KR19980053468A - 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연 변태유기소성강 제조방법 - Google Patents

항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연 변태유기소성강 제조방법 Download PDF

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Abstract

화학성분으로 0.15 - 0.30% 탄소(C), 1.5 - 2.5% 규소(Si), 1.0 - 1.8%망간(Mn),0.02-0.10% 알루미늄(Al)의 기본 성분계에 0.05%≤니비윰(Nb) + 티타늄(Ti)≤0.2%의 범위로 니비윰(Nb)을 단독 또는 티타늄(Ti)과 복합하여 첨가하며, 또한 동 강재에 개재물의 제어를 위하여 칼슘(Ca)을 첨가할 수 있고, 나머지는 철(Fe) 및 불가피한 불순원소로 구성되어 있는 강을 790-860℃의 온도범위에서 압연을 마무리하고 690-750℃에서 수냉을 개시한 다음 420℃≤수냉각 정지온도≤540℃의 온도범위에서 수냉각을 정지한 후 서냉에 의해 열연강판을 제조함으로서 인장강도가 80kg/mm2이상을 보이면서 동시에 25%이상의 고연성과 60kg/mm2이상의 고항복강도를 나타내어 구조용으로 사용이 적합한 고강도 고연성 열연변태유기소성 강판의 제조방법을 본 발명은 개시한다.

Description

항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연 변태유기소성강 제조방법.
본 발명은 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태유기 소성강 제조 방법에 관한 것이다.
변태유기소성강(TRansformation induced Plasticity강, 이하 TRIP강)은 기존의 열간압연 강재에 비해 훨씬 높은 범위의 고강도와 더불어 고연성을 보이고 있으므로 자동차용 고강도 고가공성 강판등 주로 가공용 고장력강의 용도로 많이 활용되고 있다. 그러나 이 강재는 항복비가 낮아 구조물의 설계시 항복강도를 주로 반영하게 되는 구조용 재료로는 많이 활용되기 어려웠다. 예를 들어 기존의 변태유기소성강의 경우 인장강도는 80kg/mm2이상 점도의 우수한 강도를 보이나, 항복강도는 60kg/mm2에 크게 못미치므로 구조용 강재에서 요구되는 특성인 항복강도면에서 그다지 유리하지 않았다. 본 발명에서 개발한 항복강도가 우수한 고강도 고연성 열연 변태유기소성 강판은 높은 인장강도와 더불어 항복강도도 크게 증가 시켰기 때문에 구조용의 고강도재로 활용되기에 접합한 강재이다.
고강도 고연성 열연강판은 상당히 많은 종류의 제조방법이 개발되어 실제 제품화에 응용되어 왔다. 기존의 고강도 고연성강의 개발은 80년대에 듀얼 페이즈(duel phase)강 (ferrite와 martensite의 복합조직), 트리페이즈(triphase)강 (ferrite, bainite 및 martensite 복합조직), 페라이트-베이나이트(ferrite- bainite) 복합조직강 등에 대하여 주로 행해졌다. 이러한 강재는 인장강도가 약 60kg/mm2에 이르고 있으며, 연신율이 약30%로 고강도와 더불어 고연성을 보이는 특성이 있다. 90년대에 들어 변태유기소성강이 개발되어 상용화되기에 이르렀는데 본 강재의 재질은 인장강도가 약 80kg/mm2에 이르고 있으며, 연신율이 우수한 고강도 고연성을 나타내는 강재이다. 또한 듀얼 페이즈(dual phase)강에서 연질의 페라이트(ferrite)를 석출강화에 의해 효과적으로 강화시킨 석출강화형 열연강판도 개발되어 인장강도 약 80kg/mm2에 우수한 연신장출성을 나타내고 있다고 알려져 있다.(일본철강신문,93년 9월 4일자), 이러한 제품개발은 주로 일본을 중심으로 한 선진 밀(mill)에서 아래와 같은 공지의 기술에 의하여 제조되어 왔다.
신일본재철(新日本製鐵)의 경우는 0.06 - 0.10%C, 0.25 - 1.3%Si, 1.1 - 1.5%Mn강을 약 300℃이하에서 권취함에 의해 듀얼 페이즈강으로 제조할 수 있음을 보고한 바 있을며((철과강, Vol.68(1982)No.9, p.1306)), 또한 신호제강(神戶製鋼)에서는 0.04 - 0.06%탄소(C), 0.5 - 1.0%규소(Si), 1.5%망간(Mn)강에 0.5 - 1.5%크롬(Cr)을 첨가하고 이강을 약 850℃ 근방에서 압연을 종료하고 저온권취를 행함에 의해 (약 250℃) 페라이트를 기지조직으로 하고 10 - 20%의 베이나이트(bainite)와 3 - 5%의 마텐사이트(martensite)를 함유한 트리페이즈강을 제조할 수 있음을 발표한 바 있다. (철과강, Vol.68 (1982) No.9, p.1185), 또한 신호제강에서는 0.05 - 0.07%탄소, 규소≤ㅐ.5%, 1.1 -1.5%망간강에 니비윰(Nb)을 0.04%이하 첨가함에 의해 페라이트 기조직에 10 - 20%의 베이나이트를 함유한 인장강도 60kg/mm2급 페라이트-베이나이트(ferrite-bainite) 복합조직강을 제조할 수 있음을 발표하였으며,(Trans.ISIJ,Vol,23 (1983), p.303) 주우금속(住友金屬)에서는 이와 비슷한 기본성분계에 니비윰과 티타늄(Ti)을 각각 0.04%, 0.06% 복합첨가함에 의해 인장강도를 70kg/mm2로 향상시킨 페라이트 베이나이트계 복합조직강을 개발한 바 있다.(CAMP-ISIJ,Vol,1(1988,P.881).
강중 잔류오스테나이트를 함유시키면 소재의 가공중 잔류오스테나이트가 마텐사이트로 변태함에 따라 가공경화가 매우 커지므로 균일 연신율이 증가되는 경향이 관찰된다. 이러한 현상을 이용하여 고가공성강의 제조에 있어 잔류오스테나이트를 함유한 강을 이용하는 경우가 많이 있다. 이러한 잔류오스테나이트 함유강은 제조조건을 적정화하는 경우 대략 인장강도가 80kg/mm2이상에서 고연성을 보이게 되어 많은 제조사에서 여러가지 제조조건에 대하여 특허를 제출하고 있다.
신일본제철에서는 0.06 - 0.22%탄소, 0.55 - 1.0%규소, 0.5 - 2.0%망간과 0.25 - 1.5%알루미늄을 함유한 강에 필요에 따라 0.03 - 0.30%몰리브댄(Mo)을 첨가하여 잔류오스테나이트를 3 - 20% 함유시킴에 따라 50kg/mm2이상의 고강도와 35%이상의 연신율을 보임에 의해 프레스 가공성과 심가공성 및 굽힘성이 우수한 상에 대한 특허를 제출하고 있다(일본공개특허공보, 평(平)6-145892). 이 강종에서 알루미늄양은 0.6%규소 ≤ %알루미늄 ≤ 3 - 12.5 × %C의 범위에서 조정되며, 이 강종을 2상영역에서 열처리하는 방법(650 - 900℃에서 10초 내지 3분간 유지후 350 - 600℃의 온도범위까지4 - 200℃/sec로 냉각후 여기에서 5초 내지 10분간 유지한 다음 5℃/sec이상의 냉각속도로 250℃이하의 온도로 냉각하는 방법)으로 가공성이 우수한 강재를 생산하는 제조법에 대해서도 특허를 제출하고 있다(일본공개특허공보,평6-145788).
동사에서는 0.15 - 0.35%탄소, 0.5-2.0%규소, 0.2 - 2.5%망간, 0.1%이하의 알루미늄, 그리고 필요시 0.05 - 0.5%크롬을 함유한 강을 2상영역에서 열처리하는 방법(730-920℃에서 20초 내지 5분간 유지후 650-770℃의 온도범위까지 2-50℃/sec 로 냉각후 여기에서 5초 내지 1분간 유지한 다음 10-500℃/sec의 냉각속도로 300-450℃의 온도로 냉각하는 방법)으로 10%이상의 잔류오스테나이트를 함유함으로서 60kg/mm2이상의 강도를 보이면서 가공성이 우수한 강재를 생산하는 제조법에 대해서도 특허를 제출하고 있다(일본공개특허공보, 초(62-188729). 또한 0.15-0.4%C, 0.5-2.0%규소, 0.5-2.0%망간을 함유한 강을 냉각제어함으로서 (Ar3±50℃의 온도범위에서 사상압연을 행한 뒤, 에이알원(Ar1)온도까지 40℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하는 방법) 균일연신율이 20%가 넘고, TS×EI의 값이 2,400kg/mm2.%이상이 되는 강재를 제조하는 방법을 보고한 바 있다(일본공개특허공보,평4-228517 및 일본공개특허공보, 평4-228538).
천기제철(川崎製鐵)에서는 0.18%이하의 탄소, 0.5-2.5%규소, 0.5-2.5%의 망간, 0.05%이하의 인, 0.02%이하의 황, 0.01-0.1%알루미늄의 강에 0.02-0.5%티타늄과 0.03-1.0%니비윰(Nb)을 단독 또는 복합적으로 첨가하며 (이때 탄소,니비윰과 티타늄의 첨가량은 %C(%Ti/4)+(%Nb/8)의 범위내로 조정할), 이때 사상압연온도를 820℃이상에서 마친다음 820-720℃의 온도구간에서 10초이상을 유지하고 이후 10℃/sec이상의 냉각속도로 냉각하여 500℃이하의 온도에서 권취하는 경우에 대하여 특허를 제출한 바 있다. 본강재는 0.18%이하의 탄소양에서 인장강도가 70kg/mm2이상의 고강도가 유지되며, 또한 탄소양이 낮으므로 스포트(spot)용접성과 피로특성 등이 우수한 장점을 보인다고 한다(일본공개특허공보, 평5-179396). 또한 이강은 저항복비를 보이므로 종래의 석출강화형강이 항복비가 높아 프레스 가공 후 스프링백(spring back)이 많아 생기는 문제를 해결할 수 있으며, 고강도와 도불어 고연성, 그리고 연신 플렌지(flange)성이 우수한 특성을 보인다고 한다.
주우금속(住友金屬)에서는 0.1-0.2%탄소, 0.8-1.6%규소, 3.0-6.0%망간 0.5%이하의 알루미늄을 함유하는 강을 2상역에서 1-20시간 유지한 다음 노냉시키는 방식으로 잔류오스테나이트를 10%이상 함유시킨 강의 제조법에 대한 특허를 제출하였는데, 본 강종은 80kg/mm2이상의 인장강도와 더불어 가공성이 우수한 장점이 있다고 한다.(일본공개특허공보, 평5-311323). 이와 더불어 0.05-0.025%C, 0.05-1.0%규소, 0.8-2.5%망간, 0.8-2.5%알루미늄을 함유하는 강에 니비윰,티타늄및 바나디움(V)등의 석출강화 원소를 첨가한 강을 780-840℃온도범위에서 압연을 종료한 다음 10℃/sec 이상의 냉각속도로 600-700℃의 온도까지 냉각한 후 2-10초의 공냉을 거친후 220℃/sec의 냉각속도로 300-450℃의 온도에서 가속냉각을 마침으로서 5%이상의 잔류오스테나이트를 함유시킨 강으로 제조하는 방법에 대한 특허도 제출하였다(일본공개특허공보, 평5-112846). 본 강재에서는 규소의 양이 많은 경우 경질의 마텐사이트의 양이 늘어나 연신 플렌지성이 나빠지므로, 석출한 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite)내 고용 강화하는데 필요한 양인 1.0%이하로 제한한 것이다.
본 발명은 열간압연에 의해, 기타의 열처리공정이 없이, 직접 생산이 가능하며 인장강도가 80kg/mm2이상이 되면서 고연성을 보이는 변태유기소성강을 제조하는 방법으로서, 기존의 변태유기소성강이 변태조직 제어를 실시함에 의해 항복비를 크게 낮추면서 연성을 향상시키는데 반해 본 발명에서는 석출강화 효과를 혼합시킴으로서 항복강도를 높여 구조용강재로도 사용될수 있는 고강도 고연성 구조용 열연 변태유기소성강 제조 방법을 제공한다.
이러한 본 발명의 목적은, 화학성분으로 0.15 - 0.30% 탄소(C), 1.5 - 2.5% 규소(Si), 1.0 - 1.8%망간(Mn), 0.02-0.10% 알루미늄(Al)의 기본 성분계에 0.05% ≤ 니비윰(Nb) + 티타늄(Ti) ≤0.2%의 범위로 니비윰(Nb)과 티타늄(Ti)을 첨가하여 형성된 강을, 790-860℃의 온도범위에서 압연을 마무리하고 690-750℃에서 수냉을 개시한 다음 420℃≤수냉각 정지온도≤540℃의 온도범위에서 수냉각을 정지한 후 서냉에 의해 열연강판을 제조하는 항복 강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태유기소성 강판의 제조방법에 의하여 달성된다.
첨부도면은 본 발명에 의한 변태유기 소성강에서 목표재질을 확보하기 위한 %Nb+%Ti양에 따른 수냉각정지온도 제어범위를 보이는 도면.
합금성분계를 변화시켜 가면서 열간압연 후의 인장강도가 80kg/mm2이상의 고강도를 가지면서 연신율이 25%이상의 고연성을 나타내며 동시에 항복강도도 60kg/mm2이상이 되는 열연강판을 제조함으로서 구조용 소재로서 사용될 수 있는 강종을 개발하였다. 이를 위해 다음의 실시예와 같이 실험을 행하였다.
화학조성이 [표 1]과 같은 강을 용해하여 슬라브(slab)를 제조하였다. 이슬라브는 1200℃에서 재가열한 후 열간압연을 행하여 최종두께가 3.0mm인 열연강판으로 제조되었다.
용해된 강재의 성분표
C Si Mn P S Al Nb Ti V 비고
A 0.61 2.00 1.00 0.017 0.003 0.051 비교강
B 0.39 1.98 1.47 0.014 0.004 0.051 비교강
C 0.19 2.01 1.53 0.017 0.004 0.040 비교강
D 0.20 1.86 1.44 0.016 0.005 0.040 0.050 발명강
E 0.18 1.91 1.49 0.015 0.003 0.040 0.094 발명강
F 0.20 1.91 1.51 0.016 0.003 0.043 0.057 0.054 발명강
G 0.20 1.99 1.49 0.015 0.004 0.039 0.094 비교강
H 0.21 1.92 1.52 0.016 0.004 0.040 1.01 비교강
I 0.20 1.96 1.97 0.016 0.004 0.040 비교강
열간압연 마무리 온도(FRT)는 740-860℃, 열간압연후 냉각제어를 위해 실시한 수냉각 개시온도(CS)는 670-750℃, 수냉각 종료온도(CF, 열간압연시의 권취온도에 해당됨)는 300-570℃의 범위로 변화시켰다. 즉 열간압연 종료후 롤 퀸칭(roll quenching)에 의한 급냉후 일정시간동한 공냉각시켜 수냉각개시 온도를 변화시킨 다음 수냉각 시뮬레이터(simulator)로 이송시켜 수냉각에 의해 수냉각정지 온도까지 냉각한 후 이후 노냉을 실시함에 의해 열연권취 코일로 제조된후 서냉되는 과정을 시뮬레이션(simulation)하였다. 이렇게 제조된 열연강판은 열연상테로 인장시험을 실시하여 인장특성을 조사 하였다.
[표 2]는 열간압연 마무리온도와 수냉각개시 및 종료온도를 각각의 강종에 대해서 나타내었으며, 이러한 방법에 의해 제조된 열연강판의 인장실적을 보인 것이다. 성분계 및 제조조건의 변화에 따라 인장특성이 크게 차이가 있으나 인장강도는 75-185kg/mm2의 범위내에서 변하고 있으며, 연신율은 2-31%의 범위에서 변하고 있다.
열간압연 및 냉각중 온도변화 및 인장특성의 변화
강종 압연 및 냉각시 온도 인장 특성
FRT CS CF YS TS EI
A 1 800 694 305 112.0 183.5 2.9
2 747 676 400 81.7 133.7 8.8
B 1 802 692 356 108.7 153.0 3.6
2 747 676 307 93.3 135.0 5.0
C 1 806 726 563 61.4 76.1 24.9
2 799 718 447 55.6 82.5 30.8
D 1 849 729 518 66.4 86.9 29.7
2 797 720 389 73.8 92.1 23.8
E 1 852 749 475 65.2 88.2 26.1
2 795 697 506 63.7 80.2 26.9
3 846 744 416 73.8 96.0 22.2
F 1 854 705 385 68.9 89.7 18.2
2 802 713 488 61.7 91.1 27.0
G 1 854 747 485 67.4 91.4 21.9
2 803 707 445 77.1 100.2 15.1
H 1 849 748 440 68.6 94.8 22.0
3 800 725 467 58.6 89.7 26.1
I 1 851 739 305 89.7 111.8 6.0
2 807 721 376 71.7 105.4 19.7
강종 A 및 B는 카본(carbon)이 많이 포함된 강종으로 압연조건의 변화에 의해 인장강도는 130kg/mm2이상으로 매우 높이나, 연신율이 10%이하가 되어 가공용 강재로서는 충분한 가공성을 확보하기 어려움을 알 수 있다. 일반적으로 알려져 있는 변태유기소성강의 성분계를 가지고 있는 C강종은 적정한 압연조건의 제어를 실시하는 경우 인장강도 82.5kg/mm2, 연신율 30.8%의 우수한 인장특성을 보이고 있으나, 수냉각정지 온도가 높아지는 경우(C-1조건) 펄라이트(pearlite)가 혼재하게 되고 이에 따라 인장강도도 76.1kg/mm2로 낮아지고 연신율도 24.9%로 저하되는 경향을 관찰할 수 있다. 이렇게 인장강도가 C-2조건에 비해 낮으나, 항복강도는 오히려 증가되어 항복비가 압연조건에 민감하게 변하고 있음을 알 수 있다. 망간만을 증량시킨 강의 경우 강도는 증가하나, 연성의 저하가 크므로, 고강도와 더불어 고연성을 확보하기는 어려운 강종이라고 판단된다.
D-H강과 같이 변태조직강화와 더불어 석출강화를 동시에 이용한 강재의 경우 전반적으로 항복비(인장강도에 대한 항복강도의 비)가 증가되는 경향을 보이고 있다. 이중에서 목표로 하는 고강도 고연성을 가지면서 항복강도가 우수한 강재를 제조하기 위해서 니비윰(Nb)를 단독으로 첨가한 D,E강종이나 니비윰(Nb)와 티타늄을 복합적으로 첨가한 F강종과 같은 성분계를 가지는 것이 필요함을 알 수 있다. 티타늄을 단독으로 첨가한 G강의 경우 강도의 증가에 따라 연성이 저하되는 경향이 관찰되므로 고연성을 유지하기 어려움을 할 수 있으며, 바나디움(V)을 단독으로 첨가한 H강의 경우는 연성이 저하하거나, 또는 항복강도가 목표치 이하로 되는 것을 관찰할 수 있다.
발명강인 D,E및 F강도 열연압연 조건을 적정화시키지 않으면 목표로 하는 재질을 확보할 수 없는데, 재질에 영향을 주는 가장 큰 요인은 수냉각정지 온도이다. 합금성분중 니비윰(Nb)과 티타늄양에 따라 수냉각정지 온도를 변화시킨 경우 목표하는 재질은 첨부도면에서 보인 바와 같이 니비윰과 티타늄양에 따라 거의 일정하며, 즉 수냉각정지 온도를 420℃이상으로 유지시킬 필요가 있음을 알 수 있다. 이보다 수냉각정지 온도가 낮으면 저온변태 생성물의 분율이 크게 증가함에 의해 인장강도는 증가되나 연성이 크게 저하함에 따라 가공성이 열화되기 때문이다. 또한 수냉각정지 온도가 펄라이트가 생성되기 시작하는 온도까지 높아지는 경우 생성되는 펄라이트에 의해 강도와 연성이 동시에 줄어들게 되므로 펄라이트 생성온도 이하로 유지시킬 필요가 있다. D,E및 F강에서 연속냉각중 베이나이트(bainite) 변태가 개시되는 온도는 딜러트미터(dilatometer)를 이용한 변태곡선상에서 측정한 결과 각각 556, 578및 585℃로 나타나고 있다.따라서 이 온도 이상에서 권취를 행하는 경우 권취이후의 완냉각에 의해 펄라이트가 형성될 수 있으므로, 따라서 수냉각 정지 온도는 이들 온도보다 낮은 온도로 설정하여야 한다.
이한 본발명에서 사용된 열연강판의 성분 및 열연압연 조건에 대해서 설명한다.
탄소(C): 강의 소입성을 증가시키는 원소로 0.15% 미만에서 목표로 하는 강도를 얻기 위해서 크롬 및 몰리브댄과 같은 저온변태조직의 생성을 조장시키는 원소를 첨가하여야 하는데, 이때 연성의 저하가 크므로 고연성을 같이 확보하기가 어렵다. 또한 0.30%이상의 첨가에 의해서는 강도의 향상은 두드러지나 연성의 저하가 매우 크므로 0.15-0.30%의 범위로 제한한다.
규소(Si): 탈산을 위하여 주로 사용되는 원소로 탄소의 활성도를 높이므로 고온에서 페라이트의 형성을 용이하게 한다. 또한 고온에서 페라이트의 형성시 남아 있는 오스테나이트로 탄소(C)의 농축을 조장하므로 변태유기소성강에서는 규소의 첨가가 필수적이다. 규소의 과도한 첨가는 표면에 붉은형 스케일(scale)이 생성되므로 표면을 열화시킬 뿐만 아니라 용접층의 산화물을 생성시키기 쉽게하므로 용접부의 결함(페니트레이션(penetration)등)이 발생되기 쉬워진다. 따라서 본 발명에서는 잔류오스테나이트를 충분히 형성시키기 위해 필요한 양인 1.5-2.5%로 제한하였다.
망간(Mn): 강의 강도 및 인성을 증가시키고 오스테나이트를 안정화시키므로 Ms온도를 낮추며 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. 망간을 중량하는 경우 저온변태 생성물의 양을 증가시키므로 강도에는 유리하나 연성의 확보가 어렵다. 또한 과도한 망간의 첨가는 비금속개재물의 양을 증가시키고 편석도를 증가시켜 불리하다. 그러나 망간의 양이 낮은 경우, 페라이트 변태후 남아 있는 미변태 오스테나이트가 유효하게 베이나이트를 형성하기가 어려우므로 잔류 오스테나이트를 형성하기가 어렵고, 고온에서 펄라이트의 생성이 쉽게 하므로 강도와 연성이 저하되기 쉽다. 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 효과적으로 형성시키기 위해 1.0 - 1.8%로 제한 하였다.
인(P),황(S): 인은 페라이트의 형성을 조장하는 원소로 강의 강도를 해치지 않고 연성을 증가시킬 수 있으나 일반적으로 강재의 제조시 편석이 극심한 원소로서 중심편석의 형성등으로 재질을 염화시킨다. 또한 황은 망간황(MnS)으로 대표되는 비금속 개재물을 형성하여 강의 가공성을 크게 열화시킨다. 이 비금속 개재물은 압연중 길게 연신됨으로 가공중 크랙발생등의 치명적인 결함을 발생시키기 쉽다. 따라서 인, 황은 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이를 위해 칼슘(Ca)을 첨가하여 황을 낮게 관리하는 것도 가공성을 향상시키 위하여 필요하다.
알루미늄(Al): 탈산을 위하여 주로 사용되는 원소로 페라이트의 형성을 도우므로 가공성 향상측면에서 유리하다. 이렇게 가공성을 개선하기 위해 알루미늄을 첨가하는 경우 인장강도의 저하가 발생되므로 목표하고자 하는 재질을 얻기 위해서는 알루미늄을 탈산을 위해 첨가하는 범위로 한정하는 것이 바람직하다. 즉 탈산을 위하여 최소 0.02%이상은 필요하며, 과다하게 함유되는 경우 강도를 낮추고 또한 구조재로 사용하기 위한 용접시 산화물의 형성으로 용접결함을 생성시키기 쉬우므로 그 상한을 0.10%로 제한 한다.
니비윰(Nb),티타늄(Ti),바나디움(V): 이와 같은 석출강화형 원소는 마트릭스(matrix)내에 탄질화물을 형성함에 의해 석출강화를 일으킴으로서 고강도화에 유효한 원소이다. 이렇게 형성된 탄질화물은 외부응력을 가하는 경우 디스로케이션(dislocation)의 이용을 방해하므로, 특히 초기 변형거동에 영향을 많이 미치게 되고 따라서 항복강도가 증가되는 경향을 나타낸다. 트립(TRIP)강과 같은 저온변태 생성물이 많이 포함된 조직은 가동전위(mobile dislocation)이 많이 함유되어 있으므로, 낮은 외부응력에 대해서도 전위의 움직임이 대응함에 의해 낮은 항복응력을 나타내게 된다. 그러나 마트릭스(matrix)에 많은 양의 탄질화물을 형성하는 경우, 이들에 의한 전위고착(dislocation pinning)이 발생되어 항복응력이 증가한다. 본 실험에 의하면 티타늄이 바나디움의 단독첨가에 의해서는 목표로 하는 재질을 얻기가 어려우며 니비윰(Nb)이 단독 또는 복합으로 첨가된 경우에 한해 항복강도가 증가되며 연성의 저하가 적음이 밝혀졌다. 이러한 현상은 니비윰(Nb)이 고온에서 가장 오스테나이트의 재결정을 유효하게 억제함에 의해 변태전 오스테나이트 결정립을 미세화시킴에 의해 이후 변태중 페라이트의 형성에 따라 밀려나는 카본(carbon)이 쉽게 미변태 오스테나이트로 농축되어 오스테나이트의 안정도를 높이고 이것이 냉각이후에도 남게되어 잔류 오스테나이트를 형성하기 때문이다. 즉 석출강화형 원소에 의한 항복강도의 상승효과을 연성의 저하를 수반하지 않고 얻는 것이 매우 중요한대, 이를 위해서는 석출강화형 원소중 니비윰을 반드시 포함시키지 않으면 안된다. 또한 그 양은 0.05%≤니비윰(Nb) + 티타늄(Ti)≤0.2% 의 범위내에 있어야 한다.
열간압연조건: 열간압연재의 우수한 강도 및 연성을 확보하기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이며 따라서 압연 마무리온도, 수냉각개시 및 수냉각종료 온도를 제어할 필요가 있다. 얍연 마무리온도가 너무 높으면 압연 후의 오스테나이트의 결정립이 중대되어 소입성이 증가되어 압연후 마르텐사이트나 베이나이트 등의 저온 변태조직의 양이 크게 증가되므로 압연후 강의 재질을 강화시키고 연성이 떨어지게 되며, 이 온도가 너무 낮은 경우에는 국부적으로 발생되는 열간압연중의 소재온도편차에 기인되어 미세조직 및 재질편차가 크게 발생된다. 본 발명에서는 이를 방지하기 위해 실험에 의해 우수한 강도와 연성이 확인된 바와 같이 그하한을 790℃, 그 상한을 860℃로 설정하였다. 수냉각개시 온도는 이전까지 충분한 페라이트를 형성시킨 다음에 실시하는 것이 바람직한데 수냉각개시 온도가 너무 높으면 충분한 페라이트가 형성되지 않아 냉각후 제2상의 분율이 크게 증가되어 강도는 증가되나 연성이 저하되며, 이온도가 너무 낮으면 펄라이트가 생성되게 되므로 본발명에서는 실험상으로 확인된 범위인 690-750℃로 한정하였다. 또한 수냉각정지 온도는 재질을 결정하는데 가장 중요한 요소로 앞에서 거론한 바와 같이 이후 서냉에 의해서도 펄라이트가 생성되지 않고 강도가 크게 저하되지 않도록 그상한을 540℃로 정하였으며, 그 하한은 연성의 큰 저하가 발생되지 않도록 420℃로 설정할 필요가 있다.
위와 같이 본 발명에 의하여 열연강판을 제조하는 경우 인장강도가 80kg/mm2이상이 되며 연신율이 25%이상이 되면서 항복강도가 60kb/mm2이상이 되는 우수한 항복강도를 가지면서 강도-연성 조합(combination)치가 좋은 강재를 제조할 수 있게된다. 따라서 구조용의 용도로 사용될 수 있는 고강도 고연성 열연 변태유기소성강을 제조하는 방법을 본 발명은 제공한다 .

Claims (2)

  1. 변태유기소성강판의 제조방법에 있어서, 화학성분으로 0.15 - 0.30% 탄소(C), 1.5 - 2.5% 규소(Si), 1.0 - 1.8%망간(Mn), 0.02-0.10% 알루미늄(Al)의 기본 성분계에 0.05% ≤ 니비윰(Nb) + 티타늄(Ti) ≤ 0.2%의 범위로 니비윰(Nb)과 티타늄(Ti)을 첨가하여 형성된 강을, 790-860℃의 온도범위에서 압연을 마무리하고 690-750℃에서 수냉을 개시한 다음 420℃≤ 수냉각 정지온도≤540 ℃의 온도범위에서 수냉각을 정지한 후 서냉에 의해 열연강판을 제조하는 항복 강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태유기소성 강판의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 변태유기소성강판에는 게재물의 제어를 위하여 Ca(칼슘)을 첨가함을 특징으로 하는 항복 강도가 우수한 고강도 고연성 열연변태유기소성 강판의 제조방법.
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