KR102639340B1

KR102639340B1 - 중공 스태빌라이저용 전봉 강관

Info

Publication number: KR102639340B1
Application number: KR1020217039843A
Authority: KR
Inventors: 마사토시 아라타니; 가즈토시 이시카와; 료지 마츠이; 도모노리 곤도우
Original assignee: 제이에프이 스틸 가부시키가이샤
Priority date: 2019-05-13
Filing date: 2020-05-12
Publication date: 2024-02-21
Also published as: JP7070696B2; CN113811625B; MX2021013852A; KR20220004758A; US20220307117A1; CN113811625A; EP3971307B1; EP3971307A4; CA3139909A1; EP3971307A1; JPWO2020230795A1; CA3139909C; WO2020230795A1; ZA202109255B

Abstract

대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우에도 페라이트 탈탄층뿐만 아니라 전체 탈탄층의 생성을 억제할 수 있고, 우수한 피로 특성을 갖는 중공 스태빌라이저를 얻을 수 있는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관을 제공한다. 상기 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 소정 성분 조성을 갖고, 내표면 및 외표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이가 100 ㎛ 이하이다.

Description

중공 스태빌라이저용 전봉 강관{ELECTRIC-RESISTANCE-WELDED STEEL PIPE OR TUBE FOR HOLLOW STABILIZER}

본 발명은, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 (electric-resistance-welded steel pipe or tube for hollow stabilizer) 에 관한 것으로, 특히, 중공 스태빌라이저 제조 공정에 있어서 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우에도 페라이트 탈탄층뿐만 아니라 전체 탈탄층의 생성을 억제할 수 있고, 우수한 피로 특성을 갖는 중공 스태빌라이저를 얻을 수 있는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관에 관한 것이다.

일반적인 자동차에는, 코너링시에 있어서의 차체의 롤링 억제나, 고속 주행시의 주행 안정성 향상을 목적으로 하여, 스태빌라이저가 장착되어 있다. 상기 스태빌라이저로는, 종래, 봉강을 사용한 중실 스태빌라이저가 사용되고 있었지만, 최근에는 경량화를 위해서, 강관을 사용한 중공 스태빌라이저가 일반적으로 채용되고 있다.

중공 스태빌라이저는, 통상적으로, 소재로서의 강관을 냉간에서 원하는 형상으로 성형한 후, 퀀칭 템퍼링 등의 조질 처리를 실시함으로써 제조된다. 상기 강관으로는, 이음새 없는 강관이나 전봉 용접 강관 (이하, 전봉 강관이라고 한다) 등이 사용되지만, 그 중에서도 전봉 강관은, 비교적 저렴하고, 또한 치수 정밀도가 우수한 것으로부터, 널리 사용되고 있다.

이와 같은 중공 스태빌라이저용의 소재로서 사용되는 전봉 강관 (중공 스태빌라이저용 전봉 강관) 에는, 스태빌라이저로 성형하고, 퀀칭 템퍼링 등의 열 처리를 실시한 후의 피로 특성이 우수한 것이 요구된다. 그래서, 열 처리 후의 표면 성상이 피로 특성에 주는 영향에 대하여, 여러 가지 검토가 실시되고 있다.

특히 표면 탈탄은, 표면 성상 중에서도 중요한 인자인 것으로 생각된다. 퀀칭의 가열 단계에서 표면 탈탄이 발생하면, 퀀칭을 실시해도 표면 경도를 향상시킬 수 없고, 그 결과, 충분한 피로 특성을 얻을 수 없다.

표면 탈탄과 피로 특성의 관계에 주목한 기술로는, 예를 들어, 다음의 특허문헌 1 및 2 를 들 수 있다.

특허문헌 1 에서는, 관 내면측에 있어서의 탈탄층의 두께가 120 ㎛ 이하로 억제된 중공 스태빌라이저용 전봉 강관의 제조 방법이 제안되어 있다.

또한, 특허문헌 2 에서는, Cu 와 Sb 의 적어도 일방을 첨가함으로써, 퀀칭시에 있어서의 페라이트 탈탄층의 형성을 억제한 전봉 강관이 제안되어 있다. 구체적으로는, 대기 중, 800 ℃ 에서 1 시간 가열했을 때에 형성되는 페라이트 탈탄층의 두께를, 0.15 ㎜ 미만으로 억제하고 있다.

국제 공개 제2018/079398호 일본 공개특허공보 2007-056283호

상기 서술한 바와 같이, 특허문헌 1 에서 제안되어 있는 중공 스태빌라이저용 전봉 강관에서는, 관 내면측에 있어서의 탈탄층의 두께가 120 ㎛ 이하로 억제되어 있다. 그러나, 특허문헌 1 에서 주목하고 있는 탈탄층의 두께는, 퀀칭 전의 강관에 있어서의 값으로서, 퀀칭 후의 값은 아니다. 최종적인 제품인 스태빌라이저의 피로 특성을 더욱 향상시키기 위해서는, 퀀칭 후에 있어서의 탈탄층 두께를 저감시키는 것이 필요한 것으로 생각되지만, 퀀칭 후에 있어서의 탈탄층의 두께는 퀀칭 조건의 영향을 받기 때문에, 특허문헌 1 에서 제안되어 있는 것과 같은 중공 스태빌라이저용 전봉 강관에서는, 반드시 퀀칭시의 표면 탈탄을 충분히 억제할 수 있다고는 할 수 없다.

퀀칭 조건 중, 퀀칭 후에 있어서의 탈탄층의 두께에 특히 크게 영향을 주는 것으로서, 퀀칭시의 분위기를 들 수 있다. 일반적으로, 퀀칭시의 가열은 생산성 등을 고려하여 대기 중에서 실시된다. 예를 들어, 가열 시간이 짧고 생산성이 우수한 가열 방법으로서, 통전 가열이 이용되고 있다. 통전 가열에서는, 스태빌라이저의 양단을 전극으로 사이에 끼우고, 상기 전극 사이에 전기를 흘림으로써, 대기 중에서 가열이 실시된다. 그러나, 이와 같이 대기 중에서 가열을 실시함으로써 표면 탈탄이 발생한다.

이에 대하여, 퀀칭시에 있어서의 표면 탈탄을 억제하기 위해서, 예를 들어, 광휘 열 처리노 (무산화 열 처리노) 를 사용하여, 산소를 함유하지 않는 분위기 중에서 가열을 실시하는 것을 생각할 수 있다. 그러나, 이 방법에서는, 분위기를 제어할 필요가 있는 것으로부터, 설비 비용이 높고, 또한, 생산성도 뒤떨어지고 있다.

따라서, 추가적인 피로 특성 향상을 위해서는, 대기 중에서 가열을 실시했을 경우에도, 퀀칭 후에 있어서의 탈탄층 두께를 저감시킬 수 있는 기술이 요구된다.

한편, 특허문헌 2 에서 제안되어 있는 기술에서는, 퀀칭 후에 있어서의 탈탄층의 두께에 주목하고 있기는 하지만, 페라이트 탈탄층의 두께 (페라이트 탈탄층 깊이) 밖에 고려되어 있지 않다. 그러나, 퀀칭 후의 표층 경도는, 페라이트 탈탄층 깊이만이 아니라 전체 탈탄층의 두께 (전체 탈탄층 깊이) 의 영향을 받는다. 특히, 대기 중에서 가열을 실시하는 경우에는, 전체 탈탄층 깊이가 증대하고, 그 결과, 스태빌라이저로서 필요한 피로 특성이 얻어지지 않는다.

본 발명은, 상기 과제를 해결하는 것을 목적으로 한 것으로, 스태빌라이저 제조 공정에 있어서 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우에도 페라이트 탈탄층뿐만 아니라 전체 탈탄층의 생성을 억제할 수 있고, 우수한 피로 특성을 갖는 중공 스태빌라이저를 얻을 수 있는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관을 제공하는 것을 목적으로 한다.

발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해서, 예의 검토를 실시한 결과, 하기 (1) ∼ (4) 의 지견을 얻었다.

(1) 강재가 가열될 때의 표면 탈탄 반응은, 강 중의 탄소 원자가 표면을 향하여 외방 확산하여, 산소와 반응함으로써 진행된다. 이 탄소의 외방 확산을 억제하기 위해서는, 철의 격자 정수를 증가시키는 것이 유효하다.

(2) 철의 격자 정수를 증가시키기 위해서 가장 유효한 원소는 Sb, Sn 이고, Cu 는 격자 정수의 증가에 대해서는 유효하지 않다. 특허문헌 2 에서는, 탈탄 억제를 위해서 Cu 를 첨가하는 것이 제안되어 있지만, 이것은, 특허문헌 2 에 있어서는 페라이트 탈탄에만 주목하고 있고, 전체 탈탄의 억제가 고려되어 있지 않기 때문인 것으로 생각된다.

(3) 특허문헌 2 에서는, 탈탄 억제를 위해서 Sb 를 첨가하는 것도 제안되어 있다. 상기 서술한 바와 같이 Sb 는 철의 격자 정수를 증가시키는 효과를 가지고 있지만, Sb 는, 가열시에 액상화하여 오스테나이트립계에 침식하기 때문에, 퀀칭 템퍼링 후의 스태빌라이저의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, Sb 의 첨가는 필요 최소한으로 억제할 필요가 있다.

(4) 도 1 은, Sn 함유량과 퀀칭 후의 전체 탈탄층 깊이의 상간의 일례를 나타내는 그래프이다. 구체적으로는, 여러 가지 Sn 함유량의 열연 강판 (판 두께 : 4 ㎜) 을 대기 중, 900 ℃ 에서 10 분간 유지한 후, 냉각 속도 약 20 ℃/s 로 냉각시켰다. 그 후, 표면의 전체 탈탄층 깊이를 측정하였다. 또한, 상기 열연 강판의 Sn 이외의 성분 조성은, 이하와 같은 일정하게 하였다.

C : 0.35 ％,

Si : 0.20 ％,

Mn : 1.22 ％,

P : 0.018 ％,

S : 0.0015 ％,

Al : 0.035 ％,

Cr : 0.15 ％,

Ti : 0.035 ％,

B : 0.0020 ％,

Ca : 0.0015 ％,

N : 0.0022 ％, 및

잔부 Fe 및 불가피 불순물.

도 1 에 나타낸 결과로부터 알 수 있는 바와 같이, Sn 함유량이 0.010 질량％ 이상이면, 전체 탈탄층 깊이를 150 ㎛ 이하로 억제할 수 있다. 단, Sn 함유량이 0.05 질량％ 를 초과하면 그 효과는 포화한다.

본 발명은, 상기 지견에 입각하는 것으로, 그 요지 구성은 다음과 같다.

1. 질량％ 로,

C : 0.20 ∼ 0.40 ％,

Si : 0.1 ∼ 1.0 ％,

Mn : 0.1 ∼ 2.0 ％,

P : 0.1 ％ 이하,

S : 0.01 ％ 이하,

Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,

Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％,

B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,

Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,

N : 0.0050 ％ 이하, 및

Sn : 0.010 ∼ 0.050 ％, 를 포함하고,

잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,

내표면 및 외표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이가 100 ㎛ 이하인, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.

2. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,

Sb : 0.020 ％ 이하를 포함하는, 상기 1 에 기재된 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.

3. 상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,

Cu : 1.0 ％ 이하,

Ni : 1.0 ％ 이하,

Nb : 0.05 ％ 이하,

W : 0.5 ％ 이하,

V : 0.5 ％ 이하,

Mo : 0.2 ％ 이하, 및

REM : 0.02 ％ 이하, 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 상기 1 또는 2 에 기재된 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.

본 발명에 의하면, 중공 스태빌라이저 제조 공정에 있어서 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우에도 페라이트 탈탄층뿐만 아니라 전체 탈탄층의 생성을 억제할 수 있다. 그 때문에, 본 발명의 전봉 강관을 소재로서 사용함으로써, 우수한 피로 특성을 갖는 중공 스태빌라이저를 제조할 수 있다. 또한, 본 발명에 의하면, 고비용의 비산화 분위기하에서의 열 처리뿐만 아니라, 저비용으로 생산성이 우수한 대기 중에서의 열 처리에 있어서도 표면 탈탄을 억제할 수 있다. 따라서, 본 발명의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 중공 스태빌라이저를 제조하기 위한 소재로서 매우 바람직하게 사용할 수 있다.

도 1 은, Sn 함유량과 퀀칭 후의 전체 탈탄층 깊이의 상간을 나타내는 그래프이다.

이하, 본 발명의 실시형태에 대하여 설명한다.

[성분 조성]

본 발명의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 (이하, 간단히 전봉 강관이라고 하는 경우가 있다) 은, 상기 서술한 성분 조성을 갖는다. 이하, 각 성분의 함유량의 한정 이유에 대하여 설명한다. 또한, 특별히 언급하지 않는 한, 「％」 는 「질량％」 를 가리키는 것으로 한다.

C : 0.20 ∼ 0.40 ％

C 는, 퀀칭성의 향상을 통하여, 마텐자이트의 생성을 촉진시킴과 함께, 고용되어 강의 강도 (경도) 를 증가시키는 작용을 갖는 원소이다. 중공 스태빌라이저에 요구되는 강도 (경도) 를 확보하기 위해서는, 0.20 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그 때문에, C 함유량은 0.20 ％ 이상, 바람직하게는 0.21 ％ 이상으로 한다. 한편, C 함유량이 0.40 ％ 를 초과하면, 퀀칭 균열의 위험성이 높아지는 것에 더하여, 퀀칭 후의 인성이 저하된다. 그 때문에, C 함유량은 0.40 ％ 이하, 바람직하게는 0.39 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.38 ％ 이하로 한다.

Si : 0.1 ∼ 1.0 ％

Si 는, 탈산제로서 작용함과 함께, 고용 강화 원소로서도 작용하는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서는 0.1 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그 때문에, Si 함유량은 0.1 ％ 이상, 바람직하게는 0.2 ％ 이상으로 한다. 한편, 1.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 전봉 용접성이 저하된다. 그 때문에, Si 함유량은 1.0 ％ 이하, 바람직하게는 0.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.5 ％ 이하, 더욱 바람직하게는 0.41 ％ 이하로 한다.

Mn : 0.1 ∼ 2.0 ％

Mn 은, 고용되어 강의 강도 향상에 기여함과 함께, 강의 퀀칭성을 향상시키는 원소이다. 중공 스태빌라이저에 요구되는 강도 (경도) 를 확보하기 위해서는, 0.1 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그 때문에, Mn 함유량은 0.1 ％ 이상, 바람직하게는 0.5 ％ 이상으로 한다. 한편, 2.0 ％ 를 초과하여 함유하면, 인성이 저하하는 것에 더하여, 퀀칭 균열의 위험이 증대한다. 그 때문에, Mn 함유량은 2.0 ％ 이하, 바람직하게는 1.8 ％ 이하, 보다 바람직하게는 1.7 ％ 이하로 한다.

P : 0.1 ％ 이하

P 는, 불순물로서 강 중에 포함되는 원소로서, 입계 등에 편석하여, 용접 균열성 및 인성을 저하시킨다. 그 때문에, 중공 스태빌라이저로서 사용하기 위해서는 P 함유량을 0.1 ％ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 그 때문에, P 함유량은 0.1 ％ 이하, 바람직하게는 0.05 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.02 ％ 이하로 한다. 한편, 용접 균열성 및 인성의 관점에서는, P 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하기 때문에, P 함유량의 하한은 한정되지 않고, 0 이어도 된다. 그러나, 과도한 P 함유량의 저감은 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, 비용 저감이라는 관점에서는, P 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.008 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

S : 0.01 ％ 이하

S 는, 강 중에서는 황화물계 개재물로서 존재하고, 열간 가공성, 인성, 내피로 특성을 저하시키는 원소이다. 중공 스태빌라이저로서 사용하기 위해서는 S 함유량을 0.01 ％ 이하로 저감시킬 필요가 있다. 그 때문에, S 함유량은 0.01 ％ 이하, 바람직하게는 0.005 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.003 ％ 이하로 한다. 한편, 열간 가공성, 인성, 및 내피로 특성의 관점에서는, S 함유량은 낮으면 낮을수록 바람직하기 때문에, S 함유량의 하한은 한정되지 않고, 0 이어도 된다. 그러나, 과도한 S 함유량의 저감은 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, 비용 저감이라는 관점에서는, S 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0005 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하고, 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 더욱 바람직하다.

Al : 0.01 ∼ 0.10 ％

Al 은, 탈산제로서 작용함과 함께, N 과 결합하여, 퀀칭성 향상에 유효한 고용 B 량을 확보하는 효과를 갖는 원소이다. 또한, Al 은, AlN 으로서 석출되어, 퀀칭 가열시의 오스테나이트립의 조대화를 방지하는 작용을 갖는다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.01 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그 때문에, Al 함유량은 0.01 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.10 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 산화물계 개재물량이 증가하고, 피로 수명이 저하된다. 그 때문에, Al 함유량은 0.10 ％ 이하, 바람직하게는 0.07 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.05 ％ 이하로 한다.

Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％,

Cr 은 퀀칭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 상기 효과를 얻기 위해서, Cr 함유량을 0.01 ％ 이상, 바람직하게는 0.05 ％ 이상으로 한다. 한편, Cr 함유량이 0.50 ％ 를 초과하면, 산화물이 형성되기 쉬워져, 전봉 용접부에 Cr 산화물이 잔존하여 전봉 용접 품질이 저하된다. 그 때문에, Cr 함유량은 0.50 ％ 이하, 바람직하게는 0.40 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.30 ％ 이하로 한다.

Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％

Ti 는, 강 중의 N 을 TiN 으로서 고정시키는 작용을 갖는 원소이다. 그러나, Ti 함유량이 0.010 ％ 미만에서는 상기 작용이 충분히 발휘되지 않는다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.010 ％ 이상으로 한다. 한편, Ti 함유량이 0.050 ％ 를 초과하면 강의 가공성 및 인성이 저하된다. 그 때문에, Ti 함유량은 0.050 ％ 이하, 바람직하게는 0.040 ％ 이하로 한다.

B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％

B 는, 미량의 첨가로 강의 퀀칭성을 향상시킬 수 있는 원소이다. 또한, B 는, 입계를 강화하는 작용을 갖고, P 편석에 의한 입계 취화를 억제한다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.0005 ％ 이상의 함유를 필요로 한다. 그 때문에, B 함유량은 0.0005 ％ 이상, 바람직하게는 0.0010 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 함유해도, 효과가 포화하여 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, B 함유량은 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하로 한다.

Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％

Ca 는, 황화물계 개재물의 형태를 미세한 대략 구형의 개재물로 제어하는 작용을 갖는 원소이다. Ca 를 첨가함으로써, 부식 피트의 기점이 되는 입경 : 10 ㎛ 이상의 조대한 MnS 입자 및 입경 : 10 ㎛ 이상의 조대한 TiS 입자의 수를 저감시킬 수 있다. 상기 효과를 얻기 위해서, Ca 함유량을 0.0001 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.0050 ％ 를 초과하여 다량으로 함유하면, 조대한 CaS 계의 클러스터가 지나치게 많아져, 오히려 피로 균열의 기점이 되어, 내부식 피로 특성이 저하된다. 그 때문에, Ca 함유량은 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0030 ％ 이하, 보다 바람직하게는 0.0015 ％ 이하로 한다.

N : 0.0050 ％ 이하

N 은, 불순물로서 불가피적으로 함유되는 원소로서, 강 중의 질화물 형성 원소와 결합함으로써 결정립의 조대화의 억제, 나아가서는 템퍼링 후의 강도 증가에 기여한다. 그러나, 0.0050 ％ 를 초과하는 함유는, 용접부의 인성을 저하시킨다. 그 때문에, N 함유량은 0.0050 ％ 이하, 바람직하게는 0.0040 ％ 이하로 한다. 한편, N 함유량의 하한은 한정되지 않고, 0 이어도 되지만, 어느 정도의 양의 N 을 첨가함으로써 상기 효과를 얻을 수도 있다. 또한, 과도한 N 함유량의 저감은 제조 비용의 증가를 초래한다. 그 때문에, 이들 관점에서는, N 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.0015 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

Sn : 0.010 ∼ 0.050 ％

Sn 은 본 발명에 있어서, 가장 중요한 원소의 하나이다. Sn 의 첨가에 의해, 철의 격자 정수가 증대하고, 이로써 강 중의 탄소의 외방 확산이 억제되기 때문에, 표면 탈탄 반응이 억제된다. 상기 효과를 얻기 위해서는, 0.010 ％ 이상의 첨가가 필요하다. 그 때문에, Sn 함유량은 0.010 ％ 이상, 바람직하게는 0.020 ％ 이상으로 한다. 한편, 0.050 ％ 를 초과하여 첨가해도, 그 효과는 포화한다. 따라서, Sn 함유량은 0.050 ％ 이하, 바람직하게는 0.045 ％ 이하로 한다.

본 발명의 일 실시형태에 있어서의 전봉 강관은, 상기 각 원소를 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖는다.

본 발명의 다른 실시형태에 있어서는, 상기 성분 조성이 추가로 임의로, Sb 를 이하에 적는 양으로 포함할 수 있다.

Sb : 0.020 ％ 이하

Sb 는, Sn 과 마찬가지로, 철의 격자 정수를 증대시켜, 강 중의 탄소의 외방 확산을 억제하는 작용을 갖는 원소이다. 따라서, Sn 에 더하여 Sb 를 첨가함으로써, 더욱 표면 탈탄을 억제할 수 있다. 그러나, Sb 는, 가열시에 액상화하여 오스테나이트립계에 침식하기 때문에, 퀀칭 템퍼링 후의 스태빌라이저의 인성을 저하시킨다. 따라서, Sb 의 첨가는 필요 최소한으로 억제할 필요가 있다. 그 때문에, Sb 를 첨가하는 경우, Sb 함유량은 0.020 ％ 이하, 바람직하게는 0.010 ％ 미만, 보다 바람직하게는 0.008 ％ 이하로 한다.

또한 본 발명의 다른 실시형태에 있어서는, 상기 성분 조성이, 추가로 임의로, Cu, Ni, Nb, W, V, Mo, 및 REM 으로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 이하에 적는 양으로 포함할 수 있다.

Cu : 1.0 ％ 이하

Cu 는, 퀀칭성을 향상시킴과 함께, 내식성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 그러나, Cu 는 고가의 합금 원소이기 때문에, Cu 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 재료 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Cu 함유량은 1.0 ％ 이하, 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다. 또한, Cu 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Cu 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Cu 를 첨가하는 경우, Cu 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Ni : 1.0 ％ 이하

Ni 는, Cu 와 마찬가지로, 퀀칭성을 향상시킴과 함께, 내식성을 향상시키는 작용을 갖는 원소이다. 그러나, Ni 는 고가의 합금 원소이기 때문에, Ni 함유량이 1.0 ％ 를 초과하면 재료 비용의 상승을 초래한다. 그 때문에, Ni 함유량은 1.0 ％ 이하, 바람직하게는 0.50 ％ 이하로 한다. 한편, Ni 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Ni 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Ni 를 첨가하는 경우, Ni 함유량을 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Nb : 0.05 ％ 이하

Nb 는, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 (경도) 의 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, Nb 함유량이 0.05 ％ 를 초과하면, 첨가 효과가 포화하여 함유량에 알맞은 효과가 얻어지지 않기 때문에, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, Nb 함유량은 0.05 ％ 이하, 바람직하게는 0.03 ％ 이하로 한다. 한편, Nb 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Nb 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Nb 를 첨가하는 경우, Nb 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

W : 0.5 ％ 이하

W 는, Nb 와 마찬가지로, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 (경도) 의 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, W 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 첨가 효과가 포화하여 함유량에 알맞은 효과가 얻어지지 않기 때문에, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, W 함유량은 0.5 ％ 이하, 바람직하게는 0.3 ％ 이하로 한다. 한편, W 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, W 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, W 를 첨가하는 경우, W 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

V : 0.5 ％ 이하

V 는, Nb 및 W 와 마찬가지로, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 (경도) 의 증가에 기여하는 원소이다. 그러나, V 함유량이 0.5 ％ 를 초과하면, 첨가 효과가 포화하여 함유량에 알맞은 효과가 얻어지지 않기 때문에, 경제적으로 불리해진다. 그 때문에, V 함유량은 0.5 ％ 이하, 바람직하게는 0.3 ％ 이하로 한다. 한편, V 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, V 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, V 를 첨가하는 경우, V 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

Mo : 0.2 ％ 이하

Mo 는 퀀칭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, Mo 는 매우 고가의 원소이기 때문에 과잉의 첨가는 소재 비용의 상승으로 연결된다. 그 때문에, Mo 함유량은 0.2 ％ 이하, 바람직하게는 0.15 ％ 이하로 한다. 한편, Mo 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, Mo 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, Mo 함유량을 0.01 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 0.05 ％ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

REM : 0.02 ％ 이하

REM (희토류 금속) 은, Ca 와 마찬가지로, 황화물계 개재물의 형태를 미세한 대략 구형의 개재물로 제어하는 작용을 갖는 원소이다. Ca 의 작용을 보완하기 위해서, 임의로 REM 을 첨가할 수 있다. 그러나, REM 함유량이 0.02 ％ 를 초과하면, 피로 균열의 기점이 되는 개재물의 양이 과잉이 되기 때문에, 오히려 내부식 피로 특성이 저하된다. 그 때문에, REM 함유량은 0.02 ％ 이하, 바람직하게는 0.01 ％ 이하로 한다. 한편, REM 함유량의 하한은 특별히 한정되지 않지만, REM 의 첨가 효과를 높인다는 관점에서는, REM 을 첨가하는 경우, REM 함유량을 0.001 ％ 이상으로 하는 것이 바람직하다.

[전체 탈탄층 깊이]

전체 탈탄층 깊이 : 100 ㎛ 이하

본 발명의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 내표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이 및 외표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이의 양자가 100 ㎛ 이하이다. 여기서 말하는 전체 탈탄층 깊이는, 스태빌라이저의 제조 공정에 제공되기 전의 소재로서의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관 (소관) 에 있어서의 전체 탈탄층 깊이를 가리킨다. 다시 말하면, 상기 전체 탈탄층 깊이는, 퀀칭 등의 열 처리를 실시하기 전의 전체 탈탄층 깊이이다. 또한, 상기 전체 탈탄층 깊이는, 실시예에 기재하는 방법으로 측정할 수 있다.

상기 전체 탈탄층 깊이가 100 ㎛ 를 초과하고 있는 경우, 그 후의 스태빌라이저 제조 공정에 있어서의 열 처리에 있어서 더욱 전체 탈탄층 깊이가 증대하는 결과, 스태빌라이저에 요구되는 피로 강도를 확보할 수 없게 된다. 이 전체 탈탄층 깊이의 증대는, 특히 대기 중에서 열 처리를 실시하는 경우에 현저하다. 그 때문에, 스태빌라이저 제조 공정에 있어서 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우에도 우수한 피로 특성을 갖는 중공 스태빌라이저를 얻기 위해서는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관의 내표면 및 외표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이를, 각각 100 ㎛ 이하로 할 필요가 있다. 상기 전체 탈탄층 깊이는 50 ㎛ 이하로 하는 것이 바람직하고, 20 ㎛ 이하로 하는 것이 보다 바람직하다.

한편, 전체 탈탄층 깊이는 작으면 작을수록 바람직하기 때문에, 하한은 특별히 한정되지 않고, 예를 들어 0 ㎛ 여도 된다. 그러나, 전체 탈탄을 완전히 방지하기 위해서는 고도의 제조 조건의 관리가 요구되기 때문에, 제조의 용이함의 관점에서는, 내표면 및 외표면에 있어서의 전체 탈탄층 깊이를 1 ㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하고, 5 ㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다.

또한, 전체 탈탄층 깊이는 페라이트 탈탄층 깊이보다 반드시 커지기 때문에, 전체 탈탄층 깊이가 100 ㎛ 이하이면, 필연적으로 페라이트 탈탄층 깊이도 100 ㎛ 이하이다. 따라서, 본 발명의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 내표면 및 외표면에 있어서의 페라이트 탈탄층 깊이가, 모두 100 ㎛ 이하이다.

[t/D]

상기 중공 스태빌라이저용 전봉 강관의 치수는, 특별히 한정되지 않고 임의의 치수로 할 수 있지만, 강관의 외경 D (㎜) 에 대한 두께 t (㎜) 의 비, t/D 를 10 ∼ 30 ％ 로 하는 것이 바람직하다.

[제조 방법]

본 발명의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 특별히 한정되지 않고, 임의의 방법으로 제조할 수 있다. 즉, 상기 서술한 성분 조성을 갖는 강 소재를 사용하여, 통상적인 방법에 따라 제조하는 것이 가능하다. 이하, 본 발명의 일 실시형태에 있어서의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관의 바람직한 제조 방법에 대하여 설명한다.

상기 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 강판을 전봉 조관 (造管) 하여 전봉 강관으로 하고, 상기 전봉 강관을 재가열하고, 이어서, 열간 축경 압연을 실시하여 제조할 수 있다. 상기 강판으로는, 상기한 성분 조성을 갖는 강판이면 임의의 것을 사용할 수 있다. 상기 강판은, 열연 강판인 것이 바람직하다.

상기 전봉 조관은, 특별히 한정되지 않고 임의의 방법으로 실시할 수 있다. 예를 들어, 상기 강판을 복수의 롤에 의해 연속해서 냉간 성형하여 대략 원통상의 오픈 관으로 하고, 이어서, 상기 오픈 관의 폭 방향 단부끼리를 스퀴즈 롤로 충합하고, 전봉 용접하여 전봉 강관으로 할 수 있다. 상기 전봉 용접은, 예를 들어, 고주파 저항 용접, 유도 가열 등에 의해 실시할 수 있다.

또한, 표면 탈탄의 진행은, 1000 ℃ 를 초과하는 고온하에서 특히 현저해진다. 전봉 강관의 제조 프로세스에 있어서, 그러한 고온으로의 가열이 실시되는 것은, 통상적으로, 전봉 조관 후, 열간 축경 압연 전의 재가열 공정뿐이다. 따라서, 최종적으로 얻어지는 스태빌라이저용 전봉 강관의 전체 탈탄층 깊이가 상기 조건을 만족하도록, 상기 재가열 공정에 있어서의 가열 온도나 시간 등의 조건을 조정하면 된다.

특히, 상기 재가열시의 가열 온도 (재가열 온도) 는, 850 ∼ 1000 ℃ 로 하는 것이 바람직하다. 재가열 온도가 850 ℃ 미만에서는, 원하는 용접부 인성을 확보할 수 없는 경우가 있다. 한편, 재가열 온도가 1000 ℃ 를 초과하는 경우, 표면 탈탄이 현저해진다.

상기 열간 축경 압연에 있어서의 압연 온도는 650 ℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 압연 온도가 650 ℃ 미만에서는, 가공성이 저하하여, 원하는 스태빌라이저 형상으로의 성형이 어려워지는 경우가 있다. 또한, 상기 열간 축경 압연에 있어서의 누적 축경률은 30 ∼ 90 ％ 로 하는 것이 바람직하다. 누적 축경률이 30 ∼ 90 ％ 이면, 가공성이 우수한 중공 스태빌라이저용 전봉 강관을 얻을 수 있다.

실시예

다음으로, 실시예에 기초하여, 본 발명에 대하여 더욱 구체적으로 설명한다.

표 1 에 나타내는 성분 조성을 갖는 열연 강판 (판 두께 : 4.5 ㎜) 을, 냉간에서, 복수의 롤로 연속적으로 성형하여, 대략 원통상의 오픈 관으로 하였다. 이어서, 상기 오픈 관의 원주 방향 단부끼리를 충합, 압접하고, 고주파 전기 저항 용접법을 사용하여 전봉 용접하여 전봉 강관 (외경 89.1 ㎜φ × 두께 4.5 ㎜) 으로 하였다. 그리고 추가로, 얻어진 전봉 강관을 유도 가열로 980 ℃ 까지 가열한 후, 축경 압연을 실시하여 중공 스태빌라이저용 전봉 강관으로 하였다. 상기 축경 압연의 조건은, 압연 온도 : 800 ℃, 누적 축경률 : 71 ％ 로 하였다. 여기서, 상기 압연 온도는, 최종 압연 스탠드의 출측에서 방사 온도계로 측정한 온도이다. 얻어진 중공 스태빌라이저용 전봉 강관의 치수는, 외경 25.4 ㎜φ × 두께 4.0 ㎜ 였다.

(열 처리 전의 탈탄층 깊이)

얻어진 중공 스태빌라이저용 전봉 강관으로부터, 관찰면이 관축 방향에 평행한 단면이 되도록 조직 관찰용 시험편을 채취하고, JIS G 0558 에 정해진 방법에 따라 내표면 및 외표면에 있어서의 페라이트 탈탄층 깊이 및 전체 탈탄층 깊이를 측정하였다.

(열 처리 후의 탈탄층 깊이)

이어서, 열 처리를 실시한 후의 탈탄층 깊이를 평가하기 위해서, 얻어진 중공 스태빌라이저용 전봉 강관에 열 처리를 실시하였다. 구체적으로는, 먼저, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관을 대기로 중에서 가열하고, 900 ℃ 에서 10 분 유지한 후, 냉각 속도 80 ± 10 ℃/s 로 냉각시킴으로써 퀀칭을 실시하였다. 이어서, 대기 중 노 중에서, 템퍼링 온도 350 ℃, 유지 시간 20 분의 조건으로 템퍼링 처리를 실시하였다. 그 후, 상기 열 처리 후의 중공 스태빌라이저용 전봉 강관으로부터, 관 축 방향에 수직인 단면이 관찰면이 되도록 조직 관찰용 시험편을 채취하고, JIS G 0558 의 방법에 따라 페라이트 탈탄 깊이 및 전체 탈탄 깊이를 측정하였다. 또한, 상기 열 처리 중의 강관의 온도는, 그 강관에 장착한 K 열전쌍을 사용하여 측정하였다.

(피로 특성)

다음으로, 본 발명의 효과를 확인하기 위해서, 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우의 피로 강도의 저하를 이하의 순서로 평가하였다.

· 순서 1

먼저, 이하의 순서로, 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우의 피로 강도를 평가하였다. 얻어진 중공 스태빌라이저용 전봉 강관으로부터 길이 400 ㎜ 의 관상 시험편을 채취하고, 그 관상 시험편에 퀀칭 템퍼링을 실시하였다. 상기 퀀칭은, 상기 관상 시험편을 대기 노에서 900 ℃, 10 분 유지한 후, 퀀칭조 (물) 에 투입하고, 냉각 속도 80 ± 10 ℃/s 로 급랭시킴으로써 실시하였다. 상기 템퍼링은, 템퍼링 온도 350 ℃ 에서, 유지 시간 20 분의 조건으로 실시하였다. 상기 템퍼링 온도는, 시험편에 장착한 열전쌍에 의해 측정하였다.

상기 퀀칭 템퍼링 후의 관상 시험편을 사용하여 대기 중에서 비틀림 피로 시험을 실시하고, 균열 발생까지의 반복 수 (피로 수명) 를 구하였다. 상기 비틀림 피로 시험의 조건은, 부하 응력 : ± 400 ㎫ (양쪽 진동), 부하 주기 : 1 ㎐ 로 하였다.

이상의 시험을 10 샘플에 대하여 실시하여, 평균 피로 수명을 구하였다.

·순서 2

다음으로, 동일한 조건으로 제조된 중공 스태빌라이저용 전봉 강관에 대하여, 퀀칭시의 가열을 비산화 분위기로 (광 휘열 처리로) 에서 실시한 점 이외에는 상기 순서 1 과 동일 조건으로 열 처리를 실시함으로써, 표면 탈탄이 없는 기준 샘플을 제작하였다. 상기 기준 샘플 사용하여, 상기 순서 1 과 동일 조건으로 비틀림 피로 시험을 실시하고, 10 샘플에서의 평균 피로 수명을 구하였다.

· 순서 3

상기 순서 2 에서 구한 기준 샘플의 평균 피로 수명에 대한, 상기 순서 1 에서 구한 평균 피로 수명의 저하율을 산출하여, 피로 강도 저하율로 하였다. 상기 피로 강도 저하율이 10 ％ 미만인 것을 양호한 결과라고 판정하였다.

얻어진 결과를 표 2 에 나타낸다. 본 발명의 조건을 만족하는 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 대기 중에 있어서 900 ℃ 에서 10 분 유지하는 열 처리를 실시한 후에 있어서도, 내표면 및 외표면에 있어서의 페라이트 탈탄층 깊이와 전체 탈탄층 깊이의 양자가 70 ㎛ 이하였다.

또한, 본 발명의 조건을 만족하는 중공 스태빌라이저용 전봉 강관은, 모두 대기 중에서 열 처리를 실시했을 경우의 피로 강도의 저하율이 10 ％ 미만이었다.

Claims

질량％ 로,
C : 0.20 ∼ 0.40 ％,
Si : 0.1 ∼ 1.0 ％,
Mn : 0.1 ∼ 2.0 ％,
P : 0.1 ％ 이하,
S : 0.01 ％ 이하,
Al : 0.01 ∼ 0.10 ％,
Cr : 0.01 ∼ 0.50 ％,
Ti : 0.010 ∼ 0.050 ％,
B : 0.0005 ∼ 0.0050 ％,
Ca : 0.0001 ∼ 0.0050 ％,
N : 0.0050 ％ 이하, 및
Sn : 0.010 ∼ 0.050 ％, 를 포함하고,
잔부 Fe 및 불가피적 불순물로 이루어지는 성분 조성을 갖고,
내표면 및 외표면에 있어서의, JIS G 0558 에 따라 측정되는 전체 탈탄층 깊이가 100 ㎛ 이하인, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.
제 1 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Sb : 0.020 ％ 이하를 포함하는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.
제 1 항 또는 제 2 항에 있어서,
상기 성분 조성이, 추가로, 질량％ 로,
Cu : 1.0 ％ 이하,
Ni : 1.0 ％ 이하,
Nb : 0.05 ％ 이하,
W : 0.5 ％ 이하,
V : 0.5 ％ 이하,
Mo : 0.2 ％ 이하, 및
REM : 0.02 ％ 이하, 로 이루어지는 군에서 선택되는 1 또는 2 이상을 포함하는, 중공 스태빌라이저용 전봉 강관.