KR20080090424A

KR20080090424A - 스프링 강, 이를 이용한 스프링의 제조 방법 및 이로부터 제조된 스프링

Info

Publication number: KR20080090424A
Application number: KR1020087017219A
Authority: KR
Inventors: 나오 요시하라; 가즈히사 가와타; 쥴리 모건; 제크스 렌구일라움
Original assignee: 가부시키가이샤 고베 세이코쇼
Priority date: 2005-12-15
Filing date: 2006-12-11
Publication date: 2008-10-08
Also published as: ES2331539T3; BRPI0619892B1; JP4869051B2; JP2007224413A; CN101400818A; CA2633153C; RU2397270C2; CN101400818B; ME01062B; US20080308195A1; BRPI0619892A2; RS51070B; NO341748B1; KR101048946B1; EP1966407B1; FR2894987B1; CA2633153A1; DE602006009705D1; RU2008128865A; WO2007080256A1

Abstract

중량%로

C = 0.45 내지 0.70%

Si = 1.65 내지 2.50%

Mn = 0.20 내지 0.75%

Cr = 0.60 내지 2%

Ni = 0.15 내지 1%

Mo = 미량 내지 1%

V = 0.003 내지 0.8%

Cu = 0.10 내지 1%

Ti = 0.020 내지 0.2%

Nb = 미량 내지 0.2%

Al = 0.002 내지 0.050%

P = 미량 내지 0.015%

S = 미량 내지 0.015%

0 = 미량 내지 0.0020%

N = 0.0020 내지 0.0110%

잔부가 철, 및 제강 공정에서 유래된 불순물인 조성을 갖고, 하기 수학식 1에 따라 계산된 탄소 당량 Ceq 함량이 0.80 내지 1.00%이고, 켄칭 및 템퍼링 후 그 경도가 55HRC이상인, 공기중 및 부식 조건에서의 내피로성 및 주기적 처짐에 대한 내성이 높은 스프링 강.

[수학식 1]

Ceq%=[C%] + 0.12[Si%] + 0.17[Mn%] - 0.1[Ni%] + 0.13[Cr%] - 0.24[V%]

Description

스프링 강, 이를 이용한 스프링의 제조 방법 및 이로부터 제조된 스프링{SPRING STEEL, METHOD FOR PRODUCING A SPRING USING SAID STEEL AND A SPRING MADE FROM SUCH STEEL}

본 발명은 강 제조에 관한 것이며, 보다 상세하게는 스프링 강 분야에 관한 것이다.

일반적으로, 스프링은 스프링에 인가되는 피로 변형력이 증가함에 따라, 계속적으로 증가하는 경도 및 인장 강도를 필요로 한다. 결과적으로, 스프링 제조 동안에 발생한 내포물들 또는 표면 결함들과 같은 결함들에서 시작되는 파손에 대한 감도가 증가하여, 내피로성이 한계에 이르기 쉽다. 다음으로, 서스펜션 스프링과 같이 고부식 환경에서 사용되는 스프링은, 더 높은 경도 및 인장 강도를 갖는 강을 사용하기 때문에, 부식 조건에서의 피로 특성과 적어도 동등하거나, 바람직하게는 보다 우수하여야 한다. 따라서, 그 같은 스프링은, 공기중 피로 사이클 동안에는 결함들에서 즉각적으로, 부식 매질중에서의 부식 사이클 동안에는 더 늦게 파손되기 쉽다. 특히, 부식 조건에서의 피로의 경우, 부식 홈들에서 결함이 생길 수 있다. 더욱이, 제조 공정에서의 다른 단계들 중 스프링 코일링 동안에 발생할 수도 있는 스프링 표면 결함, 또는 비금속성 내포물들에서의 부식 홈들에 대한 변형력의 집중은, 스프링 경도가 증가할 때 더욱 중요한 영향을 미친다는 사실로부터, 인가된 변형력이 증가함에 따라 부식조건하에서의 피로 수명을 개선시키거나 동등 수준으로 유지하는 것은 더욱 어렵다.

종래 기술에 따르면, 문헌 FR-A-2740476 및 JP-3474373B는 수소 취성에 대한 우수한 내성 및 내피로성을 갖는 스프링 강 등급이 개시되어 있는데, 여기서는 타이타늄, 니오븀, 지르코늄, 탄탈륨, 또는 하프늄의 원소들 중 적어도 하나를 함유하는 카보니트로설파이드의 직경을, 5㎛ 미만으로 보다 작은 평균 크기를 갖도록 하고, 또한 그 수를 매우 많게 하여(절단면에서 10,000 이상) 부식을 조절한다.

그러나, 이 같은 종류의 강은, 산업용의 스프링 제조 공정에 따른 켄칭 및 템퍼링 후, 1700MPa 또는 약간 더 높은 인장강도에 상응하여 단지 50HRC 또는 약간 더 높은 경도 수준을 나타내지만, 53.5HRC 경도에 상응하여 1900MPa를 훨씬 초과하지는 않는다. 이 같은 적당한 경도 수준으로 인해, 이러한 강은 단지 적당한 처짐 내성을 가지며, 더 높은 인장강도를 갖는 강에 대해서는 개선된 처짐 내성이 요구된다. 따라서, 그 같은 강은, 2100MPa를 넘는 높은 내성, 55HRC보다 더 큰 경도, 공기중 높은 내피로성, 및 스프링에 대해 요구되는 것보다도 높지 않은 경우 적어도 동등의 부식 조건에서의 내피로성 간에 탁월한 절충을 확보하지 못한다.

본 발명은 공지의 강들과 비교하여, 스프링 경도 및 인장 강도, 공기중 피로 특성을 동시에 증가시키고, 부식 조건에서의 내피로성이 적어도 동등하거나 그렇지 않은 경우 더 높게 하고, 스프링 처짐 내성을 증가시키며, 스프링 코일링 동안에 발생될 수 있는 표면 결함에 대한 감도를 감소시키는 수단들을 제안하는 것을 목적으로 한다.

본 발명의 목적을 감안하여, 중량%로

C = 0.45 내지 0.70%

Si = 1.65 내지 2.50%

Mn = 0.20 내지 0.75%

Cr = 0.60 내지 2%

Ni = 0.15 내지 1%

Mo = 미량 내지 1%

V = 0.003 내지 0.8%

Cu = 0.10 내지 1%

Ti = 0.020 내지 0.2%

Nb = 미량 내지 0.2%

Al = 0.002 내지 0.050%

P = 미량 내지 0.015%

S = 미량 내지 0.015%

O = 미량 내지 0.0020%

N = 0.0020 내지 0.0110%

잔부가 철, 및 강 제조 공정에서 유래된 불순물인 조성을 갖고,

하기 수학식 1에 따라 계산된 탄소 당량(Ceq) 함량이 0.80 내지 1.00%이며,

켄칭 및 템퍼링 후의 경도가 55HRC 이상인,

공기중 및 부식 조건에서의 내피로성 및 주기적 처짐(cyclic sag)에 대한 내성이 높은 스프링 강을 제공한다.

[수학식 1]

Ceq%=[C%] + 0.12[Si%] + 0.17[Mn%] - 0.1[Ni%] + 0.13[Cr%] - 0.24[V%]

단면의 표면적이 100mm² 이상인 바(bar), 선재, 슬러그 또는 스프링의 표면적 1.5±0.5mm에서 관찰된 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 최대 크기가 바람직하게는 20㎛ 이하이며, 여기서 크기는 정사각형으로 간주했을 때의 내포물 표면적의 제곱근이다.

바람직하게는, 상기 강은

C = 0.45 내지 0.65%

Si = 1.65 내지 2.20%

Mn = 0.20 내지 0.65%

Cr = 0.80 내지 1.7%

Ni = 0.15 내지 0.80%

Mo = 미량 내지 0.80%

V = 0.003 내지 0.5%

Cu = 0.10 내지 0.90%

Ti = 0.020 내지 0.15%

Nb = 미량 내지 0.15%

Al = 0.002 내지 0.050%

P = 미량 내지 0.010%

S = 미량 내지 0.010%

O = 미량 내지 0.0020%

N = 0.0020 내지 0.0110%

잔부가 철, 및 강 제조 공정에서 유래된 불순물인 조성을 갖는다.

본 발명은 또한, 액체 강을 전로 또는 전기로에서 만들고, 그 조성을 조절하며, 블룸 또는 연속 유동 빌렛 또는 잉곳으로 주조하고, 실온으로 냉각되도록 하며, 바, 선재 또는 슬러그로 압연하고, 스프링으로 변형시키는 것에 따라, 공기중 및 부식 조건에서의 내피로성, 및 주기적 처짐에 대한 내성이 높은 스프링 강을 제조하는 방법에 있어서,

- 상기 강이 앞서의 종류와 동일하고,

- 고체로 된 후, 블룸, 빌렛 또는 잉곳이 1450 내지 1300℃에서 0.3℃/s의 최소 평균 냉각 속도를 가지며,

- 상기 블룸, 빌렛 또는 잉곳이 1 또는 2의 재가열 및 압연 사이클로 1200 내지 800℃에서 압연되며,

- 만들어진 바, 선재 또는 슬러그, 또는 스프링이, 850 내지 1000℃에서 오스테나이트화된 다음, 물 켄칭, 폴리머 켄칭 또는 오일 켄칭되고, 300 내지 550℃ 에서 템퍼링되어 55HRC 이상의 경도를 갖는 강을 제공하는 방법을 제공한다.

본 발명은 또한, 그 같은 강으로 이루어진 스프링, 및 상기 방법에 의해 제조된 강으로 이루어진 스프링을 제공한다.

예기치 않게도, 본 발명자들은 앞서 기재한 함유물 조성 및 모폴로지의 특성을 갖는 강이, 공기중 피로와 부식 조건에서의 피로에 대한 높은 수준의 내구성, 주기적 처짐에 대한 높은 내성, 및 스프링 제조 동안에 발생하는 표면 결함들에 대한 낮은 감도 간의 우수한 절충을 갖는 동시에, 특정 조건하에서 제강, 주조, 압연, 켄칭 및 템퍼링이 행해진 후 55HRC 이상의 경도를 확보하는 것을 깨달았다.

본 발명은 첨부된 도면들을 참조하면서 하기 상세한 설명을 읽을 때 보다 잘 이해될 수 있다:

도 1은 본 발명에 따른 강 및 참조 강에 대한 경도 및 주기적 처짐 시험 결과를 나타내고;

도 2는 본 발명에 따른 강 및 참조 강에 대한 강 경도의 함수로서 공기중 피로 시험 결과를 나타내고;

도 3은 본 발명에 따른 강 및 참조 강에 대한 강 경도의 함수로서 샤르피(Charpy) 충격 시험 결과를 나타내고;

도 4는 본 발명에 따른 강 및 참조 강에 대한 강 경도의 함수로서 부식 조건에서의 피로 시험 결과를 나타낸다.

본 발명에 따른 강 조성물은 다음의 조건을 충족해야만 한다.

탄소 함량은 0.45% 내지 0.7%이어야 한다. 켄칭 및 템퍼링 후 탄소는 강의 인장강도 및 경도를 증가시킨다. 탄소 함량이 0.45% 미만이면, 스프링 제조에 사용되는 통상적인 온도 범위에서 켄칭 및 템퍼링 처리는 본 발명에서 설명된 강의 높은 강도 및 경도를 야기하지 못한다. 다음으로, 탄소 함량이 0.7%, 바람직하게는 0.65%를 초과하면, 켄칭전 도입된 오스테나이트화 동안에, 크롬, 몰리브덴, 및 바나듐과 결합된, 조제(粗製)이며 매우 경질의 카바이드가 용해되지 않고 잔류할 수 있으며, 공기중 피로 수명, 부식 조건하 내피로성 및 거칠기에 유의적인 영향을 미칠 수 있다. 결과적으로 0.7%를 넘는 탄소 함량은 피해야 하며, 바람직하게는 0.65%를 초과해선 안 된다.

실리콘 함량은 1.65% 내지 2.5%이다. 실리콘은 고용체중에 존재하여 높은 수준의 강도 및 경도뿐만 아니라 높은 탄소 당량가 Ceq 및 처짐 내성을 확보하는데 중요한 원소이다. 본 발명에 따른 강의 인장강도 및 경도 값을 갖기 위해, 실리콘 함량은 1.65% 이상이어야 한다. 더욱이 실리콘은 적어도 부분적으로 강의 환원에 기여한다. 그 함량이 2.5%, 바람직하게는 2.2%를 초과하면, 강 중의 산소 함량은 열역학 반응에 의해 0.0020% 이상, 바람직하게는 0.0025% 이상이 될 수 있다. 이것은 공기중 내피로성에 유해한, 다양한 조성의 산화물 생성을 수반한다. 더욱이 실리콘 함량이 2.5% 보다 큰 경우, 망간, 크롬 또는 그 밖의 것들과 같이, 다양하게 결합된 원소들이 주조 후 고체화 동안에 분리될 수 있다. 이 같은 분리물은 공기중 피로 거동 및 부식 조건에서의 내피로성에 매우 유해하다. 마지막으로 실리콘 함량이 2.5% 보다 큰 경우, 스프링용 바 또는 선재 표면에서의 탈탄소화가 스프링의 사용중(in-service) 특성을 위해서는 너무 높게 된다. 이것이 실리콘 함량이 2.5%, 바람직하게는 2.2%를 초과해선 안 되는 이유이다.

망간 함량은 0.20 % 내지 0.75%이다. 미량 내지 0.015% 수준의 잔류 황과 결합하여, 강의 압연에 극히 유해한 황화철의 형성을 막기 위해서는, 망간의 함량은 황 함량보다 10배 이상 더 높아야 한다. 결과적으로, 최소 0.20%의 망간 함량이 요구된다. 더욱이, 망간은 강 뿐만 아니라, 니켈, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐의 켄칭 동안에 고용체 경화에 기여하여, 본 발명에서 설명된 높은 인장강도와 경도값 및 탄소당량 Ceq가를 갖는 강을 제공한다. 0.75%, 바람직하게는 0.65% 보다 더 큰 망간 함량은, 실리콘과 결합하여, 제강 및 주조 후 고체화 단계 동안에 분리될 수 있다. 이들 분리물들은 강의 사용중 특성 및 균질성에 유해하다. 이것이 망간 함량이 0.75%, 바람직하게는 0.65%를 초과해서는 안 되는 이유이다.

크롬 함량은 0.60% 내지 2%, 바람직하게는 0.80% 내지 1.70%이어야 한다. 크롬은 오스테나이트화, 켄칭 및 템퍼링 후 고용체 중에 첨가되어, 높은 인장강도 및 경도가를 얻고 탄소 당량 Ceq가를 얻는데 기여할 뿐만 아니라, 부식 조건에서의 내피로성을 증가시킨다. 이들 특성들을 확보하기 위해 크롬 함량은 0.60%이상, 바람직하게는 0.80% 이상이어야 한다. 2%, 바람직하게는 1.7%를 넘으면, 켄칭에 앞선 오스테나이트화 후에 바나듐 및 몰리브덴과 결합하여, 특이적인 조제이며 경질의 크롬카바이드가 잔류할 수 있다. 그 같은 카바이드는 공기중 내피로성에 크게 영향을 미친다. 이것이 크롬 함량이 2%를 초과해서는 안 되는 이유이다.

니켈 함량은 0.15% 내지 1%이다. 켄칭 및 템퍼링 후 강의 경화능 뿐만 아니라 인장강도 및 경도를 증가시키기 위해 니켈을 첨가한다. 니켈은 카바이드를 형성하지 않기 때문에, 크롬, 몰리브덴 및 바나듐과 같이, 켄칭에 앞선 오스테나이트화 동안에 용해되지 않아, 공기중 내피로성에 유해할 수 있는 특이적 조제의 경질 카바이드의 형성없이, 강의 경화에 기여한다. 이것은 필요에 따라 본 발명에 따른 강중 탄소 당량은 0.8% 내지 1%로 조절될 수 있음을 또한 의미한다. 비산화성 원소로서 니켈은 부식 조건에서의 내피로성을 향상시킨다. 이 같은 중요한 효과를 확보하기 위해 니켈 함량은 0.15%보다 낮으면 안 된다. 반대로 1%, 바람직하게는 0.80%를 넘으면, 니켈은, 그 존재로도 부식 조건하 내피로성에 매우 유해한 잔류 오스테나이트의 함량을 과도하게 높일 수 있다. 더욱이, 높은 니켈 수준은 강의 비용을 유의적으로 증가시킨다. 이 같은 모든 이유에서 니켈 함량은 1%, 바람직하게는 0.80%를 초과해서는 안 된다.

몰리브덴의 함량은 미량 내지 1%이어야 한다. 크롬과 같이, 몰리브덴은 강의 경화능 뿐만 아니라 강도를 증가시킨다. 더욱이 크롬은 낮은 산화 전위를 갖는다. 이 같은 두가지 이유에서 몰리브덴은 공기중 및 부식 조건에서의 내피로성에 유익하다. 그러나 함량이 1%, 바람직하게는 0.80%를 넘는 경우, 조제이며 매우 경질의 몰리브덴 카바이드가, 켄칭에 앞선 오스테나이트화 후에 선택적으로 바나듐 및 크롬과 결합하여 잔류할 수 있다. 이 같은 특정 카바이드들은 공기중 내피로성에 매우 유해하다. 마지막으로 1%를 초과하여 몰리브덴을 첨가하는 것은 강의 비용을 불필요하게 증가시킨다. 이것이 몰리브덴 함량이 1%, 바람직하게는 0.80%를 초과해서는 안 되는 이유이다.

바나듐 함량은 0.003% 내지 0.8%이어야 한다. 바나듐은 켄칭 및 템버링 후 경화능, 인장강도, 및 경도를 증가시키는 원소이다. 더욱이 바나듐은 질소와 결합하여 결정립을 미세화하고, 구조적 경화를 통해 인장강도 및 경도 수준을 증가시키는 미세한 초현미경적인 바나듐 또는 바나듐 및 타이타늄 나이트라이드를 다수 형성한다. 결정립을 미세화하는, 초현미경적인 바나듐, 또는 바나듐 및 타이타늄 나이트라이드의 형성을 얻기 위해, 바나듐은 최소 0.003%의 함량으로 존재해야만 한다. 그러나 이 같은 원소는 비싸고, 제강 비용과 결정립 미세화 사이의 절충을 모색한다면 상기 하한으로 유지되어야 한다. 바나듐은 0.8%, 바람직하게는 0.5%를 초과해선 안 된다. 이 값의 범위를 넘어서면 크롬 및 몰리브덴과 결합하여, 조제이며 매우 경질의 바나듐 함유 카바이드의 침전물이, 켄칭에 앞선 오스테나이트화 동안에 용해되지 않은 상태로 남을 수 있기 때문이다. 이것은 본 발명에 따른 강에서의 공기중 내피로성, 높은 강도 및 경도 값에 대해 매우 불리하게 될 수 있다. 또한 바나듐이 0.8%를 보다 더 많이 첨가되면 강의 비용을 불필요하게 증가시킨다.

구리 함량은 0.10% 내지 1%이어야 한다. 구리는 켄칭 및 템퍼링 처리 후 고용체중에 있을 때 강을 경화시키는 원소이다. 따라서, 강의 강도 및 경도를 증가시키는데 기여하는 다른 원소들과 함께 첨가될 수 있다. 탄소와 결합하지 않기 때문에, 공기중 내피로성에 유해한 조제의 경질 카바이드의 형성 없이, 강을 경화시킨다. 전기화학적인 관점에서 그것의 부동태 전위는 철의 부동태 전위 보다 높아, 결과적으로 부식 조건하 강의 내피로성에 유익하다. 이 같은 중요한 효과들을 확보하기 위해 구리 함량은 0.10%보다 낮아서는 안 된다. 반대로, 구리의 함량이 1%, 바람직하게는 0.90% 보다 높으면 구리는 열간 압연동안의 거동에 대해 매우 유해한 영향을 미친다. 이것이 구리 함량이 1%, 바람직하게는 0.90%를 초과해서는 안 되는 이유이다.

타이타늄 함량은 0.020% 내지 0.2%이어야 한다. 타이타늄은 첨가되어 질소, 바람직하게는 또한 탄소 및/또는 바나듐과 결합하여, 켄칭에 앞선 오스테나이트화 동안에 오스테나이트 결정립을 미세화하는 미세한 초현미경적인 나이트라이드 또는 카보나이트라이드를 형성한다. 따라서, 강중 결정립 경계들에서의 표면적을 증가시키고, 이것에 의해 인과 같이 결정립 경계에서 분리되는 불가피한 불순물의 양을 감소시킨다. 이 같은 결정립간 분리가 결정립 경계에서 단위 표면적당 고농도로 존재하는 경우, 거칠기 및 공기중 내피로성에 매우 유해할 것이다. 더욱이 타이타늄은 탄소 및 질소와 결합하여, 바람직하게는 바나듐 및 니오븀과 결합하여, 부식 반응 동안에 형성된 수소와 같은 몇몇 원소에 대해 비가역적인 트래핑 효과를 생성하는 다른 미세한 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 형성을 초래하고, 이는 부식 조건하 내피로성에 극히 유해할 수 있다. 우수한 효율을 위해 타이타늄 함량은 0.020% 미만이어서는 안 된다. 반대로, 0.2%, 바람직하게는 0.15%를 초과하면 타이타늄은 공기중 내피로성에 매우 유해한, 조제이며, 경질의 카보나이트라이드의 형성을 초래할 수도 있다. 후자의 효과는 또한 본 발명에 따른 강의 높은 수준의 인장강도 및 경도에 훨씬 더 유해하다. 이러한 이유에서 타이타늄의 함량은 0.2%, 바람직하게는 0.15%를 초과해서는 안된다.

니오븀 함량은 미량 내지 0.2%이어야 한다. 니오븀이 첨가되면 탄소 및 질소와 결합하여 소립에 앞선 오스테나이트화 동안, 특히 알루미늄 함량이 낮을 경우(예를 들면 0.002%), 오스테나이트 결정립을 미세화하는 극히 미세한 초현미경적인 나이트라이드 및/또는 카바이드 및/또는 카보나이트라이드의 침전물을 형성한다. 따라서, 니오븀은 강중 결정립 경계의 표면적을 증가시키고, 부식 조건하 거칠기 및 내피로성에 매우 유해한 효과를 갖는, 인과 같은 불가피한 불순물에 의한 결정립 경계의 취화에 대해 타이타늄과 같이 마찬가지로 유익한 효과를 미치는데 기여한다. 더욱이 극히 미세한 니오븀 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 침전물들은 구조적 경화를 통해 강의 경화에 기여한다. 그러나 나이트라이드 또는 카보나이트라이드가 매우 미세하게 잔류하여 오스테나이트 결정립을 미세화하고 열간 압연 동안에 균열 또는 갈라짐 형성을 방지하도록 하기 위해서는 니오븀의 함량은 0.2%, 바람직하게는 0.15%를 초과해서는 안 된다. 이 같은 이유에서 니오븀 함량은 0.2%, 바람직하게는 0.15%를 초과해서는 안 된다.

알루미늄의 함량은 0.002% 내지 0.050%이어야 한다. 알루미늄은 첨가되어 강을 환원시키고, 가능한 최저의 산소 함량, 본 발명에 따른 강에서 정확히 0.0020% 미만을 제공한다. 더욱이 알루미늄은 질소와 결합하여, 초현미경적인 나이트라이드를 형성함으로써 결정립을 미세화하는데 기여한다. 이들 두가지 기능을 확보하기 위해 알루미늄의 함량은 0.002%보다 낮아서는 안 된다. 반대로 0.05%를 초과하는 알루미늄의 함량은 긴 스트링거의 형태로, 크고, 단리된 내포물들 또는 보다 미세하지만 경질이고 각진 알루미네이트의 존재를 초래할 수 있으며, 이는 공기중 피로 수명 및 강의 순도에 유해하다. 이것이 알루미늄 함량이 0.05%를 초과해선 안 되는 이유이다.

인의 함량은 미량 내지 0.015%이어야 한다. 인은 강중 불가피한 불순물이다. 켄칭 및 템퍼링 처리동안에, 이전 오스테나이트 결정립 경계에서 크롬 또는 망간과 같은 원소들과 함께 동시에 분리된다. 결과 결정립 경계에서의 응집력 및 공기중 내피로성에 매우 유해한 결정립간 취화가 감소된다. 이들 효과들은 본 발명에 따른 강에서 요구되는 높은 인장강도 및 경도에 대해 훨씬 더 유해하다. 높은 스프링 강 인장강도와 경도, 및 공기중 및 부식 조건하 우수한 내피로성을 동시에 얻기 위해서, 인 함량은 가능한한 낮아야만 하고, 0.015%, 바람직하게는 0.010%를 초과해서는 안 된다.

황 함량은 미량 내지 0.015%이다. 황은 강중 불가피한 불순물이다. 그것의 함량은 가능한한 낮아야 하며, 미량 내지 0.015%, 바람직하게는 최대 0.010%이어야 한다. 따라서, 본 발명자들은 본 발명에 따른 강이 높은 강도 및 경도 값을 갖도록, 부식 조건에서의 내피로성 및 공기중 내피로성에 불리한 황화물의 존재를 막기를 원한다.

산소 함량은 미량 내지 0.0020%이어야 한다. 산소 또한 강중 불가피한 불순물이다. 산소는 환원하는 원소들과 결합하여, 단리되고, 조제이며, 매우 경질의 각진 내포물들의 출현을 초래하거나, 미세하지만 긴 스트링거 형태를 가져 공기중 내피로성에 매우 유해한 내포물을 초래할 수 있다. 이 같은 효과들은 본 발명에 따른 높은 인장강도 및 경도를 갖는 강에서 훨씬 더 유해하다. 이러한 이유들에서 본 발명에 따른 강에서 높은 인장강도와 경도, 및 공기중 및 부식 조건에서의 높은 내피로성 간의 우수한 절충을 확보하기 위해서는 산소 함량은 0.0020%를 초과해서는 안 된다.

질소 함량은 0.0020% 내지 0.0110%이어야만 한다. 타이타늄, 니오븀, 알루미늄 또는 바나듐과 결합하여, 결정립을 미세화하는 매우 미세한 초현미경적인 나이트라이드, 카바이드 또는 카보나이트라이드를 충분하게 형성하기 위해서는, 질소는 이같은 범위내로 조절되어야만 한다. 따라서, 그렇게 해서 최소 질소 함량은 0.0020% 이어야 한다. 스프링 제조에 사용된 바 또는 선재의 표면으로부터 1.5 mm ± 0.5 mm에서 관찰했을 때 20㎛ 보다 큰 조제의 경질 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 형성을 막기 위해서는 그 함량은 0.0110%을 초과해서는 안 된다. 이 위치는 스프링의 피로 부하와 관련된 매우 중요한 장소이다. 실제로 그같이 큰 나이트라이드 또는 카보나이트라이드는, 이같은 내포물들이 존재할 때 스프링 표면의 인용된 면적에서 정확하게 위치된 이같이 큰 내포물들의 위치에서 깨어진다는 사실에서, 높은 강도 및 경도를 갖는 본 발명에 따른 강에 대한 공기중 내피로성에 매우 불리하다

타이타늄 나이트라이드 및 카보나이트라이드의 크기를 평가하기 위하여, 본 발명자들은 내포물을 정사각형으로 간주하고, 그들의 크기를 그들의 표면적의 제곱근과 동일하다고 한다.

본 발명에 따른 스프링의 제조 공정은 이하 설명될 것이다.

본 발명에 따른 비제한적 제강 공정은 다음과 같다. 전로 또는 전기로에서 액체 강을 생성한 후, 합금원소들이 첨가되어 환원이 실시되는 동안 레이들 야금 처리, 및 본 발명에 따른 조성을 갖는 강을 제공하고, 황화물, 또는 타이타늄 및/또는 니오븀 및/또는 바나듐과 같은 원소들의 "카보나이트로설파이드" 복합체의 형성을 방지하는 일반적인 모든 2차 야금 작업을 실시한다. 본 발명자들은 뜻밖에 제강 동안의 그 같은 조제의 침전물들의 형성을 막기 위해서는 다양한 원소들의 함량, 특히 타이타늄, 질소, 바나듐 및 황의 함량들을, 앞서 인용된 한정 범위로 주의하여 조절하여야 함을 알아내었다. 설명된 공정 후, 강은 블룸 또는 빌렛의 형태나 잉곳으로 주조된다. 그러나, 이들 생성물의 고체화 동안 및 그 후, 조제의 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 형성을 완전히 막거나 또는 가능한 한 많이 형성되는 것을 막기 위하여, 이들 생성물(블룸, 빌렛 또는 잉곳)에 대한 평균 냉각 속도가 1450-1300℃에서 0.3℃/s 이상이 되도록 조절하어야 함을 알아내었다. 본 발명자들은 뜻밖에 고체화 및 냉각 단계들 동안 이 같은 조건들에서 작업할 때, 스프링에서 관찰된 조제의 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 크기가 항상 20㎛ 미만임을 관찰하였다. 이 같은 타이타늄 침전물들의 위치 및 크기는 이하에서 설명될 것이다.

실온으로 되돌렸을 때, 본 발명에 따른 정확한 조성을 갖는 생성물들(블룸, 빌렛, 잉곳)은 단일 또는 이중 가열 및 압연 공정으로 재가열되고, 1200-800℃에서 선재 또는 바의 형태로 압연된다. 본 발명에 특정되는 강의 특성을 얻기 위해서는, 850-1000℃의 온도에서 오스테나이트화한 후 바, 로드, 슬러그, 또는 이들 바나 선재로부터 생성된 스프링까지도 물 켄칭 처리, 폴리머 켄칭 또는 오일 켄칭을 실시하여, ASTM 결정립 크기 스케일에서 9보다 더 거친(조제) 결정립은 없는 미세한 오스테아니드 결정립을 얻을 수 있다. 이어서 이 같은 켄칭 처리에 이어 특이적으로 300-550℃에서의 템퍼링 처리가 실시된다. 상기 템퍼링 처리는 강에 요구되는 높은 수준의 인장강도 및 경도를 제공하고, 첫째로 템퍼링 동안에 취화를 야기하는 미세구조와, 둘째로 과도하게 높게 잔류하는 오스테나이트를 방지한다. 본 발명자들은, 템퍼링 동안의 취화 및 과도하게 높은 수준의 잔류 오스테나이트는, 본 발명에 따른 강의 부식 조건하 내피로성에 극히 유해하다는 것을 알아내었다. 열처리 되지 않은 바, 또는 이 같은 바로부터 만들어진 선재 또는 슬래그로부터 제조된 스프링의 경우에, 상기 언급된 처리(켄칭 및 템퍼링)가 상기 언급된 조건하에서 스프링 자체에 실시되어야 한다. 냉간 성형을 하여 스프링을 제조하는 경우, 스프링 제조 전에 이 같은 열처리 공정들이 바, 또는 이 같은 바로 만들어진 선재 또는 슬러그에 대해 실시될 수 있다.

강의 경도는 그 조성 뿐만 아니라 처리되는 켄칭 온도에 의존함은 잘 알려져 있다. 본 발명의 모든 조성들에 대해 최소 목적한 경도 55HRC를 갖도록 하는 켄칭 온도는 산업상의 범위인 300-550℃임을 알 수 있다.

나이트라이드 및 카보나이트라이드이 매우 경질이기 때문에, 앞서 정의한 바와 같이, 이들의 크기는 강 변환 단계 동안에 전혀 변하지 않는다. 따라서, 스프링을 제조하는데 사용되거나 또는 스프링 그 자체로 사용될 중간 생성물(바, 선재, 또는 슬러그)에서 관찰되는지 여부는 중요하지 않다.

본 발명은 종래 기술에 비해 향상된 고 경도 및 인장강도 뿐만 아니라, 향상된 공기중 피로 특성과 처짐 내성, 이 같은 용도의 공지 강에 비해 적어도 동등하거나 또는 훨씬 우수한 부식 조건하 피로 특성을 가지며, 비조질(microalloyed)된 원소들의 첨가, 잔류 원소들에서의 환원 및 강에 대한 분석 및 제조 경로의 조절을 통해 스프링 제조 동안에 형성될 수 있는 표면 결함들에 의해 생성된 변형력의 집중에 덜 민감한 스프링 강을 제공한다.

이하 실시예 및 참조예를 이용하여 본 발명을 설명한다. 표 1은 본 발명 및 참조 강에 따른 강 조성을 나타낸다. 탄소 당량(Ceq)는 하기 수학식 1로 주어진다:

[수학식 1]

Ceq=[C] + 0.12[Si] + 0.17[Mn] - 0.1[Ni] + 0.13[Cr] - 0.24[V]

상기 식에서 [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr] 및 [V] 각 원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

표 2는 이용된 켄칭 온도에 대한 함수로서 본발명 강 및 참조 강의 경도 값을 나타낸다.

	켄칭 온도(℃)	HRC 경도	켄칭 온도(℃)	HRC 경도
본발명 강 1	350	56.9	400	55.3
본발명 강 2	350	58.5	400	57.1
본발명 강 3	350	59.0	400	57.2
본발명 강 4	350	56.7	400	55.6
본발명 강 5	350	57.6	400	55.8
참조 강 1	350	57.9	400	55.1
참조 강 2	350	54.2	400	52.5
참조 강 3	350	54.8	400	51.3

표 2: 템퍼링 온도의 함수로서 경도 및 인장강도

표 3은 앞서 정의된 바와 같이, 본발명 강 및 참조 강의 표면 1.5 mm에서 관찰된 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드 내포물의 최대 크기를 나타내며, 본 발명자들은 또한 다양한 강에서의 타이타늄 함량을 보고하였다.

이 같은 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드 내포물의 최대 크기는 다음과 같이 결정된다. 주어진 강 주조물로부터 나온 바 또는 선재의 단면에 대해 바 또는 선재 표면 아래 1.5 mm ± 0.5 mm에 위치된 지점에서 100 mm²의 표면적을 시험하였다. 관찰 후 내포물들이 정사각형이고, 최대 표면적을 갖는 내포물을 포함한 이들 내포물들 각각의 크기는 표면적의 제곱근과 같다고 간주하고, 최대 표면적을 갖는 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드 내포물의 크기를 결정하였다. 모든 내포물들이 스프링용 바 또는 선재의 단면에서 관찰되었으며, 관찰은 각 단면 100 mm² 에 대해 실시되었다. 표면 아래 1.5 mm ± 0.5 mm에서 100　mm²에 대해 관찰된 상기 언급한 내포물들의 최대 크기가 20㎛ 미만일 때, 강 주조물은 본 발명예에 해당한다. 본발명 강 및 참조 강에 대해 얻어진 상응하는 결과들을 표 3에 제시한다.

참고실험 1 내지 3에 대하여, 그들의 타이타늄 함량은 실제 0이며, 나이트라이드 및 카보나이트라이드가 관찰되지 않았다.

	Ti (%)	100 mm² 에서 관찰된 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 최대 크기 (㎛)
본발명 강 1	0.072	11.8
본발명 강 2	0.073	12.4
본발명 강 3	0.025	13
본발명 강 4	0.069	11.9
본발명 강 5	0.077	14.1
참조 강1	0.002	-
참조 강2 (제1실험)	0.064	20.8
참조 강2 (제2실험)	0.064	29
참조 강3	0.002	-

표 3: 샘플 표면으로부터 1.5 mm 에서의 가장 큰 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 최대 크기

본 발명자들은 참조 강 1 및 3에 대해서는 이들의 타이타늄 함량이 낮고, 또한 본 발명에 해당하지 않아 결과가 중요하지 않았기 때문에 내포물의 크기를 측정하지 않았다.

바에서 피로 시험용 샘플을 취하고, 샘플의 최종 직경은 11 mm이었다. 거침 가공, 오스테나이트화, 오일 켄칭, 템퍼링, 연삭 및 쇼트 피이닝(shot peening)하여 피로 시험용 샘플을 제조하였다. 이들 샘플들을 공기중에서 토션-피로 실험하였다. 인가된 전단응력은 856±494 MPa이었으며, 파손될때까지의 사이클 수를 세었다. 샘플이 파손되지 않은 경우에는 2 X 10⁶사이클 후에 시험을 멈추었다.

바로부터 부식 조건에서의 피로 시험을 위한 샘플을 취하고, 샘플의 최종 직경은 11mm이었다. 거침 가공, 오스테나이트화, 오일 켄칭, 템퍼링, 연삭 및 쇼트 피이닝하여 피로시험용 샘플을 제조하였다. 이들 샘플에 대해 부식 조건하 피로 시험, 즉 피로 부하와 동시에 부식을 인가하여 실시하였다. 856±300 MPa 의 전단응력으로 피로 부하를 적용하였으며, 부식은 두개의 교대 단계로 주기적인 부식을 인가하였다:

- 하나의 단계로 5% NaCl 용액을 35℃ 에서 5분간 분무하는 습식 단계;

- 하나의 단계로 분무없이 35℃ 에서 30분간 건조하는 단계.

파손될 때까지의 사이클 수를 부식 조건하 피로 수명이라 하였다.

처짐 내성은 원통 샘플에 대해 주기적인 압축 시험을 사용하여 결정하였다. 샘플 직경은 7 mm 이었으며, 그 높이는 12 mm이었다. 이들은 강 바로부터 취한 것이다.

처짐 시험용 샘플은 거침 가공, 오스테나이트화, 오일 켄칭, 템퍼링 및 최종 미세 연삭하여 제조하였다. 샘플의 높이는 1㎛의 정밀도를 갖는 비교기(comparator)를 사용하여 시험전 정밀하게 측정하였다. 2200 MPa의 압축 변형력으로 미리 설정된 스프링을 모의 시험을 할 수 있도록 예압을 인가하였다.

이어서, 피로 부하 사이클을 인가하였다. 이때 변형력은 1270±730 MPa이었다. 일백만까지의 사이클 수에 대한 샘플에서의 높이 손실을 측정하였으며, 시험 마지막에 남아있는 높이를 정밀히 측정하고 초기 높이와 비교하여 총 처짐을 결정하였다. 초기 높이에 대한 백분율로서 높이 감소가 더 낮을수록 더 우수한 처짐 내성을 나타낸다.

본발명 강 및 참조 강에 대한 피로 시험, 부식 조건하 피로 시험 및 처짐의 결과를 표 4에 제시한다.

	HRC 경도	인장강도 (MPa)	피로수명 (사이클수)	부식 조건하 피로 수명 (사이클수)	처짐(%)
본발명 강 1	56.7	2129	1742967	192034	0.025
본발명 강 2	56.4	2106	> 2000000	138112	0.01
본발명 강 3	56.5	2118	> 2000000	135562	0.015
본발명 강 4	56.9	2148	> 2000000	202327	0.025
본발명 강 5	57.0	2156	> 2000000	139809	0.025
참조 강 1	56.7	2131	514200	96672	0.03
참조 강 2	53.8	1898	217815	241011	0.10
참조 강 3	55.6	2062	301524	150875	0.075

표 4. 피로, 부식조건하 피로 및 처짐 시험 결과

이 같은 표로부터, 다양한 참조 강은 특히 다음과 같은 이유로 불만족스러움을 알 수 있다:

특히 참조 강 1은 공기중 내피로성과 부식 조건하 피로 함량 사이의 우수한 절충을 나타내기에는 너무 높은 황 함량을 갖는다. 더욱이 그 망간 함량은 너무 높아 강의 균질성 및 공기중 내피로성에 유해한 분리물을 야기한다.

참조 강 2는 매우 낮은 탄소 함량 및 탄소 당량을 가져 높은 경도를 확보할 수 없으며, 그 인장강도는 우수한 공기중 내피로성을 나타내기에는 너무 낮다.

참조 강 3은 특히 우수한 처짐 내성 및 우수한 공기중 내피로성을 나타내기에는 너무 낮은 실리콘 함량을 갖는다.

도 1에 나타난 바와 같이, 본발명 강에서의 처짐 내성이 참조 강보다 더 높으며, 이는 참조 강의 최선의 경우(참조 강 1)와 비교할 때, 상술한 처짐 측정에 따른 처짐 값이 본발명 강의 가장 나쁜 경우(본발명 강 1)의 적어도 32%보다 더 낮다는 것이 명백하다.

공기중 피로 수명은 본발명 강이 참조 강에 비해 명백히 더 높다. 이것은 도 2에 나타난 바와 같이, 증가된 경도로 인한 것이나, 증가된 경도가 충분하지는 않다. 사실 일반적으로 높은 경도를 갖는 강은 경도가 증가함에 따라 내포물 및 표면 결함과 같은 결함들에 대해 더욱 민감하다. 따라서 본 발명은 그 같은 큰 내포물들의 출현을 방지한다는 점에서, 본발명 강들은 결함들, 특히 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드과 같은 조제의 내포물에 덜 민감하다. 표 3에 나타난 바와 같이, 본발명 강에서 발견된 가장 큰 내포물은 14.1 ㎛를 초과하지 않으며, 20 ㎛ 보다 큰 내포물들은 참조 강 2에서 발견된다. 더욱이 본발명 강이 사용될 때 스프링 제조 또는 다른 작동들 중에 발생하는 표면 결함에 보다 낮은 민감성이, 열처리되고, 5HRC 이상의 경도를 갖는 본발명 강 및 참조 강들에 대해 실시된 강도 시험에 의해 설명될 수 있다(도3 참조). 본발명 강에 대한 샤르피 충격 시험(샘플 노치는 스프링의 제조 또는 다른 작동 동안에 생성된 표면 결함들에서 발견할 수 있는 기타 변형력 집중과 같은 변형력 집중을 모의 실험함) 동안에 측정된 값들은 참조 강들에 대해 측정된 것보다 더 높다. 이것은 본발명 강이 종래 기술에 따른 참조 강 보다 결함들에 대한 변형력 집중에 덜 민감하다는 것을 보여준다.

경도의 증가는 부식 조건에서 내피로성을 감소시킨다. 따라서, 본발명 강들은 부식 조건에서 종래 기술에 따른 참조 강들에 비해 더 높은 내피로성 및 특히 도 4에 나타난 바와 같이 55HRC 이상의 경도의 장점을 갖는 것 같다.

따라서, 본 발명은, 크게 증가된 공기중 피로 수명과 처짐 내성 사이의 우수한 절충과 함께, 보다 높은 경도 및 종래 기술에 따른 참고 강에 비해 보다 우수한 부식 조건하 피로 수명을 제공한다. 더욱이 가능한 표면 결함들, 특히 스프링 제조 또는 기타 작동 동안에 발생되는 것들에 낮은 민감성을 또한 제공한다.

Claims

중량%로

C = 0.45 내지 0.70%,

Si = 1.65 내지 2.50%,

Mn = 0.20 내지 0.75%,

Cr = 0.60 내지 2%,

Ni = 0.15 내지 1%,

Mo = 미량 내지 1%,

V = 0.003 내지 0.8%,

Cu = 0.10 내지 1%,

Ti = 0.020 내지 0.2%,

Nb = 미량 내지 0.2%,

Al = 0.002 내지 0.050%,

P = 미량 내지 0.015%,

S = 미량 내지 0.015%,

O = 미량 내지 0.0020%,

N = 0.0020 내지 0.0110%,

잔부가 철, 및 강 제조 공정에서 유래된 불순물인 조성을 갖고,

하기 수학식 1에 따라 계산된 탄소 당량(Ceq) 함량이 0.80 내지 1.00%이며,

켄칭 및 템퍼링 후의 경도가 55HRC 이상인,

공기중 및 부식 조건에서의 내피로성 및 주기적 처짐에 대한 내성이 높은 스프링 강.

[수학식 1]

Ceq%=[C%] + 0.12[Si%] + 0.17[Mn%] - 0.1[Ni%] + 0.13[Cr%] - 0.24[V%]
제 1 항에 있어서,

단면 표면적이 100 mm² 이상인 바, 선재, 슬러그 또는 스프링의 표면적 1.5±0.5 mm에서 관찰된 타이타늄 나이트라이드 또는 카보나이트라이드의 최대 크기가 20 ㎛이하이며, 상기 크기는 정사각형으로 간주했을때의 내포물의 표면적의 제곱근인 스프링 강.
제1항 또는 제2항에 있어서,

C = 0.45 내지 0.65%

Si = 1.65 내지 2.20%

Mn = 0.20 내지 0.65%

Cr = 0.80 내지 1.7%

Ni = 0.15 내지 0.80%

Mo = 미량 내지 0.80%

V = 0.003 내지 0.5%

Cu = 0.10 내지 0.90%

Ti = 0.020 내지 0.15%

Nb = 미량 내지 0.15%

Al = 0.002 내지 0.050%

P = 미량 내지 0.010%

S = 미량 내지 0.010%

O = 미량 내지 0.0020%

N = 0.0020 내지 0.0110%

잔부가 철, 및 강 제조 공정에서 유래된 불순물인 조성을 갖는 스프링 강.
액체 강을 전로 또는 전기로에서 만들고, 그 조성을 조절하며, 블룸(bloom) 또는 연속 유동 빌렛 또는 잉곳으로 주조하고, 실온으로 냉각되도록 하며, 바, 선재 또는 슬러그로 압연하고, 스프링으로 변형시키는 것에 따라, 공기중 및 부식 조건에서의 내피로성 및 주기적 처짐에 대한 내성이 높은 스프링 강을 제조하는 방법에 있어서,

- 상기 강이 제1항 내지 제3항중 어느 한 항에 따른 것이고,

- 고체로 된 후 블룸, 빌렛 또는 잉곳이 1450 내지 1300℃에서 0.3℃/s의 최소 평균 냉각 속도를 가지며,

- 상기 블룸, 빌렛 또는 잉곳이 1 또는 2의 재가열 및 압연 사이클로 1200 내지 800℃에서 압연되며,

- 만들어진 바, 선재 또는 슬러그, 또는 스프링이, 850 내지 1000℃에서 오스테나이트화된 다음, 물 켄칭, 폴리머 켄칭 또는 오일 켄칭되고, 300 내지 550℃에서 템퍼링되어, 55HRC 이상의 경도를 갖는 강을 제공하는 것을 특징으로 하는 스프링 강의 제조방법.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 따른 강으로 만들어진 것을 특징으로 하는 스프링.
제 5 항에 있어서,

제 4 항에 따른 방법에 의해 얻어진 강으로 만들어진 것을 특징으로 하는 스프링.