KR102131137B1 - 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 스프링용 강재가 니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되어, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되도록 함으로써, 스프링용 강재의 절단 후 가열을 통해 열간성형하고, 열처리 과정 및 표면처리를 수행하여 제조되는 스프링의 열처리 과정에서 뜨임 공정을 생략할 수 있도록 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링에 관한 것이다.

Description

뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링 {Spring Manufactured by Tempering Process Omitting}
본 발명은 열처리 공정을 생략한 스프링에 관한 것으로, 보다 구체적으로는 스프링을 구성하는 강재에 적정 탄소당량을 제공하여 베이나이트 조직분율을 높이고, 이를 통해 마르텐사이트 및 펄라이트 생성량을 감소시키거나 생성을 최소화하며, 유효 보론량을 적절하게 확보하여 제조된 스프링의 강도 및 인성을 향상시킨다.
이를 통해 담금질 및 뜨임으로 이루어지는 스프링의 열처리 공정에서 뜨임 공정을 생략할 수 있도록 하여 스프링의 생산 효율을 향상시키는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링에 관한 것이다.
자동차의 현가장치에 사용되는 스프링이나 철도의 레일을 고정하는 레일 체결 스프링과 같이 외부로부터 작용하는 충격에 의해 수축 및 이완에 의한 반복변형이 발생하고, 작용하는 하중에 의해 탄성변형되었다가 원상태로의 복귀가 반복되기 때문에, 스프링의 성능 및 내구성을 확보하기 위하여 담금질 및 뜨임 등으로 이루어지는 열처리를 수행하게 되며, 135±5kg/㎟의 인장강도, 125±5kg/㎟의 항복강도 및 11±2%의 연신율의 조건을 만족하는 SUP9 계열의 강을 주로 사용하였다.
그러나, 기존의 뜨임 공정을 포함하는 열처리 강재의 경우 뜨임 공정을 위한 재가열 과정에서 반드시 필요로 하는 가열로에 의해 스프링 생산 공장의 생산라인이 길어지면서 공장의 공간을 효율적으로 사용하는데 어려움이 있고, 가열로에 대한 설치 비용 및 유지관리 비용이 추가적으로 발생하는 문제가 있었다.
특히, 최근에는 공장 자동화에 따른 생산시설 무인화 및 관리 자동화 개념의 연장선상에서 스마트 팩토리를 구축해 나아가는 실정인데, 스마트 팩토리는 과거의 단위 공정별 최적화를 이루는 공장 자동화 개념에서 벗어나 전체적인 공정이 서로 유기적으로 연계되어 발생할 수 있도록 공장내 장치들이 사물인터넷을 통해 각 공정간의 데이터를 공유하고, 수집된 데이터를 종합 분석하여 발생한 능동적 의사결정을 각 공정의 장치에 실시간으로 전달하여 이행함으로써, 다품종 복합생산에 적합한 생산공정 유연성을 확보하게 된다.
스마트 팩토리는 각 공정간 데이터 교환 및 분석이 원활하게 발생할 수 있도록 하기 위하여 공장 규모의 축소가 중요시되며, 공장 규모의 축소를 위해서는 생산라인 및 공정 수를 축소하는 것이 불가피하다.
또한, 고탄소강으로 이루어지는 강재의 뜨임시 재가열 과정에서 탈탄(decarbonization)이 발생하면서 표면 경도와 내식성이 악화되는 현상을 방지하기 위해 강재 표면에 오일을 적용하게 되는데, 이러한 오일은 가열과정에서 기화되어 유독가스를 배출하고, 폐오일의 처리와 더불어 따른 환경오염 발생의 원인이 되었다.
이때, 뜨임 공정을 생략하게 되면 스프링 생산 공장의 생산라인을 감축시켜 공장의 공간 활용의 효율성을 향상시키고, 뜨임에 사용되는 오일이 가열되어 생성되는 유증기 또는 폐오일의 처리시 발생하는 환경오염을 예방할 수 있을뿐만 아니라, 가열에 사용되는 전기 또는 화학 에너지를 절약하여 생산비용을 절감하고, 공정수가 감소되어 생산속도를 보다 향상시킬 수 있게 되어 스마트 팩토리 구축에 한발짝 앞으로 나아갈 수 있도록 한다.
위와 같은 장점에 의해 열처리 공정을 생략할 수 있는 강재가 개발되어 왔으며, 열처리 공정 생략 강재의 발전 과정은 크게 4단계로 구분된다.
제1 세대 열처리 생략 강재는 바나듐(V)을 첨가한 중탄소 강으로, 페라이트-펄라이트 조직을 형성하도록 열간성형 후 공냉을 실시하게 되며, 동급의 인장강도를 가지는 열처리 강재에 비하여 충격인성이 낮은 편이라, 작동시 과도한 충격과 부하가 걸리지 않는 자동차용 크랭크 샤프트 또는 커넥팅 로드 등에 적용되었다.
제2 세대 열처리 생략 강재는 제1 세대 열처리 생략 강재의 낮은 충격인성을 보완할 수 있도록 탄소함량을 낮추는 동시에 실리콘(Si) 함유량을 증가시키고, 침상 페라이트 또는 페라이트-펄라이트 조직을 형성하도록 강냉을 실시하여 냉각속도를 증가시켰으며, 몰리브덴(Mo), 티타늄(Ti)을 첨가하여 펄라이트의 결정립을 미세화함으로써 충격인성을 향상시켰다.
제3 세대 열처리 생략 강재는 충격인성과 강도를 보다 향상시키기 위하여 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo)을 첨가하여 질량효과에 의해 마르텐사이트 종료온도를 200℃까지 상승시키고, 열간성형 직후 제어냉각을 통해 탄화물을 균일하게 분산시켜 베이나이트와 마르텐사이트의 복합조직을 형성하였다.
제4 세대 열처리 생략 강재는 열처리 강재와 비슷한 수준으로 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 향상시킬 수 있도록 열간성형 직후 제어냉각을 통해 베이나이트의 조직분율을 높이는 방향으로 개발이 진행중이다.
이러한 베이나이트의 조직을 형성하는 강재로는 대한민국 공개특허공보 제10-2003-0008852호 (2003.01.29. 공개)의 자동차 샤시부품용 고강도 베이나이트계 비조질강이 있으나, 높은 망간(Mn) 함량에 의해 인성 향상에 악영향을 미치는 마르텐사이트의 생성율이 증가하고, 페라이트 형성을 지연시킬 수 있는 보론(B)이 함유되지 않아 균일한 베이나이트 조직을 형성하기 어려운 문제가 있었다.
또한, 대한민국 등록특허공보 제10-0908624호 (2009.07.14. 등록)와 대한민국 등록특허공보 제10-1766567호 (2017.08.02. 등록)에는 각각 피삭성 및 인성이 향상된 프리하든강 및 그 제조방법과, 열연 강판 및 그 제조 방법에 게시되어 있으나, 뜨임 가공을 포함하는 열처리 강재의 제조 방법에 해당하기 때문에 열처리 강재의 단점인 생산 공장의 공간 효율성 저하와, 오일에 의한 환경오염 발생과, 가열을 위해 소비되는 다량의 에너지에 의한 생산비용 증가 및 공정수 증가에 따라 생산속도가 감소하는 문제가 해결되지 못하는 문제를 가지고 있었다.
대한민국 공개특허공보 제10-2003-0008852호 (2003.01.29. 공개) 대한민국 등록특허공보 제10-0908624호 (2009.07.14. 등록) 대한민국 등록특허공보 제10-1766567호 (2017.08.02. 등록)
본 발명의 실시 예에서는 스프링의 생산과정에서 뜨임 공정을 생략한 열처리 생략 강재를 적용함으로써, 스프링의 생산 효율성을 향상시키고, 열처리 생략 강재를 통해 생산된 스프링의 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 뜨임 가공 열처리된 스프링과 비슷한 수준으로 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 마르텐사이트 조직 생성률이 증가하는 것을 방지하여 제조된 스프링의 인성을 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 베이나이트의 조직분율을 높여 펄라이트 생성량을 감소시키거나 생성을 최소화함으로써, 제조된 스프링의 인성을 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에서는 상부 베이나이트 조직분율의 증가를 억제하여 제조된 스프링의 인성과 강도 및 경도를 보다 향상시키는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 자동차의 현가장치에 장착되어 주행중 발생하는 차체 기울어짐을 빠르게 회복시켜 주행안정성 및 승차감을 향상시키는 스프링에 있어서, 니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과, 스프링 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 스프링 형상으로 가공하는 성형 과정과, 성형된 스프링을 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정과, 스프링의 양 끝단을 가열한 후, 열간성형하여 현가장치와의 연결부를 구성하는 아이(eye)부를 형성하는 과정과, 성형이 완료된 스프링의 형상을 검사하고 교정하는 과정 및 스프링 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하고, 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정으로 이루어지되, 상기 스프링은 스태빌라이저바인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 자동차의 현가장치에 장착되어 주행중 발생하는 노면의 충격을 흡수하여 차체의 파손을 방지하고 승차감을 향상시키는 스프링에 있어서, 니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과, 스프링 강재를 가열한 후 코일링(coiling)하고, 스프링의 끝단에 피그테일(pig tail)부를 형성하여 코일링된 스프링 형상으로 가공하는 열간성형 과정과, 성형된 스프링을 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정과, 스프링의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하는 1차 세팅 과정과, 200~250℃로 가열된 스프링의 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하는 쇼트피닝 과정과, 스프링의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하는 2차 세팅 과정 및 스프링 표면에 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정으로 이루어지되, 상기 스프링은 코일스프링인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 철도용 레일을 지면에 설치된 기초 패널에 고정시키는 스프링에 있어서, 니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과, 스프링 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 스프링 형상으로 가공하는 성형 과정과, 성형된 스프링을 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정 및 스프링 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하고, 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정;으로 이루어지되, 상기 스프링은 레일 체결 스프링인 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하며, C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15 의 공식으로 표현되는 탄소 당량(equivalent)이 0.2~0.6 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)의 미량합금을 포함하며, (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N 의 공식으로 표현되는 미량합금 첨가상수가 0.8~1.0 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 의 공식으로 표현되는 유효 보론량이 7~20 ppm 범위 내에서 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 0.003 중량% 이하의 산소(O), 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)이 포함된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 오스테나이트의 결정입도는 15~70㎛의 크기로 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 오스템퍼(austempering)에 의해 형성되는 상부 베이나이트(upper-bainite)에 비해 상대적으로 저온에서 형성되는 하부 베이나이트(lower-bainite)의 조직분율이 60% 이상 형성된다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 스프링용 강재는 Hv410~525의 경도, 135~185kg/mm2의 인장강도, 110~155kg/mm2의 항복강도, 0.81~0.88의 항복비, 30~50%의 단면감소율, 11~16%의 연신율, 0.5~0.6의 피로한도비 범위를 만족한다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 열처리 과정에서 스프링의 가열은 A3 변태점으로부터 1050℃ 이하의 온도 범위 내에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상기 열처리 과정에서 스프링의 급속냉각은 상온에 도달할때까지 20~150℃/sec의 냉각속도로 이루어진다.
본 발명의 실시 예에 따르면 스프링의 제조 과정에서 뜨임 공정을 생략함으로써, 스프링의 생산속도 향상 및 생산비용 절감을 이루고, 스프링의 재가열을 위한 가열로 설치라인을 축소를 통해 공장의 규모를 축소하여 생산라인의 동선을 최적화 할 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 생산과정에서 뜨임 공정을 생략하여 제조된 스프링의 충격인성과 강도 및 성형 가공성을 뜨임 공정 열처리를 수행한 스프링과 비슷한 수준으로 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 적정 탄소당량을 제공하여 CCT곡선의 베이나이트 노즈(nose)가 형성되는 시간축을 조절함으로써, 베이나이트 조직분율을 높일 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 마르텐사이트 조직 생성률이 증가하는 것을 방지하여 제조된 스프링용 강재의 인성을 향상시키는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 베이나이트의 조직분율을 높여 펄라이트 생성량을 감소시키거나 생성을 최소화함으로써, 제조된 스프링용 강재의 인성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 상부 베이나이트 조직분율의 증가를 억제하여 제조된 스프링용 강재의 인성과 강도 및 경도를 보다 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 실시 예에 따르면 스프링용 강재의 주조시 노즐 막힘 현상을 방지할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 실시 예에 따른 스프링의 적용 예시를 나타내는 것으로, 도 1a, 도 1b, 도 1c는 각각 스태빌라이저바와 코일스프링 및 레일 체결 스프링의 형상을 나타내는 도면이다.
도 2a와 도 2b는 각각 기존의 기존의 제조 방법에 따른 열처리 생략 강재로 제조된 판스프링 강재의 냉각 속도와 본 발명에 따른 자동차용 판스프링 가공방법에 따른 판스프링 강재의 냉각 과정을 나타내는 그래프이다.
도 3은 자동차용 판스프링 강재의 냉각속도에 따른 상변태를 도시하는 연속 냉각 변태(CCT, continuous cooling transformation) 곡선을 나타내는 그래프이다.
도 4는 탄소당량에 따라 CCT곡선이 이동하면서 상전이 온도의 시작온도가 변화하는 현상을 나타내는 그래프이며, 도 4a는 탄소당량 0.2이하, 도 4b는 탄소당량 0.2~0.6 사이, 도 3c는 탄소당량 0.6이상에서의 CCT곡선 이동을 나타낸다.
도 5는 자동차용 판스프링 강재의 탄소함유량에 따른 항복강도에 영향을 미치지 않는 잔류 오스테나이트의 부피비 범위를 나타내는 그래프이다.
도 6은 페라이트 변태를 지연시켜 이상적인 베이나이트 조직을 확보하기 위한 이상적 유효 보론 범위를 나타내는 그래프이다.
도 7은 자동차용 판스프링의 제조과정 중 담금질 과정에서의 냉각속도에 따라 형성되는 판스프링 강재의 경도값을 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명의 실시 예를 첨부된 도면을 참조하여 설명한다.
본 발명에 따른 동작 및 작용을 이해하는 데 필요한 부분을 중심으로 상세히 설명한다.
본 발명의 실시 예를 설명하면서, 본 발명이 속하는 기술 분야에 익히 알려졌고 본 발명과 직접적으로 관련이 없는 기술 내용에 대해서는 설명을 생략한다.
이는 불필요한 설명을 생략함으로써 본 발명의 요지를 흐리지 않고 더욱 명확히 전달하기 위함이다.
또한, 본 발명의 구성 요소를 설명하는 데 있어서, 동일한 명칭의 구성 요소에 대하여 도면에 따라 다른 참조부호를 부여할 수도 있으며, 서로 다른 도면임에도 동일한 참조부호를 부여할 수도 있다.
그러나 이와 같은 경우라 하더라도 해당 구성 요소가 실시 예에 따라 서로 다른 기능을 갖는다는 것을 의미하거나, 서로 다른 실시 예에서 동일한 기능을 갖는다는 것을 의미하는 것은 아니며, 각각의 구성 요소의 기능은 해당 실시 예에서의 각각의 구성 요소에 대한 설명에 기초하여 판단하여야 할 것이다.
또한, 본 명세서에서 사용되는 기술적 용어는 본 명세서에서 특별히 다른 의미로 정의되지 않는 한 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에 의하여 일반적으로 이해되는 의미로 해석되어야 하며, 과도하게 포괄적인 의미로 해석되거나, 과도하게 축소된 의미로 해석되지 않아야 한다.
또한, 본 명세서에서 사용되는 단수의 표현은 문맥상 다르게 뜻하지 않는 한, 복수의 표현을 포함한다.
본 출원에서, "구성된다" 또는 "포함한다" 등의 용어는 명세서 상에 기재된 여러 구성요소들, 또는 여러 단계들을 반드시 모두 포함하는 것으로 해석되지 않아야 하며, 그 중 일부 구성 요소들 또는 일부 단계들은 포함되지 않을 수도 있고, 또는 추가적인 구성 요소 또는 단계들을 더 포함할 수 있는 것으로 해석되어야 한다.
주행중 발생하는 차체 기울어짐을 빠르게 회복시켜 주행안정성 및 승차감을 향상시키도록 자동차의 현가장치에 장착되는 스프링인 스태빌라이저바(10)는 도 1a에서 도시하는 바와 같이 양 끝단에 현가장치와 연결되는 아이부(11)가 형성되고, 스태빌라이저바(10)의 중앙부는 수차례 만곡되어 양측 아이부(11)를 잇는 가상의 직선으로부터 이격됨으로써, 현가장치 작동시 스태빌라이저바(10)에 비틀림이 작용하면서 스태빌라이저바(10)가 자체적으로 가지는 탄성복원력에 의해 현가장치를 빠르게 원위치 시키는 작용을 한다.
또한, 주행중 발생하는 노면의 충격을 흡수하여 차체의 파손을 방지하고 승차감을 향상시키기 위하여 자동차의 현가장치에 장착되는 스프링인 코일스프링(20)은 도 1b에서 도시하는 바와 같이 강재가 나선형상으로 코일링되고, 코일스프링(20)의 양끝단의 나선이 이루는 코일링 반경이 점진적으로 축소되는 피그테일(21)이 형성되어 압축시 코일스프링(20)의 나선간 간섭 또는 접촉에 의한 표면 손상을 방지한다.
또한, 지면에 설치된 기초 패널에 철도용 레일을 고정시키는 스프링인 레일 체결 스프링(30)은 체결 볼트에 의해 기초 패널에 고정설치되고, 레일의 하단부에 형성된 레일풋을 고정하여 열차 운행시 레일이 이탈하는 것을 방지하며, 열차로부터 레일에 작용하는 하중에 의해 변형되었다 원상태로 복원되면서 충격을 흡수하여 레일 또는 기초패널의 파손을 방지한다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링의 제조 과정을 각각 살펴보면 다음과 같다.
본 발명의 실시 예에 따른 스태빌라이저바(10)는 파이프 또는 환봉 형상의 스프링용 강재를 성형하고자 하는 스태빌라이저바(10) 스프링의 크기로 절단하고, 절단된 스프링 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 스태빌라이저바(10) 형상으로 가공하는 열간 성형 과정을 수행한다.
스태빌라이저바(10)의 성형이 완료되면 스태빌라이저바(10)를 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정을 수행하고, 열처리가 완료된 스태빌라이저바(10)의 양 끝단을 가열한 후, 열간성형하여 현가장치와의 연결부를 구성하는 아이부(eye, 11)를 형성한다.
스태빌라이저바(10)의 성형이 완료되면 제조된 스태빌라이저바(10)의 형상을 검사하고 교정하는 과정을 수행하고, 교정이 완료된 후 스태빌라이저바(10) 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하며, 쇼트피닝이 완료된 스태빌라이저바(10)의 표면에 아연하도층을 형성하고 도장을 수행하는 등 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정을 수행함으로써 스태발라이저바(10)의 제조가 완료된다.
또한, 본 발명의 다른 실시 예에 따른 스프링인 코일스프링(20)은 파이프 또는 환봉 형상의 스프링용 강재를 성형하고자 하는 코일스프링(20)의 크기로 절단하고, 절단된 스프링 강재를 가열한 후 코일링하고, 코일스프링(20)의 끝단에 피그테일(21)을 형성하는 열간성형 과정을 수행한다.
성형된 스프링을 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정이 완료되면 스프링의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하여 코일스프링(20)에 영구 변형성을 부여함으로써, 반복되는 화물 적재 등에 의해 코일스프링(20)에 영구변형이 발생하면서 코일스프링(20)의 성능이 감소하는 것을 방지하는 1차 세팅 과정을 수행한다.
1차 세팅이 완료되면 200~250℃로 가열된 코일스프링(20)의 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하는 쇼트피닝을 수행하게 된다.
상기 쇼트피닝 과정에서 쇼트볼과의 충돌에 의해 코일스프링(20) 표면에 형성되는 미세요철에 의한 코일스프링(20)의 표면적 변화에 따라 코일스프링(20)의 영구변형성 부여 설정값이 초기 설정과 다르게 형성될 수 있는데, 이러한 현상을 방지하기 위하여 코일스프링(20)의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하는 2차 세팅을 수행한다.
2자 세팅이 완료되면 코일스프링(20) 표면에 아연하도층을 형성하고 도장을 수행하는 등 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정을 수행함으로써, 코일스프링(20)의 제조가 완료된다.
또한, 본 발명의 또 다른 실시 예에 따른 스프링인 레일 체결 스프링(30)은 스프링용 강재를 성형하는 레일 체결 스프링(30)의 길이로 절단하고, 절단된 스프링용 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 레일 체결 스프링(30) 형상으로 가공하는 열간 성형을 수행한다.
성형된 레일 체결 스프링(30)을 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정이 완료되면, 레일 체결 스프링(30) 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하고, 레일 체결 스프링(30) 표면에 아연하도층을 형성하고 도장을 수행하는 등 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정을 수행함으로써, 레일 체결 스프링(30)의 제조가 완료된다.
이때, 각 실시 예에 따른 스프링의 열처리 과정에서의 스프링용 강재 가열은 A3 변태점으로부터 1050℃ 이하의 온도 범위 내에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 이루어지는데, 분위기 가열 또는 유도가열을 통해 스프링용 강재의 가열을 실시함으로써 스프링용 강재가 균일하게 가열될 수 있도록 한다.
또한, 상기 열처리 과정에서의 담금질 공정에 의한 스프링의 급속냉각은 스프링이 상온에 도달할때까지 20~150℃/sec의 냉각속도로 이루어진다.
이때, 상기 열처리 과정은 담금질에 의한 급속냉각 공정으로만 이루어져 뜨임(tempering) 공정이 생략되어 실시되는데, 이를 통해 각 실시 예에 따른 스프링의 생산속도 향상 및 생산비용 절감을 이루고, 스프링 제조 과정에서 스프링의 뜨임 처리를 위한 재가열에 필요한 가열로 설치라인을 생략함으로써, 공장의 규모 축소 및 생산라인의 동선을 최적화를 이룰 수 있도록 한다.
뜨임 처리를 생략하였음에도 각 실시 예에 따른 스프링에서 기본적으로 요구하는 강도, 인성 기타 물리적 특성 및 내구 특성을 만족시키기 위하여, 스프링용 강재는 니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성된다.
이하, 본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재를 구성하는 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물을 제외한 필수 조성 성분의 작용 및 함유량을 살펴보면 다음과 같다.
1) 탄소(C)
상기 성분 및 함량이 함유되는 스프링용 강재는 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는데, 기존의 베이나이트 조직을 형성한 열처리 생략 강재는 도 2a에서 도시하는 바와 같이 p0에서 p1 과정을 거치면서 A3 변태점에서 1250℃ 사이의 오스테니이트화 온도로 가열된 강재(10)를 p1에서 p2 과정을 거치면서 열간성형하고, 열간성형된 강재(10)를 p3a에서 p4 과정의 항온변태 또는 p3a에서 p4 과정의 제어냉각을 통해 베이나이트 조직을 형성하게 된다.
그에 비하여 본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재는 도 2b에서 도시하는 바와 같이 p2에서 p3c 과정의 급속냉각을 통해 베이나이트 조직을 형성하게 되는데, 기존의 베이나이트 조직을 형성한 열처리 생략 강재와 본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재 모두 별도의 뜨임 공정을 요구하지 않는 공통점이 있으나, 본 발명의 실시 예와 같이 급속냉각 과정을 수행하여 스프링의 열처리를 수행하는 경우 제어냉각 또는 항온변태 과정을 거쳐 스프링의 열처리를 수행하는 경우에 비하여 공정을 완료하는데 소요되는 시간이 크게 단축될 수 있는 장점이 있다.
이때, 베이나이트 조직 분율이 90% 미만인 경우 제조된 스프링의 기계적 성질과 내구특성을 확보하기 어려워지므로, 베이나이트 조직 분율은 95% 이상 형성하는 것이 바람직하다.
베이나이트(bainite)는 합금의 함량 및 냉각속도에 따라 도 3의 연속 냉각 변태 곡선(CCT 곡선)에서 도시하는 바와 같이 펄라이트와 마르텐사이트가 생성되는 온도인 400~650℃의 온도 범위 내에서 형성되는 강의 미세조직으로, 오스테나이트(austenite)가 727℃의 임계온도를 넘어서 냉각될 때 형성되는 분해생성물의 하나이며, 베이나이트의 미세조직 형상 및 경도 특성은 뜨임 공정을 거친 마르텐사이트(martensite)와 유사한 구조를 가진다.
또한, 베이나이트는 미세한 비층상(non-lamellar) 구조를 가지며, 시멘타이트 및 전위(dislocation) 풍부 페라이트(ferrite)로 이루어지는데, 페라이트에 포함되는 높은 밀집도의 전위로 인하여 통상적인 페라이트에 비하여 높은 경도를 가지게 된다.
또한, 베이나이트는 미세한 비층상(non-lamellar) 구조를 가지며, 시멘타이트 및 전위(dislocation) 풍부 페라이트(ferrite)로 이루어지는데, 페라이트에 포함되는 높은 밀집도의 전위로 인하여 통상적인 페라이트에 비하여 높은 경도를 가지게 된다.
상부 베이나이트는 평행한 그룹을 이루어 판형 영역을 형성하는 페라이트 래스(lath)의 집합체로, 베이나이트 조직 생성 이전의 오스테나이트 입계(래스간 영역)에서 석출되는 탄화물이 탄소함량에 따라 래스간 경계 사이에 완전한 탄화물 막을 형성하면서 베이나이트 강의 인성을 저하시키는 원인이 될 수 있다.
반면에 하부 베이나이트는 페라이트와 미세한 스케일의 탄화물 집합체로 구성되며, 페라이트판 내부에서 석출되는 탄화물은 로드(rod) 또는 블레이드(blade) 형상을 가지고 있어, 뜨임 공정을 생략하더라도 충분한 강도와 인성을 확보할 수 있도록 한다.
따라서 상부 베이나이트 조직분율보다 하부 베이나이트 조직분율을 크게 형성함으로써, 제조되는 스프링용 강재 및 스프링의 강도, 경도 및 인성 특성을 향상시킬 수 있으며, 하부 베이나이트의 조직분율을 60% 이상 형성하는 것이 바람직하다.
하부 베이나이트 조직분율이 60% 미만인 경우 상부 베이나이트 조직분율이 상대적으로 높아지면서 제조된 스프링의 인성이 저하되고, 이에 따라 스프링의 제조 공정에 뜨임 공정에 준하는 연화열처리를 부가하여 실시하여야 하기 때문에 뜨임 공정의 생략에 의한 공정 단축 효과를 얻을 수 없기 때문이다.
하부 베이나이트의 조직분율은 도 3에 도시된 연속 냉각 변태 곡선과 같이 베이나이트 선도의 노즈(nose)에 접근하는 냉각속도에서 극대화 되고, 노즈와 멀어지는 냉각속도에서 증가되므로, 뜨임 공정의 부가 없이 하부 베이나이트의 조직분율을 높이기 위해서는 급속냉각을 수행하여야 하며, 20~150℃/sec의 냉각속도로 스프링이 상온에 도달할때까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이때, 20~150℃/sec의 냉각속도는 급속냉각하는 스프링의 부피에 따라 다르게 적용될 수 있다.
스프링용 강재의 베이나이트 조직분율은 도 4에서 도시하는 바와 같이 탄소 당량(equivalent)에 따라 큰 영향을 받게 되는데, 탄소 당량이 낮으면 도 4a에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선의 베이나이트 노즈가 단시간측으로 이동하면서 상부 베이나이트 조직분율이 상대적으로 증가하게 되고, 탄소 당량이 높으면 도 4c에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선의 베이나이트 노즈가 장시간측으로 이동하면서 마르텐사이트의 생성량이 베이나이트의 생성량보다 증가하게 된다.
따라서 본 발명의 실시 예에 스프링용 강재는 0.1~0.4 중량%의 탄소를 함유하도록 제한된다.
탄소의 함량이 0.1 중량% 미만인 경우 각 실시 예에 따른 스프링에서 요구하는 성능을 만족시키기 위한 강도를 확보할 수 없고, 스프링용 강재 자체의 소입성(담금질 특성)이 부족하게 되어 베이나이트 조직을 형성하는데 어려움이 발생한다.
탄소의 함량이 0.4 중량%를 초과하는 경우 제조되는 스프링용 강재의 강도를 향상시킬 수 있으나, 마르텐사이트 생성율이 급격하게 증가하면서 인성이 크게 저하되면서 파손이 발생하기 쉬우므로, 탄소의 함량을 0.4 중량% 이하로 제한하여 각 실시 예에 따른 스프링에서 요구하는 성능을 충족하는 수준의 강도에 필요한 최저기준을 충족시키게 된다.
2) 실리콘(Si)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 실리콘이 0.1~1.0 중량% 함유되며, 실리콘 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 탈탄 및 고용 강화 효과가 충분히 발생하지 못한다.
또한, 실리콘 함량이 1.0 중량%를 초과하는 경우에는 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재의 인성 및 소성가공성이 저하되며, 스프링용 강재의 소재 표면 탈탄이 과도하게 발생하여 제조된 스프링의 표면 경도 및 내구성이 크게 저하된다.
3) 망간(Mn)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 망간이 0.1~1.5 중량% 함유되며, 망간은 베이나이트에 포함된 페라이트의 고용강화를 발생시켜 스프링용 강재의 강도를 향상시키고, 베이나이트 조직을 미세화하여 스프링용 강재의 인성을 향상시킨다.
이때, 망간 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 소입성 및 베이나이트 조직 형성을 촉진하는데 불충분하고, 망간 함량이 1.5 중량%를 초과하는 경우에는 소입성이 크게 증가하면서 마르텐사이트 조직 생성율이 증가하여 제조된 스프링의 인성에 악영향을 미치며, 베이나이트 조직의 균질성을 확보하기 어려워진다.
4) 크롬(Cr)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 크롬이 0.1~0.7 중량% 함유되는데, 크롬은 제조된 스프링의 강도, 피로강도, 내마모성을 향상시키고, 소입성을 향상시켜 베이나이트 조직을 안정적으로 발생시키며, 몰리브덴 및 바나듐과 함께 복합탄화물을 형성하여 내충격성을 증대시킨다.
이때, 크롬 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 크롬 함유에 따른 효과를 얻기 어려워지고, 크롬 함량이 0.7 중량%를 초과하는 경우 마르텐사이트 조직이 발생하면서 제조된 스프링의 취성이 증가하여 스프링의 파손 발생 위험성이 증가하게 된다.
5) 보론(B)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 보론이 0.001~0.004 중량% 함유되는데, 보론이 함유되면 초석 페라이트 석출을 지연시켜 CCT 곡선을 장시간측으로 이동시키게 되며, 스프링용 강재에 함유된 원자상태의 보론이 오스테나이트 결정입계에 편석되어 결정입계 자유에너지를 낮춤으로써 초석 페라이트의 형성을 억제함으로써, 베이나이트 조직 형성을 촉진한다.
보론 함량이 0.001 중량% 미만인 경우 베이나이트 조직 형성 촉진 효과가 미미해지고, 보론 함량이 0.004 중량%를 초과하는 경우 질소 및 산소와 친화도가 큰 보론이 용해작업과정에서 산화물 및 질화물을 형성함으로써, 열간 압연 또는 단조 가공 온도에서 M23(CB)6 또는 Fe2B 등의 보로카바이드(borocarbide)가 형성되어 초석 페라이트 생성이 촉진되기 때문에 베이나이트 조직분율을 확보하기 어려워진다.
특히, 스프링의 담금질 공정을 수행할 때 냉각속도가 느리면 결정입계에 보론 질화물이 형성되고, 생성된 질화물이 페라이트의 핵생성 사이트로 작용하여 제조된 스프링의 강도와 인성을 저하시키게 된다.
따라서 보론 질화물의 생성을 방지하기 위하여 티타늄, 바나듐, 니오븀, 알루미늄 등을 첨가하여 질소와 결합하지 않고 단독의 원자상태로 존재하는 유효 보론(effective Boron)량을 적절하게 확보하여야 한다.
6) 질소(N)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 질소가 0.004~0.015 중량% 함유되는데, 질소는 스프링용 강재에 함유되는 티타늄, 알루미늄 및 바나듐과 결합하여 탄질화물을 형성하고, 형성된 탄질화물이 오스테나이트 결정립을 미세화시켜 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재의 강도 및 인성을 향상시킨다.
이때, 질소 함량이 0.004 중량% 미만인 경우에는 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재의 강도 및 인성 향상 효과를 얻기 힘들고, 질소 함량이 0.015 중량%를 초과하는 경우 탄질화물이 조대화(coarsening)되어 결정립 조대화에 기여하지 못한다.
또한, 함유되는 질소량에 비해 티타늄, 알루미늄 및 바나듐의 함유량이 부족한 경우 질소가 스프링용 강재 내부 조직 중에 고용되어 인성을 크게 저하시키게 된다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 상기 탄소, 실리콘, 망간, 크롬, 보론, 질소 외에 스프링 제조과정에서 뜨임 공정을 생략하기 위해 스프링용 강재 조직의 특성을 변화시키거나, 제조된 스프링의 강도 또는 인성 등의 성능 향상을 위하여 니켈, 구리, 몰리브덴, 티타늄, 바나듐, 니오븀 및 알루미늄 중 1성분 이상이 선택적으로 부가되어 함유될 수 있으며, 상기 선택적 부가 성분의 작용 및 함량을 설명하면 다음과 같다.
1) 니켈(Ni)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 니켈이 0.003~0.2 중량% 함유될 수 있는데, 니켈은 강재의 소입성을 향상시켜 베이나이트 조직을 안정적으로 형성하게 하고, 제조된 스프링의 인성 감소 없이 강도를 증가시킬 수 있으며, 내식성을 향상시킨다.
이때, 니켈 함량이 0.003 중량% 미만인 경우에는 스프링의 강도와 내식성 향상 효과 및 저온에서의 인성 확보 효과를 얻을 수 있으며, 니켈 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우 효과의 임계점에 도달하여 보다 향상된 효과를 얻지 못하고, 제조원가를 상승시킬 수 있다.
2) 구리(Cu)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 구리가 0.005~0.2 중량% 함유될 수 있는데, 고용강화 및 석출강화 효과에 따라 제조된 스프링의 인장 및 항복강도를 향상시키고, 부식저항을 향상시킨다.
이때, 구리 함량이 0.005 중량% 미만인 경우에는 부식저항 개선효과가 미흡하고, 구리 함량이 0.2 중량%를 초과하는 경우 효과의 임계점에 도달하여 보다 향상된 효과를 얻지 못하며, 입계 편석시 녹는점이 낮아지면서 열간압연을 위한 가열로 장입시 결정입계 취화(embrittlement)되어 강재(10)의 표면흠 발생 또는 인성 저하를 유발할 수 있다.
3) 티타늄(Ti)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 티타늄이 0.01~0.04 중량% 함유될 수 있는데, 티타늄은 보론이 첨가되는 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재 내의 질소와 결합하여 질소를 고정함으로써, 보론 질화물의 생성을 억제하여 원자상태의 유효 보론량을 확보할 수 있도록 한다.
이때, 결정립 미세화 원소 화합물 중 가장 안정된 TiN은 고온에서 고용도가 낮고, 입자 성장속도가 느려 결정립 미세화에 기여할 수 있으며, 오스테나이트 결정립계를 고정화하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제함으로써 오스테나이트 결정입도를 감소시킨다.
오스테나이트 결정입도 감소에 따라 베이나이트 변태 개시온도가 감소하면서 상부 베이나이트 형성을 감소시키고, 하부 베이나이트의 분율을 증가시키게 되며, 마르텐사이트의 생성을 억제하여 하부 베이나이트 조직분율을 보다 용이하게 확보할 수 있도록 하여 스프링의 인장강도 및 항복강도를 높일 수 있다.
이때, 티타늄 함량이 0.01 중량% 미만인 경우 상기 효과가 미미해지며, 티타늄 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 포화상태에 이르게 되어 향상된 효과를 나타내지 못하고, 스프링의 인성 저하를 발생시키게 된다.
4) 몰리브덴(Mo)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 몰리브덴이 0.01~0.5 중량% 함유될 수 있는데, 몰리브덴은 스프링용 강재의 소입성을 증가시켜 베이나이트 조직을 안정적으로 얻게 하고, 몰리브덴 탄화물이 결정입도를 미세화 하여 제조된 스프링의 강도 및 인성을 향상시킨다.
스프링의 담금질 수행시 냉각속도가 느린 경우 몰리브덴이 조대한 석출물을 분산시켜 제조된 스프링의 인성이 저하될 수 있으므로, 급속냉각을 통해 베이나이트와 마르텐사이트의 변태온도 저하에 의해 탄화물의 미세화 및 조직의 치밀화를 발생시켜 스프링의 인성을 증가시킬 수 있다.
이때, 몰리브덴이 보론과 함께 함유되는 경우 냉각시 소입성이 제어되어 인장강도와 인성간 균형을 최적화할 수 있는데, 몰리브덴 함량이 0.01 중량% 미만인 경우 함유에 따른 효과가 미미해진다.
또한, 몰리브덴 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우 소입성이 필요 이상으로 증가되면서 마르텐사이트 생성율을 증가시키고, 향상 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다.
특히, 보론과 몰리브덴은 고가의 원소이므로 필요 이상의 함량이 함유되면 스프링의 생산비용이 크게 증가하게 되므로 필요량 이상을 함유하지 않는 것이 바람직하다.
5) 바나듐(V)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 바나듐이 0.01~0.04 중량% 함유될 수 있는데, 바나듐은 스프링용 강재 내의 탄소와 결합하여 형성한 미세 탄화물을 통해 스프링의 강도를 향상시키고, 900℃ 이상의 온도에서 바나듐 탄질화물(VC,VCN)을 형성하여 오스테나이트 상의 결정립 성장을 방지하여 적정 베이나이트 조직을 확보하기 위한 소입성 제어에 중요한 역할을 한다.
바나듐은 담금질에 의해 스프링이 냉각되는 동안 페라이트 조직 내부에 바나듐 탄질화물의 미세 석출물을 형성하면서 석출강화 및 분산강화를 통해 스프링의 강도를 향상시킨다.
특히, 바나듐 탄질화물의 미세 석출물은 고온에서 불안정하므로 바나듐 탄질화물의 미세 석출물을 형성하기 위해서는 냉각속도 조절이 매우 중요하며, 스프링의 강도향상 정도는 탄소 함유량 및 냉각속도에 따라 변화한다.
이때, 바나듐의 함유량이 0.01 중량%보다 낮으면 바나듐 함유에 따른 효과발생이 미미하게 되고, 바나듐의 함유량이 0.04 중량%를 초과하는 경우 향상 효과가 더 이상 증가하지 않는 포화상태에 이르게 된다.
특히, 과도한 바나듐 함유량에 따라 조대한 탄질화물이 형성되면 제조된 스프링의 인성이 저하되고, 취화되므로 적정 함량 범위를 벋어나지 않도록 적정량을 함유하는 것이 바람직하다.
6) 니오븀(Nb)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 니오븀이 0.01~0.04 중량% 함유될 수 있는데, 니오븀은 스프링의 압연 또는 단조 등 열간성형 과정 중 니오븀 탄질화물(NbC, NbN)이 입계에 석출되면서 고정효과가 나타나 결정립을 미세화하고, 베이나이트 조직의 강도 및 인성을 향상시킬 수 있다.
이때, 니오븀의 함량이 0.01 중량% 미만으로 함유되는 경우 니오븀 탄질화물로 인한 고정효과 및 탄소함량을 낮출때 동반하는 소입성 향상효과를 보상하기 어렵고, 베이나이트 변태가 용이하지 못하게 되며, 니오븀의 함량이 0.04 중량%를 초과하는 경우에는 조대한 니오븀 탄질화물이 형성되면서 베이나이트 조직의 인성이 저하될 수 있으므로 적정량의 니오븀을 함유하는 것이 바람직하다.
7) 알루미늄(Al)
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에는 추가적으로 알루미늄이 0.001~0.01 중량% 함유될 수 있는데, 알루미늄은 알루미늄 산화물을 형성하면서 스프링용 강재 조직 내에 함유된 산소를 제거하는 강력한 탈산제로 작용하고, 질소와 결합하여 베이나이트 결정립을 미세화 시키는 역할을 한다.
이때, 알루미늄의 함량이 0.001 중량% 미만으로 함유되는 경우 탈산작용 또는 베이나이트 결정립 미세화 작용 효과가 줄어들어 바람직하지 않고, 알루미늄의 함량이 0.01 중량%를 초과하는 경우 알루미늄 산화물성 비금속 개재물 양이 증가하게 되어 스프링의 인성 저하 또는 스프링용 강재의 주조시 노즐막힘 현상 등의 원인이 될 수 있다.
또한, 본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재는 0.003 중량% 이하의 산소(O), 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)이 포함되는 것이 바람직하다.
구체적으로 인은 입계(래스간 영역)에 편석되어 제조된 스프링의 인성을 떨어뜨린다.
또한, 황은 스프리용 강재의 제강시 망간 및 철과 결합하여 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재의 인성을 저하시키는 유화물(MnS) 및 철화물(FeS)을 형성하게 되는데, 유화물은 열간가공시 연신되면서 강의 이방성을 증대시켜 제조된 스프링의 기계적 성질을 저하시키고, 철화물은 낮은 용융점에 의해 열간 또는 냉간가공시 조성물내 함유된 개재물(이물질)에 의한 표면 결함 발생 경로가 된다.
또한, 산소는 스프링용 강재의 산화성 원소와 결합하여 비금속 개재물을 형성하여 베이나이트 조직으로 된 스프링용 강재의 기계적 성질 및 피로 특성을 저해하므로, 상기 함량을 초과하여 함유되지 않도록 하는 것이 바람직하다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에서 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하는 경우 0.25~0.6 wt% 범위를 만족하는 탄소 당량(equivalent)을 형성하는 것이 바람직하다.
탄소 당량은 아래의 공식에 의해 도출된다.
탄소 당량(wt%) = C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15
탄소 당량이 0.25(wt%) 미만인 경우, 특히 0.20(wt%)이하의 탄소 당량에서 스프링의 생산과정에서 스프링의 급속냉각 수행시 스프링용 강재의 조직이 페라이트와 펄라이트로 변태함에 따라 베이나이트 조직을 확보하기 어렵고, 도 4a에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선이 단시간측으로 이동하면서 상부 베이나이트 조직분율이 증가하게 된다.
또한, 탄소 당량이 0.6(wt%)를 초과하는 경우 도 4c에서 도시하는 바와 같이 CCT곡선이 장시간측으로 이동하면서 마르텐사이트 생성량이 증가하면서 베이나이트 생성량이 감소하고, 망간의 함유에 따른 효과가 감소하게 된다.
이때, 베이나이트 미세조직의 구성인자 중 상변태 후 결정입계에 분표하는 잔류 오스테나이트는 제조된 스프링의 항복강도를 크게 저하시키게 되는데, 스프링의 연속냉각에 의한 담금질 수행시 스프링의 항복강도를 저하시키지 않는 탄소 당량과 잔류 오스테나이트량간의 상관 관계를 연구한 결과 도 5의 그래프에서 도시하는 바와 같은 한계조건을 얻을 수 있었다.
구체적으로 도 5의 그래프에서 파선으로 표시된 사각 박스의 범위 내에 해당하는 5 vol% 이하의 잔류 오스테나이트량과 0.25~0.6(wt%)의 탄소 당량을 유지했을 때 제조된 판스프링(1)용 강재(10)의 항복강도가 저하되지 않는다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)으로 이루어지는 미량합금 첨가상수가 0.8~1.0 사이의 범위를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 미량합금 첨가상수는 아래의 공식으로 표현될 수 있다.
미량합금 첨가상수 = (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N
미량합금 첨가상수가 0.8 미만인 경우 보론 첨가에 따른 효과가 저하되어 베이나이트 조직을 확보하기 어려워지며, 미량합금 첨가상수가 1.0을 초과하는 경우 보론 첨가에 따른 효과가 포화상태에 이르고, 조대한 탄질화물이 형성되면서 제조된 스프링의 인성을 저하시킬 수 있다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링용 강재에서 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)을 포함하는 경우 7~20 ppm 범위를 만족하는 유효 보론량(effective Boron)을 형성하는 것이 바람직하다.
유효 보론량은 아래의 공식에 의해 도출된다.
유효 보론량(ppm) = [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000
스프링용 강재 조직 내 유효 보론량과 제조된 스프링의 이상적인 베이나이트 결정립 크기의 관계 도 6의 그래프와 같이 나타나는데, 그래프의 파선으로 표시된 박스 범위 내의 유효 보론 함유량에서 페라이트 변태를 가장 효과적으로 지연시켜 안정적인 베이나이트 변태를 유도할 수 있도록 하며, 도 6의 파선 박스 내에 형성된 유효 보론 함유량에 따른 유효 보론량을 상기 수학식 3을 통해 구하면, 7~20 ppm 의 범위 값을 얻을 수 있다.
이때, 유효 보론량이 7 ppm 미만인 경우에는 보론 첨가효과가 미미해지고, 유효 보론량이 20 ppm을 초과하는 경우에는 스프링용 강재의 소입성이 감소하면서 베이나이트 조직을 확보하기 어려워진다.
본 발명의 실시 예에 따른 스프링의 열처리 과정에서는 스프링을 A3 변태점으로부터 1050℃ 이하의 온도 범위 내로 가열하게 되는데, 가열 온도가 Ac3 변태점 미만인 경우에는 이상역 페라이트가 석출되면서 베이나이트 생성 분율이 감소하게 되고, 생성된 베이나이트에서 상부 베이나이트가 차지하는 분율이 증가하게 되며, 가열 온도가 1050℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대화 되어 제조된 스프링의 인성을 확보하기 어려워진다.
또한, 담금질 과정에서는 가열된 스프링을 20~150℃/sec의 냉각속도로 상온까지 냉각하게 되는데, 도 7의 그래프에서 도시하는 바와 같이 20℃/sec 미만의 냉각속도에서는 페라이트 또는 펄라이트 변태가 발생하면서 제조된 스프링에 높은 인성의 베이나이트의 조직을 확보하기 어렵다.
또한, 150℃/sec를 초과하는 냉각속도에서는 베이나이트의 조직의 확보 향상 효과가 포화상태에 이르고, 빠르게 냉각되는 스프링 표면부와 상대적으로 느리게 냉각되는 스프링 중심부간 냉각속도 차이에 의해 제조된 스프링에 형상변형이 발생할 수 있어 바람직하지 않다.
또한, 스프링용 강재의 오스테나이트 결정입도는 15~70㎛ 범위의 크기로 형성하는 것이 바람직하다.
오스테나이트 결정입도가 15㎛ 미만인 경우 소입성이 저하되면서 제조된 스프링의 인성을 저하시키는 상부 베이나이트 분율이 증가하고, 오스테나이트 결정입도가 70㎛를 초과하는 경우 하부 베이나이트 분율 증가에 따른 향상효과가 포화상태에 이르며, 오히려 스프링의 인성이 저하될 수 있다.
성분 조성에 따른 스프링용 강재의 기계적 성질을 비교하면 아래의 표와 같다.
시험예에 따른 강재들은 각각 잉곳(ingot)으로 주조후 열간압연 및 냉각을 수행하되, 오스테나이트 결정 입도의 변화를 발생시키기 위하여 압연온도를 달리 적용하였으며, 전 강재의 압연비는 80%이상으로 하였다.
또한, 제1~12 시험예는 900~1050℃의 온도로 1시간 동안 가열한 뒤 20~150℃/sec의 속도로 냉각하였고, 제13~24 시험예는 900~1050℃의 온도로 1시간 동안 가열한 뒤 70℃/sec의 속도로 냉각하였다.
시험예 별 판스프링용 강의 성분 조성
시험예 성분 조성(%)
C Si Mn Cr B Ni Cu Mo Ti V Nb Al N2
1 0.1 1 1 0.4 0.0018 0.05 0.019 0.5 0.025 0.025 0 0 0.007
2 0.12 0.6 0.3 0.1 0.0025 0.012 0.016 0.3 0.02 0.01 0.01 0.005 0.007
3 0.1 0.1 0.3 0.7 0.0038 0.011 0.021 0.2 0.031 0.03 0.029 0.009 0.015
4 0.2 0.2 0.49 0.31 0.002 0.15 0.09 0.1 0.034 0.014 0.01 0.001 0.008
5 0.17 0.6 0.5 0.3 0.0015 0.15 0.09 0.05 0.015 0.01 0.01 0.01 0.007
6 0.23 0.6 0.5 0.7 0.0013 0.015 0.02 0.1 0.03 0.024 0.02 0.01 0.0118
7 0.3 1 0.1 0.1 0.0015 0.013 0.018 0.05 0.015 0.008 0.008 0 0.004
8 0.25 0.6 0.7 0.1 0.0015 0.09 0.05 0.05 0.01 0.02 0 0.01 0.007
9 0.3 0.1 0.1 0.2 0.004 0.08 0.004 0.1 0.03 0.02 0.02 0.01 0.013
10 0.33 0.1 0.8 0.6 0.002 0 0 0.05 0.02 0.01 0.01 0.005 0.007
11 0.34 0.15 1.29 0.13 0.002 0.05 0.019 0.08 0.029 0.02 0 0 0.007
12 0.4 0.1 0.5 0.5 0.0035 0.003 0.008 0.01 0.019 0.01 0.009 0.009 0.009
13 0.1 1 0.2 0.1 0.003 0.01 0.005 0.05 0.03 0.015 0.015 0.001 0.008
14 0.1 0.6 0.2 0.1 0.002 0.03 0.019 0.05 0.022 0.02 0.02 0 0.008
15 0.1 0.1 0.2 0.1 0.002 0.04 0.019 0.1 0.02 0.01 0.01 0.003 0.007
16 0.2 0.7 0.1 0.1 0.004 0.009 0.019 0.05 0.02 0.01 0.01 0 0.005
17 0.13 0.6 0.2 0.5 0.001 0.009 0.019 0.3 0.01 0.01 0.01 0.004 0.005
18 0.35 0.1 0.6 0.5 0.003 0.009 0.019 0.1 0.01 0 0.01 0.007 0.006
19 0.35 1 1.3 0.7 0.0035 0.009 0.019 0.05 0.03 0.015 0.015 0.001 0.008
20 0.33 0.6 1 0.8 0.0019 0.009 0.019 0.1 0.026 0.01 0.001 0.002 0.007
21 0.4 0.1 1 0.4 0.002 0.009 0.019 0.4 0.03 0.01 0.015 0.002 0.008
22 0.1 1 0.2 0.1 0.0033 0.01 0.005 0.05 0.03 0.03 0.02 0.01 0.008
23 0.2 0.7 0.1 0.1 0.004 0.009 0.019 0.05 0.03 0.02 0.02 0 0.005
24 0.33 0.6 1 0.8 0.0035 0.009 0.019 0.1 0.03 0.02 0.02 0.01 0.007
시험예 별 판스프링용 강의 가열 및 냉각 조건에 따른 조직형성
탄소당량 미량합금 첨가상수 유효보론
(ppm)		 가열온도
(℃)		 냉각속도
(℃/sec)		 베이나이트
(vol%)		 하부
베이나이트
(vol%)		 오스테나이트
평균 결정입도
(㎛)
1 0.45 1.00 17.8 1050 150 95 75 70
2 0.25 0.91 15.5 970 150 95 80 30
3 0.33 0.87 9.8 900 150 95 85 15
4 0.38 0.99 19.0 1000 100 95 75 50
5 0.34 0.99 13.5 970 70 95 70 30
6 0.48 0.99 11.8 1000 50 95 65 25
7 0.35 0.97 13.4 950 100 95 75 30
8 0.41 0.95 10.4 950 100 95 80 30
9 0.38 0.86 13.8 1000 100 95 75 25
10 0.59 0.91 10.5 950 20 95 75 30
11 0.60 0.99 19.1 1050 20 95 70 70
12 0.59 0.80 9.3 970 20 50 75 30
13 0.16 0.98 27.6 970 70 50 10 30
14 0.17 0.93 11.3 900 70 70 30 10
15 0.18 0.83 3.0 950 70 50 20 30
16 0.25 0.91 33.7 1050 70 30 10 70
17 0.33 0.92 4.0 950 70 30 10 30
18 0.57 0.68 1.9 950 70 30 10 30
19 0.72 0.98 32.6 950 70 30 10 30
20 0.68 0.83 1.4 950 70 30 10 30
21 0.73 0.93 12.0 950 70 10 5 30
22 0.16 1.56 33.0 900 70 30 15 15
23 0.25 1.72 40.0 900 70 30 15 15
24 0.68 1.60 35.0 900 70 30 15 15
시험예 별 판스프링용 강의 기계적 성질 및 내구특성
잔류
오스테나이트
(vol%)		 기계적 성질 내구특성
경도
(Hv)		 인장강도
(kg/㎟)		 항복강도
(kg/㎟)		 항복비
(YS/TS)		 단면감소율
(%)		 연신율
(%)		 cycle
(1000)		 피로
한도비		 영구변형량
(mm)
1 4.5 440 150 125 0.83 50 15 150 0.5 3
2 0.8 410 135 110 0.81 50 16 140 0.55 3
3 1.3 430 145 120 0.83 50 15 150 0.55 3
4 1.8 450 151 132 0.87 45 14 160 0.6 2
5 0.8 435 145 127 0.88 50 15 150 0.55 3
6 4 470 160 137 0.86 40 14 150 0.55 2
7 1.5 430 145 125 0.86 46 13 150 0.55 3
8 2 455 155 135 0.87 46 13 160 0.55 2
9 1.8 440 150 130 0.87 46 13 150 0.55 2
10 1.8 510 181 152 0.84 35 12 170 0.55 1
11 4 525 185 155 0.84 30 11 160 0.6 1
12 4 515 181 152 0.84 30 12 160 0.55 1
13 0 280 90 60 0.67 50 15 20 0.2 ≥5
14 0 310 100 70 0.70 50 15 25 0.3 ≥5
15 0 280 90 60 0.67 50 15 20 0.3 ≥5
16 1 370 125 80 0.64 50 17 30 0.35 ≥5
17 1.3 372 120 80 0.67 50 17 30 0.35 ≥5
18 4.2 372 125 75 0.60 50 17 255 0.35 ≥5
19 5.2 510 120 90 0.75 10 3 20 0.35 ≥5
20 6 570 170 130 0.76 30 15 50 0.3 5
21 8 550 190 180 0.95 10 3 20 0.35 1
22 0 310 100 70 0.70 60 15 20 0.3 ≥5
23 1 315 110 70 0.64 50 17 20 0.3 ≥5
24 6 515 180 150 0.83 10 3 50 0.35 5
표 4 및 5의 비교대상 강재는 통상적인 자동차 현가장치용 스프링 또는 레일 체결 스프링에 적용되는 강재로, 930~970℃ 범위에서 1시간동안 가열 후 담금질한 뒤, 420~470℃ 범위에서 1시간동안 뜨임 처리를 행하였다.
비교대상 스프링용 강의 성분 조성
비교예 성분 조성(%)
C Si Mn Cr B Ni Cu Mo Ti V Nb Al N2
SUP9 0.56 0.23 0.76 0.75 0 0.009 0.019 0 0.002 0.002 0.002 0.001 0.007
SUP9A 0.59 0.25 0.85 0.86 0 0.003 0.003 0 0.003 0.002 0.003 0.001 0.008
SUP9D 0.58 0.25 0.84 0.84 0 0.009 0.018 0 0.002 0.001 0.032 0.001 0.006
SUP11A 0.60 0.25 0.82 0.86 0.0011 0.09 0.018 0 0.01 0.006 0.005 0.001 0.006
비교대상 스프링용 강의 기계적 성질 및 내구특성
잔류
오스테
나이트
(vol%)		 기계적 성질 내구특성
경도
(Hv)		 인장강도
(kg/㎟)		 항복강도
(kg/㎟)		 항복비
(YS/TS)		 단면
감소율
(%)		 연신율
(%)		 cycle
(1000)		 피로
한도비		 영구변형량
(mm)
SUP9 4 410 136 128 0.94 23 10 100 0.45 2
SUP9A 3 400 134 124 0.93 29 11 100 0.46 2
SUP9D 4 430 143 1133 0.93 30 13 110 0.45 2
SUP11A 3 435 146 135 0.92 26 10 110 0.48 2
열간압연된 시험소재들로부터 인장 및 충격 특성 등의 기계적 성질과 내구특성을 평가하기 위하여 시험소재의 압연방향에서 시험편을 채취하였다.
상기 시험예와 비교예의 베이나이트 미세 조직 상분율은 스프링용 강재의 냉각 후 화상분석기를 이용하여 1000㎟의 피검면에 대하여 포인트 카운팅(point count) 방법으로 측정하였으며, 오스테나이트 결정입도는 KS규격(KS D0205)에 의해 측정하였다.
또한, 베이나이트 조직 내의 총 잔류 오스테나이트 상분율은 X-ray(Cu radiation)를 이용하여 측정하였으며, 인장시험은 KS규격(KS B0801) 4호 시험편을 이용하여 크로스 헤드 스피드(cross head speed) 5mm/min에서 시험하였다.
항복점 이상의 하중을 가한 금속에 반대방향의 하중을 가하면 탄성한도 또는 항복점이 저하되는 현상인 바우싱거 효과(Bauschinger effect)를 부여하기 위하여, 냉간 세팅(cold setting)은 인장강도의 85%까지 하중을 가하는 조건 하에서 수행하였으며, 하중을 제거한 후 인장시험을 다시 실시하여 항복강도, 항복비, 단면감소율 및 연신율을 측정하였다.
상기 시험예와 비교예의 내구 피로 특성을 평가하기 위한 시험편은 6mm(D) * 40mm(W) * 545mm(L)로 제작하여 70±35 kg/㎟의 응력으로 5회 시험하여 최대 및 최소치를 제외한 시험결과의 평균치로 평가하였다.
상기 표에서 제1~12 시험예와 비교예의 영구 변형량은 쇼트피닝 실시 후 70±35 kg/㎟의 응력으로 300,000회의 피로시험 후 시험편의 아크 높이(arc height)로부터 측정하였고, 제13~24 시험예는 조기절손이 발생하였기 때문에 피로수명 100,000회에서 측정하였다.
이때, 상기 표의 피로 한도비는 스프링용 강재에 대해 쇼트피닝(shot-peening)을 시행한 후, 인장강도 대비 통상 피로수명 300,000회를 만족하는 평균 시험응력을 기준으로 도출하였으며, 피로한도 0.5는 50% 수준의 인장강도에서 300,000회의 피로수명을 만족한다는 의미이다.
상기 표에 나타나는 바와 같이 제1~12 시험예는 베이나이트의 조직 분율을 극대화하는데 적절한 이상적 유효 보론량이 7~20 ppm 범위 내에서 형성되는데 비하여, 제13~24 시험예에서는 유효 보론량이 이상적 수치 범위를 벗어났으며, 이에 따라 제1~12 시험예의 스프링용 강재의 미세 조직에는 90% 이상의 베이나이트 조직 분율이 형성되었고, 제13~24 시험예의 스프링용 강재의 미세 조직에는 10~70% 범위의 베이나이트 조직 분율이 형성되는 것을 확인할 수 있다.
따라서 본 발명의 실시 예의 스프링 가공방법에 따른 스프링의 급속냉각을 실시하고, 적정 유효 보론량을 확보했을 때 베이나이트 조직 분율 측면에서 극대화할 수 있음을 확인할 수 있다.
또한, 상기 표에 나타나는 바와 같이 제1~12 시험예는 담금질 완료 상태에서 쇼트 피닝을 수행한 후 피로수명 140,000~160,000회, 경도 Hv410~525, 인장강도 135~185kg/㎟, 항복강도110~155kg/㎟, 항복비 0.81~0.88, 단면감소율30~50%, 연신율 11~16% 범위 내의 기계적 성질 및 내구특성을 가지게 되었으며, 이러한 수치는 제13~24 시험예에 대비하여 현저하게 우수한 수치를 나타내고 있음을 알 수 있다.
또한, 담금질 열처리만을 실시한 제1~12 시험예에 따른 스프링용 강재는 담금질 및 뜨임 열처리를 함께 실시한 비교예의 스프링용 강재와 비교했을 때, 동등 이상의 기계적 성질 및 내구 특성을 나타냄을 확인할 수 있다.
이를 통해 스프링의 제조 과정에서 스프링의 뜨임 공정을 생략함으로써, 스프링의 생산속도 향상 및 생산비용 절감을 이루고, 스프링용 강재의 뜨임을 위한 가열로 설치라인을 생략을 통해 공장의 규모를 축소하여 생산라인의 동선을 최적화 하여 스마트 팩토리를 구축하기 위한 기반을 마련할 수 있도록 한다.
상기 내용을 참조하여 본 발명의 실시예들을 설명하였지만, 본 발명이 속하는 기술분야의 당업자는 본 발명이 그 기술적 사상이나 필수적 특징을 변경하지 않고 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다.
그러므로 이상에서 기술한 실시예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적인 것이 아닌 것으로서 이해되어야 하고, 상기 상세한 설명에서 기술된 본 발명의 범위는 후술하는 특허청구범위에 의하여 나타내어지며, 특허 청구범위의 의미 및 범위 그리고 그 등가 개념으로부터 도출되는 모든 변경 또는 변형된 형태가 본 발명의 범위에 포함되는 것으로 해석되어야 한다.
T: 온도
t: 시간
Fs: 페라이트 변태 개시점
Ps: 펄라이트 변태 개시점
Bs: 베이나이트 변태 개시점
Ms: 마르텐사이트 변태 개시점
10: 스태빌라이저바
11: 아이부
20: 코일스프링
21: 피그테일부
30: 레일 체결 스프링

Claims (12)

  1. 자동차의 현가장치에 장착되어 주행중 발생하는 차체 기울어짐을 빠르게 회복시켜 주행안정성 및 승차감을 향상시키는 스프링에 있어서,
    니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과;
    스프링 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 스프링 형상으로 가공하는 성형 과정과;
    성형된 스프링을 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정과;
    스프링의 양 끝단을 가열한 후, 열간성형하여 현가장치와의 연결부를 구성하는 아이(eye)부를 형성하는 과정과;
    성형이 완료된 스프링의 형상을 검사하고 교정하는 과정; 및
    스프링 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하고, 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정;으로 이루어지되, 상기 스프링은 스태빌라이저바인 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  2. 자동차의 현가장치에 장착되어 주행중 발생하는 노면의 충격을 흡수하여 차체의 파손을 방지하고 승차감을 향상시키는 스프링에 있어서,
    니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과;
    스프링 강재를 가열한 후 코일링(coiling)하고, 스프링의 끝단에 피그테일(pig tail)부를 형성하여 코일링된 스프링 형상으로 가공하는 열간성형 과정과;
    성형된 스프링을 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정과;
    스프링의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하는 1차 세팅 과정과;
    200~250℃로 가열된 스프링의 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하는 쇼트피닝 과정과;
    스프링의 양측 끝단을 코일링된 축방향으로 압축하는 2차 세팅 과정; 및
    스프링 표면에 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정;으로 이루어지되, 상기 스프링은 코일스프링인 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  3. 철도용 레일을 지면에 설치된 기초 패널에 고정시키는 스프링에 있어서,
    니켈(Ni) 0.003~0.2 중량%, 구리(Cu) 0.005~0.2 중량%, 몰리브덴(Mo) 0.01~0.5 중량%, 티타늄(Ti) 0.01~0.04 중량%, 바나듐(V) 0.01~0.04 중량%, 니오븀(Nb) 0.001~0.2 중량%, 알루미늄(Al) 0.001~0.01 중량% 중에서 선택되는 1종 이상이 함유되고, 탄소(C) 0.1~0.4 중량%, 실리콘(Si) 0.1~1.0 중량%, 망간(Mn) 0.1~1.5 중량%, 크롬(Cr) 0.1~0.7 중량%, 보론(B) 0.001~0.004 중량%, 질소(N) 0.004~0.015 중량%, 잔부 철 및 기타 불가피하게 함유되는 불순물로 조성되며, 베이나이트 조직분율이 90%이상 형성되는 스프링용 강재를 성형하는 스프링의 길이로 절단하는 과정과;
    스프링 강재를 가열한 후, 지그를 통해 만곡부를 형성하여 스프링 형상으로 가공하는 성형 과정과;
    성형된 스프링을 전체적으로 균일하게 재가열한 후 급속냉각을 통해 담금질을 수행하는 열처리 과정; 및
    스프링 표면에 고속의 쇼트볼을 분사하고, 부식방지 처리를 하는 표면처리 과정;으로 이루어지되, 상기 스프링은 레일 체결 스프링인 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  4. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 구리(Cu)를 포함하며, C + Mn/6 + (Cr + Mo)/5 + (Ni + Cu)/15 의 공식으로 표현되는 탄소 당량(equivalent)이 0.2~0.6 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  5. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 티타늄(Ti), 바나듐(V), 니오븀(Nb) 및 알루미늄(Al)의 미량합금을 포함하며, (1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al) / 7.66N 의 공식으로 표현되는 미량합금 첨가상수가 0.8~1.0 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 [{5.25B - (7.66N2 - 1.15Ti + 0.99V + 0.58Nb + 1.99Al)/5.25}] x 10000 의 공식으로 표현되는 유효 보론량이 7~20 ppm 범위 내에서 형성되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  7. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 0.003 중량% 이하의 산소(O), 0.01 중량% 이하의 인(P) 및 0.01 중량% 이하의 황(S)이 포함되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  8. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 오스테나이트의 결정입도는 15~70㎛의 크기로 형성되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  9. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 오스템퍼(austempering)에 의해 형성되는 상부 베이나이트(upper-bainite)에 비해 상대적으로 저온에서 형성되는 하부 베이나이트(lower-bainite)의 조직분율이 60% 이상 형성되는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  10. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 스프링용 강재는 Hv410~525의 경도, 135~185kg/mm2의 인장강도, 110~155kg/mm2의 항복강도, 0.81~0.88의 항복비, 30~50%의 단면감소율, 11~16%의 연신율, 0.5~0.6의 피로한도비 범위를 만족하는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  11. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 열처리 과정에서 스프링의 가열은 A3 변태점으로부터 1050℃ 이하의 온도 범위 내에서 분위기(atmosphere)가열 또는 유도가열(induction heating)에 의해 이루어지는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
  12. 제1항 내지 3항 중 선택되는 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 열처리 과정에서 스프링의 급속냉각은 상온에 도달할때까지 20~150℃/sec의 냉각속도로 이루어지는 것을 특징으로 하는 뜨임 공정 생략을 통해 제조된 스프링.
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