KR20010060753A

KR20010060753A - 저합금형 고응력 스프링의 제조방법

Info

Publication number: KR20010060753A
Application number: KR1019990063180A
Authority: KR
Inventors: 최해창
Original assignee: 이구택; 포항종합제철 주식회사
Priority date: 1999-12-28
Filing date: 1999-12-28
Publication date: 2001-07-07

Abstract

본 발명은 자동차 현가용 코일 및 판 스프링, 토션바, 스테빌라이저 등의 스프링의 제조방법에 관한 것으로, 그 목적은 저합금설계에 의해서도 스프링 경량화 40% 가능한 설계최대응력 130kg/mm²급 고응력을 갖으면서 피로수명과 영구변형저항성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소 0.4-0.6%, 실리콘 2.8-4.0%, 망간 0.1-0.3%, 크롬 0.3-0.6%, 산소0.0015%이하, 질소 0.005-0.01%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 여기에 바나듐 0.01-0.08%, 니요븀 0.01-0.08%, 니켈 0.1-0.3%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종을 첨가하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 900-950℃에서 10-15분 가열하여 열간성형하고 급냉하는 소입처리로 오스테나이트 결정입도가 5∼10㎛범위를 갖도록 하고, 이후 350-430℃범위내에서 템퍼링처리하여 잔류 오스테나이트의 양이 5-10%가 되도록 하는 것을 포함하여 이루어지는 저합금형 고응력 스프링의 제조방법에 관한 것을 그 기술적요지로 한다.

Description

저합금형 고응력 스프링의 제조방법{Method for manufacturing low alloy type spring having high strength}

본 발명은 자동차 현가용 코일 및 판 스프링, 토션바, 스테빌라이저 등의 스프링에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저합금화가 가능한 고응력 스프링의 제조방법에 관한 것이다.

1990년 초반에 들어오면서 대기오염의 심각성이 전세계적으로 대두되었고, 잇따른 대형 유조선의 기름 유출사고가 발생함에 따라 전세계적으로 지구환경오염에 대한 우려의 목소리가 고조되기 시작하였다. 자동차산업에서도 석유소비 및 배기가스를 줄이기 위해 자동차 경량화를 위해 많은 노력을 하고 있다. 그 중 현가용 스프링은 경량화 기여도가 큰 부품중의 하나이기 때문에 스프링 경량화가 시급한 문제로 부각되었다.

이러한 배경으로 스프링 설계최대응력 130kg/mm²(통상재 대비 경량화율 25% 가능)이 가능한 고응력 스프링강들을 개발하여 실용화 단계에 이르렀다. 그러나,최근 고응력 스프링강의 제조에 있어 기술사상은 `90년초와는 몇가지 상이한 내용을 담고 있다. 이는 제조원가를 무시한 경량화 우선주의에서 제조원가를 고려한 가격 우선주의를 추구하는데 있다. 따라서, 현실적으로는 반드시 스프링 경량화를 추구해야 하나, 통상재 대비 가격측면에서 경쟁력이 없을 경우 실용화는 불가능하다고 볼 수 있다.

기 개발된 고응력 스프링용강의 실용화에 따르는 문제점으로는 합금설계 측면에서 고합금화를 추구하는 이유로 제조원가가 크게 높다는 점과 고합금화에 따른 선재 제조시 서냉능 부족에 기인하는 저온조직(베이나이트+마르테사이트 복합조직)이 발생한다는 점이다. 저온조직이 형성되면, 선재 표면경도가 증가하게 되고 이로인해 스프링 성형전 선재의 선경조정 및 표면품질 개선을 위한 필링(peeling)가공(스프링용 선재의 표면품질 개선 및 사용자 용도별 선경조정을 위한 공정)이 불가능하여 필링가공시 요구되는 표면경도를 확보하기 위해 연화열처리를 불가피하게 부여하여야 한다. 이는 부가적인 열처리 비용 부담으로 제조원가의 상승요인이 된다는 의미이며, 실용화시 가격 경쟁력 저하를 초래한다.

이러한 배경에 근거하여 통상재(SAE9254, 스프링 설계최대응력 110kg/mm²) 대비 스프링 경량화가 가능하면서 기개발 고응력 스프링강(스프링 설계최대응력 130kg/mm²) 보다 가격적인 경쟁력이 있는 저코스트(cost)형 스프링용강의 개발 필요성이 크게 대두되기 시작하였다.

고응력 소재에 대한 종래의 기술로는 본 발명자가 기출원한 바 있는 대한민국특허출원 제97-73725호 와 미국특허공보 US005575973A호, US004795609A호, 독일특허공보 EP 0 265 273 A2호, 일본 특허공보 (평) 5-59431호, (평) 4-88123호, (평) 4-247824, (평) 1-184259호, (소) 64-39353등을 들 수 있다.

상기 대한민국특허출원 제97-73725호에는 스프링 경량화 30% 가능한 설계최대응력 130kg/mm²급 고응력 스프링강을 제조함에 있어 스프링 특성의 저하없이 저합금설계에 의한 고응력 스프링강을 제조할 수 있는 방법을 제시되어 있으나, 스프링 피로특성 및 영구변형저항성을 현저히 개선하지 는 못하였다.

상기 미국특허공보 US005575973A호에는 스프링 특성에 유효한 실리콘 성분을 다량 함유하고, 고 실리콘 함유에 따른 제조공정상의 탈탄 문제점을 니켈을 첨가함으로서 해결하고, 바나듐 첨가에 따른 석출강화 효과로 스프링 고응력화를 달성하였으나, 기존재 대비 고합금첨가에 따른 가격상승의 문제점이 있다. 미국특허공보 US004795609A에는 몰리브덴, 바나듐 성분을 첨가하여 고온에서 안정한 석출물을 분포시켜 스프링 특성 중 특히 영구변형저항성 개선효과와 니켈첨가에 의한 인성개선 및 냉간성형성을 개선하여 스프링 고응력화를 달성한 바 있다. 독일특허공보 EP 0 265 273 A2호, 일본 특허공보 (평) 5-59431호, (평) 4-88123호, (평) 4-247824, (평) 1-184259호, (소) 64-39353, (소) 60-89553 또한 스프링 고응력화는 가능하나 합금성분계 특징상 고합금처리에 의해 스프링 경량화를 달성하여도 기존재 대비 제조원가가 증가하는 단점이 있다.

본 발명은 저합금설계에 의해서도 스프링 경량화 40% 가능한 설계최대응력 130kg/mm²급 고응력을 갖으면서 피로수명과 영구변형저항성이 우수한 스프링의 제조방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로 탄소 0.4-0.6%, 실리콘 2.8-4.0%, 망간 0.1-0.3%, 크롬 0.3-0.6%, 산소0.0015%이하, 질소 0.005-0.01%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 여기에 바나듐 0.01-0.08%, 니요븀 0.01-0.08%, 니켈 0.1-0.3%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종을 첨가하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 900-950℃에서 10-15분 가열하여 열간성형하고 급냉하는 소입처리로 오스테나이트 결정입도가 5∼10㎛범위를 갖도록 하고, 이후 350-430℃범위내에서 60-90분 템퍼링처리하여 잔류 오스테나이트의 양이 5-10%가 되도록 하는 것을 포함하여 구성된다.

이하 본 발명을 상세히 설명한다.

본 발명자는 스프링 경량화가 40%가능한 설계최대응력 130kg/mm²급 고응력 스프링강을 제조함에 있어 스프링 특성의 저하없이 저합금설계에 의한 고응력 스프링강을 제조할 수 있는 방법에 대해 다각도로 연구한 결과, 실리콘 함량을 2.8-4.0%첨가하고 오스테나이트 결정입도를 5∼10㎛범위를 갖도록 할 경우 스프링 고응력화에 요구되는 스프링특성을 만족하면서, 미량합금원소 및 고가의 합금원소 첨가량을 생략 또는 상당히 감소시킬 수 있다는 결과를 얻고 본 발명을 완성하게 된 것이다.

이하, 본 발명강의 성분범위 한정이유에 대하여 설명한다.

탄소(C)의 함량은 0.4-0.6%로 하는 것이 바람직하다. 탄소의 함량이 0.4%미만에서는 소입, 소려에 의해 스프링강으로서 요구되는 강도, 피로특성, 영구변형저항성, 석출물제어, 잔류 오스테나이트양, 절삭가공성 개선을 위한 흑연화 조직을 확보하기 어렵고, 0.6%초과할 경우에는 고강도화에 따른 인성확보의 어려움과 선재냉각시 페라이트(ferrite) 분율 증가로 필링가공에 적합한 선재 표면경도를 확보하기 어렵고, 소입시 프레이트 마르텐사이트(plate martensite) 생성에 따른 소입균열의 발생을 피하기 어렵기 때문이다.

실리콘(Si)의 함량은 2.8-4.0%으로 하는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 2.8%미만에서는 저합금화 고응력 스프링용강으로서의 스프링 특성 즉 피로특성 및영구변형저항성을 확보하기 어렵고, 탈탄억제원소인 니켈, 크롬원소를 저감시킬 경우 선재가열로 장입시 소재 표면탈탄이 심화될 가능성이 높고, 잔류 오스테나이트 분해시기, 템퍼취성 제어, 석출물(입실론 세멘타이트, 바나듐 또는 니요븀계 석출물) 제어의 어려움으로 저합금형 고응력 스프링강 제조시 스프링 특성 확보가 불가능하고, 절삭가공 개선을 위한 연화 열처리시 조직 연화속도가 감소하고, 또한 선재냉각시 페라이트 생성율 저하로 선재 표면경도 증가를 초래하여 연화열처리가 불가피해지기 때문이다. 4.0%초과할 경우에는 제강시 표면결함 발생율이 높고 스프링 특성을 부여하는 열처리시 구상화 또는 흑연화 고용시간 지연에 따른 열처리시간이 장기간 요구되는 단점이 있고, 표층하 내부산화물의 생성량 증가로 표면품질이 저하되고, 피로특성을 개선하기 위한 샷피닝(shot-peening)부여시 압축잔류응력 분포에 영향을 미치기 때문이다. 본 발명에서의 보다 바람직한 실리콘 성분범위는 3.2-3.6%로 피로특성의 경우 이 성분범위에서 최대치를 보이는 성분상의 임계구간이며, 영구변형저항성(잔류전단변형률)의 경우, 첨가량이 증가함에 따라 지속적으로 개선의 효과가 있고, 모재의 강도, 석출물 분포(입실론 카바이트 석출물, 바나듐 또는 니요븀석출물), 표면탈탄, 페라이트 생성시기, 피로특성, 영구변형성, 심가공에 따른 절삭가공성, 템퍼취성, 잔류 오스테나이트 분해 시기, 제강시 표면결함, 열처리시 흑연화 분율등을 매우 효과적으로 제어할 수 있기 때문이다.

망간(Mn)은 모재의 강도, 탈산, 고용강화, 선재냉각시 미세조직 제어, 스프링특성(피로특성, 영구변형저항성), 편석대 생성에 따른 유해한 영향 등을 고려하여 0.1-0.3%로 하는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 0.1%미만에서는 소입성, 탈산, 고용강화효과가 없기 때문이고, 0.3% 초과할 경우에는 오스테나이트 영역의 확장(퍼얼라이트 변태온도 상승)으로 선재 냉각시 초석 페라이트 분율에 영향을 미쳐 선재 표면경도제어가 어렵고, 고용강화 효과보다는 망간편석에 의한 조직 불균질이 스프링 특성에 더 유해한 영향을 미친다.

크롬(Cr)의 함량은 0.3-0.6%로 하는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.3%미만에서는 부식저항성에 대한 개선효과가 적으며, 스프링 특성을 부여하는 열처리시 표면 탈탄제어가 어렵고, 퍼얼라이트의 세멘타이트 두께제어가 어려워 구상화 열처리시 구상화시간에 영향을 미치기 때문이다. 또한, 크롬의 함량이 0.6%초과의 경우에는 미세조직 연화속도를 증가시켜 강도확보의 어려움이 있고, 템퍼링시 세멘타이트 조기석출로 스프링특성에 유해하기 때문이다.

바나듐(V) 또는 니요븀(Nb)은 석출경화에 의한 스프링 특성 개선원소로 그 함량을 0.01-0.08%로 하는 것이 바람직하다. 이들의 함량이 0.01%미만에서는 바나듐 및 니요븀계 석출물들이 적게 분포하여 스프링 특성(피로특성 및 영구변형저항성)의 개선효과가 충분하지 못하기 때문이며, 0.08%초과의 경우에는 석출물들에 의한 스프링 특성 개선 효과가 포화하고 오스테나아트 열처리시 모재에 용해되지 않은 조대한 합금 탄화물양이 증가하여 비금속 개재물과 같은 작용을 하기 때문에 피로특성의 저하를 초래한다.

니켈(Ni)의 함량은 0.1-0.3%로 하는 것이 바람직하다. 니켈의 함량이 0.1%미만에서는 피로하중하에서의 부식피로저항성을 개선하기 어려우며, 스프링 특성을 부여하는 열처리시 탈탄제어와 인성 및 냉간가공성 개선, 잔류 오스테나이트 제어, 또한 절삭성 개선을 위한 흑연화 열처리시 흑연화 촉진효과가 없기 때문이다. 또한, 0.3%초과의 경우에는 선재냉각시 초석 페라이트 생성에 영향을 미쳐 선재 표면경도 제어가 어렵고, 선재 가열로에서 빌레트(billet) 재가열시 페라이트 석출온도 영향을 미쳐 탈탄방지를 위한 표면의 페라이트층 형성온도를 상승시킴으로서 오히려 탈탄제어에 유해한 영향을 미치기 때문이다.

산소(O)의 함량을 0.0015%이하로 하는 것이 바람직한데, 이는 0.0015%초과할 경우 조대한 산화물계 비금속개재물이 용이하게 형성되어 피로수명이 저하되기 때문이다.

질소(N)의 함량은 0.005-0.01%로 하는 것이 바람직한데, 이는 0.005%미만에서는 바나듐 및 니요븀계 질화물 형성에 따른 탄화물 생성율이 매우작으며, 0.01%초과할 경우에는 그 효과가 포화되기 때문이다.

인(P) 및 황(S)의 함량은 0.01%이하로 하는 것이 바람직하다. 인은 결정입계에 편석되어 인성을 저하시키므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이며, 황은 저융점 원소로 입계 편석되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 스프링 특성에 유해한 영향을 미치므로 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 스프링을 제조하는 방법을 설명한다.

상기와 같이 조성되는 강은 통상 블룸(강편압연공정에서 빌레트로 제조) 또는 빌레트로 주조되어 열간선재압연하여 선재 또는 환봉(본 발명에서는 선재 또는 환봉을 구분 없이 사용함)으로 제조된다.

이 선재 또는 환봉은 열간에서 각종 스프링(현가용 코일 및 판 스프링, 토션바, 스테빌라이저 등)으로 성형한 다음 바로 급냉하는 소입처리한다. 이를 위해 900-950℃ 범위에서 10-15분으로 가열하여 성형하는 것이 바람직하다. 900℃미만에서는 충분한 오스테나이트화가 이루어지지 않아 소입시 충분한 마르텐사이트 조직의 확보가 어렵고, 선재제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니요븀계 석출물에 대한 모재내 재고용이 어려워 고용강화 효과를 기대하기 어렵기 때문이며, 950℃초과할 경우에는 선재제조시 조대하게 석출된 바나듐계 또는 니요븀계 석출물들은 모재내로 완전고용되어 고용강화 효과를 기대할 수 있으나 석출물 완전 고용으로 석출강화 효과를 기대하기 어렵기 때문이다. 한편, 열처리 시간이 10분이상 가열하여야 완전 오스테나이트화가 가능하고, 15분 초과할 경우에는 가열로 탈탄 촉진 및 재로시간 증가에 따른 생산성 저하가 초래되기 되기 때문이다.

상기와 같이 가열하여 성형한 다음, 급냉하는 소입처리하여 오스테나이트 결정입도를 5∼10㎛범위내로 하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 결정입도가 5㎛ 미만에서는 균열생성시 결정입계를 따라 입계균열전파거동이 용이한 관계로 피로특성이 저하되는 문제점이 있고, 피로특성에 유효한 적정 잔류 오스테나이트의 확보가 불가능하며, 또한 소입성의 저하로 소입시 조직 불균질을 초래하기 때문이다. 오스테나이트 결정입도가 10㎛초과할 경우에는 영구변형저항성이 저하되기 때문이며, 결정립 미세화에 따른 소입시 미세한 래스 마르텐사이트 조직의 확보와 잔류 오스테나이트의 형상 및 크기에 영향을 미쳐 피로특성에 유효한 잔류오스테나이트의 적정량 및 기계적 안정성 등에 유해하기 때문이다.

상기와 같이 소입처리한 다음, 350-430℃범위에서 템퍼링처리하는 것이 바람직하다. 템퍼링온도가 350℃ 미만에서는 인성, 적정 잔류 오스테나이트양(5-10%), 피로특성등을 확보하기 어렵고, 또한 영구변형저항성 개선을 위한 프리셋팅(pre-setting:스프링 제조공법임) 부여효과를 기대하기 어렵고, 스프링 특성에 유효한 입실론 카바이드의 분포가 불충분하여 영구변형저항성이 저하되기 때문이다. 또한, 430℃ 초과할 경우에는 템퍼취성을 일으켜 인성이 저하되며, 소입시 생성된 잔류 오스테나이트의 완전 분해로 피로특성 개선효과를 기대하기 어렵고, 항복강도의 감소 및 구상 세멘타이트의 석출에 의한 영구변형저항성의 저하를 초래하기 때문이다. 템퍼링처리시간은 작업성을 고려할 때 60∼90분으로 하는 것이 바람직하다.

본 발명에서 템퍼링 이후 미세조직내의 잔류 오스테나이트량을 5-10%를 한 정하는 이유는 다음과 같다. 잔류 오스테나이트양이 5%미만에서는 균열전파거동에 영향을 못미쳐 피로특성의 개선효과가 거의 없기 때문이며, 잔류 오스테나이트양이 10%초과할 경우에는 스프링 특성중 영구변형저항성의 저하를 초래하기 때문에 바람직스럽지 않다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 구체적으로 설명한다.

[실시예]

아래 표 1의 발명강(1-7)과 비교강(1-6)을 시료로 하여 50kg 잉곳트로 주조하였다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Ni	V	Ti	Mo	Al	O₂(ppm)	N₂	P	S
발명강1	0.41	2.9	0.29	0.37	-	-	-	-	-	13	0.007	0.009	0.012
발명강2	0.53	3.1	0.26	0.55	-	0.06	-	-	-	14	0.006	0.008	0.011
발명강3	0.52	3.3	0.22	0.57	0.19	-	-	-	-	11	0.008	0.010	0.009
발명강4	0.55	3.2	0.19	0.49	0.22	0.05	-	-	-	12	0.009	0.011	0.008
발명강5	0.56	3.4	0.27	0.51	0.25	0.08	-	-	-	10	0.007	0.009	0.011
발명강6	0.58	3.6	0.25	0.50	0.23	0.07	-	-	-	14	0.007	0.008	≤0.02
발명강7	0.57	3.9	0.23	0.44	0.19	0.05	-	-	-	-	-	≤0.02	≤0.02
비교강1	0.50	2.61	0.50	0.50	2.01	0.19	-	-	-	-	-	≤0.02	-
비교강2	0.52	2.48	1.30	0.22	2.55	0.37	-	0.35	0.02	-	0.012	-	-
비교강3	0.41	2.51	0.79	0.86	0.52	0.22	-	0.5	-	18	0.01	-	-
비교강4	0.52	2.52	0.81	0.87	3.98	0.20	-	1.0	-	-	-	-	-
비교강5	0.59	2.00	0.79	0.90	1.99	0.22	-	0.42	-	-	-	-	-
비교강6	0.58	2.48	0.51	0.53	2.01	0.21	0.01	0.1	0.05	-	-	-	-

이와 같이 조성되는 잉곳트를 1250℃에서 48시간 균질화 열처리하여 단면 60x60mm의 빌레트로 열간단조 가공하였으며, 이때 마무리 온도는 950C 이상으로 하고 열간단조후 공냉하였다. 이 빌레트를 1200℃이하에서 3시간 유지후 지름 13mm의 환봉(round bar)으로 열간선재압연하였다. 이때, 오스테나이트 결정입도의 변화를 주기 위해 압연온도 900∼1200℃ 사이에서 열간압연후 공냉하였다. 전강종의 압연시 압연비는 80% 이상으로 하였다.

상기 환봉을 표 2와 같이 930-1000℃ 범위에서 10분간 가열하여 아래 표 3와같은 스프링 설계제원으로 스프링으로 가공(열간성형)한 후 유냉하는 소입처리하고, 350-430℃에서 템퍼링처리 하였다.

구분	대상강종	가열온도(℃)	가열시간(min)	템퍼링온도(℃)	템퍼링시간(분)	오스테나이트 결정립도(㎛)	잔류오스테나이트양(%)
발명재1	발명강1	930	10	350	60	5	7
발명재2	발명강1	930	15	400	60	7	7
발명재3	발명강1	900	10	430	60	10	5
발명재4	발명강2	930	10	380	60	6	8
발명재5	발명강3	930	10	380	60	8	9
발명재6	발명강4	930	10	380	60	7	7
발명재7	발명강5	930	10	380	60	5	5
발명재8	발명강6	930	10	380	60	9	7
발명재9	발명강7	950	10	380	60	6	8
비교재1	발명강1	1030	10	390	60	25	16
비교재2	발명강2	1030	10	390	60	18	14
비교재3	발명강3	1030	10	390	60	17	15
비교재4	발명강4	1030	10	390	60	18	13
비교재5	발명강5	1030	10	390	60	18	16
비교재6	발명강6	1030	10	390	60	17	14
비교재7	발명강7	1030	10	390	60	17	13
비교재8	비교강1	1050	10	390	60	15	19
비교재9	비교강2	1050	10	390	60	15	21
비교재10	비교강3	1050	10	390	60	18	15
비교재11	비교강4	1050	10	430	60	20	3
비교재12	비교강5	1070	10	430	60	22	2
비교재13	비교강6	1000	10	430	60	16	3

이후 스프링을 250℃ 이상에서 0.8mm 크기의 스틸 볼(steel ball)을 사용하여 온간 샷 피닝(shot peening)한 다음, 0.6mm 스틸 볼을 이용하여 냉간 삿피닝하였다. 이후 140kg/mm²의 응력으로 냉간 압축(cold setting)하고. 이후 도장처리하는 조건으로 스프링을 제조하였다.

스프링 설계제원
재료경(mm)	11.0
스프링 정수	1.8
스프링 외경(mm)	139
총권수(회)	5.19
유효권수(회)	3.69
제작고(mm)	355
설계응력(Kg/mm²)	130
중량(Kg)	1.5

상기와 같이 제조된 스프링에 대하여 하기 표 3과 같은 조건으로 피로시험을 행하여 피로특성을 평가하였으며 이때 시험속도는1.3Hz이었으며, 피로수명값은 강종당 10회의 걸친 시험을 행하여 펑가하였다.

피로시험 하중(Kg)	207-466
피로시험응력(Kg/mm²)	57-130
평균응력(Kg/mm²)	93
응력진폭(Kg/mm²)	±36

이때 스프링 시험응력의 계산은 아래와 같다.

τ= (8PD/πd3)K

τ : 스프링 시험응력 (kg/mm2)

P : 부하 하중(kg)

D : 코일의 평균지름 (mm)

d : 선지름 (mm)

K : 코일의 응력 보정계수

여기서, K = [(4C-1)/(4C-4)] + [ 0.615/C] , (C=D/d)

다음, 잔류전단변형률(영구변형저항성) 측정시험은 아래 표 4의 시험조건에서 실시하였으며, 측정 응력하의 상온에서 72시간 유지후 측정하였다. 이때, 고온 잔류전단변형률 측정온도는 80℃에서 시험하였다.

시험 하중(Kg)	466
시험응력(Kg/mm²)	130
시험기간(hr)	72
시험분위기	대기(상온)

잔류전단변형률의 측정기준은 스프링을 시험 전,후의 동일 자유고(스프링의 높이)로 압축하였을때, 요구되어지는 하중 변화량(DP : 시험 전 하중-시험후 하중)을 기준으로 하여 잔류전단변형률을 산출하였으며 이에 대한 계산식은 아래와 같다.

γ=(8D/πd3G)DP

여기서, γ : 잔류전단변형률

D : 코일의 지름경 (mm)

d : 선지름 (mm)

G : 횡탄성계수(8000kg/mm2)

DP : 하중감소량 (kg)

상기와 같은 방법으로 측정한 피로특성 및 영구변형저항성(잔류 전단변형률)의 결과를 표 6에 나타내었다.

구분	시험응력(kg/mm²)	피로수명(회)	상온잔류 전단변형율	고온(80℃)잔류전단변형율
발명재1	130	≥2,000,000	0.99×10^-4	3.5×10^-4
발명재2	130	≥1,500,000	0.95×10^-4	3.7×10^-4
발명재3	130	≥2,000,000	0.98×10^-4	3.8×10^-4
발명재4	130	≥1,000,000	0.94×10^-4	3.5×10^-4
발명재5	130	≥1,500,000	0.93×10^-4	3.5×10^-4
발명재6	130	≥1,000,000	0.93×10^-4	3.4×10^-4
발명재7	130	≥1,500,000	0.90×10^-4	3.0×10^-4
발명재8	130	≥2,000,000	0.93×10^-4	3.0×10^-4
발명재9	130	≥1,000,000	0.99×10^-4	3.4×10^-4
비교재1	130	≥300,000	1.41×10^-4	4.7×10^-4
비교재2	130	≥500,000	1.35×10^-4	4.1×10^-4
비교재3	130	≥200,000	1.40×10^-4	4.2×10^-4
비교재4	130	≥700,000	1.27×10^-4	3.8×10^-4
비교재5	130	≥900,000	1.20×10^-4	3.5×10^-4
비교재6	130	≥600,000	1.16×10^-4	3.4×10^-4
비교재7	130	≥400,000	1.13×10^-4	3.1×10^-4
비교재8	130	≥500,000	1.3×10^-4	4.2×10^-4
비교재9	130	≥200,000	3.5×10^-4	-
비교재10	110	-	-	7.1×10^-4
비교재11	110	-	-	6.2×10^-4
비교재12	100	-	1.5×10^-4	-
비교재13	130	≥300,000	1.4×10^-4	4.7×10^-4

표 6에 나타낸 바와 같이, 본 발명재(1-9)는 저합금강이면서 비교재(1-13) 대비 피로수명 및 영구변형저항성(잔류전단변형률) 특히 상온 잔류 전단변형율이 우수함을 잘 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 저합금계로 구성된 스프링 합금성분계로 구성된 강에 있어 오스테나이트 결정입도를 제어함으로서, 스프링 피로특성 및 영구변형저항성이 우수한 고응력 스프링강을 확보할 수 있으면서 제조원가 측면에서 현저한 가격절감을 기대할 수 있는 바, 저합금형 고응력 스프링의 제조방법을 제공할 수 있는 것이다.

Claims

중량%로 탄소 0.4-0.6%, 실리콘 2.8-4.0%, 망간 0.1-0.3%, 크롬 0.3-0.6%, 산소0.0015%이하, 질소 0.005-0.01%, 인 0.01%이하, 황 0.01%이하, 여기에 바나듐 0.01-0.08%, 니요븀 0.01-0.08%, 니켈 0.1-0.3%의 그룹에서 선택된 1종 또는 2종을 첨가하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 선재를 900-950℃에서 10-15분 가열하여 열간성형하고 급냉하는 소입처리로 오스테나이트 결정입도가 5∼10㎛범위를 갖도록 하고, 이후 350-430℃범위내에서 템퍼링처리하여 잔류 오스테나이트의 양이 5-10%가 되도록 하는 것을 포함하여 이루어지는 저합금형 고응력스프링의 제조방법.