[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

KR20220087242A - 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법 - Google Patents

내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220087242A
KR20220087242A KR1020200177749A KR20200177749A KR20220087242A KR 20220087242 A KR20220087242 A KR 20220087242A KR 1020200177749 A KR1020200177749 A KR 1020200177749A KR 20200177749 A KR20200177749 A KR 20200177749A KR 20220087242 A KR20220087242 A KR 20220087242A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
spring
fatigue resistance
wire rod
steel wire
Prior art date
Application number
KR1020200177749A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102492641B1 (ko
Inventor
이준모
최석환
최명수
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020200177749A priority Critical patent/KR102492641B1/ko
Priority to CN202180085757.3A priority patent/CN116724139A/zh
Priority to US18/267,556 priority patent/US20240052453A1/en
Priority to PCT/KR2021/016990 priority patent/WO2022131592A1/ko
Priority to JP2023537356A priority patent/JP2023554115A/ja
Priority to EP21906897.0A priority patent/EP4265778A1/en
Publication of KR20220087242A publication Critical patent/KR20220087242A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102492641B1 publication Critical patent/KR102492641B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21F—WORKING OR PROCESSING OF METAL WIRE
    • B21F3/00—Coiling wire into particular forms
    • B21F3/02—Coiling wire into particular forms helically
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21F—WORKING OR PROCESSING OF METAL WIRE
    • B21F35/00—Making springs from wire
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/13—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by hot working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/02—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for springs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/525—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length for wire, for rods
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/021—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant characterised by their composition, e.g. comprising materials providing for particular spring properties
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16F—SPRINGS; SHOCK-ABSORBERS; MEANS FOR DAMPING VIBRATION
    • F16F1/00—Springs
    • F16F1/02—Springs made of steel or other material having low internal friction; Wound, torsion, leaf, cup, ring or the like springs, the material of the spring not being relevant
    • F16F1/04—Wound springs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C2202/00—Physical properties
    • C22C2202/02—Magnetic

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)
  • Heat Treatment Of Articles (AREA)

Abstract

내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조방법이 개시된다.
본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며, 미세조직은 C단면에서 60% 이상의 펄라이트 조직을 포함한다.

Description

내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법{WIRE ROD AND STEEL WIRE FOR SPRING, SPRING WITH IMPROVED FATIGUE RESISTANCE AND NITRIDING PROPERTIES, AND THE METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 2,200MPa급 초고강도 변속기용 스프링강으로서, 높은 온도에서도 질화처리가 용이하고, 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 선재, 강선, 스프링 및 그 제조방법에 관한 것이다.
차량의 경량화로 인해 자동차 부품에 대한 지속적인 경량화 요구로 자동차 변속기에 사용되는 스프링 또한 지속적인 고강도화가 요구되고 있다. 그러나 스프링 소재의 고강도화로 선경이 얇아지면, 개재물에 대한 민감도가 커지고, 이에 따라 피로한도가 저하된다. 이러한 문제점을 해결하기위해 스프링 제조사는 질화처리를 통해 강도는 유지하고 표면 경도를 향상시킴으로써 스프링 소재의 피로한도를 증가시킨다.
통상 질화처리는 500℃ 이상에서 수행되지만, 스프링강의 경우 강도 저하를 막기위해 420~450℃에서 질화처리를 수행하고, 충분한 질소 침투 깊이를 확보하기 위해 10시간 이상 장시간 열처리를 수행한다. 일반적으로 통상의 스프링강의 템퍼링 열처리 온도는 450℃ 이하이기 때문에 420~450℃ 에서 장시간 질화처리를 하면 대부분의 스프링강은 강도가 크게 떨어지므로, 강도 저하를 억제하기 위해 Cr, Mo 및 V과 같은 탄화물 형성 원소를 적절하게 첨가하여 질화처리를 수행한다.
그러나 탄화물 형성 원소인 Cr, Mo, V과 같은 성분을 다량 첨가하게 되면 질화처리 시 강도 저하는 억제할 수 있으나, 선재 생산 시 저온조직 형성에 의한 단선이 발생할 수 있고, 펄라이트 조직을 얻기 위한 펄라이트 항온변태 (LP열처리, Lead Patenting, LP) 공정 시간이 매우 길어져 생산이 거의 불가한 문제가 발생된다. 한편, 스프링 제조사는 질화처리 시간을 단축하기 위해 가능한 높은 온도에서 질화처리를 실시하여 공정 시간을 단축하기를 원하며, 동시에 현장 생산성에 문제가 없는 고강도 선재를 필요로 하고 있다.
따라서, 피로한도 및 질화처리 특성을 확보할 수 있으면서 동시에 생산성이 우수한 고강도 선재 및 강선에 대한 개발이 요구된다.
본 발명의 일 측면은 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 고강도 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며, 미세조직은 C단면에서 60% 이상의 펄라이트 조직을 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 선재는 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 선재는 100mm L단면 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상인 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 선재는 탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고, 평균 입경이 50nm 이하이고, 10개 이상/10x10μm2으로 분포하는 (V, Mo)C 탄화물을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 선재의 인장강도는 1,400 MPa 이하이고, 단면감소율은 40% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재 제조방법은 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하인 블룸(bloom)을 1,200℃이상의 온도로 가열한 후 빌렛으로 압연하는 단계; 빌렛을 1,050℃이상의 온도에서 180분 동안 유지하는 단계; 빌렛을 1,000℃이하에서 압연하여 선재를 얻는 단계; 압연된 선재를 900℃이하의 온도에서 권취하는 단계; 및 귄취된 선재를 2℃/sec이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선 제조방법은 스프링용 선재를 900 내지 1,050℃의 온도로 가열하고, 650 내지 750℃로 급냉하여 항온 변태하는 단계; 및 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;를 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 항온 변태하는 단계 전에 선재를 650 내지 750℃로 가열하는 단계; 및 가열된 선재를 산세하는 단계;를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 항온 변태 시간은 150초 이내일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강선을 QT열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며, 미세조직으로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상을 포함한다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강선은 구오스테나이트 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강선은 100mm L단면 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상인 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강선의 인장강도는 2,100 MPa 이상이고, 단면감소율은 40% 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시 예에 따르면, 강선은 탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고, 평균 입경이 50nm 이하이고, 10개 이상/10x10μm2으로 분포하는 (V, Mo)C 탄화물을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링 제조방법은 스프링용 강선을 스프링의 형상으로 냉간 성형하는 단계; 성형된 스프링을 응력풀림 열처리하는 단계; 및 420 내지 450℃의 온도에서 10시간 이상 질화처리하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링은 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며, 표면의 경도가 800Hv 이상이고, C단면에서, 선경의 1/4부터 3/4까지 영역의 경도는 600Hv 이상이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 저온조직 발생을 최대한 억제하여 생산성이 우수하고, 결정립 크기 및 질화물을 억제하고, (Mo,V)C 탄화물을 고르게 분포시킴으로써 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 선재, 강선, 스프링 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 명세서가 실시 예들의 모든 요소들을 설명하는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 일반적인 내용 또는 실시 예들 간에 중복되는 내용은 생략한다.
또한 어떤 부분이 어떤 구성요소를 "포함"한다고 할 때, 이는 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있는 것을 의미한다.
단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다.
이하의 실시 예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 사상을 충분히 전달하기 위해 제시하는 것이다. 본 발명은 여기서 제시한 실시예만으로 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다.
본 발명의 발명자들은 선재 제조공정 중 결정립 크기를 억제하고, 질화물(nitride) 생성을 억제하며, 미세한 탄화물을 최대한 균일하게 분포시키고, 선재 냉각 공정 중에서 저온조직을 최소화할 경우, 강선 제조 공정에서 생산성이 향상되고, 스프링 제조 공정에서 질화처리 특성을 확보할 수 있다는 것을 발견하고, 본 발명을 제안하기 이르렀다.
본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25%, V: 0.1 내지 0.25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명의 실시예에서의 합금성분 원소 함량의 수치한정 이유에 대하여 설명한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C의 함량은 0.6 내지 0.7%이다.
C는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. C 함량이 0.6% 미만일 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 충분한 강도를 확보할 수 없고, C 함량이 0.7%를 초과하면 QT열처리 이후 충격특성이 크게 하락하고, 선재 생산시 저온조직 발생가능성이 크게 증가하여 선재의 품질이 열위해질 수 있으며, 또한 강선 제조공정 중 LP열처리 시간이 크게 증가하여 생산성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 C의 함량을 0.6 내지 0.7%로 제한한다.
Si의 함량은 2.0 내지 2.5%이다.
Si은 강의 탈산을 위해서 사용될 뿐만 아니라, 고용강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. 특히 질화처리 시 강선의 강도 저하를 억제하기 때문에 질화처리용 소재에 반드시 필요한 원소이다. 또한, Si은 스프링의 중요한 특성인 변형저항성을 크게 향상시키기 때문에 본 발명에서는 Si을 2.0% 이상 첨가한다. 그러나 Si의 함량이 2.5%를 초과할 경우, 표면 탈탄을 유발할 수 있고, 재료의 가공성이 열위해질 수 있으므로, 본 발명에서는 목표 강도 및 재료 가공 정도에 따라 그 함량을 2.0 내지 2.5%로 제한한다.
Mn의 함량은 0.2 내지 0.5%이다.
Mn은 경화능 향상 원소이고, 고강도 템퍼드 마르텐사이트 조직을 만들기 위해 필수적으로 첨가되는 원소 중 하나이다. 또한, 불순물인 S을 MnS로서 고정하여 무해화하기 위해 필요한 원소이다. 다만, Mn의 함량이 0.2% 미만일 경우, 전술한 효과를 충분히 나타낼 수 없고, Mn 함량이 0.5%를 초과할 경우, 편석에 의해 품질이 저하될 수 있다. 또한, 본 발명의 강종은 충분한 경화능이 확보되므로 Mn을 0.5% 이상 첨가할 필요가 없다. 따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 0.2 내지 0.5%로 제한한다.
Cr의 함량은 0.9 내지 1.6%이다.
Cr은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 질화처리 시 강의 연화저항성을 크게 향상시켜주기 때문에 질화처리용 강에서는 반드시 필요한 원소이다. Cr의 함량이 0.9% 미만일 경우, 전술한 효과를 충분히 나타낼 수 없고, Cr의 함량이 1.6%를 초과할 경우에는 강선의 인성을 크게 저하시키므로, 본 발명에서는 Cr의 함량을 0.9 내지 1.6%로 제한한다.
Cr+Mn은 1.8% 이하이다.
Cr+Mn의 함량이 1.8%를 초과할 경우, 선재 냉각 과정에서 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온조직이 생성될 수 있고, LP열처리 시 펄라이트 변태 완료 시간이 길어질 수 있다. 본 발명에서는 Cr+Mn을 1.8% 이하로 제어함으로써, 선재 냉각시 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온조직을 C단면상(압연 방향의 직각 단면)에서 40% 이하로 하고, LP열처리 시 펄라이트 변태 완료 시간을 150초 이하로 확보할 수 있었다.
P의 함량은 0.015% 이하이다.
P는 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고 수소지연파괴 저항성을 저하시키기는 원소이기 때문에 최대한 철강재료에서 배제하는 것이 바람직하므로, 0.015%의 상한을 둔다.
S의 함량은 0.01% 이하이다.
S은 P과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시킬 뿐만 아니라 MnS를 형성시켜 수소지연파괴 저항성을 저하시킬 수 있기 때문에 그 첨가량을 0.01% 이하로 제한한다.
Al의 함량은 0.01% 이하이다.
Al은 강력한 탈산 원소로 강 중의 산소를 제거해 청정도를 높이는 원소이다. 다만, Al은 Al2O3 개재물을 형성하여, 피로저항성을 저하시킬 수 있으므로, 본 발명에서는 Al의 함량을 0.01% 이하로 제한한다.
N의 함량은 0.007% 이하이다.
N은 불순물이나, Al 또는 V과 결합하여 열처리 시에 용해되지 않는 조대한 AlN 또는 VN 석출물을 형성한다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.007% 이하로 제한한다.
Mo의 함량은 0.1 내지 0.25% 이다.
Mo는 질화처리용 소재에서 연화저항성을 향상시키기 위해 첨가되는 필수적인 성분이다. Mo는 V과 함께 탄화물을 형성하여 템퍼링시 강의 강도를 높여주며, 장시간 열처리에도 강도를 유지해주는 원소이기 때문에 0.1% 이상 첨가한다. 그러나, Mo를 0.25%를 초과하여 첨가할 경우 펄라이트(pearlite) 형성을 억제하여, 선재 압연 이후 저온조직 형성으로 선재의 품질이 열위해질 수 있고, 신선가공전 LP열처리 시에도 펄라이트(pearlite) 변태를 억제시켜 생산성을 크게 저하시킨다. 따라서, 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.25% 이하로 제한한다.
V의 함량은 0.1 내지 0.25% 이다.
V은 Mo와 함께 질화처리용 소재에 있어서 연화저항성 향상을 위해 첨가되는 필수적인 성분이다. 또한, V는 탄화물을 형성하여 템퍼링시 강의 강도를 높여주며, 장시간의 질화처리에서도 강도를 유지시켜준다. 또한, V은 펄라이트(pearlite) 변태를 가속화시키기 때문에 선재 생산 시 저온조직을 억제할 수 있고, LP열처리 중 항온변태 시간도 단축시키므로 강선 제조 공정 시 생산성을 향상시킬 수 있다. 다만, V은 선재 생산 과정에서 조대한 질화물(nitride)를 형성시킬 수 있고, 첨가량을 늘릴수록 선재 압연 시 가열로 온도를 높여야 하므로, V의 함량의 상한을 0.25%로 제한한다.
Mo/V의 비는 1.5 이하이다.
전술한 바와 같이 Mo는 질화처리용 소재에서 연화저항성 향상을 위해 필수적인 성분이다. 그러나, Mo는 본 발명에서 목표로 하는 펄라이트(pearlite) 조직의 생성을 억제시키므로, 펄라이트(pearlite) 변태 시간을 단축시키는 V과 함께 첨가하고, 그 Mo/V의 비를 1.5 이하로 제한한다. Mo/V의 비를 1.5 이하로 제한함으로써, 선재 냉각시 저온조직 형성이 억제되고, LP열처리 시 펄라이트 변태 완료 시간을 단축할 수 있다.
합금조성 외 잔부는 Fe이다. 본 발명의 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 통상 강의 공업적 생산 과정에서 포함될 수 있는 기타의 불순물을 포함할 수 있다. 이러한 불순물들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 알 수 있는 내용이므로 본 발명에서 특별히 그 종류와 함량을 제한하지는 않는다.
또한, 본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 미세조직으로 강재의 구오스테나이트 결정립 크기는 평균 25㎛ 이하일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 C단면(압연 방향의 직각 단면)으로 보았을 때 조직의 60% 이상이 펄라이트 조직 및 나머지 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 바람직하게는 80% 이상의 펄라이트 조직을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 100mm L단면(압연 방향의 평행 단면) 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상이고 V를 10at% 이상 포함한 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만이다.
또한, 본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 10x10μm2 면적에서 10at.% 이상이고 평균 입경이 50nm 이하인 (V, Mo)C 석출물이 10개 이상이다.
또한, 본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 인장강도가 1,400MPa 이하일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 실시 예에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 일 실시 예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
본 발명에 따른 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25%, V: 0.1 내지 0.25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 블룸(bloom)을 1,200℃ 이상의 온도로 가열한 후 빌렛으로 압연하는 단계; 상기 빌렛을 1,050℃ 이상의 온도에서 180분 동안 유지하는 단계; 상기 빌렛을 1,030 내지 1,060℃에서 추출한 후 1,000℃도 이하에서 압연하여 선재를 얻는 단계; 압연된 선재를 900℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 및 귄취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계;를 포함한다.
이하 각 제조단계에 대하여 보다 상세히 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 만족하는 블룸(Bloom)을 1,200℃ 이상의 온도로 가열한 후, 강편 압연하여 빌렛(billet)을 얻는다.
가열 공정은 강 내부의 질화물(nitride)을 모두 제거해주기 위한 공정으로, 온도가 1,200℃ 미만일 경우, 질화물이 충분히 제거될 수 없으므로, 가열온도의 하한을 1,200℃로 제한한다.
이후, 압연된 빌렛을 1,050℃ 이상의 온도에서 180분 동안 유지한다. 가열온도가 1,050℃ 미만이거나 180분 미만일 경우, 소재 내에 V이 충분히 용해되지 못하여 본 발명에서 목표로하는 탄화물을 확보할 수 없고, 탄화물을 충분히 확보하지 못할 경우, 최종 제품의 연화저항성이 열위해질 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 빌렛의 가열 온도를 1,050℃ 이상으로 유지 시간을 180분으로 제한한다.
가열된 빌렛을 1,030 내지 1,060℃의 온도에서 추출한 후 1,000℃ 이하의 온도에서 선재 압연을 수행한다. 선재 압연 온도가 1,000℃ 이상일 경우, 구오스테나이트 입경이 커질 수 있고, 선재를 냉각하는 과정 중 Si에 의한 표면 탈탄이 유발될 수 있다. 또한, 후속 공정인 권취 공정에서 권취 온도를 900℃ 이하로 제한하기 때문에, 가능한 한 선재 압연 온도를 1,000℃ 이하로 제한한다.
압연된 선재를 900℃ 이하의 온도에서 권취하고, 0.5 내지 2℃/sec의 냉각속도로 서냉하여 본 발명에 따른 선재를 얻는다. 이때, 냉각 속도가 0.5℃/sec 미만일 경우, 탈탄이 발생할 수 있고, 냉각 속도가 2℃/sec를 초과할 경우, 저온조직 생성에 의해 소재에 파단이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 권취후 냉각속도를 0.5 내지 2℃/sec 로 제한한다.
본 발명에 따라 제조된 스프링용 선재는 C단면(압연 방향의 직각 단면)으로 보았을 때 60% 이상의 펄라이트 조직 및 나머지 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직을 포함할 수 있다. 바람직하게는 80% 이상의 펄라이트 조직을 포함할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 스프링용 선재는 강재의 구오스테나이트 평균 결정립 크기는 25㎛ 이하이다. 또한, 100mm L단면(압연 방향의 평행 단면) 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상이고 V를 10at% 이상 포함한 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만이고, 10x10μm2 면적에서 탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고 평균 입경이 50nm 이하인 (V, Mo)C 석출물이 10개 이상이다.
즉, 본 발명에 따른 스프링용 선재는 구오스테나이트 결정립 크기가 제어되고, VN 질화물이 억제되며, (V, Mo)C 탄화물이 고르게 분포됨으로써 스프링을 제조하는 과정에서 우수한 질화특성을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 스프링용 선재는 인장강도가 1,400 MPa 이하이고, 단면감소율은 40% 이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명에 따른 스프링용 선재를 이용하여 스프링용 강선을 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 스프링용 강선은 상기 제조된 선재를 신선 가공하여 제조된다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 스프링용 강선의 제조방법은 본 발명에 따른 선재를 LA 열처리하는 단계; LP 열처리하는 단계; 및 상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;를 포함한다.
먼저, 본 발명에 따라 제조된 선재를 650 내지 750℃에서 저온소둔 열처리(Low Temperature Annealing, LA)를 수행한다. LA 열처리를 통해 선재의 강도는 1,200MPa 이하로 낮아진다. 본 발명에서는 필요에 따라 LA 열처리가 생략될 수 있다.
이후, LA 열처리한 선재를 산세하고, 900 내지 1050℃의 온도로 10분 이내로 가열하고, 5분 이내로 유지한다. 900 내지 1050℃로의 재가열은 오스테나이트 조직을 얻기 위한 것으로, 열처리 시간은 15분 이내로 한다. 열처리 시간이 15분을 초과할 경우 오스테나이트 조직이 조대화될 수 있으므로, 유지시간을 15분 이내로 제한한다. 이어서, 가열된 선재를 650 내지 750℃의 납조(Lead Patenting, LP)에 3분 이내로 통과시켜 급냉하여 항온 변태시키고, 펄라이트 조직을 얻는다. 납조에서 항온 유지 온도가 650℃ 미만일 경우, 저온조직이 형성될 수 있고, 750℃를 초과할 경우, 펄라이트의 조직의 치밀도가 저하될 수 있으므로, 이에, 납조 온도를 650 내지 750℃로 제한한다. 또한, 본 발명은 Mo/V비를 1.5 이하, Mn+Cr을 1.8% 이하로 제어함으로써 펄라이트 변태 시간을 150초 이내로 단축할 수 있고, LP 열처리 공정에서 생산성을 확보할 수 있다.
이후, LP 열처리된 선재를 신선하여 강선을 제조한다. 이때, 제조된 강선의 선경은 5mm일 수 있고, LP열처리를 다시 수행할 경우 선경은 2mm 이하일 수도 있다.
또한, 본 발명에서 따라 제조된 강선은 펄라이트 조직일 수 있다.
본 발명에 따른 펄라이트 강선은 본 발명에서 목표로 하는 2,100MPa 이상의 초고강도 및 인성을 확보하기 위해 QT공정을 통해 템퍼드 마르텐사이트 조직으로 변태될 수 있다.
템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보하기 위해 먼저, 본 발명에 따라 제조된 펄라이트 강선을 900 내지 1,000℃의 온도로 5분 이내로 가열한 후 10분 이내로 유지하고, 가열된 강선을 70℃ 이하의 오일에 ??칭하여 2분 이내로 유지하고 마르텐사이트 조직의 강선을 얻는다.
이어서, ??칭된 마르텐사이트 조직의 강선을 450 내지 500℃의 온도로 3분 이내로 재가열하여 5분 이내로 유지하고, 재가열된 강선을 70℃ 이하의 오일로 다시 ??칭하여 최종 템퍼드 마르텐사이트 조직의 고강도 스프링용 강선을 얻는다.
이때, ??칭 온도는 450 내지 550℃이다. ??칭 온도가 450℃ 미만일 경우, 강도가 너무 높아져 충분한 인성을 확보할 수 없고, 550℃를 초과할 경우, 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으므로, ??칭 온도를 450 내지 500℃로 제한한다.
본 발명에 따라 제조된 고강도 스프링용 강선은 미세조직으로서 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 스프링용 강선은 강재의 구오스테나이트 평균 결정립 크기는 25㎛ 이하이고, 100mm L단면(압연 방향의 평행 단면) 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm 이내에서 평균 입경이 10㎛ 이상인 VN 석출물이 존재하지 않는다. 또한, 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강선는 10x10μm2 면적에서 탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고 평균 입경이 50nm 이하인 (V, Mo)C 석출물이 10개 이상이다.
즉, 본 발명에 따른 스프링용 강선은 구오스테나이트 결정립 크기가 제어되고, VN 질화물이 억제되고, (V, Mo)C 탄화물이 고르게 분포됨으로써 스프링을 제조하는 과정에서 우수한 질화특성을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강선의 인장강도는 2,100MPa 이상일 수 있고, 강선의 단면감소율(RA)는 40% 이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강선을 이용하여 변속기용 스프링을 제조하는 방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 다른 변속기용 스프링은 통상의 방법으로 제조될 수 있다. 다만, 일 실시예로써 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.
예를 들어, 본 발명에 따른 고강도 스프링용 강선을 스프링으로 냉간 성형하고 응력풀림 열처리한 후 질화처리하고, 샷피닝하여 최종 변속기용 스프링으로 제조할 수 있다.
이때, 질화처리는 420 내지 450℃의 온도에서 10시간 이상 수행될 수 있다. 질화처리 온도가 420℃ 미만일 경우, 질소가 표면에 제대로 침투할 수 없고, 질화처리 온도가 450℃ 초과일 경우, 소재의 중심부 경도가 떨어져 본 발명에서 목표로 하는 스프링의 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 질화처리 온도 및 유지 시간을 420 내지 450℃의 온도 및 10시간 이상으로 제한한다.
본 발명에 따른 변속기용 스프링은 스프링용 강선의 구오스테나이트 결정립 크기를 제어하고, VN 질화물을 억제하고, (V, Mo)C 탄화물을 고르게 분포시킴으로써 스프링을 제조하는 과정에서 우수한 질화특성을 확보할 수 있다.
질화처리 후 스프링은 질화처리 전에 비해 피로 한도가 10% 이상 향상될 수 있다. 여기서, 피로 한도는 스프링 설계 후 피로 테스트 시 107회 이상의 반복 하중을 버틸 수 있는 한도를 의미한다.
또한, 질화처리 후 스프링은 질화처리 전에 비해 강도 저하가 10% 이하로 억제될 수 있다.
또한, 질화처리 후 스프링은 표면의 경도가 800Hv 이상일 수 있고, C단면(압연 방향의 직각 단면)에서 선경 1/4부터 3/4까지 경도가 600Hv 이상일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 질화처리는 420 내지 450℃의 높은 온도에서 수행될 수 있으므로, 질화처리 시간을 단축할 수 있어 질화처리 특성이 우수하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
실시 예
하기 표 1의 합금 조성을 가지는 재료를 잉곳(ingot)으로 주조 후 1,200℃에서 균질화 열처리하고, 1,050℃에서 830℃까지 온도를 내려가며 최종 선경 6.5㎜로 열간 압연한 후 1℃/s의 속도로 냉각하여 발명예 및 비교예 선재 시편을 얻었다. 이후, 발명예 및 비교예 선재에 대하여 인장강도, 단면감소율(RA), 펄라이트 분율, 평균 구오스테나이트 크기, 투과 전자 현미경(TEM) 분석시 50nm 이하의 석출물 개수, 주사형 전자현미경(SEM)으로 100mm L단면 분석 시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm 이내에서 10㎛ 이상의 VN질화물 개수를 측정하고, 하기 표2에 나타내었다.
구분 합금원소(중량%)
C Si Mn Cr P S Mo V Al N
발명예1 0.63 2.2 0.3 1.2 0.009 0.005 0.2 0.15 <0.003 <0.005
발명예2 0.63 2.2 0.3 1.2 0.011 0.005 0.17 0.2 <0.003 <0.005
비교예1 0.63 2.2 0.4 1.2 0.009 0.004 0.24 0.11 <0.003 <0.005
비교예2 0.63 2.1 0.4 1.2 0.008 0.005 0.16 0.3 <0.003 <0.005
비교예3 0.62 2.1 0.3 1.2 0.01 0.004 0.3 0.2 <0.003 <0.005
비교예4 0.64 2.2 0.4 1.5 0.01 0.005 0.19 0.14 <0.003 <0.005
비교예5 0.62 2.2 0.3 1.1 0.008 0.005 0.12 0.03 <0.003 <0.005
구분 인장강도
(MPa)		 단면감소율
RA (%)		 펄라이트 분율
(%)		 구오스테나이트 평균 크기
(㎛)		 (V, Mo)C
석출물 개수
(개/10x10㎛2)		 VN 개수
(10mm당)
발명예1 1212 41 92 20 13 0
발명예2 1156 42 91 22 15 0
비교예1 1455 11 42 21 13 0
비교예2 1253 35 88 19 48 0.2
비교예3 1642 3 0 22 22 0
비교예4 1532 3 0 23 15 0
비교예5 1241 41 95 21 4 0
이어서, 6.5mm의 비교예 및 발명예의 선재 시편을 720℃에서 2시간 동안 열처리(LA열처리)하고, 산세 후, 980℃에서 3분간 가열한 후 680℃에서 항온 열처리(LP열처리)하였다. 이때, 항온열처리(LP열처리)를 통해 펄라이트로 변태하는 시간을 측정하고, Mo/V비, Cr+Mn 값과 함께 하기 표3에 나타내었다.
Mo/V비 Mn+Cr
(중량%)		 LP열처리
펄라이트
변태시간
(sec)
발명예1 1.33 1.5 110
발명예2 0.85 1.5 97
비교예1 2.18 1.6 171
비교예2 0.53 1.6 101
비교예3 1.50 1.5 180
비교예4 1.36 1.9 191
비교예5 4.00 1.4 88
이어서, 펄라이트 선재 시편을 신선하여 선경 3㎜의 강선으로 제조하고, 제조된 강선을 950℃에서 5분동안 열처리한 후 60℃의 오일에서 ??칭하고, 450~500℃의 온도에서 3분 이내로 템퍼링하여 QT강선 시편을 얻었다. QT강선 시편에 대해 인장강도 및 RA를 측정하고, 하기 표 4에 나타내었다. 이후, QT강선 시편을 본 발명에 따른 제조방법으로 스프링으로 제조한 후 R(인장응력/압축응력)=-1의 조건으로 피로 시험을 수행하여 피로강도를 측정하고, 이어서 해당 QT강선을 450℃에서 질화처리한 후 C단면 깊이 1/4부터 3/4까지 경도를 10포인트 이상 측정하여 평균을 내고, 질화처리 전과 동일한 조건으로 피로시험을 수행하여 피로강도를 측정하고, 하기 표4에 나타내었다.
QT강선
인장강도
(MPa)		 QT강선
RA
(%)		 피로강도
(MPa)		 질화처리 후
1/4~3/4까지 평균 경도
(Hv)		 질화처리
후 피로강도 (MPa)
발명예1 2242 44 812 612 901
발명예2 2232 45 808 605 898
비교예1 2232 42 811 603 878
비교예2 2322 38 712 622 902
비교예3 2352 35 802 612 903
비교예4 2251 44 803 605 898
비교예5 2152 46 793 580 791
표 2 내지 표4를 참조하면, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 충족하는 발명예 1 및 2는 모두 선재의 인장강도가 1,400MPa 이하를 만족하고, 펄라이트 분율이 60% 이상이며, (Mo,V)C 석출물의 개수가 10x10μm2 면적에서 10개 이상이고, QT열처리 이후 강선의 강도가 2,100 MPa 이상, RA가 40% 이상이며, 질화처리 후 피로강도가 모두 10% 이상 증가한 것을 확인할 수 있었다.반면, 비교예 1은 Mo의 함량이 V대비 과다하여, 펄라이트 분율이 42%로 냉각시 펄라이트가 충분히 형성되지 않았고, 펄라이트 변태시간도 150초를 초과하였으며, 인장강도가 1,400 MPa 이상이었다.
비교예 2는 V의 함량이 0.3%로 과다하게 첨가되어 표면에 조대한 VN가 정출되어 OT강선의 RA가 38%로 낮고, 피로강도가 712MPa로 다른 시편 대비 매우 열위한 것을 확인하였다.
비교예 3은 Mo가 과다하게 첨가되어 C단면 전체가 저온조직이 형성되어 선재의 인장강도가 1,400MPa보다 높고, RA도 35%로 열위하였다. 뿐 만 아니라 펄라이트의 변태시간이 150초를 초과하여 생산성을 확보하지 못하였다.
비교예 4는 Mo/V비는 만족하였으나, Mn+Cr가 1.8%를 초과하여 비교예 3과 같이 저온조직이 형성되어 선재의 인장강도가 1,400MPa보다 높고, 펄라이트 변태시간이 150초를 초과하여 생산성을 확보하지 못하였다.
비교예 5는 V의 함량이 낮아 OT강선의 피로강도가 793MPa로 열위하고, 질화처리 후에도 피로강도가 저하되고, 피로특성이 향상되지 못하였다.
본 발명은 이에 한정되지 않으며 해당 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 다음에 기재하는 청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 변경 및 변형이 가능함을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (17)

  1. 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    Cr+Mn은 1.8% 이하이고,
    Mo/V는 1.5 이하이며,
    미세조직은 C단면에서 60% 이상의 펄라이트 조직을 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재.
  2. 제1항에 있어서,
    구오스테나이트 평균 결정립 크기가 25㎛ 이하인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재.
  3. 제1항에 있어서,
    100mm L단면 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상인 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재.
  4. 제1항에 있어서,
    탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고,
    평균 입경이 50nm 이하이고,
    10개 이상/10x10μm2으로 분포하는 (V, Mo)C 탄화물을 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재.
  5. 제1항에 있어서,
    인장강도는 1,400 MPa 이하이고, 단면감소율은 40% 이상인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재.
  6. 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하인 블룸(bloom)을 1,200℃ 이상의 온도로 가열한 후 빌렛으로 압연하는 단계;
    상기 빌렛을 1,050℃ 이상의 온도에서 180분 동안 유지하는 단계;
    상기 빌렛을 1,000℃ 이하에서 압연하여 선재를 얻는 단계;
    상기 압연된 선재를 900℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 및
    귄취된 선재를 2℃/sec 이하의 냉각 속도로 냉각하는 단계;를 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재 제조방법.
  7. 제1항 내지 5항 중 어느 한 항의 스프링용 선재를 900 내지 1050℃의 온도로 가열하고, 650 내지 750℃로 급냉하여 항온 변태하는 단계; 및
    상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;를 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 항온 변태하는 단계 전에 상기 선재를 650 내지 750℃로 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 선재를 산세하는 단계;를 더 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    항온 변태 시간은,
    150초 이내인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 강선을 QT열처리하는 단계;를 더 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며,
    미세조직으로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상을 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선.
  12. 제11항에 있어서,
    구오스테나이트 평균 결정립 크기는 25㎛ 이하인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선.
  13. 제11항에 있어서,
    100mm L단면 분석시 길이로 10mm당, 표면 깊이 1mm에서 평균 입경이 10㎛ 이상인 VN 석출물의 개수가 0.2개 미만인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선.
  14. 제11항에 있어서,
    인장강도는 2,100 MPa 이상이고, 단면감소율은 40% 이상인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선.
  15. 제11항에 있어서,
    탄화물 내 Mo+V 함량이 10at.% 이상이고,
    평균 입경이 50nm 이하이고,
    10개 이상/10x10μm2으로 분포하는 (V, Mo)C 탄화물을 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 강선.
  16. 제11항 내지 15항 중 어느 한 항의 스프링용 강선을 스프링의 형상으로 냉간 성형하는 단계;
    성형된 스프링을 응력풀림 열처리하는 단계; 및
    420 내지 450℃의 온도에서 10시간 이상 질화처리하는 단계;를 포함하는 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링 제조방법.
  17. 중량%로, C: 0.6 내지 0.7%, Si: 2.0 내지 2.5, Mn: 0.2 내지 0.5%, Cr: 0.9 내지 1.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.007% 이하, Mo: 0.1 내지 0.25, V: 0.1 내지 0.25% 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr+Mn은 1.8% 이하이고, Mo/V는 1.5 이하이며, 표면의 경도가 800Hv 이상이고,
    C단면에서, 선경의 1/4부터 3/4까지 영역의 경도는 600Hv 이상인 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링.
KR1020200177749A 2020-12-17 2020-12-17 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법 KR102492641B1 (ko)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200177749A KR102492641B1 (ko) 2020-12-17 2020-12-17 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법
CN202180085757.3A CN116724139A (zh) 2020-12-17 2021-11-18 具有改善的抗疲劳性和渗氮特性的弹簧用线材和弹簧用钢丝、弹簧及其制造方法
US18/267,556 US20240052453A1 (en) 2020-12-17 2021-11-18 Wire rod and steel wire for spring, spring with improved fatigue resistance and nitriding properties, and methods for manufacturing same
PCT/KR2021/016990 WO2022131592A1 (ko) 2020-12-17 2021-11-18 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법
JP2023537356A JP2023554115A (ja) 2020-12-17 2021-11-18 耐疲労特性と窒化処理特性が向上したスプリング用線材、鋼線、スプリング及びその製造方法
EP21906897.0A EP4265778A1 (en) 2020-12-17 2021-11-18 Wire rod and steel wire for spring, spring, having improved fatigue resistance and nitrification properties, and methods for manufacturing same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200177749A KR102492641B1 (ko) 2020-12-17 2020-12-17 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
KR20220087242A true KR20220087242A (ko) 2022-06-24
KR102492641B1 KR102492641B1 (ko) 2023-01-30

Family

ID=82057878

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200177749A KR102492641B1 (ko) 2020-12-17 2020-12-17 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법

Country Status (6)

Country Link
US (1) US20240052453A1 (ko)
EP (1) EP4265778A1 (ko)
JP (1) JP2023554115A (ko)
KR (1) KR102492641B1 (ko)
CN (1) CN116724139A (ko)
WO (1) WO2022131592A1 (ko)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009068030A (ja) * 2007-09-10 2009-04-02 Kobe Steel Ltd 耐脱炭性および伸線加工性に優れたばね用鋼線材およびその製造方法
KR20120040728A (ko) * 2010-07-06 2012-04-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 스프링용 와이어 드로잉 열처리 강선, 및 고강도 스프링용 와이어 드로잉 전 강선

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7597768B2 (en) * 2002-04-02 2009-10-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Steel wire for hard drawn spring excellent in fatigue strength and resistance to settling, and hard drawn spring and method of making thereof
JP4097151B2 (ja) * 2003-03-28 2008-06-11 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度ばね用鋼線および高強度ばね
JP4357977B2 (ja) * 2004-02-04 2009-11-04 住友電工スチールワイヤー株式会社 ばね用鋼線
US20180230566A1 (en) * 2015-07-27 2018-08-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Spring steel for suspension and method for producing same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009068030A (ja) * 2007-09-10 2009-04-02 Kobe Steel Ltd 耐脱炭性および伸線加工性に優れたばね用鋼線材およびその製造方法
KR20120040728A (ko) * 2010-07-06 2012-04-27 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 스프링용 와이어 드로잉 열처리 강선, 및 고강도 스프링용 와이어 드로잉 전 강선

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023554115A (ja) 2023-12-26
KR102492641B1 (ko) 2023-01-30
US20240052453A1 (en) 2024-02-15
EP4265778A1 (en) 2023-10-25
CN116724139A (zh) 2023-09-08
WO2022131592A1 (ko) 2022-06-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3631021B1 (en) Method for producing a steel part and corresponding steel part
KR102047403B1 (ko) 냉간압조용 선재, 이를 이용한 가공품 및 이들의 제조방법
US20080000553A1 (en) Soft-nitrided parts made of non-heat treated steel
JP3536684B2 (ja) 伸線加工性に優れた鋼線材
EP3748030A1 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP3474545B2 (ja) 機械部品
KR20200025841A (ko) 강도 및 수소지연파괴 저항성이 우수한 비조질 선재, 이를 이용한 가공품 및 그 제조방법
KR102492641B1 (ko) 내피로특성과 질화처리 특성이 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조 방법
KR102355675B1 (ko) 고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
KR100951297B1 (ko) 냉간압조용 고인성 열처리생략 선재 및 그 제조방법
KR101253790B1 (ko) 지연파괴저항성이 우수한 고강도 강부품 및 그 제조방법
JPH09202921A (ja) 冷間鍛造用ワイヤーの製造方法
KR102448753B1 (ko) 절삭성 및 충격인성이 향상된 중탄소 비조질 선재 및 그 제조방법
KR20220163153A (ko) 강도 및 피로한도가 향상된 스프링용 선재, 강선, 스프링 및 그 제조방법
KR102448751B1 (ko) 충격인성 및 성형성이 향상된 선재, 강선 및 이들의 제조방법
KR102531464B1 (ko) 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법
JPH093601A (ja) 窒化用鋼およびその製造法
KR101977502B1 (ko) 변형능 및 냉간압조 후 인장강도가 우수한 냉간압조용 선재 및 그 제조방법
KR100276298B1 (ko) 고망간함유 신선용 경강선재의 제조방법
CN117448701A (zh) 一种高弯曲疲劳性能的弹簧钢及其热处理方法和生产方法
KR100352591B1 (ko) 저탈탄 스프링용강 선재의 제조방법
KR101403267B1 (ko) 신선성이 우수한 고강도 선재 및 강선과 이들의 제조방법
KR20210080099A (ko) 선재, 고강도 강선 및 이들의 제조방법
KR20010064843A (ko) 스틸코드용 강선의 제조방법
JPH07252589A (ja) 窒化非調質熱間鍛造品とその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right