KR20230024115A - 스프링용 강 및 강선, 그들의 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 명세서에서는 소재 내의 전위밀도를 증가시키거나 평균 결정립 직경을 감소시켜 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강 및 강선, 그리고 그들의 제조방법을 개시한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 전위밀도가 1.16 x 1015 /m2 이상이고, 평균 결정립 직경이 8.4㎛ 이하일 수 있다.

Description

스프링용 강 및 강선, 그들의 제조방법{STEEL AND STEEL WIRE FOR SPRING, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강 및 강선에 관한 것으로, 보다 상세하게는 소재 내의 전위밀도를 증가시키거나 평균 결정립 직경을 감소시켜 영구변형 저항성이 향상된 스프링용 강 및 강선, 그리고 그들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비 향상을 목적으로 자동차용 소재의 경량화가 크게 요구되고 있다. 특히 현가 스프링의 경우에는 경량화 요구에 대응하기 위해 담금질 뜨임 후의 강도가 1800 MPa 이상이 되는 고강도 소재를 이용한 스프링 설계가 적용되고 있다.
그러나 현재 이용 가능한 스프링용 강이 고응력 조건 하에서 사용된다면 내구성의 악화 및 영구변형의 증가와 같은 문제가 발생하기 쉽다. 스프링의 영구변형이란 스프링 사용 중 가해지는 동적 및 정적 하중에 의해 발생하는 소성변형에 대한 저항성으로서, 일반적으로 스프링의 초기 높이 대비 일정시간 사용 후의 높이 변화를 의미한다. 따라서 영구변형의 증가는 스프링의 높이를 감소시켜 차량의 높이가 낮아지게 되고, 결과적으로 범퍼의 높이가 낮아져 안전의 관점에서 심각한 문제를 야기하게 된다. 따라서, 스프링의 고응력 설계가 가능하도록 하기 위해 높은 영구변형 저항성을 갖는 스프링용 강이 요구되고 있다.
스프링용 강재에 함유되는 Si이 영구변형 저항성을 향상시키는데 유효하다는 사실이 밝혀짐에 따라, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강으로서 SAE9254에 대응하는 강이 보급되고 있다. 그러나 고응력 스프링에 대한 요구가 계속 증가하면서, 영구변형 저항성을 더욱 더 증대시킬 수 있는 방안에 대한 요구도 증가하고 있다.
특허문헌 0001에서는, 펄라이트(pearlite) 조직 중의 페라이트(ferrite) 안에 직경 50 ㎚ 이하의 (V, Cr) 탄화물, 탄질화물 및 V와 Cr의 복합 탄화물, 복합 탄질화물의 합계가 10 개/㎛2 이상 함유하는 경우에 영구변형 저항성이 우수하다고 개시되어 있다. 그러나 (V, Cr) 탄화물, 탄질화물 및 V와 Cr의 복합 탄화물, 복합 탄질화물은 모두 V이 주성분이므로, 850℃ 이상의 온도에서는 급속히 용해된다. 따라서, 가열온도가 900℃ 이상인 현재의 스프링 가공공정에서는, 특허문헌 0001에서 개시한 석출물들에 의한 영구변형 저항성 향상은 기대하기 어렵다. 또한 최근 V 합금철 가격이 기하급수적으로 상승하였는바, 특허문헌 0001에서 개시한 내용은 제조원가 측면에서도 불리한 점으로 작용할 수 있다.
일본공개특허 2002-180199 A (공개일: 2002.06.26.)
상술한 문제를 해결하기 위한 본 발명의 목적은 소재 내의 전위밀도를 증가시키거나 평균 결정립 직경을 감소시켜 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강 및 강선, 그리고 그들의 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 전위밀도가 1.16 x 1015 /m2 이상이고, 평균 결정립 직경이 8.4㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험으로 얻어지는 히스테리시스 루프(Hysteresis loop) 면적이 206mm2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강을 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 신선된 강선을 850~1000℃로 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및 상기 오스테나이트화 단계 이후 25~80℃로 담금질한 다음 350~500℃에서 뜨임하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법에서 상기 강은, 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 전위밀도가 0.11 x 1015 /m2 이상이고, 평균 결정립 직경이 9.6㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 960~1100℃로 가열하는 단계; 및 855~920℃에서 마무리 압연하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 제조방법에서 상기 빌렛은, 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 소재 내의 전위밀도를 증가시키거나 평균 결정립 직경을 감소시켜 영구변형 저항성이 향상된 스프링용 강 및 강선, 그리고 그들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예 및 비교예에 따른 스프링용 강의 평균 결정립 직경과 강선의 히스테리시스 루프 면적 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예 및 비교예에 따른 스프링용 강선의 평균 결정립 직경과 강선의 히스테리시스 루프 면적 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예 및 비교예에 따른 스프링용 강의 전위밀도와 강선의 히스테리시스 루프 면적 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예 및 비교예에 따른 스프링용 강선의 전위밀도와 강선의 히스테리시스 루프 면적 사이의 관계를 나타내는 그래프이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.
한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
이하에서는 상기 합금조성을 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
C(탄소)의 함량은 0.4~0.7% 일 수 있다.
C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 이를 고려하여 C는 0.4% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, C의 함량이 과다한 경우에는 담금질 뜨임 열처리 시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저하게 떨어진다. 또한, C의 함량의 과다한 경우에는 결함 감수성이 높아지고, 표면에 부식피트가 발생할 경우 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하된다. 이를 고려하여 C 함량의 상한은 0.7%로 제한될 수 있다.
Si(실리콘)의 함량은 1.2~2.3% 일 수 있다.
Si는 페라이트 내에 고용되어 강도를 강화시키고 변형 저항성을 향상시키는데 탁월한 효과를 갖는 원소이다. 이를 고려하여 Si는 1.2% 이상 첨가될 수 있고, 보다 바람직하게는 1.4% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Si의 함량이 과다한 경우에는 변형 저항성의 향상 효과가 포화되고, 열처리 시 표면 탈탄을 일으킬 수 있다. 이를 고려하여 Si 함량의 상한은 2.3%로 제한될 수 있다.
Mn(망간)의 함량은 0.2~0.8% 일 수 있다.
Mn은 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는 역할을 하는 원소이다. 이를 고려하여 Mn은 0.2% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Mn의 함량이 과다한 경우에는 소입성이 과도하게 증가하여 열간압연 후 냉각 시 경조직이 발생하기 쉽고, MnS 개재물의 생성이 증가하여 내부식 피로특성이 저하될 수 있다. 이를 고려하여 Mn 함량의 상한은 0.8%로 제한될 수 있다.
Cr(크롬)의 함량은 0.2~0.8% 일 수 있다.
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 이를 고려하여 Cr은 0.2%이상 첨가될 수 있다. 그러나, Cr의 함량이 과다한 경우에는 변형 저항성의 저하로 오히려 강도가 열위해질 수 있다. 이를 고려하여 Cr 함량의 상한은 0.8%로 제한될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4%로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
V(바나듐)의 함량은 0.01~0.3% 일 수 있다.
V은 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소이다. 또한, V은 C나 N와 결합해 탄/질화물을 형성할 수 있는데, 형성된 탄/질화물은 수소의 트랩사이트로서 작용하여 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할을 할 수 있다. 이를 고려하여 V은 0.01% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, V의 함량이 과다한 경우에는 제조원가가 상승할 수 있다. 이를 고려하여 V 함량의 상한은 0.3%로 제한될 수 있다.
Nb(니오븀)의 함량은 0.005~0.05% 일 수 있다.
Nb은 C나 N와 결합해 탄/질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고, 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이다. 이를 고려하여 Nb은 0.005% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Nb의 함량이 과다한 경우에는 조대 탄/질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하될 수 있다. 이를 고려하여 Nb 함량의 상한은 0.05%로 제한될 수 있다.
Ti(티타늄)의 함량은 0.001~0.15% 일 수 있다.
Ti은 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시키고, 입자 미세화에 기여하는 원소이다. 또한, Ti은 C나 N와 결합해 탄/질화물을 형성할 수 있는데, 형성된 탄/질화물은 수소의 트랩사이트로 작용할 수 있고, 석출경화를 일으킴으로써 스프링 특성을 개선시킬 수 있다. 이를 고려하여 Ti은 0.001% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Ti의 함량이 과다한 경우에는 제조원가가 상승하고, 석출물에 의한 스프링 특성 개선 효과가 포화된다. 또한, Ti의 함량이 과다한 경우에는 오스테나이트 열처리 시 모재에 조대한 합금 탄화물량이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하될 수 있다. 이를 고려하여 Ti 함량의 상한은 0.15%로 제한될 수 있다.
Mo(몰리브덴)의 함량은 0.01~0.4% 일 수 있다.
Mo은 C나 N와 결합해 탄/질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고, 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이다. 이를 고려하여 Mo은 0.01% 이상 첨가될 수 있다. 그러나, Mo의 함량이 과다한 경우에는 열간압연 후 냉각 시 경조직이 발생하기 쉽고, 조대한 탄/질화물이 형성되어 강의 연성이 저하될 수 있다. 이를 고려하여 Mo 함량의 상한은 0.4%로 제한될 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.
본 발명의 다른 측면은 상기 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 성분과 동일한 조성으로 이루어지는 강선을 제공한다. 상기 각 성분의 수치 한정 이유는 위에서 설명한 바와 같다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 상기 합금성분 조성비를 제어함으로써, 미세조직으로 페라이트와 펄라이트 혼합조직을 포함할 수 있고, 베이나이트나 마르텐사이트는 존재하지 않을 수 있다.
한편, 본 발명의 발명자들은 스프링용 강의 영구변형 저항성에 미치는 다양한 영향 인자들을 검토하여 다음과 같은 사실을 발견하였다.
스프링의 영구변형은 소재의 항복강도보다 낮은 응력 수준에서 다수의 로딩 사이클(loading cycles)에 걸쳐 발생하는 주기적 소성 변형(plastic deformation) 또는 미세 크리프(microcreep)로 인해 발생한다. 재료가 변형을 받으면 재료 내에서는 새로운 전위(dislocation)가 생성되기도 하고 이미 존재하고 있던 전위들은 이동하면서 서로 결합하거나 소멸되기도 하여 결국 전위밀도(dislocation density)가 변하게 된다.
일반적으로 압연이나 성형, 가공 등은 한번에 항복점(yield point)을 초과하는 변형량을 주기 때문에 전위밀도가 증가하여 가공경화 현상이 나타난다. 그러나 스프링과 같이 항복점을 초과하지 않는 낮은 응력 수준에서 주기적 소성 변형이나 미세 크리프 현상을 받으면 오히려 장시간에 걸쳐 전위밀도가 감소하게 되고 결국엔 스프링이 영구변형 된다. 하지만 스프링은 제품 특성상 안정성을 고려하여 항복점보다 낮은 응력 수준에서 작동되어야 하기 때문에 일정 기간 사용 후 전위밀도가 감소하는 것은 어쩔 수 없는 현상이다.
따라서, 스프링의 영구변형 저항성을 향상시키기 위해서는 스프링 제조 시 소재 내의 전위밀도를 높이거나, 스프링 사용 중 전위가 결정립계에 자주 쌓이게 하여(pile-up) 소멸되는 속도를 감소시키는 것이 가장 바람직하다.
스프링 제조 시 소재 내의 전위밀도를 높이기 위해서는 열간압연에 의한 선재 제조 시부터 전위밀도를 높여야 하고, 그러기 위해서는 보다 낮은 온도에서 압연하거나 냉각하는 방법이 효과적이다. 또한 전위가 결정립계에 자주 쌓이게 하려면 결정립을 미세화하여 결정립계까지 전위가 움직이는 거리를 짧게 하여 더 자주 결정립계를 만나게 해야 한다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 전위밀도가 0.11 x 1015 /m2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강은, 평균 결정립 직경이 9.6㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 전위밀도가 1.16 x 1015 /m2 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선은, 평균 결정립 직경이 8.4㎛ 이하일 수 있다.
한편, 스프링의 영구변형은 스프링의 초기 높이 대비 일정시간 사용 후의 높이 변화를 의미하기 때문에 스프링 상태에서 측정하는 것이 일반적이지만, 강선 상태에서도 측정 가능하게 한 방법이 바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험이다. 바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험은, 강선을 항복강도 이상의 하중을 부여하여 15°/min의 속도로 비튼 다음, 하중 제거 후 항복강도 이상의 하중을 부여하여 15°/min의 속도로 비틀어서 실시했다. 이 때 토크-트위스트 앵글 곡선 상에 겹치는 부분을 히스테리시스 루프(Hysteresis loop)라 한다. 히스테리시스 루프(Hysteresis loop) 면적이 클수록 스프링의 영구변형 저항성이 커지게 된다.
따라서, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선으로 상기 바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험을 실시하면, 히스테리시스 루프 (Hysteresis loop) 면적이 206mm2 이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강 및 강선의 제조방법에 대하여 각각 설명한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 제조방법은, 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트와 펄라이트 혼합조직을 포함하고, 전위밀도가 0.11 x 1015/m2 이상인 빌렛을 제조하는 단계; 상기 빌렛을 960~1100℃로 가열하는 단계; 및 855~920℃에서 마무리 압연 및 권취하는 단계를 포함할 수 있다.
각 합금원소의 성분비를 한정한 이유는 상술한 바와 같으며, 이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
상술한 바와 같이, 스프링의 영구변형 저항성을 향상시키기 위해서는 스프링용 강 및 강선의 전위밀도를 높이거나 결정립을 미세화 해야 한다. 또한, 전위밀도를 높이거나 결정립을 미세화 하기 위해서는 빌렛 가열온도와 마무리압연온도를 적절하게 제어해야 할 필요가 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 빌렛의 가열 온도는 960~1100℃범위로 하는 것이 바람직하다. 빌렛의 가열온도가 너무 낮으면, 압연롤의 부하가 커진다. 또한, 빌렛의 가열온도가 너무 낮으면, 주조 시 생성됐을 수 있는 조대 탄화물들이 전부 용해되지 않으므로 오스테나이트 내에 합금원소가 균일하게 분포되지 않을 수 있다. 이를 고려하여 빌렛의 가열온도는 960℃ 이상일 수 있다. 반면, 가열온도가 너무 높으면, 빌렛의 결정립 직경이 커져서 동일 압연조건으로 열간압연 하더라도 최종 선재에서의 결정립 직경이 커질 수 밖에 없다. 이를 고려하여 빌렛의 가열온도의 상한은 1100℃로 제한될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 마무리압연온도는 855~920℃범위로 하는 것이 바람직하다. 마무리압연온도가 너무 낮으면, 압연롤의 부하가 커지게 된다. 이를 고려하여 마무리압연온도는 855℃ 이상일 수 있다. 반면, 마무리압연온도가 너무 높으면, 냉각 개시전의 오스테나이트 결정립 직경이 커져서 최종 냉각 후의 결정립 직경이 커질 수 밖에 없다. 이를 고려하여 마무리압연온도의 상한은 920℃로 제한될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법은, 상기 강을 신선하여 강선을 제조하는 단계; 상기 신선된 강선을 850~1000℃로 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및 상기 오스테나이트화 단계 이후 25~80℃로 담금질한 다음 350~500℃에서 뜨임하는 단계를 포함할 수 있다.
먼저, 본 발명의 일 실시예에 따른 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강을 신선하여 강선을 제조한다.
이후, 오스테나이트화 단계를 거친다. 상기 오스테나이트화 단계에서는 상기 강선을 850~1000℃의 온도범위에서 열처리 한다.
한편, 스프링용 강선 제조를 위해 최근 유도가열열처리(Induction heat treatment) 설비를 활용하는 경우가 많아지고 있다. 유도가열열처리 설비를 사용할 때, 열처리 유지시간이 1초 미만인 경우에는, 페라이트 및 펄라이트 조직이 충분히 가열되지 않아서 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있다. 따라서, 상기 오스테나이트화 단계에서 열처리 유지시간은 1초 이상일 수 있다.
이어서, 상기 오스테나이트화 단계를 거친 강선을 25 내지 80℃의 범위로 담금질하고, 350 내지 500℃의 범위에서 뜨임(템퍼링)한다. 상기 뜨임은 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보하기 위한 단계로써 인성 및 강도를 확보하기 위해 필요하다.
상기 뜨임 온도가 너무 낮은 경우에는, 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품 상태에서 파손될 위험이 있다. 이를 고려하여 뜨임 온도는 350℃ 이상일 수 있다. 반면, 뜨임 온도가 너무 높은 경우에는, 강도가 급격히 감소하여 고강도를 확보하기 어려울 수 있다. 이를 고려하여 뜨임 온도의 상한은 500℃로 제한될 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
{실시예}
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 빌렛을 제조한 후, 상기 빌렛을 하기 표 1에 나타낸 조건으로 가열 및 마무리압연 한 후, 권취하여 스프링용 강을 제조하였다.
그 후, 상기 스프링용 강을 ASTM E8 규격에 맞게 신선가공한 후, 975℃에서 15분 동안 가열하는 오스테나이트화 단계를 진행했다. 이후, 70℃의 기름에 담궈 급냉(담금질)시킨 다음 390℃에서 30분동안 유지하는 뜨임을 실시하여 스프링용 강선을 제조하였다.
합금조성 (중량%) 강 제조조건
C Si Mn Cr V Ti Nb Mo 빌렛 가열온도 (℃) 마무리압연온도 (℃)
비교예1 0.53 1.54 0.69 0.67 - - - - 1025 926
비교예2 0.52 1.51 0.65 0.66 0.11 0.03 - - 1106 874
비교예3 0.62 1.63 0.58 0.56 - 0.02 0.03 0.15 924 936
실시예1 0.51 1.48 0.71 0.65 - - - - 1061 861
실시예2 0.59 1.56 0.36 0.31 0.10 - 0.02 0.21 1018 873
실시예3 0.64 1.46 0.47 0.29 - - 0.03 - 975 855
강의 결정립 직경 및 전위밀도와 강선의 결정립 직경, 전위밀도, 바우싱거 비틀림 시험의 히스테리시스 루프 면적 및 담금질 뜨임 열처리 후 인장강도는 하기 표 2에 나타냈다.
결정립 직경은 모델명이 JSM 7200F인 후방산란전자회절패턴분석기 (Electron Backscatter Diffraction, EBSD)를 이용하여 임의의 5개소의 방위를 분석하여 측정했다. 평균 결정립 직경은 임의의 5개소에서 실시한 결정립 직경의 평균을 의미한다.
전위밀도는 모델명이 FEI Technai Osiris인 투과전자현미경 (Transmission electron microscope, TEM) 으로 사진을 촬영한 후, 단위 면적 당 포함되는 전위 개수를 관찰하여 측정했다.
바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험은, 강선을 항복강도 이상의 하중을 부여하여 15°/min의 속도로 비튼 다음, 하중 제거 후 항복강도 이상의 하중을 부여하여 15°/min의 속도로 비틀어서 실시했다. 이 때, 토크-트위스트 앵글 곡선 상에 겹치는 부분을 히스테리시스 루프(Hysteresis loop)라 한다.
담금질 뜨임 열처리 후 인장강도는 만능재료시험기 (Universal test machine, UTM)을 통해 측정했다.
강 강선
평균 결정립 직경 (㎛) 전위밀도 (x1015/㎡) 평균 결정립 직경 (㎛) 전위밀도 (x1015/㎡) 바우싱거 비틀림 시험의 히스테리시스 루프 면적 (㎟) 담금질 뜨임 열처리 후 인장강도 (MPa)
비교예1 15.6 0.08 12.3 0.28 163 1,906
비교예2 13.8 0.09 11.4 0.52 184 1,945
비교예3 11.4 0.09 10.7 0.79 205 1,979
실시예1 9.6 0.11 8.4 1.16 359 1,915
실시예2 8.4 0.13 7.9 2.74 347 1,985
실시예3 6.7 0.18 5.7 3.08 387 2,026
실시예 1 내지 3은 합금조성 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 만족했다. 따라서 강의 평균 결정립 직경이 9.6㎛ 이하, 강의 전위밀도가 0.11 x 1015 /m2 이상, 강선의 평균 결정립 직경이 8.4㎛ 이하, 강선의 전위밀도가 1.16 x 1015 /m2 이상 및 바우싱거 비틀림 시험의 히스테리시스 루프 면적이 206mm2 이상을 만족했다.
비교예 1은 합금조성이 본 발명에서 제안하는 바를 만족했지만, 마무리압연온도가 855~920℃범위를 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 1은 강의 평균 결정립 직경이 15.6㎛, 강선의 평균 결정립 직경이 12.3㎛로 조대한 결정립이 나타났다. 이에 따라, 바우싱거 비틀림 시험으로 얻어진 히스테리시스 루프 면적이 163mm2로 매우 낮았는바, 영구변형 저항성이 열위했다.
비교예 2는 합금조성이 본 발명에서 제안하는 바를 만족했지만, 빌렛 가열온도가 960~1100℃범위를 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 2는 강의 평균 결정립 직경이 13.8㎛, 강선의 평균 결정립 직경이 11.4㎛로 조대한 결정립이 나타났다. 이에 따라, 바우싱거 비틀림 시험으로 얻어진 히스테리시스 루프 면적이 184mm2로 매우 낮았는바, 영구변형 저항성이 열위했다.
비교예 3은 합금조성이 본 발명에서 제안하는 바를 만족했지만, 마무리압연온도가 855~920℃범위를 만족하지 못했다. 따라서, 비교예 3은 강의 평균 결정립 직경이 11.4㎛, 강선의 평균 결정립 직경이 10.7㎛로 조대한 결정립이 나타났다. 이에 따라, 바우싱거 비틀림 시험으로 얻어진 히스테리시스 루프 면적이 205mm2로 낮았는바, 영구변형 저항성이 열위했다.
도 1 및 도 2는 강 및 강선의 평균 결정립 직경에 따른 강선의 히스테리시스 루프 면적을 나타낸 그래프이다. 도 1 및 도 2를 참조하면, 평균 결정립 직경이 작을수록 히스테리시스 루프 면적이 커짐을 알 수 있다. 즉, 평균 결정립 직경이 작을수록 영구변형 저항성이 우수해짐을 확인할 수 있다.
도 3 및 도 4는 강 및 강선의 전위밀도에 따른 강선의 히스테리시스 루프 면적을 나타낸 그래프이다. 도 3 및 도 4를 참조하면, 전위밀도가 클수록 히스테리시스 루프 면적이 커짐을 알 수 있다. 즉, 전위밀도가 클수록 영구변형 저항성이 우수해짐을 확인할 수 있다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    전위밀도가 1.16 x 1015 /m2 이상이고,
    평균 결정립 직경이 8.4㎛ 이하인, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  2. 청구항 1에 있어서,
    중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4% 로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  3. 청구항 1에 있어서,
    바우싱거(Bauschinger) 비틀림 시험으로 얻어지는 히스테리시스 루프 (Hysteresis loop) 면적이 206mm2 이상인, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선.
  4. 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강을 신선하여 강선을 제조하는 단계;
    상기 신선된 강선을 850~1000℃로 가열한 후 1초 이상 유지하는 오스테나이트화 단계; 및
    상기 오스테나이트화 단계 이후 25~80℃로 담금질한 다음 350~500℃에서 뜨임하는 단계를 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 강은 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4% 로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  6. 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    전위밀도가 0.11 x 1015 /m2 이상이고,
    평균 결정립 직경이 9.6㎛ 이하인, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강.
  7. 청구항 6에 있어서,
    중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4% 로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강.
  8. 중량%로, C: 0.4~0.7%, Si: 1.2~2.3%, Mn: 0.2~0.8%, Cr: 0.2~0.8%, 잔부 Fe(철) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 빌렛을 제조하는 단계;
    상기 빌렛을 960~1100℃로 가열하는 단계; 및
    855~920℃에서 마무리 압연하는 단계를 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 빌렛은 중량%로, V: 0.01~0.3%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.001~0.15% 및 Mo: 0.01~0.4% 로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 영구변형 저항성이 우수한 스프링용 강의 제조방법.
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