KR960005230B1 - 고강도 고인성 스프링용강의 제조방법 - Google Patents

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내용 없음.

Description

고강도 고인성 스프링용강의 제조방법

제1(a)도는 템퍼링 온도에 따른 강도, 단면 감소율및 연산율의 변화도이고,

제1(b)도는 템퍼링 온도에 따른 비커스 경도 및 충격인성치의 변화도이고,

제2도는 변형저항성 측정치를 표시한 도면이다.

본 발명은 기계적 성질및 변형저항성이 우수한 고강도 고인성 스프링용강, 특히자동차 현가용 코일 및 판스프링요강의 제조방법에 관한 것이다.

자동차산업에서는 자동차연료절감의 일환으로 자동차를 경량화시키는데 많은 노력을 기울여 왔으며, 한편 자동차 경량화를 꾀함에 있어서는 자동차 현가용 스프링(automotive suspension spring)이 많은 기여를 하여왔다. 그러나, 현가용 스프링 자체도 상당한 중량을 가지는 것이기 때문에 이러한 현가용 스프링의 중량을 경량화시키는 것도 고려하지 않을수가 없다. 현가용 스프링 자체의 중량을 경량화시키기 위해서는 무엇보다도 스프링의 고응력화를 이룩하여야 하는데, 스프링의 고응력화는 피로강도의 향상보다 변형저항성의 향상을 통하여 이루어져야 한다. 왜냐하면, 코일 스프링의 변형저항성이 낮은 경우에는 자동차의 무게를 코일스프링이 지탱하지 못하여. 차체가 범퍼(bumper)와 맞닿게 되는데, 이러한 문제점을 방지하기 위해서는 코일스프링의 변형저항성이 높아야 하기 때문이다.

현가용 코일스프링강의 고응력화는 기존의 100kg/ ㎟급에서 120kg/ ㎟급 수준의 고응력 스프링의 개발이 절설히 필요한 상황이며 이에따른 스프링의 경량화 정도는 약 20%의 무게절감 효과를 기대할 수 있는 것으로 알려져 있다.

한편 제조공정상의 공법개발 및 설계의 정밀도의 향상으로 인한 스프링의 고응력화는 이미 한계점에 도달해 있기 때문에 고응력하에서 사용되어도 우수한 변형저항성과 고도의 탄성 한계 및 피로강도가 우수하면서 충분한 인성을 갖는 고응력 스프링재료를 개발하는 것이 가장 큰 과제로 남아있는 실정이다.

이러한 주세에 부응하여 기존에 널리 사용되던 SAE6150(Cr-V)합금강보다 변형저항성이 우수한 Si 첨가강이 주목받기 시작하였으며 그중 SAE 9260(1.8-2.2% Si, SUP7)은 변형저항성이 우수한 재료로 개발되었으나 제조공정상의 표면탈탄에 의한 피로수명 저하와 표면가공에 소요되는 비용등이 문제점으로 지적되고 있다. 이러한 문제점을 해결하기 위해서 변형저항성을 크게 약화시키지 않는 성분범위에서 표면탈탄을 조장하는 실리콘(Si)을 감소시키고 탈탄방지에 효과적인 원소인 크롬(Cr)을 첨가한 SAE 9254가 개발되었다. 그러나, 날로 치열해지고 있는 자동차경량화 추세에 비추어 볼 때 SAE 9254의 변형저항성은 만족할만한 수준은 아니라고 하겠다. 이에, 보다 우수한 변형저항성을 가진 재료로서 SRS60(일본특허공고(소)57-27956,(소)57-169062,(소)57-13148)이 제시되었는데, 이는 SAE9254 강종에 변형저항성에 유효한 효과를 나타내는 V를 소량첨가시킨 것이다. 그러나, SRS60은 변형저항성 및 강도에 있어서는 다소 향상이 있었으나, 탈탄및 인성의 개선에는 큰 기여를 못하고 있는 실정이다.

변현저항성이 우수한 스프링재료를 만들기 위해서는 고실리콘 첨가강이 필요하다. 그러나, 앞서 보았듯이, 고실리콘 첨가강을 사용하여 스프링을 제조함에 있어서는, 그 제조공정중 열간가공이나 스프링의 특성을 부여하는 열처리시에 소재의 표면에 발생하는 탈탄의 문제점과, 고강도화에 따라 스프링용강의 인성이 저하되는 문제점이 있다.

따라서, 고실리콘강을 스프링재료로 사용하기 위해서는 이러한 문제점들을 우선적으로 해결하지 않으면 안된다.

상기와같은 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명자들은 고강도 및 고인성의 기계적 성질을 나타내는 스프리링용강에 대한 합금성분계를 특허출원 제 92-24161호로 이미 출원한 바 있다. 그러나, 이때 출원된 내용중에는 이 강종에 스프링 특성을 부여하기 위한 구체적인 열처리조건이 제시되어 있지 않았다.

본 발명의 목적은 본 발명자들에 의하여 발명되어 기출원된 고강도 고인성 스프링용강의 합금성분에 대하여, 강도및 인성향상측면에서의 최적 열처리 조건을 제공하고자 하는 것으로서, 본 발명은 특허 출원 제92-24161호에 제시된 합금성분에 대하여 오스테나이트 열처리를 830-870℃로 실시하고, 유냉후 탬퍼링을 320-420℃에서 열처리함으로서, 강도와 인성설질을 함께 만족시키는 고강도 고인성 스프링용강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

본 발명에 있어 합금성분의 화학조성은 중량%로 탄소:0.5-0.7%, 실리콘:1.0-3.0%, 망간:0.3-1.5%, 크롬:0.3-1.0%, 바나듐:0.05-0.3%, 니켈:0.5-3%, 인:0.02%이하 및 황:0.02%이하, 그리고 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 된 것이다. 본 발명은 이와같은 합금성분에 대하여, 830℃이상에서 오스테나이트 열처리한 후 320-420℃에서 탬퍼링처리함으로서, 고강도 고인성 스프링용강을 제조하는 방법이다.

본발명에 있어 화학성분을 한정하는 이유를 설명하면 다음과 같다.

탄소의 함량을 0.50-0.70%으로 한 것은 0.05%이하에서는 소입,소려에 의한 고응력 스프링용강으로서 충분한 강도를 확보하기 어렵기 때문이고, 0.70%이상에서는 고강도화에 따른 인성확보의 어려움과 고실리콘의 함량으로 파생되는 소재탈탄을 억제하기 어렵기 때문이다.

실리콘의 함량을 1.0-3.0%으로 한 것은 1.0%이하에서는 실리콘이 훼라이트내에 고용되어 모재의 강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분하지 못하기 때문이고, 3.0%이상에서는 변형저항성의 개선효과가 포함되고 열처리시 탈탄의 가능성이 높기 때문이다.

망간의 함량을 0.3-1.5%으로 한 것은 0.3%이하에서는 스프링용강으로서 강도및 소입성이 부족하기 때문이고 1.5%이상에서는 인성이 저하하기 때문이다. 크롬의 함량을 0.3-1.0%으로 한 것은 0.3%이하에서는 충분한 소입성 및 탈탄억제의 효과가 없기때문이고, 1.0%이상에서는 변형저항성의 저하를 초래하기 때문이다.

바나듐은 본 발명강에 있어서 변형저항성을 개선하는 원소이다.

바나듐은 함량을 각각 0.05-0.3%으로 한 것은 0.05%이하에서는 변형저항성의 개선효과가 충분하지 못하기 때문이고 0.3%이상에서는 그 효과가 포화하여 오스테나이트중에 용해되지 않은 조대한 합금탄화물양이 증가하여 비금속개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래한다.

인(P)은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 상한을 0.02%으로 제한하는 것은 바람직하며, 황(S)은 인성을 저하시키고 유화물 형성시 스프링 특성에 유해한 영향을 미치므로 상한을 0.02%으로 제한하는 것이 바람직하다.

니켈은 본 발명에 있어서 인성을 개선하는 원소이다.

니켈의 함량을 0.5-3.0%으로 한 것은 0.5%이하에서는 소재탈탄및 인성개선의 효과가 충분하지 못하기 때문이고 3.0%이상에서는 이러한 효과가 포화되어 잔류 오스테나이트의 양이 증가하여 피로특성에 유해하기 때문이다.

본 발명에서 열처리 조건을 한정하는 이유를 설명하면 다음과 같다.

본 발명의 오스테나이트 열처리조건은 830℃-870℃로 한정하는 것이 바람직한데, 그 이유는 830℃ 이하에서는 전반적으로 오스테나이트화가 이루어지지 않아 소입시 충분한 마르텐사이트조직을 얻을 수 없기 때문이고 870℃이상에서는 잔류 오스테나이트 함량의 증가로 피로수명에 유해하기 때문이다.

본 발명에서 템퍼링 온도를320℃-420℃로 한정한 것은, 320℃이하에서는 강도 및 경도측면에서는 만족할 만한 물성치를 얻을 수 있으나 충분한 인성 및 단면감소율을 얻을 수 없기 때문이며, 420℃이상에서는 인성 및 강도, 경도가 저하하기 때문이다.

이하 실시예의 의거 본 발명을 상세히 설명한다.

[실시예 ]

하기 표 1은 본 발명재들의 화학성분을 나타낸 것이며, 비교재는 종래 사용되고 있는 SAE 9254 강종이다.

[표 1]

상기표 1의 화학성분의 강들을 시료로 하여 주조후 1200℃에서 2시간 가열한 후 압연마무리 온도 950℃으로하여 열간압연을 실시하였으며 이때의 압연비는 70%이상으로 하였다. 이후 열간압연재에서 기계적성질 및 변형저항성 시험용 시험편을 채취하여 가공후 열처리하였다.

열처리는 850℃에서 20분간 열처리한 후 유냉하여 템퍼링 온도 200℃에서 450℃범위에서 템퍼링을 실시하였으며, 비교재는 통상 적용되고 있는 850℃에서 20분간 열처리한 후 유냉하여 410℃에서 템퍼링하였다.

본 발명의 효과를 보이기 위한 변형저항성 시험방법은 인장시험기를 이용하여 소성변형량(plastic strain)을 증가시키면서 인장 및 원장회복을 반복하였을 때 얻어지는 히스테리시스 루프면적(Hysteresis Ioop area)을 측정하여 평가하였다. 평가기준은 면적이 클수록 우수한 변형저항성을 나타낸다. 본 시험방법은 실물시험결과와 동일한 경향을 얻을 수 있기 때문에 스프링 변형저항성 평가시 통용되고 있는 시험법이다.

인장시험편은 압연방향(L방향)에서 채취하여 ASTM-sub size로 가공하였으며, 인장시험시 cross head speed 5mm/min에서 시험하였다.

충격시험편은 압연방향의 단면(L-T방향)에서 채취하여 KS B 0809규격에 있는 제5호 시험편으로 가공하였으며 템퍼링 열처리는 온도의 균일성을 유지하기 위하여 염욕(salt bath)에서 행하였다. 충격시험은 샤르피(Charpy)시험기를 이용하여 측정하였으며 이때 노치조건은 2mm-U notch였다.

경도측정은 록그웰(Rockwell, 150kg)경도기를 이용하여 측정하였다. 변형저항시험편은 인장시험편과 동일한 방향에서 채취하였으며 시험편 규격은 인장시험편과 동일하게 하였다. 하기 표2 및 표3은 본 발명재들과 비교재의 템퍼링 온도 각각 350℃, 400℃에서의 기계적 성질시험결과를 나타낸 것으로 비교재 대비 본 발명재들은 우수한 기계적 성질을 나타내었으며 특히 항복강도 및 충격인성이 상당히 우수함을 알 수 있다.

[표 2]

(350℃)

[표 3]

(400℃)

제1a도는 본발명재 1에 대한 템퍼링온도별 기계적 성질분포를 나타낸 것으로 인장강도 및 항복강도는 템퍼링 온도 420℃이상에서 감소하는 경향을 보이는 반면 단면감소율은 템퍼링온도가 증가함에 따라 증가하는 경향을 보였다. 제1b도에서 보는 바와같이 비커스 경도 및 충격인성은 350℃부근에서 최대경도치를 보이다가 420℃부근에서부터 감소하는 경향을 보였다. 이와같은 결과로 볼 때 인장강도,항복강도,충격인성등의 기계적 성질이 우수한 템퍼링 영역은 320℃-420℃영역임을 알 수 있다.

제2도는 스프링용강의 주요 물성치인 변형저항성을 평가한 결과인데 본발명재1에 대하여 템퍼링 온도 350℃, 400℃에서 측정한 히스테리시스 루프면적은 비교재 대비 소성변형량이 증가할수록 증가하는 경향을 나타내는 것으로 볼 때 변형저항성이 우수함을 알수 있다.

본 발명은 본 발명자들에 의하여 기출원된(특허 제92-24161호) 고강도 고인성 스프링용강의 합금성분에 대하여, 강도 및 인성향상 측면에서의 최적 열처리조건을 제공하고자 하는 것으로서, 본 발명에 의한 스프링용강은 비교재(종래 사용되고 있는 SAE 9254강종)와 비교할 때 강도 및 인성에 있어서 상당한 향상이 있는 것이다.

Claims (1)

1. 중량%로, 탄소:0.5-0.7%, 실리콘:1.0-3.0%, 망간:0.3-1.5%, 크롬:0.3-1.0%, 바나듐:0.05-0.3%, 니켈:0.5-3%, 인:0.02%이하, 황:0.02%이하. 그리고 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 스트링용강을 830-870℃에서 오스테나이트 열처리한 후 320-420℃에서 템퍼링처리하는 것을 특징으로 하는 고강도 고+인성 스프링용강의 제조방법.