KR20140030970A - 항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법 - Google Patents

항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 열처리하여 얻어지며, 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법이 제공된다.
본 발명에 따르면, 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔로 및 연속소둔형 용융도금라인에서 소둔 열처리를 통하여 90%이상의 미세조직 분율을 갖는 마르텐사이트강의 항복강도를 향상시킬 수 있다.

Description

항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH}
본 발명은 항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
자동차강판의 경량화 및 충돌 안전성 확보라는 모순된 목표를 만족하기 위하여, 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강이라고도 함), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라도 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고도 함) 등의 다양한 자동차강판이 개발되고 있다. 그러나, 이러한 진보된 고강도강에서 탄소량을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200Mpa급 수준이 한계이다. 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 방법이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정비용이 높아서 적용확대가 크지 않다.
수냉을 통한 급냉 방식의 대안으로서 일반적으로 서냉방식을 사용한다.
그러나, 서냉구간이 존재하는 연속소둔로 및 연속소둔형 용융도금라인에서는 소둔 열처리 후 90%이상의 미세조직 분율을 갖는 마르텐사이트강은 항복강도와 인장강도의 비가 0.75미만으로 항복강도가 열위한 단점이 있다. 자동차의 충돌시 저항력을 높이기 위해서는 항복강도를 보다 높이는 것이 바람직하며, 이를 위한 개선방안이 요구된다. 통상 마르텐사이트강의 템퍼링은 마르텐사이트강의 부족한 연성과 인성을 개선하기 위하여 이루어지는데, 인장강도의 하락을 최대한 억제하면서 항복강도를 높이는 방안이 필요하다.
본 발명의 일 측면은 항복강도가 낮은 강판을 추가 열처리를 통하여 항복강도가 개선된 초고강도 강판 및 그의 제조방법을 제시하고자 한다.
그러나, 본 발명이 해결하고자 하는 과제는 이상에서 언급한 과제로 제한되지 않으며, 언급되지 않은 또 다른 과제들은 아래의 기재로부터 당업자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 열처리하여 얻어지며, 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 준비하는 단계, 및 상기 강판을 하기 관계식 1((T+273.15)x(20+logt) < 11000)의 조건으로 열처리하는 단계를 포함하는, 항복강도가 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다. (단, T는 열처리 온도(℃), t는 열처리 시간(hour))
본 발명의 일 측면에 따르면, 서냉구간이 존재하는 연속소둔로 또는 연속소둔형 용융도금라인에서 제조된 항복강도가 낮은 강판을 추가 열처리를 통하여 마르텐사이트 분율이 90%이상인 마르텐사이트강의 항복강도를 향상시킬 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른, 열처리 조건 변화에 다른 인장강도의 변화를 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명의 항복강도가 우수한 초고강도 강판 및 그의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명하도록 한다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 열처리하여 얻어지며, 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
예를 들어, 서냉구간이 존재하는 연속소둔로 또는 연속소둔형 용융도금라인의 서냉조건은 일반적으로 소둔후 냉각속도가 3℃/s로 650℃ 혹은 용융도금욕 침적온도인 460℃까지 냉각하는 것으로 구성되는데, 이러한 조건에서 제조된 본 발명의 성분계를 가지는 강판은 미세조직의 마르텐사이트 분율이 90%이상인 강으로서, 초기 항복강도 1000~1250MPa, 초기 인장강도 1400~1700MPa 수준이며, 항복강도와 인장강도의 비가 0.75미만으로 항복강도가 열위하다. 본 발명은 이러한 저항복강도의 강판을 선정하여 항복강도를 향상시키는데 목적을 두고 있다.
상기 각 성분의 수치 한정 이유를 설명하면 다음과 같다. 이하, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않은 경우에는 중량%임에 유의할 필요가 있다.
C: 0.12~0.2%
탄소(C)의 함량은 0.12~0.2%가 바람직하다. C는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필요하므로 0.12% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 그 함량이 0.2%를 초과하면 용접성이 열위하게 되므로 상한을 0.2%로 제한한다.
Si : 0.5%이하(0% 제외)
실리콘(Si)의 함량은 0.5%이하(0% 제외)가 바람직하다. Si은 페라이트 안정화 원소로써 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔형 용융도금 열처리로에서 소둔 후 서냉시 페라이트 생성을 촉진함에 의하여 강도를 약화시키는 단점이 있으며, 또한 본 발명과 같이 상변태 억제를 위하여 다량의 Mn을 첨가하는 경우에 소둔시 Si에 의한 표면 산화물 형성에 의한 용융도금 특성의 열화와 Si의 표면농화 및 산화에 의한 덴트결함 유발의 위험이 있으므로 상한을 제한한다.
Mn : 2.6~4.0%
망간(Mn)의 함량은 2.6~4.0%가 바람직하다. 강중 Mn은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로 잘 알려져 있다. 연속소둔형 용융도금열처리로의 경우에는 Mn이 2.6% 미만인 경우에는 서냉각시 페라이트 생성이 용이하며, Mn이 4%를 초과하는 경우에는 슬래브 및 열연공정에서 야기된 편석에 의한 밴드형성이 과도하여지고, 또한 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.
P: 0.03%이하(0% 제외)
인(P)의 함량은 0.03%이하(0% 제외)가 바람직하다. 강중 P는 불순물 원소로서 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.
S: 0.015%이하(0% 제외)
황(S)의 함량은 0.015%이하(0% 제외)가 바람직하다. S는 P와 마찬가지로 강중 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al : 0.1%이하(0% 제외)
알루미늄(Al)의 함량은 0.1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Al은 페라이트역을 확대하는 합금원소로써, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔형 용융도금열처리 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있으며, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성 저하가 가능하므로 상한을 한정한다.
Cr : 1%이하(0% 제외)
크롬(Cr)의 함량은 1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Cr은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 합금원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔형 용융도금열처리 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있으나, 1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.
Ti : 48/14*[N]~0.1%
티탄(Ti)의 함량은 48/14*[N] ~ 0.1%가 바람직하다. Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging) 하는데 이를 위해서는 화학당량적으로 48/14*[N]이상을 첨가할 필요가 있다. Ti 미첨가시 AlN 형성에 의한 연속주조시 크랙 발생이 염려되므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트 강도 감소가 이루어지므로 제한한다.
Nb : 0.1%이하(0% 제외)
니오븀(Nb)의 함량은 0.1%이하(0% 제외)가 바람직하다. Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이므로 첨가가 필요하며, 0.1%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가로 제한한다.
B: 0.005%이하(0% 제외)
보론(B)의 함량은 0.005%이하(0% 제외)가 바람직하다. 상기 B은 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe23(C,B)6의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있어서 제한한다.
N: 0.01%이하(0% 제외)
질소(N)의 함량은 0.01%이하(0% 제외)가 바람직하다. N은 0.01%를 초과하면 AlN 형성 등을 통한 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가되므로 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어진다.
또한 본 발명의 초고강도 강판을 제조하기 위하여 준비되는 강판은 상기 성분계를 만족시키면서 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성된다. 열처리에 의하여 최종적으로 얻어지는 본 발명의 초고강도 강판도 동일한 미세조직을 갖는다.
실질적으로 3차원적 개념인 부피분율을 측정하는 방법은 쉽지 않으므로, 통상의 미세조직 관찰시 활용되는 단면 관찰을 통한 면적분율 측정으로 대신한다. 상기 미세조직의 구성으로 인한 효과상 특이점은 경질상(hard phase)인 마르텐사이트가 주상인 미세조직을 가지므로 초강도의 확보가 용이하다는 장점이 있다.
또한, 상기 성분계와 미세조직을 가진 강판을 열처리하여 얻어지며, 열처리 이전에 비해 열처리 후 강판의 인장강도의 감소폭이 150MPa 이하인 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명의 강판의 항복강도와 인장강도의 비의 목표는 0.75이상으로 될 수 있다.
또한, 상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 용융아연합금화도금강판일 수 있다.
상기와 같은 성분계와 미세조직을 가진 항복강도가 우수한 초고강도 강판을 제조하기 위해서는 다음과 같은 과정을 거친다.
먼저, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 면적분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 준비한다.
그리고 나서, 상기 강판을 관계식 1((T+273.15)x(20+logt) < 11000)의 조건으로 열처리한다. 단, 관계식 1에서 T는 열처리 온도(℃)이고, t는 열처리 시간(hour)을 나타낸다.
상기 관계식 1을 설정한 이유는 다음과 같다.
서냉각 구간이 존재하는 연속소둔로 혹은 연속소둔합금도금로를 통과하여 제조되는 초고강도강판은 마르텐사이트를 위주의 미세조직을 구성함에 의하여 항복강도와 인장강도의 비가 0.75미만인데, 이는 마르텐사이트 형성시에 도입되는 전위에 고용탄소가 고착됨에 기인한다. 이와 같이 전위에 고착된 탄소를 자유롭게 확산 거동하도록 만드는 열처리의 조건을 본 발명에서 면밀한 실험을 통하여 상기 관계식 1로 도출하였다.
고착된 탄소가 자유롭게 확산 거동하게 되면, 전위를 고착시킴으로써 소재의 변형을 억제하게 되어 결과적으로 항복강도를 증가시키게 된다. 상기 고착된 탄소를 자유롭게 하는 것은 통상의 확산거동과 마찬가지로 온도와 시간의 함수인데, 온도가 높을수록 시간이 길수록 자유롭게 확산할 수 있으나, 온도가 너무 높은 경우에는 탄화물의 형성에 의하여 오히려 항복강도와 인장강도가 감소하게 되므로 상기 관계식 1을 만족시키는 것이 바람직하다.
또한, 상기 열처리가 완료된 강판의 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인 것이 바람직하다. 이는 충돌부재에 적용되는 강판의 특성상 항복강도가 높은 것이 유리하기 때문이다.
또한, 상기 열처리 후 강판의 인장강도는 상기 열처리 이전 강판의 인장강도보다 150MPa이하로 하락하는 것이 바람직하다. 이는 충돌부재에 적용되는 강판의 인장강도도 높은 것이 유리하기 때문이다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 상세히 설명하기 위한 예일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하지는 않는다.
[ 실시예 ]
하기 표 1의 열처리 조건으로 초기 항복강도 1117MPa, 초기 인장강도 1535MPa인 강재를 열처리하고, 열처리에 따른 이의 기계적 성질 변화를 표 2에 나타내었다. 이때 사용된 강재는 0.16%C, 0.11%Si, 3.12%Mn, 0.012%P, 0.69%Cr, 0.02%Ti, 0.039%Nb, 0.0016%B, 0.0036%S, 0.022%Al, 0.004%N의 성분계를 함유하였다.
실시예
1		 실시예
2		 실시예
3		 실시예
4		 실시예
5		 실시예
6		 실시예
7		 실시예
8		 실시예
9		 비교예
1		 비교예
2
열처리온도
(℃)		 100 100 100 100 200 200 200 200 300 400 500
열처리시간
(hr)		 1 3 10 20 1 3 10 20 0.033 0.033 0.033
관계식 1의 값 7463 7641 7836 7948 9463 9689 9936 10079 10616 12469 14321
실시예
1		 실시예
2		 실시예
3		 실시예
4		 실시예
5		 실시예
6		 실시예
7		 실시예
8		 실시예
9		 비교예
1		 비교예
2
항복강도(MPa) 1181 1216 1230 1241 1289 1304 1304 1307 1328 1115 900
인장강도(MPa) 1532 1525 1522 1516 1505 1483 1468 1466 1433 1123 905
항복/인장 0.77 0.80 0.81 0.82 0.86 0.88 0.89 0.89 0.93 0.99 0.99
△인장강도
(MPa)		 3 10 13 19 30 52 67 69 102 412 630
실시예의 경우는 항복강도와 인장강도의 비가 우수하고, 인장강도의 열화정도가 낮아서 구조부재에 적용하기 적합하다.
그러나, 비교예 1과 비교예 2는 항복강도와 인장강도의 비는 매우 우수하나, 인장강도의 열화가 400MPa이상으로 매우 높아서 구조부재에의 적용으로는 적합하지 않다.
도 1에 (T+273.15)x(20+logt)의 변화에 따른 인장강도의 변화를 나타내었다.
(T+273.15)x(20+logt)의 값이 11000이하인 경우에는 초기 인장강도에 비하여 135MPa 수준의 하락만이 있으나, 그 이상의 경우에는 인장강도의 하락이 매우 커서 충돌부재에의 적용이 어려워진다는 것을 알 수 있다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 열처리하여 얻어지며, 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 또는 용융아연합금화도금강판인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 열처리전 인장강도에 대한 열처리후 인장강도의 하락폭이 150MPa 이하인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판.
  4. 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5%이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03%이하(0% 제외), S: 0.015%이하(0% 제외), Al: 0.1%이하(0% 제외), Cr: 1%이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1%이하(0% 제외), B: 0.005%이하(0% 제외), N: 0.01%이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물로 이루어지며, 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트, 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 구성되는 강판을 준비하는 단계; 및
    상기 강판을 하기 관계식 1의 조건으로 열처리하는 단계를 포함하는, 항복강도가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    (T+273.15)x(20+logt) < 11000, (단, T는 열처리 온도(℃), t는 열처리 시간(hour))
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 열처리된 강판의 인장강도 대비 항복강도의 비가 0.75이상인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 강판의 열처리전 인장강도에 대한 열처리후 인장강도의 하락폭이 150MPa 이하인, 항복강도가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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