KR0146788B1 - 피로특성이 우수한 몰리브덴 첨가 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차 현가장치에 사용되는 강관형 스태빌라이저의 제조방법에 관한 것으로, 강의 성분을 조정하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후, 소입/소려 온도조건을 최적화하므로서, 인장강도 130kg/mm²이상의 고강도 특성을 가질뿐만 아니라 피로특성이 우수한 Mo 첨가 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 중량%로, C : 0.16∼0.30%, Si : 0.05∼0.50%, Mn : 0.4∼1.4%, P : 0.025% 이하, S : 0.010% 이하, Ti : 0.05% 이하, Al : 0.02∼0.13%, Mo : 0.35-1.5%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 850∼900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 620∼700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850∼1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 420℃ 이하의 온도로 소려하므로서 피로특성이 우수한 Mo 첨가 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법을 제공함을 그 요지로 한다.

Description

피로특성이 우수한 몰리브덴 첨가 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법

제1도는 Mo 함량변화에 따른 소입온도별 인장강도의 변화를 나타낸 그래프.

제2도는 Mo 함량변화에 따른 소려온도별 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 고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 피로특성이 우수한 Mo 첨가 고강도 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, 80년대 후반에 들면서 일본 등을 중심으로 자동차의 경량화를 목적으로 강관형(hollow stabilizer)이 적용되고 있다.

일반적으로 강관형 스태빌라이저를 제조하는 경우 기존의 봉강에 비해 약 30% 이상의 경량화가 가능하다고 알려져 있다. 스태빌라이저는 굽힘가공을 많이 받기 때문에 양호한 굽힘특성과 강관 제조시 요구되는 우수한 용접특성등이 필요하나 고강도화가 중요하게 요구되는 자동차부품이며, 또한 계속되는 반복하중의 분위기하에서 사용되므로 특히 우수한 피로특성이 요구된다. 이러한 특징을 갖추기 위하여 강관제조후 스태빌라이저로 굽힘가공한 다음, 열처리(소입-소려)를 실시함으로서 고강도를 확보하는 동시에 우수한 피로특성을 갖도록 하여 자동차에 장착하여 사용하고 있다.

이러한 스태빌라이저는 종래 S45C, SUP6등과 같은 강종을 봉강으로 제조하여 사용하였으나 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, 일본특개소58-123858은 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+0의 4∼12배, Sol.Al : 0.10% 이하, Cr : 0.60% 이하, N+0 : 200ppm 이하, B : 5∼90ppm로 조성되는 강에 Ca 처리를 하거나, Nb을 C의 0.4배 이하의 범위로 첨가하여 중공상의 스태빌라이저용 전봉강관용 강을 제조하는 방법이다.

일본특개소16-45688 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+0의 4∼10배, Sol.A : 0.10% 이하, Cr : 0.60% 이하, N+0 : 200ppm 이하, B : 5∼90ppm으로 조성되는 강에 Ca 처리를 하거나, Nb을 C의 0.4배 이하의 범위로 첨가하여 중공상의 스태빌라이저등 전봉강관용 강을 제조하는 방법에 관한 것이다.

상기한 두 방법간에는 Si 함량이 0.25%에서 0,20%로, Ti 함량이 N+0의 4∼12배에서 4∼10배로 바뀐 것 외에는 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 방법(일본 특개소 61-64817)과, 0.2∼0.35%의 탄소강에 Cr, B 등을 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.

이와 더불어 일본발조에서는 강관형 스태빌라이저의 제조시 가공방법 및 열처리 조건 등에 대해서도 특허를 출원하고 있으며(일본 특개소 58-197218, 평 1-12818, 2-61339) 이때 가열방법으로는 직접 통전 방식에 의한 방법을 채택하고 있다.

또한, 일본 도요다자동차에서 강관제 자동차 부품을 고주파 가열방식으로 소입하여 제조하는 방법에 관하여 제안한 일본특개소58-141329의 방법으로, 소정길이의 저탄소강관을 고주파 소입한 후, 냉간가공에 의해 성형하고, 이어서 쇼트피닝(Shot Peening) 및 저온소둔의 원하는 각 공정에 부가하는 것을 특징으로 하는 강관제 자동차 부품의 제조방법으로 스태빌라이저 등에 적용되는 제조방법이다.

그러나, 상기와 같은 스태빌라이저의 제조방법들은 고강도의 확보를 위한 성분 및 열처리 조건 등에 대해 규정하고 있으나 이들에 비해 피로수명을 향상시킨 소재의 생산에 대한 연구는 거의 없는 실정이다. 더우기 대부분의 특허는 일반탄소강이나 기계구조용 탄소강에 소입시 경화능을 향상시키기 위하여 Cr 및 B 등을 첨가하여 소정의 목적을 이루고자 하는 정도의 내용만을 공지하고 있다.

또한, 스태빌라이저는 자동차의 하부에 장착이 되므로 손상을 받은 경우 교체를 위해서는 소재의 가격에 비해 상당히 비싼 인건비가 요구되며, 또한 주행중 피로파단이 생기는 경우 주행중인 차량에 치명적인 사고를 발생시킬 가능성도 있어 피로수명의 향상은 매우 중요하다.

이에, 본 발명자는 상기한 강관형 스태빌라이저의 피로특성을 향상시키기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로서, 본 발명은 강의 성분계를 조정하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후 소입/소려 온도조건을 최적화하므로서 인장강도 130Kg/mm²이상의 고강도특성을 가질뿐만 아니라 피로특성이 우수한 Mo 첨가 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데, 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량%로, C : 0.16∼0.30%, Si : 0.05∼0.50%, Mn : 0.4∼1.4%, P : 0.025% 이하, S : 0.010% 이하, Ti : 0.05% 이하, Al : 0.02∼0.13%, Mo : 0.35-1.5%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을, 850∼900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고, 수냉한 후, 620∼700℃ 온도범위에서 권취하여 열간강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850∼1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 420℃ 이하의 온도범위에서 소려하여 피로특성이 우수한 Mo 첨가형 고강도 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

본 발명에서는 상기 목적을 달성하기 위하여 강을 중량%로, C : 0.16∼0.30%, Si : 0.05∼0.50%, Mn : 0.4∼1.4%, P : 0.025% 이하, S : 0.010% 이하, Ti : 0.05% 이하, Al : 0.02∼0.13%, Mo : 0.35-1.5%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되도록 함이 바람직하며, 그 이유는 다음과 같다.

C는 강의 소입성을 증가시키는 원소로 그 함량이 0.15%이하에서는 130Kg/mm²의 강도가 얻어지지 않는다. 그러나, 강을, 소입, 소려를 행하여 사용하는 경우, 그 함량이 0.25%가 넘어서면 인성의 저하가 두드러는 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 그 상한은 0.30%로 제한하였다. 또한, C양이 0.15%로 낮아지는 경우는 Mn양을 증량하여도 압연조건에 따라 열처리 후의 강도가 목표로하는 재질을 안정적으로 얻기가 어려우므로 그 하한을 0.16%로 설정하였다.

Si은 강의 탈산을 위하여 일반적을 첨가되는 원소이나, 그 양이 많은 경우 붉은형 스케일의 형성등 표면을 열화시키는 원인이 되고 있다. 일반적으로 탈산제로 첨가되는 경우 Al과 복합탈산하여 제조하는 경우에도 0.05% 이상의 첨가가 일반적이고 또한 0.50% 정도 이상에서는 스케일 발생에 의한 표면 흠 문제가 크게 발생되므로 본 발명에서는 Si의 양을 0.05∼0.50%로 제한하였다.

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(실시예 1, 비교재 3,4) 열처리후의 강도를 확보하기가 어렵다. 또한 Mn은 주로 층상조직의 발달에 기인하여 인성저하의 문제가 있고, 탄소당량을 높여 용접성, 용접부의 건전성에도 악영향을 미친다. 그러나 본 실험의 결과 C양의 저하에 의한 강도보상을 Mn으로 하는 경우 층상조직이 형성되지 않게 되면 피로강도의 향상에 유리한 것으로 판단되므로(비교재 4의 경우 임계 강도 및 강관재의 피로시 절손수명이 비교적 우수한 결과를 보인다), 본 발명에서는 그 상한을 1.4%로 제한하였다.

한편 Mn은 그 첨가량이 너무 적으면 소입성이 크게 저하해 소입시 필요한 강도가 얻어지지 않으므로 본 발명에서는 0.4%를 그 하한으로 설정하였다.

P는 페라이트의 형성을 조장하는 원소로 강의 강도를 해치지 않고 연성을 증가시킬 수 있으나 일반적인 강재의 제조시 편석이 극심한 원소로 중심편석 형성등으로 재질을 열화시킨다. 또한, S는 MnS로 대표되는 비금속 개재물을 형성하여 강의 가공성을 크게 열화시킨다. 이 비금속 개재물은 압연중 길게 연신됨으로 가공중 크랙 발생 등의 치명적인 결함을 발생시키기 쉽다. 따라서 P 및 S는 가능한 한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히. S는 강중 비금속개재물로 존재하여 영향을 미치고, 강관형 스태빌라이저의 굽힘성, 편평성을 열화시키고 또한 용접부의 건전성에도 영향을 주므로 낮게 관리할 필요가 있다. 통상 현재의 제강방법에 의해 저 P 및 S를 이룩할 수 있는 수준인 0.25%, 이하 및 0.010% 이하 정도가 바람직하므로 본 발명에서는 이와 같이 제한하였다.

Ti은 열간압연중 오스테나이트의 재결정을 억제함에 의하여 미세한 조직을 생성시키는데 유리하다. 따라서 인성을 증가시키고 또한 석출물의 형성으로 강도의 향상에도 기여하므로 미세첨가로서 많이 사용되어 왔다. 일반적으로 용접재로 사용되는 경우 미세한 TiN 석출물에 의한 용접부 인성저하를 방지할 수 있으므로 0.020∼0.025% 정도가 첨가되는 것이 일반적이다. 그러나 과도한 Ti의 첨가는 유효한 탄질화물 뿐만 아니라 대형의 산화물을 형성하므로 인성을 크게 저하시킨다. 따라서 본 발명에서는 Ti의 양을 0.05% 이내로 제한하였다.

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 있고, 또한 표면결함을 유발시키므로 위에서 검토한 종래 방법들에서는 Al양을 공히 0.10wt%이하로 제한하고 있다. 그러나 Al의 첨가는 열처리후의 강도의 큰 저하없이 연성을 유효하게 향상시키므로 조관후 강관제의 가공성을 확보하는데 크게 기여하고, 이는 Al의 첨가에 따라 소입후 생성되는 마르텐사이트가 연화되는데 기인한다. 따라서 본 발명에서는 Al의 함량을 0.020∼0.13% 범위로 한정함이 바람직하다.

Mo은 페라이트의 생성온도는 변화시키지 않으나 펄라이트 생성을 억제하고 베이나이트등 저온변태조직의 생성을 크게 조장한다. 즉 Mo은 임계 냉각속도를 낮추므로 보통의 냉각속도에서도 대부분 베이나이트를 형성시키며 냉각속도가 빠른 경우 강의 경화능이 크게 향상된다. 또한 Mo은 탄화물을 형성함에 의해 소재의 고강도화를 이루는데 유효한 원소이며 이러한 탄화물 형성을 통하여 소려시 연화저항을 증가시키며 소려취성을 억제하는데에도 효과가 있다. 또한 고온에서도 확산속도가 느리므로 고온(본 실험의 경우 1000℃)의 소입온도에서도 Mo이 미첨가된 경우에 비해 오스테나이트의 입도가 작아 소입후 인성이 개선되는 효과가 있는 등 강도향상에 아주 유효한 원소이며 따라서 피로특성을 향상시키는데에도 효과가 있다. 그러나 Mo은 철강의 합금원소로서는 아주 고가의 원소이므로 경제성을 생각하지 않고 첨가할 수는 없다. 본 실험에서 알 수 있듯이 0.3% Mo의 첨가는 열처리후 강도는 목표강도 이상을 얻을 수 있으나 피로시험중 50만회 이상의 임계강도는 그다지 높이지 못하고 있으므로 그 하한을 0.35%로 정하였다. 또한 Mo의 과다한 첨가는(Fe,Mo)₂₃C₆, (Fe,Mo)₆C, (Fe,Mo)₃C, Mo₂C, MoC 등의 석출물을 소려과정중에 다량 형성시키기 쉽고 이에 따라 피로수명은 감소된다. 이러한 현상은 약 2% 이상 정도의 Mo이 함유되는 경우 관찰되기 쉽다. 본 발명에서는 이와 더불어 첨가의 경제적인 효과를 감안하여 그 상한을 1.5%로 제한하였다.

한편, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강을 850-900℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 620∼700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 이 열연강판을 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 상기 열간압연조건을 고려하여 설정된 소입-소려조건으로 열처리한다. 즉, 850∼1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉(소입)하고, 420℃ 이하의 온도범위에서 소려하여야 본 발명이 목적하는 고강도이면서 피로특성이 우수한 강관형 스태빌라이저를 얻을 수 있다.

이하, 상기 제조조건의 한정이유를 설명하면 다음과 같다.

열간압연중 재질을 결정하는데 중요한 인자인 압연 마무리온도는 850∼900℃로 하고 수냉각을 실시하여 권취온도를 620∼700℃로 하여 열연강판을 제조하는 것이 열처리후의 강도 및 연성의 확보에 유리하며 고강도를 나타내는 미세조직을 얻기 위하여 필요하다.

성형하여 제조된 강관형 스태빌라이저를 850℃ 이하의 온도로 가열하게 되면 인장강도 130Kg/mm²이상의 원하는 고강도 특성을 얻을 수 없으며, 1000℃ 이상의 온도로 가열하게 되면 결정립크기가 조대해지므로서 연신율이 저하될 우려가 크기 때문에, 고강도 특성을 얻기 위해서 본 발명에서는 강관형 스태빌라이저의 가열온도(소입온도)를 850∼1000℃ 범위로 제한함이 바람직하다.

그리고 상기와 같이 가열된 강관형 스태빌라이저를 수냉(소입)한 후 소려시 온도가 420℃ 이상일 경우에는 목적하는 인장강도 130Kg/mm²이상의 고강도 특성을 얻을 수 없기 때문에 본 발명에서 소려온도는 420℃ 이하의 온도로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 250-420℃ 온도범위이다.

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 마무리온도(FT) 및 냉각종료온도(권취온도 CT)는 하기표 1과 같이 각각 800∼900℃ 및 620∼700℃ 범위에서 변화시켰다.

이렇게 제조된 열연강판을 열간압연된 상태(열처리전) 및 열처리된 상태(열처리후)로 구분하여 각각 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하고 그 결과를 하기표 2에 나타내었다. 이때, 열처리는 950℃에서 5분간 유지시킨 후 수냉시킨 다음, 350℃에서 30분간 소려하였다.

상기 표 1,2에서 알수 있는 바와 같이, 성분계의 변화에 따라 기계적 성질의 차이는 있으나, 열처리후의 인장강도는 대략 120∼140kg/mm 범위내에서 변하고 있음을 알 수 있다.

B의 양이 적은 비교재(1) 강종과 C양을 낮추고 Mn양을 증가시킨 비교재(3) 강종은 압연조건에 따라 열처리후 강도의 차이가 있고 목표로 하는 130kg/mm 을 얻지 못하는 경우가 관찰된다. 그리고 상기 비교재(3)보다 더 C양을 낮추고 Mn양을 증가시킨 비교재(4) 강종의 경우는 압연조건에 상관없이 목표재질에 크게 미달되는 경향을 나타내고 있다. 이러한 강종들의 열간압연후 인장강도는 대략 50∼60kg/mm 정도에서 변하며 이는 열처리후의 강도와 직접 연결이 되지 않는다. 이는 C에 의한 소입성 효과가 Mn에 의한 그것보다 크기 때문이다. 즉, 열간압연 상태의 재질과 열처리후의 재질이 화학성분에 따라 많이 달라지므로 일관적인 상관성을 보이지 않기 때문이다.

상기 비교재(1) 강종과 비슷한 성분계에서 B의 양을 증가시킨 비교재(2) 강종의 경우는 목표인장강도 이상의 결과가 얻어지며, 또한 Al양을 증량시킨 비교재(5) 강종의 경우도 압연조건에 상관없이 열처리후의 강도는 목표재질 이상을 보이고 있다.

그리고 Cr과 B의 사용없이 Mo를 첨가한 비교재(6) 및 발명재(a,b) 강종의 경우는 압연조건에 상관없이 열처리후의 강도가 목표재질 이상의 좋은 결과를 나타낸다.

열간압연 조건중 재질에 가장 큰 영향을 미치는 것은 마무리 열간압연시의 온도(FT)와 열연코일로 권취할 때의 권취온도(CT)이다. 이와 같은 열연마무리 온도와 권취온도가 열처리 전후의 강도와 연신율에 미치는 영향을 확인하기 위하여 강의 열연온도에 대한 인장특성의 의존성을 중회귀식으로 분석하여 각각의 영향도를 평가하고 그 결과를 하기 표3에 나타내었다.

상기 표3에서 알 수 있는 바와 같이, 열간압연 조건중 FT는 열처리 전후의 재질변화에 그다지 큰 영향을 주지 못하고 있다. 이에 비해 CT는 압연재의 강도에 영향을 미치는데 CT가 낮아지면 강도가 상승되며 (10℃ 저하에 약 1kg/mm 의 강도상승효과) 연성은 저하된다(10℃ 저하의 약 0.5%의 연성저하 효과). 열처리 후에는 고온 CT의 경우 미소하게 강도가 상승하는 경향이 있으나 그 양은 그다지 크지 않으며, 연신율의 변화는 거의 영향을 미치지 않는다. 본 실험의 결과 Mo을 첨가한 강은 열간압연 실시 온도조건에 따라 크게 변하지 않고 전부 목표로 하는 재질특성을 나타내고 있다.

[실시예 2]

상기한 바와 같은 재질특성을 보이는 강종들의 피로특성을 조사하기 위하여 열처리 후의 인장강도가 130kg/mm 이하인 비교재(4) 강종을 제외한 상기 실시예 1의 모든 강종을 대상으로 다음과 같은 조건으로 피로시험을 행하고 그 결과를 하기표 4에 나타내었다.

스태빌라이저는 열처리후에 제품으로 사용되므로 모재를 950℃에서 5분간 유지시킨 후 수냉(소입)시킨 다음, 350℃에서 30분간 소려시킨 후 피로시험을 실시하였다. 피로시험은 일정응력하에서 반복 인장시험의 방법을 이용하였으며 피로시험은 특히 시편의 표면조건에 의해 크게 영향을 받으므로 시편은 #1200 에머리페이퍼(emery paper)로 연마를 실시한 후 사용하였다. 그리고 임계강도는 피로시험후 50만회 이상의 피로수명을 보이는 강도로 정하였다.

상기 표4에서 알 수 있는 바와 같이, 열처리후 압연조건에 상관없이 인장강도가 130kg/mm 이상을 보이는 비교재(2,5) 강종의 경우 임계강도는 50kg/mm 내외의 낮은 값을 보이고 있으며, 열처리후 인장강도가 약간 떨어지는 비교재(1,3) 강종의 경우에도 대략 이 정도나 그 이상의 임계강도치를 보이고 있다. 그리고 Mo이 포함되어 있는 비교재(6) 및 발명재(a,b) 강종에서는 Mo의 함량이 적은 비교재(6) 강종의 경우 상기한 비교재(1,2,3,5) 강종과 거의 비슷한 범위내의 임계강도치를 보이고 있다. 그러나 Mo을 적정량 함유한 발명재(a,b) 강종은 임계강도가 60kg/mm 를 넘어서는 우수한 피로강도를 나타내고 있다. 따라서 열처리후의 강도가 그다지 큰 차이가 없더라도 성분계의 적정화에 의해 우수한 피로특성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.

[실시예 3]

스태빌라이저로 가공한 후 피로충격에 의한 절손수명을 확인하기 위하여 상기 실시예 1의 비교재(1,3,5) 강종 및 발명재(b) 강종을 내경 1인치(inch)를 갖는 강관(pipe)으로 전기저항 용접(ERW)을 행하여 조관한 다음, 스태빌라이저로 가공하였다.

이와 같이 가공된 스태빌라이저는 950℃에서 5분간 유지시킨 후 수냉시킨(소입) 다음 350℃에서 30분간 소려를 행하고 난 후 피로시험을 행하고 절손될 때 까지의 사이클 수를 측정하여 그 결과를 하기표 5에 나타내었다.

조관한 강관재의 피로시험은 강관의 직경, 소재의 두께 등에 따라 달라지므로 일정한 변위를 주는 경우에 피로수명을 비교하여 피로특성을 조사하는 것이 일반적이므로, 본 실험에서는 변위량을 ±40mm로 변화시켰으며, 이를 피로응력으로 환산하면 64.5kg/mm 이상에 해당된다.

이와 같은 피로시험은 시험방법이 매우 까다로우며 또한 강관재의 내외면이 조건을 똑같이 유지하기 힘들고 압연재를 강관재로 가공한 후 실험을 실시하여 실험결과의 분산이 클 수가 있다.

그러나 이 실험에서도 상기 표 6에서 알 수 있는 바와 같이, 발명재(b) 강종에서 가장 긴 피로수명을 보이므로 실제 스태빌라이저로 가공한 후의 피로특성도 본원발명의 범위를 만족하는 발명재(b) 강종에서 가장 좋음이 입증되었다.

따라서, Mo이 적정량 첨가된 강재를 스태빌라이저로 가공하는 경우 우수한 피로특성을 확보할 수 있음을 알 수 있다.

[실시예 4]

일반적으로 고주기 피로시험의 피로특성은 소재의 인장강도에 많이 의존하는 경향이 있고, 또한 열처리 조건에 따라 인장강도의 변화가 크게 생긴다. 따라서, 열처리 조건에 따른 인장강도의 변화를 확인하기 위하여 본원발명의 범위를 만족하는 발명재(a,b) 강종을 소입, 소려 온도를 변화시켜가면서 인장강도를 측정하고, 소입온도에 대한 인장강도의 변화를 제1도에 소려온도의 변화에 따른 인장강도의 변화를 제2도에 나타내었다.

제1도에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 강성분 범위를 만족하는 발명재(a,b)의 경우 850-1000℃의 소입온도 범위에서 인장강도가 130kg/mm 이상으로 높게 나타남을 알 수 있다.

제2도에서 알 수 있는 바와 같이 본 발명의 강성분 범위를 만족하는 발명재(a,b)의 경우 420℃ 이하의 소려온도 범위에서 인장강도가 130kg/mm 이상으로 높게 나타남을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강의 성분, 특히 Mo 함량을 조절하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후, 소입, 소려온도조건을 최적화하므로서 인장강도 130kg/mm 이상의 고강도 특성을 갖을 뿐만 아니라 피로특성이 우수한 자동차용 강관형 스태빌라이저를 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

1. 중량%로, C : 0.16∼0.30%, Si : 0.05∼0.50%, Mn : 0.4∼1.4%, P : 0.025% 이하, S : 0.010% 이하, Ti : 0.05% 이하, Al : 0.02∼0.13%, Mo : 0.35-1.5%, 나머지 : Fe 및 불가피한 불순원소로 조성되는 강을, 850∼900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 620∼700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850∼1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 420℃ 이하의 온도범위에서 소려함을 특징으로 하는 피로특성이 우수한 Mo 첨가 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법.