KR101725274B1

KR101725274B1 - 고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101725274B1
Application number: KR1020150144556A
Authority: KR
Inventors: 안순태
Original assignee: 삼화스틸(주)
Priority date: 2015-10-16
Filing date: 2015-10-16
Publication date: 2017-04-10
Also published as: US20180305783A1; EP3363917A1; ES2805854T3; CN108138250A; WO2017065371A1; CN108138250B; JP2018524475A; EP3363917A4; EP3363917B1; HUE051249T2

Abstract

본 발명은 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 고강도 강판에 관한 것이다.
본 발명의 강판은, C 0.08 ~ 0.30wt%, Si 0.01 ~ 2.0wt%, Mn 0.30 ~ 3.0wt%, P 0.05wt% 이하, S 0.05wt% 이하가 함유되고 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소재 강판을 3 ~ 60초 동안 Ac3 변태점 이상으로 급속가열하고 유지하는 단계와, 가열 상태의 강판을 물이나 기름으로 100℃/s 이상으로 급냉하는 단계, 가열 및 유지시간을 포함하여 500℃ ~ A1 변태점까지 3 ~ 30초 동안 급속 템퍼링하는 단계를 통해서 제조된다.

Description

고강도 강판 및 그 제조방법{STEEL PLATE WITH HIGH TENSILE STRENGTH AND PROCESS FOR THE SAME}

본 발명은 주로 자동차용 구성부품의 소재로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로, 고주파 유도가열을 통한

칭 및 템퍼링으로 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

최근 세계 각국은 에너지 고효율화와 대기 환경보호 차원에서 자동차의 연비규제를 강화하는 추세에 있다. 이에 따라 자동차 제조업체들은 자동차용 강판의 고강도화를 통한 경량화를 추구하여 연비 향상을 도모하고 있으나, 아직까지는 600MPa 정도의 강도를 지닌 자동차용 강판이 사용되고 있는 실정이다.

한편, 자동차 탑승공간의 안전을 위해서는 780MPa급 이상의 인장강도를 갖는 초고강도 강판을 필요로 하는 것으로 알려지고 있으나, 지금까지 개발되어 사용되고 있는 고강도 강판은 낮은 신율로 인한 성형성의 한계로 인해 필러 및 사이드실 등의 단순한 형상으로 이루어진 부품들에만 사용되고 있다.

기존의 대표적인 고강도 강판으로는 DP(Dual Phase, 2상 조직)강, CP (Complex Phase, 복합 조직)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity, 소성 유기 변태)강 등이 알려져 있다.

상기 DP강은 금속조직이 페라이트와 마르텐사이트의 2상 조직강으로서, 연성을 지닌 페라이트의 분율을 조절하여 신율의 향상을 꾀하고 있으나, 변형시에 계면에 응력이 집중되어 기대할만한 신율의 확보가 어렵다는 문제점이 있다.

상기 CP강의 경우에는 복합 조직강으로서 제어냉각을 통해 마르텐사이트, 베이나이트, 페라이트 및 잔류 오스테나이트 등의 복합 조직을 형성시켜 고강도를 달성할 수 있긴 하나, 제어냉각의 어려움에 기인하여 충분한 신율과 균일한 품질을 확보할 수 없다는 문제점이 있다.

그리고, 상기 TRIP강은 소성 유기변태 현상을 이용하여 고강도이면서도 높은 연성을 나타내는 강판이긴 하나, 소성 유기 변태된 마르텐사이트는 경질이기 때문에 가공시에 파괴의 기점으로 작용하기 쉬워 적용하고자 하는 부재의 형상에 한계가 따르는 문제가 있다.

이러한 종래의 복합조직으로 이루어진 고강도 강판의 구체적인 예로서, 등록특허 제10-1320242호와 제10-1406478호를 들 수 있다. 전자는 0.12 ~ 0.18%의 탄소를 포함한 다수의 합금원소로 조성된 슬래브 판재를 열간압연한 후 용융아연도금에 이은 약 500℃에서의 합금화 열처리를 행하여 마르텐사이트가 차지하는 면적률이 50%이상이고 나머지는 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 펄라이트로 이루어진 미세조직의 강판으로서 인장강도가 최대 1,150MPa이고, 신율이 최대 12%를 나타낸다고 밝히고 있다.

후자는 0.05 ~ 0.15%의 탄소를 포함한 다수의 합금원소로 조성된 슬래브 판재를 특정한 제어 소둔을 통해서 얻어지는 자기 템퍼드(self-tempered) 마르텐사이트와 베이나이트의 면적율이 40 ~ 80%이며, 페라이트가 7 ~ 20%이고 잔부가 마르텐사이트인 미세조직의 강판이 개시되고 있으며, 이러한 강판은 인장강도가 최대 1,100MPa이고, 연신율이 최대 11%를 나타내는 것으로 개시되어 있다.

그러나, 상기 두 등록특허는 미세조직이 단상이 아닌 각기 일정한 분율 범위를 갖는 복합 상으로 이루어져 있기 때문에, 이러한 복합 미세조직을 얻기 위해서는 열처리 공정에서의 제어가 어려울 수밖에 없고 그에 따라 균일한 품질특성을 갖는 판재의 확보에도 문제가 있다. 이에 더하여, 이들 두 특허의 강판이 나타내고 있는 자동차용 고강도 강판에서의 품질특성인 강도와 신율도 이전의 강판에 비해 어느 정도 향상된 면이 있기는 하나, 현재 또는 향후의 자동차에서 요구되는 특성치에는 못미치는 문제점이 여전히 남아 있다.

본 발명은 종래의 고강도 강판에서 지적되고 있는 상기의 제반 문제점을 감안하여, 자동차용 고강도 강판으로서 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 고강도 강판을 제공하는 데 발명의 목적이 있다.

본 발명의 또 다른 목적은 소재 슬래브에 대한 열간압연에 이어 고주파 유도가열을 통한

칭 및 템퍼링을 실시하여 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 고강도 강판의 제조방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 발명자는 종래의 자동차용 고강도 강판들이 지니고 있는 강도 및/또는 신율의 한계를 분석한 결과, 이들 두 기계적 특성을 자동차용 고강도 강판에서 요구되는 수준에 부합시키기 위해서는 일차적으로, 금속조직 면에서 우선적으로 제어가 용이한 단상의 조직이 필요하다는 점에 착안하였으며, 이와 같은 단상의 조직으로서 충분히 높은 강도와 신율을 나타낼 수 있는 화학조성과 열처리 방법에 대한 연구와 실험을 행하였다.

그 결과, 고주파유도 가열장치를 사용하여 고온에서 단시간 급속 가열하고, 급속 냉각되도록 하는 열처리 방법을 사용할 경우, 자동차용 고강도 강판으로서 만족할만한 강도와 신율을 나타내는 템퍼드 마르텐사이트의 단상조직으로 이루어진 강판을 얻는데 적합하다는 사실을 발견하여 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이를 좀 더 구체적으로 설명하자면, 소재 강판(열간이나 냉간압연된 강판)을 단순히

칭 및 템퍼링하였다고 해서, 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상이 얻어지는 것은 아니며, 또한 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상이라고 해서 모두 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이면서, 특히 신율이 12%이상인 강판으로 되지는 않음을 알 수 있었다.

즉, 동일한 템퍼드 마르텐사이트 조직이라 할지라도 함유하고 있는 합금원소의 성분과 함량에 따라 얻을 수 있는 인장강도의 값이 달라지며,

칭 및 템퍼링의 열처리 방법과 조건에 따라서도 동일한 인장강도에서 얻어지는 다른 물성치(특히, 신율)가 현저히 달리 나타난다는 사실에 착안하여, 본 발명의 발명자는 다양한 시도와 수많은 실험을 거듭한 결과, 적절한 성분계의 합금원소로 조성된 소재 슬래브를 열간 및 냉간 압연한 후에 적절하게 제어된 가열온도와 가열시간 및 냉각속도로

칭, 템퍼링하였을 때 비로서 신율이 12% 이상이면서 인장강도가 700 ~ 1,300MPa인 템퍼드 마르텐사이트의 단상의 금속조직을 갖는 고강도 강판을 제조할 수 있음을 확인할 수 있었다.

본 발명의 상기 목적은 C 0.08 ~ 0.30wt%, Si 0.01 ~ 2.0wt%, Mn 0.30 ~ 3.0wt%, P 0.05wt% 이하, S 0.05wt% 이하가 함유되고 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소재 강판을 고주파 유도가열을 통한

칭 및 템퍼링을 실시하여 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이면서, 신율이 12%이상인 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 고강도 강판에 의해서 달성된다.

상기 본 발명 강판의 화학조성에는 Cr 0.05 ~ 2.0wt%, Mo 0.05 ~ 2.0wt%, B 0.0003 ~ 0.0050wt%, Ti 0.01 ~ 0.20wt%, Al 0.01 ~ 0.10wt% 중의 적어도 어느 한 성분이 부가적으로 첨가되어 조성될 수도 있다.

그리고, 본 발명의 고강도 강판은 표면에 용융아연 도금층이 부가적으로 형성될 수도 있다.

본 발명 고강도 강판의 화학조성에 대한 각 합금 성분의 역할과 각 합금 성분의 함량범위 설정이유는 아래와 같다.

C: 0.08 ~ 0.30wt%

C는

칭시 강재의 강도증가를 위하여 첨가되는 가장 중요한 원소로서, 0.08wt% 미만에서는

칭 이후에 얻어지는 경도가 낮아서 본 발명에서 목적하는 인장강도를 얻기 위한 템퍼링 온도가 500℃ 이하로 낮게 되므로 충분한 연성을 확보할 수 없으며, 0.30wt%를 초과하게 되면 다량의 탄화물 석출로 인하여 연성이 저하되고 변형저항이 증대되어 강판을 자동차용 부품으로 가공할 때 균열의 발생 가능성이 높아지게 된다.

Si: 0.01 ~ 2.0wt%

Si는 탈산을 위해 강 중에 투입되는 원소로서, 강의 연성을 저해하지 않고 강도를 높이는 원소이지만, 0.01wt% 미만에서는 그 효과가 미흡하고, 반대로 2.0wt%를 초과하는 경우에는 석출된 탄화물이 증가하여 변형저항을 증대시킴에 따라 강판의 가공시 균열발생 및 공구수명의 저하를 초래하는바, 그 이유는 Si가 석출 탄화물에 고용되어 탄소의 움직임을 방해함으로써 탄화물이 구형화되는 것을 방해하기 때문이다.

Mn: 0.30 ~ 3.0wt%

Mn은 강의

칭성을 높여 고강도를 확보하는데 유용한 원소로서, C 및 Si가 과잉으로 첨가될 경우 발생할 수 있는 변형저항의 증대를 피하기 위하여, 낮은 C, Si 첨가강에서 강도의 저하를 보완하기 위한 원소이다. 따라서 이와 같은 효과를 기대하기 위해서는 최소 0.30wt%의 첨가가 필요하지만, 과잉 첨가되면 인성과 변형저항을 증대시키므로 그 첨가량은 3.0wt%를 초과하지 않도록 하여야 한다.

Cr: 0.05 ~ 2.0wt%

Cr은 강도와

칭 경도 및 인성의 향상을 위하여 첨가되는 원소로서, 0.05wt% 미만에서는 상기 특성들의 향상 효과가 미약하며, 비교적 고가인 까닭에 2.0wt%를 초과하게 되면 경제성이 떨어지게 된다.

Mo: 0.05 ~ 2.0wt%

Mo은 Cr의 첨가 효과와 거의 동일하며, 0.05wt% 미만에서는 효과가 미약하고, 2.0wt%를 초과하게 되면 냉간 가공을 위한 변형저항이 증대되므로 그 첨가량은 2.0wt%를 초과하지 않도록 제한한다.

B: 0.0003 ~ 0.0050wt%

B는

칭성을 향상시키는 원소로서, 0.0003wt% 미만에서는 첨가효과가 불분명하고, 0.0050wt%를 초과하면 오히려

칭성을 저하시킨다.

Ti: 0.01 ~ 0.20wt%

Ti는 B와 공존하여

칭 강도를 올리는 효과도 있지만, 오스테나이트의 결정립 미세화에 효과가 크다. 그러나 0.01wt% 미만에서는 그 효과가 미흡하고, 0.20wt%를 초과하면 개재물이 많게 되어 요구되는 각종 물성치를 저하시키게 된다.

Al: 0.01 ~ 0.10wt%

Al은 질소와 결합하여 오스테나이트 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 그러나 다량 함유되면 알루미늄 산화물계 개재물이 많이 생성되어 연성을 저하시키게 된다. 따라서, 본 발명의 목적을 달성하기 위해서는 0.01 ~ 0.10wt% 범위가 바람직하다.

P, S: 0.05wt% 이하

P와 S는 강의 불가피한 불순물 원소로서 템퍼링시 결정입계에 편석되어 충격 인성을 저하시키고, 냉간 가공시 변형율을 저하시키므로 가능한 한 그 함량이 0.05wt%를 초과하지 않도록 제한할 필요가 있다.

상기 본 발명의 고강도 강판은, C 0.08 ~ 0.30wt%, Si 0.01 ~ 2.0wt%, Mn 0.30 ~ 3.0wt%, P 0.05wt% 이하, S 0.05wt% 이하가 함유되고 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소재 강판을 3 ~ 60초 동안 Ac3 변태점 이상으로 급속가열하고 유지하는 단계와, 가열 상태의 강판을 물이나 기름으로 100℃/s 이상으로 급냉하는 단계, 가열 및 유지시간을 포함하여 500℃ ~ A1 변태점까지 3 ~ 60초 동안 템퍼링하는 단계, 가열된 강판을 물 또는 공기로 냉각하여 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 강판을 얻는 단계를 통해서 제조된다.

상기 본 발명에서 사용된 소재 강판은 상기의 화학 조성을 가진 슬래브를 열간압연한 후 소정의 두께로 냉간압연한 판재를 사용한다. 이때 열간압연의 조건이나 방법등은 중요하지 않다. 즉, 어떠한 조건으로 압연되었다고 할지라도 이후에 이어지는 본 발명의 조건으로 급속가열, 급속냉각하게 되면 본 발명이 목적하는 새로운 금속조직을 얻게 되므로 굳이 열간압연 조건을 한정할 필요가 없다. 상기의 이유로 냉간압연 또한 특별한 조건이 필요한 것은 아니며, 단지 표면을 미려하게 하거나 치수정밀도를 높일 목적으로 적용할 수 있으며, 필요에 따라서는 제조경비의 절감을 위하여 생략할 수도 있다. 통상적으로는 열간압연은 3 ~ 4mm 두께, 열간압연이후의 냉간압연은 1 ~ 2mm정도의 두께로 압연하는데 필요에 따라서는 경비의 절감을 위하여 열간압연에서 1 ~ 2mm까지 압연할 수도 있다.

다음, "열간압연 또는 냉간압연된 강판을 3 ~ 60초 동안 Ac3 변태점 이상으로 급속가열하고 유지하는 단계"는 오스테나이트의 결정입자를 미세하게 하여 합금원소가 적을 때에도 높은 인장강도를 얻어내기 위한 공정으로서, 이와 같은 급속가열은 고주파 유도가열 장치를 통해서 수행된다. 만일 이와 같은 급속가열 시간이 3초 미만으로 되면 가열이 불충분하여 미변태 페라이트, 퍼얼라이트 및 오스테나이트 등의 다상 조직이 발생할 수 있으며, 60초를 초과하게 되면 오스테나이트의 결정립 크기가 너무 조대해져서 취성에 영향을 미치게 된다. 보다 바람직하게는 30초 이하로 한다.

이어서, 본 발명에서는 상기 급속가열 및 유지 단계에 이어서 100℃/s 이상으로 급냉하는 단계가 뒤따르는바, 이러한 급냉 공정을 수행하는 이유는 100℃/s 이하의 냉각속도에서는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트의 복합조직이 발생할 수 있어서 본 발명에서 의도하는 바의 마르텐사이트 단일 상을 얻을 수 없기 때문이다.

다음, 본 발명의 고강도 강판 제조방법 중에서 또 하나의 핵심 공정으로서 500℃ 이상의 고온 템퍼링이 수행되는바, 템퍼링시 500℃ 이상으로 가열하게 되면 석출된 탄화물들이 구상화될 뿐만 아니라 내부에 잔존하고 있는 응력과 전위가 크게 감소되어 프레스 등의 냉간가공시 균열 발생율을 현저하게 감소시키게 된다. 그러나, 템퍼링 온도가 A1 변태점을 초과하여 가열되는 경우에는 오스테나이트가 석출되어 냉각 이후에 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트의 혼합조직이 생성될 가능성이 있어서 균일한 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상을 얻을 수 없게 되므로 템퍼링 온도는 500℃ ~ A1 변태점 사이의 온도범위가 바람직하다.

한편, 상기 템퍼링 단계에서의 유지 시간을 포함한 가열 시간을 3 ~ 60초로 한정한 이유는, 3초 미만에서는 템퍼링 효과가 미흡하고, 60초를 초과하면 석출된 탄화물이 조대화하여 강도의 저하가 초래되기 때문이다. 보다 바람직하게는 3 ~ 30초로 한다.

본 발명의 방법에서는 상기 템퍼링 공정 후에, 템퍼링된 강판을 10% 이하의 압하율로 냉간에서 스킨패스를 행하는 공정을 부가적으로 행할 수 있다. 이와 같은 냉간 스킨패스 공정은 상기 열간압연 후에 선택적으로 행해질 수 있는 냉간압연 공정과 마찬가지로 미려한 표면의 강판을 얻고자 하는 경우에 행해지게 되며, 5% 이하의 압하율이 보다 바람직하다.

또한 본 발명의 방법에서는, 상기의 제조 공정을 통해서 얻어진 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 강판에 대하여 용융아연도금 처리나 용융아연도금 처리에 이어 합금화 처리가 부가적으로 행해질 수 있다.

상기 용융아연도금 처리는 통상적인 방법에 의해 행해지는바, 강판이 침적되는 용융아연 도금조의 온도는 400 ~ 500℃가 바람직하다. 그리고 합금화 용융아연도금 처리는 연속 용융아연도금 라인에서 실시되는데, 이때의 온도는 400 ~ 600℃ 정도이다. 그러나 상기 용융아연 도금조의 온도나 합금화 열처리의 온도는 템퍼링 온도를 초과하게 되면 인장강도의 저하가 우려되므로 템퍼링 온도 이하로 제한할 필요가 있다.

한편, 본 발명에서는 고강도 강판의 인장강도 범위를 700 ~ 1,300MPa로 한정하고 있는바, 그 이유는 상기의 본 발명에 따른 방법으로 수많은 실험을 행하여 확인한 결과, 상기의 화학조성으로서 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상을 가지면서 목적하는 12% 이상의 신율을 안정적으로 얻을 수 있는 인장강도의 범위가 700 ~ 1,300MPa임을 발견하였기 때문이다.

본 발명의 고강도 강판의 특징인 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이면서, 신율이 12%이상인 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직은 단순히 강판을

칭, 템퍼링하는 것만으로는 얻을 수 없으며, 상술한 바와 같이 소재강판의 적절한 화학조성과 급속가열에 의한 결정립 미세화 그리고 고온 템퍼링에 의한 충분한 연성 확보라는 특징적인 각 구성들이 유기적으로 결합되어서 얻어진 결과이다.

상기 본 발명의 급속가열, 급속냉각을 달성하기 위해서는

칭 및 템퍼링 이 일련의 공정으로 연결된 고주파 유도가열 장치를 사용하여 실현하고 있는바, 그 외에 저항가열 장치를 사용할 경우에도 본 발명의 열처리 조건을 적용한다면 결과물에 차이가 없으므로 본 발명의 권리범위에 포함된다.

도1은 이상에서 설명한 바의 본 발명에 따른 고강도 강판의 제조방법을 개략적으로 보여주고 있다.

본 발명의 고강도 강판은 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상으로서, 기존의 자동차용 강판에 비해 인장강도가 향상됨에 따라 자동차 소재용 강판의 두께감소를 통한 차체중량 감소로 연비의 개선을 도모할 수 있고, 또한 높은 신율을 바탕으로 복잡한 형상의 자동차용 부품의 소재로서 활용될 수 있는 장점이 있다.

또한, 본 발명의 고강도 강판은 다수의 상(phase)이 일정한 비율을 유지한 가운데 섞여져 이루어진 복합 조직이 아닌 단일 상으로서의 템퍼드 마르텐사이트만으로 이루어져 있음에 따라, 복합 조직에서 각 상의 분율 유지를 위해 행해져야 하는 까다로운 제어 열처리 공정에 비해 훨씬 수월한 열처리 공정이 수행됨에 따라 제조비용을 낮출 수 있으며, 아울러 균일한 품질의 강판을 용이하게 얻을 수 있는 효과가 있다.

도1은 본 발명의 방법에 따른 고강도 강판의 개략적인 제조공정도이다.
도2는 본 발명의 일실시예 시편에 대한 조직 확대 사진으로서, 템퍼드 마르텐사이트 단일 상을 보여주고 있다.
도3은 비교예 시편으로서 페라이트와 템퍼드 마르텐사이트의 2상으로 이루어진 금속조직을 보여주는 확대 사진이다.

상기 본 발명의 목적과 기술적 특징을 비롯한 구체적인 제조공정은 아래의 본 발명에 대한 바람직한 실시예를 통해서 명확하게 이해될 것이다.

아래의 표1에서와 같은 화학조성으로 이루어진 슬래브를 2.8mm의 두께로 열간압연한 후 냉간압연하여 1.5mm 두께의 강판을 얻었다.

시편의 화학조성

구분	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	B	Al	Ti	Fe
시편1	0.09	1.37	2.21	0.011	0.008	-	-	-	0.02	-	bal.
시편2	0.18	0.17	0.73	0.002	0.004	0.75	-	0.0025	-	0.03	bal.
시편3	0.22	0.09	0.89	0.004	0.005	0.91	0.20	-	-	-	bal.
시편4	0.28	0.25	0.85	0.013	0.008	-	-	-	-	0.02	bal.

상기의 압연된 강판을 일련의 프로세스로 연결된 고주파 유도가열 장치를 사용하여 아래의 표2에서와 같은 조건으로 가열온도와 가열시간 및 냉각속도를 변경시키면서

칭과 템퍼링을 실시하여 강판 시편들을 제작하였다.

금속 조직은 강판 시편으로부터 조직관찰 시험편을 채취하여 나이탈 부식 후 광학현미경에 의하여 관찰하였고, 기계적 성질 중 인장강도와 신율은 JIS 5호 인장시험편을 사용하여 만능 재료시험기로 측정하였다. 그 측정결과는 표2에 나타나 있다.

시편의 열처리 조건 및 기계적 특성

구 분		냉간 압연 (○,×)	칭조건			템퍼링 조건			금속 조직	인장 강도 (MPa)	신율 (%)
구 분		냉간 압연 (○,×)	가열 온도 (℃)	가열,유지시간 (초)	냉각 속도 (℃초)	가열 온도 (℃)	가열,유지시간 (초)	냉각 방법	금속 조직	인장 강도 (MPa)	신율 (%)
시편 1	비교예1	○	910	8	300	430	8	수냉	TM	1110	10.1
	실시예1	○	910	8	300	500	8	수냉	TM	995	13.8
	실시예2	○	910	8	300	550	8	수냉	TM	943	15.6
	비교예2	○	910	8	80	550	8	수냉	F+B+TM	680	15.4
	실시예3	○	910	8	300	630	8	수냉	TM	825	17.6
	실시예4	○	910	8	300	690	8	수냉	TM	750	21.9
시편 2	비교예3	×	790	15	300	520	12	수냉	F+TM	875	7.5
	비교예4	×	790	15	25	520	12	수냉	F+B+TM	830	11.1
	비교예5	×	880	15	50	520	12	수냉	B+TM	885	11.8
	실시예5	×	880	15	150	520	12	수냉	TM	1040	15.3
	실시예6	×	880	15	150	630	12	수냉	TM	932	18.7
	실시예7	×	880	15	300	690	12	수냉	TM	805	21.2
시편 3	비교예6	○	900	10	300	380	2	수냉	M	1450	5.1
	실시예8	○	900	10	300	500	5	수냉	TM	1170	13.2
	실시예9	○	900	10	300	630	15	수냉	TM	958	16.2
	실시예10	×	900	10	300	630	15	수냉	TM	951	15.9
	실시예11	○	900	10	300	695	20	수냉	TM	860	18.3
	비교예7	○	900	10	300	690	65	수냉	TM	680	23.2
시편 4	비교예8	○	780	15	300	520	12	수냉	F+TM	943	6.8
	비교예9	○	780	15	25	520	12	수냉	F+B+TM	907	9.2
	비교예10	○	880	15	50	520	12	수냉	B+TM	965	9.9
	비교예11	○	880	15	150	400	12	수냉	TM	1465	8.9
	실시예12	○	880	15	150	500	12	수냉	TM	1250	13.1
	실시예13	×	880	15	300	650	12	수냉	TM	1030	14.9
	실시예14	○	880	15	300	650	12	수냉	TM	1000	15.6
	비교예12	○	880	15	300	720	12	수냉	M+TM	1210	8.9

* TM: 템퍼드 마르텐사이트, F: 페라이트, M: 마르텐사이드, B: 베이나이트

상기 표2에서 알 수 있듯이, 본 발명의 화학 조성을 지닌 소재강판을 고주파 유도가열장치를 사용하여 본 발명의 제조조건에 따라 급속가열, 급속냉각에 의한

칭, 템퍼링 공정을 실시하여 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상을 가진 강판을 제조하였을 경우, 인장강도가 700 ~ 1,300MPa의 고강도임에도 불구하고, 안정적으로 12% 이상의 신율을 나타냄을 확인할 수 있다.

특히 동일한 화학조성을 갖는 시편인 경우라도

칭 전의 가열온도가 낮거나(비교예3), 가열이후의 냉각속도가 낮아서(비교예2) 템퍼드 마르텐사이트 이외의 다상 조직(F+TM, F+B+TM)이 발생될 경우, 인장강도가 낮거나(비교예2) 동일한 인장강도 범위일지라도 신율이 목표치에 도달하지 못함(비교예3)을 알 수 있다.

그리고 본 발명의 강판과 같이 템퍼드 마르텐사이트의 단일 상을 가질지라도 템퍼링 가열온도가 본 발명 방법에서의 템퍼링 온도범위( 500℃ ~ A1 변태점)보다 낮을 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 신율(12% 이상)에 못미쳤으며(비교예1), 반대로 A1 변태점을 초과할 경우에는 냉각시 마르텐사이트가 석출되어 신율이 급격히 떨어짐을 알 수 있다(비교예12).

한편, 본 발명에서는 가열수단으로 고주파 유도가열 장치를 이용한

칭 및 템퍼링시 3 ~ 60초라는 단시간 동안 가열하였음에도 불구하고, 인장강도가 700 ~ 1,300MPa의 고강도이면서도 12% 이상의 신율을 가진 충분한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있음도 확인되고 있다.

또한, 본 발명의 제조방법에서는 비교적 제어가 간편한 하나의 공정을 통해서 신율이 12%이상이면서 인장강도가 700 ~ 1,300MPa까지 넓은 범위의 고강도 강판을 제조할 수 있다는 면에서 경제적이다.

이상의 결과로부터 본 발명의 강판은 단순히 소재 강판을

칭 및 템퍼링한다고 해서 얻어질 수 있는 것이 아니며, 소재 강판의 적절한 화학조성과, 적절한 열처리 장치, 그리고 급속가열 및 급속냉각의 적절한 조건이 일련의 프로세스를 통하여 유기적으로 결합될 때 비로소 얻어지게 된다.

Claims

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C 0.08 ~ 0.30wt%, Si 0.01 ~ 2.0wt%, Mn 0.30 ~ 3.0wt%, P 0.05wt% 이하, S 0.05wt% 이하가 함유되고 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 소재 강판을 3 ~ 60초 동안 Ac3 변태점 이상으로 급속가열하고 유지하는 단계와, 가열 상태의 강판을 물이나 기름으로 100℃/s 이상으로 급냉하는 단계, 가열 및 유지시간을 포함하여 500℃ ~ A1 변태점까지 3 ~ 60초 동안 템퍼링하는 단계, 가열된 강판을 물 또는 공기로 냉각하는 단계를 거쳐 인장강도가 700 ~ 1,300MPa이고, 신율이 12%이상이며, 금속조직이 템퍼드 마르텐사이트 단상의 조직으로 이루어진 강판을 얻는 단계로 이루어짐을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
제4항에 있어서, 상기 강판은 Cr 0.05 ~ 2.0wt%, Mo 0.05 ~ 2.0wt%, B 0.0003 ~ 0.0050wt%, Ti 0.01 ~ 0.20wt%, Al 0.01 ~ 0.10wt% 중의 적어도 어느 한 성분이 부가적으로 첨가되어 조성됨을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
제4항 또는 제5항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 가열된 강판을 물 또는 공기로 냉각하는 단계의 수행 후에 강판의 표면에 용융아연 도금층 형성을 위한 도금층 형성공정이 부가됨을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
제6항에 있어서, 상기 도금층 형성공정에 이어 강판을 재가열하는 합금화 열처리 공정이 부가됨을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.