KR20200021668A - 인성 및 부식피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 - Google Patents

인성 및 부식피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재가 개시된다. 개시된 선재는 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 결정립 크기가 13.2 ㎛ 이하이며, 샤르피충격에너지가 38 J/㎠ 이상인 것을 특징으로 한다.

Description

인성 및 부식피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 {WIRE ROD AND STEEL WIRE FOR SPRING WITH IMPROVED TOUGHNESS AND CORROSION FATIGUE RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 특히 강도를 확보하면서도 인성 및 부식피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비 향상을 목적으로 자동차용 소재의 경량화가 요구되고 있고, 특히 현가 스프링의 경우 경량화 요구에 대응하기 위해 담금질 뜨임 후의 강도가 1800 MPa 이상이 되는 고강도 소재를 이용한 스프링 설계가 적용되고 있다.
스프링용 강은 열간압연으로 소정의 선재를 제조한 후, 열간성형 스프링의 경우에는 가열한 다음 성형하고 나서 담금질 뜨임 처리를 실시하고, 냉간성형 스프링의 경우는 인발 가공 후 담금질 뜨임 처리를 실시한 다음 스프링으로 성형한다.
일반적으로 소재의 고강도화가 이루어지면 입계취화 등으로 인한 인성 저하와 함께 균열 감수성도 증가하게 된다. 따라서 고강도는 이루었으나 소재의 인성 및 부식 피로특성이 떨어지게 되면, 자동차 현가 스프링과 같이 외부에 노출되어 있는 부품은 도장이 벗겨진 곳에 부식 피트가 형성되어 이 부식 피트를 기점으로 하는 피로 균열의 전파에 의해 부품이 조기 파손될 우려가 있다.
특히 최근에는 겨울철 노면의 동결 방지를 위해 제설제 살포가 많아 현가 스프링의 부식환경은 더욱더 가혹화되고 있어, 강도를 확보하면서도 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강의 개발이 요구된다.
현가 스프링의 부식피로는 노면의 자갈이나 다른 이물질에 의해 스프링 표면의 도장이 벗겨지면, 이 부분의 소재가 외부로 노출되어 피팅(pitting) 부식반응이 일어나고, 생성된 부식 피트가 점점 성장하면서 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파되다가 어느 순간 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 수소취성으로 스프링이 절손되는 현상이다.
스프링의 부식피로 저항성을 향상시키는 종래기술로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. 일본 공개특허 JP 2008-190042에서는 Ni 함량을 0.55 중량%로 증가시켜 내부식성을 향상시킴으로써 부식피로수명을 증가시키는 효과를 얻었고, 일본 공개특허 JP 2011-074431에서는 Si 함량을 증가시켜 tempering시 석출하는 탄화물을 미세화함으로써 부식피로강도를 향상시켰다.
또한 일본 공개특허 JP 2005-023404에서는 강한 수소 trapping site인 Ti 석출물과 약한 site인 (V, Nb, Zr, Hf) 석출물의 적절한 조화로 수소지연파괴 저항성을 향상시킴으로써 스프링 부식피로수명을 향상시키고자 하였다.
그러나 Ni은 매우 고가의 원소로서 다량 첨가할 경우 소재 원가 상승이라는 문제를 야기하며, Si은 탈탄을 조장하는 대표적인 원소이기 때문에 첨가량 증가에 따른 위험이 따를 수 있고, Ti, V, Nb 등의 석출물 형성원소들은 소재 응고시 액상으로부터 조대한 탄질화물을 정출시켜 오히려 부식피로수명을 저하시킬 수 있는 위험이 있다.
한편, 스프링의 고강도화를 위한 종래기술로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법이 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화하는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소인 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링 열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나 이러한 기술은 원가비용이 상승하는 문제가 있다.
또한, 합금성분의 변화 없이 기존의 성분계에서 열처리 조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링 온도가 낮아지면 소재의 단면감소율이 낮아지므로 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기 파단 등의 문제점이 발생한다. 따라서, 강도를 확보하면서도 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강의 개발이 요구된다.
본 발명의 실시예들은 인성을 확보하면서도 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재는, 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 결정립 크기가 13.2 ㎛ 이하이며, 샤르피충격에너지가 38 J/㎠ 이상이다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 선재의 미세조직은 면적분율로, 페라이트를 5 ~ 37%, 나머지는 펄라이트를 포함하는 혼합조직일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, V: 0.01 내지 0.2%, Nb: 0.01 내지 0.1%, Ti: 0.01 내지 0.15% 및 Mo: 0.01 내지 0.4% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Cu: 0.01 내지 0.4% 및 Ni: 0.01 내지 0.6% 중에서 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 다른 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 800 내지 950℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 700 내지1,100℃에서 마무리압연한 후 권취하여 선재를 제조하는 단계; 를 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, V: 0.01 내지 0.2%, Nb: 0.01 내지 0.1%, Ti: 0.01 내지 0.15% 및 Mo: 0.01 내지 0.4% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, Cu: 0.01 내지 0.4% 및 Ni: 0.01 내지 0.6% 중에서 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따르면, 상기 선재의 냉각 개시 온도는 820℃ 이하일 수 있다.
본 발명의 또 다른 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 결정립 크기가 10.3 ㎛ 이하이며, 샤르피충격에너지가 45 J/㎠ 이상이다.
본 발명의 또 다른 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강선의 제조 방법은, 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 850 내지 1,000℃의 범위에서 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및 상기 오스테나이트화 단계를 거친 강선을 25 내지 80℃의 범위로 담금질하고, 350 내지 500℃의 범위에서 템퍼링하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 실시예에 따르면, 결정립 크기를 작게 하여 인성이 향상됨과 동시에 부식 피트 깊이가 얕아지고, 이 부식 피트를 기점으로 발생한 크랙이 전파되는 경로 및 외부로부터 유입된 수소가 크랙부까지 확산하기 위해 이동하는 경로가 증가됨으로써 부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재 및 강선을 제공할 수 있다.
도 1과 도 2는 각각 비교예 1과 실시예 3 선재의 결정립 크기를 측정하기 위해 전자후방산란회절 장치로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 3과 도 4는 각각 비교예 1과 실시예 3 강선의 결정립 크기를 측정하기 위해 전자후방산란회절 장치로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 스프링용 선재의 결정립 크기와 인성 및 상대적 부식피로수명 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 스프링용 강선의 결정립 크기와 인성 및 상대적 부식피로수명 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
이하에서는 본 발명의 실시 예를 첨부 도면을 참조하여 상세히 설명한다. 이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시 예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 도면은 본 발명을 명확히 하기 위해 설명과 관계 없는 부분의 도시를 생략하고, 이해를 돕기 위해 구성요소의 크기를 다소 과장하여 표현할 수 있다.
명세서 전체에서, 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하에서는 본 발명에 따른 실시예를 첨부된 도면을 참조하여 상세히 설명한다.
본 발명자들은 스프링용 선재를 제공함에 있어서, 스프링용 강의 내부식성에 미치는 다양한 영향 인자들을 검토함과 동시에, 스프링의 부식피로는 스프링 표면의 도장이 벗겨지면서 부식 피트가 발생하고 이 부식 피트를 기점으로 크랙이 발생 및 전파하다가 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되어 스프링이 절손되는 현상이라는 점에 착안하여 다음과 같은 지견을 얻을 수 있었다.
합금조성 및 제조조건을 최적화하여 스프링용 선재 및 강선의 결정립 크기를 작게 하면 인성이 향상됨과 동시에 부식 피트 깊이를 얕게 할 수 있고, 또한 이 부식 피트를 기점으로 발생한 크랙이 전파되는 경로 및 외부로부터 유입된 수소가 크랙부까지 확산하기 위해 이동하는 경로가 증가됨으로써 파단까지 걸리는 시간이 지연되어 부식 피로특성을 향상시킬 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 일 측면에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재는, 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 함금성분 함량의 수치 한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.4 내지 0.7%이다.
탄소(C)는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소로, 0.4% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 담금질 뜨임 열처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 열위해질 뿐만 아니라 결함 감수성이 높아지고, 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 저하되는 문제가 있어 그 상한을 0.7%로 한정할 수 있다.
Si의 함량은 1.2 내지 2.3%이다.
실리콘(Si)은 페라이트 내에 고용되어 강도를 강화시키고 변형저항성을 향상시키는 원소로, 그 하한을 1.2%로 한정할 수 있다. 보다 바람직하게는 1.4% 이상 첨가할 수 있다. 다만 그 함량이 과도할 경우, 변형저항성의 향상효과가 포화될 뿐만 아니라 열처리시 표면 탈탄을 일으켜, 그 상한을 2.3%로 한정할 수 있다.
Mn의 함량은 0.2 내지 0.8%이다.
망간(Mn)은 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는 역할을 하는 원소로, 0.2% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 소입성이 과도하게 증가하여 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 MnS 개재물의 생성이 증가하여 부식 피로특성을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.8%로 한정할 수 있다.
Cr의 함량은 0.2 내지 0.8%이다.
크롬(Cr)은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소로, 0.2% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 변형저항성의 저하로 오히려 강도를 열위하게 하는 문제가 있어, 그 상한을 0.8%로 한정할 수 있다.
또한 본 발명의 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재는, 상술한 합금조성 이외에 탄·질화물을 형성하는 원소들 중 V, Nb, Ti 및 Mo 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
V의 함량은 0.01 내지 0.2%이다.
바나듐(V)은 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소이다. 또한, 탄소(C)나 질소(N)와 결합하여 탄/질화물을 형성하고, 이는 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 원소로, 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 제조원가가 상승하므로 그 상한을 0.2%로 한정할 수 있다.
Nb의 함량은 0.01 내지 0.1%이다.
니오븀(Nb)은 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고, 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소로, 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되므로 그 상한을 0.1%로 한정할 수 있다.
Ti의 함량은 0.01 내지 0.15%이다.
티타늄(Ti)은 탄소(C)나 질소(N)와 결합하여 탄/질화물을 형성하고, 생성된 탄/질화물은 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시킬 뿐만 아니라, 석출경화 작용을 일으켜 스프링 특성을 개선한다. 또한, Ti는 입자 미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시키므로, 0.01% 이상 첨가할 수 있다.
다만, 그 함량이 과도할 경우, 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화된다. 또한, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 피로특성 및 석출강화 효과가 저하되므로 그 상한을 0.15%로 한정할 수 있다.
Mo의 함량은 0.01 내지 0.4%이다.
몰리브덴(Mo)은 탄소(C)나 질소(N)와 결합하여 탄/질화물을 형성하고, 생성된 탄/질화물은 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용한다. 상기의 효과를 유효하게 발휘하기 위해서는 Mo을 0.01 % 이상 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생할 가능성이 높아지고 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되므로 그 상한을 0.4% 로 한정할 수 있다.
또한, 또한 본 발명의 일 실시예에 따른 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재는, Cu 및 Ni 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cu의 함량은 0.01 내지 0.4%이다.
구리(Cu)는 내식성을 향상시키는 원소로, 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 열간압연 중 취성 특성을 저하시켜 균열 발생 등의 문제를 일으키므로 그 상한을 0.4%로 한정할 수 있다.
Ni의 함량은 0.01 내지 0.6%이다.
니켈(Ni)은 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로, 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 함량이 과도할 경우, 잔류 오스테나이트 함량이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인해 급격한 제조 단가의 상승을 유발하여 그 상한을 0.6%로 한정할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조 과정에서는 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 합금조성을 만족하는 본 발명의 선재의 미세조직은 페라이트(Ferrite)와 펄라이트(Pearlite)의 혼합조직으로 이루어지고, 펄라이트 조직은 다시 세멘타이트(Cementite)가 한 방향성을 가지는 콜로니(Colony)로 나뉘어진다. 이 때, 전자후방산란회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장치로 선재의 결정립 크기를 측정하면 페라이트와 콜로니의 구분없이 크기가 평균적으로 측정된다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 선재는 미세조직 상분율은 면적비로, 페라이트가 5 ~ 37 %이고 나머지가 펄라이트이며, 베이나이트나 마르텐사이트는 존재하지 않는다. 또한 펄라이트의 콜로니 크기는 1.7 ~ 5.6 ㎛이다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 선재의 평균 결정립 크기는 13.2 ㎛이하인 것이 바람직하다.
상기와 같은 결정립 크기를 갖는 선재는 앞서 언급한 합금조성을 제어하는 동시에, 후술할 선재 압연공정 및 냉각공정을 최적화함으로써 얻을 수 있다.
스프링용 선재의 결정립 크기를 작게하기 위해서는 압연전 소재인 빌렛의 결정립 크기를 작게함과 동시에 압연 후 냉각이 시작되기 바로 전 지점인 마무리압연온도가 중요하다. 구체적으로, 빌렛의 가열온도를 제어하여 압연 전 소재인 빌렛의 결정립 크기를 미세화하고, 동시에 마무리 압연온도를 제어하여 오스테나이트 결정립 크기를 효과적으로 조절할 수 있는 것이다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 스프링용 선재는 상술한 합금조성을 가지는 빌렛(Billet)을 제작한 후, 이를 재가열 - 선재 압연 - 냉각 공정을 거쳐 제조할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 스프링용 선재의 제조방법은 전술한 합금조성을 만족하는 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 800 내지 950℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 700 내지1,100℃에서 마무리압연한 후 권취하여 선재를 제조하는 단계; 및 상기 선재를 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
빌렛을 제조한 후에는 상기 빌렛을 균질화하는 가열 단계;를 거치는 것이 바람직하다. 상기 가열 공정을 통해서 빌렛의 결정립 크기의 조대화를 방지할 수 있다.
이를 위해서는 상기 빌렛을 800 내지 950℃의 온도 범위에서 가열하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 가열 온도가 800℃ 미만이면 압연롤의 부하가 커짐과 동시에 주조시 생성된 조대 탄화물들이 전부 용해되지 않아 합금원소가 오스테나이트 내에 균일하게 분포될 수 없으며, 반면 그 온도가 950℃를 초과하게 되면 빌렛의 결정립이 조대하게 형성되어 동일 압연조건으로 선재 열간압연하더라도 최종 선재에서 목표하는 수준의 결정립 크기를 확보하기 어려워진다.
이어서, 상기 가열된 빌렛을 700 내지 850℃에서 마무리 선재압연하여 선재를 제조한다. 마무리 압연온도는 직후에 바로 냉각이 개시되기 때문에 선재 결정립 크기를 최종적으로 결정지을 수 있는 중요한 요인이다. 상기 마무리 압연온도가 700℃ 미만이면 압연롤의 부하가 커기제 되며, 반면 그 온도가 850℃를 초과하게 되면 냉각 개시전의 오스테나이트 결정립 크기가 커져 최종 냉각 후의 결정립 크기가 크기가 조대해져 연성이 감소될 우려가 있다.
이후, 상기 선재를 권취 후, 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각을 통해 펄라이트 조직을 갖는 선재를 제조하는 것이 바람직하다.
권취 후 냉각속도는 그 범위에 따라 페라이트 생성 후 펄라이트 변태가 완료되지 않은 채 베이나이트나 마르텐사이트 같은 경조직이 생성될 수도 있고, 또한 탈탄이 심하게 발생할 수도 있어 중요한 인자이다.
만약 냉각 시 경조직이 생성되면 이후 적절한 선경의 스프링용 강선을 얻기 위해 선재를 인발 또는 신선하는 과정에서 소재가 단선되거나 인발 또는 신선이 불가능해지기 때문이다. 또한 탈탄이 심하게 발생하면 표면부의 경도가 낮아져 스프링의 부식피로특성이 저하되는 문제점이 있다.
상기 냉각속도가 5℃/s를 초과하면 냉각시 경조직이 생성되고 펄라이트 변태가 완료될 수 있는 충분한 시간을 확보할 수 없는 문제가 있어, 본 발명에서는 권취 후 냉각속도를 5℃/s 이하로 제한하였다.
이 때, 820℃ 이하의 온도 범위에서 냉각을 개시할 수 있다. 냉각 개시온도는 마무리 열간 압연 후의 온도를 의미하며, 그 온도가 낮을수록 바람직하다. 냉각 개시온도가 820℃를 초과하는 경우에는, 충분한 변형 에너지를 공급할 수 없어 결정립을 미세화하는 데 어려움이 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강선의 제조 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 스프링용 강선의 제조방법은 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 강선을 850 내지 1,000℃의 범위에서 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및 상기 오스테나이트화 단계를 거친 강선을 25 내지 80℃의 범위로 담금질하고, 350 내지 500℃의 범위 에서 템퍼링하는 단계;를 포함할 수 있다.
이와 같이 얻어진 선재를 신선하여 강선을 얻는다.
이후, 오스테나이트화 단계를 거친다. 상기 강선을 850 내지 1,000℃의 범위의 온도에서 열처리한다. 이때, 열처리 유지시간은 1초 이상인 것이 바람직하다.
최근에는 스프링용 강선 제조에 유도가열열처리(Induction heat treatment) 설비를 활용하는 경우가 많아지고 있는데, 이 때 열처리 유지시간이 1초 미만인 경우에는 페라이트 및 펄라이트 조직이 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있다.
이어서, 상기 오스테나이트화 단계를 거친 강선을 25 내지 80℃의 범위로 담금질하고, 350 내지 500℃의 범위에서 열처리(템퍼링)한다. 상기 열처리는 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보하기 위한 단계로 인성 및 강도를 확보하기 위해 필요하다.
상기 템퍼링 온도가 350℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품 상태에서 파손될 위험이 있으며, 500℃를 초과하는 경우에는 강도가 급격히 감소하여 고강도를 확보하기 어려울 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 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.
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 주편을 준비한 후, 일련의 주조과정을 거쳐, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 재가열-선재 열간압연 - 냉각 공정을 거쳐 각각의 선재를 제조하였다.
이후, 선재를 975℃에서 15분 동안 가열하는 오스테나이트화 단계를 거친 다음, 70℃의 기름에 담궈 급냉(담금질)시켰다. 이어서 390℃에서 30분 동안 유지하는 템퍼링 처리를 실시하여 강선을 제조하였다.
구분 C Si Mn Cr V Ti Nb Mo Cu Ni
실시예 1 0.55 1.51 0.67 0.69 - - - - - -
실시예 2 0.52 1.49 0.68 0.62 0.10 - - - - 0.27
실시예 3 0.61 1.65 0.56 0.58 - 0.03 0.02 0.12 0.17 0.21
실시예 4 0.53 1.50 0.69 0.63 - - - - - -
실시예 5 0.51 1.52 0.40 0.31 0.09 - 0.02 0.11 0.21 0.22
비교예 1 0.61 1.48 0.43 0.33 0.11 - 0.03 - 0.18 0.43
비교예 2 0.52 1.64 0.55 0.51 - 0.02 0.02 - 0.20 0.26
비교예 3 0.53 2.25 0.52 0.29 0.12 - 0.02 0.12 - 0.28
구분 재가열 온도 (℃) 마무리 열간압연
온도(℃)		 냉각 개시온도(℃) 냉각속도(℃/s)
실시예 1 941 774 751 0.8
실시예 2 918 840 819 2.0
실시예 3 885 829 804 4.8
실시예 4 832 712 706 0.7
실시예 5 859 803 778 3.3
비교예 1 1025 841 835 1.5
비교예 2 940 874 860 3.2
비교예 3 924 836 828 5.8
선재의 결정립 크기, 경조직 생성 유무, 샤르피 충격에너지(Charpy U-notch energy)와 강선의 결정립 크기, 샤르피충격에너지, 담금질 뜨임 열처리 후 인장강도 및 상대적 부식피로수명은 하기 표 3에 나타내었다.
결정립 크기는, 전자후방산란회절(Electron Backscatter Diffraction, EBSD) 장치를 이용하여 측정하였다.
샤르피 충격에너지는, ASTM E23 규격에 맞게 충격시편을 가공하여 측정하였다.
인장강도는, 열간압연된 선재를 ASTM E8 규격에 맞게 인장시편을 가공한 후, 전술한 강선 제조방법에 따른 후 인장시험을 실시하여 측정하였다.
상대적 부식피로수명은, 뜨임 처리된 강선 시편을 염수분무 시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4 시간 동안 분무하고, 온도 25℃/습도 50% 분위기에서 4 시간 건조하며, 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16 시간동안 습윤하는 과정을 14회 반복한 다음, 회전굽힘 피로시험을 실시하여 측정하였다. 이 때, 피로시험 속도는 3,000rpm이었고 시편에 가해진 하중은 인장강도의 40%이며, 각각 10 개씩 시험하여 피로수명이 가장 큰 것과 가장 작은 것을 뺀 나머지 8 개의 피로수명을 평균하여 그 시편의 부식피로수명으로 정의하였다. 하기 표 3에서는 비교예 1의 부식피로수명을 1로 하였을 때, 나머지 시편의 상대적 부식피로수명을 나타낸 것이다.
구분 선재 강선
결정립 크기(㎛) Charpy U-notch energy(J/㎠) 상분율 (%) 펄라이트 콜로니 크기(㎛) 결정립 크기(㎛) Charpy U-notch energy(J/㎠) 담금질 뜨임 열처리 후 인장강도 (MPa) 상대적 부식피로수명
페라이트 펄라이트 베이나이트+마르텐사이트
실시예 1 13.2 38 10 90 0 5.6 10.3 45 1,979 2.38
실시예 2 12.0 39 5 95 0 3.8 9.4 58 1,997 2.75
실시예 3 8.2 44 18 82 0 2.8 6.8 61 2,008 5.18
실시예 4 5.1 56 7 93 0 1.7 3.1 68 1,983 11.4
실시예 5 6.4 51 37 63 0 2.2 4.5 67 2,051 7.30
비교예 1 20.2 18 4 96 0 9.7 15.0 23 1,988 1.00
비교예 2 19.1 29 3 97 0 9.4 13.4 28 1,994 0.96
비교예 3 18.4 14 20 67 13 8.9 12.8 14 1,987 0.99
비교예 1 내지 3은 합금조성은 본 발명에서 제안하는 바를 만족하나, 제조공정 조건이 본 발명을 벗어나므로 비교예로 표기한 것이다. 구체적으로, 비교예 1은 빌렛의 가열온도가 1,025로 800 ~ 950 범위를 벗어나 있고, 비교예 2는 마무리압연온도가 874로 700 ~ 850 범위를 벗어나고 있으며, 비교예 3은 압연 후 냉각속도가 5.8℃/s로 5℃/s를 초과한다.
도 1과 도 2는 각각 비교예 1과 실시예 3 선재의 결정립 크기를 측정하기 위해 전자후방산란회절 장치로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 1 및 도 2를 참조하면, 비교예 1의 경우 결정립 크기가 조대한 반면, 실시예 3에서는 평균 결정립 크기가 미세한 것을 확인할 수 있다.
또한 표 3을 참조하면, 열간압연된 선재에서의 결정립 크기는 비교예의 경우 18.4 ~ 20.2 ㎛ 범위였으나, 실시예의 경우에는 5.1 ~ 13.2 ㎛로 비교예 대비 미세하였고, 샤르피충격에너지값은 비교예의 경우 14 ~ 29 J/㎠ 수준이었으나 실시예의 경우에는 38 ~ 56 J/㎠의 높은 값을 나타내, 인성이 향상되었음을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건에 따라 얻어진 선재는 인성이 우수하여, 스프링용으로 적합하게 사용될 수 있는 것이다.
한편, 비교예 3의 경우에는 선재 미세조직 분석 결과, 페라이트 생성 후 펄라이트 변태가 완료되지 않아 베이나이트나 마르텐사이트 같은 경조직이 생성되었음을 확인할 수 있다. 이는 냉각속도가 5℃/s를 초과하여 펄라이트 변태가 완료될 수 있는 충분한 시간을 확보할 수 없었기 때문이다.
도 3과 도 4는 각각 비교예 1과 실시예 3 강선의 결정립 크기를 측정하기 위해 전자후방산란회절 장치로 촬영한 미세조직 사진이다.
도 3 및 도 4를 참조하면, 열처리된 강선에서의 결정립은 비교예 1 대비 실시예 3에서 미세하게 형성된 것을 확인할 수 있다.
또한 표 3을 참조하면, 열처리된 강선은 비교예와 실시예 모두 2,000MPa 근방의 인장강도를 나타내었다. 결정립 크기는 비교예의 경우 12.8 ~ 15.0㎛ 범위였으나, 실시예의 경우에는 3.1 ~ 10.3㎛로 비교예 대비 현저히 미세하게 도출됨을 확인할 수 있다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 따른 스프링용 선재의 결정립 크기와 인성 및 상대적 부식피로수명 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 6은 본 발명의 일 실시예에 따른 스프링용 강선의 결정립 크기와 인성 및 상대적 부식피로수명 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 5 및 도 6을 참조하면, 열간압연된 선재와 스프링용 강선의 평균 결정립 크기가 작을수록 샤르피충격에너지값이 커지고, 상대적 부식피로수명이 향상됨을 확인할 수 있다.
구체적으로 표 3에 따르면, 샤르피충격에너지값은 비교예의 경우 14 ~ 28 J/㎠ 수준이었으나 실시예의 경우에는 45 ~ 68 J/㎠의 높은 값을 나타내, 인성이 향상되었음을 확인할 수 있다. 또한, 상대적 부식피로수명은 비교예의 경우 0.96 내지 1.00 수준인 반면, 실시예의 경우 2.38 내지 11.4로 비교예 대비 부식피로 특성이 현저히 향상되었음을 확인할 수 있다.
상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    결정립 크기가 13.2 ㎛ 이하이며,
    샤르피충격에너지가 38 J/㎠ 이상인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 면적분율로, 페라이트를 5 ~ 37%, 나머지는 펄라이트를 포함하는 혼합조직인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    V: 0.01 내지 0.2%, Nb: 0.01 내지 0.1%, Ti: 0.01 내지 0.15% 및 Mo: 0.01 내지 0.4% 중 1종 이상을 더 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재.
  4. 제1항에 있어서,
    Cu: 0.01 내지 0.4% 및 Ni: 0.01 내지 0.6% 중에서 1종 이상을 더 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재.
  5. 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계;
    상기 빌렛을 800 내지 950℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 700 내지 1,100℃에서 마무리압연한 후 권취하여 선재를 제조하는 단계;
    및 상기 선재를 5℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재의 제조 방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 빌렛은 V: 0.01 내지 0.2%, Nb: 0.01 내지 0.1%, Ti: 0.01 내지 0.15% 및 Mo: 0.01 내지 0.4% 중 1종 이상을 더 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재의 제조 방법.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 빌렛은 Cu: 0.01 내지 0.4% 및 Ni: 0.01 내지 0.6% 중에서 1종 이상을 더 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재의 제조 방법.
  8. 제5항에 있어서,
    상기 선재의 냉각 개시 온도는 820℃ 이하인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 선재의 제조 방법.
  9. 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    결정립 크기가 10.3 ㎛ 이하이며,
    샤르피충격에너지가 45 J/㎠ 이상인 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강선.
  10. 중량%로, C: 0.4 내지 0.7%, Si: 1.2 내지 2.3%, Mn: 0.2 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.8%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;
    상기 강선을 850 내지 1,000℃의 범위에서 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및
    상기 오스테나이트화 단계를 거친 강선을 25 내지 80℃의 범위로 담금질하고, 350 내지 500℃의 범위에서 템퍼링하는 단계;를 포함하는 인성 및 부식 피로특성이 향상된 스프링용 강선의 제조 방법.
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