WO2019066328A1 - 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 - Google Patents

내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a wire for a spring having excellent fatigue resistance characteristics, a steel wire, and a method of manufacturing the same, and more particularly, to a wire for a spring having excellent fatigue resistance characteristics applicable to an automotive suspension spring, a torsion bar, a stabilizer, And a process for producing the same.
  • the hot-rolled spring is subjected to quenching tempering treatment after heating, followed by quenching in the case of the cold-formed spring, followed by quenching tempering treatment after drawing, .
  • the toughness of the grain will be deteriorated due to grain boundary embrittlement, and the crack susceptibility will increase. Therefore, when the corrosion resistance of the material is lowered, the parts exposed to the outside such as the automobile suspension spring are formed with the corrosion pits where the paint is peeled off. By the propagation of the fatigue cracks starting from the corrosion pits, There is a risk of breakage.
  • Patent Document 1 As a conventional technique for improving corrosion fatigue resistance of a spring, there is a method of increasing the kind and amount of an alloy element.
  • Patent Document 2 the corrosion fatigue life is increased by increasing the Ni content to 0.55% by weight.
  • Patent Document 2 the Si content is increased to improve the corrosion fatigue strength by refining the carbide precipitated during tempering.
  • Patent Document 3 the spring corrosion fatigue life can be improved by improving the hydrogen delay fracture resistance by proper combination of the Ti precipitate, which is a strong hydrogen trap site, and the (V, Nb, Zr, Hf) precipitate, which is a weak site .
  • Ni is a very expensive element, and when added in large amounts, it causes a problem of material cost increase.
  • Si is a typical element for promoting decarburization, it may cause a considerable risk of increase in addition amount and precipitation of precipitates such as Ti, V, Nb There is a risk that the forming elements may deteriorate the corrosion fatigue life rather than precipitate coarse carbonitride from the liquid phase during solidification of the material.
  • a method of increasing the hardness by adding alloying elements is basically a method of increasing the hardness of the hardening by using C, Si, Mn, Cr or the like.
  • the strength of the steel is increased by tempering heat treatment.
  • this technology has a problem of cost increase.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2008-190042
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2011-074431
  • Patent Document 3 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-023404
  • One aspect of the present invention is to provide a wire rod, a steel wire, and a method of manufacturing the spring wire having excellent fatigue resistance characteristics.
  • An embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 0.40 to 0.70% of C, 1.20 to 2.30% of Si, 0.20 to 0.80% of Mn, 0.20 to 0.80% of Cr, 0.015% or less of P, , N: 0.010% or less, the balance Fe and other unavoidable impurities, and further contains one or two of V: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10% 1, the average crystal grain size of the old austenite is not more than 20 mu m, and the surface decarburization depth is not more than 0.1 mm.
  • Another embodiment of the present invention is a steel sheet comprising, by weight%, 0.40 to 0.70% of C, 1.20 to 2.30% of Si, 0.20 to 0.80% of Mn, 0.20 to 0.80% of Cr, 0.015% or less of P, , N: 0.010% or less, the balance Fe and other unavoidable impurities, and further contains one or two of V: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10%
  • Another embodiment of the present invention is a ferritic stainless steel comprising: 0.40 to 0.70% of C, 1.20 to 2.30% of Si, 0.20 to 0.80% of Mn, 0.20 to 0.80% of Cr, 0.015% And the balance of Fe and other unavoidable impurities, further comprising one or two of V: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10%, V and Nb satisfy the following conditions:
  • Another embodiment of the present invention is a ferritic stainless steel comprising: 0.40 to 0.70% of C, 1.20 to 2.30% of Si, 0.20 to 0.80% of Mn, 0.20 to 0.80% of Cr, 0.015% And the balance of Fe and other unavoidable impurities, further comprising one or two of V: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10%, V and Nb satisfy the following conditions: Heating the billets satisfying the relationship (1) at 900 to 1050 ⁇ ; Rolling and winding the heated billet at 800 to 1000 ⁇ ⁇ to obtain a coiling coil; The winding coils are firstly cooled to Ar1-40 DEG C at a cooling rate of 2.0-10 DEG C / s, and the temperature range of (Ar1-40 DEG C) to (Ar1-140 DEG C) is maintained at a cooling rate of 0.3-1.8 DEG C / s A secondary cooling step; Obtaining the steel wire by drawing the primary and secondary cooled wires; Heating the steel wire at a temperature of
  • a wire for a spring, a steel wire, and a method of manufacturing the same which are excellent in internal fatigue characteristics by increasing the amount of non-luminescent hydrogen with respect to the amount of diffusible hydrogen.
  • FIG. 1 is a graph showing a correlation between the number of carbides containing 50 wt% or more of one or two of V or Nb of Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 according to an embodiment of the present invention and the relative corrosion fatigue life Fig.
  • FIG. 2 is a graph showing a correlation between the ratio of the amount of non-proliferative hydrogen to the amount of diffusible hydrogen and the relative corrosion fatigue life according to Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors have studied various influential factors on the corrosion resistance of a spring steel, and have also found that the corrosion fatigue of the spring is caused by the corrosion of the surface of the spring being peeled off, cracks are generated from the corrosion pits, It is possible to provide a steel for spring having excellent internal fatigue characteristics by controlling VC and NbC carbide for microstructure and hydrogen trap, taking into account that the inflow of hydrogen concentrates in the crack portion and the spring is broken. And the present invention has been proposed.
  • the content of the alloy composition described below means% by weight.
  • the content of C is an essential element added to secure the strength of the spring. In order to exhibit the effect effectively, it is preferable that the content is 0.40% or more.
  • the upper limit is preferably 0.70%. Therefore, the content of C is preferably 0.40 to 0.70%.
  • the lower limit of C is more preferably 0.45%, and still more preferably 0.50%.
  • the upper limit of C is more preferably 0.65%, still more preferably 0.60%.
  • the Si is dissolved in ferrite to enhance the strength of the base material and improve the deformation resistance.
  • the Si content is less than 1.20%, the Si is dissolved in the ferrite to enhance the strength of the base material and the effect of improving the deformation resistance is not sufficient. Therefore, the lower limit of Si should be limited to 1.20% % Or more.
  • the Si content exceeds 2.30%, the effect of improving the deformation resistance is saturated and the effect of further addition is not obtained.
  • the content of Si is preferably limited to 1.20 ⁇ 2.30% . Therefore, the Si content is preferably 1.20 to 2.30%.
  • the lower limit of the Si content is more preferably 1.40%.
  • the upper limit of the Si content is more preferably 2.20%, and still more preferably 2.00%.
  • Mn when present in the steel, is an element which is useful for improving the incombustibility of the steel and securing the strength. Therefore, when the Mn content is less than 0.20%, it is difficult to obtain sufficient strength and ductility required as a material for high-strength springs. On the other hand, when the Mn content exceeds 0.80%, the ingot property excessively increases, But also the production of MnS inclusions is increased and the internal fatigue characteristics may be lowered. Therefore, the content of Mn is preferably 0.20 to 0.80%.
  • the lower limit of the Mn is more preferably 0.30%, and still more preferably 0.35%. It is more preferable that the upper limit of the Mn is 0.75%.
  • Cr is a useful element for ensuring oxidation resistance, softening of temper softening, prevention of surface decarburization and incombustibility.
  • the Cr content is preferably 0.20 to 0.80%.
  • the lower limit of Cr is more preferably 0.25%, and still more preferably 0.30%.
  • the upper limit of Cr is more preferably 0.75%, and still more preferably 0.70%.
  • the wire and the steel wire of the present invention further include one or two of V: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10% in addition to the above alloy composition.
  • V 0.01 to 0.20%
  • V is not only an element contributing to strength improvement and grain refinement but also forms carbonitride with carbon (C) or nitrogen (N) to act as a trap site for hydrogen penetrated into steel, thereby suppressing hydrogen intrusion in the steel And also has a role of reducing the occurrence of corrosion. Therefore, in order to effectively exhibit the effect, it is preferable to set it to 0.01% or more. However, if the amount is excessively added, the production cost is increased, and therefore, the upper limit of the amount of V added is preferably controlled to 0.20% or less. Therefore, the content of V is preferably 0.01 to 0.20%.
  • the lower limit of V is more preferably 0.03%, and still more preferably 0.05%.
  • the upper limit of V is more preferably 0.15%, and still more preferably 0.13%.
  • Nb is an element which forms a carbonitride with carbon or nitrogen and contributes mainly to texture refinement and acts as a trap site of hydrogen. Therefore, in order to effectively exhibit the effect, it is preferable that the addition amount is 0.01% or more. However, when the amount of Nb added becomes excessive, coarse carbonitride is formed and the ductility of the steel is lowered. Therefore, it is preferable to control the upper limit of the addition amount to 0.10% or less. Therefore, the content of Nb is preferably 0.01 to 0.10%. The upper limit of Nb is more preferably 0.05%, and still more preferably 0.03%.
  • P is segregated in grain boundaries and toughness is lowered. Therefore, it is preferable to control the upper limit to 0.015%.
  • the content of P is more preferably 0.012% or less, and still more preferably 0.010% or less.
  • S is segregated by low-melting point elements to deteriorate toughness, and MnS is formed in a large amount to detrimentally affect the internal characteristics of the spring, so that the upper limit is preferably controlled to 0.015%.
  • the content of S is more preferably 0.012% or less, and still more preferably 0.010% or less.
  • N is excessive, the amount of N dissolved in the matrix increases, and thus the drawing processability, fatigue characteristics, spring formability, and the like are deteriorated.
  • the content of N is more preferably 0.008% or less, and still more preferably 0.006% or less.
  • the remainder of the inventive alloy composition is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they can be known by anyone skilled in the ordinary steel manufacturing process.
  • the wire and the steel wire of the present invention may further include one or two of Ti: 0.01 to 0.15% and Mo: 0.01 to 0.40%.
  • Ti is an element which improves the spring characteristics by forming carbonitride and precipitating hardening action, and improves strength and toughness through particle refinement and precipitation strengthening.
  • Ti acts as a trap site for hydrogen which has entered the steel, thereby suppressing the intrusion of hydrogen in the steel and reducing the occurrence of corrosion.
  • the Ti content is less than 0.01%, the precipitation strengthening and the frequency of precipitates acting as hydrogen trap sites are small, which is not effective.
  • the Ti content exceeds 0.15%, the production cost increases sharply and the effect of improving the spring characteristics by precipitates is saturated.
  • the content of Ti is preferably 0.01 to 0.15%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.10%, and still more preferably 0.15%.
  • Mo is an element which forms carbonitride and nitrogen and carbonitride and contributes to texture refinement and acts as a trap site of hydrogen. Therefore, it is preferable that Mo is contained in an amount of 0.01% or more so as to effectively exhibit the above effect.
  • the Mo content is preferably controlled to 0.40% or less. Therefore, the Mo content is preferably 0.01 to 0.40%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.05%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.30%, and still more preferably 0.20%.
  • the wire and the steel wire of the present invention may further include one or two of Cu: 0.01 to 0.40% and Ni: 0.10 to 0.60%.
  • Copper (Cu) is an element added to improve corrosion resistance.
  • the content is less than 0.01%, the above effect can not be sufficiently expected.
  • the content exceeds 0.40%, brittleness is lowered during hot rolling, And it is not preferable. Therefore, in the present invention, Cu is preferably limited to 0.01 to 0.40%. Therefore, the content of Cu is preferably 0.01 to 0.40%.
  • the lower limit of the Cu content is more preferably 0.05%, and still more preferably 0.10%.
  • the upper limit of the Cu content is more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • Nickel (Ni) is an element added to improve the incombustibility and toughness. If the content of Ni is less than 0.10%, the effect of improving the incombustibility and toughness is not sufficient. On the other hand, if the content of Ni exceeds 0.60% The fatigue life is shortened due to an increase in the amount of Ni, and an increase in the manufacturing cost is rapidly caused due to the expensive Ni characteristic, which is not preferable. Therefore, the Ni content is preferably 0.10 to 0.60%. The upper limit of the Ni content is more preferably 0.35%, and still more preferably 0.30%.
  • V and Nb preferably satisfy the following relational expression (1).
  • VC, NbC, TiC, and MoC carbide mainly composed of V, Nb, Ti, and Mo, respectively, as the fine carbide capable of trapping hydrogen.
  • Ti crystallizes TiN from the liquid phase before TiC is generated If this TiN is coarsened, the hydrogen trap effect will not only deteriorate but will also adversely affect the corrosion resistance of the spring. Therefore, there is a great risk to utilize Ti carbide as the main carbide of hydrogen trap.
  • the Mo-based carbide has a production temperature of mainly 700 ° C or less, it is difficult to control it in the production of the wire rod.
  • the main carbide capable of trapping hydrogen in the wire rod and steel wire for spring is VC or NbC carbide mainly composed of V or Nb. Therefore, in the present invention, the content of V and Nb satisfies the above-mentioned relational expression 1, thereby improving the internal fatigue characteristic.
  • the hydrogen trap effect can be maximized by containing 3.17 x 10 4 / mm < 2 > or more of carbides containing 50 wt% or more of one or both of V and Nb. It is necessary to trap hydrogen with a fine carbide in order to prevent the hydrogen introduced from the outside from concentrating in the crack portion.
  • the fine carbide that can be utilized at this time is not Cementite, TiC, or MoC but V or Nb It is VC or NbC carbide as the main component. However, even if VC or NbC carbide is present, if it is present below a certain number, the amount of hydrogen trapped in these carbides will be small compared to the amount of hydrogen present in the steel, and the hydrogen trapping effect will be lowered.
  • the hydrogen trap effect can be maximized by containing 3.17 x 10 4 / mm 2 or more carbide containing at least 50% by weight of one or both of V and Nb.
  • the hydrogen inside the steel can be largely classified into diffusible hydrogen and non-diffusible hydrogen.
  • Diffusible hydrogen diffuses by mechanical driving force or chemical driving force according to external stress to generate hydrogen embrittlement.
  • Non-diffusive hydrogen Means hydrogen which is not diffused by the driving force.
  • These diffusible and non-diffusible hydrogens can be distinguished by thermal desorption analysis.
  • the heat release test is a measurement of the amount of hydrogen released from the material while heating the material. Generally, hydrogen released to 300 ° C is defined as diffusible hydrogen and hydrogen released at a temperature of 300 ° C or higher is defined as non-proliferative hydrogen.
  • the hydrogen emission peak at 300 ° C or more in the heat emission test means that hydrogen is trapped by the fine carbide to become non-proliferative hydrogen in the material. If the peak is more than 300 ° C, the carbide having different interfacial characteristics Means that there are two or more. Therefore, the higher the ratio of the non-proliferative hydrogen trapped in the fine carbide compared to the diffusible hydrogen which causes the brittleness even when the hydrogen penetrates into the steel, the better the hydrogen embrittlement resistance.
  • the average grain size of the old austenite of the wire and the steel wire of the present invention is 20 ⁇ or less.
  • the average grain size of the old austenite exceeds 20 ⁇ , the crystal grains become too coarse and toughness tends to be insufficient. Also, since the corrosion resistance deteriorates, the spring may be suddenly broken by slight corrosion .
  • the lower limit is not particularly limited.
  • the surface decarburization depth is preferably 0.1 mm or less, and when the surface decarburization depth exceeds 0.1 mm, the hardness of the surface portion is lowered and the internal fatigue characteristics of the spring are lowered.
  • the microstructure of the wire rod of the present invention is a composite structure of ferrite and pearlite.
  • the fraction of the ferrite is preferably 5 to 35% by area. If the content of the ferrite is less than 5% by area, the saccharinity may be lowered. If the area is more than 35% by area, the ferrite may become too soft and the strength of the steel wire or spring product may be insufficient.
  • the microstructure of the steel wire according to the present invention is composed of retained austenite having an area fraction of 10% or less and residual tempered martensite.
  • the fraction of the retained austenite is more than 10% by area, the strength of the steel wire is greatly decreased, and there is a disadvantage that the retained austenite is transformed into martensite while the spring is mounted and used, and the spring is abruptly broken.
  • the wire rod and the steel wire of the present invention as described above can have a ratio of the amount of non-diffusible hydrogen to the amount of diffusible hydrogen of 2.67 or more, thereby realizing excellent internal fatigue characteristics.
  • the billet having the above-described alloy composition it is preferable to heat the billet having the above-described alloy composition at 900 to 1050 ⁇ ⁇ .
  • the heating temperature of the billet is controlled to 900 ° C or higher in order to completely dissolve the coarse carbides that may have formed during casting so that the alloying elements are uniformly distributed in the austenite.
  • the billet heating temperature exceeds 1050 ° C, the austenite grain size may be rapidly increased.
  • the heated billet is preferably subjected to finish rolling and winding at 800 to 1000 ⁇ ⁇ to obtain a winding coil.
  • the finishing rolling temperature is set to 800 ° C or higher in order to promote precipitation of fine carbides. If the finish rolling temperature is less than 800 ° C, there may be a problem that the load on the rolling roll becomes large. On the other hand, if it exceeds 1000 ° C, the time required for cooling becomes long, .
  • the winding coils are firstly cooled to Ar1-40 deg. C at a cooling rate of 2.0-10 deg. C / s, and the temperature range of Ar1-40 deg. C to (Ar1-140 deg. C) It is preferable to perform secondary cooling at a high speed.
  • the reason for controlling the cooling conditions as described above is that after hardening of the pearlite is not completed, the hard tissue such as bainite or martensite may be generated and decarburization may occur severely. If a hard core is generated during cooling, the material will not be cut or pulled or drawn in the process of pulling or drawing the wire material to obtain a suitable spring wire for the subsequent wire. Also, if the decarburization is severe, the hardness of the surface portion is lowered, and the internal fatigue characteristic of the spring is lowered.
  • the temperature range in which decarburization occurs most actively is the austenite + ferrite 2 phase zone (Ar3 to Ar1 temperature zone), in order to minimize the passage time in this temperature zone, the temperature range from the above coiling temperature to Ar1-40 It is preferable to perform primary cooling at a rapid cooling rate.
  • the primary cooling rate is preferably 2.0 ° C / s or higher, thereby reducing the decarburization depth.
  • the primary cooling rate is controlled in the range of 2.0 to 10 ° C / s .
  • the secondary cooling rate is preferably 0.3 to 1.8 DEG C / s, thereby securing a sufficient time for pearlite transformation to obtain a structure composed of only ferrite and pearlite, without producing bainite or martensite. If the secondary cooling rate is higher than 1.8 ° C / s, a hard core such as bainite or martensite may be generated. If the secondary cooling rate is lower than 0.3 ° C / s, the cooling time may be prolonged, .
  • the wire material having excellent fatigue resistance characteristics provided by the present invention can be obtained through the above-described production conditions. In order to obtain the steel wire, it is preferable to further carry out the production conditions described below.
  • the steel wire After obtaining the steel wire by drawing the wire material obtained as described above, it is preferable that the steel wire is heated for 1 to 300 seconds after heating at 850 to 1000 ° C. If the heating temperature is lower than 850 ° C, there is a disadvantage in that the unused pearlite remains and the strength of the steel wire is insufficient. When the heating temperature is higher than 1000 ° C, the austenite grain size of the steel wire may be coarsened.
  • Induction heat treatment equipment has been used more frequently in the manufacture of steel wires for springs.
  • the heating and holding time is less than 1 second, carbides, ferrites and pearlites are not sufficiently heated and austenite It may not be transformed.
  • the heating and holding time exceeds 300 seconds, decarburization may become worse or the austenite grains may coarsen, so that the heating and holding time is preferably in the range of 1 to 300 seconds.
  • the heated and held steel wire is preferably subjected to oil cooling to 25 to 80 ⁇ . If the temperature of the refrigerant / heating system is lower than 25 ° C, the temperature must be lowered to a temperature lower than the normal temperature. Therefore, there is a disadvantage that the cooling capacity or equipment must be supplemented. If the temperature exceeds 80 ° C, the amount of retained austenite becomes too large There may be a disadvantage that it can exceed 10% area%.
  • the oil-cooled steel wire it is preferable to temper the oil-cooled steel wire at 350 to 500 ° C. If the tempering temperature is less than 350 ° C, toughness is not ensured and there is a risk of breakage in molding and product condition. If the tempering temperature is higher than 500 ° C, there is a risk that the strength is lowered.
  • the steel wire for a spring manufactured under the above conditions can ensure the desired mechanical properties of the present invention.
  • a billet having the alloy composition shown in Table 1 below was prepared.
  • the billet was heated at 980 ⁇ ⁇ , and the heated billet was subjected to finish rolling and winding at 850 ⁇ ⁇ and then cooled under the conditions shown in Table 2 to obtain a wire rod.
  • the microstructure and depth of decarburization were measured for the wire rod, and the results are shown in Table 2 below.
  • the wire thus obtained was drawn into a steel wire through drawing, then heated at 975 ⁇ , held for 15 minutes, quenched in oil at 70 ⁇ and tempered at 390 ⁇ for 30 minutes.
  • the precipitate fraction, the ratio of the amount of non-proliferative hydrogen to the amount of diffusible hydrogen by the heat release test, the relative corrosion fatigue life (relative to Comparative Example 1), and the tensile strength were measured for the thus prepared steel wire, Respectively.
  • V, or Nb is 50% by weight or more
  • the number of carbides per unit area is obtained by cutting the cross section of the manufactured steel wire, then extracting the fine carbide by a replica method, and measuring a transmission electron microscope and energy dispersion (Energy Dispersive X-ray Spectroscopy).
  • the ratio of the amount of non-diffusible hydrogen to the amount of diffusible hydrogen was determined by measuring the amount of hydrogen released while heating the heated steel wire to 800 ° C at a heating rate of 100 ° C / hr using a quadruple mass spectrometry apparatus.
  • the corrosion fatigue life was measured by spraying the above steel wire into a salt spray tester, spraying 5% brine for 4 hours in an atmosphere of 35 ° C and drying for 4 hours at a temperature of 25 ° C and a humidity of 50%
  • the cyclic wetting cycle was repeated 14 times and then subjected to a rotational bending fatigue test.
  • the fatigue test speed was 3,000 rpm, and the load applied to the specimen was 40% of the tensile strength.
  • the specimens were tested with 10 specimens, and the average fatigue life was calculated by subtracting the largest fatigue life and the smallest fatigue life. Life.
  • FIG. 1 is a graph showing the correlation between the number of carbides containing 50 wt% or more of one or both of V or Nb in Inventive Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 and the relative corrosion fatigue life.
  • the fraction of the carbide containing 50 wt% or more of one or two of V or Nb, which is a condition of the present invention is 3.17 x 10 4 / mm 2 or more, it has an excellent corrosion fatigue life .
  • FIG. 2 is a graph showing a correlation between the ratio of the amount of non-proliferative hydrogen to the amount of diffusible hydrogen in Examples 1 to 5 and Comparative Examples 1 to 5 and the relative corrosion fatigue life.
  • the ratio of the amount of non-proliferative hydrogen to the amount of diffusible hydrogen which is a condition of the present invention, is 2.67 or more, it has an excellent corrosion fatigue life.

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Abstract

본 발명은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 현가 스프링, 토션 바, 스태빌라이저 등에 적용 가능한 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공한다. [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)

Description

내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법
본 발명은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 자동차용 현가 스프링, 토션 바, 스태빌라이저 등에 적용 가능한 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 연비 향상을 목적으로 자동차용 소재의 경량화가 크게 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 내부식성이 뒤떨어지게 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 과혹화되고 있기 때문에 고강도이면서도 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강에 대한 요구는 날로 강해지고 있다.
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. 특허문헌 1에서는 Ni 함량을 0.55 중량%로 증가시켜 내부식성을 향상시킴으로써 부식피로수명을 증가시키는 효과를 얻었고, 특허문헌 2에서는 Si 함량을 증가시켜 템퍼링시 석출하는 탄화물을 미세화함으로써 부식피로강도를 향상시켰다. 또한 특허문헌 3에서는 강한 수소 트랩 사이트(trapping site)인 Ti 석출물과 약한 사이트인 (V, Nb, Zr, Hf) 석출물의 적절한 조화로 수소지연파괴 저항성을 향상시킴으로써 스프링 부식피로수명을 향상할 수 있었다.
그러나 Ni은 매우 고가의 원소로서 다량 첨가할 경우 소재 원가 상승이라는 문제를 야기하며, Si은 탈탄을 조장하는 대표적인 원소이기 때문에 첨가량 증가에 상당한 위험성을 야기할 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.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2008-190042호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2011-074431호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제2005-023404호
본 발명의 일측면은 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 준비하는 단계; 상기 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계; 및 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 또 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계; 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계; 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 1차 및 2차 냉각된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계; 상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 단계; 상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 단계; 및 상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 확산성 수소량 대비 비확성 수소량을 증가시킴으로써 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재, 강선 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 개수와 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명자는 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 미세조직과 수소 트랩을 위한 VC나 NbC 탄화물 등을 제어함으로써 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강을 제공할 수 있다는 점을 인식하고 본 발명을 제안하게 되었다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.40~0.70%
C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.40% 이상 함유되는 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.70%를 초과하는 경우에는 담금질 뜨임 열처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어질 뿐만 아니라 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 0.70%인 것이 바람직하다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.40~0.70%인 것이 바람직하다. 상기 C의 하한은 0.45%인 것이 보다 바람직하고, 0.50%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 C의 상한은 0.65%인 것이 보다 바람직하고, 0.60%인 것이 보다 더 바람직하다.
Si: 1.20~2.30%
Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나 상기 Si 함량이 1.20% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.20%로 제한될 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 1.40% 이상으로 함유되는 것이 유리하다. 반면, Si 함량이 2.30% 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.20~2.30%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Si의 함량은 1.20~2.30%인 것이 바람직하다. 상기 Si의 하한은 1.40%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Si의 상한은 2.20%인 것이 보다 바람직하고, 2.00%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mn: 0.20~0.80%
Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서 상기 Mn 함량이 0.20% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 0.80%를 초과하는 경우에는 소입성이 과도하게 증가하여 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생하기 쉬울 뿐만 아니라 MnS 개재물의 생성이 증가하여 오히려 내부식 피로특성이 저하할 우려가 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.20~0.80%인 것이 바람직하다. 상기 Mn의 하한은 0.30%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하다.
Cr: 0.20~0.80%
Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그러나 Cr 함량이 0.20% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.80%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도 저하로 이어질 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.20~0.80%인 것이 바람직하다. 상기 Cr의 하한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cr의 상한은 0.75%인 것이 보다 바람직하고, 0.70%인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 선재 및 강선은 상술한 합금조성 외에 V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 것이 바람직하다.
V: 0.01~0.20%
V는 강도 향상 및 결정립 미세화에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 탄소(C)나 질소(N)와 탄질화물을 형성하여 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. 따라서 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 과도하게 첨가하면 제조원가가 상승하므로 V 첨가량의 상한은 0.20% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.01~0.20%인 것이 바람직하다. 상기 V의 하한은 0.03%인 것이 보다 바람직하고, 0.05%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 V의 상한은 0.15%인 것이 보다 바람직하고, 0.13%인 것이 보다 더 바람직하다.
Nb: 0.01~0.10%
Nb는 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 주로 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 첨가량을 0.01% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 그러나 Nb 첨가량이 과잉이 되면 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 첨가량의 상한은 0.10% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.01~0.10%인 것이 바람직하다. 상기 Nb의 상한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하다.
P: 0.015% 이하
P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.015%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 P의 함량은 0.012% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.010% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
S: 0.015% 이하
S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시킬 뿐만 아니라 MnS를 다량 형성시켜 스프링의 내부식 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에 그 상한을 0.015%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 S의 함량은 0.012% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.010% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
N: 0.010% 이하
N이 과잉되면 기지내에 고용된 N이 많아져 신선 가공성 및 피로특성, 스프링 성형성 등이 저하된다. 그러나 너무 과도하게 적게 하려면 비용상의 문제가 있기 때문에 N의 상한은 0.010%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량은 0.008% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.006% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명 합금조성의 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 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지 않는다.
다만, 본 발명의 선재 및 강선은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있다.
Ti: 0.01~0.15%
Ti는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며 입자 미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. 또한 Ti는 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. Ti 함량이 0.01% 미만인 경우에는 석출강화 및 수소트랩사이트로 작용한 석출물의 빈도수가 작아서 효과적이지 못하며, 0.15%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.01~0.15%인 것이 바람직하다. 상기 Ti의 상한은 0.10%인 것이 보다 바람직하고, 0.15%인 것이 보다 더 바람직하다.
Mo: 0.01~0.40%
Mo은 탄소나 질소와 탄질화물을 형성하여 조직 미세화에 기여하고 수소의 트랩사이트로 작용하는 원소이기 때문에 상기의 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 그러나 Mo 함유량이 과도하면 열간압연 후 냉각시 경조직이 발생할 가능성이 클 뿐만 아니라 조대 탄질화물이 형성되어 강재의 연성이 저하되기 때문에 Mo 함유량의 상한은 0.40% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.40%인 것이 바람직하다. 상기 Mo의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하다. 상기 Mo의 상한은 0.30%인 것이 보다 바람직하고, 0.20%인 것이 보다 더 바람직하다.
아울러, 본 발명의 선재 및 강선은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함할 수 있다.
Cu: 0.01~0.40%
구리(Cu)는 내식성을 향상시키고자 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만에서는 상기의 효과를 충분히 기대할 수 없고, 반면 0.40%를 초과하는 경우에는 열간압연 중 취성 저하를 유발하여 균열 발생 등의 문제를 일으키므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 Cu는 0.01~0.40%로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 0.01~0.40%인 것이 바람직하다. 상기 Cu의 하한은 0.05%인 것이 보다 바람직하고, 0.10%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Cu의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하다.
Ni: 0.10~0.60%
니켈(Ni)은 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소로서, 이러한 Ni의 함량이 0.10% 미만이면 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하며, 반면 0.60%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인해 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 바람직하지 못하다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.10~0.60%인 것이 바람직하다. 상기 Ni의 상한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.30%인 것이 보다 더 바람직하다.
또한, 본 발명의 선재 및 강선은 상기 V 및 Nb가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
수소를 트랩할 수 있는 미세 탄화물로는 각각 V, Nb, Ti, Mo를 주성분으로 하는 VC, NbC, TiC, MoC 탄화물 등이 있는데, 이 중에서 Ti은 TiC를 생성시키기 전에 액상에서부터 TiN을 정출시키기 때문에 만약 이 TiN이 조대화되면 수소 트랩 효과가 떨어질 뿐만 아니라 오히려 스프링의 내부식성에 악영향을 미칠 가능성이 커진다. 따라서 Ti계 탄화물을 수소 트랩의 주요 탄화물로 활용하기에는 큰 위험이 따르게 된다. 또한 Mo계 탄화물은 그 생성온도가 주로 700℃ 이하이기 때문에 선재 제조시 제어하기가 어렵다. 이러한 이유로 스프링용 선재 및 강선에서 수소를 트랩할 수 있는 주된 탄화물은 V이나 Nb을 주성분으로 하는 VC 또는 NbC 탄화물이다. 따라서, 본 발명에서는 상기 V과 Nb의 함량이 상기 관계식 1을 만족하도록 함으로써 내부식 피로특성을 향상시킬 수 있다.
보다 바람직하게는, 상기 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하는 것이 바람직하다. 외부로부터 유입된 수소가 크랙부에 집중되는 것을 막기 위해서는 미세 탄화물로 수소를 트랩(trap)할 필요가 있고, 이 때 활용될 수 있는 미세 탄화물은 세멘타이트나 TiC, 또는 MoC가 아닌 V이나 Nb을 주성분으로 하는 VC나 NbC 탄화물이다. 그러나 VC 또는 NbC 탄화물이 존재하더라도 일정 개수 이하로 존재하면 강중에 존재하는 수소량 대비 이들 탄화물에 트랩되는 수소량이 적어 수소 트랩 효과가 떨어지게 되므로, 이들 탄화물을 일정 개수 이상으로 존재하도록 하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함함으로써 수소 트랩 효과를 극대화시킬 수 있다.
또한, 강재 내부의 수소는 크게 확산성 수소와 비확산성 수소로 구분할 수 있는데, 확산성 수소는 외부의 응력에 따른 기계적 구동력 또는 화학적인 구동력에 의해 확산하여 수소취성을 유발하는 수소이며, 비확산성 수소는 구동력에 의해서도 확산되지 않는 수소를 의미한다. 이러한 확산성 수소와 비확산성 수소는 열방출 시험(Thermal Desorption Analysis)을 통해 구분할 수 있다. 열방출 시험이란 재료를 승온하면서 재료 내에서 빠져나오는 수소 방출량을 측정하는 것으로서, 일반적으로 300℃까지 방출되는 수소를 확산성 수소라 하고 300℃ 이상의 온도에서 방출되는 수소를 비확산성 수소로 정의한다. 그리고 수소 트랩부에서 활성화에너지 이상의 온도를 받게 되면 특정 온도에서 수소 방출량 피크(peak)가 나타나는데 이를 통해 재료 내의 수소 트랩부를 간접적으로 유추한다. 열방출 시험시 수소 방출 피크가 300℃ 이상에서 나타나는 것은 미세 탄화물에 의해 수소가 트랩되어 재료 내에서 비확산성 수소가 됨을 의미하며, 만약 300℃ 이상에서 피크가 2개 이상인 것은 계면 특성이 서로 다른 탄화물이 2개 이상 존재함을 의미한다. 따라서 강재 내에 수소가 침입하더라도 취성을 유발하는 확산성 수소 대비 미세 탄화물에 트랩되는 비확산성 수소량의 비율이 높을수록 수소취성 저항성이 우수하게 된다.
한편, 본 발명의 선재 및 강선은 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 20㎛ 이하인 것이 바람직하다. 상기 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 결정립이 너무 조대해져 인성이 부족해질 우려가 있고 또한 내부식 특성이 저하돼 약간의 부식으로도 스프링이 갑작스럽게 파단될 가능성이 있는 단점이 있다. 본 발명에서는 상기 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 작을수록 유리한 물성 확보에 유리하므로, 그 하한에 대하여 특별히 한정하지 않는다.
또한, 표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 것이 바람직하며, 상기 표면 탈탄 깊이가 0.1mm를 초과하는 경우에는 표면부의 경도가 낮아져 스프링의 내부식 피로특성이 저하하게 된다.
한편, 본 발명 선재의 미세조직은 페라이트와 펄라이트 복합조직인 것이 바람직하다. 이와 같이 미세조직을 제어함으로써 열간압연 후 우수한 신선성을 확보하는 효과를 얻을 수 있다. 또한, 상기 페라이트의 분율은 5~35면적%인 것이 바람직하다. 상기 페라이트의 분율이 5면적% 미만인 경우에는 신성성이 저하되는 단점이 있을 수 있으며, 35면적%를 초과할 경우에는 너무 연해져 강선이나 스프링 제품에서 강도가 미달되는 단점이 있을 수 있다.
한편, 본 발명 강선의 미세조직은 면적분율로 10% 이하의 잔류 오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 구성되는 것이 바람직하다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율이 10면적%를 초과하는 경우에는 강선의 강도가 크게 떨어지고, 스프링이 장착되어 사용되는 도중 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 스프링이 급격히 파단되는 단점이 있을 수 있다.
상기와 같이 제공되는 본 발명의 선재 및 강선은 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상일 수 있으며, 이를 통해, 우수한 내부식 피로특성을 구현할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법의 일 실시형태에 대하여 설명한다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 것이 바람직하다. 상기 빌렛의 가열온도를 900℃ 이상으로 제어하는 것은 주조시 생성됐을 수 있는 조대 탄화물들을 전부 녹여 합금원소가 오스테나이트 내에 균일하게 분포되도록 하기 위해서이다. 다만, 상기 빌렛 가열온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립 크기가 급격히 조대화되는 문제가 발생할 수 있다.
이후, 상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 것이 바람직하다. 상기 마무리 압연온도를 800℃ 이상으로 하는 것은 미세 탄화물의 석출을 촉진시키기 위함이다. 상기 마무리 압연온도가 800℃ 미만일 경우에는 압연롤의 부하가 커지는 문제가 있을 수 있고, 반면, 1000℃를 초과하는 경우에는 냉각에 소요되는 시간이 길어져 냉각속도를 제어하더라도 탈탄이 심해지는 문제가 발생할 수 있다.
이어서, 상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 냉각조건을 제어하는 이유는 페라이트 생성 후 펄라이트 변태가 완료되지 않은 채 베이나이트나 마르텐사이트 같은 경조직이 생성될 수도 있고, 또한 탈탄이 심하게 발생할 수도 있기 때문이다. 만약 냉각시 경조직이 생성되면 이후 적절한 선경의 스프링용 강선을 얻기 위해 선재를 인발 또는 신선하는 과정 중에 소재가 단선되거나 인발 또는 신선이 불가능해지기 때문이다. 또한 탈탄이 심하게 발생하면 표면부의 경도가 낮아져 스프링의 내부식 피로특성이 저하하게 된다.
탈탄이 가장 활발하게 발생하는 온도 구간이 오스테나이트+페라이트 2상역 구간(Ar3~Ar1 온도 구간)이기 때문에 이 온도 영역의 통과시간을 최소한으로 줄이기 위해 상기 권취온도로부터 Ar1-40℃까지의 온도구간을 빠른 냉각속도로 1차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각속도는 2.0℃/s 이상인 것이 바람직하며, 이를 통해 탈탄 깊이를 줄일 수 있다. 한편, 상기 1차 냉각속도가 10℃/s를 초과하는 경우에는 마르텐사이트나 베이나이트와 같은 경조직이 생성되는 문제가 발생할 수 있으므로, 상기 1차 냉각속도는 2.0~10℃/s의 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
또한, 1차 냉각 후, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간에서는 비교적 느린 냉각속도로 2차 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 2차 냉각속도는 0.3~1.8℃/s인 것이 바람직하며, 이를 통해 펄라이트 변태에 필요한 충분한 시간을 확보함으로써 베이나이트나 마르텐사이트가 생성되지 않고 페라이트와 펄라이트로만 이루어진 조직을 얻도록 할 수 있다. 상기 2차 냉각속도가 1.8℃/s를 초과하는 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 경조직이 생성될 수 있으며, 0.3℃/s 미만인 경우에는 냉각에 소요되는 시간이 길어져 탈탄이 심해지는 문제가 발생할 수 있다.
상기한 바와 같은 제조조건을 통해 본 발명이 제공하는 우수한 내부식 피로특성을 갖는 선재를 얻을 수 있으며, 강선을 얻기 위해서는 하기 설명되는 제조조건을 추가로 행하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 얻어지는 선재를 신선하여 강선을 얻은 뒤, 상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 것이 바람직하다. 상기 가열온도가 850℃ 미만인 경우에는 미고용 펄라이트가 잔존하여 강선의 강도가 미달되는 단점이 있을 수 있고, 1000℃를 초과하는 경우에는 강선의 오스테나이트 결정립 크기가 조대화되는 문제가 발생할 수 있다.
한편, 최근에는 스프링용 강선 제조에 유도가열열처리(Induction heat treatment) 설비를 활용하는 경우가 많아지고 있는데, 상기 가열 유지시간이 1초 미만인 경우에는 탄화물, 페라이트 및 펄라이트가 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있다. 반면, 상기 가열 유지시간이 300초를 초과하는 경우에는 탈탄이 심해지거나 오스테나이트 결정립이 조대화되는 단점이 있을 수 있으므로, 상기 가열 유지시간은 1~300초의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 것이 바람직하다. 상기 유냉정지온도가 25℃ 미만인 경우에는 상온보다 더 낮은 온도로 내려야 하므로 추가적으로 냉각능이나 설비를 보완해야 하는 단점이 있을 수 있고, 80℃를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트의 양이 너무 많아져 10면적%를 초과할 수 있는 단점이 있을 수 있다.
이어서, 상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 온도가 350℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품상태에서 파손될 위험이 있으며 500℃를 초과하는 경우에는 강도가 저하될 위험이 있다. 상기와 같은 조건으로 제조된 스프링용 강선은 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위가 한정되지는 않는다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 빌렛을 준비한 뒤, 상기 빌렛을 980℃에서 가열하고, 상기 가열된 빌렛을 850℃에서 마무리 압연 및 권취한 뒤, 하기 표 2의 조건으로 냉각하여 선재를 얻었다. 상기 선재에 대하여 미세조직, 탈탄 깊이를 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 2에 기재하였다. 또한, 상기와 같이 얻어진 선재에 대하여 신선을 통해 강선으로 제조한 다음, 975℃에서 가열한 후 15분간 유지하고, 70℃의 기름에 담궈 급냉시킨 뒤, 390℃에서 30분 동안 템퍼링하였다. 이와 같이 제조된 강선에 대하여 석출물 분율, 열방출 시험에 의한 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율, 상대적 부식피로수명(비교예 1 대비) 및 인장강도를 측정한 뒤, 하기 표 2에 기재하였다.
V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 단위면적당 개수는 상기 제조된 강선의 횡단면 절단한 다음 레플리카법으로 미세 탄화물을 추출하여 투과전자현미경(Transmission Electron Microscope)과 에너지분산형 분광분석법(Energy Dispersive X-ray Spectroscopy)을 사용하여 측정하였다.
확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율은 열처리된 스프링용 강선을 Quadruple mass spectrometry 장비로 100℃/hr의 승온속도로 800℃까지 가열하면서 방출되는 수소량을 측정하였다.
부식피로수명은 상기 강선을 염수분무시험기에 넣어 35℃ 분위기에서 5% 염수를 4시간 분무하고 온도: 25℃, 습도: 50% 분위기에서 4시간 건조하며 40℃ 분위기에서 습도 100%가 되도록 16시간 동안 습윤하는 사이클을 14번 반복한 다음 회전굽힘피로시험을 실시하여 측정하였다. 피로시험 속도는 3,000rpm이었고 시편에 가해진 하중은 인장강도의 40%이었으며, 시편을 각각 10개씩 시험하여 피로수명이 가장 큰 것과 가장 작은 것을 뺀 나머지 8개의 피로수명 평균값을 계산하여 그 시편의 부식피로수명으로 결정하였다.
Figure PCTKR2018010764-appb-T000001
Figure PCTKR2018010764-appb-T000002
상기 표 1 및 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 5의 경우에는 본 발명이 제안하는 미세조직, 표면탈탄 깊이, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율 등을 모두 만족하여 우수한 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 부식피로수명을 가지고 있음을 확인할 수 있다.
그러나, 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 5의 경우에는 미세조직 분율이나 표면탈탄 깊이 등의 조건을 만족하지 않을 뿐만 아니라, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율이 3.05 x 104 개/㎟ 이하로 나타났으며, 이에 따라, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 0.38~0.43로서, 발명예 1 내지 5 대비 낮은 수준임을 알 수 있다. 또한, 상대적 부식피로수명은 1.00~1.14 수준으로, 발명예 1 내지 5의 3.45~12.05에 비하여상당히 낮은 수준임을 알 수 있다.
비교예 6 및 7은 본 발명의 합금조성은 만족하나 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 경우로서, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 본 발명이 제안하는 범위를 초과할 뿐만 아니라, 베이나이트나 마르텐사이트와 같은 경조직이 생성되었고, 탈탄도 많이 일어났으며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 작아 상대적 부식피로수명이 크게 부족함을 알 수 있다.
비교예 8 및 9는 본 발명의 제조조건은 만족하나 본 발명의 합금조성을 만족하지 않는 경우로서, 구오스테나이트의 평균 결정립 크기가 본 발명이 제안하는 범위를 초과할 뿐만 아니라, 페라이트 분율도 만족하지 않았으며, 경조직이 생성되ㅇ었, 탈탄도 깊게 일어났음을 확인할 수 있다. 또한, V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 분율도 만족하지 않으며, 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 작아 상대적 부식피로수명이 크게 부족함을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 개수와 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다. 도 1을 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건인 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물의 분율이 3.17×104개/㎟ 이상인 경우 우수한 상대적 부식피로수명을 가지고 있음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 1 내지 5 및 비교예 1 내지 5의 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율과 상대적 부식피로수명의 상관관계를 나타낸 그래프이다. 도 2를 통해 알 수 있듯이, 본 발명의 조건인 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 경우 우수한 상대적 부식피로수명을 가지고 있음을 알 수 있다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며,
    상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며,
    표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재의 미세조직은 페라이트와 펄라이트 복합조직인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  5. 청구항 4에 있어서,
    상기 페라이트의 분율은 5~35면적%인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 선재는 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재.
  8. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계; 및
    상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃)의 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 빌렛은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 빌렛은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 선재의 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며,
    상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하고,
    구오스테나이트의 평균 결정립 크기는 20㎛ 이하이며,
    표면 탈탄 깊이는 0.1mm 이하인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  14. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선의 미세조직은 면적분율로 10% 이하의 잔류 오스테나이트 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트로 구성되는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  15. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 V 또는 Nb 중 1종 또는 2종을 50중량% 이상 함유하는 탄화물을 3.17×104개/㎟ 이상 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  16. 청구항 11에 있어서,
    상기 강선은 확산성 수소량 대비 비확산성 수소량의 비율이 2.67 이상인 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선.
  17. 중량%로, C: 0.40~0.70%, Si: 1.20~2.30%, Mn: 0.20~0.80%, Cr: 0.20~0.80%, P: 0.015% 이하, S: 0.015% 이하, N: 0.010% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 추가로, V: 0.01~0.20% 및 Nb: 0.01~0.10% 중 1종 또는 2종을 포함하며, 상기 V 및 Nb는 하기 관계식 1을 만족하는 빌렛을 900~1050℃에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 빌렛을 800~1000℃에서 마무리 압연 및 권취하여 귄취코일을 얻는 단계;
    상기 권취코일을 Ar1-40℃까지 2.0~10℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하고, (Ar1-40℃)~(Ar1-140℃) 온도 구간을 0.3~1.8℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 1차 및 2차 냉각된 선재를 신선하여 강선을 얻는 단계;
    상기 강선을 850~1000℃에서 가열한 후 1~300초 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지된 강선을 25~80℃까지 유냉하는 단계; 및
    상기 유냉된 강선을 350~500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
    [관계식 1] [V]+[Nb] ≥ 0.08 (단, 상기 V 및 Nb의 함량은 중량%를 의미함.)
  18. 청구항 17에 있어서,
    상기 빌렛은 Ti: 0.01~0.15% 및 Mo: 0.01~0.40% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
  19. 청구항 17에 있어서,
    상기 빌렛은 Cu: 0.01~0.40% 및 Ni: 0.10~0.60% 중 1종 또는 2종을 추가로 포함하는 내부식 피로특성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.
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