KR102531464B1

KR102531464B1 - 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102531464B1
Application number: KR1020200178272A
Authority: KR
Inventors: 이준모; 최석환; 최명수
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2020-12-18
Filing date: 2020-12-18
Publication date: 2023-05-12
Also published as: KR20220087845A; JP2024500146A; US20240052455A1; WO2022131593A1; CN116888297A; EP4265774A1

Abstract

본 명세서에서는 오토바이 현가 스프링으로 적용될 수 있는 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 개시한다.
개시되는 초고강도 스프링용 선재의 일 실시예에 따르면 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하일 수 있다.

Description

초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법 {STEEL WIRE ROD, STEEL WIRE, AND MANUFACTURING METHOD THEREOF FOR ULTRA-HIGH STRENGTH SPRINGS}

본 발명은 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다. 상세하게는 본 발명은 오토바이 현가 스프링으로 적용될 수 있는 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 소재의 시장과 마찬가지로 오토바이 시장도 지속적으로 경량화 또는 구조변경을 진행하고 있다. 최근에는 기존 오토바이에 사용 중이던 듀얼 타입의 서스펜션을 모노 타입으로 대체하면서 고강도 스프링강에 대한 수요가 증가하고 있다.

오토바이 서스펜션에 사용되던 기존의 스프링강은 경강선으로 모노타입 서스펜션에 활용하기에는 강도 및 피로저항성이 부족하다. 이에 따라, 자동차용 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite, TM) 조직강의 활용을 검토하였으나, 자동차 현가 스프링은 관리 기준이 까다롭고, 제조하기가 어려우며, 고가이기 때문에 오토바이 현가 스프링에 적용하기 힘든 문제가 있다.

이러한 문제를 해결하기 위하여 합금함량을 줄이고, 템퍼링 온도를 낮추는 방안이 있다. 그러나, 합금함량을 줄이고, 템퍼링 온도를 낮추게 되면 높은 강도에서 연성을 확보하기 어려우며, 그 결과 가공성이 충분하지 못한 문제가 발생한다. 이러한 문제를 해결하기 위해서는 낮은 템퍼링 온도에서도 충분한 연성을 확보하기 위한 편석 제어가 필요하다.

또한, 최근에는 IT 열처리 (Induction heat treatment) 기술의 발달로 수냉을 활용하여도 충분한 경화능을 확보할 수 있게 되었으며, 강재에 포함되는 합금원소의 함량을 낮추면서 목적하는 강도를 달성할 수 있게 되었다. 그러나, IT 열처리를 통해 제조된 스프링강은 편석 정도에 따라서 재질 편차가 매우 심하다. 특히 고강도 강재일수록 편석에 따른 재질 편차가 더욱 심해지는 경향이 있다. 따라서, IT 열처리 적용 시 고강도 및 안정적인 단면감소율의 확보를 위해서는 편석의 제어가 필요하다.

한국 공개특허공보 제1995-0018545호 (공개일자:1995년07월22일)

상술한 문제점을 해결하기 위해 본 발명은 IT 열처리 후 재질 편차가 적어 고강도 및 높은 단면감소율이 확보 가능한 고품질의 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

상술한 목적을 달성하기 위한 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하일 수 있다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 표면 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하일 수 있다.

또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재의 제조방법은 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속 주조하여 블룸을 마련하는 단계 및 상기 블룸을 강편 압연한 다음, 선재 압연하는 단계를 포함하고, 상기 연속 주조하는 단계에서, 주조 속도는 0.48 내지 0.54m/min으로 하고, 연속 주조 중에 총 압하량 15 내지 35mm로 경압하하는 것을 포함할 수 있다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재의 제조방법은 상기 경압하는 각 압연롤 별로 4mm 이하로 압연하며, 응고분율이 0.6 이상일 때 누적 압하량이 60% 이상이 되도록 수행하는 것을 특징으로 할 수 있다.

또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함하며, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하일 수 있다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 길이 방향과 수직한 단면에서, 최표면에서부터 깊이 0.5mm 이하의 영역을 제외한 나머지 영역에서의 경도 편차가 25Hv 이하일 수 있다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 인장강도는 1750 내지 2200MPa, 단면감소율은 40% 이상일 수 있다.

또한, 상술한 목적을 달성하기 위한 다른 수단으로서 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선의 제조방법은 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하인 선재를 신선하는 단계, 900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열하는 단계, 고압으로 수냉하는 단계, 400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열하여 템퍼링하는 단계 및 수냉하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명은 종래 스프링강 강선 대비 낮은 합금 함량에서도 고강도를 확보할 수 있으며, 중심부 편석 저감으로 우수한 단면감소율을 확보할 수 있어 낮은 스프링 지수(spring index)를 요구하는 제품에도 적용 가능한 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

본 발명은 IT 열처리 후 재질 편차가 적어 고강도 및 높은 단면감소율이 확보 가능한 고품질의 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

이하에서는 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술사상이 이하에서 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.

본 출원에서 사용하는 용어는 단지 특정한 예시를 설명하기 위하여 사용되는 것이다. 때문에 가령 단수의 표현은 문맥상 명백하게 단수여야만 하는 것이 아닌 한, 복수의 표현을 포함한다. 덧붙여, 본 출원에서 사용되는 "포함하다" 또는 "구비하다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 특징, 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것이 존재함을 명확히 지칭하기 위하여 사용되는 것이지, 다른 특징들이나 단계, 기능, 구성요소 또는 이들을 조합한 것의 존재를 예비적으로 배제하고자 사용되는 것이 아님에 유의해야 한다.

한편, 다르게 정의되지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의해 일반적으로 이해되는 것과 동일한 의미를 가진 것으로 보아야 한다. 따라서, 본 명세서에서 명확하게 정의하지 않는 한, 특정 용어가 과도하게 이상적이거나 형식적인 의미로 해석되어서는 안 된다. 가령, 본 명세서에서 단수의 표현은 문맥상 명백하게 예외가 있지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.

또한, 본 명세서의 "약", "실질적으로" 등은 언급한 의미에 고유한 제조 및 물질 허용오차가 제시될 때 그 수치에서 또는 그 수치에 근접한 의미로 사용되고, 본 발명의 이해를 돕기 위해 정확하거나 절대적인 수치가 언급된 개시 내용을 비양심적인 침해자가 부당하게 이용하는 것을 방지하기 위해 사용된다.

본 발명은 편석을 조장하는 원소 함량의 최적화와 연주 시 높은 압하량을 통해 IT열처리 후 재질 편차가 적어 고강도와 우수한 단면감소율이 확보 가능한 초고강도 스프링용 선재, 강선 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.

이하, 상기 초고강도 스프링용 선재의 합금조성을 한정한 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 초고강도 스프링용 강선의 합금조성을 한정한 이유는 선재와 동일하므로 편의상 생략한다.

C의 함량은 0.5 내지 0.7중량%이다.

C는 제품의 강도를 확보하기 위해서 첨가되는 원소이다. C 함량이 0.5중량% 미만일 경우에는 목적하는 강도 및 Ceq를 확보할 수 없다. 이에 따라, 강재를 냉각할 때 마르텐사이트 조직이 완전히 형성되지 않아 강도 확보가 어려울 수 있으며, 온전한 마르텐사이트 조직이 형성되더라도 목적하는 강도 확보가 어려울 수 있다. C 함량이 0.7중량%를 초과하면 충격 특성이 저하되고 수냉 시 ??칭 크랙(quenching crack)이 발생할 수 있다.

Si의 함량은 0.4 내지 0.9중량%이다.

Si은 강의 탈산을 위해서 사용되며, 고용 강화를 통한 강도 확보에 유리한 원소이다. 강도 확보를 위해 본 발명에서 실리콘은 0.4중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Si은 과다하게 첨가되면 중심부에 편석되어 중심부와 표층부의 경도 차이를 유발하고, 표면 탈탄을 유발할 수 있으며, 재료의 가공에 어려움이 있을 수 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Si 함량의 상한은 0.9중량%로 제한될 수 있다.

Mn의 함량은 0.3 내지 0.8중량%이다.

Mn은 경화능 향상 원소이며, 고강도 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 조직강을 형성하기 위한 필수 원소 중 하나이다. 강도 확보를 위해 본 발명에서 망간은 0.3중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Mn은 과다하게 첨가되면 중심부에 편석되어 중심부와 표층부의 경도 차이를 유발하고, 템퍼드 마르텐사이트 조직강에서는 인성이 저하될 우려가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서 Mn 함량의 상한은 0.8중량%로 제한될 수 있다.

Cr의 함량은 0.2 내지 0.6중량%이다.

Cr은 Mn과 함께 경화능 향상에 유효하고, 템퍼드 마르텐사이트 조직강에서는의 강도를 향상시킨다. 이를 위하여, 본 발명에서 Cr은 0.2중량% 이상으로 첨가될 수 있다. 그러나, Cr은 Si, Mn과 마찬가지로 편석 조장 원소이므로, 과다 첨가 시 중심부 편석에 의한 경도 편차가 발생할 우려가 있다. 이를 고려하여 본 발명에서 Cr 함량의 상한은 0.6중량%로 제한될 수 있다.

P의 함량은 0.015중량% 이하이다.

P은 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, 수소지연파괴 저항성을 저하시키기는 원소이기 때문에 강재에서 최대한 배제되는 것이 바람직하다. 본 발명에서 그 상한은 0.015중량%로 제한될 수 있다.

S의 함량은 0.010중량% 이하이다.

S은 P과 마찬가지로 결정립계에 편석되어 인성을 저하시키고, MnS를 형성시켜 수소지연파괴 저항성을 저하시킬 수 있기 때문에 강재에서 최대한 배제되는 것이 바람직하다. 본 발명에서 그 상한은 0.010중량%로 제한될 수 있다.

Al의 함량은 0.01중량% 이하이다.

Al은 강력한 탈산 원소로 강 중 산소를 제거해 청정도를 높일 수 있다. 그러나, Al은 첨가 시 Al₂O₃ 개재물을 형성하여 피로 저항성을 저하시키는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 그 상한은 0.01중량%로 제한될 수 있다.

N의 함량은 0.01중량% 이하이다.

N는 강 중 Al 또는 V과 결합하여 열처리 시 용해되지 않는 조대한 AlN 또는 VN 석출물을 형성하는 문제가 있다. 이에 따라, 본 발명에서 그 상한은 0.01중량%로 제한될 수 있다.

O의 함량은 0.005중량% 이하이다.

O는 Al과 결합하여 조대한 개재물을 형성시킬 수 있다. 이에 따라, 본 발명에서 그 상한은 0.005중량%로 제한될 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조 과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

본 발명은 IT열처리 이후 고강도에서 우수한 단면감소율을 확보하기 위해 선재의 중심부 편석을 제어한다. 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하일 수 있다.

상술한 면적 비율이 5%를 초과하게 되면 IT열처리 이후 길이 방향과 수직한 단면에서 경도 편차가 발생하며, 이로 인해 재질의 편차도 발생하게 되어 목표 강도에서 충분한 단면감소율을 확보할 수 없다.

또한, 본 발명에 따르면 저 Si 합금조성을 통하여 표면 탈탄 현상을 억제할 수 있다. 일 예에 따르면, 선재의 표면 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하일 수 있다. 표면 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛를 초과하게 되면 고강도 확보를 위한 침탄처리 등 추가적인 공정을 수행하여야 될 우려가 있다.

이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 선재의 제조방법에 대해서 상세히 설명한다. 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 선재는 상술한 합금조성을 갖는 용강을 연속 주조하여 블룸을 마련하고, 블룸을 강편 압연한 다음, 선재 압연하여 제조된다. 이하에서 각 제조단계에 대해서 설명한다.

본 발명은 선재의 중심부 편석을 최소화하기 위하여 상술한 합금조성의 제어와 더불어 연속 주조하는 단계를 제어한다. 일 예에 따르면 연속 주조 시 주조 속도는 0.48 내지 0.54m/min으로 하고, 연속 주조 중에 총 압하량 15 내지 35mm로 경압하할 수 있다. 냉각수는 경압하가 완료되는 지점까지 응고가 완료될 수 있도록 그 양을 적절히 조절한다.

주조 속도가 너무 느리면 경압하 이전에 응고가 완료되어 고상에 비해 액상의 비율이 너무 낮아 경압하에 의한 편석 제거 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 주조 속도가 너무 빠르면 고상에 비해 액상의 비율이 너무 높아 응고 수축에 따른 편석이 형성되어 바람직하지 않다. 이를 고려하여 본 발명의 일 예에 따르면 주조 속도는 0.48 내지 0.54m/min으로 제어된다.

경압하 시 총 압하량이 너무 적으면 경압하에 의한 편석 제거 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 너무 과도하면 상술한 효과는 포화되며, 연주 설비에 무리가 간다. 이를 고려하여 본 발명의 일 예에 따르면 경압하의 총 압하량은 15 내지 35mm로 제어된다.

본 발명의 일 예에 따르면 경압하는 각 압연롤 별로 4mm 이하로 압연하며, 응고분율이 0.6 이상일 때 누적 압하량이 60% 이상이 되도록 수행될 수 있다. 응고분율이란 전체 용강의 중량 대비 고상(solid phase)가 된 용강의 중량의 비를 의미한다.

상술한 과정으로 마련된 블룸은 강편 압연한 다음, 선재 압연하여 선재로 제조될 수 있다.

이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선의 제조방법에 대해 상세히 설명하도록 한다. 본 발명에 따른 초고강도 스프링용 강선은 상술한 합금조성을 만족하고, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하인선재를 신선하고, 가열한 다음, 고압으로 수냉한 다음, 템퍼링한 다음, 수냉하여 제조된다. 이하에서 각 제조단계에 대해서 설명한다.

본 발명의 신선하는 단계에서 상술한 선재는 오토바이 현가 스프링에 적용할 수 있도록 16mm 이하의 선경까지 신선되어 강선으로 제조될 수 있다.

이어서 신선된 강선을 QT 열처리하기 위해 본 발명의 가열하는 단계에서는 신선된 강선을 소입 온도인 900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열한 후 5 내지 60초 동안 유지하여 강선의 조직을 오스테나이트화 열처리할 수 있다. 목표온도인 900 내지 1000℃까지의 가열시간이 10초를 초과하는 경우에는 결정립이 성장하여 원하는 물성을 확보하기 어렵다. 유지시간이 5초 미만인 경우 펄라이트 조직이 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있으며, 60초를 초과하는 경우 결정립이 조대화될 수 있다.

본 발명에서 고압으로 수냉하는 단계는 강선의 주조직을 오스테나이트에서 마르텐사이트로 변태시키는 단계이며, 전 단계의 오스테나이트화된 강선의 비등막을 제거할 수 있을 정도의 고압으로 수냉할 수 있다. 이때, 냉각을 수냉이 아닌 유냉으로 수행하는 경우 저 Ceq로 인하여 목적하는 강도를 확보할 수 없다. 또한, 수냉 시 비등막을 제거할 수 있을 정도의 고압이 아닌 경우 소입 시 균열(quenching crack) 발생 가능성이 높아지기 때문에, 수냉 시 최대한 높은 압력으로 사방에서 물을 뿌려 고압 수냉하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 템퍼링하는 단계는 수냉된 강선의 주조직인 마르텐사이트를 가열하여 템퍼드 마르텐사이트로 뜨임 처리하는 단계이다. 템퍼링하는 단계는 400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열한 다음 30초 이내로 유지할 수 있다. 템퍼링 온도가 400℃ 미만인 경우 인성이 확보되지 않아 가공이 어렵고 제품이 파손될 위험이 높아지며, 500℃를 초과하는 경우 강도가 저하되기 때문에 상술한 온도범위로 템퍼링 온도를 제한한다. 또한, 템퍼링 시 상술한 온도범위까지 10초 이내로 가열하지 못하면 조대한 탄화물들이 형성되어 인성이 저하될 우려가 있기 때문에, 10초 이내로 급속 가열하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 가열 시 소입 온도까지 가열하는 수단과 템퍼링하는 수단은 급속 가열하여 후속되는 수냉 시 표면을 충분히 경화시킬 수 있도록 IT 열처리를 활용한다.

이후 템퍼링된 강선을 상온까지 수냉하여 초고강도 스프링용 강선으로 제조한다.

본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4 내지 0.9%, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함하며, 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하일 수 있다.

또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 길이 방향과 수직한 단면에서, 최표면에서부터 깊이 0.5mm 이하의 영역을 제외한 나머지 영역에서의 경도 편차가 25Hv 이하일 수 있다. 상기 경도 편차가 25Hv를 초과하면 충분한 단면감소율을 확보할 수 없다.

또한, 본 발명의 일 예에 따른 초고강도 스프링용 강선은 인장강도는 1750 내지 2200MPa, 단면감소율은 40% 이상일 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

{실시예}

하기 표 1의 합금조성을 갖는 용강에 대하여 표 2의 주조속도, 총 경압하량으로 블룸으로 주조한 다음, 강편 압연-선재 압연을 통해 직경 9mm의 선재로 제조하였다.

표 2의 편석 면적은 제조된 선재의 길이 방향에서 수직한 단면의 중심부 1mm²에서 EPMA로 분석하여 도출하였다. 표 2의 'C편석 면적'은 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, C > 0.8중량%를 만족하는 면적의 비율을 의미한다. 'Si편석 면적'은 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, Si > 0.9중량%를 만족하는 면적의 비율을 의미한다. 'Cr편석 면적'은 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, Cr > 0.8중량%를 만족하는 면적의 비율을 의미한다. 'Mn편석 면적'은 길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, Mn > 0.8중량%를 만족하는 면적의 비율을 의미한다.

	합금조성 (중량%)
	C	Si	Mn	Cr	P	S	Al	O	N
비교예1	0.55	1.41	1.01	0.65	0.011	0.004	<0.003	<0.005	<0.01
비교예2	0.56	0.25	0.75	0.75	0.01	0.005	<0.003	<0.005	<0.01
비교예3	0.61	0.79	0.63	0.55	0.01	0.004	<0.003	<0.005	<0.01
발명예1	0.58	0.78	0.62	0.43	0.009	0.005	<0.003	<0.005	<0.01
발명예2	0.62	0.61	0.41	0.52	0.011	0.005	<0.003	<0.005	<0.01

	주조속도 (m/min)	총 경압하량 (mm)	C편석 면적 (%)	Si 편석 면적 (%)	Mn 편석 면적 (%)	Cr 편석 면적 (%)
비교예1	0.50	25	< 1	5.4	6.2	< 1
비교예2	0.52	25	< 1	1.2	< 1	< 1
비교예3	0.56	10	12	13	11	12
발명예1	0.52	25	< 1	< 1	< 1	< 1
발명예2	0.52	25	< 1	< 1	< 1	< 1

이후, 표 1의 선재들을 직경 8mm의 강선으로 제조하고, 아래 표 3의 나타낸 조건으로 열처리를 수행하였다. 오스테나이트화 열처리-고압 수냉-템퍼링-수냉 순으로 수행하였다.

경도 편차는 길이 방향과 수직한 단면에서, 최표면에서부터 깊이 0.5mm 이하의 영역을 제외한 나머지 영역에서 10 포인트 이상으로 경도를 측정하였을 때의 경도 편차를 의미한다.

	오스테나이트화 온도 (℃)	템퍼링 온도 (℃)	경도 편차 (Hv)	단면감소율 (%)	인장강도 (MPa)
비교예1	950	430	35.2	38	2,020
비교예2	950	430	12.1	48	1,710
비교예3	950	430	45.1	25	1,801
발명예1	950	430	18.1	48	1,820
발명예2	950	430	10.1	47	1,790

표 1, 2, 3을 참조하면 본 발명의 합금조성과 제조조건을 만족하는 발명예 1, 2는 IT 열처리 이후 길이 방향과 수직한 단면에서, 최표면에서부터 깊이 0.5mm 이하의 영역을 제외한 나머지 영역에서의 경도 편차가 25Hv 이하이면서, 인장강도가 1750 내지 2200MPa, 단면감소율이 40% 이상을 만족하였다.

반면, 비교예 1은 Si, Mn 함량이 높아 중심부 Si, Mn 편석에 의한 경도 편차가 발생하여 단면감소율이 40% 이하였다.

비교예 2는 Si 함량이 낮아 목표로 하는 인장강도를 확보하지 못하였다.

비교예 3은 너무 빠른 주조속도 및 경압하량이 부족하여 중심부 편석이 발생하였고, 이에 따라 경도 편차가 커져 단면감소율이 40% 이하였다.

상술한 바에 있어서, 본 발명의 예시적인 실시예들을 설명하였지만, 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

중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하이고, 표면 페라이트 탈탄층의 두께가 1㎛ 이하인 초고강도 스프링용 선재.
삭제
중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속 주조하여 블룸을 마련하는 단계; 및
상기 블룸을 강편 압연한 다음, 선재 압연하는 단계;를 포함하고,
상기 연속 주조하는 단계에서, 주조 속도는 0.48 내지 0.54m/min으로 하고, 연속 주조 중에 총 압하량 15 내지 35mm로 경압하하는 것을 포함하는 초고강도 스프링용 선재의 제조방법.
제3항에 있어서,
상기 경압하는,
각 압연롤 별로 4mm 이하로 압연하며, 응고분율이 0.6 이상일 때 누적 압하량이 60% 이상이 되도록 수행하는 것을 특징으로 하는 초고강도 스프링용 선재의 제조방법.
중량%로, C: 0.5 내지 0.7%, Si: 0.4% 이상 0.8% 미만, Mn: 0.3 내지 0.8%, Cr: 0.2 내지 0.6%, P: 0.015% 이하, S: 0.010% 이하, Al: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, O: 0.005% 이하, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 90% 이상 포함하며,
길이 방향과 수직한 단면의 중심부 1mm² 면적에서, 중량%로, C > 0.8%, Si > 0.9%, Cr > 0.8% 및 Mn > 0.8% 중 하나 이상을 만족하는 면적의 비율이 5% 이하이고,
길이 방향과 수직한 단면에서, 최표면에서부터 깊이 0.5mm 이하의 영역을 제외한 나머지 영역에서의 경도 편차가 25Hv 이하인 초고강도 스프링용 강선.
삭제
제5항에 있어서,
인장강도는 1750 내지 2200MPa, 단면감소율은 40% 이상인 초고강도 스프링용 강선.
제1항에 따른 선재를 신선하는 단계;
900 내지 1000℃까지 10초 이내로 가열하는 단계;
고압으로 수냉하는 단계;
400 내지 500℃까지 10초 이내로 가열하여 템퍼링하는 단계; 및
수냉하는 단계;를 포함하는 초고강도 스프링용 강선의 제조방법.