 상한값은 0.03 질량％ 이고, 또 가열 온도 T 는 850 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하기 때문에, 이들 값을 하기 (4) 식의 우변에 대입하면, D 값의 적합 하한은 -79 이다.

또한, ?칭·템퍼링 처리로는, 오스테나이트역으로부터 ?칭을 실시하고, 200 ∼ 420 ℃ 로 가열하여 템퍼링을 실시하는 것이 바람직하다. 또, ?칭·템퍼링 처리 후에 쇼트 피닝 등의 주지된 처리 공정을 추가해도 된다.

이렇게 하여 얻어진 고강도 스프링 강은, 저가로 제조할 수 있음에도 불구하고, 우수한 내탈탄성 그리고 스케일 박리성을 가지며, 예를 들어 자동차의 서스펜션 부품인 현가 스프링, 건설 기계나 철도 차량 등에서 사용되는 현가 스프링에 대한 적용이 가능하다.

실시예 1

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 용제하고, 이들 강으로부터 제조한 강괴를 1050 ℃ 로 가열 후, 열간 압연을 실시하고, 직경 42 ㎜ 의 봉강으로 하였다. 가열시의 분위기는, M 가스 분위기에서 실시했지만, 다른 분위기 (예를 들어, 대기, LNG, 도시 가스, COG ＋ BFG 와 같은 혼합 가스, COG, 중유, 질소, 아르곤 등) 를 사용하여 가열해도 된다. 열간 압연 후의 봉강으로부터 샘플 (직경 42 ㎜, 길이 10 ㎜) 을 채취하고, 후술하는 방법으로 내탈탄성 그리고 스케일 박리성을 조사하였다.

[내탈탄성]

내탈탄성은, 열간 압연 후의 봉강으로부터 길이 방향 (압연 방향) 에 대하여 10 ㎜ 절단하여 얻어진 샘플에 대하여 가열, 냉각 (?칭), 템퍼링 처리를 실시하고, 이들 처리 후의 샘플에 대하여 표층으로부터의 깊이 방향에 대한 경도 변화를 측정함으로써 평가하였다. 평가 방법은 다음과 같다. 상기 샘플을 대기 분위기하에서 1000 ℃ × 30 분 가열하고, 그 후, 60 ℃ 의 오일로 냉각시켰다. 템퍼링 처리로는, 대기 분위기하에서 400 ℃ × 60 분 가열하고 나서 수랭시켰다. 그 후, 얻어진 시험편에 대하여, 절단면 (길이 방향에 대하여 수직인 (직경 42 ㎜) 의 단면 : 이하, C 단면) 의 경도 측정을 실시할 수 있도록, 수지에 매립하고, C 단면의 경면 연마 후에 이 C 단면의 경도 측정을 실시하였다. 경도 측정은, JIS G 0558「강의 탈탄층 깊이 측정 방법」에 기재된 경도 시험에 의한 측정 방법에 따라 측정하였다. 즉, 조건은 다음과 같다. 주식회사 아카시 제조 미소 경도 시험기 (HM-115, 비커스 경도) 에서 하중 0.98 N 으로 25 ㎛ 피치로 측정을 실시하였다. 얻어진 결과에 대하여, 비커스 경도가 HV400 미만인 영역을 전탈탄 깊이라고 정의하였다.

[스케일 박리성]

스케일 박리성은, 열간 압연 후의 봉강을 그 단부로부터 길이 방향 (압연 방향) 으로 10 ㎜ 의 위치에서 절단한 시험편을, 표 2 에 나타내는 여러 가지 온도로 가열 후, 즉시 수랭을 실시하고, 이 수랭시에 시험편으로부터 박리한 스케일을 관찰하였다. 또, 열처리 후의 시험편의 표면 (42 ㎜φ 의 표면) 에 셀로판 테이프를 접착한 후에 이것을 박리하여, 테이프에 부착된 박리 스케일을 조사하고, 이것에 상기 수랭시에 박리한 스케일의 관찰 결과를 합한 판정으로 하였다. 평가는, 수랭시의 스케일 박리성 및 셀로판 테이프에 의한 스케일 박리성 모두, 다음의 5 단계로 하였다.

1 : 박리 대 (박리한 스케일의 원 상당 직경의 평균이 5 ㎜ 이상)

2 : 박리 중 (박리한 스케일의 원 상당 직경의 평균이 3 ㎜ 이상 5 ㎜ 미만)

3 : 박리 소 (박리한 스케일의 원 상당 직경의 평균이 1 ㎜ 이상 3 ㎜ 미만)

4 : 박리 미량 (박리한 스케일의 원 상당 직경의 평균이 1 ㎜ 미만)

5 : 박리 없음 (스케일의 박리가 없음)

스케일 박리성은, 수랭시에 박리한 스케일로부터 판정한 평가 결과, 그리고 테이프에 부착된 박리 스케일로부터 판정한 평가 결과의 총합으로 평가를 실시하고, 합계가 6 점 이하인 경우, 양호한 스케일 박리성을 갖는다고 판단하였다.

[인장 강도]

상기 서술한 직경 42 ㎜ 의 봉강을 대기 분위기하에서 900 ℃ × 30 분 가열하고, 그 후, 60 ℃ 의 오일로 냉각시켰다. 템퍼링 처리로는, 대기 분위기하에서 400 ℃ × 60 분 가열하고 나서 수랭시켰다. 그 후, 얻어진 시험편에 대하여, 표면으로부터 1/4D (D 는 봉강의 직경) 의 위치를 중심으로 하여 ASTM E8 에 기재된 평행부의 직경이 6 ㎜ 인 인장 시험편을 채취하고, 평점간 거리 24 ㎜ 및 인장 속도 5 ㎜/분으로 시험을 실시하였다. 본 발명에서는, 인장 강도가 1730 ㎫ 이상이면 양호라고 판단하였다. 왜냐하면, 인장 강도가 1730 ㎫ 미만에서는, 스프링의 피로 강도의 저하를 초래하기 때문이다.

[인성]

상기 서술한 직경 42 ㎜ 의 봉강을 대기 분위기하에서 970 ℃ × 30 분 가열하고, 그 후, 60 ℃ 의 오일로 냉각시켰다. 템퍼링 처리로는, 대기 분위기하에서 400 ℃ × 60 분 가열하고 나서 수랭시켰다. 그 후, 얻어진 시험편에 대하여, 표면으로부터 1/4D (D 는 봉강의 직경) 의 위치를 중심으로 하여 JIS Z 2242 에 기재된 U 노치 시험편을 채취하고, 시험 온도 20 ℃ 에서 시험을 실시하였다. 인성의 평가는, 시험 온도 20 ℃ 에서의 충격 특성이 20 J/㎠ 이상이면 양호라고 판단하였다. 왜냐하면, 충격 특성은, 스프링 강에 요구되는 특성의 하나이기 때문에, 본 발명에서는, 기준강의 1.5 배 이상이면 양호한 인성이 얻어졌다고 판단하고, 20 J/㎠ 이상의 충격 특성을 양호로 하였다.

표 2 에, 탈탄 깊이, 스케일 박리성, 인장 강도 및 인성의 각 결과를 나타냈다. 본 발명에 따른 성분 조성, 또한 A 값, B 값 및 C 값을 만족하는 A-2 ∼ A-18 의 강은, 탈탄의 발생이 없고, 또 스케일 박리성도 양호한 것을 알 수 있다. 이에 반하여, 성분 조성 및 A 값, B 값 그리고 C 값이 본 발명의 범위 외인 A-19 ∼ A-38 의 강은, 탈탄이 발생하고 있거나, 스케일 박리성이 저하되어 있거나, 인장 강도가 1730 ㎫ 미만이거나, 혹은 인성이 20 J/㎠ 미만인 것을 알 수 있다. 또, D 값이 125 이하인 A-2 ∼ A-18 의 발명강은, D 값이 125 초과인 A-39 ∼ A-43 의 발명강보다, 스케일 박리성이 양호한 것을 알 수 있다.

실시예 2

표 3 에 나타내는 성분 조성을 갖는 강을 진공 용해로에서 용제하고, 이들 강으로부터 제조한 강괴를 1050 ℃ 로 가열 후, 열간 압연을 실시하고, 직경 42 ㎜ 의 봉강으로 하였다. 가열시의 분위기는, M 가스 분위기에서 실시했지만, 다른 분위기 (예를 들어, 대기, LNG, 도시 가스, COG ＋ BFG 와 같은 혼합 가스, COG, 중유, 질소, 아르곤 등) 를 사용하여 가열해도 된다. 열간 압연 후의 선재로부터 샘플 (직경 42 ㎜, 길이 10 ㎜) 을 채취하고, 전술한 방법으로 내탈탄성을 조사하였다. 스프링 강의 스케일 박리성에 대해서도 전술한 방법으로 조사하였다.

표 4 에, 탈탄 깊이, 스케일 박리성, 인장 강도 및 인성의 각 결과를 나타냈다. 본 발명에 따른 성분 조성, 또한 A 값, B 값 및 C 값을 만족하는 B-2, B-3, B-5 ∼ B-7 및 B-9 ∼ B-17 의 강은, 탈탄의 발생이 없고, 또 스케일 박리성도 양호한 것을 알 수 있다. 이에 반하여, 성분 조성 및 A 값, B 값 그리고 C 값이 본 발명의 범위 외인 B-2, B-4, B-8 및 B-18 ∼ B-21 의 강은, 탈탄이 발생하고 있거나, 스케일 박리성이 저하되어 있거나, 인장 강도가 1730 ㎫ 미만이거나, 혹은 인성이 20 J/㎠ 미만인 것을 알 수 있다.

Claims

C : 0.45 질량％ 이상 0.65 질량％ 미만,
Si : 0.15 질량％ 이상 0.70 질량％ 이하,
Mn : 0.10 질량％ 이상 1.00 질량％ 이하,
Cr : 0.20 질량％ 이상 1.50 질량％ 이하,
P : 0.025 질량％ 이하,
S : 0.025 질량％ 이하,
O : 0.0015 질량％ 이하,
Sb : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 미만 및
Sn : 0.010 질량％ 이상 0.030 질량％ 이하
를, 하기 (1) 식에서 산출되는 A 값이 0.65 이상 3.50 이하, 하기 (2) 식에서 산출되는 B 값이 3.10 이상 34.00 이하, (3) 식에서 산출되는 C 값이 0.020 질량％ 이상 0.050 질량％ 이하의 조건하에 함유하고, 잔부가 불가피적 불순물 및 Fe 로 이루어지는 성분 조성인 스프링용 강:
A ＝ [C]/([Si] ＋ [Sb] ＋ [Sn]) … (1)
B ＝ [Si]/([Sn] ＋ [Sb]) … (2)
C ＝ [Sb] ＋ [Sn] … (3)
단, [ ] 는 그 괄호 내 성분의 함유량 (질량％).
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성은, 추가로,
Al : 0.50 질량％ 이하,
Cu : 1.0 질량％ 이하,
Ni : 2.0 질량％ 이하,
W : 2.0 질량％ 이하,
Nb : 0.1 질량％ 이하,
Ti : 0.2 질량％ 이하,
V : 0.5 질량％ 이하,
Mo : 1.0 질량％ 이하 및
B : 0.005 질량％ 이하
중에서 선택되는 1 종 또는 2 종 이상을 함유하는 스프링용 강.
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 성분 조성인 강 소재를 열간 압연하여 봉강 혹은 선재로 하고, 이어서 열간 성형에 의해 스프링 형상으로 하는 스프링의 제조 방법.
제 3 항에 있어서,
상기 열간 성형시의 가열 온도 T (℃), 상기 강 소재 중의 Sb 함유량 [Sb] (질량％) 및 Sn 함유량 [Sn] (질량％) 에 관한, 하기 (4) 식에서 산출되는 D 값이 125 이하인 스프링의 제조 방법.
D ＝ 6883.66 × [Sb] － 5213.09 × [Sn] ＋ 0.65 × T － 543.76 … (4)