KR100999676B1 - 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 및 그의제조방법 - Google Patents

Abstract

빌렛을 550 내지 700℃에서 어닐링하는 과정, 여기서, 빌렛은 중량%로, 탄소 0.60~0.70%, 실리콘 2.50~3.50%, 망간 0.50~0.90%, 인 0.025% 이하, 황 0.025% 이하, 크롬 0.80~1.50%, 몰리브덴 0.20~0.40%, 니켈 0.10~0.20%, 브롬 0.0010~0.0050%, 알루미늄 0.010~0.050%, 티타늄 0.01 내지 0.04%, 질소 0.01~0.02%, 잔부 철을 포함하는 조성을 갖는 밸브스프링용 선재 및 이러한 선재의 제조방법이 소개된다. 본 발명에 따른 선재는 인장강도 및 피로강도가 우수하며, 원가절감을 가능하게 한다.

엔진, 밸브스프링, 선재, 인장강도, 피로강도, 경도, 성형성, 열처리

Description

인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 및 그의 제조방법{WIRE FOR VALVE SPRING HAVING EXCELLENT TENSILE STRENGTH AND FATIGUE STRENGTH AND MANUFACTURING METHOD THEREEOF}

본 발명은 자동차 엔진의 흡기 및 배기 밸브스프링용 선재 및 그의 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 인장강도 및 피로강도가 우수하고 원가가 절감되는 밸브스프링용 선재 및 그의 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 자동차 엔진의 흡기 및 배기 밸브스프링은 선재를 신선, 냉각, 템퍼링(tempering)의 공정을 거쳐 제조된 제품 선(wire)을 스프링으로 성형하여 자동차 엔진의 흡기 및 배기밸브 부위에 장착된다.

자동차 산업의 발달에 따라 엔진밸브스프링의 소형화, 고인성화에 의한 컴팩트(compact) 엔진, 저소음 엔진, 고속출력 엔진 등 고기능 엔진의 개발 및 사용이 증가하고 있으며, 이에 따라 엔진 밸브스프링의 고강도화 및 고내구화(인성향상 및 피로수명확보)가 요구되고 있는 추세에 있다.

상기와 같은 요구조건에 응하여, 자동차 엔진 밸브스프링에 사용되는 소재로는 인장강도 1800~1900MPa, 피로강도 800MPa수준의 고탄소 Cr,Si 첨가 강재 또는 인장강도 2000~2100MPa 고탄소 Cr,Si,V 첨가 강재가 주로 이용되고 있다.

최근에는 엔진 고출력화 다운싸이징 대응용으로 기존 강재에 Si 함량을 증가시키고, Ni, Mo, B을 첨가하여 강도를 향상시킨 고강도 스프링용 강재가 개발되었다.

그러나, 엔진 시스템이 점차 진화되고 연속가변 밸브장치가 상용화되어 가고 있는 관계로 엔진 밸브트레인계 부품이 많아져 부품 상호 간의 간섭을 피하기 위해서는 현재보다 밸브스프링의 소형화가 요구되며, 이를 위해 종래 선재 이상의 고강도 선재의 개발이 절실히 요구되고 있는 실정에 놓여 있다.

또한, 고강도 선재에는 강도를 향상시키기 위해 V 및 Ni과 같은 고가의 고강도 합금원소들이 첨가되는데, 이는 원가상승이 크므로 상기와 같은 성분들을 다량의 합금원소로 첨가하지 않는 것이 세계적 추세에 있다.

도 1에 도시된 바와 같이, 종래의 밸브스프링용 선재 제조방법을 간략하게 살펴보면, 목적 합금 성분으로 되게 제강하는 단계; 상기 제강 후 빌렛으로 주조한 다음 550 내지 700℃에서 소정의 시간동안 어닐링하는 단계; 상기 어닐링된 빌렛을 표면으로부터 150㎛ 깊이로 연삭처리하는 단계; 상기 연삭처리된 빌렛을 900 내지 950℃에서 4분동안 항온 열처리하는 단계; 상기 항온 열처리 후 8pi→6~7pi→5~5.5pi→4pi의 4단계를 거쳐 선재의 목표 선경이 되도록 압연하는 단계; 목표 선경이 된 선재를 900 내지 950℃에서 4분동안 가열한 후 50 내지 60℃에서 1분동안 유지하여 소입(quenching)하는 단계; 및 소입 후 선재를 430 내지 500℃에서 3분동안 가열하여 소려(tempering)하는 단계;로 이루어지는 것을 볼 수 있다.

그러나, 상기와 같은 제조방법을 이용하게 되면, 다수의 단계로 강재를 압연하게 되는 일로 인하여 제조원가 및 제품 단가가 상승하는 문제점이 있었다.

상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 본 발명의 목적은, 화학성분 및 열처리 조건 변경을 통해서 인장강도 및 피로강도가 우수하면서도 성형성이 확보되고, 제조 및 제품 원가 절감 효과가 있는 밸브스프링용 고강도 선재 및 그의 제조방법을 제공하는 데에 있다.

상기한 바와 같은 목적을 성취하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재의 제조방법은, 빌렛을 550 내지 700℃에서 어닐링하는 과정; 상기 어닐링된 빌렛의 표면을 연삭하는 과정; 상기 연삭된 빌렛을 미세펄라이트가 생성되도록 항온 열처리하는 과정; 상기 항온 열처리 후 선재의 목표 선경이 되도록 압연을 통해 여러 단계로 신선하는 과정; 목표 선경이 된 선재를 오스테나이트화 온도 이상으로 가열 후 마르텐사이트가 생성되도록 소입하는 과정; 및 소입된 선재를 텐퍼드 마르텐사이트가 형성되도록 소려(tempering)하는 과정;을 포함한다.

상기 빌렛은 중량%로, 탄소 0.60~0.70%, 실리콘 2.50~3.50%, 망간 0.50~0.90%, 인 0.025% 이하, 황 0.025% 이하, 크롬 0.80~1.50%, 몰리브덴 0.20~0.40%, 니켈 0.10~0.20%, 브롬 0.0010~0.0050%, 알루미늄 0.010~0.050%, 티타늄 0.01 내지 0.04%, 질소 0.01~0.02%, 잔부 철을 포함하는 조성을 가지며, 위와 같은 제조방법을 통해서 본 발명의 목적하는 바의 밸브스프링용 선재를 얻을 수 있 다.

상술한 바와 같은 본 발명에 따르면, 종래 밸브스프링용 선재 대비 인장강도 10% 및 피로강도 15%향상, 고가의 합금원소 삭제 및 최소화에 의한 원가절감 효과를 얻을 수 있게 한다.

이하, 본 발명에 따른 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 및 그의 제조방법에 대한 바람직한 실시예를 상세히 설명한다.

본 발명의 실시예에 따른 밸브스프링용 선재는 표 1에 기재된 바와 같은 조성을 갖는다. 표 1에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 밸브스프링용 선재는 종래 선재 1 내지 3과 비교하여 Si 및 Mo 함량을 증가시켜서 고온에서 연화되는 현상을 방지하고자 하였으며, Ti 및 Al을 첨가하여 선재의 결정입자 조직을 미세화시킴과 동시에 소입성이 증가되게 하여 종래 선재 1 내지 3과의 대비 인장강도가 10% 및 피로강도가 15% 향상되게 하였다.

또한, 종래 선재 2 및 3의 합금성분으로 첨가된 고가 성분인 V를 함유하지 않고, Ni 함량도 줄여 원가절감 효과를 가질 수 있도록 하였다.

구분	화학성분(wt%)
	C	Si	Mn	P	S	Cr	V	Mo	Ni	B (ppm)	Al	Ti	N	Fe
종래 선재1	0.51 - 0.59	1.20 - 1.60	0.60 - 0.80	0.025 이하	0.025 이하	0.50 - 0.80	-	-	-	-	-	-	-	잔부
종래 선재2	0.50 - 0.70	1.80 - 2.20	0.70 - 1.00	0.025 이하	0.025 이하	0.85 - 1.05	0.05 - 0.15	-	0.20 - 0.40	-	-	-	-	잔부
종래 선재3	0.62 - 0.68	2.00 - 2.40	0.50 - 0.90	0.025 이하	0.025 이하	0.70 - 1.10	0.13 - 0.17	0.05 - 0.15	0.20 - 0.40	10 - 50	-	-	-	잔부
본 발명 선재	0.60 - 0.70	2.50 - 3.50	0.50 - 0.90	0.025 이하	0.025 이하	0.80 - 1.50	-	0.20 - 0.40	0.10 - 0.20	10 - 50	0.010 - 0.050	0.01 - 0.04	0.01 - 0.02	잔부

상기 밸브스프링용 선재 합금에 포함된 상기의 각 성분의 한정 이유를 설명하면 다음과 같다.

(1) 탄소(C) 0.60∼0.70wt%

상기 탄소는 화학성분중 가장 강력한 침입형 기지강화 원소로 첨가되는 성분으로서, 탄소함량이 많을수록 강도가 향상된다.

상기 탄소함량이 0.60wt% 미만인 경우에는 열처리 시 소입성이 확보되지않아 밸브스프링용 고강도 선재에서 요구되는 강도를 만족시킬 수 없다.

또한, 상기 탄소함량이 0.70wt%를 초과하게 되면, 소입시 쌍정(twin) 형 판상(plate) 마르텐사이트 조직이 형성되어 소입 크랙발생 및 피로강도가 현저히 떨어지게 되며, 이로 인해 인성이 감소되어 스프링 성형성 측면에서 불리하게 된다.

따라서, 본 발명에서는 벨브스프링에 적합한 고강도이면서, 연성확보를 위해 탄소함량을 0.6~0.70wt%의 범위로 제어하였다.

(2) 실리콘(Si) 2.5∼3.5wt%

실리콘은 페라이트 내에 고용되어 모재강도를 상승시키고. 소려(tempering) 연화 저항성을 높이는 효과가 있다.

본 발명의 밸브스프링용 선재에서는 종래 선재 3과 비교하여 함량을(2.00~2.40wt% → 2.50~3.50wt%) 증가시켜 피로강도 및 소려 연화 저항성을 향상시켰다.

실리콘 함량이 2.50wt% 이하인 경우는 소려 연화 저항성이 나타나지 않으며, 3.50wt% 이상이 되면 3.5 대비 강도상승 및 연화저항성 효과가 증가되지 않고, 열처리시 표면탈탄현상이 발생하므로, 실리콘 함량을 2.50~3.50wt%으로 제한하였다.

(3) 망간(Mn) 0.50∼0.90wt%

망간은 기지 내에 고용되어 굽힘피로강도를 향상시키고, 소입성을 증가시켜주는 역할을 한다.

망간 함량이 0.50wt% 미만인 경우에는 고강도 스프링용 소재로서 요구되는 충분한 소입성을 얻기 어렵고, 0.90wt%를 초과하는 경우에는 인성이 저하하므로 그의 함량을 0.50~0.90wt%로 제한하였다.

(4) 인(P) 0.025wt% 이하

인은 불순물 개념이다. 즉, 없으면 좋지만 제강기술상의 문제점 때문에 일반적으로 상한치만 규제하게 된다.

따라서, 본 발명의 선재에서는 인의 함량을 0.025wt% 이하로 제한하였다.

(5) 황(S) 0.025wt% 이하

황은 일반 합금강에서는 개재물로 인식되어 그 함량을 최소로 억제시키고 있다.

황의 함량이 0.025wt% 이상일 경우에는 망간계 비금속개재물(MnS)의 함량이 높아져 강도를 저하시킨다.

따라서, 본 발명의 선재에서는 황의 함량을 0.025wt% 이하로 제한하였다.

(6) 크롬(Cr) 0.80~1.50wt%

크롬은 내식성, 템퍼 연화 방지, 표면탈탄 방지 및 소입성 확보 효과를 제공한다.

크롬 함량이 0.80wt% 미만인 경우에는 충분한 내식성, 템퍼 연화저항성, 표면 탈탄 방지 및 소입성 효과를 확보하기 어렵다.

또한, 크롬 함량이 1.50wt%를 초과하는 경우에는 과도한 입계 탄화물 생성으로 오히려 강도저하가 발생된다.

따라서 적합한 크롬 첨가량은 0.80~1.50wt%이다.

(7) 몰리브덴(Mo) 0.20~0.40wt%

몰리브덴은 소입성을 높일 뿐만 아니라, 소려 시 400~600℃구간에서 경도 및 강도를 오히려 증가시키는 중요한 특성을 나타낸다.

몰리브덴 함량이 0.20wt% 미만이면 소려 시 강도 상승 효과가 없으며, 고가의 합금 원소이므로 0.40wt% 이상을 첨가하는 것은 바람직하지 않다.

따라서, 본 발명에서는 소려 시 강도 증가 효과 및 원가를 고려해 몰리브덴 함량을 0.20~0.40wt%로 제한하였다.

(8) 니켈(Ni) 0.10~0.20wt%

니켈은 인성확보를 위하여 첨가되는 원소이다.

니켈의 함량이 0.10wt% 미만인 경우에는 인성 개선의 효과가 충분하지 못하며, 고가의 합금 원소이므로 0.20wt% 미만으로 규제하면서, Al, Ti 및 N등을 미량 첨가하여 결정립을 미세화시켜 인성을 확보하였다.

(9) 보론(B) 10~50ppm

보론은 소입성향상 효과가 우수하고 미량첨가로도 소입성에 큰 영향을 미친다.

보론이 10ppm 이하인 경우는 소입성효과가 나타나지 않고, 50ppm 초과는 양산 제강시 첨가하기가 어려울 뿐만 아니라, 50ppm 초과시 탄질화물의 조대화 및 표면 인장 잔류응력 발생으로 피로강도가 급격히 감소하게 된다.

따라서, 본 발명에서는 보론 함량을 10~50ppm의 범위로 제한하였다.

(10) 알루미늄(Al) 0.010~0.050wt%

알루미늄은 탈산을 위해 첨가하고, 또한 알루미늄질화물(AlN)을 형성시켜 오스테나이트를 미세화하여 강도 및 충격인성을 향상시키기 위해 첨가한다.

티타늄 첨가와 함께 고가의 결정립 미세화 원소인 바나듐의 첨가를 제거할 수 있으며, 인성 확보 원소인 니켈의 함량을 최소화할 수 있다.

알루미늄 함량이 0.010wt% 미만이면 필요로 하는 효과를 얻지 못하고, 0.050wt%를 초과할 경우 효과가 포화된다.

따라서, 알루미늄의 첨가량을 0.010~0.050wt%로 제한하였다.

(11) 티타늄(Ti) 0.01~0.04wt%

본 발명의 선재 재료는 보론을 미량 첨가하여 소입성증대에 의한 강도를 확보하게 되는데, 보론 효과를 극대화하기 위해서는 용질(solute) 보론량이 기지에 많아야 한다(보론탄화물, 보론질화물 상태는 효과 없음).

그러나, 보론은 질소와의 친화력이 좋아서 BN 형태의 질화물상태로 기지에 존재하기 쉽다.

따라서, 본 발명에서는 적절한 양의 티타늄를 첨가하여 TiN을 형성시켜 보론과 결합되는 질소의 양을 줄여 B효과를 극대화하였고, 또한, TiN의 전위 피닝 효과를 이용해 결정립성장을 억제시켰다.

이는 바나듐, 니켈과 같은 고가 합금의 역할을 대체할 수 있으므로, 바나듐첨가 제거, 니켈 최소화가 가능해 원가측면에서도 상당히 유리하다.

티타늄 함량이 0.01wt% 미만인 경우는 N 구속효과가 없어지므로 보론 소입성 극대화 효과가 없으며, 0.04wt% 초과인 경우는 N 구속효과가 포화되므로 원가상승만이 있게 된다.

따라서, 본 발명에서는 티타늄의 함량을 0.01~0.04wt%로 제한하였다.

(12) 질소(N) 0.01~0.02wt%

질소를 적정량 첨가하게 되면, AlN 또는 TiN을 형성해 결정립 미세화 효과를 얻을 수 있으며, 또한 TiN 형성으로 보론의 소입성을 극대화시킨다.

질소 함량이 0.01wt% 미만이면 AlN 또는 TiN 화합물 형성반응이 효과적이지 못하며, 0.02wt%를 초과할 경우에는 보론과 반응이 일어나 소입성이 악화된다.

따라서, 질소 함량을 0.01~0.02wt%의 범위로 제한하였다.

상기와 같은 성분으로 이루어진 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재는 도 2에 도시된 바와 같이 제조방법을 통해 제조되어서 물성 시험을 통해 특성이 평가되었으며, 이에 대하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

먼저, 상기와 같은 밸브스프링용 선재용 합금으로 되게 첨가되는 성분의 양을 조절하면서 용해로를 통해 제강한다.

선재용 합금을 제강한 후에는 소정 크기의 빌렛으로 주조한다.

상기의 주조된 빌렛은 다음의 표면 결함 및 탈탄층을 제거하기 위한 공정인 연삭 처리가 용이하게 이루어지도록 하기 위해서 550 내지 700℃에서 소정의 시간동안 어닐링처리된다.

상기 어닐링처리된 빌렛을 표면으로부터 150㎛ 깊이로 연삭기를 이용하여 연삭하여 표면 결함 및 탈탄층을 제거한다.

상기 연삭처리된 빌렛을 열처리로를 이용하여 900 내지 950℃에서 4분동안 가열한 후에 600 내지 700℃에서 3분동안 유지하여 항온 열처리하였으며, 이는 선재 내에 미세펄라이트가 생성되게 하여 다음 공정인 신선처리가 용이하게 이루어질 수 있도록 하였다.

상기 항온 열처리 후에는 선재의 목표 선경이 되도록 압연을 통해 신선하는데, 상기 신선 작업은 먼저 빌렛을 8pi로 1차 압연하고, 5 내지 6pi로 2차 압연하고, 마지막으로 4pi로 3차 압연하여 이루어지게 하였으며, 이는 TiN 또는 AlN 형성에 의한 결정립 미세화로 인성이 증가해 종래 선재들 대비 단계별 감면율을 증가시킬 수 있게 하였다. 즉 본 발명에 따른 신선 압연공정은 종래 선재의 4단계 제조방법과는 다르게 3단계로 축소하여 행하였다.

그 다음, 목표 선경으로 압연된 선재의 미세조직을 오스테나이트화 하기 위해 900 내지 950℃에서 4분동안 가열한 후, 미세조직 내에 마르텐사이트를 생성시키기 위해서 50 내지 60℃에서 1분동안 냉각하는 소입(quenching)처리를 행하였으며, 그 결과 강도를 충분히 확보할 수 있는 마르텐사이트가 생성되었다.

상기의 소입처리된 선재는 템퍼드 마르텐사이트의 형성으로 인성이 확보되도록 하기 위해서 550 내지 650℃에서 3분동안 가열되는 소려(tempering)처리되었다.

본 발명에 따라 Si 및 Mo 첨가량을 증가시켜 소려 처리시 연화 저항성이 증가해 강도 저하가 일어나지 않게 되었고, Mo의 첨가로 인해 상기 소려처리 온도 구간에서 강도가 오히려 증가되는 것을 볼 수 있었다.

본 발명의 소려처리 온도는 종래 선재들을 제조하기 위한 소려 온도보다 높게 설정하였으나, 오히려 강도저하 없이 인성이 증가하는 형태를 보였다.

실험 예

상기와 같은 방법으로 제조된 선재에 대한 인장강도, 피로강도, 경도 및 성형성 등의 물성실험을 실시하였다.

1) 합금설계

본 발명의 실시예를 위한 실험은 함유 성분에 따라 3개의 비교예와 1개의 발명예로 이루어졌고, 그들에 대한 합금설계의 조성은 아래의 표 2에 나타난 바와 같다. 상기 비교예1 내지 3의 합금 성분은 종래 선재 1 내지 3의 성분 범위 내에서 조절되었다.

구분	화학성분(wt%)
	C	Si	Mn	P	S	Cr	V	Mo	Ni	B (ppm)	Al	Ti	N	Fe
비교예1	0.55	1.44	0.72	0.010	0.008	0.71	-	-	-	-	-	-	-	잔부
비교예2	0.62	2.11	0.82	0.008	0.009	0.95	0.12	-	0.28	-	-	-	-	잔부
비교예3	0.66	2.18	0.66	0.010	0.007	0.87	0.14	0.07	0.28	30	-	-	-	잔부
발명예	0.65	2.72	0.66	0.009	0.008	1.10	-	0.31	0.14	30	0.025	0.03	0.012	잔부

2) 제강 및 주조

상기와 같은 목표 조성에 대한 각각의 성분을 함유한 합금들을 얻기 위해서 상온에서 또는 합금의 산화 손실을 방지하기 위하여 Ar가스 또는 N가스의 분위기하에 있는 용해로를 통해 소정의 용융온도 및 시간 동안 비교예1 내지 3 및 발명예의 합금을 각각 가열하여 용해하였다.

용해로를 통해 완전히 용해된 비교예들 및 발명예의 선재용 합금들을 주조를 통해서 후공정인 선재의 신선 작업을 고려하는 소정 크기의 빌렛으로 각각 제조하였다.

3) 어닐링처리

상기의 비교예들 및 발명예의 빌렛들은 550 내지 700℃에서 소정의 시간 동안 어닐링처리하였다.

4) 연삭처리

상기 어닐링된 각 빌렛들을 연삭기를 이용하여 표면 결함 및 탈탄층이 제거될 수 있도록 소정 깊이로 연삭하였다.

5) 항온 열처리

상기 연삭처리된 빌렛을 열처리로를 이용하여 900 내지 950℃에서 4분동안 가열한 후에 600 내지 700℃에서 3분동안 유지하여 항온 열처리하였다.

6) 신선처리

상기 항온 열처리된 빌렛을 8pi로 1차 압연하고, 5 내지 6pi로 2차 압연하고, 마지막으로 4pi로 3차 압연하여 신선처리하였다.

7) 소입처리

신선처리된 선재는 900 내지 950℃에서 4분동안 가열된 후, 50 내지 60℃에서 1분동안 냉각되었다.

8) 소려처리

상기의 소입처리된 선재는 550 내지 650℃에서 3분동안 가열되었다.

9) 물성시험

상기와 같은 방법으로 제조된 밸브스프링용 선재를 이용하여 인장강도, 피로강도, 경도 및 성형성 등의 물성시험과 미세조직이 관찰되었다.

9-1) 인장강도

비교예1 내지 3 및 발명예 각 소재의 공정별 인장 강도는 KS B 0801의 표준인장시험편을 사용하여 KS B0802의 인장시험을 실시하였다.

여기서는, 선재 표준 사이즈 선경 4mm 시편을 이용하여 20TON 시험기에서 실시하였다.

9-2) 경도 측정

비교예1 내지 3 및 발명예 각 소재의 경도값은 KS B 0811의 측정법을 이용하여 경도 측정을 실시하였다.

여기서는, 마이크로 비커스 경도계를 이용하여 300gf에서 측정하였다.

9-3) 피로강도

비교예1 내지 3 및 발명예 각 소재의 피로강도는 KS B ISO 1143의 측정 방법을 이용하여 측정하였다.

여기서, 규격에 명시된 선경은 5~12.5mm이나 선재 표준 선경이 4mm인 관계로 선경 4mm선재를 이용하여 회전 굽힘 피로시험 방법으로 평가하였다.

9-4) 성형성

비교예1 내지 3 및 발명예 각 소재의 성형성 평가는 실엔진 밸브스프링 조건인 직경(D)/선경(d) = 6.5, 권선수 8권으로 하여 10000개 스프링 성형(코일링)시 파손이 없는 것을 정상으로 하여 측정하였다.

9-5) 미세조직 및 결정립도 관찰

비교예1 내지 3 및 발명예 각 소재의 미세조직 및 입경(grain size) 측정은 KS D 0205 측정법을 이용하여 측정하였다.

여기서는, 피클릭 산(PICRIC ACID) 포화용액 100ml+5g 계면활성제의 에칭액으로 에칭후 KS 규격에 따라서 측정하고 ASTM NO로 표기하였다.

10) 시험결과

상기의 물성시험에 대한 결과는 다음의 표 3에 나타낸 바와 같다.

구분	인장강도(MPa)	피로강도(MPa)	경도(HV)	성형성
비교예1	1912	847	580	정상
비교예2	2167	1042	623	정상
비교예3	2315	1237	691	정상
발명예	2537	1423	742	정상

상기의 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따른 선재에 대한 발명예의 소재는 비교예 1 내지 3의 소재와 비교하여 인장강도, 피로강도 및 경도에 있어서 우수한 것으로 나타났다.

즉, 본 발명에 따른 발명예의 소재는 비교예 1 내지 3보다는 인장강도 및 경도가 10% 이상으로 향상되었고, 피로강도가 15% 이상으로 향상됨을 보였다. 단, 성형성에 있어서는 본 발명의 소재가 다소 높게 나타났으나, 비교예들의 소재들과 함께 대체적으로 정상으로 나타났다.

그리고, 비교예 1 내지 3 및 발명예의 소재들을 미세조직 및 입경의 크기를 관찰한 결과, 비교예들의 소재보다 발명예의 소재가 탄화물 및 결정립이 미세하게 나타났으며, 이는 강도 측면에서 우수한 조직으로 판단된다.

또한, 본 발명의 실시예에 따른 소재의 제조 비용은 원가절감 차원에서 비교예들의 소재들과 비교해볼 때 200원/kg으로 절약되는 것으로 나타났다.

이상, 본 발명의 특정 실시예에 관하여 도시하고 설명하였지만, 본 발명의 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 하기의 특허청구범위에 기재된 발명의 기술적 사상으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음이 이해될 필요가 있다.

도 1은 종래의 밸브스프링용 선재 제조방법을 보인 흐름도,

도 2는 본 발명에 따른 밸브스프링용 선재 제조방법을 보인 흐름도,

도 3a 내지 도 3c는 종래의 밸브스프링용 선재의 미세조직사진,

도 4는 본 발명에 따른 밸브스프링용 선재의 미세조직사진이다.

Claims (4)

1. 빌렛을 550 내지 700℃에서 어닐링하는 과정;

   상기 어닐링된 빌렛의 표면을 연삭하는 과정;

   상기 연삭된 빌렛을 미세펄라이트가 생성되도록 항온 열처리하는 과정;

   상기 항온 열처리 후 선재의 목표 선경이 되도록 압연을 통해 여러 단계로 신선하는 과정;

   목표 선경이 된 선재를 오스테나이트화 온도 이상으로 가열 후 마르텐사이트가 생성되도록 소입하는 과정; 및

   소입된 선재를 텐퍼드 마르텐사이트가 형성되도록 소려(tempering)하는 과정;을 포함하며,

   상기 빌렛은 중량%로, 탄소 0.60~0.70%, 실리콘 2.50~3.50%, 망간 0.50~0.90%, 인 0.025% 이하, 황 0.025% 이하, 크롬 0.80~1.50%, 몰리브덴 0.20~0.40%, 니켈 0.10~0.20%, 브롬 0.0010~0.0050%, 알루미늄 0.010~0.050%, 티타늄 0.01 내지 0.04%, 질소 0.01~0.02%, 잔부 철을 포함하는 조성을 갖는 것을 특징으로 하는 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 제조방법.
2. 청구항 1에 있어서, 상기 빌렛의 신선 과정은,

   8pi로 1차 압연하는 과정;

   5 내지 6pi로 2차 압연하는 과정; 및

   4pi로 3차 압연하는 과정;을 포함하는 것을 특징으로 하는 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 제조방법.
3. 청구항 1에 있어서, 상기 소입 과정은 550~650℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재 제조방법.
4. 제1항 내지 제3항 중 어느 한 항에 따라 제조된 것을 특징으로 하는 인장강도 및 피로강도가 우수한 밸브스프링용 선재.

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