KR0128139B1 - 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 강의 성분을 조정하고 압여조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후, 소입/소려 온도조건을 최적화하므로서, 인장강도 130㎏/㎟ 이상의 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 중량%로, C: 0.15-0.30%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.045-1.6%, P: 0.025%이하, S: 0.010%이하, Ti: 0.05%이하, Al: 0.02-0.13%, Cr: 0.10-0.50%, B: 0.0010-0.0050%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 800-890℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 630-700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 870-1000℃온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃이하의 온도로 소려하므로서 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저의 제조방법을 제공함을 그 요지로 한다.

Description

고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저 제조방법

제1도는 본 발명의 소입온도변화에 따른 인장강도의 변화를 나타낸 그래프

제2도는 본 발명의 소려온도변화에 따른 인장강도의 변화를 나타낸 그래프

본 발명은 자동차 현가장치에 사용되는 강관형 스태빌라이저의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 강의 성분 및 열간압연 조건을 최적화하여 강관형 스태빌라이저를 제작한 후 열처리조건을 최적화 함에 의해 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저의 제조방법에 관한 것이다.

최근 자동차의 연비향상에 관한 기술적인 노력이 크게 경주되고 있으며 이의 해결책으로 자동차용 고강도강재의 사용이 계속하여 증가하는 추세이다. 이러한 추세에 부응하여 자동차의 주행중 회전(cornering)시 차체의 과도한 경사를 방지함으로서 차체의 안정성을 증가시키고, 고속주행시 자동차의 안정성을 향상시킴으로서, 승차감을 향상하기 위하여 양쪽의 현가장치 사이에 부착되는 스태빌라이저(stabilizer)는 기존에는 봉강을 사용하였으나, 최근에는 자동차의 경량화를 목적으로 강관형이 적용되고 있다.

일반적으로 강관형의 스태빌라이저를 제조하는 경우 기존의 봉강에 비해 약 30%이상의 경량화가 가능하다고 알려져 있다. 스태빌라이저는 굽힘가공을 많이 받기 때문에 양호한 굽힘특성과 장시간 사용에 견딜수 있는 우수한 피로특성, 그리고 강관제조시 요구되는 우수한 용접특성이 필요하나 무엇보다도 고강도화가 요구되는 자동차 부품이다. 이러한 특징을 갖추기 위하여 강관제조 후 스태빌라이저로 굽힘가공한 다음, 소둔-소입-소려로 이루어지는 열처리를 실시함으로서 고강도를 확보하여 자동차에 장착하여 사용하고 있다.

이러한 스태빌라이저는 종래 S45C, SUP6등과 같은 강종을 봉강으로 제조하여 사용하엿으나 최근에는 경량화를 목적으로 계목무강관(seamless pipe) 또는 용접강관을 이용하여 중공상(中空狀)의 강관형 스태빌라이저를 제조하고 있다.

이와 같은 중공상의 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법은 종래 다수 제안되었으며, 그중 대표적인 것은 다음과 같다.

일본의 일신제강에서 제안한 방법으로, 일본 특개소 58-123858은 중량%로, C: 0.35% 이하, Si: 0.25%이하, Mn: 0.30-1.20%, P:0.020%이하, S: 0.020%이하, Ti: N+O의 4-12배, Sol.Al: 0.10%이하, Cr: 0.60%이하, N+O: 200 ppm이하, B: 5-90 ppm로 조성되는 강에 Ca 처리를 하거나, Nb을 C의 0.4배 이하의 범위로 첨가하여 중공상의 스태빌라이저용 전봉강관용 강을 제조하는 방법이다.

일본특개소 61-45688 또한 상기 일신제강에서 제안한 방법으로 중량%로, C: 0.35% 이하, Si: 0.20%이하, Mn: 0.30-1.20%, P:0.020%이하, S: 0.020%이하, Ti: N+O의 4-10배, Sol.A: 0.10%이하, Cr: 0.60%이하, N+O: 200 ppm이하, B: 5-90 ppm로 조성되는 강에 Ca 처리를 하거나, Nb을 C의 0.4배 이하의 범위로 첨가하여 중공상의 스태빌라이저등 전봉강관용 강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

그러나, 상기한 두방법간에는 Si 함량이 0.25%에서 0.20%로, Ti 함량이 N+0 의 4-12배에서 4-10배로 바뀐것외에는 차이가 없다.

그리고 일본의 일본발조(NHK Spring Co.)에서 전봉관을 이용하여 중공상의 스태빌라이저를 제조하는 방법에 관하여 제안한 것으로 탄소량이 0.10-0.35%의 저탄소 전봉강관을 직접통전 가열법에 의해 급속가열한 후 수냉각한 다음 소려를 행하고, 그후 냉간가공에 의해 소정의 스태빌라이저 형상으로 굽힘성형한 다음 성형시에 생긴 응력제거 소둔을 행하여 스태빌라이저를 제조하는 방법과, 0.2-0.35% C과 B을 첨가한 강을 직접통전방식으로 가열하여 900-950℃에서 10분간 유지한 후 수냉한 다음 300-380℃에서 50-60분간 소려를 행하는 방법(미국특허 US 4,533,402)이 있다.

또한, 일본 도요다자동차에서 강관재 자동차 부품을 고주파 가열방식으로소입하여 제조하는 방법에 관하여 제안한 일본특개소 58-141329의 방법으로, 소정길이의 저탄소강관을 고주파 소입한 후, 냉간가공에 의해 성형하고, 이어서 쇼트피닝(Shot Peening) 및 저온수둔의 원하는 각 공정에 부가하는 것을 특징으로 하는 강관제 자동차 부품의 제조방법으로 스태빌라이저 등에 적용되는 제조방법이다.

본 발명자는 상기한 방법들과는 다른 방법으로 고강도 특성이 우수한 강관형 스태빌라이저를 제조하기 위하여, 연구와 실험을 행하고 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 강의 성분계를 조정하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후 소입/소려온도조건을 최적화하므로서 인장강도 130㎏/㎟ 이상의 고강도특성을 갖는 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량%로, C: 0.15-0.30%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.045-1.6%, P: 0.025%이하, S: 0.010%이하, Ti: 0.05%이하, Al: 0.02-0.13%, Cr: 0.10-0.50%, B: 0.0010-0.0050%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 800-890℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고, 수냉한 후, 630-700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 870-1000℃온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃이하의 온도로 소려하여 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

본 발명에서는 상기 목적을 달성하기 위하여 강을 중량%로, C: 0.15-0.30%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.045-1.6%, P: 0.025%이하, S: 0.010%이하, Ti: 0.05%이하, Al: 0.02-0.13%, Cr: 0.10-0.50%, B: 0.0010-0.0050%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되도록 함이 바람직하며, 그 이유는 다음과 같다.

C는 강의 소입성을 증가시키는 원소로 그 함량이 0.15%미만일 경우에는 130㎏/㎟의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나 강을 , 소입, 소려를 행하여 사용하는 경우, 그 함량이 0.25%가 넘어서면 인성의 저하가 두드러지는 것으로 알려져 있으며, 특히 C는 그 함량이 0.35%를 넘어서면 조관시 용접성 및 용접부의 건전성에 매우 크게 영향을 미치므로 강관의 제조를 어렵게 한다. 따라서 탄소함량이 많은 고탄소강의 경우 강도의 증가에는 유리하나 강관형의 스태빌라이저로 제작하여 사용하기 곤란하므로 본 발명에서는 0.15-0.30%로 제한함이 바람직하다.

Mn은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 오스테나이트를 안정화시키므로 강의 소입성을 증가시키는 원소이나 과도한 Mn의 첨가는 비금속개재물의 양을 증가시키고 편석도를 증가시켜 불리하다. 일반적으로 Mn은 C와 함께 강의 강도를 결정하는데 있어 가장 중요한 원소로 열간압연재의 인장강도를 비슷한 수준으로 맞추기 위하여 C을 감소시키고 Mn을 증량시키게 되면 열처리후의 강도를 확보하기가 어렵고 또한 확관성이 좋지 않아 강관으로 제조후에도 사용중 취성에 의한 파단 등의 문제점이 발생될 수 있다. 이와같이 Mn은 주로 층상조직의 발달에 기인하여 인성저하의 문제가 있고 또한 탄소당량을 높여 용접성, 용접부의 건전성에도 영향을 미치므로 그 상한을 1.6%로 제한하였다. 또한 첨가량이 너무 적으면 소입성이 크게 저하해 소입시 필요한 강도가 얻어지지 않으므로 본 발명에서는 0.045%를 그 하한으로 설절함이 바람직하다.

Si는 강중에 존재하는 산소를 제거하는 역할을 다하는데, 그 함량이 0.1%이하이면 산소를 제거하는 효과가 충분하지 못하며, 0.5%이상일 경우에는 강중에 연한(soft)페라이트상이 생성되어 원하는 고강도특성을 얻을 수 없으며, 또한 산화스케일이 많이 형성되는 문제점이 있으므로 통상 제한되는 범위인 0.1-0.5%범위가 바람직하다.

P 및 S는 페라이트의 형성을 조장하는 원소로 강의 강도를 해치지 않고 연성을 증가시킬수 있으나 일반적인 강재의 제조시 편석이 극심한 원소로 중심편석 형성등으로 재질을 열화 시킨다. 또한 S는 MnS로 대표되는비금속 개재물을 형성하여 강의 가공성을 크게 열화시킨다. 이 비금속 개재물은 압연중 길게 연신됨으로 가공중 크랙발생 등의 치명적인 결함을 발생시키기 쉽다. 따라서 P 및 S는 가능한한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. S는 강중 비금속개재물로 존재하여 영향을 미치고, pipe의 굽힘성, 편평성을 열화시키고 또한 용접부의 건전성에도 영향을 주므로 낮게 관리할 필요가 있다. 통상 현재의 제강방법에 의해 저 S를 이룩할 수 있는 수준인 0.005%이하 정도가 바람직하나(본 발명에서는 0.010중량%이하이면, 특별히 제한을 두지 않았으며 P 또한 통상 함유되는 범위인 0.025%이하를 만족하면 된다.

Al은 탈산을 위하여 주로 사용되는 원소로 페라이트의 형성을 도우므로 가공성 향상측면에서 유리하다. 이 경우 0.020%정도 이상이 되어야 강중 산소가 충분히 제거되고 또한 AlN의 형성으로 조직의 미세화에도 기여하게 된다. 반면, 그 함량이 많은 경우에는 용접중 산화물의 형성으로 용접결함을 생성시키기 쉬운 것으로 알려져 잇고, 또한 표면결함을 유발시키므로 위에서 검토한 종래방법들에서는 Al양을 공히 0.10wt%이하로 제한하고 있다. 그러나 Al의 첨가는 강도의 향상과 함께 소입후 생성되는 마르텐사이트를 조관후 강관재의 확관능 향상에 크게 기여하므로 연화시켜 본 발명에서의 Al의 함량을 0.020-0.13%범위로 한정함이 바람직하다.

Cr 및 Ti는 강의 소입성을 향상시키고 특히 저온에서의 소입성 향상 효과가 크므로 베이나이트가 생성되는 것을 억제하고 마르텐사이트가 생성되는 것을 조장한다. 특히, 용접재로 사용된 경우 용접부의 강도저하를 방지하는데 유효하다.

Cr 은 다량으로 첨가되는 경우 페니트레이션등 용접결함을 일으키기 쉬워 통상 0.5% 이내로 제한하는 것이 바람직하다. 본 발명에서는 소입-소려 강재에 일반적으로 함유되는 양인 0.10-0.50% 범위에서 첨가하였으며, 동 성분계에 대해 특별한 제한은 두지 않았다.

Ti은 열간 압연중 오스테나이트의 재결정을 억제함에 의하여 미세한 조직을 생성시키는데 유리하다. 따라서 인성을 증가시키고 또한 석출물의 형성으로 강도의 향상에도 기여하므로 미체첨가로서 많이 사용되어 왔다. 일반적으로 용접재로 사용되는 경우 미세한 TiN 석출물에 의한 용접부 인성저하를 방지할 수 있으므로 약 0.025%정도가 첨가되는 방법이 많이 채용되고 있다. 따라서 Ti는 동 범위정도에서 첨가하는 것이 바람직하나 본 발명에서는 Ti의 효과가 포화되는 양인 0.05%를 상한으로 하였다.

B은 침입형 원소로 존재하여 강의 소입성을 크게 향상시키는 원소로 열처리재의 경우에 B의 첨가에 의해 매우 큰효과를 얻을 수 있다. 통상 그 함량이 0.003% 이내에서는 소입성의 증가효과를 나타내지 않는 것으로 알려져 있으며, 다량의 첨가시에는 인성열화의 경향이 극심하게 되는 경향이 있다. 본 발명에서는 그 함량이 10ppm이하일 경우에는 목표로 하는 인장강도를 얻는데 불충분하므로 그 하한을 0.0010%로 제한하며 또한 인성열화를 방지하기 위하여 B의 상한은 0.0050%로 제한한다.

한편, 본 발명에서는 목적하는 고강도 특성을 얻기 위해 상기와 같이 조성되는 강을 800-890℃온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 630-700℃온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 800-1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃이하의 온도로 소려함이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.

열간압연중 재질을 결정하는데 중요한 인자인 압연 마무리온도는 800-890℃로 하고 수냉각을 실시하여 권취온도를 630-700℃로하여 열연강판을 제조하는 것이 열처리후의 강도 및 연성의 확보에 유리하며 고강도를 나타내는 미세조직을 얻기 위하여 필요하다.

강관형 스태빌라이저를 870℃이하의 온도로 가열하게 되면 인장강도130㎏/㎟이상의 원하는 고강도 특성을 얻을 수 없으며, 1000℃이상의 온도로 가열하게 되면 결정립크기가 조대해지므로서 연신율이 저하될 우려가 크기 때문에 본 발명에서는 강관형 스태빌라이저의 가열온도(소입온도)를 870-1000℃ 범위로 제한함이 바람직하다.

그리고 상기와 같이 가열돤 강관형 스태빌라이저를 수냉한후 소려시 온도가 400℃ 이상일 경우에는 목적하는 인장강도 130㎏/㎟ 이상의 고강도 특성을 얻을 수 없기 때문에 본 발명에서 소려온도는 400℃이하의 온도로 제한함이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.

(실시예 1)

하기 표1과 같이 조성되는 강을 진공유도용해로에서 용해하여 사이징(sizing)압연하여 두께 20mm의 슬라브를 제조하였다. 이 슬라브를 1200℃에서 40분간 재가열한 후 총 3회의 열간압연을 행하여 최종두께가 2.60mm인 열연강판으로 제조하였다.

이때, 열간압연 마무리 온도 및 냉각종료온도(권취온도)는 하기 표1과 같다

이렇게 제조된 열연강판을 열간압연된 상태(열처리전) 및 열처리된 상태(열처리후)로 구분하여 각각 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하고 그 결과를 하기 표2에 나타내었다. 이때, 열처리는 950℃에서 5분간 유지시킨 후 수냉시킨 다음, 350℃에서 30분간 소려하였다.

또한, 열처리, 전.후에 있어서 강의 화학성분 조성 및 열연온도에 대한 인장특성의 의존성을 평가하고 그 결과를 하기 표3에 나타내었다.

그리고, 상기와 같이 소입/소려된 발명재(A,B,C,D,E) 및 비교재(Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ)를 30°의 콘(cone)으로 확관시험을 하여 평균확관깊이를 측정하고 그 결과를 하기 표4에 나타내었다.

상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, 열처리후의 인장강도는 대략 120-140㎏/㎟ 범위내에서 변하고 있음을 알 수 있다.

본 발명의 강성분 범위를 만족하는 발명재 (a-j)의 경우에는 압연조건의 변화에 크게 상관없이 인장강도 130㎏/㎟ 이상의 고강도를 보이는데 반해 B이 약간 낮은 비교재(1,2)의 경우에는 압연조건에 따라 인장강도가 130㎏/㎟ 보다 높거나 또는 낮은 결과를 보이고 있다. C을 낮추고 Mn을 높인 비교재(3,4)의 경우에는 열처리전의 강도는 전반적으로 높으나 열처리후의 강도가 떨어지는 경향을 보이고 있으며 Al을 다량 첨가한 비교재(5,6)의 경우에도 열처리후의 강도가 낮아지는 것을 알 수 있다.

통상 열간압연조건중 마무리 열간압연온도는 열처리 전후의 재질변화에 그다지 큰 영향을 주지 못하는데 반해 권취온도는 압연재의 강도에 영향을 미치는데 권취온도가 낮아지면 강도가 상승되며 (10℃ 저하에 약 1㎏/㎟ 의 강도향상효과), 연성은 저하된다. (10℃ 저하에 약 0.5%의 연성저하효과) 그리고 고온 권취의 경우 열처리후에는 미소하게 강도가 상승하는 경향이 있으며 연신율의 변화에는 거의 영향을 미치지 않는다.

그러므로 상기 표2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명재 (a-j)의 경우 열간 압연 조건에 따라 강도에 약간의 변화는 있었으나, 그 정도가 크지 않았으며 대부분 목표로 하는 재질특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

◎: 우수, ○: 좋음, △: 보통, X: 나쁨

상기 표3에서 알 수 있는 바와 같이, C는 그 함량이 증가함에 따라 열처리 전후의 강도상승에 크게 기여하는 원소이다. Mn은 열처리 전후의 강도를 상승시키고 연신율을 저하시키는 경향을 나타내나 그 정도가 그다지 크지 않다. Al의 첨가는 열처리 전 압연재의 강도는 증가시키나 열처리후의 강도 및 연신율에는 큰 영향을 주지 못하고 있다. 이에 반해 B은 열처리전의 강도 및 연신율에는 그다지 강한 영향을 주지 못하고 있으나, 열처리후의강도상승에는 아주 현저한 역할을 하고 있음을 알 수 잇다. 예를 들어, B의 열처리후 강도상승효과는 C의 약 6배에 달하고 있음을 알 수 있다.

일반적으로 강관재의 열처리후의 가공성 및 연성은 확관시험에 의해 평가되는데, 상기 표4에서 알 수 있는 바와같이, Mn 함량을 증가시켜 강도 보상을 시도한 비교재(Ⅱ)는 확관성이 가장 떨어지고 있으며, Al을 다량 첨가한 비교재(Ⅲ)은 확관성이 좋음을 알 수있다. 이는 동 강종의 열처리후의 높은 연성과 잘 연결되어지며 따라서 열처리후의 인성을 나타내는 인장강도×연신율(TS×El)값도 높아지고 있으나 고강도 스태빌라이저에서 목표하는 고강도를 얻는데는 미흡하여 비교재로 선정하였다. 나머지 발명재(A-E)의 확관성은 확관깊이가 약10㎜이상 정도의 양호한 확관성을 보이고 있어 고강도와 더불어 우수한 가공성을 보이고 있음을 알 수 있다.

(실시예2)

열간압연재의 열처리후 강도는 열처리조건에 의해 크게 변화할 수 있다. 이와같이 열처리조건의 변화에 따른 인장특성의 변화를 알아보기 위하여 본 발명의 범위를 만족하도록 조성되고 압연된 발명재를 염욕(salt bath)에 넣어 열처리 한후 인장실험을 행하고, 소입/소려온도변화에 따른 평균 인장강도의 변화를 제1도 및 제2도에 나타내었다.

이때, 열처리는 소입온도를 850-1000℃, 소려온도를 250-550℃로 변화시키면서 실시하였다. 제1도에서 알 수 있는 바와같이, 소입온도가 900-1000℃의 범위에서는 인장강도가 크게 변화가 없으나 850℃로 소입온도가 낮아지면 기준강도 130㎏/㎟ 보다 약간 열화되는 경향을 보임을 알 수 있다.

제2도에서 알 수 있는 바와 같이, 소려온도가 높아짐에 따라 인장강도는 점차 감소된다. 소려온도가 약450℃를 넘어서면 인장강도는 급격히 낮아지고 있으며 소려온도가 약 400℃를 넘어서면 기준강도보다 실적치가 낮아지고 있음을 알 수 있다. 소려온도가 400℃이하의 온도에서는 연신율은 8.1%정도로 큰 변화가 관찰되지 않았다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강의 성분을 조정하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후, 소입, 소려조건을 최적화하므로서 인장강도 130㎏/㎟ 이상의 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저를 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

1. 중량%로, C: 0.15-0.30%, Si: 0.1-0.5%, Mn: 0.045-1.6%, P: 0.025%이하, S: 0.010%이하, Ti: 0.05%이하, Al: 0.02-0.13%, Cr: 0.10-0.50%, B: 0.0010-0.0050%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 800-890℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 630-700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 870-1000℃온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃이하의 온도로 소려함을 특징으로 고강도 특성을 갖는 강관형 스태빌라이저의 제조방법.