KR100940038B1

KR100940038B1 - 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품

Info

Publication number: KR100940038B1
Application number: KR1020070095924A
Authority: KR
Inventors: 왕성도; 신정호; 한대전; 김성유
Original assignee: 주식회사 세아베스틸
Priority date: 2007-09-20
Filing date: 2007-09-20
Publication date: 2010-02-04
Also published as: KR20090030544A

Abstract

본 발명은 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강에 관한 것으로서, C : 0.29~0.33중량%, Si : 0.15~0.35중량%, Mn : 1.30~1.60중량%, P : 0.030중량%이하, S : 0.015~0.030중량%, Ni : 0.05~0.20중량%, Cr : 0.05~0.20중량%, V : 0.04~0.08중량%, Al : 0.010~0.030중량%, B : 0.0003~0.0020중량%, Ti : 0.010~0.020중량%, 및N : 0.0050~0.013중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 이러한 본 발명에 따른 비조질강은 강도와 인성의 균형이 종래의 조질 열처리 강에 대비하여 우수하기 때문에 높은 충격 인성이 요구되는 스핀들, 넉클, 어퍼 암 등 자동차 샤시용 부품의 대체 적용이 가능한 효과가 있다.

고인성, 고강도, 비조질강, 샤시 부품

Description

충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법 및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품{Non quenched and tempered steel for hot forging with excellent impact toughness and a method for manufacturing the same and the chassis parts for automobile using the same}

본 발명은 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법 및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 스핀들, 넉클, 어퍼암 등 고 인성이 요구되는 자동차 샤시 부품에 적용할 수 있는 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강, 이의 제조방법 및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품에 관한 것이다.

종래 스핀들(Spindle), 넉클(Knuckle), 어퍼암(Upper arm) 등의 자동차 샤시용 부품의 제조방법은 0.38~0.48중량%의 C를 함유한 탄소강을 이용하여 1200℃~1250℃ 온도에서 가열 후 단조된 후 공냉 한다. 이후 단조품을 820℃~870℃ 범위에서 재가열 후 수냉 또는 유냉에 의한 소입 처리를 수행하고, 그 후 550℃~650℃ 범위에서 소려를 실시하여 강도 및 인성을 부여하는 열처리를 하게 된다.

종래에는 열처리 업체의 열악한 규모를 반영하면서, 열처리시 발생되는 변형을 억제하기 위하여 수냉이 아닌 유냉에 의해 소입 되고 있다. 그러나 유냉에 의한 불완전한 소입으로 인해 경도가 낮아 인성은 우수하지만, 항복 강도에 대한 요구 규격을 충족시키기 어려웠다. 이로 인해 작동시 강한 굽힘 응력과 비틀림 응력을 받는 등 가혹한 조건하에서 내구성이 필요한 부품 적용에는 한계가 있었다.

한편, 특허 제 10-0716345호는 종래 탄소강 및 합금강을 이용하여 제조된 스핀들의 제조방법에 있어 고가 합금 원소 첨가 및 조질(소입-소려) 열처리에 따른 제조원가 상승에 따른 문제점을 해결하고자 발명된 고 인성 비조질강이며, 0.15~0.25중량% C, 1.90~2.30중량% Cr, 0.40~0.80중량% Si, 0.30~0.50중량% Mo, 0.50~0.70중량% Mn 및 Al, Nb 등이 첨가된 비조질강으로 열간 단조 후 엄격한 제어 냉각에 의해 인성을 부여하는 방법이다. 또한 저탄소화에 따른 강도 보상을 위해서 Cr, Mo, Si 등의 합금 원소 첨가에 따른 제조 원가 상승 및 엄격한 제어 냉각이 수반되는 것으로 종래의 탄소 조질강 열처리재의 대체에 대한 장점이 미미한 한계가 있었다.

본 발명은 상기와 같은 문제를 해결하기 위한 것으로서, 충격 인성을 우수하게 하기 위해서 탄소 함량을 낮추고 고온 가열시 결정립 조대화 방지를 위해서 Ti, V 등을 첨가하여 조성된 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강을 개발하는 것을 목적으로 한다.

또한 본 발명은 단조 후 제어 냉각뿐만 아니라 공냉하는 것에 의해서도 강도 및 충격 인성을 확보할 수 있는 자동차 샤시용 부품적용을 위한 고인성의 열간단조용 비조질강의 제조방법을 제공하는데 그 목적이 있다.

또한 본 발명의 목적은 소입-소려에 의해 강도 및 인성을 확보하여 적용하고 있는 탄소강을 대체하여 열처리 공정 생략에 의한 원가 절감, 제조 공정 단축 및 환경 오염 방지에 유효하게 기여할 수 있는 충격 인성이 우수한 자동차 샤시용 부품을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위하여, 본 발명에 따른 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강은 C : 0.29~0.33중량%, Si : 0.15~0.35중량%, Mn : 1.30~1.60중량%, P : 0.030중량%이하, S : 0.015~0.030중량%, Ni : 0.05~0.20중량%, Cr : 0.05~0.20중량%, V : 0.04 ~ 0.08중량%, Al : 0.010~0.030중량%, B : 0.0003~0.0020중량%, Ti : 0.010~0.020중량% 및 N : 0.0050~0.013중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 본 발명에 따른 목적은 상기 조성들을 갖는 비조질강을 1150℃~1250℃의 온도에서 열간 단조하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 비조질강 제조방법에 의해 달성된다.

또한, 상기 열간 단조된 비조질강을 400℃ 내지 700℃의 온도로 유지하여 공냉하는 것을 더 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 비조질강의 열간 단조를 할 수 있을 정도의 크기 및 물성을 부여하기 위하여 상기 열간 단조하는 단계 이전에 상기 비조질강을 압연하는 단계를 더 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 압연하는 단계는, 상기 비조질강을 1180℃ 내지 1220℃의 온도로 일차적으로 압연하는 제1압연 단계 및 상기 제1압연 단계를 거친 상기 비조질강을 1100℃ 내지 1140℃의 온도로 압연하는 제2압연 단계를 포함하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 제 1 및 제2 압연 단계를 거친 상기 비조질강용 합금강의 단련 성형비는 15S 이상인 것이 바람직하다.

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

상기와 같은 본 발명에 따르면, 본 발명강의 경우 탄소를 적게 함유함에도 불구하고, 강도와 인성의 균형이 종래의 조질 열처리 강재에 대비하여 우수하기 때문에 높은 충격 인성이 요구되는 스핀들, 넉클, 어퍼 암 등 자동차 샤시용 부품의 대체 적용이 가능한 효과가 있다.

또한 본 발명은 종래강의 조질 열처리 즉, 소입과 소려 공정의 생략에 따른 제조원가 절감뿐만 아니라 열처리시 이산화 탄소 및 그을음의 발생을 억제할 수 있으므로 이에 의한 환경오염 방지 및 제조 공정 단축에 따른 납기 단축, 생산성 향상에도 크게 기여할 수 있다.

본 발명은 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강으로서, C : 0.29~0.33중량%, Si : 0.15~0.35중량%, Mn : 1.30~1.60중량%, P : 0.030중량%이하, S : 0.015~0.030중량%, Ni : 0.05~0.20중량%, Cr : 0.05~0.20중량%, V : 0.04 ~ 0.08중량%, Al : 0.010~0.030중량%, B : 0.0003~0.0020중량%, Ti : 0.010~0.020중량% 및 N : 0.0050~0.013중량%를 포함하고, 잔부는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하 본 발명의 합금성분 첨가 및 성분범위 한정 이유를 설명한다.

C : 0.29중량% ~ 0.33중량%

C는 오스테나이트 안정화 원소로서 소입시 기지에 고용되어 강도 및 경도를 증가시키는 중요한 원소이다. 본 발명에서는 C 함량이 낮으면 열간 단조-가공 후 고주파 소입에 의한 경도 확보가 어렵기 때문에 C 함량 범위를 0.29중량% 이상 함유시킬 필요가 있다. 그러나 0.33중량% 보다 높게 첨가하면 인성이 저하되므로 바람직 하지 않다. 따라서 C의 함량을 0.29중량% ~ 0.33중량% 범위로 한정한다.

Si : 0.15중량% ~ 0.35중량%

Si는 제강시 유효한 탈산제로 사용되며, 기지에 고용되어 페라이트 강화에 의한 강도 확보를 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량을 0.15중량% 보다 낮게 하면 강도가 저하될 수 있고, 0.35중량% 보다 높게 하면 오히려 인성이 저하되므로 바람직하지 않다. 따라서 Si의 함량을 0.15중량% ~ 0.35중량%로 한정한다.

Mn : 1.30중량% ~ 1.60중량%

Mn은 탈산제로 소입성과 강도를 향상시키며, 강 중에 존재하는 S의 유해함을 방지하기 위하여 첨가되어 MnS를 형성함으로써 적열 취성을 방지하고 절삭 가공성을 향상시킨다. 1.30중량% 이상 첨가시에는 오스테나이트에서 페라이트로의 변태온도를 낮추어 조직을 미세화시켜 강도를 증가시키는 이점이 있지만, 1.60중량%보다 과잉으로 첨가하게 되면 인성이 저하되므로 인성 저하 없이 필요강도를 얻고자 Mn 함량을 1.30중량% ~ 1.60중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

V : 0.04중량% ~ 0.08중량%

V은 미세 탄질화물 형성에 의한 결정립을 미세화시켜 강도 및 인성을 향상시킨다. 첨가량이 0.04중량% 미만으로 첨가하면 강도 증가 효과가 적고, 0.08중량% 보다 많이 첨가하면 강도는 증가하나 인성이 저하될 뿐만 아니라 제조원가 상승에 의한 경제적인 효과가 없기 때문에 바람직하지 않다. 따라서 V 함량을 0.04중량% ~ 0.08중량%로 한정한다.

B : 0.0003중량% ~ 0.0020중량%

B은 소입성 향상을 위하여 선택적으로 첨가한 것으로, 용강 내 보론 효과(Boron Effect)를 고려하여 0.0003중량% ~ 0.0020중량% 범위로 한정한다.

Ti : 0.010중량% ~ 0.020중량%

Ti은 강 중에서 질소(N)과 결합하여 TiN을 형성한다. 형성된 TiN은 오스테나이트 결정립 성장 억제 효과에 의해 충격 인성을 상승시킨다. 첨가량이 0.010중량% 보다 적으면 TiN 절대량이 적어 결정립 성장 억제 효과가 적고, 첨가량이 0.020중량% 이상이 되면 효과가 포화되므로 고가의 합금원소를 첨가할 필요가 없다. 따라서 최소 함량 및 포화량을 고려하여 적정 첨가량을 0.010중량% ~ 0.020중량% 범위로 한정한다.

Al : 0.010중량% ~ 0.030중량%

Al은 강력한 탈산제로서 작용하는 것과 동시에 N와 결합하여 결정립을 미세화시키나, 0.01중량% 보다 적게 첨가하게되면 탈산이나 결정립 미세화 작용이 작아지기 때문에 바람직하지 않고, 0.030중량% 보다 많이 첨가하게 되면, 오히려 Al₂O₃와 같은 비금속 개재물 양의 증가로 오히려 해로운 영향을 미칠 수 있다. 따라서, Al의 적정 함량 범위를 0.010 ~ 0.030중량%로 한정한다.

N : 0.005중량% ~ 0.013중량%

N는 비조질강 중에서 V, Ti, Al 등과 결합하여 질화물을 형성시켜 오스테나이트 결정립 미세화에 의한 강도 및 인성 향상에 기여한다. 첨가량이 0.005중량% 미만이면 충분한 질화물이 형성되지 않고 첨가량이 0.013중량% 보다 많으면 효과가 포화되므로 첨가량을 0.005중량% ~ 0.013중량%로 한정한다.

Ni : 0.05중량% ~ 0.20중량%

Ni은 소입성을 증대시키는 원소로 0.05중량% 미만에서는 소입 효과가 충분하지 않고, 0.20중량%보다 많으면 인성을 향상시키나 부품의 제조 원가를 높여 경제적이지 못하기 때문에 0.05중량% ~ 0.20중량%로 한정한다.

Cr : 0.05중량% ~ 0.20중량%

Cr은 소입성을 증대시키는 원소로 0.05중량% 미만에서는 소입 효과가 충분하지 않고, 0.20중량%보다 많으면 인성을 향상시키나 부품의 제조 원가를 높여 경제적이지 못하기 때문에, 0.05중량 %~ 0.20중량%로 한정한다.

P : 0.030중량%이하

0.030중량% 보다 첨가량이 많으면, 오스테나이트 결정립 입계에 편석되어 인성을 저하시키므로, 0.030중량% 이하로 한정한다.

S : 0.015중량% ~ 0.030중량%

S는 강 중에서 Mn과 결합하여 MnS를 형성한다. MnS를 형성하여 피삭성을 향상시킴으로 최소한 0.015중량% 이상 첨가하는 것이 바람직하고, 첨가량이 0.030중량%보다 많아지면 압연, 단조 등 열간 가공시 거대 개재물에 의한 표면 결함 발생 및 경로가 되므로 첨가량을 0.015중량% ~ 0.030중량%로 한정한다.

(제1실시예)

이하, 실시예를 통하여 본 발명의 비조질강의 물성 및 처리 방법에 대해 설명한다.

표 1은 본 발명의 조성을 갖는 발명강과 종래강의 화학 성분을 나타낸다.

구분		C(중량%)	Si(중량%)	Mn(중량%)	P(중량%)	S(중량%)	Ni(중량%)	Cr(중량%)	Al(중량%)	V(중량%)	B(중량%)	Ti(중량%)	N(중량%)
발 명 강	A	0.31	0.26	1.37	0.014	0.022	0.08	0.15	0.019	0.061	0.0007	0.014	0.009
발 명 강	B	0.32	0.25	1.46	0.018	0.018	0.08	0.15	0.019	0.062	0.0014	0.015	0.008
종 래 강	C	0.40	0.20	0.69	0.026	0.009	0.05	0.11	0.011	0.003	0.0001	0.002	0.008
종 래 강	D	0.38	0.21	0.80	0.009	0.017	0.03	0.05	0.016	0.001	0.0001	0.001	0.004

	열처리 조건		항복강도 YS (kgf/mm²)	인장강도 TS (kgf/mm²)	연신율 EL (%)	단면수축율 ROA (%)	층격치 IV (kgf·m/cm²)	경도HD (HB)
발 명 강 A	-		55.5	81.7	21.0	45.9	12.52	223.0
발 명 강 A	-		53.2	80.7	20.3	45.6	13.45	229.0
발 명 강 B	-		55.5	82.3	20.5	45.9	8.67	239.0
발 명 강 B	-		56.6	83.5	20.8	45.4	11.10	238.0
종 래 강 C	수냉	610℃ 소려	61.7	81.7	26.4	61.4	12.15	241.0
	수냉	650℃ 소려	54.3	75.0	28.8	65.7	13.70	241.0
	유냉	600℃ 소려	56.3	83.6	21.8	46.7	7.60	248.0
		630℃ 소려	54.2	80.6	24.6	50.7	8.14	239.0
		650℃ 소려	52.2	79.0	26.5	51.0	9.04	235.0

표 2는 표 1의 성분을 갖는 발명강 A, B를 1140℃에서 가열 후, φ85mm로 압연된 소재를 샘플링하여 φ25mm의 공시재로 가공 후 1200℃에서 30분 유지 후 공냉하는 고온 불림(노멀라이징) 특성과, 종래강 C를 850℃에서 유지 후 수냉 또는 유냉에 의해 소입하고 각각의 온도에서 소려 처리한 조질 열처리재와 비교 평가 결과를 나타낸 것이다.

표 2에서 발명강 A, B의 평가 결과치는 1200℃에서 고온 노멀라이징한 데이터 값을 나타낸 것이며, 동일 조건에서 열처리를 수행하였다. 발명강의 1200℃ 공시재 고온 불림 열처리는 부품을 단조하는 실제 온도를 고려하여 선정된 온도이다.종래강의 경우 가열 후 소입은 수냉에 의해 이루어져야 하나 소입시 발생되는 변형을 최소화하기 위해서 유냉하여 양산되고 있어 불완전 소입에 의해 미세 조직이 균일하지 않기 때문에 낮은 강도 및 충격 인성을 나탄낸다. 이와 달리 본 발명에 따른 발명강의 경우에는 탄소의 함량을 줄이고, 소입 소려 열처리를 생략했음에도 불구하고, 종래강에 비해 동등 이상의 강도 및 충격 인성을 나타낸다.

	시험항목	항복강도 YS (kgf/mm²)	인장강도 TS (kgf/mm²)	연신율 EL (%)	단면수축율 ROA (%)	충격치 IV (kgf·m/cm²	경도 HD (HB)
발 명 강	Ⅰ(공냉)	51.4	80.4	20.4	55.6	10.51	225.4
	Ⅱ(송풍)	48.6	77.6	19.4	63.4	10.85	220.5
	Ⅲ(공냉)	55.4	83.1	18.5	53.5	10.29	235.0
	Ⅲ(제어냉각)	52.4	79.8	19.0	57.5	12.03	217.0
	Ⅳ(서냉)	48.0	72.4	23.2	64.7	12.96	197.0
종 래 강	Ⅰ(QT)	46.8	73.5	23.7	60.9	12.70	207.0
	Ⅱ(QT)	52.2	78.5	21.6	54.1	8.26	235.0
	Ⅲ(QT)	51.1	78.6	22.0	56.2	9.02	235.0
	Ⅳ(QT)	43.4	69.4	25.2	63.5	13.51	207.0

표 3은 표 1의 발명강 A와 종래강 C의 성분을 갖는 강재를 이용하여 제조된도 3의 시험 항목들에 대한 단조품 평가 결과를 나타낸다. 발명강의 경우 단조 후 송풍, 공냉, 서냉 및 제어 냉각을 하였다. 제어 냉각은 베이나이트 상의 억제 효과와 페라이트 분율 증가에 의한 인성 부여를 목적으로 실시하였다. 제어 냉각시에는 컨베이어 상에 설치된 520℃±20℃(500℃ 내지 540℃)의 가열 존을 이용하였으며, 이때의 냉각 속도는 40℃/min이다. 반면, 공냉시에는 50℃/min의 속도로 냉각하였다.

표 3에 따르면, 발명강의 경우 강도와 인성의 균형이 종래강의 조질 열처리재에 대비하여 우수함을 확인할 수 있다. 종래강의 경우에는 유냉에 의해 소입되므로 불완전하게 소입되어 소려 온도에 의해 강도를 조절하기 때문에 강도가 높으면 충격 인성이 저하되어 강도와 인성의 균형이 저하되는 현상을 초래하기 때문이다.

(제2실시예)

이하, 첨부된 도면 및 실시예를 통하여 본 발명의 비조질강 제조방법 및 이에 의해 제조된 자동차 샤시용 부품을 설명한다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따라 제조된 열간단조용 비조질강의 제조공정을 나타낸 도면이고, 도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 공정을 나타낸 도면이며, 도 3은 본 발명의 일실실시예에 따른 비조질강이 적용되는 자동차 샤시용 부품에 대한 외관 형상을 나타낸 도면이며, 도 4는 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 비조질강과 종래의 제조방법에 따라 제조된 조질강의 미세 조직을 비교하여 나타낸 도면이다.

도 1을 참조하여, 상기와 같은 조성들을 갖는 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강을 이용하여 비조질 봉강 및 단조품을 제조하는 방법을 설명하면, 다음과 같다.

먼저, 상기와 같은 조성들을 갖는 비조질강의 주편을 준비한 후, 열간 단조를 할 수 있을 정도의 크기 및 물성을 부여하기 위하여 주편을 압연한다(S1, S2).

압연은 □510×390mm의 불룸(강편)을 가열하여 소형 압연용 빌렛 및 제품을 생산하는 1차 압연과 압연 빌렛 또는 연주 빌렛(소강편)을 가열하여 제품을 생산하는 2차 압연으로 구분한다. 1차 압연(S1)은 전기로 용해 및 연속 주조에 의해 제조된 □510×390mm의 불룸을 1200℃±20℃(1180℃ 내지 1220℃)에서 가열 후 분괴압엽(Cogging Mill)에 의해 소형 압연용 빌렛을 제조한다.

이후, 반제품인 압연 빌렛 또는 연주 빌렛(□180×180mm)을 1120℃±20℃(1100℃ 내지 1140℃)에서 재가열 후 단련 성형비 15S 이상의 비정질봉강으로 2차 압연한다(S2). 2차 압연시에 재가열 온도가 1100℃ 내지 1140℃로 낮춰서 수행하는 이유는 재가열 온도가 1140℃를 초과하면 오스테나이트 입자가 과도하게 성장되어 인성을 떨어뜨리고, 1100℃ 미만에서는 단조 온도가 낮아지게 되어 단조품의 수명이 현저하게 감소되기 때문이다. 따라서, 단조 전 2차 압연에서의 재가열 온도는 1100℃ 내지 1140℃에서 수행하는 것이 바람직하다.

이 후 2차 압연된 봉강을 적정 길이로 절단(S3)한 후 1150℃~1250℃ 온도범위로 7분 내지 10분 동안 유도 가열(Induction heating)한다(S4). 여기에서, 가열 온도가 1150℃ 미만일 경우에는 가열 온도가 너무 낮아서, 재가열 후 열간 단조를 수행해야 하며, 가열 온도가 1250℃ 초과할 경우에는 오스테나이트 입자가 과도하게 성장하게 되어 인성을 저하시키므로 비조질강에는 접합하지 못하므로, 1150℃~1250℃온도 범위로 수행한다. 그러나, 1200℃~1250℃ 온도 범위로 유도 가열하는 것이 더욱 바람직하다.

이후 자동차 샤시용 부품의 형상으로 열간 단조(S5) 및 트리밍(S6)한다. 열간 단조 및 트리밍을 거친 본 발명에 따른 단조품은 엄격한 제어 냉각 및 소입 소려 열처리를 필요로 하지 않으므로, 컨베이어 장입 후 공냉한다(S7). 공냉함으로써 충격 인성이 우수한 단조품이 제조된다. 여기에서, 단조품 제조 공정은 도 2에 나타낸 바와 같이, 업세팅 공정, 블로커 공정, 최종 공정을 거쳐 제조되었다.

또한, 공냉시에 400℃ 내지 700℃의 온도에서 10℃/min ~ 50℃/min의 냉각 속도로, 바람직하게는, 500℃ 내지 540℃의 온도에서 40℃/min ~ 50℃/min의 냉각 속도로 유지하여 제어 냉각 단계를 수행함으로써, 이에 의해 강도와 인성의 균형이 우수하며 균일한 미세 조직을 갖는 단조품 즉, 도 3에 나타낸 바와 같은 자동차 샤시용 부품(스핀들, 넉클, 어퍼암 등)이 제조된다.

도 3은 본 발명에 따라 제조된 비조질강이 적용되는 시험 항목, 즉 자동차 샤시용 부품들에 대한 원소재 치수 및 외관 형상을 나타낸다. 여기에서, 본 발명강의 경우 열간 단조 후 컨베이어 장입 온도는 950℃ ~ 1000℃이며, 추출 온도는 480℃ ~ 510℃이었으며 이송 시간은 10 ~ 15분 소요되었다.

한편, 도 4는 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 비조질강과 종래의 제조방법에 따라 제조된 조질강의 미세 조직을 비교하여 나타낸 도면으로서, 도 3의 시험 항목 중 Ⅲ의 미세 조직을 나타낸다. 시험 항목 Ⅲ의 경우 1200℃ 이상의 고온 가열 단조(열간 단조) 후에 냉각 방법에 따른 미세 조직으로 균일한 페라이트-펄라이트 조직을 나타내며 종래강은 부분적으로 페라이트가 존재하는 불완전 소입 조직을 나타냈다.

이상과 같이 본 발명강은 종래강의 조질 열처리재에 비해 강도와 인성의 균형이 우수하므로 스핀들, 넉클, 어퍼 등에 적용되고 있는 자동차 샤시용 부품의 대체 적용이 가능함을 확인할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따라 제조된 열간단조용 비조질강의 제조공정을 나타낸 도면이다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 단조 공정을 나타낸 도면이다.

도 3은 본 발명의 일실실시예에 따른 비조질강이 적용되는 자동차 샤시용 부품에 대한 외관 형상을 나타낸 도면이다.

도 4는 본 발명의 제조방법에 따라 제조된 비조질강과 종래의 제조방법에 따라 제조된 조질강의 미세 조직을 비교하여 나타낸 도면이다.

Claims

충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강으로서,

C : 0.29 ~ 0.33중량%, Si : 0.15 ~ 0.35중량%, Mn : 1.30 ~ 1.60중량%, P : 0.030중량%이하, S : 0.015 ~ 0.030중량%, Ni : 0.05 ~ 0.20중량%, Cr : 0.05 ~ 0.20중량%, V : 0.04 ~ 0.08중량%, Al : 0.010 ~ 0.030중량%, B : 0.0003 ~ 0.0020중량%, Ti : 0.010 ~ 0.020중량% 및 N : 0.0050 ~ 0.013중량%를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진 충격 인성이 우수한 열간단조용 비조질강.
제1항에 따른 조성들을 갖는 비조질강을 1150℃ 내지 1250℃의 온도에서 열간 단조하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 비조질강 제조방법.
제2항에 있어서,

상기 열간 단조된 비조질강을 400℃ 내지 700℃의 온도로 유지하여 공냉하는 것을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 비조질강 제조방법.
제2항에 있어서,

상기 비조질강의 열간 단조를 할 수 있을 정도의 크기 및 물성을 부여하기 위하여, 상기 열간 단조하는 단계 이전에 상기 비조질강을 압연하는 단계를 더 포함하는 비조질강 제조방법.
제4항에 있어서,

상기 압연하는 단계는, 상기 비조질강을 1180℃ 내지 1220℃의 온도로 일차적으로 압연하는 제1압연 단계 및 상기 제1압연 단계를 거친 상기 비조질강을 1100℃ 내지 1140℃의 온도로 압연하는 제2압연 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 비조질강 제조방법.
제5항에 있어서,

상기 제1 및 제2압연 단계를 거친 상기 비조질강용 합금강의 단련 성형비는 15S 이상인 것을 특징으로 하는 비조질강 제조방법.
제2항 내지 제6항 중 어느 한 항에 따라 제조된 자동차 샤시용 부품.