KR20090060172A - 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 강도와 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은, 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 하기 수학식 2를 만족한다.
(3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt% --- (수학식 1)
Si+Al ≥ 1.0wt% ------------------- (수학식 2)
고탄소 강판, 베이나이트, 잔류 오스테나이트

Description

강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법 {HIGH CARBON STEEL SHEET SUPERIOR IN TENSILE STRENGTH AND ELONGATION AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
고탄소 고합금강을 저온에서 변태시킴으로써 미세한 베이나이트와 잔류 오스테나이트가 혼합된 조직을 얻을 수 있으며, 이러한 미세조직을 이용하여 강도 및 연신율이 모두 우수한 강판을 제조할 수 있다.
그러나 베이나이트 변태를 저온에서 얻을 경우 1주 이상의 매우 긴 변태 시간이 필요하다. 따라서 이러한 강판은 베이나이트 상변태 속도가 너무 느리므로 대량생산에 적합하지 않다.
빠른 시간 내에 제조할 수 있고, 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판을 제공하고자 한다. 또한, 전술한 고탄소 강판의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판은, 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 하기 수학식 2를 만족한다.
(3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt% --- (수학식 1)
Si+Al ≥ 1.0wt% ------------------- (수학식 2)
고탄소 강판은 미세 조직을 포함하고, 미세 조직은 잔류 오스테나이트(austenite)를 포함하며, 미세 조직 중 잔류 오스테나이트의 부피 분율은 15wt% 내지 50wt%일 수 있다. 미세 조직은 베이나이트(bainite)를 더 포함하고, 베이나이트는 50vol% 내지 85vol%일 수 있다. 고탄소 강판의 인장강도는 1000MPa 이상이고, 연신율은 10% 이상일 수 있다.
본 발명에서는 이러한 고탄소 강판의 열연 공정을 포함한 대량 생산을 위하여 강재의 50% 이상이 베이나이트로 변태하는데 소요되는 시간을 단축하여 최대 48시간 이하, 바람직하게는 3시간 이하에 완료되도록 한다. 이를 위하여 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr), 니켈(Ni), 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al)의 함유량과 베이나이트 변태온도를 제어하는 조건을 제시 한다. 즉, 베이나이트로 50% 변태하는데 소요되는 시간이 최대 48시간 이하 바람직하게는 3시간 이하가 될 조건과 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr), 니켈(Ni), 및 알루미늄(Al)의 함량 및 베이나이트 변태 온도는 하기 수학식 3으로 표현될 수 있다.
Log10 [50% 변태시간(sec)] = -2.742 + 3.561×C + 0.820×Mn + 0.416×Cr + 0.402×Ni - 0.332×Al + 1330/(T+273) ≤ Log10 [3×3600] - (수학식 3)
여기서, T는 변태온도를 나타내는 섭씨온도이고, 50% 변태시간은 베이나이트로 50% 변태하는 데 필요한 최소 시간이다.
또한 여기서 변태 온도는 베이나이트 변태시작온도(Bs)에서부터 Bs-150℃까지로 설정하는 것이 바람직하다. 만약 Bs보다 높을 경우 베이나이트 변태가 얻어질 수 없으며, Bs-150℃보다 낮으면 잔류 오스테나이트의 양이 적어져 10% 이상의 연신율을 얻기 어렵고, 또한 변태속도가 느려져 50% 변태시간이 늘어날 수 있다.
베이나이트 변태시작온도는 하기의 수학식 4을 만족한다.
베이나이트 변태시작온도(Bs)(℃) = 830 - 270×C(wt%) - 90×Mn(wt%) - 37×Ni(wt%) - 70×Cr(wt%) - 83×Mo(wt%) ---- (수학식 4)
본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법은, i) 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강판을 준비하는 단계, ii) 고탄소 강판을 오스테나이트화하는 단계, 및 iii) 오스테나이트화된 고탄소 강판을 베이나이트 변태시작온도보다 150℃ 낮은 온도로부터 베이나이트 변태시작온도까지의 온도 범위에서 항온변태시키는 단계를 포함한다. 여기서, 상기 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 하기 수학식 2를 만족한다.
(3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt% --- (수학식 1)
Si+Al ≥ 1.0wt% ------------------- (수학식 2)
또한 50% 베이나이트로 변태하는데 필요한 변태시간이 3시간 이하가 되도록 하기의 수학식 3과 같이 강판의 성분과 변태 온도를 제어하는 것이 바람직하다.
Log10 [50% 변태시간(sec)] = -2.742 + 3.561×C + 0.820×Mn + 0.416×Cr + 0.402×Ni - 0.332×Al + 1330/(T+273) ≤ Log10 [3×3600] --- (수학식 3)
고탄소 강판을 항온 변태시키는 단계에 있어서, 항온 변태 열처리 시간은 충분한 베이나이트 변태량을 얻기 위해 필요하나 대량생산의 측면을 고려할 때 고탄소 강판의 베이나이트 변태가 50vol% 이상 얻어지는 시간은 최대 48시간, 바람직하 게는 3시간 이하이다. 항온 변태 중에 고탄소 강판의 베이나이트 변태는 50vol% 이상 100vol% 미만으로 완료될 수 있다.
열연강판의 경우 항온 변태는 열연강판을 런 아웃 테이블에서 베이나이트 변태 개시온도(Bs)에서부터 Bs-150℃까지 사이의 온도까지 냉각한 다음, 이를 권취한 후 상온까지 냉각하는 과정에서 이루어질 수도 있다. 이와 같이 열연 강판을 코일 상태로 권취하여 항온변태를 진행시킬 경우 코일 내부의 보온 효과에 의하여 최대 48시간, 바람직하게는3시간 정도의 항온변태 효과를 가질 수 있으며, 열연공정을 이용한 대량 생산이 가능하다.
고탄소 강판은 항온 변태 과정을 통해서 형성된 베이나이트와 잔류 오스테나이트로 된 이상적인 미세 조직을 포함한다. 따라서 고탄소 강판의 강도 및 연성이 우수하다. 또한, 탄소 함량 등 고탄소 강판의 합금성분을 조절하고 알루미늄을 첨가함으로써 단시간의 항온 변태를 통해 목표하는 미세조직을 얻을 수 있다.
또한, 각 합금 원소들의 조성과 변태 온도에 대한 관계를 정량화함으로써 열연공정으로 제조 가능한 합금을 설계할 수 있다. 그리고 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 상호 관계 및 조성 범위를 제한함으로써 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 된 미세 구조를 형성할 수 있다. 그 결과, 고탄소 강판의 강도 및 연성을 함께 개선할 수 있다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하에서는 도 1 내지 도 3을 통하여 본 발명의 실시예를 상세하게 설명한다. 이러한 실시예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 1에 도시한 바와 같이, 고탄소 강판의 제조 방법은, 고탄소 강판을 준비하는 단계(S10), 고탄소 강판을 열연하는 단계(S20), 고탄소 강판을 오스테나이트화하는 단계(S30), 및 고탄소 강판을 항온 변태시키는 단계(S40)를 포함한다.
먼저, 고탄소 강판을 준비하는 단계(S10)에서는, 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강판을 준비한다.
전술한 바와 같이 고탄소 강판의 조성 범위를 한정한 이유는 다음과 같다. 이하에서 사용하는 wt%는 중량%를 의미하고, vol%는 부피%를 의미한다.
먼저, 탄소(C)의 양은 0.2wt% 내지 1.0wt%일 수 있다. 탄소의 양이 0.2wt% 미만인 경우 필요한 강도를 얻기 어렵고, 높은 연성을 얻기 위해 필요한 잔류 오스테나이트상이 충분히 형성되지 않는다. 또한, 탄소의 양이 1.0wt%을 넘는 경우, 고탄소 강판의 변태 속도가 느려지고, 초석 세멘타이트가 형성될 수 있다.
다음으로, 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)은 모두 잔류 오스테나이트상을 형성하는데 도움을 주지만, 베이나이트상으로의 변태를 느리게 만든다. 여기서, 망간(Mn)의 함유량, 크롬(Cr)의 함유량 및 니켈(Ni)의 함유량은 각각 3.0wt% 이하이다. 망간(Mn)의 함유량, 크롬(Cr)의 함유량 또는 니켈(Ni)의 함유량이 각각 3.0wt%를 초과하는 경우, 베이나이트로의 상변태 속도가 크게 저하될 수 있다.
또한, 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 함유량을 함께 제어함으로써 부피 분율이 15wt% 이상인 잔류 오스테나이트 상을 형성할 수 있다. 이를 위하여 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성 범위가 하기의 수학식 1을 만족하도록 조절한다.
(3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt%
여기서, Mn + Cr + Ni/2의 양이 (3.0-2.5×C) wt% 미만인 경우, 잔류 오스테나이트상의 안정성이 부족하여 원하는 분율을 충분히 형성하기 어려우며 또한 강도도 낮게 된다. 또한, Mn + Cr + Ni/2의 양이 8.5wt%를 초과하는 경우, 베이나이트상의 변태가 너무 느려진다.
한편, 몰리브덴(Mo)의 양은 0.5wt% 이하로 조절한다. 몰리브덴은 펄라이트(pearlite)상의 형성을 억제하고, 불순물로 첨가된 인(P)에 의한 템퍼 취성(temper embrittlement)을 방지한다. 몰리브덴 첨가량이 적은 경우, 냉각 과정 및 항온 유지 과정에서 펄라이트 상이 형성될 수 있다. 또한, 템퍼 취성이 발생할 수 있다. 반면에, 몰리브덴의 양이 0.5wt%를 초과하는 경우, 압연 과정에서 강재의 취성이 증가된다.
다음으로, 규소(Si)의 양은 3.0wt% 이하로 조절한다. 규소는 알루미늄과 함께 베이나이트 변태시 세멘타이트(cementite)의 석출을 방해한다. 규소와 알루미늄의 합이1.0wt% 미만인 경우, 세멘타이트가 너무 많이 석출되어 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 혼합된 미세 조직을 얻을 수 없다. 3.0wt%를 초과하는 양의 규소를 첨가하는 경우, 충격특성이 뚜렷이 감소하는 등 불필요한 부작용을 초래한다. 따라서 규소의 첨가량은 최대 3.0wt%로 한정한다.
알루미늄(Al)의 양은3.0wt% 이하로 조절한다. 알루미늄은 규소와 함께 베이나이트 변태시 세멘타이트(cementite)의 석출을 방해한다. 알루미늄과 규소의 합이1.0wt% 미만인 경우, 세멘타이트가 너무 많이 석출되어 베이나이트 및 잔류 오스 테나이트가 혼합된 미세 조직을 얻을 수 없다. 한편 알루미늄(Al)은 베이나이트의 변태 속도를 빠르게 하여 탄소 함량이 높을 때에도 충분한 베이나이트 변태 속도를 얻을 수 있게 한다. 3.0wt%를 초과하는 양의 알루미늄을 첨가할 경우, 주조성이 악화될 수 있다. 따라서 알루미늄의 첨가량은 최대 3.0wt%로 한정한다.
즉, 규소와 알루미늄의 합이1.0wt% 미만인 경우, 세멘타이트가 너무 많이 석출되어 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 혼합된 미세 조직을 얻을 수 없으며, 이러한 이유로 규소(Si)와 알루미늄(Al)의 조성 범위는 하기의 수학식 2를 만족하도록 조절한다.
Si+Al ≥ 1.0wt%
그리고 붕소(B)의 양은 0.01wt% 이하로 조절한다. 붕소(B)는 냉각 및 항온 유지 중에 퍼얼라이트상 또는 페라이트상의 형성을 억제한다. 합금 조성에 따라 몰리브덴(Mo) 또는 크롬(Cr)이 존재하여 퍼얼라이트상 또는 페라이트상의 형성을 충분히 억제할 수 있으면 붕소(B)를 첨가하지 않아도 된다. 붕소의 첨가량이 너무 적으면, 붕소 첨가 효과가 미미해진다. 반대로, 붕소의 첨가량이 너무 높으면, 페라이트 또는 퍼얼라이트의 핵생성 자리를 제공하여 경화능을 해칠 수 있다. 따라서 붕소의 양은 0.01wt%, 즉 100ppm 이하로 조절한다.
티타늄(Ti)의 양은 0.5wt% 이하로 조절한다. 티타늄의 양이 0.5wt%를 초과하면, 주조성이 나빠진다. 붕소(B)를 첨가하여 냉각 및 항온 유지 중에 퍼얼라이트상의 형성을 억제하는 경우, 티타늄(Ti)은 강 중의 질소와 먼저 반응하여 TiC 또 는 TiN을 형성함으로써 붕소(B)의 첨가 효과를 높인다. 이 경우, 티타늄(Ti)의 양은 강 중 질소량과의 화학양론에 의해 질소(N)의 양과 하기의 수학식 5를 만족하면 충분하다.
Ti(wt%) > N(wt%) × 3.42
0.5wt%의 티타늄(Ti)은 붕소(B)의 보호를 위해 필요한 양보다 훨씬 많다. 그러나 전술한 양의 티타늄(Ti)을 첨가하는 경우, 베이나이트 변태 속도를 빠르게 하고, 오스테나이트 결정립 미세화 및 석출 경화에 따른 효과를 함께 이용할 수 있다.
여기서 고탄소 강판이 고강도와 고연신율이 요구되는 자동차 부품 혹은 열처리 부품으로 사용되는 경우에는 인장강도는 1000~2000MPa 그리고 연신율은 10~40% 로 확보할 필요가 있다. 이와 같은 강도와 연신율을 확보할 경우 위의 용도로 강판을 사용하는데 적합하다. 이러한 강종에 사용할 경우 위에서 설명한 조성 중에서 탄소(C)는 0.4wt% 내지1.0wt% 으로 제어하고, 상기 탄소(C), 상기 망간(Mn), 상기 크롬(Cr) 및 상기 니켈(Ni)의 조성을 하기 수학식6으로 조정하는 것이 바람직하다.
1.5 wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt%
또한 고탄소 강판이 구조용 고강도재료인 붐암 이나 트럭 프레임으로사용될 경우에는 인장강도는 1000~1500MPa 그리고 연신율은 10~20% 로 확보할 필요가 있다. 이와 같이 강도와 연신율을 확보할 경우 위의 용도로 강판을 사용하는데 적합 하다. 이러한 강종에 사용할 경우 위에서 설명한 조성 중에서 탄소(C)는 0.2wt% 내지 0.7wt% 으로 제어하고, 상기 탄소(C), 상기 망간(Mn), 상기 크롬(Cr) 및 상기 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식7로 조정하는 것이 바람직하다.
3.0 wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt%
전술한 원소들을 제외한 고탄소 강판의 나머지 조성은 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다. 전술한 바와 같이, 단계(S10)에서는 전술한 조성 범위의 원소들을 포함하는 고탄소 강판을 준비한다.
다음으로, 단계(S20)에서는 고탄소 강판을 가열하여 필요한 두께로 압연한다. 고탄소 강판의 열연 단계는 통상의 방법으로 슬라브를 재가열하고 이 슬라브를 열간압연한다. 그리고 열간압연은 Ar3변태점 이상의 온도에서 최종 마무리 압연을 한다. 열간압연의 마무리 압연온도를 Ar3변태점 이상으로 규정한 것은 오스테나이트와 페라이트의 2상 영역에서 압연이 이루어 지지 않게 하기 위한 것이다. 만약 열간압연의 마무리 압연을 Ar3 변태점 이하인 2 상 영역에서 행할 경우 초석 페라이트가 다량 발생하여 본 발명에서 달성하고자 하는 미세조직과 강도 그리고 연신율을 확보할 수 없게 된다.
이상의 설명은 고탄소 강판을 열간압연 공정으로 제조할 경우 열간압연의 공정상에서 최종 마무리 압연을 Ar3 변태점 이상에서 완료하여 강판의 조직을 균일한 오스테나이트화 하는 것에 대하여 설명하였다(도1의 S30 단계).
그러나 본 발명은 이와 같은 열간 압연 공정상에서 이루어지는 것에 한정되 는 것이 아니라, 통상의 열간압연 및 냉간압연으로 강판을 제조한 다음 이를 부품형태로 가공하여 가공된 부품을 최종 열처리 할 경우에도 적용될 수 있다. 이와 같이 가공된 부품을 최종 열처리 할 경우에는 먼저 고탄소 강판으로 제조된 부품을 준비하고(도1의 S10단계) 도2에서와 같이 가공된 부품을 Ac3 이상의 온도로 가열하여(도 1의 S20단계) 그 조직을 균일한 오스테나이트로 되게 한다(도1의 S30 단계).
이와 같이 도 1의 S30 단계는 통상의 열간압연 공정에 의하여 압연중인 강판의 조직을 오스테나이트화 하던가 또는 제조된 가공품을 재가열하여 가공품의 조직을 오스테나이트화 할 수 있다.
다음, 이와 같이 강판 또는 가공품을 오스테나이트화 한 다음 냉각에 의하여 도1의 S40 단계인 항온변태를 위한 준비를 한다.
열간 마무리 압연 또는 가열에 의하여 균일한 오스테나이트 조직을 갖는 열연강판 또는 가공품은 항온변태의 시작 온도인 베이나이트 변태 개시온도(Bs)와 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms) 사이의 온도까지 냉각을 한다.
이때 열연강판의 냉각은 런 아우트 테이블(Run - Out Table)에서 실시하고 가공품의 냉각은 통상의 열처리 방법에 따른다. 이때의 냉각 속도는 10~50℃/sec 로 하는 것이 바람직하다. 본 발명의 조성강일 경우 이와 같은 냉각 속도로 냉각을 하게 되어도 냉각중에 페라이트나 퍼얼라이트 변태가 발생하지 않고 베이나이트 변태 개시온도(Bs) 이하까지 오스테나이트 상을 유지하게 된다.
이와 같이 냉각한 다음, 도 1의 단계(S40)에서는 오스테나이트 상태로 냉각된 고탄소 강판 또는 가공품을 항온 변태시킨다. 즉, 도 2에 도시한 바와 같이, 고탄소 강판을 베이나이트 변태온도(Bs) 아래 및 마르텐사이트 변태온도(Ms) 위에서 항온 변태를 실시한다.
여기서 항온변태 온도는 베이나이트 변태시작온도 (Bs) 이하에서 Bs-150℃ 사이로 하는 것이 바람직하다. 만약 Bs보다 높을 경우 베이나이트 변태가 얻어질 수 없으며, Bs-150℃보다 낮으면 잔류 오스테나이트의 양이 적어져 10% 이상의 연신율을 얻기 어렵고, 또한 변태속도가 느려져 50% 변태시간이 48시간을 초과할 수 있다.
열연강판의 경우 항온 변태는 열연강판을 런 아웃 테이블에서 베이나이트 변태 개시온도(Bs)와 Bs-150℃ 사이의 온도까지 냉각하여 권취한 후 상온까지 냉각하는 과정에서 이루어질 수도 있다. 이와 같이 열연 강판을 코일 상태로 권취하여 항온변태를 진행시킬 경우 코일 내부의 보온 효과에 의하여 최대 48시간, 바람직하게는3시간 정도의 항온변태 효과를 가질 수 있으며, 본 발명의 수학식 3을 만족하는 경우 열연공정을 이용한 대량 생산이 가능해진다.
이러한 고탄소 강판에 있어 요구되는 최소 항온 열처리 시간은 고탄소 강판의 베이나이트 상으로의 변태 속도와 관련이 있다. 즉, 베이나이트 변태가 충분히 이루어질 수 있도록 유도하는 것이 필요하나 지나치게 항온 유지 시간이 긴 경우에는 잔류 오스테나이트 상이 페라이트와 세멘타이트 상으로 분해되어 연신율이 감소될 수 있다. 따라서 항온변태 시간은 1분 내지 48시간이 바람직하고, 더욱 바람직하기로는 1분 이상 3시간 이하이다. 항온변태 시간이 1분 미만인 경우 고탄소 강판은 베이나이트로의 변태가 잘 일어나지 않는다. 그리고 고탄소 강판의 항온 변태 시간이 48시간 이상일 경우, 고탄소 강판의 잔류 오스테나이트의 양이 감소하게 된다.
한편, 항온 변태 중에 고탄소 강판의 베이나이트 변태가 최소 50vol% 이상 100vol% 미만으로 완료될 경우 목표한 강도와 연성을 얻을 수 있게 된다. 따라서 고탄소 강판의 제조 시간을 최대한 단축함으로써 경제성을 확보할 수 있으며, 고탄소 강판의 베이나이트 변태가 50vol% 완료되는 시간은 열처리 온도와 합금 성분에 따라 하기의 수학식 3과 같은 관계를 가진다.
Log10 [50% 변태시간(sec)] = -2.742 + 3.561×C + 0.820×Mn + 0.416×Cr + 0.402×Ni - 0.332×Al + 1330/(T+273) ≤ Log10 [3×3600]
여기서, 각 원소의 조성의 단위는 wt%이고, T는 변태온도를 나타내는 섭씨온도이다. 또한, 50% 변태시간(sec)은 강 중의 상에서 베이나이트 변태가 50% 이루어지는데 필요한 최소 시간을 의미한다.
전술한 수학식 3은 합금 성분을 조절하여 베이나이트 변태 속도를 조절할 수 있다는 것을 의미한다. 따라서, 특정 권취 온도 또는 특정 항온 변태 온도에서 합금 성분을 조절함으로써 원하는 변태 속도를 얻을 수 있다.
전술한 수학식 3에서 50% 변태시간(sec)을 3시간으로 하면, 하기의 수학식 8이 얻어진다.
-2.742 + 3.561×C + 0.820×Mn + 0.416×Cr + 0.402×Ni - 0.332×Al + 1330/(T+273) ≤ 4.03
만약, 고탄소 강판에 포함된 원소들의 성분이 전술한 수학식 8을 만족하는 경우, 3시간 이내에 강판의 결정상 중에서 50% 이상이 베이나이트로 변태된다. 전술한 수학식 3 및 수학식 8을 이용하여 고탄소 강판의 조성 범위 및 베이나이트 변태 온도를 조절함으로써, 빠른 베이나이트 변태가 이루어진다.
여기서, 베이나이트 변태온도는 고탄소 강판의 조성범위와 하기의 수학식 4와 같은 관계를 가진다.
베이나이트 변태온도(Bs)(℃) = 830 - 270×C -90×Mn - 37×Ni - 70×Cr - 83×Mo
여기서, 각 원소의 조성의 단위는 wt%이다. 본 발명의 실시예에서는 탄소(C)의 양 뿐만 아니라 망간(Mn), 니켈(Ni) 및 몰리브덴(Mo)의 양을 조절하여 베이나이트 변태 온도를 설정한다. 따라서 고탄소 강판의 조성에 적합하게 설정된 베이나이트 변태 온도를 이용하여 항온 변태 온도를 최적화할 수 있다. 따라서 고탄소 강판의 조성 범위가 변하더라도 항온 변태 시간 및 항온 변태 온도를 조절하여 짧은 시간 동안에 효율적으로 고탄소 강판의 미세 구조를 변화시킬 수 있다.
한편, 도 2에 도시한 바와 같이, 고탄소 강판의 온도는 장시간 동안 거의 일정하게 유지되면서, 오스테나이트상의 일부가 베이나이트로 변태된다. 따라서 항온 변태 후의 고탄소 강판은 베이나이트 및 잔류 오스테나이트가 혼합된 미세 구조 를 가진다.
본 발명의 실시예에서는 베이나이트 변태가 빠르게 진행되므로, 180분의 항온 변태 동안 전체 상 중 50vol% 내지 85vol%가 베이나이트로 변태되고, 15vol% 내지50vol%의 잔류 오스테나이트가 존재한다. 따라서 짧은 시간의 항온 변태에도 불구하고 잔류 오스나이트 및 베이나이트가 이상적으로 혼합된 미세 구조를 가진다.
베이나이트의 부피 분율이 50vol% 미만인 경우, 잔류 오스테나이트 내의 탄소 농축량이 너무 적어 마르텐사이트가 생성되므로 연신율이 저하된다. 또한, 베이나이트의 부피 분율이 85vol%를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트의 양이 너무 적어서 고탄소 강판의 연신율이 작아진다. 그리고 오스테나이트의 양이 15vol% 미만인 경우, 오스테나이트의 양이 너무 적어서 고탄소 강판의 연신율이 너무 작다. 또한, 오스테나이트의 양이 50vol%를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트 내의 탄소 농축량이 너무 적어 마르텐사이트가 생성됨에 의해 연신율이 저하된다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 잔류 오스테나이트의 비율과 연신율과의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 3에 도시한 바와 같이, 고탄소 강판의 잔류 오스테나이트의 비율에 따른 연신율을 원 형태의 점으로 나타낸다. 잔류 오스테나이트의 부피 분율이 클수록 연신율이 증가하는 것을 알 수 있다.
도 3에는 잔류 오스테나이트의 부피 분율 및 연신율을 최소자승법(least square method)로 선형화하여 나타낸다. 도 3에 도시한 바와 같이, 원점을 지나고 기울기가 0.86894인 직선이 얻어진다. 따라서 잔류 오스테나이트가 고탄소 강판의 11.6vol%를 넘으면 고탄소 강판의 연신율이 10% 이상이 된다. 따라서 오차를 고려하더라도 잔류 오스테나이트가 15vol% 이상인 경우, 10% 이상의 연신율을 가지는 고탄소 강판을 얻을 수 있다.
따라서 전술한 방법으로 제조한 고탄소 강판은 1000MPa 이상의 인장 강도와 10% 이상의 연신율을 가진다. 따라서 강도와 연성이 모두 우수한 고탄소 강판을 제조할 수 있으므로, 자동차의 부품 등으로 사용하기에 적합하다.
이하에서는 실험예를 통하여 본 발명을 좀더 상세하게 설명한다. 이러한 실험예는 단지 본 발명을 예시하기 위한 것이며, 본 발명이 여기에 한정되는 것은 아니다.
실험예
하기의 표 1에 나타낸 바와 같이, A 내지 Z의 26종류의 고탄소 강판들을 사용하여 실험하였다. 각 고탄소 강판들의 조성을 하기의 표 1에 나타낸다. 고탄소 강판들의 조성은 모두 본 발명의 조성 범위를 만족하였다.
그러나, 성분이 본 발명의 조성 범위를 만족하더라도 베이나이트 변태가 Bs-150로부터 Bs사이의 온도에서 이루어지지 않은 경우 연신율이 10% 미만으로 나타났다. 이러한 경우들은 모두 비교예로 나타내었다. 또한, 본 발명의 조성 범위를 벗어나는 AA 내지 AC 강의 특성 평가 결과를 비교예로 나타내었으며, AA 내지 AC 강의 합금성분도 표 1에 함께 나타내었다.
Figure 112008083710191-PAT00001
실험은 먼저, 고탄소 강판의 두께를 30mm, 폭을 200mm로 제조한 후 1200℃에서 180분간 재가열하였다. 다음으로, 고탄소 강판을 열간 압연하여 그 두께가 3.0mm가 되도록 하였다. 전술한 방법을 사용하여 얻어진 고탄소 강판을 성분에 따라 900℃~1100℃의 온도 범위에서 약 30분간 오스테나이트화 처리하여 대부분의 조직이 오스테나이트로 변태되도록 한 후에 목표하는 온도까지 냉각시켜 항온변태 열처리를 실시하였다. 후속 공정은 다음과 같이 실험예 1 내지 실험예 38과 비교예 1 내지 비교예 10으로 나누어 실시하였고, 실험에 따라 얻어진 고탄소 강판의 인장강도 및 연신율을 측정하였다. 고탄소 강판의 항온 열처리 시간은 베이나이트 변태가 50vol% 이상 충분히 이루어질 수 있는 시간으로 하였다.
실험예 1
A형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(342℃)보다 42℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계(dilatometer)를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.8시간이었다. 고탄소 강판을 6시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1464MPa이었고, 연신율은 11.8%이었다.
실험예 2
A형 고탄소 강판을 340℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(342℃)보다 2℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.2시간이었다. 고탄소 강판을 6시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1375MPa이었고, 연신율은 20.1%이었다.
실험예 3
B형 고탄소 강판을 250℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(316℃)보다 66℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 2.8시간이었다. 고탄소 강판을 12시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1506MPa이었고, 연신율은 25.9%이었다.
실험예 4
C형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(469℃)보다 119℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.2시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1258MPa이었고, 연신율은 15.1%이었다.
실험예 5
C형 고탄소 강판을 400℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(469℃)보다 69℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1119MPa이었고, 연신율은 35.7%이었다.
실험예 6
D형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(403℃)보다 103℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.7시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1383MPa이었고, 연신율은 10.7%이었다.
실험예 7
D형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(403℃)보다 53℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.4시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1331MPa이었고, 연신율은 31.8%이었다.
실험예 8
E형 고탄소 강판을 280℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(305℃)보다 25℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 3.0시간이었다. 고탄소 강판을 12시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1553MPa이었고, 연신율은 26.2%이었다.
실험예 9
E형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(305℃)보다 5℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 2.4시간이었다. 고탄소 강판을 12시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1677MPa이었고, 연신율은 21.5%이었다.
실험예 10
F형 고탄소 강판을 250℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(314℃)보다 64℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 2.0시간이었다. 고탄소 강판을 12시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1812MPa이었고, 연신율은 15.9%이었다.
실험예 11
F형 고탄소 강판을 280℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(314℃)보다 34℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.4시간이었다. 고탄소 강판을 6시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1635MPa이었고, 연신율은 20.1%이었다.
실험예 12
F형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(314℃)보다 14℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1598MPa이었고, 연신율은 26.7%이었다.
실험예 13
G형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(415℃)보다 115℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.9시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1504MPa이었고, 연신율은 12.1%이었다.
실험예 14
G형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(415℃)보다 65℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.5시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1343MPa이었고, 연신율은 22.2%이었다.
실험예 15
H형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(401℃)보다 101℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.6시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1415MPa이었고, 연신율은 13.1%이었다.
실험예 16
I형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(418℃)보다 68℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.5시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1452MPa이었고, 연신율은 21.4%이었다.
실험예 17
J형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(417℃)보다 117℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.8시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1491MPa이었고, 연신율은 18.1%이었다.
실험예 18
J형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(417℃)보다 67℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.5시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1497MPa이었고, 연신율은 27.2%이었다.
실험예 19
K형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(452℃)보다 102℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1333MPa이었고, 연신율은 14.6%이었다.
실험예 20
K형 고탄소 강판을 400℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(452℃)보다 52℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1365MPa이었고, 연신율은 20.3%이었다.
실험예 21
L형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(321℃)보다 21℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.8시간이었다. 고탄소 강판을 6시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1591MPa이었고, 연신율은 15.4%이었다.
실험예 22
M형 고탄소 강판을 400℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(534℃)보다 134℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1170MPa이었고, 연신율은 11.0%이었다.
실험예 23
N형 고탄소 강판을 400℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(515℃)보다 115℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.04시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1057MPa이었고, 연신율은 27.6%이었다.
실험예 24
O형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(417℃)보다 67℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.3시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1354MPa이었고, 연신율은 13.0%이었다.
실험예 25
P형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(445℃)보다 145℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.2시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1378MPa이었고, 연신율은 12.2%이었다.
실험예 26
P형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(445℃)보다 95℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1343MPa이었고, 연신율은 13.8%이었다.
실험예 27
Q형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(389℃)보다 89℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.3시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1396MPa이었고, 연신율은 13.2%이었다.
실험예 28
Q형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(389℃)보다 39℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.3시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1388MPa이었고, 연신율은 14.4%이었다.
실험예 29
R형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(389℃)보다 89℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1475MPa이었고, 연신율은 11.8%이었다.
실험예 30
S형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(417℃)보다 67℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1330MPa이었고, 연신율은 13.8%이었다.
실험예 31
T형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(401℃)보다 51℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.2시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1363MPa이었고, 연신율은 15.0%이었다.
실험예 32
U형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(441℃)보다 91℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1420MPa이었고, 연신율은 16.1%이었다.
실험예 33
V형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(472℃)보다 122℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1326MPa이었고, 연신율은 14.3%이었다.
실험예 34
W형 고탄소 강판을 400℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(529℃)보다 129℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.02시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1010MPa이었고, 연신율은 15.5%이었다.
실험예 35
X형 고탄소 강판을 370℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(444℃)보다 74℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.05시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1145MPa이었고, 연신율은 14.6%이었다.
실험예 36
Y형 고탄소 강판을 370℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(508℃)보다 138℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.02시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1195MPa이었고, 연신율은 11.7%이었다.
실험예 37
Z형 고탄소 강판을 250℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(292℃)보다 42℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 23.4시간이었다. 고탄소 강판을 48시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1790MPa이었고, 연신율은 17.1%이었다.
실험예 38
Z형 고탄소 강판을 280℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(292℃)보다 12℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 15.9시간이었다. 고탄소 강판을 48시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1567MPa이었고, 연신율은 23.6%이었다.
비교예 1
D형 고탄소 강판을 200℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(403℃)보다 203℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 2.7시간이었다. 고탄소 강판을 24시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 2059MPa이었고, 연신율은 9.5%이었다.
비교예 2
D형 고탄소 강판을 250℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(403℃)보다 153℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 1.3시간이었다. 고탄소 강판을 6시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1748MPa이었고, 연신율은 9.4%이었다.
비교예 3
K형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(452℃)보다 152℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.2시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1488MPa이었고, 연신율은 9.1%이었다.
비교예 4
M형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(534℃)보다 184℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.2시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1279MPa이었고, 연신율은 9.1%이었다.
비교예 5
N형 고탄소 강판을 350℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(515℃)보다 165℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1247MPa이었고, 연신율은 9.0%이었다.
비교예 6
O형 고탄소 강판을 250℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(417℃)보다 167℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.8시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1412MPa이었고, 연신율은 7.7%이었다.
비교예 7
V형 고탄소 강판을 300℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(472℃)보다 172℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.1시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1482MPa이었고, 연신율은 7.6%이었다.
비교예 8
AA형 고탄소 강판을 460℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(605℃)보다 145℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.01시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 717MPa이었고, 연신율은 14.0%이었다.
비교예 9
AB형 고탄소 강판을 480℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(606℃)보다 126℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.01시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 752MPa이었고, 연신율은 12.2%이었다.
비교예 10
AC형 고탄소 강판을 450℃의 염욕조에서 항온 변태 열처리하였다. 즉, 베이나이트 변태시작온도(542℃)보다 92℃ 낮은 온도로부터 고탄소 강판을 항온 변태 열처리하였다. 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 팽창계를 사용하여 측정하였다. 그 결과, 베이나이트 변태가 50vol% 이루어지는 시간은 0.03시간이었다. 고탄소 강판을 3시간 동안 열처리한 결과, 인장강도는 1150MPa이었고, 연신율은 8.5%이었다.
전술한 실험예 1 내지 실험예 38과 비교예 1 내지 비교예 10을 하기의 표 2에 나타낸다.
Figure 112008083710191-PAT00002
Figure 112008083710191-PAT00003
표 2에서 t0.5는 베이나이트 변태량이 50vol%가 되는 시간을 의미하고, Bs-T는 베이나이트 변태시작온도 및 항온 변태 온도와의 차이, 즉 베이나이트 변태시작온도로부터 항온 변태 온도를 뺀 온도를 의미한다.
본 발명의 실험예 1 내지 실험예 38에서는 베이나이트 변태시작온도 및 항온 변태 온도와의 차이가 모두 150℃ 이하였으며, 고탄소 강판의 인장강도는 모두 1000MPa 이상이었으며, 연신율은 10% 이상이었다.
본 발명의 실험예 1 내지 실험예 36에서는 고탄소 강판의 베이나이트 변태량이 50vol%가 되는 시간은 모두 3시간 이하였다. 수학식 3을 만족하지 않는 조건, 즉 베이나이트 변태시간이 3시간 이상인 실험예 37과 38의 경우 변태시간이 길어 대량생산 가능성은 떨어지지만 1000MPa 이상의 강도와 10% 이상의 연신율을 가지는 고강도 고연신 강재를 얻을 수 있었다.
반면, 비교예 1 내지 7에서는 고탄소 강판의 열처리를 Bs-150℃보다 낮은 온도에서 행함에 의해 잔류 오스테나이트의 양이 부족하였고, 연신율이 전부 10% 미만으로 나타났다.
또한 비교예 8의 경우 탄소 함량이 0.2wt% 보다 낮음에 의해 강판의 인장강도가 1000MPa 미만이었다. 비교예 9의 경우 탄소 함량이 0.25wt%로서 이때 필요한 (Mn+Cr+Ni/2)의 함량은 2.375wt%이나 실제로 1.5wt%이 첨가되어 이에 미치지 못하였다. 이로 인해 인장강도가 1000MPa 미만으로 얻어졌다. 비교예 10의 경우 (Si+Al)의 합이 약 0.8wt%, 즉 1.0wt% 미만으로 항온변태 후 잔류오스테나이트가 존재하지 않는 통상의 베이나이트 조직이 얻어졌으며, 강재의 연신율이 10%에 미치지 못하였다.
전술한 바와 같이, 본 발명의 실험예에서는 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판을 빠른 시간에 제조할 수 있었으며, 반면 비교예에서는 고탄소 강판의 연성이 저하되거나 충분한 강도를 가진 고탄소 강판의 제조가 이루어지지 않았다.
본 발명을 앞서 기재한 바에 따라 설명하였지만, 다음에 기재하는 특허청구범위의 개념과 범위를 벗어나지 않는 한, 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것을 본 발명이 속하는 기술 분야에 종사하는 자들은 쉽게 이해할 것이다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법을 개략적으로 나타낸 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 제조 방법에 따른 온도 변화를 나타낸 그래프이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 고탄소 강판의 잔류 오스테나이트의 비율과 연신율과의 관계를 나타낸 그래프이다.

Claims (16)

  1. 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고 3.0wt%의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강판으로서,
    상기 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 하기 수학식 2를 만족한다.
    (3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt% --- (수학식 1)
    Si+Al ≥ 1.0wt% ------------------- (수학식 2)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 고탄소 강판은 미세 조직을 포함하고, 상기 미세 조직은 잔류 오스테나이트(austenite)를 포함하며, 상기 미세 조직 중 잔류 오스테나이트의 부피 분율은 15wt% 내지 50wt%인 고탄소 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 미세 조직은 베이나이트(bainite)를 더 포함하고, 상기 베이나이트는 50vol% 내지 85vol%인 고탄소 강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 고탄소 강판의 인장강도는 1000MPa 이상이고, 연신율은 10% 이상인 고탄소 강판.
  5. 제4항에 있어서,
    상기 티타늄(Ti)과 질소(N)은 하기 수학식 6을 만족하는 고탄소 강판.
    Ti(wt%) > N(wt%) × 3.42 --- (수학식 6)
  6. 제4항에 있어서,
    상기 탄소(C), 상기 망간(Mn), 상기 크롬(Cr), 상기 니켈(Ni), 및 상기 알루미늄(Al)이 하기의 식을 만족하는 고탄소 강판.
    Log10 [50% 변태시간(sec)] = -2.742 + 3.561×C + 0.820×Mn + 0.416×Cr + 0.402×Ni - 0.332×Al + 1330/(T+273) ≤ Log10 [3×3600]
    여기서, T는 섭씨온도이고, 50% 변태시간은 베이나이트로 50% 변태하는 데 필요한 최소 시간임.
  7. 제4항에 있어서,
    상기 고탄소 강판의 조성 중 탄소(C)는 0.4wt% 내지1.0wt% 이고,
    상기 탄소(C), 상기 망간(Mn), 상기 크롬(Cr) 및 상기 니켈(Ni)의 조성이 하기 식을 만족하는 고탄소 강판.
    1.5 wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt%
  8. 제4항에 있어서,
    상기 고탄소 강판의 조성 중 탄소(C)는 0.2wt% 내지0.7wt% 이고,
    상기 탄소(C), 상기 망간(Mn), 상기 크롬(Cr) 및 상기 니켈(Ni)의 조성이 하기 식을 만족하는 고탄소 강판.
    3.0 wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt%
  9. 0.2wt% 내지 1.0wt%의 탄소(C), 0보다 크고3.0wt% 이하의 규소(Si), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 망간(Mn), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 크롬(Cr), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 니켈(Ni), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 몰리브덴(Mo), 0보다 크고 3.0wt% 이하의 알루미늄(Al), 0보다 크고 0.01wt% 이하의 붕소(B), 0보다 크고 0.5wt% 이하의 티타늄(Ti)을 포함하고, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강판을 준비하는 단계,
    상기 고탄소 강판을 오스테나이트화하는 단계,
    상기 고탄소 강판을 오스테나이트 조직을 유지하면서 냉각시키는 단계, 및
    상기 오스테나이트화된 고탄소 강판을 베이나이트 변태시작온도보다 150℃ 낮은 온도로부터 베이나이트 변태시작온도까지의 온도 범위에서 항온 변태시키는 단계
    를 포함하는 고탄소 강판의 제조 방법.
    여기서, 상기 탄소(C), 망간(Mn), 크롬(Cr) 및 니켈(Ni)의 조성은 하기 수학식 1을 만족하고, 상기 규소(Si) 및 알루미늄(Al)은 하기 수학식 2를 만족한다.
    (3.0-2.5×C) wt% ≤ (Mn+Cr+Ni/2) ≤ 8.5wt% --- (수학식 1)
    Si+Al ≥ 1.0wt% ------------------- (수학식 2)
  10. 제9항에 있어서,
    상기 항온 변태시키는 단계에 있어서,
    상기 항온 변태를 1분 내지 48시간 동안 실시하는 고탄소 강판의 제조 방법.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 항온 변태 중에 상기 고탄소 강판의 베이나이트 변태는 50vol% 이상 100vol% 미만으로 완료되는 고탄소 강판의 제조 방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 고탄소 강판의 베이나이트 변태가 50vol% 완료되는 시간은 1분보다 크고 3시간 이하인 고탄소 강판의 제조 방법.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 베이나이트 변태시작온도는 하기의 수학식을 만족하는 고탄소 강판의 제조 방법.
    베이나이트 변태시작온도(Bs)(℃) = 830 - 270×C(wt%) - 90×Mn(wt%) - 37×Ni(wt%) - 70×Cr(wt%) - 83×Mo(wt%)
  14. 제9항에 있어서,
    상기 냉각 단계는 런 아우트 테이블(Run - Out Table)에서 10~50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 고탄소 강판의 제조 방법.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 항온 변태시키는 단계는 상기 고탄소 강판을 권취하여 이루어지는 고탄소 강판의 제조 방법.
  16. 제15항에 있어서,
    상기 베이나이트 변태시작온도는 하기의 수학식을 만족하는 고탄소 강판의 제조 방법.
    베이나이트 변태시작온도(Bs)(℃) = 830 - 270×C(wt%) - 90×Mn(wt%) - 37×Ni(wt%) - 70×Cr(wt%) - 83×Mo(wt%)
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