KR101600251B1

KR101600251B1 - 고강도 복상 스테인리스 강선재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품

Info

Publication number: KR101600251B1
Application number: KR1020157019800A
Authority: KR
Inventors: 쇼타 야마사키; 고오지 다카노
Original assignee: 닛폰 스틸 앤드 스미킨 스테인레스 스틸 코포레이션
Priority date: 2014-06-11
Filing date: 2015-06-08
Publication date: 2016-03-04
Also published as: JPWO2015190422A1; JP6286540B2; KR20160005324A; WO2015190422A1

Abstract

이 고강도 복상 스테인리스 강선은, 질량%로, C: 0.01 내지 0.21%, Si: 0.05 내지 3.2%, Mn: 0.1 내지 15%, Ni: 0.5% 이상 5% 미만, Cr: 10.0 내지 25.0% 및 N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직이, α상, γ상 및 가공 유기α'상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, α상: 20 내지 70vol%, 가공 유기α'상: 5 내지 50vol%, α상+가공 유기α'상: 30vol% 이상이며, α상과 γ상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량이 5% 이상이며, γ상 중의 Md30이 -15 내지 45, F값이 -6.12 이하, γ상 중의 SFE가 -20 내지 35이다.

Description

고강도 복상 스테인리스 강선재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품{HIGH-STRENGTH DUAL PHASE STRUCTURE STAINLESS STEEL WIRE MATERIAL, HIGH-STRENGTH DUAL PHASE STRUCTURE STAINLESS STEEL WIRE, AND METHOD FOR PRODUCTION THE SAME AND SPRING PART}

본 발명은, 고강도 복상 스테인리스 강선재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품에 관한 것으로, 특히 스프링 부품용으로서 적합한, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강선 및 그것에 사용되는 선재에 관한 것이다.

본원은, 2014년 6월 11일에, 일본에 출원된 일본 특허 출원 제2014-120986호에 기초하여 우선권을 주장하고, 그 내용을 여기에 원용한다.

종래, 코일 스프링으로 대표되는 바와 같은, 강성률이 우수한 고강도 스테인리스 제품은, SUS304, SUS316을 대표로 하는 오스테나이트계 스테인리스 강선재 및 강선을 소재로 하여 가공·성형되어 제조되어 왔다. 그러나, 상기와 같은 오스테나이트계 스테인리스 강선재를 가공해서 제조된 스테인리스 제품의 강성률은, 보통 강재로부터 제조된 제품에 비하여 떨어진다는 결점이 있었다.

상기 과제에 대하여, 강도나 강성률을 향상시키기 위해서, 가공 유기 마르텐사이트(가공 유기 α')나 금속간 화합물에 의한 강화를 이용하는 기술이 검토되고 있다(예를 들어, 특허문헌 1, 2). 그러나, 이 기술에서는, 다량의 마르텐사이트(α')를 이용하기 때문에, 얻어지는 제품의 비틀림 가공성이 떨어진다.

또한, 상기 기술에 의해 얻어지는 스테인리스강은 희소 금속인 고가의 Ni를 많이 함유하고 있어, 제조 비용의 관점에서 바람직하지 않다. 그로 인해, 최근에는, 이러한 스테인리스강에 대하여 저Ni화(Ni량의 저감)에 따른 저비용화의 요구가 강해지고 있다.

저Ni화의 방책으로서, 고Mn계 스테인리스강이 제안되어 왔다. 그리고, 고Mn계 스테인리스의 강도를 향상시키는 수단으로서, 금속 조직의 복상 조직화(금속 조직을 복상 조직으로 하는 것)를 들 수 있다(예를 들어, 특허문헌 3).

특허문헌 3에 기재된 기술은, 복상 조직 중 오스테나이트(γ) 양을 제어하여, 고강도화를 도모하고 있다. 그러나, 특허문헌 3에 기재된 기술에서는, 가일층의 고강도화를 요망하는 최근의 요구 강도를 만족하고 있지 않을뿐만 아니라, 강성률이 충분하지 않다.

또한, 특허문헌 3에 기재된 기술은, 높은 강도를 필요로 하는 구조용 부재에 사용되는 강판에 적합한 기술이며, 강 선재에 대하여 복상 조직화(강 선재를 복상 조직화하는 것)를 이용하는 기술은 아직 검토되고 있지 않다.

지금까지의 저렴한 소재인 저Ni계·고Mn계의 스테인리스 강선재 및 강선은, 스프링용으로서 폭넓게 사용되고 있지 않고, 또한 종래의 스프링용 소재에서는, 강성률과 비틀림 가공성의 향상이 불충분하였다.

일본 특허 공개 제2005-298932호 공보 일본 특허 공개 제2012-97350호 공보 일본 특허 공개 제2008-291282호 공보(일본 특허 제4949124호 공보)

본 발명의 과제는, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품을 제공하는 데 있다.

본 발명의 일형태에서는, 고Mn, 저Ni계의 염가 원료로, 오스테나이트상(γ) 중의 Md30값과, 적층 결함 에너지의 생성 지표인 SFE를 규정한 소재(강선재)에 대하여, 신선 프로세스 제어(신선의 감면율(50 내지 90%)과 BA 열처리(스트랜드 어닐링)의 온도(950 내지 1150℃))를 조합한 제조 방법을 적용하는 것이 중요하다.

그 결과, 페라이트상(α)의 변형 집합 조직이 가공 유기 마르텐사이트상(가공 유기α')에 의해 RD//{100}(RD 방향에 대하여 평행한 {100}면)에 배향한다. 또한, γ의 변형 집합 조직도 저SFE(SFE값이 작은 것)에 의해 RD//{100}에 배향한다. 이에 의해, 얻어지는 강선의 강성률과 비틀림 가공성이 향상된다. 또한, 본 발명의 일형태에 관한 강선의 상비율은 고(α+가공 유기α')양이므로(페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 많으므로), FCC 구조를 갖는 오스테나이트계 스테인리스 강선보다 높은 강성률을 나타내는 것이 가능하다.

본 발명의 일형태의 요지는 하기와 같다.

(1)질량%로,

C: 0.01 내지 0.21%,

Si: 0.05 내지 3.2%,

Mn: 0.1 내지 15%,

Ni: 0.5% 이상 5% 미만,

Cr: 10.0 내지 25.0% 및

N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,

금속 조직이 페라이트상 및 오스테나이트상을 포함하고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며,

하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며,

하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고,

하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선재.

Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)

F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)

SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)

단, 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미한다.

(2)또한, 질량%로,

Mo: 3.0% 이하,

Cu: 3.0% 이하,

Co: 2.5% 이하,

Al: 0.001 내지 2.0% 및

B: 0.012% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.

(3)또한, 질량%로,

W: 2.5% 이하 및

Sn: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.

(4)또한, 질량%로,

Ti: 1.0% 이하,

V: 2.5% 이하,

Nb: 2.5% 이하 및

Ta: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (3) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.

(5)또한, 질량%로,

Ca: 0.012% 이하,

Mg: 0.012% 이하,

Zr: 0.012% 이하 및

REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (1) 내지 (4) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재.

(6)질량%로,

C: 0.01 내지 0.21%,

Si: 0.05 내지 3.2%,

Mn: 0.1 내지 15%,

Ni: 0.5% 이상 5% 미만,

Cr: 10.0 내지 25.0% 및

N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,

잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,

금속 조직이, 페라이트상, 오스테나이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 양이 5 내지 50Vol.%이며, 상기 페라이트상과 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 30Vol.% 이상이며, 상기 페라이트상과 상기 오스테나이트상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량이 5% 이상이며,

하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고,

하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선.

Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)

F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)

SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)

(7)또한, 질량%로,

Mo: 3.0% 이하,

Cu: 3.0% 이하,

Co: 2.5% 이하,

Al: 0.001 내지 2.0% 및

B: 0.012% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.

(8)또한, 질량%로,

W: 2.5% 이하 및

Sn: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 또는 (7)에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.

(9)또한, 질량%로,

Ti: 1.0% 이하,

V: 2.5% 이하,

Nb: 2.5% 이하 및

Ta: 2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 내지 (8) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.

(10)또한, 질량%로,

Ca: 0.012% 이하,

Mg: 0.012% 이하,

Zr: 0.012% 이하 및

REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는 상기 (6) 내지 (9) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선.

(11)상기 (1) 내지 (5) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재를 사용한 상기 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법이며,

상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 1차 신선의 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 950 내지 1150℃에서 5min 이하 유지하는 열처리를 실시하는 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 2차 신선의 공정을 갖고, 상기 2차 신선의 공정에 있어서, 신선 온도를 20 내지 100℃, 다이스 반각을 6 내지 11°로 하는 것을 특징으로 하는 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법.

(12)상기 (6) 내지 (10) 중 어느 한 항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링 부품.

본 발명의 일형태에 따르면, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강재, 고강도 복상 스테인리스 강선과 그 제조 방법 및 스프링 부품을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명의 일형태에 따른 고강도 복상 스테인리스 선재 및 스테인리스 강선은, 저렴하고, 또한 강도와 강성률이 우수하므로, 이 강선을 스프링 부품 등에 적용함으로써, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 스프링 등의 부품을 저렴하게 제공할 수 있다.

도 1은, 신선 다이스의 단면도(관통 구멍의 중심축에 따른 단면도)를 도시한다.

본 실시 형태에 따른 고강도 복상 스테인리스 강재(이하, 간단히 고강도 복상 스테인리스 강재, 스테인리스 강선재, 선재라고도 함)는, 질량%로, C: 0.01 내지 0.21% 이하, Si: 0.05 내지 3.2%, Mn: 0.1 내지 15%, Ni: 0.5% 이상, 5% 미만, Cr: 10 내지 25% 및 N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, 금속 조직이 페라이트상 및 오스테나이트상을 포함하고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며, 하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고, 하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 한다.

Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)

F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)

SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)

이하에, 우선, 스테인리스 강선재의 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다. 또한, 이하의 설명에서의 (%)는, 특별히 설명이 없는 한, 질량%이다.

C는, 신선 가공 후에 고강도를 얻기 위해서, 0.01% 이상 첨가한다. 그러나, C를, 0.21％를 초과해서 첨가하면, 비틀림 가공성이 저하되는 경향이 될 우려가 있으므로, C량은 0.21% 이하로 하고, 바람직하게는 0.14% 이하로 한다. 또한, C량이 0.01% 미만이 되면, 강성률이 부족할 우려가 있다. 이상으로부터, C량은 0.01% 이상 0.21% 이하로 한다.

Si는, 탈산을 행하고, 탈산 생성물을 적게 하여 강도 특성을 확보하기 위해서 0.05% 이상 첨가한다. 바람직하게는, Si량을 0.2% 이상으로 한다. 그러나, Si를, 3.2％를 초과해서 첨가하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 신선 가공성과 비틀림 가공성이 나빠지고, 또한 강선의 강성률을 열화시키므로, Si량의 상한을 3.2%로 한다. Si량은, 바람직하게는 1.5% 이하이다.

Mn은, 고가인 Ni의 대체 원소로서 유효하고, 또한 후술하는 SFE를 높이는 원소이다. 이로 인해, 신선 후, 오스테나이트(γ)의 변형 집합 조직을 RD 방향에 대하여 평행한 {100}면(RD//{100})에 충분히 배향시킬 수 있고, Mn은 강성률과 비틀림 가공성을 높이는 효과를 갖는다. 이들의 효과를 누리기 위해서, Mn량을 0.1% 이상으로 한다. Mn량은 바람직하게는 1% 초과이다. 그러나, Mn을, 15％를 초과하여 첨가하면, 소재의 강성률과 비틀림 가공성을 열화시키므로, Mn량의 상한을 15%로 한정한다.

Ni는, 강성률과 비틀림 가공성을 확보하기 위해서, 0.5% 이상 첨가한다. 바람직하게는, Ni량을 1.0% 이상으로 한다. 그러나, 5.0% 이상의 Ni를 첨가하면, γ 중의 Md30값이 낮아져서 강성률이 떨어질뿐만 아니라, 본 실시 형태의 저Ni화(Ni량의 저감)의 특징이 손상된다. 그로 인해, Ni량의 상한을 5% 미만으로 한다. Ni량은, 바람직하게는 4.5% 이하이다.

Cr은, 내식성을 확보하기 위해서, 10.0% 이상 첨가한다. 바람직하게는 Cr량을 13.0% 이상으로 한다. 그러나, Cr을, 25％를 초과해서 첨가하면, γ 중의 Md30값이 낮아져서 강성률이 떨어지므로, Cr량의 상한을 25.0%로 한다. Cr량은, 바람직하게는 24.0% 이하이다.

N은, 강성률을 확보하기 위해서, 0.01% 이상 첨가한다. 바람직하게는 N량을 0.04% 이하로 한다. 그러나, N을, 0.35％를 초과해서 첨가하면, 강성률과 비틀림 가공성을 열위로 할뿐만 아니라, 제강 프로세스에서 질소의 블로우홀이 생성되어 제조성을 대폭 열화시킨다. 그로 인해, N량의 상한을 0.35%로 한다. N량은, 바람직하게는 0.30% 이하이다.

본 실시 형태의 스테인리스 선재 및 강선은, 상술해 온 원소 이외는, Fe 및 불가피적 불순물로 이루어진다.

대표적인 불가피적 불순물로서는, O, S, P 등을 들 수 있고, 통상, 철강의 제조 프로세스에서 불가피적 불순물로서 0.0001 내지 0.1%의 범위의 양으로 혼입된다.

또한, 상술해 온 원소 이외의 임의 첨가 원소에 대해서, 대표적인 것을 상기 [2] 내지 [5]에서 설명했지만, 상세를 이하에서 설명한다. 또한, 본 명세서 중에 기재되어 있지 않은 원소이어도, 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다.

상기 [2]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.

Mo는, 내식성을 향상시키는 효과를 가지므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Mo를, 3.0％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률과 비틀림 가공성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 3.0% 이하의 범위의 양으로 Mo를 함유시키는 것이 바람직하다. Mo량은, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.

Cu는, 미세 Cu 석출물로서 강도나 강성률에 기여시킬 수 있으므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. 그러나, Cu를, 3.0％를 초과해서 함유하면, 강성률이 저하될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 3.0% 이하의 범위의 양으로 Cu를 함유시키는 것이 바람직하다. Cu량은, 보다 바람직하게는 2.5% 이하이다.

Co는, 선재, 강선의 강성률을 향상시키는 효과를 가지므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.1% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 그러나, Co를, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강선의 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 Co를 함유시키는 것이 바람직하다. Co량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.8% 이하이다.

B는, 입계 강도를 향상시켜서, 선재, 강선의 강도를 향상시키기에 유효한 원소이다. 그로 인해, B를 0.0004% 이상 함유시키는 것이 바람직하고, 0.001% 이상 함유시키는 것이 보다 바람직하다. 그러나, B를, 0.012％를 초과해서 함유하면, 조대한 보라이드 생성에 의해, 반대로 강도가 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 B를 0.012% 이하의 범위의 양으로 함유시키는 것이 바람직하다. B량은, 보다 바람직하게는 0.010% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.005% 이하이다.

Al은, 탈산을 촉진시켜서 개재물의 청정도 레벨을 향상시켜, 선재, 강선의 강도를 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.001% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Al량은, 보다 바람직하게는 0.003% 이상이며, 더욱 바람직하게는 0.005% 이상이다. 그러나, Al을, 2.0％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 재료 자체의 강도가 열화된다. 그로 인해, 필요에 따라 2.0% 이하의 범위의 양으로 Al을 함유시키는 것이 바람직하다. Al량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.1% 이하이다.

이어서, 상기 [3]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.

W는, 내식성을 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.05% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. W량은, 보다 바람직하게는 0.1% 이상이다.

그러나, W를, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 W를 함유시키는 것이 바람직하다. W량은, 보다 바람직하게는 2.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 1.5% 이하이다.

Sn은, 내식성을 향상시키기에 유효한 원소이므로, 0.01% 이상 함유시키는 것이 바람직하다. Sn량은, 보다 바람직하게는 0.05% 이상이다. 그러나, Sn을, 2.5％를 초과해서 함유하면, 그 효과는 포화될뿐만 아니라, 반대로 강성률이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 필요에 따라 2.5% 이하의 범위의 양으로 Sn을 함유시키는 것이 바람직하다. Sn량은, 보다 바람직하게는 1.0% 이하이고, 더욱 바람직하게는 0.2% 이하이다.

이어서, 상기 [4]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.

Ti, V, Nb, Ta는, 탄질화물을 형성해서 결정립 직경을 미세하게 하여, 선재, 강선의 강성률을 개선하기 위해서, 필요에 따라, Ti:1.0% 이하, V:2.5% 이하, Nb:2.5% 이하 및 Ta:2.5% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 각 원소를, 각각의 규정된 상한을 초과해서 함유시키면, 조대 개재물이 생성되어, 선재, 강선의 강성률이 저하될 우려가 있다. 이러한 점에서, 각 원소의 양의 바람직한 범위는 Ti: 0.03 내지 0.7%, V: 0.04 내지 1.5%, Nb: 0.04 내지 1.5%, Ta: 0.04 내지 1.5%이며, 더욱 바람직하게는 Ti: 0.05 내지 0.5%, V: 0.08 내지 0.9%, Nb: 0.08 내지 0.9%, Ta: 0.08 내지 0.9%이다.

이어서, 상기 [5]에서 기재한 성분 조성의 한정 이유에 대해서 설명한다.

Ca, Mg, Zr, REM은, 탈산을 위해서, 필요에 따라, Ca: 0.012% 이하, Mg: 0.012% 이하, Zr: 0.012% 이하 및 REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유시켜도 된다. 그러나, 이들 각 원소를, 각각의 규정된 상한을 초과해서 함유하면, 조대 개재물이 생성되어 강선의 강성률이 저하될 우려가 있다. 이러한 점에서, 각 원소의 양의 바람직한 범위는, Ca: 0.0004 내지 0.010%, Mg: 0.0004 내지 0.010%, Zr: 0.0004 내지 0.010%, REM: 0.0004 내지 0.05%이며, 더욱 바람직하게는 Ca: 0.001 내지 0.005%, Mg: 0.001 내지 0.005%, Zr: 0.001 내지 0.005%, REM: 0.001 내지 0.05%이다.

이상 설명한 각 원소 이외에도, 본 실시 형태의 효과를 손상시키지 않는 범위에서 함유시킬 수 있다. 그 밖의 성분에 대해서 본 실시 형태에서는 특별히 규정하는 것은 아니지만, 일반적인 불순물 원소인 P, S, Zn, Bi, Pb, Se, Sb, H, Ga 등은 가능한 한 저감시키는 것이 바람직하다. 이들 원소는, 본 실시 형태의 과제를 해결하는 한도에 있어서, 그 함유량(비율)이 제어되고, 필요에 따라, P≤400ppm, S≤100ppm, Zn≤100ppm, Bi≤100ppm, Pb≤100ppm, Se≤100ppm, Sb≤500ppm, H≤100ppm, Ga≤500ppm의 1종 이상을 함유한다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재의 금속 조직에 대해서 설명한다.

선재의 금속 조직에 있어서, 페라이트상의 양(α양)을 체적%로, 20 내지 70%로 한정한다.

선재의 α양이 20% 미만에서는, 강성률이 열화되므로, 하한을 20%로 한다. α양은, 바람직하게는 27% 이상이다. 한편, α양이 70％를 초과하면, 강도 특성이 떨어질뿐만 아니라, 열간 제조성을 얻을 수 없다. 그로 인해, α양의 상한을 70%로 한정한다. α양은, 바람직하게는 60% 이하이다.

또한, 선재에 있어서, 페라이트상 이외의 금속 조직의 잔량부는 오스테나이트상과 불가피적 석출상(불가피적으로 포함되는 석출상)이다.

또한, 본 실시 형태에 따른 선재를 사용해서 제조된 강선의 금속 조직에 대해서는 후술하기로 한다.

이어서, Md30값에 대해서 설명한다. 본 실시 형태에 따른 선재에 있어서, 오스테나이트상 중의 Md30값을 -15 내지 45로 한정한다.

Md30값은, 신선 후의 가공 유기 마르텐사이트량과 성분의 관계를 각각 조사해서 얻어진 지표이며, 고강도와 강선의 피로 특성을 안정적으로 확보하기 위해서 제어할 필요가 있다.

Md30값은, 하기 식(a)로부터 구해지는 값이며, 오스테나이트상 중의 이 값이 -15 미만인 경우, 가공 유기α'상을 생성하기 어려워져, 강성률을 열위로 한다. 한편, Md30값이 45를 초과하면, 오스테나이트상이 불안정해지고, 신선 가공에서 가공 유기 마르텐사이트상이 50체적％를 초과하는 양으로 생성되어, 비틀림 가공성이 열화된다. 그로 인해, Md30값을 -15 내지 45로 한정한다. 바람직하게는, Md30값을 -10 이상으로 하고, 40 이하로 한다.

Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)

이어서, SFE에 대해서 설명한다.

SFE는, 적층 결함 에너지의 생성 지표를 나타내는 것이며, 하기 식(c)에 의해 구해지는 값이다. 오스테나이트상(γ) 중의 SFE값이 -20 미만인 경우, 전위 구조가 평면화되므로, 비틀림 가공성이 떨어진다. 한편, γ 중의 SFE값이 35를 초과하면, 신선 시에, 오스테나이트의 변형 집합 조직의 RD//γ{100}면에의 배향량이 감소되므로, 강성률이 열화된다. 그로 인해, SFE값의 상한을 35로 한정한다. 바람직하게는, SFE를 -15 이상으로 하고, 30 이하로 한다.

SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)

F값은, 하기 식(b)에 의해 구해지는 값이며, 용체화 열처리 후의 페라이트량의 지표이다. 이 값이 -6.12보다 큰 경우, 가공 유기α'량이 증가하여, 비틀림 가공성이 떨어진 것 외에, α양이 적어지므로, 강성률은 열위가 된다. 그로 인해, F값의 상한을 -6.12로 한정한다. 이 값이 작은 경우, 가공 유기α'량이 감소되어, 비틀림 가공성이 열화된다. 바람직하게는, F값을 -15 이상 -6.1 이하로 한다.

F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)

또한, 상기 식(a) 내지 식(c)에서의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미하고, 식 중의 원소의 함유량이 0%인 경우에는, 그 기호 개소에는 「0」을 대입해서 값을 산출하는 것으로 한다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 강선에 대해서 설명한다.

강선의 화학 조성은, 상술한 강선재의 화학 조성과 동일하고, 또한 상기 Md30값, 상기 F값, 상기 SFE값을 충족한다.

또한, 강선의 금속 조직은, 페라이트상, 오스테나이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 가공 유기 마르텐사이트상의 양이 5 내지 50Vol.%이며, 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 30Vol.% 이상이다.

강선의 α양은, 선재와 마찬가지로, 체적%로 20 내지 70%이다.

강선의 α양이 20% 미만에서는, 강성률이 열화되므로, α양의 하한을 20%로 한다. α양은, 바람직하게는 27% 이상이다. 한편, α양이 70％를 초과하면, 강도 특성이 떨어질 우려가 있으므로, 상한을 70%로 한정한다. α양은, 바람직하게는 60% 이하이다.

강선의 가공 유기α'량이 5Vol.% 미만에서는, 신선 시에 α의 변형 집합 조직이 RD//{100}에 충분히 배향되지 않으므로, 고강성률을 얻을 수 없다. 그로 인해, 강선의 가공 유기α'량의 하한을 5Vol.%로 한다. 한편, 가공 유기α'량이 50Vol.％를 초과하면, 비틀림 가공성이 열위가 되므로, 상한을 50vol.%로 한다. 가공 유기α'량은, 바람직하게는 40Vol.% 이하이고, 더욱 바람직하게는 15Vol.% 이하이다.

강선의 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량(α+가공 유기α')(BCC량)이 30% 미만에서는, 고강성률을 얻을 수 없으므로, 하한을 30Vol.%로 한정한다. 합계량(α+가공 유기α')은, 바람직하게는 35Vol.% 이상이며, 더욱 바람직하게는 70Vol.% 이상이다. 또한, 합계량(α+가공 유기α')의 상한은 특별히 한정되지 않지만, 페라이트상 및 오스테나이트상을 확보하는 관점에서, 98vol% 이하로 하는 것이 바람직하다.

강선의 α와 γ에서의 RD 방향에 평행한 {100}면(RD//{100})의 배향량에 대해서 설명한다.

강성률은, 집합 조직에 의존하는 성질을 가지며, RD//{100}이 강성률을 가장 높인다. 또한, RD//{100}의 경우, 미끄럼 방향과 신선 축방향이 일치하여, 비틀림 가공성을 열위로 한다. 따라서, α과 γ에서의 RD//{100}의 배향량이 5Vol.% 미만인 경우, 높은 강성률과 비틀림 가공성을 얻을 수 없으므로, 하한을 5Vol.%로 한정한다. 또한, α과 γ에서의 RD//{100}의 배향량의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 비틀림 가공성의 관점에서, 40Vol.% 이하로 하는 것이 바람직하고, 더욱 바람직하게는 5 내지 20vol.%로 한다. 또한, RD//{100}을 5 내지 20%로 하는 조건은, SFE<0 또한 BCC(α+가공 유기α')량>70%이다.

또한, 강선의 RD//{100}양은, 예를 들어 FE-SEM/EBSD 해석에 의해 측정할 수 있다.

구체적으로는, 예를 들어, 해석 장소를 중심부(D/2; D는 강선의 직경)로 하고, 60×60㎛의 시야를 5시야 측정한다. 그리고 신선 축방향을 RD라 하고, RD 방향에서의 결정면의 해석을 행하여, 주요한 <001>이나 <101>, <111>의 방위 성분을 클리어런스 15° 이내의 부분만 표시시켜, RD//{100}양을 측정한다.

강성률은 RD//{100}과 BCC량에 크게 의존하며, 합금 원소와 제조 조건이 본 실시 형태의 요건을 충족시키고 있는 경우, RD//{100}>5%가 됨으로써 강성률은 65GPa 이상이 된다. 마찬가지로, RD//{100}이 15% 이상, 또한, BCC량이 70% 이상이 되는 경우, 강성률은 75GPa 이상이 된다. 한편, 비틀림 값은 RD//{100}과 가공 유기α'량에 크게 의존하며, 합금 원소와 제조 조건이 본 실시 형태의 요건을 충족시키고 있는 경우, 가공 유기α'량이 50% 이하가 됨으로써 비틀림 값은 10회 이상이 된다. 마찬가지로, RD//{100}이 20% 이하, 또는, 가공 유기α'량이 15% 이하가 될 경우, 비틀림 값은 30회 이상이 된다.

오스테나이트상의 일부는, 냉간 가공에 의해, 가공 유기 마르텐사이트상으로 변태되는 것이 바람직하다. 인성을 고수준으로 유지하면서 강도를 증가시키는 작용 및 충격 흡수능을 기대할 수 있기 때문이다. 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상 이외의 금속 조직의 잔량부는 오스테나이트상 및 불가피적 석출상(불가피적으로 포함되는 석출상)이다. 이 이유는, 스테인리스 강선 중에는, 첨가 원소의 조합에 따라서는 탄화물, 황화물 및 질화물 등의 석출물이 석출되거나, 탈산 시에 생성된 산화물이 불가피하게 잔존하거나 하는 경우가 있기 때문에다.

또한, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상은 강자성이다. 한편, 오스테나이트상은 상자성이다. 이로 인해, 상율의 측정에는, 전자기적 측정 방법을 이용하여, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상을 체적%로 구할 수 있다. 불가피적 석출물상의 양은 무시할 수 있으므로, 오스테나이트상의 양은, 100체적%에서, 페라이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량(체적%)을 뺀 값이 된다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재의 제조 방법에 대해서 설명하는데, 본 실시 형태의 강선 재의 제조 방법은, 이것에 한정되지 않는다.

가열 온도를 1000 내지 1300℃의 범위 내로 하여, 상기 화학 성분을 갖는 빌렛을 가열한다. 또한, 가열할 때의 빌렛의 노내 시간(노 내에서 빌렛을 유지하는 시간)은, 피로 특성의 열화를 방지하는 관점에서, 예를 들어 200분 이하로 할 수 있다.

이어서, 가열 후의 빌렛에 대하여 열간 선재 압연을 실시하여, 99.0% 이상의 감면율로 열간 가공한다.

열간 선재 압연 후에, 수냉하거나, 또는 용체화 처리로서, 단시간의 연속된 인라인 열처리를 행하고, 이어서 수냉하는 것이 바람직하다. 또한, 열 처리 온도가 950℃ 미만인 인라인 열처리에서는, 강선의 피로 특성이 쉽게 열화된다. 한편, 과도하게 고온으로 한 열처리나 장시간 가열하는 조건에서 인라인 열처리하면, 피로 특성이 열화될 우려가 있다. 그로 인해, 용체화 처리로서 인라인 처리를 행할 경우, 열처리 조건을 950 내지 1150℃, 600s 이하로 하는 것이 바람직하다.

이어서, 본 실시 형태에 따른 선재를 사용한 강선의 제조 방법에 대해서 설명한다.

상기 화학 조성을 갖는 고Mn계의 고강도 복상 스테인리스 강선을 저렴하게 얻기 위해서는, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 늘리기 위해서, 강선의 제조 조건을 제어하는 것이 중요하다.

본 실시 형태에 따른 강선은, 상술해 온 선재를 냉간에서 신선 가공함으로써 얻어지지만, 구체적으로는, 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시한다(1차 신선). 계속해서, 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 950 내지 1150℃에서 5min 이하 유지하는 열처리(스트랜드 어닐링, 이하, BA 열처리라고도 함)를 실시한다. 계속해서 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시한다(2차 신선).

강선의 1차 신선의 감면율이 50% 미만에서는, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없으므로(RD//{100}<5%), 감면율의 하한을 50%로 한다. 또한, 비틀림 가공성의 관점에서, 감면율의 상한을 90%로 한다. 감면율의 바람직한 범위를 85% 이하로 한다.

그 후의 BA 열처리의 온도(BA 온도)가 950℃ 미만에서는, 신선 시의 균열이나 비틀림 가공성의 열화가 발생하는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없을(RD//{100}<5%) 우려가 있다. 이로 인해, BA 온도를 950℃ 이상으로 하고, 바람직하게는 1000℃ 이상으로 한다. 한편, BA 온도가 1150℃를 초과하면, 결정립이 발달하여, 조대한 결정립이 잔존하고, 강선의 강도를 열화시키는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없다(RD//{100}<5%). 이로 인해, BA 온도를 1150℃ 이하로 하고, 바람직하게는 1100℃ 이하로 한다.

또한, BA 열처리의 시간(BA 시간)이 5분보다 길어지면, 크리프 변형되는 것 외에, α와 γ의 RD//{100}의 배향량을 확보할 수 없다(RD//{100}<5%). 이로 인해, BA 시간의 상한을 5분으로 한다. 또한, BA 시간의 하한은 특별히 한정되지 않지만, 0.6분으로 하는 것이 바람직하다. 바람직한 BA 시간의 범위를 1분 이상, 3.5분 이하로 한다. 더욱 바람직하게는 3분 이하로 한다.

BA 열처리로 간접 냉각하고, 또한 2차 신선을 행함으로써, RD//{100}에 배향하지 않았던 α와 γ을 2차 신선의 감면율로 제어한다. 그러나, 강선의 2차 신선의 감면율이 50% 미만에서는, α와 γ의 RD 방향의 {100}양을 확보할 수 없어(RD//{100}<5%), 강성률과 비틀림 가공성을 열위로 한다. 이로 인해, 감면율의 하한을 50%로 한다. 2차 신선의 감면율의 상한에 대해서는 특별히 한정되지 않지만, 비틀림 가공성의 관점에서 90%로 하는 것이 바람직하다.

여기서, 본 실시 형태에 있어서, 「간접 냉각」으로는, 예를 들어 수중에 설치되어 내부가 공동(공기)으로 된 파이프 내에서 냉각하는 방법 등을 들 수 있으며, 간접 냉각이란, 냉각 대상물(본 실시 형태에서는 강선)에 대하여 냉각재(냉각수 등)를 직접 접촉시켜서 냉각하는 것이 아니라, 간접적으로 냉각하는 방법이다.

또한, 2차 신선에서는, 가공 유기α'량과 RD//{100}을 제어하기 위해서, 신선 온도와 다이스 반각을 규정한다.

도 1은, 신선 다이스의 단면도(관통 구멍의 중심축에 따른 단면도)를 도시한다. 신선 다이스(1)는, 관통 구멍을 갖는 케이스(2)와, 케이스(2)의 관통 구멍 내에 수용된 칩(3)을 갖는다. 칩(3)은, 입구측의 직경이 크며 출구측의 직경이 작은 테이퍼 형상의 관통 구멍(31)을 갖는다. 선재를 칩(3)의 관통 구멍(31)에 통과시킴으로써, 선재의 직경을 좁게 하고, 길이를 늘리는 신선 가공을 행한다. 관통 구멍(31)에 있어서, 선재를 삽입하는 측을 입구측이라고 하고, 관통 구멍(31)을 통과한 선재를 취출하는 측을 출구측이라고 한다.

칩(3)은, 입구측의 도입부(32)와, 신선부(33)를 갖는다. 신선부(33)는, 도입부(32)에 접하는 리덕션부(34)와, 리덕션부(34)에 접하여 리덕션부(34)보다도 출구측에 위치하는 베어링부(35)를 갖는다. 리덕션부(34)에서의 관통 구멍(31)의 직경은, 입구측에서 출구측을 향해서 일정한 비율로 감소한다. 베어링부(35)에서의 관통 구멍(31)의 직경은 일정하다. 도 1의 관통 구멍(31)의 중심축에 따른 단면도에 있어서, 베어링부(35)에서의 관통 구멍(31)의 내면에 따른 선분(l₁)과, 리덕션부(34)에서의 관통 구멍(31)의 내면에 따른 선분(l₂)의 사이의 각도를 다이스 반각(δ)이라고 한다.

신선 온도는, 가공 유기α'의 생성량에 영향을 주고, 그것에 부수되어, RD//{100}양도 변화한다. 그로 인해, 신선 온도를 20 내지 100℃로 하고, 바람직하게는 20 내지 70℃로 한다. 다이스 반각도, 가공 유기α'의 생성량과 RD//{100}양에 영향을 준다. 그로 인해, 다이스 반각을 6 내지 11°로 하고, 바람직하게는 6 내지 9°로 한다.

이상 설명한 제법에 의해, 본 실시 형태에 따른, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 고강도 복상 스테인리스 강선을 얻을 수 있다. 또한, 이 강선을 스프링 부품에 적용함으로써, 강성률과 비틀림 가공성이 우수한 스프링 부품을 저렴하게 제공할 수 있다.

(실시예)

이하에 본 발명의 실시예에 대해서 설명하는데, 실시예에서의 조건은, 본 발명의 실시 가능성 및 효과를 확인하기 위해서 채용한 1조건의 예이며, 본 발명은, 이하의 실시예에서 사용한 조건에 한정되지 않는다. 본 발명은, 본 발명의 요건을 일탈하지 않고, 본 발명의 목적을 달성하는 한에 있어서, 다양한 조건을 채용할 수 있는 것이다.

표 1 내지 표 4에 실시예의 강의 화학 조성(강종 A 내지 BV), 페라이트량(α양), 오스테나이트(γ) 중의 Md30값, F값, γ 중의 SFE를 나타낸다. 또한, 표 중의 밑줄이 그어진 수치 및 기재 사항은, 본 실시 형태의 범위에서 벗어나 있는 것을 나타낸다.

이들 화학 조성의 강은, 스테인리스강의 저렴한 용제 프로세스인 AOD 용제를 상정하여, 100kg의 진공 용해로에서 용해하고, φ180mm의 주조편으로 주조하였다. 그리고, 그 주조편을 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료로부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.

그 후, 선재에 대하여 1차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 계속해서 강선(선재)에 대하여 BA 열처리(BA 온도=1050℃, BA 시간=2min)를 실시하였다. 계속해서, 강선(선재)에 대하여 2차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 또한, 2차 신선 시의 신선 온도와 다이스 각도는 각각 70℃와 8°로 하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.

그리고, 강선 제품의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), 페라이트상과 가공 유기 마르텐사이트상의 합계(α+가공 유기α')량(BCC량), 페라이트상과 오스테나이트상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량(RD//{100}의 양), 강성률, 비틀림 값을 평가하였다.

그 평가 결과를 표 5, 표 6에 나타내었다. 또한, 표 중에 있어서, 가공 유기α'량을 간단히 α'량으로 생략해서 기재한다.

이어서, 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α' 분율), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양, 강성률, 비틀림 값에 미치는 BA 열처리 조건과 1차 신선과 2차 신선에서의 신선 감면율의 영향을 조사하였다.

표 1에 나타내는 성분 조성의 강(A, D, F, K, P, Q, 또는 I)의 φ180mm의 주조편을, 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료로부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.

선재에 대하여, 표 7에 나타내는 각각의 신선 감면율(1차 신선율)로 1차 신선을 실시하였다. 계속해서, 표 7에 나타내는 BA 온도와 유지 시간(BA 시간)으로 강선(선재)을 가열했다(BA 열처리). 계속해서, 강선(선재)에 대하여, 표 7에 나타내는 각각의 신선 감면율(2차 신선율)로 2차 신선을 실시하였다. 또한, 2차 신선 시의 신선 온도와 다이스 각도는 각각 70℃와 8°로 하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.

그리고, 얻어진 강선의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양을 측정하였다. 그 평가 결과를 표 7에 나타내었다.

표 1, 표 3에 나타내는 성분 조성의 강(A, D, F, K, P, Q, 또는 AN)의 φ180mm의 주조편을, 1100℃에서 200분간 가열하고, 계속해서 φ5.5mm까지 열간의 선재 압연(감면율: 99.9%)을 행하여, 1050℃에서 열간 압연을 종료하였다. 그 직후에 수냉하거나, 또는 열간 압연 종료부터 연속하여, 용체화 처리로서 1050℃에서 3분간의 인라인 열처리를 실시하여 수냉하였다. 계속해서 산 세정을 행하여 선재로 하였다.

선재에 대하여 1차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 계속해서 강선(선재)에 대하여 BA 열처리(BA 온도=1050℃, BA 시간=2min)를 실시하였다. 계속해서, 강선(선재)에 대하여 2차 신선(Red.(신선 감면율)=80%)을 실시하였다. 또한, 2차 신선에서는, 표 8에 나타내는 신선 온도와 다이스 각도로 신선을 행하였다. 그 후, 대기에서 400℃에서 30분의 시효 처리를 행하여, 고강도 스테인리스 강선의 제품으로 하였다.

그리고, 얻어진 강선의 가공 유기 마르텐사이트율(가공 유기α'량(분율)), α+가공 유기α'량(BCC량), RD//{100}의 양을 측정하였다. 그 평가 결과를 표 8에 나타내었다.

강선의 강성률과 비틀림 값은, 비틀림 시험으로 평가하였다.

비틀림 시험의 조건에 대해서는, 척간의 거리(L)를 200mm로 하고, 회전 속도를 1rpm으로 하였다. 강성률(G)은, 이하와 같이 산출하였다. 전단 변형 γ=0 내지 0.3에서의 평균 구배(T)(토크)/θ(비틀림 각도)를 측정하여, 하기 (A)식으로부터 산출하였다. 비틀림 값(Tn)은, 이하와 같이 산출하였다. 총 회전 각도(θa)를 측정하여, 하기 (B)식으로부터 산출하였다.

G(GPa)=(T/θ)×(32L)/(1000πD⁴) ···(A)

Tn(회)=θa/360 ···(B)

여기서, D: 선재의 직경(mm)=2mm, T: 토크(Nmm), θ: 비틀림 각도(rad), L: 척간 거리(mm), θa: 총 회전 각도(degree)라 하였다.

강성률과 비틀림 값의 결과를 표 5 내지 표 8에 나타내었다.

본 발명예의 강선에서는, 강성률이 75GPa 이상 또는 65 내지 75GPa이었다. 또한, 비틀림 값이 30회 이상 또는 10 내지 30회이었다. 이와 같이, 본 발명예의 강선이 높은 강성률과 우수한 비틀림 가공성을 갖는 것을 알 수 있었다.

선재의 α양, 강선의 가공 유기α'량, α양 및 α+가공 유기α'량(BCC량)은, 이하의 방법으로 구하였다. 「제품(선재 또는 강선)」과 「제품을 1050℃×3분간으로 열처리한 재료」에 대해서, 직류 자속계로 10000Oe의 자장을 부여했을 때의 포화 자화값을 측정하였다. 그리고, 이하의 (C)식 내지 (G)식에서 각 값을 구하였다. 포화 자화값의 측정에는, 직류 자화 특성 시험 장치(메트론기술연구소(주)제)를 사용하였다.

가공 유기α'량(Vol.%)={(σ_s-σ₁₀₅₀)/σ_s(bcc)}×100 ···(C)

α양(Vol.%)={σ₁₀₅₀/σ_s(bcc)}×100 ···(D)

BCC(Vol.%)= 가공 유기α'+α ···(E)

여기서, σ_s: 제품의 포화 자화값(T), σ₁₀₅₀: 제품을 1050℃×3분간으로 열처리한 재료의 포화 자화값(T), σ_s(bcc):오스테나이트상(γ)의 전량이 가공 유기 마르텐사이트상(α')으로 변태되었을 때의 포화 자화값(계산값)

σ_s(bcc)=2.14-0.030Creq ···(F)

Creq=Cr+1.8Si+Mo+0.5Ni+0.9Mn+3.6(C+N)+1.25P+2.91S ···(G)

표 1 내지 표 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 선재 제품에서는, α양은 20 내지 70체적%이며, 본 발명예의 강선 제품에서는, 가공 유기α'량은 5 내지 50체적%이며, α+가공 유기α'량은 30체적% 이상이었다.

강선의 RD//{100}양은, FE-SEM/EBSD(JSM-700F/니혼덴시(주)제) 해석 장치로 측정하였다. 해석 장소는 중심부(D/2)로 하고, 60×60㎛의 시야를 5시야 측정하였다. 신선의 축방향을 RD라 하고, RD 방향에서의 결정면의 해석을 행하여, 주요한 <001>이나 <101>, <111>의 방위 성분을 클리어런스 15° 이내의 부분만 표시시켜서 RD//{100}양을 측정하였다.

표 5 내지 표 8에 나타낸 바와 같이, 본 발명예의 강선 제품에서는, RD//{100}양은 5% 이상이었다.

이상의 각 실시예로부터 명백해진 바와 같이, 본 발명에 의해, 강성률과 비틀림 가공성이 우수하고, 또한 저렴한 저Ni·고Mn계의 고강도 스테인리스 강선재, 강선을 저렴하게 제조할 수 있다. 본 발명의 고강도 스테인리스 강선은, 복잡 형상의 스프링에 균열 없이 고정밀도로 성형 가능하며, 강성률이 우수하고, 또한 고강도로 복잡 형상의 정밀 스프링 제품을 저렴하게 제공할 수 있다. 이로 인해, 본 발명은 산업상 매우 유용하다.

Claims

질량%로,
C: 0.01 내지 0.21%,
Si: 0.05 내지 3.2%,
Mn: 0.1 내지 15%,
Ni: 0.5% 이상 5% 미만,
Cr: 10.0 내지 25.0% 및
N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
금속 조직이 페라이트상 및 오스테나이트상을 포함하고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며,
하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며,
하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고,
하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는, 고강도 복상 스테인리스 강선재.
Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)
F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)
SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)
단, 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미한다. Cu를 함유하지 않는 경우는, 식 중의 Cu에 0을 가입한다. Mo를 함유하지 않는 경우는, 식 중의 Mo에 0을 가입한다.
제1항에 있어서,
또한, 질량%로,
Mo: 3.0% 이하,
Cu: 3.0% 이하,
Co: 2.5% 이하,
Al: 0.001 내지 2.0%,
B: 0.012% 이하,
W: 2.5% 이하,
Sn: 2.5% 이하,
Ti: 1.0% 이하,
V: 2.5% 이하,
Nb: 2.5% 이하,
Ta: 2.5% 이하,
Ca: 0.012% 이하,
Mg: 0.012% 이하,
Zr: 0.012% 이하 및
REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 복상 스테인리스 강선재.
삭제
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질량%로,
C: 0.01 내지 0.21%,
Si: 0.05 내지 3.2%,
Mn: 0.1 내지 15%,
Ni: 0.5% 이상 5% 미만,
Cr: 10.0 내지 25.0% 및
N: 0.01 내지 0.35％를 함유하고,
잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고,
금속 조직이, 페라이트상, 오스테나이트상 및 가공 유기 마르텐사이트상으로 구성되는 복상 조직을 갖고, 상기 페라이트상의 양이 20 내지 70Vol.%이며, 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 양이 5 내지 50Vol.%이며, 상기 페라이트상과 상기 가공 유기 마르텐사이트상의 합계량이 30Vol.% 이상이며, 상기 페라이트상과 상기 오스테나이트상에서의 RD 방향의 {100}면의 배향량이 5% 이상이며,
하기 (a)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 Md30이 -15 내지 45이며,
하기 (b)식으로 나타내는 F값이 -6.12 이하이고,
하기 (c)식으로 나타내는 오스테나이트상 중의 SFE가 -20 내지 35인 것을 특징으로 하는, 고강도 복상 스테인리스 강선.
Md30=551-462(C+N)-9.2Si-8.1Mn-29(Ni+Cu)-13.7Cr-18.5Mo ···(a)
F값=Ni+30C+0.12Mn+18N-(0.78Cr+1.17Si+1.09Mo) ···(b)
SFE=-53+6.2Ni+0.7Cr+3.2Mn+9.3Mo ···(c)
단, 식 중의 원소 기호는, 그 원소의 강 중에서의 함유량(질량%)을 의미한다. Cu를 함유하지 않는 경우는, 식 중의 Cu에 0을 가입한다. Mo를 함유하지 않는 경우는, 식 중의 Mo에 0을 가입한다.
제6항에 있어서,
또한, 질량%로,
Mo: 3.0% 이하,
Cu: 3.0% 이하,
Co: 2.5% 이하,
Al: 0.001 내지 2.0%,
B: 0.012% 이하,
W: 2.5% 이하,
Sn: 2.5% 이하,
Ti: 1.0% 이하,
V: 2.5% 이하,
Nb: 2.5% 이하,
Ta: 2.5% 이하,
Ca: 0.012% 이하,
Mg: 0.012% 이하,
Zr: 0.012% 이하 및
REM: 0.05% 이하로부터 선택되는 1종 이상을 함유하는 것을 특징으로 하는, 고강도 복상 스테인리스 강선.
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제1항 또는 제2항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선재를 사용한 제6항 또는 제7항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법이며,
상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 1차 신선의 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 950 내지 1150℃에서 5min 이하 유지하는 열처리를 실시하는 공정과, 그 다음에 상기 고강도 복상 스테인리스 강선재에 대하여 50 내지 90%의 감면율로 신선을 실시하는 2차 신선의 공정을 갖고,
상기 2차 신선의 공정에 있어서, 신선 온도를 20 내지 100℃, 다이스 반각을 6 내지 11°로 하는 것을 특징으로 하는, 고강도 복상 스테인리스 강선의 제조 방법.
제6항 또는 제7항에 기재된 고강도 복상 스테인리스 강선으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 스프링 부품.