WO2021125688A1 - 피로수명이 우수한 판 스프링용 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

피로수명이 우수한 판 스프링용 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2021125688A1
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김선미
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet for a component material used in an environment in which a constant load is repeated at regular intervals and a method for manufacturing the same.
  • the seat belt of a vehicle has a structure in which the belt and the leaf spring are connected to assist the user's easy attachment and detachment, and the fatigue life of the leaf spring is an important factor influencing the durability of the seat belt.
  • the leaf spring provided for the seat belt should have excellent durability so as not to reach the fatigue limit during the life cycle of the vehicle, but development of such a material has not been made. to be.
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet for a spring in which strength is improved by using upper bainite, but deviations in physical properties of the steel sheet occur due to the introduction of upper bainite, and accordingly, there is a problem in that the durability of the spring is rather reduced.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Patent Publication No. 10-2008-0060619 (published on 02.07.2008)
  • a steel material having excellent workability and a method for manufacturing the same may be provided.
  • a steel sheet for a leaf spring by weight, carbon (C): 0.7 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.4%, manganese (Mn): 0.2 to 1.0%, chromium (Cr) ): 0.05 to 2.0%, Vanadium (V): 0.07 to 0.2%, Phosphorus (P): 0.03% or less, Sulfur (S): 0.03% or less, remaining Fe and unavoidable impurities, including 99 area% in microstructure It contains more than pearlite and 1 area% or less (excluding 0%) of vanadium carbide (VC), and the average particle size of the old austenite may be 28 ⁇ m or less.
  • the vanadium (V) content (Vs) of the steel sheet and the vanadium (V) content (Vp) of the pearlite may satisfy Relational Expression 1 below.
  • Vs means the vanadium (V) content (wt%) of the steel sheet
  • Vp means the vanadium (V) content (wt%) of the pearlite
  • the fraction of the vanadium carbide (VC) may be 0.002 area% or more.
  • the average layer spacing of the pearlite may be 0.09 ⁇ 0.12 ⁇ m.
  • the average particle size of the old austenite may be 2 ⁇ m or more.
  • the surface hardness of the steel sheet may be greater than or equal to 410 (HB) based on Brinell hardness.
  • the thickness of the steel plate may be 3 mm or less (excluding 0 mm).
  • a method of manufacturing a steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention in weight %, carbon (C): 0.7 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.4%, manganese (Mn): 0.2 to 1.0%, Chromium (Cr): 0.05 to 2.0%, vanadium (V): 0.07 to 0.2%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.03% or less, the remainder of Fe and unavoidable impurities. to do; maintaining the isothermal temperature by charging the hot-rolled material in a salt bath of 400 to 600° C.
  • the hot-rolled material after reheating; and cold-rolling the isothermal-maintained hot-rolled material at a cumulative reduction ratio of 50% or more to provide a cold-rolled material, wherein reheating of the hot-rolled material is performed when the vanadium (V) content of the hot-rolled material is less than 0.15%,
  • the hot-rolled material is reheated in a temperature range of 900°C or higher and less than 1000°C, and when the vanadium (V) content of the hot-rolled material is 0.15% or more, the hot-rolled material may be reheated in a temperature range of 900 to 1050°C.
  • the step of providing the hot-rolled material the step of reheating the slab to a temperature range of 1000 ⁇ 1300 °C; a rough rolling step of providing an intermediate material by rough rolling the reheated slab at a cumulative reduction ratio of 60% or more; a finishing rolling step of rolling the intermediate material at a cumulative reduction ratio of 60% or more, and providing a hot rolled material by rolling the intermediate material at an exit temperature of 700 to 1000°C; A first cooling step of cooling to a first cooling end temperature of 500 ⁇ 700 °C by applying the slow cooling conditions; a first holding step of isothermal maintaining the hot-rolled material at the first cooling end temperature; and a second cooling step of cooling the isothermal-maintained hot-rolled material to room temperature by furnace cooling.
  • 1 to 3 are photographs of observing prior austenite grains of specimens 4, 5, and 6 using an optical microscope, respectively.
  • the present invention relates to a steel sheet for a leaf spring having excellent fatigue life and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the present embodiments are provided in order to further detail the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the inventor of the present invention conducted an in-depth study on a method for improving the fatigue life of steel parts used in an environment where a constant load is repeatedly applied at regular intervals, and when the physical properties of the steel itself are strengthened, fatigue cracks are generated and Recognizing that the fatigue life of steel can be effectively improved by suppressing radio waves, the present invention was derived.
  • the inventor of the present invention has studied a method of improving the strength and hardness of steel by using work hardening, but as the amount of processing increases, the strength and hardness of the steel increase, creating an environment favorable for suppression of generation and propagation of fatigue crack However, when the processing amount exceeds a certain level, it can be confirmed that the fatigue life is rather reduced by inducing the generation of defects inside the steel.
  • the inventor of the present invention conducted an in-depth study on how to effectively secure the strength and hardness of steel through precipitation hardening and grain refinement while securing the effect of solid solution strengthening including carbon (C) above a certain level. , it was confirmed that, when an appropriate level of carbon (C) is added to steel, but vanadium carbide (VC) is used, the hardness and strength of steel can be effectively improved by maximizing the effects of precipitation hardening and grain refinement, and the present invention was derived. did it
  • a steel material for a leaf spring by weight, carbon (C): 0.7 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.4%, manganese (Mn): 0.2 to 1.0%, chromium (Cr) ): 0.05 to 2.0%, Vanadium (V): 0.07 to 0.2%, Phosphorus (P): 0.03% or less, Sulfur (S): 0.03% or less, remaining Fe and unavoidable impurities, including 99 area% in microstructure It contains more than pearlite and 1 area% or less (excluding 0%) of vanadium carbide (VC), and the average particle size of the old austenite may be 28 ⁇ m or less.
  • alloy composition of the present invention will be described in more detail.
  • % and ppm related to the content of the alloy composition are based on weight.
  • a steel material for a leaf spring according to an aspect of the present invention by weight, carbon (C): 0.7 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.4%, manganese (Mn): 0.2 to 1.0%, chromium (Cr) ): 0.05 to 2.0%, vanadium (V): 0.07 to 0.2%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.03% or less, the remaining Fe and unavoidable impurities may be included.
  • Carbon (C) is not only a representative hardenability improving element, but also an element that effectively contributes to the improvement of strength and hardness of steel by solid solution strengthening. Therefore, the present invention may include 0.7% or more of carbon (C) for such an effect .
  • a preferable carbon (C) content may be 0.75% or more, and a more preferable carbon (C) content may be 0.8% or more.
  • carbon (C) has a low solid solution limit in ferrite, reacts with carbide forming elements to form precipitates, or combines with Fe to form cementite (Fe 3 C). A large amount of carbide is formed, which may adversely affect the fatigue life. Therefore, the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 1.0%.
  • a preferable carbon (C) content may be 0.95% or less, and a more preferable carbon (C) content may be 0.9% or less.
  • Silicon (Si) is not only a ferrite stabilizing element, but also an element that effectively contributes to the improvement of strength and hardness of steel by refining the layer spacing of pearlite by delaying the transformation rate of pearlite. Therefore, the present invention may contain 0.1% or more of silicon (Si) for this effect.
  • a preferable silicon (Si) content may be 0.15% or more, and a more preferable silicon (Si) content may be 0.2% or more.
  • the present invention may limit the upper limit of the silicon (Si) content to 0.4%.
  • a preferable silicon (Si) content may be 0.35% or less, and a more preferable silicon (Si) content may be 0.3% or less.
  • Manganese (Mn) is an element that not only contributes to the improvement of hardenability of steel, but also effectively contributes to ensuring cleanliness of steel by deoxidation and carbon sulfide. Accordingly, the present invention may contain 0.2% or more of manganese (Mn). A preferable manganese (Mn) content may be 0.3% or more, and a more preferable manganese (Mn) content may be 0.4% or more. However, when manganese (Mn) is excessively added, a segregation layer is formed in the center of the steel sheet to reduce workability, so the present invention may limit the upper limit of the manganese (Mn) content to 1.0%. A preferable manganese (Mn) content may be 0.8% or less, and a more preferable manganese (Mn) content may be 0.6% or less.
  • Chromium (Cr) is an element contributing to the improvement of hardenability of steel.
  • chromium (Cr) is an element that not only forms fine carbides, but also effectively contributes to the improvement of strength and hardness of steel by refining the layer spacing of pearlite.
  • the present invention may include chromium (Cr) of 0.05% or more.
  • a preferred chromium (Cr) content may be 0.07% or more.
  • the present invention limits the upper limit of the chromium (Cr) content to 2.0%. can do.
  • a preferred chromium (Cr) content may be 1.5% or less, and a more preferred chromium (Cr) content may be 1.0% or less.
  • vanadium (V) is an element essential to improve strength and hardness of steel.
  • Vanadium (V) is an element that is easy to heat treat and has low reactivity with oxygen, but also reacts with carbon (C) in steel to precipitate fine vanadium carbide (VC), an element that effectively contributes to grain refinement of austenite because it wins
  • the present invention may contain 0.07% or more of vanadium (V). More preferably, the vanadium (V) content may be 0.1% or more. However, when the content of vanadium (V) exceeds a certain level, the effect of adding vanadium (V) is saturated, whereas vanadium (V) is an expensive element and is undesirable in terms of economic feasibility. V) The upper limit of the content may be limited to 0.2%. More preferably, the vanadium (V) content may be 0.18% or less.
  • P Phosphorus
  • S Sulfur
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are representative impurity elements, and the present invention seeks to minimize the content of these components in terms of securing the cleanliness of the steel.
  • the present invention may limit the upper limit of the phosphorus (P) and sulfur (S) contents to 0.03%, respectively.
  • the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention may include the balance Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be completely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification. In addition, addition of effective ingredients other than the above composition is not excluded.
  • the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention may include 99 area% or more of pearlite and 1 area% or less (excluding 0%) of vanadium carbide (VC) as a microstructure.
  • the lower limit of the preferable vanadium carbide (VC) fraction may be 0.002 area% or more. That is, the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention may have a microstructure including a certain level of vanadium carbide (VC) in a single-phase pearlite structure.
  • the vanadium (V) content (Vs, wt%) contained in the steel sheet and the vanadium (V) content (Vp, wt%) contained in the pearlite are represented by the following relational formula 1 can be satisfied.
  • Vs denotes a vanadium (V) content (wt%) included in the steel sheet
  • Vp denotes a vanadium (V) content (wt%) included in pearlite
  • the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention does not aim for complete solid solution of vanadium (V) in the pearlite structure, it may mean that some vanadium (V) is precipitated as vanadium carbide (VC). Accordingly, in the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention, an effect of improving the strength and hardness of the steel sheet by precipitation of vanadium carbide (VC) can be expected.
  • the average particle size of the prior austenite (average particle size at the austenitization temperature) may be 28 ⁇ m or less, and the preferred average particle size of the old austenite may be 2 ⁇ m or more. have.
  • the preferred average layer spacing of perlite may be 0.09 ⁇ 0.12 ⁇ m. That is, since the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention is manufactured by heat-treating a hot-rolled material with added vanadium (V), it can be seen that the structure is refined by vanadium carbide (VC) existing in the state of the hot-rolled material. . Therefore, the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention can be expected to improve the strength and hardness of the steel sheet due to the miniaturization of the structure.
  • the thickness of the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention is not particularly limited, but may preferably be provided with a thickness of 3 mm or less (excluding 0 mm).
  • the surface hardness of the steel sheet for a leaf spring according to an aspect of the present invention may be greater than or equal to 410 (HB) based on the Brinell hardness, and in the case of a leaf spring manufactured using the steel sheet of the present invention, expected fatigue calculated through the following relational expression 2 Lifespan can be 15*10 4 times or more.
  • HB means the Brinell hardness of the steel sheet surface
  • 2Nf means the fatigue life.
  • E in Relation 2 means an elastic modulus, and in the present invention, a fixed value of 210 GPa is applied.
  • the method of manufacturing a steel sheet for a spring by weight, carbon (C): 0.7 to 1.0%, silicon (Si): 0.1 to 0.4%, manganese (Mn): 0.2 to 1.0%, chromium (Cr): 0.05 to 2.0%, vanadium (V): 0.07 to 0.2%, phosphorus (P): 0.03% or less, sulfur (S): 0.03% or less, to provide a hot rolled material containing the remainder Fe and unavoidable impurities step; maintaining the isothermal temperature by charging the hot-rolled material in a salt bath of 400 to 600° C.
  • the hot-rolled material after reheating; and cold-rolling the isothermal-maintained hot-rolled material at a cumulative reduction ratio of 50% or more to provide a cold-rolled material, wherein reheating of the hot-rolled material is performed when the vanadium (V) content of the hot-rolled material is less than 0.15%,
  • the hot-rolled material is reheated in a temperature range of 900°C or higher and less than 1000°C, and when the vanadium (V) content of the hot-rolled material is 0.15% or more, the hot-rolled material may be reheated in a temperature range of 900 to 1050°C.
  • the step of providing the hot-rolled material the step of reheating the slab to a temperature range of 1000 ⁇ 1300 °C; a rough rolling step of providing an intermediate material by rough rolling the reheated slab at a cumulative reduction ratio of 60% or more; a finishing rolling step of rolling the intermediate material at a cumulative reduction ratio of 60% or more, and providing a hot rolled material by rolling the intermediate material at an exit temperature of 700 to 1000°C; A first cooling step of cooling to a first cooling end temperature of 500 ⁇ 700 °C by applying the slow cooling conditions; a first maintaining step of isothermal maintaining the hot-rolled material at the first cooling end temperature; and a second cooling step of cooling the isothermal-maintained hot-rolled material to room temperature by furnace cooling.
  • the slab of the present invention is provided with an alloy composition corresponding to the alloy composition of the steel sheet described above, and the description of the alloy composition of the slab of the present invention is replaced with the description of the alloy composition of the steel sheet described above.
  • the slab reheating temperature of the present invention is not particularly limited, but the slab reheating may be carried out at 1000 ⁇ 1300 °C in consideration of the uniformity of the material and the rolling load of the subsequent hot rolling process.
  • An intermediate material may be provided by rough rolling the reheated slab at a cumulative reduction ratio of 60% or more, and then finishing rolling may be performed to provide a hot rolled material by rolling the intermediate material at a cumulative reduction ratio of 60% or more.
  • the upper limit of the exit temperature of finishing rolling may be limited to 1000° C.
  • the lower limit of the exit temperature may be limited to 700° C. in consideration of the rolling load.
  • the upper limit of the preferable exit temperature may be 920°C, and the lower limit of the preferable exit temperature may be 830°C.
  • cooling of the two-stage condition may be performed. That is, after applying the slow cooling condition to the first cooling termination temperature of 500 ⁇ 700 °C, and then performing isothermal maintenance at the first cooling termination temperature, and then heating the hot-rolled material maintained isothermal by furnace cooling to room temperature 2 can be gradually cooled.
  • the cooling rate of the first cooling may be 20 ⁇ 100 °C / s.
  • the isothermal maintenance may be performed in the state of a hot-rolled coil, and the isothermal maintenance time may be 30 to 90 minutes.
  • the cooling rate of the secondary cooling may be 5 °C / s or less.
  • a process of isothermal maintenance may be performed by charging it in a salt bath set to a pearlite temperature.
  • the reheating temperature of the hot-rolled material may be selectively applied according to the content of vanadium (V) included in the hot-rolled material.
  • the content of vanadium (V) contained in the hot rolled material may be interpreted as meaning corresponding to the content of vanadium (V) contained in the slab.
  • reheating of the hot-rolled material may be performed in a temperature range of 900°C or higher and less than 1000°C.
  • reheating of the hot-rolled material may be performed in a temperature range of 900 to 1050°C. That is, in order to allow a certain level of vanadium carbide (VC) to remain in the final steel sheet, the present invention may selectively apply a reheating temperature range according to the vanadium (V) content.
  • the reheating time of the hot-rolled material may be from 1 minute to 10 minutes in consideration of the effects of preventing coarsening of the microstructure and preventing complete solid solution of carbides.
  • the lower limit of the preferred hot-rolled material reheating time may be 3 minutes, and the upper limit of the preferred hot-rolled material reheating time may be 5 minutes.
  • the microstructure of the final steel sheet can be provided as a single-phase pearlite structure.
  • the invention can be performed, constant-temperature keeping for at least 30 seconds so as to prevent the constant-temperature keeping time is not particularly limited to, low-temperature tissue is formed by locally lowering the fatigue life.
  • a desirable isothermal holding time in consideration of the implementation and economic feasibility of the final desired tissue may be 60 to 150 seconds.
  • Cold rolling is performed on the isothermal-maintained hot-rolled material under the condition of a cumulative reduction ratio of 50% or more, and a steel sheet having a final thickness of 3 mm or less can be provided.
  • the steel sheet for a leaf spring manufactured by the above-described manufacturing method may include a microstructure of 99 area% or more of pearlite and 1 area% or less (excluding 0%) of vanadium carbide (VC), and the vanadium (V) of the steel sheet
  • the content (Vs, wt%) and the vanadium (V) content (Vp, wt%) of pearlite may satisfy Relational Expression 1 below.
  • Vs denotes a vanadium (V) content (wt%) included in the steel sheet
  • Vp denotes a vanadium (V) content (wt%) included in the vanadium carbide (VC).
  • the average particle size of the old austenite (average particle size at the austenitization temperature) may be 28 ⁇ m or less, and the average layer spacing of the pearlite is 0.09 to 0.12 It may be in the range of ⁇ m.
  • the steel sheet for a leaf spring manufactured by the above-described manufacturing method may have a Brinell hardness reference hardness of 410 (HB) or more, and in the case of a leaf spring manufactured using the steel sheet, the expected calculated through the following relational expression 2 Fatigue life can satisfy 15*10 4 times or more.
  • HB means the Brinell hardness of the steel sheet surface
  • 2Nf means the fatigue life.
  • E in Relation 2 means an elastic modulus, and in the present invention, a fixed value of 210 GPa is applied.
  • the grain size of prior austenite was observed by magnifying 200 times with an optical microscope, and magnifying 500 to 50,000 times with a scanning electron microscope (SEM) to construct the structure and perlite lamellar spacing were observed.
  • SEM scanning electron microscope
  • the hardness of each specimen was measured using a Vickers hardness tester, and the average value was calculated after measuring the hardness value for 10 points per specimen by applying a 10 kg load.
  • *AGS average size means the average particle size of old austenite.
  • the present invention satisfies the desired microstructure and physical properties, while among the alloy compositions and process conditions of the present invention, In the case of specimens 1 to 4 that do not satisfy any one or more, it can be confirmed that the present invention does not satisfy the desired microstructure and physical properties.
  • 1 to 3 are photographs of observing prior austenite grains of specimens 4, 5 and 6 using an optical microscope, respectively.
  • the average size of prior austenite grains of specimen 4 is the largest, and the average of prior austenite grains of specimen 6 You can see the smallest size.
  • FIGS. 4 to 6 are photographs of observation of the pearlite structures of specimens 4, 5 and 6 using a scanning electron microscope (SEM). Compared to specimen 4, it can be confirmed that the average pearlite layer spacing of specimens 5 and 6 is narrower. can

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 포함하며, 구 오스테나이트의 평균 입자 크기가 28㎛ 이하일 수 있다.

Description

피로수명이 우수한 판 스프링용 강판 및 그 제조방법
본 발명은 일정한 하중이 일정 간격으로 반복되는 환경에서 사용되는 부품 소재용 강판 및 그 제조방법과 관련된 발명이다.
일정한 간격으로 하중이 반복 작용되는 환경에서 사용되는 부품의 경우, 해당 부품의 내구성 확보 측면에서 우수한 피로 수명을 가질 것이 요구된다. 자동차의 안전벨트는 사용자의 용이한 탈착을 보조하도록 벨트와 판 스프링이 연결된 구조를 가지며, 판 스프링의 피로수명은 안전벨트의 내구성을 좌우하는 중요한 인자이다. 특히, 안전벨트는 승객의 안전과 직결되는 부품이므로, 안전벨트에 제공되는 판 스프링은 자동차의 라이프 사이클 동안 피로 한계에 도달하지 않도록 우수한 내구성을 가져야 하지만, 이와 같은 소재의 개발은 이루어지고 있지 않은 실정이다.
특허문헌 1은 상부 베이나이트를 이용하여 강도를 향상시킨 스프링용 강판을 제안하지만, 상부 베이나이트의 도입에 의해 강판의 물성 편차가 발생하며, 그에 따라 오히려 스프링의 내구성이 저하되는 문제점이 존재한다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 대한민국 공개특허공보 제10-2008-0060619호 (2008.07.02. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 가공성이 우수한 강재 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 포함하며, 구 오스테나이트의 평균 입자 크기가 28㎛ 이하일 수 있다.
상기 강판의 바나듐(V) 함량(Vs)과 상기 펄라이트의 바나듐(V) 함량(Vp)는 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
Vs > Vp
상기 관계식 1에서, Vs는 강판의 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미하며, Vp는 펄라이트의 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미한다.
상기 바나듐 탄화물(VC)의 분율은 0.002면적% 이상일 수 있다.
상기 펄라이트의 평균 층상간격은 0.09~0.12㎛일 수 있다.
상기 구 오스테나이트의 평균 입자 크기는 2㎛ 이상일 수 있다.
상기 강판의 표면 경도는 브리넬 경도 기준 410(HB) 이상일 수 있다.
상기 강판의 두께는 3mm 이하(0mm 제외)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연재를 제공하는 단계; 상기 열연재를 재가열한 후 400~600℃의 염욕조에 장입하여 등온 유지하는 단계; 및 상기 등온 유지된 열연재를 50% 이상의 누적 압하율로 냉간압연하여 냉연재를 제공하는 단계를 포함하되, 상기 열연재의 재가열은, 상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 미만인 경우, 900℃ 이상, 1000℃ 미만의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열하며, 상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 이상인 경우, 900~1050℃의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열할 수 있다.
상기 열연재를 제공하는 단계는, 1000~1300℃의 온도범위로 슬라브를 재가열하는 단계; 60% 이상의 누적 압하율로 상기 재가열된 슬라브를 조압연하여 중간재를 제공하는 조압연 단계; 60% 이상의 누적 압하율로 상기 중간재를 압연하되, 700~1000℃의 출측 온도에서 상기 중간재를 압연하여 열연재를 제공하는 사상압연 단계; 서냉 조건을 적용하여 500~700℃의 제1 냉각종료온도까지 냉각하는 제1 냉각단계; 상기 제1 냉각종료온도에서 상기 열연재를 등온 유지하는 제1 유지단계; 및 노냉에 의해 상기 등온 유지된 열연재를 상온까지 냉각하는 제2 냉각단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 따르면, 피로수명이 효과적으로 향상되어 우수한 내구성을 가지는 판 스프링용 강판을 제공할 수 있다.
도 1 내지 도 3은 각각 광학 현미경을 이용하여 시편 4, 5 및 6의 구오스테나이트 결정립을 관찰한 사진이다.
도 4 내지 도 6은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 시편 4, 5 및 6의 펄라이트 조직을 관찰한 사진이다.
본 발명은 피로수명이 우수한 판 스프링용 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 발명자는 일정한 하중이 일정 간격으로 반복 작용되는 환경에서 사용되는 강재 부품의 피로수명을 향상시키기 위한 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행하였으며, 강재 자체의 물성을 강화하는 경우 피로균열의 생성 및 전파를 억제하여 강재의 피로수명을 효과적으로 향상시킬 수 있음을 인지하고 본 발명을 도출하게 되었다.
강재의 강도 및 경도를 증가시키는 방법으로는 고용강화, 가공경화, 조직미세화 및 석출경화 등의 메커니즘이 대표적으로 알려져 있다. 본 발명의 발명자는 고용강화 원소인 탄소(C)를 다량 첨가하여 강재의 강도 및 경도를 향상시키는 방안에 대해 연구하였으나, 탄소(C) 첨가량이 일정 수준을 초과하는 경우 경질의 조대한 탄화물이 결정립계를 따라 다량 형성되어 오히려 피로균열의 생성 및 전파 분위기를 조장하는 것을 확인할 수 있었다. 즉, 고용강화만으로는 목적하는 수준의 피로수명 향상 효과를 기대할 수 없음을 알 수 있었다. 또한, 본원발명의 발명자는 가공경화를 이용하여 강재의 강도 및 경도를 향상시키는 방안에 대해 연구하였으나, 가공량이 증가할수록 강재의 강도 및 경도가 증가하여 피로균열의 생성 및 전파 억제에 유리한 환경을 조성하지만, 가공량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강재 내부에 결함 생성을 유발하여 오히려 피로수명이 저하되는 것을 확인할 수 있었다.
따라서, 본 발명의 발명자는 일정 수준 이상의 탄소(C)를 포함하여 고용강화의 효과를 확보하면서도, 석출경화 및 결정립 미세화를 통해 강재의 강도 및 경도를 효과적으로 확보 가능한 방안에 대해 심도 있는 연구를 수행하였으며, 강재에 적정 수준의 탄소(C)를 첨가하되, 바나듐 탄화물(VC)을 이용하는 경우, 석출경화 및 결정립 미세화 효과를 극대화 하여 강재의 경도 및 강도를 효과적으로 향상시킬 수 있음을 확인하고 본 발명을 도출하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강재에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 포함하며, 구 오스테나이트의 평균 입자 크기가 28㎛ 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 합금조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 기재하지 않는 한, 합금조성의 함량과 관련된 % 및 ppm은 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.7~1.0%
탄소(C)는 대표적인 경화능 향상 원소일 뿐만 아니라, 고용강화에 의한 강의 강도 및 경도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.7% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다 . 바람직한 탄소(C) 함량은 0.75% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.8% 이상일 수 있다. 반면, 탄소(C)는 페라이트에서의 고용 한계간 낮아 탄화물 형성 원소와 반응하여 석출물을 형성하거나, Fe와 결합하여 시멘타이트(Fe 3C)를 형성하므로, 탄소(C)의 첨가량이 과도한 경우 경질의 탄화물이 다량 형성되어 오히려 피로수명에 불이익한 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.95% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.9% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.1~0.4%
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소일 뿐만 아니라, 펄라이트의 변태속도 지연에 의해 펄라이트의 층상간격을 미세화함으로써 강재의 강도 및 경도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.1% 이상의 실리콘(Si)을 포함할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.15% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.2% 이상일 수 있다. 다만, 실리콘(Si)이 과다 첨가되는 경우 열간가공성 및 인성이 저하될 뿐만 아니라, 표면품질이 저하될 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 0.4%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.35% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.3% 이하일 수 있다.
망간(Mn): 0.2~1.0%
망간(Mn)은 강의 경화능 향상에 기여하는 원소일 뿐만 아니라, 탈산 및 탄황에 의해 강의 청정성 확보에도 효과적으로 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 0.2% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 0.3% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 0.4% 이상일 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판 중심부에 편석층을 형성하여 가공성을 저하시키므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 1.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 0.8% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량은 0.6% 이하일 수 있다.
크롬(Cr): 0.05~2.0%
크롬(Cr)은 강의 경화능 향상에 기여하는 원소이다. 또한, 크롬(Cr)은 미세 탄화물을 형성할 뿐만 아니라, 펄라이트의 층상간격 미세화하여 강의 강도 및 경도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 0.05% 이상의 크롬(Cr)을 포함할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.07% 이상일 수 있다. 다만, 크롬(Cr)이 과다 첨가되는 경우, 과도한 경화능에 의해 인성이 저하되거나, 탄화물이 안정화되어 열처리성이 저하될 우려가 있는바, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량은 1.5% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 1.0% 이하일 수 있다.
바나듐(V): 0.07~0.2%
본 발명에서 바나듐(V)은 강의 강도 및 경도 향상을 위해 필수적을 첨가되는 원소이다. 바나듐(V)은 열처리성이 용이하고 산소와의 반응성이 낮은 원소일 뿐만 아니라, 강 중의 탄소(C)와 반응하여 미세한 바나듐 탄화물(VC)을 석출하며, 오스테나이트의 결정립 미세화에도 효과적으로 기여하는 원소이기 때문이다. 따라서, 본 발명은 0.07% 이상의 바나듐(V)을 포함할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.1% 이상일 수 있다. 다만, 바나듐(V)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 바나듐(V) 첨가의 효과는 포화되는 반면, 바나듐(V)은 고가의 원소로서 경제성 측면에서는 바람직하지 않은바, 본 발명은 바나듐(V) 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량은 0.18% 이하일 수 있다.
인(P): 0.03% 이하(0% 포함), 황(S): 0.03% 이하(0% 포함)
인(P) 및 황(S)은 대표적인 불순물 원소로서, 본 발명은 강의 청정성 확보 측면에서 이들 성분의 함량을 최소화하고자 한다. 다만, 통상적인 제강공정에서의 경제성을 고려하여, 본 발명은 인(P) 및 황(S) 함량의 상한을 각각 0.03%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 상기한 성분 이외에 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은, 미세조직으로 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 포함할 수 있다. 바람직한 바나듐 탄화물(VC) 분율의 하한은 0.002면적% 이상일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 펄라이트 단상 조직에 일정 수준의 바나듐 탄화물(VC)이 포함된 미세조직을 구비할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은, 강판에 포함되는 바나듐(V) 함량(Vs, wt%)과 펄라이트에 포함되는 바나듐(V) 함량(Vp, wt%)이 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
Vs > Vp
상기 관계식 1에서, Vs는 강판에 포함되는 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미하며, Vp는 펄라이트에 포함되는 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미한다. 통상의 기술자는 당해 기술분야에서 통상적으로 실시하는 분석 방법을 통해 특별한 기술적 어려움 없이 Vp 및 Vs를 파악할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은, 바나듐(V)의 펄라이트 조직 내 완전 고용을 지향하지 않으므로, 일부 바나듐(V)은 바나듐 탄화물(VC)로 석출되는 것을 의미할 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 바나듐 탄화물(VC)의 석출에 의한 강판의 강도 및 경도 향상 효과를 기대할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 구 오스테나이트의 평균 입자 크기(오스테나이트화 온도에서의 평균 입자 크기)가 28㎛ 이하일 수 있으며, 바람직한 구 오스테나이트 평균 입자의 크기는 2㎛ 이상일 수 있다. 또한, 바람직한 펄라이트의 평균 층상간격은 0.09~0.12㎛일 수 있다. 즉, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 바나듐(V) 첨가 열연재를 열처리하여 제조되므로, 열연재 상태에서 존재하던 바나듐 탄화물(VC)에 의해 조직의 미세화가 이루어졌음을 알 수 있다. 따라서, 본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판은 조직의 미세화에 의한 강판의 강도 및 경도 향상 효과를 기대할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판의 두께는 특별히 한정되는 것은 아니나, 바람직하게는 3mm 이하(0mm 제외)의 두께로 구비될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 판 스프링용 강판의 표면 경도는 브리넬 경도 기준 410(HB) 이상일 수 있으며, 본 발명의 강판을 이용하여 제조된 판 스프링의 경우, 아래의 관계식 2를 통해 산출되는 예상 피로수명이 15*10 4회 이상일 수 있다.
[관계식 2]
0.35={(4.25*HB+225)*(2Nf) -0.09}/E+(0.32*HB 2-487*HB+19.1*10 3)*{(2Nf) -0.56}/E
상기 관계식 2에서, HB는 강판 표면 브리넬 경도를 의미하고, 2Nf는 피로수명을 의미한다. 또한, 상기 관계식 2의 E는 탄성계수를 의미하며, 본 발명에서는 210GPa의 고정 값을 적용한다.
따라서, 본 발명의 일 측면에 따르면, 일정한 하중이 일정 간격으로 지속적으로 반복되는 환경에서도 우수한 피로수명을 가지는 판 스프링용 강판을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 스프링 용 강판의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 스프링용 강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연재를 제공하는 단계; 상기 열연재를 재가열한 후 400~600℃의 염욕조에 장입하여 등온 유지하는 단계; 및 상기 등온 유지된 열연재를 50% 이상의 누적 압하율로 냉간압연하여 냉연재를 제공하는 단계를 포함하되, 상기 열연재의 재가열은, 상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 미만인 경우, 900℃ 이상, 1000℃ 미만의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열하며, 상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 이상인 경우, 900~1050℃의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열할 수 있다.
상기 열연재를 제공하는 단계는, 1000~1300℃의 온도범위로 슬라브를 재가열하는 단계; 60% 이상의 누적 압하율로 상기 재가열된 슬라브를 조압연하여 중간재를 제공하는 조압연 단계; 60% 이상의 누적 압하율로 상기 중간재를 압연하되, 700~1000℃의 출측온도에서 상기 중간재를 압연하여 열연재를 제공하는 사상압연 단계; 서냉 조건을 적용하여 500~700℃의 제1 냉각종료온도까지 냉각하는 제1 냉각단계; 상기 제1 냉각종료온도에서 상기 열연재를 등온 유지하는 제1 유지단계; 및 노냉에 의해 상기 등온 유지된 열연재를 상온까지 냉각하는 제2 냉각단계를 포함할 수 있다.
열연재 제공
소정의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 준비한 후 슬라브의 재가열 및 열간압연을 실시할 수 있다. 본 발명의 슬라브는 전술한 강판의 합금조성과 대응하는 합금조성으로 구비되는바, 본 발명 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
본 발명의 슬라브 재가열 온도는 특별히 제한되는 것은 아니나, 소재의 균일화 및 후속 열간압연 공정의 압연 부하 등을 고려하여 1000~1300℃에서 슬라브 재가열이 실시될 수 있다. 60% 이상의 누적 압하율로 재가열된 슬라브를 조압연하여 중간재를 제공할 수 있으며, 이후 60% 이상의 누적 압하율로 중간재를 압연하여 열연재를 제공하는 사상압연을 실시할 수 있다. 조대 조직의 형성 억제 측면에서 사상압연의 출측 온도의 상한을 1000℃로 제한할 수 있으며, 압연 부하를 고려하여 출측 온도의 하한을 700℃로 제한할 수 있다. 바람직한 출측 온도의 상한은 920℃일 수 있으며, 바람직한 출측 온도의 하한은 830℃일 수 있다.
열간압연 완료된 열연재는 권취된 이후 2단 조건의 냉각이 실시될 수 있다. 즉, 서냉 조건을 적용하여 500~700℃의 제1 냉각종료온도까지 1차적으로 냉각한 후, 제1 냉각종료온도에서 등온 유지를 실시하며, 이후 노냉에 의해 등온 유지된 열연재를 상온까지 2차적으로 냉각할 수 있다. 제1 냉각의 냉각속도는 20~100℃/s일 수 있다. 등온 유지는 열연 코일의 상태로 실시될 수 있으며, 등온 유지 시간은 30~90분 일 수 있다. 또한, 2차 냉각의 냉각속도는 5℃/s 이하일 수 있다.
열연재 재가열 및 등온 유지
미세조직 제어를 위해 열연재를 일정 온도범위로 재가열한 후 펄라이트화 온도로 설정한 염욕조에 장입하여 등온 유지하는 공정을 실시할 수 있다. 열연재 재가열 온도는 열연재에 포함되는 바나듐(V) 함량에 따라 선택적으로 적용될 수 있다. 여기서, 열연재에 포함되는 바나듐(V) 함량은 슬라브에 포함되는 바나듐(V) 함량과 대응하는 의미로 해석될 수 있다.
열연재의 바나듐(V) 함량인 0.15% 미만인 경우, 900℃ 이상, 1000℃ 미만의 온도범위에서 열연재의 재가열을 실시할 수 있다. 또한, 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 이상인 경우, 900~1050℃의 온도범위에서 열연재의 재가열을 실시할 수 있다. 즉, 최종 강판에서 일정 수준의 바나듐 탄화물(VC)이 잔존하도록 하기 위해, 본 발명은 바나듐(V) 함량에 따른 재가열 온도범위를 선택적으로 적용할 수 있다.
본 발명은 열연재 재가열 시간을 특별히 한정하지는 않으나, 미세조직의 조대화 방지 및 탄화물 완전 고용 방지의 효과를 종합적으로 고려한 열연재 재가열 시간은 1분 내지 10분일 수 있다. 바람직한 열연재 재가열 시간의 하한은 3분일 수 있으며, 바람직한 열연재 재가열 시간의 상한은 5분일 수 있다.
재가열된 열연재를 400~600℃의 염욕조에 장입한 후 등온 유지하여 최종 강판의 미세조직을 펄라이트 단상조직으로 제공할 수 있다. 본 발명은 등온 유지 시간을 특별히 한정하지는 않으나 , 저온 조직이 국부적으로 형성되어 피로수명이 저하되는 것을 방지하기 위하여, 30초 이상의 시간 동안 등온 유지를 실시할 수 있다. 또한, 목적하는 최종 조직의 구현 및 경제성을 함께 고려한 바람직한 등온 유지 시간은 60~150초일 수 있다.
등온 유지된 열연재에 대해 누적 압하율 50% 이상의 조건으로 냉간압연을 실시하며, 최종 두께 3mm 이하의 강판을 제공할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 판 스프링용 강판은, 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 미세조직을 포함할 수 있으며, 강판의 바나듐(V) 함량(Vs, wt%)과 펄라이트의 바나듐(V) 함량(Vp, wt%)이 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
Vs > Vp
상기 관계식 1에서, Vs는 강판에 포함되는 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미하며, Vp는 바나듐 탄화물(VC)에 포함되는 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미한다.
또한, 전술한 제조방법에 의해 제조된 판 스프링용 강판은, 구 오스테나이트의 평균 입자 크기(오스테나이트화 온도에서의 평균 입자 크기)가 28㎛ 이하일 수 있으며, 펄라이트의 평균 층상간격은 0.09~0.12㎛의 범위일 수 있다.
아울러, 전술한 제조방법에 의해 제조된 판 스프링용 강판은, 브리넬 경도 기준 경도가 410(HB) 이상일 수 있으며, 해당 강판을 이용하여 제조된 판 스프링의 경우, 아래의 관계식 2를 통해 산출되는 예상 피로수명이 15*10 4회 이상을 만족할 수 있다.
[관계식 2]
0.35={(4.25*HB+225)*(2Nf) -0.09}/E+(0.32*HB 2-487*HB+19.1*10 3)*{(2Nf) -0.56}/E
상기 관계식 2에서, HB는 강판 표면 브리넬 경도를 의미하고, 2Nf는 피로수명을 의미한다. 또한, 상기 관계식 2의 E는 탄성계수를 의미하며, 본 발명에서는 210GPa의 고정 값을 적용한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
표 1의 합금조성으로 구비되는 슬라브를 1200℃의 온도범위에서 재가열 한 후 60%의 누적 압하율로 조압연하고, 80%의 누적 압하율로 사상압연하여 열연재 시편을 제조하였다. 이 때 사상압연의 출측 온도는 850℃ 조건을 적용하였다. 각각의 열연재 시편을 표 2의 조건으로 재가열한 후, 600℃ 이하의 염욕조에 장입하여 등온 유지하였으며, 80%의 냉간압하율을 적용하여 최종 냉연재 시편을 제조하였다. 각 냉연재 시편의 미세조직 및 탄화물을 관찰하여 그 결과를 표 2에 함께 기재하였다. 또한, 등온 열처리 전 후의 열연재 시편 및 최종 냉연재 시편 각각에 대해 표면 경도를 측정하였으며, 그 결과를 표 3에 기재하였다.
미세조직 관찰 시 연마된 시편 표면에 2% 나이탈 에칭을 실시한 후, 광학현미경으로 200배 확대하여 구오스테나이트의 결정립크기를 관찰하였으며, 주사전자현미경(SEM)으로 500~50,000배 확대하여 조직 구성과 펄라이트 층상 간격을 관찰하였다. 각 시편의 경도는 비커스 경도 측정기를 활용하여 측정하였으며, 10kg 하중을 적용하여 시편당 10 포인트에 대해 경도값을 측정한 후 평균값을 산출하였다.
강종 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr V N P S
A 0.83 0.2 0.41 0.098 0 0.004 0.013 0.003
B 0.81 0.21 0.405 0.1 0.07 0.0043 0.011 0.003
C 0.81 0.22 0.41 0.101 0.151 0.0038 0.012 0.003
시편No. 강종 열연재재가열온도(℃) AGS *평균크기(um) 펄라이트평균 층상간격(um) 펄라이트분율(면적%) 펄라이트 성분 석출물분율(면적%) 석출물 성분
Fe(wt%) V(wt%) V(wt%) C(wt%)
1 A 1000 37.2 0.110 100 98.437 - - - -
2 A 950 28.2 0.086 99.993 98.44 - - - -
3 A 900 20.6 0.114 99.986 98.443 - - - -
4 B 1000 31.0 0.100 99.996 98.379 0.07 - - -
5 B 950 26.0 0.097 99.985 98.385 0.069 0.002 76.329 8.314
6 B 900 20.0 0.103 99.958 98.403 0.054 0.029 74.468 11.55
7 C 1000 27.8 0.095 99.971 98.303 0.133 0.029 76.478 10.077
8 C 950 21.9 0.105 99.916 98.339 0.104 0.084 74.818 13.132
9 C 900 5.4 0.119 99.843 98.385 0.067 0.157 72.416 14.608
*AGS 평균 크기는 구 오스테나이트의 평균 입자 크기를 의미한다.
시편No. 강종 열연재 등온열처리재 냉간압연재 [관계식 2]냉연재 예상피로수명(회)
비커스경도(Hv) 비커스경도(Hv) 비커스경도(Hv) 브리넬경도(HB)
1 A 216.7 334.6 408.2 386.4 110,000
2 A 216.7 353.5 415 392.5 120,000
3 A 216.7 347.1 431.5 406.5 140,000
4 B 226.0 368.9 421.3 398.0 130,000
5 B 226.0 369.8 440 415.0 150,000
6 B 226.0 361.7 442.5 417.5 160,000
7 C 244.1 372.4 455.6 429.4 190,000
8 C 244.1 370.4 448.6 423.6 180,000
9 C 244.1 351.0 445.4 420.4 170,000
표 1 내지 3에 기재된 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 공정조건을 만족하는 시편 5 내지 9의 경우, 본 발명이 목적하는 미세조직 및 물성을 만족하는 반면, 본 발명의 합금조성 및 공정조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 시편 1 내지 4의 경우, 본 발명이 목적하는 미세조직 및 물성을 만족하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
특히, 시편 5의 경우, 본 발명이 제한하는 바나듐(V) 함량을 만족하지만, 열연재 재가열 온도가 본 발명이 제한하는 범위를 초과하여, 열연재 시편에 존재하던 바나듐 탄화물(VC)의 재고용이 일어난 것을 확인할 수 있다.
도 1 내지 도 3은 각각 광학 현미경을 이용하여 시편 4, 5 및 6의 구오스테나이트 결정립을 관찰한 사진으로, 시편 4의 구오스테나이트 결정립 평균 크기가 가장 크며, 시편 6의 구오스테나이트 결정립 평균 크기가 가장 작은 것을 확인할 수 있다.
또한, 도 4 내지 도 6은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 시편 4, 5 및 6의 펄라이트 조직을 관찰한 사진으로, 시편 4에 비해 시편 5 및 6의 펄라이트 평균 층상간격이 좁게 형성된 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 99면적% 이상의 펄라이트와 1면적% 이하(0% 제외)의 바나듐 탄화물(VC)을 포함하며,
    구 오스테나이트의 평균 입자 크기가 28㎛ 이하인, 판 스프링용 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 바나듐(V) 함량(Vs)과 상기 펄라이트의 바나듐(V) 함량(Vp)는 하기의 관계식 1을 만족하는, 판 스프링용 강판.
    [관계식 1]
    Vs > Vp
    상기 관계식 1에서, Vs는 강판의 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미하며, Vp는 펄라이트의 바나듐(V) 함량(wt%)을 의미한다.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 바나듐 탄화물(VC)의 분율은 0.002면적% 이상인, 판 스프링용 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 펄라이트의 평균 층상간격은 0.09~0.12㎛인, 판 스프링용 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 구 오스테나이트의 평균 입자 크기는 2㎛ 이상인, 판 스프링용 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 표면 경도는 브리넬 경도 기준 410(HB) 이상인, 판 스프링용 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 3mm 이하(0mm 제외)인, 판 스프링용 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.7~1.0%, 실리콘(Si): 0.1~0.4%, 망간(Mn): 0.2~1.0%, 크롬(Cr): 0.05~2.0%, 바나듐(V): 0.07~0.2%, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 열연재를 제공하는 단계;
    상기 열연재를 재가열한 후 400~600℃의 염욕조에 장입하여 등온 유지하는 단계; 및
    상기 등온 유지된 열연재를 50% 이상의 누적 압하율로 냉간압연하여 냉연재를 제공하는 단계를 포함하되,
    상기 열연재의 재가열은,
    상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 미만인 경우, 900℃ 이상, 1000℃ 미만의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열하며,
    상기 열연재의 바나듐(V) 함량이 0.15% 이상인 경우, 900~1050℃의 온도범위에서 상기 열연재를 재가열하는, 판 스프링용 강판의 제조방법.
  9. 제8항에 있어서,
    상기 열연재를 제공하는 단계는,
    1000~1300℃의 온도범위로 슬라브를 재가열하는 단계;
    60% 이상의 누적 압하율로 상기 재가열된 슬라브를 조압연하여 중간재를 제공하는 조압연 단계;
    60% 이상의 누적 압하율로 상기 중간재를 압연하되, 700~1000℃의 출측온도에서 상기 중간재를 압연하여 열연재를 제공하는 사상압연 단계;
    서냉 조건을 적용하여 500~700℃의 제1 냉각종료온도까지 냉각하는 제1 냉각단계;
    상기 제1 냉각종료온도에서 상기 열연재를 등온 유지하는 제1 유지단계; 및
    노냉에 의해 상기 등온 유지된 열연재를 상온까지 냉각하는 제2 냉각단계를 포함하는, 판 스프링용 강판의 제조방법.
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