KR101758525B1 - 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 중량%로, C : 0.01~1.0%이하, Mn : 8~30%, Al: 0.01~3%, Ni: 0.001~2.0%, P : 0.1%이하, S : 0.02%이하, N : 0.1%이하 및 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고 오스테나이트 주상으로 구성된 강을 0.5℃/s 이상의 승온속도로 400~700℃의 열처리 온도까지 가열하는 단계; 상기 열처리 온도에서 0.01초~10분 동안 유지하는 단계; 및 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법.

Description

고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법{HEAT TREATMENT METHOD OF HIGH STRENGH AND HIGH ELONGATION HIGH-Mn STEEL}

본 발명은 자동차용 강판으로 제조되는 도어, 후드, 트렁크 등 외판 및 내판, 구조부품 등에 사용될 수 있는 고강도 고성형성 고Mn강에 관한 것이며, 보다 상세하게는 회복 소둔을 통해 고강도 및 고성형성을 동시에 확보한 고Mn강에 관한 것이다.

최근, 자동차 제조산업에 있어서는 환경규제에 대응하여 배기가스 중 이산화탄소 저감하고, 화석연료차의 연비향상과 전기자동차의 배터리 소모를 줄일 목적으로, 자동차 차체의 경량화가 지속적으로 추진되고 있다. 특히 극단적인 이산화탄소 규제방침에 대하여 자동차용 강판의 적용으로는 더 이상 경량화를 기대할 수 없는 도어, 후드, 트렁크 등 박강판을 사용하는 부품의 경우는 자동차 업체들은 철강소재 대신에 알루미늄과 플라스틱, 마그네슘등 비철계 경량소재를 채용하려는 경향이 증가하고 있다. 그러나 이러한 경량 소재들은 가격이 비싸고, 용접성 및 도장성 등 자동차 제조 공정에서 요구되는 특성들이 미흡하기 때문에 새로운 대체 기술의 개발이 필요한 단점이 있다. 더욱이 알루미늄이나 마그네슘은 자동차용 소재로 사용되기 위해서 요구되는 강도가 낮고, 부품 가공을 위한 가공성을 확보하기 곤란하다는 현실적인 문제가 있다.

반면, 자동차용 강판의 경우 박강판을 적용하는 상기의 부품 경량화를 하는 방법으로는 가공성과 강도를 동시에 가진 P첨가 극저탄소강, 소부경화강(Bake Hardenable Steel, BH steel)과 이상 조직강(Dual Phase Steel. DP steel)과 같은 고강도 강판을 이용하여 부품의 두께를 낮추는 설계를 통해 부품 중량을 줄이고 있다.

또 다른 트렌드로서 최근 HPF 강종의 경우, 합금 첨가 원소는 적지만 고온에서 성형 후 급냉하여 높은 성형성과 마르텐사이트상의 1000MPa 이상의 높은 강도를 동시에 확보하고 있지만, 부품 가공비에 많은 투자가 필요하여 기존 공정 설비에 적용 가능한 높은 기계적 성질과 용접성을 갖춘 강종 개발이 시급한 상황이다.

따라서, 박강판을 사용하는 자동차 부품에 있어서 1000MPa 이상의 높은 기계적 성질을 갖춘 고강도 강판의 개발이 시급한 상황이다.

본 발명은 회복소둔 열처리 공정을 제어함으로써 높은 연신율과 강도를 가진 고Mn강의 열처리 방법을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,

중량%로, C : 0.01~1.0%이하, Mn : 8~30%, Al: 0.01~3%, Ni: 0.001~2.0%, P : 0.1%이하, S : 0.02%이하, N : 0.1%이하 및 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고 미세조직이 오스테나이트 주상으로 구성된 강을 0.5℃/s 이상의 승온속도로 400~700℃의 열처리 온도까지 가열하는 단계; 상기 열처리 온도에서 5초~10분 동안 유지하는 단계; 및 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법에 관한 것이다.

본 발명은 회복소둔 열처리 공정을 제어함으로써 추가적인 성분 첨가 없이 17% 이상의 연신율과 1000MPa 이상의 인장강도를 가진 고Mn강의 열처리 방법을 제공할 수 있다. 고강도와 고성형성을 확보하는데 있어 추가적인 성분 첨가가 없기 때문에 기존 생산공정을 활용하여 생산하기에 무리가 없으며, 용접성도 유지되어 HPF (Hot Press Forming) 대체 강종으로 활용될 수 있다.

이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다.

본 발명은 중량%로, C : 0.01~1.0%이하, Mn : 8~30%, Ni: 0.001~2.0%, Al : 0.01~3%, P : 0.1%이하, S : 0.02%이하, N : 0.1%이하 및 Fe와 불가피한 불순물을 포함하는 고Mn강을 회복소둔 열처리 공정을 제어함으로써 높은 연신율과 강도를 가진 고Mn강의 제조방법을 제공하는 것이다.

고강도와 고연신을 확보하기 위하여 오스테나이트 조직의 TWIP 현상을 이용할 필요가 있으며 상기 성분계는 오스테나이트 금속조직을 유지하며 쌍정효과를 통한 고연신을 확보할 수 있는 성분계이다. 강도*연신율(TS*El)의 수치를 기준으로 볼때 20,000 수준에 한정된 적용을 하고 있다. 반면 본발명의 회복 소둔 열처리를 적용할 경우 30,000 수준의 TWIP강을 활용하므로 종래에 이루기 힘들었던 고강도, 고연신율(가공성), 경량화 및 용접성을 동시에 확보하는 강종을 얻을 수 있다.

구체적인 강조성성분 및 그 성분 제한사유는 아래와 같다.

C는 오스테나이트의 안정화와 적층결함 에너지(stacking fault energy)를 증가시키는 원소이다. C의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 열처리공정에서 탄화물 형성이 용이해져 수소취화의 균열이 시작되는 장소를 제공하여 내지연파괴 특성이 저하하며 적층결함 에너지를 지나치게 증가하여 변형시 쌍정형성 보다는 슬립변형에 의한 변형거동이 나타나므로 강도가 감소하고 연신율이 낮아진다. C의 첨가량은 0.01~1.0% 이하로 제한한다. C의 함량이 0.01% 미만이면 오스테나이트 상안정성이 떨어져 조대 탄화물이 발생하거나 일부 마르텐사이트가 발생하여 연신율이 저하되므로 0.01% 이상으로 한정한다

Mn은 오스테나이트 조직을 안정하게 확보하는데 필수적인 원소이며, 적층결함 에너지를 높이는 원소로, 8% 미만에서는 성형성을 해치는 마르테사이트가 형성되어 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소한다. 그리고 적층결함 에너지가 저하하여 일부 형성된 오스테나이트도 입실론 마르텐사이트로 변태하기 용이하여 하한은 8%로 제한한다. 반면, Mn의 첨가량이 30%를 초과하는 경우에는 다량 망간에 의한 제조비용 증가와 강중 인(P)함량 증가로 슬라브 균열의 원인이 된다. 또한 Mn의 첨가량이 증가할수록 슬라브 재가열시 내부 입계산화가 지나치게 일어나 강판 표면에 산화물 결함을 유발시키고 용융아연 도금시 표면 특성도 열위하여 Mn 첨가량의 상한을 30%로 한정한다.

알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되지만 본 발명에서는 연성 향상과 내지연파괴를 위해 첨가되었다. 즉 알루미늄은 페라이트상의 안정화 원소이지만 강의 슬립면에서 적층결함에너지(stacking fault energy)를 증가시켜 입실론 마르테사이트상의 생성을 억제하여 연성과 내지연파괴성을 향상시킨다. 또한 알루미늄은 낮은 망간첨가량의 경우에도 입실론 마르테사이트상의 생성을 억제하기 때문에 망간의 첨가량을 최소화 하고 가공성을 향상시키는데 큰 기여를 한다. 다만, 그 첨가량이 3.0%를 초과하는 경우에는 쌍정발생을 억제하여 연성을 감소시키고, 연속주조 시 주조성을 악화되고, 열간압연 시 표면산화가 심하여 제품의 표면품질을 저하시키므로 그 상한 첨가량을 3.0%로 한정하였다. 주조시에 슬라브 청정도 확보를 위한 탈산을 위해 Al을 첨가가 필요하여 하한을 0.01%로 설정하였다.

일반적으로 인(P)과 황(S)은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소이므로 그 첨가범위를 인 (P)는 0.1% 이하, 황 (S)는 0.02% 이하로 제한하였다. 특히 인은 편석이 일어나서 강의 가공성을 감소시키고, 황은 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지크랙과 같은 결함을 발생시키고, 강판의 구멍확장성을 감소시키므로 그 첨가량을 최대한 억제 하여야 한다.

Ni은 오스테나이트 안정화에 기여하여 연신율의 향상에 유리할 뿐만 아니라, 무엇보다도 고온연성에 효과적으로 기여할 수 있는 원소이다. 강력한 고온인성 향상원소인 Ni은 그 함량이 0.001%미만의 경우 고온인성에 대한 효과가 매우 미미하며 첨가함량이 증가할수록 내지연파괴 및 슬라브크랙 방지에도 큰 효과가 나타나지만 재료원가가 높아 생산비를 높이므로 그 함량을 0.001~2.0%로 제한할 수 있다.

본 발명의 다른 일측면에 따른 고Mn강은 추가적으로 중량%로 Si: 0~3%, Cr: 0.005%~5.0%, Ti: 0.005 ~ 0.50%, Nb: 0.005~0.5%, B: 0.0001~0.01%, V: 0.005~0.5% 및 W: 0.005~1% 중의 1종 또는 2종 이상을 포함할 수 있다.

실리콘(Si)은 고용강화되는 원소로 고용효과에 의해 결정립도를 줄임으로써 항복강도를 증가시키는 원소로 강도 확보를 위해 필요하다. 그러나 실리콘의 첨가량이 증가하면 열간압연을 할 때 강판표면에 실리콘 산화물이 형성되어 산세성을 악화하여 강판의 표면품질을 악화하는 단점이 있다. 뿐만 아니라 다량의 실리콘 첨가는 강의 용접성을 크게 저하시킨다. 따라서 실리콘 첨가량의 상한은 3%로 제한할 수 있다.

Cr은 열연 혹은 소둔 조업시 외부 산소와 반응하여 강판 표면에 20~50㎛의 두께의 Cr계 산화막(Cr2O3)이 우선적으로 형성하여 강중에 포함된 Mn, Si등이 표층으로 용출되는 것을 방지하여 표층 조직의 안정화에 기여할 수 있고 도금표면특성을 향상시키는 원소로 작용할 수 있다. 그러나 0.005% 미만에서는 상기효과가 미미하며 5.0% 초과시 크롬 탄화물을 형성하여 가공성과 내지연파괴 특성을 저하시키므로 그 함량의 상한을 5.0%로 제한할 수 있다.

티타늄(Ti)은 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소로, 이때 형성된 탄화물은 결정입 성장을 막아 결정입도 미세화에 효과적인 원소일 수 있다. 그리고 보론과 복합첨가되는 경우 주상정 입계에서 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지할 수 있다. 그러나 0.005% 이하로 미량 첨가하는 경우 효과가 없고, 0.50%를 초과하면 과량의 티타늄이 결정입계에 편석하여 입계취화를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정입 성장 효과를 떨어뜨리므로 티타늄의 첨가량을 0.005 ~ 0.50%로 한정할 수 있다.

Nb은 강중 탄소와 결합하여 탄화물을 형성하는 탄화물 형성 원소로서 본 발명에서는 강도 상승과 입도미세화를 목적으로 첨가할 수 있다. 통상적으로 Ti보다 낮은 온도에서 석출상을 형성하므로 결정립 크기의 미세화와 석출상 형성에 의한 석출 강화 효과가 큰 원소로서 0.005~0.5%를 첨가할 수 있다. 그러나 0.005% 미만의 첨가량에서는 그 효과가 미미하고, 반면 0.5%를 초과하여 첨가하면 과량의 Nb이 결정립계에 편석하여 입계 취화를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립의 성장 효과를 떨어뜨리고, 열간압연 공정에서 재결정을 지연시켜 압연하중을 증가시키기 때문에 Nb의 첨가량은 0.005~0.5%로 한정할 수 있다.

V과 W은 Ti과 같이 C,N와 결합하여 탄질화물을 형성하는 원소로서 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출상을 형성하므로 석출강화 효과가 있을 수 있고, 오스테나이트 확보에 중요한 원소일 수 있다. 그러나, 두 성분 모두 0.005% 미만으로 미량 첨가하는 경우 효과가 미미하고, 반면 V은 0.5%, W은 1.0% 초과하면 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립 성장 효과를 떨어뜨리고 열간취성의 원인이 되기 때문에 그 첨가량을 V 0.005~0.5%, W 0.005~1% 로 한정할 수 있다.

보론(B)은 Ti와 같이 첨가되어 입계의 고온 화합물을 형성하여 입계 크랙을 방지할 수 있다. 그러나 0.0001% 이하로 미량 첨가하는 경우 효과가 없고, 0. 01%를 초과하면 보론 화합물을 형성하여 표면특성을 악화 시키므로 그 범위를 0.0001~0.01%로 한정할 수 있다.

질소는 불순물로서도 ppm 단위로 포함되지만, 재질 확보를 위해 의도적으로 추가하기도 한다. 질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 응고과정에서 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정발생을 촉진하므로 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시키지만, 그 첨가량이 0.1% 를 초과할 경우에는 질화물이 과다하게 석출되어 열간가공성 및 연신율을 저하시키므로 질소의 첨가량을 0.1% 이하로 제한하였다.

이하, 본 발명의 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법에 대하여 설명한다.

본 발명의 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법에서는 상기 성분 및 성분범위를 갖고, 미세조직이 오스테나이트 주상으로 구성된 강을 0.5℃/s 이상의 승온속도로 400~700℃의 열처리 온도까지 가열한 후, 상기 열처리 온도에서 0.01초~10분 동안 유지하고, 0.5℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각한다.

상기강은 냉간압연강판 또는 열간압연강판일 수 있다.

상기 가열단계에서 0.5℃/s 미만의 승온속도로 가열하면, 가열도중 회복 및 재결정이 완료되는 문제점이 있으므로 승온속도의 하한은 0.5℃/s로 한정하며 승온속도는 빠를수록 유리하여 상한은 제한하지 않는다.

상기 열처리를 400℃ 미만으로 수행하면, 회복 및 재결정이 일어나기 위한 구동력이 부족하여 강도 변화가 미미한 문제점이 있고, 700℃를 초과하면, 회복 및 재결정이 완료되어 연신율은 증가하나 TS 및 YS가 감소하는 문제점이 있어 열처리 온도를 400~700℃로 한정한다.

상기 냉각단계에서 0.5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하면, 냉각 도중 회복 및 재결정이 완료되는 문제점이 있으므로 냉각속도의 하한은 0.5℃/s로 한정한다. 냉각 속도는 빠를수록 유리하여 상한은 한정하지 않는다.

이하, 본 발명의 실시예에 대해 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명을 한정하고자 하는 것은 아니다.

(실시예 1)

실시예와 비교예의 강 조성은 중양%로 C: 0.66%, Mn: 17%, Al: 2.0%, Ni: 0.001%, P: 0.008, S: 0.008%, N: 0.008%를 포함하고, 실시예와 비교예의 미세조직은 오스테나이트 주상으로 구성된 TWIP강이다.

상기와 같은 조성 및 조직을 갖는 TWIP강을 냉간압연 한 후 하기 표 1(실시예) 및 표 2 (비교예) 중의 소둔온도에서 열처리를 실시하였다. 표 1 및 표 2 중 YS, Ts, TEl 및 UEl는 각각 항복강도, 인장강도, 총 연신율 및 균일 연신율을 의미한다. 표 1을 참고하면, 400~700℃ 온도 범위에서 10분 동안 열처리를 실시하면, 1000MPa 이상의 인장강도 및 17% 이상의 연신율을 얻을 수 있다. 열처리온도에서 유지하는 시간에 따라서 그 인장강도 및 항복강도는 큰 차이가 있으며, 특히 비교예과 같이 고온에서 1시간 이상 열처리하는 경우에 재결정이 일어나는 단계에서는 연신율은 급격히 상승하지만, 고강도 및 고연신율을 확보할 수 있는 600℃ 열처리에서는 연신율이 급격히 떨어져 시장성이 떨어지는 제품이 나오게 된다. 이는 회복 소둔 온도에서 장기간 열처리 시 오스테나이트상의 불안정성으로 탄화물 및 제 2상이 계면에서 발생하기 때문이다.

또한, 1시간 이상 고온 열처리 적용 시 인장강도 및 항복강도가 과도하게 떨어져 고강도 및 고연신을 동시에 얻기 어렵다.

소둔온도 (℃)	승온속도 (℃/s)	냉각속도 (℃/s)	유지시간 (분)	YS (Mpa)	TS (Mpa)	TEl (%)	UEl (%)
미 실시	-	-	-	1386	1703	11.4	2.3
550	1	1	10	1354	1543	17.6	10.2
600	1	1	10	1255	1448	21.4	14.6
700	1	1	10	623	1009	59.3	44.9
800	1	1	10	500	1000	65	60

소둔온도 (℃)	승온속도 (℃/s)	냉각속도 (℃/s)	유지시간 (분)	YS (Mpa)	TS (Mpa)	TEl (%)	UEl (%)
미 실시	-	-	-	1386	1703	11.4	2.3
550	1	10	60	1267	1488	14	7
600	1	10	60	1045	1301	16	11
700	1	10	60	540	978	61	54
800	1	10	60	436	852	66	61

실시예의 경우와 같이 회복 소둔이 일어나는 온도는 400~700℃ 사이이며 이 온도에서 10분 이내 열처리 적용하고 승온/냉각속도를 0.5℃/s 이상 적용 시 높은 연신율과 고강도를 동시에 확보할 수 있다. 전위(dislocation)과 쌍정이 완전히 재결정되지 않는 온도에서 본 열처리 적용 시 높은 강도 및 연신율의 조합을 얻을 수 있으며, 이는 제시한 오스테나이트 성분계의 상정한 400~700℃ 온도 범위에서 강종별로 차이가 있을 수 있으나 일반적으로 500~600℃의 범위에서 열처리하는 것이 더 바람직하다.

(실시예2)

소둔시간을 하기 표 3에서와 같이 변화시킨 것을 제외하고는 상기 실시예 1에서 600℃에서 소둔 열처리한 것과 동일한 조건으로 소둔 열처리한 후, YS, Ts, TEl 및 UEl를 조사하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

소둔온도 (℃)	승온속도 (℃/s)	냉각속도 (℃/s)	유지시간 (분)	YS (Mpa)	TS (Mpa)	TEl (%)	UEl (%)
미 실시	-	-	-	1386	1703	11.4	2.3
600	1	10	4	1301	1540	17.3	12.4
600	1	10	7	1277	1481	19.2	13.1
600	1	10	12	1255	1408	16.9	12.7
600	1	10	15	1230	1389	16.1	12.1

상기 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명에 따라 600℃에서 10분이내에서 소둔 열처리하는 경우, 높은 인장강도와 연신율을 얻을 수 있음을 알 수 있다.

한편, 600℃에서 10분을 초과한 시간으로 소둔 열처리하는 경우, 높은 강도 및 연신율의 조합을 얻을 수 없다.

Claims (6)

1. 중량%로, C : 0.01~1.0%이하, Mn : 8~30%, Al: 0.01~3%, Ni: 0.001~2.0%, P : 0.1%이하, S : 0.02%이하, N : 0.1%이하 및 Fe와 불가피한 불순물을 포함하고 오스테나이트 주상으로 구성된 강을
   0.5℃/s 이상의 승온속도로 500~600℃의 열처리 온도까지 가열하는 단계;
   상기 열처리 온도에서 0.01초~10분 동안 유지하는 단계; 및
   0.5℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를
   포함하고, 상기 냉각하는 단계로 얻어진 강의 인장강도가 1448MPa 이상이고 연신율이 17% 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법.
   
2. 삭제
3. 삭제
4. 제 1항에 있어서,
   상기 가열하는 단계의 승온속도는 1℃/s 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법.
   
5. 제 1항에 있어서,
   상기 냉각하는 단계의 냉각속도는 1℃/s 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법.
   
   
   
   
6. 삭제