KR101300158B1 - 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 강도와 인성이 동시에 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

본 발명은 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 30∼120ppm, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어진 포장 강대용 고탄소 강판을 제공한다.

고탄소 강판, 포장용 강대, 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 2단 열처리

Description

강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 {HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN TENSILE STRENGTH AND TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 포장용 대강으로 사용하기 위한 강도 및 인성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

고탄소 강판은 탄소(C)가 0.3 % 이상 첨가되거나 탄소(C)가 0.15% 이상 첨가되고 여기에 크롬(Cr), 니켈(Ni), 몰리브덴(Mo) 또는 보론(B)등의 합금원소가 첨가된 강판을 지칭한다.

고탄소 강판은 급냉에 의하여 마르텐사이트 조직을 얻을 수 있는 경화능이 필요하다. 이러한 고탄소 강판은 구조용이나 조관용 또는 자동차의 각종 고강도 부품 그리고 줄자나 제침이나 체인 또는 톱날 등 고강도가 요구되는 부품에 다양하게 사용되고 있다.

고탄소 강판은 이러한 용도에 더하여 물류산업의 발전에 따라 화물의 이송량이 증가하면서 화물 운송시 고정용으로 사용되는 포장용 대강으로도 사용되고 있다.

이와 같이 고탄소 강판을 포장용 대강으로 사용되면서 이에 요구되는 물성도 점차 그 요구수준이 증가하고 있다. 최근 들어 대형 중량물을 적재할 경우, 포장용 대강의 강도와 인성을 고려하여 벤딩(Banding)하는 횟수를 규정하고 있다.

이러한 벤딩 공정상, 벤딩의 횟수가 늘어나면 포장용 대강의 재료비뿐 만 아니라 이를 고정하는데 필요한 인건비의 비중이 매우 높아지게 된다. 따라서 포장용 대강으로 사용하기 위한 고탄소 강판의 경우 그 물성이 고강도와 동시에 고인성을 갖추어야 될 필요성이 점차 증대되고 있다.

고탄소 강판을 포장용 대강에 사용할 경우 인가되는 응력방향은 다축 방향으로 작용하나 대개의 경우 길이방향(L)으로 작용하며, 견고하게 고정되게 된다. 따라서 포장용 대강은 어느 일부분에서 응력이 발생하더라도 이어진 부분에서 그 응력을 나누어 감당하게 된다.

현재 상용화된 포장용 대강은 열처리를 거치는 형태와 열처리를 하지 않는 형태가 있다.

일반적으로 열처리를 거치지 않는 포장용 대강의 경우, 공정비용은 절감되나 포장용 대강의 물성은 초기소재의 물성에 직접적으로 연관되므로 물성확보를 위해 고가의 재질 보증형 소재를 사용해야만 한다.

열처리형 포장용 대강의 경우, 비열처리형 포장용 대강에 비해 생산에 필요한 단위 공정비용은 증가하나, 일반적으로 공정상 열처리와 페인팅 및 건조 공정 등이 연속라인에서 이루어지므로 각 공정을 개별적으로 거치는 형태에 비하면 오히 려 전체 생산비용은 절감된다.

그러나 열처리 라인과 페인팅라인이 하나로 연결되어 열처리 공정상 통판속도를 조절하여 열처리 시간을 확보하는데 한계를 가지고 있다. 따라서 물성확보를 위해 긴 열처리 시간을 필요로 하는 경우 열처리로의 길이를 대폭 증가시켜야만 물성을 확보할 수 있는 문제가 있다.

설비의 확장은 그에 따른 설비비용 및 설치비용 뿐만 아니라 설비의 유지관리비의 증가를 수반하여 전체 공정비용이 상승하게 된다.

또한 종래의 일반적인 열처리 방법을 적용하여 포장용 대강을 제조할 경우 얻어지는 결정 조직은 주로 베이나이트로 구성되어 포장용 강대로 사용하기 위한 강도와 인성 조건을 만족시키지 못하고 있다. 또 다른 선행기술로는 마르텐사이트와 잔류오스테나이트를 주된 상으로 하는 강판이 이 알려져 있으나 이 경우 이러한 조직을 생성시키기 위한 열처리 시간이 길어져서 현재의 생산설비로는 실제적인 적용이 어렵다는 문제가 있다.

하부 베이나이트상을 기본 상으로 하고 마르텐사이트와 잔류오스테나이트가 복합된 미세조직을 갖고 있어서 강도와 인성이 동시에 우수하여 포장용 대강으로 사용할 수 있는 고탄소 제공하고자 한다. 또한, 전술한 고탄소 강판의 제조 방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일 실시예는, 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 0.0030∼0.0120%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어진 포장 강대용 고탄소 강판을 제공한다.

이러한 고탄소 강판에서 상기 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 침상 페라이트(Acicular Ferrite) 및 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten Ferrite)를 단수 또는 복수로 포함하는 것이 바람직하다.

또한 본 발명의 일 실시예에 따른 포장 강대용 고탄소 강판은 V, Nb, Mo, Ti, W, Al 및 Cu 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소를 0.05∼0.25% 로 더욱 포함할 수 있다.

그리고 이와 같은 고탄소 강판은 인장강도 1100 ~ 1200 MPa이고 연신율 10 ~ 13%인 것이 바람직하다.

본 발명의 또 다른 일 실시예는 ⅰ) 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 0.0030∼0.0120%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계; ⅱ) 상기 슬라브를 열간압연하고 소둔한 다음 냉간압연 하는 단계; ⅲ) 상기 냉간압연 단계에서 제조된 강판을 820∼1100℃의 온도범위로 가열하는 단계; ⅳ) 상기 가열된 강판을 420∼480℃의 온도범위로 유지된 열처리 욕조에서 5~8초간 유지하고, 계속해서 280∼320℃의 온도범위에서 120초 이상 유지한 다음 냉각하는 단계; 를 포함하는 포장 강대용 고탄소 강판의 제조 방법을 제공한다.

그리고 상기 냉간압연 하는 단계에 의하여 제조된 강판은 초기조직이 구상화 시멘타이트와 페라이트가 혼합된 조직인 것이 바람직하다. 또한 삭기 강판은 V, Nb, Mo, Ti, W, Al 및 Cu 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소를 0.05∼0.25% 로 더욱 포함할 수 있다.

본 발명의 일 실시예에 따른 포장 강대용 고탄소 강판의 제조방법에 의하여 제조된 강판은 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어진다.

이와 같은 미세조직을 고탄소 강판은 그 인장강도가 1100 ~ 1200 MPa이고 연신율이 10 ~ 13%의 범위를 갖고 있어서 포장용 강대로 사용하기에 적합하다.

그러나 이와 대비되는 종래의 항온변태를 이용한 제조방법에 의하여 제조된 고탄소 강판은 주요 미세조직이 베이나이트 상 위주로 구성되어 있어서 인장강도는 900MPa~1000MPa 이고 연신율은 10% 이하의 물성을 나타내고 있어서 포장용 강대도 사용하기에 바람직하지 않다.

포장용 강대로 사용이 가능 할 수 있는 또 다른 대상 강종으로는 TRIP강을 들 수 있다. 이 TRIP강은 잔류오스테나이트를 이용하는 기술로 상온에서 불안정한 잔류 오스테나이트를 응력에 의해 응력유기 마르텐사이트로 변태함으로써 강재의 연신율을 향상시키는 방법이다. 이 와 같이 제조된TRIP강은 자동차 강판에 많이 응용되고 있다.

그러나 현재 생산되는 TRIP형 강재는 페라이트상의 분율이 높기 때문에 연신율은 매우 높지만, 강도가 충분치 못한 단점을 지니고 있다.

또한 열연 TRIP강재를 사용하는 경우 냉연공정에서 잔류 오스테나이트가 미리 응력유기 변태되어 버리는 문제가 있고, 냉연도금공정을 통해 만들어진 냉연 TRIP강은 매우 고가일 뿐만 아니라, 포장용 대강의 생산공정상 페인팅과 열처리 라인이 직결되어 있다.

따라서 이 강종은 페인팅을 위해 열처리 라인을 중단하고, 열처리로를 비운 채, 뒷 공정으로 통과시켜야 하는 문제가 있으므로 포장용 대강으로 사용하기에는 한계가 있다.

일반 TRIP형 강재에 비해 상대적으로 강도가 높고 연신율은 낮은 물성을 얻을 수 있는 소입 & 분할(Quenching & Partitioning) 강재의 경우, TRIP형 강재와 유사하게 잔류 오스테나이트를 활용하지만 마르텐사이트 상을 많이 활용하여 기지조직을 강화시키는 것이다.

이때 강도 및 연신율에 영향을 주는 주된 조직은 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트가 있다. 그러나 이 강재는 단일상으로는 강도와 연신율의 조합이 가장 우수한 베이나이트 상을 사용하지 않으므로 인장강도 1100MPa 이상이면서 연신율 10% 이상인 강도와 연신율이 우수한 조합을 얻기 곤란하다는 설비상 제조공정상의 문제가 있다.

그러나 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조방법에 따를 경우 제조된 강판은 인장강도 1100MPa 이상이면서 연신율 10% 이상인 강도와 연신율이 우수한 조합을 확보할 수 있다.

이를 자세히 살펴보면 연속 열처리 공정상에서 2단 열처리로를 이용하여 1 단계에서는 오스템퍼링(Austempering) 열처리를 하고 2 단계에서는 소입(Quenching) 열처리를 함으로써 본 발명의 일 실시예에서 규정한 미세 조직을 형성할 수 있게 된다.

즉, 1단계 오스템퍼링(Austempering) 열처리를 통해 적정량의 베이나이트를 생성시킴으로써 기본적인 강도와 연신율 조합을 확보하고, 계속해서 2 단계 소입(Quenching) 열처리를 통해 잔류하는 오스테나이트를 일부는 마르텐사이트로 변태시켜 강도를 보충하며, 유지공정을 통해 탄소를 잔류오스테나이트에 농축시켜 소량이지만 연신율에 기여할 수 있는 잔류오스테나이트를 생성시킴으로써 연신율을 보충하여 증가시키는 효과를 발휘하게 된다.

이때 생성되는 잔류오스테나이트의 량은 소량이나, 기지조직인 베이나이트 상 및 공정 중에 생성되는 페라이트 상을 통해 목표로 하는 연신율의 상당부분이 확보된 상태이므로 소량의 잔류오스테나이트도 효과적으로 활용될 수 있다. 또한 이때 소입시 생성된 마르텐사이트는 해당온도에서 유지하는 동안 템퍼링되며 내부의 탄소는 잔류 오스테나이트로 이동하게 된다. 따라서 조직상으로는 정확한 마르텐사이트와 베이나이트를 구분하기 어렵기 때문에 본 발명의 파라미터상 베이나이트상과 템퍼링된 마르텐사이트 상의 분율을 합쳐서 정의하였다.

본 발명의 일 실시예에 따른 2 단계 소입(Quenching)온도는 마르텐사이트 생성온도 및 종료온도의 중간온도로 본 발명에서 규정한 합금원소 함량에 따라 정도의 차이는 있으나 마르텐사이트 변태 및 변태된 마르텐사이트에서 잔류오스테나이트로의 탄소의 이동이 가능한 온도범위이다.

이상과 같은 제조 방법으로 고탄소 강판을 제조할 경우 제조된 강판의 미세 조직은 다상의 복합조직으로 구성되어 강도와 인성이 동시에 우수함을 발휘하기 때문에 포장용 대강으로 사용하기에 바람직하다.

본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 고탄소 강판은 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어지게 된다.

제조된 고탄소 강판이 이와 같은 미세 조직을 갖게 되면 강도와 인성이 동시에 우수하게 되어 포장용 대강으로 사용할 수 있는 기술적 효과를 발휘한다.

따라서 본 발명의 일 실시예에 따라 제조된 고탄소 강판을 포장용 대강으로 사용할 경우 동일한 운송물을 고정하는데 필요한 결속횟수를 줄일 수 있어서 포장용 대강의 재료비와 결속에 필요한 인건비를 절감하는 기술적 효과를 발휘할 수 있다.

여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.

다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.

이하에서는 본 발명의 실시예를 상세하게 설명한다. 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.

본 발명은 일 실시예에 따른 고탄소 강판은 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 0.0030∼0.0120%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어져 있다. 여기서 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 침상 페라이트(Acicular Ferrite) 및 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten Ferrite)를 단수 또는 복수로 포함한다.

이러한 고탄소 강판은 상기 기본 조성에 V, Nb, Mo, Ti, W, Al 및 Cu 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소를 0.05∼0.25% 함유하는 것이 바람직하다.

다음은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 조성범위를 한정이유에 대하여 설명한다.

탄소(C)는 소재의 소입성 향상과 강도, 충격인성, 피로특성 및 영구변형 저항성에 효과를 미치며, 소려시 형성되는 탄화물의 함량을 결정하는 요소로 작용하여 기계적 성질에 영향을 미치는 원소이다. 또한 탄소는 소재의 경화능과 용접성 및 인성에도 영향을 미친다. 탄소의 함유량을 0.20∼0.35%으로 제한한 것은, 0.20% 미만에서는 탄소함량이 낮아 열처리 시 충분한 량의 베이나이트 및 마르텐사이트를 생성할 수 없으므로 강도가 확보되지 않기 때문이고, 0.35%초과시에서는 반대로 탄소함량 증가에 따른 베이나이트 및 마르텐사이트 량이 너무 많아 연신율이 낮으므로 인성을 확보하기 어렵기 때문이다.

규소(Si)는 탈산제로 사용되며, 지연파괴(delayed fracture), 강도, 충격인 성, 내피로성 및 영구변형 저항성에 효과가 큰 원소이며, 소재의 용접성 저하, 열간변형저항 증대, 탈탄 증대, 흑연화 촉진, 탈스케일 처리성 및 냉간가공성 저하의 단점을 가진다. 그리고 Si 는 절삭가공성 및 잔류 오스테나이트 거동에 영향을 미친다. 더욱이 Si 는 열처리 공정에서 소입(Quenchin)후 소량의 잔류오스테나이트를 생성시키기 위해 탄화물 생성속도를 조금이나마 늦출 필요가 있다. 따라서 Si 는 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판에서 중요한 원소이다. Si 의 함유량을 2.0%이하로 제한한 것은, Si의 소재 강도 강화 및 영구변형 저항성의 개선 효과 들이 실리콘 함량의 증가에 따라 커지나 1.8%를 초과하면서부터는 Si 함량 증가에 따른 영구변형 저항성의 개선 효과는 상대적으로 감소하여 2.0% 이상이 되면 Si첨가에 따른 물성 측면의 기대효과 보다, 열간압연 시 스케일의 완전한 제거를 어렵게 하여 적스케일 발생가능성이 커지는 문제점이 더 크게 나타나기 때문이다.

망간(Mn)은 소재의 경화능 및 강도를 향상시키며 또한 강중의 S와 결합하여 S를 MnS의 형태로 고정하여 무해화할 수 있으므로 S에 의하여 기인되는 크랙의 생성을 방지하는 효과를 갖는 원소이다. Mn은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판에서 강도 확보를 위해 그 첨가가 유리하므로 1.0%이상 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나 Mn의 함유량이 과도하게 증가하면 경화능이 필요이상 증가하는 결과를 가져와서 열처리 시 한정된 설비조건에 따른 한정된 시간 내에 필요한 미세조직을 얻지 못하게 되는 문제가 있으므로 상한값은 2.0%로 제한한다.

크롬(Cr)은 Mn과 마찬가지로 경화능과 강도를 향상시키며 제강 공정 중 용강에서의 탈탄 억제 및 흑연화 방지 효과를 나타낸다. 그러나 열처리 시 세멘타이트 형성 및 성장 촉진 효과로 영구변형 저항성을 저하시킨다. 따라서 Cr의 함유량은 0.1∼1.5%으로 제한한다. Cr이 함유량이 0.1% 미만에서는 충분한 소입성 및 탈탄 억제 효과를 기대할 수 없으며, 1.5% 초과할 경우에는 Mn의 경우와 같이 필요이상으로 경화능이 증가하는 결과를 가져오기 때문에 이와 같이 함유량을 제한한다. 또한 Cr은 시장상황에 따라 변화하지만 일반적으로 합금원소의 가격이 상대적으로 Mn보다 고가 이므로 므로 유사한 기능을 하는 Mn을 대용으로 첨가하는 것이 바람직하다.

그리고 몰리브덴(Mo), 니오브늄(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V), 턴스텐(W) 및 알루미늄(Al) 은 강중의 탄소 또는 질소와 결합하여 석출 경화 현상을 일으킨다. Cu의 경우 단독으로 석출경화 현상을 일으키는 원소로 강도, 경도 등 기계적 성질의 향상 효과가 큰 원소이다. 따라서 이들 원소 들은 단독 또는 복합적으로 첨가하여 석출경화 현상을 통하여 소량의 첨가만으로도 강판의 고강도를 구현할 수 있다. 그러나 그 함유량이 필요이상 많을 경우 그 효과가 포화되는 경향이 있고, 오스테나이트 결정립크기를 감소시킬 수 있으며, 석출경화 효과가 과도한 경우 취성이 증가하는 단점이 있으므로 필요에 따라 제한적으로 선택하여 이용하는 것이 바람직하다. 또한, 구리가 과다하게 첨가된 경우 열간압연 시 소재의 취성을 증가시키는 등 악영향을 미친다. 따라서 이러한 석출 경화형 원소의 함유량은 전체적으로 0.05∼0.25% 범위가 되도록 제한한다.

질소(N)는 앞에서 설명한 바와 같이 석출경화형 원소와 결합하여 기계적 성질에 영향을 미친다. 따라서 N의 함유량은 0.0030∼0.0120%으로 제한 하는 것이 바람직 하다. N 의 함유량이 0.0030% 미만일 경우 첨가 효과가 충분치 않아 각종 탄질화물의 석출양이 작으므로 강도 및 영구변형 저항성의 개선 효과가 충분하지 못하다. 반면 N의 함유량이 0.0120% 초과할 경우 그 효과가 포화되어 기지 조직에 과포화 되어 소재의 인성을 저하시키게 된다. 그리고 이와 같은 N은 강중에서 Al과 결합하여 AlN의 형태로 석출하여 강화효과와 더불어 취성이 증가할 수도 있으므로 그 함유량을 0.0030∼0.0120%로 제한한다.

인(P)과 황(S)은 0.02% 이하로 하는 것이 바람직하다. P의 경우 0.02% 를 초과할 경우 결정립계에 편석 되어 인성을 저하시키기 때문이며, S의 경우 0.02% 초과할 경우 저융점 원소로 입계 편석 되어 인성을 저하시키고 유화물을 형성시켜 유해한 영향을 미치기 때문이다.

이하에서는 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조방법은 먼저, 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 0.0030∼0.0120%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 선택적으로 V, Nb, Mo, Ti, W, Al 및 Cu 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소가 0.05∼0.25% 함유된 슬라브를 제조한다. 이와 같이 제조된 슬라브는 통상의 방법으로 열간압연하고 소둔한 다음 냉간압연 공정을 통하여 냉연강판을 제조한다. 이때 제조된 냉연강판은 초기조직으로 구상화 시멘타이트와 페라이트가 혼합된 조직을 갖는다.

이와 같은 초기조직을 갖는 강판에 대하여 다음과 같은 2단 열처리를 행한다.

본 발명의 일 실시예에 따른 열처리는 먼저 강판을 820∼1100℃의 온도범위로 가열한 다음, 420∼480℃의 온도범위로 유지된 열처리 욕조에서 5~8초간 유지하고, 계속해서 280∼320℃의 온도범위에서 120초 이상 유지한 다음 냉각하는 공정으로 이루어져 있다.

본 발명의 일 실시예에서 강판의 가열온도를 이상과 같이 한정하는 이유는 가열온도가 820℃ 미만일 경우 구상화된 시멘타이트가 소입 시 충분히 용해되지 않아 열처리 이후 소재의 강도가 저하되기 때문이다. 또한 강판의 가열온도가 1100℃ 초과하여 높아지게 되면 오스테나이트 결정립크기가 증가하여 미세한 다상 복합조직을 얻기가 곤란하게 되고, 기지에서 탈탄 현상이 가속화되어 소재의 탈탄이 증가하게 때문이다.

강판을 이와 같은 온도로 가열한 다음 열처리 욕조에서 2단으로 소입할 때의 소입 조건을 이상과 같이 유지하면서 열처리를 행할 경우 제조된 고탄소 강판은 충분한 강도와 인성을 동시에 유지하여 포장용 대강으로 사용하기 충분하고도 우수한 물성을 확보할 수 있게 된다.

본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 미세 조직은 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 구성되는 것이 바람직하다. 여기서 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 침상 페라이트(Acicular Ferrite) 및 위드만스테텐 페라이트 (Widmanstatten Ferrite)를 단수 또는 복수로 포함한다.

따라서 이와 같은 미세조직을 형성하기 위해서는 제조된 냉연강판을 앞서 제시한 열처리 조건을 유지할 필요가 있다.

따라서 앞서 기술한 온도 범위로 가열된 강판은 420∼480℃의 온도범위로 유지된 열처리 욕조에서 5~8초간 유지할 필요가 있다. 이와 같은 조건을 유지할 경우 강판에 필요한 양의 베이나이트 조직을 생성시킬 수 있다. 이때 열처리 욕조의 조성은 납조 또는 중온으로 유지된 염욕조를 사용하는 것이 바람직하다.

다음 이와 같이 필요한 양의 베이나이트 조직을 형성한 다음 강판을 280∼320℃의 온도범위로 유지된 또 다른 열처리 욕조에서 120초 이상을 유지할 필요가 있다. 이와 같은 조건을 유지할 경우 강판에 필요한 양의 마르텐사이트와 일부 잔류오스테나이트를 생성시킬 수 있다. 이때 열처리 욕조의 조성은 염욕조를 사용하는 것이 바람직하다.

그 다음 이와 같은 방법으로 필요한 미세조직을 형성한 강판은 통상의 방법으로 냉각시킨다. 여기서 통상의 냉각 방법은 공냉을 포함한다.

이상과 같은 강판의 열처리는 연속설비에서 실시가 가능하며, 이러한 연속 설비를 사용할 경우 강판의 통판속도와 조건은 각 열처리 욕조의 길이를 고려하여 온도 별로 필요한 유지시간이 지켜지도록 설정한다.

연속설비에서 열처리를 할 경우 본 발명의 일 실시예에서 제시한 열처리 조건 즉, 유지온도와 유지시간을 충족하지 못 할 경우, 최종 냉각단계에서 잔류 오스테나이트 조직이 마르텐사이트로 다시 변태되거나, 베이나이트의 량이 너무 적거나 많아지게 된다. 따라서 본 발명의 일 실시예에서 제시한 미세조직을 확보할 수 없게 된다.

본 발명의 일 실시예에 따른 열처리 공정에 의하여 형성되는 미세 조직에 대하여 보다 자세히 살펴보면 다음과 같다.

가열된 강판을 2단 열처리로를 이용할 경우 1단계에서는 오스템퍼링(Austempering) 처리에 해당한다. 즉 1 차 오스템퍼링 열처리를 통해 필요한 량의 베이나이트를 생성시킴으로써 기본적인 강도와 연신율을 갖는 조직적 조합을 확보하게 된다. 그리고 2 단계에서는 소입(Quenching)처리에 해당하며, 2차 소입 열처리를 통해 잔류하는 오스테나이트 조직의 일부를 마르텐사이트로 변태시켜 강도를 보충하면서 동시에 120초 이상으로 유지하는 열처리 공정을 통해 탄소를 잔류오스테나이트에 농축시켜 소량의 잔류오스테나이트를 생성시키게 된다. 이와 같은 2 단계의 열처리를 통하여 강판의 연신율을 증가시키는 효과를 발휘하게 된다. 이때 생성되는 잔류오스테나이트의 량은 비록 소량이나, 기지조직인 베이나이트 상 및 공정 중 생성되는 페라이트 상을 통해 목표로 하는 연신율의 상당부분이 확보된 상태이므로 소량의 잔류오스테나이트도 효과적으로 활용될 수 있다. 이때 생성된 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite)뿐만이 아니라 침상 페라이트(Acicular Ferrite) 및 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten Ferrite)도 생성된다.

또한 이때 2차 소입 열처리에서 생성된 마르텐사이트는 해당온도에서 유지하는 동안 템퍼링되며 내부의 탄소는 잔류 오스테나이트로 이동하게 된다.

따라서 조직상으로는 정확한 마르텐사이트와 베이나이트를 구분하기 어렵기 때문에 본 발명의 일 실시예에서는 이러한 점을 고려하여 베이나이트상과 템퍼링된 마르텐사이트 상의 분율을 합하여 정의한다.

또한 2차 소입 열처리의 온도 조건은 마르텐사이트 상의 생성온도 및 종료온도에 대한 중간온도 범위로 강판의 합금원소 함량에 따라 일부 차이는 있을 수 있으나 마르텐사이트 변태 및 변태가 종료된 마르텐사이트에서 잔류오스테나이트로의 탄소의 이동이 가능한 온도범위이다. 따라서 본 발명의 일 실시예 따라 강판을 제조할 경우 본 발명에서 정의한 다상의 복합조직을 확보할 수 있게 된다.

이상과 같은 강판의 제조조건과 열처리 조건을 충족하여 강판의 미세조직을 규정한 조직(전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 구성됨)을 형성할 경우 제조된 강판은 인장강도가 적어도 1100MPa를 나타내고 연신율도 10%이상을 나타내게 된다.

그러나 이와 같은 조건을 충족시키지 못할 경우 제조된 강판은 개선된 포장 대강용으로 사용할 수 있을 정도의 인장강도와 연신율을 확보할 수 없게 된다. 참고로 종래와 같이 항온변태를 이용하여 베이나트 상 위주로 제조된 종래의 포장 강대용 고탄소 강판의 인장강도는 900MPa~1000MPa 을 나타내고 연신율은 10% 이하를 나타낸다.

이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 이러한 실험예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아 니다.

실험예

하기의 표 1에 나타낸 바와 같은 조성의 고탄소 강판들을 사용하여 실험하였다.

강종	C	Si	Mn	Cr	S	P	N	기타
실험재 1	0.205	1.47	1.450	0.101	0.008	0.019	0.0050	잔부 Fe 및 불순물
실험재 2	0.302	1.53	1.510	0.100	0.010	0.015	0.0045
비교재 1	0.198	0.97	0.498	0.100	0.010	0.016	0.0065
비교재 2	0.384	1.53	0.491	0.100	0.012	0.018	0.0050

표1의 조성을 갖는 고탄소 슬라브를 제조한 다음 균열대의 온도 1200℃에서 40분이상 유지되도록 하여 190분간 재가열하였다. 그리고 이 슬라브를 통상의 조건으로 열간압연 하고 650℃에서 권취하여 두께가 2.3mm 인 열연강판을 제조 하였다. 제조된 고탄소 열연강판은 약 50%의 냉간압연을 거쳐, 상소둔로에서 최고유지온도720℃에서 10시간 이상, 전체 18시간 이상 소둔하였다. 이와 같은 조건을 제조된 고탄소 냉연강판은 구상화 시멘타이트와 페라이트가 혼합되어 있다.

이상과 같이 준비된 냉연강판을 30%의 이상의 압하율로 2차 냉간압연하여 최종적으로 두께 0.7~1.㎜인 냉연강판을 제조하였다.

제조된 냉연 강판은 0.8mm * 20mm * 70mm 크기의 판형 인장시편으로 가공한 다음 아래 표2와 같은 조건으로 소입 열처리하였다. 즉, 인장시편을 먼저 900∼1200℃의 안정화 온도에서 3분간 가열하고, 300∼600℃로 유지된 염욕조에서 오스템퍼링 한 다음, 200∼300℃로 유지된 염욕조에서 소입하였다.

이와 같은 오스템퍼링 및 소입 열처리한 시편에 대하여 인장시험 및 미세조직을 관찰하였다.

아래의 표2는 각 시편에 대하여 열처리 조건과 인장시험 결과를 표시한 것이다.

또한 도2에는 실시예1과 실시예2 그리고 비교예1과 비교예2에 따라 제조된 고탄속 강판의 미세 조직을 나타내는 주사전자현미경 사진을 나타내었다.

구분	사용재	재가열 온도(℃)	오스템퍼링		소입		인장시험결과
			열처리 온도(℃)	유지시간(초)	Quenching온도(℃)	유지시간(초)	인장강도(MPa)	연신율(%)
실시예1	실험재1	900	430	5	285	140	1117	11.2
실시예2	실험재2	1000	450	7	300	130	1185	10.5
비교예1	비교재1	1000	450	7	300	130	863	13.1
비교예2	비교재2	1000	450	7	300	130	1235	6.8
비교예3	실험재1	1200	430	5	285	140	1072	10.1
비교예4	실험재1	950	600	8	300	125	855	12.1
비교예5	실험재2	1000	300	8	250	130	1420	4.6
비교예6	실험재2	1000	450	20	300	130	1055	11.1
비교예7	실험재2	1000	450	7	200	130	1243	7.2
비교예8	실험재2	1000	450	7	300	10	1255	6.3

표 2 에서 알 수 있듯이, 본 발명의 일 실시예의 조건으로 제조한 실시예1과 실시예2는 그 인장강도가 1100MPa 이상으로 나타났고 연신율 또한 10% 이상을 나타내고 있다.

이와 같이 본 발명의 일 실시예에 따라 고탄소 강판을 제조할 경우 그 물성이 고강도와 고인성을 동시에 발휘하는 조화된 물성을 나타내고 있다.

그러나 본 발명의 일 실시예의 조건을 벗어나는 조건으로 제조한 비교예1과 비교예2의 경우에서 비록 열처리 조건이 본 발명의 일 실시예에서 규정한 조건을 충족하고 있더라도 강판의 화학조성이 규정한 범위를 벗어나 (예; C와 Mn) 강도나 높거나 인성이 높은 어느 한 쪽의 조건만을 만족할 뿐 이 두 가지 물성을 모두 만족하는 조화로은 물성을 나타내지 못하고 있다.

한편 도2에 나타난 각 시편의 미세조직을 살펴보면 실시예1과 2의 의 경우, 적절한 분율의 다상복합조직을 나타내고 있으나, 비교예1의 경우 상대적으로 연질상인 페라이트의 분율이 높아 강도가 부족하고, 비교재2의 경우 템퍼링이 충분하지 않은 마르텐사이트상으로 추정되는 상이 매우 많이 나타나 강도는 우수하지만 연신율이 떨어지는 특성을 나타내고 있음을 알 수 있다.

그리고 열처리 조건의 변화에 따른 영향을 살펴보면 소입 열처리 온도가 1200℃로 매우 높은 비교예3의 경우, 오스테나이트의 결정립 크기 가 증가하여 미세한 복합조직을 얻을 수 없다. 따라서 비교예3의 경우 강도와 인성이 부족하게 나타나고 있고, 아울러 극표면부에 탈탄이 발생하였다.

또한 오스템퍼링 영역에서 온도가 너무 높은 비교예4의 경우에는 열처리 욕조에서 유지될 때 오스템퍼링으로 생성시키고자 하는 베이나이트를 생성시키지 못하고 파텐팅(Patenting) 열처리와 유사하게 펄라이트나 페라이트가 생성되게 되어 연신율은 상대적으로 증가하나, 강도가 부족하게 나타났다.

이와 대비되는 오스템퍼링 열처리 온도가 너무 낮은 비교예5의 경우에는 오스템퍼링 온도가 이미 마르텐사이트 생성온도 이하로 내려가게 되어 마르텐사이트가 다량 생성되었다. 이와 같은 경우 생성된 마르텐사이트는 후속하는 유지공정 중에서 템퍼링 되어 연화되며 약간의 인성은 부여되나, 마르텐사이트의 량이 목표치와 대비하여 상대적으로 너무 많거나, 템퍼링 온도가 낮거나, 템퍼링 유지시간이 짧아 템퍼링이 충분히 이루어 질 수 없게 된다. 따라서 이와 같은 경우에는 목표한 물성과 대비하여 인장강도는 높아지나 연신율이 부족하게 나타난다.

그리고 오스테퍼링의 유지시간이 너무 긴 비교예6의 경우에는 대부분의 상이 베이나이트로 변태되어 강도 및 인성(연신율)의 조화는 어느 정도 확보되지만, 목표로 하는 1100MPa이상의 인장강도를 발휘할 수 없어서 포장용 대강으로 사용하기에는 강도가 부족하다는 문제가 있다.

또 다른 한편, 소입 온도를 낮춘 비교예7의 경우, 비교예5와 같이 마르텐사이트의 분율이 너무 높아져서 강도는 향상되나 연신율이 부족하며, 소입후 열처리 욕조에서 유지시간을 짧게 변경시킨 비교예8의 경우에는 마르텐사이트에서 오스테나이트로 탄소의 이동이 충분하지 않기 때문에 후속하는 냉각 단계에서 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하여 연신율이 부족하게 된다.

이상과 같이 본 발명의 일 실시예를 앞서 기재한 바에 따라 설명하였지만, 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 한, 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것을 본 발명이 속하는 기술 분야에 종사하는 자들은 쉽게 이해할 것이다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 열처리 방법을 개략적으로 나타낸 공정도이다.

도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 따라 제조된 시편의 주사전자현미경 사진이다.

Claims (9)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 중량%로 C : 0.20∼0.35%, Si : 1.3~2.0%, Mn : 1.0~2.0%, Cr : 0.1∼1.5%, P : 0보다 크고 0.02% 이하, S : 0보다 크고 0.02% 이하, N; 0.0030∼0.0120%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 단계;

   상기 슬라브를 열간압연하고 소둔한 다음 냉간압연 하는 단계;

   상기 냉간압연 단계에서 제조된 강판을 820∼1100℃의 온도범위로 가열하는 단계;

   상기 가열된 강판을 420∼480℃의 온도범위로 유지된 열처리 욕조에서 5~8초간 유지하고, 계속해서 280∼320℃의 온도범위에서 120초 이상 유지한 다음 냉각단계;

   를 포함하는 포장 강대용 고탄소 강판을 제조하는 방법.
6. 제5항에 있어서,

   상기 냉간압연 하는 단계에 의하여 제조된 강판은 초기조직이 구상화 시멘타이트와 페라이트가 혼합된 조직인 포장 강대용 고탄소 강판을 제조하는 방법.
7. 제6항에 있어서,

   상기 강판은 V, Nb, Mo, Ti, W, Al 및 Cu 로 이루어진 그룹으로부터 선택된 하나 이상의 원소를 0.05∼0.25% 로 더욱 포함하는 포장 강대용 고탄소 강판을 제조하는 방법.
8. 제5항 내지 제7항 중 어느 한 항의 방법에 의하여 제조되고,

   상기 강판의 전체 미세조직 중 베이나이트와 마르텐사이트를 합한 상의 분율이 40~85%이고, 잔류 오스테나이트의 분율이 3~12%이며, 나머지는 페라이트로 이루어진 포장 강대용 고탄소 강판.
9. 제8항에 있어서,

   상기 페라이트는 다각형 페라이트(Polygonal Ferrite), 침상 페라이트(Acicular Ferrite) 및 위드만스테텐 페라이트(Widmanstatten Ferrite)를 단수 또는 복수로 포함하는 포장 강대용 고탄소 강판.

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