KR101108838B1

KR101108838B1 - 충돌성능이 우수한 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법

Info

Publication number: KR101108838B1
Application number: KR1020110064159A
Authority: KR
Inventors: 남승만; 임희중; 이승하; 김동은; 이보룡; 김영진; 문만빈
Original assignee: 현대하이스코 주식회사
Priority date: 2011-06-30
Filing date: 2011-06-30
Publication date: 2012-01-31
Also published as: US20160281190A1; US20140083574A1; EP2728027A4; CN103534372B; EP2728027A1; EP2728027B1; CN103534372A; WO2013002441A1

Abstract

충돌성능이 향상된 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 열처리 경화강은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 1.0 % 이하를 포함하고, Ti와 Nb 중 1종 이상의 합산으로 0.2 % 이하를 포함하며, 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족하며, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.
중량%로,
i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %
ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

Description

충돌성능이 우수한 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법 {QUENCHED STEEL WITH EXCELLENT CRASHWORTHINESS AND METHOD OF MANUFACTURING QUENCHED PARTS USING THE QUENCHED STEEL}

본 발명은 열처리 경화강을 이용한 고강도 부품 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열처리 후 고강도와 함께 높은 충격 흡수능을 갖는 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법에 관한 것이다.

최근 들어, 자동차용 부품은 연비 개선을 위해 점차 경량화 및 고강도화되고 있다.

최근, 자동차 부품 제조 기술이 발달함에 따라 핫 스탬핑(Hot Stamping) 기술이 개발되었다. 핫 스탬핑 기술은 인장강도 500MPa 정도의 소재를 900℃ 정도 가열한 상태에서 원하는 형상으로의 성형과 동시에 급냉하여 미세조직을 마르텐사이트화하여 고강도 부품을 제조할 수 있는 기술이다. 핫 스탬핑 기술에 의하면, 1000MPa 이상의 인장강도를 갖는 고강도 부품까지 제조할 수 있다.

핫 스탬핑 기술이 적용되는 강으로, 중량%로, C : 0.23 %, Si : 0.24 %, Mn : 1.2 %, Cr : 0.18%, Mo : 0.0025 %, Al : 0.03 %, Ti 0.035 %, B : 0.002 % 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어진 강이 이용되고 있다.

상기 조성을 갖는 강은 공정 조건에 따라서 인장강도 490 ~ 590 MPa, 연신율 20 ~ 30 %를 나타낼 수 있다. 상기 강을 대략 900℃정도까지 가열하면 성형이 용이한 상태인 인장강도 100 ~ 200 MPa, 연신율 50 ~ 60% 정도를 나타낼 수 있다. 이를 금형 내에서 성형 및 급냉하면 미세조직이 완전 마르텐사이트(Full Martensite)에 가까워져 인장강도 1470MPa 정도의 초고강도 부품을 제조할 수 있다. 제조된 부품은 초고강도를 가질 수 있어 강도향상을 위한 별도의 보강재를 요하지 않는다.

상기와 같이, 핫 스탬핑 기술은 경량화를 극대화시킬 수 있으며, 보강재 등의 부품 생략에 따른 용접 횟수를 줄일 수 있어서 생산성 향상 및 투자비 절감 등에 기여할 수 있다.

그러나, 상기의 과정을 통하여 제조된 부품의 경우, 완전 마르텐사이트에 가까운 미세조직으로 인하여 고강도 확보에는 유리하나 연신율이 6~7%에 불과한 단점이 있다.

이러한 낮은 연신율로 인하여 외부에서 충격 인가시, 부품이 충격을 제대로 흡수하지 못하고 취성파괴되는 문제점이 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 등의 조절을 통하여 열처리 후 고강도와 함께 높은 연성 및 인성을 가질 수 있어, 충돌성능이 향상될 수 있는 열처리 경화강을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 상기의 열처리 경화강을 이용하여 열처리 경화형 부품 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열처리 경화강은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 1.0 % 이하를 포함하고, Ti와 Nb 중 1종 이상의 합산으로 0.2 % 이하를 포함하며, 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족하며, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 한다.

중량%로,

i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %

ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

삭제

iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

이때, 상기 강재의 표면에는 Al-Si계 도금층, 아연 도금층 및 고온내산화 코팅층 중 선택되는 층이 형성되어 있을 수 있다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법은 (a) 상기 제시된 열처리 경화강으로 형성된 블랭크를 마련하는 단계; (b) 상기 블랭크를 가열하는 단계; (c) 상기 가열된 블랭크를 금형 내에서 열간 성형 및 퀀칭하는 단계; 및 (d) 상기 (c) 단계에 의해 형성된 성형체를 후처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 다른 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법은 (a) 상기 제시된 열처리 경화강으로 형성된 블랭크를 마련하는 단계; (a') 상기 블랭크를 냉간 가공을 이용하여 1차 성형하는 단계; (b) 상기 (a') 단계에 의해 형성된 1차 성형체를 가열하는 단계; (c) 상기 가열된 1차 성형체를 금형 내에서 2차 성형 및 퀀칭하는 단계; 및 (d) 상기 (c) 단계에 의해 형성된 2차 성형체를 후처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 열처리 경화강을 이용할 경우, 핫 스탬핑에 의하여 1000 MPa 이상의 인장강도와 함께 항복강도 800 MPa 이상 및 연신율 10% 이상을 갖는 고강도, 고인성, 고연성 부품을 제조할 수 있다. 따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 부품은 고강도와 함께 우수한 충격 흡수능을 통하여, 향상된 충돌성능을 발휘할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 다른 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 3은 비교예 1에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들 및 도면을 참조하면 명확해질 것이다.

그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하, 본 발명에 따른 충돌성능이 우수한 열처리 경화강 및 이를 이용한 열처리 경화형 부품 제조 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.

열처리 경화강

본 발명에 따른 열처리 경화강은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0.2 % 이하, 티타늄(Ti)과 니오븀(Nb) 중 1종 이상 : 합산으로 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 1.0 % 이하를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 열처리 경화강은 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족한다.

중량%로,

i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %

ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

삭제

iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

상기 합금성분들 외 나머지는 Fe와 제강 과정 등에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 열처리 경화강에 포함되는 각 성분의 함량 및 첨가 이유에 대하여 설명한다.

탄소(C)

탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 첨가한다. 또한 탄소는 오스테나이트 상에 농화되는 양에 따라 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다.

상기 탄소는 강 전체 중량의 0.12 ~ 0.8 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.12 중량% 미만일 경우 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 반대로, 탄소의 함량이 0.8 중량%를 초과하면 강도는 증가하나 인성 및 용접성이 크게 저하될 수 있다.

크롬(Cr)

크롬(Cr)은 페라이트 결정립을 안정화하여 연신율을 향상시키며, 오스테나이트 상 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트 상을 안정화시킴으로써 강도 향상에 기여한다.

상기 크롬은 강 전체 중량의 0.01 ~ 2 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬의 함량이 2 중량%를 초과하면, 열처리 후 충분한 항복강도를 확보하기 어려우며, 도금성이 저하되는 문제점이 있다.

몰리브덴(Mo)

몰리브덴(Mo)은 석출강화 및 고용강화로 강의 강도 향상시키는데 유효한 원소이다. 다만, 몰리브덴의 첨가량이 0.2 중량%를 초과하면 가공성이 저하된다.

따라서, 몰리브덴은 강 전체 중량의 0.2 중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti), 니오븀(Nb)

티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 탄질화물 형성 원소로서, 강도 향상에 기여한다. 다만, 티타늄 또는 니오븀의 첨가량이 합산으로 0.2 중량%를 초과하면 인성 저하를 초래할 수 있다. 따라서, 티타늄 또는 니오븀은 그 합산 첨가량이 강 전체 중량의 0.2 중량% 이하인 것이 바람직하다.

보론(B)

보론(B)은 소입성을 통하여 강의 강도 향상에 기여하는 원소이다.

상기 보론은 강 전체 중량의 0.0005 ~ 0.08 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 보론의 첨가량이 0.0005 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 보론의 첨가량이 0.08 중량%를 초과하는 경우, 과도한 소입성 상승으로 인성이 크게 저하되는 문제점이 있다.

안티몬(Sb)

안티몬(Sb)은 실리콘 및 망간의 입계 농화를 방지함으로써 강의 도금 특성을 향상시킨다. 다만, 안티몬의 첨가량이 1%를 초과하는 경우, 크랙발생 및 2차가공취성 등을 유발한다.

따라서, 상기 안티몬은 강 전체 중량의 1% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다.

실리콘(Si), 망간(Mn), 알루미늄(Al), 니켈(Ni)

본 발명의 발명자들은 오랜 연구 결과, 실리콘, 망간, 알루미늄 및 니켈이 아래 i) 내지 iii) 중 어느 하나의 조건을 만족할 때, 열처리 후 높은 인장강도와 함께 항복강도 및 연신율 상승이 이루어지는 것을 알아내었다.

중량%로,

i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %

ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

삭제

iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %

상기 i) ~ iii)에서, 실리콘(Si)은 탈산제로 작용하며, 고용강화에 의하여 강의 강도 향상에 기여한다. 상기 실리콘의 첨가량이 상기 i) ~ iii) 각각에서 제시된 범위를 벗어나서 과다 첨가될 경우, 용접성 및 도금 특성이 저하되는 문제점이 있다. 또한, i), ii), iii)의 경우, 실리콘의 첨가량이 제시된 범위 미만일 경우, 경우에 따라 용접성이 저하될 수 있다.

상기 i) ~ iii)에서, 망간(Mn)은 오스테나이트 안정화를 통하여 강도 향상에 기여한다. 망간의 첨가량이 상기 i) ~ iii) 각각에서 제시된 범위 미만일 경우 오스테나이트 안정화 효과가 불충분하다. 반대로, 망간이 상기 i) ~ iii) 각각에서 제시된 범위를 초과하여 과다 첨가될 경우, 용접성이 저하되고 인성이 열화되는 문제점이 있다.

상기 i) ~ iii)에서, 알루미늄(Al)은 수소취성을 방지하는 역할을 한다. 알루미늄이 상기 i) ~ iii) 각각에서 제시된 범위 미만일 경우, 그 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 알루미늄의 첨가량이 상기 i) ~ iii) 각각에서 제시된 범위를 초과하는 경우, 과다한 개재물을 형성하여 강의 연성 및 인성을 저해할 수 있다.

상기 ii) ~ iii)에서, 니켈(Ni)은 강도 및 인성 확보에 유리한 원소이다. 니켈의 첨가량이 ii) ~ iii) 각각에서 제시된 범위 미만일 경우 그 첨가 효과가 불충분할 수 있다. 반대로, 니켈의 첨가량이 ii) ~ iii) 각각에서 제시된 범위를 초과하는 경우 그 효과는 포화되면 강 제조 비용을 크게 상승시킬 수 있다.

상기 합금조성을 갖는 본 발명에 따른 열처리 경화강은 열연강판, 열연도금강판, 냉연강판, 냉연도금강판, 고온내산화 코팅강판 등의 형태로 제조될 수 있다. 여기서, 본 발명에 따른 열처리 경화강은 후술하는 부품 제조를 위한 핫 스탬핑 공정에서 표면에 탈탄 및 산화가 발생하는 것을 방지하기 위하여, 강의 표면에 Al-Si계 도금층, 아연 도금층 또는 고온내산화 코팅층이 형성되어 있는 것이 바람직하다. Al-Si계 도금층, 아연 도금층은 주로 냉연도금강판에서 적용되나, 반드시 이에 한정되는 것은 아니다. 또한, 아연 도금층은 용융아연도금, 합금화용융아연도금, 전기아연도금 등 다양한 방식으로 형성될 수 있다.

다만, 본 발명에 따른 열처리 경화강이 냉연도금강판일 경우, 적용되는 소둔 온도는 650 ~ 850 ℃인 것이 바람직하다. 소둔 온도가 650℃ 미만일 경우 소둔에 따른 연성 증대 효과 등을 얻기 어렵다. 반대로, 소둔 온도가 850℃를 초과하는 경우 안티몬의 첨가에도 불구하고, 실리콘, 망간 등의 입계 농화 가능성이 높아져서 도금 특성이 저해될 수 있다.

한편, 상기 합금조성을 갖는 본 발명에 따른 열처리 경화강은 공정 조건, 즉 열간압연, 냉간압연, 소둔 등의 조건에 따라, 인장강도 490 ~ 980 MPa, 항복강도 370 ~ 600 MPa 및 연신율 20 ~ 50 %를 가질 수 있다. 본 발명에 따른 열처리 경화강이 반드시 상기의 기계적 물성을 가질 필요는 없으나, 상기 조건을 가질 경우, 부품 제조를 위한 핫 스탬핑 공정에서 성형에 보다 유리하다.

또한, 상기 합금조성 및 기계적 물성을 갖는 본 발명에 따른 열처리 경화강은 열처리 후, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합조직을 가질 수 있다.

또한, 상기 합금조성 및 기계적 물성을 갖는 본 발명에 따른 열처리 경화강은 열처리 후, 인장강도 1000 MPa 이상, 항복강도 800 MPa 이상 및 연신율 10% 이상을 나타낼 수 있었는데, 이는 핫 스탬핑 공정 후에도 잔류 오스테나이트가 미세조직에 포함되어 있기 때문이라 볼 수 있다.

열처리 경화형 부품 제조 방법

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.

여기서, 부품이라 함은 주로 자동차용 충돌부재가 될 수 있으나, 반드시 이에 한정되는 것은 아니다.

도 1을 참조하면, 도시된 열처리 경화형 부품 제조 방법은 블랭크 마련 단계(S110), 블랭크 가열 단계(S120), 성형 / 퀀칭 단계(S130) 및 후처리 단계(S140)를 포함한다.

블랭크 마련 단계(S110)에서는 본 발명에서 제시된 합금조성을 갖는 열처리 경화강으로 형성된 블랭크를 마련한다.

전술한 바와 같이, 열처리 경화강의 기계적 물성은 인장강도 490 ~ 980 MPa, 항복강도 370 ~ 600 MPa 및 연신율 20 ~ 50 % 정도가 적합하다. 또한, 후술하는 가열 단계(S120) 및 성형 / 퀀칭 단계(S130)를 고려할 때, 강의 표면에는 Al-Si계 도금층, 아연 도금층, 고온내산화 코팅층 등이 형성되어 있는 것이 바람직하다.

다음으로, 블랭크 가열 단계(S120)에서는 블랭크를 핫 스탬핑에 적합한 온도로 가열한다. 가열은 핫 스탬핑, 즉 성형 / 퀀칭이 이루어지는 금형 외부에서 완전히 가열될 수 있고, 어느 정도까지 외부에서 가열된 후 금형 내부에서도 일부 가열될 수 있다.

가열 온도는 700 ~ 1100 ℃가 바람직하다. 가열 온도가 700℃ 미만이면 오스테나이트 형성이 불충분하여 성형 / 퀀칭 단계(S130) 후 강도가 불충분할 수 있다. 반대로, 가열 온도가 1100℃를 초과하면 성형 / 퀀칭 단계(S130) 후 잔류 오스테나이트 분율을 충분히 확보하기 어려워 고연성을 확보하기 어려워, 충돌성능이 저하될 수 있다.

다음으로, 성형 / 퀀칭 단계(S130)에서는 금형 내에서 가열된 블랭크를 정해진 형상으로 성형한 후, 마찬가지로 금형 내에서 성형된 성형체를 급냉하여 목표로 하는 물성을 확보한다.

퀀칭(quenching)은 마르텐사이트 분율 확보를 위하여 상기 열처리 경화강의 마르텐사이트 개시 온도 이하의 온도, 대략 80 ~ 500 ℃ 정도까지 실시될 수 있다. 또한, 퀀칭시 냉각속도는 10 ~ 300 ℃/sec인 것이 바람직하다. 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 충분한 강도 확보가 어렵다. 반대로, 냉각속도가 300℃/sec를 초과하면 인성 및 연성 확보가 어렵다.

성형 / 퀀칭에 의하여 형성된 성형체는 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합조직을 가질 수 있다. 그 결과, 성형 / 퀀칭에 의하여 형성된 성형체는 인장강도 1000 MPa 이상, 항복강도 800 MPa 이상 및 연신율 10% 이상을 가질 수 있다.

후처리 단계(S140)에서는 성형 / 퀀칭에 의하여 형성된 성형체에 대하여 레이저 가공 등을 이용하여, 트리밍, 피어싱 등을 실시한다.

도 2는 본 발명의 다른 실시예에 따른 열처리 경화형 부품 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.

도 2를 참조하면, 도시된 열처리 경화형 부품 제조 방법은 블랭크 마련 단계(S210), 냉간 성형 단계(S215), 블랭크 가열 단계(S220), 성형 / 퀀칭 단계(S230) 및 후처리 단계(S240)를 포함한다.

도 2에 도시된 실시예의 경우, 냉간 성형 단계(S215)가 더 포함된다. 냉간 성형 단계(S215)에서는 블랭크를 냉간 가공하여 사전에 1차적으로 성형한다. 이 경우, 냉간 가공에 의한 1차 성형과정에서 성형, 트림, 피어싱 등이 이루어진 1차 성형체가 형성될 수 있다. 따라서, 후처리 단계(S240)에서는 금형 내에서의 성형 / 퀀칭에 의한 2차 성형 단계(S230) 후, 형성된 2차 성형체의 일부에 대하여만 레이저 가공 등을 수행할 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

합금 성분에 따른 열처리 경화 특성을 살펴보기 위하여, 표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 열처리 전 기계적 물성을 갖는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1에 따른 시편을 900℃로 가열하여 5분 유지 후, 50℃/sec의 평균냉각속도로 100℃까지 냉각하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

2. 기계적 특성

표 2는 실시예 1 ~ 3 및 비교예 1에 따른 시편의 열처리 전 및 열처리 후의 기계적 물성을 나타낸 것이다.

[표 2]

표 2를 참조하면, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편 및 비교예 1에 따른 시편의 경우, 열처리 전의 물성은 거의 비슷하였다.

그러나, 열처리 이후, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 인장강도가 매우 높았으나, 반대로 연신율이 6%에 불과하였다. 그러나, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편의 경우, 비교예 1에 비하여 인장강도는 약간 낮았으나, 연신율이 대략 15%에 가까운 값을 나타내었으며, 항복강도도 상대적으로 높았다.

따라서, 외부에서 충격이 가해질 경우, 비교예 1에 따른 시편의 경우 인장강도 대비 낮은 항복강도와 연신율로 인하여 취성파괴될 수 있으나, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편의 경우, 상대적으로 높은 항복강도와 연신율로 인하여 충격을 충분히 흡수할 수 있다.

또한, 잔류 오스테나이트 분율을 측정하기 위하여 현미경 관찰, 자기 측정, X선 회절 분석 등 다양한 테스트를 수행하였다. 그 결과, 실시예 1 ~ 3에 따른 시편의 경우, 등 측정 방법에 따라 상이한 값으로 측정되기는 하였으나, 잔류 오스테나이트가 면적률로 최소 1% 이상 존재하는 것으로 나타났다.

그러나, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 어떠한 테스트를 수행한 경우라도 잔류 오스테나이트 분율이 면적률로 1% 미만으로, 완전 마르텐사이트 조직에 가깝게 나타났다.

이러한, 비교예 1에 따른 시편과 실시예 1 ~ 3에 따른 시편의 열처리 후 물성의 차이는 최종 미세조직의 차이로도 알 수 있다.

도 3은 비교예 1에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 것이고, 도 4는 실시예 1에 따라 제조된 시편의 미세조직을 나타낸 것이다.

도 3을 참조하면, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 완전 마르텐사이트에 가깝다. 반면, 도 4를 참조하면, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 마르텐사이트 외에 잔류 오스테나이트(γ)가 존재하는 것을 볼 수 있다.

이러한 미세조직에 의하여, 비교예 1에 따른 시편의 경우, 인장강도는 매우 높지만, 연신율이 매우 낮은 반면, 실시예 1에 따른 시편의 경우, 높은 연신율을 나타낼 수 있다고 볼 수 있다.

본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 하여 설명되었으나, 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 타 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다.

따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

S110, S210 : 블랭크 마련 단계
S120, S220 : 가열 단계
S130, S230 : 성형 / 퀀칭 단계
S140, S240 : 후처리 단계
S215 : 냉간 성형 단계

Claims

중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0% 초과 ~ 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 0% 초과 ~ 1.0 % 이하를 포함하고, Ti와 Nb 중 1종 이상의 합산으로 0% 초과 ~ 0.2 % 이하를 포함하며, 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족하며,
중량%로,
i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %
ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0% 초과 ~ 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 것을 특징으로 하는 열처리 경화강.
제1항에 있어서,
상기 강은
열처리 후, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 복합조직을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 경화강.
제1항에 있어서,
상기 강은
열처리 전, 인장강도 490 ~ 980 MPa, 항복강도 370 ~ 600 MPa 및 연신율 20 ~ 50 %를 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 경화강.
제3항에 있어서,
상기 강은
열처리 후, 인장강도 1000 MPa 이상, 항복강도 800 MPa 이상 및 연신율 10% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 열처리 경화강.
제1항에 있어서,
상기 강의 표면에는
Al-Si계 도금층, 아연 도금층 및 고온내산화 코팅층 중 선택되는 층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 열처리 경화강.
(a) 중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0% 초과 ~ 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 0% 초과 ~ 1.0 % 이하를 포함하고, Ti와 Nb 중 1종 이상의 합산으로 0% 초과 ~ 0.2 % 이하를 포함하며, 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족하며, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 열처리 경화강으로 형성된 블랭크를 마련하는 단계;
중량%로,
i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %
ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0% 초과 ~ 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
(b) 상기 블랭크를 가열하는 단계;
(c) 상기 가열된 블랭크를 금형 내에서 열간 성형 및 냉각하는 단계; 및
(d) 상기 (c) 단계에 의해 형성된 성형체를 후처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 (b) 단계는
상기 블랭크를 700 ~ 1100 ℃까지 가열하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 (c) 단계에서, 냉각은
상기 금형 내에서 10 ~ 300 ℃/sec의 냉각속도로 상기 열처리 경화강의 마르텐사이트 개시 온도 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제6항에 있어서,
상기 열처리 경화강의 표면에는
Al-Si계 도금층, 아연 도금층 및 고온내산화 코팅층 중 선택되는 층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
(a) 중량%로, C : 0.12 ~ 0.8 %, Cr : 0.01 ~ 2 %, Mo : 0% 초과 ~ 0.2 % 이하, B : 0.0005 ~ 0.08 % 및 Sb : 0% 초과 ~ 1.0 % 이하를 포함하고, Ti와 Nb 중 1종 이상의 합산으로 0.2 % 이하를 포함하며, 하기 i) 내지 iii) 중에서 어느 하나를 만족하며, 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 열처리 경화강으로 형성된 블랭크를 마련하는 단계;
중량%로,
i) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 % 및 Al : 0.05 ~ 2 %
ii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0% 초과 ~ 0.1 % 이하 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
iii) Si : 0.5 ~ 3 %, Mn : 1 ~ 10 %, Al : 0.1 ~ 2.5 % 및 Ni : 0.01 ~ 8 %
(a') 상기 블랭크를 냉간 가공을 이용하여 1차 성형하는 단계;
(b) 상기 (a') 단계에 의해 형성된 1차 성형체를 가열하는 단계;
(c) 상기 가열된 1차 성형체를 금형 내에서 2차 성형 및 냉각하는 단계; 및
(d) 상기 (c) 단계에 의해 형성된 2차 성형체를 후처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제10항에 있어서,
상기 (b) 단계는
상기 블랭크를 700 ~ 1100 ℃까지 가열하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제10항에 있어서,
상기 (c) 단계에서, 냉각은
상기 금형 내에서 10 ~ 300 ℃/sec의 냉각속도로 상기 열처리 경화강의 마르텐사이트 개시 온도 이하의 온도까지 냉각하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.
제10항에 있어서,
상기 열처리 경화강의 표면에는
Al-Si계 도금층, 아연 도금층 및 고온내산화 코팅층 중 선택되는 층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 부품 제조 방법.