KR100711361B1 - 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 자동차의 범퍼 보강재 또는 도어내 충격 흡수재 등에 이용되는 자동차용 열연강판에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로, C: 0.2~1%, Mn: 8~15%, S: 0.05% 이하, P: 0.03% 이하를 포함하여 조성되고, 인장강도와 총연신율의 곱(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상인 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법으로 이루어진다.

본 발명은 강도-연신율 발란스 값이 높은 고강도 고가공성 열연강판을 제공한다.

고망간, 쌍정, 가공성, 열연강판, 자동차용

Description

가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법{High strength hot rolled steel sheet containing high Mn with excellent formability, and method for manufacturing the same}

본 발명은 자동차의 범퍼 보강재 또는 도어내 충격 흡수재 등에 이용되는 자동차용 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강도와 더불어 연신율이 우수하여 부품으로의 성형이 용이한 고망간형 고강도 열연강판 및 제조방법에 관한 것이다.

범퍼 보강재 혹은 도어내의 충격 흡수재는 차량의 충돌시 승객안전과 직접적으로 관계되는 부품으로 인장강도 780MPa 이상의 초고강도 열연강판이 주로 사용되고 있으며, 높은 인장강도와 더불어 높은 연신율을 가져야 한다. 또한, 최근에는 점차 심각해지고 있는 환경오염 규제에 대응하기 위해, 연비를 증가시키고자 보다 높은 강도의 강을 사용하는 비율이 증가하고 있으며, 780MPa 이상의 고강도 강의 상업화에 대한 연구가 증가하고 있다.

자동차에 이용되는 고강도 강은 대표적으로 이상조직(DP; Dual Phase)강, 변 태유기소성(TRIP; TRansformation Induced Plasticity)강 및 복합조직(Multi-Phase Steel)강이 있다.

통상적으로, 자동차용 열연강판의 제조공정은 강 성분을 재고용하는 재가열, 최종 두께로 압연하는 열간 압연, 열간압연된 열연판을 상온으로 냉각 및 권취하는 냉각공정으로 구분되며, 이때 가열로에서 나온 슬라브를 오스테나이트 구간에서 압연하고, 냉각과정에서 냉각종료온도를 Ms온도보다 낮게 하여 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 제조하는 강을 이상조직강이라고 하며, 전체조직 중에서 마르텐사이트의 비율이 증가할수록 강도가 증가하고 페라이트 비율이 증가할수록 연성이 증가하게 된다. 그러나, 상기 이상조직강은 저온에서 마르텐사이트를 형성하기 위해서 냉각속도를 크게 하여야 하는 단점이 있다.

한편, 강조직의 일부를 잔류 오스테나이트로 형성시켜 강의 가공성을 보다 향상시킨 강을 변태유기소성강이라고 하며, 변형시 변태에 의한 가공경화로 균일연신율이 우수하고, 통상적으로 800MPa 기준으로 30%의 연신율을 가져 다른 초고강도강 대비 연신율이 뛰어나 인장강도-연신율 발란스 값이 높다. 그러나, 차체경량화에 대한 수요가 더욱 증가되어 보다 높은 수준의 고강도강의 개발이 요구되고 있으며, 또한 부품 일체화 등을 위해 복잡한 형상의 부품가공이 필요한데 이 경우 동일 강도수준에서 30%보다 더욱 높은 연신율이 요구된다.

또한, 상기 방법과 같이 압연 과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각속도 및 냉각종료온도 등을 제어하여 상온에서 페라이트, 마르텐사이트와 일부 베이나이트 및 마르텐사이트/오스테나이트의 혼합상을 형성함으로써, 상기 변 태조직강의 강도와 연성을 동시에 높힌 강이 복합조직(Multi-phase)강이다. 상기 복합조직 강의 경우 상대적으로 합금원소 첨가량이 적어 용접성이 우수하며 높은 항복강도를 갖는다. 그러나, 상기 복합조직강은 연신율이 낮아 성형에 불리한 단점이 있다.

본 발명은 상기 종래기술의 문제점을 해결하기 위한 것으로, Mn의 함량을 8~15중량%로 제어하여 단상의 오스테나이트 조직을 형성함으로써 우수한 연신율을 확보하고, 쌍정을 발생시켜 변형시 크랙을 형성하는 넥킹을 방지할 수 있는 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판을 제공하는데, 그 목적이 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은, 중량%로, C: 0.2~1%, Mn: 8~15%, S: 0.05% 이하, P: 0.03% 이하를 포함하여 조성되고,

인장강도와 총연신율의 곱(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상인 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.2~1%, Mn: 8~15%, S: 0.05% 이하, P: 0.03% 이하를 포함하여 조성되는 강 슬라브를 1180~1220℃로 재가열한 다음 800℃ 이상에서 마무리열간압연하는 단계; 및

상기 열연판을 600℃ 이상까지 냉각한 다음 권취하는 단계;를 포함하여 이루어지는 인장강도와 총연신율의 곱(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상인 가공성이 우수 한 고망간형 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 상세하게 설명한다.

페라이트 조직을 갖는 일반적인 고강도강은 전위이동에 의한 슬립에 의하여 변형이 발생되고, 변형량이 증가됨에 따라 가공경화가 커지게 되며 입계에서 변형이 집중되어 넥킹이 발생된다. 이와 같이 넥킹이 발생되면 가공경화 증가율이 넥킹에 의한 단면감소율을 보상하지 못하고 파괴가 발생하게 된다.

본 발명은 상기와 같은 통상적인 고강도강의 문제점을 해결하기 위하여 안출된 것으로, Mn의 함량을 8~15중량%로 제어하여 단상의 오스테나이트 조직을 형성함으로써 우수한 연신율을 확보하고, 쌍정을 발생시켜 변형시 크랙을 형성하는 넥킹을 방지하는데 특징이 있다. 즉, 본 발명의 변형특성은 일반적인 고강도강과는 그 특성이 상이한데, 망간을 다량 함유하여 오스테나이트 조직을 갖는 본 발명의 TWIP(TWin Induced Plasticity)강은 응력이 작용하면 쌍정이 발생되고 상기 발생된 쌍정은 전위의 집적에 의해 변형이 집중되는 것과 달리 변형에 따라 변형집중이 적어 우수한 연신율을 가질 수 있다. 또한, TRIP강의 경우 변형시 변태가 발생되어 마르텐사이트에서 변형이 집중되나, 본 발명의 TWIP강은 변형시 변태가 발생되지 않고 오스테나이트 조직을 유지하여 연신율이 우수하게 나타난다.

이하, 본 발명을 강조성과 제조공정으로 구분하여 설명한다.

[강조성]

C: 0.2~1중량%(이하, 단지 '%'로 기재함)

강중 탄소[C]는 철강재료에서 가장 중요한 성분으로 강도는 물론 인성, 내식성 등의 모든 물리적, 화학적 특성과 밀접한 관계를 가지며, 강의 특성에 가장 큰 영향을 미치는 성분이다. 본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.2% 미만이면 오스테나이트의 안정도가 감소할 뿐만 아니라 제2상의 분율이 감소하여 강도가 감소하는 문제점이 있고, 1%를 초과하면 용접성이 저하될 뿐만 아니라 제2상 분율이 급격하게 증가되어 가공성이 격감하는 등의 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.2~1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 8~15%

상기 망간[Mn]은 경화능을 크게 하여 강도를 증가시키는 원소로 오스테나이트 안정화 원소이다. 본 발명에서는 안정적인 오스테나이트 조직을 얻기 위하여 8% 이상의 망간이 함유되어야 하며, 15%를 초과하여 과도하게 첨가되는 경우 제강공정에서 부하가 심하게 증가할 뿐만 아니라 용접성이 저하되고, 개재물이 형성되는 등의 문제가 발생될 뿐만 아니라 제조비용이 상승되는 문제점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 8~15%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.05% 이하

상기 황[S]은 불순물로서, 그 함량이 0.05%를 초과하면 열연판에 조대한 MnS가 생성되어 가공성과 인성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.05% 이 하로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.03% 이하

상기 인[P]은 불순물로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 인성을 저하시키는 문제점이 있으므로, 그 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 본 발명에서는 상기한 성분에 Al, Ni, Cu중 1종 이상을 추가로 첨가하는 것이 가능하다.

Al: 0.3~3%

상기 알루미늄[Al]은 페라이트에 고용되는 페라이트 안정화 원소로 강도에 기여하며, 탈산제로 첨가되는 경우가 일반적이다. 한편, 본 발명에서 상기 Al은 적층결함에너지를 크게 하여 쌍정이 변형중에 지속적으로 발생하게 하는데 유효한 성분이다. 상기 Al의 함량이 0.3% 미만이면 상기와 같은 적층결함에너지 증가 효과가 적고, 3%를 초과하면 제강, 연주공정상에 노즐막힘 현상이나 개재물의 혼입이 증가하는 등의 문제점이 있을 수 있다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.3~3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ni: 2~7%

상기 니켈[Ni]은 오스테나이트 안정화원소로 가능한 많이 첨가하는 것이 재질에 유리하다, 상기 Ni의 함량이 2% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 7%를 초과하면 제조 원가를 너무 상승시키는 문제점이 있으므로, 그 함량을 2~7%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cu: 2~5%

상기 구리[Cu]는 오스테나이트에 고용되거나 석출상을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 감소시킴으로써 페라이트 결정립을 미세하게 하는 원소이다. 상기와 같이 고용 및 석출 효과를 나타내기 위해서는 2% 이상 첨가되어야 하며, 5%를 초과하여 첨가되면 제조원가가 상승될 뿐만 아니라 재가열온도를 과도하게 증가시켜야 하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Cu의 함량은 2~5%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기와 같이 조성되는 본 발명의 열연강판은 오스테나이트 단상조직을 가지게 되며, 이와 같이 오스테나이트 단상조직을 갖는 본 발명의 열연강판은 30% 이상의 연신율을 나타낼 뿐만 아니라 인장강도와 총연신율의 발란스 값(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상을 가지게 된다. 상기 본 발명의 인장강도와 총연신율의 발란스 값은 연신율이 가장 우수하다고 알려진 변태유기소성강이 24000MPa% 미만임을 고려한다면 매우 우수한 값이다.

[제조공정]

본 발명의 제조공정은 상기와 같이 조성되는 강 슬라브를 재가열하여 주조시 편석된 성분을 재고용하고, 이후 열간압연하여 판재를 원하는 두께로 제어하며, 이 어 냉각 및 권취함으로써 재질을 확보하는 단계로 이루어지며, 이하 이에 대하여 보다 상세하게 설명한다.

먼저, 본 발명의 제조공정에서는 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 재가열한다. 슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것으로, 본 발명에서는 상기 재가열시 재가열온도를 1180~1220℃로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 재가열온도가 1180℃ 미만이면 주조시 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 1220℃를 초과하면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대하게 되므로 강도가 감소하기 때문이다.

이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하게 되며, 이때 마무리 열간압연온도는 800℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 그 이유는 상기 마무리 열간압연온도가 800℃ 미만이면 열간압연중에 형성된 페라이트 내에 많은 전위가 도입되고 이러한 페라이트가 냉각 혹은 권취중에 성장하여 표면 조대립을 형성하기 때문이다.

이어, 상기 열연판을 냉각한 다음 권취한다. 본 발명의 열연판의 최종조직은 오스테나이트 단상이기 때문에 냉각중에 상변태가 발생되지 않는다. 따라서, 본 발명에 있어서 냉각시 냉각속도는 특별하게 제한되는 것은 아니며, 공냉 및 수냉을 포함하는 통상적인 냉각패턴을 이용하는 것이 가능하다. 다만, 상기 냉각시 냉각종료온도가 600℃ 미만이면 과도하게 많은 잔류 응력이 발생하는 문제점이 있으므로, 상기 냉각종료온도는 600℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.

[실시예]

하기 표 1과 같이 조성되는 강 슬라브를 1200℃에서 1시간동안 가열한 다음 860℃에서 마무리 열간압연하였다. 이후 상기 열연판을 680℃까지 수냉하여 시편을 제조하였다. 상기와 같이 제조된 시편을 이용하여 강도 및 연신율을 측정하였으며, 그 결과는 하기 표 2와 같다.

구분	조성(중량%)
	C	Mn	S	P	Al	Ni	Cu
발명강1	0.45	14.9	0.003	0.02	-	-	-
발명강2	0.51	9.98	0.003	0.02	1.00	2.00	2.00
발명강3	0.51	9.98	0.003	0.02	1.00	2.00	3.00
발명강4	0.51	9.98	0.003	0.02	1.00	5.00	2.00
발명강5	0.51	9.98	0.003	0.02	2.00	2.05	2.00
발명강6	0.51	9.98	0.003	0.02	3.00	2.05	2.00
발명강7	0.79	9.98	0.003	0.02	1.02	2.05	2.00
비교강1	0.70	8.02	0.003	0.02	1.05	2.05	2.00
비교강2	0.2	4.0	0.003	0.02	0.11	-	-

구분	항복강도 YS (MPa)	인장강도 TS (MPa)	균일연신율 Uni.El (%)	총연신율 Tot.El (%)	TS ×Tot.El (MPa%)
발명강1	395.0	933.0	38.2	37.5	34987
발명강2	401.7	752.3	31.7	32.1	24149
발명강3	497.0	793.6	33.7	34.8	27617
발명강4	412.0	760.1	48.9	57.4	43630
발명강5	464.9	763.5	41.8	46.2	35274
발명강6	519.7	768.9	31.2	37.2	28603
발명강7	384.4	829.3	30.6	30.6	25377
비교강1	362.6	637.3	13.8	15.9	10133
비교강2	497.8	628.9	14.3	27.8	17455

상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명강(1~7)은 강도, 연신율 및 강도-연신율 발란스 값이 모두 우수하게 나타났으며, 특히 강도-연신율 발란스는 24000MPa% 이상의 값을 가져 고강도 강이면서 우수한 가공성을 확보하는 것이 가능하였다.

그러나, Mn의 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 비교강(1~2)의 경우, 강도-연신율 발란스 값이 낮은 문제점이 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 통상 연신율이 가장 우수하다고 알려져 있는 변태유기소성강(TRIP강)보다 강도-연신율 발란스 값이 높은 고강도 고가공성 열연강판을 제공할 수 있다.

Claims (6)

1. 중량%로, C: 0.2~1%, Mn: 8~15%, S: 0.05% 이하, P: 0.03% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 오스테나이트 단상조직을 가지며 인장강도와 총연신율의 곱(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상인 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판.
2. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판은 Al: 0.3~3%, Ni: 2~7% 및 Cu: 2~5%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 추가로 포함함을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판.
3. 삭제
4. 중량%로, C: 0.2~1%, Mn: 8~15%, S: 0.05% 이하, P: 0.03% 이하를 포함하여 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강 슬라브를 1180~1220℃로 재가열한 다음 800℃ 이상에서 마무리열간압연하는 단계; 및

   상기 열연판을 600℃ 이상까지 냉각한 다음 권취하는 단계;를 포함하고 오스테나이트 단상조직을 가지며 인장강도와 총연신율의 곱(TS ×Tot.El)이 24000MPa% 이상인 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판의 제조방법.
5. 제 4항에 있어서, 상기 열연강판은 Al: 0.3~3%, Ni: 2~7% 및 Cu: 2~5%로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 성분을 추가로 포함함을 특징으로 하는 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판의 제조방법.
6. 삭제