상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은 중량%로, 0.16-0.20%C, 1.5-1.9%Si, 1.4-1.6%Mn, 0.02-0.10%Al를 함유하고, 여기에 Cu를 0.5%이상을 첨가하고, Ni을 0.5%이상 첨가하는 동시에 0.17≤%C+%Cu/15≤0.21의 범위를 만족하고 나머지는 Fe 및 불가피한 불순원소로 구성되는 강재를, 780℃이상의 온도범위에서 열간압연을 마무리하고, 680-720℃에서 수냉을 개시한 다음, 420-500℃의 온도범위에서 수냉각을 정지한 후, 서냉하는 것을 특징으로 하는 플렌지 가공성이 우수한 열연 변태유기소성강 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명을 상세히 설명하는데, 먼저 성분조성 및 이들의 한정이유에 대하여 설명한다.
상기 C는 강의 소입성을 증가시키는 원소로, 0.16% 미만에서는 목표로 하는 강도를 얻기가 어려우며, 미변태 오스테나이트로 충분한 C의 농축을 일으키지 못하므로 잔류오스테나이트를 상온에서 안정화시키지 못하게 된다. 또한 0.20%초과의 경우에는 강도는 상승되나 이에 대응하여 연성의 저하 및 플랜지가공성이 저하되므로 0.16-0.20%의 범위로 제한한다.
상기 Si는 탈산을 위하여 주로 사용되는 원소로 C의 활성도를 높이므로 고온에서 페라이트 형성을 용이하게 한다. 또한, 고온에서 페라이트의 형성시 남아 있는 오스테나이트로 C의 농축을 조장하므로 변태유기소성강에서는 Si의 첨가가 필수적이다. Si의 과도한 첨가는 표면에 붉은형스케일(scale)이 생성되므로 표면을 열화시킬 뿐만 아니라 용접중 산화물을 생성시키기 쉽게하므로 용접부의 결함이(penetration등) 발생되기 쉬워진다. 따라서 본 발명에서는 잔류오스테나이트를 충분히 형성시키기 위해 필요한 양인 1.5-1.9%로 제한하였다.
상기 Mn은 강의 강도 및 인성을 증가시키고 오스테나이트를 안정화시키므로 Ms온도를 낮추며 강의 소입성을 증가시키는 원소이다. Mn을 증량하는 경우 저온변태 생성물의 양을 증가시키므로 강도에는 유리하나 연성의 확보가 어렵다. 또한, 과도한 Mn의 첨가는 비금속개재물의 양을 증가시키고 편석도를 증가시켜 불리하다. 그러나 Mn양이 낮은 경우, 페라이트 변태후 남아 있는 미변태 오스테나이트가 유효하게 베이나이트를 형성하기가 어려우므로 잔류 오스테나이트를 형성하기 어럽고, 고온에서 펄라이트(pearlite)의 생성이 쉬워지므로 강도-연성이 저하되기 쉽다. 따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 효과적으로 형성시키기 위해 1.4-1.6%의 범위로 제한하였다.
상기 Al은 탈산을 위하여 주로 사용되는 원소로 페라이트의 형성을 도우므로 가공성 향상측면에서 유리하다. 이렇게 가공성을 개선하기 위해 Al을 첨가하는 경우 인장강도의 저하가 발생되므로 목표하고자 하는 재질을 얻기 위해서는 Al을 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 생성시키기 쉬우므로 그 상한을 0.10%로 제한한다.
상기 Cu는 Cu단체인 ε-Cu석출물을 형성함에 의해 석출경화에 의한 고강도화를 이루는 잇점이 있으면서 강도의 증가에 따라 연신율의 저하나 플랜지 가공성의 저하는 그다지 크지 않다. 일반적인 내부식성 강재의 경우 Cu양을 약 0.3-0.4% 정도까지 첨가하는 경우가 일반적으로 활용되고 있는데, 본 발명에서는 내부식성의 향상외에 ε-Cu의 석출을 적극적으로 활용하기 위하여 0.5%이상의 첨가를 실시한다. 일반적으로 Cu첨가강의 경우는 열간연성이 저하되어 열간가공중 크랙(crack) 발생등이 생길 수 있는데, 이를 방지하기 위해 Ni의 첨가가 효과적으로 알려져 있고, 본 발명에서도 Cu에 의한 열간가공성의 저하를 방지하기 위해 0.5%이상의 Ni첨가를 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 Cu와 Ni의 양은 비슷한 것이 보다 바람직하다.
한편, Nb는 메트릭스(matrix)내에 탄질화물을 형성함에 의해 석출강화를 일으킴으로서 고강도화에 유효한 원소이다. 또한 Nb은 고온에서 오스테나이트의 재결정을 유효하게 억제함에 의해 변태전 오스테나이트결정립을 미세화시켜 이후 변태중 페라이트의 형성에 따라 밀려나는 탄소가 쉽게 미변태 오스테나이트로 농축되어 오스테나이트의 안정도를 높이게 된다. 그러나 이러한 탄질화물의 석출에 의해 연신율의 저하가 크고 플랜지가공성도 크게 열화시키므로 본 발명에서는 탄화물(carbide)형성원소의 첨가는 없도록 제한한다.
또한, P 및 S는 페라이트의 형성을 조장하는 원소로 강의 강도를 해치지 않고 연성을 증가시킬수 있으나 일반적으로 강재의 제조시 편석이 극심한 원소로서 중심편석의 형성등으로 재질을 열화시킨다. 또한, S는 MnS로 대표되는 비금속 개재물을 형성하여 강의 가공성을 크게 열화시킨다. 이 비금속 개재물은 압연중 길게 연신됨으로 가공중 크랙발생등의 치명적인 결함을 발생시키기 쉽다. 따라서 P,S는 가능한한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 이를 위해 Ca을 첨가하여 S를 낮게 관리하는 것도 가공성을 향상시키기 위하여 필요한데, 그 첨가량은 강중에서 50ppm이하의 함량이 되도록 하는 것이 바람직하다.
다음에서는 상기한 바와같은 성분조성으로 이루어진 강재를 이용하여 열간압연하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에서는 열간압연재의 우수한 강도 및 연성을 확보하기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이며 따라서 압연 마무리온도, 수냉각개시 및 수냉각종료 온도를 제어할 필요가 있다.
상기 압연 마무리온도가 너무 높으면 압연후의 오스테나이트 결정립이 증대되어 소입성이 증가되어 압연 후 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 그 하한을 780℃로 설정하였다.
상기 수냉각개시는 이전까지 충분한 페라이트를 형성시킨 다음에 실시하는 것이 바람직한데, 수냉각개시 온도가 너무 높으면 충분한 페라이트가 형성되지 않아 냉각후 제 2상의 분율이 크게 증가되어 강도는 증가되나 연성이 저하되며, 이 온도가 너무 낮으면 펄라이트가 생성되게 되므로 본 발명에서는 실험상으로 확인된 범위인 680-720℃로 한정하였다. 또한 수냉각정지 온도는 재질을 결정하는데 가장 중요한 요소로 앞에서 거론한 바와 같이 이후 서냉에 의해서도 펄라이트가 생성되지 않고 강도가 크게 저하되지 않도록 그 상한을 500℃로 정하였으며, 그 하한은 연성의 큰 저하가 발생되지 않도록 420℃로 설정할 필요가 있다. 이러한 수냉각정지온도는 강재의 성분계가 변함에 따라 달라져야 하는데, 실제로 성분계중 잔류오스테나이트의 형성에 크게 영향을 주는 원소인 C양과 Cu양의 제어와 수냉각정지온도의 제어는 목표로 하는 재질을 얻는데 있어 매우 중요하며, 도 1에서 보이는 바와 같이 목표로 하는 재질수준을 확보하기 위해서, 수냉각정지온도를 420-500℃내로 유지하더라도, 성분계로서 %C+%Cu/15를 0.17에서 0.21사이로 유지하는 것이 필요하다.
상기한 바와같은 본 발명의 강 성분조성 및 제조조건으로 열연강판을 제조하는 경우 인장강도가 80kg/mm2이상이 되며 연신율이 25%이상이 되면서 우수한 플랜지 가공성을 갖는 강재를 제조할 수 있어, 가공용의 용도로 사용될 수 있는 고강도 고연성 열연 변태유기소성강을 제조하는데 사용할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.
실시예 1
하기표 1과 같은 조성을 갖는 강을 용해하여 슬라브(slab)를 제조하였다. 이 슬라브는 1200℃에서 재가열한 후 열간압연을 행하여 최종두께가 3.0mm인 열연강판으로 제조되었다.
이때, 열간압연 마무리온도(FRT), 열간압연후 냉각제어를 위해 실시한 수냉각 개시온도(CS) 및 수냉각 종료온도 (CF, 열간압연시의 권취온도에 해당됨)는 하기 표2와 같은 조건으로 행하였다. 즉, 열간압연 종료후 롤 퀀칭(roll quenching)에 의한 급냉후 일정시간 동안 공냉각시켜 수냉각개시온도를 변화시킨 다음 수냉각 시뮬레이터(simulator)로 이송시켜 수냉각에 의해 수냉각정지 온도까지 냉각한 후 이후 노냉을 실시함에 의해 열연권취 코일로 제조한 후 서냉되는 과정을 시뮬레이션(simulation)하였다.
이렇게 제조된 열연강판은 열연상태로 인장시험을 실시하여 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(EI)등의 인장특성을 조사하였으며, 플랜지 가공성의 지표가 될 수 있는 NTE(Notch Tensile Elongation), HER(Hole Expansion Ratio) 및 굽힘특성등을 측정하였다. 측정된 결과는 하기 표2에 나타내었다.
강종 |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Al |
Nb |
Cu |
Ni |
비교강A |
0.201 |
1.94 |
1.51 |
0.015 |
0.004 |
0.042 |
- |
- |
- |
비교강B |
0.180 |
1.92 |
1.48 |
0.015 |
0.004 |
0.034 |
- |
- |
- |
비교강C |
0.151 |
1.96 |
1.52 |
0.015 |
0.004 |
0.042 |
- |
- |
- |
비교강D |
0.149 |
1.51 |
1.49 |
0.016 |
0.004 |
0.043 |
- |
- |
- |
비교강E |
0.179 |
1.76 |
1.50 |
0.015 |
0.004 |
0.039 |
0.031 |
- |
- |
비교강F |
0.160 |
1.52 |
1.50 |
0.016 |
0.004 |
0.037 |
0.031 |
- |
- |
비교강G |
0.182 |
1.68 |
1.49 |
0.016 |
0.005 |
0.036 |
- |
0.594 |
0.495 |
발명강H |
0.160 |
1.54 |
1.47 |
0.015 |
0.004 |
0.037 |
- |
0.617 |
0.500 |
|
강종 |
압연 및 냉각시온도 |
인장특성 |
가공성 |
FRT |
CS |
CF |
YS |
TS |
EI |
NTE |
HER |
굽힘 |
비교예1 |
비교강A |
799 |
701 |
467 |
58.6 |
87.3 |
26.6 |
5.9 |
35.0 |
100 |
비교예2 |
비교강B |
801 |
706 |
455 |
56.0 |
85.1 |
29.2 |
6.6 |
36.8 |
100 |
비교예3 |
비교강C |
795 |
700 |
424 |
55.5 |
85.8 |
24.8 |
5.9 |
33.3 |
100 |
비교예4 |
비교강D |
792 |
703 |
460 |
53.2 |
73.1 |
34.0 |
8.8 |
53.9 |
100 |
비교예5 |
비교강E |
801 |
700 |
450 |
69.9 |
87.9 |
19.7 |
5.3 |
36.5 |
0 |
비교예6 |
비교강F |
799 |
696 |
447 |
70.0 |
83.9 |
23.2 |
6.5 |
39.0 |
88 |
비교예7 |
비교강G |
804 |
703 |
466 |
58.2 |
88.2 |
30.8 |
6.6 |
40.5 |
100 |
발명예8 |
발명강H |
802 |
705 |
427 |
60.8 |
82.1 |
27.9 |
7.4 |
52.6 |
100 |
상기 표2는 열간압연 마무리온도와 수냉각시 개시 및 종료온도를 유사하게 유지한 경우에 각각의 강종에 대해서 인장특성과 플랜지가공성을 보인 것이다. 강종별 재질특성은 차이가 있는데, 인장강도는 70-90kg/mm2의 범위내에서 변하고 있으며, 연신율은 19-35%의 범위에서 변하고 있다. 플랜지 가공성은 NTE로는 7%이상, HER로는 50%이상, 그리고 굽힘특성은 180°2t굽힘의 경우 크랙이 발생되지 않는 경우(100%)를 기준으로 설정하였는데, 이 수치는 휠(wheel)용 열연강재에서 요구되는 성형성 수준이다.
상기 표2에서 비교예 1은 C와 Si이 많이 포함된 강종으로 인장강도는 높으나, 플랜지 가공성이 떨어졌다. 이 보다 C 양이 낮은 비교예 2의 경우에는 강도 및 연성은 높은 수준이나, 플랜지 가공성이 충분하지 않았다. 이보다 더욱 C 양을 낮춘 경우(0.15%C, 비교예 3)에도 충분한 플랜지 가공성이 얻어지지 못하였다. C과 Si을 각각 0.15%, 1.5%로 낮춘 경우(비교예 4)에는 연성이 가장 우수하며, 플랜지 가공성도 기준치를 상회하고 있으나, 강도가 충분하지 못한 결과를 보이고 있으며, 석출경화의 효과를 더한 Nb첨가형은 두강종(비교예 5, 6)모두 연신율도, 플랜지 가공성도 떨어지는 결과를 보이고 있다. Cu 석출강화 효과를 부가한 경우 C양이 높은 비교예 7의 경우는 충분한 가공성이 확보되지 않으나, C 양이 낮은 경우(발명예 8)는 매우 우수한 강도, 연신율 및 플랜지 가공성을 보이고 있다.
실시예 2
상기 실시예 1에서 발명강 H, 비교강 B, 비교강 C, 비교강 D 및 비교강 G 강종을 이용하여, 각 강종 마다 열간압연조건을 여러가지로 변화시켜서 열연강판을 제조하였다. 제조된 강판의 인장특성 및 가공성을 상기 실시예 1과 동일한 방법으로 측정하여 그 결과를 하기 표3에 나타내었다.
|
압연 및 냉각시 온도 |
압연 및 냉각시 온도 |
압연 및 냉각시 온도 |
비고 |
FRT |
CS |
CF |
YS |
TS |
EI |
NTE |
HER |
굽힘 |
비교강B |
1 |
801 |
690 |
548 |
65.0 |
78.7 |
24.6 |
7.4 |
59.3 |
100 |
비교예 |
2 |
804 |
695 |
518 |
65.7 |
78.9 |
24.7 |
7.8 |
57.2 |
100 |
비교예 |
3 |
801 |
706 |
455 |
56.0 |
85.1 |
29.2 |
6.6 |
36.8 |
100 |
비교예 |
4 |
797 |
707 |
411 |
55.9 |
96.1 |
20.9 |
4.5 |
27.2 |
0 |
비교예 |
비교강C |
1 |
804 |
682 |
531 |
63.6 |
77.5 |
25.2 |
7.7 |
57.5 |
100 |
비교예 |
2 |
805 |
692 |
519 |
51.4 |
80.5 |
22.7 |
7.1 |
46.1 |
100 |
비교예 |
3 |
795 |
700 |
424 |
55.5 |
85.8 |
24.8 |
5.9 |
33.3 |
100 |
비교예 |
4 |
806 |
702 |
384 |
88.2 |
93.1 |
18.7 |
4.0 |
26.7 |
0 |
비교예 |
비교강D |
1 |
793 |
685 |
549 |
59.6 |
71.9 |
27.5 |
8.8 |
76.4 |
89 |
비교예 |
2 |
803 |
692 |
498 |
59.4 |
72.9 |
26.9 |
8.1 |
71.2 |
100 |
비교예 |
3 |
792 |
703 |
460 |
53.2 |
73.1 |
34.0 |
8.8 |
53.9 |
100 |
비교예 |
4 |
783 |
696 |
384 |
52.0 |
85.7 |
22.8 |
5.3 |
40.6 |
67 |
비교예 |
비교강G |
1 |
795 |
685 |
554 |
66.3 |
80.1 |
22.2 |
6.6 |
55.5 |
100 |
비교예 |
2 |
800 |
696 |
503 |
53.9 |
95.5 |
23.1 |
5.0 |
32.7 |
55 |
비교예 |
3 |
804 |
703 |
466 |
58.2 |
88.2 |
30.8 |
6.6 |
40.5 |
100 |
비교예 |
4 |
800 |
703 |
347 |
59.9 |
96.2 |
26.0 |
4.6 |
3.2 |
11 |
비교예 |
발명강H |
1 |
799 |
682 |
547 |
62.0 |
74.1 |
27.5 |
7.9 |
66.2 |
100 |
비교예 |
2 |
798 |
697 |
527 |
55.7 |
83.1 |
24.3 |
7.1 |
53.6 |
89 |
비교예 |
3 |
802 |
705 |
427 |
60.8 |
82.1 |
27.9 |
7.4 |
52.6 |
100 |
발명예 |
4 |
802 |
697 |
340 |
62.0 |
96.1 |
19.3 |
4.5 |
43.3 |
100 |
비교예 |
상기 표3에서 알 수 있는 바와같이, 대부분의 강종에서 첨가되는 합금원소량이 많아지면 강도는 높아지나 연신율이나 플랜지 가공성이 열화되는 경향을 나타내고 있으며, 수냉각정지온도가 낮아지면 강도는 높아지나 연신율이 저하되며 또한 플랜지 가공성도 열화되는 경향을 관찰할 수 있었다. 이중에서도 발명강H강종을 이용한 경우 수냉각정지온도를 적정하게 유지함에 의해 인장특성 및 플랜지 가공성을 향상시킬수 있는 조건이 얻어지고 있다.
수냉각정지온도를 너무 높게 하면 미세조직은 페라이트+펄라이트가 됨에 의해 강중 잔류오스테나이트가 없어지므로 강도 및 연신율이 같이 저하되는 경우가 많이 관찰되는데, 이때 플랜지 가공성은 가장 우수한 값을 나타내고 있다. 적정한 수냉각정지온도에서 잔류오스테나이트가 형성되고 따라서 강도-연신율이 우수하며 플랜지 가공성도 좋아지는 결과를 보였다. 수냉각정지온도가 너무 낮게 되면 강도는 크게 상승되나 연신율과 가공성이 크게 저하되는 경향을 보이게 되므로, 성분계의 적정화와 더불어 절정한 수냉각정지온도의 설정이 매우 중요함을 알 수 있었다.