KR20230095153A - 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 냉간 굽힘성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 냉간 굽힘성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명은, 중량%로, C: 0.20% 이상 0.3% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차 값을 가지며, 부피%로, 20~65%의 페라이트와 35~80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판에 관한 것이다.

Description

가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 냉간 굽힘성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조방법 {HOT ROLLED STEEL WITH EXCELLENT COLD BENDABILITY, STEEL TUBE, STEEL MEMBER AFTER HEAT TREATMENT, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차의 현가 부품 등의 자동차 차체 구성 부품 등에 사용되는 열연강판, 이를 이용한 강관 및 부재와 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차(ΔHv) 값이 15 미만으로 우수하고 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리 후 1300MPa 이상의 고강도 및 40도 이상의 최대굽힘각도를 나타내는 열연강판, 이를 이용한 강관, 부재 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 샤시 부품 중에서 현가 부품은 피로 내구성이 요구되는 부품 중 하나로서 부품 경량화 추세에 따라 고강도 박물 열연 강판이 선호되고 있다.
한편, 이러한 현가 부품은 파이프 형태의 자재를 열간 성형 또는 냉간 성형 및 열처리를 거쳐 제조하는 것이 일반적이지만, 친환경 제조 및 원가 저감을 위해 기존과 달리 열처리를 실시한 초고강도 강관을 제조한 후, 냉간성형으로 부품을 제조하는 새로운 제법도 제안되고 있다. 이는 1000MPa 이상의 고강도를 갖는 강관을 냉간(≤25℃) 또는 온간(≤550℃) 상태에서 굽힘(Bending) 외력으로 원하는 형상의 부품으로 제조하는 것이며, 이경우 열처리된 강판 또는 강관 자체가 굽힘 크랙 형성에 대한 높은 저항성 또는 높은 연성을 나타내는 것을 필요로 한다.
한편, 강판 자체의 굽힘 성형성을 향상시키기 위한 방법으로서 열처리 적용 여부에 관계없이 최종 냉연강판의 페라이트 및 퍼얼라이트 미세조직을 균일하게 제어하거나, 또는 95% 이상의 마르텐사이트 상의 구오스테나이트 크기와 마르텐사이트 내에 잔존하는 탄화물의 크기 분포를 제어하는 연구가 진행되어 왔다.
특허문헌 1 에서는 열간 프레스 성형품의 고강도화에 따른 굽힘성 하락의 문제점을 해결하기 위해 열간 성형용 강판의 굽힘성을 향상시키는 방법을 제안하였다. 이는 냉연강판 용도로 사용되는 강에 0.05~2.0 범위의 Mn/Si 비율 제어 및 0.5% 이상의 규소(Si) 원소를 첨가하고 냉연 소둔 열처리를 실시하면 냉연강판의 미세조직, 상세하게는 퍼얼라이트 상을 균일하게 분포시킬 수 있으며, 상기 냉연강판을 열간 프레스 성형 후 도장 열처리를 실시하면 마르텐사이트 조직 내에 잔류 오스테나이트 상을 형성시킬 수 있기 때문에 굽힘성이 향상되는 것으로 제시하고 있다. 즉, 동 문헌에서는 냉연강판으로 사용되는 강에 0.5% 이상 함량의 규소(Si) 첨가를 제시하고 있는데, 이를 강관 형태의 샤시 부품에 직접 적용하기 위해서는 전기저항용접(Electric Arc Welding) 과정에서 맞대기 용접 또는 용융부에 형성되는 다량의 규소 산화물을 효과적으로 배출해야 하며, 효과적으로 산화물을 배출할 수 없는 경우에는 용접 결함이 발생하여 강관의 편평(Flattening) 또는 확관(Expansion) 특성과 같은 성형성을 하락시킬 수 있기 때문에 사용상에 제약이 있었다.
특허문헌 2 에서는 5~6㎛ 크기의 구오스테나이트(PAGS) 미세 크기로 이루어진 마르텐사이트 단상 조직 내에 25~60nm 크기의 미세 탄화물 개수를 1mm2 면적당 0 ~ 500,000개 이하로 제어하여 1470MPa 이상의 고강도 냉연 강판의 굽힘성(한계굽힘반경(R)/두께(t) ≤2.4)을 향상시키는 방법을 제안하였다. 한편, 상기 고강도 냉연강판의 굽힘성 향상 또는 매우 낮은 R/t 측정값은 미세한 구오스테나이트 크기에 주로 기인하는 것으로 보여지는데, 이는 구오스테나이트 입계 또는 탄화물/마르텐사이트 계면에서 굽힘 외력에 의해 발생하는 크랙 사이트(sites)들의 형성 또는 크랙 전파가 지연되기 때문으로 이해될 수 있다. 특히, 매우 미세한 마르텐사이트 조직으로 인하여 냉연 강판의 인장강도는 1470MPa 이상으로 높지만, 6% 미만의 낮은 연신율(Elongation)을 나타낼 것으로 예상되기에 복잡한 형상을 갖는 부품으로 제조하기에는 성형성이 미흡할 것으로 생각된다. 한편, 상기 고강도 강의 경우에도 100℃/sec 이상의 빠른 냉각으로 형성된 마르텐사이트 조직이 템퍼링 열처리를 거치는 동안에 석출 및 성장하는 탄화물의 크기를 제어하기 위해 1.0% 이상 다량의 규소(Si) 함량을 첨가하고 있어 강관 또는 강관 부품으로 적용하기에 어려움이 예상될 수 있다.
따라서 상기 특허 문헌들에 제안된 강판 및 강 부품 제조공정의 검토로 부터, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리 미리 실시한 전기저항용접 강관 또는 인발 강관을 냉간(≤25℃) 상태에서 굽힘(Bending) 외력으로 원하는 형상의 스태빌라이저 부품으로 제조할 수 있는 강판으로서, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차(ΔHv) 값이 15 미만이며, 열처리 후 1300MPa 이상의 고강도 (8% 이상의 연신율) 및 40°이상의 최대굽힘각도를 나타내는 열연 강판, 강관, 부재 및 그 제조방법에 대한 제안은 없는 상태이다.
대한민국 등록특허 10-1568549호 대한민국 공개특허 10-2015-0105476호
본 발명의 바람직한 일 측면은, 강판 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차 값이 작고(탈탄 저항성이 크고) 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도 및 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 우수한 굽힘성을 나타내는 냉간 성형부재용 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
또한 본 발명의 바람직한 일 측면은, 강판 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차 값이 작고(탈탄 저항성이 크고) 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도 및 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 우수한 굽힘성을 나타내는 열연강판을 이용하여 제조된 냉간 성형부재용 강관 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
나아가, 본 발명의 바람직한 일 측면은, 강판 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차 값이 작고(탈탄 저항성이 크고) 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도 및 40도 이상의 최대굽힘각도를 갖는 우수한 굽힘성을 나타내는 강관을 이용하여 제조된 냉간 성형부재 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서 15 미만의 경도차 값을 가지며, 부피%로, 20~65%의 페라이트와 35~80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
(Mn/Si)≥ 2 (중량비)
[관계식 2]
(Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
[관계식 3]
(Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
또한 본 발명의 다른 일 측면은,
상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;를 포함하는 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차 값을 갖고, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판의 제조방법이 제공된다.
상기 열연 강판을 산세 처리하여 열연 산세강판을 얻는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 또다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 강관 표층부와 두께/4 위치부에서 15 미만의 경도차 값을 가지며, 부피%로 20 ~ 65%의 페라이트 및 35 ~ 80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관에 관한 것이다.
[관계식 1]
(Mn/Si)≥ 2 (중량비)
[관계식 2]
(Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
[관계식 3]
(Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
또한 본 발명의 또다른 일 측면은,
상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
상기 강관을 Ac1 -50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 소둔열처리하는 단계;를 포함하는 냉간 성형부재용 강관 제조방법에 관한 것이다.
상기 소둔열처리된 강관을 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
상기 소둔열처리 또는 인발된 강관을 Ar3 ~ 970℃의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열한 후, 60초 이내로 유지하는 재가열단계; 상기 재가열된 강관을 20~350℃/sec의 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 ??칭단계; 및 상기 ??칭된 강관을 150~350℃ 온도범위까지 2 ~ 20℃/sec의 가열속도로 가열한 후, 이 온도에서 유지하는 템퍼링 열처리 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명의 또다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 부피%로, 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 이상을 95%, 잔부 5%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상이고, 그리고 평균 원상당 크기가 300nm 이하인 Fe3C 탄화물을 단위면적(㎛2)당 30개 이하로 가지는, 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형 부재에 관한 것이다.
[관계식 1]
(Mn/Si)≥ 2 (중량비)
[관계식 2]
(Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
[관계식 3]
(Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
나아가, 본 발명의 또다른 일 측면은,
상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
상기 소둔열처리 또는 인발된 강관을 Ar3 ~ 970℃의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열한 후, 60초 이내로 유지하는 재가열단계;
상기 재가열된 강관을 20~350℃/sec의 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 ??칭단계;
상기 ??칭된 강관을 150~350℃ 온도범위까지 2 ~ 20℃/sec의 가열속도로 가열한 후, 이 온도에서 유지하는 템퍼링 열처리 단계; 및
상기 템퍼링 열처리된 강관을 부재로 냉간 성형하는 단계;를 포함하는 냉간 성형 부재 제조방법에 관한 것이다.
상술한 구성의 본 발명에 의하면, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 경도차(ΔHv) 값이 15 미만으로 우수하고, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리 후 1300MPa 이상의 고강도 및 40°이상의 최대굽힘각도를 나타낼 수 있는 성형부재용 열연 강판 및 강관을 제공할 수 있고, 또한, 냉간 성형으로 부품을 제조할 수 있어 부품 제조 원가를 저감시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에서 발명예 2의 템퍼링 열처리후 강판의 강도 및 최대굽힘각도 변화 곡선을 나타내는 그림이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에서 발명예 2의 ??칭-템퍼링 열처리 강관의 냉간 굽힘성형 후 형상을 나타내는 사진이다.
도 3(a-b)은 본 발명의 일 실시예의 열처리 강관의 크랙 발생 여부를 나타내는 사진으로서, (a)는 발명예 2를 (b)는 비교예 2를 나타낸다.
이하, 본 발명을 설명한다.
먼저, 본 발명의 바람직한 일 측면에 따르는 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차(ΔHv) 값을 갖고, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 냉간 성형부재용 열연강판은, 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 관계식 1-3을 만족하고, 부피%로, 20~65%의 페라이트와 35~80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차 값을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상이다.
먼저, 본 발명의 냉간 성형부재용 강판 및 강관의 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명하며, 이하에서, "%"는 달리 규정한 바가 없으면 중량%를 의미한다.
·C: 0.20% 이상 0.35% 미만
상기 탄소(C)은 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서 ??칭-템퍼링 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.20% 미만에서는 뜨임 열처리후 1300MPa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에 0.35% 이상이면 과도한 경도 또는 강도를 갖는 마르텐사이트가 형성되어 열처리후 강판 소재 또는 강관 부품의 냉간 굽힘 성형시 40°이상의 굽힘각도를 확보하는데 어려움이 있다. 만약, 굽힘각도 증가를 위해서는 템퍼링 가열 온도를 350℃ 이상으로 높일 수 있으나 1300MPa 이상의 강도를 확보하는데 제약이 있다. 따라서, 탄소(C) 함량은 0.20% 이상 0.35% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.
·Mn: 0.5 ~ 1.3%
상기 망간(Mn)은 강의 강도를 높이는데 필수적인 원소로서 강의 ??칭 열처리후 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.5% 미만에서는 뜨임 열처리후 1300MPa 이상의 충분한 강도를 확보하기 어려운 반면에, 1.3% 를 초과하면 강도 확보에는 유리하지만, 열처리 후 강판 및 강관이 40°이상의 굽힘 각도를 확보하는데 어려움이 있다. 이 경우, 냉간 굽힘성 향상을 위해 구오스테나이트 크기를 적정하게 제어하거나 또는 탄화물 성장을 억제하기 위해 상대적으로 다량의 니켈(Ni) 함량이 요구될 수 있기 때문에 제조원가 상승을 초래할 수 있다. 또한, 연주 슬라브 및 열연 강판의 내부 및/또는 외부에 편석대를 형성시킬 수 있기 때문에 강관 조관시 높은 빈도의 가공불량을 초래할 수 있다. 따라서, 망간(Mn) 함량은 0.5 ~ 1.3%로 제한하는 것이 바람직하다
·Si: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 규소(Si)는 강도 또는 연성을 향상시키기 위해 첨가하는 원소로서 열연 강판 및 열연산세강판의 표면 스케일성 문제가 없는 범위에서 첨가된다. 그 함량이 0.3% 이상 초과시 실리콘 산화물 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세에 의한 제거가 쉽지 않다. 또한, 강관 제조시 강관 용접부의 용융 부에서 산화물 배출이 원활하지 않는 경우에 강관 성형성을 하락시킬 수 있다. 따라서, 규소(Si) 함량은 0.3% 이하로 제한한다.
·관계식 1
상기 Mn과 Si는 하기 관계식 1을 만족시켜야 한다.
[관계식 1]
(Mn/Si)≥ 2 (중량비)
상기 Mn/Si 비율은 강관의 용접부 품질을 결정하는 중요한 파라미터이다. Mn/Si 비가 2 미만으로 되면 상대적으로 Si 함량이 높아 용접부 용융 금속내에 실리콘 산화물을 형성하여 강제적으로 배출시키지 않으면 용접부에 결함을 형성하여 강관 조관 불량을 초래할 수 있기 때문에 Mn/Si 비율을 2 이상으로 제한한다.
·P: 0.03% 이하(0% 포함)
상기 인(P)은 오스테나이트 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, 인(P)의 함량은 기능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.03% 로 한정한다. 바람직한 인(P) 함량은 0.02% 이하이다.
·S: 0.004% 이하(0% 포함)
상기 황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발 할 수 있다. 또한 열처리 강판 또는 강관의 충격인성을 열화 시킬 수 있기 때문에 가능한 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에서 황(S) 함량은 가능한 낮게 유지하며, 그 상한은 0.004%로 한정하는 것이 바람직하다.
·Al: 0.04% 이하(0% 제외)
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 슬라브 제조 시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 또한, 강판 또는 강관 내부에 Al-rich 개재물 또는 산화물이 존재하는 경우에 최종 부품의 피로 내구성을 열위하게 할 수 있기 때문에 가능한 그 함량은 낮게 유지하는 것이 필요하다. 따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.04% 이하(0% 제외)로 제한하는 것이 바람직하다.
·Cr: 0.3% 이하(0% 제외)
상기 크롬(Cr)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 ??칭 열처리시 소입성을 증대 및 열처리 강도를 향상시키는 원소이다. 0.30% 이상의 탄소(C) 함유 강에 크롬(Cr)이 0.3%를 초과하여 첨가 시에는 강의 과도한 소입성을 유발할 수가 있기 때문에 그 함량은 0.3%이하(0% 제외)로 제한한다.
·Ni: 0.1 ~ 0.4%
상기 니켈(Ni)은 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 한편, 본 발명에서 기본 성분에 니켈(Ni) 함량을 증가시킨 강판 또는 강관의 ??칭-템퍼링 열처리후에 인장 물성 및 최대 굽힘 각도를 평가한 경우에 열처리후 항복강도는 Ni 함량 증가에 따라 감소된다. 이는 니켈(Ni) 원소가 마르텐사이트 내에 도입된 전위의 이동을 촉진하거나, 또는 가열 열처리시 구오스테나이트 크기가 평균 26㎛ 이상으로 과도하게 조대화 되는 것을 억제하며, 나아가, 템퍼링 열처리시에는 마르텐사이트 조직 내에서 석출하는 탄화물의 크기를 300nm 미만으로 제어하는 것으로 생각된다. 그러나 그 함량이 0.1% 미만에서는 항복강도 하향 및 최대 굽힘 각도를 증가시키는 효과가 불충분하며, 반면에 그 함량이 0.4% 초과하는 경우에 상기 장점에도 불구하고 강판의 제조 원가를 급격하게 증가시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.1~ 0.4% 범위로 제한한다.
·관계식 2
상기 Mn, Ni는 하기 관계식 2를 만족해야 한다.
[관계식 2]
(Ni/Mn)≥ 0.05 (중량비)
상기 (Ni/Mn) 비율은 ??칭-템퍼링 열처리후 1300MPa 이상의 강도를 확보하면서도 40°이상의 최대 굽힘각도를 확보하는데 필요한 조건이다. (Ni/Mn) 비율이 0.05 미만으로 되면 본 발명에서 제시하는 망간(Mn) 또는 니켈(Ni) 함량 범위를 벗어난다. 또한, 실리콘(Si) 함량이 낮거나 또는 망간(Mn) 함량이 높은 경우에 열연 강판의 미세 조직내에 망간(Mn) 함량이 높은 밴드 조직이 쉽게 형성될 수 있으며, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후에 굽힘성이 열화될 수 있다. 한편, 가열 열처리 과정에서 니켈(Ni) 원소는 밴드 조직의 분해 또는 탄화물의 입계에 편석되어 탄화물 완전 분해(Decomposition) 또는 용해(Dissolution)를 방해하여 구오스테나이트 크기가 과도하게 성장되지 않도록 할 수 있다. 또한, 템퍼링 과정에서는 마르텐사이트 내에서 석출하는 탄화물의 인접부에 편석되어 탄화물의 성장을 억제하여 미세 크기로 존재하도록 할 수 있다. 따라서, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 강판 또는 강관의 냉간 굽힘성을 개선하는 방법으로서 본 발명에서는 (Ni/Mn) 비율은 0.05 이상으로 제한한다.
·관계식 3
상기 C, Mn, Si, Ni는 하기 관계식 3를 만족해야 한다.
[관계식 3]
(Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
상기 (Si+Ni)/(C+Mn) 비율은 ??칭-템퍼링 열처리후 1300MPa 이상의 강도를 확보하면서도 40°이상의 최대 굽힘각도를 확보하는데 필요한 조건이다. 일반적으로, ??칭-템퍼링 열처리후 강판 또는 강관의 냉간 굽힘성은 인장강도와 상호 반비례 관계에 있는 것으로 보여진다. 한편, 본 발명에서는 열처리후 고강도와 고성형 특성을 동시에 만족시키기 위해 관계식 3을 안출 하였다. (Si+Ni)/(C+Mn) 비율이 0.2 미만으로 되면 (Si+Ni) 함량 대비하여 (C+Mn) 함량이 높은 경우에 해당되며, 이 경우에 경화능이 높아 열처리후 강도가 매우 높지만 최대 굽힘각도가 매우 낮아 굽힘 성형 과정에서 굽힘 크랙이 빈번하게 발생할 수 있다. 또한 석출물 형성 원소를 첨가한 경우에는 가열 열처리시 구오스테나이트(PAGS) 크기가 15㎛ 미만으로 미세하기 때문에 인장강도가 높아 굽힘성이 열위할 수 있다.
·Ti: 0.05% 이하(0% 제외)
상기 티타늄(Ti)은 열연강판 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN) 형성 원소하는 원소로서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연강판의 강도를 증가시킨다.
그 함량이 0.05% 초과하는 경우에는 ??칭-템퍼링 열처리 강의 강도 증가에 효과적일 수 있지만, 열연 강판 내에 미세 석출물이 아닌 조대 정출물 형태로 존재하는 경우에는 인성을 나쁘게 하거나 또는 냉간 굽힘 성형 과정에서 크랙의 발생 기점으로 작용하여 열처리 강판 및 강관 부품의 냉간 성형성을 하락시키거나 또는 최종 부품의 피로 내구성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 그 함량을 0.05%이하(0% 제외)로 제한한다.
·B: 0.0005~0.005% 이하(0% 제외)
상기 보론(B)은 낮은 함량에도 강의 경화능을 매우 증가시키는 유익한 원소이다. 적정한 함량 첨가되면 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만, 과다 함유되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 보론(B) 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 강의 상기 효과를 확보하는데 어려움이 있으며, 0.005%를 초과하면 상기 효과가 포화되거나 또는 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 그 함량은 0.0005~0.005% 이하로 제한한다. 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 열처리강의 강도 및 성형성을 동시에 확보하는데 효과적이다.
·N: 0.01%이하(0% 제외)
상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 질소(N) 함량이 0.01%를 초과하면 조대한 AlN 질화물을 형성하여 열처리 강판 또는 강관 부품의 내로 내구성 평가시 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 그 함량은 0.01% 이하(0% 제외)로 제한한다. 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.006% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 보론(B) 원소가 함께 첨가되는 경우에는 유효 보론(B) 함량을 증가시키기 위하여 가능한 질소(N) 함량은 낮게 제어하는 것이 필요하다
본 발명 강은 상기 성분을 기본적으로 포함하고, 잔부가 실직적으로 Fe 및 기타 불순물이지만, 본 발명을 손상시키지 않은 범위에서, 이하의 허용 성분을 선택적으로 첨가할 수 있다.
·Mo, Cu, Nb 및 V
본 발명에서는 선택적으로, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 포함할 수도 있다. 이들 원소는 강의 경화능을 증가시키거나 또는 구오스테나이트의 결정립 크기를 미세하게 하여 최종 부품의 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 조직을 구성하는 래스 크기를 미세하게 한다. 따라서 이에 의해 강의 인장강도를 증가시키거나, 나아가, 굽힘 각도 또는 굽힘성을 향상시킴에 기여할 수 있다.
한편 상술한 본 발명의 열연강판 및 강관은 부피%로 20 ~ 65%의 페라이트와및 35 ~ 80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 상기 페라이트의 분율이 20% 미만인 경우에는 퍼얼라이트 함량이 너무 증가하여 밴드 조직 발달에 따른 높은 강도 및 굽힘 각도를 확보하기 어렵다. 따라서, 상기 페라이트의 분율은 20% 이상으로 한정하는 것이 바람직하다. 바람직한 페라이트의 분율은 20~60%이다. 반면 페라이트 분율이 65%를 초과하면 열연강판에 첨가된 경화능 원소의 총량이 불충분할 수 있으며, 이 경우 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리 후 충분한 강도를 확보하는데 어려움이 있다.
또한 본 발명의 열연강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차(ΔHv) 값을 가지며, 320 ~ 950 MPa의 인장강도를 가질 수 있다.
그리고 상기 열연강판을 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리하면, 부피%로, 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 이상을 95%, 잔부 5%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 성형부재를 얻을 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일실시예에 따른 열연강판 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 열연강판 제조방법은, 상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;를 포함한다.
강 슬라브의 가열단계
먼저, 본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열한다.
상기 강 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 것은 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위함으로, 슬라브 가열온도가 1150℃ 미만으로 낮으면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용 및 성분 균일성을 확보할 수 없다. 반면 슬라브 가열온도가 1300℃를 초과하는 경우에는 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하기 때문에 열연 강판의 목표 재질 및 표면 품질을 확보하기에 어려움이 있다. 따라서, 슬라브 가열온도는 1150~1300℃ 범위로 제한한다.
열연강판을 얻는 단계
이어, 본 발명에서는 상기 가열된 슬라브를 Ar3 이상의 온도에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
상기 열간압연은 Ar3 이상에서 열간마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연이 Ar3 미만의 온도에서 실시되면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트로 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판 파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높다. 다만 상기 마무리압연온도가 950℃를 초과하게 되면 스케일 결함 등이 발생하기 때문에 상기 열간 마무리압연온도는 950℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
권취단계
그리고 본 발명에서는 상기와 같이 열간압연을 통해 얻어진 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취한다.
상기 열간압연후 런아웃테이블에서 냉각하고 550~750℃ 온도 범위에서 권취하는 것은 열연 강판의 균일 재질을 확보하기 위함으로, 권취온도가 550℃ 미만으로 너무 낮으면 강판의 폭방향 에지부에 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 변태 상이 도입되어 강판의 강도가 급격하게 높아질 우려가 있으며 폭 방향으로 열연 강도에 편차가 증가하게 된다.
한편, 권취온도가 750℃를 초과하는 경우에는 강판의 표층부에 내부 산화가 조장되는데 열연 산세 이후에 표면에 크랙과 같은 표면 흠 또는 표면 요철이 발생할 수 있다. 또한, 퍼얼라이트의 조대화로 강판의 표면 경도 편차가 유발될 수 있다. 따라서, 열연강판의 냉각 후 권취하는 온도는 550~750℃로 제한함이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같이 제조된 열연강판을 추가로 산세 처리하여 열연산세강판으로 제조할 수도 있다. 산세처리방법은 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 산세처리 방법이라면 어떠한 방법으로도 가능하므로 특정 방법을 제한하지는 않는다.
한편 본 발명에서는 상기 권취공정에서 550~750℃ 범위의 권취 온도를 가능한 낮게 제어하여 탈탄(Decarburization) 발생을 최소화하거나, 또는 권취된 코일을 자연냉각하는 것이 아니라 수냉 욕조에 장입하여 권취 코일이 장시간 고온에서 유지되는 것으로 방지하거나, 또는 권취 코일을 200~250℃ 까지 냉각한 후에 과산세를 실시하여 코일 표층 탈탄 영역을 제거하는 공정들 중 하나를 선택적으로 이용함이 바람직하다. 이러한 공정들을 선택적으로 이용함으로써 강판 표층부~t/4 위치 사이의 경도 차이(ΔHv)를 15 미만으로 효과적으로 감소시킬 수 있다.
상기와 같은 제조공정으로 제조된 본 발명의 열연강판은, 부피%로 20 ~ 65%의 페라이트 및 35 ~ 80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.
또한 열연강판의 표층부와 t/4 위치부에서의 15 미만의 경도차(ΔHv) 값을 가지며, 320 ~ 950MPa의 인장강도를 가질 수 있다.
또한 상기와 같은 제조공정으로 제조된 본 발명의 열연강판은 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인 미세조직을 가질 수 있다.
15㎛ 이상의 구오스테나이트 평균 결정립 크기를 갖는 열연강판을 후술하는 성형부재 제조를 위한 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리하면, 형성되는 마르텐사이트 조직이 상대적으로 조대하여 굽힘 성형시 크랙 발생 개시가 지연되기 때문에 굽힘성이 향상되거나 또는 굽힘각도가 증가할 수 있다.
본 발명에서 상술한 관계식 2-3을 만족하는 열연강판의 경우, 구오스테나이트 평균 결정립 크기를 15um 이상으로 효과적으로 제어할 수 있으며, 그 결과 ??칭-템퍼링후 열처리후 적정 항복강도 또는 인장강도 및 높은 굽힘각도를 동시에 확보할 수 있다.
만일 15㎛ 미만의 평균 결정립 크기를 가지는 구오스테나이트 조직을 포함하는 열연강판 내지 강관을 이용하여 전술한 성형부재를 제조를 위한 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리하면, 마르텐사이트 조직이 미세하게 형성되기 때문에 열처리후 강도가 높아지고, 이로 인하여 굽힘 성형시 단시간에 크랙이 발생하여 굽힘성이 하락하거나 또는 굽힘각도가 감소할 수 있다. 따라서 이 경우에 냉간성형으로 부품을 제조시 형상 구현에 제약이 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 일실시예에 따른 강관의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 바람직한 강관의 제조방법은, 상기 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및 상기 강관을 소둔 열처리하는 단계를 포함한다.
강관을 얻는 단계
상기한 본 발명의 열연강판의 제조방법에 따라 제조된 열연강판을 용접하여 강관을 얻는다.
상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 또는 유도가열용접 등을 통해 조관하여 강관을 얻는다.
강관의 소둔 열처리단계
상기와 같이 조관하여 얻어진 강관을 소둔 열처리한다.
본 발명에서는 상기 열연강판 또는 열연산세 강판을 이용하여 예를 들면, 전기저항용접 또는 유도가열용접을 통해 강관을 조관, 소둔 가열 및 냉간 인발하는 과정을 포함하는 통상의 냉간 성형 방법을 이용하여 소구경 강관을 제조할 수 있다.
상기 강관의 소둔 열처리는 Ac1 -50℃ ~ Ac3 +150℃ 의 온도에서 3~60분 동안 실시하는 것이 바람직하다.
상기 소둔 열처리는 로냉 및 공냉을 포함할 수 있다.
이때, 본 발명에서는 소둔 열처리된 강관을 인발하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 강관을 냉간 인발하여 강관의 구경을 축소시킬 수 있다. 상기 인발법으로는 냉간 인발법을 들 수 있다.
상기와 같이 제조된 본 발명의 강관은, 부피%로 20 ~ 65%의 페라이트 및 35~ 80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 바람직하게는, 강관의 미세조직은 부피%로 20 ~ 50%의 페라이트를 포함할 수 있다.
이어, 본 발명에서는 상기 냉각된 강관 내지 인발된 강관을 Ar3 ~ 970℃의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열한 후, 60초 이내로 유지하는 재가열 단계; 상기 재가열된 강관을 20~350℃/sec의 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 ??칭단계; 및 상기 ??칭된 강관을 150~350℃ 온도범위까지 2 ~ 20℃/sec의 가열속도로 가열한 후, 이 온도에서 유지하는 템퍼링 열처리 단계;를 추가로 포함할 수도 있다. 이에 대한 설명은 아래에서 상세히 기술된다.
다음으로, 본 발명의 일실시예에 따른 냉간 성형부재의 제조방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 냉간 성형부재 제조방법은, 상기 강관의 제조방법에 따라 얻어진 강관을 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강관을 ??칭-템퍼링 열처리하는 단계; 및 상기 ??칭-템퍼링 열처리된 강관을 냉간 성형함으로써 부재를 제조하는 단계;를 포함한다.
상기 강관은 냉간 굽힘성형으로 스테빌라이저와 같은 샤시 부품으로 제조하기 전에 먼저 아래와 같은 열처리를 실시한다.
강관의 재가열 단계
본 발명에서는 상기 소둔 열처리 강관 또는 인발 강관을 냉간성형 용도의 부재로 제조하기 위해 재가열한다.
이러한 재가열 온도는 Ar3 ~ 970℃일 수 있다. 즉, 특정 길이의 강관을 100mpm 미만의 이동 속도로 고주파 유도 가열로를 통과시키면서 목표 범위의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열하여 60초 이내의 조건으로 유지한다. 이때, 강관 내벽 3~6mm 두께가 균일한 온도를 가질 수 있도록 이동 속도는 100mpm 미만 조건에서 다양하게 변화시킬 수 있다. 상기 10℃/sec 이상의 가열 속도로 목표 온도까지 빠르게 가열하는 경우에 강관 외벽 또는 내벽에 발생할 수 있는 탈탄(decaburization) 층의 깊이를 최소화 할 수 있기 때문에 최종 부품의 내구성을 향상시킬 수 있는 장점이 있다.
강관의 ??칭-템퍼링 열처리 단계
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강관을 ??칭-템퍼링 열처리하다.
상기 ??칭 냉각의 경우, 970℃ 미만 온도로 가열된 강관의 특정 길이에 대해 물(Water) 또는 오일(Oil)을 분사하여 상온까지 냉각한다. 강관 전체의 냉각 속도는 20 ~ 350℃/sec까지 다양하게 적용할 수 있으며, 강관 내벽 전체가 마르텐사이트 조직을 갖도록 할 수 있는 경우라면 특정 범위로 한정하지 않는다. 이 경우, 냉각 속도는 분사하는 물 또는 오일의 양과 강관 이동속도를 적절하게 제어하여 실시한다.
상기 가열 및 ??칭된 강관은 인성 부여를 위해 템퍼링 열처리를 실시한다.
상기 템퍼링 열처리 온도 조건에서 강의 미세조직은 15㎛ 이상의 구오스테나이트 결정립 크기에 대응하게 형성된 템퍼드 마르텐사이트 조직을 주상으로 형성할 수 있다. 이에 따라, 굽힘 성형시 구오스테나이트 결정립계를 따르는 입계크랙 발생에 대한 저항성이 증가하거나 또는 크랙 발생 없이 충분하게 소성 변형될 수 있기에 40°이상의 굽힘각도를 나타내 수 있다.
만일 상기 템퍼링시 가열온도가 150℃ 미만이면, 템퍼드 마르텐사이트 조직 형성이 불충분하거나 또는 마르텐사이트 내에 전위밀도가 높아 상대적으로 열처리후 강도가 높기 때문에 굽힘각도가 낮을 수 있다. 반면, 템퍼링시 가열온도가 350℃를 초과하면 마르텐사이트 조직의 과도한 템퍼링 효과로 인하여 높은 굽힘각도를 확보할 수 있지만, 1300MPa 이상의 강도를 확보하는데 어려움이 있다. 따라서, 템퍼링 열처리 온도는 150~350℃ 범위로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 템퍼 취성을 회피할 수 있는 200~250℃ 온도범위에서 열처리하는 것이다.
한편, 상기 열처리 가열속도 조건에서 강 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트 결정립 입내 및 입계에 다양한 크기의 Fe3C 탄화물을 가진다. 만일 템퍼링 열처리 가열속도가 2℃/sec 미만이며, 가열속도가 너무 느려 과도한 템퍼링 연화 효과로 Fe3C 성장이 과도하게 일어나 열처리후 강도가 낮은 경향이 있다. 또한 상기 조건에서는 가열 속도가 느리기 때문에 강관 생산성이 낮아 경제성이 없다. 반면, 가열 속도가 20℃를 초과하면, 마르텐사이트 내에서 Fe3C 성장이 억제되어 열처리후 강도가 너무 높은 경향이 있어 적정 강도 및 높은 굽힘각도를 동시에 확보하는데 어려움이 따를 수 있다. 즉, Fe3C 크기가 미세하면, Fe3C ~ 템퍼드 마르텐사이트 사이의 입계를 포함하는 크랙 사이트(sites)는 적지만 높은 굽힘각도를 확보하기에는 강도가 너무 높아지는 경향이 있다. 따라서, 템퍼링 열처리 가열속도는 2~20℃/sec 범위로 제한하되, 가열 속도는 가열 온도 범위와 함께 고려하여 선정하는 것이 바람직하다. 상기 제반 상황을 고려하여, 본 발명에서는 평균 원상당 크기가 300nm 이하인 Fe3C 탄화물의 개수를 단위면적(㎛2)당 30개 이하로 제한함이 바람직하다.
냉간 성형하는 단계
상기와 같이 재가열 및 ??칭-템퍼링 열처리한 강관을 냉간 성형하여 부재를 제조한다.
상기 강관의 성형은 냉간성형하는 방법에 의해 실시된다. 예를 들면, 열처리 강관을 다양한 굽힘 반경(R, Radius)의 금형을 갖는 냉간 성형기를 이용하여 상온 성형 방법에 의해 실시될 수 있다. 상기 부재의 일례로는 스테빌라이저와 같은 현가 부품을 들 수 있다.
상기 강관의 냉간 성형은 특정 길이의 강관을 굽힘반경 30 ~ 60R 갖는 금형에 장입하여 최소 ~ 최대 굽힘을 실시하여 부재를 얻는 것이 바람직하다. 본 발명에서 굽힘 반경은 일직선의 강관이 휘어진 정도(곡률, Curvature)와 원이 이루는 곡선의 반지름, 곡률 반경을 의미한다. 따라서, 굽힘 반경 30R 은 곡률반경이 작지만 곡률 또는 굽힘 각도가 큰 것을 나타내며, 굽힘 반경 60R 은 곡률반경이 크지만 곡률 또는 굽힘 각도가 작은 것을 나타낸다. 부언하면, 굽힘 반경 60R 은 상대적으로 완만하게 구부리는 것을 의미한다. 한편, 본 발명에서는 부재 제조과정에서 굽힘 크랙이 발생하지 않는 범위의 굽힘 속도와 금형~강관 사이의 마찰계수를 조정하여 부재를 제조할 수 있는 경우라면 굽힘 속도와 마찰 계수에 대한 구체적 범위를 제한하지 않는다.
한편, 열처리후 강관이 아닌 평판에 대해서도 굽힘 각도를 측정할 수 있으며, 본 발명에서는 3점 굽힘 시험의 VDA 238-100 규격 시험에 따라 다양한 두께를 갖는 ??칭-템퍼링 열처리된 평판 소재의 최대 굽힘 각도를 평가하였다.
본 발명의 부재의 제조방법에 의하면, 열처리후 1300MPa 이상의 인장강도를 가지면서도 40°이상의 굽힘각도를 갖거나 또는 R50 미만의 굽힘반경에서도 크랙 발생이 없는 열처리후 높은 강도 및 우수한 냉간 굽힘 성형성을 동시에 갖는 부재를 제조할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서는 열처리후 1300MPa 이상의 인장강도를 가지면서도 40°이상의 굽힘각도를 가지거나 또는 R50 미만의 굽힘반경에서도 크랙 발생이 없는 열처리후 높은 강도 및 우수한 냉간 굽힘 성형성을 동시에 가지는 부재를 제조하기 위해서는, 구오스테나이트 평균 결정립 크기를 15㎛ 이상, 그리고 평균 원상당 크기가 300nm 이하인 Fe3C 탄화물의 개수를 단위면적(㎛2)당 30개 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 이에 의해, 템퍼드 마르텐사이트 조직에 적정 크기의 탄화물을 갖는 템퍼드 마르텐사이트 조직 강의 적정 강도, 인성 또는 소성 변형 특성을 확보하여, 강판 또는 강관 굽힘시 구오스테나이트 결정입계를 따르는 입계 크랙 발생에 대한 저항성 크게 하거나 또는 크랙이 발생하기 전까지 충분하게 소성변형을 유발할 수 있기 때문이다.
앞서와 같이, 본 발명은 인발강관을 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리 실시하여 1300 ~ 1800MPa 강도를 확보하고, 이러한 초고강도 강관을 냉간성형으로 Stabilizer 등 복잡한 형상으로 부품화할 수 있다. 이러한 냉간성형된 부품은 종래의 열간성형 공정으로 제조된 부품 대비, 초고강도 강관의 냉간성형 부품의 형상 / 성능 등에 큰 차이는 없으나, 초고강도 강관의 형상이 상대적으로 단순할 수 있고, 더욱이 부품 제조원가를 대폭 저감할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 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 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
강종 C Si Mn P S S.Al Cr Mo Ni
발명강1 0.200 0.200 0.500 0.01 0.002 0.010 0.300 - 0.150
발명강2 0.335 0.167 0.998 0.0073 0.0007 0.035 0.090 0.10 0.180
발명강3 0.345 0.103 1.020 0.014 0.005 0.037 0.120 - 0.211
비교강1 0.335 0.098 0.990 0.014 0.005 0.025 - - 0.001
비교강2 0.348 0.105 1.020 0.014 0.006 0.03 - - 0.009
발명강4 0.337 0.103 1.010 0.014 0.005 0.037 0.150 - 0.207
비교강3 0.337 0.300 1.000 0.015 0.005 0.035 - - 0.001
비교강4 0.340 0.303 0.900 0.014 0.005 0.025 - - 0.001
비교강5 0.345 0.150 1.400 0.01 0.002 0.030 0.140 0.10 0.001
비교강6 0.385 0.200 1.400 0.01 0.002 0.030 0.150 - 0.001
비교강7 0.263 0.258 1.311 0.0071 0.0009 0.038 0.150 - 0.001
비교강8 0.338 0.164 1.28 0.0064 0.0008 0.036 0.140 0.10 0.001
비교강9 0.386 0.2 1.28 0.0063 0.0012 0.039 0.130 - 0.002
비교강10 0.041 0.099 1.3 0.01 0.002 0.03 0.190 0.09 0.001
강종 Cu Ti Nb V B N 관계식1 관계식2 관계식3
발명강1 0.100 0.0200 - - 0.0025 0.0040 2.5 0.300 0.500
발명강2 - 0.0300 - - 0.0019 0.0032 6.0 0.180 0.260
발명강3 - 0.0054 - - 0.0024 0.0042 9.9 0.207 0.230
비교강1 - 0.0052 - 0.011 0.0021 0.0038 10.1 0.001 0.075
비교강2 - 0.0052 0.0085 0.012 0.0023 0.0016 9.7 0.009 0.083
발명강4 - 0.0054 0.0088 0.012 0.0021 0.0018 9.8 0.205 0.230
비교강3 - 0.0056 - 0.011 - 0.0020 3.3 0.001 0.225
비교강4 - 0.0049 - 0.011 - 0.0024 3.0 0.001 0.245
비교강5 - 0.0300 - - 0.0020 0.0060 9.3 0.001 0.087
비교강6 - 0.0300 - - 0.0022 0.0070 7.0 0.001 0.113
비교강7 0.012 0.0370 0.0012 - 0.0031 0.0044 5.1 0.001 0.165
비교강8 0.024 0.0290 0.0020 - 0.0017 0.0037 7.8 0.001 0.102
비교강9 - 0.0300 - - 0.0023 0.0047 6.4 0.002 0.121
비교강10 0.01 0.0290 0.0010 - 0.0019 0.0041 13.1 0.001 0.075
상기 표 1-2와 같이 조성되는 강을 이용하여 하기 표 3의 조건으로 열간 압연을 실시하여 3.6mm 두께의 열연강판을 제조한 후, 산세처리를 하였다. 구체적으로, 상기 표 1-2의 조성성분을 갖는 슬라브 또는 랩 제조 잉곳을 1200±20℃ 범위에서 200분 동안 가열하여 균질화처리하였으며, 후속하여, 개별 슬라브 또는 잉곳을 조압연 및 마무리압연을 실시한 후, 550~750℃의 온도에서 권취하여 3.6mm 두께의 열연 강판을 제조하였다.
강종 마무리압
연온도(℃)		 권취온도
(℃)		 YS(MPa) TS(MPa) EL(%) 평균ΔHv 펄라이트 분율
(부피%)		 비고
발명강1 880 640 332 524 31.2 8 35 발명예1
발명강2 880 610 389 607 26.4 10 40 빌명예2
발명강3 880 640 339 545 30.7 13 44 발명예3
발명강3 880 580 369 594 29.3 14 57 발명예3-1
비교강1 880 620 338 534 31.7 8 39 비교예1
비교강2 880 660 387 597 27.2 22 47 비교예2
발명강4 880 640 377 575 28.4 7 42 발명예4
발명강4 870 580 440 657 26.1 8 76 발명예4-1
비교강3 880 580 462 665 28.0 14 72 비교예3
비교강4 880 570 459 672 25.9 18 73 비교예4
비교강5 880 640 377 625 22.7 16 40 비교예5
비교강6 880 640 367 620 23.1 15 38 비교예6
비교강7 880 700 436 631 24.0 17 41 비교예7
비교강8 860 640 521 756 23.1 16 47 비교예8
비교강9 860 640 443 690 21.3 15 56 비교예9
비교강10 880 650 458 700 22.0 16 63 비교예10
상기와 같이 제조된 열연강판에 대하여, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL), 표층부~t/4 사이의 비이커스 경도차 및 미세조직 분율을 측정하고, 그 결과를 상기 표 3에 나타내었다. 퍼얼라이트 이외의 미세조직은 페라이트이다. 한편 본 실시예에서 열연강판의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EL)은 압연 방향에 평행한 방향으로 채취된 시편을 JIS 5 규격을 이용하여 측정하였으며, 펄라이트 분율은 나이탈 에칭된 시편을 X500 배율의 광학현미경 조건에서 이미지 분석프로그램을 이용하여 측정하였다.
또한 상기 열연강판들을 전기저항 용접을 이용하여 직경 28mm 강관을 제조하였으며, 이어, 소둔 열처리 및 냉간 인발을 실시하여 직경 22.2mm 인발 강관을 제조하였다. 그리고 상기 강관을 하기 표 4의 조건으로 가열-??칭-템퍼링 열처리를 실시한 후에 냉간 성형을 통해 부재를 제조하였다.
이때, ??칭 열처리는 강관을 930~970℃ 온도로 가열하고, 강관의 온도가 200℃ 이하로 냉각되어 가능한 상온까지 완전히 냉각되도록 물(Water) 또는 오일(Oil)에 장입하거나 또는 분사하여 냉각을 실시하였다. 또한, 템퍼링 열처리는 강관을 200 ~ 300℃ 온도까지 2 ~ 20℃/s 범위의 가열 속도로 가열한 후에 냉각을 실시하였다.
강종 가열온도(℃) 냉각속도(℃/s) 템퍼링온도(℃) 템퍼링속도(℃/s) 비고
발명강1 970 50 300 2 발명예1
발명강2 950 40 220 3 발명예2
발명강3 950 45 250 3 발명예3
발명강3 950 40 220 15 발명예3-1
비교강1 930 40 230 3 비교예1
비교강2 930 40 230 3 비교예2
발명강4 930 50 230 3 발명예4
발명강4 950 50 200 5 발명예4-1
비교강3 930 40 230 3 비교예3
비교강4 930 40 230 3 비교예4
비교강5 930 51 230 3 비교예5
비교강6 930 50 230 3 비교예6
비교강7 950 30 350 5 비교예7
비교강8 930 42 300 7 비교예8
비교강9 930 43 220 5 비교예9
비교강10 930 40 250 5 비교예10
상기 ??칭-템퍼링 열처리후 강관에 대한 인장 물성 및 3점 굽힘 시험을 실시하였으며, 미세조직을 관찰하여 그 결과를 하기 표 5 에 나타내었다. 구체적으로, 상기 강관은 가열 및 ??칭-열처리후, 강판의 인장 물성, 3점 굽힘시험을 통한 최대 굽힘각도를 측정하였다.
구오스테나이트 결정입 평균 크기는 광학 미세조직을 관찰한 동일 시편의 단면을 대상으로 폴리싱 및 피크린산으로 에칭한 후에 X500 배율에서 최소 10개 이상의 결정립 크기를 측정하고 그 결과의 평균을 산출 하였다. Fe3C 탄화물의 단위면적당 개수는 동일 시편을 이용하여 주사전자현미경을 이용하여 X5,000 ~ X10,000 배율에서 가로 2.9um X 세로 3.1um 면적 내에서 존재하는 Fe3C 탄화물의 개수를 측정하고, 그 결과를 단위면적당 탄화물의 개수로 하였다. 상세하게는, 가능한 템퍼드 마르텐사이트 결정립 내에 존재하는 Fe3C 탄화물 개수를 측정하였다. 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 미세조직 변화와 굽힘 각도와 상호 연관성을 파악하고자 상기와 같이 미세조직을 상세하게 측정하였다.
한편, 강관은 다양한 굽힘 반경을 갖는 금형을 이용하여 단순하게 Zig-Zag 성형을 하거나 또는 냉간 성형기를 이용하여 냉간 성형을 실시하였다. 냉간 성형기로 강관을 다양한 조건하에서 굽힘 성형을 실시한 후에 크랙 발생 여부 및 크랙 발생이 없는 최소 굽힘 반경을 조사하여 그 결과를 하기 표 6 에 나타내었다. 여기에서, 상기 열처리 강판의 기계적 물성값은 압연 방향에 평행한 방향으로 채취된 시편을 JIS 5 규격으로 가공 및 열처리하여 측정한 값이며, 최대 굽힘 시험 값은 VDA 238-100 규격 시험을 따르면서 시편 에지 특성을 배제하기 위해 열처리 시편의 장변부 양면 에지는 표면 그라인딩(grinding-off) 처리하였다.
강종 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL(%) YR 최대굽힘각도α(°) TS×α 구오스테나이트 평균크기
(㎛)		 Fe3C 탄화물 갯수
(/㎛2)		 비고
발명강1 1210 1327 9.8 0.91 63 83601 19 24 발명예1
발명강2 1439 1733 8.8 0.83 61 104847 21 26 발명예2
발명강3 1330 1626 9.4 0.82 49 79837 21 26 발명예3
발명강3 1371 1667 8.4 0.82 53 88351 21 11 발명예3-1
비교강1 1361 1647 9.1 0.83 38 61763 18 35 비교예1
비교강2 1436 1726 8.9 0.83 38 65588 13 29 비교예2
발명강4 1396 1685 9.3 0.83 46 77510 15 27 발명예4
발명강4 1404 1684 9.1 0.83 51 85884 15 12 발명예4-1
비교강3 1371 1672 6.2 0.82 38 63703 17 38 비교예3
비교강4 1397 1691 6.3 0.83 39 65780 16 29 비교예4
비교강5 1464 1819 8.7 0.80 37 67303 15 21 비교예5
비교강6 1432 1805 8.6 0.79 36 64980 16 22 비교예6
비교강7 1291 1365 9.3 0.95 53 72345 14 29 비교예7
비교강8 1458 1616 8.8 0.90 43 69488 14 29 비교예8
비교강9 1451 1889 10.0 0.77 39 73681 14 36 비교예9
비교강10 1480 1829 8.6 0.82 38 69502 13 32 비교예10
강종 강관 최소 굽힘반경 합부 판정 비고
발명강1 45(45R) ○ 발명예1
발명강2 48(48R) ○ 발명예2
발명강3 48(48R) ○ 발명예3
발명강3 48(48R) ○ 발명예3-1
비교강1 55(55R) X 크렉발생 비교예1
비교강2 55(55R) X 크렉발생 비교예2
발명강4 50(50R) ○ 발명예4
발명강4 50(50R) ○ 발명예4-1
비교강3 55(55R) X 크렉발생 비교예3
비교강4 55(55R) X 크렉발생 비교예4
비교강5 55(55R) X 크렉발생 비교예5
비교강6 55(55R) X 크렉발생 비교예6
비교강7 50(50R) X 크렉발생 비교예7
비교강8 50(50R) X 크렉발생 비교예8
비교강9 50(50R) X 크렉발생 비교예9
비교강10 50(50R) X 크렉발생 비교예10
상기 표 1-6에 나타난 바와 같이, 강 조성성분 및 관계식 1-3을 만족하는 발명강 1-4를 이용하여 제조된 발명예 1-4, 발명예 3-1 및 발명예 4-1은 최대 굽힘 각도가 40°를 넘거나 또는 굽힘 반경이 50R 이하 굽힘 반경에서도 굽힘 크랙이 발생하지 않은 것을 알 수 있다.
또한 발명예 1-4, 발명예 3-1 및 발명예 4-1은 모두 1200~1400MPa 항복강도, 1300~1700MPa 인장강도, 0.8 이상의 항복비 및 최대 굽힘 각도는 40°이상으로 굽힘 성형성이 우수함을 알 수 있다.
또한, 열처리전 열연 강판의 경우, 본 발명예들이 비교예 1-6에 비하여 표층부와 t/4 사이의 경도차 값이 15 미만으로 상대적으로 작은 것을 알 수 있다. 이는 열연 강판의 두께 방향으로 위치에 따른 경도 차이가 작을 것으로 인지되거나, 또는 표층부에 탈탄 발생이 작은 것으로 이해된다.
이에 반하여, 본 발명의 합금성분 및 관계식 1~3 중 적어도 하나를 충족시키지 못하는 비교강 1-10을 사용하여 제조된 비교예 1-10은 열처리후 강판의 최대 굽힘 각도가 상대적으로 40°미만이거나 또는 강관에 크랙이 발생하지 않은 굽힘 반경이 55R 이상인 경우에 해당되었다.
한편, 도 1은 본 발명의 일 실시예에서 발명예 2의 템퍼링 열처리후 강판의 강도 및 최대굽힘각도 변화 곡선을 나타내는 그림이며, 도 2는 본 발명의 일 실시예에서 발명예 2의 ??칭-템퍼링 열처리 강관의 냉간 굽힘성형 후 형상을 나타내는 사진이며, 그리고 도 3(a-b)은 본 발명의 일 실시예의 열처리 강관의 크랙 발생 여부를 나타내는 사진으로서, (a)는 발명예 2를 (b)는 비교예 2를 나타낸다.
즉, 다양한 실시예의 발명예 및 비교예의 열처리 강판의 강도 및 최대 굽힘 각도 변화를 조사하였으며, 대표예로서 발명예 2의 템퍼링 열처리후 강판의 강도 및 최대 굽힘각도 결과를 도 1 에 나타내었다.
또한, 다양한 실시예의 발명강 및 비교강의 열처리 강관을 30 ~ 60R 굽힘 반경 금형을 갖는 냉간 성형기를 이용하여 굽힘 시험을 실시하였으며, 대표예로서 발명예 2의 굽힘시험에 따른 강관의 최종 형상에 대한 결과를 도 2 에 나타내었다.
그리고 다양한 강관을 냉간 굽힘시 굽힘 반경이 작은 경우에 열처리 강관에 표층부에 크랙이 발생하는 것으로 보여졌으며, 크랙 발생 유무에 따른 대표예로서 발명예 2와 .비교예 2를 도 3에 나타내었다.
상기 도 1 에 나타낸 바와 같이, 1300MPa 이상의 인장강도 및 40°이상의 높은 굽힘 각도가 200~250℃의 템퍼링 온도에서 얻어짐을 알 수 있다.
또한 도 2-3에 나타난 바와 같이, 굽힘 반경 50R 이하 조건에서 본 발명의 조건을 충족하는 발명예로서 제조한 열처리 강관의 경우, 냉간 성형시 크랙 발생이 없이 부재를 제조할 수 있음을 확인할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명에서 QT 열처리후 강관 벤딩(굽힘)크랙이 미발생하거나 또는 평판 3-점 굽힘각도 높게 측정되는 이유는, 본 발명예의 강종이 상대적으로 조대 크기의 구오스테나이트 결정립을 갖기 때문에 굽힘외력에 대해 크랙 발생 시작이 지연되거나, 또는 템퍼링 가열시 빠른 가열속도 적용으로 조대한 템퍼드 마르텐사이트 결정립 내에 Fe3C 탄화물 크기가 충분하게 성장되지 않았기 때문으로 여겨진다. 또한 상기 Fe3C 성장의 지연 효과는 템퍼링 가열시 니켈(Ni) 원소가 Fe3C 인접부 계면에 편석되는 경우에 더욱 촉진되는 것으로 여겨진다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (19)

  1. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 강판의 표층부와 두께/4 위치부에서의 15 미만의 경도차 값을 가지며, 부피%로, 20~65%의 페라이트와 35~80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  2. 제 1항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판은 320 ~ 950 MPa의 인장강도를 가지는 것을 특징으로 하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판.
  4. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하는 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;를 포함하고,
    강판 표층부와 두께/4 위치부에서 15 미만의 경도차 값을 가지며, 그리고 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  5. 제 4항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 열연강판의 제조방법.
  6. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 강관 표층부와 두께/4 위치부에서 15 미만의 경도차 값을 가지며, 부피%로, 20 ~ 65%의 페라이트 및 35 ~ 80%의 퍼얼라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상인, 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  7. 제 6항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관.
  8. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하는 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계; 및
    상기 강관을 Ac1 -50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 소둔열처리하는 단계;를 포함하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관 제조방법.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  9. 제 8항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서, 상기 소둔열처리된 강관을 인발하는 단계를 추가로 포함하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관의 제조방법.
  11. 제 8항 또는 제 9항에 있어서,
    상기 소둔열처리 또는 인발된 강관을 Ar3 ~ 970℃의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열한 후, 60초 이내로 유지하는 재가열단계;
    상기 재가열된 강관을 20~350℃/sec의 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 ??칭단계; 및
    상기 ??칭된 강관을 150~350℃ 온도범위까지 2 ~ 20℃/sec의 가열속도로 가열한 후, 이 온도에서 유지하는 템퍼링 열처리 단계;를 추가로 포함하는 가열 및 ??칭-템퍼링 열처리후 고강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 갖는 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재용 강관의 제조방법.
  12. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하고, 부피%로, 마르텐사이트 및 소려 마르텐사이트 중 1종 이상을 95%, 잔부 5%이하의 잔류 오스테나이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 구오스테나이트 평균 결정입 크기가 15㎛ 이상이고, 그리고 평균 원상당 크기가 300nm 이하인 Fe3C 탄화물을 단위면적(㎛2)당 30개 이하로 가지는, 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  13. 제 12항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재.
  14. 제 12항에 있어서, 상기 성형부재는 1300MPa 이상의 인장강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 가지는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재.
  15. 중량%로, C: 0.20% 이상 0.35% 미만, Mn: 0.5 ~ 1.3%, Si: 0.3% 이하(0% 제외), P: 0.03% 이하(0% 포함), S: 0.004% 이하(0% 포함), Al: 0.04% 이하(0% 제외), Cr: 0.3% 이하, Ni: 0.1 ~ 0.4%, Ti: 0.05% (0% 포함), B: 0.0005~0.0050%, N: 0.01% 이하(0% 제외) 를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하는 슬라브를 1150~1300℃ 온도 범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상에서 조압연 및 마무리 압연을 포함하는 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 런아웃 테이블에서 냉각하여 550~750℃의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 열연강판을 용접하여 강관을 얻는 단계;
    상기 강관을 소둔 열처리 및 인발하는 단계;
    상기 소둔열처리 또는 인발된 강관을 Ar3 ~ 970℃의 온도까지 10℃/sec 이상의 가열 속도로 가열한 후, 60초 이내로 유지하는 재가열단계;
    상기 재가열된 강관을 20~350℃/sec이상의 냉각 속도로 상온까지 냉각하는 ??칭단계;
    상기 ??칭된 강관을 150~350℃ 온도범위까지 2 ~ 20℃/sec의 가열속도로 가열한 후, 이 온도에서 유지하는 템퍼링 열처리 단계; 및
    상기 탬퍼링 열처리된 강관을 부재로 냉간 성형하는 단계;를 포함하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형 부재의 제조방법.
    [관계식 1]
    (Mn/Si)≥ 2 (중량비)
    [관계식 2]
    (Ni)/(Mn) ≥ 0.05 (중량비)
    [관계식 3]
    (Si+Ni)/(C+Mn)≥ 0.2 (중량비)
  16. 제 15항에 있어서, Mo: 0.01~0.2%, Cu: 0.05~0.2%, Nb: 0.005~0.02% 및 V: 0.01~0.05% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재의 제조방법.
  17. 제 15항에 있어서, 상기 성형부재는 1300MPa 이상의 인장강도와 40°이상의 최대굽힘각도를 가지는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재의 제조방법.
  18. 제 15항에 있어서, 상기 강관은 Ac1 -50℃ ~ Ac3 +150℃의 온도에서 3~60분 동안 소둔열처리하는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재의 제조방법.
  19. 제 15항에 있어서, 상기 열처리된 강관을 냉간 성형 시, 굽힘 반경 30 ~ 60R 범위에서 냉간성형을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도와 굽힘성이 우수한 냉간 성형부재의 제조방법.





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Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150105476A (ko) 2013-02-19 2015-09-16 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판
KR101568549B1 (ko) 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5321571B2 (ja) * 2004-11-30 2013-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
KR101257161B1 (ko) * 2011-01-28 2013-04-22 현대제철 주식회사 열연강판, 그 제조 방법 및 이를 이용한 고강도 강관 제조 방법
JP6439248B2 (ja) * 2013-12-18 2018-12-19 新日鐵住金株式会社 打ち抜き性に優れる中・高炭素鋼板およびその製造方法
KR102043524B1 (ko) * 2017-12-26 2019-11-12 주식회사 포스코 초고강도 열연 강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법
KR102031460B1 (ko) * 2017-12-26 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격성이 우수한 열연강판, 강관, 부재 및 그 제조 방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20150105476A (ko) 2013-02-19 2015-09-16 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 굽힘성이 우수한 고강도 냉연 강판
KR101568549B1 (ko) 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법

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