KR102209556B1 - 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법 - Google Patents

구멍확장성이 우수한 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, 구멍확장성이 우수하고 열처리 후 항복비가 우수한 강판, 이를 이용한 부재 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법 {STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOLE-EXPANDABILITY, FORMED MEMBER, AND MANUFACTURING METHOD OF THEREFOR}
본 발명은 자동차 차체 구성 부품 등에 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 구멍확장성이 우수하고 열처리 후 항복비가 우수한 강판, 이를 이용한 부재 및 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차 차체의 구성 부품 중에서 샤시 부품의 한 종류인 링크류 부품은 복잡한 성형의 냉간 성형이 용이하도록 고연신, 고내부식, 고강도와 더불어 고내구성이 요구되며, 최종 부품의 중량 감소를 위하여 얇은 두께의 열연강판이 그 소재로도 선호되고 있다.
일반적으로, 열연강판을 이용한 부품의 생산은 냉간 스템핑(stamping), 열간 프레스(press) 또는 냉간 스템핑 성형 후 열처리를 실시하는 공법으로 제조되고 있다.
이 중, 냉간 스템핑 또는 냉간 스템핑 성형 후 열처리를 거쳐 제조되는 부품의 원 소재는 냉간 성형 과정에서 복잡한 형상으로의 성형이 용이하도록 높은 연신율을 가져야 하며, 열처리 후에는 외부 반복 하중에 저항하도록 높은 강도 및 높은 부식 저항성이 요구된다.
한편, 냉간 성형을 통한 부품 제조시 원 소재를 전단하는 블랭킹 과정에서 파단이 일어나거나 또는 성형 한계 이상의 형상 성형 및 구멍 확장 과정에서 성형 크랙 또는 파단 등의 결함이 발생하는 것으로 알려져 있다.
게다가, 성형된 부품의 고강도 확보를 위하여 그 부품에 대해 가열-켄칭(quenching)-템퍼링(tempering) 공정을 포함하는 열처리를 거치는 과정에서 부품 형상 또는 치수 변화가 발생하여 형상 동결성이 하락하는 것으로 알려져 있다.
따라서, 링크류 부품에 적합한 열연강판 소재는 냉간 성형 과정에서 높은 연신율, 열처리 후에는 고강도 및 사용 환경에서의 장수명을 위하여 내부식 피로 내구성을 가질 필요가 있다.
통상, 열연강판의 고연성과 상대적으로 낮은 열연 강도를 위하여 코일 형태의 열연강판을 제조한 후 박스(batch) 가열로, 보열로 또는 연속소둔로 등을 이용하여 연질화 소둔(Soft Annealing) 열처리를 실시한다.
이러한 연질화 소둔 열처리는 열연코일뿐만 아니라 냉연코일 자체, 열연강판과 냉연강판의 강도를 감소시키는데에 효과적인 방법이며, 이와 같이 소둔 열처리된 강을 이용하여 후(後)열처리를 행하는 조건 등에 대해 다양한 연구가 진행되고 있다.
특허문헌 1에서는 0.2~0.7중량%의 탄소(C)를 함유하는 강을 급속냉각한 후 600℃ 이하의 낮은 온도에서 권취한 다음 640℃~Ac1 온도구간에서 연질화 소둔 열처리하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우, 신장 플랜지성의 향상이 가능하다고 개시하고 있다.
그런데, 열연코일을 저온에서 권취하는 경우, 미세조직에 따른 초기 열연 강도가 높아 후속 연질화 소둔 열처리를 통하여 빠른 속도로 구상의 Fe3C 입자를 형성시킬 수는 있으나, 고온에서 장시간의 열처리를 행하지 아니하는 소둔 조건에서는 열연 강도의 감소 또는 연질의 열연강판 제조에 제약이 있을 수 있다.
더욱이, 고탄소강을 저온 권취하는 경우에는 권취 형상이 불량하거나 경(hard spot)조직이 형성될 우려가 있다.
특허문헌 2에서는 0.2~0.7중량%의 탄소(C)를 함유하는 강을 급속냉각한 후 600℃ 이하의 낮은 온도에서 권취한 다음 640℃~Ac1 온도구간에서 연질화 소둔 열처리하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우, 굽힘성의 향상이 가능하다고 개시하고 있다. 또한, 연질화 소둔 열처리 과정에서 강판 표층에 AlN을 형성하여 표면 경도의 증가를 억제하기 위하여 강 중 Sol.Al의 함량을 0.01% 이하로 제어함을 개시하고 있다.
그런데, 상기 기술은 최대 0.7%의 탄소를 포함하는 고탄소강의 굽힘성 향상에는 효과적일 수 있으나, Sol.Al의 함량을 0.01% 이하로 제어하기 위해서는 용강 탈산 시간의 증대를 초래할 수 있어, 강판의 전체 생산성이 감소하게 되는 문제를 일으킬 수 있다.
일본 공개특허공보 제2003-013145호 대한민국 등록공고 제10-1107531호
본 발명의 일 측면은, 높은 구멍확장성(HER)과 양호한 용접성을 가지면서, 오스템퍼링 열처리 후에도 초고강도와 고항복비를 가지는 강판, 이를 이용하여 얻은 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): 0.20~0.52%, 망간(Mn): 0.7~1.4%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 중 적어도 1종 이상, 니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고연성 강판을 제공한다.
[관계식 1]
0.5 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.8 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
[관계식 2]
(C+Mn)/(Si+Ni+Cu) ≤ 10 (여기서, C, Mn, Si, Ni, Cu는 중량 함량을 의미한다)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1 내지 2를 만족하고, 미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하고, 면적분율 20% 이하로 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 MA 상 중 하나 이상을 포함하며, 항복비가 0.8 이상인 구멍확장성이 우수한 고강도 부재를 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1 및 2를 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 8~65시간 유지한 다음 5℃/s 미만의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 균열 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고연성 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은, 상기에 의해 제조된 고강도 강판을 성형하는 단계; 상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1분 이상 1차 유지하는 단계; 상기 가열 및 유지 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 250℃ 이상~450℃ 미만의 온도범위까지 1차 냉각한 후 10분 이상 2차 유지하는 단계; 및 상기 냉각 및 2차 유지 후 상온까지 2차 냉각하는 단계를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 부재의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 구멍확장성이 우수하고, 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 따른 열연 코일과 상기 열연 코일을 소둔 처리한 강판의 불균일 연신율 값을 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 열연 코일((a), (b)), 상기 열연 코일을 소둔 처리한 강판((c), (d))의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
본 발명자들은 자동차 차체 구성 부품 중 샤시용 부품으로 적합한 소재를 제공함에 있어서, 상기 소재의 가공성 특히, 구멍확장성이 우수하고, 고연성을 가지면서, 그러한 소재를 복잡한 형상으로 가공한 후 열처리한 경우에도 초고강도와 더불어 고항복비를 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 강판 및 그 강판을 이용한 부재를 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고연성 강판은 탄소(C): 0.20~0.52%, 망간(Mn): 0.7~1.4%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 중 적어도 1종 이상, 니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 적어도 1종 이상을 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 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): 0.20~0.52%
탄소(C)는 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서, 특히 오스템퍼링 열처리 후 강도를 증가시키는데 유효하다. 이러한 C의 함량이 0.20% 미만이면 오스템퍼링 열처리 후 초고강도, 예컨대 인장강도 1200MPa 이상의 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.52%를 초과하게 되면 용접에 어려움이 있고, 용접부의 열처리 과정에서 용접부와 모재 사이에 경도 차이가 커져 열처리 이후에도 균열이 발생하고, 그로 인해 피로 내구성이 열위할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 C는 0.20~0.52%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 0.7~1.4%
망간(Mn)은 강의 강도를 높이는데 필수적인 원소이며, 역시 오스템퍼링 열처리 후 강도를 증가시킨다. 이러한 Mn의 함량이 0.7% 미만이면 열처리 후 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.4%를 초과하게 되면 열연강판 내에 망간 편석대가 현저히 발생하고, 그러한 강판을 구멍 확관하는 냉간 성형 공정 중에 편석대에서 이중판(delamination)과 유사한 구멍 확관 균열이 발생하기 쉬워져 구멍 확장성의 열화를 초래할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 Mn은 0.7~1.4%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.5% 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 0.5%를 초과하게 되면 실리콘 산화물의 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세 공정에 의한 제거가 쉽지 않다. 또한, 그 함량이 0.5%를 초과하게 되면 열연 코일의 소둔 시에 강도를 감소시키는데 한계가 있고, 오스템퍼링 열처리 시 빠른 냉각속도를 적용하지 아니할 경우 최종 미세조직 내에 페라이트 상이 잔존하여 최종 부재(부품)의 항복강도를 향상시키거나 고항복비를 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서 Si은 0.5% 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, 오스템퍼링 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): 0.05% 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 0.05% 이하로 제한할 수 있으며, 0%는 제외한다.
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.
한편, 추가 원소로서 B을 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 오스템퍼링 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 오스템퍼링 열처리 후 강도 및 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, 오스템퍼링 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 오스템퍼링 열처리 과정에서 용접부의 오스테나이트 결정립 성장을 방해함으로써 용접부/모재부 사이에 갈바닉 전류의 차이를 감소시켜 부재의 용접부 내식성 및 부식유기수소취하 저항성을 개선하는 효과를 얻을 수 있다.
니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상
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 있고, 열처리된 부재의 사용 환경에서의 내식성을 향상시킬 수 있다. 다만, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 제조원가의 상승을 유발할 수 있다. 따라서, 이를 고려하여 상기 Ni을 0.9% 이하로 함유할 수 있다.
구리(Cu)는 강의 내식성을 증가시키고, 오스템퍼링 열처리 후의 강도를 향상시키는데에 유리하다. 이러한 Cu의 함량이 0.4%를 초과하게 되면 열연강판에 균열을 발생시켜 강판의 제조 실수율을 저하시키거나, 또는 열처리 후의 강도를 과도하게 증가시켜 균열을 발생시키고, 인성이 저하될 우려가 있다. 또한, Cu는 그 자체로 열연강판의 표면 균열을 발생시킬 수 있으므로 상술한 Ni과 복합 첨가하여 사용하는 것이 바람직하다.
상술한 Ni과 Cu를 첨가함에 있어서, 그 함량 합을 0.9% 이하로 제한함으로써, 열처리 전 강판의 불균일 연신을 억제하거나 또는 강판 자체 또는 부재의 용접부 내식성을 유효하게 향상시킬 수 있다. 만일 이들 함량 합이 0.9%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 오히려 제조원가를 크게 상승시킬 우려가 있다.
티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 1종 이상을 더 포함
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 연신율 또는 충격인성이 급격히 저하하게 된다. 따라서, 상기 Ti은 0.05% 이하로 포함할 수 있다.
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, 용접성을 저해한다. 특히, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 B의 첨가 효과가 포화되고, 적절한 강도 및 인성을 확보하는데에 어려움이 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.005% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.003% 이하로 포함함으로써 열처리 후 강도 및 인성을 우수하게 확보하는데 효과적이다.
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 0.5~0.8을 만족하는 것이 바람직하다.
하기 관계식 1은 GMAW 또는 ERW 등에 적용하기 위한 탄소당량 계산식이다. 본 발명의 강판은 자동차 샤시 부품 등에 적용하기 위한 소재로서, 2~3개의 개별 형상을 갖는 부품을 냉간 성형으로 제작한 후 용접(welding)을 통해 부품을 체결(assembly)하는 과정을 거칠 수 있다. 이때, 개별 부품의 용접 품질은 최종 열처리(본 발명의 경우 오스템퍼링 열처리) 후 부품의 피로 내구성 특성에 영향을 줄 수 있다.
상기 Ceq 값이 0.5 미만이면 강의 경화능이 불충분하여 최종 부품의 열처리 후의 강도를 확보하는데에 어려움이 있고, 반면 그 값이 0.8을 초과하게 되면 용접이 어려워지고, 용접 및 열처리 후에도 균열 발생의 기점이 될 수 있다.
[관계식 1]
0.5 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.8 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
또한, 본 발명의 강판은 C, Mn, Si, Ni 및 Cu의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명은 열연 코일에 대해 특정 조건으로 소둔 열처리를 행함으로써 열연 강도를 충분히 낮추면서, 고연성을 확보하고자 하기 위하여, 이에 영향을 미치는 원소들의 함량을 관계식 2로 제한한다.
하기 관계식 2의 값이 10을 초과하면 상대적으로 Si, Ni, Cu의 함량이 낮은 경우로서 열연 코일의 소둔 열처리시 세멘타이트의 형상을 판상에서 구상으로 변화시킴에 있어서 상대적으로 높은 온도 및 장시간이 요구되어 소둔 열처리된 강판의 연질화 생산성을 저하시킨다.
따라서, 본 발명에서는 Si과 Ni 등을 첨가함으로써 세멘타이트의 구상화를 촉진하는 효과를 얻을 수 있다. 이는, 동일한 소둔 열처리 조건에서 상기 원소들이 오스테나이트 내에 탄소 원자의 확산 계수를 증가시켜 세멘타이트의 분해를 용이하게 할 수 있음에 기인하는 것이다.
[관계식 2]
(C+Mn)/(Si+Ni+Cu) ≤ 10 (여기서, C, Mn, Si, Ni, Cu는 중량 함량을 의미한다)
본 발명에서 제안하는 합금조성과 관계식 1 내지 2를 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트, 펄라이트 및 세멘타이트를 포함할 수 있다.
구체적으로, 상기 페라이트는 면적분율 70~90%로 포함하고, 상기 펄라이트는 면적분율 5~15%, 상기 세멘타이트는 면적분율 5~15%로 포함함으로써 의도하는 강도와 더불어 연성을 우수하게 확보할 수 있다.
상기 본 발명의 강판은 소둔 열처리를 행한 열연 강재로서 상기 소둔 열처리에 의해 페라이트 결정립이 조대화하거나, 펄라이트 내 판상의 세멘타이트가 구형으로 변화된 것이다. 따라서, 상기 페라이트는 결정립 크기가 0.5~21㎛, 평균 결정립 크기가 5㎛ 이상이며, 상기 세멘타이트는 그 크기가 0.04~7㎛, 평균 크기는 1.1~1.5㎛일 수 있다.
여기서, 페라이트 결정립 크기와 세멘타이트의 크기는 소둔 열처리된 강판의 단면을 관찰하여 측정한 원 상당 직경(Equivalent Circular Diameter)을 의미한다.
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강판은 연신율이 20% 이상으로 고연성과 더불어 구멍확장성(HER)을 30% 이상으로 확보할 수 있으며, 2% 이하의 불균일 연신율(YP-El)을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고연성 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
우선, 상술한 합금조성과 관계식 1 내지 2를 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 열처리 시 상기 열연 코일 자체 즉, 통 코일을 소둔로(furnace)에 장입하여 균열하는 열처리를 행하고, 이때의 온도 및 시간을 최적화함으로써 열연 코일의 강도를 충분히 낮추면서 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 소둔 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.
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 8~65시간 유지한 다음 5℃/s 미만의 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 8시간 미만이면 전체 균열 시간이 부족하여 열연 코일의 온도를 균일하게 제어하기 어려우며, 제조되는 강판의 고연신율과 구멍확장성을 우수하게 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 시간이 65시간을 초과하게 되면 구상화된 세멘타이트가 조대화되고 페라이트 결정립도 조대화되어 제조되는 강판의 인장 물성과 구멍확장성을 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 미만으로 냉각을 행할 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 1℃/s 미만(0℃/s 제외)으로 행할 수 있다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s 이상이면 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, 상기 제1 균열시와 동일한 온도 및 시간으로 행할 수 있다. 이후, 상온까지 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각을 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 강판을 얻을 수 있다.
한편, 상술한 BAF 소둔 열처리를 행하기 위한 열연 코일은 앞서 언급한 합금조성과 관계식 1 내지 2를 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, 열연 강도가 높아져 이후에 행해지는 BAF 소둔 열처리시 강도를 낮추고 연성을 향상시키는데에 한계가 있으며, 소둔 시간의 증가를 초래할 수도 있다.
반면, 상기 권취시 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 공정까지 완료한 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 구멍확장성이 우수한 고강도 부재에 대하여 상세히 설명한다.
상기 고강도 부재는 상술한 바에 따라 제조되는 강판, 바람직하게는 상술한 합금조성, 관계식 1 내지 2와 더불어 미세조직 구성 및 기계적 물성을 모두 만족하는 강판을 이용하여 얻을 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 고강도 부재는 상기 강판을 성형한 후 오스템퍼링 열처리 공정을 거친 것이며, 이에 따라 미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하고, 면적분율 20% 이하로 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 MA(Martensite-Austenite constituent) 상 중 하나 이상을 포함할 수 있다. 다만, 상기 베이나이트 상을 100%로 포함하는 것을 배제하는 것은 아니다.
상기 베이나이트 상 이외의 분율이 20%를 초과하게 되면 본 발명에서 의도하는 초고강도 즉, 1200MPa 이상의 인장강도 또는 0.8 이상의 높은 항복비를 확보할 수 없게 된다.
상기와 같은 미세조직을 가지는 본 발명의 고강도 부재는 1200MPa 이상의 인장강도와 0.8 이상의 항복비를 가지는 효과가 있다.
이하, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 부재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
앞서 언급한 바와 같이, 본 발명의 고강도 부재는 본 발명의 강판을 성형한 후 오스템퍼링 열처리를 행함으로써 제조할 수 있다.
본 발명에서 상기 강판을 성형하는 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 의도하는 부품 형상으로 냉간 성형하여 제작한 후 용접을 통해 부품을 체결하는 과정을 거칠 수 있다. 여기서, 상기 냉간 성형은 하나의 예로서 복잡한 형상을 갖는 부품을 제조할 수 있는 냉간 스템핑 공정일 수 있다.
상기 용접 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 가스메탈아크용접(GMAW: Gas Metal Arc Welding), 레이저 용접(LW: Laser Welding) 및 스폿 용접(SW: Spot Welding) 중 하나의 용접 방법을 이용할 수 있으며, 용접 재료를 사용하여 용접하는 경우와 동종 또는 이종 소재의 가열 용접하는 것을 포함할 수 있다.
상술한 바에 따라 성형을 행한 부품(성형품)을 열처리할 수 있으며, 본 발명에서는 오스템퍼링(austempering) 공정을 행할 수 있다. 여기서, 성형을 행한 부품(성형품)은 냉간 성형만을 행한 것 또는 냉간 성형 후 용접을 행한 것일 수 있다.
본 발명에서 상기 오스템퍼링 공정은 특정 온도범위로 가열, 유지 및 냉각한 다음, 냉각한 온도에서 유지한 후 다시 냉각하는 공정이며, 각 조건에 대해서는 하기에 구체적으로 설명한다.
먼저, 상기 성형한 부품(성형품)을 Ar3 이상으로 가열한 후 1분 이상 유지(1차 유지)하는 공정을 행할 수 있다. 상기 부품(성형품)에 대해서 하기에서는 소재로 통칭한다.
상기 소재의 가열시 Ar3 이상, 바람직하게는 860~970℃의 온도범위에서 행함으로써 소재의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 할 수 있다. 만일, 그 온도가 860℃ 미만이면 가열되는 소재의 전 두께에 걸쳐 오스테나이트 조직이 불충분하게 형성되어 오스템퍼링 열처리 이후 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 970℃를 초과하게 되면 소재의 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 소재의 강도가 하락할 우려가 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 유지 공정을 행한 소재를 250℃ 이상~450℃ 미만의 온도범위로 냉각(1차 냉각)한 후 그 온도에서 10분 이상 유지(2차 유지)하는 공정을 행할 수 있다.
상기 냉각은 냉각된 소재의 조직이 베이나이트 상을 주상으로 가지도록 250℃ 이상으로 냉각한 후 유지할 수 있다. 상기 냉각이 250℃ 미만에서 종료되면 저온 조직상을 충분히 확보하기 어려워져, 열처리 후 고항복비를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 450℃ 이상이면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 열처리 후의 강도를 확보할 수 없게 된다.
상기 냉각을 종료한 온도범위에서 유지하는 공정을 거치며, 구체적으로 상기 유지하는 공정은 의도하는 온도범위로 냉각한 후 별도의 재가열 없이 10분 이상 등온 유지하거나, 또는 설정된 유지 시간 내에서 냉각을 종료한 온도에서 450℃ 미만의 온도까지 천천히 가열(재가열)을 행하여 10분 이상 유지하는 공정일 수 있다.
상기 재가열을 통해 유지하는 공정의 경우 마르텐사이트 상에 비해 베이나이트 상을 유리하게 형성할 수 있으며, 이때 재가열 시간이 길어질수록 베이나이트 상의 분율 및 잔류 오스테나이트 상의 분율을 높이는 효과가 있다.
상기 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 한가지 구현예로서 가열 및 유지된 소재를 가스(gas) 냉각하거나, 오일 또는 염욕 냉매에 침지함으로써 냉각을 행할 수 있다. 이를 통해 냉각한 후 재가열하여 유지 공정을 행하는 경우, 상기 오일 또는 염욕의 온도를 높일 수 있을 것이다.
이때, 고온으로 가열된 온도로부터 상술한 온도범위로 냉각하는 과정에서 페라이트 상이 면적분율 20% 미만으로 형성될 수 있는 냉각속도로 행할 수 있으며, 구체적으로 10℃/s 이상, 보다 유리하게는 10~50℃/s의 냉각속도로 행할 수 있다.
이후, 상기 냉각 및 유지 공정을 완료한 소재를 상온까지 냉각(2차 냉각)하는 공정을 행할 수 있으며, 이때의 냉각속도는 특별히 한정하지 아니하나, 5℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있고, 공냉을 행하여도 무방하다.
한편, 상술한 오스템퍼링 열처리 공정을 거친 본 발명의 고강도 부재는 앞서 언급한 바와 같이, 베이나이트 상을 주상으로 포함하는 바, 1200MPa 이상의 인장강도와 더불어 0.8 이상의 항복비를 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 균질화처리 한 다음, Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 660~750℃까지 평균 냉각속도 20℃/s 이상(50℃/s 이하)으로 냉각한 다음 그 온도에서 권취하여 두께 4mm 이하의 열연 코일을 제조하였다.
그 다음, 상기에 따라 제조된 각각의 열연 코일을 산세한 다음 하기 표 2에 나타낸 조건으로 BAF 소둔 열처리를 행하여 열연 소둔 강판을 제조하였다. 이때, 2차 균열 및 3차 균열 이후에는 상온까지 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하였다.
이후, 상기 열연 소둔 강판에 대해서 냉간 스템핑 방법으로 형상 부품을 제작한 후 각각의 부품을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 오스템퍼링 열처리하여 부재를 제조하였다.
상기 BAF 소둔 열처리를 행한 열연 소둔 강판에 대하여 인장 물성과 구멍확장성을 측정하였으며, 성형 및 오스템퍼링 열처리를 행하여 얻은 부재에 대하여 인장 물성과 미소경도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 폭의 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 후 측정하였다. 이때, 열연 소둔 강판의 항복강도는 하부 항복점(LYP)을 측정한 값으로, 열처리된 부재의 항복강도는 0.2% Off-set 조건으로 측정한 값을 나타내었다.
또한, 구멍확장성의 평가를 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 열연 소둔 강판의 시편을 이용하여 미세조직을 관찰하였다. 이때, 페라이트 결정립 크기는 광학 현미경을 이용하여 ×500 배율로 미세조직을 관찰한 후 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 각각의 크기를 측정하였다. 또한, 세멘타이트의 크기는 광학 현미경 및 주사전자현미경을 이용하여 각기 다른 위치에서 총 10회에 걸쳐 반복 관찰한 후 개별 크기를 측정하고, 평균 값을 산출하였다.
각 부재의 시편을 이용하여 비커스 경도기를 이용하여 경도(Hv)값을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 각 부재의 동일한 부위를 절단하고, 그 단면 두께의 t/4(여기서 t는 두께(mm)를 의미함) 위치를 따라서 시편의 길이방향으로 총 10회에 걸켜 경도를 측정한 후 평균 값을 산출하였다.
강번 합금조성(중량%) Ceq 관계식2 Ac1 Ms
C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Cu Ni B* N*
1 0.251 0.214 1.27 0.010 0.0015 0.024 0.154 0.154 0.009 0.004 0.005 26 47 0.52 6.8 718 391
2 0.236 0.215 1.25 0.011 0.0018 0.028 0.149 0.151 0.001 0.001 0.298 27 36 0.52 2.9 713 393
3 0.236 0.220 1.24 0.010 0.0020 0.024 0.150 0.151 0.001 0.001 0.598 26 40 0.54 1.8 709 388
4 0.230 0.197 1.23 0.009 0.0020 0.020 0.147 0.147 0.001 0.001 0.890 25 55 0.55 1.3 703 386
5 0.252 0.204 0.78 0.010 0.0014 0.020 0.144 0.156 0.027 0 0.300 25 55 0.46 2.0 718 400
6 0.335 0.155 1.29 0.011 0.0020 0.044 0.148 0.105 0.032 0.008 0 20 42 0.60 10 716 356
7 0.335 0.153 1.31 0.011 0.0020 0.040 0.149 0.103 0.031 0.102 0.101 21 55 0.62 4.6 714 353
8 0.335 0.153 1.31 0.011 0.0020 0.040 0.149 0.103 0.031 0.102 0.101 21 55 0.62 4.6 714 353
9 0.364 0.156 0.90 0.011 0.0015 0.016 0.100 0.028 0.001 0.186 0.012 19 47 0.55 3.6 719 356
10 0.363 0.304 0.90 0.010 0.0010 0.043 0.100 0.029 0.001 0.190 0.012 20 40 0.55 2.5 724 356
11 0.407 0.119 1.01 0.010 0.0015 0.036 0.148 0.104 0.029 0.001 0.028 20 42 0.63 9.6 718 333
12 0.415 0.104 1.00 0.011 0.0018 0.037 0.148 0.101 0.028 0.095 0.103 21 49 0.64 4.7 716 329
13 0.376 0.104 0.93 0.0095 0.0015 0.016 0.140 0.010 0.026 0.278 0.286 20 42 0.60 2.0 714 345
14 0.463 0.106 0.98 0.010 0.0016 0.044 0.147 0.100 0.028 0.300 0.305 21 40 0.72 2.0 713 305
15 0.251 0.214 1.27 0.010 0.0015 0.024 0.154 0.154 0.009 0.004 0.005 26 47 0.52 6.8 718 391
16 0.236 0.215 1.25 0.011 0.0018 0.028 0.149 0.151 0.001 0.001 0.298 27 36 0.52 2.9 713 393
(표 1에서 B* 및 N*는 ppm으로 나타낸 것이다. 또한, 표 1에서 Ac1(℃)은 [Ac1 = 723 - 10.7Mn - 16.9Ni + 29.1Si + 16.9Cr + 290As + 6.38W]로부터, Ms(℃)는 [Ms = 539 - 423C - 30.4Mn - 12.1Cr - 17.7Ni - 7.5Mo]로부터 도출된 값을 나타낸 것이다.)
강번 BAF 소둔 열처리 오스템퍼링 열처리 구분
1차 균열 2차 균열 3차 균열 가열
온도
(℃)		 유지
시간
(min)		 냉각
속도
(℃/s)		 냉각종료
온도
(℃)		 유지
온도
(℃)		 균열
시간
(min)
온도(℃)
시간(hr)		 온도(℃)
시간(hr)		 온도(℃)
시간(hr)
1 647/8 740/8 647/8 930 10 30 350 400 10 발명예1
2 647/8 740/8 647/8 930 10 30 350 400 10 발명예2
3 647/8 740/8 647/8 930 10 30 350 400 10 발명예3
4 650/8 740/8 650/8 930 10 30 350 400 10 발명예4
5 650/8 740/8 650/8 930 10 30 350 400 10 발명예5
6 650/8 740/8 650/8 870 1 40 350 400 10 발명예6
7 650/8 740/8 650/8 870 10 40 350 400 10 발명예7
8 650/8 740/8 650/8 870 10 25 350 450 10 비교예1
9 654/8 740/8 654/8 900 30 40 350 400 10 발명예8
10 654/8 740/8 654/8 880 8 30 350 400 10 발명예9
11 662/8 740/8 662/8 870 10 30 350 400 10 발명예10
12 662/8 740/8 662/8 880 10 30 350 400 10 발명예11
13 662/8 740/8 662/8 900 10 40 350 440 10 발명예12
14 662/8 740/8 662/8 870 60 20 350 400 10 발명예13
15 650/8 840/8 650/8 970 10 40 350 450 10 비교예2
16 650/8 840/8 650/8 970 10 40 350 450 10 비교예3
구분 열연 소둔 강판 부재 (오스템퍼링 열처리 후)
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 YP-El
(%)		 HER
(%)		 F 평균크기
(최소~최대)		 C 평균크기
(최소~최대)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 YR HV
발명예1 279 468 33 2.0 33 5.5
(0.5~16.0)		 1.1
(0.10~4.5)		 1126 1267 11 0.89 384
발명예2 289 456 35 2.0 40 5.5
(0.6~18.4)		 1.3
(0.07~5.4)		 1159 1281 13 0.90 388
발명예3 278 469 36 1.2 35 5.5
(0.6~18.4)		 1.3
(0.07~5.5)		 1091 1215 9 0.90 368
발명예4 289 531 30 0.2 34 5.3
(0.5~18.3)		 1.5
(0.07~6.4)		 1044 1230 11 0.85 373
발명예5 309 541 27 1.9 33 5.4
(0.5~18.5)		 1.4
(0.07~6.7)		 1125 1248 11 0.90 378
발명예6 323 508 32 2.0 36 5.6
(0.6~19.5)		 1.5
(0.06~7.0)		 1231 1258 9 0.98 381
발명예7 322 502 31 2.0 33 5.8
(0.6~19.2)		 1.5
(0.05~6.8)		 1150 1248 7 0.92 378
비교예1 322 502 31 2.0 33 5.8
(0.6~19.3)		 1.5
(0.05~6.8)		 1035 1125 9 0.92 341
발명예8 350 530 26 1.3 34 5.5
(0.5~17.4)		 1.3
(0.05~4.7)		 1220 1300 8 0.94 394
발명예9 336 513 27 1.2 37 5.5
(0.5~16.7)		 1.2
(0.04~4.6)		 1192 1273 9 0.94 386
발명예10 315 519 28 1.3 40 5.2
(0.6~17.2)		 1.3
(0.05~5.4)		 1196 1361 7 0.88 412
발명예11 331 513 25 2.0 32 5.3
(0.6~17.2)		 1.2
(0.07~6.7)		 1158 1269 9 0.91 385
발명예12 318 483 31 2.0 47 5.5
(0.6~18.4)		 1.1
(0.04~5.3)		 1120 1213 11 0.92 368
발명예13 347 538 29 1.4 38 5.1
(0.6~16.8)		 1.2
(0.07~6.3)		 1196 1366 8 0.88 414
비교예2 267 448 34 2.3 24 5.9
(0.8~20.2)		 1.1
(0.10~4.5)		 1143 1274 12 0.90 386
비교예3 259 436 35 2.1 23 5.9
(0.8~20.3)		 1.3
(0.07~5.4)		 1125 1248 11 0.90 378
(표 3에서 'F 평균크기'는 페라이트의 평균 결정립 크기(㎛)를 의미하며, 'C 평균크기'는 세멘타이트의 평균 크기(㎛)를 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 합금조성, 성분관계식 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 13의 BAF 소둔 열처리된 강판은 세멘타이트가 충분히 구상화됨에 따라 인장강도가 550MPa 이하이면서, 구멍확장성이 우수하고 고연성을 가지는 것을 확인할 수 있다.
또한, 이러한 강판을 이용하여 얻은 오스템퍼링 열처리된 부재는 인장강도 1200MPa 이상의 초고강도를 가지는 한편, 항복비가 0.8 이상으로 고항복비를 가짐을 확인할 수 있다.
한편, 본 발명에서 제안하는 제조조건 특히, BAF 소둔 열처리 공정이 본 발명을 만족하지 못하는 비교예 2와 3은 구멍확장성이 열위하였으며, 불균일 연신율의 크기가 모두 2%를 초과하였다. 이에 따라, 오스템퍼링 열처리 후 강도가 1200MPa 이상으로 확보되었다 하더라도 본 발명에서 의도하는 부품 등의 소재로서는 부적합한 것이다.
또한, 본 발명에 따른 열연 소둔 강판을 이용하였으나, 오스템퍼링 열처리시 열처리 온도가 본 발명을 벗어나는 비교예 1은 부재의 물성 특히, 인장강도 1200MPa 이상의 초고강도를 확보할 수 없었다.
도 1은 본 발명에 따른 열연 코일, 상기 열연 코일을 BAF 소둔 열처리하여 얻은 강판(열연 소둔 강판)의 불균일 연신율 값을 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 모든 강에서 불균일 연신율 값이 2.0% 이하인 것을 확인할 수 있다.
불균일 연신(YP-E)은 페라이트 기지 내에 존재하는 탄소 원자와 전위의 상호작용으로 하/상항복점이 생기는 현상으로, 본 발명에서는 열연 코일의 YP-El 대비 열연 소둔 강판의 YP-El의 값이 증가하는 경향을 보인다. 이는, BAF 소둔 열처리에 의해 일부 미세 Fe3C 입자가 용해되어 페라이트 기지로 고용됨에 기인하는 것으로 예상된다. 한편, 발명예 3 및 4에서는 열연 소둔 강판의 YP-El 값이 낮은데, 이것은 강 중 Ni 원소가 Fe3C 구상화를 촉진하여 Fe3C 입자를 미세하게 할 수 있으나, 특정 함량 이상에서는 그 효과가 미비해지는 것으로 보여진다.
도 2는 본 발명에 따른 강번 2와 3의 합금조성을 가지는 열연 코일과, 이러한 열연 코일을 BAF 소둔 열처리하여 얻은 강판(각각 발명예 2, 발명예 3에 해당)의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에 따른 BAF 소둔 열처리를 행하기 전에 비해 BAF 소둔 열처리 후 판상의 세멘타이트의 일부가 구상으로 변화하고, 페라이트 기지로 탄소가 고용된 것을 확인할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.52%, 망간(Mn): 0.7~1.4%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 중 적어도 1종 이상, 니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
    미세조직은 면적분율 70~90%의 페라이트, 5~15%의 펄라이트 및 5~15%의 세멘타이트를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고연성 강판.

    [관계식 1]
    0.5 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.8 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    (C+Mn)/(Si+Ni+Cu) ≤ 10 (여기서, C, Mn, Si, Ni, Cu는 중량 함량을 의미한다)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 페라이트의 결정립 크기가 0.5~21㎛, 평균 결정립 크기가 5㎛ 이상이며, 상기 세멘타이트의 크기가 0.04~7㎛, 평균 크기는 1.1~1.5㎛인 구멍확장성이 우수한 고연성 강판.
  3. 삭제
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 2% 이하의 불균일 연신율, 20% 이상의 연신율 및 30% 이상의 구멍확장성(HER)을 가지는 구멍확장성이 우수한 고연성 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.52%, 망간(Mn): 0.7~1.4%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 중 적어도 1종 이상, 니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
    미세조직으로 베이나이트를 주상으로 포함하고, 면적분율 20% 이하로 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 MA 상 중 하나 이상을 포함하고,
    항복비가 0.8 이상인 구멍확장성이 우수한 고강도 부재.

    [관계식 1]
    0.5 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.8 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    (C+Mn)/(Si+Ni+Cu) ≤ 10 (여기서, C, Mn, Si, Ni, Cu는 중량 함량을 의미한다)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 부재는 1200MPa 이상의 인장강도를 가지는 구멍확장성이 우수한 고강도 부재.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.20~0.52%, 망간(Mn): 0.7~1.4%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 인(P): 0.03% 이하, 황(S): 0.004% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 질소(N): 0.007% 이하와, 크롬(Cr): 0.3% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.3% 중 적어도 1종 이상, 니켈(Ni): 0.9% 이하 및 구리(Cu): 0.4% 이하 중 적어도 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.05% 이하 및 보론(B): 0.005% 이하 중 적어도 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 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 8~65시간 유지한 다음 5℃/s 미만의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제2 균열 단계를 포함하며,
    상기 제2 균열 처리된 열연 코일을 630℃ 이상의 온도에서 5~15시간 유지한 다음 5℃/s 미만의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 제3 균열 단계를 더 포함하는 구멍확장성이 우수한 고연성 강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    0.5 ≤ [Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15] ≤ 0.8 (여기서, 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
    [관계식 2]
    (C+Mn)/(Si+Ni+Cu) ≤ 10 (여기서, C, Mn, Si, Ni, Cu는 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 구멍확장성이 우수한 고연성 강판의 제조방법.
  10. 제 7항 또는 제 9항의 제조방법으로 제조된 강판을 성형하는 단계;
    상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1분 이상 1차 유지하는 단계; 및
    상기 가열 및 유지 후 10℃/s 이상의 냉각속도로 250℃ 이상~450℃ 미만의 온도범위로 1차 냉각한 후 10분 이상 2차 유지하는 단계; 및
    상기 냉각 및 2차 유지 후 상온까지 2차 냉각하는 단계
    를 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 부재의 제조방법.
  11. 제 10항에 있어서,
    상기 성형은 상기 강판을 냉간 성형하여 부품을 제조한 후 용접하는 공정을 포함하며,
    상기 용접은 가스메탈아크용접(GMAW: Gas Metal Arc Welding), 레이저 용접(LW: Laser Welding) 및 스폿 용접(SW: Spot Welding) 중 하나의 용접 방법을 이용하여 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 부재의 제조방법.
KR1020180165180A 2018-12-19 2018-12-19 구멍확장성이 우수한 강판, 부재 및 이들의 제조방법 KR102209556B1 (ko)

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