KR20170118882A

KR20170118882A - 피로 특성이 우수한 열처리 강선

Info

Publication number: KR20170118882A
Application number: KR1020177026618A
Authority: KR
Inventors: 히로시 오우라; 도모카즈 마스다
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2015-03-31
Filing date: 2016-03-22
Publication date: 2017-10-25
Also published as: US20180073093A1; MX2017012436A; CN107429357A; JP6453693B2; BR112017020899A2; JP2016191099A; WO2016158562A1; EP3279357A4; EP3279357A1

Abstract

피로 특성이 우수한 열처리 강선을 제공한다. 본 발명의 열처리 강선은, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 표층으로부터 깊이 0.3mm에서의 템퍼링 마텐자이트 조직 중에, 원 상당 직경으로, 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.20개/μm² 이하, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.002개/μm² 이하, 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물을 0.0010개/μm² 이하 포함하고, 또한 잔류 오스테나이트량이 체적률로 5% 초과 15% 이하이다.

Description

피로 특성이 우수한 열처리 강선

본 발명은 열처리 강선에 관한 것으로, 상세하게는 피로 특성이 우수한 열처리 강선에 관한 것이다.

자동차의 경량화나 자동차 엔진의 고출력화에 수반해, 엔진, 클러치, 연료 분사 장치 등에 사용되는 각종 스프링에는, 고응력화가 요구되고 있다. 특히 스프링에 대한 부하 응력의 증대에 수반하여 피로 특성, 즉 내부 결함에서 기인하는 피로 파괴가 생기기 어려운 스프링이 요구되고 있다. 이들 밸브 스프링이나 클러치 스프링에는 오일 템퍼선(이하, 「열처리 강선」이라고 하는 경우가 있다)이 이용되고 있다.

열처리 강선의 조직은 템퍼링 마텐자이트 조직 주체이므로, 고강도를 확보하기 쉽고, 또한 피로 강도나 내처짐성이 우수하다는 이점이 있다. 그러나, 고강도화에 수반하여 인연성(靭延性)이 저하된다는 결점이 있다. 그 때문에 강재 중의 개재물 등의 내부 결함에서 기인하여 절손이 생기기 쉬워지기 때문에, 피로 특성의 저하가 새롭게 문제가 된다.

그래서, 이와 같은 과제에 대해서 지금까지도 이하와 같은 기술이 제안되고 있다.

특허문헌 1에는, C, Si, Mn, Mo, Cr을 소정량 함유하고, 인장 강도 1900∼2350MPa, 수축 35% 이상, Mo 탄화물 석출물의 사이즈 0.2μm 이하, 잔류 오스테나이트의 함유량 5vol% 이하, 표면 거칠기 Rz 14μm 이하인 스프링용 강선이 개시되어 있다. 이 기술에 의하면, 고온에서의 영향을 적게 해서 피로한을 향상시켜, 고온에서의 질화 처리가 가능한 스프링용 강선이 얻어진다.

특허문헌 2에는, 소정의 화학 성분 조성을 갖고, 잔류 오스테나이트가 체적률로 1∼5%인 고인성 스프링용 오일 템퍼선이 개시되어 있다. 이 기술에 의하면, 스프링 사용 중의 내처짐성을 열화시키는 일 없이, 고강도이고 또한 고인성을 갖는 스프링용 오일 템퍼선이 얻어진다.

일본 특허공개 2001-247934호 공보 일본 특허공개 평9-71843호 공보

예를 들면 특허문헌 1에서는 Mo 등 고가인 원소를 첨가하고 있기 때문에, 제조 비용이 비쌌다. 또한 특허문헌 2에서 규정하는 오스테나이트량으로는, 스프링 가공 시에 발생하는 가공 유기 마텐자이트 변태로부터 얻어지는 경도 증가가 작기 때문에, 충분한 경도를 확보할 수 없어, 스프링 강도에 개선의 여지가 있었다.

본 발명은 상기와 같은 사정에 주목하여 이루어진 것으로, 그 목적은 우수한 피로 특성을 갖는 열처리 강선을 제공하는 것이다.

상기 과제를 해결할 수 있었던 본 발명에 따른 열처리 강선은, 질량%로, C: 0.5∼0.8%, Si: 1.0∼2.50%, Mn: 0.5∼1.5%, P: 0% 초과 0.02% 이하, S: 0% 초과 0.02% 이하, Cr: 0.3∼0.7%, V: 0.05∼0.5%, Al: 0% 초과 0.01% 이하, N: 0% 초과 0.007% 이하, O: 0% 초과 0.004% 이하를 함유하고, 잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며, 표층으로부터 깊이 0.3mm에서의 템퍼링 마텐자이트 조직 중에, 원 상당 직경으로, 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.20개/μm² 이하, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.002개/μm² 이하, 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물을 0.0010개/μm² 이하 포함하고, 또한 잔류 오스테나이트량이 체적률로 5% 초과 15% 이하인 것에 요지를 갖는다.

질량%로, 이하의 (a), (b) 중 적어도 하나를 추가로 함유하는 것도 바람직한 실시태양이다.

(a) Ni: 0% 초과 0.3% 이하

(b) B: 0% 초과 0.01% 이하

본 발명에는 상기 열처리 강선을 이용하여 얻어지는 스프링도 포함된다.

본 발명에 의하면, 열처리 강선의 성분 조성, 조직 중의 개재물, 및 조직을 규정함으로써 우수한 피로 특성을 갖는 열처리 강선을 제공할 수 있다. 또한 본 발명의 열처리 강선을 이용하면 우수한 피로 특성을 갖는 스프링을 제공할 수 있다.

도 1은 실시예에 있어서의 Cr계 탄화물의 측정 개소의 개략 설명도이다.

높은 피로 강도가 요구되는 열처리 강선에는, 내부 결함, 즉 강재에 내재되어 피로 파괴의 기점이 되는 개재물 등을 최대한 저감할 것이 필요하고, 해당 개재물을 적절히 제어하는 것에 의해, 개재물에서 기인하는 단선이나 피로 절손의 발생을 저감할 수 있다는 것이 알려져 있다.

그래서 본 발명자들은 피로 특성이 우수한 열처리 강선을 얻을 수 있도록 다양한 각도에서 검토했다. 그 결과, 내부 결함에서 기인하는 피로 파괴를 억제하기 위해서는 템퍼링 마텐자이트 조직 중의 Cr계 탄화물을 제어하는 것이 유효하다는 것을 발견했다.

마텐자이트 조직 중에 경질이고, 또한 조대한 Cr계 탄화물이 존재하면, 해당 Cr계 탄화물과 모재의 계면이 피로 균열의 진전 경로가 되기 때문에, Cr계 탄화물이 피로 수명의 저하 원인이 된다. 그리고 피로 균열의 진전 억제에는 Cr계 탄화물의 사이즈와 개수를 제어하는 것이 유효하다고 생각했다.

또 열처리 강선을 가공해서 스프링을 제조하는 경우, 통상 질화 처리나 쇼트 피닝 등의 표면 가공 처리가 실시되고 있다. 이 점을 고려하면 열처리 강선 표층으로부터 0.3mm 깊이에서의 개재물이 피로 파괴의 기점이 되기 쉽다고 생각하여, 열처리 강선 표층으로부터 깊이 0.3mm에서의 Cr계 탄화물을 제어하는 것을 검토했다.

그 결과, 열처리 강선 표층으로부터 깊이 0.3mm에서의 Cr계 탄화물의 원 상당 직경으로의 석출 사이즈와 수밀도가 하기 조건을 만족시키는 것이 중요하다는 것을 밝혀냈다.

0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물: 0.20개/μm² 이하

0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물: 0.002개/μm² 이하

0.7μm 이상의 Cr계 탄화물: 0.0010개/μm² 이하

본 발명에 있어서 Cr계 탄화물에는, Cr 탄화물 외, Cr 탄질화물, 및 V 등의 탄화물 생성 원소와의 복합 탄화물 및 복합 탄질화물도 포함하는 주지이다.

또 인장 강도 2100MPa 이상의 고강도의 열처리 강선을 얻기 위해서는, 담금질 템퍼링 후의 잔류 오스테나이트량도 규정하는 것이 중요하다는 것을 발견하여, 본 발명에 이르렀다.

이하, 개재물, 조직 및 성분 조성을 규정한 이유에 대하여 상세히 기술한다.

한편, 본 발명에서는 피로 특성으로서, 스프링의 피로 특성을 높이는 것을 최종 목적으로 하지만, 이것을 달성시키기 위해서는, 스프링의 제조에 이용하는 열처리 강선도 피로 특성이 우수할 것이 필요해진다. 이와 같은 관점에서, 열처리 강선의 피로 특성의 향상을 도모하고 있다. 본 발명에서는, 이하, 스프링의 피로 특성이나 열처리 강선의 피로 특성을 간단히 「피로 특성」이라고 하는 경우가 있다.

[원 상당 직경으로 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물: 0.20개/μm² 이하]

원 상당 직경으로 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 미세한 Cr계 탄화물은 피로 균열의 진전 경로가 되기 쉽고, 이와 같은 미세한 Cr계 탄화물 석출량이 증가하면 피로 강도가 저하된다. 그 때문에 이 범위의 Cr계 탄화물은 적은 편이 좋고, 0.20개/μm² 이하, 바람직하게는 0.15개/μm² 이하, 보다 바람직하게는 0.12개/μm² 이하, 가장 바람직하게는 0개/μm²이다.

[원 상당 직경으로 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물: 0.002개/μm² 이하]

또한 원 상당 직경으로 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물은 피로 균열 진전 경로가 될 뿐만 아니라, 피로 파괴의 기점으로도 될 수 있기 때문에 피로 강도에 큰 영향을 미친다. 그 때문에 이 범위의 Cr계 탄화물은 적은 편이 좋고, 0.002개/μm² 이하, 바람직하게는 0.0015개/μm² 이하, 더 바람직하게는 0.001개/μm² 이하, 가장 바람직하게는 0개/μm²이다.

[원 상당 직경으로 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물: 0.0010개/μm² 이하]

원 상당 직경으로 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물은 피로 균열 진전 경로나 피로 파괴의 기점이 되기 쉽기 때문에 피로 강도를 현저하게 저하시킨다. 또 스프링 성형 시에 코일링 절손을 유발하는 원인이 될 수 있다. 그 때문에, 이 범위의 Cr계 탄화물은 적은 편이 좋고, 0.0010개/μm² 이하, 바람직하게는 0.0005개/μm² 이하, 가장 바람직하게는 0개/μm²이다.

[잔류 오스테나이트량이 체적률로 5% 초과 15% 이하]

본 발명에서는 상기 Cr계 탄화물을 억제하기 위해서 종래보다도 Cr 함유량을 저감시키고 있다. Cr 함유량의 저감에 수반하여 연화 저항, 즉 내열성도 저하되기 때문에, 스프링 가공 후의 변형 제거 소둔이나 질화 처리 등의 열처리에 의해 경도가 저하되어, 스프링의 고강도화가 어려워진다. 그래서 본 발명에서는 열처리 강선에 소정량의 잔류 오스테나이트를 존재시킴으로써, 스프링 가공 시에 잔류 오스테나이트를 가공 유기 마텐자이트로 변태시켜 스프링을 고강도화시키고 있다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 잔류 오스테나이트량은, 금속 조직 전체에 대해서, 체적률로 5% 초과, 바람직하게는 7% 이상, 보다 바람직하게는 8% 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트량이 지나치게 많으면 담금질 시의 경도가 부족해지는 경우가 있기 때문에 15% 이하, 바람직하게는 13% 이하, 보다 바람직하게는 12% 이하이다.

다음으로, 본 발명에 따른 열처리 강선에 이용되는 강 중의 화학 성분 조성에 대하여 설명한다.

[C: 0.5∼0.8%]

C는 스프링의 강도, 내처짐성의 향상에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, C 함유량은 0.5% 이상, 바람직하게는 0.55% 이상, 보다 바람직하게는 0.6% 이상이다. C 함유량의 증가에 수반하여 스프링의 강도·내처짐성은 향상되지만, 첨가량이 과잉이 되면 조대 시멘타이트를 다량으로 석출시켜, 스프링 가공성, 스프링 특성에 악영향을 미친다. 그 때문에 C 함유량은 0.8% 이하, 바람직하게는 0.75% 이하, 보다 바람직하게는 0.70% 이하이다.

[Si: 1.0∼2.50%]

Si는 강의 탈산 및 스프링의 강도 향상에 유효한 원소이다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Si 함유량은 1.0% 이상, 바람직하게는 1.2% 이상, 보다 바람직하게는 1.4% 이상이다. 한편, Si 함유량이 과잉이 되면, 재료를 경화시킬 뿐만 아니라, 연성·인성을 저하시키는 것 외, 표면의 탈탄량이 증가하여 피로 특성을 저하시키는 경우가 있다. 그 때문에 Si 함유량은 2.50% 이하, 바람직하게는 2.4% 이하, 보다 바람직하게는 2.3% 이하이다.

[Mn: 0.5∼1.5%]

Mn은 강의 탈산, 강 중 S를 MnS로서 고정하는 것에 더하여, 담금질성을 높여 스프링 강도의 향상에 공헌한다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Mn 함유량은 0.5% 이상, 바람직하게는 0.6% 이상, 보다 바람직하게는 0.7% 이상이다. 한편, Mn 함유량이 과잉이 되면, 담금질성이 과도하게 향상되기 때문에, 마텐자이트, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에 Mn 함유량은 1.5% 이하, 바람직하게는 1.4% 이하, 보다 바람직하게는 1.3% 이하이다.

[P: 0% 초과 0.02% 이하]

P는 구 오스테나이트 입계에 편석하여, 조직을 취화시키기 때문에 피로 특성이 저하된다. 그 때문에 P 함유량은 0.02% 이하, 바람직하게는 0.018% 이하이다. P 함유량은 적을수록 바람직하지만, 0으로 하는 것은 제조상 곤란하고, 0.003% 정도는 불가피 불순물로서 함유하는 경우가 있다.

[S: 0% 초과 0.02% 이하]

S는 구 오스테나이트 입계에 편석하여, 조직을 취화시키기 때문에 피로 특성이 저하된다. 그 때문에 S 함유량은 0.02% 이하, 바람직하게는 0.015% 이하이다. S 함유량은 적을수록 바람직하지만, 0으로 하는 것은 제조상 곤란하고, 0.003% 정도는 불가피 불순물로서 함유하는 경우가 있다.

[Cr: 0.3∼0.7%]

Cr은 담금질성을 향상시켜, 스프링 강도를 향상시키는 것에 더하여, C의 활량을 저하시켜 압연 시나 열처리 시의 탈탄을 방지하는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 Cr 함유량은 0.3% 이상, 바람직하게는 0.35% 이상, 보다 바람직하게는 0.4% 이상이다. 한편, Cr이 증가하면 강 중의 Cr계 탄화물이 증가하기 때문에 스프링의 피로 특성을 저하시킨다. 그 때문에 Cr 함유량은 0.7% 이하, 바람직하게는 0.65% 이하, 보다 바람직하게는 0.6% 이하이다.

[V: 0.05∼0.5%]

V는 열간 압연 및 담금질 템퍼링 처리에 있어서 결정립을 미세화하는 작용이 있어, 연성, 인성을 향상시킨다. 또한, 스프링 성형 후의 변형 제거 소둔 시에 2차 석출 경화를 일으켜 스프링의 강도의 향상에 기여한다. 이들 효과를 발휘시키기 위해서는, V 함유량은 0.05% 이상, 바람직하게는 0.10% 이상, 보다 바람직하게는 0.15% 이상이다. 한편, V 함유량이 많으면, Cr과 V의 복합 탄화물이 증가하여 스프링의 피로 강도가 저하된다. 그 때문에 V 함유량은 0.5% 이하, 바람직하게는 0.40% 이하, 보다 바람직하게는 0.35% 이하이다.

[Al: 0% 초과 0.01% 이하]

Al은 강 중에서 Al₂O₃이나 AlN의 개재물을 형성한다. 이들 개재물은 스프링의 피로 수명을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에 Al 함유량은 0.01% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하이다.

[N: 0% 초과 0.007% 이하]

N은 Al과 결합하여 AlN의 개재물을 형성한다. AlN 개재물은 스프링의 피로 수명을 현저하게 저하시킨다. 또한 N은 신선 가공 중의 시효 취화를 촉진하기 때문에, 2차 가공을 어렵게 한다. 그 때문에 N 함유량은 0.007% 이하, 바람직하게는 0.005% 이하이다.

[O: 0% 초과 0.004% 이하]

O를 과잉으로 함유하면 조대한 비금속 개재물을 생성하여 피로 강도를 저하시킨다. 그 때문에 O 함유량은 0.004% 이하, 바람직하게는 0.003% 이하이다.

본 발명의 열처리 강선의 기본 성분은 상기와 같고, 잔부는 실질적으로 철이다. 단, 철 원료(스크랩을 포함한다), 부원료 등의 자재, 제조 설비 등의 상황에 따라 불가피적으로 혼입되는 Ca, Na 등의 불가피 불순물이 강 중에 포함되는 것은 당연히 허용된다.

본 발명의 강재에는, 필요에 따라서 적어도 Ni 또는 B를 추가로 함유시켜도 되고, 함유시키는 원소의 종류, 함유량에 따라 열처리 강선의 특성을 더 개선할 수 있다. 이들 원소를 함유시킬 때의 바람직한 범위 설정 이유는 하기와 같다.

[Ni: 0% 초과 0.3% 이하]

Ni는 열간 압연 시의 탈탄을 억제하는 것 외, 내부식성을 향상시키는 효과가 있다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, Ni 함유량은 바람직하게는 0.05% 이상, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다. 한편, Ni 함유량이 많으면 비용면에서 뒤떨어질 뿐만 아니라, 담금질성이 과도하게 향상되기 때문에, 마텐자이트, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되기 쉬워져, 스프링의 내처짐성을 현저하게 저하시킨다. 그 때문에, Ni 함유량은 바람직하게는 0.3% 이하, 보다 바람직하게는 0.25% 이하, 더 바람직하게는 0.2% 이하이다.

[B: 0% 초과 0.01% 이하]

B는 담금질성의 향상과 오스테나이트 결정립계의 청정화 작용이 있어, 인연성을 향상시킨다. 이와 같은 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는, B 함유량은 바람직하게는 0.001% 이상, 보다 바람직하게는 0.0015% 이상, 더 바람직하게는 0.002% 이상이다. 한편, B를 과잉으로 함유시키면 Fe와 B의 복합 화합물이 석출되어, 열간 압연 시의 균열을 야기할 위험이 있다. 또한, 담금질성이 과도하게 향상되기 때문에, 마텐자이트, 베이나이트 등의 과냉 조직이 생성되기 쉬워진다. 그 때문에, B 함유량은 바람직하게는 0.01% 이하, 보다 바람직하게는 0.008% 이하, 더 바람직하게는 0.006% 이하이다.

본 발명의 열처리 강선의 제조 방법은 특별히 한정되지 않고, 공지의 제조 조건을 채용할 수 있다. 예를 들면 상기 화학 성분 조성을 갖는 강을 용제, 분괴 압연한 강편을 열간 압연으로 직경 5.0∼8.0mm 정도의 선재로 가공하고, 코일상으로 권취하여 냉각한다. 그 후, 강선재(이하, 「압연 선재」라고 하는 경우가 있다)의 표층의 흠집이나 탈탄부를 제거하는 피삭 처리를 실시한다. 나아가 그 후, 고주파 등으로 연화 소둔 처리, 또는 패턴팅 처리를 행한 후, 원하는 선직경, 예를 들면 밸브 스프링용의 경우에는 직경 3∼4mm 정도까지 신선 가공한다. 얻어진 신선 가공 선재는 그 후, 오일 템퍼라고 불리는 담금질, 템퍼링 처리를 실시하여 열처리 강선이 얻어진다. 밸브 스프링이나 클러치 스프링 등의 각종 스프링은 이와 같이 해서 얻어진 열처리 강선을 스프링 형상으로 가공함으로써 얻어진다.

본 발명에서는 템퍼링 마텐자이트 조직 중의 Cr계 탄화물의 석출 사이즈, 개수를 제어하기 위해서, 분괴 압연 시의 가열 온도 및 압연 온도 제어에 더하여, 2차 가공에 있어서의 패턴팅 처리 조건 및 신선 처리 후의 담금질 템퍼링 처리의 열처리 조건을 제어할 필요가 있다.

예를 들면 상기 소정의 화학 성분 조성을 만족하는 강괴를 용광로에서 용제한 후, 이 주괴를 분괴 압연하여 소정 사이즈의 빌렛을 제작한다. 분괴 압연 공정에서는 Cr계 탄화물을 충분히 고용시키기 위해, 분괴 압연 전에 빌렛을 1200℃ 이상, 보다 바람직하게는 1220℃ 이상, 더 바람직하게는 1230℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 빌렛을 고온으로 가열할수록, Cr계 탄화물을 고용할 수 있기 때문에, 가열 온도의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 가열로의 내열 온도를 고려하면, 가열 온도의 상한은 1250℃ 이하, 바람직하게는 1240℃ 이하이다.

압연 공정에서는 원하는 압하율로 열간 압연하여, 원하는 선직경의 선재로 하면 된다. 압연 공정에서는, Cr계 탄화물의 생성, 성장을 억제하기 위해서 저온에서 압연하는 것이 바람직하다. 압연 온도는 바람직하게는 950℃ 이하, 보다 바람직하게는 900℃ 이하이고, 바람직하게는 750℃ 이상, 보다 바람직하게는 800℃ 이상이다.

열간 압연 후에는 제어 냉각을 행할 필요가 있다. 열간 압연 후의 냉각 과정에서 Cr계 탄화물의 생성, 성장을 억제함과 더불어, 베이나이트나 마텐자이트 등의 과냉각 조직의 발생이나 과도한 탈탄을 억제하기 위해서는 압연 선재를 적절히 냉각할 필요가 있다. 구체적으로는 압연 선재를 권취한 후의 냉각 컨베이어에 재치할 때의 재치 온도, 즉 압연 권취 온도는 750℃ 이상, 바람직하게는 780℃ 이상, 보다 바람직하게는 800℃ 이상이고, 950℃ 이하, 바람직하게는 920℃ 이하, 보다 바람직하게는 900℃ 이하이다.

또한 컨베이어 재치 후의 냉각 개시로부터 펄라이트 변태 종료 온도역, 즉 600℃까지의 평균 냉각 속도를 1.0℃/초 이상, 바람직하게는 2℃/초 이상이고, 6℃/초 이하, 바람직하게는 5℃/초 이하, 보다 바람직하게는 4℃/초 이하로 한다. 그 후, 300℃까지의 평균 냉각 속도를 4℃/초 이상, 바람직하게는 5℃/초 이상이고, 10℃/초 이하, 바람직하게는 9℃/초 이하로 한다. 이와 같이 냉각 속도를 제어함으로써 Cr계 탄화물의 생성, 성장을 억제할 수 있음과 더불어, 2차 가공 처리에 적합한 펄라이트 조직으로 할 수 있다.

상기 냉각 속도 제어는, 예를 들면 압연 선속, 컨베이어 속도, 블로어 냉각, 커버 냉각 등을 적절히 조합하는 것에 의해 제어 가능하다. 한편, 상기 온도는 컨베이어 상의 복수 개소에 설치한 방사 온도계에 의해 측정할 수 있다.

그 후, 압연 선재 표층의 탈탄층, 흠집 등을 제거하는 피삭 처리, 펄라이트 조직으로 하기 위한 패턴팅 처리를 행한 후, 원하는 선직경으로 신선 가공한다. 패턴팅 시의 가열 조건을 제어함으로써 펄라이트 조직으로 할 수 있다. 또한 특히 조대한 미용해 Cr계 탄화물을 억제하기 위해서는 패턴팅 시의 가열 온도를 850℃ 이상, 바람직하게는 870℃ 이상, 보다 바람직하게는 890℃ 이상이고, 바람직하게는 950℃ 이하, 보다 바람직하게는 930℃ 이하로 한다. 또한 해당 가열 온도에서의 유지 시간은 10초 이상, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 20초 이상이고, 60초 이하, 바람직하게는 55초 이하, 보다 바람직하게는 50초 이하이다. 평균 냉각 속도는 1.0℃/초 이상, 바람직하게는 2.0℃/초 이상, 6℃/초 이하, 바람직하게는 5℃/초 이하이다. 이와 같은 제어 냉각을 행함으로써, 후공정에 적합한 펄라이트 조직이 얻어진다.

신선 가공 선재에는 담금질 템퍼링 처리를 실시한다. 담금질 시의 가열 온도는 가열 부족에 의한 조대한 미용해 Cr계 탄화물을 억제하기 위해, 850℃ 이상, 바람직하게는 870℃ 이상, 보다 바람직하게는 890℃ 이상이다. 한편, 잔류 오스테나이트 결정립이 예를 들면 GS＃10 이하로 조대화되면 인연성이 저하되기 때문에, 잔류 오스테나이트 결정립 조대화를 억제하는 관점에서 가열 온도는 950℃ 이하, 바람직하게는 930℃ 이하, 보다 바람직하게는 910℃ 이하이다. 상기 가열 온도에서의 유지 시간은 10초 이상, 바람직하게는 15초 이상, 보다 바람직하게는 20초 이상이고, 60초 이하, 바람직하게는 55초 이하, 보다 바람직하게는 50초 이하이다. 소정 시간 유지한 후에 가열한 기름, 예를 들면 대략 50∼60℃ 정도의 기름으로 담금질을 행한 후, 템퍼링은 2100MPa 이상의 인장 강도가 되도록 적절히 조정하면 된다. 예를 들면 템퍼링은 가열 온도 350℃ 이상 450℃ 이하, 가열 온도에서의 유지 시간을 30초 이상 150초 이하로 한다. 이와 같은 처리를 함으로써 원하는 인장 강도를 갖고, 또한 5% 초과 15% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함한 열처리 강선이 얻어진다.

본 발명의 열처리 강선은 후기 실시예에 나타내는 바와 같이 피로 특성이 우수한 특성을 나타낸다. 본 발명의 열처리 강선은 원하는 코일 직경, 자유 높이, 감기수로 가공하여 밸브 스프링이나 클러치 스프링, 엔진 스프링, 트랜스미션 스프링 등 각종 스프링을 제조할 수 있다. 열처리 강선에는 가공할 때에 필요에 따라서 질화 처리나 진공 침탄 처리 등의 공지의 각종 처리를 실시해도 된다.

본원은 2015년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2015-070531호에 기초하는 우선권의 이익을 주장하는 것이다. 2015년 3월 31일에 출원된 일본 특허출원 제2015-070531호의 명세서의 전체 내용이 본원에 참고를 위해 원용된다.

실시예

이하, 실시예를 들어 본 발명을 보다 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 물론 하기 실시예에 의해 제한을 받는 것은 아니고, 전·후기의 취지에 적합할 수 있는 범위에서 적당히 변경을 가하여 실시하는 것도 물론 가능하며, 그들은 모두 본 발명의 기술적 범위에 포함된다.

표 1에 나타내는 화학 성분 조성의 강괴 150kg을 소형 진공 용해로에서 용제한 후, 분괴 온도를 모의한 표 2에 나타내는 온도에서 가열한 후, 단신 가공하여 □155mm의 강편을 제작했다. 이 강편을 열간 압연한 후, 재치 온도, 및 권취 후 600℃까지의 냉각 속도(표 중, 「냉각 속도 I」로 기재), 및 그 후 300℃까지의 냉각 속도(표 중, 「냉각 속도 II」로 기재)를 표 2에 나타내는 바와 같이 제어하여 선직경 φ8.0mm의 압연 선재를 제조했다. 이 압연 선재를 피삭 처리하여 표층의 탈탄층, 흠집 등을 제거한 후, 표 2에 나타내는 조건에서 패턴팅 처리하여 펄라이트 조직으로 한 후, 선직경 φ4.0mm가 되도록 냉간 신선 가공했다.

계속해서 표 2에 나타내는 조건에서 담금질 템퍼링 처리를 행했다. 그때, 템퍼링 처리는 인장 강도가 2100∼2150MPa이 되도록 실시하여, 열처리 강선을 제조했다.

인장 강도, 수축, Cr계 탄화물, 잔류 γ, 피로 강도는 다음과 같이 측정해서 표 3에 기재했다.

[인장 강도, 수축]

오토그래프(시마즈제작소제)로 평가간 거리를 200mm, 변형 속도 20mm/min으로 해서 인장 시험을 행하여 인장 강도, 및 파면 형상으로부터 수축을 측정했다. 수축이 45% 이상이면 인연성이 우수하다고 판정했다.

[Cr계 탄화물]

전계 방사형 주사 전자 현미경(FE-SEM: Field Emission Scanning Electron Microscope) 및 에너지 분산형 형광 X선 분석 장치(EDX: Energy Dispersive X-ray)를 이용하여 템퍼링 마텐자이트 조직 중의 Cr계 탄화물의 측정을 행했다. 강선의 축에 대해서 수직한 단면(이하, 「횡단면」이라고 한다)에서 절단하여, 열간 수지에 매설하고, 페이퍼 연마, 버프 연마, 에칭의 순으로 행했다. 에칭액에는 5% 피크르산 95% 에탄올을 사용하여, 석출물을 출현시켰다. 이어서, FE-SEM을 이용하여, 상기 횡단면에 있어서 강선 표층으로부터 깊이 0.3mm의 위치를 도 1에 나타내는 바와 같이 45° 간격으로 각 275μm², 합계 2,200μm²를 관찰했다. 관찰은 배율 10,000배, 가속 전압: 20kV, 전류: 0.1nA의 조건에서 행했다. 이어서, EDX를 이용하여, 탄화물, 탄질화물, 복합 탄화물 및 복합 탄질화물을 동정하고, Fe를 제외한 원소 중 Cr을 질량%로 10% 이상 포함하는 것을 Cr계 탄화물로 했다. Cr계 탄화물의 측정은 화상 해석 소프트(Media Cybernetics사제 Image Pro Plus)를 이용하여 원 상당 직경이 0.1μm 이상인 Cr계 탄화물의 정성 분석을 행하고, 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물, 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물의 각각의 개수를 산출하여, 1μm²당 Cr계 탄화물의 개수 및 평균값을 산출했다.

[잔류 γ]

2차원 미소부 X선 회절 장치를 이용하여, 표 4에 기재된 분석 조건에서 잔류 γ량의 측정을 행하여 체적률을 산출했다. 한편, 잔류 γ의 효과는 자기직경감기 전후의 경도 상승의 측정값 △HV에 의해 평가했다. △HV가 50 이상이면 코일링 시의 경도 상승에 의해 고강도 스프링이 얻어졌다고 판정했다.

[피로 강도]

피로 강도는 나카무라식 회전 굽힘 피로 시험을 행하여 평가했다. 담금질 템퍼링 처리 후의 열처리 강선에 대해서 쇼트 피닝을 행하여 강선 표층에 압축의 잔류 응력을 부여한 후, 220℃에서 20분간의 변형 제거 소둔을 행하여 시험편을 제작했다. 회전 굽힘 시험은 부하 응력 1000MPa로부터 개시하고, 시험편 5본 전부가 파단됨이 없이 회전수가 5,000만회에 도달한 응력을 피로 강도로 했다. 개재물에서의 절손이 발생한 경우에는 950MPa, 900MPa로 서서히 부하 응력을 저하시켜 회전 굽힘 시험을 실시했다. 900MPa 이상을 합격으로 평가했다.

이들 결과로부터, 다음과 같이 고찰할 수 있다. 시험 No. 1∼10은 본 발명에서 규정하는 요건을 만족하는 발명예이다. 이들은 모두 우수한 피로 특성을 갖고 있었다.

시험 No. 11, 12는 분괴 온도가 낮은 예이다. 이들 예에서는 0.7μm 이상의 조대한 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 13은 재치 온도가 높은 예이다. 이 예는 압연재에 과냉 조직이 생겨 압연 선재의 피삭 처리 시에 단선되었기 때문에, 시험을 중지했다.

시험 No. 14는 재치 온도로부터 600℃까지의 냉각 속도(표 중, 「냉각 속도 I」)가 느린 예이다. 이 예에서는 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물 및 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 15는 압연 후 300℃까지의 냉각 속도(표 중, 「냉각 속도 II」)가 느렸던 예이다. 이 예에서는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 16은 패턴팅 시의 가열 온도가 낮은 예이다. 이 예에서는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 17은 패턴팅 시의 가열 유지 시간이 짧은 예이다. 이 예는 불완전 조직이 되어 신선 공정에서 단선이 생겼기 때문에, 시험을 중지했다.

시험 No. 18은 패턴팅 시의 냉각 속도가 느린 예이다. 이 예에서는 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물 및 0.7μm 이상의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 19는 담금질 시의 가열 온도가 낮은 예이다. 이 예에서는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 20은 담금질 시의 유지 시간이 짧은 예이다. 이 예에서는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 21은 템퍼링 온도가 높은 예이다. 이 예에서는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다. 또한, 잔류 γ량도 적었다.

시험 No. 22는 템퍼링 온도가 높은 예이다. 이 예에서는 잔류 γ량이 적어 코일링 후의 경도 상승이 적기 때문에, 고강도 스프링이 얻어지지 않는다.

시험 No. 23은 템퍼링의 유지 시간이 길었다. 이 예는 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물, 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다. 또한, 잔류 γ량도 적었다.

시험 No. 24는 C 함유량이 많은 예이다. 이 예는 인장 강도가 높고, 수축이 낮았다. 또한 0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물 및 0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 25는 Si 함유량이 많은 예이다. 이 예는 인장 강도가 높고, 수축이 낮았다. 또한 인연성이 부족하여 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 26은 Cr 함유량이 많은 예이다. 이 예에서는 Cr계 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

시험 No. 27은 V 함유량이 많은 예이다. 이 예에서는 Cr과 V의 복합 탄화물이 많아져, 피로 강도가 저하되었다.

Claims

질량%로,
C: 0.5∼0.8%,
Si: 1.0∼2.50%,
Mn: 0.5∼1.5%,
P: 0% 초과 0.02% 이하,
S: 0% 초과 0.02% 이하,
Cr: 0.3∼0.7%,
V: 0.05∼0.5%,
Al: 0% 초과 0.01% 이하,
N: 0% 초과 0.007% 이하,
O: 0% 초과 0.004% 이하를 함유하고,
잔부가 철 및 불가피 불순물로 이루어지며,
표층으로부터 깊이 0.3mm에서의 템퍼링 마텐자이트 조직 중에, 원 상당 직경으로,
0.1μm 이상 0.3μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.20개/μm² 이하,
0.3μm 이상 0.7μm 미만의 Cr계 탄화물을 0.002개/μm² 이하,
0.7μm 이상의 Cr계 탄화물을 0.0010개/μm² 이하 포함하고, 또한
잔류 오스테나이트량이 체적률로 5% 초과 15% 이하인 피로 특성이 우수한 열처리 강선.
제 1 항에 있어서,
질량%로, 이하의 (a), (b) 중 적어도 하나를 추가로 함유하는 열처리 강선.
(a) Ni: 0% 초과 0.3% 이하
(b) B: 0% 초과 0.01% 이하
제 1 항 또는 제 2 항에 기재된 열처리 강선을 이용하여 얻어지는 스프링.