KR101706839B1

KR101706839B1 - 중공 스태빌라이저 및 중공 스태빌라이저용 강관 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR101706839B1
Application number: KR1020147034120A
Authority: KR
Inventors: 데츠오 이시츠카; 모토후미 고유바; 마사미치 이와무라; 아키라 단게; 겐 다카하시; 기요시 구리모토; 유타카 와카바야시
Original assignee: 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤; 닛폰 하츠죠 가부시키가이샤
Priority date: 2012-05-25
Filing date: 2013-02-25
Publication date: 2017-02-14
Also published as: MX358844B; IN2014DN10254A; CN104395487B; EP2857537B1; BR112014028915B1; EP2857537A1; WO2013175821A1; JP6225026B2; ES2691085T3; HUE040155T2; JPWO2013175821A1; US20150176101A1; KR20150013247A; CN104395487A; BR112014028915A2; MX2014014205A; EP2857537A4

Abstract

C:0.26∼0.30％, Si:0.05∼0.35％, Mn:0.5∼1.0％, Cr:0.05∼1.0％, Ti:0.005∼0.05％, B:0.0005∼0.005％, Ca:0.0005∼0.005％를 함유하고, Al:0.08％ 이하, P:0.05％ 이하, S:0.0030％ 미만, N:0.006％ 이하, O:0.004％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 이하이고, 소정이 식으로 나타나는 임계 냉각 속도 Vc90이 40℃/s 이하로 되는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 템퍼링 마르텐사이트로를 포함하고, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이가 150㎛ 이하이고, HRC가 40∼50, 두께/외경비가 0.14 이상이고, 내표면부의 탈탄층 깊이가, 내표면으로부터 20㎛ 이하인, 종래보다도 고강도이고, 또한 피로 특성이 우수한 중공 스태빌라이저 및 그 소재로서 사용되는 중공 스태빌라이저용 강관이다.

Description

중공 스태빌라이저 및 중공 스태빌라이저용 강관 및 그 제조 방법 {HOLLOW STABILIZER, AND STEEL PIPE FOR HOLLOW STABILIZERS AND METHOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 자동차 등의 차량에 사용되는 중공 스태빌라이저 및 그 소재인 중공 스태빌라이저용 강관 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

자동차 등의 차량에는 코너링 시에 차체의 롤링을 완화하고, 고속 주행 시에 차체의 안정성을 확보하는 스태빌라이저가 채용되어 있다. 종래, 스태빌라이저는 봉강 등의 중실재를 소요의 형상으로 가공하여 제조되고 있었지만, 최근에는 경량화를 도모하기 위해, 이음매가 없는 강관이나 전봉 용접 강관 등의 중공 소재를 사용한, 중공 스태빌라이저가 증가하고 있다.

중실 스태빌라이저로부터 중공 스태빌라이저로 설계 변경하는 경우, 동일한 롤 강성을 유지하기 위해, 중공 스태빌라이저의 외경은 중실 스태빌라이저보다도 크게 할 필요가 있다. 그 결과, 동일 하중에 대한 발생 응력은 중공 스태빌라이저의 쪽이 높아져, 두께/외경비(t/D)를 크게 하여, 발생 응력의 증가를 억제하는 것이 필요해진다.

종래는, 설계 응력이 낮은 소형차를 대상으로, t/D가 0.10∼0.17인 박육의 중공 스태빌라이저가 적용되고 있었지만, 설계 응력이 높은 대형차에 적용하기 위해서는, t/D를 크게 하는 것이 필요해진다. 그로 인해, 전봉관에 열간에서 직경 축소 압연을 실시하고, 또한 인발 가공을 실시하는 중공 스태빌라이저의 제조 방법(예를 들어, 특허문헌 1)이나, 전봉관에 열간에서 직경 축소 압연을 실시하여 제조된 후육의 중공 스태빌라이저용 강관이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 2).

또한, 중공 스태빌라이저는, 중실 스태빌라이저에는 존재하지 않는 내면으로부터 피로 파괴가 발생하는 경우가 있다. 이는, 강관의 고강도화에 의해 외면의 피로 강도를 향상시켜도, 내면의 탈탄층이 피로 파괴의 기점이 되기 때문이다. 이와 같은 문제에 대해, t/D를 0.20 이상으로 하여, 내면의 탈탄층의 생성을 억제한 중공 스태빌라이저용 강관이 제안되어 있다(예를 들어, 특허문헌 3).

일본 특허 출원 공개 제2000-233625호 공보 국제 공개 2007-023873호 공보 일본 특허 출원 공개 제2007-270349호 공보

중공 스태빌라이저를 제조하기 위한 전봉관 소재의 강도를 높게 하기 위해 C량을 증가시키면, 켄칭 균열이 발생하고, 또한 소재의 고강도화에 의해, 새롭게, 전봉 용접부 근방의 피로 강도 저하가 현재화되는 것을 알 수 있었다. 도 1의 (a)는 전봉 용접관의 사시도이고, 도 1의 (b)는 도 1의 (a)의 원 S1로 둘러싼 전봉 용접관(16)을 횡단면에서 보았을 때의 모재부(17)의 메탈 플로우(18)의 확대도, 도 1의 (c)는 도 1의 (a)의 원 S2로 둘러싼 전봉 용접관(16)을 횡단면에서 본 용접부(19)의 메탈 플로우(18)의 확대도이고, 그리고, 도 1의 (d)는 전봉 용접관(16)의 전봉 용접 맞댐부를, 그 연장 방향(L방향)을 따르는 종단면에서 보았을 때의 MnS의 존재 상태를 도시하는 확대도이며, 어떤 도면이든 모식도로서 도시한 것이지만, 도 1의 (b) 및 도 1의 (c)의 비교로부터도 명백한 바와 같이, 전봉 용접부(19)의 근방에서는, 용접 시의 맞댐면의 강한 업셋에 의해, 강판의 중심 편석대가 두께 방향에 수직으로 서는 메탈 플로우(18)가 형성된다. 그로 인해, 강판의 중심 편석대에, 압연에 의해 길이 방향으로 연신된 MnS₂0이 존재하고 있으면, 용접 비드가 절단된 후의 전봉 용접부(19)의 근방의 표면에, 도 1의 (d)에 도시한 바와 같은 연신된 MnS₂0이 존재하게 되어, 피로 파괴의 기점이 된다.

본 발명의 목적은 이와 같은 실정을 감안하여 이루어진 것으로, 종래보다도 고강도이고, 또한 피로 특성이 우수한 중공 스태빌라이저 및 그 소재인 중공 스태빌라이저용 강관을 제공하는 데 있다.

중공 스태빌라이저는 재질을 조정하기 위해, 켄칭 및 템퍼링을 실시하여 제조된다. 본 발명자들의 검토 결과, C량이 지나치게 많으면 켄칭 시에 켄칭 균열이 발생하는 것을 알 수 있었다. 그러나, C량을 저하시키면 강도가 부족하므로, 본 발명에서는 Cr의 첨가에 의해 켄칭성을 확보한다. 또한, 전봉 용접부의 근방에서, MnS에 기인하는 피로 강도의 열화를 방지하기 위해, Mn, S, Ca, O에 제한을 가하는 것이 필요하다. 바람직하게는 내면으로부터의 피로 파괴를 방지하기 위해 t/D와 탈탄층의 두께를 제한하고, 보다 바람직하게는 숏피닝 처리에 의해 압축 잔류 응력을 부여시킨다.

본 발명의 요지는 이하와 같다.

(1) 화학 성분으로서, 질량％로, C:0.26∼0.30％, Si:0.05∼0.35％, Mn:0.5∼1.0％, Cr:0.05∼1.0％, Ti:0.005∼0.05％, B:0.0005∼0.005％, Ca:0.0005∼0.005％를 함유하고, Al:0.08％ 이하, P:0.05％ 이하, S:0.0030％ 미만, N:0.006％ 이하, O:0.004％ 이하로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 이하이고, (식 1)로 나타나는 임계 냉각 속도 Vc90이 40℃/s 이하로 되는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이가 150㎛ 이하이고, 로크웰 C 스케일의 경도(HRC)가 40∼50, 두께/외경비가 0.14 이상이고, 내표면부의 탈탄층 깊이가, 내표면으로부터 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 중공 스태빌라이저.

[식 1]

단, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr이다.

(2) 질량％로, Mo:0.05∼0.5％, Nb:0.01∼0.1％, V:0.01∼0.1％, Ni:0.1∼1.0％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, (식 1) 중의 β를, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋2.0Mo＋0.8Ni로 하는 것을 특징으로 하는 상기 (1)에 기재된 중공 스태빌라이저.

(3) 외표면의 최대 압축 잔류 응력이 400㎫ 이상인 것을 특징으로 하는 상기 (1) 또는 (2)에 기재된 중공 스태빌라이저.

(4) 외표면 및 내표면에 숏피닝 가공이 실시되어 이루어지는 것을 특징으로 하는 상기 (3)에 기재된 중공 스태빌라이저.

(5) 상기 (1)∼(4) 중 어느 한 항에 기재된 중공 스태빌라이저의 소재로서 사용되는 중공 스태빌라이저용 강관이며, 화학 성분으로서, 질량％로, C:0.26∼0.30％, Si:0.05∼0.35％, Mn:0.5∼1.0％, Cr:0.05∼1.0％, Ti:0.005∼0.05％, B:0.0005∼0.005％, Ca:0.0005∼0.005％를 함유하고, Al:0.08％ 이하, P:0.05％ 이하, S:0.0030％ 미만, N:0.006％ 이하, O:0.004％ 이하로 제한하고, 필요에 따라서, Mo:0.05∼0.5％, Nb:0.01∼0.1％, V:0.01∼0.1％, Ni:0.1∼1.0％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 이하이고, (식 1)로 나타나는 임계 냉각 속도 Vc90이 40℃/s 이하로 되는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 포함하고, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이가 150㎛ 이하이고, 로크웰 B 스케일의 경도(HRB)가 95 이하, 두께/외경비가 0.14 이상이고, 내표면부의 탈탄층 깊이가, 내표면으로부터 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 중공 스태빌라이저용 강관.

[식 1]

단, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋2.0Mo＋0.8Ni이다.

(6) 상기 (5)에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관을 제조하는 방법에 있어서, 상기 강관이 전봉 강관이며, 전봉 용접 후에 800∼1200℃로 가열하여, 단면 감소율이 40∼80％의 범위가 되도록 열간에서 직경 축소 압연하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 중공 스태빌라이저용 강관의 제조 방법.

(7) 상기 (5)에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관을 제조하는 방법에 있어서, 상기 강관이 전봉 강관이며, 전봉 용접 후에 냉간에서 인발 가공하여 신관하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는 중공 스태빌라이저용 강관의 제조 방법.

본 발명에 따르면, 종래의 자동차용 중공 스태빌라이저와 동등한, 피로 특성, 지연 파괴 특성을 유지하면서, 종래보다도 피로 내구성이 우수한 고강도의 자동차용 중공 스태빌라이저를 제공할 수 있다.

도 1의 (a)∼(c)는 전봉 용접부의 표층과 중심 편석대의 MnS의 관계를 설명하는 도면이며, 도 1의 (a)는 전봉 용접관, 도 1의 (b)는 도 1의 (a)의 원 S1로 둘러싼 전봉 용접관을 횡단면에서 보았을 때의 모재부의 메탈 플로우의 확대도, 도 1의 (c)는 도 1의 (a)의 원 S2로 둘러싼 전봉 용접관을 횡단면에서 본 용접부의 메탈 플로우의 확대도, 그리고, 도 1의 (d)는 전봉 용접관의 전봉 용접 맞댐부를, 그 연장 방향(L방향)을 따르는 종단면에서 보았을 때의 확대도이다.
도 2는 스태빌라이저의 일례를 도시하는 도면이다.
도 3의 (a), (b)는 전봉 용접관으로부터 평면 굽힘 피로 시험편용 평판을 제작하는 방법을 설명하기 위한 도면이며, 도 3의 (a)가 전봉 용접관에 길이 방향으로 컷팅을 한 후의 상태를 도시하는 사시도이고, 도 3의 (b)가 도 3의 (a)의 전봉 용접관을 평면 형상으로 전개했을 때의 상태를 도시하는 사시도이다.
도 4의 (a), (b)는 도 3의 (b)의 평판을 사용하여 제작한 평면 굽힘 피로 시험편을 설명하기 위한 도면이며, 도 4의 (a)가 평면도, 도 4의 (b)가 측면도이다.
도 5의 (a), (b)는 피로 시험 후의 시험편의 파면을 도시한 것이며, 도 5의 (a)가 시험편의 파면을 관찰했을 때의 SEM 사진, 도 5의 (b)가 도 5의 (a)에 도시하는 파면의 타원으로 둘러싼 위치에서 행한 EDX 분석 결과이다.
도 6은 피로 시험 후의 시험편의 파면과 수직인 단면의 메탈 플로우를 도시하는 사진이며, 파면 위치에서 사진을 접합하여 도시한 것이다.
도 7은 켄칭 시의 냉각 속도와 경도의 관계의 일례를 도시하는 도면이다.
도 8은 냉간 성형에 의해 스태빌라이저를 제조하는 공정의 일례를 도시하는 도면이다.
도 9는 열간 성형에 의해 스태빌라이저를 제조하는 공정의 일례를 도시하는 도면이다.
도 10은 중공 스태빌라이저용 강관의 템퍼링 연화 곡선의 일례를 도시하는 도면이다.

(스태빌라이저의 구성)

도 2에 도시한 바와 같이, 스태빌라이저(10)는 도시하지 않은 차체의 폭 방향으로 연장되는 토션부(11)와, 토션부(11)로부터 양단부에 연속되는 좌우 한 쌍의 아암부(12)를 갖고 있다. 토션부(11)는 부시(14) 등을 통해 차체측에 고정되어 있다. 아암부(12)의 말단(12a)은 좌우의 서스펜션 기구(15)에 스태빌라이저 링크(도시하지 않음) 등을 통해 연결된다. 토션부(11) 및 아암부(12)는 다른 부품과의 간섭을 피할 목적으로 통상의 경우에는 수개소 혹은 십수 개소의 굽힘 가공이 이루어져 있다.

차량이 선회할 때에, 서스펜션 기구(15)에는 상하 역상의 입력이 들어가지만, 이때, 스태빌라이저(10)가 설치된 차량의 경우, 스태빌라이저(10)는 좌우의 아암부(12)가 역방향으로 휘어, 토션부(11)가 비틀리는 결과, 차체의 과도한 기울기(좌우 흔들림)를 억제하는 스프링으로서 기능하고, 차량의 주행 중에는 직진과 선회가 반복된다. 따라서, 스태빌라이저에는 경도 및 피로 특성을 갖는 것이 요구된다.

본 발명의 중공 스태빌라이저의 경도는 C량의 상한이 0.30％인 것을 고려하여, 달성 가능한 경도로서 HRC50을 상한으로 하고, 종래재의 실질적인 상한값 HRC40을 하한으로 하였다.

또한, 본 발명의 중공 스태빌라이저의 두께/외경비 t/D는 피로 파괴의 기점이 외면이 되도록 하기 위해, 0.14 이상으로 한다. 즉, t/D가 0.14보다도 작으면, 외면과 내면의 응력차가 작아, 선재(先在)하는 피로 기점이 발견되기 어려운 내면으로부터 피로가 일어나기 쉽기 때문이다. 또한, t/D의 상한에 대해서는, 특별히 한정은 하지 않지만, 이론적으로 t/D가 0.5에서 중실로 되므로, 본 발명의 t/D의 상한은 실질적으로 0.5 미만이고, 실용적인 관점에서 말하면, t/D가 0.25 이상에서는 경량화 효과가 작아짐과 함께, 제조가 어려워지므로, t/D를 0.25 미만으로 하는 것이 바람직하다. 여기서, HRC 및 t/D는 중공 스태빌라이저를 제조할 때에 굽힘 가공이 가해져 있지 않은 부위의 것으로 한다.

또한, 전봉 용접부에서는 연신된 MnS이 피로 파괴의 기점으로 되는 경우가 있다. 본 발명자들은, 도 3의 (a) 및 도 3의 (b)에 도시한 바와 같이 전봉 용접관(21)으로부터 평면 굽힘 피로 시험편용 평판(22)을 제작하고, 도 4의 (a) 및 도 4의 (b)에 도시한 바와 같이 전봉 강관(21)의 전봉 용접부(23)를, 피로 시험편(24)의 길이 방향 중앙부 위치이며, 시험편(24)의 길이 방향에 대해 수직 방향으로 연장되는 위치에 배치한 시험편(24)을 사용하여 평면 굽힘 피로 시험을 행하였다. 시험 후, 시험편(24)의 파면을 주사형 전자 현미경(SEM)으로 관찰함과 함께, SEM에 부속되는 에너지 분산형 X선 분석 장치(EDS)를 사용하여, 피로 파괴의 기점에 존재하는 개재물의 조성을 분석하였다.

그 결과, 도 5의 (a) 및 도 5의 (b)에 도시한 바와 같이, 파단한 시험편의 파괴 기점에 MnS이 존재하는 것을 확인하였다. 다음에, 피로 시험 후의 시험편의 파면과 수직인 단면의 메탈 플로우를 관찰한 결과를 도 6에 도시한다. 도 6으로부터, 시험편의 파면 위치는 용접부가 아니라, 용접부 위치로부터 어느 정도 벗어난 위치인 것을 알 수 있다. 또한, 전봉 용접부를 사이에 두는 양측 근방부의 표면이, 모재부의 두께 중앙부의 편석대에 상당하고 있는 것을 확인하였다. 또한, 본 발명자들의 검토 결과, 전봉 용접부로부터의 피로 파괴의 발생을 방지하기 위해서는, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이를 제한할 필요가 있는 것을 알 수 있었다. 또한, MnS의 연신화를 억제하기 위해서는, Ca를 첨가하여 CaS를 생성시키는 것이 유효하다.

본 발명에서는, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이는 150㎛ 이하로 한다. 이는, 연신된 MnS의 길이가 150㎛를 초과하면, 전봉 용접부의 피로 파괴의 기점이 되기 때문이다. 길이 150㎛ 초과의 MnS의 존재의 유무는 중공 스태빌라이저로부터 길이 방향으로 10㎜의 길이로 잘라내어, 단면 조직용 시험편을 채취하고, 이 시험편의 단면 내에 있는 두께 중앙부에 있어서, 광학 현미경으로 MnS의 길이를 확인한다. 주사형 전자 현미경 관찰과 에너지 분산형 X선 분광법을 병용함으로써MnS의 존재를 확인해도 된다. 또한, 「MnS의 길이」는 각 10개의 시험편에 대해, 상기 단면 내에 있는 두께 중앙부를 광학 현미경 또는 주사형 전자 현미경으로 관찰하여, 관찰한 영역 내에 존재하는 MnS 중, 가장 치수가 큰 MnS의 길이를 측정한다.

또한, 중공 스태빌라이저의 내표면으로부터의 피로 파괴의 발생을 억제하기 위해서는, 내표면부의 탈탄층 깊이를, 내표면으로부터 20㎛ 이하로 한다. 탈탄층은 모재보다도 강도가 낮고, 피로 파괴의 기점이 되기 쉬우므로 존재하지 않는 것이 바람직하지만, t/D를 0.14 이상으로 한 경우, 탈탄층을 20㎛ 이하로 함으로써, 내표면으로부터의 피로 파괴의 발생을 방지할 수 있다. 또한, 탈탄층이라 함은, 템퍼링 마르텐사이트 조직이어야 하는 본 발명의 중공 스태빌라이저에 있어서, 내표면에 존재하는 페라이트의 내표면으로부터의 최대 깊이로 한다.

켄칭 전의 스태빌라이저용 강관의 내표면의 페라이트 입경은 10∼20㎛ 정도이고, 내표면에 연속해서 존재하는 페라이트 입자의 입경에 상당하는 치수분의 폭을 층으로 간주했을 때, 1층의 치수까지 억제하면 강관의 페라이트 탈탄층을 20㎛ 이하로 할 수 있다. 탈탄층의 발생을 억제하기 위해서는, 켄칭 시의 내표면의 온도를 낮게, 유지 시간을 짧게, 냉각 속도를 빠르게 하는 것이 바람직하다. 중공 스태빌라이저를 제조할 때의 켄칭 조건을 적정하게 선택함으로써, 탈탄층 깊이를 20㎛ 이하로 할 수 있다. 탈탄층은 고온으로부터 실온까지 냉각되는 도중의 2상 영역에서 형성된다. 2상 영역이라 함은, 오스테나이트로부터 페라이트로의 변태가 개시하는 Ar₃ 변태 온도 이하이며, 오스테나이트와 페라이트가 공존하는 온도 영역이다.

본 발명의 중공 스태빌라이저는 외표면에 압축 잔류 응력이 부여되어 있으면, 피로 강도가 향상되고, 외표면의 최대 압축 잔류 응력이 400㎫ 이상이면 효과가 현저해진다. 또한, 중공 스태빌라이저의 내표면은 외표면에 비해 발생하는 응력이 낮지만, 경우에 따라서는 피로 내구성 향상을 위해 내표면에도 압축 잔류 응력을 부여하는 것이 바람직하다. 잔류 응력의 부여 방법은 특별히 한정되는 것은 아니지만, 숏피닝이 가장 용이하다. 잔류 응력은 X선 회절법에 의해 구할 수 있다.

다음에, 본 발명의 중공 스태빌라이저에 함유하는 각 성분의 한정 이유를 설명한다. 또한, 각 성분의 함유량을 나타내는 「％」는 「질량％」를 의미한다.

C는 중공 스태빌라이저의 강도를 결정하는 원소이다. 종래의 중공 스태빌라이저보다도 고강도화하기 위해서는, C 함유량을 0.26％ 이상으로 할 필요가 있다. 그러나, C 함유량이 0.30％를 초과하면 켄칭 균열이 발생하므로, C 함유량의 상한을 0.30％로 하였다.

Si는 탈산 원소이고, 또한 고용 강화에 기여한다. 또한, 템퍼링 연화 저항성을 높이는 효과가 있고, 그들의 효과를 얻기 위해서는 0.05％ 이상 함유하는 것이 필요하지만, 0.35％를 초과하여 함유하면 인성이 저하된다. 이로 인해, Si 함유량을 0.05∼0.35％의 범위로 한다. 바람직하게는, Si 함유량의 하한을 0.20％, 상한을 0.30％로 한다.

Mn은 켄칭성을 향상시키는 원소이고, Mn 함유량이 0.5％ 미만에서는 켄칭성의 향상 효과를 충분히 확보할 수 없고, 또한 1.0％를 초과하면 지연 파괴 특성이 열화됨과 함께, MnS이 석출되기 쉬워져, 전봉 용접부 근방의 피로 강도를 저하시키므로, Mn 함유량을 0.5∼1.0％의 범위로 하고, 바람직하게는 0.5％ 이상 0.8％ 미만으로 한다.

P은 내용접 깨짐성 및 인성에 악영향을 미치는 원소이므로, 0.05％ 이하로 한정한다. 또한, 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

S은 인성을 열화시킴과 함께, MnS의 석출에 의해 전봉 용접부 근방의 피로 강도를 저하시키므로, S 함유량은 0.0030％ 미만으로 한정하고, 바람직하게는 0.0026％ 이하이다.

또한, 본 발명에서는 MnS의 석출을 억제하기 위해, S 함유량만큼의 억제가 아니라, Mn 함유량과의 관계로 억제하는 것이 필요하고, 구체적으로는, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값을 0.0025 이하로 한정한다. 즉, Mn 및 S 함유량이 상기의 적정 범위를 만족시키고 있어도, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 초과하면, 전봉 용접부 근방의 피로 강도가 충분히 얻어지지 않게 되기 때문이다.

Cr은 켄칭성을 향상시키는 원소이다. Cr 함유량이 0.05％ 미만에서는 이들의 작용, 효과를 충분히 기대할 수는 없고, 또한 Cr 함유량이 1.0％를 초과하면 전봉 용접 시에 결함을 발생하기 쉬워진다. 이로 인해, Cr 함유량은 0.05∼1.0％의 범위로 한다.

Al은 용강의 탈산재로서 유용한 원소이고, 0.01％ 이상을 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 N를 고정하는 원소이므로, Al량은 결정 입경이나 기계적 성질에 큰 영향을 미친다. Al 함유량이 0.08％를 초과하면, 비금속 개재물이 많아져 제품에 표면 흠집이 발생하기 쉬워지므로, Al 함유량은 0.08％ 이하로 한다. 또한, Al 함유량은 바람직하게는 0.05％ 이하, 보다 바람직하게는 0.03％ 이하이다.

Ti은 강 중 N를 TiN으로서 고정하여 BN의 석출을 억제함으로써, B 첨가에 의한 켄칭성을 안정적이고 또한 효과적으로 향상시키기 위해 작용한다. 따라서, TiN의 화학양론에 적합하도록, N 함유량의 3.42배 이상의 첨가가 최저한 필요하고, N 함유량의 범위로부터 Ti 함유량의 범위도 자동으로 결정된다. 그러나, 탄화물로서 석출되는 분도 있으므로, N의 고정을 보다 확실하게 하기 위해, 이론값보다도 높은 0.005∼0.05％의 범위로 한다. 또한, 바람직하게는 0.01∼0.02％이다.

B는 미량의 첨가로 강재의 켄칭성을 대폭으로 향상시키는 원소이다. 그러나, B 함유량이 0.0005％ 미만에서는 켄칭성을 향상시키는 효과를 기대할 수 없고, 한편, 0.005％를 초과하면 조대한 B 함유상을 생성하는 경향이 있고, 또한 취화가 일어나기 쉬워진다. 이로 인해, B 함유량은 0.0005％∼0.005％로 한다. 또한, B 함유량은, 바람직하게는 0.001∼0.002％이다.

N는 질화물 또는 탄질화물을 석출시켜, 강도를 높이는 효과를 갖는 원소이다. 그러나, B 첨가 강에 있어서는 BN의 석출에 의한 켄칭성의 저하나, 전술한 바와 같이, BN의 석출을 방지시키기 위해 첨가되는 Ti에 의해, TiN의 석출에 의한 열간 가공성이나 피로 강도의 저하, 나아가 인성의 저하가 문제가 된다. 한편, TiN은 고온 시에서의 γ 입경의 조대화를 억제하여 인성을 향상시키는 효과도 갖는다. 그로 인해, 열간 가공성, 피로 강도 및 인성의 밸런스를 최적의 것으로 하기 위해, N 함유량은 0.006％ 이하로 한다. 또한, N 함유량은, 바람직하게는 0.001∼0.005％, 보다 바람직하게는 0.002∼0.004％이다.

Ca은 S을 CaS으로서 고정함으로써, 인성을 향상시킴과 함께, MnS에 의한 전봉 용접부 근방의 피로 강도의 저하를 방지하는 효과를 갖는 원소이다. Ca 함유량이 0.0005％ 미만에서는 이들의 효과를 충분히 기대할 수 없고, 한편, 0.005％를 초과하면 강 중 산화물이 증가하여 인성을 열화시키므로, Ca 함유량은 0.0005∼0.005％의 범위로 한다.

O는 CaO으로 되어 Ca의 첨가 효과를 손상시키는 원소이므로, O 함유량은 0.004％ 이하로 제한한다.

본 발명의 중공 스태빌라이저는 상기 성분 조성을 필수의 성분 조성으로 하지만, 필요에 따라서, Mo, Nb, V 및 Ni을 더 함유시킬 수 있다.

Mo는 켄칭성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Mo 함유량이 0.05％ 미만에서는 이들의 효과를 충분히 기대할 수 없고, 한편 Mo 함유량이 0.5％를 초과하면 합금 비용이 상승하므로, Mo 함유량은 0.05∼0.5％의 범위로 한다.

Nb는 Nb 탄질화물에 의한 석출 강화의 효과를 갖는 데다가, 강재의 결정 입경을 미세화하여, 인성을 향상시키는 효과를 갖고 있다. Nb 함유량이 0.01％ 미만에서는, 강도ㆍ인성의 향상 효과가 충분하지 않고, 한편, Nb 함유량이 0.1％를 초과하여 함유해도, 그 이상의 향상 효과는 기대할 수 없고, 비용의 상승을 초래하는 것에 지나지 않으므로, Nb 함유량은 0.01∼0.1％의 범위로 한다.

V은 V 탄질화물에 의한 석출 강화의 효과를 갖는 원소이다. V 함유량이 0.01％ 미만에서는 이들의 효과를 충분히 기대할 수 없고, 한편 0.1％를 초과하여 함유해도, 그 이상의 향상 효과는 기대할 수 없고, 합금 비용의 상승을 초래하는 것에 지나지 않으므로, V 함유량은 0.01∼0.1％의 범위로 한다.

Ni은 켄칭성 및 인성을 향상시키는 효과를 갖는 원소이다. Ni 함유량이 0.1％ 미만에서는 그 효과를 기대할 수 없고, 한편 Ni 함유량이 1％를 초과하면 합금 비용이 상승하므로, Ni 함유량은 0.1∼1.0％의 범위로 한다.

또한, 본 발명에서는, 켄칭에 의해, 중공 스태빌라이저의 조직을 마르텐사이트로 하기 위해, 소재의 켄칭성을 충분히 확보하는 것이 필요하다. 켄칭성의 지표로서는, 예를 들어 철과 강, 74(1988) P.1073에 의해 종래부터 알려져 있는, 임계 냉각 속도 Vc90(℃/s)을 사용하면 된다. 이는, 하기 (식 1)에서 나타나는 지표이고, 마르텐사이트의 체적률이 90％ 이상으로 되는 냉각 속도를 의미하고 있다. 따라서, Vc90이 낮을수록 켄칭성이 높고, 냉각 속도가 느려져도 마르텐사이트 조직이 얻어진다.

[식 1]

단, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋2.0Mo＋0.8Ni이다.

본 발명자들은 다양한 성분의 전봉 강관을 제조하여, Vc90과 켄칭 후의 경도의 관계를 조사하였다. 그 결과, Vc90이 40℃/s 이하이면 워터 켄칭에 의해, 확실하게 내면까지 마르텐사이트 조직이 얻어진다는 지식이 얻어지므로, 본 발명에서는Vc90의 상한을 40℃/s로 하였다. 본 발명자들은 0.30％의 C, 0.30％의 Si, 0.35％의 Cr을 함유하는, 표 1에 나타내는 강No.1의, Vc90이 27.1℃/s인 전봉 강관을 사용하여, 냉각 속도와 두께 중심부의 로크웰 C 경도의 관계를 조사하였다. 로크웰 C 경도(HRC)는 JIS Z 2245에 준거하여 측정하였다. 도 7에 도시한 바와 같이 냉각 속도가 20℃/s 이상으로 되면, 마르텐사이트가 90％의 조직에 상당하는 경도가 얻어진다. 워터 켄칭의 냉각 속도는 20℃/s 이상이므로, 워터 켄칭에 의해, 마르텐사이트가 90％ 이상인 조직을 얻을 수 있다.

본 발명의 중공 스태빌라이저의 금속 조직은 템퍼링 마르텐사이트로 한정하였다. 그 이유는 조직과 경도의 편차가 적고, 또한 경도의 조정을 하기 쉽기 때문이다. 켄칭에 의해, 확실하게 내면까지 마르텐사이트 조직을 얻기 위해, Vc90이 40℃/s 이하로 되도록 하여, 소재의 켄칭성을 충분히 확보한다. 중공 스태빌라이저의 금속 조직이 템퍼링 마르텐사이트인 것은 광학 현미경에 의해 관찰할 수 있다.

본 발명의 중공 스태빌라이저의 소재로서 사용되는 중공 스태빌라이저용 강관의 금속 조직은 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 포함하는 것이 바람직하다. 중공 스태빌라이저용 강관의 금속 조직이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 포함하는 것은 광학 현미경에 의해 관찰할 수 있다. 중공 스태빌라이저는 냉간에서 강관을 구부려 제조되는 경우가 많고, 충분한 가공성을 확보하기 위해서는, 로크웰 B 스케일의 경도(HRB)로 95 이하가 바람직하다. 금속 조직이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 포함함으로써, 가공성을 확보할 수 있다. 중공 스태빌라이저용 강관의 로크웰 B 스케일의 경도(HRB)는 JIS Z 2245에 준거하여 측정할 수 있다.

본 발명의 중공 스태빌라이저용 강관의 내표면의 페라이트 탈탄층 깊이는 20㎛ 이하로 한다. 이에 의해, 켄칭 후의 중공 스태빌라이저의 내면의 탈탄층 깊이를 20㎛ 이내로 억제할 수 있다. 여기서, 페라이트 탈탄 깊이라 함은, 강관의 길이 방향 단면(L 단면)의 금속 조직을 광학 현미경에 의해 관찰했을 때에, 내표면으로부터 측정하여, L방향으로 시멘타이트가 존재하지 않고 페라이트 입자만이 배열되는 영역의 최대 깊이이다.

중공 스태빌라이저용 강관의 내표면 탈탄층은, 예를 들어 전봉 용접 강관에 열간에서 직경 축소 압연을 행한 후에, 실온까지 냉각되는 도중의 2상 영역에서 형성된다. 금속 조직이 오스테나이트 단상으로 되는 고온으로부터 냉각되어, 2상 온도 영역을 통과할 때에, 중공 스태빌라이저용 강관의 내표면에 탈탄층이 형성되기 쉽다. 탈탄층에서는 오스테나이트 안정화 원소인 C량이 감소하여, 금속 조직이 페라이트로 된다. 중공 스태빌라이저용 강관의 내표면의 탈탄층의 형성을 억제하기 위해서는, 2상 온도 영역의 통과 시간을 짧게 하는 것이 바람직하다.

예를 들어, 전봉 용접 강관을 직경 축소 압연한 강관의 외표면에 물을 공급하여, 2상 온도 영역을 통과할 때의 냉각 속도를 5℃/s 이상으로 하면, 중공 스태빌라이저용 강관의 내표면에 발생하는 탈탄층의 깊이를 20㎛ 이하로 억제할 수 있다. 또한, 중공 스태빌라이저용 강관의 외표면으로부터만 물을 공급하여 냉각해도 되지만, 내표면에도 물을 공급하여 냉각하는 것도 가능하다. 중공 스태빌라이저용 강관의 내표면의 냉각 속도를 상승시킴으로써, 탈탄층의 깊이를 보다 얕게 할 수 있다.

본 발명의 중공 스태빌라이저용 강관의 제조 방법에 대해 설명한다. 우선, 필요한 화학 조성을 갖도록 용제한 용강을, 주조하여 주조편으로 하거나, 혹은 일단 강괴로 한 후, 열간 압연하여 강편으로 하고, 이 주조편 또는 강편을 열간 압연하여 열연 강판으로 한다. 이 열연 강판을 통상의 전봉 용접 강관의 제조 방법, 예를 들어 열간 혹은 냉간에서의 전기 저항 용접 또는 고주파 유도 가열 용접에 의해 전봉 용접 강관으로 한다. 또한, 이것에 열간에서 직경 축소 압연을 실시하여, 후육의 강관을 제조해도 된다.

직경 축소 압연은 스트레치 리듀서 등을 사용하여 행할 수 있다. 스트레치 리듀서는 압연축의 주위에 3롤 또는 4롤을 갖는 압연 스탠드를 복수, 압연축에 직렬로 구비한 압연 장치이고, 이 압연 장치의 각 압연 스탠드의 롤 회전 수 및 압하력을 조정함으로써, 강관의 관축 방향(압연 방향)의 장력 및 원주 방향의 압축력을 제어하고, 이에 의해 두께/외경비를 증가시키는 직경 축소 압연을 행할 수 있다.

즉, 직경 축소 압연에 있어서는, 강관의 외경의 압하력에 의해 외경이 축소되는 한편, 두께는 증가하지만, 다른 한편으로는 강관의 관축 방향에 작용하는 장력에 의해 두께가 감소하므로, 양자의 밸런스에 의해 최종의 두께가 결정된다. 이와 같이 직경 축소 압연한 강관의 두께는 상기 압연 스탠드 사이의 장력에 의해 주로 결정되므로, 목표 두께를 얻기 위한 압연 스탠드 사이의 장력을 압연 이론 등으로부터 구하고, 그 장력이 작용하도록 각 압연 스탠드의 롤 회전 수를 설정하는 것이 필요하다.

직경 축소 압연은 전봉 강관을 800∼1200℃로 가열하여, 단면의 감소율 40∼80％에서 실시하는 것이 바람직하다. 중공 스태빌라이저용 강관은 열간에서 직경 축소 압연된 전봉관인 것이 바람직하지만, 그것에 한정되지 않고, 전봉 용접한 상태의 전봉관, 전봉 용접 후에 냉간에서 신관한 인발관이어도 된다.

(스태빌라이저의 제조예 1) 냉간 성형

다음에 도 8을 사용하여 스태빌라이저의 제조예 1을 설명한다. 소정의 길이로 절단한 강관(전봉관, 시임 리스관, 열간 직경 축소관, 또한 이들의 인발관)을 도 2에 도시하는 원하는 형상으로 굽힘 성형하고(공정:굽힘 성형), 노 가열, 혹은 통전 가열 또는 고주파 가열 장치를 사용하여 오스테나이트 온도 영역까지 가열하고(공정:가열), 수중(또는 다른 켄칭 매체)에 켄칭한다(공정:켄칭). 또한, 열변형된 스태빌라이저 바를 원하는 스태빌라이저 형상으로 교정하고(공정:형상 교정), 템퍼링 처리를 실시(공정:템퍼링)하고, 이 템퍼링한 관의 외면만, 또는 외면 및 내면의 양쪽을 숏피닝하고(공정:숏피닝), 원하는 도료를 사용하여 도장하였다(공정:도장). 또한, 구속 켄칭을 행하면 형상 교정(공정:형상 교정을)은 생략하는 것이 가능하다.

(스태빌라이저의 제조예 2) 열간 성형

다음에 도 9를 사용하여 스태빌라이저의 제조예 2를 설명한다. 소정의 길이로 절단한 강관(전봉관, 시임 리스관, 열간 직경 축소관, 또한 이들의 인발관)을 노 가열, 혹은 통전 가열 또는 고주파 가열 장치를 사용하여 오스테나이트 온도 영역까지 가열하고(공정: 가열), 도 2에 도시하는 원하는 형상으로 굽힘 성형하고(공정:굽힘 성형), 수중(또는 다른 켄칭 매체)에 켄칭(공정:켄칭)한다. 또한, 열변형된 스태빌라이저 바를 원하는 스태빌라이저 형상으로 교정하고(공정:형상 교정), 템퍼링 처리를 실시하고(공정:템퍼링), 이 템퍼링관의 외면만, 또는 외면 및 내면의 양쪽을 숏피닝하고(공정:숏피닝), 원하는 도료를 사용하여 도장하였다(공정:도장). 또한, 구속 켄칭을 행하면 형상 교정(공정:형상 교정)은 생략하는 것이 가능하다.

상술한 열간 성형에서는, 굽힘 성형 후에 켄칭을 실시하고, 중공 스태빌라이저의 금속 조직을 마르텐사이트로 한다. 그로 인해, 굽힘 성형을 Ac3점 이상에서 종료할 필요가 있다. 냉간 성형 후의 켄칭에서는, 가열 온도는 900℃ 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 950℃ 이상으로 가열한다. 템퍼링 온도는 중공 스태빌라이저용 강관의 템퍼링 연화 곡선에 기초하여 결정한다. 도 10에, 0.30％의 C, 0.30％의 Si, 0.35％의 Cr을 함유하는, 표 1에 나타내는 강No.1의, Vc90이 27.1℃인 전봉 강관의 템퍼링 연화 곡선을 도시한다. 도 9에 도시하는 템퍼링 연화 곡선으로부터, 로크웰 C 경도(HRC)가 40∼50으로 되는 템퍼링 온도를 결정할 수 있다.

실시예 1

이하, 본 발명을 실시예에 의해 더욱 구체적으로 설명한다.

표 1에 나타내는 조성을 갖는 각 강종을 용제하고, 주조하여 주조편으로 하고, 얻어진 주조편을 1200℃로 가열하고, 열간 처리 온도 890℃, 권취 온도 630℃에서 열간 압연하여, 판 두께 5㎜의 강판으로 하였다. 이들 강판을 소정의 폭으로 절단하여, 관상에 롤 성형한 후, 고주파 전봉 용접에 의해 외경 90㎜의 전봉 강관을 제조하였다. 또한, 얻어진 전봉 강관을 고주파 유도 가열에 의해 980℃로 가열하여, 직경 축소 압연을 실시하고, 외경 30㎜, 두께 4.5㎜(t/D:0.15)의 강관(중공 스태빌라이저용 강관) 또는 외경 22㎜, 두께 4.5㎜(t/D:0.20)의 강관(중공 스태빌라이저용 강관)을 제조하였다. 직경 축소 압연 직후에 외표면측으로부터 1∼5℃/s의 냉각 속도로 수냉하였다.

얻어진 중공 스태빌라이저용 강관의 금속 조직을 광학 현미경으로 관찰하여, 모든 중공 스태빌라이저용 강관의 금속 조직이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직이고, 내표면의 탈탄층 깊이가 15㎛ 이하인 것을 확인하였다. 또한, 로크웰 경도를 JIS Z 2245에 준거하여 측정한 결과, 모든 중공 스태빌라이저용 강관의 로크웰 경도는 B 스케일(HRB)에서 95 이하였다. 또한, 광학 현미경, SEM 및 EDS를 병용하여, 길이 150㎛ 초과의 MnS의 존재의 유무를 확인한 결과, 표 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 No.H∼K에는 길이 150㎛ 초과의 MnS이 존재하고 있었다.

이들 중공 스태빌라이저용 강관에, 전봉 용접부의 위치, 또는 도 3의 (a)에 도시한 바와 같이, 전봉 용접부로부터 180°의 위치에 컷팅을 넣고, 냉간에서 전개하여, 도 3의 (b)에 도시한 바와 같은 판상편으로 하였다. 또한, 950℃에서 10분간 가열하여 워터 켄칭한 후, 다양한 온도에서 템퍼링, 로크웰 경도 C 스케일(HRC)을 JIS Z 2245에 준거하여 측정하고, 템퍼링 연화 곡선을 작성하였다.

다음에, 중공 스태빌라이저용 강관에, 도 3의 (a) 및 (b)에 도시한 바와 같이, 전봉 용접부로부터 180°의 위치에 컷팅을 넣어 전개한 판상편으로부터, 도 4의 (a) 및 (b)에 도시한 바와 같은 길이 방향 중앙부가 전봉 용접부로 되는 평면 굽힘 피로 시험편을 제작하였다. 마찬가지로, 전봉 용접부의 위치에 컷팅을 넣어서 전개한 판상편으로부터, 길이 방향 중앙부가 모재부로 되는 평면 굽힘 피로 시험편을 제작하였다. 시험편의 길이 방향 중앙부는 두께 ta:3㎜, 폭 Wa:15㎜로 하였다. 각 시험편에 대해, 로크웰 경도가 C 스케일(HRC)에서 40이 되도록, 템퍼링 연화 곡선에 기초하여 템퍼링을 행하고, 500만회를 피로한으로 하는 굽힘 피로 시험을 행하였다. 그 시험 결과를 표 2에 나타낸다. 또한, 템퍼링의 유지 시간은 30분으로 하였다.

표 2에 나타내는 결과로부터, 본 발명예인 강관 No.A∼K는 모재부와 전봉 용접부의 피로한의 차가 모두 15㎫ 이하로 작아, 전봉 용접부의 피로 특성이 양호하다. 한편, 비교예인 강관 No.L∼O는 모재부와 전봉 용접부의 피로한의 차가 모두 140㎫ 이상으로 커서, 전봉 용접부의 피로 특성이 모재부에 비해 현저하게 떨어져 있다. 또한, 평면 굽힘 피로 시험 후의 파면을 SEM으로 관찰함과 함께, SEM에 부속되는 EDS를 사용하여, 피로 파괴의 기점에 존재하는 개재물의 조성을 분석한바, 시험편의 길이 방향 중앙부를 전봉 용접부로 하는 비교예의 L∼O의 경우, 파괴 기점에 MnS의 존재가 확인되었다.

실시예 2

다음에, 실시예 1에서 제조한 강관 A∼R을 사용하여, 각 강관을, 길이:1000㎜로 절단한 후, 냉간에서 양 관단부로부터 200㎜의 위치에서, 90°로 구부려, U자형으로 성형한다. 이때, 성형된 U자형관의, U자로 보이는 방향에서 보았을 때에 보이는 부분, 즉 U자형관의 측면부를 따라서, 전봉 용접부가 위치하도록 성형하여, 다양한 시험재 a∼v를 얻었다. 그 후, 본 발명예인 시험재 a∼n(시험재 c는 제외함)은 950℃로 10분간 가열하여 워터 켄칭한 후, 200℃에서 30분 템퍼링하여 경도를 HRC49로 조정하였다. 또한, 시험재 c에 대해서는, 950℃로 10분간 가열하여 워터 켄칭한 후, 350℃에서 30분 템퍼링하여 경도를 HRC43으로 조정하였다. 또한, 모든 시험재 a∼v에 대해, 열 처리 후에, 외표면에 압축 잔류 응력이 450㎫로 되는 숏피닝 가공을 실시하였다. 또한, 시험재 b 및 f에 대해서는, 내표면에도 압축 잔류 응력이 450㎫로 되는 숏피닝 가공을 실시하였다.

또한, 시험재 r 및 s는 종래부터 사용되고 있는 중공 스태빌라이저의 전형적인 성분 조성을 갖는 비교강(표 1의 강 12)을 소재로 하여 제작한 것이지만, 강 중의 C 함유량이 적고, HRC49로는 되지 않으므로, 시험재 r은 얻어지는 경도의 상한인 HRC47로, 또한 시험재 s는 실제로 사용되는 경도의 상한인 HRC40으로 조정하였다.

또한, 비교를 위해, 표 1에 나타내는 적합강인 강 1을 소재로서 사용하지만, 내표면부의 탈탄층 깊이가 25㎛인 시험재 o, 두께/외경비가 0.13인 시험재 p 및 켄칭 시의 냉각 속도를 15℃/s로 워터 켄칭의 경우보다도 느리게 하고, HRC35의 베이나이트 조직으로 한 시험재 q도 더불어 준비했다.

이 시험재 a∼v의 길이 방향 중앙부를 고정하여, 단부를, 각각, 반대 방향으로 진폭시키는 피로 내구 시험을, 굽힘부 외표면에 있어서의 최대 주응력이 500㎫로 되는 조건으로 100만회까지 실시하였다. 시험 횟수는 각 20개씩으로 하였다. 또한, 시험재의 금속 조직의 관찰 및 내표면부의 탈탄층의 측정은 광학 현미경으로 행하고, 로크웰 경도는 JIS Z 2245에 준거하여 측정하였다. 또한, 길이 150㎛ 초과의 MnS의 존재의 유무는 SEM 및 EDS를 병용하여 확인하였다.

표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명예인 시험재 a∼n은 모두 피로 내구의 기준인 50만회를 초과하는 피로 내구성을 가졌다. 또한, 내면에 숏피닝 가공을 실시하고 있지 않은 시험재 c∼e, g 및 h에서는 파손의 기점이 내표면측으로 되는 경우가 있었지만, 어떤 경우든 50만회는 초과했다.

한편, 내표면부의 탈탄층 깊이가 20㎛ 초과인 시험재 o와, t/D가 0.13으로 작은 시험재 p는 내면 파손의 개수가 많아, 내구 기준인 50만회에 도달하지 않는 경우도 있었다. 또한, 금속 조직이 베이나이트이고, 경도가 HRC35로 낮은 시험재 q는 피로 내구 횟수가 현저하게 작았다.

또한, 비교강을 사용하여 제조된 비교예인 시험재 r∼v는 모두 길이 150㎛ 초과의 MnS이 강 중에 존재하므로, 20개 중 2개 이상에서 외면의 전봉 용접부 부근으로부터 조기에 파단되는 경우가 있었다.

본 발명에 따르면, 종래의 자동차용 중공 스태빌라이저와 동등한, 피로 특성, 지연 파괴 특성을 유지하면서, 종래보다도 피로 내구성이 우수한 고강도의 자동차용 중공 스태빌라이저를 제공할 수 있고, 이는 자동차의 경량화에도 크게 기여한다.

10 : 스태빌라이저
11 : 토션부
12 : 아암부
12a : (아암부의) 단말기
14 : 부시
15 : 서스펜션 기구
16 : 전봉 용접관
17 : 모재부
18 : 메탈 플로우
19 : 용접부
20 : MnS
21 : 전봉 용접관
22 : 평면 굽힘 피로 시험편용 평판
23 : 전봉 용접부
24 : 피로 시험편

Claims

화학 성분으로서, 질량％로,
C:0.26∼0.30％,
Si:0.05∼0.35％,
Mn:0.5∼1.0％,
Cr:0.05∼1.0％,
Ti:0.005∼0.05％,
B:0.0005∼0.005％,
Ca:0.0005∼0.005％
를 함유하고,
Al:0.08％ 이하,
P:0.05％ 이하,
S:0.0030％ 미만,
N:0.006％ 이하,
O:0.004％ 이하
로 제한하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 이하이고, (식 1)로 나타나는 임계 냉각 속도 Vc90이 40℃/s 이하로 되는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 템퍼링 마르텐사이트를 포함하고, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이가 150㎛ 이하이고, 로크웰 C 스케일의 경도(HRC)가 40∼50, 두께/외경비가 0.14 이상이고, 내표면부의 탈탄층 깊이가, 내표면으로부터 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
[식 1]

단, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr이다.
제1항에 있어서, 질량％로,
Mo:0.05∼0.5％,
Nb:0.01∼0.1％,
V:0.01∼0.1％,
Ni:0.1∼1.0％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, (식 1) 중의 β를, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋2.0Mo＋0.8Ni로 하는 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
제1항 또는 제2항에 있어서, 외표면의 최대 압축 잔류 응력이 400㎫ 이상인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
제3항에 있어서, 외표면 및 내표면에 숏피닝 가공이 실시되어 이루어지는 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
제1항 또는 제2항에 있어서, N의 함유량이, 질량%로, 0.001~0.006%인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
제1항 또는 제2항에 있어서, S의 함유량이, 질량%로, 0.0026% 이하인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저.
제1항 또는 제2항에 기재된 중공 스태빌라이저의 소재로서 사용되는 중공 스태빌라이저용 강관이며,
화학 성분으로서, 질량％로,
C:0.26∼0.30％,
Si:0.05∼0.35％,
Mn:0.5∼1.0％,
Cr:0.05∼1.0％,
Ti:0.005∼0.05％,
B:0.0005∼0.005％,
Ca:0.0005∼0.005％
를 함유하고,
Al:0.08％ 이하,
P:0.05％ 이하,
S:0.0030％ 미만,
N:0.006％ 이하,
O:0.004％ 이하
로 제한하고,
필요에 따라서,
Mo:0.05∼0.5％,
Nb:0.01∼0.1％,
V:0.01∼0.1％,
Ni:0.1∼1.0％의 1종 또는 2종 이상을 더 함유하고, 잔량부가 Fe 및 불가피적 불순물을 포함하고, Mn 함유량과 S 함유량의 곱의 값이 0.0025 이하이고, (식 1)로 나타나는 임계 냉각 속도 Vc90이 40℃/s 이하로 되는 성분 조성을 갖고, 금속 조직이 페라이트와 펄라이트의 혼합 조직을 포함하고, 두께 중앙부에 존재하는 연신된 MnS의 길이가 150㎛ 이하이고, 로크웰 B 스케일의 경도(HRB)가 95 이하, 두께/외경비가 0.14 이상이고, 내표면부의 탈탄층 깊이가, 내표면으로부터 20㎛ 이하인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저용 강관.
[식 1]

단, β＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋2.0Mo＋0.8Ni이다.
제7항에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관에 있어서, N의 함유량이, 질량%로, 0.001~0.006%인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저용 강관.
제7항에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관에 있어서, S의 함유량이, 질량%로, 0.0026% 이하인 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저용 강관.
제7항에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관을 제조하는 방법에 있어서, 상기 강관이 전봉 강관이며, 전봉 용접 후에 800∼1200℃로 가열하여, 단면 감소율이 40∼80％의 범위가 되도록 열간에서 직경 축소 압연하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저용 강관의 제조 방법.
제7항에 기재된 중공 스태빌라이저용 강관을 제조하는 방법에 있어서, 상기 강관이 전봉 강관이며, 전봉 용접 후에 냉간에서 인발 가공하여 신관하는 공정을 포함하는 것을 특징으로 하는, 중공 스태빌라이저용 강관의 제조 방법.