KR101080726B1 - 트립형 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

권취온도 제어와 롤 인장력의 제어를 통해, 트립강의 강도를 유지하면서 연신률을 향상시킬 수 있는 트립형 초고강도 강판 및 그 제조방법이 소개된다. 트립형 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) 0.05~0.155%, 실리콘(Si) 0.05~1.05%, 망간(Mn) 1.0~2.20%, 크롬(Cr) 0.1%이하, 몰리브덴(Mo) 0.1%이하, 니켈(Ni) 0.1%이하, 구리(Cu) 0.1%이하 나머지 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 열간압연 강판을, 50℃/sec 이상의 냉각 속도로 650℃이하로 냉각한 후 550~650℃의 권취온도에서 권취하여 제조된다.

강판, 연신률, 인장강도

Description

트립형 초고강도 강판 및 그 제조방법{ULTRA-HIGH STRENGTH TRIP STEEL SHEETS AND THE MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 트립(TRIP:TRansformation Induced Plasticity)형 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차 차체 부품용 소재로 널리 적용되고 있는 고장력 강판은 인장강도 590~780MPa, 항복강도 270~350MPa, 연신률 25∼35% 정도의 물성을 가지는 강판이 주를 이루고 있다.

그런데, 강판이 고장력화됨에 따라 부품 프레스 성형 시, 터짐 및 주름 등의 연신률 부족과 같은 제반 문제가 발생하게 되었다. 이러한 제반 문제를 해결하기 위해, 부품 강성의 측면을 고려하여 강판의 두께를 크게 하여 사용하고 있으나, 이는 환경문제가 대두되고 있는 시점에 있어 자동차 차체 경량화라는 중요한 과제에 역행하는 것이라 하겠다. 또한, 연신률이 충분히 확보된다고 하더라도 부품의 복잡화와 다 기능화에 따라 성형이 어려운 경우가 대부분이므로, 금형 기술의 개발이 같이 진행되어야 함은 당연한 과제이나, 소재에서 해결해야 할 부분이 더 많은 것이 현실이다.

특히, 성형성을 확보하기 위해서는 연신률의 증가가 필수적이나, 이는 강도의 저하가 수반되는바, 강도 향상을 위해 Co 등 합금원소를 첨가하는 연구를 진행하기도 하였다. 그러나, Co 등 합금원소가 고가의 합금원소이므로 경제적으로 유용한 방법이 아닌 것은 자명한 사실이다.

이에, 충돌 성능 향상에 대한 요구를 수용하면서 경량화의 목적을 달성하기 위해서는 780MPa급 이상의 고장력 강을 충돌 부재에 적용해야 할 필요가 있으며, 앞서 말한 성형성의 문제를 고려하여 현 시점에서는 성형성에 미치는 가장 큰 인자인 연신률을 획기적으로 향상시킬 기술이 요구되고 있다.

이러한 문제점을 해결하기 위한 본 발명의 목적은, 트립강의 고강도를 유지하면서 연신률을 일정 수준 이상으로 확보할 수 있는 트립형 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위해 본 발명은, 권취온도 제어와 롤 인장력의 제어를 통해 트립강의 강도를 유지하면서 연신률이 향상되도록 한다.

구체적으로 본 발명에 따른 트립형 초고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C) 0.05~0.155%, 실리콘(Si) 0.05~1.05%, 망간(Mn) 1.0~2.20%, 크롬(Cr) 0.1%이하, 몰리브덴(Mo) 0.1%이하, 니켈(Ni) 0.1%이하, 구리(Cu) 0.1%이하 나머지 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가지며, 열간 압연한 강판을 50℃/sec 이상의 냉각 속도로 650℃이하로 냉각한 후, 550~650℃의 권취온도에서 120~200MPa 롤 인장력을 가하면서 권취하여 인장강도가 780MPa이상이고 연신률이 30% 이상으로 제조된다.

본 발명에 따른 트립형 초고강도 강판의 제조방법은, 상기의 조성을 갖는 열간압연 강판을, 50℃/sec 이상의 냉각 속도로 650℃이하로 냉각한 후 550~650℃의 권취온도에서 권취한다. 이때, 상기 550~650℃의 권취온도에서는 120~200MPa 롤 인장력을 가하면서 열간압연 강판을 권취하는 것이 바람직하고, 트립형 초고강도 강판은 780MPa급 트립형 초고강도 강판인 것이 바람직하다.

종래 열간압연 강판의 권취는 650℃이상에서 이루어지는 것이 통상적인데, 이는 열연의 특성인 고온에서의 연신률, 특히 굽힘성이 좋은 것을 이용하여 안전한 조업이 이루어지도록 하기 위해서이다. 이 조건에서는 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 높아져서 최종 제품의 강도가 향상된다. 이를 통해, 잔류 오스테나이트의 변형중 변태 속도 향상 및 분률 향상으로 고강도 제품을 얻을 수 있다는 장점이 있으나, 연신률과 같은 기본적인 성형성 제어 인자는 오히려 떨어지게 된다는 단점이 있다.

이에 페라이트 영역에서의 권취, 특히 생산성을 고려한 하한 치 온도에서의 권취 조건을 제어하면, 문제시되던 연신률의 향상을 얻을 수 있으며 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성 역시 유지할 수 있다.

특히, 본 발명은 최대 28% 내외의 낮은 연신률을 가진 780MPa급 트립강의 성분에 고가의 합금 원소를 첨가할 필요 없이도, 권취온도 제어와 이에 따른 롤 인장력 제어를 통해, 780MPa급 트립강 강도를 유지하면서 연신률을 30%대로 향상시킬 수 있다.

본 발명에 의하면, 하한치 온도에서의 권취를 고려하여 연신률을 30% 이상 수준으로 향상시킬 수 있으며, 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성 역시 유지할 수 있다는 이점이 있다.

아울러, 본 발명은 권취온도 제어와 롤 인장력의 제어만을 통해, 종래의 트립강 화학성분의 변화 없이도 780MPa급 트립강의 강도를 유지하면서 연신률을 향상 시킬 수 있으므로, 연신률 증가에 따른 강도 저하를 막기 위해 사용되었던 Co와 같은 고가의 합금 원소 사용이 불필요하다는 이점이 있다.

이하, 첨부된 도면에 의거하여 본 발명의 바람직한 실시 예에 따른 트립형 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대하여 살펴본다.

본 발명에 따른 트립형 초고강도 강판의 제조를 위해, 공지의 트립형 초고강도 강판의 조성물 즉, 아래 표 1의 조성물 및 함량이 사용된다.

[표 1]

성분	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	Cu	Fe
함량 (중량%)	0.05 ~0.155	0.05 ~1.05	1.0 ~2.20	0.1이하	0.1이하	0.1이하	0.1이하	나머지

상기와 같은 조성물의 함량 한정 이유를 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)는 오스테나이트 안정화 원소로, 2상 공존 온도 영역 및 베이나이트 변태 온도 영역에서 오스테나이트 안으로 농화하여 결과적으로 상온에서 안정된 오스테나이트를 2∼20%정도 잔류시켜 변태유기소성에 의한 성형성을 확보할 수 있게 한다. 탄소가 0.05중량% 미만인 경우 잔류오스테나이트 분율이 낮아 강도 확보가 곤란하고, 0.155중량%를 초과할 경우 용접성을 악화시킬 수 있으므로, 본 발명에서는 그 양을 0.05∼0.155 중량%로 제한하였다.

규소(Si)는 고용강화에 의하여 강도를 증가시키는 한편, 소둔열처리 후 350∼600℃의 온도에서 유지하는 동안 세멘타이트의 석출을 억제하고, 탄소가 오스테나이트로 농화되는 것을 촉진하여 잔류오스테나이트의 형성 및 연성 향상에 기여하 는 원소이다. 그러나 규소 농도가 0.05% 미만인 경우 상기의 오스테나이트 안정화 효과가 없어지고, 1.05%를 초과하면 표면에 Si 산화물이 농화되어 용접성 및 도금성이 매우 열화 된다.

망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 성분으로 소둔 후 300∼580℃로 냉각하는 동안 오스테나이트에서 펄라이트로 분해를 지연시키기 때문에, 상온으로 냉각하는 동안 미세조직 내 잔류오스테나이트의 개재물을 촉진한다. 만약 망간이 1.0중량%이하로 첨가된다면 오스테나이트에서 펄라이트(pearlite)로의 분해를 지연시키기 어렵고, 2.20중량% 초과인 경우 용접성이 열화되므로 그 함량을 1.0~2.20중량%로 제한한다.

크롬(Cr)은 오스테타이트 안정화시키는 원소로, 과다 시에 성형성 저하의 원인이 되므로 0.10중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)은 망간과 마찬가지로 저온 변태상을 안정화시키는 원소로, 과다 시에 성형성 저하의 원인이 되므로 0.10중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 니켈(Ni)은 오스테타이트 안정화 시키는 원소로, 과다 시에 성형성 저하의 원인이 되므로 0.10중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 구리(Cu)는 석출 경화에 의하여 강도를 증가시키는 원소로, 과다 시에 성형성 저하의 원인이 되므로 0.10중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

즉, 본 발명에 따른 트립형 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) 0.05~0.155%, 실리콘(Si) 0.05~1.05%, 망간(Mn) 1.0~2.20%, 크롬(Cr) 0.1%이하, 몰리브덴(Mo) 0.1%이하, 니켈(Ni) 0.1%이하, 구리(Cu) 0.1%이하 나머지 철 및 기타 불가피한 불 순물을 포함하는 강판 조성물이 사용된다. 이 강판 조성물은 전로에서 용해되어 연속주조된 후, 1100∼1300 ℃에서 열간압연 공정을 거쳐, 900 ℃에서 압연이 종료된 후 650℃까지 ROT(Run Out Table)에서, 초당 50℃이상의 냉각속도로 냉각되고 550℃~650℃의 온도 구간에서 권취가 실시된 후 냉간압연과 소둔 공정을 통해 초고강도 강판으로 제조된다.

이때, 냉간압연과 소둔 공정은 종래 방법과 동일하다. 다만, 주의할 점은 550~650℃ 구간에서의 권취 조건은 기존 방법에서의 권취 조건과 같을 수 없다는 점이다. 이는 강판의 연신률이 종래와 다르므로 권취 시 롤에 의한 인장력을 가하지 않고서는 굽힘 변형이 수반되는 권취 시 강판 옆면에 크랙 등이 발생할 수 있기 때문이다.

실험에 사용된 트립형 초고강도 강판은 다음과 같이 제조된 것이다. 먼저, 표 1에 기재된 조성 범위를 갖는 강판 조성물을 전로에서 용해시키고 연속 주조한 후, 1100∼1300 ℃에서 열간압연을 실시한 다음, 650℃이하로 급랭 후 550∼650 ℃에서 권취한 후 냉간압연 및 연속 소둔을 실시하였다.

위의 같이 제조된 트립형 초고강도 강판에 대한 권취온도 제어 및 롤 인장력의 제어 조건은 아래의 표 2에 기재된 바와 같다.

표 2는 본 발명의 제조방법에 따른 제조된 실시 예와, 변형된 제조방법에 따라 제조된 비교 예의 기계적 물성을 평가하였다.

아래의 표 2에는 본 발명의 제조방법에 의해 제조된 실시 예 1~9와, 종래의 제조방법에 의해 제조된 비교 예 9 및, 일부 물성이 변경된 제조방법에 의해 제조 된 나머지 비교 예가 소개되고 있으며, 각각에 대한 구체적인 냉각속도, 권취온도, 롤 인장력, 연신률 등이 기재되어 있다.

종래의 제조방법에 따른 비교 예 9의 경우, 전로 및 연속주조를 통해 제조한 슬라브를 1300 ℃에서 열간 압연을 시작하여 900 ℃에서 최종 압연을 완료했다. 이후, 열간압연 강판을 40℃/sec 또는 50℃/sec의 속도로 900 ℃에서 650℃까지 냉각한 후 권취하고, 권취한 비교 예의 열연코일을 7 패스에 걸쳐 냉간압연을 실시하였다.

본 발명의 제조방법에 따른 실시 예의 경우, 전로 및 연속주조를 통해 제조한 슬라브를 1300 ℃에서 열간 압연을 시작하여 900 ℃에서 최종 압연을 완료하고, 열간압연 강판을 50℃/sec 이상의 속도로 900 ℃에서 600℃이하로 냉각한 후 권취하되, 권취 시 롤인장력을 항복 강도의 20%이상 수준인 120MPa 이상 가했다. 이는 코일 사이트 크랙을 막으며, 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성 확보 (외부 응력에 의한)를 통해 인장강도를 비교 예와 동등 수준으로 확보하기 위함이다.

이하, 실시 예와 비교 예가 제시한 다양한 예를 통해 본 발명을 구체화하도록 한다.

[표 2]

780 TRIP	냉각속도 (℃/sec)	권취온도 (℃)	롤 인장력 (MPa)	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신률 (%)	R값
실시 예 1	50	550	120	532	794	34.0	0.95
실시 예 2	50	550	160	527	825	33.5	0.83
실시 예 3	50	550	200	517	842	32.0	0.76
실시 예 4	50	635	120	555	801	35.7	1.02
실시 예 5	50	635	200	510	799	34.4	1.08
실시 예 6	70	550	120	508	813	32.8	0.98
실시 예 7	70	550	200	534	795	35.2	0.99
실시 예 8	70	635	120	522	835	33.9	1.01
실시 예 9	70	635	200	514	798	36.2	1.09
비교 예 1	40	550	120	541.4	751	32.7	0.98
비교 예 2	40	550	200	507	754.3	30.1	0.87
비교 예 3	40	635	120	525.3	763.6	31.3	0.96
비교 예 4	40	635	200	527.8	756.9	29.8	0.78
비교 예 5	50	550	100	544.7	870.1	26.2	0.94
비교 예 6	50	635	100	525.3	861.6	27.7	0.83
비교 예 7	50	550	220	조업 불가(판 파단)
비교 예 8	50	635	220	조업 불가(판 파단)
비교 예 9	40	650	-	542.8	807.4	27.7	0.81
비교 예 10	40	650	120	547.1	833.9	28.8	0.90
비교 예 11	40	650	200	580.7	799.9	26.8	0.88
비교 예 12	50	650	-	540.3	770.1	29.2	0.91
비교 예 13	50	650	120	552.2	811.7	26.2	0.87
비교 예 14	50	650	200	577.4	801.2	22.1	0.73

표 2에서 도시된 바와 같이, 실시 예의 인장강도는 780MPa 이상으로 유지되면서 연신률은 32% 이상 수준으로 유지되었다. 본 발명에 의한 강판의 연신률이 종래 강판의 연신률과 대비하여 20% 이상 개선된 것을 확인할 수 있었다.

실시 예 1~3은 권취온도 550℃까지 냉각속도 50℃로 냉각한 후, 롤 인장력을 120에서 200까지 변화시킨 경우이다. 실시 예 1~3의 연신률은 32~34%로 증가된 것으로 나타났다.

실시 예 4~5는 권취온도 635℃까지 냉각속도 50℃로 냉각한 후, 롤 인장력을 120에서 200까지 변화시킨 경우이다. 실시 예 4~5의 연신률이 34.4~35.7%로 증가된 것을 확인할 수 있었다.

실시 예 6~7은 권취온도 550℃까지 냉각속도 70℃로 냉각한 후, 롤 인장력을 120에서 200까지 변화시킨 경우이다. 실시 예 6~7의 연신률은 32.8~35.2%로 증가된 것으로 나타났다.

실시 예 8~9는 권취온도 635℃까지 냉각속도를 70℃로 한 후, 롤 인장력을 120에서 200까지 변화시킨 경우이다. 실시 예 8~9의 연신률이 33.9~36.2%로 증가되는 것으로 판단되었다.

이에 반해, 종래의 제조방법에 의해 제조된 비교 예 9에서 볼 수 있듯이, 비교 예 9의 인장강도는 800MPa 정도로 유지되면서 연신률은 대체로 30% 이하 수준으로 유지되는 것으로 확인되었다. 예컨대, 비교 예 9와 같은 종래 강판은 일반적으로 통용되는 조업조건으로 생산한 780MPa급 TRIP강판의 물성으로, 인장강도 800MPa 정도에 연신률 28%수준이 현재 기술 수준이라고 판단된다. 보통 780MPa급 강판을 적용하는 차체 부품은 위와 같이 낮은 연신률로 인해 복잡한 형상으로 부품을 제조할 수 없으므로, 심가공재 등은 부품을 2~5개로 나누어 성형한 후 용접하는 방법을 택한다.

비교 예 1~2는 본 발명이 제안한 권취온도를 550℃까지로 하고 롤 인장력 범위 120~200%를 유지하더라도, 열간압연 후 권취까지의 냉각이 느린 경우(40℃/sec)에는 연신률이 30% 수준에 도달할 수 있으나, 인장강도는 780MPa급에 미치지 못함을 알 수 있었다. 이는 최종 냉간압연 및 소둔 후 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 유지되지 못해 고강도를 얻지 못하는 것으로 판단한다.

비교 예 3~4는 본 발명이 제안한 권취온도를 635℃까지로 하고 롤 인장력 범 위 120~200%를 유지하더라도, 열간압연 후 권취까지의 냉각이 느린 경우(40℃/sec)에는 연신률이 30% 수준에 도달할 수 있으나, 인장강도는 780MPa급에 미치지 못함을 확인할 수 있었다. 이 또한 최종 냉간압연 및 소둔 후 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 유지되지 못해 고강도를 얻지 못하는 것으로 판단한다.

비교 예 5~6은 본 발명이 제안한 권취온도를 550~635℃ 범위로 유지하더라도, 120MPa보다 낮은 롤 인장력을 가하는 경우(100MPa)에는 인장강도의 상승을 얻을 수 있으나, 연신률은 종래 강판과 차이점을 보이지 않는 것으로 확인되었다.

비교 예 7~8은 본 발명이 제안한 권취온도를 550~635℃ 범위로 하고 냉각속도를 50℃로 한 경우라도, 롤 인장력이 큰 경우(220MPa)에는 조업 불량이 나타났다.

비교 예 9는 종래 강판의 제조공정이고, 비교 예 10과 11은 종래 강판의 제조공정에서 롤 인장력을 가한 경우이다. 비교 예 10과 11은 비교 예 9인 종래 강판과 비교할 때, 인장강도의 상승 혹은 연신률의 증가가 두드러지지 않으므로 종래 강판에 롤인장력을 가하는 경우에 유의(有意)한 결과를 보이지 않음을 확인할 수 있다.

비교 예 12~14는 종래 조업 조건에서 권취온도 650℃까지 냉각속도를 50℃로 유지한 후 롤인장력을 변화시킨 경우이다. 비교 예 12에서와 같이, 표시한 롤 인장력이 없는 경우에는 연신률의 증가를 보였으나 강도 면에서 780MPa급에서 벗어났고, 비교 예 13~14에서와 같이, 롤 인장력이 120, 200으로 증가된 경우에는 연신률이 부족하여 본 발명이 목적하는 780MPa급의 인장강도와 30% 이상의 연신률을 만족 하지 못한 것으로 판단되었다.

한편, 도 1은 실시 예 3(실시 예 중에서 연신률이 가장 작은 32%)으로 성형한 부품을 표시하였다. 도 2는 종래 강판 (비교 예 9)으로 성형한 부품을 표시하였다.

도 1에 도시된 본 발명으로 제조한 강판의 경우, 제품이 불량 없이 성형된 것을 확인할 수 있는데 반하여, 도 2에 도시된 기존 강판으로 성형한 경우 "A"와 같이 제품에 크랙 발생을 확인할 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 따르면 780MPa급 초고강도 트립강 제조시 고강도를 확보하면서 연신률을 30% 이상 수준으로 향상시킬 수 있으므로, 충돌 부재용 차체부품 제조시 프레스 공정에서 크랙 발생을 최소화시키고, 복잡한 형상의 자동차 부품을 성형할 수 있는 초고강도 강판을 제조할 수 있다.

상기에서 본 발명을 바람직한 실시 예를 사용하여 상세히 설명하였으나, 본 발명의 범위는 특정 실시 예에 한정되는 것은 아니며, 첨부된 특허청구범위에 의하여 해석되어야 할 것이다. 또한, 이 기술분야에서 통상의 지식을 습득한 자라면, 본 발명의 범위에서 벗어나지 않으면서도 많은 수정과 변형이 가능함을 이해하여야 할 것이다.

도 1은 본 발명에 따른 트립형 초고강도 강판을 도시한 사진이다.

도 2는 종래기술에 따라 제조된 강판을 도시한 사진,

Claims (4)

1. 중량%로, 탄소(C) 0.05~0.155%, 실리콘(Si) 0.05~1.05%, 망간(Mn) 1.0~2.20%, 크롬(Cr) 0.1%이하, 몰리브덴(Mo) 0.1%이하, 니켈(Ni) 0.1%이하, 구리(Cu) 0.1%이하 나머지 철 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 갖는 열간압연 강판을, 50℃/sec 이상의 냉각 속도로 650℃이하로 냉각한 후 550~650℃의 권취온도에서 권취하되, 상기 550~650℃의 권취온도에서는 120~200MPa 롤 인장력을 가하면서 열간압연 강판을 권취하는 것을 특징으로 하는 트립형 초고강도 강판의 제조방법.
2. 삭제
3. 청구항 1에 있어서, 상기 트립형 초고강도 강판은 780MPa급 트립형 초고강도 강판인 것을 특징으로 하는 트립형 초고강도 강판의 제조방법.
4. 삭제

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