KR101797316B1 - 고강도 및 우수한 내구성을 가지는 자동차용 부품 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 고강도 및 우수한 내구성을 가지는 자동차용 부품 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 한가지 측면에 따른 자동차용 부품은 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 면적비율로, 템퍼드 마르텐사이트: 90% 이상, 잔류 오스테나이트 4% 이하, 나머지 페라이트 및 베이나이트 조직 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두가 포함된 미세조직을 가질 수 있다.

Description

고강도 및 우수한 내구성을 가지는 자동차용 부품 및 그 제조방법{PART FOR AUTOMOBILE HAVING HIGH STRENGTH AND EXCELLENT DURABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR}

본 발명은 고강도 및 우수한 내구성을 가지는 자동차용 부품 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차의 승객보호와 환경보호라는 두가지 과제를 동시에 해결할 수 있는 해결방안으로서, 자동차의 강성을 향상시켜서 차체를 경량화시키는 관심이 고조되고 있다. 예를 들면, 자동차 샤시의 스태비라이저 바(stabilizer bar), 튜블러 씨티비에이(Turbular Coupled Tortions Beam Axle} 등은 차체의 중량을 지지하고 주행동안 지속적으로 피로하중을 받는 부품으로서 강성과 내구수명을 동시에 확보하는 것이 필요하다.

종래부터, 고강도 자동차 부품용 강판의 강도를 높이기 위해서 열간 프레스 성형법 또는 후-열처리법 등이 개발되어 적용되어 왔다. 열간 프레스 성형법은 반드시 이로 제한하는 것은 아니지만 대략 강도가 500~800MPa 범위에 있는 열연 또는 냉연 코일을 예를 들면 Ac3 이상의 오스테나이트 온도 영역까지 가열하여 용체화한 다음, 이를 가열로에서 추출하여 냉각장치가 구비된 프레스로 성형과 동시에 금형 냉각(소입)하는 방법을 말한다. 성형과 동시에 냉각이 되기 때문에, 얻어지는 부품은 높은 강도를 가지며, 경우에 따라서는 1500MPa 이상의 강도를 가질 수도 있다. 후-열처리법은 열연 또는 냉연 코일을 상온에서 성형하여 부품형상으로 한 후, 이를 Ac3 이상의 오스테나이트 온도 영역까지 가열하여 용체화한 후 급냉(소입)하는 방법으로서 이러한 방법에 의해서도 높은 강도를 가지는 부품을 제조할 수 있다.

그런데, 이와 같은 방법들에 의해 강판을 제조할 경우에는 강판 내에 마르텐사이트를 주조직으로 하는 미세구조가 형성되어 높은 강도를 가질 수는 있으나, 마르텐사이트 조직이 가지는 취약성으로 인하여 반복하중에 대한 저항성, 다시 말하면 피로특성이 우수하지 못하다는 문제가 있을 수 있다. 특히, 열처리 과정에서 생기는 표면 탈탄이나 부품 제조동안 생기는 표면 스크래치 등에 의해서 피로 특성이 영향을 받게 되며, 특히 강도가 높아질수록 이러한 인자들의 영향도는 증가된다.

이러한 문제를 해결하는 한가지 방법으로서, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리법에 의해 부품을 제조한 후, 뜨임 열처리 등을 실시하여 부품의 피로특성과 인성을 개선시키는 방법이 개발된 바 있다.

그런데, 상술한 과정에 의해 열처리를 실시할 경우에는 부품의 강도가 감소할 뿐만 아니라, 의도와는 달리 피로특성의 개선 정도도 그리 크지 못하다는 문제가 있었다.

본 발명의 한가지 측면에 따르면, 강도 저하가 크지 않으면서도 내구성이 대폭 개선되어 높은 강도와 우수한 피로특성을 가지는 부품이 제공될 수 있다.

본 발명의 한가지 측면에 따르면 높은 강도와 우수한 내구성을 가지는 부품의 한가지 유리한 제조방법이 제공될 수 있다.

본 발명의 또한가지 측면에 따르면, 강도 향상을 위하여 B를 반드시 첨가하지 않고서도 높은 강도와 우수한 내구성을 가지는 부품 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움도 없을 것이다.

본 발명의 한가지 측면에 따른 자동차용 부품은 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지고, 면적비율로, 템퍼드 마르텐사이트: 90% 이상, 잔류 오스테나이트 4% 이하, 나머지 페라이트 및 및 베이나이트 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 포함하는 미세조직을 가지고, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내에 입실론 카바이드가 석출물로 포함되는 것을 특징으로 할 수 있다.

본 발명의 다른 한가지 측면에 따른 자동차용 부품의 제조방법은 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 소재를 준비하는 단계; 상기 소재를 오스테나이트로 변태되는 온도까지 가열하는 단계; 상기 가열된 소재를 금형에서 성형과 함께 냉각하여 중간품을 얻는 단계; 및 상기 중간품을 150~250℃의 온도에서 뜨임열처리 하는 단계를 포함할 수 있다.

본 발명의 또다른 한가지 측면에 따른 자동차용 부품의 제조방법은 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지는 소재를 준비하는 단계; 상기 소재를 냉간성형하는 단계; 상기 냉간 성형된 소재를 오스테나이트로 변태되는 온도까지 가열하는 단계; 상기 가열된 소재를 냉각하여 중간품을 얻는 단계; 및 상기 중간품을 150~250℃의 온도에서 뜨임열처리 하는 단계를 포함할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 부품의 내부조직을 적절히 제어하고, 형성되는 석출상의 종류를 제한한 결과, 부품의 내구성에 영향을 미치는 항복강도와 연신율을 최적화 할 수 있어서, 강도를 높게 유지하면서도 우수한 내구성을 가지는 부품을 제공할 수 있다.

이하, 본 발명을 상세히 설명한다.

강재의 취성 등을 개선하기 위해 뜨임 열처리가 많이 사용된다. 뜨임 열처리는 일반적으로 500~550℃의 온도에서 수행되게 되는데, 이러한 열처리에 의해서 부품의 마르텐사이트 조직{이후 설명하는 템퍼드 마르텐사이트 조직과 구분하기 위해 프레시(fresh) 마르텐사이트 조직이라고도 부른다. 본 발명에서 특별한 언급이 없으면 마르텐사이트 조직은 프레시 마르텐사이트 조직을 의미하는 것으로 이해할 필요가 있다}에 고용되어 존재하던 탄소가 석출되면서 세멘타이트 등의 석출상이나 소르바이트 등의 조직이 생성되면서 마르텐사이트 조직의 취성을 감소시키게 된다.

그런데, 이러할 경우에는 부품의 인장강도가 현저하게 감소하여 고강도를 충분하게 달성하기 어려울 수 있다. 본 발명자들의 연구결과에 따르면, 인장강도 1500MPa급 강재의 경우에는 경우에 따라서는 약 200MPa까지도, 그리고 1800MPa급 강재의 경우에는 경우에 따라서 약 300MPa까지도 인장강도의 저하가 발생할 수 있다.

본 발명자들은 이에 대하여 깊이 연구한 결과 부품의 조성, 조직, 석출물의 종류를 최적화할 경우에는 높은 강도와 우수한 피로특성을 동시에 확보할 수 있다는 것을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

(부품의 조성)

우선, 본 발명의 부품의 조성에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소의 함량은 별도로 규정하지 않은 한 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다.

본 발명의 부품은 중량%로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가질 수 있다.

C: 0.20~0.45%

상기 C는 열간 프레스 성형강판의 경화능을 높이고, 금형 냉각 또는 후-열처리시에 강도를 높이는 중요한 원소이다. 피로강도를 향상시키기 위한 뜨임 처리 후에도 1500MPa 이상의 강도를 얻기 위해서는 상기 C 함량은 0.20% 이상일 수 있다. 다만, 0.45%를 초과하면 열연 코일 제조단계에서 코일의 폭 및 길이방향 재질 편차가 증가하여 냉간성형성 확보가 어려워지고, 소입 열처리 후에는 강도가 지나치게 높아 수소지연파괴에 민감해지는 문제점이 있다. 그 뿐만 아니라 강판 제조 과정 또는 열처리된 부품 제조 단계에서 용접을 행할 경우, 용접부 주위에 응력이 집중되어 파괴를 야기시킬 가능성이 있으므로, C 함량의 상한은 0.45%로 정한다.

Si: 0.5% 이하

상기 Si는 용접부의 품질이나 표면 품질을 결정하는 중요한 원소이다. Si 첨가량이 증가할수록 용접부에 산화물이 잔존할 가능성이 높아져 편평(조관 후 강관을 압착하여 용접부 성능을 평가하는 시험) 이나 확관시 성능을 만족시키지 못할 경우가 있다. 또한, Si 함량이 증가하면 강판 표면에 Si가 농화되면서 표면에 스케일성 결함 발생을 초래할 가능성이 있다. 따라서, 본 발명에서는 Si 함량을 엄격히 제어할 필요가 있으며, 이와 같은 이유로 본 발명에서 Si는 0.5% 이하로 제어할 필요가 있다. 보다 엄격하게는 0.5% 미만으로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서 Si는 첨가하지 않을 수록 유리한 불순 원소이므로 그 함량의 하한은 특별히 제한할 필요가 있다. 다만, 생산공정의 부하를 고려한다면 그 함량은 0.005% 이상으로 정할 수도 있다.

Mn: 1.0~2.0%

상기 Mn은 C와 더불어 열간 프레스 성형용 강판의 경화능을 향상시키고, 금형냉각 또는 후-열처리후의 강도를 결정하는데 중요한 원소이다. 동시에 열간 프레스 성형 또는 후-열처리시에 가열 후에 급냉(소입)이 개시되기 전의 공냉 동안 강판의 표면온도가 저하됨에 따른 페라이트 생성을 지연시키는 효과를 가진다. 이러한 이유로 Mn 함량의 하한치는 1.0%로 정할 수 있다. 반대로 Mn 함량이 증가하면 강도 상승이나 변태 지연에는 유리하나, 열처리된 부품의 굽힘성을 저하시키므로 그 상한치를 2.0%로 규제한다.

Al: 0.01~0.1%

상기 Al은 탈산제로 사용되는 대표적인 원소로서 이와 같은 역할을 수행하기 위해 통상 0.01% 이상으로 포함될 수 있다. 다만, Al 함량이 과다하면 연속주조 공정동안 N과 반응하여 AlN이 석출되어 표면결함이나 코너크랙을 유발할 뿐만 아니라, ERW 강관 제조시 용접부에 과다한 산화물을 잔존시키기 때문에 그 함량을 0.1% 이하로 제한할 수도 있다.

P: 0.01% 이하

상기 P는 일종의 불순물로 불가피하게 함유되는 성분이며, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 후의 부품의 강도 향상에 거의 도움이 되지 않는 원소이다. 또한, 오스테나이트 용체화를 위한 가열 단계에서 입계에 편석되면 충격에너지나 피로 특성을 열화시키기 때문에 본 발명에서는 그 함량을 0.01% 이하로 제한한다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 P 함량은 0.007% 이하로 제한할 수도 있다. 앞에서 설명하였듯이, 본 발명에서 P는 첨가하지 않을 수록 유리한 불순원소이므로 그 하한치는 0%로 정할 수도 있다.

S: 0.003% 이하

상기 S는 강 중 불순물 원소로서 Mn과 결합하여 연신된 유화물을 형성할 수 있으며, 이러한 경우에 금형 냉각(열간 프레스 성형) 또는 후-열처리 후에 얻어지는 부품의 인성을 열화시키는 원소이기 때문에 그 함량을 0.003% 이하로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 한가지 구현례에서는 S 함량은 0.002% 이하로 제한할 수도 있다.

Ti: 0.01~0.1%

상기 Ti는 TiN, TiC 또는 TiMoC 석출물을 형상시켜서 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 공정의 가열과정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 또한, 강중에 존재하는 B가 N과 반응하여 BN을 형성하면 고용된 유효 B 함량이 줄어들게 되어 소입성이 감소하게 되는데, Ti를 첨가하면 N과 반응하여 TiN을 형성하여 N을 소진시키게 되어 유효 B 함량을 증가시키는 효과가 있다. 그 결과 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 공정 후의 강도를 안정적으로 향상시키는데 기여할 수 있다. 이러한 이유로 Ti는 0.01% 이상 포함될 수 있다. Ti를 0.1%까지 첨가하면 그 효과를 충분히 얻을 수 있고, 더 이상의 함량에서는 강도 향상 효과 등이 크지 않으므로 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 Ti는 0.1% 이하로 제한할 수 있다.

Cr: 0.05~0.5%

상기 Cr은 열간 프레스 성형용 강판의 경화능을 향상시키고, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 후의 강도 증가에 기여하는 중요한 원소이다. 또한, 급냉 과정에서 마르텐사이트 조직을 용이하게 얻을 수 있도록 임계냉각속도에 영향을 주며, 열간 프레스 성형 공정에서 A3 온도를 저하시키는데 기여하는 원소이다. A3 온도가 낮아지면 페라이트 변태를 지연시킬 수 있다. 본 발명에서는 이러한 이유로 Cr을 0.05% 이하로 첨가한다. 다만, Cr 함량이 과다할 경우에는 용접성이 저하하기 때문에 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 Cr 함량은 0.5% 이하로 제한할 수도 있다.

Mo: 0.05~0.3%

상기 Mo는 열간 프레스 성형용 강판의 소입성을 향상시키고, 소입 강도 안정화에 기여하는 원소이다. 그 뿐만 아니라, 열간압연 및 냉간압연시의 소둔공정과, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리시의 가열 단계에서 오스테나이트 온도 영역을 낮은 온도측으로 확대시키고, 강중의 P 편석을 완화시키는데 효과적인 원소이므로 본 발명에서는 Mo를 0.05% 이상으로 첨가한다. 다만 Mo 함량이 과다하면 강도 상승에는 유리하나 첨가량 대비 강도 상승 효과가 감소되어 비경제적이므로 본 발명의 한가지 구현례에서는 상한치를 0.3%로 제한할 수도 있다.

N: 0.01% 이하

상기 N은 일종의 불순물로 불가피하게 함유되는 성분이다. 상기 N은 연속주조 공정 동안 AlN 등의 석출을 야기하여 표면결함이나 연주주편의 코너 크랙 등을 조장한다. 또한, N은 Ti와 반응하여 TiN 석출물을 형성하는데 이러한 석출물들은 확산성 수소의 흡장원으로 작용하므로 그 함량을 최소화할 필요가 있다. 이러한 이유로 본 발명에서 N은 0.01% 이하로 그 함량을 제한할 수 있다.

그 밖에도 본 발명의 부품은 소입성을 높이기 위해 B를 아래에서 제한하는 범위로 더욱 첨가할 수도 있다. 다만, 본 발명의 부품은 후술하는 바와 같이 조직과 석출물을 적절한 범위로 제어할 수 있어 B 첨가가 필수적인 것은 아니나, B 첨가에 의해 보다 강도를 안정적으로 확보할 수 있다는 장점이 있다.

B: 0.0005~0.005%

상기 B는 열간 프레스 성형용 강판의 경화능(소입성) 증가에 매우 유리한 원소이다. 특히 극미량 첨가하여도 열간 프레스 성형의 금형 냉각 또는 후-열처리시의 강도 증가에 크게 기여할 수 있으므로, 상술한 본 발명의 부품 조성에 더하여 추가적으로 포함될 수 있다. 다만, 첨가량의 증가에 따라 첨가량 대비 소입성 증가 효과는 둔화되며, 연속주조 슬라브의 코너부 결함 발생을 조장할 수 있다. 이러한 점을 고려하여 본 발명에서 상기 B 함량은 0.0005~0.005%로 정할 수 있다.

또한, 본 발명의 부품은 강판의 Cu와 Ni 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 이하의 함량 범위로 더 포함할 수도 있다.

Cu: 0.05~0.5%

상기 Cu는 강의 내식성 향상에 기여하는 원소이다. 또한 Cu는 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 후의 인성을 증가시키기 위해 뜨임(템퍼링) 처리를 행할 경우 과포화된 구리가 입실론 카바이드로 석출되면서 시효경화 효과를 발휘하게 된다. 이러한 이유로 본 발명에서 Cu는 0.05% 이상의 함량으로 첨가되는 것이 유리하다. Cu 함량이 과다하면 강판 제조공정에서 표면결함을 유발하고, 내식성 측면에서 첨가 대비 비경제적이므로 상한치를 0.5%로 규제한다.

Ni: 0.05~0.5%

상기 Ni는 내식성 향상에 유리하다. 또한, Ni는 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 후의 부품의 강도 및 인성 향상에 유효할 뿐만 아니라 소입성 향상에도 기여하며, Cu 첨가에 의한 핫 쇼트닝 감수성을 저감하는데 효과적이다. 또한 열간압연 및 냉간압연시의 소둔공정, 그리고 열간 프레스 성형 공정의 가열단계에서 오스테나이트 온도역을 낮은 온도측으로 확대시키는 효과가 있어 공정의 가변성을 넓히는데 효과적이다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 Ni는 0.05% 이항으로 첨가할 수 있다. 다만 Ni 함량이 과다하면 더이상 효과상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라, 경제적으로 유리하지 않으므로 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 Ni의 함량을 0.5% 이하로 제한할 수 있다.

그 밖에도, 본 발명의 부품은 Nb와 V 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 더 포함할 수도 있다.

Nb: 0.01~0.07%

상기 Nb는 강의 결정립 미세화에 유효한 원소이다. Nb는 열간압연의 가열공정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라, 열간압연 단계에서 미재결정 온도를 상승시키으로써 최종 조직을 미세화시키는데 크게 기여한다. 이처럼 미세화된 조직은 후속되는 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 공정에서 결정립 미세화를 유발하여 P와 같은 불순물을 분산시키는데 효과적이다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에서는 Nb를 0.01% 이상 첨가할 수 있다. 다만, 그 첨가량이 0.07% 이상이면 연속주조시 슬라브 균열에 민감해지고 열간압연 또는 냉간압연 강판의 재질이방성을 증대시켜서 바람직하지 않으므로 Nb 함량의 상한은 0.07%로 정할 수 있다.

V: 0.05~0.3%

상기 V는 강의 결정립 미세화 및 수소지연파괴 방지에 유효한 원소이다. 즉, 열간압연의 가열공정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라, 열간압연 단계에서 미재결정역 온도를 상승시킴으로써 최종 조직을 미세화시키는 데 기여한다. 이처럼 미세화된 조직은 후공정의 열간성형 공정에서의 결정립 미세화를 유발하여 P와 같은 불순물을 분산시키는데 효과적이다. 또한 소입된 열처리 조직내에서 석출물로 존재하면 강중의 수소가 트랩(trap)되어 수소지연파괴를 억제할 수 있다. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 V를 0.05% 이상으로 첨가할 수 있다. 그 첨가량이 0.3% 이상 첨가되면 연속주조시 슬라브 균열에 민감해지므로, V는 0.3% 이하로 제한할 수 있다.

상술한 첨가 성분 이외에는 실질적으로 Fe이다. 다만, 강판의 제조과정에서 불가피하게 포함되는 불순물까지 제외한다는 뜻은 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자라면 불가피한 불순물의 종류와 함량 범위를 이해하는데 아무런 어려움도 없을 것이다.

그 뿐만 아니라, 본 발명의 발명자들은 자동차용 부품의 내구성을 향상시키기 위하여 여러가지 인자를 검토한 결과 오스테나이트 용체화 단계(열간 프레스 성형 또는 후-열처리의 가열 단계)에서의 입계 편석을 억제하는 것이 중요하다는 것을 알게 되었다. 즉, 상술한 바와 같이 본 발명에서 P는 불가피하게 강재 내에 포함될 수 밖에 없는데, 상술한 P는 오스테나이트 용체화 단계에서 결정립계에 석출되어 입계 파괴를 조장하게 되므로, 가급적 입계에서 편석되는 것을 억제하여야 한다. 본 발명자들의 연구결과에 따르면 강재에 포함되는 Mo가 P의 입계 편석을 억제하는데 특별히 유효하며, 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 Mo는 Mo/P>10의 관계를 충족하도록 첨가되는 것이 유리하다{단, 여기서 Mo, P는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 의미한다}. 따라서, 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 Mo/P>10으로 규정할 수 있다.

(부품의 미세조직 및 석출물 제어)

또한, 본 발명의 발명자들은 부품의 내구성을 확보하기 위해서는 피로특성과 연신율을 동시에 확보하여야 한다는 것을 발견하였다. 즉, 본 발명자들은 자동차용 열처리 부품을 제작한 후 내구시험에서 부가되는 피로 응력 특성을 주의 깊게 연구한 결과, 반복 응력이 항복강도 이상 가해지는 조건에서는 연신율이 내구성에 크게 영향 미치고, 반대로 항복강도 보다 낮은 반복응력이 부가되는 조건에서는 항복강도가 내구수명을 지배하는 것을 알수 있게 되었다. 따라서, 본 발명에서는 항복강도와 연신율을 적절히 제어할 필요가 있는데, 이를 위해서는 미세조직을 적절하게 제어하여야 할 뿐만 아니라, 부품 내에 형성되는 석출물의 종류를 특별하게 제어할 필요가 있다.

부품의 미세조직

본 발명의 부품은 상술한 조성을 가지는 이외에, 템퍼드 마르텐사이트를 주로 포함하며, 기타 소량의 베이나이트와 페라이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 이하, 본 발명의 강재의 조직에 대하여 설명한다. 각 조직의 비율은 면적비율을 의미한다.

템퍼드 마르텐사이트: 90% 이상

본 발명에서는 주된 미세조직으로서 마르텐사이트가 아닌 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 강재의 연신율을 향상시켜 내구성을 향상시키는데 유리하다. 이와 같은 효과를 얻기 위해서 템퍼드 마르텐사이트는 면적비율로 90% 이상 포함될 수 있다(100%도 포함하는 의미임).

잔류 오스테나이트: 4% 이하

마르텐사이트는 오스테나이트로부터 변태되는 것으로 가급적 전량 마르텐사이트로 변태되는 것이 바람직하므로 잔류 오스테나이트 양이 많은 것은 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명에서는 그 비율을 4% 이하로 제한하며, 한가지 구현례에서는 2% 이하로 제한할 수도 있다.

상술한 조직 외 나머지 조직은 페라이트 및 베이나이트 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두 일수 있으며, 기타 불순조직이 포함될 수도 있다. 그 중에서 페라이트는 면적비율로 5% 미만 포함될 수 있다. 이하 각 조직에 대해 간단히 설명한다.

페라이트: 5% 미만

본 발명에서 부품의 페라이트 비율은 5% 미만이다. 페라이트 조직은 부품의 강도를 감소시키는 등의 문제가 있으므로 그 비율은 5% 미만으로 제어할 필요가 있다.

베이나이트외 기타 불순 조직

상술한 조직외에 베이나이트나 그밖의 불순조직이 포함될 수 있다. 이들 불순 조직은 부품의 강도를 약화시킬 수 있으므로, 그 함량이 제한되는 것이 바람직하며, 보다 구체적으로는 상기 페라이트, 잔류 오스테나이트와 합하여 10% 이하로 제한될 수 있다.

상술한 조건을 충족하는 본 발명의 부품은 초고강도 부품으로서 인장강도가 1500MPa 이상인 초고강도를 가질 수 있다. 본 발명의 부품은 강도가 높을수록 유리하므로 강도의 상한을 특별히 제한할 필요는 없으나, 한가지 구현례에 따르면 1500~2100MPa 정도의 강도를 가질 수도 있다.

석출물 조건

본 발명에서는 템퍼드 마르텐사이트 내에 입실론 카바이드가 주된 석출물로서 석출된다. 통상의 고온 뜨임이 적용된 경우에는 세멘타이트 계열(Fe3C)의 석출물이 주로 석출되는 반면, 본 발명에서는 템퍼드 마르텐사이트 내에 입실론 카바이드가 템퍼드 마르텐사이트 내의 전체 석출물의 면적 대비 80% 이상의 면적 비율로 석출된다. 세멘타이트 계열 석출물이 석출되면 강재의 인장강도와 항복강도를 감소시킬 뿐만 아니라, 인장강도의 감소폭을 더욱 감소시켜서 결국 낮은 강도는 물론이고 피로 특성 등의 내구성까지 감소시키는 문제를 일으키는데, 본 발명에서와 같이 입실론 카바이드 석출물이 형성되면 인장강도의 감소는 최소화하면서 항복강도를 증가시킬 수 있으므로, 내구성 확보에 효과적이다. 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 입실론 카바이드는 개수비율로 전체 석출물 중 70% 이상을 점유할 수 있다.

(부품의 항복비)

본 발명에 따른 부품은 항복비가 0.7~0.85 일 수 있다. 즉, 항복비가 낮은 경우에는 항복강도가 부족하여 피로특성을 개선하는데 불리하므로, 부품의 항복비는 0.72 이상인 것이 유리하다. 다만, 항복비가 높아지면 본 발명의 조건을 가지는 부품의 경우에는 항복강도가 증가하여 항복비가 높아지는 것이 아니라, 인장강도의 감소폭이 커져서 항복비가 높아지는 현상이 나타나므로, 항복비는 0.82 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

(부품의 제조방법)

이하, 본 발명의 부품의 제조방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 부품은 열간 프레스 성형 또는 성형후 후-열처리에 의해 제조될 수 있다. 본 발명의 부품을 제조하는 방법으로 반드시 이로 제한하는 것은 아니나 한가지 구현례에 따른 방법을 제안하면 다음과 같다.

본 발명의 부품 제조방법은 상술한 조성을 가지는 강판 또는 강관과 같은 소재를 열간으로 가열한 후 상기 가열된 소재를 금형에서 성형과 함께 냉각(소입)하거나, 또는 소재에 대한 냉간성형을 먼저한 후 가열하고 냉각(소입)을 실시하는 방법 모두가 사용될 수 있다. 이때, 각 방법에서 가열조건과 냉각조건은 다음과 같이 제한할 수 있다.

가열온도: 850~960℃

부품의 최종 조직이 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트로 얻어지도록 하기 위해서는 소재가 완전히 오스테나이트로 변태되는 온도까지 가열할 필요가 있다. 이와 같은 이유로 본 발명의 한가지 구현례에서는 상기 가열온도는 850℃ 이상일 수 있다. 다만, 가열온도가 과다하면 오스테나이트 결정립이 조대화되어 결국 부품의 결정립까지 조대화되어 P 등의 편석이 과다해질 수 있으므로, 가열온도는 960℃ 이하로 할 수 있다.

가열온도에서의 유지시간: 100~1000초

상기 가열온도에서 오스테나이트로 충분히 변태되도록 하기 위해서는 적어도 100초 이상 유지하는 것이 유리하다. 다만, 유지시간이 너무 길 경우에는 결정립이 조대화될 수 있을 뿐만 아니라, 가열에 필요한 에너지 비용이 증가되므로 본 발명의 한가지 구현례에 따르면 상기 유지시간은 1000초 이하로 정할 수 있다.

냉각속도: 마르텐사이트 임계 냉각속도 이상

냉각에 의해 마르텐사이트 조직(프레시 마르텐사이트 조직)이 형성되어야 하므로 상기 냉각속도는 적어도 마르텐사이트가 생성되는 임계 냉각속도 이상으로 하여야 할 필요가 있다. 상기 임계 냉각속도는 부품의 조성에 의해 영향 받는 것으로서, 통상의 기술자라면 간단한 시험으로 특정 조성의 부품의 상기 임계 냉각속도를 구하는데 특별한 어려움이 없다. 냉각속도가 빠를 수록 마르텐사이트 조직 형성에 유리하기 때문에 냉각속도의 상한을 특별히 정할 필요는 없다. 다만, 냉각속도를 계속 증가시키더라도 강도 증가 효과가 크지 않을 뿐만 아니라, 냉각설비의 냉각 능력 등과 같은 현실적인 냉각속도를 고려할 때 상기 냉각속도는 300℃/초 이하로 정할 수 있다.

냉각정지 온도: 100℃ 이하

충분히 마르텐사이트로 변태될 수 있도록 하기 위해서는 상기 냉각정지 온도는 100℃ 이하로 하는 것이 유리하다. 냉각정지온도의 하한은 특별히 정할 필요가 없으나, 사용하는 냉매의 온도 또는 상온까지로 정할 수 있다.

이와 같은 냉각과정에 의해서 얻어진 부품은 면적비율로 90% 이상의 마르텐사이트, 5% 미만의 페라이트, 4% 이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 다만, 이러한 미세조직은 최종 부품의 미세조직이 아닌 중간품의 미세조직으로서, 본 발명에서는 중간품에 대하여 추가적인 뜨임처리를 행함으로써 강도와 내구성을 겸비한 부품을 제공할 수 있다.

뜨임 처리: 150~250℃에서 10분 이상 유지

본 발명에서는 뜨임 열처리 온도를 250℃ 이하로 제한한다. 그 이유는 뜨임 처리시에 마르텐사이트 내에 고용되어 있던 탄소가 석출하면서 탄화물을 형성하는데, 뜨임 처리가 높을 경우에는 세멘타이트 등의 카바이드 또는 소르바이트와 같은 조직이 형성되게 되어, 항복강도와 인장강도를 동시에 감소시킬 뿐만 아니라 그 중에서도 인장강도를 대폭 감소시켜, 고강도와 우수한 내구성을 가진 부품을 얻을 수 없기 때문이다. 본 발명에서는 뜨임 처리 온도를 250℃ 이하로 제한함으로써 입실론 카바이드계 석출물을 형성할 수 있어, 인장강도 감소를 최소화 하면서 높은 항복강도와 연신율을 얻을 수 있어 우수한 내구성을 확보할 수 있다. 다만, 이와 같은 뜨임 처리의 효과를 얻기 위해서는 상기 뜨임 처리 온도는 150℃ 이상일 수 있다.

이때, 충분한 뜨임 처리 효과를 얻기 위해서는 상기 뜨임 처리 시간은 10분 이상일 수 있다. 뜨임 처리 시간의 상한을 특별히 정할 필요는 없다. 다만, 뜨임 처리 시간이 길어지더라도 더이상의 효과 상승을 기대하기 어려울 뿐만 아니라, 에너지 비용이 상승하므로 상기 뜨임 처리 시간은 60분 이하로 정할 수 있다.

(소재의 제조방법)

이하에서는, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 과정에 의해 부품으로 가공되는 소재를 제조하는 한가지 예시적인 방법에 대하여 서술한다. 본 발명의 소재는 열간압연 또는 열간압연 후 추가적인 냉간압연 과정에 의해 제조될 수 있으며 각 과정은 다음과 같다. 다만, 후술하는 강판의 제조방법은 예시에 불과할 뿐 반드시 이로 제한되는 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.

열간압연

강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계

상술한 조성을 가지는 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열할 필요가 있다. 즉, 슬라브 내의 편석을 용해시켜 조성을 균일화 시키고 슬라브가 압연에 적절한 가공성을 가지도록 하기 위하여 상기 가열온도는 1150℃ 이상인 것이 유리하다. 다만, 슬라브 가열 온도가 과다할 경우에는 에너지 비용이 상승하고, 결정립이 조대해지고 슬라브 표면에 용해가 일어나거나 산화 스케일이 과다하게 발생할 우려가 있으므로, 상기 슬라브 가열온도는 1300℃ 이하로 제한될 수 있다.

Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계

페라이트가 형성된 영역에서 열간압연할 경우에는 변형저항이 불균일하게 되어 압연 통판성이 나빠지고, 또한 페라이트 상에 응력이 집중되면 판파단 가능성이 높아지므로 페라이트 상이 형성되지 않는 Ar3 이상의 온도에서 열간 마무리 압연할 필요가 있다. 다만, 온도가 과다할 경우에는 모래형 스케일 등의 표면결함이 발생할 수도 있으므로 한가지 구현례에서는 상기 열간 마무리 압연온도는 950℃ 이하로 제한될 수 있다.

500~700℃에서 권취하는 단계

열간압연 후 런아웃테이블에서 냉각하여 권취할 수 있다. 이때, 열연강판의 폭방향 재질편차를 저감하고, 후속하는 냉연강판의 압연 통판성 향상을 위하여 강판 내에 마르텐사이트와 같은 저온조직이 포함되지 않도록 권취온도를 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 본 발명의 강판을 제조하기 위해서는 500~700℃의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트 같은 저온조직 형성으로 열연강판의 강도가 현저하게 상승되는 문제가 있으며, 특히 코일 폭방향으로 과냉되면 재질편차가 증가하면 후속되는 냉연공정에서 압연 통판성이 저하되고, 두께 제어가 어렵다. 반면에, 700℃를 초과하는 경우에는 강판 표면에 내부산화가 조장되고, 상기 내부산화물을 산세공정에 의하여 제거하는 경우에는 틈이 형성되어 최종 부품에서 강관의 편평 성능을 열화시키는 경우가 있어 상한치를 규제한다.

상기 강판은 그대로 열간 프레스 성형 또는 후-열처리에 사용될 수도 있으나, 강판을 적절한 크기로 슬리팅하여 ERW 강관을 제조하여 이를 열간 프레스 성형 또는 후-열처리에 사용할 수도 있다.

이와 같이, 본 발명에서는 열간 압연된 강판 또는 강관 등의 소재를 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 공정에 바로 투입할 수 있다. 다만, 경우에 따라서는 상기 열간압연된 강판을 추가적으로 냉간압연하여 사용할 수도 있으므로, 이하에서는 추가적인 공정에 대해서도 상세히 설명한다.

본 발명에서는 우선 열간압연으로 제조된 열연강판의 표면을 산세하여 제거한 후 냉간압연을 실시하고, 상기 냉간압연된 강판(풀하드재)를 소둔 및 과시효하여 냉연강판을 얻는다. 이때, 소둔공정에서 소둔온도는 750~850 범위이다. 소둔온도가 750℃ 미만이면 재결정이 충분하지 않을 수 있으며, 850℃를 초과하는 경우 결정립이 조대화될 뿐만 아니라 소둔 가열 원단위가 상승되는 문제점을 가지고 있기 때문에 제한하는 것이다. 연이어 과시효대에서의 과시효 온도는 400~600℃ 범위로 제어하여 최종 조직이 페라이트 기지에 퍼얼라이트 또는 베이나이트가 일부 포함된 조직으로 구성되도록 한다. 이는 냉연강판의 강도를 열연강판과 마찬가지로 800MPa 이하의 인장강도를 얻기 위함이다.

상기 강판은 그대로 열간 프레스 성형 또는 후-열처리에 사용될 수도 있으나, 강판을 적절한 크기로 슬리팅하여 ERW 강관을 제조하여 이를 열간 프레스 성형 또는 후-열처리에 사용할 수도 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 정해지는 것이기 때문이다.

(실시예)

실시예1

표 1에 나타낸 조성의 강 슬라브을 이용하여 열간압연을 행하였다. 표 1에서 *표시를 한 성분에 한해서 ppm 단위로 표시하였으며, 나머지 성분은 중량% 단위로 표시하였다(나머지 표에서도 동일).

구분	C	Si	Mn	P*	S*	Al	Ti	Cr	B*	Mo	Nb	V	Cu	Ni	N*	Mo/P
발명강1	0.35	0.15	1.3	71	27	0.029	0.029	0.16	20	0.14	-	-	-	-	45	19.7

열간압연시 상술한 조성의 강슬라브는 1200±20℃ 범위에서 180분 가열하여 균질화처리 하였으며 그 후, 조압연을 거친후 연이어 880±20℃ 범위를 목표로 하여 열간 압연을 마무리한 후 650±15℃의 온도로 권취하여 두께 3.0㎜의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 산세한 후 930±10℃의 온도에서 6분(360초) 가열한 다음, 마르텐사이트 임계 냉각속도보다 높은 60~80℃/초의 냉각속도로 20~30℃로 유지된 냉각수조 침적시켜 30℃ 이하로 급냉한 후, 표 2에 기재된 온도로 30분 동안 뜨임 열처리 하여 부품을 제조하였다. 부품을 제조하기 위해서는 고온에서 또는 가열 전 냉간에서 성형하는 단계가 포함되나, 성형과정은 부품의 물성 변화에 특별한 영향을 미치지 않으므로, 통상 성형과정을 생략한 후, 열간 프레스 성형 또는 후-열처리 과정을 모사하여 얻어진 부품의 물성을 시험하는 것이 일반적이다. 얻어진 부품에 대하여 인장시험과 저주기 피로수명을 평가하였다. 인장시험은 JIS5 시편을 이용하여 수행하였으며, 저주기 시험은 평형부 길이가 15±0.01mm, 평형부 폭이 12.5±0.01mm인 시편을 만들어 R=-1, △/2=±0.5% 변형율 제어 조건으로 수행하였다. 상술한 시험 결과를 표 2에 나타내었다. 표 2에서, YS는 항복강도를, TS는 인장강도를, EL은 연신율(elongation)을, U-EL은 균일연신율을, T-El은 전연신율을 의미한다. 표 2에서 예를 들면 1-2는 발명강 1의 2번째 실시예라는 것을 의미한다. 또한, 표 2에서 품종을 나타내는 PO는 열간압연 및 산세를 실시한 강판을 대상으로 하였다는 것을 의미한다.

No	품종	두께 (mm)	권취 온도 (℃)	소재의 물성			뜨임 온도 (℃)	부품의 물성				YS× U-El (MPa%)	저주기 피로수명 (cycle)	비고
				YS (Mpa)	TS (Mpa)	T-El (%)		YS (Mpa)	TS (Mpa)	U-El (%)	T-El (%)
1-1	PO	3.0	650	428	620	22	-	1250	1960	4.7	9	5875	4006	비교예
1-2	PO	3.0	650	428	620	22	160	1360	1850	5.2	9.6	7022	6237	발명예
1-3	PO	3.0	650	428	620	22	220	1460	1800	5.2	10.1	7592	6445	발명예
1-4	PO	3.0	650	428	620	22	250	1470	1730	4.1	10.1	6027	5780	발명예
1-5	PO	3.0	650	428	620	22	330	1370	1500	3.3	9	4521	3300	비교예
1-6	PO	3.0	650	428	620	22	500	1040	1100	4.7	9	4888	3580	비교예
1-7	PO	3.0	650	428	620	22	550	960	1050	6.2	12	5952	4950	비교예

표 2에서 알 수 있듯이 소입후 뜨임온도가 상승하면 인장강도는 연속적으로 하락하고, 항복강도는 소입 직후 대비 상승하다가 뜨임온도가 250℃ 근방에서 최대치를 보인후 인장강도와 마찬가지로 연속적으로 저하되었다. 균일연신율은 220℃ 부근에서 최대치를 보인후 급격히 감소하다가 330℃에서 최저치를 보인후 다시 서서히 증가하였다. 이러한 인장성질 변화에 대하여 항복강도×균일연신율 발란스를 비교해 보면 250℃를 경계로 급격히 저하되는 양상을 보이는 데, 이 결과는 저주기 피로 수명 변화와 거의 일치하는 것이다. 반대로 150℃ 뜨임과 소입 상태에서의 피로수명을 비교해 보면 소입 상태 대비 150℃ 뜨임 열처리의 경우가 더 양호함을 알수 있다.

이상의 실시예로 부터 소입후 뜨임온도가 250℃를 넘어서면 균일연신율 및 총연신율이 저하되고, 항복강도×균일연신율 값 역시 감소되었고, 이러한 변화는 저주기 피로 수명과 일치하였다. 따라서 소입후 뜨임 열처리를 150~250℃ 온도 범위에서 실시하면 기존의 500~550℃ 뜨임 열처리 조건보다 더 우수한 피로 특성이 얻어짐을 알 수 있다.

표 3에 각 제조방법에 의해 얻어진 부품의 조직을 검토한 결과를 나타내었다.

구분	미세조직(면적%)
	템퍼드 마르텐사이트	페라이트	잔류 오스테나이트	베이나이트
1-1	93.1	1.0	2.7	3.2
1-2	95.3	2.6	2.1	0
1-3	92.0	2.4	2.0	3.6
1-4	96.0	0	2.0	2.0
1-5	93.4	1.5	1.9	3.2
1-6	96.0	1.0	2.2	0.8
1-7	94.7	3.3	0	2.0

상술한 바와 같이, 발명예와 비교예의 미세조직은 모두 본 발명의 조건을 충족하고 있었다. 그러나, 내부에 형성된 석출물을 검토한 결과 본 발명의 조건에 의해 제조된 발명예는 개수비율로 석출물 중 90% 이상이 입실론 카바이드로 존재하고 있었으나, 비교예는 형성된 석출물이 대부분 세멘타이트로서 본 발명의 석출물 조건을 충족하지 못하고 있다는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 석출물의 차이는 항복강도, 인장강도 및 연신율 거동에 큰 차이를 나타내게 되며, 그 결과 저주기 피로수명에도 영향을 미치는 것으로 판단된다.

실시예2

표 4에 나타낸 바와 같은 발명강 2 및 3의 조성을 가지는 강 슬라브을 이용하여 열간압연을 행한후 산세처리하였다. 여기에서 발명강 2는 뜨임후 인장강도 1500Mpa급에 해당하며, 발명강 3은 뜨임후 인장강도 2000MPa급에 해당한다.

구분	C	Si	Mn	P*	S*	Al	Ti	Cr	B*	Mo	Nb	V	Cu	Ni	N*	Mo/P
발명강2	0.25	0.15	1.25	58	12	0.03	0.033	0.4	22	0.1	-	-	-	-	50	17.2
발명강3	0.42	0.15	1.3	67	11	0.035	0.04	0.1	10	0.11	-	-	-	-	42	16.4

발명강2에 대해서는 열간 압연시 상술한 조성의 슬라브를 1200±20℃ 범위에서 180분 가열하여 균질화처리 하였으며 그 후, 조압연을 거친후 연이어 890±20℃ 범위를 목표로 하여 열간압연을 마무리한 후 표 5에 기재된 온도로 권취하여 두께 3.0㎜의 열연강판을 제조하고 산세하여 열연강판을 얻었다. 발명강3에 대해서는 발명강2와 동일한 과정으로 열간압연 및 산세한 후 냉간압연을 수행하였고, 그 후 800±10℃의 온도에서 소둔열처리 하였으며, 과시효대에서 430±10℃의 온도로 과시효처리를 행하여 냉연강판을 얻었다. 상기 열연강판인 발명강2에 대해서는 930℃에서 7분, 냉연강판인 발명강3에 대해서는 880℃에서 6분 가열한 다음, 마르텐사이트 임계 냉각속도보다 빠른 50℃/초의 냉각속도로 20~30℃까지 급냉한 후, 표 2에 기재된 온도로 30분 동안 뜨임 열처리하였다. 열처리된 강판에 대하여 인장시험과 저주기 피로시험을 실시하였다. 인장시험은 JIS5 시편을 이용하여 수행하였으며, 저주기 시험은 평형부 길이가 15±0.01mm, 평형부 폭이 12.5±0.01mm인 시편을 만들어 R=-1, △ε/2=±0.5% 변형율 제어 조건으로 수행하였다. 상술한 시험 결과를 표 5에 나타내었다. 표 5에서, YS는 항복강도를, TS는 인장강도를, EL은 연신율(elongation)을, U-EL은 균일연신율을, T-El은 전연신율을 의미한다. 또한, 표 5에서 품종을 나타내는 PO는 열간압연 및 산세를 실시한 강판을 대상으로 하였다는 것을 의미하고, CR은 냉간압연 및 소둔한 강판을 의미한다. 표 5에서 예를 들면 2-2는 발명강 2를 가지고 실험한 2번째 예를 나타낸다.

표 5에서 알수 있듯이 기존의 뜨임온도 조건인 500℃ 에서 얻어지는 항복강도 범위는 960~1180Mpa 이며, 인장강도는 1030~1290Mpa 이며, 항복비는 0.91 이었지만, 뜨임 온도가 250℃인 경우 항복강도 범위는 1270~1630Mpa, 인장강도 범위는 1605~1960Mpa 이며 항복비는 0.79~0.83인 것으로 확인되었다. 즉, 소입상태의 항복 및 인장 강도는 탄소함량에 따라 확연하게 차이가 나나, 뜨임온도가 상승하면 그 차이가 현저하게 감소하여 탄소함량이 변화하여도 항복 및 인장 강도 차이는 크지 않다. 또한 뜨임온도가 160, 220℃로 되면 항복비는 각각 0.73, 0.81 정도인 것으로서 본 발명의 범위내로 제어되는 것으로 평가되었다.

발명강2의 뜨임후 재질을 비교해 보면 역시 250℃를 경계로 항복강도×균일연신율 값과 저주기 피로 수명이 크게 변화되었다. 뜨임온도가 250℃ 이상인 330℃(2-3), 550℃(2-4)에서 열처리한 경우 대비 저온 뜨임 열처리를 적용한 2-1, 2-2의 항복강도×균일연신율 값이 더 우수하였고, 저주기 피로수명 역시 더 우수하였다.

발명강3에 있어서도 유사하게 250℃를 경계로 항복강도×균일연신율 값과 저주기 피로 수명이 크게 변화되었다. 뜨임온도가 250℃를 초과하는 330℃(3-3), 550℃(3-4)에서 열처리한 경우 대비 저온 뜨임 열처리를 적용한 3-1, 3-2의 항복강도×균일연신율 값이 더 우수하였고, 저주기 피로수명 역시 더 우수하였다.

한편, 200~250℃ 뜨임온도 구간에서 발명강2와 발명강3의 피로 수명을 비교해 보면 탄소함량이 높을수록 항복강도 및 인장강도가 높고, 그 구간에서의 항복강도×균일연신율 값 역시 증가되었는데, 이 결과는 강도 상승에 따라 저주기 피로 특성이 향상되는 결과와 일치한다.

No	품종	두께 (mm)	권취 온도 (℃)	소재의 물성			뜨임 온도 (℃)	부품의 물성				YS× U-El (MPa%)	저주기 피로수명 (cycle)	비고
				YS (Mpa)	TS (Mpa)	T-El (%)		YS (Mpa)	TS (Mpa)	U-El (%)	T-El (%)
2-1	PO	3.0	680	410	570	27	220	1190	1650	4.9	11.5	5831	6200	발명예
2-2	PO	3.0	“	“	“	“	250	1270	1605	4.7	11.6	5969	6320	발명예
2-3	PO	3.0	“	“	“	“	330	1295	1480	3.5	9.5	4533	3710	비교예
2-4	PO	3.0	“	“	“	“	500	960	1030	4.3	12.7	4128	5100	비교예
3-1	CR	2.0	680	510	740	18	200	1690	2100	5.1	7.5	8619	6990	발명예
3-2	CR	2.0	“	“	“	“	250	1630	1960	4.3	6.6	7009	6167	발명예
3-3	CR	2.0	“	“	“	“	330	1560	1805	3.66	6	5710	3906	비교예
3-4	CR	2.0	“	“	“	“	500	1180	1290	4.7	8	5546	5308	비교예

표 6에 각 제조방법에 의해 얻어진 부품의 조직을 검토한 결과를 나타내었다.

구분	미세조직
	템퍼드 마르텐사이트	페라이트	잔류 오스테나이트	베이나이트
2-1	91.0	3.8	1.6	3.6
2-2	92	3.4	1.1	3.5
2-3	92.5	3.3	1.3	2.9
2-4	90.5	3.0	1.7	4.8
3-1	94.1	0	3.3	2.6
3-2	95	1.0	3	1
3-3	94.2	0	3.9	1.9
3-4	93.6	1.0	3.6	1.8

상술한 바와 같이, 발명예와 비교예의 미세조직은 모두 본 발명의 조건을 충족하고 있었다. 그러나, 내부에 형성된 석출물을 검토한 결과 본 발명의 조건에 의해 제조된 발명예는 개수비율로 석출물 중 90% 이상이 입실론 마르텐사이트로 존재하고 있었으나, 비교예는 형성된 석출물이 대부분 세멘타이트로서 본 발명의 석출물 조건을 충족하지 못하고 있다는 것을 확인할 수 있었다. 이러한 석출물의 차이는 항복강도, 인장강도 및 연신율 거동에 큰 차이를 나타내게 되며, 그 결과 저주기 피로수명에도 영향을 미치는 것으로 판단된다.

실시예3

표 7에 나타낸 조성의 강 슬라브을 이용하여 열간압연을 행한후 산세처리하였다.

구분	C	Si	Mn	P*	S*	Al	Ti	Cr	B*	Mo	Nb	V	Cu	Ni	N*	Mo/P
발명강4	0.35	0.15	1.3	71	27	0.029	0.029	0.16	20	0.14					45	19.7
발명강5	0.25	0.15	1.25	58	12	0.03	0.033	0.4	22	0.1					50	17.2
발명강6	0.42	0.15	1.3	67	11	0.035	0.04	0.1	10	0.11					42	16.4
비교강1	0.36	0.11	2.1	100	300	0.031	0.034	0.15	15	0.1					49	12.5
비교강2	0.35	0.1	1.3	140	29	0.034	0.032	0.16	20	0.1					43	7.1
비교강3	0.36	0.15	1.27	160	14	0.029	0.027	0.17	17	0.11					39	6.9
발명강7	0.34	0.2	1.8	69	27	0.03	0.03	0.11	16	0.15					38	21.7
비교강4	0.36	0.14	1.2	180	28	0.027	0.027	0.18	13	0.15					55	8.3
발명강8	0.37	0.11	1.3	96	22	0.029	0.029	0.2	15	0.15					60	15.6
비교강5	0.36	0.14	1.3	70	33	0.022	0.029	0.15	18	0.38					44	54.3
발명강9	0.35	0.15	1.3	70	27	0.031	0.025	0.17	19	0.15	0.05				42	21.4
발명강10	0.34	0.2	1.2	80	14	0.03	0.031	0.15	15	0.13		0.2			42	16.3
발명강11	0.35	0.2	1.4	71	25	0.025	0.023	0.17	19	0.15			0.2		38	21.1
발명강12	0.35	0.21	1.3	66	21	0.023	0.03	0.18	18	0.19			0.5	0.3	55	28.8
발명강13	0.23	0.18	1.25	62	10	0.026	0.031	0.2	17	0.1					45	16.1
비교강6	0.22	0.25	0.9	65	32	0.033	0.026	0.15	17	0.15					40	23.1
비교강7	0.2	0.11	1.3	80	15	0.031	0.029	0.4	26	0.21					57	26.3
발명강14	0.4	0.16	1.3	78	9	0.027	0.029	0.15	17	0.18					38	23.1
비교강8	0.46	0.2	1.2	65	10	0.025	0.02	0.1	13	0.1					43	15.4

열간압연시 상술한 조성의 슬라브를 1200±30℃ 범위에서 180분 가열하여 균질화처리 하였다. 그 후, 조압연을 거친후 연이어 870±20℃ 범위를 목표로하여 열간압연을 마무리한후 620~650℃의 온도로 권취하여 두께 3.0㎜의 열연강판을 제조하였다. 상기 열연강판을 산세하여 최종 열연강판을 얻었다. 이때 최종 두께는 3.0mm 이었다. 표 2의 비교강2의 CR재의 경우에는 상기 열연강판에 대하여 50% 냉간압연을 실시하여 1.5mm 두께로 만든후 790±10℃의 온도에서 소둔열처리를 수행하고 430±10℃에서 과시효 열처리를 수행하여 최종 냉연강판을 얻었다. 상기 얻어진 열연강판 또는 냉연강판에 대하여 880~960℃의 온도범위로 가열하여 5~7분 유지한 후, 마르텐사이트 임계 냉각속도보다 빠른 60~80℃/초의 냉각속도로 30℃ 이하로 급냉하였다. 상기 급냉된 부품에 대하여 표 8에 기재된 뜨임온도에서 1시간 열처리를 행한 후 인장성질 및 피로수명을 평가하고 이를 표 8에 나타내었다. 인장시험은 ASTM370에 따라 인장시험편을 제조하였으며, 피로시험에는 모래시계형 저주기 피로시험편을 제작하였으며, 실시예 1 또는 실시예2와 동일한 방식으로 인장시험 및 피로수명을 평가하였다.

구분	품종	두께 (mm)	권취 온도 (℃)	소재의 물성			뜨임 온도 (℃)	부품의 물성				YS× U-El (MPa%)	저주기 피로수명 (cycle)
				YS (Mpa)	TS (Mpa)	T-El (%)		YS (Mpa)	TS (Mpa)	U-El (%)	T-El (%)
발명강4	PO	3.0	650	428	620	22	220	1460	1800	5.2	10.1	7592	6445
발명강5	PO	3.0	680	410	570	27	250	1270	1605	4.7	11.6	5969	6320
발명강6	PO	3.0	620	510	740	18	200	1610	2100	5.1	7.5	8211	6990
비교강1	PO	3.0	620	601	840	16	-
비교강2	CR	1.5	650	410	619	23	220	1450	1750	4.9	9.8	7105	5160
비교강3	PO	3.0	650	440	638	23	220	1444	1804	4.8	9.7	6931	5007
발명강7	PO	3.0	620	510	700	18	220	1510	1840	4.6	9.9	6946	6400
비교강4	PO	3.0	620	465	650	19	220	1500	1850	4.5	8.6	6615	5060
발명강8	PO	3.0	620	470	665	19	220	1470	1838	4.9	10	7203	6390
비교강5	PO	3.0	620	550	810	17	-
발명강9	PO	3.0	600	477	658	20	220	1490	1820	5.2	11	7748	6910
발명강10	PO	3.0	620	480	660	21	220	1480	1810	5.1	11	7548	6670
발명강11	PO	3.0	650	454	655	23	220	1445	1840	4.9	9.5	7081	6700
발명강12	PO	3.0	650	448	637	24	220	1455	1820	5.1	9.9	7421	6819
발명강13	PO	3.0	650	399	580	26	220	1290	1620	5	10	6450	6300
비교강6	PO	3.0	650	390	550	27	220	1210	1490	5.3	10.1	6413	6200
비교강7	PO	3.0	650	387	520	28	220	1168	1450	5.2	11.3	6074	6150
발명강14	PO	3.0	650	472	688	20	200	1550	2070	4.9	8.8	7595	7006
비교강8	PO	3.0	620	650	920	13

표 8에 나타내었듯이, 뜨임 후 강도 수준은 탄소량에 주로 의존하여 1444~2100Mpa의 범위의 인장강도가 얻어졌다. 비교강7의 경우 C함량이 낮아 1450Mpa 정도의 뜨임강도가 얻어지며, 탄소량이 0.46%인 비교강8의 경우, 뜨임강도가 2100Mpa로 우수하나, 소재상태의 강도가 920MPa 수준으로 너무 높고 폭방향 재질 편차 역시 커, 자동차 부품으로 냉각성형후 소입처리하기에 부적절하였다. 그 이유는 강관 제조나 냉간성형을 행한후 소입할 경우 성형성이 확보되어야 하는 데, 일반적으로 인장강도 800Mpa을 초과하면 연신율 저하로 성형하기 어렵기 때문이다. 이처럼 소재강도가 800Mpa급을 초과하는 경우는 Mn함량이 지나치게 많은 비교강1, Mo이 0.38%가 함유된 비교강5에서도 확인되며, 경화능 원소인 Mn과 Mo 성분의 상한치는 이들 실시예를 기준으로 결정되었다. 그러나 Mn함량이 비교강6과 같이 지나치게 적으면 뜨임 열처리 후 강도가 1490MPa 정도로서 저하되는 결과가 초래하였다.

한편, 본원 발명에서 오스테나이트 용체화 처리시 결정입계에 농화되는 P 편석은 피로수명을 저하시킬 뿐만 아니라 충격에너지 역시 감소시키게 되어 문제가 된다. 따라서 강중 P 함량을 낮게 제어하는 것이 필요하며, Mo을 첨가하여 입계 P농화도를 낮추는 것 역시 효과적이기 때문에 Mo/P 비를 규제하는 것이 필요하다. 비교강3과 비교강4는 P 함량이 높아 Mo/P 비가 10 미만인 경우이다. 그리고 비교강2는 Mo첨가량이 낮아 Mo/P 비가 역시 10 미만인 경우이다. 이들 3 경우를 유사 탄소함량을 가지는 발명강4, 발명강7, 발명강8 및 발명강9~14와 비교해 보면 항복강도×균일연신율 발란스가 낮고, 피로수명 역시 낮은 수준임을 알수 있다.

비교강4, 발명강8, 비교강5, 발명강11은 각각 Nb, V, Cu, Cu-Ni를 첨가한 성분계에 대하여 인장성질 및 피로수명을 평가한 결과인데, 저온 뜨임을 실시할 경우 양호한 피로 특성이 얻어짐을 보여주고 있다.

Claims (20)

1. 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mo/P>10 의 관계(Mo과 P는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미한다)를 충족하는 조성을 가지고,
   면적비율로, 템퍼드 마르텐사이트: 90% 이상, 잔류 오스테나이트 4% 이하, 나머지 페라이트 및 베이나이트 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 포함하는 미세조직을 가지고, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내에 입실론 카바이드가 석출물로 포함되며,
   항복비가 0.7~0.85인 자동차용 부품.
   
2. 제 1 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 B: 0.0005~0.005%를 더 포함하는 자동차용 부품.
   
3. 제 1 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 Cu: 0.05~0.5% 및 Ni: 0.05~0.5% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 자동차용 부품.
   
4. 제 1 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 Nb: 0.01~0.07% 및 V: 0.05~0.3% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 자동차용 부품.
   
5. 삭제
6. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 입실론 카바이드는 상기 템퍼드 마르텐사이트 내의 전체 석출물 대비 개수 비율로 70% 이상인 자동차용 부품.
   
7. 제 1 항 내지 제 4 항 중 어느 한 항에 있어서, 강도가 1500MPa 이상인 자동차용 부품.
   
8. 삭제
9. 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mo/P>10 의 관계(Mo과 P는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미한다)를 충족하는 조성을 가지는 소재를 준비하는 단계;
   상기 소재를 오스테나이트로 변태되는 온도까지 가열하는 단계;
   상기 가열된 소재를 금형에서 성형과 함께 냉각하여 중간품을 얻는 단계; 및
   상기 중간품을 150~250℃의 온도에서 뜨임열처리 하여, 항복비가 0.7~0.85인 부품을 얻는 단계를 포함하는 자동차용 부품의 제조방법.
   
10. 중량비율로, C: 0.20~0.45%, Si: 0.5% 이하, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.010% 이하, S: 0.003% 이하, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, Mo: 0.05~0.3%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, Mo/P>10 의 관계(Mo과 P는 각각 해당원소의 함량(중량%)를 의미한다)를 충족하는 조성을 가지는 소재를 준비하는 단계;
    상기 소재를 냉간성형하는 단계;
    상기 냉간 성형된 소재를 오스테나이트로 변태되는 온도까지 가열하는 단계;
    상기 가열된 소재를 냉각하여 중간품을 얻는 단계; 및
    상기 중간품을 150~250℃의 온도에서 뜨임열처리 하여, 항복비가 0.7~0.85인 부품을 얻는 단계를 포함하는 자동차용 부품의 제조방법.
    
11. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 B: 0.0005~0.005%를 더 포함하는 자동차용 부품의 제조방법.
    
12. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 Cu: 0.05~0.5% 및 Ni: 0.05~0.5% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 자동차용 부품의 제조방법.
    
13. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 조성이 중량비율로 Nb: 0.01~0.07% 및 V: 0.05~0.3% 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 더 포함하는 자동차용 부품의 제조방법.
    
14. 삭제
15. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 중간품은 면적비율로 90% 이상의 마르텐사이트, 4% 이하의 잔류 오스테나이트, 나머지 페라이트 및 베이나이트 중에서 선택된 1종 또는 2종 모두를 포함하는 미세조직을 가지는 자동차용 부품의 제조방법.
    
16. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 오스테나이트로 변태되는 온도는 850~960℃인 자동차용 부품의 제조방법.
    
17. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 오스테나이트로 변태되는 온도에서 유지하는 100~1000초인 자동차용 부품의 제조방법.
    
18. 제 9 항 또는 제10 항에 있어서, 상기 냉각하여 중간품을 얻는 단계에서의 냉각속도는 마르텐사이트 임계 냉각속도 이상인 자동차용 부품의 제조방법.
    
19. 제 18 항에 있어서, 상기 냉각하여 중간품을 얻는 단계에서의 냉각 정지온도는 100℃ 이하인 자동차용 부품의 제조방법.
    
20. 제 9 항 또는 제 10 항에 있어서, 상기 뜨임 열처리시 유지시간은 10분 이상인 자동차용 부품의 제조방법.