KR100748116B1

KR100748116B1 - 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의베이나이트 변태 열처리방법

Info

Publication number: KR100748116B1
Application number: KR1020010038247A
Authority: KR
Inventors: 홈삼영; 피용진
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2001-06-29
Filing date: 2001-06-29
Publication date: 2007-08-10
Also published as: KR20030002581A

Abstract

본 발명은 그 목적은 자동차업계를 중심으로 저 비용, 안정성 및 친환경적 요소를 갖춘 경량차량 개발을 위해 우수한 성형성과 고 강도 특성을 동시에 만족할 수 있는 변태유기소성강으로 800MPa급 자동차 멤버용 냉연강판에 대하여 다축응력 상태의 평면변형모드에서 성형성을 향상시킬 수 있는 베이나이트 변태 열처리방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 구성은 중량%로 탄소(C):0.2∼0.25%, 규소(Si):1.3∼1.6%, 망간(Mn):1.4∼1.6%, 황(S):0.01∼0.02%, 나머지 철(Fe)로 조성된 스라브를 가열로에 장입하여 1200∼1300℃로 가열하는 제1단계; 상기 제1단계에서 가열된 스라브를 가열로로부터 인출하여 열간 압연하고 그 열간 압연된 스트립을 냉각로에 장입하여 500∼600℃로 로냉하는 제2단계; 상기 제2단계에서 냉각된 스트립을 냉각로로부터 인출하여 냉간 압연하고 그 냉간 압연된 스트립을 소둔로에 장입하여 750∼850℃로 소둔하는 제3단계; 상기 제3단계에서 소둔된 스트립을 소둔로로부터 인출하여 염욕열처리로에 장입하고 그 염욕열처리로에 장입된 스트립을 300∼450℃로 베이나이트 항온열처리하는 제4단계; 상기 제4단계에서 베이나이트 항온열처리된 스트립을 상온의 에어 냉각하는 제5단계를 포함하도록 되어 있다.

평면변형, 염욕열처리, 열처리, 소성유기변태강, 베이나이트

Description

평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법{Annealing method for transformation Induced Plasticity of bainite}

도 1은 본 발명에 따른 열처리 프로세서를 나타낸 그래프,

도 2a 내지 도 2d는 본 발명에 따른 틴트 에칭법에 의해 부식된 시료의 광학현미경 관찰 사진,

도 3은 본 발명에 따른 2상조직의 SEM관찰 사진,

도 4는 본 발명에 따른 변형모드별 성형성 특성치를 나타낸 그래프,

도 5는 본 발명에 따른 복합조직의 분율을 나타낸 그래프,

도 6은 본 발명에 따른 2상 조직을 나타낸 그래프,

도 7은 본 발명에 따른 TEM관찰 사진,

제 8도는 변형모드별 파단기구 관찰사진,

제 9도는 변형모드별 파단면 관찰 사진.

본 발명은 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 소성유기변태(Transformation Induced Plasticity : 이하"트립 강"이라 칭함)강의 평면변형에 대한 성형성 개선을 위하여 용접성 저해를 최소화 할 수 있는 합금원소 범위 내에서 베이나이트 변태온도를 변화시켜 단축응력 상태의 연신율과 다축응력 상태의 평면변형에 대한 성형특성 차이를 관찰하고 평면변형 능력을 향상시킬 수 있는 최적의 2상 조직 특성과 열처리조건을 제시하고자 하는 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법에 관한 것이다.

자동차 업계를 중심으로 저 비용, 안정성 및 친환경적 요소를 갖춘 차량개발을 위하여 우수한 성형성을 갖는 고 강도 강판에 대한 요구가 증대되고 있는 추세인 바, 그에 부응하기 위하여 최근에는 고 강도와 고 연성을 동시에 가질 수 있도록 합금원소 및 열처리 조건에 의해 얻은 3상 복합조직 강을 상온에서 소성 변형시켜 강도와 연성이 동시에 향상되는 트립 강이라고 하는 고 강도 강판에 관심이 모아지고 있다.

그러나 지금까지는 주로 합금원소 량과 2상역 열처리 조건을 변화시켜가며 단축응력하에서 인장시험을 통한 기계적 성질 즉 고 강도 및 고 연성 향상에 목표를 두고 연구개발이 진행되어 왔고 그 제품이 생산되고 있는 바, 이는 실제 자동차 부품용 소재로서의 성형 요구특성과는 변형모드에서 많은 차이가 있어 성형성 향상을 위한 제조방법 설정에 문제가 제기되고 있다.

즉, 평면변형 모드(Plane strain, Stretching)등의 다축응력에 의한 변형을 받은 프레스 공정에서의 성형성은 단축응력을 받은 연신율 평가방법과는 변형 메카니즘에 있어서 차이가 있는 만큼 다축응력 상태에서의 성형성 향상에 필요한 영향 인자가 다를 수 있기 때문이다.

특히 자동차 부품의 프레스 공정은 평면변형 모드에서 성형성이 가장 취약한 것으로 보고되고 있으며 단축응력 상태인 연신율 만으로 트립 강의 성형성을 평가 하는데에는 실질적인 성형성 향상에 한계가 있다.

본 발명은 상기와 같은 문제점을 감안하여 이를 해소하고자 발명한 것으로서, 그 목적은 자동차업계를 중심으로 저 비용, 안정성 및 친환경적 요소를 갖춘 경량차량 개발을 위해 우수한 성형성과 고 강도 특성을 동시에 만족할 수 있는 트립 강으로 800MPa급 자동차 멤버용 냉연강판에 대하여 다축응력 상태의 평면변형 모드에서 성형성을 향상시킬 수 있는 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법을 제공함에 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법의 특징적인 기술적 구성을 설명하면 다음과 같다.

본 발명은 중량%로 탄소(C):0.2∼0.25%, 규소(Si):1.3∼1.6%, 망간(Mn):1.4∼1.6%, 황(S):0.01∼0.02%, 나머지 철(Fe)로 조성된 스라브를 가열로에 장입하여 1200∼1300℃로 가열하는 제1단계; 상기 제1단계에서 가열된 스라브를 가열로로부터 인출하여 열간 압연하고 그 열간 압연된 스트립을 냉각로에 장입하여 500∼600℃로 로냉하는 제2단계; 상기 제2단계에서 냉각된 스트립을 냉각로로부터 인출하여 냉간 압연하고 그 냉간 압연된 스트립을 소둔로에 장입하여 750∼850℃로 소둔하는 제3단계; 상기 제3단계에서 소둔된 스트립을 소둔로로부터 인출하여 염욕열처리로에 장입하고 그 염욕열처리로에 장입된 스트립을 300∼450℃로 베이나이트 항온열처리하는 제4단계; 상기 제4단계에서 베이나이트 항온열처리된 스트립을 상온의 에어 냉각하는 제5단계를 포함하도록 되어 있다.

그리고 상기 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법 중 각 단계별 스트립의 열처리시간은 제1단계의 가열시간 30분∼1시간 30분, 제2단계의 로냉시간 30분∼1시간 30분, 제3단계의 소둔시간 3분∼10분, 제4단계의 베이나이트 항온열처리시간 3분∼10이다.

또 상기 각 단계별 스트립의 압연두께는 제2단계의 열간 압연 후 두께는 3∼3.5mm, 제3단계의 냉간 압연 후 두께는 1∼1.5mm이고, 상기 염욕열처리로에 장입되어 베이나이트 항온열처리하는 최적의 온도는 330∼370℃이다.

이와 같은 특징을 갖는 본 발명의 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법을 첨부도면을 참조하여 상세하게 설명하면 다음과 같다.

본 발명에 사용된 강의 제조와 실험방법은 하기 표1과 같은 조성의 시료를 진공유도 용해로에서 용해하여 15kg의 스라브를 만든 후 상기 본 발명의 특징이 갖는 프로세서(Process) 즉 스라브를 가열로에 장입하여 1200∼1300℃로 30분∼1시간 30분 동안 가열하는 제1단계;

상기 제1단계에서 가열된 스라브를 가열로로부터 인출하여 두께3∼3.5mm로 열간 압연하고 그 열간 압연된 스트립을 냉각로에 장입하여 500∼600℃로 30분∼1시간 30분 동안 로냉하는 제2단계;

상기 제2단계에서 냉각된 스트립을 냉각로로부터 인출하여 두께 1∼1.5mm로 냉간 압연하고 그 냉간 압연된 스트립을 소둔로에 장입하여 750∼850℃로 3분∼10분 동안 소둔하는 제3단계;

상기 제3단계에서 소둔된 스트립을 소둔로로부터 인출하여 염욕열처리로에 장입하고 그 염욕열처리로에 장입된 스트립을 300∼450℃로 3분∼10분 동안 베이나이트 항온열처리하는 제4단계;

상기 제4단계에서 베이나이트 항온열처리된 스트립을 상온의 에어로 냉각하는 제5단계를 통하여 냉연강판으로 제조하였다.

[표 1]

탄소(C)	규소(Si)	망간(Mn)	황(S)	철(Fe)
0.2∼0.25	1.3∼1.6	1.4∼1.6	0.01∼0.02	96.53∼97.9

한편 본 발명의 냉연강판 기계적 특성을 평가하기 위하여 인장시험은 10mm/min 변형속도로 실시하였으며, 항복강도는 항복점 연신이 나타나는 경우 하부 항복강도로, 연속항복거동을 나타내는 경우는 0.2% offset 값으로 측정하였다.

또한 본 발명의 주목적인 성형성 평가를 위해서 단축응력(Drawing mode)하의 연신율(EL)과 다축응력(Plane strain mode)하의 LDH(Limiting Dome Height) 시험을 실시하였으며, 시편크기는 인장시험은 ASTM 표준사이즈(standard size)로 LHD는 자동차 프레스 성형공정에서 가장 취약한 가공특성을 보이는 평면변형모드(Plane strain mode)를 적용 받도록 200mm(W) x 129mm(L)로 준비하였다.

3상 복합조직에 대한 분포를 컬러(Color)로 식별할 수 있도록 하기 위하여 틴트 에칭(tint etching)법으로 부식시킨 후 광학현미경 1000배로 관찰하였다. 또한 주사전자현미경(SEM) 과 투과전자현미경(TEM)을 사용하여 2상 조직의 분포를 관찰하였으며 이를 위한 시편은 70% 과염소산(perchloric acid)과 아세트산(acetic acid)을 8:92 의 부피비로 혼합한 전해액에서 양극간의 전위 차가 30~35volt 되는 조건에서 전해 천공하여 준비하였다.

그리고 잔류오스테나이트 량은 X-Ray에 의해 측정하였으며 하기 식(1)에 의해 계산하였다.

[식 1]

여기서 I_γ는 {220}_γ 와 {311}_γ 에서 얻어진 적분강도의 평균값이고, I_α는 {211}_α 면으로부터 얻어진 적분강도 값이다. 잔류오스테나이트의 안정도를 결정하는 주요인자로서 고용탄소량은 격자상수 측정을 통하여 얻었으며 하기 식(2)을 사용하였다. 잔류오스테나이트의 격자상수 측정을 위하여 Cu-K_α를 X-ray Source로 사용하였다.

(λ_kα= 1.541871)

[식 2]

상기의 단계를 거쳐 제조된 본 발명의 냉연강판 미세 조직은 틴트 에칭(Tint etching)법에 의한 광학현미경 관찰 결과를 도 2에 나타내었다.

여기서 페라이트는 엷은 푸른색, 베이나이트는 진한 청색, 잔류오스테나이트는 밝은 노란색, 마르텐사이트는 진한 갈색으로 관찰된다.

도 2의 (a)는 300℃에서 베이나이트 변태 처리한 것으로 패킷(Packet:작은 다발)형태의 마르텐사이트가 분포되어 있다.

도 2의 (b)는 350℃ 베이나이트 변태처리 조직으로 그래눌라(Granular:알갱이)형 잔류오스테나이트가 페라이트 입계를 따라 연속상태로 존재하고 있으며 그래눌라형 페라이트 입도가 크고 균일한 형태를 보이고 있다.

도 2의 (c)와 (d)는 각각 400℃, 450℃ 에서 베이나이트 변태 처리한 것으로 모두 그래눌라형 잔류오스테나이트를 보이고 있으나 베이나이트 상과 혼재되어 있으며 또한 진한 청색의 베이나이트 분율이 높아지면서 페라이트가 폴리고날(Polygonal:다각형)형태를 나타내고 있다.

복합조직에 대한 각 상(phase)의 분율을 관찰하기 위하여 XRD와 이미징(Imaging)분석을 실시하였으며 그 결과를 하기 표 2에 나타내었고 그 결과 페라이트 분율은 모든 온도 구간에서 52~58%로 거의 비숫한 수준을 보이고 있었으며, 트립 강에서 가장 중요한 요소로 인식되고 있는 잔류오스테나이트는 350℃와 400℃에서 분율이 약 17% 정도로 다른 온도에 비하여 높았다.

또 베이나이트는 26~33%정도를 보였으며 350℃에서 가장 낮게 나타났고 온도가 상승할수록 분율이 다소 높아지는 경향을 보이고 있다. 300℃에서 33%로 가장 높게 나타난 것은 이 온도가 Ms근처로 마르텐사이트 변태가 일어나 베이나이트와 마르텐사이트가 혼합하여 존재하기 때문이다.

특히 인장변형시 국부변형을 억제시켜 연신율을 향상한다고 보고되고 있는 잔류오스테나이트내 고용탄소량은 400℃와 450℃에서 대체로 높게 나타났는데 이는 준 안정 오스테나이트 상이 베이나이트 상으로 변태하면서 탄소가 잔류오스테나이트 내로 충분히 확산하여 농축되었기 때문으로 판단된다.

[표 2]

구분	300℃	350℃	400℃	450℃
페라이트	51.9	57.0	54.0	58.2
잔류오스테나이트	14.8	17.0	16.8	10.4
베이나이트 + 마르텐사이트	33.3	26.0	29.2	31.4
Cwt%inRA	0.97	1.27	1.43	1.40

도 2 (a)~(d)의 현미경 사진에서는 잔류오스테나이트는 뚜렷하게 관찰할 수 있었으나 잔류오스테나이트와 베이나이트의 상호 존재형태는 선명하게 관찰할 수 없었다. 따라서 베이나이트 변태온도별 2상 조직의 분포형태에 대한 주사전자현미경(SEM) 관찰 결과를 도 3에 나타내었다.

그 결과 베이나이트 변태온도 300℃에서는 도 3(a))에 나타낸 바와 같이 패킷(Packet)형태의 마르텐사이트와 베이나이트가 혼합된 조직을 갖고 있으며 2상(Dual phase)강과 유사한 형태(morphology)를 보이고 있다.

베이나이트 온도 350℃에서는 도 3(b)에 나타낸 바와 같이 그래눌라형 잔류 오스테나이트가 페라이트 입계를 따라 연속적인 형태(Net worked type)로 존재하고 있으며 베이나이트가 입계에 미세하게 분포되어 있는 것을 볼 수 있다.

베이나이트 변태온도 400℃에서는 도 3(c))와 450℃에서는 도 3(d)에서 거친 베이나이트상이 특히 발달하여 잔류오스테나이트가 베이나이트에 둘러싸여 있는 특성을 나타내고 있다.

그리고 인장시험 결과는 도 4에 나타냈으며, 항복강도(YP)는 베이나이트 변태온도 400℃에서 489MPa로 가장 높은 값을 보였으며 인장강도(TS)는 300℃에서만 높게 나타났을 뿐 다른 온도에서는 740∼767MPa 범위의 유사한 수준으로 나타났다. 연신율(EL)은 400℃에서 34%로 가장 높게 나왔으며 트립 강 특성을 평가하는 인장강도x연신율 또한 400℃에서 가장 우수하게 나타났다.

여기서 특징적인 것은 Yield ratio(YP/TS)가 높은 400℃에서 연신율이 높게 나타나 일반 강과는 다른 인장특성을 보였다. 이는 잔류오스테나이트 안정도와 베이나이트 분포와 관련이 있는 것으로 미세조직 관찰 결과 확인되었다.

또 평면변형 특성 LDH시험은 스템핑(stemping) 공정의 라인 성능과 소재 평가를 잘 예측해 준다는 Ayres 등의 연구 결과( R.A.Ayres et al., 1979 Evaluating the GMR limiting dome height test as a new maeasure of press formability near plane strain , J. of Applied Metalworking , vol.1-1, pp.73-82.)를 보면 최소 dome 높이(LDHo)가 프레스 성형성 평가에 적절이 이용할 수 있음을 확인 할 수 있다.

따라서 본 연구에서는 트립 강의 적용성 확대를 위한 성형성 향상에 그 목적 이 있기 때문에 실제 자동차 부품의 프레스성형 공정에서 평면변형(plane strain) 모드의 응력 상태에서 변형능력이 가장 취약하다는 것에 착안하여 지금까지 트립 강 연구에서 주로 성형성 평가에 적용되어 온 단축응력의 연신율(drawing mode)과는 다른 다축응력 상태에서 평면변형 모드가 적용되는 LDH( Limiting Dome Heihgt) 시험에 의해 성형성을 평가하였다.

베이나이트 변태온도 350℃, 400℃, 450℃에 대하여 LDH를 측정한 결과 도 5와 같이 350℃에서 31.5mm로 가장 우수한 값을 나타냈으며 높은 온도로 갈수록 30.7mm, 29.3mm로 다소 감소하는 경향을 보이고 있음을 알 수 있다.

본 발명의 단축과 다축응력의 변형모드 특성을 살펴보면 연신율은 인장방향으로 길이가 늘어나면서 폭 방향은 수축하는 것이며 LDH의 평면변형은 길이 방향으로 주변형이 일어나지만 폭 방향은 변형이 일어나지 않은 상태의 특성을 갖고 있다.

베이나이트 변태온도 변화에 대한 성형성 분석 결과 제5도와 같이 연신율은 400℃에서 34%로 가장 높게 나타났으며 평면변형시험의 LDH는 350℃에서 31.5mm로 가장 우수한 값을 보였다. 이와 같이 변형모드에 따라 베이나이트 변태온도에 대한 영향이 다르게 나타났으며, 특히 350℃에서 연신율과 LDH가 다른 양상을 보였는데 이에 대한 원인규명을 위해 추가실험을 통해 영향인자를 살펴보았다.

또한 단축응력에 미치는 영향인자인 연신율은 400℃에서 가장 우수하며 350℃에서 가장 낮은 값을 보여 잔류오스테나이트 분율과 상관성이 없는 것으로 나타났다. 그러나 400℃와 450℃에서는 잔류오스테나이트 분율과 유사한 경향을 보이고 있다. 350℃에서는 잔류오스테나이트가 높음에도 불구하고 연신율은 가장 낮은 값을 보여 단순히 잔류오스테나이트 분율만으로 이를 해석하기는 어려울 것으로 생각된다. 따라서 잔류오스테나이트 안정도와 베이나이트 분포와의 관계를 살펴보았다..

잔류오스테나이트의 안정도에 관해서는 Matsumura [Osamu Matumura, Yasuharu Sakuma and Hiroshi Takechi: Testu-to-Hagane(鐵と鋼), 77 (1991), 1304-1311]에 의해서 제안된 모델에서 제시된 바와 같이 변형 전,후의 잔류오스테나이트 분율에 대한 변화량을 함수로 하여 계산되는데 이는 재료의 변형량에 따라 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하면서 변하게 된다. 이러한 재료의 변형량에 따른 잔류오스테나이트의 변태율에 영향을 주는 것은 2상 조직(잔류오스테나이트+베이나이트)의 크기와 분포 등 여러 요인이 있을 수 있으나 여기서는 주로 잔류오스테나이트 내의 고용탄소량에 근거를 두고 있다.

이러한 관점에서 오스테나이트내 고용탄소량과의 관계를 분석해 본 결과 350℃가 1.27wt.%로 400℃의 1.43wt.%보다 낮은 것으로 나타나 잔류오스테나이트의 안정도 저하가 연신율 감소에 영향을 준 것으로 보인다. 또한 350℃에서 베이나이트 분포가 특히 낮아 잔류오스테나이트의 조기변태와 페라이트 국부변형 억제에 기여하지 못한 영향도 작용한 것으로 파단된다.

이상과 같이 트립 강에서 연신율은 잔류오스테나이트 분율에 의존해서 향상되나 잔류오스테나이트 분율이 높다 하더라도 안정도가 낮으면 연신율 향상에 크게 기여하지 못한다는 것이다. 즉, 350℃에서 잔류오스테나이트량이 많음에도 불구하 고 연신율이 감소된 것은 잔류오스테나이트 내 고용탄소량과 베이나이트 분포가 특히 낮아 조기변형을 억제시키지 못했기 때문으로 판단된다.

또 LDH 실험결과는 도 5에 나타난 바와 같이 350℃에서 가장 우수한 값을 가졌으며 450℃에서 가장 낮은 값을 나타냈다. LDH는 도 6과 같이 잔류오스테나이트 분율과는 상관성이 크지만 잔류오스테나이트 내 고용탄소량과는 상관성이 다소 떨어진 것으로 나타났다.

2상 조직(잔류오스테나이트 및 베이나이트)의 분포와 존재형태를 관찰하기 위하여 도 7에 나타내었다. 여기서 베이나이트 변태온도 350℃(도 7(a))에서는 잔류오스테나이트가 입계를 따라 연결된 형태(Net worked type)로 존재함을 알 수 있으며 베이나이트 또한 그래눌라 페라이트 입계에 미세하게 분포되어 하부 베이나이트의 조직특성을 갖고 있다. 그러나 400℃(도 7(b))와 450℃(도 7(C))에서는 베이나이트 분율이 높아지면서 상부베이나이트에 흔이 나타나는 깃털모양의 베이나이트가 광범위하게 산재되면서 페라이트상이 포리고날 형태로 존재하고 있다.

이에 대한 보다 상세한 관찰을 위하여 TEM분석 결과를 도 8의 (a),(b),(c)에 나타냈으며, 기지조직과 2상 조직의 존재형태와 상기에서 언급한 내용과 동일하게 350℃는 베이나이트가 좋은(fine)상태로 450℃에서는 조잡한(coarse)상태로 존재함을 확인 할 수 있었다.

특히 350℃ (도 8(a))에서는 잔류오스테나이트(B)가 그래눌라 페라이트 (A)인 기지조직과 인접해 있어 베이나이트에 의해 잔류오스테나이트나이트 변형에 대한 간섭현상이 감소되고 이로 인하여 항복비(YP/TS)가 400℃보다 낮아 많은 초기변 형이 많이 일어나는 LDH시험과 유사한 Strain-Stress Pattern을 갖음으로서 다축응력 상태의 평면변형에 대한 성형성이 향상된 것으로 사료된다.

반면에 400℃(도 8(c))에서는 잔류오스테나이트 분율이 거의 동일한 수준이지만 잔류오스테나이트가 베이나이트와 혼재되어 있어 강도차이가 큰 베이나이트에 의해 다축응력상태의 평면변형(LDH)시 잔류오스테나이트가 간섭을 받아 변형에 기여하지 못하고 페라이트와 베이나이트 경계가 크랙 유발 장소로 제공되어 성형성이 저하되는 것으로 판단된다.

따라서 LDH는 인장시험과는 다르게 고용탄소량과 베이나이트 분포에 의존하는 잔류오스테나이트 안정도 보다는 기지조직과 2상조직간의 상호관계와 같은 거시적인 요소에 더 민감하게 작용한 것으로 사료된다.

이상과 같이 다축응력을 받은 평면변형(LDH)에서는 잔류오스테나이트 분율이 성형성 향상에 가장 큰 영향을 미치지만 이들 조건이 유사할 때는 잔류오스테나이트가 페라이트와 인접하여 입계를 따라 연결형태로 존재할 때가 성형성이 좋으며 잔류오스테나이트가 산재되어 있거나 베이나이트와 혼재되어 있을 때는 성형성이 저하되는 것으로 판단된다.

상기에서 살펴 본 바와 같이 단축응력(EL)과 다축응력(LDH)에 대한 성형성 평가 결과 응력상태 즉, 변형모드가 다를 경우 최적의 베이나이트변태 온도조건이 달라져야 한다는 것이 관찰되었는데 이를 변형모드별 파단기구 관찰을 통하여 최종 확인하고자 한다.

도 9는 파단 근접부 측면을 나이탈(nital)부식시켜 SEM관찰한 것인데, (a)는 인장시편의 변형 후 미세 조직 사진으로 크랙(Crack)들이 발견되지 않았다. 그러나 (b)는 LDH시편의 변형 후 미세 조직 사진으로 기지조직인 어두운 부분의 페라이트와 밝은 부분의 2상(베이나이트 또는 마르텐사이트)조직 경계에서 압연 직각방향으로 긴 크랙들이 발견되었다.

이는 변형모드의 차이에서 비롯 된 것으로 보이며 단축응력의 드로우잉 모드에서는 인장과 수축이 동시에 일어나므로 강도 차이가 큰 기지조직과 2상 조직 사이에서 응력을 완화시켜 가며 변형되지만 다축응력의 평면변형 모드에서는 폭 방향은 고정된 상태에서 길이방향으로만 변형이 일어나므로 기지조직과 2상 조직 경계에 응력이 집중되어 크랙이 유발된 것으로 사료된다.

이에 대한 추가 확인을 위하여 변형모드별 파단면을 SEM으로 관찰한 결과 인장시편 파단면은 연성파단에서 볼 수 있는 딤플(dimple)과 보이드(void)들이 관찰되었다. 그러나 LDH시편 파단면은 취성파단의 특징인 주 응력 방향과 수직으로 판판한 파단면과 함께 스텝(Step)들이 관찰되었다.

따라서 변형모드에 따라 파단기구가 다르기 때문에 평면변형에 대한 성형성을 향상시키기 위해서는 미세조직의 구성조건이 앞에서 살펴 본 바와 같이 단축응인 연신율과 미세조직 조건이 달라져야 하며 이를 위해 성형모드별 베이나이트 변태온도도 다르게 설정되어야 할 것으로 판단된다.

이상에서 설명한 바와 같이 냉연 트립 강에 대하여 베이나이트 변태온도300℃에서 450℃까지 50℃ 간격으로 염욕 항온열처리를 실시하여 미세조직 형성과 평 면변형 특성(LDH)을 관찰하고 미세조직의 분포 및 형상이 성형성(평면변형)에 미치는 영향을 고찰한 결과 단축응력의 연신율과 다축응력의 평면변형(LDH)에 대한 성형성 평가 결과 연신율은 잔류오스테나이트 안정도가 높고 베이나이트 분포가 다소 큰 400℃에서 가장 우수하였으며, LDH는 잔류오스테나이트 분율이 높고 그래눌라형 잔류오스테나이트가 페라이트 입계를 따라 연결상태로 분포되어 있는 350℃에서 가장 우수하였다.

특히 지금까지는 TRIP강 제조시 베이나이트 변태온도가 400~450℃에서 연신율이 가장 우수하다고 보고되고 있으나 본 연구에서는 평면변형에 의한 성형성 평가가 350℃에서 가장 우수하게 나타나 응력상태 즉,변형모드에 따라 베이나이트 변태온도에 대한 성형성에 미치는 영향이 다른 양상을 보인다는 것을 확인할 수 있었으며 이는 변형모드별 변형과 파단기구의 차이에서 비롯된 것으로 분석되었다.

따라서 Drawing mode의 연신율 향상을 위해서는 국부변형을 제어할 수 있는 잔류오스테나이트 안정도 즉, 고용탄소와 적당한 베이나이트 분포가 필요하며, 평면변형 모드에 대한 성형성 향상을 위해서는 잔류오스테나이트 상이 페라이트 상과 인접하여 입계를 따라 연결형태로 존재하고 베이나이트가 미세하게 분포되어 기지조직인 페라이트와 베이나이트 사이의 크랙 유발장소를 최소화하는 것이 필요하다는 새로운 제조방법 발견을 통하여 자동차 부품 PRESS 성형공정에서 가장 취약한 가공특성을 보인 평면변형에 대한 성형성을 개선할 수 있게 되었다.

이상과 같은 본 발명은 따라서 단축응력의 연신율 향상을 위해서는 국부변형 을 제어할 수 있는 잔류오스테나이트 안정도 즉, 고용탄소와 적당한 베이나이트 분포가 필요하며, 평면변형 모드에 대한 성형성 향상을 위해서는 잔류오스테나이트 상이 페라이트 상과 인접하여 입계를 따라 연결형태로 존재하고 베이나이트가 미세하게 분포되어 기지조직인 페라이트와 베이나이트 사이의 크랙 유발장소를 최소화하는 것이 필요하다는 새로운 방법 발견을 통하여 자동차 부품 프레스 성형공정에서 가장 취약한 가공특성을 보인 평면변형에 대한 성형성을 개선할 수 있는 특유의 효과가 있었다.

Claims

중량%로 탄소(C):0.2∼0.25%, 규소(Si):1.3∼1.6%, 망간(Mn):1.4∼1.6%, 황(S):0.01∼0.02%, 나머지 철(Fe)로 조성된 스라브를 가열로에 장입하여 1200∼1300℃로 가열하는 제1단계;

상기 제1단계에서 가열된 스라브를 가열로로부터 인출하여 열간 압연하고 그 열간 압연된 스트립을 냉각로에 장입하여 500∼600℃로 로냉하는 제2단계;

상기 제2단계에서 냉각된 스트립을 냉각로로부터 인출하여 냉간 압연하고 그 냉간 압연된 스트립을 소둔로에 장입하여 750∼850℃로 소둔하는 제3단계;

상기 제3단계에서 소둔된 스트립을 소둔로로부터 인출하여 염욕열처리로에 장입하고 그 염욕열처리로에 장입된 스트립을 300∼450℃로 베이나이트 항온열처리하는 제4단계;

상기 제4단계에서 베이나이트 항온열처리된 스트립을 상온의 에어 냉각하는 제5단계를 포함하는 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법.
제1항에 있어서, 상기 각 단계별 스트립의 열처리시간은 제1단계의 가열시간 30분∼1시간 30분, 제2단계의 로냉시간 30분∼1시간 30분, 제3단계의 소둔시간 3분∼10분, 제4단계의 베이나이트 항온열처리시간 3분∼10분임을 특징으로 하는 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법.
제1항에 있어서, 상기 각 단계별 스트립의 압연두께는 제2단계의 열간 압연 후 두께는 3∼3.5mm, 제3단계의 냉간 압연 후 두께는 1∼1.5mm임을 특징으로 하는 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법.
제1항에 있어서, 상기 염욕열처리로에 장입되어 베이나이트 항온열처리하는 최적의 온도는 330∼370℃임을 특징으로 하는 평면변형에 대한 성형성 향상을 위한 소성유기변태강의 베이나이트 변태 열처리방법.