KR101717996B1

KR101717996B1 - 열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101717996B1
Application number: KR1020150177153A
Authority: KR
Inventors: 류영주; 황선욱; 김성유; 신정호
Original assignee: 주식회사 세아베스틸
Priority date: 2015-12-11
Filing date: 2015-12-11
Publication date: 2017-03-20

Abstract

본 발명은 열간단조 엔진피스톤용 1,000MPa이상의 고강도 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, C : 0.35 ~ 0.45 중량%, Si : 0.15 ~ 0.30 중량%, Mn : 1.10 ~ 1.30 중량%, P : 0.020 중량% 이하(0 미포함), S : 0.030 ~ 0.050 중량%, Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.20 중량% 이하(0 미포함), Cr : 0.30 ~ 0.50 중량%, Mo : 0.10~0.30 중량%, V : 0.10 ~ 0.15 중량%, Nb : 0.020 ~ 0.040 중량%, B : 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량%, Al : 0.010 ~ 0.030 중량%, Ti : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%, N : 0.0100 ~ 0.0150 중량%을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강에 관한 것이다. 또한 상기 강재를 1200℃ 이상의 온도로 300분 이상으로 균열유지하고 압연하는 단계 및 상기 압연된 소재를 열간단조 후 단조품의 온도를 950 ~ 1050℃로 제어를 하고 5~15℃/s의 냉각속도로 제어냉각을 실시하는 단계를 포함하는 1,000MPa 이상의 강도가 우수한 자동차 엔진 피스톤용 부품의 고강도 비조질강의 제조방법을 제공한다.

Description

열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강 및 그 제조방법{High Strength Micro-alloyed Steels for Hot Forged Engine Piston and Method For Manufacturing the Same}

본 발명은 열간단조 후 공냉에 의해 1,000MPa급 이상의 고강도를 갖는 엔진피스톤용 열간단조용 비조질강 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 SCM440계 합금강을 이용하고 담금질-뜨임(이하 'QT'라 함) 열처리를 통해 엔진피스톤에 적용되고 있는 강재와 대비하여 QT 열처리 생략이 가능하고 동등 이상의 고강도화가 가능하고, 고온취성 저항이 우수한 열간단조용 비조질강에 관한 것이다.

자동차 엔진용 피스톤의 주된 역할은 엔진의 실린더 속을 왕복하며 환합기의 폭발력을 커넥팅 로드를 거쳐 크랭크샤프트에 전달시키는 것이다. 뿐만 아니라 연소실과 크랭크케이스 간 기밀을 유지하고 연소열의 일부를 흡수하여 냉각시스템에 전달하는 기능을 담당하고 있다.

도 1은 일반적인 피스톤을 나타내는 정면도이다. 피스톤은 크게 크라운(Crown)부(1)와 스커트(Skirt)부(5)로 나눌 수 있다. 일반적으로 피스톤의 기술개발 전략은 고연소압 및 고출력에 대응하는 기술이 중심이다. 이를 위해 저마찰 기술, 냉각효율 증대기술 및 고강도화 소재개발을 중심으로 진행되어 왔다. 피스톤용 소재는 국내 제조사뿐만 아니라 해외 제조사도 기존 알루미늄 합금이 가지고 있는 물리적인 특성의 한계를 극복하기 위해서 새로운 주조용 및 단조용 합금 소재를 개발해왔다. 최근 엔진의 고출력화에 따른 연소실의 온도와 압력 상승으로 고강도 특수강소재를 이용한 단조 피스톤 기술이 개발되어왔다.

특수강을 이용한 단조 피스톤은 크라운부와 스커트부를 단조 후 각각 가공 후 경계면을 마찰 용접하여 피스톤을 제작하게 된다. 알루미늄에 비해 특수강 소재가 갖는 기계적 성질이 우수하고 대용량 냉각 갤러리 설계가 가능하기 때문에 냉각성능 또한 우수한 장점을 갖고 있는 바, QT열처리 생략에 따른 원가절감 및 납기단축 효과가 있는 비조질강의 개발 적용이 요구되고 있다. 뿐만 아니라 중심부 편석저감을 통한 고온노출의 불가피한 상황에서의 고온취성 저항이 우수한 강재의 제조공정 기술 개발이 요구된다.

본 발명은 상기와 같은 문제를 해결하기 위한 것으로 1,000MPa 이상의 고강도와 압연시 고온균열에 의한 1,200℃ 온도 부근에서 고온연성을 증가시켜 종래강 대비 고출력화에 따른 고강도화, QT 열처리 생략이 가능한 열간단조용 비조질강을 개발하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 열간단조 후 공냉에 의해 1,000MPa 이상의 강도를 확보하고 고온취성 저항이 우수한 열간단조용 비조질강의 합금설계, 제조공정 및 단조공정에서의 최적 냉각속도를 제공하는데 그 목적이 있다.

또한 본 발명의 목적은 QT열처리에 의해 강도를 확보하고 있는 SCM440계 합금감을 대체하여 열처리 공정생략에 의한 원가절감 절감, 제조 공정 단축 및 환경 오염 방지에 유효하게 기여할 수 있는 고강도 자동차 엔진 피스톤용 강을 제공하는 것이다.

상기 목적은 C : 0.40 ~ 0.45 중량%, Si : 0.15 ~ 0.30 중량%, Mn : 1.10 ~ 1.30 중량%, P : 0.020 중량% 이하(0 미포함), S : 0.030 ~ 0.050 중량%, Cu : 0.27 중량% 이하 (0 미포함), Ni : 0.20 중량% 이하(0 미포함), Cr : 0.30 ~ 0.50 중량%, Mo : 0.10~0.30 중량%, V : 0.10 ~ 0.15 중량%, Nb : 0.020 ~ 0.040 중량%, B : 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량%, Al : 0.010 ~ 0.030 중량%, Ti : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%, N : 0.0100 ~ 0.0150 중량%을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 강에 의해 달성된다.

또한 바람직하게는 상기 조성을 갖는 강을, 1200℃이상의 온도에서 300분 이상 균열유지하여 압연을 실시하는 단계; 1120℃ 내지 1150℃의 온도에서 열간단조하는 단계; 및 열간단조된 강을 제어냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 단계를 포함하는, 열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강의 제조방법에 의해 달성된다.

바람직하게는, 상기 제어냉각은 열간단조된 강의 온도를 950 ~ 1050℃로 제어를 하고 5~15℃/s의 냉각속도로 300℃까지 냉각하는 것을 특징으로 한다.

또한, 상기 비조질강은 1,000 MPa 이상의 인장강도 및 700 MPa 이상의 항복강도를 갖는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명의 목적은 상기한 방법들 중 어느 한 방법에 따라 제조된 자동차 엔진용 피스톤 부품에 의해 달성된다.

상기와 같은 본 발명에 따르면, 본 발명강의 경우 미세조직을 베이나이트 조직을 형성시켜 1,000 MPa 이상의 고강도를 확보함으로써 종래의 SCM440계 합금강을 이용, QT 열처리에 의해 특성을 확보한 엔진용 피스톤 부품의 대체적용이 가능한 효과가 있다.

또한 본 발명은 종래강의 QT 열처리 공정생략에 따른 제조원가 절감뿐만 아니라 열처리 시 이산화탄소 및 그을음의 발생을 억제할 수 있으므로 이에 의한 환경오염 방지 및 제조 공정 단축에 따른 납기 단축, 생산성 향상에도 크게 기여할 수 있다.

또한 본 발명에 따르면, 열간단조 후 공냉에 의해 미세조직을 베이나이트로 형성시킴으로써, 1,000 MPa 이상의 고강도 강재를 제공하므로, QT 열처리를 행하지 않고도 고강도가 요구되는 자동차 부품의 제조에 적용이 가능해진다.

도 1은 일반적인 피스톤을 나타내는 정면도이다.
도 2는 열간단조 온도별 기계적 성질을 도시한 것이다.
도 3은 열처리 온도 및 냉각조건에 따른 기계적 성질을 도시한 것이다.
도 4는 소재와 단조품의 열처리 또는 열간단조 후 냉각조건에 따른 미세조직을 나타낸 것이다.

본 발명에서 사용되는 모든 기술용어는, 달리 정의되지 않는 이상, 하기의 정의를 가지며 본 발명의 관련 분야에서 통상의 당업자가 일반적으로 이해하는 바와 같은 의미에 부합된다. 또한 본 명세서에는 바람직한 방법이나 시료가 기재되나, 이와 유사하거나 동등한 것들도 본 발명의 범주에 포함된다. 본 명세서에 참고문헌으로 기재되는 모든 간행물의 내용은 본 발명에 도입된다. 용어 약이라는 것은 참조 양, 수준, 값, 수, 빈도, 퍼센트, 치수, 크기, 양, 중량 또는 길이에 대해 30, 25, 20, 25, 10, 9, 8, 7, 6, 5, 4, 3, 2 또는 1% 정도로 변하는 양, 수준, 값, 수, 빈도, 퍼센트, 치수, 크기, 양, 중량 또는 길이를 의미한다.

본 명세서를 통해, 문맥에서 달리 필요하지 않으면, 포함하다 및 포함하는 이란 말은 제시된 단계 또는 구성요소, 또는 단계 또는 구성요소들의 군을 포함하나, 임의의 다른 단계 또는 구성요소, 또는 단계 또는 구성요소들의 군이 배제되지는 않음을 내포하는 것으로 이해하여야 한다.

본 발명은 열간단조 엔진피스톤용 1,000MPa이상 고강도 비조질강에 관한 것으로서, 상기 비조질강은, C : 0.35 ~ 0.45 중량%, Si : 0.15 ~ 0.30 중량%, Mn : 1.10 ~ 1.30 중량%, P : 0.020 중량% 이하(0 미포함), S : 0.030 ~ 0.050 중량%, Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.20 중량% 이하(0 미포함), Cr : 0.30 ~ 0.50 중량%, Mo : 0.10~0.30 중량%, V : 0.10 ~ 0.15 중량%, Nb : 0.020 ~ 0.040 중량%, B : 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량%, Al : 0.010 ~ 0.030 중량%, Ti : 0.010 중량% ～ 0.030 중량%, N : 0.0100 ~ 0.0150 중량%을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

특히, 본 발명에서는 강도를 향상시키기 위해서 Si 함량을 낮추고 Mn 및 Cr 함량을 증가시키고, 소입성을 향상시키기 위해(베이나이트 조직 생성목적) Mo, B, Ti성분을 첨가한 것을 특징으로 한다.

이하 본 발명의 합금성분을 상세히 설명한다.

C : 0.35 중량% ~ 0.45 중량%

C는 강도와 경도를 증가시키는 원소로 본 발명에서는 C 함량은 열간단조 후 1,000 MPa 이상의 강도를 확보하기 위한 하한을 0.35 중량%로 한정하고, 0.45 중량% 초과시 피삭성 및 인성이 저하되므로 C 함량의 상한을 0.45 중량%로 한정한다.

Si : 0.15 중량% ~ 0.30 중량%

Si는 제강시 유효한 탈산제로 사용되며, 기지에 고용되어 페라이트 강화에 의한 강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. Si의 함량이 0.15 중량% 보다 낮은 경우 강도가 저하될 수 있고, 0.30 중량% 보다 높은 경우 오히려 인성이 저하되므로 바람직하지 않다. 따라서 Si의 함량은 0.15 중량% 내지 0.30중량%인 것이 바람직하다.

Mn : 1.10 중량% ~ 1.30 중량%

Mn은 탈산제로 소입성과 강도를 향상시키며, 강 중에 존재하는 S의 유해함을 방지하기 위하여 첨가된다. Mn은 S와 함께 MnS를 형성함으로써 적열 취성을 방지하고 절삭 가공성을 향상시킨다. Mn을 1.10 중량%을 이상 첨가하면 조직을 미세화시켜 강도를 증가시키는 이점이 있지만, 1.30 중량%를 초과하여 첨가하게 되면 인성이 저하된다. 인성 저하 없이 필요강도를 얻기 위하여 Mn 함량을 1.10 중량% ~ 1.30 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

또한 펄라이트의 층상간격을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시키기 위하여 상기 범위로 한정하는 것이 바람직하다.

Cr : 0.30 중량% ~ 0.50 중량%

Cr은 소입성을 증대시키고 강도를 향상시키는 원소이다. Cr 중량%을 0.30중량% 미만일 때에는 소입성 및 강도를 확보를 하지 못한다. 또한 0.50중량%를 초과하여 첨가하면 피삭성이 저하되며 부품의 제조원가를 높여 경제적이지 못하기 때문에 Cr은 0.30 중량% 내지 0.50 중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

P : 0.020 중량% 이하 (0 미포함)

P가 0.020 중량% 보다 첨가량이 많으면, 오스테나이트 결정립 입계에 편석되어 인성을 저하시키므로, 0.020 중량% 이하로 한정한다.

S : 0.03 중량% ~ 0.05 중량%

S는 강중에서 Mn과 결합하여 MnS를 형성한다. MnS를 형성하여 피삭성을 향상시킴으로 최소한 0.03 중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 첨가량이 0.05 중량% 보다 많아지면 압연, 단조 등 열간 가공시 거대 개재물에 의한 표면 결함 발생 및 경로가 되므로 첨가량을 0.03 중량% ~ 0.05 중량%로 한정한다.

Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함)

Cu는 상온에서 페라이트에 고용되어 고용강화효과를 나타내어 강도 및 경도를 개선하는 원소이지만 0.27 중량% 보다 많으면 열간 가공성의 문제가 발생되는 적열취성의 원인이 되기 때문에 0.27 중량% 이하로 한정한다.

Ni : 0.20 중량%이하 (0미포함)

Ni은 강의 조직을 미세화시키고 소입성을 증대시키는 원소이다. Ni이 0.20 중량%보다 많으면 인성을 향상시키나 피삭성이 저하되고 부품의 제조 원가를 높여 경제적이지 못하기 때문에 0.20 중량% 이하인 것이 바람직하다.

Mo : 0.10 중량% ~ 0.30 중량%

Mo은 소입성 향상 및 Mo탄화물에 의한 결정립 미세화 효과 뿐만 아니라 열간단조 후 냉각 시 베이나이트 조직형성을 촉진하는 원소로서, 본 발명에서 열간단조 후 냉각 시 베이나이트 조직을 형성하여 강도를 향상시키는 원소이다. 0.10 중량% 미만의 경우 Mo 성분에 의한 효과는 얻기 어려우며 0.30 중량% 초과일 경우에는 제조 원가가 높아지기 때문에 경제적이고 강도 및 인성을 확보하기 위해서 0.10 중량% ～ 0.30 중량%로 한정한다.

V : 0.10 중량% ~ 0.15 중량%

V는 미세 탄질화물 형성에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다. V의 첨가량이 0.10 중량% 미만인 경우 강도 증가 효과가 적고, 0.15 중량% 보다 많이 첨가하면 강도는 증가하나 인성이 저하될 뿐만 아니라 제조원가 상승에 의한 경제적인 효과가 없기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 V 함량은 0.10 중량% ~ 0.15 중량% 인 것이 바람직하다.

Nb : 0.02 중량% ~ 0.04 중량%

Nb은 열간압연 및 열간단조 중 Nb(C, N)의 탄질화물을 입계에 석출하여 피닝효과(pinning effect)가 나타나 결정립을 미세화하고 강도 및 인성을 동시에 향상시키는 원소이다. Nb가 0.020 중량% 미만인 경우 탄질화물로 인한 피닝효과를 얻기 힘들며 0.040 중량% 초과에서는 조대한 탄질화물이 형성되어 인성을 저하시킨다. 따라서 Nb의 함량은 0.02 중량% ~ 0.04 중량%인 것이 바람직하다.

B : 0.0005 중량% ～ 0.0030 중량%

B은 강에 첨가되어 고형(solid) 상태로 존재 시 소입성 및 인성을 향상시키는 원소로, 용강 내 보론 효과(Boron Effect)가 나타나기 위해서는 0.0005 중량% 이상 첨가가 바람직하며 0.0030 중량%을 초과하는 경우에는 효과가 포화되며 인성을 저하시키므로 첨가량을 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량% 범위로 한정한다.

Al : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%

Al은 강력한 탈산제로서 작용하는 것과 동시에 N와 결합하여 결정립을 미세화시킨다. 하지만, Al이 0.010 중량% 보다 적게 첨가되면 탈산이나 결정립 미세화 작용이 작아지기 때문에 바람직하지 않고, 0.030 중량% 보다 많이 첨가하게 되면, 오히려 Al₂O₃와 같은 비금속 개재물 양의 증가로 오히려 인성저하 등의 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서, Al은 0.010 중량% 내지 0.030 중량%인 것이 바람직하다.

Ti : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%

Ti은 강 중에서 질소(N)과 결합하여 TiN을 형성 및 BN의 석출을 억제하여 고형(Solid) 상태의 B를 증대시켜 B에 의한 소입성 효과를 향상시킨다. 또한 이때 형성된 TiN은 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과에 의해 충격 인성을 상승시킨다. 첨가량이 0.010 중량% 보다 적으면 TiN 절대량이 적어 결정립 성장 억제 효과가 적고, 첨가량이 0.030 중량%을 초과하게 되면 조대한 TiN 형성 및 인성 저하뿐만 아니라 효과가 포화되므로 고가의 합금원소를 첨가할 필요가 없다. 따라서 최소 함량 및 포화량을 고려하여 적정 첨가량을 0.010 중량% ~ 0.030 중량% 범위로 한정한다.

N : 0.0100 중량% ~ 0.0150 중량%

N는 비조질강 중에서 V, Ti, Al 등의 합금 원소들과 결합하여 질화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립 미세화에 의한 강도 및 인성 향상에 기여한다. N 중량이 0.0100 중량% 미만이면 충분한 질화물이 형성되지 않고 첨가량이 0.0150 중량% 보다 많으면 효과가 포화되므로 0.0100 중량% 내지 0.015 중량%으로 한정한다.

이하, 본 발명의 열간단조 엔진피스톤용 1,000MPa 이상 고강도 비조질강의 제조방법을 구체적으로 설명한다.

강을 엔진피스톤 부품으로 열간단조시 소재의 중심부 내질이 표면으로 노출되기 때문에, 강의 중심부를 균질화 및 편석을 제어하기 위하여 강재를 1,200~1250℃ 이상의 온도에서 250분~350분, 바람직하게는 300분 동안 균열유지하고 압연을 실시하여 강재를 생산한다. 상기의 균열온도영역은 장입된 강재가 목표 가열온도에 도달 후 유지되는 시간을 말한다. 균열 유지온도가 1,200℃ 미만인 경우에는 소재의 내부 변형이 어렵게 되고, 이에 따라 소재의 내질이 압하되는 수준도 줄어들어 내부결함 제거에 어려움이 따른다. 또한 낮은 온도에서는 소재 중심의 편석이 분해되지 않아 중심부 품질 확보 및 소재의 균질화에 어려움이 따른다. 따라서 균열 유지 온도는 1200℃의 이상인 것이 바람직하며 1,300℃ 이상에서 온도로 유지 시 소재의 표면 결함율이 높아지며 이로 인하여 단조 시 결함 발생 가능성이 높아지기 때문에 균열 유지 시 온도를 1,300℃이하로 관리해야하며 바람직하게는 1,200 ~ 1,250℃ 균열 유지하는 것이 바람직하다.

그리고 단조품의 미세조직이 페라이트 + 펄라이트 조직으로 구성된 비조질강의 강도 한계는 1,000MPa 이하로 고강도 요구에 한계가 있다. 따라서 열간단조 후 1,000MPa 이상의 강도 값을 안정적으로 얻기 위해서는 단조품의 미세조직에서 베이나이트 조직 확보가 필요하다. 단조품의 베이나이트 조직 확보를 위하여 열간단조 후 단조품의 온도를 925℃~1,050℃로 제어하고 제어냉각라인에 팬을 설치하여 5~15℃/s, 바람직하게는 10℃/s의 냉각속도로 단조품을 약 300℃까지 냉각을 실시한다.

표 1은 본 발명의 조성을 갖는 발명강과 종래강의 화학성분을 나타낸다. 본 발명강의 경우 고강도 비조질강으로 열간단조 후 QT열처리 없이 공냉으로 1000MPa 이상의 고강도를 얻기 위하여, 열간단조 온도인 1200℃에서 열처리 후 공냉을 실시하였다. 비교강 1은 종래의 비조질강으로 열간단조 온도인 1200℃에서 열처리 후 공냉을 실시하였다. 비교강 2의 경우 일반적인 QT조건으로 열처리를 한 후, 인장 시험을 행하여 그 특성을 평가하여 표 2에 나타내었다. 표 2를 보면, 종래의 비조질강인 비교강 1의 경우 강도가 1000MPa 이상의 고강도를 얻지 못한 반면에, 발명강의 경우 강도가 1000MPa 이상의 고강도이다.

구분	C	Si	Mn	P	S	Cu	Ni	Cr	Mo	V	Nb	B	Al	Ti	N
발명강	0.40	0.25	1.18	0.014	0.037	0.11	0.05	0.39	0.14	0.10	0.026	0.0030	0.017	0.0135	0.0138
비교강 1	0.38	0.65	1.44	0.019	0.025	0.06	0.05	0.16	0.02	0.09	0.003	0.0005	0.012	0.0023	0.0150
비교강 2	0.41	0.26	0.82	0.018	0.012	0.10	0.07	1.03	0.21	0.01	0.003	0.0004	0.015	0.0026	0.0095

	열처리 조건	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)	단면감소율 (%)	경도 (HB)
발명강	1200℃(공냉)	774	1068	12	17	315
비교강 1	1200℃(공냉)	648	944	20	47	283
비교강 2	870℃(담금질) 600℃(뜨임)	890	1000	18	58	290

도 2는 발명강을 1100℃, 1150℃, 1200℃의 열간단조 온도로 열처리를 실시한 후 공냉의 조건으로 냉각을 한 후 기계적 성질 평가를 나타낸 것이다. 1150℃와 1200℃의 온도에서 1,000 MPa 이상의 인장강도(TS)를 확보할 수 있었으나, 온도가 올라감에 따라 연신율(EL) 및 단면감소율(ROA)이 저하되는 현상이 나타났다. 항복강도(YS)는 모두 700 MPa 이상이었다.

도 3은 발명강의 열간단조 시 최적의 단조온도를 설정하기 위하여 열간단조 온도 및 냉각조건에 따른 기계적 성질을 평가한 것이다. 모든 조건에서 목표 강도인 1,000MPa를 만족하고 있다. 그 중 1125℃ 온도에서 팬냉을 실시한 조건이 강도(TS, YS)뿐만 아니라 연신율(EL) 및 단면감소율(ROA)의 양호한 수준의 값이 나타났다.

도 4는 소재를 열간단조의 온도로 열처리 한 것과 단조품을 열간단조 후 냉각조건에 따른 미세조직 관찰 결과를 나타낸 것이다. (a)는 소재 열처리 후, 공냉 조건의 미세조직, (b)는 소재 열처리 후 팬냉 조건의 미세조직, (c)는 열간단조 후 일반냉각의 미세조직, (d)는 열간단조 후 제어냉각의 미세조직이다. 모든 냉각조건에서 소재와 단조품에 페라이트, 펄라이트, 베이나이트 혼재조직이 관찰되는 것으로 보아 종래의 비조질강 조직인 페라이트, 펄라이트 조직 대비 강도가 높게 관찰될 것으로 보여지고 있다. 또한, 공냉 대비 팬냉, 일반냉각 대비 제어냉각의 냉각조건에서 베이나이트 분율이 높게 나타난 것으로 보아 안정적이고 보다 고강도를 얻기 위해서는 열간단조 후 제어냉각이 필요하다.

그리고 본 발명의 발명강이 열간단조 후 QT 열처리 없이 고강도를 얻을 수 있기 때문에 종래강을 대처 가능하다는 것을 알 수 있다.

이제까지 본 발명에 대하여 그 바람직한 실시예들을 중심으로 살펴보았다. 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명이 본 발명의 본질적인 특성에서 벗어나지 않는 범위에서 변형된 형태로 구현될 수 있음을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 개시된 실시예들은 한정적인 관점이 아니라 설명적인 관점에서 고려되어야 한다. 본 발명의 범위는 전술한 설명이 아니라 특허청구범위에 나타나 있으며, 그와 동등한 범위 내에 있는 모든 차이점은 본 발명에 포함된 것으로 해석되어야 할 것이다.

1 : 크라운 , 2 : 헤드부, 4 : 본체, 5 : 스커트, 6 : 피스톤링, 7 : 피스톤 핀구멍, 8 : 피스톤 핀, 9 : 지지대, 11 : 힌지핀

Claims

C : 0.40 ~ 0.45 중량%, Si : 0.15 ~ 0.30 중량%, Mn : 1.10 ~ 1.30 중량%, P : 0.020 중량% 이하(0 미포함), S : 0.030 ~ 0.050 중량%, Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.20 중량% 이하(0 미포함), Cr : 0.30 ~ 0.50 중량%, Mo : 0.10~0.30 중량%, V : 0.10 ~ 0.15 중량%, Nb : 0.020 ~ 0.040 중량%, B : 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량%, Al : 0.010 ~ 0.030 중량%, Ti : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%, N : 0.0100 ~ 0.0150 중량%을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 1,000 MPa 이상의 인장강도 및 700 MPa 이상의 항복강도를 갖는 열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강.
C : 0.40 ~ 0.45 중량%, Si : 0.15 ~ 0.30 중량%, Mn : 1.10 ~ 1.30 중량%, P : 0.020 중량% 이하(0 미포함), S : 0.030 ~ 0.050 중량%, Cu : 0.27 중량% 이하(0 미포함), Ni : 0.20 중량% 이하(0 미포함), Cr : 0.30 ~ 0.50 중량%, Mo : 0.10~0.30 중량%, V : 0.10 ~ 0.15 중량%, Nb : 0.020 ~ 0.040 중량%, B : 0.0005 중량% ~ 0.0030 중량%, Al : 0.010 ~ 0.030 중량%, Ti : 0.010 중량% ~ 0.030 중량%, N : 0.0100 ~ 0.0150 중량%을 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지는 강을, 1200℃이상의 온도에서 300분 이상 균열유지하여 압연을 실시하는 단계;
1120℃ 내지 1150℃의 온도에서 열간단조하는 단계; 및
열간단조된 강을 제어냉각하여 베이나이트 조직을 형성하는 단계를 포함하고,
상기 제어냉각은 열간단조된 강의 온도를 950 ~ 1050℃로 제어를 하고 5~15℃/s의 냉각속도로 300℃까지 냉각하는 것을 특징으로 하는, 열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강의 제조방법.
삭제
제2항에 있어서, 상기 비조질강은 1,000 MPa 이상의 인장강도 및 700 MPa 이상의 항복강도를 갖는 것을 특징으로 하는, 열간단조 엔진피스톤용 고강도 비조질강의 제조방법.