KR100903642B1 - 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 ⅰ) 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0 보다 크고 0.4%이하, Cr : 0 보다 크고 2.0%이하, Al : 0.01~0.1%, S : 0 보다 크고 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 열처리용 강재를 제조하는 강재제조 단계, ⅱ) 상기 열처리용 강재를 1200℃ 내지 1250℃의 온도에서 가열한 후 상기 강재를 열간압연하는 열간압연 단계, ⅲ) 상기 열간압연된 강판을 640℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 권취하는 권취 단계, ⅳ) 상기의 열연강판을 냉간압연하여 두께를 감소시키는 냉간압연 단계, ⅴ) 상기 냉간압연된 강판을 Ac1 내지 Ac3 변태온도범위에서 오스테나이타이징(austenitizing)열처리하는 열처리 단계, 및 ⅵ)상기 열처리된 강판을 350 ~ 500 ℃에서 항온변태시키는 오스템퍼링(austempering) 열처리 단계를 포함하는 강도와 인성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법을 제공한다.

고탄소 강판, 오스템퍼팅, 포장용대강, 강도, 인성

Description

강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법 {A HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN STRENTH AND TOUGHNESS AND A MANUFACTURING METHOD THEREOF}

도 1은 붕소(B)을 첨가하지 않은 강의 연속냉각 상태도이다.

도 2는 붕소(B)를 첨가한 강의 연속냉각 상태도이다.

도3 은 본 발명의 일 실시예 및 비교에의 인장강도 및 연신률을 나타낸 그래프이다.

도 4는 본 발명 일 실시예의 미세조직이다.

도 5는 비교예의 미세조직이다.

도 6은 다른 비교예의 미세조직이다.

본 발명은 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더 자세하게는 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 고강도 고인성의 포장용대강으로 사용되는 고탄소강은 오스템퍼링(Austempering)의 열처리를 통해 최종제품으로 생산된다. 오스템퍼링 열처리 강재로 사용되는 고탄소강은 열처리후의 물성을 확보하기 위해서 Mn, Mo, Cr 등의 합 금원소를 다량으로 포함한다. 그러나 최근 합금원소 가격의 급등으로 이들 고탄소합금강의 생산제조원가에 대한 부담이 늘어나고 있다. 따라서, 합금원소를 대체할 수 있는 저원가 열처리재의 개발이 대두되었다.

오스템퍼링 열처리재의 기본적인 물성은 소입성이다. 소입성이 확보되어야만 열처리후 요구되는 기계적 특성을 확보할 수 있기 때문이다. 더욱이 포장용대강은 오스템퍼링 열처리 후, 우수한 강도와 인성이 동시에 확보되어야 한다.

이러한 물성을 확보하기 위해서는 강도는 낮으나 연신율이 높은 페라이트 및 펄라이트 상이나 강도는 높고 연신율이 낮은 마르텐사이트 상이 아닌 강도와 연신율의 조합이 적절히 유지되는 베이나이트 상을 확보할 수 있어야 한다. 오스템퍼링 열처리 후, 베이나이트 상을 기본으로 하고 페라이트나 마르텐사이트 상의 분율을 일부 조절해 줌으로써 우수한 강도 및 연신율 조합을 이룰 수 있다.

이러한 문제를 해결하기 위한 종래의 대표적인 기술로는 2003-0016434, 2001-0047691, 1998-147816, 1998-251757, 1996-302445에 제안된 방법이 있으나, 대부분 열연강판 제조 조건에 대해서만 언급하고 있고, 오스템퍼링의 열처리 조건에 대해서는 규정하고 있지 않다.

먼저, 2003-0016434에서는 탄소 함량이 0.35 ~ 0.55%인 강을, 상대적으로 저온인 550 ~ 630℃의 범위에서 권취해서 Ac1 변태온도 이하에서 구상화소둔처리함으로써 열처리성이 높으면서도 프레스 성형성이 우수하고 가공후 절단면이 미려한 고탄소강대를 제조하는 방법을 제안하고 있다.

또한, 2001-0047691에서는 탄소 함량이 0.3 ~ 0.8%, B, N, Ti이 적절히 제어 된 강을 900℃ 이하에서 마무리 압연을 하고 650℃ 이하로 제조하는 열연강판을 650 ~ 710℃의 온도범위에서 소둔하여 연성 및 열처리성이 우수한 고탄소강대의 제조방법을 나타내고 있다.

또한, 1998-147816과 1998-251757에서는 각각 탄소함량 0.25~0.65%과 0.25~0.45% 강에 B과 Ti을 적절히 제어하여 첨가한 강을 냉간압연전 연질화소둔을 실시하여 고탄소 냉연강판을 제조하는 방법을 나타내고 있다.

또한, 1996-302445는 탄소함량 0.15~0.35% 강에 B첨가에 의한 단조성 및 담금질성의 향상을 꾀하면서, 담금질 가열시 오스테나이트 결정립의 조대화를 방지하는 것에 의해 가공성이나 강도 등이 높아진 B함유 강 제공을 목적으로 한다.

이와 같이 종래에는 열연강판의 제조 조건에 대해서만 기재하고 있을 뿐 오스템퍼링의 열처리 조건에 대해서는 기재하고 있지 않다.

전술한 문제점을 해결하기 위하여, 고가의 합금원소를 사용하지 않고, 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법을 제공한다.

18본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 2.0%이하, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족한다.

또한, 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조방법은 ⅰ) 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 2.0%이하, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 열처리용 강재를 제조하는 단계, ⅱ) 상기 열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간압연하는 단계, 및 ⅲ) 상기 열간압연된 강판을 640℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 권취하는 단계를 포함한다.

한편, 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조방법은 ⅰ) 제조된 열연강판을 냉간압연을 통해 두께를 감소시키는단계, ⅱ) 상기 냉간압연된 강판을 Ac1 내지 Ac3 변태온도범위에서 오스테나이타이징(austenitizing) 열처리 하는 단계, 및 ⅲ) 상기 열처리된 강판을 마르텐사이트 변태온도(Ms) 내지 베이나이트 변태온도(Bs)에서 항온변태시키는 단계를 더 포함할 수 있다.

이와 같은 본 발명의 실시예들에 따른 고탄소 강판의 화학조성을 한정한 이유를 설명하면 다음과 같다.

먼저, 탄소(C)의 함량은 0.25~0.55%로 한다. 이와 같이 탄소(C)의 함량을 한정한 이유는 탄소의 함량이 0.25% 미만인 경우에는 담금질에 의한 경도 상승, 즉 우수한 내구성을 확보하기 어렵다. 또한, 탄소(C)가 0.55%를 넘는 경우에는 보론(B)의 변태지연 효과가 상쇄되므로 오스템퍼링 열처리에 좋지 않은 영향을 준다.

망간(Mn)의 함량은 0.5~1.2%로 한다. 이와 같이 망간(Mn)의 함량을 한정한 이유는 망간(Mn)의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 황(S)과 철(Fe)이 결합한 황화철(FeS)의 형성에 의한 적열취성이 발생된다. 또한, 망간(Mn)이 1.2%를 넘는 경우에는 중심 편석 혹은 미소 편석 등의 편석이 심해지게 되는데, 망간(Mn)은 세멘타이트의 구성 원소이므로, 편석대에서의 탄화물의 밀도나 크기가 크게 되어 성형성을 저해하게 된다.

규소(Si)의 함량은 0.4% 이하로 한다. 규소(Si)의 함량이 0.4%를 넘는 경우, 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하를 초래한다.

크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 한다. 크롬(Cr)은 붕소(B)와 마찬가지로 강의 소입성을 향상시키는 원소로 알려져 있어 붕소(B)와 복합 첨가되는 경우 상변태 제어에 효과적일 수 있다. 그러나 크롬(Cr)이 0.5%를 넘는 경우, 구상화 속도를 지연시킬 수 있다. 따라서 크롬(Cr)의 함량은 0.5% 이하로 하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. 알루미늄(Al)은 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고 시 비금속 개재물의 형성을 방지하고, 강 중에 존재하는 질소(N)를 질화알루미늄(AlN)으로 고정함에 의하여 결정립 크기를 미세화시킨다. 그러나 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우 상기와 같은 첨가 목적을 이룰 수 없다. 또한, 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 넘는 경우 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있다.

황(S)의 함량은 0.012% 이하로 한다. 황(S)의 함량이 0.012%를 넘는 경우에는 황화망간(MnS)이 석출되어 냉연강판의 성형성이 악화된다. 따라서 황(S)의 함 량은 0.012% 이하로 한다.

티타늄(Ti)은 48/14ⅹ[N]% 이상으로 한다. 티타늄(Ti)은 질화티타늄(TiN)을 석출시켜 질소(N)를 제거한다. 따라서 질소(N)에 의해 질화붕소(BN)가 형성되어 붕소(B)가 소모되는 것을 방지한다. 이에 따라 붕소(B)의 첨가 효과가 나타나도록 할 수 있다. 붕소(B)의 첨가 효과에 대하여는 후술하도록 한다. 그러나 티타늄(Ti)의 함량이 48/14×[N]% 미만인 경우에는 질소(N)를 기지(matrix)에서 제거(scavenging)하는 효과가 적어 질화붕소(BN)의 형성을 효과적으로 막을 수 없다. 더욱이, 0.0005≤ B ≤(11/14) ×[N]% 일 때, 티타늄(Ti)의 함량이 48/14×[N]% 이상이고, 0.03%이하인 경우에는 질소(N)의 질화티타늄(TiN) 석출에 의한 질소(N)의 제거가 효율적이다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.03%를 넘는 경우에는 탄화티타늄(TiC)이 형성되어 탄소(C)량 감소효과로 열처리성이 감소되고, 또한 제강 원단위가 상승하므로 0.03%이하로 제한한다.

질소(N)의 함량은 0.006% 이하로 한다. 질소(N)는 티타늄(Ti)의 첨가 없이 붕소(B)만 첨가되는 경우에 질화붕소(BN)를 형성하여 붕소(B)의 첨가 효과를 억제시키므로, 그 첨가량을 최소화한다.

붕소(B)는 결정립계에 편석하여 입계 에너지를 낮추거나, 또는 Fe23(C, B)6의 미세 석출물이 결정립계에 편석하여 입계 면적을 낮추는 효과에 의하여 오스테나이트가 페라이트나 베이나이트로 변태하는 것을 억제한다. 또한, 최종 가공 후에 수행되는 열처리시의 담금질성 확보를 위해서도 중요한 합금원소이다. 붕소(B)가 0.0005% 미만으로 첨가되는 경우에는 상기와 같은 효과를 기대하기 어렵게 된 다. 또한, 붕소(B)의 함량이 0.0050%를 넘는 경우에는 붕소(B) 석출물의 입계 석출에 의한 인성 열화 및 소입성 저하의 문제가 발생할 수 있다.

이하 도 1 및 도 2를 통해서 붕소(B)첨가 효과에 대하여 자세히 설명한다.

도 1 및 도 2는 붕소(B)의 첨가에 의한 상변태 제어를 나타낸 개략도이다. 도면에서 Ms는 마르텐사이트 생성 개시온도를 나타내며, Mf는 마르텐사이트 생성 종료온도를 나타낸다.

도 1은 붕소(B)를 첨가하지 않은 강을 고온 예컨대, 사상압연 마무리 온도로부터 각기 다른 냉각속도로 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직을 개략적인 연속냉각 상태도로 나타낸 것이다. 도 1에서 보는 바와 같이, 강에 붕소(B)를 첨가하지 않은 경우, v1의 냉각속도로 냉각시에는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, v2의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 베이나이트 및 마르텐사이트 조직이 얻어지고, v3의 냉각속도로 냉각시에는 페라이트, 펄라이트 및 베이나이트의 조직이 얻어진다.

도 2에서 보는 바와 같이, 이러한 강에 붕소(B)를 첨가하는 경우에 페라이트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 도 1에 비하여 시간 축을 따라 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생한다. 즉, 붕소(B)의 첨가로 인해 동일한 냉각속도에 대하여 붕소(B)를 첨가하지 않은 강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, v1 및 v2의 냉각속도에서는 마르텐사이트를 얻게 되며, v3의 냉각속도에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 된다. 이와 같이, 붕소(B)의 첨가에 의해 냉각속도를 증가시킨 효과를 얻게 된다.

이하에서는 본 발명의 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명하도록 한다.

먼저, 중량%로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0.4%이하, Cr : 2.0%이하, Al : 0.01~0.1%, S : 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 열처리용 강재를 제조한다. 이와 같은 강재의 화학 조성을 한정한 이유는 전술한 바와 같으므로 여기에서는 그 설명을 생략한다.

다음으로, 열처리용 강재를 1250℃ 이하의 온도에서 가열한 후 열간 압연하여 열연강판을 제조한다. 다음으로, 열연강판을 640℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 권취하여 경도가 낮은 열연코일을 제조한다.

다음으로, 제조된 열연강판을 냉간 압연을 통해 두께를 감소시킨 후, 냉간 압연된 강판을 Ac1 내지 Ac3 변태온도범위에서 오스테나이타이징(austenitizing) 열처리한다. Ac1 내지 Ac3 변태온도범위에서 적정시간 오스테나이징하면, 페라이트 및 오스테나이트 상의 미세조직을 생성시키고, 오스테나이트의 결정립 크기를 작게 유지할 수 있다.

다음으로, 오스테나이타이징 열처리된 강판을 마르텐사이트 변태온도(Ms) 내지 베이나이트 변태온도(Bs)에서 항온변태시킨다. 비교적 짧은 시간동안 마르텐사이트 변태온도(Ms) 내지 베이나이트 변태온도(Bs)에서 항온변태시키면, 베이나이트의 변태속도를 촉진시켜, 최종조직이 베이나이트 및 페라이트가 된다.

이와 같이, 강판의 최종조직이 베이나이트 및 페라이트가 되도록하여, 베이나이트 상으로 인한 우수한 강도를 가지고, 페라이트 상으로 인한 우수한 인성을 가지는 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판을 얻을 수 있다.

이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다. 아래의 실험예는 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

실험예

먼저, 진공 유도 용해에 의해 표 1에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 2.0mm가 되도록 열간압연을 한다. 다음으로, 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 640 ~ 700℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사한다. 다음으로, 오스템퍼링 열처리를 위해 880℃, 760℃로 3분 가열한 뒤, 급랭시켜, 350 ~ 500℃에서 20초간 항온변태를 수행한다.

강종	C	Mn	Si	Cr	Al	S	B	N	Ti	기타
실시예1	0.37	0.70	0.17	0.15	0.032	0.0043	0.0023	0.0019	0.024	잔부 Fe 및 불순물
비교예1	0.83	0.42	0.21	0.16	0.011	0.005	-	0.0014	-

표 1에 나타낸 실시예 1은 발명의 성분 조건을 만족하는 강종이며, 비교예 1는 발명강의 성분 조건에서 벗어나는 강종이다. 표 1의 실시예1 강종으로 비교예2내지4 와 실시예2를 실험하고, 비교예1 강종으로 비교예 5를 실험한 것에 대한 오스템퍼링 열처리 조건 및 기계적 특성을 표 2에 나타낸다.

강종	Bs (℃)	Ms (℃)	오스테나이타이징 온도(℃)	항온변태 온도(℃)	인장강도(kg/mm2)	연신율 (%)
비교예2	~600	370	880	450	116	5.6
실시예2	~600	370	760	450	98	11.8
비교예3	~600	370	760	350	137	3.9
비교예4	~600	370	760	650	67	14.6
비교예5	~500	200	760	350	154	3.1

비교예 2에서는 오스테나이타이징 온도가 본 발명의 온도보다 높은 온도로, 보다 조대한 오스테나이트 단상이 얻어진다. 그러므로, 항온변태시 베이나이트 변태속도가 지연되어 짧은시간 항온변태시 베이나이트 상과 미변태 오스테나이트로부터의 마르텐사이트 조직이 얻어짐으로써 강도에 비해 연신율이 낮은 문제가 있다.

비교예 3은 오스테나이타이징 열처리시에 온도를 페라이트 및 오스테나이트 2상영역에서 유지하였으나, 항온변태온도가 Ms이하가 되어 강도가 매우 높고, 연신율이 낮은 마르텐사이트 조직이 형성되었다. 따라서 실시예 2에 비하여 낮은 연신율을 보인다.

비교예 4는 항온변태온도가 베이나이트 생성온도 이상이 되어, 강도가 낮고, 연신율이 높은 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되었다. 따라서, 연신율에 비해 낮은 강도가 나타난다.

비교예 5는 높은 탄소농도로 인해 베이나이트 조직의 강도가 급격히 증가하고, 항온변태시 미변태된 잔류 오스테나이트가 상온으로 냉각시 마르텐사이트로 변태되어 연신율이 좋지 않다.

반면, 실시예 2의 경우, 오스테나이타이징 열처리시의 온도를 페라이트 및 오스테나이트의 2상영역에서 유지하여 연신율을 향상시키는 페라이트 조직 및 미세 결정립의 오스테나이트를 생성한다. 또한, 강재를 급랭 후 항온변태할 때, 오스테나이트가 적절한 강도와 인성의 베이나이트로 변태됨으로써 최종조직이 베이나이트 및 페라이트의 복합조직이 된다. 따라서 강도와 연신율의 조합이 우수하다.

도 3은 실시예와 비교예의 인장강도와 연신율의 변화에 대해 나타낸다. 도 1에서 직선은 비교예들의 대략적인 강도와 연신율의 변화의 관계를 나타내는 것으로, 실시예의 경우 비교예보다 향상된 강도 및 연신율의 조합을 나타낸다.

도 4는 내지 도 6은 강판의 미세조직을 나타낸다. 도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 미세조직을 나타내고, 도 5 및 도 6은 비교예의 미세조직을 나타낸다. 각각의 사진은 3000배로 확대된 것으로 실시예의 경우, 비교예에 비하여 더욱 미세한 조직이 분포한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 보론(B)을 중량%로 0.0005~0.0050%로 포함하여 소입성이 우수하다.

또한, 오스테나이타이징 열처리시의 온도를 페라이트 및 오스테나이트의 2상영역에서 유지하여, 연신율을 향상시키는 페라이트 조직 및 미세 결정립의 오스테나이트를 생성한다.

또한, 오스템퍼링 열처리를 수행하여, 강도 및 인성의 조합이 우수하다.

Claims (2)

1. 삭제
2. 중량 %로 C: 0.25~0.55%, Mn: 0.5~1.2%, Si : 0 보다 크고 0.4%이하, Cr : 0 보다 크고 2.0%이하, Al : 0.01~0.1%, S : 0 보다 크고 0.012%이하, Ti : 48/14ⅹ[N]% 이상, B : 0.0005 ~ 0.0050%, N: 0.006%이하를 포함하고, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 이루어지며, 0.0005≤B≤(11/14) ⅹ[N]%인 경우, Ti : 48/14ⅹ[N]% ~ 0.03%의 조건을 만족하는 열처리용 강재를 제조하는 강재제조 단계,

   상기 열처리용 강재를 1200℃ 내지 1250℃의 온도에서 가열하여 열간압연하는 열간압연 단계,

   상기 열간압연된 강판을 640℃ 내지 700℃의 온도 범위에서 권취하는 권취 단계,

   상기의 열연강판을 냉간압연하여 두께를 감소시키는 냉간압연 단계,

   상기 냉간압연된 강판을 Ac1 내지 Ac3 변태온도범위에서 오스테나이타이 징(austenitizing)열처리하는 열처리 단계, 및

   상기 열처리된 강판을 350 ~ 500 ℃에서 항온변태시키는 오스템퍼링(austempering) 열처리 단계를 포함하는 강도와 인성이 우수한 고탄소 강판의 제조방법.

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