KR101035707B1 - 열처리형 고강도 강판 및 열처리형 고강도 강판을 제조하는 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt%의 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 P, 0초과 - 0.006wt% 의 질소, 및 0.05 - 0.15 wt%의 바나듐을 포함하는 열처리형 고강도 강판 및 열처리형 고강도 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

열처리형 고강도 강판 및 열처리형 고강도 강판을 제조하는 방법{HEAT TREATMENT TYPE HIGH-STRENTH STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING HEAT TREATMENT TYPE HIGH-STRENTH STEEL PLATE }

본 발명은, 열처리형 고강도 강판 및 열처리형 고강도 강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

열처리형 고강도 강판은 인장강도가 1200MPa이상의 고강도 강판으로서, 자동차용 고강도화 및 경량화에 크게 기여하는 부재이다. 열처리형 고강도 강판은 가공후 형상 변형(Spring back)이 거의 없으므로, 성형성이 요구되면서, 승객 안정성에 연관이 있는 센터필러(Center Piller) 보강재와 같은 고강도화 부품에 적용되어 왔다.

본 발명은 우수한 수소 지연 파괴 저항성 및 저온 인성을 가진 열처리형 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

상술한 목적을 해결하기 위해, 본 발명의 일실시예인 열처리형 고강도 강판은, 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt%의 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 인, 0초과 - 0.006wt%의 질소, 및 0.05 - 0.15 wt%의 바나듐을 포함할 수 있다.

여기서, 상기 열처리형 고강도 강판은, 0.002 - 0.005wt%의 붕소를 더 포함할 수 있다.

여기서, 상기 붕소 중량비는 상기 바나듐의 중량비와 반비례 관계를 가질 수 있다.

본 발명의 다른 실시예인 열처리형 고강도 강판 제조 방법은, 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt%의 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 인, 0초과 - 0.006wt% 질소, 및 0.05 - 0.15 wt%의 중량비를 가진 바나듐을 포함하는 슬라브를 제공하는 단계; 상기 슬라브를 1150 - 1250℃로 재가열하여 오스테나이트 재결정 온도에서 조압연을 실시하는 단계; 오스테나이트 재결정 온도 이하에서 오스테나이트/페라이트이상의 온도에서 상기 조압연된 슬라브에 대하여 열간 압연을 실시하는 단계; 상기 열간 압연된 슬라브에 대하여 30 -100℃/sec의 냉각속도로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취를 행하는 단계; 및 상기 권취된 슬라브에 대하여 냉간 압연을 행하여 열처리형 고강도 강판을 제조하는 단계를 포함할 수 있다.

여기서, 상기 슬라브는 0.002 - 0.005wt%의 붕소를 더 포함할 수 있다.

또한, 상기 붕소의 중량비는 상기 바나듐의 중량비와 반비례 관계를 가질 수 있다.

또한, 상기 열처리형 고강도 강판 제조 방법은, 상기 고강도 강판에 대하여 열간 프레스 가공을 행하는 단계를 더 포함할 수 있다.

상술한 구성을 가진 본 발명의 일예에 따르면, 높은 수소 파괴 저항성 및 저온 인성을 구비한 열처리형 고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공할 수 있게 된다.

도 1은 본 발명에 따른 일실시예인, 열처리형 고강도 강판에서의 수소지연 파괴 현상을 지연시키는 원리를 설명하기 위한 개략도.
도 2는 본 발명에 따른 일실시예인 열처리형 고강도 강판의 제조 방법을 설명하기 위한 흐름도.

이하에서는 본 발명의 실시예인 열처리형 고강도 강판 및 이의 제조 방법에를 도 1 및 도 2를 참조하여 상세하게 설명하도록 한다.

도 1은 본 발명에 따른 일실시예인, 열처리형 고강도 강판에서의 수소 지연파괴 현상을 지연시키는 방법을 설명하기 위한 개략도이다.

수소 지연 파괴 현상이라 함은, 수소 취성의 한 형태로서, 파단이 발생하는 강도보다 낮은 강도에서 파괴가 나타나는 현상을 의미한다. 그 원인은 크랙선단부에서 집중화된 수소에 의한 국부적인 변형이 발생되며, 하중 시험에 의해 구한 파괴강도에 비해 아주 작은 응력하에서도 수소취성 분위기에서 장시간 주기적인 응력이 가해지면 재료가 파괴되는 것이다.

수소 지연 파괴가 발생하는 원리는 도 1a에 도시된 바와 같다. 강판(10)이 수분(11) 환경에 노출되면 수분은 모재인 Fe로 부터 방출되는 전자들의 이동에 의해 2H⁺ + 2e → H₂의 환원반응을 발생시킨다. 환원반응에 의해 생성된 수소(H₂)(12)는 저온에서도 입계를 통해 빠른 속도로 모재(강판)(10) 내부로 확산되고, 입계 결합력을 약화시키게 된다.

그리고, 수소(12)가 모재(10) 중에 개재된 황화물(13)과 만나면 입계 결합력이 더욱 약화되고 크랙의 시발점이 된다. 그에 따라 일정시간을 경과하면 돌연 파괴가 발생한다.

이러한 수소지연파괴는 강의 강도가 높아질수록 수소의 취화에 민감하므로 강도가 높은 강에서 더욱 빈번하며, 파괴를 예측할 만한 외견상 징후를 파괴에 이를 때까지 거의 예측할 수가 없다.

도 1b에서는 본 발명에 따른 일실시예인 강판(10)에서 수소 지연 파괴 현상의 저항성이 향상되는 원리를 설명하기 위한 도면이 도시되어 있다. V은 담금질 후 강도의 안정화를 높이는 효과와 함께 강 중 또는 용접부 내에서 C, N와 반응하여 탄질화물계의 석출상을 형성하여 미세조직의 조대화를 방지하며, 석출된 V계 탄화물(vanadium carbide)(14)의 경우 수소의 트랩 사이트(trap site)로서 작용함으로써 수소취성을 억제하는 효과를 갖는다.

도 1b에 도시된 바에 의하면, VC(vanadium carbide)(14)의 경우 입계 및 입내에 미세하게 분포하여 수소의 확산을 방지하는 트랩 사이트로 작용하여 수소지연파괴 현상을 지연시킬 수 있다. VC(14)는 미세조직내에 미세하게 분포함으로써 석출강화 효과를 가지며, B는 경화능이 큰 원소로 미량 첨가시에도 열처리시 높은 강도를 확보할 수 있게 된다.

본 발명의 일실시예인 열처리형 고강도 탄소강은 C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.3wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.02wt%, V : 0.05~0.15wt%, B: 0.002~0.005wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 가질 수 있다.

상기 열처리형 고강도 탄소강의 합금 원소의 함유량 및 기능은 다음과 같다.

C: 0.15~0.30wt%

C는 강도향상이 목적이다. C는 0.15wt% 미만으로 첨가되면 경화능이 낮아 열처리 후에도 충분한 강도 확보가 어렵고, 0.30wt%를 초과하면 성형성과 용접성이 저하된다.

Mn: 1.0~2.0wt%

Mn은 고용강화와 소입성을 개선하는 효과를 통해 강도를 증가시킨다. Mn은 페라이트 변태온도를 낮춰 오스테나이트에서 페라이트 변태를 지연시키므로 그 첨가량이 적절히 조정되어야 한다. Mn은 1.0wt% 미만으로 첨가되면 오스테나이트 온도가 상승하여 열처리 온도를 상승시켜야 하며, 2.0wt%를 초과하면 제조원가의 상승 및 용접성 저하의 문제를 유발한다.

Si: 0초과~0.3wt% 이하

Si는 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가지고 있다. Si는 0.3wt% 이하에서는 강판의 경화능을 향상시키고 고용강화 효과로 강판의 강도를 증가시키지만 0.3wt%를 초과하면 강판 표면에 산화스케일에 의한 표면결함을 발생시키므로 0.5wt% 이하로 제한한다.

Al: 0.02~0.06wt%

Al은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 제강 공정에 첨가된다. Al은 0.02wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하여 산화물이 생성되고 0.06wt%을 초과하면 원가가 상승하고 표면결함 발생율이 높아지게 된다.

P: 0초과~ 0.02wt%

P는 용접성을 저하시키고 가공취성을 유발하는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 하지만 제강과정에서 피할 수 없는 불순물이므로 그 함량을 0.02wt% 이하로 제한한다.

V : 0.05~0.15wt%

V는 강도 확보 및 수소지연파괴를 방지를 위해 첨가된다. V는 0.05wt% 미만으로 첨가되면 강도 확보 및 수소지연파괴 억제 효과를 기대하기 어렵고, 0.15wt%를 초과하면 강도 확보 효과가 포화되어 석출강화 효과 및 수소지연파괴 억제 효과가 첨가량에 비해 그 효과가 적고 원가가 상승하게 된다.

B: 0.002~0.005wt%

B는 경화능을 위해 첨가되는 원소로 연속냉각 변태시 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시킴으로써 강판의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 안정적으로 확보한다.

여기서 B의 중량비는 V의 중량비에 반비례 관계를 갖는다. 즉, B의 중량비가 높아지면, 적은 V의 중량비로도, 본 발명이 추구하는 목적을 충분히 달성할 수 있게 된다. 왜냐하면, B의 중량비가 커지면, 적은 V의 중량비로도, 충분한 수소 지연 파괴 현상을 방지할 수 있기 때문이다.

N:0초과~ 0.006wt% 이하

N은 강 중에 개재물을 발생시켜 강의 내부품질을 저하시킨다. 특히, B가 첨가되는 강에서 첨가량이 높아지면 조대한 BN석출물을 형성하여 강의 경화능을 저하시킨다. 따라서 최소한으로 관리하는 것이 유리하지만 제조비용이 증가하고 관리의 어려움이 있으므로 0.006wt%이하로 관리한다.

도 2는 본 발명에 따른 일실시예인 열처리형 고강도 강판의 제조 방법을 설명하기 위한 흐름도이다.

상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연, 냉간압연을 거쳐 강판 형태로 제조된 후 열간 프레스 가공되는 아래의 공정을 거치게 된다.

여기서 슬라브는 상술한 바와 같이, 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt% 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 인, 및 0초과 - 0.006wt% 질소 및 0.05 - 0.15 wt%의 중량비를 가진 바나듐을 포함할 수 있다. 여기서, 상기 슬라브는, 0.002 - 0.005wt%의 중량비를 가진 붕소를 더 포함할 수도 있다.

여기서, 상기 붕소의 중량비는 상기 바나듐의 중량비와 반비례 관계를 갖도록 할 수도 있다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정, 열간압연 공정, 냉간압연 공정]

상기한 조성을 갖는 슬라브를 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위해 1150~1250℃(균질화 처리 온도)에서 재가열하여 오스테나이트 재결정 온도 이상에서 조압연을 실시한다(S1, S3, S5).

이후, 오스테나이트 재결정 온도 이하~오스테나이트/페라이트 변태온도(Ar3)이상의 온도(열간압연 마무리 온도)에서 열간압연을 마무리 한다(S7).

열간압연을 마무리 한 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지냉각한다. 권취는 650~800℃(권취온도)에서 행한다. 이 후 30~80%의 압하율로 냉간압연을 실시한다(S9, S11, S13).

상기 균질화 처리 온도는 1150℃ 미만인 경우 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트 입도가 조대화되므로 강도의 감소를 초래한다. 따라서, 본 실시예에서 S3단계에서는 1150~1250℃로 재가열 한다.

상기 열간압연 마무리 온도는 열간압연 후 냉각전까지 강판의 조직이 오스테나이트/페라이트 조직을 갖도록 한다. 이는 압연재의 결정조직을 발달시켜 우수한 가공성을 확보할 수 있도록 한다.

상기 권취온도는 650℃ 미만인 경우 열연강판의 형상이 나빠지는 문제점이 있고. 800℃를 초과하는 경우에는 열연강판에 조대한 펄라이트가 형성되므로 고강도 확보가 어렵다.

[열간 프레스 가공 공정]

열간압연 또는 냉간압연된 강판을 재결정 온도 이상인 850~900℃의 고온에서 가열한 후 프레스 금형에서 한 번에 프레스 성형하고 수냉하여 부품형상으로 제조한다(S15). 이때, 가열온도는 850℃보다 낮으면 소입성 확보가 어렵고, 900℃보다 높으면 표면 산화문제 및 가공성이 열화되는 문제점이 있다.

아래의 표 1은 각각의 성분 요소가 다른 본 발명의 실시예와 비교 예를 나타낸 것이다.

(Wt.%)

구분	C	Mn	Si	Al	P	V	Cr	Mo	B	N	열처리 후 인장 강도(MPa)	Bending시 클랙 발생
비교예1	0.20	1.20	0.20	0.04	0.01	-	0.40	-	0.004	0.006	1450	발생
비교예2	0.20	1.50	0.20	0.04	0.01	-	-	0.40	0.004	0.006	1520	발생
실시예1	0.20	1.20	0.20	0.04	0.01	0.12	-	-	0.004	0.006	1510	미발생
실시예2	0.20	1.50	0.20	0.04	0.01	0.09	-	-	0.004	0.006	1480	미발생

표 1의 조성에 해당하는 냉연강판 및 열연강판을 900℃에서 가열한 후 금형에서 프레스 가공을 실시하여 Ms점 온도 이하인 150℃까지 50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 수냉처리를 실시한 후 인장강도와 굽힘(Bending)시 크랙발생 시험을 하였다. 굽힘시 크랙발생 시험은 1N HCl(Hydrochloric acid)액 중 상온에서 장시간(600시간) 침적 후 굽힘 테스트를 실시한 것이다.

표 1에서 열처리후 인장강도는 열간 프레스 가공 공정 후의 인장강도를 측정한 것이다.

표 1을 살펴보면, 비교예 1과 비교예 2에서는 V가 첨가되지 않았고, 대신 각각 Cr 및 Mo이 0.40Wt% 첨가되어 있다. 비교예 1 및 비교예 2 에서는 인장강도가 1400MPa이상 확보되나(Cr 및 Mo 첨가 효과로서) 강판 굽힘 테스트에서 크랙이 발생하였다. 즉, 비교예 1 및 비교예 2에서는 수소 지연 파괴현상이 발견되었다.

반면, 실시예1과 실시예 2에서는, V가 각각 0.12, 0.09wt% 첨가되었다.이 경우 Cr과 Mo이 첨가되지 않았음에도 불구하고 1400MPa의 인장강도를 유지하였다. 또한, 실시예 1 및 2에 대한 굽힘 테스트에서 크랙이 발생되지 않았다. 즉, 실시예 1과 실시예 2는 경화능 원소인 Cr, Mo를 첨가하지 않고도 Mn의 함량과 V의 적정 조합과 B첨가를 통해 1400MPa이상의 인장강도가 확보되었다.이는 도 2에서 보는 바와 같이 VC가 입계 및 입내에 위치하여 수소의 내부 침입을 억제하는 역할 및 트랩 ㅅ사이트로서의 역할을 함으로써 수소 지연파괴의 원인인 황화물과의 음극반응 및 수소집적에 의한 국부적인 변형도 억제하기 때문이다.

실시예 1, 2는 V 첨가로 크랙이 발생되지 않았으며, 인장강도도 충분히 확보되었다. 위 실험결과로부터, 고가의 Mo, Cr을 첨가하지 않고도, V 및 B 첨가를 통해 크랙 발생을 방지하고 고강도화를 확보할 수 있음을 알 수 있다.

상기와 같이 설명된 열처리형 고강도 강판 및 이를 제조하는 방법은 상기 설명된 실시예들의 구성과 방법이 한정되게 적용될 수 있는 것이 아니라, 상기 실시예들은 다양한 변형이 이루어질 수 있도록 각 실시예들의 전부 또는 일부가 선택적으로 조합되어 구성될 수도 있다.

10 : 강판 (모재)
11 : 수분 (물)
12 : 수소
13 : 황화물
14 : V계 탄화물

Claims (7)

1. 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt%의 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 인, 0초과 - 0.006wt%의 질소, 0.05 - 0.15 wt%의 바나듐, 및 0.002 - 0.005wt%의 붕소를 포함하고, 상기 붕소 중량비는 상기 바나듐의 중량비와 함량 범위 내에서 반비례 관계를 갖는 열처리형 고강도 강판.
   
2. 삭제
3. 삭제
4. 0.15 - 0.30wt%의 탄소, 1.0 - 2.0wt%의 망간, 0초과 - 0.3 wt%의 실리콘, 0.02 - 0.06 wt%의 알루미늄, 0초과 - 0.02wt%의 인, 0초과 - 0.006wt% 질소, 0.05 - 0.15 wt%의 중량비를 가진 바나듐, 및 0.002 - 0.005wt%의 붕소를 포함하고, 상기 붕소 중량비는 상기 바나듐의 중량비와 함량 범위 내에서 반비례 관계를 갖는 슬라브를 제공하는 단계;
   상기 슬라브를 1150 - 1250℃로 재가열하여 오스테나이트 재결정 온도에서 조압연을 실시하는 단계;
   오스테나이트 재결정 온도 이하에서 오스테나이트/페라이트이상의 온도에서 상기 조압연된 슬라브에 대하여 열간 압연을 실시하는 단계;
   상기 열간 압연된 슬라브에 대하여 30 -100℃/sec의 냉각속도로 권취 온도까지 냉각한 후, 권취를 행하는 단계; 및
   상기 권취된 슬라브에 대하여 냉간 압연을 행하여 열처리형 고강도 강판을 제조하는 단계를 포함하는, 열처리형 고강도 강판 제조 방법.
   
5. 삭제
6. 삭제
7. 제 4 항에 있어서,
   상기 고강도 강판에 대하여 열간 프레스 가공을 행하는 단계를 더 포함하는, 열처리형 고강도 강판 제조 방법.

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