KR101185302B1 - 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 및 그 제조 방법 - Google Patents

단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

단조분할 커넥팅로드에 적합한 고강도 비조질강 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어져, 18% 이하의 연신율(EL), 30% 이하의 파단면의 단면적 감소율(Reduction in Area; R.A) 및 0.65 ~ 0.85 %의 영구 변형율을 갖는 것을 특징으로 한다.

Description

단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH NON-HEAT TREATED STEEL FOR FORGING SEPARATE CONNECTING ROD AND METHOD OF MANUFACTURING THE NON-HEAT TREATED STEEL}
본 발명은 자동차 엔진 부품 중 커넥팅로드 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 최근 단조분할 공법이 적용되는 커넥팅로드 제조에 적합한 고강도 비조질강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
전 세계적인 문제로 대두되고 있는 지구 온난화 문제 극복을 위한 CO2 가스 배출 억제 및 연비 향상은 자동차 주요 관심 사항중 하나로, 이를 위한 자동차 부품의 경량화, 고강도화 및 고성능화에 대한 노력이 추진되고 있다.
또한, 자동차 부품의 경우, 경량화와 함께 중요시되는 것이 부품의 제조 원가를 절감하고 성능을 개선하는 것이다.
자동차 엔진 부품 중 하나인 커넥팅로드는 엔진의 피스톤의 움직임을 크랭크샤프트에 전달하는 부품이다. 커넥팅로드는 캡과 로드의 2개의 부품으로 구성되고, 이들을 볼트로 체결함으로써 크랭크샤프트에 장착된다.
이러한, 커넥팅로드는 통상 소입 열처리(quenching heat-treatment) 등의 조질 처리를 통하여 강도를 확보해 왔으며, 최근 비조질강의 개발로 열처리의 생략이 가능해졌으나 강도 측면에서 그다지 높지 않는 조질 탄소강을 대체하는 수준이다.
또한, 최근에는 커넥팅로드 제조에 단조분할 공법이 적용되고 있는 바, 이에 적합한 소재의 개발이 요구된다.
본 발명의 하나의 목적은 조질강에서 시행중인 소입 열처리 등의 열처리 공정의 생략이 가능함에도, 강도 및 가공성이 종래 탄소강과 동등 이상으로 우수하고 파단 분할성이 우수하여 자동차 엔진부품 중 단조분할 커넥팅로드 제조에 적합한 고강도 비조질강 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법은 (a) 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 형성한 후, 주조하는 단계; (b) 상기 주조 강을 재가열한 후, 파일롯(pilot) 압연하는 단계; 및 (c) 상기 압연 강을 고온 노말라이징(High Temperature Normalizing; HTN) 처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어져, 18% 이하의 연신율(EL), 30% 이하의 파단면의 단면적 감소율(Reduction in Area; R.A) 및 0.65 ~ 0.85 %의 영구 변형율을 갖는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 비조질강은 몰리브덴(Mo) : 0.10 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.20 중량% 이하 및 알루미늄(Al) : 0.050 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있으며, 또한 산소(O) : 20ppm 이하 및 질소(N) : 80~ 150 ppm 이하를 포함할 수 있다.
본 발명에 따라 제조된 고강도 비조질강은 가공성 향상에는 기여하나 피로특성을 저하시키는 고가의 지르코늄(Zr)을 사용하지 않으며, 소입 열처리 등의 열처리 공정의 생략이 가능함에도, 100kgf/mm2 이상의 우수한 인장강도(TS)를 가질 수 있으며, 커넥팅로드에서 중요시되는 인장압축에 대한 피로강도가 45kgf/mm2 이상으로 우수한 장점이 있다.
또한, 본 발명에 따라 제조된 고강도 비조질강은 18% 이하의 낮은 연신율(EL), 30% 이하의 낮은 파단면 단면적 감소율(RA) 및 0.65 ~ 0.85 %의 낮은 영구 변형율 통하여 파단 분할성이 우수하다.
따라서, 본 발명에 따라 제조된 고강도 비조질강은 자동차 부품 중 단조분할 커넥팅로드용으로 적합하다.
도 1은 로드/캡 분리 단조를 이용한 커넥팅로드 제조 방식을 나타낸다.
도 2는 단조분할 케넥팅로드 제조 방식을 나타낸다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 비조질강 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 4는 영구변형율 측정의 대상이 되는 시편의 형상을 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따라 파단 분할 후 파단면 사진을 나타낸 것이다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 커넥팅로드용 고강도 비조질강 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
도 1은 로드/캡 분리 단조를 이용한 커넥팅로드 제조 방식을 나타내고, 도 2는 단조분할 커넥팅로드 제조 방식을 나타낸다.
도 1에 도시된 로드/캡 분리 단조를 이용한 커넥팅로드 제조 방식은 로드(110)와 캡(120)을 별도로 분리하여 단조하고, 그 결합면을 밀링 가공후 결합 및 볼트 체결하는 방식으로 이루어진다.
반면, 도 2에 도시된 단조분할 커넥팅로드 제조 방식은 로드(210)와 캡(220) 일체를 단조한 후 캡(220) 내경에 노치를 주어 파단 분할하고, 결합 및 볼트 체결을 하는 방식으로 이루어진다.
도 2에 도시된 단조분할 커넥팅로드 제조 방식은 로드/캡 분리 단조를 이용한 방식에서 필수적으로 요구되는 결합부 가공 공정을 생략할 수 있고, 파단면 그대로의 체결을 통한 결합 면적의 증가로 높은 피로강도를 가질 수 있다. 따라서, 커넥팅로드의 중량을 낮출 수 있으며, 제조 비용을 절감할 수 있다.
딘조분할 커넥팅로드 제조 방식을 적용하기 위하여는 높은 강도와 함께 우수한 파단 분할성이 요구된다.
본 발명은 이러한 단조분할 커넥팅로드 제조에 유용하게 적용할 수 있는 고강도 비조질강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강
본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함한다.
또한 본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 강도 향상을 위하여, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함한다.
또한, 본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 필요에 따라서는 몰리브덴(Mo) : 0.10 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.20 중량% 이하 및 알루미늄(Al) : 0.050 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강은 가스 성분으로 산소(O) : 20ppm 이하 및 질소(N) : 80~ 150 ppm 이하를 포함할 수 있다.
상기의 합금 성분 및 가스 성분 이외의 나머지는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
다만, 본 발명에 따른 비조질강은 지르코늄(Zr)을 포함하지 않는다. 지르코늄은 지르코늄 나이트라이드와 같은 게재물을 형성하는데, 이는 사각형 등의 각형을 이루면서 피로특성을 저하시킨다. 또한, 지르코늄은 높은 산화 특성으로 인하여 실제 투입시 용탕에의 용해율이 극히 낮아 목표로 하는 농도 조절이 어렵다.
따라서, 본 발명에 따른 비조질강에서는 가공성 향상의 효과에 비하여 상기의 문제점을 갖는 지르코늄(Zr)을 포함하지 않는다.
이하, 본 발명에 따른 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소(C)
탄소(C)는 강의 강도, 경도를 결정하는 주요 원소이다.
탄소의 함량이 높을수록 강도는 증가하나 인성은 저하한다. 또한 탄소의 함량이 높을수록 냉간가공도가 증가하며, 이에 따라 인장강도와 항복점은 증가하고 연신률은 감소하게 된다.
또한 탄소의 첨가량이 0.30 중량% 미만으로 너무 적을시 고주파 표면 경도를 얻기 어려고, 탄소의 첨가량이 0.50 중량% 초과로 과하게 첨가될 경우 부품의 가공에 어려움을 발생시킨다.
따라서, 이러한 점들을 고려할 때 강 중 탄소의 함량은 0.30 ~ 0.50 중량%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 제강시 유효한 탈산제로 작용하며, 강내 페라이트 강화 및 항복강도의 향상에 기여한다. 강화된 페라이트로 인해 파단시 크랙의 경로를 입계로 유도 할 수 있다. 이러한 실리콘 첨가 효과는 강 중 실리콘의 함량이 0.50 중량% 이상일 때 충분히 발휘될 수 있다.
다만, 강 중 실리콘의 함량이 0.80 중량%를 초과할 경우 강의 인성을 해쳐 성형성을 저하시키므로 단조 및 가공이 어려워진다.
따라서, 강 중 실리콘의 함량은 0.50 ~ 0.80 중량%인 것이 바람직하다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 강의 소입성과 강도를 향상시키며, 고온에서는 소성을 증가시켜 주조성을 향상시키는데 기여한다. 망간은 특히 유해성분인 황(S)과 결합하여 MnS 개재물을 형성함으로서 적열취성을 방지하고 절삭가공성을 향상시킨다. 이러한 특성은 망간이 강 중 1.30 중량% 이상 첨가될 때 충분히 발휘된다.
그러나, 망간이 1.60 중량%를 초과하여 과잉으로 첨가될 경우 인성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 강 중 망간의 함량은 1.30 ~ 1.60 중량%인 것이 바람직하다.
인(P)
인(P)은 입계 편석성 원소로서 강의 인성을 저하시키고 충격 저항을 떨어뜨리는 원소로 파단분할 특성을 향상시키는데 기여한다.
다만, 인은 공정중 크랙을 유발하고, 강중 Fe3P 화합물을 형성하여 강도를 떨어뜨리며, 열처리 2상 조직 형성을 조장하는 원소이다.
따라서, 상기의 점들을 고려할 때, 강 중 인의 함량은 0.030 중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S)
황(S)은 망간(Mn)과 결합하여 MnS 개재물을 형성하여 강의 피삭성을 개선하는 주요한 원소이다. 그러나, 황이 과하게 첨가될 경우, 열간 가공성을 떨어뜨리고, 찢어짐을 유발하며, 거대 개재물 형성에 의한 표면처리시 결함의 원인이 된다.
따라서, 이러한 점을 고려할 때, 강 중 황의 함량은 0.04 ~ 0.08 중량%인 것이 바람직하다.
구리(Cu)
구리(Cu)는 미세 석출물을 조장하여 강도 상승에 기여한다.
상기 구리는 강 중 0.02 ~ 0.30 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 강 중 구리의 함량이 0.02 중량% 미만일 경우 상기 강도 상승 효과가 불충분하다. 반대로 강 중 구리의 함량이 0.30 중량%를 초과할 경우에는 인성의 현저한 저하와 열간가공에 의한 열화를 초래한다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 망간(Mn)과 더불어 강의 강도를 상승시키며, 펄라이트 콜로니를 세분화하고 연성을 향상시키는 원소로 작용한다. 또한, 크롬은 강의 담금질, 뜨임 저항성을 높이고, 피로강도를 향상시킨다.
이러한 효과는 크롬의 함량이 강 중 0.10 중량% 이상일 때 충분히 발휘된다. 다만, 강 중 크롬의 함량이 0.40 중량% 초과로 과할 시에는 인성이 저하되고, 가공성 혹은 피삭성을 저하시킨다.
따라서, 강 중 크롬의 함량은 0.10 ~ 0.50 중량%인 것이 바람직하다.
바나듐(V), 니오븀(Nb)
바나듐(V)은 강력한 질화물 형성 원소로서, 석출강화 효과에 의하여 강의 피로강도를 향상시킨다.
상기 바나듐은 강 중 0.050 ~ 0.095 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 강 중 바나듐의 함량이 0.050 중량% 미만일 경우 상기 바나듐 첨가 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 반대로, 강 중 바나듐의 함량이 0.095 중량%를 초과할 경우, 고가의 바나듐의 과잉 첨가로 인하여 더 이상의 효과 상승없이 강의 제조 비용이 크게 상승시킨다.
니오븀(Nb)은 고온에서 강의 결정립 조대화를 방지하며, 결정립을 미세화시켜 연성 및 인성을 개선하는 원소이다. 다만, 니오븀(Nb) 역시 고가의 원소로서, 강의 제조 비용 상승의 요인이 되므로 질소와 같은 다른 성분과의 화학량론비(stoichiometric ratio)를 계산하여 적정 첨가가 요구된다.
따라서 이러한 점들을 고려할 때, 강 중 니오븀은 0.02~0.05 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.
상기와 같이 바나듐(V)과 니오븀(Nb)은 강의 강도 향상을 위하여 첨가되며, 바나듐(V)과 니오븀(Nb) 중 어느 하나의 성분만이 첨가될 수 있으며, 또한 바나듐(V)과 니오븀(Nb) 모두 첨가될 수 있다. 또한, 어느 한 성분이 상기 제시된 범위를 만족하는 경우라면 다른 성분의 함량은 그 첨가량에 있어서 하한의 제한을 받지 않는다.
몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 알루미늄(Al)
몰리브덴(Mo)은 강도 및 인성의 향상에 효과가 크다. 다만, 몰리브덴(Mo)이 과하게 첨가될 경우, 노말라이징(Normalizing) 처리시 경도를 현저히 상승시키며, 강의 제조 비용을 상승시키고, 부품 가공성을 떨어뜨리는 요인이 된다. 따라서, 이러한 점들을 고려할 때, 몰리브덴은 강 중 0.10 중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
니켈(Ni)은 경화능을 증대시키고, 인성을 향상시킨다. 다면, 니켈이 0.02 중량%를 초과하여 과잉으로 첨가되면, 부품의 제조 비용을 상승시키며 제조성을 떨어뜨린다. 따라서, 강 중 니켈의 함량은 0.02 중량% 이하인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)은 강력한 탈산제로 질소(N)와 결합하여 입자미세화 원소로 이용된다. 다만 알루미늄의 첨가량이 0.050 중량%를 초과하는 경우 오히려 Al2O3와 같은 비금속 개재물 양의 증가로 오히려 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서, 강 중 알루미늄의 함량은 0.050 중량% 이하인 것이 바람직하다.
상기의 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 알루미늄(Al)은 필요에 따라 첨가되는 것으로서, 어느 하나의 성분만이 첨가되거나, 2종 이상이 함께 첨가될 수 있다. 또한, 어느 한 성분이 상기 제시된 범위를 만족하는 경우라면 다른 성분들의 함량은 그 첨가량에 있어서 하한의 제한을 받지 않는다.
산소(O)
산소(O)는 강중의 알루미늄(Al)과 같은 산화성 원소와 결합하여 비금속 개재물을 형성하여 강의 기계적 성질 및 피로 특성을 저해한다. 따라서 그 함량을 20ppm 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N)
질소(N)는 바나듐(V), 알루미늄(Al) 및 니오븀(Nb)과 결합하여 질화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립을 미세화 하여 기계적 성질을 향상시킨나, 과하게 첨가될 경우 단조성을 저해한다.
따라서 상기의 범위를 고려할 때 강 중 질소의 함량은 80 ~ 150ppm인 것이 바람직하다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 비조질강 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 3을 참조하면, 도시된 고강도 비조질강 제조 방법은 용탕 형성 및 주조 단계(S310), 압연 단계(S320) 및 고온 노말라이징 처리 단계(S330)를 포함하며, 조질강에서 사용되는 소입 열처리(quenching heat-treatment) 등의 과정은 생략할 수 있다.
용탕 형성 및 주조 단계(S310)에서는 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 형성한다.
용탕에는 몰리브덴(Mo) : 0.10 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0.20 중량% 이하 및 알루미늄(Al) : 0.050 중량% 이하 중 1종 이상이 더 포함될 수 있다.
용탕 형성 후, 연속주조공정을 통하여 주조 강을 형성한다. 보다 구체적으로는 래들 퍼니스(Ladle Furnace)에서 용탕에 포함된 각 성분의 함량의 조절과 탈산 및 탈황 공정을 수행하고, 진공 탈가스 설비(Vacuum Degasing)에서 용탕에 포함된 가스 함량을 제어한 후, 연속주조공정을 통하여 주조 강을 형성할 수 있다.
다음으로, 압연 단계(S320)에서는 주조 강을 파일롯(pilot) 압연하는데, 압연 을 용이하게 하기 위하여 먼저 대략 1100 ~ 1300℃ 온도로 재가열한 후, 파일롯(pilot) 압연을 실시한다.
다음으로, 고온 노말라이징 처리 단계(S330)에서는 압연 강을 고온 노말라이징(High Temperature Normalizing; HTN) 처리한다.
HTN 처리는 압연 강을 약 1150 ~ 1250℃ 정도의 온도로 30분 내지 1시간 동안 가열한 후, 방냉(放冷)하는 과정으로 이루어질 수 있다.
또한, HTN 처리 단계(S330)에서 단조성형 및 트리밍 가공 등이 실시될 수 있다.
상기 과정으로 제조된 본 발명에 따른 고강도 비조질강은 18% 이하의 연신율(EL), 30% 이하의 파단면의 단면적 감소율(Reduction in Area; R.A) 및 0.65 ~ 0.85 %의 영구 변형율을 나타낼 수 있어, 파단분할 특성이 우수하다.
또한, 상기 과정으로 제조된 본 발명에 따른 고강도 비조질강은 100 kgf/mm2 이상의 우수한 인장강도(TS)를 가질 수 있으며, 또한 피로 시험(fatigue test) 결과, 커넥팅로드에서 중요시되는 인장압축에 대한 피로강도가 45 ~ 50kgf/mm2로 매우 높게 나타났다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 시편의 제조
표 1은 발명강 및 비교강 시편의 화학성분을 나타낸 것이다.
표 1에 나타낸 강 시편 중에서 A ~ D는 본 발명에 해당하는 발명강을 나타내고, E 내지 H는 비교강을 나타낸다.
각각의 발명강 및 비교강에 해당하는 조성에 따라 약 40kg 정도의 진공유도용해로(VIM)에서 용해 후, 재가열하여 약 Φ32의 공시재로 파일롯 압연하였다.
공시재는 다시 1 inch (25.4mm)로 선삭후, 비교강 F의 경우에는 조질 열처리(QT)를, 나머지 강재는 모두 1200℃에서 40분 가열하고 방냉하는 HTN 처리를 실시하였다.
[표 1]
Figure 112010048984570-pat00001

2. 물성 측정 및 평가
발명강 및 비교강 각각의 시편에 대하여, KS 4호에 의거 가공 시험에 의한 인장 시험, 피로시험 및 영구변형율을 측정하였다.
도 4는 영구변형율 측정의 대상이 되는 시험편의 형상을 나타낸 것이다. 영구변형율 측정 시험을 위하여, 직경이 8mm인 평형부에, 1mm 깊이를 갖는 노치(notch) 형상의 시험편을 제작한 후, 100mm/sec의 속도로 인장시험을 실시하였다.
표 2는 발명강 및 비교강의 기계적 물성, 피로시험 및 영구변형율 평가 결과를 나타낸 것이다.
표 2를 참조하면, 발명강은 비교강과 동등하거나 그 이상의 우수한 인장 강도를 나타내고 있음을 알 수 있다. 또한, 피로시험 결과, 커넥팅로드에서 중요시 되고 있는 인장압축에 대한 피로강도 또한 비교강에 비해 높은 수준을 나타내고 있음을 볼 수 있다.
[표 2]
Figure 112010048984570-pat00002

또한, 표 2를 참조하면, 발명강의 경우, 영구변형율 또한 비교강과 동등하거나 그 이상의 수준을 보이고 있으며, 인장시험 후 낮은 파면 단면적 감소율(Reduction in Area; RA)을 나타내고 있으며, 연신율(EL) 역시 낮음을 알 수 있다. 이를 통하여 발명강의 파단분할 특성이 우수함을 알 수 있다 .
또한, 바나듐(V)이 0.1 중량% 이상 첨가된 비교강 G, H의 경우 영구 변형율이 상대적으로 높고, 파면 단면적 감소율이 30% 이상으로서 파단 분할 특성이 저하되는 것을 볼 수 있다.
도 5는 발명강 C에 따라 파단 분할 후 파단면 사진을 나타낸 것이다.
도 5를 참조하면, 파단 분할 후 파단면에서의 입자탈락 현상 등은 나타나지 않았으며, 이는 파단면 그대로의 체결이 가능한 것을 의미한다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S110 : 주조 단계
S120 : 압연 단계
S130 : HTN 처리 단계

Claims (10)

  1. (a) 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0중량% 초과 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고,
    바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어지는 용탕을 형성한 후, 주조하는 단계;
    (b) 상기 주조 강을 재가열한 후, 파일롯(pilot) 압연하는 단계; 및
    (c) 상기 압연 강을 고온 노말라이징(High Temperature Normalizing; HTN) 처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 용탕은 몰리브덴(Mo) : 0중량% 초과 0.10 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0중량% 초과 0.20 중량% 이하 및 알루미늄(Al) : 0중량% 초과 0.050 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법.
  3. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 (a) 단계는
    래들 퍼니스(Ladle Furnace)에서 상기 용탕에 포함된 각 성분의 함량의 조절과 탈산 및 탈황 공정을 수행하고, 진공 탈가스 설비(Vacuum Degasing)에서 상기 용탕에 포함된 가스 함량을 제어한 후, 연속주조공정을 통하여 상기 주조 강을 형성하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법.
  4. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 (b) 단계에서, 상기 재가열은
    1100 ~ 1300℃의 온도로 실시하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법.
  5. 제1항 또는 제2항에 있어서,
    상기 (c) 단계에서, 상기 고온 노말라이징 처리는
    상기 압연된 강을 1150 ~ 1250℃이 온도로 30분 내지 1시간 동안 가열한 후, 방냉(放冷)하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강 제조 방법.
  6. 탄소(C) : 0.30 ~ 0.50 중량%, 실리콘(Si) : 0.50 ~ 0.80 중량%, 망간(Mn) : 1.30 ~ 1.60 중량%, 인(P) : 0중량% 초과 0.030중량% 이하, 황(S) : 0.04 ~ 0.08 중량%, 구리(Cu) : 0.02 ~ 0.30 중량%, 크롬(Cr) : 0.10 ~ 0.50 중량%를 포함하고, 바나듐(V) : 0.050 ~ 0.095 중량% 및 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.05 중량% 중 1종 이상을 포함하며, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어져,
    45 ~ 50kgf/mm2 의 피로강도를 갖는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 비조질강은 몰리브덴(Mo) : 0중량% 초과 0.10 중량% 이하, 니켈(Ni) : 0중량% 초과 0.20 중량% 이하 및 알루미늄(Al) : 0중량% 초과 0.050 중량% 이하 중 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 비조질강은
    산소(O) : 0ppm 초과 20ppm 이하 및 질소(N) : 80~ 150 ppm 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강.
  9. 제6항 내지 제8항 중 어느 하나의 항에 있어서,
    상기 비조질강은
    100 kgf/mm2 이상의 인장강도(TS)를 갖는 것을 특징으로 하는 단조분할 커넥팅로드용 고강도 비조질강.
  10. 삭제
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