KR20090070504A - 도금성이 우수한 고망간강 및 고망간 도금강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 15~30%, Al: 0.01~4.0%, Si: 1.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01%이하를 포함하고, Nb: 0.02 ~ 0.10%, Ti: 0.01 ~ 0.10%, V: 0.02 ~ 0.50%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며, 잔부는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브에 대해, 1050~1300℃로 가열하여 균질화시키는 재가열 단계, 850~1000℃에서 마무리 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연 단계, 상기 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취단계, 권취된 상기 강판을 10~80%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계 및 750℃ 이하에서 연속소둔하는 연속소둔 단계를 포함하는 것을 특징으로 하며 오스테나이트 단상 조직을 가지는 도금성이 우수한 고망간강 및 상기 고망간강에 도금처리한 도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 강판은 소둔온도를 낮게 제어함으로써 도금성이 우수하고 강도가 높으며, 고 연신율로 인하여 성형성이 좋은 고망간강으로, 차체의 구조부재 또는 형상이 복잡한 내판재에도 충분히 적용이 가능하다.

고망간강, 소둔온도, 오스테나이트, 도금강판, 연신율, 성형성

Description

도금성이 우수한 고망간강 및 고망간 도금강판의 제조방법{Manufacturing Method of High Manganese Steel Sheet and Coated Steel Sheet with Excellent Coatability}

본　발명은 우수한 성형성과 높은 강도가 요구되는 자동차용 강판에 사용되는 고성형성 고망간강의 제조방법에 관한 것으로, 보다　상세하게는 적절한 성분계 조건 및 열처리 조건을 제어하여 강판의 미세조직에서 안정적인 오스테나이트상을 형성함으로써 도금성, 강도, 연신율, 성형성 등이 우수한 고강도　열연강판, 냉연강판 또는 도금강판의　제조에 관한 것이다.

자동차사는 환경오염, 연비향상, 안전성 향상을 목적으로 경량 소재, 고강도 소재의 적용을 점차 확대하고 있으며 이는 자동차 부품 이외의 많은 구조 부재에 적용되는 재료가 가져야 할 특성이기도 하다. 그러나 일반적인 강재는 강도가 증가하면 연신율이 감소하는 경우가 대부분이며, 연신율 감소로 인하여 성형성이 저하되어 복잡한 형상이 부품을 제조하는 것이 곤란해질 수 있다.

이러한 문제점을 극복하고자 성형성이 우수한 이상조직강과 변태유기소성강 등의 기술이 종래에 나타난 바 있으나, 이러한 강재들은 인장강도가 높아 구조부재 및 내판재로 적용될 수는 있으나 30% 이상의 연신율을 가지지 못하므로 복잡한 부품에까지 사용되기는 어려워 자동차부품이 요구하는 가공성을 만족하지 못하고 있다.

따라서, 이러한 문제점들을 해소하고자 자동차 제조업체들은 부품의 형상을 간소화 하거나, 여러 개의 부품으로 구분하여 성형하고 다시 용접하는 복잡하고 우회적인 공정을 이용하고 있는 것이 현실이다. 하지만, 부품을 용접에 의해 제작하는 경우에는 용접부의 물성이 모재에 비해 취약할 수 밖에 없기 때문에 차체의 설계에 많은 제약을 받을 뿐만 아니라, 용접부의 열위에 의한 부품 특성 저하는 물론 부품을 나누어 성형하면서 공정비용이 크게 증가한다는 단점이 여전히 존재한다.

또한, 이러한 문제점을 해결하기 위하여 무조건 강도 향상 원소를 다량 첨가하게 되면 첨가 원소의 종류와 양의 증가로 인하여 도금성이 급격하게 저하되어 제품 품질에 문제가 발생한다.

따라서, 복잡한 형상의 부품을 성형하기 용이하며 차체설계시 설계 자유도를 높이기 위해서 고강도이면서도 가공성이 우수한, 그리고 도금성이 향상된 재료가 지속적으로 요구되고 있다.

본 발명은 상술한 문제점을 해결함과 아울러 다량의 Mn을 첨가한 오스테나이트계 단상 강재를 제공함으로써 강도와 연신율이 우수한 강을 제공하고자 한다. 특히 본 발명에서는 소둔온도를 낮게 하여 강도, 연신율은 물론 도금성도 충분히 향상된 강재를 제공하여 차체의 구조부재 또는 형상이 복잡한 내판재에도 다양하게 적용이 가능한 제품을 제공하고자 한다.

본 발명은, 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 15~30%, Al: 0.01~4.0%, Si: 1.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01%이하를 포함하고, Nb: 0.02 ~ 0.10%, Ti: 0.01 ~ 0.10%, V: 0.02 ~ 0.50%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며, 잔부는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브에 대해,

1050~1300℃로 가열하여 균질화시키는 재가열 단계;

850~1000℃에서 마무리 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연 단계;

상기 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취단계;

권취된 상기 강판을 10~80%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계; 및

750℃ 이하에서 연속소둔하는 연속소둔 단계 ;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고망간강의 제조방법을 제 공한다.

나아가 본 발명은 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 15~30%, Al: 0.01~4.0%, Si: 1.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01%이하를 포함하고, Nb: 0.02 ~ 0.10%, Ti: 0.01 ~ 0.10%, V: 0.02 ~ 0.50%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며, 잔부는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브에 대해,

1050~1300℃로 가열하여 균질화시키는 재가열 단계;

850~1000℃에서 마무리 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연 단계;

상기 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취단계;

권취된 상기 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계;

700℃ 이상에서 연속소둔하는 연속소둔 단계; 및

상기 강판을 도금처리하는 도금처리 단계;

를 포함하는 것을 특징으로 하는 고망간 도금강판의 제조 방법을 제공한다.

이 경우, 상기 고망간강 및 고망간 도금강판의 미세조직은 오스테나이트 단상 조직이며, 도금처리는 전기도금 처리 또는 합금화 용융도금 처리에 의할 수 있다.

본 발명의 강판은 소둔온도를 낮게 제어함으로써 도금성이 우수하고 강도가 높으며, 고 연신율로 인하여 성형성이 좋은 고망간강으로, 차체의 구조부재 또는 형상이 복잡한 내판재에도 충분히 적용이 가능하다.

본 발명은 상온에서 오스테나이트 단상 조직을 확보하고 변형시 쌍정(twinning)을 형성하기 위하여, 오스테나이트 안정화 원소인 Mn과 C의 양을 최적화하였다. 특히 가공경화지수를 증가시키고자 Al의 양을 조절하여 쌍정이 형성되는 속도를 제어하여 인장성질을 개선하였다. 또한, 첨가되는 Mn의 첨가량을 최적화 하여 제조원가를 줄이는 것이 필요하며, 이를 위하여 C의 양을 조절하여 첨가한다. 나아가 항복강도를 증가시키기 위해서는 결정입도를 줄이는 것이 필요하며 이를 위해 Si, Ti, Nb 등의 원소를 이용한다.

이하, 본 발명의 강을 구성하는 성분계에 관하여 상세히 설명한다.(이하 중량%)

C: 0.3~0.9%

C는 오스테나이트상의 안정화에 기여하기 때문에 그 첨가량이 증가할수록 유리하며, 0.3% 미만에서는 변형시 α'-마르텐사이트상이 생성될 수 있어 가공시 크랙이 발생하고, 연성이 낮아질 수 있다는 단점이 있다. 반면 탄소의 첨가량이 0.9% 를 초과하는 경우에는 오스테나이트상의 안정도가 지나치게 증가하여 슬립변형에 의한 변형거동의 천이로 가공성이 저하될 수 있다. 따라서 탄소의 상한 첨가량은 0.9%로 한정하는 것이 바람직 하다.

Mn: 15~30%

Mn은 오스테나이트상을 안정화시키는데 필수적인 원소이지만, 15% 미만에서는 성형성을 해치는 α'-마르테사이트상이 생성되어 강도는 증가하지만 연성이 급격히 감소할 수 있기 때문에 그 하한은 15%로 한정한다. 반면, 망간의 첨가량이 30%를 초과하는 경우에서는 쌍정발생이 억제되어 강도는 증가하지만 연성이 감소한다. 나아가 Mn의 첨가량이 증가할수록 열간압연 크랙발생이 쉽게 발생하고, 강판의 제조원가가 증가하기 때문에 Mn 첨가량의 상한은 30%로 한정한다.

Al: 0.01~4.0%

Al은 통상 강의 탈산을 위하여 첨가되지만 본 발명에서는 가공경화지수 증가를 위해서도 첨가한다. 본 발명에서 Al은 페라이트상의 안정화 원소이지만 강의 슬립면에서 적층결함에너지(stacking fault energy)를 증가시켜 ε-마르테사이트상의 생성을 억제하여 연성을 향상시킨다. 나아가 Al은 낮은 Mn 첨가량에서도 ε-마르테사이트상의 생성을 억제하기 때문에 Mn의 첨가량을 적정화하고 가공성을 향상시키는데 큰 기여을 한다. 그리고 Al은 성분 편석을 감소시켜 재질을 균일화시키고 성형성을 향상시킨다. 따라서 본 발명에서 Al은 0.01% 이상 첨가한다. 반면, 그 첨가 량이 4.0%를 초과하면 쌍정발생을 억제하여 연성이 감소하고, 연속주조시 주조성이 저하될 수 있으며, 열간압연시 표면산화가 심하게 발생하여 제품의 표면품질을 저하시킬 수 있으므로 그 상한은 4.0%로 제한한다.

Nb: 0.02~0.1%

Nb은 Ti와 마찬가지로 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소이다. 이 때 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 막아 결정입도 미세화에 효과적이며 Nb에 의한 석출상은 일반적으로 Ti 보다 낮은 온도에서 형성되므로 결정입도 미세화와 석출상 형성에 의한 석출강화 효과가 큰 원소이며, 이러한 효과를 위하여 0.02% 이상 첨가한다. 하지만 그 함량이 0.10%를 초과하면 과량의 Nb이 결정입계에 편석하여 입계취화를 일으킬 수 있으며, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립의 성장 효과를 저하시키므로 Nb 첨가량의 상한은 0.10%로 한정한다.

Ti: 0.01~0.10%

Ti는 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소로, 이때 형성된 탄화물은 결정립의 성장을 억제하여 결정입도 미세화에 효과적으로 작용한다. 그러나 0.01% 미만으로 첨가하면 그 효과가 미미하고, 반면 0.10%를 초과하여 첨가하면 과량의 Ti가 결정입계에 편석하여 입계취화를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립 성장 효과를 저하시키므로 Ti의 첨가량은 0.01~0.10%으로 한정한다.

V: 0.025~0.50%

V는 Ti, Nb 등과 같이 C와 결합하여 탄화물을 형성하는 강탄화물 형성원소로 작용한다. 통상 V는 낮은 온도에서 미세한 석출상을 형성하므로 석출강화 효과가 큰 원소이므로, 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.02% 이상 첨가한다. 하지만, Nb의 첨가량이 0.50%를 초과하면 과량의 Nb이 결정입계에 편석하여 입계취화를 일으키거나, 석출상이 과도하게 조대화되어 결정립의 성장 효과를 저하시키므로 Nb의 첨가량은 0.025 ~ 0.50%로 한정하였다.

Si: 1.0% 이하

Si은 고용효과에 의해 결정립도를 낮춤으로써 항복강도를 향상시키는 원소이지만 과다하게 첨가되면 표면에 Si 산화층을 형성하여 용융도금성을 저하시키는 것으로 알려져 있다. 그러나 Mn이 다량 첨가된 강에 적절한 양의 Si이 첨가될 경우, 표면에 얇은 SI 산화층이 형성되어 Mn의 산화를 억제할 수 있기 때문에 냉연강판에서 압연 후 형성되는 두꺼운 Mn 산화층이 형성되는 것을 방지할 수 있고, 소둔 후 냉연강판에서 진행되는 부식을 방지하여 표면품질을 향상시키며, 나아가 전기도금재의 소지강판으로 우수한 표면품질을 유지할 수 있다.

그러나 Si의 첨가량이 증가하면 열간압연을 할 때 강판표면에 Si 산화물이 형성되어 산세성이 저하되어 열연강판의 표면품질이 좋지 않게 될 수 있다. 또한 Si는 연속소둔공정과 연속용융도금공정에서 고온 소둔시 강판표면에 농화되어 용융도금시 강판표면의 용융아연 젖음성을 저하시키기 때문에 도금성을 감소시킬 수 있으며, 다량의 Si 첨가는 강의 용접성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서 Si는 그 상한 첨가량을 1.0%, 바람직하게는 0.5%로 제한한다.

P:0.05% 이하

P는 제조 시 불가피하게 함유되는 원소이며, 연주크랙 형성 등 품질을 저하시키므로 그 함유량은 0.05%이하로 제한한다.

S: 0.01% 이하

S는 제조 시 불가피하게 함유되는 원소이며, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지크랙과 같은 결함을 발생시키고, 강판의 구멍확장성을 감소시키므로 그 첨가량을 최대한 억제하여야 하는 것이 바람직하다. 따라서 그 함유량은 0.01% 이하로 제한한다.

N: 0.04% 이하

N은 오스테나이트 결정립내에서 응고과정에서 Al과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정발생을 촉진하므로 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시키지만, 그 첨가량이 0.04%를 초과하는 경우에는 질화물이 과다하게 석출되어 열간가공성 및 연신율을 저하시키므로 N의 첨가량은 0.04% 이하로 제한한다.

이하 본 발명의 강을 제조하는 제조방법에 관하여 상세히 설명한다.

본 발명의 고망간강으로 열연강판을 제조하는 경우에는 일반강의 제조공정과 마찬가지로 연속주조법을 이용한다. 상기 조성으로 용해된 강을 통상의 조건과 유사하게 1050~1300℃ 범위에서 균질화 처리를 실시한다. 상기 균질화 처리를 거친 강 슬라브에 대해 850~1000℃ 범위에서 통상의 조건으로 마무리 열간압연을 실시하고, 700℃ 이하에서 권취하는 열간압연을 실시한다.

본 발명에서 열간압연시 고망간강의 연주슬라브 가열온도는 1050~1300℃로 한정하는데, 가열온도가 1300℃를 초과하면 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나, 표면이 열위되는 특성이 나타나며, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생겨 열간압연시 균열이 발생할 수 있다. 반면 가열온도가 1050℃ 미만인 경우에는 마무리 압연시 온도 확보가 어려워 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연을 할 수 없게 된다. 따라서, 가열온도는 1050~1300℃로 한정한다.

본 발명에서 마무리 압연온도는 850~1000℃로 한정하는데, 마무리 압연온도가 850℃ 미만에서는 압연하중이 높아져서 압연기에 무리가 갈 뿐만 아니라 강판내부의 품질에도 좋지 않다. 반면 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하여 과도하게 높 은 경우에는 압연시 표면 산화가 발생할 수 있으므로 마무리 압연 온도의 상한은 1000℃로 한정한다.

열연권취온도는 700℃ 이하로 수행한다. 열연권취온도가 700℃를 초과하여 너무 높으면 열연강판표면에 두꺼운 산화막과 내부산화가 일어나기 때문에 산세과정에서 산화층이 쉽게 제거되지 않는 문제점이 발생한다. 따라서 열연강판의 권취온도는 가능한한 낮게 제어하는 것이 바람직하며 본 발명에서는 700℃ 이하의 온도에서 권취를 수행한다.

상술한 바와 같은 조건에서 열간압연이 수행되면 강판 형상과 두께를 맞추기 위해서 통상의 조건에서 냉간압연을 실시할 수 있다. 이 때, 냉간압연의 압하율은 10 ~ 80%로 하는 것이 항복강도를 향상시키는데 바람직하다.

냉간압연된 강판은 750℃ 이하에서, 바람직하게는 700℃ 이하에서 연속소둔을 실시한다. 상기 연속소둔시 소둔온도는 본 발명에서 중요한 구성이며, 이러한 소둔온도 범위는 우수한 도금성과 높은 강도를 함께 얻기 위한 것이다. 소둔 온도가 너무 높으면 재결정 과다 또는 결정립 성장을 통해 강도가 1000MPa 이하로 낮아질 수 있으며, 특히 용융도금시 표면에 산화물이 많아져 우수한 도금접합성을 가지기 어렵기 때문에 소둔온도를 750℃ 이하로 제한한다.

한편 상술한 바와 같이 제조된 강판을 이용하여 용융도금공정에서 용융도금제품을 제조할 수 있으며, 또한 연속소둔 강판을 이용하여 전기도금제품을 제조하는 것도 가능하다.

이하 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

하기 표 1은 본 발명강과 비교강의 화학성분을 나타낸 것으로 용해된 강의 강괴를 1200℃의 가열로에서 한시간 동안 유지한 후 열간압연을 실시하였다. 그리고 열간압연을 수행한 강판을 이용하여 산세를 실시하고 냉간압하율을 50%로 하여 냉간압연을 실시하였다. 상기 냉간압연된 시편에 대해 소둔온도를 800℃로 하고 과시효 온도를 400℃로 하여 연속소둔 및 용융도금 모사 열처리를 실시하였고, 소둔온도에 따라 평가한 결과를 표 2에 나타내었다.

	C	Mn	Al	Si	P	S	Nb	V	Ti	N*
강재 1	0.6	18	1.5	0.3	0.01	0.007	0	0	0	60
강재 2	0.6	18	1.5	0.3	0.01	0.007	0.03	0.1	0	60
강재 3	0.6	18	1.5	0.3	0.01	0.007	0.03	0.1	0.04	60

*(N은 ppm)

소둔온도(℃)	발명강 1		발명강 2		비고
	강도(MPa)	연신율(%)	강도(MPa)	연신율(%)
500	1532	18	1495	18	발명예 A
550	1477	20	1453	20	발명예 B
600	1402	21	1409	22	발명예 C
650	1132	24	1301	19	발명예 D
700	1009	70	1064	45	발명예 E
750	987	70	1007	59	발명예 F
800	968	71	985	64	비교예 A
850	950	76	966	67	비교예 B
900	917	76	950	70	비교예 C

본 실시예에 의하면 소둔온도가 750℃ 이상으로 높은 경우 강도가 낮아진다. 특히 소둔온도가 높아지면 표면에 산화층이 형성되어 도금성이 감소하게 된다. 이러한 결과는 도 1 및 도 2에 나타난 미세조직사진으로 더욱 구체적으로 알 수 있다. 도 1에 나타난 발명강의 미세조직사진에는 강재의 조직이 미세한 입도를 가진다는 사실을 알 수 있다. 그러나 소둔온도가 높은 경우의 조직을 나타내는 도 2의 미세조직사진에서는 입도가 조대하다는 사실을 알 수 있다.

도 1은 저온 소둔온도(약 700℃)에서의 발명강의 미세조직 사진

도 2는 고온 소둔온도(약 900℃)에서의 발명강의 미세조직 사진

Claims (4)

1. 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 15~30%, Al: 0.01~4.0%, Si: 1.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01%이하를 포함하고,

   Nb: 0.02 ~ 0.10%, Ti: 0.01 ~ 0.10%, V: 0.02 ~ 0.50%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며,

   잔부는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브에 대해,

   1050~1300℃로 가열하여 균질화시키는 재가열 단계;

   850~1000℃에서 마무리 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연 단계;

   상기 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취단계;

   권취된 상기 강판을 10~80%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계; 및

   750℃ 이하에서 연속소둔하는 연속소둔 단계 ;

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고망간강의 제조방법.
2. 중량%로, C: 0.3~0.9%, Mn: 15~30%, Al: 0.01~4.0%, Si: 1.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01%이하를 포함하고,

   Nb: 0.02 ~ 0.10%, Ti: 0.01 ~ 0.10%, V: 0.02 ~ 0.50%로 이루어지는 그룹으로부터 선택되어진 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며,

   잔부는 불가피한 불순물 및 Fe를 포함하는 강 슬라브에 대해,

   1050~1300℃로 가열하여 균질화시키는 재가열 단계;

   850~1000℃에서 마무리 열간압연하여 강판을 제조하는 열간압연 단계;

   상기 강판을 700℃ 이하의 온도에서 권취하는 권취단계;

   권취된 상기 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계;

   750℃ 이하에서 연속소둔하는 연속소둔 단계; 및

   상기 강판을 도금처리하는 도금처리 단계;

   를 포함하는 것을 특징으로 하는 고망간 도금강판의 제조 방법.
3. 제1항 또는 제2항에 있어서, 상기 고망간강은 그 미세 조직이 오스테나이트 단상 조직임을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고망간강의 제조방법.
4. 제2항에 있어서, 상기 도금처리는 전기도금 처리 또는 합금화 용융도금 처리임을 특징으로 하는 고망간 도금강판의 제조 방법.

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