KR20130073423A - Wire rod and steel wire having high corrosion resistance, method of manufacturing spring and steel wire for spring - Google Patents

Wire rod and steel wire having high corrosion resistance, method of manufacturing spring and steel wire for spring Download PDF

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Abstract

PURPOSE: A steel wire for springs with excellent corrosion resistance and a method for manufacturing the spring are provided to improve corrosion resistance by preventing a corrosion pit. CONSTITUTION: A steel wire for springs with excellent corrosion resistance and a method for manufacturing the spring comprise following steps. Wire rods and steel wires, that contain 0.4-0.7 weight % of C, 1.0-3.0 weight % of Mn, 0.01-2.0 weight % of Cr, 0.01-2.0 weight % of Ni, 1.0-3.0 weight % of Cu, 0.005-0.5 weight % of Nb, less than 0.0015 weight % of O, less than 0.01 weight % of AI, less than 0.02 weight % of P, less than 0.02 weight % of S, less than 0.02 weight % of N, and impurities are prepared. The wire rods are drawn to manufacture the steel wires. An austenitizing process is performed for one to ten minutes after heating the steel wires at 850 to 1000°C. The steel wires are tempered at 300 to 500°C after an oil cooling process at 25 to 80°C.

Description

내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법{WIRE ROD AND STEEL WIRE HAVING HIGH CORROSION RESISTANCE, METHOD OF MANUFACTURING SPRING AND STEEL WIRE FOR SPRING}WIRE ROD AND STEEL WIRE HAVING HIGH CORROSION RESISTANCE, METHOD OF MANUFACTURING SPRING AND STEEL WIRE FOR SPRING}

본 발명은 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 내부식성이 우수한 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a spring wire rod and steel wire excellent in corrosion resistance, a steel wire for spring excellent in corrosion resistance and a method for producing the spring.

자동차 연비를 향상시키는 방안으로서 자동차에 들어가는 강재 부품을 단순히 경량화시킬 경우 단위 중량당 지지 가능한 하중이 정해져 있기 때문에 자동차의 안전에 치명적인 문제를 일으킬 수 있다. 따라서, 부품의 고강도화가 이루어진 연후에 부품 경량화가 뒤따라야 한다.
As a way to improve automobile fuel efficiency, simply reducing the weight of steel parts in a car can cause a fatal problem for the safety of the car because a load that can be supported per unit weight is determined. Therefore, the weight reduction of the component must be followed after the high strength of the component is achieved.

그러나, 부품의 고강도화가 이루어지면 입계취화 등으로 인한 인성 저하, 가공 또는 사용 중의 조기파단, 및 부식피로로 인한 조기파단 등이 발생한다. 따라서, 자동차에 사용되는 재료 및 스프링을 비롯한 자동차 부품의 고강도화와 더불어 고인성 및 부식 피로 저항성이 요구되고 있다.
However, when the strength of the parts is increased, toughness due to grain boundary embrittlement, etc., premature failure during processing or use, and premature failure due to corrosion fatigue occur. Accordingly, there is a demand for high toughness and corrosion fatigue resistance as well as high strength of automotive parts including materials and springs used in automobiles.

스프링의 부식피로 저항성을 향상시키는 종래기술로는 합금원소의 종류와 첨가량을 증가시키는 방법을 들 수 있다. Cr이 일반적으로 내식성 향상 원소로서 알려져 있지만, 염수분무 사이클 (cycle) 시험결과 Cr 첨가시에는 오히려 내식성이 저하되는 문제가 있었다. 이 문제의 해결방안으로서, Cr 함량을 0.25% 이하로 제한하면서 Cr 함량과 Cu+Ni 함량과의 관계를 적절히 조절하는 기술이 있다. 이 기술은, 환경에 의한 부식이 진행되어 표층에 Cu, Ni 농화층이 형성됨에 따라 내부식성이 향상되는 방법이나, 일정 시간 동안 환경에 노출되어 일정량의 부식이 발생하고 이로 인해 표면에 피트(pit)가 발생하게 되어 피로특성이 저하된다는 문제점이 있다.
Conventional techniques for improving the resistance to corrosion fatigue of the spring include a method of increasing the type and amount of alloying elements. Although Cr is generally known as an element for improving corrosion resistance, the salt spray cycle test has a problem in that corrosion resistance is lowered when Cr is added. As a solution to this problem, there is a technique for appropriately adjusting the relationship between the Cr content and the Cu + Ni content while limiting the Cr content to 0.25% or less. This technique is a method of improving corrosion resistance as the corrosion of the environment proceeds and the Cu and Ni enrichment layers are formed on the surface layer, but a certain amount of corrosion occurs due to exposure to the environment for a certain time, thereby causing a pit on the surface. ) Has a problem that the fatigue characteristics are lowered.

한편, 스프링의 고강도화를 위한 종래기술로는 합금원소를 첨가시키는 방법과 템퍼링 온도를 낮추는 방법이 있다. 합금원소를 첨가시켜 고강도화하는 방법에는 기본적으로 C, Si, Mn, Cr 등을 이용하여 소입경도를 높이는 방법이 있고, 고가의 합금원소 Mo, Ni, V, Ti, Nb 등을 이용하여 급냉 및 템퍼링 열처리에 의해 강재의 강도를 높이고 있다. 그러나, 이러한 기술은 원가비용이 상승하는 문제가 있다.
On the other hand, the prior art for increasing the strength of the spring is a method of adding an alloying element and a method of lowering the tempering temperature. As a method of increasing the strength by adding alloying elements, there is basically a method of increasing the small particle size using C, Si, Mn, Cr, etc., and quenching and tempering using expensive alloying elements Mo, Ni, V, Ti, Nb, etc. The strength of the steel is increased by the heat treatment. However, such a technique has a problem of rising cost.

또한, 합금성분의 변화 없이 기존의 성분계에서 열처리조건을 변경시켜 강재의 강도를 증가시키는 방법이 있다. 즉, 템퍼링 온도를 저온에서 실시하게 되면 소재의 강도가 상승하게 된다. 그렇지만 템퍼링 온도가 낮아지면 소재의 단면감소율이 낮아지므로 인성이 저하되는 문제가 발생되고 스프링 성형 및 사용 중에 조기파단 등의 문제점이 발생한다. In addition, there is a method of increasing the strength of the steel by changing the heat treatment conditions in the existing component system without changing the alloy composition. In other words, when the tempering temperature is performed at a low temperature, the strength of the material increases. However, when the tempering temperature is lowered, the cross-sectional reduction rate of the material is lowered, which leads to a problem of lowered toughness and problems such as premature failure during spring forming and use.

본 발명의 일 측면은 부식피트 생성 및 성장을 억제하여 내부식성을 향상시킨 스프링용 선재 및 강선, 그리고 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법을 제시하고자 한다.
One aspect of the present invention is to propose a wire rod and steel wire for the spring and the steel wire for the spring and the production method of the spring to improve the corrosion resistance by inhibiting the generation and growth of corrosion.

그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.However, the problems to be solved by the present invention are not limited to the above-mentioned problems, and other problems not mentioned can be clearly understood by those skilled in the art from the following description.

상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.5, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.In order to achieve the above object, one aspect of the present invention, by weight% C: 0.4 ~ 0.7%, Si: 1.0 ~ 3.0%, Mn: 0.3 ~ 2.5%, Cr: 0.01 ~ 2.0%, Ni: 0.01 2.0%, Cu: 1.0-3.0%, Nb: 0.005-0.5, O: 0.0015% or less, Al: 0.01% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, balance Fe and It provides a wire rod for spring excellent in corrosion resistance made of other unavoidable impurities.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로 C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.5, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.Another aspect of the present invention, in terms of weight% C: 0.4-0.7%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 0.3-2.5%, Cr: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-2.0%, Cu: 1.0-3.0 %, Nb: 0.005 ~ 0.5, O: 0.0015% or less, Al: 0.01% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, excellent corrosion resistance including residual Fe and other unavoidable impurities Provide steel wire for spring.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계, 상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계, 및 상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.Another aspect of the present invention, the step of producing a steel wire by drawing the wire, the austenitic step of maintaining the wire for 1 to 10 minutes after heating the wire to 850 to 1000 ℃, and 25 to 80 after the austenitization Oil-cooled at ℃, and provides a method for producing a steel wire for excellent corrosion resistance comprising the step of tempering at 300 to 500 ℃.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계, 상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계, 상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계, 및 상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공한다.Another aspect of the present invention, the step of producing a steel wire by drawing the wire, the austenitic step of maintaining the wire for 1 to 10 minutes after heating the wire to 850 to 1000 ℃, 25 to 80 ℃ after the austenitization Oil-cooled at, and tempering at 300 to 500 ° C, and cold forming the steel wire at room temperature provides a method of producing a spring having excellent corrosion resistance.

본 발명의 일 측면에 따르면, 부식피트 생성 및 성장을 억제함으로써, 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 그리고 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법을 제공할 수 있다.According to one aspect of the invention, by suppressing the generation and growth of corrosion pits, it is possible to provide a wire and steel wire for the spring excellent in corrosion resistance, and a method for producing the spring steel wire and spring.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 선재의 부식피트 깊이를 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 비교예에 따른 선재의 부식피트 깊이를 촬영한 사진이다.1 is a photograph of the corrosion pit depth of the wire rod according to an embodiment of the present invention.
Figure 2 is a photograph of the corrosion pit depth of the wire rod according to a comparative example of the present invention.

이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 그리고 내부식성이 우수한 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명하도록 한다.
Hereinafter, the wire rod and steel wire for excellent corrosion resistance of the present invention, and the steel wire and spring manufacturing method excellent in corrosion resistance of the present invention so that those skilled in the art can be easily carried out in detail To explain.

본 발명의 일 측면은, 중량%로 C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.5, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재를 제공한다.
One aspect of the present invention, by weight% C: 0.4-0.7%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 0.3-2.5%, Cr: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-2.0%, Cu: 1.0-3.0 %, Nb: 0.005 ~ 0.5, O: 0.0015% or less, Al: 0.01% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, residual Fe and other unavoidable impurities Provides excellent wire rod for spring.

상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.
The reason for limiting the numerical values of the above components will be described as follows. Hereinafter, it is necessary to pay attention that the content unit of each component is weight% unless otherwise stated.

C: 0.4~0.7%C: 0.4-0.7%

C는 스프링의 강도를 확보하기 위하여 첨가되는 필수적인 원소이다. 그 효과를 유효하게 발휘시키기 위해서는 0.4% 이상 함유시킨 것이 바람직하다. 반면에 C 함량이 0.7%를 초과하는 경우에는 소입소려 처리시 쌍정(twin)형 마르텐사이트 조직이 형성되어 소재 균열이 발생하기 때문에 피로수명이 현저히 떨어질 뿐만 아니라, 결함 감수성이 높아지고 부식피트가 생길 때 피로수명이나 파괴응력이 현저하게 저하되기 때문에 그 상한은 0.7%로 하는 것이 바람직하다.
C is an essential element added to secure the strength of the spring. In order to exhibit the effect effectively, it is preferable to contain 0.4% or more. On the other hand, when the C content exceeds 0.7%, the twin martensite structure is formed during the hardening and annealing, which causes a material crack, which not only significantly reduces the fatigue life, but also increases the susceptibility of defects and corrosion corrosion. When fatigue life and fracture stress are remarkably reduced at the time, the upper limit is preferably 0.7%.

SiSi : 1.0~3.0%: 1.0 ~ 3.0%

Si는 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과를 가진다. 그러나, 상기 Si 함량이 1.0% 미만인 경우에는 Si이 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 강화시키고 변형저항성을 개선하는 효과가 충분치 못하기 때문에 Si의 하한은 1.0%로 제한될 필요가 있으며, 보다 바람직하게는 1.5% 이상으로 한다. 그리고 Si 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 개선효과가 포화되어 추가 첨가의 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리시 표면탈탄을 조장하므로 Si의 함량은 1.0~3.0%으로 제한하는 것이 바람직하다.
Si is dissolved in ferrite and has the effect of strengthening the base material strength and improving the deformation resistance. However, when the Si content is less than 1.0%, the lower limit of Si needs to be limited to 1.0%, since Si is not sufficiently effective in solidifying the ferrite into the base material and improving the deformation resistance. It is 1.5% or more. In addition, when the Si content exceeds 3.0%, the effect of improving the resistance to deformation is saturated, and it is not possible to obtain an additional addition effect, and it is preferable to limit the content of Si to 1.0 to 3.0% because it promotes surface decarburization during heat treatment. Do.

MnMn : 0.3~2.5%: 0.3 ~ 2.5%

Mn은 강재내에 존재할 경우 강재의 소입성을 향상시켜 강도를 확보하는데 유익한 원소이다. 따라서, 상기 Mn 함량이 0.3% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 강도 및 소입성을 얻기 어렵고, 반대로 2.5%를 초과하는 경우에는 인성이 저하되어 결함감수성이 높아지고 부식피트가 생겼을 때 수명이 저하되는 원인이 되므로 상기 Mn의 함량은 0.3~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn is an element that is beneficial to secure strength by improving the hardenability of steel when present in steel. Therefore, when the Mn content is less than 0.3%, it is difficult to obtain sufficient strength and hardenability required as a material for high strength springs. On the contrary, when the Mn content exceeds 2.5%, toughness is lowered, defect susceptibility is increased, and lifespan occurs when corrosion pits are formed. Since the cause of deterioration, the content of Mn is preferably limited to 0.3 ~ 2.5%.

CrCr : 0.01~2.0%: 0.01 ~ 2.0%

Cr은 내산화성, 템퍼 연화성, 표면탈탄 방지 및 소입성을 확보하는데 유용한 원소이다. 그러나, Cr 함량이 0.01% 미만인 경우에는 충분한 내산화성, 템퍼 연화성, 표면 탈탄 및 소입성 효과 등을 확보하기 어렵다. 또한, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 변형저항성의 저하를 초래하여 오히려 강도저하로 이어질 수 있다. 따라서 Cr의 첨가량은 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr is an element useful for securing oxidation resistance, temper softening, surface decarburization prevention and quenching. However, when the Cr content is less than 0.01%, it is difficult to secure sufficient oxidation resistance, temper softening, surface decarburization and quenching effects. In addition, when the content is more than 2.0%, the deformation resistance may be lowered, which may lead to a decrease in strength. Therefore, it is preferable to limit the addition amount of Cr to 0.01 to 2.0%.

NiNi : 0.01~2.0%: 0.01 ~ 2.0%

Ni는 소입성 및 인성을 개선하기 위하여 첨가되는 원소이다. Ni의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 소입성 및 인성 개선의 효과가 충분하지 못하고, 2.0%를 초과하는 경우에는 잔류 오스테나이트 양이 증가하여 피로수명을 감소시키고, 고가인 Ni 특성으로 인하여 급격한 제조 단가의 상승을 유발하므로 그 첨가량은 0.01~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ni is an element added to improve the hardenability and toughness. If the content of Ni is less than 0.01%, the effect of improving the hardenability and toughness is not sufficient. If the content of Ni is more than 2.0%, the residual austenite content is increased to reduce the fatigue life. It is preferable to limit the addition amount to 0.01 to 2.0% since it causes an increase of.

CuCu : 1.0 ~ 3.0%1.0 to 3.0%

Cu는 내식성을 향상시키는데 필요한 원소이지만 1.0 % 미만에서는 그러한 효과를 충분히 기대할 수 없고, 3.0%를 넘을 시에는 열간압연 중 균열 등의 문제를 만들어 내기 때문에 1.0 ~ 3.0% 라고 했다.
Cu is an element necessary to improve the corrosion resistance, but if it is less than 1.0%, such an effect cannot be expected sufficiently, and if it exceeds 3.0%, Cu creates a problem such as cracking during hot rolling.

NbNb : 0.005~0.5%: 0.005 ~ 0.5%

Nb는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며 입자미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. Nb 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.
Nb is an element that improves the spring characteristics by forming a carbonitride to cause precipitation hardening action, and improves strength and toughness through particle fineness and precipitation strengthening. When the Nb content exceeds 0.5%, the manufacturing cost rises sharply, the spring property improvement effect due to precipitates is saturated, and the coarse alloy carbides, which are not dissolved in the base metal, increase during the austenite heat treatment, thereby acting as nonmetal inclusions. Therefore, fatigue characteristics and precipitation strengthening effects are lowered.

O: 0.0015% 이하O: 0.0015% or less

상기 O의 함량은 0.0015% 이하로 한정하는데, 0.0015%를 초과하면 산화물계 비금속 개재물이 조대하게 형성되어 피로수명이 급격히 저하하게 된다.
The content of O is limited to 0.0015% or less. If it exceeds 0.0015%, oxide-based nonmetallic inclusions are coarsened, and fatigue life is drastically reduced.

AlAl : 0.01% 이하: 0.01% or less

상기 Al의 첨가는 결정 입도를 미세화하고 인성을 향상시킨다. Al 함량이 0.01%를 초과하게 되면 산화물계 석출물의 생성량이 증대하는 동시에 그 크기도 조대화되어 피로특성에 악영향을 미치게 된다.
The addition of Al refines the grain size and improves toughness. When the Al content exceeds 0.01%, the amount of oxide-based precipitates is increased and the size thereof is coarsened, which adversely affects the fatigue characteristics.

P 및 S: 각각 0.02% 이하P and S: 0.02% or less each

상기 P와 S의 함량은 각각 0.02% 이하로 한정하는데, P는 결정립계에 편석하여 인성을 저하시키기 때문에 그 상한을 0.02%로 제한하고, S는 저융점 원소로 입계 편석하여 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치기 때문에, 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
The content of P and S is limited to 0.02% or less, respectively, because P segregates at grain boundaries to reduce toughness, so the upper limit thereof is limited to 0.02%. It is preferable to limit the upper limit to 0.02% because it has a detrimental effect on the spring characteristics.

N: 0.02% 이하N: 0.02% or less

질소는 붕소와 반응하여 BN을 형성시키기 쉬우며, 소입 효과를 감소시키는 원소이다. 따라서, 질소의 함량은 가급적이면 낮은 것이 좋으나, 공정부하를 고려할 경우 0.02%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nitrogen is an element that easily reacts with boron to form BN and reduces the quenching effect. Therefore, the nitrogen content is preferably as low as possible, but considering the process load is preferably limited to 0.02% or less.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지 않는다.
The remainder of the present invention is iron (Fe). However, in the usual steel manufacturing process, since undesired impurities from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, this cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.

또한, 상기 선재는 중량%로 B: 0005~0.03% 및 Ti: 0.005~0.5%를 더 함유할 수도 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
In addition, the wire rod may further contain B: 0005-0.03% and Ti: 0.005-0.5% by weight, but is not necessarily limited thereto.

B: 0.0005~0.03%B: 0.0005 ~ 0.03%

상기 B의 첨가는 표면에 생성하는 녹을 치밀화하고 내식성을 높이고 담금질성의 향상으로 입자경계 강도를 높이는 효과를 갖는다. 그 함량이 0.0005% 미만에서는 소입성이 확보되지 않아 스프링용 강재에 요구되는 강도를 확보할 수 없다. 또한 0.03%를 초과하면 탄질화물계 석출물이 조대화되거나, 보론탄화물이 오스테나이트 입계에 존재하게 되어 피로특성에 악영향을 미치게 되므로, 그 함량을 0.0005~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
The addition of B has an effect of densifying rust generated on the surface, increasing corrosion resistance and enhancing grain boundary strength by improving hardenability. If the content is less than 0.0005%, hardenability is not secured, and thus the strength required for the spring steel cannot be secured. In addition, if the content exceeds 0.03%, the carbonitride-based precipitate is coarsened or boron carbide is present in the austenite grain boundary, which adversely affects the fatigue characteristics. Therefore, the content is preferably limited to 0.0005 to 0.03%.

TiTi : 0.005~0.5% : 0.005 ~ 0.5%

Ti 는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며 입자미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. 또한 Ti는 강철 중에 침입한 수소의 트랩사이트로서 작용하게 되어, 강재 내부에서의 수소 침입을 억제하고 부식 발생을 감소시키는 역할도 갖는다. Ti 함량이 0.005% 미만인 경우에는 석출강화 및 수소트랩사이트로 작용한 석출물의 빈도수가 작아서 효과적이지 못하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.
Ti is an element that improves the spring characteristics by forming a carbonitride to cause precipitation hardening action, and improves the strength and toughness through particle fineness and precipitation strengthening. In addition, Ti acts as a trap site of hydrogen infiltrating into steel, and also has a role of suppressing hydrogen ingress and reducing corrosion. If the Ti content is less than 0.005%, the precipitation intensities and the frequency of precipitates acting as hydrogen trapsites are not effective. If the Ti content is more than 0.5%, the manufacturing cost increases rapidly and the spring property improvement effect due to the precipitates is saturated. When the austenitic heat treatment is increased the amount of coarse alloy carbides not dissolved in the base material to act as a non-metallic inclusions to reduce the fatigue characteristics and precipitation strengthening effect.

또한, 상기 선재는 중량%로 V: 0.005~0.5%를 추가적으로 더 함유할 수도 있으나, 반드시 이에 제한되는 것은 아니다.
In addition, the wire rod may further contain V: 0.005-0.5% by weight, but is not necessarily limited thereto.

V: 0.005~0.5%V: 0.005-0.5%

V 는 탄질화물을 형성하여 석출경화 작용을 일으킴으로써 스프링 특성을 개선하는 원소이며 입자미세화 및 석출강화를 통해 강도와 인성을 향상시킨다. V 함량이 0.005% 미만인 경우에는 석출강화 및 수소트랩사이트로 작용한 석출물의 빈도수가 작아서 효과적이지 못하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 제조 단가가 급격히 상승하고 석출물에 의한 스프링 특성 개선효과가 포화하며, 오스테나이트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물량이 증가하게 되어 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성 및 석출강화 효과가 저하하게 된다.
V is an element that improves the spring characteristics by forming a carbonitride to cause precipitation hardening action, and improves strength and toughness through particle refinement and precipitation strengthening. If the V content is less than 0.005%, the precipitation strengthening and the frequency of precipitates acting as hydrogen trapsites are not effective.If the V content is more than 0.5%, the manufacturing cost rises rapidly and the spring property improvement effect due to the precipitate is saturated. When the austenitic heat treatment is increased the amount of coarse alloy carbides not dissolved in the base material to act as a non-metallic inclusions to reduce the fatigue characteristics and precipitation strengthening effect.

본 발명의 다른 측면은, 상기 선재의 성분과 동일한 조성으로 이루어지는 내부식성이 우수한 스프링용 강선을 제공한다.
Another aspect of the present invention provides a steel wire for spring excellent in corrosion resistance made of the same composition as the components of the wire.

상기 각 성분의 수치 한정 이유는 위에서 설명한 바와 같다.
The reason for numerical limitation of each said component is as above-mentioned.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계, 상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계, 및 상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법을 제공한다.Another aspect of the present invention, the step of producing a steel wire by drawing the wire, the austenitic step of maintaining the wire for 1 to 10 minutes after heating the wire to 850 to 1000 ℃, and 25 to 80 after the austenitization Oil-cooled at ℃, and provides a method for producing a steel wire for excellent corrosion resistance comprising the step of tempering at 300 to 500 ℃.

가열유지시간을 1분 미만으로 하는 경우에는 탄화물 및 페라이트 + 펄라이트 또는 펄라이트 조직이 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있고, 가열유지시간을 너무 길게 하면 표면에 탈탄층이 생길 수 있으므로 가열시간을 상기와 같이 한정한다. 유냉온도는 통상적으로 사용하는 범위이다. 템퍼링온도가 300℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품상태에서 파손될 위험이 있으며 500℃ 초과인 경우에는 강도가 저하될 위험이 있으므로 제한한다. 위 조건으로 제조된 스프링용 강선은 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보할 수 있다.
If the heating holding time is less than 1 minute, carbides and ferrites + pearlite or pearlite tissues may not be sufficiently heated, so they may not be transformed into austenite. If the heating holding time is too long, a decarburized layer may form on the surface. It is defined as above. Oil-cooling temperature is the range normally used. If the tempering temperature is less than 300 ℃, toughness is not secured, there is a risk of damage in molding and product condition, and if it is above 500 ℃ it is limited because there is a risk of strength degradation. Steel wire for the spring prepared under the above conditions can ensure the desired mechanical properties of the present invention.

본 발명의 또 다른 측면은, 상기 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계, 상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계, 상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계, 및 상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공한다.Another aspect of the present invention, the step of producing a steel wire by drawing the wire, the austenitic step of maintaining the wire for 1 to 10 minutes after heating the wire to 850 to 1000 ℃, 25 to 80 ℃ after the austenitization Oil-cooled at, and tempering at 300 to 500 ° C, and cold forming the steel wire at room temperature provides a method of producing a spring having excellent corrosion resistance.

가열유지시간을 1분 미만으로 하는 경우에는 탄화물 및 페라이트 + 펄라이트 또는 펄라이트 조직이 충분히 가열되지 않아 오스테나이트로 변태되지 않을 수 있으므로 가열시간을 제한한다. 유냉온도는 통상적으로 사용하는 범위이다. 템퍼링온도도 300℃ 미만인 경우에는 인성이 확보되지 않아 성형 및 제품상태에서 파손될 위험이 있으며 500℃ 초과인 경우에는 강도가 저하될 위험이 있으므로 제한한다. 위 조건으로 제조된 스프링용 강선은 본 발명이 원하는 기계적 물성을 확보할 수 있다.
If the heating holding time is less than 1 minute, the heating time is limited since carbides and ferrites + pearlite or pearlite tissues are not sufficiently heated and may not be transformed into austenite. Oil-cooling temperature is the range normally used. If the tempering temperature is less than 300 ℃, toughness is not secured, and there is a risk of damage in molding and product condition, and if it is above 500 ℃, the strength may be reduced, so it is limited. Steel wire for the spring prepared under the above conditions can ensure the desired mechanical properties of the present invention.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
Hereinafter, the present invention will be described in detail with reference to Examples. However, the following examples are only for illustrating the present invention in more detail and do not limit the scope of the present invention.

[[ 실시예Example ]]

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 성분을 갖는 주편을 일련의 열간압연 및 냉각 공정을 통해 제조하였다. 각 성분의 함량 단위는 중량%이다.
Cast pieces having the components as shown in Table 1 were prepared through a series of hot rolling and cooling processes. The content unit of each component is% by weight.

Figure pat00001
Figure pat00001

상기 표 1의 각 비교강과 발명강에 대하여 인장강도 180 kgf/mm2 에서 210 kgf/mm2 범위로 급냉각 및 템퍼링(QT; Quenching and Tempering) 열처리를 하였다. QT 열처리 후의 단면감소율은 모두 30% 이상이 되도록 하였다. 그 후 900 ~ 1000℃ 에서 1 내지 10 분 가열한 뒤, 25~80℃에서 유냉하였다. 그 다음에, 300~500℃에서 템퍼링을 실시했다. 상기 템퍼링 후 부식피트 생성시험을 실시하였다. 그리고 나서, 각 비교강과 발명강에 대한 부식피트 깊이를 측정하여 표 2에 나타내었다.
Quenching and Tempering (QT) heat treatment were performed in the range of tensile strength of 180 kgf / mm 2 to 210 kgf / mm 2 for each comparative steel and inventive steel of Table 1. The cross-sectional reduction rate after QT heat treatment was all 30% or more. Then, it heated at 900-1000 degreeC for 1 to 10 minutes, and oil-cooled at 25-80 degreeC. Then, tempering was performed at 300-500 degreeC. After the tempering, the corrosion pitting production test was performed. Then, the corrosion pit depths of the comparative steels and the inventive steels were measured and shown in Table 2.

구분division 부식피트깊이(mm)Corrosion Feet Depth (mm) 비교강1Comparative River 1 0.070.07 비교강2Comparative River 2 0.080.08 비교강3Comparative Steel 3 0.0550.055 비교강4Comparative Steel 4 0.060.06 비교강5Comparative Steel 5 0.060.06 발명강1Inventive Steel 1 0.0320.032 발명강2Invention river 2 0.0350.035 발명강3Invention steel 3 0.040.04 발명강4Inventive Steel 4 0.0380.038 발명강5Invention steel 5 0.040.04 발명강6Invention steel 6 0.0420.042 발명강7Invention steel 7 0.0370.037 발명강8Inventive Steel 8 0.0380.038 발명강9Invention river 9 0.0390.039

표 1 및 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 비교강1의 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 부식피트생성 및 성장 억제원소인 구리, 보론 및 니오븀등의 함량이 부족하여 이로 인해 부식피트 깊이가 0.07mm로 내부식 저항성에 대한 물성을 얻을 수 없다.
As can be seen from Table 1 and Table 2, the component system of Comparative Steel 1 does not fall within the range controlled by the present invention, and due to the lack of corrosion pitting production and growth inhibitory elements such as copper, boron and niobium, The pit depth is 0.07mm, so no physical resistance to corrosion resistance can be obtained.

비교강2의 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 부식피트생성 및 성장 억제원소인 구리, 니오븀, 보론, 타이타늄 및 바나듐 등의 함량이 부족하여 이로 인해 부식피트 깊이가 0.08mm로 내부식 저항성에 대한 물성을 얻을 수 없다.
The component system of Comparative Steel 2 does not fall within the range controlled by the present invention, and the content of copper, niobium, boron, titanium and vanadium, which are corrosion pitting generation and growth inhibitory elements, is insufficient, resulting in a corrosion pitting depth of 0.08 mm. Physical properties against resistance cannot be obtained.

비교강3의 성분계는 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 부식피트생성 및 성장 억제원소인 구리, 니오븀, 보론, 타이타늄 및 바나듐 등의 함량이 부족하여 이로 인해 부식피트 깊이가 0.055mm로 내부식 저항성에 대한 물성을 얻을 수 없다.
The component system of Comparative Steel 3 does not fall within the range controlled by the present invention, and the corrosion pitting depth is 0.055 mm due to the lack of corrosion pitting generation and growth inhibitory elements such as copper, niobium, boron, titanium and vanadium. Physical properties against resistance cannot be obtained.

비교강4는 구리 함량이 과도하게 첨가되어 표면흠 발생에 민감하게 되어 오히려 내부식 저항성이 떨어지는 문제가 발생하였으며, 또한, 부식피트생성 및 성장 억제원소인 구리, 니오븀, 보론, 타이타늄 및 바나듐 등의 함량이 부족하여 이로 인해 부식피트 깊이가 0.06mm로 내부식 저항성에 대한 물성을 얻을 수 없다.
Comparative steel 4 is excessively added to the copper content to be sensitive to the surface defects generated, rather than a problem of corrosion resistance, and also, such as corrosion pitting formation and growth inhibitory elements such as copper, niobium, boron, titanium and vanadium Due to the lack of content, the corrosion pit depth of 0.06 mm prevents the property against corrosion resistance.

비교강5의 성분계가 본 발명에서 제어하는 범위에 해당하지 않으며 부식피트생성 및 성장 억제원소인 구리, 니오븀, 보론, 타이타늄 및 바나듐 등의 함량이 부족하여 이로 인해 부식피트 깊이가 0.06mm로 내부식 저항성에 대한 물성을 얻을 수 없다.
The component system of Comparative Steel 5 does not fall within the range controlled by the present invention, and the corrosion pitting depth is 0.06 mm due to the lack of corrosion pitting generation and growth inhibitory elements such as copper, niobium, boron, titanium and vanadium. Physical properties against resistance cannot be obtained.

이에 반하여 발명강1 내지 발명강9는 본 발명에서 제어하는 성분계를 모두 만족하는 강종이며, 따라서 부식피트 생성깊이가 비교강에 비해 얕으며 전반적으로 0.045mm 이하로 우수한 내부식 저항성을 갖는 것으로 확인되었다. 도 1 및 도 2는 비교강3 및 발명강3를 염수분위기하에서 부식시험을 한 후의 부식피트 깊이를 촬영한 것이다. 발명강은 도 1에서 보는 바와 같이 부식피트 깊이가 얕음을 확인할 수 있다.On the contrary, Inventive Steels 1 to 9 were steel grades satisfying all the component systems controlled by the present invention. Therefore, it was found that the corrosion depth of the pit formation was shallower than that of the comparative steel, and the overall corrosion resistance was less than 0.045 mm. . 1 and 2 are taken of the corrosion pit depth after the comparative steel 3 and the inventive steel 3 subjected to the corrosion test in a salt water atmosphere. As can be seen in FIG. 1, the inventive steel has a shallow corrosion pit depth.

Claims (8)

중량%로 C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.5, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.By weight% C: 0.4-0.7%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 0.3-2.5%, Cr: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-2.0%, Cu: 1.0-3.0%, Nb: 0.005-0.5 , O: 0.0015% or less, Al: 0.01% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, remainder Fe and other unavoidable impurities. 제 1항에 있어서,
상기 선재는 중량%로 B: 0005~0.03% 및 Ti: 0.005~0.5%을 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.The method of claim 1,
The wire is a weight% B: 0005 ~ 0.03% and Ti: 0.005 ~ 0.5% more, the wire rod for excellent corrosion resistance. 제 2항에 있어서,
상기 선재는 중량%로 V: 0.005~0.5%를 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 선재.The method of claim 2,
The wire is a weight% of V: 0.005 ~ 0.5% further containing, wire for excellent spring resistance. 중량%로 C: 0.4~0.7%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 0.3~2.5%, Cr: 0.01~2.0%, Ni: 0.01~2.0%, Cu: 1.0~3.0%, Nb: 0.005~0.5, O: 0.0015%이하, Al: 0.01%이하, P: 0.02%이하, S: 0.02%이하, N: 0.02%이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.By weight% C: 0.4-0.7%, Si: 1.0-3.0%, Mn: 0.3-2.5%, Cr: 0.01-2.0%, Ni: 0.01-2.0%, Cu: 1.0-3.0%, Nb: 0.005-0.5 , O: 0.0015% or less, Al: 0.01% or less, P: 0.02% or less, S: 0.02% or less, N: 0.02% or less, remainder Fe and other inevitable impurities. 제 4항에 있어서,
상기 강선은 중량%로 B: 0005~0.03% 및 Ti: 0.005~0.5%을 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.5. The method of claim 4,
The steel wire is a spring steel wire having excellent corrosion resistance, further containing B: 0005-0.03% and Ti: 0.005-0.5% by weight. 제 5항에 있어서,
상기 강선은 중량%로 V: 0.005~0.5%를 더 함유하는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선.6. The method of claim 5,
The steel wire is V% 0.005 ~ 0.5% by weight further contains a steel wire for excellent corrosion resistance. 제 1항 내지 제 3항의 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;
상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계; 및
상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계를 포함하는, 내부식성이 우수한 스프링용 강선의 제조방법.Manufacturing a steel wire by drawing the wire of claim 1;
An austenitizing step of heating the steel wire to 850 to 1000 ° C. and maintaining it for 1 to 10 minutes; And
After cooling the austenitization at 25 to 80 ℃, tempering at 300 to 500 ℃, comprising a method for producing a steel wire for excellent corrosion resistance. 제 1항 내지 제 3항의 선재를 신선하여 강선을 제조하는 단계;
상기 강선을 850 내지 1000℃로 가열한 후 1 내지 10 분 유지하는 오스테나이트화 단계;
상기 오스테나이트화 이후 25 내지 80℃에서 유냉하고, 300 내지 500℃에서 템퍼링하는 단계; 및
상기 강선을 상온에서 냉간 성형하는 단계를 포함하는, 내부식성이 우수한 스프링의 제조방법.Manufacturing a steel wire by drawing the wire of claim 1;
An austenitizing step of heating the steel wire to 850 to 1000 ° C. and maintaining it for 1 to 10 minutes;
Cooling at 25 to 80 ° C. and tempering at 300 to 500 ° C. after the austenitization; And
Cold forming the steel wire at room temperature, the method of producing a spring having excellent corrosion resistance.
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KR20110075318A (en) * 2009-12-28 2011-07-06 주식회사 포스코 High strength and toughness spring steel wire having excellent fatigue fracture resistance, spring for the same and method for manufacturing thereof

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