WO2016105089A1 - 열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법 - Google Patents

열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a heat-treated steel used in automotive parts, and the like, and more particularly, to a heat-treated steel, an ultra-high strength molded article having excellent durability characteristics using the same, and a method of manufacturing the same.
  • the stabilizer bar and tubular torsion beam axle of automobile chassis are parts that support the weight of the car body and are subject to continuous fatigue loads while driving. Demand simultaneously.
  • Fatigue life of steel sheet for automobile parts is closely related to yield strength and elongation. In the case of heat-treated steel sheet, it is affected by surface decarburization during heat treatment and surface scratches during steel pipe manufacturing.
  • Examples of these inventions include a hot press forming method which simultaneously performs molding and mold cooling at a high temperature, or a post-heat treatment method in which a cold forming is performed first, followed by heating to an austenite region and then contacting with a cooling medium instead of a mold to perform quenching.
  • the martensite structure obtained after the quenching treatment may have high strength but low toughness. In order to improve such low toughness value, the method of performing a hardening process and then tempering heat treatment was commercialized.
  • the strength that can be realized by the above hot press forming method or post-heat treatment method varies, but in the early 2000s, a method for manufacturing automotive parts having a tensile strength of 1500 MPa using 22 MnB5 or a corresponding boron-added heat-treated steel pipe was developed. Proposed.
  • the automotive parts are manufactured by first manufacturing an electric resistance welding (ERW) steel pipe using hot rolled or cold rolled coils, and then cutting the substrate to an appropriate length to perform heat treatment. That is, the ERW steel pipe manufactured by slitting the steel sheet is melted by heating to the austenite region of Ac3 or more, and subsequently extracted, followed by die molding and die quenching at the same time as a press equipped with a cooling device. . In some cases, it may be manufactured by taking out the mold after hot forming and performing quenching heat treatment with a cooling medium.
  • ERW electric resistance welding
  • the steel sheet may be formed into a part shape in a cold state, and then heated to austenite region of Ac3 or more, followed by solution solution, followed by extraction, followed by quenching heat treatment using a cooling medium, or into a final part shape by a mold.
  • the cooling medium is brought into contact with each other to perform quenching heat treatment, whereby martensite or a mixture of martensite and bainite is finally formed, thereby producing an ultra high strength component of 1500 MPa or more.
  • tempering heat treatment is performed in order to increase the durability and toughness of the hardened component.
  • tempering heat treatment is carried out in the temperature range of 500 ⁇ 600 °C, and after tempering, the structure changes from cementite to cementite precipitated ferrite, tensile strength is lowered, yield ratio is increased to more than 0.9, but uniformity and total Elongation is improved over the quenched state.
  • One aspect of the present invention is to provide a heat-treated steel that enables the production of ultra-high strength molded article excellent in durability.
  • Another aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength molded article excellent in durability.
  • Another aspect of the present invention is to provide a method for producing an ultra-high strength molded article excellent in durability.
  • C 0.22 to 0.42%
  • Si 0.05 to 0.3%
  • Mn 1.0 to 1.5%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • P 0.01% or less (including 0), S: 0.005% or less
  • Mo 0.05 to 0.3%
  • Ti 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.05 to 0.5%
  • B 0.0005 to 0.005%
  • N 0.01% or less
  • Mn and Si are represented by The heat treatment steel which satisfy
  • the steel material may further include one or two or more selected from the group consisting of Nb: 0.01% to 0.07%, Cu: 0.05% to 1.0%, and Ni: 0.05% to 1.0%.
  • the steel material may have a microstructure including ferrite and perlite or a microstructure including ferrite, perlite and bainite.
  • the steel material may be one selected from the group of steel sheets consisting of a hot rolled steel sheet, a pickling steel sheet, and a cold rolled steel sheet.
  • the steel may be a steel pipe.
  • C 0.22-0.42%, Si: 0.05-0.3%, Mn: 1.0-1.5%, Al: 0.01-0.1%, P: 0.01% or less (including 0 ), S: 0.005% or less, Mo: 0.05 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.05 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less, residual Fe and other unavoidable impurities
  • Mn and Si satisfy the following relation (1), the Mo / P satisfies the following relation (2), and the ultra-high strength molded article having excellent durability characteristics whose microstructure is mainly composed of tempered martensite is provided. do.
  • an ultra high strength molded article having excellent durability including tempering the molded article.
  • the step of obtaining the molded article may be performed by heating the steel and then simultaneously performing hot forming and cooling with a mold.
  • the step of obtaining the molded article may be performed by heating the steel, followed by hot forming and cooling using a cooling medium.
  • the step of obtaining the molded article may be performed by cold forming the steel, heating and maintaining the austenite inverse temperature, and then cooling using a cooling medium.
  • the present invention it is possible to provide an ultra-high strength molded article having excellent durability characteristics by using the same as the heat treatment steel, which makes it possible to manufacture an ultra high strength molded article having excellent durability characteristics. Can contribute to improvement.
  • the boron-added heat-treated steel contains 0.2 to 0.4% of Si, 1.2 to 1.4% of Mn, 0.01 to 0.02% of P, and less than 0.005% of S.
  • the ultra-high strength molded article manufactured using the boron-added heat-treated steel material has the disadvantage that impurity segregation effects such as P and S are increased as the strength is increased, and the durability characteristics are lowered when the structure obtained through tempering heat treatment is not optimized. have.
  • the present inventors conducted research and experiments to improve the durability characteristics of the ultra-high strength molded article manufactured using boron-added heat-treated steel, and proposed the present invention based on the results.
  • the present invention is to properly control the steel composition and manufacturing conditions in order to obtain an ultra-high strength molded article excellent in durability characteristics, in particular, 1) segregation at the austenite grain boundary during the heat treatment process to reduce the bendability and fatigue properties
  • Heat treatment steel having excellent fatigue properties which is an aspect of the present invention, is% by weight, C: 0.22 to 0.42%, Si: 0.05 to 0.3%, Mn: 1.0 to 1.5%, Al: 0.01 to 0.1%, and P: 0.01% or less. (Including 0), S: 0.005% or less, Mo: 0.05 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.05 to 0.5%, B: 0.0005 to 0.005%, N: 0.01% or less, balance Fe and others It contains inevitable impurities, and Mn and Si satisfy the following relation (1), and Mo / P satisfies the following relation (2).
  • the C is the most important element to increase the hardenability in forming steel sheet and determine the strength after mold cooling or hardening heat treatment. If the C content is less than 0.22%, it may be difficult to secure the strength of 1500Mpa or more. If the C content is more than 0.42%, the strength is too high, and when the steel pipe for hot press forming is manufactured, there is a high possibility of causing stress cracking around the welded part. It is desirable to limit the amount to 0.42% or less.
  • the content of C is 0.23 ⁇ 0.27%, in case of 1800MPa grade, the content of C is 0.33 ⁇ 0.37%, and in case of 2000MPa grade, the content of C is limited to 0.38 ⁇ 0.42% can do.
  • Si is an important element that determines the quality of the weld together with Mn when manufacturing a forming steel pipe rather than improving the hardenability of the forming steel sheet.
  • Mn improves the hardenability of the forming steel sheet and is the second most important element in determining the strength after mold cooling or hardening heat treatment.
  • the welding quality of the steel pipe depends on the weight ratio of Si and Mn. Therefore, when the Mn content is lowered, the fluidity of the melt is increased in the weld zone, which makes it easier to exclude oxides, but the strength after heat treatment decreases. Therefore, the lower limit is regulated to 1.0%.
  • the Mn content is increased, the strength is increased, but the fluidity of the welded melt decreases, so that the oxide remains in the welded portion, and the bendability after heat treatment decreases, so the upper limit is 1.5. It is preferable to limit to%, and more preferably, to 1.1 to 1.4%.
  • Relationship 1 Mn / Si ⁇ 5.0
  • the welding quality of the steel pipe depends on the content ratio of Si and Mn.
  • Si content is increased and the Mn / Si ratio is less than 5
  • the possibility of remaining oxides is not excluded in the welded portion, and the performance is degraded in the flat test after steel pipe manufacturing.
  • Al is an element that serves as a deoxidizer.
  • the amount of Al added is less than 0.01%, sufficient deoxidation effect cannot be obtained. Therefore, the amount of Al is preferably added at least 0,01%. On the other hand, when excessively added, Al forms precipitates with N during the continuous casting process. In addition to causing defects, it is preferable to limit the content to 0.1% or less, more preferably 0.02 to 0.06%, since excess oxide remains in the weld portion during steel pipe manufacturing by electric resistance welding.
  • the upper limit of the P content is limited to 0.01%, preferably controlled to less than 0.008% because segregation at the austenite grain boundary in the pre-molding heating process or the post-forming heating process lowers the bendability and fatigue characteristics. More preferably, it is controlled to less than 0.006%.
  • S is an impurity element in steel and is elongated in combination with Mn, it easily generates cracks along the metal flow formed in the inner side of the weld adjacent part during steel pipe manufacturing, or in the state of steel sheet after cooling or hardening heat treatment Since it is an element which degrades toughness, it is preferable to limit it to 0.005% or less. More preferably, it is limited to 0.003% or less, and even more preferably, 0.002% or less.
  • Mo is an element that improves the quenchability of the steel sheet for forming together with Cr and contributes to stabilizing the quench strength. In addition, it is an effective element to expand the austenite temperature range to the lower temperature side in the annealing process during hot rolling and cold rolling, and the heating step of the forming process, and to mitigate P segregation in the steel.
  • the Mo content is less than 0.05%, sufficient quenchability improvement or austenite temperature range expansion cannot be expected. If the Mo content is more than 0.3%, it is advantageous to increase the strength, but the effect of increasing the strength compared to the addition is reduced, which is uneconomical. It is preferable to limit an upper limit to 0.3%.
  • the Mo / P ratio affects the P segregation of the austenite grain boundaries in the heating step or the post-molding heating step when hot forming is performed on the parts after manufacturing the forming steel pipe.
  • the Mo / P ratio is preferably set to 15.0 or more.
  • the Ti has an effect of inhibiting austenite grain growth caused by TiN, TiC or TiMoC precipitates in the heating process of the molding process or the post-molding heating process, and in another aspect, when TiN precipitation in steel is sufficient, the hardenability of the austenitic structure is improved. It is an effective element to stably improve the strength after mold cooling or hardening heat treatment by inducing the effect of increasing the effective amount of B contributing to the process.
  • the amount of Ti is less than 0.01%, sufficient microstructure and strength improvement cannot be expected. If the content of Ti exceeds 0.1%, the strength increase effect is reduced compared to the addition, so the upper limit of the Ti content is preferably limited to 0.1%. More preferably, it is limited to 0,02 to 0.06%.
  • Cr is an important element that improves the hardenability of the steel sheet for forming together with Mn and C, and contributes to the increase in strength after mold cooling or hardening heat treatment.
  • martensite structure control In the process of martensite structure control, it influences critical cooling rate so that martensite structure can be easily obtained and also contributes to lowering A3 temperature in hot press forming process.
  • the Cr is preferably added at 0.05% or more.
  • the content of Cr exceeds 0.5%, the hardenability required in the assembling process of the molded article is excessively increased to degrade the weldability, so the content of Cr is preferably limited to less than 0.5%, more preferably 0.1 to 0.4. It is limited to%.
  • the B is a very useful element to increase the hardenability of the steel sheet for forming, even if a very small amount is added, greatly contributes to the increase in strength after mold cooling or hardening heat treatment.
  • the content of B is preferably limited to 0.0005% or more.
  • the content of B is preferably limited to 0.005% or less, more preferably 0.001 to 0.004%.
  • N is an ingredient that is inevitably contained as an impurity to promote precipitation of AlN and the like during the continuous casting process to promote corner cracks of the cast steel.
  • a precipitate such as TiN to act as a storage source of the diffusive hydrogen, so the proper control of the amount of precipitation can improve the hydrogen delayed fracture resistance, so the upper limit of the N content is limited to 0.01%. It is preferable, and it is more preferably limited to less than 0.07%.
  • Nb 0.01 to 0.07%
  • Cu 0.05 to 1.0%
  • Ni 0.05 to 1.0%
  • Nb is an element effective for grain refinement of steel.
  • microstructures are effective in dispersing impurities such as P by causing grain refinement in a post-hot forming process.
  • Nb is added less than 0.01%, the addition effect is not obtained, it is preferable to limit the content of Nb to 0.01% or more.
  • Nb when Nb is added in excess of 0.07%, it becomes more susceptible to slab cracking during continuous casting and also increases the material anisotropy of the hot rolled or cold rolled steel sheet, so that the Nb content is preferably limited to 0.07% or less, more preferably. Is limited to 0.02 to 0.05%.
  • Cu is an element contributing to improving the corrosion resistance of steel.
  • Cu is an element exhibiting an age hardening effect as the supersaturated copper precipitates into epsilon carbide when tempering to increase toughness after molding.
  • the lower limit is preferably limited to 0.05%.
  • the upper limit is preferably limited to 1.0%, more preferably limited to 0.2 to 0.8%.
  • the Ni is effective not only in improving the strength and toughness of the steel sheet for forming, but also in increasing the hardenability, and is effective in reducing the hot shortening sensitivity caused by the addition of Cu alone.
  • the addition effect cannot be expected. If the content exceeds 1.0%, the upper limit is 1.0% because it is advantageous in improving the hardenability or increasing the strength, but the effect of improving the hardenability compared to the addition is reduced and economical. It is preferable to limit to More preferably, it is limited to 0.1 to 0.5%.
  • the steel material may have a microstructure including ferrite, perlite and bainite, or a microstructure including ferrite and perlite before heat treatment.
  • the steel material may be one selected from the group of steel sheets consisting of a hot rolled steel sheet, a pickling steel sheet, and a cold rolled steel sheet.
  • the steel may be a steel pipe.
  • Another aspect of the present invention provides a method for producing a molded article, comprising: preparing the steel;
  • the steel material may be one or a steel pipe selected from a steel sheet group consisting of a hot rolled steel sheet, a pickling steel sheet, and a cold rolled steel sheet.
  • Obtaining the molded article may be performed as follows.
  • the step of obtaining the molded article may be performed by heating the steel and then simultaneously performing hot forming and cooling with a mold.
  • the hot forming may be, for example, hot press forming.
  • the step of obtaining the molded article may be performed by heating the steel, hot forming, and then cooling using a cooling medium.
  • the hot forming may be, for example, hot press forming.
  • Cooling using the cooling medium includes, for example, water cooling or oil cooling.
  • the steel may be heated to an austenite zone temperature, extracted and hot formed, and then cooled or oil-cooled, or reheated to cool or oil-cooled when the temperature decreases in the hot forming process.
  • the step of obtaining the molded article may be carried out by cold forming the steel, heating and maintaining the austenite temperature, and then cooling using a cooling medium.
  • the cold forming may be, for example, cold press forming.
  • Cooling using the cooling medium includes, for example, water cooling or oil cooling.
  • the molded article may be heated and maintained at an austenite temperature and then extracted to be water cooled or oil cooled.
  • the steel may be heated to a temperature of, for example, 850 to 950 ° C. and maintained for 100 to 1000 seconds. .
  • hot forming is performed by extracting the heated and maintained steel materials as described above, followed by hot forming with the mold, and then directly cooling with the mold, for example, martensite critical cooling rate ⁇ 300 ° C. Cooling down to 200 ° C or less at a cooling rate of / sec.
  • the hot and extracted steels as described above is performed by hot forming, followed by water cooling or oil cooling, for example, martensite critical cooling rate ⁇ 300 °C Cooling down to 200 ° C or less at a cooling rate of / sec.
  • the molded article is heated in a high frequency induction heating or batch heat treatment furnace, for example, at a temperature range of 850 to 950 ° C., and maintained for 100 to 1000 seconds.
  • a suitable cooling medium can be cooled to 200 °C or less at a cooling rate of Martensite critical cooling rate ⁇ 300 °C / sec.
  • the heating temperature is less than 850 °C the temperature is lowered during the hot forming by extracting the steel material in the heating furnace, this results in the ferrite transformation from the steel surface is not produced enough martensite over the entire thickness to ensure the target strength It may be difficult.
  • the heating temperature of the steel is preferably set to 850 ⁇ 950 °C.
  • the cooling rate is preferably set to obtain a final structure having martensite as the main phase, and for this purpose, the cooling rate is preferably set faster than the martensite critical cooling rate. That is, the lower limit of the cooling rate is preferably limited to the martensite critical cooling rate.
  • the upper limit of the cooling rate is preferably limited to 300 ° C / sec.
  • the molded article manufactured as described above has martensitic structure as a main phase, and toughness is imparted to the molded article by tempering heat treatment, and the durability characteristics of the molded article are determined by tempering conditions.
  • tempering temperature A particularly important factor of the tempering conditions is the tempering temperature.
  • the present inventors observed that the elongation also increases with increasing tempering temperature, but the elongation does not increase even when the tempering temperature increases, but rather decreases.
  • the elongation is a tempering temperature showing a peak, that is, the tempering heat treatment at Ttempering
  • the durability life is significantly increased
  • the Ttempering temperature is correlated with the carbon content as shown in the following relation (3).
  • the molded article manufactured as described above is tempered by maintaining 15 to 60 minutes at a tempering temperature (Ttempering) satisfying the following relational formula (4).
  • the structure of the molded article after tempering is composed of a tempered martensite single phase or a tempered martensite fraction of 90% or more and comprises one or two or more of the remaining ferrite, bainite and residual austenite. Can be.
  • the molded article manufactured as described above may have a tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the molded article may have a tensile strength of 1600 MPa or more.
  • the molded article may have a yield ratio of 0.7 to 0.9.
  • the martensite columnar structure obtained by the hardening treatment has a high tensile strength, a low elongation, and a yield ratio of 0.7 or less.
  • yield and tensile strength is not significantly lowered, the elongation is increased, the yield ratio is changed to more than 0.9.
  • the present inventors have found a peculiar phenomenon as a result of evaluating tensile properties and low cycle fatigue characteristics while changing the tempering temperature after quenching.
  • the yield strength increased and then showed a peak in the range of 200 ⁇ 300 °C, and then decreased linearly.
  • the tensile strength continued to decrease as the tempering temperature increased.
  • elongation in particular uniform elongation, when the tempering temperature is 250 ° C. or higher, the elongation drops sharply and then rises again at 400 ° C. or higher.
  • the presence of carbon dissolved in the martensite structure by tempering heat treatment changes the presence state.
  • the tempering temperature is low, it exists as epsilon carbide, but as the tempering temperature increases, these carbides become cementite. These cementite precipitations have been changed to support the yield and lowering of tensile strength.
  • the fatigue life increased in the temperature range of 200 ⁇ 250 °C, showing peaks. It was confirmed that the fatigue life is lowered when the temperature is higher.
  • the yield strength was increased by tempering after quenching, and the yield ratio was in the range of 0.7 to 0.9, and at the same time, the low cycle fatigue life was significantly increased under the condition that the elongation, in particular the uniform elongation, did not decrease.
  • the molded article has excellent low cycle fatigue life.
  • the steel material may be one selected from the group of steel sheets consisting of a hot rolled steel sheet, a pickling steel sheet, and a cold rolled steel sheet, and an example of a method of manufacturing a steel sheet to which the present invention may be preferably applied will be described.
  • the hot rolled steel sheet is a step of heating a steel slab having a steel composition of the present invention described above to 1150 ⁇ 1300 °C;
  • the prepared steel sheet may be manufactured through the step of winding in a temperature range of 500 ⁇ 700 °C.
  • niobium By heating the steel slab in the temperature range of 1150 ⁇ 1300 °C homogeneous the structure of the slab, niobium. Some carbonitride precipitates, such as titanium, are employed, but they can still inhibit slab grain growth, preventing excessive grain growth.
  • the hot rolling is preferably performed by hot finishing rolling at a temperature of Ar 3 or higher.
  • the hot finishing rolling temperature is too high, surface defects such as sand scales are generated, and therefore, it is preferable to limit the temperature to, for example, 950 ° C or less.
  • the winding temperature is reduced so that the low temperature structure such as martensite is not included in the steel sheet in order to reduce the material deviation in the width direction of the hot rolled steel sheet and to improve the rolling passability during subsequent cold rolled steel sheet manufacture. It is desirable to control.
  • the strength of the hot rolled steel sheet may be significantly increased due to the formation of a low temperature structure such as martensite.
  • the material deviation may increase, resulting in a rolled sheet passability in the subsequent cold rolling process. This is lowered and thickness control can be difficult.
  • the upper limit of the winding temperature is preferably limited to 700 ° C.
  • cold rolling is not particularly limited, and the cold rolling rate may be performed in the range of 40 to 70%.
  • the surface oxide of the hot rolled steel sheet manufactured by the method for manufacturing a hot rolled steel sheet is pickled and removed, followed by cold rolling, and the cold rolled steel sheet (full hard material) is continuously annealed.
  • the annealing temperature may be 750 ⁇ 850 °C.
  • the annealing temperature is less than 750 ° C., recrystallization may not be sufficient. If the annealing temperature is higher than 850 ° C., not only the grains may be coarsened, but the raw annealing heating unit may be increased.
  • the over-aging treatment can control the over-aging temperature in the range of 400-600 ° C. so that the final tissue consists of tissue containing some of the ferrite or bainite at the ferrite matrix.
  • the manufacturing method of the steel pipe which is one of the starting materials of the molded article of this invention is not specifically limited.
  • the steel pipe may be manufactured using an electrical resistance welding method (ERW) using the steel sheet of the present invention described above.
  • the electrical resistance welding condition is not particularly limited.
  • the drawing process may be performed to reduce the diameter of the steel pipe or to secure the straightness of the hollow pipe.
  • it is necessary to heat the steel pipe in the temperature range of 500 ° C to Ac1 and then perform air cooling in order to lower the hardness of the welded portion of the electric resistance welding pipe and to make the structure suitable for drawing at the same time.
  • the drawing ratio is the percentage of the outer diameter of the final state after drawing with respect to the initial outer diameter as a percentage (%). If it exceeds 40%, the range of 10 to 35% is preferable because the amount of deformation may be excessive.
  • Hot rolling was performed using steel slabs having the composition shown in Table 1 to obtain a hot rolled steel sheet, followed by pickling treatment.
  • the steel slab was heated and homogenized for 180 minutes in a 1200 ⁇ 30 ° C. range, followed by rough rolling and finishing rolling, and then wound at a winding temperature of Table 2 to prepare a hot rolled steel sheet having a thickness of 4.5 mm.
  • the pickled hot rolled steel sheet was subjected to electrical resistance welding to produce a steel pipe having an outer diameter of 28 mm.
  • the weld quality of the electric rod steel pipe was evaluated by the flatness test to determine whether the weld crack occurred when the welding line was pressed at the 3 o'clock direction, and the results are shown in Table 2 below.
  • Table 2 below ⁇ indicates that no crack was generated, and X indicates that crack was generated in the welded portion.
  • New specimens were prepared for the conditions that passed the flat test, and JIS 5 tensile test specimens (parallel width 25 mm, gauge length 25 mm) and low-cycle fatigue test specimens (parallel width 12.5 mm) were prepared in parallel to the rolling direction. Gauge length 25mm) was produced.
  • the prepared specimens were held at 900 ° C. for 7 minutes and then immersed in a water bath kept at 20 ° C. to perform quenching.
  • Table 2 shows the tensile properties of the hot rolled steel sheet.
  • the tensile strength level after tempering can be seen that the range of 1430 ⁇ 2070Mpa mainly depending on the amount of carbon.
  • the tensile strength after tempering was low as 1430Mpa, and in case of specimen No. 10 having a carbon content of 0.4%, the tensile strength after tempering was high as 2070Mpa.
  • Hot rolling was performed using steel slabs having the composition shown in Table 3, followed by pickling.
  • the steel slab was heated and homogenized for 180 minutes in a 1200 ⁇ 20 ° C. range, followed by rough rolling and finishing rolling, and then wound at a winding temperature of Table 4 to produce a hot rolled steel sheet having a thickness of 3.0 mm.
  • Ttempering (° C.) is a temperature obtained by the following relational formula (3).
  • the pickled hot rolled steel sheet was quenched and tempered as described above.
  • Heating before quenching was heated at 930 ° C. for 6 minutes and quenching was deposited in a water bath maintained at 20 ° C.
  • Table 4 also shows the tensile properties of the hot rolled steel sheet.
  • No. 2-0, 5-0, and 10-0 were immersed in a water bath maintained at 20 ° C. after heating at 930 ° C. for 6 minutes, and were not tempered. As shown in Table 4, No . The yield ratios after quenching of 2-0, 5-0, and 10-0 were all around 0.6, and the fatigue life was lower than that at 200, 220, 240, and 250 ° C tempering temperatures.
  • the fatigue life is significantly reduced to 5000 cycles or less when tempering under conditions outside the relation (4). Particularly, in specimens No. 2-3 and 2-4, even if the elongation is high, the fatigue life is 5000 cycles. It can be seen that significantly reduced below.

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Abstract

본 발명은 자동차용 부품 등에 사용되는 성형품 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조를 가능하게는 열처리 강재 및 이를 이용한 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다. 본 발명은 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하는 열처리 강재, 이를 이용한 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법을 제공한다. [관계식 1] Mn/Si ≥ 5 [관계식 2] Mo/P ≥15 본 발명에 의하면, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조를 가능하게는 열처리 강재 및 이를 이용한 내구특성이 우수한 초고강도 성형품을 제공할 수 있어 자동차 샤시나 차체에 사용되는 열처리형 부품의 경량화와 내구수명 향상에 기여할 수 있다.

Description

열처리 강재, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품 및 그 제조방법
본 발명은 자동차용 부품 등으로 사용되는 열처리 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 열처리 강재, 이를 이용한 내구특성이 우수한 초고강도 성형품, 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 승객 보호를 위한 안전법규나 지구 환경보호를 위한 연비규제가 강화되면서 자동차의 강성 향상 및 경량화에 대한 관심이 고조되고 있다.
예를 들면, 자동차 샤시의 스테비라이저 바(Stabilizer bar), 튜블러 토션 빔씨티 액슬(Tubular torsion beam axle) 등은 차체의 중량을 지지하고 주행 동안 지속적으로 피로하중을 받는 부품으로서 강성과 내구수명을 동시에 요구한다.
그러나 최근 자동차 편의 부품의 적용 증가로 차량 중량이 점차 증가되면서 내구성능을 확보하기 위한 평가 조건들이 가혹해지고 있으며, 이에 대응하여 열처리 강재 적용 부품에 있어서도 초고강도 강재 적용에 의한 성능 향상 또는 경량화가 확대되고 있다.
자동차 부품용 강판의 피로수명은 항복강도, 연신율과 밀접한 관계에 있으며, 열처리 강판의 경우 열처리 과정에서 생기는 표면 탈탄이나 강관 제조 동안 생기는 표면 스크래치 등에 영향을 받게 된다.
특히, 강도가 높아질수록 이러한 인자들의 영향도는 증가되는데, 이와 같은 초고강도강의 성형 문제점을 해결하고, 인장강도 1500MPa급 이상의 고강도 자동차부품을 제조하는 방법들이 제안되어 있다.
이들 발명의 예로는 고온에서 성형과 금형냉각을 동시에 실시하는 열간 프레스 성형 방법 혹은 냉간성형을 먼저 행한 후 오스테나이트 영역까지 가열한 후 금형이 아닌 냉각매질과 접촉시켜 소입처리를 행하는 후열처리 방법을 들 수 있으며, 소입처리후 얻어진 마텐사이트 조직은 강도는 높으나 인성이 낮은 문제점을 가지고 있다. 이러한 낮은 인성값을 향상시키기 위하여 소입처리에 이어 뜨임 열처리를 행하는 공법이 상용화되었다.
이상의 열간 프레스 성형 공법 또는 후열처리 공법에 의하여 구현될 수 있는 강도는 다양하나 2000년대 초반에는 22MnB5 또는 상응하는 보론첨가 열처리형 강관을 이용하여 인장강도 1500MPa급의 자동차용 부품을 제조할 수 있는 방법이 제안되었다.
상기 자동차용 부품은 열연 또는 냉연코일을 이용하여 전기저항용접(ERW; Electrc resistance welding) 강관을 우선 제조한 후 적정 길이로 절단하여 열처리를 행하여 제조된다. 즉, 강판을 슬리팅하여 제조된 ERW 강관을 Ac3 이상의 오스테나이트역까지 가열하여 용체화하고, 연이어 추출하여 냉각장치가 구비된 프레스로 열간에서 성형함과 동시에 금형냉각(die quenching)을 행하여 제조된다. 경우에 따라 열간성형후 금형에서 취출하여 냉각매체로 소입열처리를 행하여 제조되는 경우도 있다.
다른 방법으로는 강판을 냉간상태에서 부품형상에 가깝게 성형한 후 역시 Ac3 이상의 오스테나이트역까지 가열하여 용체화하고, 연이어 추출하여 냉각매체를 이용하여 소입열처리를 행하거나, 또는 금형으로 최종 부품 형상으로 열간성형을 행한 후 냉각매체를 접촉시켜 소입 열처리를 행함으로써, 최종적으로 마르텐사이트 혹은 마르텐사이트와 베이나이트가 혼재된 상이 형성되면서 1500MPa 이상의 초고강도 부품으로 제조하는 경우가 있다.
아울러, 상기 방법으로 소입처리된 부품의 내구수명 향상과 인성을 높이기 위하여 뜨임 열처리를 행하게 된다.
일반적으로 뜨임 열처리는 500~600℃ 범위의 온도역에서 실시하며, 뜨임후 조직은 마텐사이트에서 시멘타이트가 석출된 페라이트로 변화되면서 인장강도는 저하되고, 항복비는 0.9 이상으로 증가되나, 균일 및 총연신율은 소입상태 보다 향상된다.
한편, 자동차 차량 무게가 증가되면서 이들 열처리형 강관 부품에 있어서도 상위 등급(grade)에 대한 니즈가 증가되고 있다.
강도를 높이는 방안으로 종래의 보론 첨가 열처리강에서 규제하는 바의 조성 즉, Mn을 1.2~1.4%, Cr을 0.1~0.3% 범위로 고정하고 열처리 후 강도를 감안하여 C함량을 높이는 경우, 강도 상승 자체의 이유로 피로 균열발생 및 전파에 대한 민감도가 증가되어 기대하는 바의 내구수명 즉, 강도 상승에 비례하여 피로 수명도 늘어날 것이라는 기대를 충족시키지 못하는 문제점을 가지고 있다.
본 발명의 일 측면은 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조를 가능하게는 열처리 강재를 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 다른 일 측면은 내구특성이 우수한 초고강도 성형품을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 또 다른 일 측면은 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면에 의하면,
중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하는 열처리 강재가 제공된다.
[관계식 1]
Mn/Si ≥ 5
[관계식 2]
Mo/P ≥15
상기 강재는 Nb: 0.01~0.07%, Cu: 0.05~1.0%, 및 Ni: 0.05~1.0% 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함할 수 있다
상기 강재는 페라이트 및 퍼얼라이트을 포함하는 미세조직 또는 페라이트, 퍼얼라이트 및 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.
상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종일 수 있다.
또한, 상기 강재는 강관일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 의하면, 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하고, 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트를 주상으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품이 제공된다.
[관계식 1]
Mn/Si ≥ 5
[관계식 2]
Mo/P ≥15
본 발명의 다른 일 측면에 의하면,
상기한 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 성형하여 성형품을 얻는 단계; 및
상기 성형품을 뜨임처리하는 단계를 포함하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법이 제공된다.
상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 금형으로 열간성형과 냉각을 동시에 실시하는 것에 의해 행해질 수 있다.
상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 열간 성형한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해질 수 있다.
상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 냉간 성형한 후, 오스테나이트역 온도로 가열하고 유지한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해질 수 있다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 의하면, 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조를 가능하게는 열처리 강재 및 이를 이용한 내구특성이 우수한 초고강도 성형품을 제공할 수 있어 자동차 샤시나 차체에 사용되는 열처리형 부품의 경량화와 내구수명 향상에 기여할 수 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
일반적으로, 1500MPa급 열처리형 강재의 화학조성은 22MnB5에 상응하는 성분강을 이용하며, 그 이상의 열처리 강도를 얻기 위해서는 탄소량을 높여 예컨데, 25MnB5, 34MnB5 등과 같은 보론첨가 열처리 강재를 사용하면 가능하다.
상기 보론 첨가 열처리강재는 0.2~0.4%의 Si, 1.2~1.4%의 Mn, 0.01~0.02%의 P, 0.005% 미만의 S를 함유하고 있다.
그러나, 상기 보론 첨가 열처리 강재를 사용하여 제조된 초고강도 성형품은 강도 증가됨에 따라 P, S와 같은 불순물 편석 영향이 증대되고, 뜨임 열처리를 통하여 얻어지는 조직이 최적화되어 있지 않을 경우 내구특성이 떨어지는 단점이 있다.
이에, 본 발명자들은 보론 첨가 열처리 강재를 사용하여 제조된 초고강도 성형품의 내구특성을 개선하기 위하여 연구 및 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것이다.
즉, 본 발명은 내구특성이 우수한 초고강도 성형품을 얻기 위하여, 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어하는 것으로서, 특히, 1) 열처리 과정에서 오스테나이트 입계에 편석되어 굽힘성이나 피로특성을 저하시키는 P의 함유를 가능한 한 억제함과 동시에 Mo/P 비를 제어하고, 2) Mn/Si비를 제어하여 강관의 용접부의 산화물 형성을 억제하고, 3) 우수한 내구특성을 부여하는 최적의 뜨임조건을 도출한 것이다
이하, 본 발명의 일 측면인 성형용 강재에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 피로특성이 우수한 열처리 강재는 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족한다.
[관계식 1]
Mn/Si ≥ 5
[관계식 2]
Mo/P ≥ 15
우선, 본 발명 강재의 화학 성분의 한정 이유에 대해 설명한다.
C: 0.22~0.42%,
상기 C는 성형용 강판에 있어 경화능을 높이고, 금형냉각 또는 소입 열처리후 강도를 결정하는 가장 중요한 원소이다. C함량이 0.22% 미만에서는 1500Mpa 이상의 강도 확보가 어려울 수 있으며, C 함량이 0.42%를 초과하면 강도가 너무 높아지고, 열간 프레스 성형용 강관 제조 시 용접부 주위에 응력이 집중되어 균열을 야기시킬 가능성이 높아지므로 0.42% 이하로 한정하는 것이 바람직하다.
소입 및 뜨임 열처리 후 인장강도가 1500MPa급인 경우, C의 함량은 0.23~0.27%로, 1800MPa급인 경우, C의 함량은 0.33~0.37%로, 2000MPa급인 경우, C의 함량은 0.38~0.42%로 한정할 수 있다.
Si: 0.05~0.3%
상기 Si는 성형용 강판의 경화능 향상 보다는 성형용 강관을 제조하는 경우 Mn과 함께 용접부의 품질을 결정하는 중요한 원소이다. Si첨가량이 증가할수록 용접부에 산화물이 잔존할 가능성이 높아져 편평이나 확관시 성능을 만족시키지 못할 경우가 있다. Si함량이 낮을수록 유리하나 불순물로 존재하는 최소량인 0.05% 이상으로 규제하며, Si 함량이 0.3%를 초과하면 용접부의 품질이 불안해질 수 있으므로, Si함량의 상한치은 0.3%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10~0.25%로 한정한다.
Mn: 1.0~1.5%,
상기 Mn은 C과 더불어 성형용 강판의 경화능을 향상시키고, 금형냉각 또는 소입 열처리후 강도를 결정함에 있어 C 다음으로 중요한 원소이다. 그러나 전기저항용접법에 의해 성형용 강관을 제조하는 경우 강관의 용접품질은 Si과 Mn의 중량비에 의존하기 때문에 Mn함량이 낮아지면 용접부에 용융체의 유동성이 증가되어 산화물 배제가 용이하나 열처리 후 강도가 감소되기 때문에 하한치를 1.0%으로 규제하고, 반대로 Mn함량이 증가되면 강도 상승에는 유리하나, 용접부 용융체의 유동성이 감소되어 산화물이 용접부에 잔존될 가능성이 높아지고, 열처리후 굽힘성이 저하되므로 그 상한치는 1.5%로 한정하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.1 ~ 1.4%로 한정한다.
관계식 1: Mn/Si ≥ 5.0
전기저항용접법에 의해 성형용 강관을 제조하는 경우 강관의 용접품질은 Si과 Mn의 함량비에 의존한다. Si함량이 높아져 Mn/Si비가 5 미만으로 되면 산화물이 용접부에 배제되지 아니하고 잔존될 가능성이 높아지고, 강관제조 후 편평시험에서 성능이 저하되기 때문에 5.0 이상으로 규제하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.1%
상기 Al은 탈산제 역할을 하는 원소이다.
상기 Al의 첨가량이 0.01% 미만이면 충분한 탈산효과를 얻을 수 없으므로, 상기 Al은 0,01%이상 첨가하는 것이 바람직하다, 한편, 과잉으로 첨가되면 연속주조 공정 동안 Al은 N과 석출물을 형성하여 표면결함을 유발할 뿐만 아니라 전기저항용접법에 의해 강관제조 시 용접부에 과다한 산화물을 잔존시키기 때문에 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02~0.06%로 한정한다.
P:0.01% 이하(0을 포함)
상기 P는 불순물로 불가피하게 함유되는 원소로서 성형 후 강도에 거의 영향을 미치지 않는 원소이다. 그러나 성형전 용체화 가열공정 또는 성형 후 가열 공정에서 오스테나이트 입계에 편석되어 굽힘성이나 피로특성을 저하시키기 때문에 본 발명에서는 P함량의 상한을 0.01%로 한정하며, 바람직하게는 0.008% 미만으로 제어하고, 보다 바람직하게는 0.006% 미만으로 제어한다.
S: 0.005% 이하
상기 S는 강중 불순물 원소로서 Mn과 결합하여 연신된 유화물로 존재하면 강관제조시 용접 인접부 표면에서 내측으로 형성되는 메탈 플로우를 따라 균열을 용이하게 발생시키거나, 강판상태에서는 냉각 또는 소입 열처리후 강판의 인성을 열화시키는 원소이기 때문에 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.003%이하로 제한하고, 보다 더 바람직하게는 0.002% 이하로 제한한다.
Mo: 0.05~0.3%
상기 Mo는 Cr과 함께 성형용 강판의 소입성을 향상시키고, 소입 강도 안정화에 기여하는 원소이다. 뿐만 아니라 열간압연 및 냉간압연시의 소둔공정, 그리고 성형 공정의 가열단계에서 오스테나이트 온도역을 낮은 온도측으로 확대시키고, 강중의 P 편석을 완화시키는데 효과적인 원소이다.
Mo함량이 0.05% 미만인 경우에는 충분한 소입성 향상이나 오스테나이트 온도역 확대를 기대할 수 없으며, Mo 함량이 0.3%를 초과하면 반대로 강도 상승에는 유리하나 첨가 대비 강도 상승 효과가 감소되어 비경제적이므로, 그 상한치는 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo/P 비 ≥ 15.0
상기 Mo/P 비는 성형용 강관 제조 후, 부품으로 열간성형을 행할 때 가열공정 또는 성형 후 가열 공정에서 오스테나이트 결정입계의 P 편석에 영향을 미치게 된다.
불순물인 P함량을 낮추는 것이 중요하나, Mo을 첨가하면 결정입계 편석이 완화되는 효과가 있다.
상기 효과를 얻기 위하여 상기 Mo/P 비는 15.0 이상으로 설정하는 것이 바람직하며, Mo/P비는 높을수록 유리하지만, 그 상한은 효과 측면과 경제적인 측면을 고려하여 정해질 수 있다.
Ti: 0.01~0.1%
상기 Ti은 성형공정의 가열과정 또는 성형 후 가열공정에서 TiN, TiC 또는 TiMoC 석출물에 의한 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있으며, 또 다른 측면으로 강중 TiN 석출이 충분하면 오스테나이트 조직의 소입성 향상에 기여하는 유효 B량을 증가시키는 효과를 유발하여 금형냉각 또는 소입 열처리후 강도를 안정적으로 향상 시키는데 유효한 원소이다.
Ti의 첨가량이 0.01% 미만이면 충분한 조직미세화나 강도 향상을 기대할 수 없으며, Ti함량이 0.1%를 초과하면 첨가 대비 강도 상승 효과가 감소되므로 Ti 함량의 상한치는 0.1%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0,02~0.06%로 한정한다.
Cr: 0.05~0.5%
상기 Cr은 Mn, C과 더불어 성형용 강판의 경화능을 향상시키고, 금형냉각 또는 소입 열처리후 강도 증가에 기여하는 중요한 원소이다.
마르텐사이트 조직제어 과정에서 마르텐사이트 조직을 용이하게 얻을 수 있도록 임계냉각속도에 영향을 주며, 열간 프레스 성형공정에서 A3 온도를 저하시키는 데 역시 기여하는 원소이다.
상기한 효과를 얻기 위하여 상기 Cr는 0.05% 이상이 첨가되는 것이 바람직하다. 한편, Cr의 함량이 0.5%를 초과하면 성형품의 조립 공정에서 요구되는 소입성을 지나치게 증가시켜 용접성을 열화시키기 때문에 Cr의 함량은 0.5% 미만으로 한정하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1~0.4 %로 한정한다.
B: 0.0005~0.005%
상기 B는 성형용 강판의 경화능 증가에 매우 유용한 원소로서 극미량 첨가하여도 금형냉각 또는 소입 열처리후 강도 증가에 크게 기여한다.
상기 B이 0.0005% 미만 첨가되는 경우에는 첨가효과를 얻을 수 없으므로, 상기 B의 함량은 0.0005% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, B이 0.005%를 초과하여 첨가되는 경우에는 첨가효과가 포화되므로, B의 함량은 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.001~0.004 %로 한정한다.
N: 0.01% 이하
상기 N은 불순물로 불가피하게 함유되는 성분으로 연속주조 공정 동안 AlN 등의 석출을 촉진하여 연주주편 코너 균열을 조장한다. 반면에, TiN 등의 석출물을 형성하여 확산성 수소의 흡장원으로 작용하는 것으로 알려져 있으므로 석출량을 적절하게 제어하면 내수소 지연파괴 특성을 개선할 수도 있기 때문에 N 함량의 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.07% 미만으로 한정한다.
상기와 같이 조성되는 강에, 특성 개선을 위하여 Nb: 0.01~0.07%, Cu: 0.05~1.0%, 및 Ni: 0.05~1.0% 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 첨가할 수 있다.
Nb: 0.01~0.07%
상기 Nb는 강의 결정립 미세화에 유효한 원소이다.
열간압연의 가열공정에서 오스테나이트 결정립 성장을 억제할 뿐만 아니라, 열간압연 단계에서 미재결정역 온도를 상승시킴로서 최종 조직을 미세화시키는 데 크게 기여한다,
이처럼 미세화된 조직은 후공정의 열간성형 공정에서의 결정립 미세화를 유발하여 P와 같은 불순물을 분산시키는데 효과적이다.
상기 Nb이 0.01% 미만 첨가되는 경우에는 첨가효과를 얻을 수 없으므로, 상기 Nb의 함량은 0.01% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, Nb이 0.07%를 초과하여 첨가되는 경우에는 연속주조시 슬라브 균열에 민감해지고, 또한 열연 또는 냉간압연 강판의 재질 이방성을 증대시키므로 Nb함량은 0.07% 이하로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.02~0.05% 로 한정한다.
Cu: 0.05~1.0%
상기 Cu는 강의 내식성 향상에 기여하는 원소이다. 또한, Cu는 성형후 인성 증가를 위하여 뜨임을 행할 경우 과포화된 구리는 입실론 카바이드로 석출되면서 시효경화 효과를 발휘하는 원소이다.
Cu의 함량이 0.05% 미만인 경우에는 그 첨가 효과를 기대하기 어려우므로 그 하한치를 0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 과잉으로 첨가되면 강판 제조공정에서 표면결함을 유발하고, 내식성 측면에서 첨가 대비 비경제적이므로 상한치는 1.0%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.2~0.8 %로 한정한다.
Ni: 0.05~1.0%
상기 Ni은 성형용 강판의 강도 및 인성 향상에 유효할 뿐만 아니라 소입성을 증가시키는 효과가 있으며, Cu 단독 첨가시 야기되는 핫 숏트닝 감수성을 저감하는데 효과적이다.
또한 열간압연 및 냉간압연시의 소둔공정, 그리고 성형 공정의 가열단계에서 오스테나이트 온도역을 낮은 온도측으로 확대시키는 효과가 있어, 예를 들면 프로세스 윈도우를 넓히는 데 효과적이다.
상기 Ni함량이 0.05% 미만인 경우에는 첨가 효과를 기대할 수 없으며, 그 함량이 1.0%를 초과하면 반대로 소입성 개선이나 강도 상승에는 유리하나 첨가 대비 소입성 향상 효과는 감소되어 비경제적이므로 상한치는 1.0%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.1~0.5 %로 한정한다.
상기 강재는 소재상태 즉, 열처리전에 페라이트 및 퍼얼라이트을 포함하는 미세조직 또는 페라이트, 퍼얼라이트 및 베이나이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다.
상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종일 수 있다.
또한, 상기 강재는 강관일 수 있다.
이하, 상기한 피로특성이 우수한 열처리 강재를 이용하여 성형품을 제조하는 방법에 대하여 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 성형품의 제조방법은 상기 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 성형하여 성형품을 얻는 단계; 및 상기 성형품을 뜨임처리하는 단계를 포함한다.
상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종이거나 강관일 수 있다.
상기 성형품을 얻는 단계는 다음과 같이 행해질 수 있다.
1) 상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 금형으로 열간성형과 냉각을 동시에 실시하는 것에 의해 행해질 수 있다.
상기 열간성형은 예를 들면, 열간 프레스 성형일 수 있다.
2) 또한, 상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 열간 성형한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해질 수 있다.
상기 열간성형은 예를 들면, 열간 프레스 성형일 수 있다.
상기 냉각매체를 이용한 냉각으로는 예를 들면, 수냉, 또는 유냉을 들 수 있다.
상기 강재는 오스테나이트역 온도로 가열한 후, 추출하여 열간성형한 다음, 수냉 또는 유냉하거나, 또는 열간성형공정에서 온도가 저하될 경우 재가열하여 수냉 또는 유냉할 수 있다.
3) 또한, 상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 냉간 성형한 후, 오스테나이트역 온도로 가열하고 유지한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해질 수 있다.
상기 냉간성형은 예를 들면, 냉간 프레스 성형일 수 있다.
상기 냉각매체를 이용한 냉각으로는 예를 들면, 수냉, 또는 유냉을 들 수 있다.
상기 강재를 냉간성형한 후, 성형된 성형품을 오스테나이트역 온도로 가열하고 유지한 다음, 추출하여 수냉 또는 유냉할 수 있다.
상기한 금형으로 열간 성형과 냉각을 동시에 실시하는 방법과 열간성형 후 냉각매체를 이용하여 냉각하는 방법에서는 강재를 예를 들면, 850 ~ 950℃의 온도로 가열하고, 100 ~ 1000초 동안 유지할 수 있다.
상기한 금형으로 열간 성형과 냉각을 동시에 실시하는 방법에서는 상기와 같이 가열 및 유지된 강재를 추출하여 준비된 금형으로 열간성형을 행한 후 금형으로 직접 냉각하여 예를 들면, 마르텐사이트 임계 냉각속도~ 300℃/초의 냉각속도로 200℃ 이하로 냉각할 수 있다.
한편, 상기한 열간 성형 후 냉각매체를 이용하여 냉각하는 방법에서는 상기와 같이 가열 및 유지된 강재를 추출하여 열간성형을 행한 후 수냉 또는 유냉각을 행하여 예를 들면, 마르텐사이트 임계 냉각속도~300℃/초의 냉각속도로 200℃ 이하로 냉각할 수 있다.
또한, 냉간성형 후 열처리를 행하는 방법에서는 예를 들면 성형품을 고주파 유도가열 혹은 배치(batch) 열처리로에서, 예를 들면, 850~950℃의 온도범위로 가열하고, 100초 ~ 1000초 동안 유지한 다음, 적절한 냉각매체를 이용하여 마르텐사이트 임계냉각속도~300℃/초의 냉각속도로, 200℃ 이하로 냉각할 수 있다.
상기 가열온도가 850℃ 미만인 경우 가열로에서 강재를 추출하여 열간성형을 행하는 동안 온도가 저하되고, 이로 인하여 강재 표면으로부터 페라이트 변태가 진행되어 전 두께에 걸쳐 충분한 마르텐사이트가 생성되지 않아 목표 강도 확보가 어려울 수도 있다.
한편, 가열온도가 950℃를 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립의 조대화를 유발하고, 가열 원단위 증가로 제조비용이 상승하고, 표면 탈탄이 가속화되어 최종 열처리후 내구특성을 떨어뜨릴 우려가 있다.
따라서, 상기 강재의 가열온도는 850~950℃로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 열간 성형후 냉각속도는 마르텐사이트를 주상으로 하는 최종 조직을 얻을 수 있도록 설정되는 것이 바람직하며, 이를 위해서는 마르텐사이트 임계냉각속도 보다 더 빠르게 설정하는 것이 바람직하다. 즉, 냉각속도의 하한은 마르텐사이트 임계냉각속도로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 냉각속도가 너무 빠른 경우에는 강도 증가가 포화되고, 냉각속도 증가를 위한 냉각설비가 추가될 수 있으므로 냉각속도의 상한은 300℃/초로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 냉각 시 200℃를 초과하는 온도에서 냉각이 종료되는 경우에는 마르텐사이트 변태가 완료되지 않아 목적하는 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없고, 그 결과로서 목표 강도 확보가 어려울 수 있다.
다음에, 상기와 같이 제조된 성형품을 뜨임처리한다.
상기와 같이 제조된 성형품은 마르텐사이트 조직을 주상으로 하는 것으로 뜨임 열처리에 의하여 성형품에 인성이 부여되고, 뜨임조건에 의하여 성형품의 내구특성이 결정된다.
뜨임 조건 중 특히 중요한 인자는 뜨임 온도이다.
본 발명자들은 뜨임온도 변화에 따른 연신율 변화를 관찰한 결과, 뜨임온도의 증가에 따라 연신율도 증가하다가 어느 시점부터는 뜨임온도가 상승하여도 연신율이 증가되지 않고 오히려 저하되는 현상이 관찰되었다.
이 때 연신율이 피크(peak)를 나타내는 뜨임온도 즉, Ttempering에서 뜨임 열처리된 경우 내구수명이 현저하게 높아지며, 이 Ttempering 온도는 하기 관계식 (3)과 같이 탄소함량과 상관관계가 있음을 알게 되었다.
[관계식 3]
Ttempering (℃) = 111*[C]-0.633
따라서, 본 발명에서는 상기와 같이 제조된 성형품을 하기 관계식(4)를 만족하는 뜨임온도(Ttempering)에서 15~60분 유지하여 뜨임처리한다.
[관계식 4]
뜨임 온도(℃) = Ttempering (℃) ± 30[여기서, Ttempering (℃) = 111*[C]-0.633 ]
상기와 같이 성형품을 뜨임처리함으로써 인성 및 내구특성이 우수한 성형품을 얻을 수 있다.
상기와 같이 뜨임 후 성형품의 조직은 템퍼드 마르텐사이트 단상으로 이루어지거나 또는 템퍼드 마르텐사이트 분율이 90% 이상이고, 나머지 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것으로 이루어질 수 있다.
상기와 같이 제조된 성형품은 1500MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
예를 들면, 상기 성형품은 1600MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
상기 성형품은 0.7 ~ 0.9의 항복비를 가질 수 있다.
일반적으로 소입처리를 행하여 얻어진 마텐사이트 주상의 조직은 인장강도가 높은 대신 연신율은 낮으며, 항복비는 0.7이하인 특징은 가진다. 한편, 기존의 뜨임처리 조건인 500~600℃에서 처리하면 항복 및 인장강도는 현저히 저하되는 대신 연신율이 상승하며, 항복비는 0.9 이상으로 변화된다.
이에 본 발명자들은 소입후 뜨임온도를 변화시키면서 인장성질과 저주기 피로특성을 평가한 결과, 특이한 현상을 알게 되었다.
즉, 뜨임온도가 증가하면 항복강도는 증가하다가 200~300℃ 범위에서 peak를 보인후 직선적으로 저하하며, 인장강도는 뜨임처리 온도가 상승하면서 지속 감소하였다. 연신율, 특히 균일연신율의 경우 뜨임 온도가 250℃ 이상으로 되면 급격히 저하되다가 400℃ 이상에서는 다시 상승하였다.
한편, 미세 조직적 측면에서는 소입 열처리에 의하여 마텐사이트 조직에 고용되어 있던 탄소가 뜨임 열처리를 행하면 존재 상태가 변화되는 데, 뜨임온도가 낮을 경우 입실론 카바이드로 존재하지만, 뜨임온도가 높아져 이들 카바이드가 시멘타이트로 변화되었고, 이러한 시멘타이트 석출은 항복 및 인장강도의 저하 현상을 뒷받침하는 것이다.
한편, 뜨임온도별로 변형율 제어하의 저주기 피로 시험(Δε/2=±0.5%)을 수행하여 피로수명을 평가한 결과, 200~250℃ 뜨임온도역에서 피로수명은 높아져 peak를 나타내었고, 이보다 뜨임온도가 더 높아지면 오히려 피로수명이 저하되는 것을 확인하였다. 다시 말하여 소입후 뜨임열처리에 의하여 항복강도가 상승하여 항복비가 0.7~0.9 범위에 있고, 동시에 연신율 특히 균일연신율이 저하되지 않는 조건에서 저주기 피로수명이 현저하게 상승하는 현상이 있음을 알게 되었다.
상기 성형품은 우수한 저주기 피로수명을 갖는다.
바람직하게는, 상기 성형품의 저주기 피로수명은 5,000 사이클(cycle) 이상 (여기서, 사이클수는 Δε/2=±0.5% 변형율 부가 조건에서 파단에 도달하는 사이클 수를 의미함)이다.
이하, 본 발명의 성형품의 출발소재인 열처리 강재를 제조하는 방법의 바람직한 예에 대하여 설명한다.
상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종일 수 있는데, 본 발명이 바람직하게 적용될 수 있는 강판의 제조방법의 일례에 대하여 설명한다.
상기 열연강판은 상기한 본 발명의 강재 조성을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 조압연 및 열간압연하여 강판을 제조하는 단계; 및
상기 제조된 강판을 500~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계를 거쳐 제조될 수 있다.
상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위에서 가열함으로써, 슬라브의 조직을 균질하게 하고, 니오비움. 티타늄과 같은 탄질화 석출물들이 일부 고용되기도 하나, 여전히 슬라브 입성장을 억제하여 결정립이 과도하게 성장되는 것을 방지할 수 있다.
상기 열간압연은 Ar3이상의 온도에서 열간 마무리압연을 행하는 것이 바람직하다.
상기 열간 마무리압연의 온도가 Ar3 미만인 경우에는 오스테나이트 중 일부가 이미 페라이트로 변태된 2상역(페라이트와 오스테나이트가 공존하는 영역)에서 열간압연을 행하는 경우, 변형저항이 불균일하게 되어 압연 통판성이 나빠지고, 페라이트 상에 응력이 집중되면 판파단 가능성이 높아진다.
한편, 열간마무리 압연온도가 너무 높으면 모래형 스케일 등의 표면결함이 발생되므로 예를 들면, 950℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 열간압연후 런아웃테이블에서 냉각하여 권취함에 있어, 열연강판의 폭방향 재질편차를 저감하고, 후속하는 냉연강판 제조시 압연 통판성 향상을 위하여 강판 내에 마르텐사이트와 같은 저온조직이 포함되지 않도록 권취온도를 제어하는 것이 바람직하다.
상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는 마르텐사이트와 같은 저온조직 형성으로 열연강판의 강도가 현저하게 상승될 수 있고, 특히 코일 폭방향으로 과냉되면 재질편차가 증가하게 되어 후속되는 냉연공정에서 압연 통판성이 저하되고, 두께 제어가 어려울 수 있다.
반면에, 700℃를 초과하는 경우에는 강판 표면에 내부산화가 조장되고, 상기 내부산화물이 산세공정에 의하여 제거하는 경우에는 틈이 형성되어 노치를 제공하는 경우가 있으며, 최종 부품에서 강관의 편평 또는 확관 성능을 열화시킬 수 있으므로 권취온도의 상한은 700℃로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연된 강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하여 적용하는 것 역시 가능하다. 이때, 냉간압연은 특별히 제한되지 않으며, 냉간 압하율은 40~70% 범위에서 실시할 수 있다.
상기 냉연강판의 제조방법의 일례에서는 본 발명의 열연강판 제조방법으로 제조된 열연강판의 표면 산화물을 산세하여 제거한 후 냉간압연을 실시하고, 냉간압연된 강판(풀하드재)을 연속 소둔한다.
소둔공정에서 소둔온도는 750~850℃일 수 있다.
소둔온도가 750℃ 미만이면 재결정이 충분하지 않을 수 있으며, 850℃를 초과하는 경우에는 결정립이 조대화될 뿐만 아니라 소둔 가열 원단위가 상승될 수 있다.
소둔 후 과시효 처리는 과시효대 온도를 400~600℃ 범위로 제어하여 최종 조직이 페라이트 기지에 퍼얼라이트 또는 베이나이트가 일부 포함된 조직으로 구성되도록 할 수 있다
이는 냉연강판의 강도를 열연강판과 같이 800MPa 이하의 인장강도를 얻기 위함이다.
한편, 본 발명의 성형품의 출발소재의 하나인 강관의 제조방법은 특별히 한정되는 것은 아니다.
상기 강관은 상기한 본 발명의 강판을 이용하여 전기저항용접법(ERW)을 이용하여 제조될 수 있다. 이 때, 전기저항용접 조건은 특별히 한정되는 것은 아니다.
본 발명에서는 강관의 구경을 축소시키거나 중공 파이프의 직진도를 확보하기 위하여 인발공정을 행할 수 있다. 이 인발공정의 전처리로서 전기저항용접관의 용접부 경도를 낮추고 동시에 인발하기 적합한 조직으로 만들기 위하여 강관을 500℃ ~ Ac1 온도 범위에서 가열한 후 공냉을 행하는 것이 필요하다. 인발율은 최초 외경에 대하여 인발후 최종 상태의 외경 차이를 퍼센트(%)로 나타낸 것으로 40%를 초과할 경우 변형량이 과다하여 인발 결함이 발생될 수도 있기 때문에 10~35% 범위가 바람직하다.
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 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예 1)
하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브을 이용하여 열간압연을 행하여 열연강판을 얻은 후 산세처리하였다.
상기 열간압연에서는 강 슬라브를 1200±30℃ 범위에서 180분 가열하여 균질화처리한 후, 조압연 및 사상압연을 행한 다음, 하기 표 2의 권취온도로 권취하여 두께 4.5㎜의 열연강판을 제조하였다.
상기 산세처리된 열연강판을 전기저항용접을 적용하여 외경 28mm의 강관을 제조하였다.
전봉강관의 용접부 품질은 편평시험에 의하여 용접 라인을 3시 방향으로 두고 압착하였을 때 용접부 균열 발생 여부로 평가하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다. 하기 표 2에서 ○은 균열이 발생되지 않은 것을 나타내고, X는 용접부에 균열이 발생된 것을 나타낸다.
상기 편평시험을 통과한 조건들에 대하여 새로이 시편(강판)을 준비하여 압연방향에 평행하게 JIS5호 인장시편(평행부 폭 25mm, Gauge length 25mm)과, 저주기 피로 시험편(평행부 폭 12.5mm, Gauge length 25mm)을 제작하였다.
제작된 시편을 900℃에서 7분 유지한 후 20℃를 유지하고 있는 수조에 침적하여 소입처리를 행하였다.
소입된 시편은 탄소함량 그룹 기준으로 하기 표 2에서와 같이 200~330℃ 온도에서 1시간 열처리를 행한 후 인장성질과 피로특성을 평가하였다. 피로수명은 변위량 Δε/2 = ±0.5%를 triangular wave form 형태로 0.2Hz의 변형속도 조건에서 평가하였다.
　
또한, 하기 표 2에는 열연강판의 인장특성을 나타내었다.
하기 표 2에서 YS, TS, El은 각각 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타내고, 피로수명은 Δε/2 = ±0.5% 변형율 부가 조건에서의 파단에 도달하는 사이클 수로 나타내었다.
표 1
No 제품 화학성분(wt%) Mn/Si Mo/P 강종
C Si Mn P S s-Al Ti Cr B* Mo 추가성분 N*
1 PO 0.34 0.20 1.29 0.013 0.0025 0.025 0.03 0.15 0.15 - 42 6.5 11.5 비교강
2 PO 0.35 0.15 1.3 0.0071 0.0027 0.029 0.029 0.16 20 0.14 - 45 8.7 19.7 발명강
3 PO 0.35 0.15 1.3 0.0070 0.0027 0.031 0.025 0.17 19 0.15 Nb:0.05 42 8.7 21.4 발명강
4 PO 0.26 0.25 1.1 0.0058 0.0012 0.03 0.033 0.4 22 0.1 - 41 4.4 17.2 비교강
5 PO 0.25 0.15 1.25 0.0058 0.0012 0.03 0.033 0.4 22 0.1 - 50 8.3 17.2 발명강
6 PO 0.35 0.20 1.4 0.0071 0.0025 0.025 0.023 0.17 19 0.15 Cu:0.2 38 7.0 21.1 발명강
7 PO 0.35 0.21 1.3 0.0066 0.0021 0.023 0.03 0.18 18 0.19 Cu:0.5Ni:0.3 55 6.2 28.8 발명강
8 PO 0.20 0.11 1.3 0.008 0.0015 0.031 0.029 0.4 26 0.21 - 57 11.8 26.3 발명강
9 PO 0.35 0.25 1.2 0.013 0.0011 0.029 0.032 0.38 25 0.2 - 60 4.8 15.4 비교강
10 PO 0.4 0.16 1.3 0.0078 0.0009 0.027 0.029 0.15 17 0.18 - 38 8.1 23.1 발명강
11 PO 0.35 0.30 1.2 0.015 0.0011 0.029 0.032 0.38 25 0.1 - 40 4.0 6.7 비교강
12 PO 0.35 0.40 1 0.0082 0.0023 0.025 0.023 0.17 24 0.25 - 45 2.5 30.5 비교강
(상기 표 1에서 B 및 N 함량의 단위는 ppm임)
표 2
No 제품 소재 인장특성 편평시험결과 뜨임처리후 인장특성 피로수명(cycle) 강종
권취온도(℃) YS(Mpa) TS(Mpa) El(%) 뜨임온도(℃) YS(Mpa) TS(Mpa) El(%) 항복비(YR)
1 PO 650 442 640 23 O 220 1450 1807 9.9 0.802 5540 비교강
2 PO 650 428 620 22 O 220 1460 1800 10.1 0.811 6445 발명강
3 CR 600 477 658 20 O 220 1490 1820 11.0 0.819 6910 발명강
4 PO 650 400 567 26 X - 1310 1640 12 0.799 - 비교강
5 PO 680 410 570 27 O 250 1270 1605 11.6 0.791 6320 발명강
6 PO 650 454 655 23 O 220 1445 1840 9.5 0.785 6700 발명강
7 PO 650 448 637 24 O 220 1455 1820 9.9 0.799 6819 발명강
8 PO 650 387 520 28 O 330 1050 1430 13 0.734 6510 비교강
9 PO 650 431 620 22 X 220 1450 1803 10 0.804 - 비교강
10 PO 650 472 688 20 O 200 1654 2070 8.8 0.799 6990 발명강
11 PO 650 442 620 22 X 220 1438 1817 10.5 0.791 5020 비교강
12 PO 650 415 614 24 X 220 1430 1801 10.7 0.794 - 비교강
상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 뜨임후 인장강도 수준은 탄소량에 주로 의존하여 1430~2070Mpa의 범위를 나타내고 있음을 알 수 있다.
상기 시편 No. 8의 경우에는 C함량이 낮아 뜨임 후 인장강도가 1430Mpa로 낮고, 탄소량이 0.4%인 시편 No.10의 경우에는 뜨임 후 인장강도가 2070Mpa로 높게 나타남을 알 수 있다.
한편, Si이 높아 Mn/Si비가 5 이하인 시편 No.4, 9, 11 및 12의 경우에는 강관 편평시험에서 균열이 발생되었으나, 탄소함량이 높아도 Mn/Si비가 충족되는 경우에 용접부 균열이 발생되지 않음을 알 수 있다.
상기한 바와 같이 소입된 상태에서 뜨임 열처리를 행하면 1500Mpa 이상의 인장강도가 얻어지는데, 시편 No.8의 경우에는 C함량이 낮아 1500Mpa 이하의 인장강도가 얻어짐을 알 수 있다. 그리고 상기 표 1 및 2에서 알 수 있는 바와 같이, 뜨임열처리 후 저주기 피로수명은 Mo/P 비에 따라 다른 결과가 얻어졌다. 즉, Mo/P 비가 낮은 경우, 예를 들면 시편 No.1 및 11의 경우 피로수명은 5500 cycles 미만으로 낮게 나타나는 반면, Mo/P가 15이상인 경우에는 피로수명이 6000 cycle을 초과하는 것을 알 수 있다.
(실시예 2)
하기 표 3의 조성을 갖는 강 슬라브을 이용하여 열간압연을 행한후 산세처리하였다.
상기 열간압연에서는 강 슬라브를 1200±20℃ 범위에서 180분 가열하여 균질화처리한 후, 조압연 및 사상압연을 행한 다음, 하기 표 4의 권취온도로 권취하여 두께 3.0㎜의 열연강판을 제조하였다.
하기 표 3에서 Ttempering (℃)은 하기 관계식(3)에 의해 구한 온도이다.
[관계식 3]
Ttempering (℃) = 111*[C]-0.633
상기와 같이 산세처리된 열연강판을 소입 및 뜨임열처리 하였다.
소입전 가열은 930℃에서 6분 가열하였고, 소입은 20℃로 유지되는 수조에 침적하였다.
뜨임 열처리는 200~500℃ 범위에서 30~60분 열처리하여 뜨임후 인장특성과 피로수명을 평가하고, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 여기서, 인장특성과 피로수명은 실시예 1과 동일한 방법으로 평가하였다.
또한, 하기 표 4에는 열연강판의 인장특성도 나타내었다.
하기 표 4에서 YS, TS, El은 각각 항복강도, 인장강도 및 연신율을 나타내며, 피로수명은 Δε/2=±0.5% 변형율 부가 조건에서의 파단에 도달하는 사이클 수로 나타내었다.
표 3
No 제품 화학성분(wt%) Mn/Si Mo/P Ttempering(℃)
C Si Mn P S s-Al Ti Cr B* Mo N*
2 PO 0.35 0.15 1.3 0.0071 0.0027 0.029 0.029 0.16 20 0.14 45 8.7 19.7 215.7
5 PO 0.25 0.15 1.25 0.0058 0.0012 0.03 0.033 0.4 22 0.1 50 8.3 17.2 266.9
10 PO 0.4 0.16 1.3 0.0078 0.0009 0.027 0.029 0.15 17 0.18 38 8.1 23.1 198.3
(상기 표 3에서 B 및 N 함량의 단위는 ppm임)
표 4
No 제품 소재 인장특성 뜨임처리후 인장성질 항복비 저주기 피로수명(cycle) 비고
권취온도(℃) YS(Mpa) TS(Mpa) El(%) 뜨임온도(℃) YS(Mpa) TS(Mpa) El(%) (YR)
2-0 PO 650 428 620 22 소입 1186 1951 6.6 0.608 4560 -
2-1 PO 650 428 620 22 220 1460 1800 10.1 0.811 6445 발명 범위
2-2 PO 650 428 620 22 240 1428 1643 8.0 0.869 5690 발명 범위
2-3 PO 650 428 620 22 330 1370 1500 9.0 0.913 3300 -
2-4 PO 650 428 620 22 500 1034 1100 13.0 0.94 3580 -
5-0 PO 680 410 570 27 소입 1018 1670 6.9 0.610 4250 -
5-1 PO 680 410 570 27 250 1270 1605 11.6 0.791 6320 발명 범위
5-2 PO 680 410 570 27 330 1190 1310 9.7 0.908 4310 -
10-0 PO 650 472 688 20 소입 1302 2160 5.9 0.603 4900 -
10-1 PO 650 472 688 20 200 1650 2070 8.8 0.797 6990 발명 범위
10-2 PO 650 472 688 20 330 1600 1700 7.5 0.941 4705 -
상기 표 4에서, No. 2-0, 5-0, 10-0은 930℃에서 6분 가열한 후 20℃로 유지되는 수조에 침적하여 소입처리한 것으로 뜨임 처리를 행하지 않은 것이며, 표 4에서 알 수 있는 바와 같이, No. 2-0, 5-0, 10-0의 소입후 항복비는 모두 0.6 근처이고, 피로수명은 200, 220, 240, 250℃ 뜨임온도 조건에서의 결과와 비교하여 더 낮은 수준임을 알 수 있다.
한편, 상기 표 3 및 4에 나타난 바와 같이, 하기 관계식(4)를 만족하는 뜨임온도 역에서 열처리된 경우, 항복강도가 높고, 항복비가 0.7~0.9 범위내일 때에 피로수명 역시 우수함을 알 수 있다.
[관계식 4]
뜨임 온도(℃) = Ttempering (℃) ± 30[여기서, Ttempering (℃) = 111*[C]-0.633 ]
상기 관계식 (4)를 벗어나는 조건으로 뜨임처리하는 경우에는 피로수명이 5000cycle 이하로 현저하게 감소됨을 알 수 있고, 특히, 시편 No.2-3 및 2-4의 경우에는 연신율이 높아도 피로수명이 5000cycle 이하로 현저하게 감소됨을 알 수 있다.

Claims (21)

  1. 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하는 열처리 강재.
    [관계식 1]
    Mn/Si ≥ 5
    [관계식 2]
    Mo/P ≥15
  2. 제1항에 있어서, 상기 강재는 Nb: 0.01~0.07%, Cu: 0.05~1.0%, 및 Ni: 0.05~1.0% 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 열처리 강재.
  3. 제1항에 있어서, 상기 강재는 페라이트 및 퍼얼라이트을 포함하는 미세조직 또는 페라이트, 퍼얼라이트 및 베이나이트를 포함하는 미세조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 강재.
  4. 제1항에 있어서, 상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종인 것을 특징으로 하는 열처리 강재.
  5. 제1항에 있어서, 상기 강재는 강관인 것을 특징으로 하는 열처리 강재.
  6. 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하는 열처리 강재를 준비하는 단계;
    [관계식 1]
    Mn/Si ≥ 5
    [관계식 2]
    Mo/P ≥15
    상기 강재를 성형하여 성형품을 얻는 단계; 및
    상기 성형품을 뜨임처리하는 단계를 포함하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서, 상기 강재는 Nb: 0.01~0.07%, Cu: 0.05~1.0%, 및 Ni: 0.05~1.0% 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서, 상기 강재는 열연강판, 산세강판 및 냉연강판으로 이루어진 강판 그룹으로부터 선택된 1 종인 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  9. 제6항에 있어서, 상기 강재는 강관인 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  10. 제6항에 있어서, 상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 금형으로 열간성형과 냉각을 동시에 실시하는 것에 의해 행해지는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  11. 제10항에 있어서, 상기 열간 성형 전의 가열공정에서는 강재를 850~950℃의 온도로 가열하고, 100 ~ 1000초 동안 유지하고, 그리고 상기 열간 성형 후의 냉각공정에서는 마르텐사이트 임계 냉각속도 ~ 300℃/초의 냉각속도로 200℃ 이하로 냉각하는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  12. 제6항에 있어서,
    상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 가열한 후, 열간 성형한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해지는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서, 상기 열간 성형 전의 가열공정에서는 강재를 850~950℃의 온도로 가열하고, 100 ~ 1000초 동안 유지하고, 그리고 상기 열간 성형 후의 냉각공정에서는 마르텐사이트 임계 냉각속도 ~ 300℃/초의 냉각속도로 200℃ 이하로 냉각하는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  14. 제6항에 있어서, 상기 성형품을 얻는 단계는 강재를 냉간 성형한 후, 오스테나이트역 온도로 가열하고 유지한 다음, 냉각매체를 이용하여 냉각하는 것에 의해 행해지는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서, 상기 성형품의 가열, 유지 및 냉각은 850~950℃의 온도범위로 가열하고, 100초 ~ 1000초 동안 유지한 다음, 마르텐사이트 임계냉각속도 ~ 300℃/초의 냉각속도로, 200℃ 이하로 냉각하는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
  16. 제6항 내지 제12항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 성형품의 뜨임처리는 하기 관계식(4)를 만족하는 뜨임온도(Ttempering)에서 15~60분 유지하여 행하는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품의 제조방법.
    [관계식 4]
    뜨임 온도(℃) = Ttempering (℃) ± 30[여기서, Ttempering (℃) = 111*[C]-0.633 ]
  17. 중량%로, C: 0.22~0.42%, Si: 0.05~0.3%, Mn: 1.0~1.5%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.01% 이하(0을 포함), S: 0.005% 이하, Mo:0.05~0.3%, Ti: 0.01~0.1%, Cr: 0.05~0.5%, B: 0.0005~0.005%, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 Mn과 Si가 하기 관계식(1)을 만족하고, 상기 Mo/P는 하기 관계식(2)를 만족하고, 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트 단상으로 이루어지거나 또는 템퍼드 마르텐사이트 분율이 90% 이상이고, 나머지 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 중 1종 또는 2종 이상을 포함하는 것으로 이루어지는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품.
    [관계식 1]
    Mn/Si ≥ 5
    [관계식 2]
    Mo/P ≥15
  18. 제17항에 있어서, 상기 성형품은 Nb: 0.01~0.07%, Cu: 0.05~1.0%, 및 Ni: 0.05~1.0% 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품.
  19. 제17항에 있어서, 상기 성형품의 저주기 피로수명은 5,000cycle 이상(여기서, 사이클 수는 ±0.5% 변형율 부가 조건에서 파단에 도달하는 사이클 수를 의미함)인 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품.
  20. 제17항에 있어서, 상기 성형품은 1500MPa 이상의 인장강도를 갖는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품.
  21. 제17항에 있어서, 상기 성형품은 0.7 ~0.9의 항복비를 갖는 것을 특징으로 하는 내구특성이 우수한 초고강도 성형품.
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