KR102209555B1 - 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판, 부재 및 이들의 제조방법 - Google Patents

강도 편차가 적은 열연 소둔 강판, 부재 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차 차체 구성 부품 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 강도 편차가 적고 열처리 후 초고강도를 가지는 열연 소둔 강판, 이를 이용한 부재 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

강도 편차가 적은 열연 소둔 강판, 부재 및 이들의 제조방법 {HOT ROLLED AND ANNEALED STEEL SHEET HAVING LOW STRENGTH-DEVIATION, FORMED MEMBER, AND MANUFACTURING METHOD OF THEREFOR}
본 발명은 자동차 차체 구성 부품 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 강도 편차가 적고 열처리 후 초고강도를 가지는 열연 소둔 강판, 이를 이용한 부재 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 차체 구성 부품 중에서 피로 내구성이 요구되는 샤시용 부품은 단순 강관 또는 복잡한 형상으로 냉간 성형한 후 열처리를 행하거나 혹은 열간 성형하여 최종 부품으로 생산한다.
한편, 냉간 성형 및 열처리를 통해 제조되는 강관 부품의 경우, 원 소재의 폭방향 에지(edge)부의 강도가 상대적으로 높아 강관의 직진성(straightness)이 열위하여 강관 자체의 휨(bending) 발생으로 인해 추가적인 교정 과정이 필요하며, 이 과정에서 크랙이 발생하는 문제가 있다. 또한, 복잡한 형상 부품을 냉간에서 제조하는 과정에서도 유사한 성형 크랙이 발생한다.
이에, 부품 소재로 사용되고 있는 강판의 열연강도가 냉간 성형에 적합하도록 낮은 수준의 열연강도와 강도 편차를 확보할 수 있도록 제어가 요구되며, 나아가 열처리 후에는 고강도 및 목표 수준의 피로수명을 가지도록 열연강판을 제조할 필요가 있다.
통상, 열연강판의 저강도를 위하여, 코일 형태로 제조된 열연강판에 대해 박스 가열로, 보열로 또는 연속소둔로에서 연질화 소둔(soft annealing) 열처리를 행한다. 이러한 연질화 과정을 거친 강판에 대해 담금질 열처리를 하는 경우에 열처리 강도가 하락하는 것으로 알려져 있다.
연질화 소둔 열처리는 열연코일과 냉연코일뿐만 아니라, 열연강판과 냉연강판의 강도를 감소시키는데에 효과적인 방법이며, 이와 같이 소둔 열처리된 강을 이용하여 후(後)열처리를 행하는 조건에 대해 다양한 연구가 진행되고 있다.
특허문헌 1과 특허문헌 2에서는 각각 0.2~0.53%, 0.15~0.37%로 탄소(C)를 함유하는 탄소강에 보론(B)을 첨가한 강을 고온 압연한 후 가속 냉각하여 권취한 다음, 특정 온도에서 소둔 열처리를 행함으로써 열연 소둔 강판을 제조하며, 이 경우 냉간 상태에서의 열연 강도가 낮고, 냉간 가공성이 우수하며 켄칭 열처리 후에는 우수한 경화능이 확보됨을 개시하고 있다. 특히, 열연 소둔 강판의 열처리 후 켄칭 경화능을 높이기 위하여, 0.005% 이하의 보론과 0.1% 이하의 알루미늄(sol.Al)을 첨가하여 강 중에서 고용 보론의 양을 제어함을 명시하고 있다.
그런데, 강 중에 다량의 알루미늄을 첨가하는 경우, 슬라브 제조 과정 중에 상대적으로 빠르게 냉각되는 슬라브 에지부에서 다량의 미세 AlN 석출물이 형성되어 슬라브의 고온 연성을 열화시켜 크랙을 유발할 가능성이 있다. 이 경우, 표면품질이 양호한 건전(sound)한 슬라브를 제조하는데에 어려움이 있다.
또한, 상술한 조성으로 설계한 열연강판을 소둔 열처리하여 제조한 열연 소둔 강판에 대해 가열(ex, 870℃)한 후 수냉 또는 유냉하게 되면, 의도하는 켄칭 경도값을 확보할 수는 있는 반면, 수냉시에 켄칭 크랙이 발생하여 조기 파단이 발생하거나, 유냉시에는 목표로 하는 켄칭 강도를 확보하지 못할 우려가 있다.
특히, 켄칭 강도가 하락하는 것은 소둔 열처리된 열연 소둔 강판 내에 존재하는 구상의 Fe3C 입자가 가열 온도에서 짧은 시간 내에 페라이트 기지에 충분히 고용되지 못하고, 켄칭 후 마르텐사이트 상 내부에 잔존함에 기인하는 것으로 보인다.
한편, 특허문헌 3에서는 0.1~0.4%의 탄소와 함께 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 등의 다양한 합금 원소를 첨가한 강을 열간압연 및 권취한 후 650~780℃에서 4~16시간 동안 소둔 열처리를 실시하여 펄라이트, 페라이트 및 구상의 Fe3C 입자를 가지는 열연 소둔 강판을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 구체적으로, 목표로 하는 상의 조직 구성을 위하여 5~15T의 자기장을 인가하여 Fe3C 입자의 구상화를 촉진하는 방안을 제시하고 있다.
이러한 특허문헌 3은 Fe3C 구상화를 위한 소둔 온도가 790℃인 경우 페라이트 조직 내에 오스테나이트 상의 형성으로 최종 냉각 후 미세조직 내에 베이나이트 또는 마르텐사이트 상이 형성될 수 있음을 개시하고는 있으나, 790℃ 미만의 온도에 대해서는 특별한 언급이 없다.
한편, 자동차 샤시 부품 등을 제조하기 위하여 전기저항용접(ERW)을 이용한 강관의 용접 또는 부품 체결에 적용할 수 있는 가스메탈아크용접(GMAW)을 기준으로 강도 및 연성이 우수하고, 20% 이상의 확공성과 70MPa 이하의 폭 방향 강도 편차 및 켄칭-템퍼링 열처리 후에도 초고강도를 가지는 열연 소둔 강판의 개발이 요구되나, 상술한 물성을 모두 만족하는 강판을 제조할 수 있는 방안에 대해서는 개시된 바 없다.
따라서, 냉간 가공성과 용접성뿐만 아니라, 켄칭-템퍼링 열처리 후에도 고강도 특성이 요구되는 부품의 원 소재의 개발이 요구된다.
대한민국 공개특허공보 제2016-0010579호 일본 공개특허공보 제2010-255066호 대한민국 공개특허공보 제2018-0067892호
본 발명의 일 측면은, 강도 편차가 적으며 냉간 가공성과 용접성이 우수할 뿐만 아니라, 켄칭-템퍼링 열처리 후에도 고강도 특성을 가지는 열연 소둔 강판, 이를 이용한 부재 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.8~1.4%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외), 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1 내지 3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트를 포함하는 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판을 제공한다.
[관계식 1]
0.4 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.6 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
[관계식 2]
Ni/(C+Mn) ≤ 0.6 (여기서, Ni, C, Mn은 중량 함량을 의미한다)
[관계식 3]
Ni/(Ti+B) ≤ 170 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미한다)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1 내지 3을 만족하고, 미세조직으로 면적분율 12% 이하의 잔류 오스테나이트 상 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재를 제공한다.
본 발명의 또 따른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1 내지 3을 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계 및 상기 열연 코일을 630~840℃의 온도범위에서 20~80시간 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고, 상기 BAF 소둔 열처리는 상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열한 후 5~15시간 유지하는 제1 균열 단계 및 상기 제1 균열 처리된 열연 코일을 650~760℃의 온도범위로 가열한 후 15~65시간 유지한 다음 5℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 균열 단계를 포함하는 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기에 의해 제조된 열연 소둔 강판을 성형하는 단계; 상기 성형 후 870~980℃의 온도범위로 가열한 후 1분 이상 유지하는 단계; 상기 가열 및 유지 후 20℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각 후 100~300℃의 온도범위에서 10~90분간 유지하는 단계를 포함하는 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 폭 방향 강도 편차가 적고, 고연성을 가지는 강판을 제공할 수 있으며, 상기 강판의 성형 및 열처리 후 초고강도를 가지는 부재를 제공할 수 있다.
상기 본 발명에 의한 부재는 자동차 샤시 부품의 소재로 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 열연 소둔 강판(발명예 및 비교예)의 경도 값을 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, BAF 소둔 열처리 공정 여부에 따른 각 부재의 인장곡선을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 있어서, BAF 소둔 열처리 공정 여부에 따른 각 부재의 마르텐사이트 블락 크기와 면적분율의 관계를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 자동차 차체 구성 부품 중 샤시용 부품으로 적합한 소재를 제공함에 있어서, 상기 소재의 강도 편차, 특히 폭 방향 강도 편차가 적고, 고연성을 가지면서, 그러한 소재를 복잡한 형상으로 가공한 다음 열처리한 후에도 고강도 및 고연성을 가지는 강재를 얻기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 제어하는 한편, 합금조성 간의 성분 관계를 최적화하는 동시에, 열연 코일의 소둔 공정을 최적화하는 것으로부터 의도하는 물성을 가지는 강재 및 그 강재를 이용한 부재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.8~1.4%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외), 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상을 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 열연 소둔 강판의 합금조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.20~0.35%
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서, 특히 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도를 증가시키는데 유효하다. 이러한 C의 함량이 0.20% 미만이면 켄칭-템퍼링 열처리 후 초고강도, 예컨대 인장강도 1400MPa 이상의 강도를 확보하기 어려우며, 반면 그 함량이 0.35%를 초과하게 되면 본 발명에서 제안하는 관계식 1을 만족하지 못하게 되어 용접성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 C는 0.20~0.35%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.8~1.4%
망간(Mn)은 강의 강도를 높이는데 필수적인 원소이며, 역시 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도를 증가시킨다. 이러한 Mn의 함량이 0.8% 미만이면 열처리 후 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.4%를 초과하게 되면 열연강판 내에 망간 편석대가 현저히 발생하고, 그러한 강판을 강관으로 제조하는 과정 중 편석대에서 표층을 따라 두께면으로 크랙이 발생하거나, 냉간 가공 후 확관 등의 성형 공정에서 이중판(delamination) 결함과 유사한 균열이 발생하기 쉬워지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn은 0.8~1.4%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.3% 이하
실리콘(Si)은 강의 강도 또는 연성의 향상을 위해 첨가하는 원소로서, 열연강판, 열연산세강판 등에서 표면 스케일성 문제가 현저하지 않은 범위에서 첨가할 수 있다. 상기 Si의 함량이 0.3%를 초과하게 되면 적스케일의 발생이 쉬워지는 문제가 있으며, Mn과의 함량 비(Mn/Si)가 매우 낮아져 강관 제조를 위한 용접시 산화물 배출이 어려울 수 있다. 게다가, 소둔 열처리를 행한 열연강판의 강도가 높아져 소재의 확공성이 열화될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 Si은 0.3% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
인(P): 0.03% 이하
인(P)은 오스테나이트 결정립계 또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있으므로, 가능한 한 낮은 함량으로 제어할 필요가 있다. 본 발명에서는 최대 0.03%로 함유하여도 의도하는 물성 확보에는 큰 영향을 미치지 않으므로, 상기 P의 함량을 0.03% 이하로 제한할 수 있다.
황(S): 0.004% 이하
황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발하는 문제가 있고, 열처리된 강재의 인성을 열화시킬 수 있으므로, 가능한 한 낮은 함량으로 제어할 필요가 있다. 본 발명에서는 최대 0.004%로 함유하여도 의도하는 물성 확보에는 큰 영향을 미치지 않으므로, 상기 S의 함량을 0.004% 이하로 제한할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.03% 이하
알루미늄(Al)은 강의 탈산을 위해 탈산제로서 첨가하는 원소이다. 이러한 Al은 강 중 질소(N)와 결합하여 AlN 석출물을 형성하는데, 강 슬라브 제조시 상기 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저해할 수 있다. 따라서, 이를 고려하여 상기 Al을 가능한 한 낮게 함유할 필요가 있으며, 본 발명에서는 0.03% 이하로 제한할 수 있고, 0%는 제외한다.
니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외)
니켈(Ni)은 강의 소입성 및 인성을 동시에 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 상기 Ni을 일정 함량으로 첨가함으로써 열처리 전 불균일 연신율(YP-El)을 감소시킬 수 있으나, 과도하게 첨가할 경우 열처리 후 부재(소재 부품)의 초고강도 확보에 어려움이 있다. 따라서, 이를 고려하여 상기 Ni을 0.6% 이하로 함유할 수 있으며, 0%는 제외한다.
티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외)
티타늄(Ti)은 강 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN)을 형성하여 오스테나이트 결정립의 성장을 억제함으로써 강도를 향상시키는데에 유효하다. 이러한 Ti의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 강도가 급격히 증가하여 항복비가 너무 높아지거나 연신율이 급격히 저하하게 된다. 따라서, 상기 Ti은 0.05% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
보론(B): 0.005% 이하(0% 제외)
보론(B)은 낮은 함량으로도 강의 경화능을 현저히 증가시킬 수 있는 원소로서, 적정량으로 첨가시 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이다. 다만, 그 함량이 과도할 경우 오스테나이트 재결정 온도를 높이며, 강의 인성을 저해한다. 특히, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 B의 첨가 효과가 포화되고, 강도 및 인성이 열위할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.005% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.003% 이하로 포함함으로써 열처리 후 강도 및 인성을 우수하게 확보하는데 효과적이다.
질소(N): 0.007% 이하
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키고, 질화물을 형성하는 원소이다. 이러한 N의 함량이 0.007%를 초과하게 되면 조대한 AlN 질화물을 형성하고, 이는 강판 또는 열처리된 부재(소재 부품)의 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 저해할 가능성이 있다. 또한, B과 함께 첨가하는 경우 유효 보론(B)의 양을 증가시키기 위하여, N를 상대적으로 낮게 함유하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 상기 N를 0.007% 이하로 제한할 수 있다.
크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상
크롬(Cr)은 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 열처리 후의 강도를 향상시키는데 유효하다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 강의 소입성을 과도하게 유발할 수 있으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한할 수 있다.
몰리브덴(Mo)은 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트 결정립 미세화에 유효하다. 또한, 강의 열처리 후 강도와 인성을 향상시키는데에 효과가 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 제조비용이 크게 증가할 우려가 있으므로, 그 함량을 0.3% 이하로 제한할 수 있다.
상술한 Cr과 Mo을 첨가함에 있어서, 그 함량 합을 0.6% 이하로 제한함으로써, 열처리 후 의도하는 강도를 확보하는 동시에 인성 및 수소 취화 저항성을 확보할 수 있다. 본 발명에서는 상기 Cr과 Mo의 함량 합을 0.6% 이하로 제한하고, 각 원소의 첨가량을 적절히 조합함으로써 강의 열처리 후 인성과 용접열영향부의 경도의 감소를 억제할 수 있으며, 제조비용 측면에서도 유리한 효과를 얻을 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 하기 관계식 1로 표현되는 탄소당량(Ceq) 값이 0.4~0.6을 만족하는 것이 바람직하다.
상기 Ceq 값이 0.4 미만이면 강도가 저하될 우려가 있다. 반면, 0.6을 초과하게 되면 합금성분의 함량이 과도하게 되어 켄칭-템퍼링 열처리 과정에서 수냉각시 켄칭 크랙이 발생하여 목표로 하는 물성을 가지는 부재를 생산할 수 없게 된다. 또한, 강의 용접성이 저하되고 합금원가가 증가할 우려가 있다.
[관계식 1]
0.4 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.6 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
또한, 본 발명의 강재는 합금조성 중 Ni, C 및 Mn의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명자들은 Ni의 함량이 높아질수록 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도가 감소하는 것을 확인하였다. 이러한 결과로부터, Ni 원소가 소둔 열처리 과정에서 Fe3C 상 내에 탄소 원자의 확산속도를 증가시켜 구상화를 조장하여, 켄칭-템퍼링 열처리 후 초고강도를 확보하는데에 유리하게 작용할 것으로 판단하였다. 특히, 하기 관계식 2의 값이 0.6 이하인 경우에 Ni 함량의 증가는 강의 Ac3 온도를 낮추므로 동일한 온도에서 가열시 오스테나이트 결정립 크기의 증가를 조장하여 오스테나이트 결정립계의 면적을 감소시켜 입계에 편석된 탄소의 오스테나이트 고용을 촉진하고, 강의 켄칭 경화능을 증대시킴으로써 강의 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도 향상에 기여하는 것으로 보인다. 이러한 효과는 고온 가열 후 급냉시 냉각속도가 빠를수록 그 효과가 증가하며, 이는 강의 켄칭에 따른 Ni 원소의 고용 효과뿐만 아니라, 고온에서 급속 냉각에 따른 전위와 같은 결함의 밀도가 증가하는 등의 복합적인 효과에 기인하는 것으로 판단할 수 있다.
후술하는 실시예에서 증명하고 있는 바와 같이, 본 발명의 관계식 2를 만족하는 범위에서 Ni의 함량이 증가할수록 오스테나이트 크기 및 마르텐사이트 블락(block)의 크기가 증가함에도 불구하고 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도가 높아짐을 확인할 수 있다.
다만, 하기 관계식 2의 값이 0.6을 초과하게 되면 그 효과가 포화되거나, 전위와 같은 결함 밀도가 현저히 감소함에 따라 켄칭-템퍼링 열처리 후 초고강도의 확보가 곤란해질 수 있다.
[관계식 2]
Ni/(C+Mn) ≤ 0.6 (여기서, Ni, C, Mn은 중량 함량을 의미한다)
더불어, 본 발명의 강재는 Ni과 Ti 및 B의 관계가 하기 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명자들은 강 중 Ti의 함량이 증가할수록 켄칭-템퍼링 열처리 후의 강도를 증가시키는 것을 확인하였으며, 그에 따라 상술한 Ni 및 B과의 관계를 하기 관계식 3으로 제어함으로써 열처리 후 목표로 하는 강도와 연성을 유리하게 확보할 수 있다.
다만, 하기 관계식 3의 값이 170을 초과하게 되면 강도가 과도하게 높아져 연성이 저하될 우려가 있다.
[관계식 3]
Ni/(Ti+B) ≤ 170 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미한다)
본 발명에서 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하는 본 발명의 강재는 미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트 복합조직을 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 페라이트는 면적분율 75~90%로 포함하고, 상기 펄라이트는 면적분율 3~10%, 상기 세멘타이트는 면적분율 5~15%로 포함함으로써 의도하는 강도와 더불어 연성을 우수하게 확보할 수 있다.
상기 본 발명의 강재는 소둔 열처리를 행한 열연 강재로서 상기 소둔 열처리에 의하여 펄라이트 내 판상의 세멘타이트의 일부가 구형으로 변화된 것, 즉 부분 구상화된 것으로, 상기 강재는 구형의 세멘타이트(Fe3C)와 판상의 세멘타이트를 모두 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 세멘타이트는 장축의 길이가 0.07~81㎛일 수 있으며, 일 예로 구형의 형상을 가지는 세멘타이트는 최소 0.07㎛ 이상의 크기를 가지며, 판상의 형상을 가지는 세멘타이트는 최대 81㎛ 이하의 크기를 가질 수 있다.
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강재 즉, 열연 소둔 강판은 인장강도가 550MPa 이하이고, 연신율이 25% 이상으로 저강도 및 고연성을 가질 뿐만 아니라, 확공성이 20% 이상이고 폭 방향 강도 편차가 70MPa 이하로 강도 편차가 적고, 확공성을 우수하게 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 상술한 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하는 열연 코일을 준비한 후 상기 열연 코일을 소둔 열처리하여 제조할 수 있으며, 이때 소둔 열처리는 BAF(Batch Annealing Furnace) 소둔 열처리인 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 열연 코일을 BAF 소둔 열처리함으로써 페라이트 결정립 크기를 증가시키거나 펄라이트 내 판상의 세멘타이트를 구상으로 변형시킬 수 있다. 특히, 상기 BAF 소둔 열처리시 상기 열연 코일 자체 즉, 통 코일을 소둔로(furnace)에 장입하여 균열하는 열처리를 행하고, 이때의 온도 및 시간을 최적화함으로써 강도 편차를 최소화함에 기술적 의의가 있다.
구체적으로, 상기 BAF 소둔 열처리는 630~840℃의 온도범위, 보다 바람직하게는 650~760℃의 온도범위에서 20~80시간 동안 행할 수 있다.
상기 열처리시 온도가 630℃ 미만이면 열연 코일의 외권부(Outer)와 내권부(Inner) 및 에지부(Edge)와 중심부(Certer)에서 코일의 온도 편차를 감소시키기 위한 균열 온도가 불충분할 수 있으며, 또한 판상의 세멘타이트를 구상으로 변화시키는데에 어려움이 있고, 균열 시간이 과도하게 길어지는 문제가 있다.
반면, 상기 열처리시 온도가 840℃를 초과하게 되면 열연 코일의 온도가 충분히 높아 위치에 따른 온도 편차는 적으나, 판상 또는 구상의 세멘타이트가 조대해질 수 있고, 이는 냉간 가공시 페라이트와 세멘타이트 계면에서 크랙이 쉽게 형성되어 가공 크랙을 유발하는 문제가 있다. 특히, 확공성이 현저하게 감소하게 된다.
또한, 상술한 온도범위에서의 소둔 열처리시 소둔 시간(균열 시간)은 열연 코일을 소둔로에 장입하여 인출하기까지의 총 시간을 기준으로 하며, 이때의 균열 시간이 20시간 미만이면 열연 코일의 위치에 따른 온도 편차를 낮추기에 충분한 균열이 이루어지지 못하게 된다. 반면, 그 시간이 80시간을 초과하게 되면 판상 또는 구상 세멘타이트, Fe3C 또는 (Fe,Cr)3C 상의 조대화를 초래할 수 있고, 제조비용의 상승을 유발한다.
한편, 본 발명에서는 상기 열연 코일을 균일하게 가열 및 균열할 수 있도록 상기 BAF 소둔 열처리의 패턴을 설정할 수 있다. 구체적으로, 균열 시간의 패턴에 따른 가열 속도, 균열 시간 및 냉각속도는 제조되는 강판의 미세조직 상의 형태 및 크기에 영향을 주므로, 적정 조건으로 설정하는 것이 바람직하다.
본 발명의 경우에는 균열을 위한 온도까지의 가열 속도에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 균열 온도 및 냉각속도에 대해서는 그 조건을 설정할 수 있으며, 하기에 구체적으로 설명한다.
본 발명에서 상기 BAF 소둔 열처리는 2단계 또는 3단계 균열 공정으로 행할 수 있다.
상기 BAF 소둔 열처리시 2단계 균열 공정으로 행하는 경우, 상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열한 후 5~15시간 유지하는 제1 균열 단계 및 상기 제1 균열 처리된 열연 코일을 650~760℃의 온도범위로 가열한 후 15~65시간 유지한 다음 5℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 균열 단계를 포함할 수 있다.
상기 제1 균열시 균열 시간이 5시간 미만이면 열연 코일의 위치별 온도를 균일하게 유지하기 어려워 초기 열연 코일의 강도 편차를 감소시키는데에 한계가 있으며, 반면 그 시간이 15시간을 초과하게 되면 후속하는 2단계 균열 시간이 충분하지 못하여 구상 세멘타이트를 충분히 형성할 수 없어 열연 강도를 감소시키는데에 한계가 있다.
상기 제1 균열을 완료한 후 제2 균열을 행함에 있어서, 제1 균열이 완료된 열연 코일의 가열 속도에 대해서는 특별히 제한하지 아니하나, 적어도 2시간 이내에 목표 온도까지 가열을 완료하는 것이 바람직하다.
상기 제2 균열시 균열 시간이 15시간 미만이면 전체 균열 시간이 부족하여 열연 코일의 온도를 균일하게 제어하기 어려우며, 제조되는 강판의 고연신율과 확공성을 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 시간이 65시간을 초과하게 되면 구상화된 세멘타이트가 조대화되고 페라이트 결정립도 조대화되어 제조되는 강판의 인장 물성과 확공성을 확보할 수 없게 된다.
상기 제2 균열을 완료한 이후에는 상온까지 냉각할 수 있으며, 이때 상기 제2 균열을 행한 온도가 높을수록 상대적으로 느리게 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 5℃/s 이하로 냉각을 행할 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 1℃/s 이하(0℃/s 제외)로 행할 수 있다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s를 초과하게 되면 페라이트에서 오스테나이트로의 가열 또는 균열 과정에서 역변태로 형성된 오스테나이트가 냉각 과정에서 페라이트 및 펄라이트로 변태되지 않고 베이나이트 또는 마르텐사이트와 같은 저온 변태상으로 형성되어, 제조되는 강판의 강도가 높아지고, 강도 편차도 증가하게 되는 문제가 있다.
상기 BAF 소둔 열처리 공정을 3단계 균열 공정으로 행하는 경우에는 상술한 제1 균열 및 제2 균열 공정을 완료한 다음, 650℃ 이상의 온도에서 1~8시간 유지한 후 냉각하는 제3 균열 공정을 행할 수 있다. 상기 냉각은 상온까지 5℃/s 이하의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다.
상기 제3 균열 공정은 상기 제2 균열 시의 온도에서 유지하는 공정을 완료한 직후, 목표로 하는 온도(제3 균열 온도)로 냉각하고 그 온도에서 유지함으로써 행할 수 있다.
이와 같이, 3단계의 균열 공정을 거치는 경우, 상대적으로 통 코일의 Coldest 위치와 Hottest 위치의 온도 편차를 감소시킬 수 있으며, 따라서 보다 균일한 미세조직을 갖는 열연 소둔 강판의 길이 방향 및 폭 방향의 강도 편차를 감소시킬 수 있다.
상술한 BAF 소둔 열처리 공정을 완료함으로써 본 발명에서 의도하는 미세조직과 물성을 가지는 강재 즉, 열연 소둔 강판을 얻을 수 있다.
한편, 상술한 BAF 소둔 열처리를 행하기 위한 열연 코일은 앞서 언급한 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]하는 일련의 공정을 거쳐 제조할 수 있다. 이때의 각 공정 조건에 대해서 하기에 구체적으로 설명한다.
[강 슬라브 가열]
우선, 상기 강 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 가지도록 하기 위하여 가열을 행할 수 있으며, 이때 1150~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 가열시 온도가 1150℃ 미만이면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용되고, 성분 균일성을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 탈탄 깊이가 과도하게 증가하고 결정립 성장이 발생하므로, 목표로 하는 재질 및 표면품질을 가지는 열연 코일을 생산할 수 없게 된다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 Ar3 이상에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 온도가 Ar3 미만이면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트로 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일해지며, 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높아진다.
상기 마무리 열간압연시 그 온도가 950℃를 초과하여 과도하게 높으면 스케일 결함 등이 발생하므로 바람직하지 못하다.
[냉각 및 권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있으며, 이때 660~750℃의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취할 수 있다.
상기 권취시 열연강판의 재질을 균일하게 얻고 양호한 형상을 얻기 위하여 660℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하다. 만일, 권취 온도가 660℃ 미만이면 열연강판의 폭 또는 길이 방향으로 강도 편차가 증가하거나, 열연강도가 높아져 이후에 행해지는 BAF 소둔 열처리시 강도를 낮추고 연성을 향상시키는데에 한계가 있으며, 소둔 시간의 증가를 초래할 수도 있다.
반면, 상기 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강의 내부 산화를 조장하거나 조대한 펄라이트가 형성되어 장시간 소둔 열처리를 행하더라도 판상 형태의 세멘타이트를 구상으로 형성시키는데에 어려움이 있다. 또한, 열연강판의 산세 이후 표면 조도가 열위할 우려가 있다.
상술한 온도범위까지의 냉각시 특별히 한정하지 아니하나 런아웃테이블(ROT)에서 행할 수 있으며, 10~50℃/s의 냉각속도로 행할 수 있다.
상술한 일련의 공정을 거쳐 제조된 열연 코일에 대해서 앞서 언급한 바와 같이 BAF 소둔 열처리 공정을 거칠 수 있으며, 이때 상기 열연 코일을 산세 처리한 이후에 BAF 소둔 열처리 공정을 행할 수 있다.
즉, 본 발명은 권취 공정까지 완료한 열연 코일뿐만 아니라, 권취 후 산세 공정을 행한 열연 산세 코일에 대해서도 BAF 소둔 열처리 공정을 행할 수 있으며, 본 발명에서는 이들을 통틀어 열연 코일로 칭함을 밝혀둔다.
상기 산세 공정은 통상의 열연 산세 공정에서 사용되는 산세 처리 방법이라면 어떠한 방법도 가능하므로, 특정 방법을 제한하지는 아니한다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재에 대하여 상세히 설명한다.
상기 열연 소둔 부재는 상술한 바에 따라 제조되는 강재 즉, 열연 소둔 강판, 바람직하게는 상술한 합금조성, 관계식 1 내지 3과 더불어 미세조직 구성 및 기계적 물성을 모두 만족하는 열연 소둔 강판을 이용하여 얻을 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 열연 소둔 부재는 상기 열연 소둔 강판을 성형한 후 켄(quenching)-템퍼링(tempering) 열처리 공정을 거친 것이며, 이에 따라 미세조직으로 면적분율 12% 이하의 잔류 오스테나이트 상 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트 상의 분율이 12%를 초과하게 되면 본 발명에서 의도하는 초고강도 즉, 1400MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없게 된다.
본 발명에서는 상기 잔류 오스테나이트 상을 포함하지 않더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없으나, 다만 연성을 보다 유리하게 향상시키기 위한 목적에서 0.1% 이상으로 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
상기와 같은 미세조직을 가지는 본 발명의 열연 소둔 부재는 1100MPa 이상의 항복강도, 1400MPa 이상의 인장강도의 초고강도를 가지는 효과가 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 강도 편차가 적은 열연 소둔 부재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
앞서 언급한 바와 같이, 본 발명의 열연 소둔 부재는 본 발명의 강재 즉, 열연 소둔 강판을 성형한 후 켄칭-템퍼링 열처리를 행함으로써 제조할 수 있다.
본 발명에서 상기 열연 소둔 강판을 성형하는 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 상기 강판을 조관한 후 용접하여 강관으로 제조할 수도 있고 특정 부품으로의 제조를 위하여 복잡한 형상으로 냉간 가공할 수 있다.
다만, 상기 강관으로 제조하는 경우에는 경제적으로 유리한 전기저항용접(ERW)을 행할 수 있으며, 이때 120~190KW 정도의 입열량으로 행할 수 있다.
상기에 따라 성형한 강관 또는 부품(성형품)을 열처리할 수 있으며, 본 발명에서는 켄칭(quenching)-템퍼링(tempering) 열처리 공정을 행할 수 있다.
본 발명에서 상기 켄칭-템퍼링 열처리 공정은 특정 온도범위로 가열, 유지 및 냉각한 다음, 다시 특정 온도범위로 가열 및 유지하는 공정이며, 각 조건에 대해서는 하기에 구체적으로 설명한다.
먼저, 상기 성형한 강관 또는 부품(성형품)을 870~980℃의 온도범위로 가열한 후 1분 이상 유지한 다음, 20℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 켄칭(quenching) 공정을 행할 수 있다. 상기 강관 또는 부품(성형품)에 대해서 하기에서는 소재로 통칭한다.
상기 켄칭 공정시 870℃ 이상의 온도로 가열을 행함으로써 소재의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 할 수 있다. 만일, 그 온도가 870℃ 미만이면 가열되는 소재의 전 두께에 걸쳐 오스테나이트 상이 불충분하게 형성되어 열처리 이후 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 980℃를 초과하게 되면 소재의 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 소재의 표층 인접부에서 탈탄이 발생하여 강도가 하락할 우려가 있다. 보다 유리하게는 900~950℃의 온도범위에서 가열할 수 있다.
상술한 온도범위로 가열을 행함에 있어서, 충분한 오스테나이트화를 위하여 1분 이상 그 온도에서 유지할 수 있다. 만일, 유지 시간이 1분 미만이면 소재의 오스테나이트 조직과 성분의 균일 분포가 불균일해질 수 있다. 상기 유지 공정은 소재의 오스테나이트화가 충분히 이루어지는 시간 동안 행할 수 있는 바, 그 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 소재의 두께에 따라 적절히 선택할 수 있을 것이다.
상기 가열 및 유지를 행한 소재를 상온까지 냉각할 수 있으며, 이때 냉각된 소재의 조직이 마르텐사이트 상을 주상으로 가지도록 20℃/s 이상의 냉각속도로 행하는 것이 바람직하다. 만일, 상기 냉각속도가 20℃/s 미만이면 의도하는 미세조직을 형성할 수 없다. 상기 냉각 공정시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 설비 사양을 고려하여 100℃/s 이하로 행할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 냉각시 하기 관계식 4를 만족하는 조건으로 행할 수 있다.
본 발명에서 켄칭-템퍼링 열처리 공정을 행하기 위한 강재 즉, 열연 소둔 강판은 구상의 세멘사이트와 판상의 세멘타이트를 포함하는 것이다. 상기 구상의 세멘타이트가 조대할 경우 열적 안정성이 높아 상기와 같은 고온 가열을 행하더라도 조대한 구형 세멘타이트는 완전히 고용되지 못하고, 후속 템퍼링 공정시 형성된 템퍼드 마르텐사이트 조직 내에 잔존함으로써 탄소 원자의 고용량 감소에 따른 경화능의 하락으로 목표로 하는 강도를 확보할 수 없게 된다.
이에, 상기 열연 소둔 강판 내에 존재하는 세멘타이트 입자를 충분히 미세화하기 위하여 고온으로 가열하거나 또는 켄칭 시에 냉각속도를 상향시키는 것이 바람직하며, 본 발명에서는 특별히 하기 관계식 4를 만족함으로써 켄칭-템퍼링 열처리 후의 물성을 목표 수준으로 유리하게 확보하는 효과를 얻을 수 있다.
[관계식 4]
Ni/[(Ti+B)×CR] ≤ 5.0 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미하고, CR은 냉각속도(℃/s)를 의미한다)
상기 냉각은 상대적으로 빠른 냉각속도를 확보할 수 있는 수단에 의한 것이라면 어떠한 수단으로도 행할 수 있는 바, 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 한가지 구현예로서 가열 및 유지된 소재를 물 또는 오일 냉매에 침지함으로써 냉각을 행할 수 있다.
이후, 상술한 [가열 - 유지 - 냉각(상온 냉각)]으로 이루어지는 일련의 켄칭(quenching) 공정을 행한 소재를 100~300℃의 온도범위로 가열한 다음 10~90분간 유지하는 템퍼링(tempering) 공정을 행할 수 있다.
상기 템퍼링시 온도가 100℃ 미만이면 마르텐사이트 내에 미세 탄화물이 석출되는 양이 부족하여 강의 인성이 열화되고, 목표 수준의 항복강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 온도가 300℃를 초과하게 되면 켄칭된 소재의 강도가 감소하거나 조대한 Fe3C 상이 석출되어 템퍼드 마르텐사이트 취성이 발생할 가능성이 높아진다.
상술한 온도범위에서 열처리시 유지 시간이 10분 미만이면 마르텐사이트 상으로부터 Fe3C 상의 석출이 부족하여 항복강도 및 인성을 충분히 확보할 수 없고, 반면 그 시간이 90분을 초과하게 되면 Fe3C 석출물이 조대해질 우려가 있어, 목표 수준의 강도 확보가 어려울 수 있다.
한편, 상술한 켄칭-템퍼링 열처리를 행하여 의도하는 열간 성형 부재를 얻기 위하여 사용된 본 발명의 강재 즉, 열연 소둔 강판은 본 발명에서 제안하는 BAF 소둔 열처리를 행하지 아니한 열연 강판 자체(열연 산세 강판 포함) 또는 그것을 성형한 부품 등을 켄칭-템퍼링 열처리하는 경우에 비해 낮은 열연 강도를 가질 수 있다.
이에, 본 발명의 열연 소둔 강판을 성형한 소재(강관 또는 부재(소재 부품, 성형품))에 대한 켄칭-템퍼링 열처리시 상대적으로 고온에서 가열한 후 급속 냉각하는 공정을 적용할 수 있으며, 이로부터 항복강도 및 인장강도를 더욱 향상시키는 효과를 얻을 수 있다.
특히, 상술한 켄칭-템퍼링 열처리 공정을 거친 본 발명의 열연 소둔 부재는 앞서 언급한 바와 같이, 템퍼드 마르텐사이트 상을 주상으로 포함하며, 여기에 12% 이하의 분율로 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 바, 1100MPa 이상의 항복강도, 1400MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 슬라브 또는 잉곳을 1200±20℃ 범위에서 200분간 가열하여 균질화 처리한 다음, Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 700℃까지 냉각한 다음, 그 온도에서 권취하여 두께 3mm 이하의 열연 코일을 제조하였다.
그 다음, 상기에 따라 제조된 각각의 열연 코일을 산세 처리한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 BAF 소둔 열처리를 행하여 열연 소둔 강판을 제조하였다. 이때, 일부 열연 코일에 대해서는 BAF 소둔 열처리를 행하지 아니하였다.
이후, 상기 열연 소둔 강판과 상기 BAF 소둔 열처리를 행하지 아니한 열연 코일에 대해서 성형한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 켄칭-템퍼링 열처리를 행하여 부재를 제조하였다. 이때, 성형은 각각의 강(코일)을 조관한 후 ERW하여 강관으로 제조하였으며, 켄칭-템퍼링 열처리시 가열 후 1분 이상 유지하였으며, 템퍼링 온도에서도 10~90분간 유지하였다. 또한, 각 유지 시간은 모든 강(코일)에 대해 동일하게 적용하였다.
상기 BAF 소둔 열처리를 행한 열연 소둔 강판과 성형 및 켄칭-템퍼링 열처리를 행하여 얻은 부재에 대하여 인장 물성과 가공성(펀칭 가공성)을 평가하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 강의 폭 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 다음, 인장시험기를 이용하여 평가하였다. 이때, 강판의 중심부와 에지부에서 강도를 측정한 후 그 값의 차이를 폭 방향 강도 편차로 표기하였다.
또한, 펀칭 가공성 즉, 확공성을 평가하기 위하여, 원 시편을 120mm×120mm의 크기로 절단한 다음, 각 시편의 중앙 위치에 10mm 크기의 홀 펀칭(hole punching)을 행한 후 12% 클리어런스(clearance) 조건에서 원뿔형 펀치를 8mm/min의 속도로 펀치 홀(hole)에 수직한 방향으로 상승시켜 초기 구멍의 크기 변화를 측정하여 평가하였다. 또한, 초기 펀칭 홀의 크기(D0)로부터 원뿔형 펀치의 상승 이후 크랙이 발생하기 전까지의 최종 홀의 크기(D)로 변화하는 정도로부터 구멍확장성(HER)을 환산하였다. 보다 상세하게는, [{(D0-D)/(D0)}×100%]의 환산식을 이용하여 산출하였다. 이때, 그 값이 20% 이상인 경우에 대해서 확공성이 양호(○로 표시)한 것으로 평가하고, 그 값이 20% 미만인 경우는 불량(×로 표기)한 것으로 평가하였다.
그리고, 각각의 부재의 시편을 이용하여 미세조직을 관찰하고, 정량적으로 평가하였다. 이때, 광학현미경(OM), 주사전자현미경(SEM), EBSD(Electron Back-Scattering Diffraction) 및 XRD(X-ray Diffractometer) 분석 장비를 이용하여 오스테나이트 결정립의 크기, 잔류 오스테나이트(γ) 분율과 마르텐사이트 블락(block)의 크기를 측정하였다.
또한, 상기 부재의 마르텐사이트 블락(M. 블락)은 EBSD 장비로 측정한 미세조직을 OIM(Orientation Image Mapping) 프로그램을 이용하여 마르텐사이트 블락의 크기 및 면적분율 나타내는 Grain Size Chart 값을 산출하였다. 이 경우 블락/블락의 계면을 구분하기 위하여 엇각방위각도(Misorientation Angle, θ) 값을 15°이상으로 설정하였다.
강번 합금조성(중량%) Ceq 관계
식2		 관계
식3
C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Ni B* N*
1 0.251 0.21 1.27 0.010 0.0015 0.024 0.15 0.15 0.009 0.01 26 47 0.52 0.01 0.86
2 0.239 0.22 1.25 0.011 0.0018 0.028 0.15 0.15 0.001 0.30 27 36 0.53 0.20 81.1
3 0.238 0.22 1.24 0.010 0.0020 0.024 0.15 0.15 0.001 0.60 26 40 0.54 0.41 166.7
4 0.253 0.20 1.00 0.009 0.0014 0.018 0.15 0 0.027 0.10 26 47 0.46 0.08 3.38
5 0.249 0.21 0.80 0.010 0.0015 0.025 0.15 0 0.028 0.30 27 36 0.43 0.29 9.77
6 0.252 0.20 0.98 0.009 0.0015 0.028 0.15 0.16 0.027 0.10 26 40 0.48 0.08 3.38
7 0.252 0.20 0.91 0.010 0.0014 0.020 0.14 0.16 0.027 0.30 25 55 0.46 0.26 10.2
8 0.230 0.20 1.23 0.009 0.0020 0.020 0.15 0.15 0.001 0.89 25 55 0.55 0.61 254.3
(표 1에서 B* 및 N*는 ppm으로 나타낸 것이다.)
강번 제1 균열 제2 균열 제3 균열 켄칭-템퍼링 관계식4 구분
균열
온도
(℃)		 유지
시간
(hr)		 균열
온도
(℃)		 유지
시간
(hr)		 가열
속도
(℃/s)		 균열
온도
(℃)		 유지
시간
(hr)		 냉각
속도
(℃/s)		 가열
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 템퍼링
온도
(℃)
1 A 650 8 740 20 3 650 8 5 970 20 200 0.04 발명예 1
B 650 8 740 20 3 650 8 5 970 35 200 0.02 발명예 2
C - - - - - - - - 930 20 200 0.04 비교예 1
2 D 650 8 740 20 3 650 8 5 970 35 200 2.32 발명예 3
E - - - - - - - - 930 20 200 4.05 비교예 2
F 650 8 740 20 3 650 8 5 860 20 200 4.05 비교예 3
G 650 8 740 20 3 650 8 5 970 13 200 6.24 비교예 4
3 H 650 8 740 20 3 650 8 5 970 35 200 4.76 발명예 4
I - - - - - - - - 930 20 200 8.33 비교예 5
J 650 8 740 20 3 650 8 5 860 20 200 8.33 비교예 6
K 650 8 740 20 3 650 8 5 970 10 200 16.7 비교예 7
4 L 650 8 740 20 3 650 8 5 970 36 200 0.09 발명예 5
5 M 650 8 740 20 3 650 8 5 970 35 200 0.28 발명예 6
6 N 650 8 740 20 3 650 8 5 970 40 200 0.08 발명예 7
7 O 650 8 740 20 3 650 8 5 970 40 200 0.25 발명예 8
8 P - - - - - - - - 930 20 200 12.7 비교예 8
Q 650 8 740 20 3 650 8 5 970 35 200 7.27 비교예 9
구분 열연 소둔 강판 (열연 소둔) 부재
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 U-El
(%)		 n 확공성 강도
편차
(MPa)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 YR AGS
(㎛)		 γ분율
(%)		 M
블락
(㎛)
발명예1 311 468 33 19.2 0.26 ○ 70 1194 1525 6 0.78 20 5.7 4.9
발명예2 311 468 33 19.2 0.26 ○ 70 1157 1467 10 0.79 17 6.5 4.8
비교예1 - - - - - × 130 1072 1419 11 0.76 16 8.6 4.5
발명예3 295 456 35 19.3 0.26 ○ 70 1189 1482 11 0.80 20 4.7 6.1
비교예2 - - - - - × 120 1081 1424 12 0.76 17 11.2 4.8
비교예3 295 456 35 19.3 0.26 ○ 70 975 1271 8 0.77 24 6.7 6.8
비교예4 295 456 35 19.3 0.26 ○ 70 1020 1336 10 0.76 22 4.8 6.1
발명예4 283 469 36 19.1 0.26 ○ 70 1121 1416 7 0.79 23 3.8 7.1
비교예5 - - - - - × 122 1082 1412 10 0.78 21 10.6 5.6
비교예6 283 469 36 19.1 0.26 ○ 70 982 1265 9 0.78 24 6.7 6.8
비교예7 283 469 36 19.1 0.26 ○ 70 1033 1362 12 0.76 23 6.8 6.9
발명예5 368 513 28 17.1 0.22 ○ 70 1114 1518 8 0.73 18 6.8 4.8
발명예6 331 499 32 18.2 0.25 ○ 70 1123 1524 9 0.74 20 7.1 5.2
발명예7 376 534 27 16.9 0.22 ○ 70 1137 1625 7 0.70 20 6.1 5.3
발명예8 343 512 27 16.9 0.21 ○ 70 1123 1585 8 0.71 21 7.1 5.9
비교예8 - - - - - × 125 1071 1417 11 0.78 19 10.6 5.7
비교예9 289 531 31 16.7 0.22 ○ 70 1074 1343 9 0.80 23 4.2 5.7
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 성분관계식과 더불어 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 8은 열연 소둔 강판의 인장강도가 550MPa 이하로 저강도를 가지면서 강도 편차가 적고, 확공성이 우수함을 확인할 수 있다. 또한, 이러한 열연 소둔 강판을 이용하여 얻은 열연 소둔 부재는 오스테나이트 결정립 크기가 최대 23㎛ 임에도 항복강도 1100MPa 이상, 인장강도 1400MPa 이상으로 초고강도를 가짐을 확인할 수 있다.
한편, 본 발명의 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하지만 BAF 소둔 열처리 공정을 행하지 아니한 비교예 1, 비교예 2, 비교예 5 및 비교예 8은 확공성이 열위하고, 강도 편차가 120MPa 이상으로 크게 나타남에 따라 냉간 성형 후 켄칭-템퍼링 열처리를 행하는 부재에는 효과적으로 적용할 수 없다.
본 발명의 합금조성과 관계식 1 내지 3을 만족하지만 켄칭-템퍼링 열처리시 가열 온도가 낮거나, 냉각속도가 느린 경우(각각 비교예 3과 비교예 4)로서, 목표로 하는 열간 소둔 부재의 강도를 확보할 수 없었다.
또한, 비교예 6과 7의 경우에도 각각 켄칭-템퍼링 열처리시 가열 온도가 낮거나, 냉각속도가 느린 경우로서, 목표로 하는 열간 소둔 부재의 강도를 확보할 수 없었다.
합금조성 중 Ni의 함량이 과도한 비교예 9의 경우에도 목표로 하는 열간 소둔 부재의 강도를 확보할 수 없었다.
한편, 본 발명의 합금조성을 만족하나, Ti 함량이 상대적으로 적은 강 1 내지 3을 이용한 발명예 1(강 1), 발명예 3(강 2) 및 발명예 4(강 3)와 비교예 9(강 8)의 각 열연 소둔 강판의 w/4 지점에서 20mm×40mm 길이의 시편을 채취한 후 시편의 중심을 기준으로 좌우 대칭 길이방향으로 비커스 경도(Hv)를 측정한 결과를 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 발명예들은 시편의 길이방향으로 경도 값이 비교적 낮고 균일한 반면, 비교예 9는 시편의 길이방향으로 경도 값이 높고 균일하지 못한 것을 확인할 수 있다.
또한, 본 발명의 합금조성을 만족하나, Ti 함량이 상대적으로 적은 강 1 내지 3과 강 8을 이용하여 얻은 각 부재의 Q-T 물성을 나타내는 인장곡선을 도 2에 나타내었다.
도 2에서 R 930QT는 본 발명의 BAF 소둔 열처리를 행하지 않고 낮은 냉각속도로 켄칭-템퍼링(Q-T) 열처리된 경우, A 930QT는 본 발명의 BAF 소둔 열처리를 행한 후 낮은 냉각속도에서 켄칭-템퍼링 열처리된 경우, A 970WT(여기서 W는 water quenching을 의미함)는 본 발명의 BAF 소둔 열처리를 행한 후 빠른 냉각속도에서 켄칭-템퍼링 열처리를 실시한 경우를 의미한다.
도 2에 나타낸 바와 같이, R 930QT 시편의 Q-T 강도와 비교시 A 930QT 시편의 Q-T 강도가 상대적으로 낮은 것을 확인할 수 있다. 이는, 열연 소둔 강판의 미세조직을 구성하는 조대한 구상 세멘타이트가 켄칭-템퍼링 열처리를 위한 고온 가열시에도 완전히 고용되지 못하여 미고용 상태로 존재하여 켄칭-템퍼링 열처리 후에도 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상 내부에 잔존함에 기인하는 것으로 판단된다.
한편, A 930QT 시편들의 상대적으로 낮은 Q-T 강도는 가열 온도의 증가 및 냉각속도를 빠르게 하는 경우(A 970WT)와 비교할 때, 모든 시편에서 Q-T 강도가 증가한 것을 확인할 수 있다.
도 3은 본 발명의 합금조성을 만족하나, Ti 함량이 상대적으로 적은 강 1 내지 3과, 강 8을 이용한 각 부재의 마르텐사이트 블락(block) 크기에 따른 면적분율의 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3에 나타낸 바와 같이, 발명예들(강 1 내지 3에 해당)은 마르텐사이트 블락의 크기가 미세한 것과 상대적으로 조대한 것을 고르게 포함하는 것을 확인할 수 있으며, 이는 일반적으로 미세한 크기의 블락 또는 래스(lath) 형상의 블락을 갖는 마르텐사이트를 포함하는 경우에 초고강도 값을 나타내는 것과 상반되는 결과이다.
이를 통해 볼 때, 본 발명의 열연 소둔 부재는 마르텐사이트 크기 자체 보다는 켄칭-템퍼링 열처리시 온도 및 냉각속도 등에 따른 마르텐사이트 전위를 포함한 결함 밀도의 증가 및 고경각 입계전위밀도의 증가에 기인하여 초고강도를 갖는 것으로 확인된다.
도 3에서 R QT는 본 발명의 BAF 소둔 열처리를 행하지 않고 본 발명의 조건으로 켄칭-템퍼링(Q-T) 열처리된 경우, A QT는 본 발명의 BAF 소둔 열처리를 행한 후 본 발명의 조건으로 켄칭-템퍼링 열처리된 경우를 의미한다.
상술한 결과들로 볼 때, 본 발명의 켄칭-템퍼링 열처리를 행한 열연 소둔 부재의 강도가 증가하는 것은 강 중 니켈(Ni) 원소의 함량 및 켄칭시 가열속도 및 냉각속도와 밀접한 관계가 있는 것을 알 수 있다.
본 발명에 의하면, 니켈 원소의 첨가에 따라 열처리된 소재의 오스테나이트 결정립 크기(AGS) 및 마르텐사이트 블락의 크기가 조대해지지만, 이러한 조대화에 따른 결정립계의 면적이 감소하여 상대적으로 입계에 편석된 탄소 함량이 감소되어 강의 켄칭 경화능이 커지고, 켄칭시 과냉각으로 인하여 마르텐사이트 블락 또는 래스(lath) 내부에 전위를 포함한 결함 밀도가 급격히 증가함에 따라, 켄칭-템퍼링 열처리 후 강도가 현저히 증가하는 것으로 보여진다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.8~1.4%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외), 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트를 포함하는 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판.

    [관계식 1]
    0.4 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.6 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    Ni/(C+Mn) ≤ 0.6 (여기서, Ni, C, Mn은 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 3]
    Ni/(Ti+B) ≤ 170 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미한다)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 열연 소둔 강판은 면적분율 75~90%의 페라이트, 3~10%의 펄라이트 및 5~15%의 세멘타이트를 포함하는 것인 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 세멘타이트는 구형의 형상을 가지며, 상기 세멘타이트의 장축의 길이가 0.07~81㎛인 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연 소둔 강판은 인장강도 550MPa 이하, 연신율 25% 이상, 확공성 20% 이상, 폭 방향 강도 편차가 70MPa 이하인 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.8~1.4%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외), 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 내지 3을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 12% 이하의 잔류 오스테나이트 상 및 잔부 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함하는 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재.

    [관계식 1]
    0.4 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.6 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    Ni/(C+Mn) ≤ 0.6 (여기서, Ni, C, Mn은 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 3]
    Ni/(Ti+B) ≤ 170 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미한다)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 열연 소둔 부재는 1100MPa 이상의 항복강도, 1400MPa 이상의 인장강도를 가지는 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.35%, 망간(Mn): 0.8~1.4%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.03% 이하, 니켈(Ni): 0.6% 이하(0% 제외), 티타늄(Ti): 0.05% 이하(0% 제외), 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 내지 3을 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계 및 상기 열연 코일을 630~840℃의 온도범위에서 20~80시간 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 BAF 소둔 열처리는 상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열한 후 5~15시간 유지하는 제1 균열 단계 및 상기 제1 균열 처리된 열연 코일을 650~760℃의 온도범위로 가열한 후 15~65시간 유지한 다음 5℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 균열 단계를 포함하며,
    상기 제2 균열 처리된 열연 코일을 650℃ 이상의 온도에서 1~8시간 유지한 다음 5℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제3 균열 단계를 더 포함하는 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    0.4 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.6 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    Ni/(C+Mn) ≤ 0.6 (여기서, Ni, C, Mn은 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 3]
    Ni/(Ti+B) ≤ 170 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미한다)
  8. 삭제
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 열연 코일은 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 660~750℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하여 제조되는 것인 강도 편차가 적은 열연 소둔 강판의 제조방법.
  10. 제 7항 또는 제 9항의 제조방법으로 제조된 열연 소둔 강판을 성형하는 단계;
    상기 성형 후 870~980℃의 온도범위로 가열한 후 1분 이상 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지 후 20℃/s 이상의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각 후 100~300℃의 온도범위에서 10~90분간 유지하는 단계
    를 포함하는 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재의 제조방법.
  11. 제 10항에 있어서,
    상기 냉각은 하기 관계식 4를 만족하는 조건으로 행하는 것인 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재의 제조방법.

    [관계식 4]
    Ni/[(Ti+B)×CR] ≤ 5.0 (여기서, Ni, Ti, B은 중량 함량을 의미하고, CR은 냉각속도(℃/s)를 의미한다)
  12. 제 10항에 있어서,
    상기 성형은 상기 열연 소둔 강판을 조관한 후 전기저항용접(ERW)을 이용하여 강관을 제조하는 것이고,
    상기 전기저항용접은 120~190KW의 입열량으로 행하는 것인 강도 편차가 적은 고강도 열연 소둔 부재의 제조방법.
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