KR102415763B1 - Hot rolled steel suitable for post heat treatable complex shaped parts with excellent hold expansion ratio and excellent yield ratio, parts, and menufacturing for the same - Google Patents
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Abstract
냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법이 제공된다.
본 발명의 열연 소둔강판은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함한다. A hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability, a member, and a method for manufacturing the same are provided.
The hot-rolled annealed steel sheet of the present invention, by weight%, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less, Cr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ti: 0.05% or less, B: 0.005% or less, N: including less than 0.008%, Relation 1-3 It is satisfactory, and contains ferrite and cementite as microstructures.
Description
본 발명은 소둔 열처리후 냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판과 오스템퍼링 열처리후 고경도를 갖는 열처리부재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.The present invention relates to a hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability after annealing heat treatment, a heat treatment member having high hardness after austempering heat treatment, and a method for manufacturing the same.
자동차 차체 구성 부품 중에서 샤시 부품의 한 종류인 링크류 부품은 복잡한 형상의 냉간 성형이 용이하도록 고연신, 고내부식 및 고강도-고내구성이 요구되고 있으며, 최종 부품의 중량 감소를 위해 얇은 두께의 열연 강판이 선호되고 있다. 또한, 상기 열연강판을 이용한 부품은 통상 냉간 스템핑(Stamping), 열간 프레스(Pressing) 또는 냉간 스템핑 성형 후 열처리를 실시하는 공법으로 제조되고 있다. 특히, 냉간 스템핑 또는 냉간 스템핑 및 열처리를 거쳐 제조되는 부품의 원소재는 냉간 성형 과정에서는 복잡한 형상 성형이 용이하도록 높은 연신율을 나타내어야 하며, 열처리 후에는 외부 반복 하중에 저항하도록 높은 강도 및 상대적으로 높은 부식 저항성이 요구된다. Link-type parts, which are a type of chassis parts among automobile body components, require high elongation, high corrosion resistance, and high strength-high durability to facilitate cold forming of complex shapes. Steel plate is preferred. In addition, the parts using the hot-rolled steel sheet are usually manufactured by a method of performing heat treatment after cold stamping, hot pressing, or cold stamping forming. In particular, the raw material of parts manufactured through cold stamping or cold stamping and heat treatment should exhibit high elongation to facilitate complex shape forming during the cold forming process, and after heat treatment, high strength and relative strength to resist external repeated loads Therefore, high corrosion resistance is required.
한편, 상기 부품의 냉간 제조를 위해 원소재를 전단하는 블랭킹 과정에서 파단이 일어나거나 또는 성형 한계 이상의 형상 성형 및 구멍 확장 과정에서 성형 크랙 또는 파단이 종종 발생하는 것으로 알려져 있다. 더욱이, 성형 부품의 고강도를 위해 가열-??칭-템퍼링 과정을 포함하는 열처리를 하는 거치는 과정에서 부품 형상 또는 치수에 변화가 발생하여 형상 동결성이 하락하는 것으로 보고되고 있다. 따라서, 링크류 부품을 위한 열연강판 소재는 냉간 성형과정에서 높은 연신율, 열처리 후에는 고강도 및 사용 환경에서의 장수명을 위해 내부식 피로 내구 성능을 갖는 것이 필수적이다. On the other hand, it is known that fracture occurs in the blanking process of shearing the raw material for cold manufacturing of the part, or forming cracks or fractures often occur in the process of shape forming and hole expansion beyond the forming limit. Moreover, it has been reported that shape freezeability deteriorates due to changes in the shape or dimensions of the part during the heat treatment including heat-quenching-tempering for high strength of the molded part. Therefore, it is essential that the hot-rolled steel sheet material for the link-like parts have corrosion-resistant fatigue endurance performance for high elongation in the cold forming process, high strength after heat treatment, and long life in the operating environment.
높은 연신율(낮은 강도)을 위해 통상은 코일 형태의 열연강판을 제조한 후에 박스 가열로, 보열로 또는 연속소둔로를 이용하여 연질화 소둔(Soft Annealing) 열처리가 실시하는 것이 일반적이다. 특히, 열연/냉연 코일 자체 및 열연 또는 냉연 강판의 강도를 감소시키는 효과적인 연질화 소둔 방법 및 소둔 강판을 이용하여 후열처리 실시하는 조건 등에 대한 다양한 연구가 진행되어 왔다. For high elongation (low strength), it is common to perform soft annealing heat treatment using a box heating furnace, heat preservation furnace, or continuous annealing furnace after manufacturing a coil-shaped hot-rolled steel sheet. In particular, various studies have been conducted on an effective soft nitriding annealing method for reducing the strength of the hot/cold rolled coil itself and the hot or cold rolled steel sheet, and conditions for performing post-heat treatment using the annealed steel sheet.
그 일예로 특허문헌 1에서는 0.2~0.7% 탄소 원소를 갖는 성분 강을 120℃/sec 이상의 냉각속도로 급속냉각하고 600℃ 이하의 낮은 온도에서 권취 및 640℃ ~ Ac1 온도 구간에서 8~80hr 시간동안 연질화 소둔 열처리를 실시하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우에 신장 플랜지성이 향상되는 것으로 제시하고 있다. 구체적으로, 소둔 강판은 0.1~1.2㎛ 범위의 Fe3C 평균 입경 및 Fe3C 포함하지 않은 페라이트 상의 분율이 10% 미만인 것으로 제시하고 있으며, 특히, 동 미세조직 특징은 200~600℃의 저온 권취로 미세 크기의 탄화물을 균일하게 분산시키는 것이 강판의 펀칭 가공성 및 신장플랜지성 향상에 중요함을 강조하였다. 그러나 열연 코일을 저온 권취하는 경우에는 미세조직에 따른 초기 열연 강도가 높아서 후속 연질화 소둔 열처리를 통해 상대적으로 빠른 속도로 구상 Fe3C 입자를 형성시킬 수 있지만, 고온 장시간의 소둔 열처리를 실시하지 않는 소둔 조건에서는 열연 강도의 감소 또는 연질 열연 제조에 제약이 있을 수 있다. 또한 고탄강을 저온 권취하는 경우에 권취 형상이 불량하거나 경(Hard Spot)조직 상이 형성될 수 있는 위험이 있을 수 있다. As an example, in Patent Document 1, component steel having 0.2 to 0.7% carbon element is rapidly cooled at a cooling rate of 120 ° C./sec or more, wound at a low temperature of 600 ° C. or less, and 640 ° C. to Ac1 temperature range for 8 to 80 hrs. It is suggested that stretch flangeability is improved when a spheroidizing annealing steel sheet is manufactured by a method of performing soft nitriding annealing heat treatment. Specifically, the annealed steel sheet suggests that the Fe 3 C average particle diameter in the range of 0.1 to 1.2 μm and the fraction of the ferrite phase not containing Fe 3 C are less than 10%. It emphasized the importance of uniformly dispersing fine-sized carbides in the punching processability and extension flangeability of the steel sheet. However, in the case of winding the hot-rolled coil at a low temperature, the initial hot-rolling strength according to the microstructure is high, so spherical Fe 3 C particles can be formed at a relatively high speed through the subsequent soft nitriding annealing heat treatment, but high temperature and long-time annealing heat treatment is not performed. In the annealing conditions, there may be restrictions in the reduction of hot-rolling strength or in the production of soft hot-rolling. In addition, when the high coal steel is wound at a low temperature, there may be a risk that the winding shape may be poor or a hard spot tissue phase may be formed.
또다른 예로서, 특허문헌 2에는 0.2~0.7% 탄소 원소를 갖는 성분 강을 급속냉각하고 650℃이하의 낮은 온도에서 권취 및 640℃ ~ Ac1 온도 구간에서 8~80hr 시간동안 연질화 소둔 열처리를 실시하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우에 굽힘성이 향상되는 것으로 제시하고 있다. 특히, 연질화 소둔 과정에서 강판의 표층에 AlN 형성에 따른 표면 경도를 억제하기 위해 강 중 Sol.Al 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 필요하며, 소둔 강판의 내에 존재하는 Fe3C 입자의 형상비가 5 이하 및 5㎛ 이하의 페라이트 평균 입경을 나타내는 것으로 정량화하였다. 그러나 상기 특허문헌 2에 기재된 발명은 0.7% 탄소 함량을 갖는 고탄소강의 굽힘성 향상에는 효과적일 수 있지만, 0.01% 이하의 Sol.Al 함량을 제어하기 위해서는 용강 탈산 시간의 증가를 초래할 수 있어 강판의 전체 생산성에 감소를 초래할 우려가 있다. As another example, in
본 발명은 열연 소둔 열처리후 520MPa 이하의 열연 강도를 가지며, 오스템퍼링 열처리후 350 이상의 Hv 값을 가질 수 있는 성형성이 우수한 열연 소둔강판, 열처리부재 및 이들의 제조방법을 제공함을 목적으로 한다. An object of the present invention is to provide a hot-rolled annealed steel sheet having excellent formability, a heat treatment member, and a method for manufacturing the same, having a hot-rolled strength of 520 MPa or less after hot-rolling annealing heat treatment, and having an Hv value of 350 or more after austempering heat treatment.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.The subject of the present invention is not limited to the above. Those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional problems of the present invention from the contents throughout the present specification.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판에 관한 것이다.One aspect of the present invention, by weight, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less, Cr : 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ti: 0.05% or less, B: 0.005% or less, N: less than 0.008%, and the following relational expressions 1-3 It relates to a high-strength hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability, which is satisfactory and contains ferrite and cementite as a microstructure.
[관계식 1][Relational Expression 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85 0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2][Relational Expression 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 ) 0.45≤Ceq≤0.75 (where Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3][Relational Expression 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6 (Concentration of alloy elements in cementite of hot-rolled annealed steel sheet (%))
상기 열연 소둔강판을 구성하는 세멘타이트 상은 3 미만의 형상비와 3% 이상의 면적분율을 가질 수 있다. The cementite phase constituting the hot-rolled annealed steel sheet may have an aspect ratio of less than 3 and an area fraction of 3% or more.
상기 열연 소둔강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다. The hot-rolled annealed steel sheet may have a tensile strength of 520 MPa or less and a hole expandability of 30% or more after annealing heat treatment.
또한 본 발명의 다른 측면은, In addition, another aspect of the present invention,
중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-2을 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계와 상기 열연 코일을 630~740℃의 온도범위에서 20~70시간 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,By weight%, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less, Cr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ti: 0.05% or less, B: 0.005% or less, N: containing less than 0.008%, to prepare a hot-rolled coil satisfying the following relation 1-2 and BAF annealing heat treatment of the hot-rolled coil at a temperature range of 630 to 740 ° C. for 20 to 70 hours,
상기 BAF 소둔 열처리는,The BAF annealing heat treatment is,
상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15시간 유지하는 제 1단계;a first step of heating the hot-rolled coil to 630° C. or higher and maintaining it for 5 to 15 hours;
상기 1차 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 제 2단계; 및 a second step of heating the hot-rolled coil that has undergone the first step to 630 to 740° C. and maintaining it for 15 to 65 hours, followed by cooling at a cooling rate of less than 5° C./s; and
상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상으로 냉각하여 5~15시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 상기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법에 관한 것이다.Cold formability comprising a; It relates to a method for manufacturing an excellent high-strength hot-rolled annealed steel sheet.
[관계식 1][Relational Expression 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85 0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2][Relational Expression 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 ) 0.45≤Ceq≤0.75 (where Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3][Relational Expression 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6 (Concentration of alloy elements in cementite of hot-rolled annealed steel sheet (%))
상기 BAF 소둔 전 열연코일은 페라이트 및 펄라이트로 구성되며 상기 펄라이트 분율은 30~85면적% 범위를 가질 수 있다. The hot-rolled coil before the BAF annealing is composed of ferrite and pearlite, and the pearlite fraction may have a range of 30 to 85 area %.
상기 열연 코일은 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~950℃ 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 600~680℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하는 공정으로 제조될 수 있다. The hot-rolled coil heating the steel slab to a temperature range of 1150 ~ 1300 ℃; manufacturing a hot-rolled steel sheet by finishing hot rolling the heated slab in a temperature range of Ar3 to 950°C; and cooling and winding the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 600 to 680°C.
또한 본 발명의 또다른 측면은, In addition, another aspect of the present invention is
상기 제조방법으로 제조된 강판을 성형하는 단계;forming the steel sheet manufactured by the manufacturing method;
상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1 분 이상 1차 유지하는 단계;After heating to Ar3 or more after the molding, the first step of maintaining for 1 minute or more;
상기 가열 및 유지 후 20℃이상의 냉각속도로 250~450℃의 온도범위로 1차 냉각한 후 40분 미만으로 2차 유지하는 단계; 및After the heating and maintaining, the first cooling to a temperature range of 250 ~ 450 ℃ at a cooling rate of 20 ℃ or more, and then maintaining the secondary holding for less than 40 minutes; and
상기 1차 냉각 및 2차 유지한 후, 또는 상기 1차 냉각 및 재가열한 후 상온까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 부재의 제조방법에 관한 것이다. It relates to a method of manufacturing a high-strength member excellent in cold formability, comprising: after the primary cooling and secondary maintenance, or secondary cooling to room temperature after the primary cooling and reheating.
상기와 같이 구성된 본 발명은, 소둔 열처리시에는 열연 강판의 열연 강도가 매우 낮아 연성이 크고 동시에 30%이상 구멍확장성을 나타내며, 오스템퍼링 열처리시에는 350 이상의 Hv 값을 갖는 강판 및 그 부품을 제조할 수 있다In the present invention configured as described above, the hot-rolled steel sheet has very low hot-rolled strength during annealing heat treatment, exhibits high ductility and at the same time exhibits hole expandability of 30% or more, and produces a steel sheet and its parts having an Hv value of 350 or higher during austempering heat treatment can do
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 시멘타이트 조직내의 합금원소 함량에 대한 소둔 열처리된 강판의 연질화크기×구멍확공성 변화를 나타내는 그림이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에서 비교예 1, 비교예 2 및 비교예 4의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다. 1 is a diagram showing the change in the soft nitriding size × hole porosity of the annealing heat treatment steel sheet with respect to the alloy element content in the cementite structure according to an embodiment of the present invention.
2 is a photograph showing the microstructure of the hot-rolled annealed steel sheet of Invention Example 1 in the embodiment of the present invention.
3 is a photograph showing the microstructure of the hot-rolled annealed steel sheet of Comparative Example 1, Comparative Example 2, and Comparative Example 4 in one embodiment of the present invention.
이하, 본 발명을 설명한다. Hereinafter, the present invention will be described.
본 발명은 300mm 이하의 슬라브를 재가열, 열간압연하여 제조한 열연 강판. 열연산세강판 및 열연소둔 강판을 이용하여 복잡한 형상의 부품의 제조 및 용접하여 가열-유지-냉각-재가열-유지-냉각하는 오스템퍼링 열처리를 행하여 성형부재를 제조하는 기술이다. 본 발명의 열연 강판은 소둔 열처리후에는 520Mpa 이하의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 가지며, 오스템퍼링 열처리후에는 350 이상의 Hv 값을 갖는 성형부재를 제조할 수 있다. The present invention is a hot-rolled steel sheet manufactured by reheating and hot rolling a slab of 300 mm or less. It is a technology for manufacturing molded members by performing austempering heat treatment of heating-maintaining-cooling-reheating-maintaining-cooling by manufacturing and welding complex-shaped parts using hot-rolled pickled steel sheets and hot-rolled annealed steel sheets. The hot-rolled steel sheet of the present invention has a hot-rolled strength of 520Mpa or less and a hole expandability of 30% or more after annealing heat treatment, and a molded member having an Hv value of 350 or more can be manufactured after austempering heat treatment.
이러한 본 발명의 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함한다. The high-strength hot-rolled annealed steel sheet excellent in cold formability of the present invention, by weight, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less, P: 0.03% or less, S: 0.01% or less , Al: 0.05% or less, Cr: 0.3% or less, Mo: 0.3% or less, Ni: 0.3% or less, Cu: 0.3% or less, Ti: 0.05% or less, B: 0.005% or less, N: less than 0.008% and satisfies the following relational expressions 1-3, and includes ferrite and cementite as microstructures.
이하, 본 발명의 열연 소둔강판의 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명하며,여기에서, "%"는 달리 언급이 없다면 "중량%"를 의미한다. Hereinafter, the alloy composition components of the hot-rolled annealed steel sheet of the present invention and reasons for limiting the content thereof will be described, where "%" means "wt%" unless otherwise stated.
·C: 0.30 ~ 0.50%C: 0.30 to 0.50%
상기 탄소(C)은 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킨다. 그 함량이 0.3% 미만에서는 오스템퍼링 열처리후 350 Hv이상의 충분한 경도를 확보하기 어려운 반면에, 0.5% 를 초과하는 경우에는 경도 확보는 용이하나 용접에 어려움이 있으며, 오스템퍼링 열처리 전에 용접부에서 균열이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 탄소(C) 함량은 0.30 ~ 0.50% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직·하게는, 0.34~0.43% 범위로 제한하는 것이다. The carbon (C) is an effective element for increasing the strength of steel, and increases the hardness after austempering heat treatment. If the content is less than 0.3%, it is difficult to secure sufficient hardness of 350 Hv or more after austempering heat treatment, whereas if it exceeds 0.5%, it is easy to secure hardness but difficult to weld, and cracks may occur in the welded part before austempering heat treatment. can Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the carbon (C) content in the range of 0.30 to 0.50%, and more preferably, to limit it to the range of 0.34 to 0.43%.
·Mn: 0.7 ~ 1.4% ·Mn: 0.7 to 1.4%
상기 망간(Mn)는 강의 경화능을 높이는데 필수적인 원소로서 강의 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킨다. 그 함량이 0.7% 미만에서는 오스템퍼링 열처리후 350 이상의 충분한 Hv 값을 확보하기 어렵다. 반면에 1.4% 를 초과하면 열연 강판 내에 망간 편석대가 현저하거나 또는 퍼얼라이트가 매우 조밀해진다. 이러한 편석대 또는 미세 퍼얼라이트를 세멘타이트로 균일하게 분산시키기 위해서는 고온 및 장시간의 소둔 열처리를 요구하기에 열처리 원단위를 증가시킨다. 또한, 이 경우에 현재의 소둔 열처리로 열연강도를 감소시키거나 또는 목표하는 구멍확관성을 확보하는데 제약이 있을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 망간(Mn) 함량은 0.7 ~ 1.4% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 1.0 ~1.2% 범위로 제한하는 것이다. The manganese (Mn) is an essential element to increase the hardenability of steel, and increases the hardness after austempering heat treatment of the steel. If the content is less than 0.7%, it is difficult to secure a sufficient Hv value of 350 or more after austempering heat treatment. On the other hand, if it exceeds 1.4%, the manganese segregation zone in the hot-rolled steel sheet is remarkable or pearlite is very dense. In order to uniformly disperse such segregation zone or fine pearlite as cementite, annealing heat treatment at a high temperature and for a long time is required, so the heat treatment unit is increased. In addition, in this case, there may be restrictions in reducing the hot-rolled strength or securing the target hole expansion ability with the current annealing heat treatment. Therefore, in the present invention, the manganese (Mn) content is preferably limited to a range of 0.7 to 1.4%, more preferably, limited to a range of 1.0 to 1.2%.
·Si: 0.4% 이하 Si: 0.4% or less
상기 규소(Si)는 강도 또는 연성을 향상시키기 위해 첨가하는 원소로서 열연 강판 및 열연 산세강판의 표면 스케일성 문제가 현저하지 않은 범위에서 첨가된다. 그 함량이 0.4%를 초과시 실리콘 산화물 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세에 의한 제거가 쉽지 않기 때문에 그 함량을 0.4% 이하로 제한한다. 또한, 본 발명에서는 Si 첨가량이 0.4%를 초과할 경우, 현재의 소둔 열처리로 열연 강판의 강도를 감소시키는데 어려움이 있다. 따라서 규소(Si) 함량은 0.4% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. The silicon (Si) is an element added to improve strength or ductility, and is added in a range in which the problem of surface scalability of the hot-rolled steel sheet and the hot-rolled pickled steel sheet is not significant. When the content exceeds 0.4%, it is difficult to remove by pickling due to the generation of silicon oxide to generate surface defects, so the content is limited to 0.4% or less. In addition, in the present invention, when the amount of Si added exceeds 0.4%, it is difficult to reduce the strength of the hot-rolled steel sheet by the current annealing heat treatment. Therefore, it is preferable to limit the silicon (Si) content to 0.4% or less.
·P: 0.03% 이하 ·P: 0.03% or less
상기 인(P)은 오스테나이트 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라, 인(P)의 함량은 기능한 0.03% 이하로 낮게 유지함이 바람직하게며, 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이다.The phosphorus (P) may be segregated at austenite grain boundaries and/or interphase grain boundaries to cause brittleness. Accordingly, it is preferable to keep the content of phosphorus (P) as low as 0.03% or less, and more preferably to limit it to 0.02% or less.
·S: 0.01% 이하·S: 0.01% or less
상기 황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발 할 수 있다. 또한 오스템퍼링 열처리후 강판의 인성을 열화시킬 수 있기 때문에 가능한 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에서 황(S) 함량은 0.01% 이하로 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.004% 이하로 관리하는 것이다. The sulfur (S) may be segregated during solidification of MnS non-metallic inclusions or casting in steel to cause high-temperature cracks. In addition, since the toughness of the steel sheet after austempering heat treatment can be deteriorated, it is necessary to control it as low as possible. Therefore, in the present invention, it is preferable to keep the sulfur (S) content as low as 0.01% or less, and more preferably, to manage it at 0.004% or less.
·Al: 0.05% 이하·Al: 0.05% or less
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 알루미늄(Al)의 함량을 0.05% 이하로 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하다. The aluminum (Al) is an element added as a deoxidizer. On the other hand, AlN is precipitated by reacting with nitrogen (N) in the steel, which can cause slab cracks in the slab cooling condition where these precipitates are precipitated during slab manufacturing, thereby reducing the quality of the slab or hot-rolled steel sheet. Therefore, in the present invention, it is preferable to keep the content of aluminum (Al) as low as possible to 0.05% or less.
·Cr: 0.3% 이하·Cr: 0.3% or less
상기 크롬(Cr) 원소는 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 오스템퍼링 열처리시 열처리후 경도를 향상 시키는 원소이다. 만일 그 함량이 0.3%를 초과하면 소둔 열처리를 통한 열연 강판의 강도를 감소시키기에 어려움이 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.2% 이하로 제한하는 것이다. The chromium (Cr) element is an element that delays the ferrite transformation of austenite to improve the hardness after heat treatment during austenite heat treatment of steel. If the content exceeds 0.3%, it is difficult to reduce the strength of the hot-rolled steel sheet through annealing heat treatment. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content to 0.3% or less, and more preferably, to limit it to 0.2% or less.
·Mo: 0.3% 이하Mo: 0.3% or less
상기 몰리브덴(Mo) 원소는 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화 시킬 수 있다. 또한 강의 오스템퍼링 열처리후 경도를 향상시키는데 효과가 있지만 그 함량이 0.3%를 초과하면 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다. The molybdenum (Mo) element can increase the hardenability of steel and form fine precipitates to refine the grains of austenite. In addition, although it is effective in improving the hardness after austempering heat treatment of steel, if the content exceeds 0.3%, the manufacturing cost of the steel may increase, so it is preferable to limit the content to 0.3% or less.
·Ni: 0.3% 이하・Ni: 0.3% or less
상기 니켈(Ni) 원소는 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 한편, 본 발명에서 기본 성분에 니켈(Ni) 함량을 증가시키는 경우에 열연 소둔 강판의 미세조직을 구성하는 세멘타이트 내의 합금성분 농도를 증가시켜 고온 가열시에도 소지철 내에 세멘타이트가 고용되는 것을 감소시킬 수 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하면 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다. The nickel (Ni) element is an element that simultaneously increases hardenability and toughness of steel. On the other hand, in the case of increasing the nickel (Ni) content in the basic component in the present invention, the concentration of alloy components in the cementite constituting the microstructure of the hot-rolled annealed steel sheet is increased, thereby reducing the solid solution of cementite in the base iron even when heated at a high temperature. can do it However, if the content exceeds 0.3%, it is preferable to limit the content to 0.3% or less because it may increase the manufacturing cost of the steel.
·Cu: 0.3% 이하Cu: 0.3% or less
상기 구리(Cu) 원소는 강의 내식성을 증가시키고 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킬 수 있는 합금원소이다. 그 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 열연 강판에 균열을 발생시켜 강판의 제조 실수율을 하락시키거나 또는 열처리후 경도를 증가시켜 인성을 하락시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 구리 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다. 한편, 구리(Cu) 원소 자체는 열연 강판의 표면 균열을 발생시킬 수 있기 때문에 단독으로 사용하는 것 보다는 니켈(Ni) 원소와 함께 사용하는 것이 바람직하다. The copper (Cu) element is an alloying element capable of increasing the corrosion resistance of steel and increasing hardness after austempering heat treatment. If the content exceeds 0.3%, cracks may occur in the hot-rolled steel sheet to decrease the manufacturing error rate of the steel sheet, or to increase the hardness after heat treatment to decrease the toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the copper content to 0.3% or less. Meanwhile, since the copper (Cu) element itself may cause surface cracking of the hot-rolled steel sheet, it is preferable to use it together with the nickel (Ni) element rather than using it alone.
·Ti: 0.05% 이하 Ti: 0.05% or less
상기 티타늄(Ti) 원소는 열연 강판 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN) 형성 원소하는 원소로서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연 강판의 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.05%를 초과하면 급격한 강도 증가로 인성을 감소시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다. The titanium (Ti) element is an element forming precipitates (TiC, TiCN, TiNbCN) in the hot-rolled steel sheet, and suppresses the growth of austenite grains to increase the strength of the hot-rolled steel sheet. If the content exceeds 0.05%, toughness may be reduced due to a sharp increase in strength. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content to 0.05% or less.
·B: 0.005% 이하 ・B: 0.005% or less
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. 구체적으로, 보론(B) 함량이 0.005% 이상을 초과하면 상기 효과가 포화되거나 또는 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서 본 발명에서는 보론의 함량을 0.005% 이하로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 열처리강의 강도 및 인성을 동시에 확보하는데 효과적이다.The boron (B) is a beneficial element that greatly increases the hardenability of steel even at a low content. When an appropriate amount is added, it is effective to increase hardenability by suppressing the formation of ferrite, but when added in an excessive amount, the austenite recrystallization temperature increases and weldability deteriorates. Specifically, when the boron (B) content exceeds 0.005% or more, the above effect is saturated or it is difficult to secure adequate strength and toughness. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of boron to 0.005% or less, and more preferably, limiting the content to 0.003% or less is effective in securing the strength and toughness of the heat-treated steel at the same time.
·N: 0.008% 이하·N: 0.008% or less
상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 질소(N) 함량이 0.008% 이상을 초과하면 조대한 AlN 질화물을 형성하여 강판 또는 열처리부품의 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 또한, 보론(B) 원소가 함께 첨가되는 경우에는 유효 보론(B) 함량을 증가시키기 위해 가능한 질소(N) 함량은 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서 본 발명에서는 질소 ㅎ함량을 0.008% 이하로 제한함이 바람직하다. The nitrogen (N) is an austenite stabilizing and nitride-forming element. When the nitrogen (N) content exceeds 0.008% or more, coarse AlN nitride may be formed to act as a starting point for fatigue crack generation of steel sheets or heat-treated parts, and fatigue durability may deteriorate. In addition, when boron (B) element is added together, it is necessary to control the nitrogen (N) content as low as possible in order to increase the effective boron (B) content. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the nitrogen H content to 0.008% or less.
·관계식 1· Relation 1
[관계식 1][Relational Expression 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85 0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
상기 관계식 1은 오스템퍼링 열처리후 적정 항복강도를 확보하는 방법으로 본 발명에서 제한한다. 그 범위가 4 미만에서는 보론(B) 또는 타이타늄(Ti) 합금원소의 함량이 낮아 충분한 열처리후 항복강도 및 인장강도를 증가시키는데 어려움이 있다. 이와 반면에, 그 범위가 85 초과하는 경우에는 강중 낮은 질소[N]함량이 요구되어 제강 비용을 초래할 수 있다. 또한, 너무 높은 강도로 인해 연성 또는 인성이 급격하게 감소될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 그 범위가 0.1~85 범위로 만족하도록 B, Ti 및 N을 함유할 것이 요구된다. The above relation 1 is limited in the present invention as a method of securing an appropriate yield strength after austempering heat treatment. If the range is less than 4, it is difficult to increase the yield strength and tensile strength after sufficient heat treatment because the content of boron (B) or titanium (Ti) alloy elements is low. On the other hand, when the range exceeds 85, a low nitrogen [N] content in the steel is required, which may result in steelmaking costs. Also, ductility or toughness can be drastically reduced due to too high a strength. Therefore, in the present invention, it is required to contain B, Ti and N so that the range is satisfied in the range of 0.1 to 85.
·관계식 2·
[관계식 2][Relational Expression 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 ) 0.45≤Ceq≤0.75 (where Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
상기 관계식 2는 GMAW 또는 ERW 용접에 적용하는 탄소당량 계산식으로, 본 발명에서는 탄소당량(Ceq)을 0.45~0.75 범위로 제한한다. 한편, 본 발명은 자동차 샤시 부품에 적용되는 열연 소둔강판으로 2~3개의 개별 형상을 갖는 부품을 냉간성형으로 제조한 후에 용접을 실시하여 부품을 체결(Assembly)하는 과정을 거친다. 이때, 개별 부품의 용접 품질은 최종 열처리 후 부품의 피로내구 특성에 큰 영향을 줄 수 있다. 탄소당량(Ceq) 값이 0.45 미만인 경우에는 강의 경화능이 불충분하여 최종 부품의 열처리 강도를 확보하는데 어려움이 있는 반면에, 탄소당량 값이 0.75 이상을 초과하는 경우에는 앞서 기술한 용접 방법에 관계없이 용접하기는 어려움이 있으며, 용접 및 열처리 후에도 균열 발생의 기점이 될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 탄소당량 값은 0.45~0.75 범위로 제한한다.
·관계식 3· Relation 3
[관계식 3][Relational Expression 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6 (Concentration of alloy elements in cementite of hot-rolled annealed steel sheet (%))
상기 관계식 3은 열연 소둔강판의 미세조직을 구성하는 세멘타이트 중의 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도를 의미하는 것으로 본 발명에서는 이를 제한한다. 구체적으로, 상기 범위가 4 미만에서는 열연 강판을 Ac1 이상의 온도에서 소둔하는 경우에 세멘타이트가 소지철 내에 쉽게 고용될 수 있기 때문에 미고용 세멘타이트 이외에 냉각중 새롭게 형성되는 미세 세멘타이트를 확보하는데 어려움이 있으며, 그 결과로 열연강도를 감소시키거나 또는 높은 HER 값을 확보하는데 어려움이 있다. 이와 반면에, 그 범위가 6을 초과하는 경우에는 Ac1 이상의 온도에서 소둔하는 경우에도 세멘타이트를 전체적으로 미세화하는데 어려움이 있어 열연강도를 감소시키는데 제약이 있다. 따라서 세멘타이트 내에 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도를 4~6 범위로 제한함이 바람직하다. Equation 3 above means the concentration of Mn+Si+Ni+Cu alloy elements in cementite constituting the microstructure of the hot-rolled annealed steel sheet, and the present invention limits it. Specifically, when the range is less than 4, when the hot-rolled steel sheet is annealed at a temperature of Ac1 or higher, since cementite can be easily dissolved in the base iron, it is difficult to secure fine cementite newly formed during cooling in addition to the unsolved cementite. As a result, it is difficult to reduce the hot-rolled strength or to secure a high HER value. On the other hand, when the range exceeds 6, even when annealing at a temperature of Ac1 or higher, it is difficult to refine the cementite as a whole, so there is a limitation in reducing the hot-rolling strength. Therefore, it is preferable to limit the concentration of the Mn+Si+Ni+Cu alloy element in the cementite to a range of 4-6.
본 발명에서는 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.In the present invention, in addition to the above components, the remainder is composed of Fe and other impurities.
상술한 합금조성과 관계식 1-2를 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트와 세멘타이트를 포함할 수 있다.The steel sheet of the present invention satisfying the above-described alloy composition and Relational Equation 1-2 may include ferrite and cementite as a microstructure.
구체적으로, 본 발명의 열연 소둔강판은 면적 분율로, 페라이트 70% 이상과 잔여 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 보다 바람직하게는, 세멘타이트를 3 면적% 이상으로 포함하는 것이다. 그리고 상기 열연 소둔강판을 구성하는 세멘타이트 상은 3 미만의 형상비(aspect ratio: 장측에 대한 단축의 길이 비)를 가질 수 있다. Specifically, the hot-rolled annealed steel sheet of the present invention has a microstructure including 70% or more of ferrite and residual cementite by area fraction. More preferably, it contains 3 area% or more of cementite. And the cementite phase constituting the hot-rolled annealed steel sheet may have an aspect ratio of less than 3 (aspect ratio: the ratio of the length of the short axis to the long side).
상기 본 발명의 강판은 소둔 열처리를 행한 열연 강재로서 상기 소둔 열처리에 의해 페라이트 결정립이 조대화하거나, 펄라이트 내 판상의 세멘타이트가 구형으로 변화된 것이다. 따라서, 상기 페라이트는 결정립 크기가 0.5~21㎛, 평균 결정립 크기가 5㎛ 이상이며, 상기 세멘타이트는 그 크기가 0.04~7㎛, 평균 크기는 1.1~1.5㎛일 수 있다.The steel sheet of the present invention is a hot-rolled steel material subjected to annealing heat treatment, and ferrite grains are coarsened by the annealing heat treatment, or plate-like cementite in pearlite is changed to a spherical shape. Accordingly, the ferrite may have a grain size of 0.5 to 21 μm and an average grain size of 5 μm or more, and the cementite may have a size of 0.04 to 7 μm and an average size of 1.1 to 1.5 μm.
여기서, 페라이트 결정립 크기와 세멘타이트의 크기는 소둔 열처리된 강판의 단면을 관찰하여 측정한 원 상당 직경(Equivalent Circular Diameter)을 의미한다.Here, the ferrite grain size and the size of cementite mean the equivalent circular diameter measured by observing the cross section of the annealed heat-treated steel sheet.
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다. The steel sheet of the present invention that satisfies the microstructure along with the above-described alloy composition and compositional formula may have a tensile strength of 520 MPa or less and a hole expandability of 30% or more after annealing heat treatment.
다음으로, 본 발명의 일 측면에 따른 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.Next, a method for manufacturing a high-strength hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability according to an aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 제조방법은, 상술한 조성성분과 관계식 1-2를 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계와 상기 열연 코일을 630~740℃의 온도범위에서 20~70 hr 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고, 상기 BAF 소둔 열처리는, 상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15 hr 유지하는 제 1단계; 상기 1차 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65 hr 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 제 2단계; 및 상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15hr 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 상기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함한다.The manufacturing method of the present invention includes the steps of preparing a hot-rolled coil satisfying the above-described compositional components and Relational Equation 1-2, and performing BAF annealing heat treatment for the hot-rolled coil at a temperature range of 630 to 740° C. for 20 to 70 hr. And, the BAF annealing heat treatment, the first step of heating the hot-rolled coil to 630 ℃ or more to maintain 5 ~ 15 hr; a second step of heating the hot-rolled coil that has undergone the first step to 630-740° C., maintaining it for 15-65 hr, and then cooling the hot-rolled coil at a cooling rate of less than 5° C./s; and a third step satisfying the above relational expression 3 by heating the hot-rolled coil that has undergone the second step to 630° C. or higher, maintaining it for 5 to 15 hr, and then cooling the hot-rolled coil at a cooling rate of less than 5° C./s.
본 발명에서는 먼저, 상술한 조성성분과 관계식 1-2를 만족하는 열연 코일을 준비한다. In the present invention, first, a hot-rolled coil satisfying the above-described compositional components and Relational Equation 1-2 is prepared.
상기 열연코일은 전술한 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상의 온도에서 조압연 및 마무리압연을 포함하는 열간압연으로 강판을 제조하는 단계; 및 상기 제조된 강판을 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는 제조공정을 통하여 제조될 수 있다. The hot-rolled coil is heated to 1150 ~ 1300 ℃ the steel slab having the above composition; manufacturing a steel sheet by hot rolling including rough rolling and finish rolling of the heated slab at a temperature of Ar3 or higher; And winding the manufactured steel sheet in a temperature range of 600 ~ 680 ℃; may be manufactured through a manufacturing process comprising a.
상기 슬라브 가열온도는 1150~1300℃ 제한함이 바람직하다. 구체적으로, 상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 것은 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위함으로, 온도가 1150℃ 이하로 낮으면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용 및 성분 균일성을 확보할 수 없다. 반면에 슬라브 가열온도가 1300℃ 보다 높으면 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하기 때문에 열연 강판의 목표 재질 및 표면 품질을 확보하기에 어려움이 있다. The slab heating temperature is preferably limited to 1150 ~ 1300 ℃. Specifically, heating the steel slab to a temperature range of 1150 to 1300 ° C is to have a uniform structure and component distribution in the slab, and when the temperature is lower than 1150 ° C, the precipitates formed on the cast slab are undissolved and components uniformity cannot be ensured. On the other hand, if the slab heating temperature is higher than 1300 ℃, it is difficult to secure the target material and surface quality of the hot-rolled steel sheet because excessive increase in the decarburization depth and grain growth occurs.
상기 열간압연은 Ar3 ~950℃의 온도범위에서 열간마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연의 온도가 Ar3 미만으로 압연압연하면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어, 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높다. 특히. 마무리압연온도가 950℃ 보다 높으면 스케일 결함 등이 발생하기 때문에 마무리압연온도를 950℃ 미만으로 실시하는 것이 바람직하다. The hot rolling is preferably performed hot finish rolling in a temperature range of Ar3 ~ 950 ℃. When the hot rolling temperature is less than Ar3, some of the austenite transforms into ferrite, and the deformation resistance of the material against hot rolling becomes non-uniform. very likely Especially. If the finish rolling temperature is higher than 950 ℃, scale defects, etc. occur, so it is preferable to carry out the finish rolling temperature less than 950 ℃.
상기 마무리 압연된 강판은 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연 후 런아웃테이블에서 냉각하고 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 것은 열연 강판의 균일 재질, 양호한 형상 및 산세강판의 표층부 탈탄깊이를 저감하기 위함이다. 만일 권취온도가 600℃ 미만인 경우에는 열연 강판의 폭 또는 길이 방향으로 강도 편차가 증가하거나 또는 상대적으로 높은 열연 강도로 인하여 후속 BAF 소둔 열처리시 강도 감소 또는 연신율 증가에 한계가 있으며 또한 소둔 시간에 증가를 초래할 수 있다. 반면에 680℃를 초과하는 경우에는 강판의 내부 산화가 조장되거나 조대한 퍼얼라이트가 형성되어 장시간 소둔에도 판상형태의 세멘타이트를 구상 입자로 형성시키는데 어려움이 있다. The finish-rolled steel sheet is preferably wound in a temperature range of 600 to 680 ℃. After the hot rolling, cooling on a runout table and winding in a temperature range of 600 to 680° C. is to reduce the uniform material, good shape, and surface layer decarburization depth of the hot rolled steel sheet. If the coiling temperature is less than 600℃, the strength deviation in the width or length direction of the hot-rolled steel sheet increases or due to the relatively high hot-rolled strength, there is a limit to the decrease in strength or increase in the elongation during the subsequent BAF annealing heat treatment, and there is also an increase in the annealing time. can cause On the other hand, when the temperature exceeds 680° C., internal oxidation of the steel sheet is promoted or coarse pearlite is formed, so that it is difficult to form plate-shaped cementite into spherical particles even after annealing for a long time.
본 발명에서는 상기 제조된 열연 강판을 산세 처리하여 열연산세강판으로 제조할 수 있는데, 본 발명에서는 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 산세처리 방법이라면 어떠한 방법으로도 가능하기에 특정 방법을 제한하지는 않는다. In the present invention, the manufactured hot-rolled steel sheet may be subjected to pickling treatment to produce a hot-rolled pickled steel sheet. In the present invention, any pickling treatment method generally used in the hot rolling pickling process is possible, so the specific method is not limited.
그리고 이러한 열연강판은 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 펄라이트 분율은 30~85 면적%일 수가 있다. And, such a hot-rolled steel sheet has a microstructure including ferrite and pearlite, and the pearlite fraction may be 30 to 85 area %.
본 발명에서는 상기 열연 강판 또는 열연 산세강판을 BAF 소둔 열처리를 하여 페라이트 결정립 크기를 조대화 하거나 또는 퍼얼라이트 내에 판상의 세멘타이트의 형상을 구상으로 변화시켜 열연 소둔강판을 제조할 수 있다. In the present invention, the hot-rolled steel sheet or the hot-rolled pickled steel sheet is subjected to BAF annealing heat treatment to coarsen the ferrite grain size or to change the shape of plate-like cementite in pearlite to a spherical shape to manufacture a hot-rolled annealed steel sheet.
본 발명에서는 BAF 소둔 온도 및 시간 패턴을 적정하게 제어하여 통 코일 형태의 열연 강판 또는 열연 산세강판의 강도를 최소화하고자 하였다. BAF 소둔로 내에 분위기 가스의 종류에 특별한 제한은 없지만, 수소 또는 수소와 질소 혼합 가스가 사용될 수 있다. In the present invention, it was attempted to minimize the strength of the hot-rolled or hot-rolled pickling steel sheet in the form of a tubular coil by appropriately controlling the BAF annealing temperature and time pattern. There is no particular limitation on the type of atmospheric gas in the BAF annealing furnace, but hydrogen or a mixed gas of hydrogen and nitrogen may be used.
한편, 통 코일 형태의 열연 강판의 강도를 최소화 하기 위해서는 통 코일 형태의 열연 강판의 균일하게 가열 및 균열할 수 있도록 소둔 열처리 패턴의 최적 설정이 매우 중요하다. 본 발명자들의 연구 결과에 의하면, 통 코일의 열연 강판을 630~740℃ 온도 범위에서 20~70 hr 동안 크게 3 단계 균열 과정을 거쳐 열처리하는 경우에 520Mpa 미만의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 가질 수 있는 것을 확인하였다. On the other hand, in order to minimize the strength of the hot-rolled steel sheet in the form of a tubular coil, it is very important to optimally set the annealing heat treatment pattern so that the hot-rolled steel sheet in the form of a tubular coil can be uniformly heated and cracked. According to the research results of the present inventors, when the hot-rolled steel sheet of the barrel coil is subjected to a three-step cracking process for 20 to 70 hr at a temperature range of 630 to 740 ° C. Check what you can have.
구체적으로, 본 발명에서는 통 코일을 BAF 열처리하는 소둔 온도 범위를 630~740℃(Ac1+25℃이하)로 제한한다. Specifically, in the present invention, the annealing temperature range for the BAF heat treatment of the barrel coil is limited to 630 ~ 740 °C (Ac1 + 25 °C or less).
만일 소둔 온도 또는 균열 온도가 630℃ 미만인 경우에는 통 코일의 외권부(Outer)와 내권부(Inner), 그리고 에지부(Edge)와 중심부(Center) 위치에서 강판의 온도 편차를 줄이기에 균열 온도가 불충분할 수 있으며, 또한 판상의 세멘타이트를 구상으로 변화시키기에 어렵거나 또는 균열에 시간이 길어지는 문제가 있다. 반면에, 소둔 온도 또는 균열 온도가 740℃를 초과하면 통 코일 온도가 높고 위치에 따른 온도 편차가 작지만, 구상 세멘타이트가 조대해지거나 또는 미고용 세멘타이트가 과다하게 용해될 수 있어 조대 및 미세 세멘타이트 적정한 면적분율로 확보하기 어려워지고, 이에 따라 냉간 가공시 페라이트와 세멘타이트 계면에서 크랙이 쉽게 형성되어 가공 크랙이 발생할 수 있다. 특히, 구멍확장성은 현저하게 감소될 수 있다. If the annealing temperature or the cracking temperature is less than 630℃, the cracking temperature is lower to reduce the temperature deviation of the steel sheet at the outer and inner, edge and center positions of the barrel coil. It may be insufficient, and there is a problem in that it is difficult to change the plate-shaped cementite to a spherical shape, or the time for cracking is long. On the other hand, when the annealing temperature or the cracking temperature exceeds 740°C, the barrel coil temperature is high and the temperature deviation according to the location is small, but the spherical cementite may become coarse or the unsolidified cementite may be excessively dissolved, so coarse and fine cement It becomes difficult to secure a tight area with an appropriate area fraction, and thus cracks are easily formed at the interface between ferrite and cementite during cold working, which may cause machining cracks. In particular, the hole expandability can be significantly reduced.
또한, 통 코일을 BAF 열처리하는 소둔 시간은 코일 장입~인출까지 걸리는 시간을 기준으로 20~70 hr 범위에서 실시할 수 있다. 소둔 시간이 20hr 미만에서는 상기 언급한 630~740℃ 온도 범위에서도 통 코일의 위치에 따른 온도 편차가 작도록 충분하게 균열하기 어렵다. 반면에, 소둔 시간이 70 hr을 초과하면 상기 언급한 온도 범위에서 통 코일을 충분하게 균열할 수 있으나, 판상 또는 구상 세멘타이트, Fe3C 또는 M3C (M = Fe, Mn, Cr, Si, Ni, Cu) 세멘타이트의 조대화를 초래할 수 있으며 제조 비용의 증가를 가져 올 수 있다. 따라서, 열연 강판의 소둔 시간은 20~70 hr 범위로 제한함이 바람직하다. In addition, the annealing time for the BAF heat treatment of the tubular coil may be carried out in the range of 20 to 70 hr based on the time it takes from coil charging to withdrawing. If the annealing time is less than 20 hr, it is difficult to crack sufficiently so that the temperature deviation according to the position of the tong coil is small even in the above-mentioned 630 ~ 740 °C temperature range. On the other hand, if the annealing time exceeds 70 hr, the tong coil can be sufficiently cracked in the above-mentioned temperature range, but plate or spherical cementite, Fe3C or M3C (M = Fe, Mn, Cr, Si, Ni, Cu ) may lead to coarsening of cementite and may lead to an increase in manufacturing cost. Therefore, it is preferable to limit the annealing time of the hot-rolled steel sheet to the range of 20 to 70 hr.
또한, 본 발명에서는 균열 시간의 패턴에 따른 가열 속도, 균열 시간 및 냉각 속도도 열연 강판의 미세조직 구성 상의 형태 및 크기에 영향을 준다. In addition, in the present invention, the heating rate, the cracking time, and the cooling rate according to the pattern of the cracking time also affect the shape and size of the microstructure of the hot-rolled steel sheet.
본 발명에서는 가열속도에 대한 구체적 범위는 없으나 3 단계 균열을 위한 균열 온도 및 냉각 속도에 대해서는 제한을 두고자 한다. In the present invention, although there is no specific range for the heating rate, it is intended to limit the cracking temperature and cooling rate for three-stage cracking.
먼저 1 단계 균열은 630℃이상의 온도에서 5~15 hr 범위에서 코일의 온도를 일정하게 유지한다. 1 단계 균열 시간이 5hr 미만인 경우에는 통 코일의 위치별 온도를 균일하게 유지하기가 어려워 초기 열연강판의 강도 편차를 감소시키기 어렵다. 반면에 균열 시간이 15hr를 초과하면 2 단계 균열 시간이 짧아져 충분한 구상 세멘타이트 형성을 톨한 열연강도를 감소시키기에 한계가 있다. First, in the first stage cracking, the temperature of the coil is kept constant in the range of 5~15 hr at a temperature of 630℃ or higher. When the cracking time of the first stage is less than 5 hr, it is difficult to uniformly maintain the temperature for each location of the barrel coil, so it is difficult to reduce the strength deviation of the initial hot-rolled steel sheet. On the other hand, if the cracking time exceeds 15 hr, the second stage cracking time is shortened, so there is a limit in reducing the strength of hot rolling with sufficient spherical cementite formation.
이어, 2 단계 균열은 630~740oC 범위의 온도에서 15~65hr(총 70hr 이내 소둔 실시) 범위에서 코일의 온도를 일정하게 유지한다. 이 경우에 코일 가열 속도는 제한하지 않지만, 적어도 2hr 이내에 목표 온도로 가열하는 것이 좋다. 2 단계 균열 시간 15hr 미만인 경우에는 총 균열 시간이 부족하여 통 코일의 온도을 균일하게 제어하기 어려워 소둔 열처리후 520MPa 미만의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 확보하기 어렵다. 또한, 2 단계 균열 시간이 65hr 초과에서는 구상 세멘타이트의 조대화 및 페라이트 결정립의 평균 크기가 본 발명에서 언급한 범위를 벗어나 열연 강판의 열처리전 인장 물성 및 구멍확장성을 만족하기에 어려움이 있다. 한편 2 단계 균열 이후에 냉각속도는 2 단계 균열온도가 높아질수록 (Ac1+25℃ 이내 가열한 경우에) 느리게 냉각하는 것이 필수적으로 필요하다. 이때의 냉각속도는 초당 5℃ 미만으로 냉각되도록 냉각하는 것이 매우 중요하며, 가능한 초당 1℃ 미만으로 제어하는 것이 소망스럽다. 2 단계 균열 이후에 5℃/s 이상으로 통 코일을 냉각하면, 페라이트에서 오스테나이트로의 가열 또는 균열 과정에서 역변태로 형성된 오스트나이트가 냉각과정에서 페라이트 및 퍼얼라이트로 변태되지 않고 베이나이트 또는 마르텐사이트 상과 같은 저온 변태 상으로 형성되어 열연 강판의 강도 또는 편차를 오히려 증가 시킬 수 있다. Then, the second stage cracking keeps the temperature of the coil constant in the range of 15 to 65 hr (annealing within 70 hr in total) at a temperature in the range of 630 to 740 o C. In this case, the coil heating rate is not limited, but it is preferable to heat to the target temperature within at least 2 hr. If the second-stage cracking time is less than 15 hr, it is difficult to uniformly control the temperature of the barrel coil due to insufficient total cracking time, so that it is difficult to secure a hot-rolled strength of less than 520 MPa and a hole expandability of 30% or more after annealing heat treatment. In addition, when the second-stage cracking time exceeds 65 hr, the coarsening of spherical cementite and the average size of ferrite grains are out of the range mentioned in the present invention, and it is difficult to satisfy the tensile properties and hole expandability of the hot-rolled steel sheet before heat treatment. On the other hand, it is essential that the cooling rate after the second stage cracking is slow as the temperature of the second stage cracking increases (when heated within Ac1+25℃). At this time, it is very important to cool the cooling rate to be cooled to less than 5°C per second, and it is desirable to control it to be less than 1°C per second as much as possible. If the barrel coil is cooled to 5℃/s or more after the second stage cracking, the austenite formed by heating from ferrite to austenite or reverse transformation during the cracking process does not transform into ferrite and pearlite during the cooling process, but bainite or martens It is formed as a low-temperature transformation phase, such as a site phase, so that the strength or deviation of the hot-rolled steel sheet can be rather increased.
후속하여, 3 단계로 균열을 실시하는 경우에는 앞서 제시한 1 단계 균열 온도 및 시간을 동일하게 적용하되 냉각속도는 초당 5℃ 미만으로 하되, 가능한 초당 1℃ 미만으로 제어한다. Subsequently, in the case of cracking in three stages, the same temperature and time for cracking in stage one as suggested above are applied, but the cooling rate is less than 5 °C per second, but controlled to be less than 1 °C per second if possible.
상술한 제조공정을 통하여 제조된 본 발명의 열연 소둔강판은 페라이트와 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 구체적으로, 페라이트 70 면적% 이상과 잔여 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 그리고 상기 열연 소둔강판의 세멘타이트 조직내에는 상기 관계식 3을 만족하는 범위내에서 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 함량이 4~6wt% 범위로 고용되어 있다. The hot-rolled annealed steel sheet of the present invention manufactured through the above-described manufacturing process has a microstructure including ferrite and cementite, and specifically, has a microstructure including 70 area% or more of ferrite and residual cementite. And within the cementite structure of the hot-rolled annealed steel sheet, the Mn+Si+Ni+Cu alloy element content is dissolved in the range of 4 to 6wt% within the range satisfying the above relation (3).
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다.The steel sheet of the present invention that satisfies the microstructure along with the above-described alloy composition and compositional formula may have a tensile strength of 520 MPa or less and a hole expandability of 30% or more after annealing heat treatment.
이하, 본 발명의 또다른 일측면에 따른 고강도 성형부재에 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.Hereinafter, a method for manufacturing a high-strength molded member according to another aspect of the present invention will be described in detail.
본 발명의 고강도 부재는 본 발명의 강판을 성형한 후 오스템퍼링 열처리를 행함으로써 제조할 수 있다.The high-strength member of the present invention can be manufactured by performing austempering heat treatment after forming the steel sheet of the present invention.
본 발명에서 상기 강판을 성형하는 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 의도하는 부품 형상으로 냉간 성형하여 제작한 후 용접을 통해 부품을 체결하는 과정을 거칠 수 있다. 여기서, 상기 냉간 성형은 하나의 예로서 복잡한 형상을 갖는 부성형부재를 제조할 수 있는 냉간 스템핑 공정일 수 있다.In the present invention, the process of forming the steel sheet is not particularly limited, and after cold forming into an intended part shape and manufacturing, the process of fastening the parts through welding may be performed. Here, the cold forming may be, as an example, a cold stamping process capable of manufacturing a sub-formed member having a complex shape.
상기 용접 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 가스메탈아크용접(GMAW: Gas Metal Arc Welding), 레이저 용접(LW: Laser Welding) 및 스폿 용접(SW: Spot Welding) 중 하나의 용접 방법을 이용할 수 있으며, 용접 재료를 사용하여 용접하는 경우와 동종 또는 이종 소재의 가열 용접하는 것을 포함할 수 있다.The welding method is not particularly limited, but one of gas metal arc welding (GMAW), laser welding (LW: Laser Welding), and spot welding (SW: Spot Welding) can be used. , It may include the case of welding using a welding material and heating welding of the same or different materials.
상술한 바에 따라 성형을 행한 성형부재를 열처리할 수 있으며, 본 발명에서는 오스템퍼링(austempering) 공정을 행할 수 있다. 여기서, 성형을 행한 성형부재는 냉간 성형만을 행한 것 또는 냉간 성형 후 용접을 행한 것일 수 있다.The molded member that has been molded as described above may be heat-treated, and in the present invention, an austempering process may be performed. Here, the molded member subjected to the molding may be one in which only cold forming or welding is performed after cold forming.
본 발명에서 상기 오스템퍼링 공정은 특정 온도범위로 가열, 유지 및 냉각한 다음, 냉각한 온도에서 유지한 후 다시 냉각하는 공정이며, 각 조건에 대해서는 하기에 구체적으로 설명한다.In the present invention, the austempering process is a process of heating, maintaining, and cooling to a specific temperature range, then maintaining it at the cooled temperature and then cooling again, and each condition will be described in detail below.
먼저, 상기 성형한 성형부재를 860~970℃의 온도로 가열한 후 1분 이상 유지(1차 유지)하는 공정을 행할 수 있다. First, after heating the molded member to a temperature of 860 ~ 970 ℃ can be performed a step of holding (primary maintenance) for 1 minute or more.
상기 성형부재의 가열시 860~970℃의 온도범위에서 행함으로써 성형부재의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 할 수 있다. 만일, 그 온도가 860℃ 미만이면 가열되는 부재의 전 두께에 걸쳐 오스테나이트 조직이 불충분하게 형성되어 오스템퍼링 열처리 이후 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 970℃를 초과하게 되면 부재의 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 성형부재의 강도가 하락할 우려가 있다.When the molding member is heated, the microstructure of the molding member can be austenitized and components can be made uniform by performing in a temperature range of 860 to 970°C. If the temperature is less than 860° C., the austenite structure is insufficiently formed over the entire thickness of the member to be heated, so that the target strength cannot be secured after the austenite heat treatment. On the other hand, when the temperature exceeds 970 ℃, the austenite grain size of the member becomes coarse, there is a fear that the strength of the molded member may decrease.
상술한 온도범위로 가열을 행함에 있어서, 충분한 오스테나이트화를 위하여 1분 이상 그 온도에서 유지할 수 있다. 만일, 유지 시간이 1분 미만이면 성형부재의 오스테나이트 조직과 성분의 균일 분포가 불균일해질 수 있다. 상기 유지 공정은 부재의 오스테나이트화가 충분히 이루어지는 시간 동안 행할 수 있는 바, 그 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 성형부재의 두께에 따라 적절히 선택할 수 있을 것이다.In heating to the above temperature range, it can be maintained at that temperature for 1 minute or more for sufficient austenitization. If the holding time is less than 1 minute, the austenite structure of the molded member and the uniform distribution of the components may become non-uniform. The holding step can be performed for a time period for which the austenitization of the member is sufficiently achieved, and the upper limit of the time is not particularly limited, and may be appropriately selected according to the thickness of the molded member.
이어, 상기 가열 및 유지 공정을 행한 소재를 250~450℃의 온도범위로 20℃이상의 냉각속도로 냉각(1차 냉각)한 후 그 온도에서 1분 이상 유지(2차 유지)하는 공정을 행할 수 있다. 만일 상기 냉각이 250℃ 미만에서 종료되면 과도한 마르텐사이트 상의 형성으로 열처리 후 고항복비를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 450℃ 이상이면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 열처리 후의 고경도를 확보할 수 없게 된다.Next, the material subjected to the heating and holding process is cooled (primary cooling) at a cooling rate of 20° C. or higher in a temperature range of 250 to 450° C. and then maintained at that temperature for 1 minute or more (secondary maintenance). have. If the cooling is terminated at less than 250° C., it is impossible to secure a high yield ratio after heat treatment due to the formation of an excessive martensite phase. On the other hand, if the temperature is 450° C. or higher, the bainite phase is not sufficiently formed, and thus high hardness after heat treatment cannot be secured.
그리고 상기 1차 냉각 및 2차 유지하거나 또는 1차 냉각한 후 재가열할 수 있다. And it may be reheated after the primary cooling and secondary maintenance or primary cooling.
상기 1차 냉각을 종료한 온도범위에서 유지하는 공정을 거치며, 구체적으로 상기 유지하는 공정은 의도하는 온도범위로 냉각한 후 별도의 재가열 없이 40분 미만으로 등온 유지할 수 있다. The process of maintaining the primary cooling is terminated in the temperature range, and specifically, the maintaining process can be maintained isothermal for less than 40 minutes without additional reheating after cooling to the intended temperature range.
상기 재가열을 통해 유지하는 공정의 경우 마르텐사이트 상을 유리하게 형성할 수 있으며, 이때 재가열 시간이 길어질수록 마르텐사이트상의 템퍼링 효과를 높이는 효과가 있다.In the case of the process of maintaining through the reheating, the martensite phase can be advantageously formed.
상기 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 한가지 구현예로서 가열 및 유지된 소재를 가스(gas) 냉각하거나, 오일 또는 염욕 냉매에 침지함으로써 냉각을 행할 수 있다. 이를 통해 냉각한 후 재가열하여 유지 공정을 행하는 경우, 상기 오일 또는 염욕의 온도를 높일 수 있을 것이다.The cooling method is not particularly limited. However, as one embodiment, cooling may be performed by gas cooling the heated and maintained material or immersing it in oil or salt bath refrigerant. When the maintenance process is performed by cooling and then reheating, the temperature of the oil or salt bath may be increased.
이후, 상기 2차 유지 또는 재가열된 소재를 상온까지 냉각(2차 냉각)할 수 있으며, 이때의 냉각속도는 특별히 한정하지 아니하나, 1℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있고, 공냉을 행하여도 무방하다. Thereafter, the secondary maintained or reheated material may be cooled (secondary cooling) to room temperature, and the cooling rate at this time is not particularly limited, but cooling may be performed at a cooling rate of 1° C./s or more, and air cooling it is free to do
상술한 제조공정을 통하여 제조된 본 발명의 고강도 부재는, 주상으로 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 여기에 잔부 베이나이트와 잔류 오스테나이트 중 1종 이상이 적정 분율로 혼합된 복합 미세조직을 가질 수 있으며, 350 이상의 Hv 값을 가진다. 또한 1200MPa 이상의 인장강도, 0.8 이상의 항복비, 및 35Hv 이상의 경도를 가질 수 있다. The high-strength member of the present invention manufactured through the above-described manufacturing process may have a composite microstructure in which tempered martensite is included as a main phase, and at least one of residual bainite and retained austenite is mixed in an appropriate proportion. and has an Hv value of 350 or more. In addition, it may have a tensile strength of 1200 MPa or more, a yield ratio of 0.8 or more, and a hardness of 35 Hv or more.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.Hereinafter, the present invention will be described in detail through examples.
(실시예)(Example)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 슬라브 또는 잉곳을 1200±20℃ 범위에서 200분간 가열하여 균질화처리 한 후, Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 600~680℃까지 평균 냉각속도 20℃/s 이상(50℃/s 이하)으로 냉각한 후, 그 온도에서 권취하여 두께 2.5m 이하의 열연 코일을 제조하였다.The slab or ingot having the alloy composition shown in Table 1 below was subjected to homogenization treatment by heating in the range of 1200±20° C. for 200 minutes, and then finish hot rolling in Ar3 or higher to prepare a hot-rolled steel sheet. Thereafter, each hot-rolled steel sheet was cooled at an average cooling rate of 20° C./s or more (50° C./s or less) to 600 to 680° C., and then wound at that temperature to prepare a hot-rolled coil having a thickness of 2.5 m or less.
이어, 상기 제조된 각각의 열연 코일을 산세한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 BAF 소둔 열처리를 행하여 열연 소둔 강판을 제조하였다. 이때, 2차 균열 및 3차 균열 이후에는 상온까지 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하였다.Then, after each of the manufactured hot-rolled coils was pickled, a BAF annealing heat treatment was performed under the conditions shown in Table 2 below to prepare a hot-rolled annealed steel sheet. At this time, after the secondary cracking and the tertiary cracking, it was cooled to room temperature at a cooling rate of less than 5°C/s.
이후, 상기 열연 소둔 강판에 대해서 냉간 스템핑 방법으로 형상 부품을 제작한 후 각각의 부품을 하기 표 3에 나타낸 조건으로 오스템퍼링 열처리하여 성형부재를 제조하였다.Thereafter, shape parts were manufactured by a cold stamping method for the hot-rolled annealed steel sheet, and then each part was subjected to austempering heat treatment under the conditions shown in Table 3 below to manufacture a molded member.
상기 BAF 소둔 열처리를 행한 열연 소둔 강판에 대하여 인장 물성과 구멍확장성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.Tensile properties and hole expandability were measured for the hot rolled annealed steel sheet subjected to the BAF annealing heat treatment, and the results are shown in Table 2 below.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 폭의 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 후 측정하였다. 이때, 열연 소둔 강판의 항복강도는 하부 항복점(LYP)을 측정한 값이다. Specifically, the tensile properties were measured after manufacturing a specimen of JIS No. 5 standard in a direction parallel to the rolling direction at the width w/4 point (here, w means the length of the width). At this time, the yield strength of the hot-rolled annealed steel sheet is a value obtained by measuring the lower yield point (LYP).
또한, 구멍확장성의 평가를 위하여, 원 시편을 120mm×120mm의 크기로 절단한 다음, 각 시편의 중앙 위치에 10mm 크기의 홀 펀칭(hole punching)을 행한 후 12% 클리어런스(clearance) 조건에서 원뿔형 펀치를 8mm/min의 속도로 펀치 홀(hole)에 수직한 방향으로 상승시켜 초기 구멍의 크기 변화를 측정하여 평가하였다. 또한, 초기 펀칭 홀의 크기(D0)로부터 원뿔형 펀치의 상승 이후 크랙이 발생하기 전까지의 최종 홀의 크기(D)로 변화하는 정도로부터 구멍확장성(HER)을 환산하였다. 보다 상세하게는, [{(D0-D)/(D0)}×100%]의 환산식을 이용하여 산출하였다. 이때, 그 값이 20% 이상인 경우에 대해서 확공성이 양호(○로 표시)한 것으로 평가하고, 그 값이 20% 미만인 경우는 불량(×로 표기)한 것으로 평가하였다.In addition, for the evaluation of the hole expandability, the original specimen was cut to a size of 120 mm × 120 mm, and then a hole punching of a size of 10 mm was performed at the central position of each specimen, and then a conical punch under the condition of 12% clearance. was raised in a direction perpendicular to the punch hole at a speed of 8 mm/min, and the size change of the initial hole was measured and evaluated. In addition, the hole expandability (HER) was converted from the degree of change from the size of the initial punched hole (D 0 ) to the size of the final hole (D) after the rise of the conical punch until cracks occurred. More specifically, it was calculated using a conversion formula of [{(D 0 -D)/(D 0 )}×100%]. At this time, when the value was 20% or more, the poreability was evaluated as good (marked by ○), and when the value was less than 20%, it was evaluated as poor (indicated by ×).
그리고, 각각의 열연 소둔 강판의 시편을 이용하여 미세조직을 관찰하였다. 이때, 페라이트 결정립 크기는 광학 현미경을 이용하여 ×500 배율로 미세조직을 관찰한 후 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 각각의 크기를 측정하였다. 또한, 세멘타이트의 크기는 광학 현미경 및 주사전자현미경을 이용하여 각기 다른 위치에서 총 10회에 걸쳐 반복 관찰한 후 개별 크기를 측정하고, 평균 값을 산출하였다.And, the microstructure was observed using the specimens of each hot-rolled annealed steel sheet. At this time, the ferrite grain size was measured using an image analyzer after observing the microstructure at ×500 magnification using an optical microscope. In addition, the size of cementite was repeatedly observed at different locations using an optical microscope and a scanning electron microscope for a total of 10 times, then individual sizes were measured, and the average value was calculated.
한편 상기 열연 열연 강판을 성형 및 오스템퍼링 열처리를 행하여 얻은 열처리부재에 대하여 인장 물성과 미소경도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.Meanwhile, tensile properties and microhardness of the heat-treated member obtained by performing forming and austempering heat treatment of the hot-rolled hot-rolled steel sheet were measured, and the results are shown in Table 3 below.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 폭의 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 후 측정하였다. 그리고 열처리된 부재의 항복강도는 0.2% Off-set 조건으로 측정한 값을 나타내었다.Specifically, the tensile properties were measured after manufacturing a specimen of JIS No. 5 standard in a direction parallel to the rolling direction at the width w/4 point (here, w means the length of the width). And the yield strength of the heat-treated member was measured under 0.2% Off-set condition.
또한 각 열처리 부재의 시편을 이용하여 비커스 경도기를 이용하여 경도(Hv)값을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 또한 나타내었다. 이때, 각 부재의 동일한 부위를 절단하고, 그 단면 두께의 t/4(여기서 t는 두께(mm)를 의미함) 위치를 따라서 시편의 길이방향으로 총 10회에 걸쳐 경도를 측정한 후 평균 값을 산출하였다.In addition, hardness (Hv) values were measured using a Vickers hardness tester using specimens of each heat treatment member, and the results are also shown in Table 3 below. At this time, the same part of each member is cut, and the hardness is measured a total of 10 times in the longitudinal direction of the specimen along the t/4 (here, t means thickness (mm)) position of the cross-sectional thickness, and then the average value was calculated.
*표 1에서 관계식 1은 [B ×(Ti/N)]×1000, 괸계식 2는 Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15), 그리고 Ac1 = 723 - 10.7Mn - 16.9Ni + 29.1Si + 16.9Cr + 290As + 6.38W를 의미한다. *In Table 1, Relation 1 is [B ×(Ti/N)]×1000,
직경Fe 3 C
diameter
*표 2에서 관계식 3은 세멘타이트 내 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도(%)를 나타낸다. * In Table 2, Relation 3 shows the concentration (%) of Mn+Si+Ni+Cu alloy elements in cementite.
(min)holding time
(min)
(℃/s)cooling rate
(℃/s)
(℃)reheat temperature
(℃)
(min)holding time
(min)
(0.2%)YS
(0.2%)
(MPa)ts
(MPa)
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성성분을 만족하는 열연강판을 이용하여 본 발명의 BAF 열처리공정을 거쳐 제조된 본 발명예 1-6의 열연 소둔강판은 소둔 열처리후 열연 소둔강판의 항복강도, 소둔 열처리 전/후의 강도변화 크기 (△TS) 및 구멍확장성 (HER) 값이 비교예 1-4 대비 우수함을 확인할 수 있다. 상세하게 설명하면, 발명예 1-6은 모두 △TS 및 구멍확장성(HER) 값이 크게 나타나지만, 비교예 1-4는 △TS와 구멍확장성(HER) 값이 동시에 우수한 경우를 나타내지 못함을 알 수 있다. 이는 시멘타이트 조직내의 합금원소 함량에 대한 소둔 열처리된 강판의 연질화크기×구멍확공성 변화를 나타내는 도 1로부터도 잘 확인될 수 있다.As shown in Table 1-2, the hot-rolled annealed steel sheet of Example 1-6 of the present invention manufactured through the BAF heat treatment process of the present invention using a hot-rolled steel sheet satisfying the alloy composition of the present invention was annealed after annealing. It can be seen that the yield strength of the steel sheet, the magnitude of change in strength before and after annealing heat treatment (ΔTS), and hole expandability (HER) values are superior to those of Comparative Examples 1-4. In detail, all of Inventive Examples 1-6 showed large ΔTS and hole expandability (HER) values, but Comparative Examples 1-4 did not exhibit excellent ΔTS and hole expandability (HER) values at the same time. Able to know. This can be well confirmed from FIG. 1 showing the change in the soft nitriding size × hole porosity of the steel sheet subjected to annealing heat treatment with respect to the content of alloying elements in the cementite structure.
발명예 1-6은 기본 성분에 니켈(Ni) 및 구리(Cu) 첨가강의 열연강판으로 상대적으로 Ac1 이상의 온도까지 다단 소둔 열처리를 함에 의해 다량의 세멘타이트가 가열과정에서 소지철 내에 용해되어 미세하게 잔존한다(Ferrite + 판상 Fe3C → Fine Fe3C). 그리고 Ac1 이상의 고온 유지 과정에서 일부 페라이트는 오스테나이트로 변태하여(Ferrite + 판상 Fe3C + Fine Fe3C → Austenite) 합금성분의 편석이 감소되어 합금성분에 균일화가 진행된다. 이에 따라, 소지철 청정성이 개선되고, 입계편석이 저감되거나 세멘타이트 내에 합금원소 농도가 증가하여 고온까지 용해되지 않고 잔존하고 동시에 페라이트 결정립의 크기가 증가하므로 전술한 우수한 △TS 및 구멍확장성(HER) 값을 얻을 수 있는 것으로 판단된다. Inventive Example 1-6 is a hot-rolled steel sheet made of nickel (Ni) and copper (Cu) added steel as a basic component, and by performing multi-stage annealing heat treatment to a relatively high temperature of Ac1 or higher, a large amount of cementite is dissolved in the base iron during the heating process and finely It remains (Ferrite + plate Fe 3 C → Fine Fe 3 C). In the process of maintaining a high temperature of Ac1 or higher, some ferrite is transformed into austenite (Ferrite + plate-like Fe 3 C + Fine Fe 3 C → Austenite), and segregation of the alloy component is reduced, and the alloy component is uniformed. Accordingly, the cleanliness of the base iron is improved, the grain boundary segregation is reduced or the concentration of alloying elements in the cementite is increased, so that it remains without being dissolved up to a high temperature and at the same time the size of the ferrite grains increases, so that the above-mentioned excellent ΔTS and hole expandability (HER ) can be obtained.
추가적으로, 소둔 열처리의 냉각시 상대적으로 고온에서 단시간 유지되기에 미세 세멘타이트가 석출됨(Austenite → Ferrite + Fine Fe3C)에도 기인한다. 한편 소둔 열처리의 결과로 보여지는 발명예 1-6에서의 세멘타이트 입자의 면적분율은 3% 이상으로 측정되었으며, 그 형상비(입자의 장축길이/단축길이 비율)은 3 미만이었다.Additionally, it is also due to the precipitation of fine cementite (Austenite → Ferrite + Fine Fe 3 C) because it is maintained at a relatively high temperature for a short time during cooling of the annealing heat treatment. On the other hand, the area fraction of the cementite particles in Inventive Examples 1-6 shown as a result of the annealing heat treatment was measured to be 3% or more, and the aspect ratio (major axis length/short axis length ratio of the particles) was less than 3.
이와 반면에, 비교예 1 및 비교예 3은 Ac1 이상으로 고온 가열 및 유지되는 경우에는 세멘타이트 내에 합금원소 농도가 낮아 보다 다량의 세멘타이트가 용해되고, 냉각 과정에서 새롭게 석출하는 (미고용 세멘타이트와 같은 핵생성 사이트 감소) 세멘타이트의 분율이 작았다. 그리고 반대로 Ac1 미만으로 가열 및 유지되는 비교예 2 및 비교예 4의 경우에는 구형의 미세 세멘타리트를 형성하나, 세멘타이트의 최종 분율이 높아 경도가 여전히 높았다. 이에 따라, 비교예 1-4는 △TS가 작거나 구멍확장성(HER) 값이 적은 한계를 보임을 알 수 있다. On the other hand, in Comparative Examples 1 and 3, when heated and maintained at a high temperature of Ac1 or higher, the concentration of alloying elements in the cementite was low, so that a greater amount of cementite was dissolved, and newly precipitated (unsolidified cementite) in the cooling process. reduction of nucleation sites such as)) The fraction of cementite was small. And, in the case of Comparative Examples 2 and 4, which are heated and maintained to less than Ac1, on the contrary, spherical fine cementarite was formed, but the final fraction of cementite was high, so that the hardness was still high. Accordingly, it can be seen that Comparative Examples 1-4 exhibit limitations in which ΔTS is small or a hole expandability (HER) value is small.
상기 차이점은 또한 제조된 열연소둔강판의 조직 사진을 보여주고 있는 첨부 도면 2-3으로부터 잘 확인할 수 있다. 도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이며, 도 3(a-c)는 각각 비교예 1, 비교예 2 및 비교예 4의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다. The above difference can also be well confirmed from the accompanying drawings 2-3 showing a photograph of the structure of the manufactured hot-rolled annealed steel sheet. 2 is a photograph showing the microstructure of the hot-rolled annealed steel sheet of Inventive Example 1 in an embodiment of the present invention, and FIGS. It is a picture that represents
한편 상기 표 3에는 표 2의 열연 소둔 강판을 이용하여 오스템퍼링 열처리를 실시한 부재의 인장물성 및 Hv 측정 결과가 나타나 있다. 상기 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예 1-6에 해당하는 부재는 열처리 조건에서 350 이상의 Hv 값을 갖는 반면에, 비교예 1-4의 부재는 350 미만의 낮은 Hv 값을 갖는 것을 알 수 있다. Meanwhile, Table 3 shows the tensile properties and Hv measurement results of the members subjected to austempering heat treatment using the hot-rolled annealed steel sheet of Table 2. As can be seen from Table 3, the member corresponding to Examples 1-6 of the present invention has an Hv value of 350 or more in the heat treatment condition, whereas the member of Comparative Examples 1-4 has a low Hv value of less than 350 Able to know.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.The present invention is not limited to the above embodiments and examples, but can be manufactured in various different forms, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains can use other methods without changing the technical spirit or essential features of the present invention. It will be understood that it may be embodied in specific forms. Therefore, it should be understood that the embodiments and embodiments described above are illustrative in all respects and not restrictive.
Claims (11)
[관계식 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(중량%))
By weight%, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less (excluding 0%) ), Cr: 0.3% or less (excluding 0%), Mo: 0.3% or less (excluding 0%), Ni: 0.3% or less (excluding 0%), Cu: 0.3% or less (excluding 0%), Ti: 0.05 % or less (excluding 0%), B: 0.005% or less (excluding 0%), N: including 0.008% or less (excluding 0%), satisfy the following Relations 1-3, and ferrite and cementite as a microstructure High-strength hot-rolled annealed steel sheet with excellent cold formability.
[Relational Expression 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[Relational Expression 2]
0.45≤Ceq≤0.75 (where Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[Relational Expression 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6 (Concentration of alloy elements in cementite of hot-rolled annealed steel sheet (wt%))
The high-strength hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability according to claim 1, wherein ferrite accounts for 70 area% or more in the microstructure.
The high-strength hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability according to claim 1, wherein cementite accounts for 3 area% or more in the microstructure.
The high-strength hot-rolled annealed steel sheet with excellent cold formability according to claim 1, wherein the cementite phase constituting the hot-rolled annealed steel sheet has an aspect ratio (ratio of the length of the minor axis to the major axis) of less than 3.
The high-strength hot-rolled annealed steel sheet with excellent cold formability according to claim 1, wherein the hot-rolled annealed steel sheet has a tensile strength of 520 MPa or less and a hole expandability of 30% or more.
상기 BAF 소둔 열처리는,
상기 열연 코일을 630~650℃의 온도로 가열하여 5~15시간 유지하는 제 1단계;
상기 제1 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65시간 유지하는 제 2단계;
상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상의 온도로 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각한 후, 5~15시간 유지하고, 이어, 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 하기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법.
[관계식 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(중량%))
By weight%, C: 0.3 to 0.5%, Mn: 0.7 to 1.4%, Si: 0.4% or less (excluding 0%), P: 0.03% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.05% or less (excluding 0%) ), Cr: 0.3% or less (excluding 0%), Mo: 0.3% or less (excluding 0%), Ni: 0.3% or less (excluding 0%), Cu: 0.3% or less (excluding 0%), Ti: 0.05 % or less (excluding 0%), B: 0.005% or less (excluding 0%), N: 0.008% or less (excluding 0%), and a steel slab satisfying the following relation 1-2 at a temperature of 1150 to 1300 ℃ heating to a range; manufacturing a hot-rolled steel sheet by finishing hot rolling the heated slab at Ar3 ~ 950°C temperature range; preparing a hot-rolled coil by cooling and winding the hot-rolled steel sheet to a temperature range of 600 to 680°C; and BAF annealing heat treatment for the hot-rolled coil at a temperature range of 630 to 740° C. for 20 to 70 hours,
The BAF annealing heat treatment is,
a first step of heating the hot-rolled coil to a temperature of 630-650° C. and maintaining it for 5-15 hours;
a second step of heating the hot-rolled coil that has undergone the first step to 630~740°C and maintaining it for 15~65 hours;
After cooling the hot-rolled coil that has undergone the second step to a temperature of 630° C. or higher at a cooling rate of less than 5° C./s, hold for 5 to 15 hours, and then, by cooling at a cooling rate of less than 5° C./s, the following relational expression 3 A method of manufacturing a high-strength hot-rolled annealed steel sheet having excellent cold formability, including a third step that satisfies the
[Relational Expression 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[Relational Expression 2]
0.45≤Ceq≤0.75 (where Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[Relational Expression 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6 (Concentration of alloy elements in cementite of hot-rolled annealed steel sheet (wt%))
The method of claim 6, wherein the hot-rolled coil before BAF annealing is composed of ferrite and pearlite, and the pearlite fraction is in the range of 30 to 85 area%.
[Claim 7] The method of claim 6, wherein the hot-rolled annealed steel sheet has a microstructure containing 70 area% or more of ferrite and remaining cementite.
상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1분 이상 1차 유지하는 단계;
상기 가열 및 유지 후 20℃/s 이상의 냉각속도로 250~450℃의 온도범위로 1차 냉각한 후 40분 미만으로 2차 유지하는 단계; 및
상기 1차 냉각 및 2차 유지한 후, 또는 상기 1차 냉각 및 재가열한 후, 상온까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 부재의 제조방법.
Forming the hot-rolled annealing steel sheet of claim 1;
After heating to Ar3 or more after the molding, the first step of maintaining for 1 minute or more;
After the heating and maintenance, the first cooling to a temperature range of 250 ~ 450 °C at a cooling rate of 20 °C / s or more, and then maintaining the second in less than 40 minutes; and
After the primary cooling and secondary maintenance, or after the primary cooling and reheating, secondary cooling to room temperature. A method of manufacturing a high strength member having excellent cold formability, comprising:
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