KR0146799B1 - 내식성이 우수한 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/㎟ 이상의 고강도 특성을 가질뿐만 아니라 내부식성이 우수한 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은 중량%로, C:0.16% ~ 0.30%, Si:0.05 ~ 0.5%, Mn:0.4 ~ 1.4%, 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%, Cu:0.10 ~ 0.70%, Ni:0.10 ~ 0.50%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 800~900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 590~700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850~1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃ 이하의 온도로 소려하므로서 내식성이우수한 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법을 제공함을 그 요지로 한다.

Description

내식성이 우수한 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법

제1도는 Cu 함량변화에 따른 열간압연재 및 강관재의 부식속도 변화를 나타낸 그래프.

제2도는 Cu 함량변화에 따른 내구상부식 감수성지수(α)의 변화를 나타낸 그래프.

제3도는 Cu 함량변화에 따른 소입온도별 인장강도의 변화를 나타낸 그래프.

제4도는 Cu 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 최적화함에 의해 고강도를 얻을 수 있을 뿐만 아니라 내부식성이 우수한 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 향상시킴으로써, 승차감을 향상하기 위하여 양쪽의 현가장치 사이에 부착되는 스태빌라이저(stabilizer)는 기존에의 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 받기때문에 양호한 굽힘특성을 장시간 사용에 견딜 수 있는 우수한 피로특성, 그리고 강관 제조시 요구되는 우수한 용접특성등이 필요하나 무엇보다도 고강도화가 요구되는 자동차부품이다. 이러한 특징을 갖추기 위하여 강관제조후 스태빌라이저로 굽힘가공한 다음, 열처리(소입-소려)를 실시함으로써 고강도를 확보하여 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.

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

일본의 일신제강에서 제안한 방법으로, 일본특개 소58-123858은 중량%로, C:0.35% 이하, Si:0.25% 이하, Mn:0.30~1.20%, P:0.020% 이하, S:0.020%, Ti:N+O의 4~12배, Sol.Al:0.10%이하, Cr:0.60% 이하, N+O:200ppm 이하, B:5~90ppm로 조성되는 강에 Ca 처리를 하거나, Nb을 C의 0.4배 이하의 범위로 첨가하여 중공상의 스태빌라이저용 전봉강관용 강을 제조하는 방법이다.

일본특개 소16-45688 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: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 두방법간에는 Si 함량이 0.25%에서 0.20%로, Ti 함량이 N+O의 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% C와 Bdmf 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 강관제 자동차 부품을 고주파 가열방식으로 소입하여 제조하는 방법에 관하여 제안한 일본특개 소58-141329의 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 스태빌라이저등에 적용되는 제조방법이다.

그러나, 이렇게 제조된 강관형 스태빌라이저는 부식이 진행되는 경우 소재 전체 두께에 대한 부식깊이의 비가 봉강에 비해 크기 때문에 부식에 대한 민감성이 상대적으로 기존의 봉강에 비해 높을 뿐만 아니라 사용중 이러한 부식에 의해 치명적인 손상을 받을 가능성이 높다.

때문에 강관형 스태빌라이저의 경우 일반적으로 강관형의 스태빌라이저를 제조한 후 에폭시(epoxy) 분체 도장등을 통하여 표면을 도장하여 사용하고 있다.

그러나 스태빌라이저는 자동차의 하체에 부착되어 노출된 상태로 사용되므로 주행중 바퀴에서 튀는 돌등에 의해 표면의 도장이 쉽게 손상될 수 있으며, 이러한 원인으로 도막이 파열되는 경우 이부분의 소재부식이 가속화되어 사용중 부식에 의한 파단이 생길 가능성이 높다. 더우기 한냉지로 수출되는 차량의 경우는 도로에 뿌려지는 과도한 염분에 의해 일단 도막이 파열되는 부식이 가속화되므로 이에 대한 방지 대책이 요구되고 있다.

그러나, 상기와 같은 부식에 의한 단점을 해결하기 위하여 내식성을 향상시키는 것에 관한 제안은 종래 그리 많지 않으며, 예를 들자면 자동차의 로워 아암(lower arm)에 사용되는 소재에 0.13~0.35% Cu와 0.03~0.05% P를 첨가함으로서 소재의 대기부식을 억제할 수 있다는 보고 등이 있으나(Kobelco Technology Review, 12(1991), p.1470), 직접적으로 스태빌라이저의 내부식성을 향상시킨 것에 대한 제안은 없다.

이에, 본 발명자는 상기한 강관형 스태빌라이저의 부식에 대한 문제점을 해결하기 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/㎟ 이상의 고강도특성을 가질뿐만 아니라 내식성이 우수한 강관형 스태빌라이저를 제조하는 방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량%로, C:0.16%~0.30%, Si:0.05~0.5%, Mn:0.4~1.4%, 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%, Cu:0.1`0~0.70%, Ni:0.10~0.50%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 800~900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 590~700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850~1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃ 이하의 온도범위에서 소려하여 내식성이 우수한 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:0.05~0.5%, Mn:0.4~1.4%, 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%, Cu:0.10~0.70%, Ni:0.10~0.50%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되도록 함이 바람직하며, 그 이유는 다음과 같다.

C는 강의 소입성을 증가시키는 원소로 그 함량이 0.15% 이하에서는 130kg/㎟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 탄소 함량이 많은 고탄소강의 경우 강도의 증가에는유리하나 강관형의 스태빌라이저로 제작하여 사용하기 곤란하므로 본 발명에서는 그 상한은 0.30%로 제한하였다. 또한, C양이 0.15%로 낮아지는 경우는 Mn양을 중량하여도 압연조건에 따라 열처리후의 강도가 목표로하는 재질을 안정적으로 얻기가 어려우므로 그 하한을 0.16%로 설정하였다.

Si는 강의 탈산을 위하여 일반적으로 첨가되는 원소이나, 그 양이 많은 경우 붉은형 스케일의 형성 등 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 표면흠 문제가 크게 발생되므로 본 발명에서는 Si의 양을 0.50~0.50%로 제한하였다.

Mn의 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 어렵다.

또한 Mn은 주로 층상조직의 발달에 기인하여 인성저하의 문제가 있고, 탄소당량을 높여 용접성, 용접부의 건전성에도 영향을 미치므로 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 0.025%, 이하 및 0.010% 이하 정도가 바람직하므로 본 발명에서는 이와 같이 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 종래방법들에서는 Al양을 공히 0.10wt%이하로 제한하고 있다. 그러나 Al의 첨가는 열처리후의 강도의 큰 저하없이 연성을 유효하게 향상시키므로 조관후 강관재의 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.

Cr은 강의 소입성을 향상시키고 특히 저온에서의 소입성 향상 효과가 크므로 베이나이트가 생성되는 것을 억제하고 마르텐사이트가 생성되는 것을 조장한다. 특히, 용접재로 사용되는 경우 용접부의 강도저하를 방지하는데 유효하다. 그러나 다량으로 첨가되는 경우 페이트레이션 등 용접결함을 일으키기 쉬워 통상 0.5% 이내로 제한하는 것이 일반적이다. 또한 그 하한은 일반적으로 첨가하는 경우에는 0.1% 이상을 첨가함으로, 본 발명에서는 0.1~0.5% 범위로 한정하였다.

Ti는 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 탄질화물뿐만 아니라 대형의 산화물을 형성하므로 인성을 크게 저하시킨다. 따라서 본 발명에서는 Ti의 양을 0.05% 이내로 제한하였다.

Cu는 강의 강도에는 크게 영향을 미치지 못하나 소입-소려의 열처리를 행하는 경우는 탄화물의 석출에 의해 강도향상에 유효하다. 일반적으로 0.4~0.6% 정도의 첨가로 그 효과가 가장 크다고 알려져 있으며 다량 첨가의 경우는 오히려 강도를 감소시킨다는 보고도 있다. 그러나 무엇보다도 강의 부식성을 향상시키는 원소로 약 0.3% 이상이 첨가되는 경우 대기부식에 대한 저항이 증가된다고 한다. 본 실험결과 0.15%의 첨가에서도 강관에서 중요시되는 구상부식을 억제하는데 큰 효과가 있고 또한 일반부식도 억제시키는 결과를 얻을 수 있어 그 하한을 0.10%로 정하였다. 또한 0.70%정도가 넘어서면 일반부식이나 강관(pipe)재의 부식, 그리고 내구상부식을 억제하는 현상이 거의 포화되므로 그 상한을 0.7%로 설정하였다.

강중 Cu의 첨가는 적열취성 현상을 크게 하는 경향이 있고 실제 Cu 첨가강의 생산시 연속주조 주편에서는 스타크랙(star crack)으로 알려진 표면결함이 다수 발생되는 경향이 종종 관찰된다. 따라서 이러한 적열취성을 억제하는 효과를 Ni의 첨가로 얻고 있으며 일반적으로 Cu 첨가강에서는 Ni을 동시에 첨가하여 제조하고 있다. 저 Cu첨가의 경우는 Cu와 거의 동량의 Ni을 첨가하는 것이 일반적이며 이보다 높은 Cu(Cu:0.4% 이상) 함량에서는 Ni양을 적당량 첨가하는데 대략 0.5% 정도 이내의 범위에서 첨가되고 있고, 또한 Ni의 첨가에 따른 생산원가 상승이 매우 크므로 본 발명에서는 그 하한을 Cu와 동일한 0.10%, 그 상한을 0.5%로 제한하였다.

B은 침입형 원소로 존재하여 강의 소입성을 크게 향상시키는 원소로 열처리재의 경우에 B의 첨가에 의해 매우 큰 효과를 얻을 수 있다. 통상 그 함량이 0.0003% 이내에서는 소입성의 증가효과를 나타내지 않는 것으로 알려져 있으며, 다량의 첨가시에는 인성열화의 경향이 극심하게 되는 경향이 있다. 본 실험에서 확인된 바와 같이 그 함량이 10ppm 이하일 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 상기와 같이 조성되는 강을 800~900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 590~700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 상기 열간압연조건을 고려하여 설정된 소입-소려 조건으로 열처리한다. 즉, 850~1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉(소입)하고, 400℃ 이하의 온도범위에서 소려하여야 본 발명이 목적하는 고강도로 내식성이 우수한 강관형 스태빌라이저를 얻을 수 있다.

이하, 상기 제조조건의 한정이유를 설명하면 다음과 같다.

열간압연중 재질을 결정하는데 중요한 인자인 압연 마무리온도는 800~900℃로 하고 수냉각을 실시하여 권취온도를 590~700℃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/㎟ 이상의 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 400℃이상일 경우에는 목적하는 인장강도 130kg/㎟ 이상의 고강도 특성을 얻을 수 없기 때문에 본 발명에서 소려온도는 400℃ 이하의 온도로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 250-400℃ 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. 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 590~700℃ 범위에서 변화시켰다.

이렇게 제조된 열연강판을 열간압연된 상태(열처리전) 및 열처리된 상태(열처리후)로 구분하여 각각 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(EI)을 측정하고 그 결과를 하기 표2에 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/㎟ 범위내에서 변하고 있음을 알 수 있다.

본 발명의 강성분 범위를 만족하는 발명재(a~c)의 경우에는 압연조건의 변화에 크게 상관없이 인장강도 130kg/㎟ 이상의 고강도를 보인다.

반면에 B의 양이 적은 비교재(1) 강종과 C양을 낮추고 Mn양을 증가시킨 비교재(2) 강종은 압연조건에 따라 열처리후 강도의 차이가 있고 목표로 하는 130kg/㎟을 얻지 못하는 경우가 관찰된다. 그리고 상기 비교재(2)보다 더 C양을 낮추고 Mn양을 증가시킨 비교재(3) 강종의 경우는 압연조건에 상관없이 목표재질에 크게 미달되는 경향을 나타내고 있다. 이러한 강종들의 열간압연후 인장강도는 대략 50~60kg/㎟ 정도에서 변하며 이는 열처리후의 강도와 직접 연결이 되지 않는다. 이는 C에 의한 소입성 효과가 Mn에 의한 그것보다 크기 때문이다. 또한 Al양을 증량시킨 비교재(4) 강종의 경우 압연조건에 상관없이 열처리후의 강도는 목표재질 이상을 보이고 있으나, Al양을 더욱 증량시킨 비교재(5) 강종의 경우는 열처리후의 강도가 목표재질에 도달하지 못하는 경향을 나타낸다. 비교재(6) 강종의 경우는 압연조건에 상관없이 열처리후의 강도가 목표재질 이상의 좋은 결과를 나타낸다.

그리고 상기 비교재(6) 강종을 기본성분으로 하고 여기에 Cu과 Ni을 증량시킨 발명재(a~c) 강종 및 비교재(7,8) 강종의 경우 또한 열처리후 강도면에서 우수한 재질특성을 보임을 알 수 있다.

상기와 같은, 열처리 전후에 있어서 강의 화학성분 및 열연온도에 대한 인장특성의 의존성을 중회귀식으로 분석하여 각각의 영향도를 평가하고 그 결과를 하기 표3에 나타내었다.

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 열처리전 압연재의 강도는 증가시키나 열처리후의 강도에는 큰 영향을 주지못하고 있으나 연신율은 향상시킨다.

이에 반해 B은 열처리전의 강도 및 연신율에는 그다지 강한 영향을 주지 못하고 있으나, 열처리후의 강도상승에는 아주 현저한 역할을 하고 있음을 알 수 있다. 예를들어, B의 열처리후 강도상승효과는 C의 약 6배에 달하고 있음으로 열처리강의 경우 적절한 B첨가는 매우 중요하다.

또한, 열간압연조건중 마무리 열간압연온도(FT)는 열처리 전후의 재질변화에 그다지 큰 영향을 주지 못하는데 반해 권취온도(CT)는 압연재의 강도에 영향을 미치는데, 권취온도가 낮아지면 강도가 상승되며(10℃ 저하에 약 1kg/㎟의 강도상승효과), 연성은 저하된다(10℃ 저하에서 약 0.5%의 연성저하 효과) 그리고, 열처리후에는 고온 권취의 경우 미소하게 강도가 상승하는 경향이 있으며 연신율의 변화에는 거의 영향을 미치지 않는다.

그러므로, 본 실험의 결과 본 발명의 범위를 만족하는 발명재(a~c)의 경우 열간압연조건에 따라 강도에 약간의 변화는 있었으나, 그 정도가 크지 않았으며 대부분 목표로 하는 재질특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

[실시예 2]

Cu와 Ni의 증량에 따른 스태빌라이저의 내부식성을 조사하기 위하여 상기 실시예 1의 비교재(6~8) 및 발명재(a~c) 강종을 상기 표1의 조건으로 열간압연하고, 이 강판을 1인치의 내경을 갖는 강관으로 ERW 용접을 통하여 조관하였다.

상기와 같이 조관된 강관과 열간압연된 강판에서 시편을 채취하여 인공해수(3.5% NaCl 용액)내에 30일간 침적하고, 부식되어 없어진 무게감량으로부터 부식속도(Mil Per year, MPY)를 측정하여 그 결과를 제1도에 나타내었다.

이와같은 부식시험중 부식용액은 전동교반기(stirrer)를 이용하여 계속하여 환류(circulation)시킴으로서 판면에 걸려 균일한 부식이 생기도록 유도하였다.

제1도에 나타난 바와 같이, 열간압연재의 경우 Cu와 Ni이 첨가되지 않은 비교재(6) 강종의 경우 부식속도가 18.2로 높으나, Cu양이 증가됨에 다라 14.3까지 감소되고 이러한 부식환경에서는 강판의 수명이 약 30% 정도 연장할 수 있다. 이와같이 Cu와 Ni이 증가됨에 따른 내부식성의 향상은 Cu가 약 0.5%정도까지인 발명재(a~c) 강종이 현저하며 그 이상의 경우인 비교재(7~8) 강종의 경우는 그다지 뚜렷한 향상효과를 보이지 않음을 알 수 있다.

그리고 강관재의 경우는 인공해수 조건에 산소(O)를 취입시켜 포화시킴으로서 수분과 같이 존재하는 대기중에서의 부식성을 평가코자 하였으며, 산소의 취입에 따라 부식속도는 더 증가하는 것을 보이고 있다. 이경우 Cu가 0.15% 정도의 함유는 내부식성의 향상에 별로 도움이 안되고 있으며, Cu양이 0.29, 0.48%로 증가함에 따라 부식속도는 크게 감소하고 있으며, Cu이 0.77, 1.25%인 비교재(7,8) 강종의 경우에는 그다지 뚜렷한 효과를 보이지 않음을 알 수 있다. 이러한 Cu, Ni의 증량에 의해 부식속도를 최대 약 40%정도까지 감소시킬 수 있다.

[실시예 3]

일반적으로 강관재에 있어서 더욱 중요한 부식현상은 구상부식으로 이는 용접선을 따라 부식이 급속히 진행되는 현상이다. 이러한 구상부식 정도를 나타내는 수치로 내구상부식 감수성 지수(alpha, α)가 제시되고 있으며 이는 강관재에서 모재가 부식되는 정도에 비해 용접부가 얼마나 빨리 부식이 진행되고 있는지를 보이는 수치이다.

상기 실시예 1의 비교재(6~8) 및 발명재(a~c) 강종의 구상부식정도를 확인하기 위하여 Cu 함량증가에 따른 α변화를 측정하고 그 결과를 제2도에 나타내었다.

제2도에 나타난 바와 같이, Cu가 첨가되지 않은 경우는 용접선이 모재에 비해 약 1.8배 이상 빠르게 부식이 진행되고 있으나 Cu양이 증가함에 따라 약 1.2배 정도로 감소되는 경향을 보인다. 이러한 구상식부식은 Cu가 조금만 첨가되어도 크게 향상되는 효과를 얻을 수 있다. 이와 같이 열간압연재 및 강관재에서의 여러방식에 의한 부식시험시 부식속도는 Cu와 Ni의 중량에 의해 크게 향상시킬 수 있으며 그 효과는 미량의 첨가로서 충분히 얻을 수 있다.

[실시예 4]

열간압연재의 열처리후 강도는 열처리 조건에 의해 크게 변화할 수 있다. 이와같이 열처리 조건의 변화에 따른 인장특성의 변화를 알아보기 위하여 상기 실시예 1의 비교재(6~8) 및 발명재(a~c) 강종의 압연재를 염욕(salt bath)에 넣어 열처리한 후 인장실험을 행하고 그 결과를 제3도 및 제4도에 나타내었다. 이때 열처리는 소입온도를 850~1000℃, 소려온도를 250~550℃로 변화시키면서 실시하였다.

제3도는 소입온도의 변화시 인장강도의 변화로, 이로부터 소입온도가 900 ~ 1000℃의 범위에서 소입된 후 350℃에서 소려를 행한 경우는 소입온도에 상관없이 인장강도가 목표재질 이상의 결과를 보이고 있으며 소입온도보다 화학성분에 의존하는 경향을 보이고 있다. 즉 비교재(6) 강종(Cu:무첨가)에 Cu와 Ni을 증가시킴에 따라 열처리후의 강도는 증가되는 경향을 보이고 있으며 이는 일반적인 Cu첨가강의 경우 열처리후 강도상승이 약 0.5% 정도에서 효과적으로 이루어지는 현상과 일치하고 있다. 그러나 고Cu 영역(Cu:0.77%이상)에서는 오히려 강도가 약간 감소하고 있는데 이는 Cu첨가에 의한 강도향상 효과가 고Cu영역에서는 적으며 또한 본 실험에 사용된 강재에서 C의 양이 고Cu영역에서 약간 낮아지기 때문으로 풀이된다.

또한 제4도에 소려온도에 따른 강도의 변화를 보였는데, 이로부터 알 수 있듯이 소려온도가 높아짐에 따라 인장강도는 크게 간소된다. 소려온도가 약 450℃를 넘어서면 강종에 상관없이 인장강도가 목표재질에 못미치는 경향이 관찰되고 있으며 550℃에서 소려하는 경우 강도저하가 두드러진다. 이때 550℃로 소려후 강도는 Cu양의 증량에 따라 증가되는 경향이 관찰되고 있는데 이는 고온 소려시 Cu의 석출에 의한 강도상승 효과에 기인된다. 이와 같이 소려온도의 관리는 매우 중요한데 소려온도가 250℃의 경우는 인장강도가 발명강의 경우 150kg/㎟를 넘는 아주 우수한 강도를 보이고 있으며 이때 연신율이 350℃ 소려재에 비해 평균 약 1% 정도 저하되고 있다. 소려온도가 350℃로 증가함에 따라 인장강도는 감소되나 안정적으로 목표재질을 확보할 수 있음을 보이고 있다.

상술한 바와같이, 본 발명은 강의 성분을 조정하고 압연조건을 제어하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 후, 소입, 소려온도조건을 최적화하므로 인장강도 130kg/㎟ 이상의 고강도 특성을 갖을 뿐만 아니라 내부식성이 우수한 자동차용 강관형 스태빌라이저를 제조할 수 있는 효과가 있다.

Claims (1)

1. 중량%로, C:0.16%~0.30%, Si:0.05~0.5%, Mn:0.4~1.4%, 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%, Cu:0.10~0.70%, Ni:0.10~0.50%, 나머지: Fe 및 불가피한 불순원소로 조성되는 강을, 800~900℃ 온도범위에서 마무리 열간압연하고 수냉한 후, 590~700℃ 온도범위에서 권취하여 열연강판을 제조하고, 성형하여 강관형 스태빌라이저를 제조한 다음, 850~1000℃ 온도범위로 가열하여 수냉하고, 400℃ 이하의 온도범위에서 소려함을 특징으로 하는 내식성이 우수한 고강도 강관형 스태빌라이저의 제조방법.