KR20180074008A

KR20180074008A - 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20180074008A
Application number: KR1020160177642A
Authority: KR
Inventors: 전영수; 이병갑; 김관호; 정회영; 김한휘
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2016-12-23
Publication date: 2018-07-03
Also published as: CN108239726B; CN108239726A

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상이고, (Nb, V, Mo)C 탄화물을 포함하며, 상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 15~35nm인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재에 관한 것이다.

Description

수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법{STEEL WIRE ROD HAVING EXCELLENT HYDROGEN EMBRITTLEMENT RESISTANCE FOR HIGH STRENGTH SPRING, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근, 화석연료 특히 석유연료의 사용량이 급증하면서 상기 석유연료를 연소시킴으로써 발생하는 오염원에 의한 대기오염의 심각성이 전세계적으로 대두되었고, 석유연료에 의한 해악을 회피하기 위하여 가급적이면 석유연료의 사용량을 절감하는 기술에 관한 연구가 다각도로 이루어지고 있다.

상기 석유연료를 다량 사용하는 수요처로서 자동차를 들 수 있는데, 상기 자동차 제조사에서도 석유연료의 사용량을 줄이기 위한 여러가지 시도와 연구를 계속적으로 진행하고 있다. 석유연료의 사용량을 줄이기 위한 가장 전통적인 방법 중 하나인 자동차의 연비를 향상시키는 방법이 현재 개발되어 적용중인 기술의 주류라고 할 수 있는데, 이러한 연비 향상 방법으로서는 우선 엔진의 연소효율과 동력전달 효율 등을 향상시키는 방법을 그 중 하나로 들 수 있으며, 또 다른 방법으로서는 자동차의 중량을 감소시킴으로써 단위 거리 이동시 필요한 에너지 량을 감소시키는 방법을 들 수 있다.

자동차 차체 중량을 감소시키기 위해서는 자동차에 들어가는 부품을 비중이 낮은 경량 재질로 대체하는 방법이 있을 수 있으나, 아직까지는 철강 소재의 우수성을 대체할만한 부품이 적용되는 분야는 많지 않다. 따라서, 아직까지도 자동차 부품으로는 철강 소재가 사용되는 경우가 많으며 상기 철강 소재 부품의 경량화를 통하여 자동차 연비를 향상시키고자 하는 시도가 일반적이다.

철강 소재 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있으며, 따라서 부품 경량화는 필연적으로 부품의 고강도화라는 숙제를 해결한 뒤에 실현 가능한 과제가 되었다. 또한, 소재의 강도가 증가함에 따라 수소취성 민감도가 증가하는 문제점이 발생하게 된다. 특히 겨울철 빙판 제거 등을 위해 뿌려지는 염화칼슘 또는 염화나트륨에 의해 스프링의 부식피트가 발생하여 응력집중부로 작용하게 되면 수소취성 민감도는 더욱 증가하게 된다.

이러한 문제점을 해결하기 위하여, 특허문헌 1에서는 구오스테나이트 결정립 미세화를 통해 수소취성 저항성을 증가시키는 방법에 대하여 개시하고 있다.

또한, 특허문헌 2에서는 잔류 오스테나이트를 6~15% 형성하고 구오스테나이트 결정립도 번호가 10.0번 이상인 미세한 미세조직을 구현함으로써 수소취성 저항성을 개선할 수 있다고 기재되어 있다.

그러나 특허문헌 1 및 2에 따른 미세한 미세조직 구현만으로는 충분한 수소취성 저항성을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 공개특허공보 제2015-0081366호 한국 공개특허공보 제2015-0002848호

본 발명은 수소취성 저항성을 향상시킨 고강도 스프링용 강재 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상이고, (Nb, V, Mo)C 탄화물을 포함하며, 상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 15~35nm인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재를 제공하기 위함이다.

또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 준비하는 단계; 상기 선재를 880~1000℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 30분 이하 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 소입열처리 단계; 및 상기 소입열처리된 선재를 380~460℃의 온도범위까지 가열하여 10초이상 40분 이하 동안 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 60℃이하까지 냉각하는 소려열처리 단계;를 포함하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법에 관한 것이다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.

본 발명에 의하면, 구오스테나이트 결정립도 및 (Nb, V, Mo)C 탄화물을 제어함으로써 인장강도가 1950MPa 이상이고 수소취성 저항성이 우수한 강재 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 발명예 3의 (Nb, V, Mo)C 탄화물을 투과전자현미경으로 촬영한 사진이다.
도 2는 발명예 3과 비교예 5의 수소 열방출시험을 통해 얻은 온도에 따른 수소방출 거동을 나타낸 그래프이다.
도 3 은 비교예 8 과 발명예 1 의 미세조직을 주사전자현미경으로 촬영한 사진이다.

이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 발명자들은 코일 스프링의 수소취성을 방지하기 위해 도장, 우레탄 등을 코팅하는 방법은 실제 사용환경인 차량 운행 중에 치입되는 자갈 및 모래 등에 의한 스프링의 피트 발생으로 수소취성을 방지하기 어려우므로 소재 자체의 수소취성 저항성을 향상시킬 필요성이 있으며, 수소취성을 확보하기 위한 종래기술인 미세한 미세조직 구현만으로는 충분한 수소취성 저항성을 확보할 수 없음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 미세한 미세조직 구현과 함께 Nb, V 및 Mo의 복합첨가에 의해 (Nb, Mo, V)C 탄화물의 계면을 비확산성 수소 트랩부로 활용하여, 열방출시험시 수소방출 피크가 310~350℃ 와 420~460℃에서 동시에 나타나도록 함으로써 내수소취성을 향상시킬 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재는 중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상이고, (Nb, V, Mo)C 탄화물을 포함하며, 상기 (Nb. V, Mo)C 탄화물은 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 15~35nm이다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.

C: 0.45~0.60%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다.

C 함량이 0.45% 미만인 경우에는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 충분히 확보하기 어렵다. 따라서 C 함량의 하한은 0.45%인 것이 바람직하며, 보다 바람직한 하한은 0.48%이다.

반면에, C 함량이 0.60% 초과인 경우에는 내식성이 열위한 판상 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 수소취성 저항성이 현저히 떨어지게 된다. 또한, 고강도화에 따른 충분한 인성확보와 고 Si 첨가에 의해 발생되는 소재 탈탄을 억제하는 것이 어려운 문제점이 있다.

Mn: 0.30~0.80%

Mn은 강재 내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. Mn 함량이 0.30% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어려우며, 그 함량이 0.80% 초과인 경우에는 인성이 저하될 수 있다. 따라서 Mn 함량은 0.30~0.80%인 것이 바람직하다.

Si: 1.40~1.80%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. Si 함량이 1.4% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 불충분하다. 반면에 Si 함량이 1.8% 초과인 경우에는 열처리시 표면탈탄을 조장할 수 있다. 따라서 Si 함량은 1.4~1.8%인 것이 바람직하다.

P: 0.015% 이하

P는 불순물로서 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 제어하는 것이 중요하며, 0.015% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

S: 0.015% 이하

S는 불순물로서 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에 그 상한을 제어하는 것이 중요하며, 0.015% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.2~0.7%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. Cr 함량이 0.2% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면에 Cr 함량이 0.7% 초과인 경우에는 변형 저항성의 저하를 초래하고, 피팅(pitting) 부식성을 오히려 조장하는 역할을 할 수 있으며, (V, Cr)C를 형성하여 탄화물 크기를 조대하게 할 우려가 있다. 따라서 Cr 함량은 0.2~0.7%인 것이 바람직하다.

Mo: 0.05~0.15%

Mo은 탄화물을 형성하여 석출경화, 구오스테나이트 결정립 미세화 및 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 한다. Mo 함량이 0.05% 미만인 경우에는 충분한 탄화물을 형성하지 못하고, Mo 함량이 0.15% 초과인 경우에는 생산비용이 증가하고, 상변태를 지연하는 효과가 크기 때문에 생산성 저하를 초래하는 문제점이 발생한다. 따라서 Mo 함량은 0.05~0.15%인 것이 바람직하다.

V: 0.10~0.20%

V은 단독 또는 복합 탄화물을 형성하여 석출경화, 구오스테나이트 결정립 미세화 및 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 한다. V 함량이 0.10% 미만인 경우에는 충분한 탄화물을 형성하지 못하고, V 함량이 0.20% 초과인 경우에는 생산비용이 증가하고, 열처리시 용해되지 않는 조대한 탄화물 량이 증가하게 되어 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다. 따라서 V 함량은 0.10~0.20%인 것이 바람직하다.

Nb: 0.01~0.03%

Nb는 복합 탄화물을 형성하여 석출경화, 구오스테나이트 결정립 미세화 및 수소취성 저항성을 향상시키는 역할을 한다. Nb는 특히 고온에서 용해되지 않는 탄화물을 형성함으로써, 열처리 시간이 길어지더라도 재용해되지 않아 구오스테나이트 결정립 미세화 효과를 구현하는데 우수한 역할을 한다. Nb 함량이 0.013% 미만인 경우에는 충분한 탄화물을 형성하지 못하고, Nb 함량이 0.027% 초과인 경우에는 조대한 탄화물 량이 증가하게 되어 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다. 따라서 Nb 함량은 0.01~0.03%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.013~0.027%일 수 있다.

N: 0.006% 이하

N은 불순물로서 Nb와 결합하여 열처리시에 재용해되지 않는 조대한 석출물을 생성한다. 그리고 이로인하여 Nb첨가효과를 상쇄시키기 때문에 그 상한을 제어하는 것이 중요하며, 0.006% 이하로 억제하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성으로 본 발명에서 목적하는 고강도 및 수소취성 저항성을 충분히 확보할 수 있으나, 강도, 인성 및 내식성 등을 보다 향상시키기 위하여 중량%로, Ni: 0.1~0.4% 및 Cu: 0.1~0.3% 중 1 이상을 추가로 포함할 수 있다.

Ni: 0.1~0.4%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni 함량이 0.1% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, Ni 함량이 0.4% 초과인 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발할 수 있다.

Cu: 0.1~0.3%

Cu는 탈탄방지 및 내식성 향상에 유용한 원소이다. 탈탄층은 스프링 가공후에 피로수명을 현저히 저하시킨다. Cu 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, Cu 함량이 0.3% 초과인 경우에는 고온취성에 의한 압연 결함이 발생할 수 있다.

본 발명의 강재는 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상이고, (Nb, V, Mo)C 탄화물을 포함하며, 상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 15~35nm이다.

상기 결정립도는 ASTM 입도번호를 뜻하며, 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 미만인 경우에는 결정립 크기가 크기 때문에 입계로 확산된 수소를 고루 분포시키기 어려우므로 파단을 유발하는 임계수소농도에 일찍 도달하여 수소취성이 열위한 문제점이 있다.

상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 NbC, VC, MoC 및 이들의 복합탄화물을 뜻하며, 열처리과정 중 오스테나이트 결정립을 피닝(pinning)하여 결정립 성장을 방지함으로써 스프링용 강재의 구오스테나이트 결정립 크기를 미세화하는 역할 및 비확산성 수소트랩부 역할을 한다.

강 중의 탄화물은 제조공정 중 유입되는 수소 또는 차량 스프링 사용중 부식에 의해 유입되는 수소의 트랩부로 작용한다고 알려져 있으며, 탄화물 중 (Nb, V, Mo)C 탄화물의 계면은 수소확산에 필요한 활성화에너지가 높아 외부의 응력에 의해 확산을 하지 않는 비확산성 수소트랩부 역할을 한다.

상기 (V, Mo)C 탄화물의 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 35nm 초과인 경우에는 오히려 수소취성을 유발하는 기점으로 작용하기 때문에 수소취성이 열위해지는 문제점이 있다. 반면에 상기 평균크기의 하한은 특별히 한정할 필요는 없으나 15nm 미만으로 제어하기는 어려우므로 그 하한을 15nm으로 하였다.

이때, 상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 8~45개/㎛² 일 수 있다.

(Nb, V, Mo)C 탄화물이 8개/㎛² 미만인 경우에는 비확산성 수소트랩부 역할을 충분히 수행하기 어려우며, (Nb, V, Mo)C 탄화물이 45개/㎛² 초과인 경우에는 다량의 Nb, V 및 Mo의 첨가에 의해 (Nb, V, Mo)C 탄화물이 조대화 경향이 커지기 때문이다.

또한, 본 발명 강재의 미세조직은 면적분율로 템퍼드 마르텐사이트를 90~95%, 잔류 오스테나이트를 5~10% 포함할 수 있다.

또한, 본 발명 강재는 열방출시험시 수소방출 피크가 310~350℃ 와 4230~460℃에서 동시에 나타날 수 있다.

강재 내 수소는 크게 확산성 수소와 비확산성 수소로 분류된다. 확산성 수소는 외부의 응력에 따른 기계적 구동력 또는 화학적인 구동력에 의해 확산을 하여 수소취성을 유발하는 수소이며, 비확산성 수소는 구동력에 의해 확산이 되지 않는 수소를 의미한다. 이러한 확산성 수소와 비확산성 수소는 재료를 승온하면서 재료에서 빠져나오는 수소방출량을 관찰하는 열방출시험을 통하여 분류할 수 있다. 상기 승온온도가 300℃될 때까지 방출되는 수소를 확산성 수소로 정의할 수 있다. 또한, 수소트랩부에서 활성화에너지 이상의 온도를 받게 되면 특정온도에서 수소방출량 피크가 나타나므로 이를 통하여 재료의 수소트랩부를 유추할 수 있다. 열방출시험시 수소방출 피크가 310~350℃, 420~460℃ 에서 동시에 나타난다는 것은 비확산성 수소트랩부인 (Nb, V, Mo)C 탄화물이 충분히 존재하는 것을 의미한다. 피크가 2개인 것은 계면특성이 다른 탄화물이 2개가 존재하는 것인데, 310~350℃ 는 Nb함량이 V, Mo 대비 낮은 (Nb, V, Mo)C 의 탄화물 계면으로 판단되며, 420~460℃ 피크는 Nb함량이 V, Mo 대비 높은 (Nb, V, Mo)C 탄화물 계면에 의한 것이다. 복합 탄화물은 생성온도와 재고용 분율에 따라 Nb, V, Mo 함량이 각기 다르고, 복합적인 역할에 대해서 다양한 경우가 있기 때문에, 이를 구체화 하여 한정하지 않고자 한다. 그렇지만, 비확산성 수소트랩부에 트랩되는 수소량이 높을수록 수소취성 저항성이 우수하다.

한편, 본 발명 강재의 인장강도는 1940MPa 이상일 수 있다.

인장강도가 1940MPa 미만인 경우에는 고강도에 의한 차량 경량화 효과가 미비할 수 있으며, 코일 스프링의 설계 전단응력 1200MPa 이상을 만족하기 어려울 수 있다.

수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법은 상술한 합금조성을 갖는 선재를 준비하는 단계; 상기 선재를 880~1000℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 30분 이하 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 소입열처리 단계; 및 상기 소입열처리된 선재를 380~460℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 40분 이하 동안 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 60℃이하까지 냉각하는 소려열처리 단계;를 포함한다.

선재 준비 단계

상술한 합금조성을 갖는 선재를 준비한다.

이때, 상기 선재는 상술한 합금조성을 갖는 강편을 가열하는 단계; 상기 가열된 강편을 810~910℃의 온도범위에서 최종 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 0.15~1.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 제조방법에 의해 제조된 것일 수 있다.

상기 강편의 가열 온도는 일반적인 온도이므로 특별히 한정하지 않으나, 예를 들어, 1000~1150℃일 수 있다.

선재 제조공정은 열간 압연온도가 낮을수록 탄화물이 석출될 수 있는 핵(nuclei)의 분율이 증가하여, 고용된 탄화물 원소의 석출량이 많아지며, 온도가 낮기 때문에 성장하는 속도가 느려져 석출물이 미세해지는 경향이 있다. 압연온도가 높을수록 nuclei가 많지 않아, 석출된 탄화물의 계면이 핵 생성 사이트로 작용하거나, 석출물이 자체적으로 성장하기 때문에, 열간압연 온도를 낮게 관리하여 조대한 탄화물의 석출을 억제할 수 있다.

최종 열간압연 온도가 910℃를 초과하는 경우 조대한 탄화물이 형성될 수 있다.

반면에, 최종 열간압연 온도가 810℃ 미만인 경우에는 표면 페라이트 탈탄 및 저온조직을 유발하고, 장비부하의 문제점이 발생할 수 있다.

냉각속도가 1.5℃/s 초과인 경우에는 저온조직이 발생할 수 있고, 0.15℃/s 미만인 경우에는 표면 페라이트 탈탄이 발생할 수 있으며, 생산속도가 느려지는 문제점이 있다.

소입열처리 단계

상기 선재를 880~1000℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 30분 이하 동안 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하여 소입열처리(담금질)한다.

880~1000℃의 온도범위까지 가열하는 것은 오스테나이트화를 위함이다. 가열 온도가 880℃ 미만인 경우에는 가열중 미고용 펄라이트가 잔존할 수 있으며, 1000℃ 초과인 경우에는 탈탄 및 결정립 성장을 조장할 수 있다.

유지 시간이 10초 미만인 경우에는 오스테나이트 역변태가 되지 않아 미고용 펄라이트가 잔존할 수 있으며, 30분 초과인 경우에는 구오스테나이트 결정립도가 10.0 미만이 될 수 있다.

평균 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 균질한 마르텐사이트 조직외에 베이나이트 등의 원하지 않는 조직을 얻게 되는 문제점이 있다.

소려열처리 단계

상기 소입열처리된 선재를 380~460℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 30분 이하 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 60℃이하까지 냉각하는 소려열처리(템퍼링) 한다.

상기 소려열처리를 위한 가열온도가 380℃ 미만이면 마르텐사이트의 소려효과가 충분하지 않아 스프링의 인성이 나빠지고 460℃를 초과할 경우에는 강도를 확보하기 어렵다.

유지 시간이 10초 미만인 경우, 소려 효과가 충분하지 않아 인성이 나빠지고, 40분을 초과하는 경우 엡실론 마르텐사이트가 세멘타이트로 천이하여 강도 및 인성을 저하시킬 수 있다.

평균 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 냉각중 조직제어가 어렵기 때문에 급속가열을 통해 얻어지는 템퍼드 마르텐사이트 조직내 탄화물의 조직편차를 유발할 수 있다.

상기 소입 및 소려 열처리는 가열은 특별히 한정할 필요는 없으며, 예를 들어 유도가열이나 박스로에서 가열하여 행할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 선재를 준비하였다. 상기 선재는 하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 강편을 1030℃로 가열하고 880℃에서 최종 열간압연한 후 0.8℃/s의 냉각속도로 냉각하여 제조된 15mm 직경의 선재이다.

상기 선재를 하기 표 2에 기재된 소입온도에서 10분간 유지한 후 60℃ 기름에 급냉(100℃/s 이상)하여 소입열처리하였다. 상기 소입열처리된 선재를 표 2에 기재된 소려온도에서 30분간 유지한 후, 60℃ 기름에 급냉(100℃/s 이상)하여 소려열처리하여 강재를 제조하였다.

상기 제조된 강재의 인장강도, 결정립도, (Nb, V, Mo)C 탄화물의 평균크기 및 개수, 수소열방출시험시 310~350℃ 및 420~460℃에서 수소방출 피크유무 및 수소취성 파단시간을 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.

인장강도 측정은 ASTM E-8M subsize 규격을 통해 측정하였다.

미세조직은 연마와 부식을 통해 구오스테나이트 결정립도를 측정하여 ASTM No. 로 표기하였다. (Nb, V, Mo)C 탄화물의 평균 크기는 투과전자현미경 (TEM) Replica시편을 제작해 원상당 직경을 측정하였으며, STEM (Scanning transmission electron microscope) 이미지 임의부위를 5부위 촬영해 탄화물 분포를 평가하였다.

수소 열방출시험(thermal desorption analysis)은 상기 강재를 Quadruple mass spectrometry 장비로 100℃/hr의 승온속도로 가열하여 방출되는 수소량을 관찰하였다.

수소취성 파단시간은 상기 강재를 1.5mm × 8.0mm × 65mm 크기의 판상시편으로 가공하여 실험하였다. 가공된 시편을 4 point bending 지그에 체결하여 설계응력 1400MPa의 전단응력을 부여하여, 이를 증류수에 (0.01 mol/l H₂SO₄ + 0.001 mol/l KSCN)가 첨가된 용액에 담그고 potentiostat 장비로 -700mV 의 전위를 인가하여 시편의 파단시간을 측정하였다. 이 때 시편이 파단되는 시간을 수소취성 파단시간으로 정의하고, 600초 이상을 유지한 시편을 합격으로 처리하였으며, 600초 미만의 파단시간을 나타낸 시편은 수소취성의 위험이 있다고 정의하였다. 이때 600초라는 시간의 정의는 상용 스프링강재에서 수소취성을 유발할 수 있는 임계수소농도의 수소량을 초과하는 수소량이 주입되는 시간이다.

강종	합금조성(중량%)
강종	C	Mn	Si	P	S	Cr	Mo	V	Nb	N
A1	0.51	0.4	1.65	0.01	0.005	0.3	0.1	0.14	0.02	0.005
A2	0.57	0.4	1.65	0.01	0.004	0.31	0.07	0.1	0.02	0.005
A3	0.52	0.44	1.63	0.01	0.005	0.3	0.14	0.18	0.025	0.004
A4	0.51	0.42	1.64	0.01	0.005	0.31	0.06	0.07	0.015	0.005
A5	0.51	0.65	1.5	0.01	0.005	0.63	0.1	0.14	0.02	0.005
A6	0.52	0.74	1.45	0.01	0.004	0.58	0.1	0.14	0.02	0.005
B1	0.44	0.4	1.65	0.01	0.005	0.3	0.1	0.14	0.02	0.005
B2	0.51	0.42	1.3	0.01	0.005	0.31	0.13	0.08	0.015	0.005
B3	0.51	0.9	1.5	0.01	0.005	0.85	0.1	0.14	0.02	0.005
B4	0.51	0.4	1.65	0.01	0.005	0.3	0.003	0.14	0.02	0.005
B5	0.52	0.4	1.64	0.01	0.005	0.3	0.1	0.001	0.02	0.005
B6	0.51	0.41	1.65	0.01	0.005	0.3	0.1	0.14	0.001	0.005
B7	0.54	0.65	1.5	0.01	0.005	0.7	-	-	-	0.005
B8	0.51	0.41	1.65	0.01	0.005	0.3	0.1	0.15	0.04	0.005

A1~A8은 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하는 경우이고, B1~B8은 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하지 못하는 경우이다.

구분	강종	열처리 온도 (℃)		미세조직 (면적%)	인장강도 (MPa)	결정립도 번호	탄화물 평균 크기 (nm)	탄화물 개수 (개/㎛²)	수소방출 피크유무 (℃)		수소취성 파단시간 (초)
구분	강종	소입	소려	미세조직 (면적%)	인장강도 (MPa)	결정립도 번호	탄화물 평균 크기 (nm)	탄화물 개수 (개/㎛²)	310 ~350	420 ~460	수소취성 파단시간 (초)
발명예1	A1	965	415	TM: 94, RA: 6	1970	10.6	22	31	O	O	681
발명예2	A2	965	415	TM: 91, RA: 9	2033	10.7	21	33	O	O	602
발명예3	A3	965	415	TM: 93, RA: 7	1995	11.1	19	43	O	O	882
발명예4	A4	965	415	TM: 94, RA: 6	1942	10.3	29	17	O	O	623
발명예5	A5	955	410	TM: 93, RA: 7	1983	10.7	31	27	O	O	645
발명예6	A6	955	410	TM: 92, RA: 8	1976	10.8	32	26	O	O	655
비교예1	B1	985	380	TM : 96, RA: 4	1817	10.6	21	30	O	O	-
비교예2	B2	975	390	TM: 94, RA: 6	1925	10.6	23	32	O	O	-
비교예3	B3	955	415	TM: 92, RA: 8	1998	10.2	36	31	O	O	533
비교예4	B4	965	415	TM: 95, RA: 5	1945	11.1	18	23	X	O	342
비교예5	B5	965	415	TM: 94, RA: 6	1941	10.6	20	6	X	O	488
비교예6	B6	965	415	TM: 94, RA: 6	1971	9.9	30	7	O	X	491
비교예7	B7	965	400	TM: 93, RA: 7	1922	9.5	-	0	X	X	380
비교예8	A1	875	415	TM: 94, RA: 6	1971	10.9	30	12	O	O	301
비교예9	A1	1005	415	TM : 74, RA: 6, P: 20	1964	9.3	30	12	O	O	430
비교예10	B8	만족	만족	TM: 94, RA: 6	1968	10.3	45	31	O	O	355

상기 표 2의 상분율에서 TM은 템퍼드 마르텐사이트이고, RA는 잔류 오스테나이트이며, F는 페라이트이다.

발명예1 내지 6은 본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조조건을 만족하여 구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상으로 미세하며, (Nb, V, Mo)C 탄화물의 평균크기가 35nm 이하로 인장강도가 1940MPa 이상이고, 수소피크가 310~350℃ 와 420~460℃ 에서 동시에 나타나기 때문에 600초 이상의 수소취성 파단시간을 나타내어 수소취성 저항성이 우수한 것을 확인할 수 있다. 이는 고강도 강임에도 불구하고 미세한 결정립 크기를 통해 수소를 분산시키고 미세탄화물에 수소를 트랩하여 수소취성 저항성이 우수한 것이다.

도 1은 발명예 3의 (Nb, V, Mo)C 탄화물을 투과전자현미경으로 촬영한 사진으로 NbC, VC, MoC, (Nb, V, Mo)C 의 미세탄화물이 존재함을 확인할 수 있다.

또한, 도 2는 발명예 3과 비교예 5의 열방출시험을 통해 얻은 온도에 따른 수소방출 거동을 나타낸 그래프로 발명예 3은 수소피크온도가 320℃ 와 430℃ 에서 동시에 나타나는 반면, 비교예 5는 수소피크온도가 430℃ 에서만 나타나는 것을 확인할 수 있다.

비교예1은 C함량이 0.44 중량%로 본 발명의 합금성분에 미달되었고, 비교예2는 Si함량이 1.30 중량%로 합금성분에 미달되어, 본 발명에서 의도하는 인장강도에 미달되었다.

비교예3은 Mn과 Cr이 과다첨가 되었고, 이로 인하여 입계연화에 의해 수소취성 파단시간이 불합격되었을 것으로 생각되고 Cr의 첨가로 인하여 (V,Cr)C를 형성하여 탄화물 평균크기 또한 증가되었을 것으로 생각된다.

비교예4는 Mo 첨가량이 미달, 비교예 5는 V첨가량이 미달됨에 따라 효과적인 비확산성 수소트랩부로 작용한 (Nb, V, Mo) C 복합 탄화물을 만들지 못하여 수소취성 파단시간이 불합격되었다. 비확산성 수소트랩부가 효과적으로 만들어지지 않았음은 열방출시험시에 310~350℃ 에서의 수소피크가 없는 것을 통해 확인할 수 있다.

도 2는 발명예 3과 비교예 5의 열방출시험을 통해 얻은 온도에 따른 수소방출 거동을 나타낸 그래프로 발명예 3은 수소피크온도가 320℃ 와 430℃ 에서 동시에 나타나는 반면, 비교예 5는 수소피크온도가 430℃ 에서만 나타나는 것을 확인할 수 있다.

수소취성을 유발할 수 있는 확산성 수소트랩부를 300℃ 이하에서 방출되는 수소의 트랩부로 정의할 때 비교예5는 비확산성수소 트랩부로 작용하는 탄화물이 적어서 확산성 수소 트랩부에서 트랩된 수소양이 많아짐에 따라 수소취성 파단시간이 불합격 되었음을 예상할 수 있다.

비교예 6은 Nb첨가량이 미달됨에 따라 탄화물 개수가 미달되어 수소취성 파단시간이 불합격되었다. 소입을 위해 오스테나이징 열처리 온도에서 장시간 유지할 경우, Nb와 같은 고온 석출물은 재고용되지 않는 반면에, Nb미첨가강의 경우 형성된 (V, Mo)C 탄화물은 재고용되어 구오스테나이트 결정립도를 미세하게 제어하지 못하고, 효과적인 비확산성 수소트랩부를 만들지 못하여 수소취성 저항성이 열위한 것으로 판단된다.

비교예7은 Nb, Mo, V를 미첨가한 강재로써 낮은 강도임에도 불구하고 수소취성 파단시간이 불합격 되었다. 이는 결정립 크기가 크고, 미세탄화물이 존재하지 않으면 수소취성 민감도가 낮다고 알려진 일반강재에서도 수소취성 위험이 존재함을 알 수 있다.

비교예 8은 오스테나이징 열처리 온도가 낮을 경우 미고용 펄라이트에 의해 인성이 저하되고 이에 따라서 수소취성 저항성도 열위해 진다는 것을 알 수 있다.

비교예 8 과 발명예 1 의 미세조직을 주사전자현미경으로 촬영한 사진인 도 3을 보면, 비교예 8은 열처리 온도가 낮아 미고용 펄라이트가 잔존하고 있음을 알 수 있으며, 동일한 성분계에서 열처리가 온도가 높은 발명예 1 은 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성되어 있음을 알 수 있다.

비교예9는 오스테나이징 열처리 온도가 높을 경우 결정립 성장에 의해 수소취성 저항성이 열위해 진다는 것을 알 수 있다.

비교예 10은 Nb 첨가량이 높아져서 형성되는 조대한 탄화물에 의해 수소취성 저항성이 열위해 진다는 것을 알 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
구오스테나이트 결정립도가 10.0번 이상이고, (Nb, V, Mo)C 탄화물을 포함하며, 상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 원상당 직경으로 측정한 평균크기가 35nm 이하인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 중량%로, Ni: 0.1~0.4% 및 Cu: 0.1~0.3% 중 1 이상을 추가로 포함하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재는 열방출시험시 수소방출 피크가 310~350℃, 420~460℃ 에서 모두 나타나는 것을 특징으로 하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재의 인장강도는 1940MPa 이상인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
제1항에 있어서,
상기 강재의 미세조직은 면적분율로 템퍼드 마르텐사이트를 90~95%, 잔류 오스테나이트를 5~10% 포함하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
제1항에 있어서,
상기 (Nb, V, Mo)C 탄화물은 8~45개/㎛² 인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재.
중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 준비하는 단계;
상기 선재를 880~1000℃의 온도범위까지 가열하여 10초 이상 30분 이하 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각하는 소입열처리 단계; 및
상기 소입열처리된 선재를 380~460℃의 온도범위까지 가열하여 10초이상 40분 이하 동안 유지한 후, 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 60℃이하까지 냉각하는 소려열처리 단계;를 포함하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 선재는 중량%로, C: 0.45~0.60%, Mn: 0.30~0.80%, Si: 1.40~1.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, Cr: 0.2~0.7%, Mo: 0.05~0.15%, V: 0.10~0.20%, Nb: 0.01~0.03%, N: 0.006% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강편을 가열하는 단계; 상기 가열된 강편을 810~910℃의 온도범위에서 최종 열간압연하여 선재를 얻는 단계; 및 상기 선재를 0.15~1.5℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 제조방법에 의해 제조된 것인 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법.
제7항에 있어서,
상기 선재는 중량%로, Ni: 0.1~0.4% 및 Cu: 0.1~0.3% 중 1 이상을 추가로 포함하는 수소취성 저항성이 우수한 고강도 스프링용 강재의 제조방법.