KR20180043826A

KR20180043826A - 스프링용 강선 및 스프링

Info

Publication number: KR20180043826A
Application number: KR1020187008582A
Authority: KR
Inventors: 신야 데라모토; 히로시 야리타; 쇼오이치 스즈키
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤
Priority date: 2015-09-04
Filing date: 2016-09-05
Publication date: 2018-04-30
Also published as: US10844920B2; CN108350537B; JP6461360B2; CN108350537A; EP3346020B1; JPWO2017039012A1; WO2017039012A1; EP3346020A4; KR102122280B1; US20180259022A1; EP3346020A1

Abstract

이 스프링용 강선은, 질량％로, C: 0.40∼0.75％, Si: 1.00∼5.00％, Mn: 0.20∼2.00％, P: 0.0001∼0.0500％, S: 0.0001∼0.0500％, Cr: 0.50∼3.50％, Al: 0.0005∼0.0500％, N: 0.0020∼0.0100％, Mo: 0∼2.00％, V: 0∼0.50％, W: 0∼0.50％, Nb: 0∼0.100％, Ti: 0∼0.100％, Ca: 0∼0.0100％, Mg: 0∼0.0100％, Zr: 0∼0.1000％, B: 0∼0.0100％, Cu: 0∼1.00％, Ni: 0∼3.00％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 조직이 면적률로 90％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상이고, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하이다.

Description

스프링용 강선 및 스프링

본 발명은, 주로 자동차에 사용되는 밸브 스프링이나 클러치 댐퍼 스프링, 현가 스프링 등의 고강도 스프링에 사용되는 스프링용 강선에 관한 것으로, 특히 스프링 가공 후의 내 세틀링성이 우수한 고강도 스프링용 강선 및 그 강선으로 이루어지는 스프링에 관한 것이다.

본원은, 2015년 09월 04일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2015-174730호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

자동차의 경량화나 고기능화에 수반하여, 상기 각종 용도로 사용되는 스프링에 대해서도, 설계 응력의 고응력화가 지향되고 있다. 이 경우, 스프링의 부하 응력이 증대되기 때문에, 피로 강도, 내 세틀링성이 우수한 스프링이 요구된다. 세틀링성이라 함은, 응력 부하 중에 소성 변형되는 것이다. 그 때문에, 내 세틀링성이 낮은 경우, 고응력 부하 중에 스프링의 세틀링량이 커져, 스프링으로서의 복원력이 저하되는 문제가 발생한다.

상기 각종 용도로 사용되는 스프링으로서는, 주로 냉간 성형 스프링이 사용되고 있다. 냉간 성형 스프링은, 미리 강에 ??칭 템퍼링 처리한 고강도 강선에 대해, 냉간에 있어서 스프링 가공을 행함으로써 제조된다. 일반적으로, 이러한 스프링의 피로 강도, 내 세틀링성을 향상시키는 수단으로서, ??칭 템퍼링 후의 인장 강도를 높이는 것이 알려져 있다.

또한 특허문헌 1, 2에 개시된 바와 같이, 화학 조성으로서 Si 등의 합금 원소를 다량으로 함유시킴으로써, 강선의 인장 강도를 높여, 피로 강도 및 내 세틀링성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나, 이러한 수단에 의해 강선의 인장 강도를 높이면, 연성, 인성이 현저하게 저하되어, 스프링 가공을 할 수 없거나, 얻어진 스프링이 스프링으로서의 사용에 견딜 수 없게 될 것이 우려된다.

상기 이외에도, 내 세틀링성을 향상시키는 수단이 종래부터 다양하게 제안되어 있다. 예를 들어 특허문헌 3에서는, 100㎚ 이하의 미세한 시멘타이트를 강 중에 분산시킴으로써 스프링의 내 세틀링성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나 특허문헌 3에서는, 이 미세한 시멘타이트가 열처리 시에 분해, 소실되는 것을 억제하기 위해, 시멘타이트 중에 Cr, V를 농화시켜, Cr 농도 및 V 농도를 소정 농도 이상으로 할 필요가 있다. Cr이나 V 등의 합금 원소가 농화된 미세한 시멘타이트는, 연성, 인성이 현저하게 낮기 때문에, 특허문헌 3의 기술로는, 강선으로부터 스프링으로의 스프링 가공을 할 수 없거나, 얻어진 스프링이 스프링으로서의 사용에 견딜 수 없게 될 것이 우려된다.

또한, 특허문헌 4에서는, 주로 마르텐사이트 및 베이나이트 조직으로 이루어지는 강재를 냉간 가공한 후, ??칭 템퍼링을 행하고, 구 오스테나이트립을 미세화함과 함께, 미용해 탄화물을 최대한 적게 함으로써, 현가 스프링의 내 세틀링성을 향상시키는 기술이 제안되어 있다. 그러나 특허문헌 4의 기술에서는, 주로 마르텐사이트 및 베이나이트 조직으로 이루어지는 스프링강을 냉간 가공할 필요가 있다. 스프링강과 같이 고탄소의 강의 마르텐사이트 및 베이나이트 조직은, 취약하여 냉간 가공이 곤란하다.

또한, 특허문헌 5∼8에도, 미용해 탄화물(시멘타이트)의 양을 적게 함으로써, 피로 특성이나 내 세틀링성을 개선하는 기술이 제안되어 있다. 그러나 이러한 기술에서는, 피로 특성이나 내 세틀링성의 개선의 효과는 작다.

이상과 같이, 종래 제안되어 있는 내 세틀링성 향상 기술은 아직 불충분하여, 근년의 스프링의 고강도화 요구에 대응 가능한, 스프링의 내 세틀링성을 향상시킬 수 있는 고강도 스프링용 강선은, 현 상황에서는 얻을 수 없다.

일본 특허 제2613601호 공보 일본 특허 공개 평2-57637호 공보 일본 특허 제4868935호 공보 일본 특허 제3764715호 공보 일본 특허 제3233188호 공보 일본 특허 공개 평11-246943호 공보 일본 특허 제3971571호 공보 일본 특허 제3851095호 공보

본 발명은, 이상의 사정을 배경으로 하여 이루어졌다. 본 발명은, 가공성이 양호하고, 또한 스프링으로 가공하였을 때, 고응력 부하에서의 사용에 있어서도 소성 변형량이 적고, 근년의 고강도화 요구에 충분히 대응 가능할 정도로 내 세틀링성이 우수한 고강도 스프링용 강선, 및 그 스프링용 강선으로 이루어지는 스프링을 제공하는 것을 과제로 한다.

상술한 과제를 해결하기 위해, 본 발명자들은, 스프링 가공 후의 내 세틀링성이 우수한 고강도 스프링용 강선을 실현하는 방책에 대해 예의 검토하였다. 그 결과, 이하의 (a)∼(e)의 지견을 얻었다.

(a) 내 세틀링성의 향상을 위해서는, 스프링용 강선의 조직(금속 조직)을 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직(구체적으로는 면적률로 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트인 조직)으로 하는 동시에, 조직의 미세화, 특히 구 오스테나이트립을 미세화하는 것이 유효하다. 일반적으로, 스프링용 강선의 제조 과정에서는, 열간 압연 후의 오스테나이트 상으로 이루어지는 조직의 강에 대해 납 파텐팅 등의 펄라이트 변태 처리를 실시하고, 그 후에 냉간 신선 가공을 행하고 나서 ??칭 템퍼링 처리를 실시한다. ??칭 템퍼링 후의 조직이, 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직, 특히 면적률로 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트이면, 우수한 내 세틀링성을 확보할 수 있다.

(b) 내 세틀링성의 향상을 위해서는, 조직의 미세화, 특히 구 오스테나이트립을 미세화해 두는 것이 유효하다. 변태 전의 오스테나이트립을 미세화시키면, 그것에 수반하여, 템퍼링 마르텐사이트 주체의 조직에 있어서의 마르텐사이트 블록의 사이즈가 미세화된다. 또한, 마르텐사이트 블록 사이즈의 미세화에 의해 항복 강도가 향상되어, 내 세틀링성이 향상된다. 이들 효과는 구 오스테나이트립의 사이즈가, JIS G 0551에서 규정되는 입도 번호에 있어서 12.5번 이상이 됨으로써 특히 커진다.

(c) 구 오스테나이트립의 미세화를 도모하기 위해서는, 시멘타이트(Fe₃C)로 대표되는 철계 탄화물, 특히 어느 정도 이상의 입경을 갖는, 비교적 큰 철계 탄화물(후술하는 바와 같이 미용해 철계 탄화물을 주체로 하는 철계 탄화물)을 다량으로 분산시켜 두는 것이 유효하다. 종래는, 조대한 탄화물은 없는 편이 좋다고 여겨지고 있었지만, 비교적 큰 철계 탄화물을 다량으로 분산시킴으로써 그 철계 탄화물에 의한 핀 고정 효과에 의해, 변태 전의 오스테나이트립을 미세화시킬 수 있다. 변태 전의 오스테나이트립이 미세화되면, 그 후의 냉각 과정에서 변태된 마르텐사이트가 미세화되어, 가공성이 저하되는 일 없이 항복 강도가 향상되므로, 내 세틀링성이 향상된다.

(d) 상기한 철계 탄화물은 그 입경이 중요하며, 원상당 직경이 0.15㎛ 미만인 미세한 철계 탄화물 및 원상당 직경이 0.50㎛를 초과하는 조대한 철계 탄화물에서는, 상기한 효과를 충분히 발휘하는 것이 곤란하다. 따라서, 상기한 효과를 얻기 위해서는, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물을 소정량 이상 존재시킬 필요가 있다. 스프링용 강선의 제조 과정에서는, 열간 압연 후의 납 파텐팅 등의 펄라이트 변태 처리에 의해 생긴 시멘타이트 등의 탄화물의 일부가, 그 후의 ??칭 템퍼링 후까지 완전하게는 용해되지 않고, 미용해 상태로 남는 경우가 있다. 이러한 미용해 철계 탄화물은, 원상당 직경이 0.15㎛ 정도 이상인 탄화물로서 존재하는 경우가 많다. 한편, ??칭 후의 템퍼링 시 등에 있어서도 철계 탄화물이 석출되지만, 템퍼링 시에 석출되는 탄화물은 미세하여, 원상당 직경이 0.15㎛ 미만, 특히 0.10㎛ 미만인 것이 대부분이다. 따라서, 변태 전의 오스테나이트립을 미세화시켜, 내 세틀링성을 향상시키기 위해서는, ??칭 템퍼링 후까지 미용해 상태로 남는 철계 탄화물을 이용하는 것이 유효하다.

(e) 내 세틀링성의 향상에는, 철계 탄화물의 존재 밀도의 제어도 중요하다. 즉, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 미용해 탄화물의 존재가 적으면, 결정립 미세화의 효과가 충분하지 않기 때문에, 내 세틀링성은 향상되지 않는다. 특히, 그 존재 밀도가 0.40개/㎛² 미만이면, 내 세틀링성의 향상 효과가 거의 확인되지 않는다. 한편, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물이 과잉으로 존재하는 경우, ??칭 템퍼링 후의 강도가 저하되기 때문에, 오히려 내 세틀링성이 저하된다. 또한 이 경우, 연성도 저하되므로, 가공성이 현저하게 저하된다. 특히 그 존재 밀도가 2.00개/㎛²를 초과하면, 이들 문제가 발생하기 쉬워진다. 따라서, 가공성을 저하시키는 일 없이, 내 세틀링성을 확실하게 향상시키기 위해서는, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛²∼2.00개/㎛²의 범위 내인 것이 필요하다.

본 발명자들은, 이상과 같은 (a)∼(e)의 지견에 기초하여, 강선의 조직을 면적률로 90％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트로 이루어지는 것으로 하고, 동시에 구 오스테나이트 입도 번호를 12.5번 이상으로 하고, 또한 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도를 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하로 하면, 가공성을 저하시키는 일 없이, 스프링으로 가공 후의 내 세틀링성을 확실하고 또한 충분히 향상시킬 수 있는 것을 알아내어, 본 발명을 이루는 것에 이르렀다.

본 발명의 요지로 하는 점은, 다음과 같다.

(1) 본 발명의 일 양태에 관한 스프링용 강선은, 질량％로, C: 0.40∼0.75％, Si: 1.00∼5.00％, Mn: 0.20∼2.00％, P: 0.0001∼0.0500％, S: 0.0001∼0.0500％, Cr: 0.50∼3.50％, Al: 0.0005∼0.0500％, N: 0.0020∼0.0100％, Mo: 0∼2.00％, V: 0∼0.50％, W: 0∼0.50％, Nb: 0∼0.100％, Ti: 0∼0.100％, Ca: 0∼0.0100％, Mg: 0∼0.0100％, Zr: 0∼0.1000％, B: 0∼0.0100％, Cu: 0∼1.00％, Ni: 0∼3.00％를 함유하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고, 조직이 면적률로 90％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상이고, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하이다.

(2) 상기 (1)에 기재된 스프링용 강선은, 질량％로, Mo: 0.01∼2.00％, V: 0.01∼0.50％, W: 0.01∼0.50％, Nb: 0.005∼0.100％, Ti: 0.001∼0.100％ 중 1종 이상을 함유해도 된다.

(3) 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 스프링용 강선은, 질량％로, Ca: 0.0002∼0.0100％, Mg: 0.0002∼0.0100％, Zr: 0.0005∼0.1000％, B: 0.0005∼0.0100％, Cu: 0.05∼1.00％, Ni: 0.05∼3.00％ 중 1종 이상을 함유해도 된다.

(4) 본 발명의 다른 양태에 관한 스프링은, 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 스프링용 강선으로 이루어진다.

본 발명에 따르면, 양호한 가공성을 확보하면서, 스프링 가공 후의 내 세틀링성이 우수한 고강도 스프링용 강선, 및 이 스프링용 강선으로 이루어지는 스프링을 제공할 수 있다.

도 1은 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도와, 내 세틀링성의 지표인 잔류 전단 변형량의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도와, 가공성의 지표인 수축률의 관계를 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 일 실시 형태에 관한 스프링용 강선(이하, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선) 및 본 발명의 일 실시 형태에 관한 스프링(이하, 본 실시 형태에 관한 스프링)에 대해 설명한다.

<화학 조성>

우선, 본 발명에 있어서의 스프링용 강선의 화학 조성(화학 성분)의 한정 이유에 대해 설명한다. 이하, 각 성분의 함유량의 ％는, 질량％이다.

C: 0.40∼0.75％

C는 강재의 강도를 결정하는 중요한 원소이다. 충분한 강도를 얻기 위해, 하한을 0.40％로 한다. 바람직하게는 0.45％ 이상이고, 더 바람직하게는 0.50％ 이상이다. C는, 다른 강화 원소에 비해 합금 비용이 낮기 때문에, C를 다량으로 함유시킬 수 있으면, 낮은 합금 비용으로 높은 강도를 얻을 수 있다. 그러나 과잉으로 C를 함유시키면, 연성, 인성이 저하되어 가공성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, C 함유량의 상한을 0.75％로 한다. C 함유량은, 바람직하게는 0.67％ 이하이고, 더 바람직하게는 0.65％ 이하이다.

Si: 1.00∼5.00％

Si는 탈산 작용을 갖는 원소이다. 또한, Si는 열처리 후의 연화를 억제하는 효과가 크기 때문에, 내 세틀링성의 향상에 유효한 원소이다. 이러한 효과를 충분히 얻기 위해, 하한을 1.00％로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 1.20％ 이상이다. 한편, Si를 과잉으로 함유하면, 강의 연성, 인성이 저하되어 가공성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Si 함유량의 상한을 5.00％로 한다. Si 함유량은, 바람직하게는 3.50％ 이하이다.

Mn: 0.20∼2.00％

Mn은, 강 중의 S를 MnS로서 고정함과 함께, ??칭성을 높여 열처리 후의 경도를 충분히 향상시키기 위해 유효한 원소이다. 이들 효과를 얻기 위해, Mn 함유량을 0.20％ 이상으로 한다. 바람직하게는 0.25％ 이상이고, 더 바람직하게는 0.30％ 이상이다. 한편, 2.00％를 초과하는 Mn을 함유시키면, 소지(매트릭스)의 경도가 높아져 취화되어, 가공성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, Mn 함유량을2.00％ 이하로 한다. Mn 함유량은, 바람직하게는 1.50％ 이하이고, 더 바람직하게는 1.20％ 이하이다.

P: 0.0001∼0.0500％

P는, 강 중에 불순물로서 통상 0.0001％ 이상은 포함되므로, 하한을 0.0001％로 한다. P는, 구 오스테나이트 입계 등에 편석되어, 강을 현저하게 취화시켜, 가공성을 현저하게 저하시키는 원소이다. P 함유량이 0.0500％를 초과하면 상기한 악영향이 현저해지므로, P 함유량의 상한을 0.0500％로 한다. P 함유량은, 바람직하게는 0.0300％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0200％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0150％ 이하이다.

S: 0.0001∼0.0500％

S도 P와 마찬가지로, 강 중에 불순물로서 통상 0.0001％ 이상은 포함된다. 그 때문에, S 함유량의 하한을 0.0001％로 한다. S는 강을 취화시키는 원소이기 때문에, S 함유량은 최대한 적게 하는 것이 바람직하다. 특히, S 함유량이 0.0500％를 초과하면 상기한 악영향이 현저해지기 때문에, S 함유량의 상한을 0.0500％로 하였다. S의 함유량은 바람직하게는 0.0300％ 이하이고, 보다 바람직하게는 0.0200％ 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.0150％ 이하이다.

Cr: 0.50∼3.50％

Cr은, 열처리 후의 연화를 억제하는 효과를 가지므로, 내 세틀링성의 향상에 유효한 원소이다. 이 효과를 확실하게 얻기 위해, Cr 함유량을 0.50％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.60％ 이상, 더 바람직하게는 0.70％ 이상이다. 그러나, Cr은, 철계 탄화물 중에 고용되어 탄화물을 안정화시키기 때문에, Cr 함유량이 과잉이 되면, 필요 이상으로 철계 미용해 탄화물이 증가하여, 열처리 후의 강도가 저하된다. 이 경우, 오히려 내 세틀링성이 저하된다. Cr 함유량이 과잉이 되면, 연성이 저하되어, 가공성이 현저하게 저하된다. 이들의 관점에서, Cr 함유량을 3.50％ 이하로 한다. 바람직하게는, 3.00％ 이하, 더 바람직하게는 2.75％ 이하이다.

Al: 0.0005∼0.0500％

Al은, 강 중에 불순물로서 통상 0.0005％ 이상은 포함되어 있다. 그 때문에, Al 함유량의 하한을 0.0005％로 한다. Al은 Al₂O₃ 등의 산화물을 생성하여, 강의 연성, 인성을 저하시켜, 가공성을 현저하게 저하시키는 원소이다. 그 때문에, Al 함유량을 0.0500％ 이하로 한다. Al 함유량은 최대한 저감시키는 것이 바람직하고, 바람직하게는 0.0100％ 이하로 한다.

N: 0.0020∼0.0100％

N은, 강 중에서 Al, V, Ti 및/또는 Nb와 결합하여, 질화물을 형성하는 원소이다. 이 질화물은, 구 오스테나이트립을 미세화하는 효과가 있다. 이 효과를 얻기 위해, N 함유량을 0.0020％ 이상으로 한다. 바람직하게는, 0.0030％ 이상이다. 한편, N 함유량이 과잉이 되면, 질화물이 조대화되어, 그 결과, 강의 연성이 저하되어 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, N 함유량을 0.0100％ 이하로 한다. 바람직하게는 0.0070％ 이하이다.

본 실시 형태에 관한 스프링용 강선은, 상기 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 것을 기본으로 한다. 그러나, 특성을 더욱 향상시키기 위해, Fe의 일부 대신에, Mo: 0.01∼2.00％, V: 0.01∼0.50％, W: 0.01∼0.50％, Nb: 0.005∼0.100％, Ti: 0.001∼0.100％ 중 1종 이상, 및/또는 Ca: 0.0002∼0.0100％, Mg: 0.0002∼0.0100％, Zr: 0.0005∼0.1000％, B: 0.0005∼0.0100％, Cu: 0.05∼1.00％, Ni: 0.05∼3.00％ 중 1종 이상을 함유해도 된다. 단, Mo, V, W, Nb, Ti, Ca, Mg, Zr, B, Cu 및 Ni는, 모두 반드시 함유시킬 필요는 없으므로, 그 하한은 0％이다.

<Mo: 0.01∼2.00％, V: 0.01∼0.50％, W: 0.01∼0.50％, Nb: 0.005∼0.100％, Ti: 0.001∼0.100％ 중 적어도 1종 이상>

Mo, V, W, Nb, Ti는, 열처리 후의 연화를 억제함으로써, 내 세틀링성의 향상에 기여하는 원소이다. 이 효과를 얻기 위해서는, Mo, V, W에 대해서는, 그 함유량을 0.01％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, Nb에 대해서는, 그 함유량을 0.005％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 또한 Ti에 대해서는, 그 함유량을 0.001％ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 한편, 이들 원소의 함유량이 과잉이 되면, 합금 탄질화물이 증가하여 열처리 후의 강도가 저하되기 때문에, 오히려 내 세틀링성이 저하된다. 또한 연성이 저하되기 때문에, 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, 이들 원소를 함유시키는 경우라도, Mo 함유량의 상한을 2.00％, V 함유량의 상한을 0.50％, W 함유량의 상한을 0.50％, Nb 함유량의 상한을 0.100％, Ti 함유량의 상한을 0.100％로 하는 것이 바람직하다. 더 바람직하게는, Mo 함유량은 0.05∼0.60％이고, V 함유량은 0.05∼0.35％이고, W 함유량은 0.05∼0.35％이고, Nb 함유량은 0.005∼0.050％, Ti 함유량은 0.010∼0.080％이다.

<Ca: 0.0002∼0.0100％, Mg: 0.0002∼0.0100％, Zr: 0.0005∼0.1000％, B: 0.0005∼0.0100％, Cu: 0.05∼1.00％, Ni: 0.05∼3.00％ 중 1종 이상>

Ca, Mg, Zr은, 모두 산화물을 형성하고, MnS의 정출 핵이 되어 MnS를 균일 미세 분산시키고, MnS에 의해 ??칭성을 높여 열처리 후의 강의 경도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 또한 B, Cu, Ni는, 모두 강 중에 고용됨으로써 ??칭성을 높여 열처리 후의 경도를 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 이들 효과를 발휘시키는 경우, Ca, Mg에 대해서는, 그 함유량의 하한을 0.0002％, Zr에 대해서는, 그 함유량의 하한을 0.0005％, B에 대해서는, 그 함유량의 하한을 0.0005％, Cu에 대해서는, 그 함유량의 하한을 0.05％, Ni에 대해서는, 그 함유량의 하한을 0.05％로 하는 것이 바람직하다. 한편, Ca 함유량, Mg 함유량은 0.0100％, Zr 함유량은 0.1000％를 초과하면, 산화물이나 황화물 등의 경질 개재물이 과잉으로 생성되고, 강의 연성이 저하되어 가공성이 현저하게 저하된다. 또한 B 함유량은 0.0100％, Cu 함유량은 1.00％, Ni 함유량은 3.00％를 초과하면, 강의 연성이 저하되어 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, 이들 원소를 함유시키는 경우라도, Ca 함유량, Mg 함유량의 상한은 0.0100％, Zr 함유량의 상한은 0.1000％, B 함유량의 상한은 0.0100％, Cu 함유량의 상한은 1.00％, Ni 함유량의 상한은 3.00％로 하는 것이 바람직하다.

본 실시 형태에 관한 스프링용 강선은, 상기 필수 원소를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성, 또는 상기 필수 원소에 상술한 임의 원소를 더 포함하고, 잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지는 화학 조성을 갖는다. 상기에서 설명한 것 이외의 불순물로서는 O 등을 고려할 수 있고, 그 함유량은, 합계 0.05％ 이하로 하는 것이 바람직하다.

다음으로 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선의 조직의 한정 이유에 대해 설명한다.

<면적률로 90％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트>

스프링용 강선의 조직이 템퍼링 마르텐사이트를 주체로 하는 조직이면, 우수한 내 세틀링성을 얻는 것이 가능해진다. 템퍼링 마르텐사이트 이외의 상(잔부 조직)으로서는, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 또는 잔류 오스테나이트 등이 있다. 이들 조직(잔부 조직)의 합계 면적률이 커지면, 내 세틀링성이 저하된다. 반대로 이들 잔부 조직이 적으면 적을수록, 내 세틀링성이 향상된다.

특히 이들 잔부 조직의 합계 면적률이 10％를 초과하면, 내 세틀링성이 현저하게 저하된다. 그 때문에, 이들 잔부 조직을 합계 면적률로 10％ 미만으로 한다. 즉, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 90％ 이상으로 규정한다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률을 90％ 이상으로 한 상태에서, 후술하는 구 오스테나이트 입도, 철계 탄화물의 사이즈, 분포 상태를 제어함으로써, 내 세틀링성의 지표값인 잔류 전단 변형량을 0.029％ 이하로 하는 것이 가능해진다. 템퍼링 마르텐사이트의 면적률은 100％여도 된다.

템퍼링 마르텐사이트의 면적률은, ??칭 템퍼링 후의 스프링용 강선에 있어서의 길이 방향에 직교하는 단면(C 단면)에서 관찰하여 화상 해석하였을 때의 평균 면적률로 90％ 이상이면 되지만, 실제상은, 예를 들어 후술하는 실시예로 나타내는 바와 같이, 강선의 C 단면에 있어서의, 강선 외주면 위치로부터 직경 D의 1/4의 위치에서 측정한 값으로 대표하면 된다. 예를 들어, 강선의 C 단면에 있어서의, 외주면으로부터 직경 D의 1/4의 부위로부터 시료를 채취하여, 나이탈 부식액으로 부식을 행하고, 광학 현미경으로 1000배로 조직 사진을 5매 촬영하여, 마르텐사이트의 면적률을 화상 해석에 의해 구하면 된다.

<구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상>

구 오스테나이트립의 미세화에 수반하여, 마르텐사이트 블록의 사이즈가 미세화되고, 이에 의해 항복 강도가 향상되고, 그 결과, 내 세틀링성이 향상된다. 이들 효과는 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상이 되도록 미세화함으로써, 특히 커진다. 그래서, 구 오스테나이트 입도 번호를 12.5번 이상으로 한다. 바람직하게는, 구 오스테나이트 입도 번호는 13.5번 이상이고, 보다 바람직하게는 14.0번 이상이고, 보다 더 바람직하게는 14.5번 이상이다. 구 오스테나이트 입경은 작은 편이 바람직하므로, 입도 번호에 상한을 설정할 필요는 없다.

또한 구 오스테나이트 입도 번호는, 피크르산 포화 수용액 등의 적절한 부식액으로 부식시킴으로써, 구 오스테나이트 입계를 현출시켜, 광학 현미경 등에 의해 관찰하여 측정하면 되고, 대표적으로는, JIS G 0551에 준거하면 된다. 또한, 구 오스테나이트 입도의 측정은, ??칭 템퍼링 후의 스프링용 강선에 있어서의 길이 방향에 직교하는 단면(C 단면)에서 행하면 되고, 실제상은, 예를 들어 후술하는 실시예로 나타내는 바와 같이, ??칭 템퍼링 후의 스프링용 강선의 C 단면에 있어서의, 강선 외주면 위치로부터 직경 D의 1/4의 위치에서 측정한 값으로 대표하면 된다.

<원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하>

구 오스테나이트립을 미세화하기 위해서는, 석출물에 의한 핀 고정 효과에 의해 마르텐사이트 변태 전의 오스테나이트의 입성장을 억제하는 것이 유효하다. 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상이 되도록 변태 전의 오스테나이트를 미세화하고, 게다가 가공성을 저하시키지 않도록 하기 위해서는, 원상당 직경이 0.10∼0.50㎛인 범위의 석출물, 특히 그 중에서도 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 범위 내의 석출물이, 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하의 밀도로 분산되어 존재하고 있는 것이 유효하다.

여기서, 원상당 직경이 0.15㎛ 미만 또는 0.50㎛ 초과, 혹은 석출물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 미만에서는, 오스테나이트의 입성장의 핀 고정 효과가 작아, 충분한 오스테나이트립의 미세화가 얻어지지 않기 때문에, 내 세틀링성의 향상 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 석출물의 존재 밀도의 증가에 수반하여, 구 오스테나이트 입도 번호는 증가하고, 내 세틀링성은 향상된다. 그러나, 석출물의 존재 밀도가 2.00개/㎛²를 초과하면, ??칭 템퍼링 후의 강도가 저하되기 때문에, 오히려 내 세틀링성이 저하된다. 또한, 연성도 저하되기 때문에 가공성이 현저하게 저하된다. 따라서, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 범위 내의 석출물이, 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하의 밀도로 분산되어 있을 필요가 있다.

또한, 0.15㎛∼0.50㎛의 석출물이 0.50개/㎛² 이상이면, 구 오스테나이트 입도 번호는 13.5번 이상이 되므로 더 바람직하다.

상술한 사이즈 및 양의 석출물을 얻기 위해서는, 그 석출물이 시멘타이트(Fe₃C) 등의 철계 탄화물인 것이 필요하다. 단, 철계 탄화물이라도, 템퍼링 처리에서 석출되는 철계 탄화물은 미세하여, 상기한 조건을 만족시키지 않는 경우가 많다. 따라서, 상기한 조건을 만족시키는 철계 탄화물은, ??칭 전의 가열 시에 용해되지 않고 남은 비교적 큰 철계 미용해 탄화물을 주체로 하는 것이 바람직하다. 또한, 예를 들어 질화물 등은 상술한 사이즈보다 대폭 작으므로, 철계 탄화물에 비해 충분한 핀 고정 효과가 얻어지지 않는다.

이상과 같이, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선은, 조직으로서, 면적률로 90％ 이상이 템퍼링 마르텐사이트인 조직일 것, 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상일 것, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 이상 2.00개/㎛² 이하일 것, 이라고 하는 3 조건을 동시에 만족시킴으로써, 가공성을 저하시키는 일 없이, 우수한 내 세틀링성을 얻을 수 있는 것이다.

본 실시 형태에 관한 스프링은, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선으로 이루어진다. 구체적으로는, 본 실시 형태에 관한 스프링은, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선을 냉간에서 스프링 가공함으로써 얻어진다. 스프링 가공을 행해도, 화학 조성 및 탄화물의 존재 상태는 변화되지 않는다. 그 때문에, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선으로 이루어지는 본 실시 형태에 관한 스프링의 화학 조성 및 탄화물의 존재 상태는, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선과 동일하다.

다음으로, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선 및 본 실시 형태에 관한 스프링의 바람직한 제조 방법에 대해 설명한다.

본 실시 형태에 관한 스프링용 강선은, 상기한 특징을 갖고 있으면 그 효과를 얻을 수 있으므로, 제조하기 위한 방법은 특별히 한정되는 것은 아니다. 그러나, 예를 들어 통상법에 따라서 주조, 열간 압연하여 얻어진 강선재에 대해, 납 파텐팅 등의 펄라이트 변태 처리를 일반적인 온도 범위보다 고온에서 행하고(파텐팅 공정), 또한 소정의 직경까지 냉간 신선한 후, ??칭 전의 가열 온도를 제어하여 ??칭 템퍼링 처리를 실시하면(??칭 템퍼링 공정), 안정적으로 얻어지므로 바람직하다.

이하, 파텐팅 공정과 ??칭 템퍼링 공정에 있어서의 바람직한 조건에 대해 설명한다.

<파텐팅 공정>

주조, 열간 압연하여 얻어진 강선재에 대해, 납 파텐팅 등의 펄라이트 변태 처리를 행한다. 일반적으로, 펄라이트 변태 처리는, 생산성 등을 고려하여, TTT선도에 있어서의 펄라이트 노즈 부근의 온도(550∼600℃ 정도)에서 행해진다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선을 제조하는 경우, 650℃∼750℃에서 파텐팅을 행하는 것이 바람직하다. 파텐팅 온도를 650℃ 이상으로 함으로써, Cr, Mn이 시멘타이트 중에 농화되어, ??칭 템퍼링 시에 철계 탄화물이 용해되기 어려워진다. 그 결과, 철계 탄화물의 주체가 미용해 탄화물이 되어, 원하는 사이즈 및 존재 밀도의 철계 탄화물이 얻어진다.

<??칭 템퍼링 공정>

파텐팅 등의 펄라이트 변태 처리를 행한 후, 또한 소정의 직경까지 냉간 신선된 강 선재에, ??칭 템퍼링을 행한다. 전술한 바와 같은 조직으로 하기 위해서는, ??칭 전의 가열 온도를 적절하게 제어하는 것이 바람직하다. ??칭 템퍼링 후에 템퍼링 마르텐사이트를 90％ 이상으로 하기 위해서는, ??칭 전의 가열 온도를 870℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

또한, 종래, 미용해 탄화물은 특성을 열화시킨다고 여겨지고 있었으므로, ??칭 전의 가열 온도는, 펄라이트 변태 처리에서 생성된 시멘타이트(철계 탄화물)가 완전히 고용되는 온도 전후에서 행해지고 있었다. 그러나, 본 실시 형태에 관한 스프링용 강에서는, 미용해 탄화물을 남기는 것이 바람직하다. 전술한 바와 같은 조직 조건을 만족시키기 위해서는, ??칭 전의 가열 온도를 종래보다 낮게, 구체적으로는 철계 탄화물이 완전히 고용되는 온도보다 10∼40℃ 정도 낮게 하는 것이 바람직하다.

철계 탄화물이 완전히 고용되는 온도는, 강의 화학 조성에 따라 변화된다. 그 때문에, 미리 마찬가지의 화학 성분을 갖는 샘플을 사용하여, 철계 탄화물이 완전히 고용되는 온도를 구하고, 그 온도로부터 10∼40℃ 낮은 온도를 ??칭 전의 가열 온도로서 설정하면 된다.

또한, 템퍼링에 대해서는 공지의 조건으로 행하면 된다.

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

본 실시 형태에 관한 스프링은, 이상과 같이 하여 얻어진 본 실시 형태에 관한 스프링용 강선을 사용하여 제조하면, 그 조건 등은 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상법에 따르면 된다. 예를 들어, 전술한 바와 같이 하여 ??칭 템퍼링하여 얻어진 스프링용 강선에 대해 냉간에서 스프링 성형한 후, 필요에 따라서 어닐링이나 질화 처리를 실시하면 된다.

본 발명을 실시예에 의해 이하에 상세하게 설명한다. 또한, 이들 실시예는 본 발명의 기술적 의의, 효과를 설명하기 위한 것이며, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다.

실시예

표 1의 강종 A∼Z, 표 2의 강종 AA∼AV에 나타내는 조성의 전로 용제 강을 연속 주조하고, 필요에 따라서 균열 확산 처리 공정, 분괴 압연 공정을 거쳐 한 변이 162㎜인 정사각형의 압연 소재로 하였다. 그 후, 1150℃로 가열하고, 열간 압연에 의해 φ8.0㎜의 강선재로 하였다. 이 강선재를 φ7.4㎜로 표면 피삭하고, 950℃로 가열한 후, 표 3∼표 4에 나타내는 온도에서 납 파텐팅 처리를 실시하였다. φ4.0㎜까지 냉간 신선 가공한 후, ??칭 템퍼링 처리를 행하고, 표 3∼표 4에 나타내는 범위에서 ??칭 전의 가열 온도를 바꿈으로써, 강선 내의 철계 탄화물의 사이즈나 존재 밀도를 구분하여 형성하였다. 또한 수용성 ??칭액(액온 40℃)을 사용하여 교반의 정도(0∼50㎝/sec)를 조절하고, 냉각 속도를 바꿈으로써, 조직을 구분하여 형성하였다. 그 후, 430℃∼500℃에서 90초간 템퍼링 처리를 행하였다. 표 3, 표 4에 각 강종에 대한 ??칭 템퍼링 처리 조건을 나타낸다.

??칭 템퍼링 처리한 강선의 C 단면에 있어서의, 외주면으로부터 직경 D의 1/4의 부위로부터 시료를 채취하여, 나이탈 부식액으로 부식을 행하고, 주사형 전자 현미경으로 10000배로 조직 사진을 10매 촬영하고, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도를 화상 해석(Luzex)에 의해 구하였다. 또한 광학 현미경으로 1000배로 조직 사진을 5매 촬영하고, 마르텐사이트의 면적률을 화상 해석(Luzex)에 의해 구하였다. 구 오스테나이트 입도는, JIS G 0551에 준거하여 피크르산 포화 수용액에 의해 부식을 행하고, 구 오스테나이트 입계를 현출하여, 광학 현미경으로 관찰하여 측정하였다. ??칭 템퍼링 처리한 강선을 사용하여 JIS 2호 인장 시험편을 제작하고, 인장 시험을 JIS Z 2241에 준거하여 실시하여, 인장 강도, 항복 강도 및 수축률을 조사하였다.

또한, ??칭 템퍼링한 강선을 냉간 스프링 성형한(코일의 평균 직경 20.2㎜, 유효 권취 수 5.0) 후, 400℃×30min으로 어닐링 처리를 행하였다. 양단부를 좌면연마하고, 숏 피닝 처리한 후, 230℃×20min으로 저온 어닐링 처리를 행하였다. 마지막으로 냉간 세팅을 행하여, 내 세틀링성 평가용 스프링을 제작하였다. 상기 조건으로 제작한 스프링을 120℃로 가열하고, 1300㎫로 50시간 압축시킨 후, 내 세틀링성 평가를 위해 잔류 전단 변형량을 측정하였다. 잔류 전단 변형량이 0.029％ 이하인 것을, 내 세틀링성이 우수한 것으로서 평가하였다.

표 5, 표 6에, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, 구 오스테나이트 입도 번호, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도, 인장 시험 및 내 세틀링성 평가 시험의 결과를 나타낸다. 잔부 조직은, 페라이트, 펄라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 중 1종 이상이었다. 또한 이들 결과를 바탕으로, 도 1에 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도와 잔류 전단 변형량의 관계를 나타내고, 도 2에 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도와 수축률의 관계를 나타낸다.

표 5, 표 6으로부터 명백한 바와 같이, 본 발명예인 시험 No.1∼47은, 본 발명에서 규정하는 요건을 만족시키고 있는 예이고, 이들 예에서는, 수축률 50％ 이상의 가공성을 유지하면서, 잔류 전단 변형량 0.029％ 이하라고 하는, 우수한 내 세틀링성이 얻어져 있음을 알 수 있다.

이에 비해, 비교예인 시험 No.48∼64에서는, 가공성 또는 내 세틀링성 중 어느 하나가 충분하지 않다.

시험 No.50∼54는, 구 오스테나이트 입도나 철계 탄화물의 존재 밀도는, 본 발명의 규정 범위를 만족시키고 있지만, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 90％ 미만이기 때문에, 잔류 전단 변형량은 크고, 내 세틀링성이 낮았다.

또한 시험 No.48은, 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5 미만이었다. 그 결과, 잔류 전단 변형량이 크고, 내 세틀링성이 낮았다.

또한 시험 No.49, 55∼59는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률이 본 발명의 규정 범위를 만족시키고 있지만, 구 오스테나이트 입도 번호가 12.5 미만이고, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 미만이었다. 그 결과, 잔류 전단 변형량이 크고, 내 세틀링성이 낮았다.

또한 시험 No.60∼64는, 템퍼링 마르텐사이트의 면적률, 구 오스테나이트 입도는 본 발명의 규정 범위를 만족시키고 있지만, 원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 2.00개/㎛² 초과였다. 그 결과, 수축률, 즉 가공성이 낮았다.

따라서 이상의 실시예로부터, 본 발명에서 규정하는 조건, 특히 조직 조건을 만족시킴으로써 양호한 가공성을 유지하면서, 우수한 내 세틀링성을 확보할 수 있는 것이 명백하다.

이상, 본 발명의 바람직한 실시 형태 및 실시예에 대해 설명하였지만, 이들 실시 형태, 실시예는, 어디까지나 본 발명의 요지의 범위 내의 하나의 예에 불과하며, 본 발명의 요지로부터 일탈하지 않는 범위 내에서, 구성의 부가, 생략, 치환 및 그 밖의 변경이 가능하다. 즉, 본 발명은, 전술한 설명에 의해 한정되는 일 없이, 첨부의 청구범위에 의해서만 한정되고, 그 범위 내에서 적절하게 변경 가능한 것은 물론이다.

Claims

질량％로,
C: 0.40∼0.75％,
Si: 1.00∼5.00％,
Mn: 0.20∼2.00％,
P: 0.0001∼0.0500％,
S: 0.0001∼0.0500％,
Cr: 0.50∼3.50％,
Al: 0.0005∼0.0500％,
N: 0.0020∼0.0100％,
Mo: 0∼2.00％,
V: 0∼0.50％,
W: 0∼0.50％,
Nb: 0∼0.100％,
Ti: 0∼0.100％,
Ca: 0∼0.0100％,
Mg: 0∼0.0100％,
Zr: 0∼0.1000％,
B: 0∼0.0100％,
Cu: 0∼1.00％,
Ni: 0∼3.00％,
를 함유하고,
잔부가 Fe 및 불순물로 이루어지고,
조직이 면적률로 90％ 이상인 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고,
구 오스테나이트 입도 번호가 12.5번 이상이고,
원상당 직경이 0.15∼0.50㎛인 철계 탄화물의 존재 밀도가 0.40개/㎛² 이상, 2.00개/㎛² 이하인
것을 특징으로 하는, 스프링용 강선.
제1항에 있어서,
질량％로,
Mo: 0.01∼2.00％,
V: 0.01∼0.50％,
W: 0.01∼0.50％,
Nb: 0.005∼0.100％,
Ti: 0.001∼0.100％,
중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 스프링용 강선.
제1항 또는 제2항에 있어서,
질량％로,
Ca: 0.0002∼0.0100％,
Mg: 0.0002∼0.0100％,
Zr: 0.0005∼0.1000％,
B: 0.0005∼0.0100％,
Cu: 0.05∼1.00％,
Ni: 0.05∼3.00％
중 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 스프링용 강선.
제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 기재된 스프링용 강선으로 이루어지는 것을 특징으로 하는, 스프링.