KR20110000389A - 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.

본 발명의 강판은 고가의 Mo, Cr을 첨가하지 않고도, Mn, Cu 및 B 첨가를 통해 강도를 확보하고, 강 중 또는 용접부에서의 수소지연파괴 저항성이 높으므로 수소 취화에 민감한 자동차용 부품에 안정적으로 적용할 수 있는 유용한 효과가 있다.

수소지연파괴, 열처리 경화형 강판

Description

수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법{Steel sheet having excellent hydrogen delayed fracture resistance quality, and method for producing the same}

본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

복잡한 형상으로의 가공이 필요한 자동차 차체의 보강재나 구조부재 등에는 열연강판 또는 냉연강판을 가열하고 고온상태에서 프레스 성형을 한 후 급냉하여 고강도를 확보할 수 있도록 한 열처리 강화형 강판이 주로 적용된다.

이러한 열처리 경화형 강판은 강도가 1,200MPa 이상으로 아주 높기 때문에 항복강도를 밀도로 나눈 비강도면에서 아주 우수하여 자동차의 경량화에 크게 기여할 수 있으며, 또한 가공 후 형상변형(Springback)이 거의 없어서 성형이 어려운 고강도 요구 부품에 적용되고 있다.

그런데, 자동차용으로 개발되는 열처리 경화형 강판은 고강도와 함께 수소지연파괴 저항성과 저온인성이 요구된다. 수소지연파괴는 수소 취성의 한 형태로 파단이 발생하는 강도보다 낮은 강도에서 파괴가 나타나는 현상을 의미한다. 즉, 하 중시험에 의해 구한 파괴강도에 비해 아주 작은 응력에서도 상온에서 장시간 응력이 가해지면 재료가 파괴되는 것이다.

일반적으로 금속 내부에 존재하는 수소의 평균 농도는 취성을 야기할 만큼 높지 않다. 하지만 열처리 경화형 강판의 경우 프레스 성형하고 급냉시키는 과정에서 물을 이용하므로 수소지연파괴 발생이 빈번하다.

수소지연파괴가 발생하는 원리는 도 1에 도시된 바와 같다.

즉, 강판이 수분 환경에 노출되면 수분은 모재인 Fe로 부터 방출되는 전자들의 이동에 의해 2H⁺+2e^------→H₂의 환원반응을 발생한다. 환원반응에 의해 생성된 수소(H₂)는 저온에서도 입계를 통해 빠른속도로 모재 내부로 확산되고, 입계 결합력을 약화시키게 된다.

그리고, 수소가 강 중에 개재된 황화물과 만나면 입계 결합력이 더욱 약화되고 크랙의 시발점이 된다. 그에 따라 일정시간을 경과하면 돌연 파괴가 발생한다.

이러한 수소지연파괴는 강의 강도가 높아질 수록 수소의 취화에 민감하므로 강도가 높은 강에서 더욱 빈번하며, 파괴를 예측할 만한 외견상 징후를 파괴에 이를때까지 거의 예측할 수가 없다.

따라서 수소지연파괴를 방지하기 위한 화학성분 및 미세조직의 개선이 필요한데, 이를 위해선 별도의 제조공정을 필요로 하므로 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 제조원가를 낮출 수 있고, 제조공정의 추가 및 비용증대 없이도 강의 수소지연파괴 저항성이 향상되도록 한 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.

C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를 재가열하고, 오스테나이트 재결정 온도 이하~오스테나이트/페라이트 변태온도(Ar₃)이상의 온도에서 열간압연을 마무리한 다음, 650~800℃에서 권취하고 냉간압연하여 강판으로 제조하는 단계와; 상기 냉간압연된 강판을 850~900℃로 가열하고 프레스 성형하여 수냉하는 단계를 포함한다.

본 발명은 고가의 Mo, Cr을 첨가하지 않고도, Mn, Cu 및 B 첨가를 통해 강도를 확보하고, 강 중 또는 용접부에서의 수소지연파괴를 방지한다. 따라서 제조공정의 추가 및 비용증대 없이도 강의 수소지연파괴 저항성이 향상된 강판을 제조할 수 있다.

이러한 강판은 보다 저렴한 비용으로 자동차용 부품에 폭넓게 적용할 수 있으며, 특히, 수소 취화에 민감한 자동차용 부품에 안정적으로 적용할 수 있는 유용한 효과가 있다.

이하 본 발명에 의한 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는다.

구체적으로, 본 발명은 소입성 원소인 Cr, Mo를 미첨가하는 대신 저가의 합금원소인 Cu를 첨가하여 수소지연파괴를 방지한다.

Cu는 강판의 담금질성을 높이고 담금질 후 강도의 안정화를 높이는 효과와 함께 강 중 또는 용접부 내에서의 황화물 음극반응 및 입계에서 수소의 침입을 억제하는 효과를 갖는다.

도 2에 도시된 바에 의하면, Cu는 개재물이나 입계와 같은 조직의 불균일한 부분에 분포되어 입계를 통한 수소의 확산을 방지하고 수소가 황화물과 만나는 것을 방지한다.

B는 상기 합금조성범위에서 Mn의 함량이 낮은 경우 부족한 강도를 보강한다. B는 경화능이 큰 원소로 미량 첨가시에도 열처리시 높은 강도를 확보한다. 즉, B는 BN석출물을 형성하여 강도 향상에 기여한다.

본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량은 다음과 같다.

C: 0.15~0.30wt%

C는 강도향상이 목적이다. C는 0.15wt% 미만으로 첨가되면 경화능이 낮아 열처리 후에도 충분한 강도 확보가 어렵고, 0.30wt%를 초과하면 성형성과 용접성이 저하된다.

Mn: 1.0~2.0wt%

Mn은 고용강화와 소입성을 개선하는 효과를 통해 강도를 증가시킨다. Mn은 페라이트 변태온도를 낮춰 오스테나이트에서 페라이트 변태를 지연시키므로 그 첨가량이 적절히 조정되어야 한다.

Mn은 1.0wt% 미만으로 첨가되면 오스테나이트 온도가 상승하여 열처리 온도를 상승시켜야 하며, 2.0wt%를 초과하면 제조원가의 상승 및 용접성 저하의 문제를 유발한다.

예컨데, Mn을 이용하여 강도 향상을 도모하는 경우에는 1.5wt% 이상의 첨가가 필요하며, Mn의 함량이 1.0wt% 이상 1.5wt% 미만으로 첨가되는 경우에는 B를 첨가하여 강도를 확보해야 한다.

Si: 0초과 0.5wt% 이하

Si는 제강공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가지고 있다.

Si는 0.5wt% 이하에서는 강판의 경화능을 향상시키고 고용강화 효과로 강판의 강도를 증가시키지만 0.5wt%를 초과하면 강판 표면에 산화스케일에 의한 표면결함을 발생시키므로 0.5wt% 이하로 제한한다.

Al: 0.02~0.06wt%

Al은 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 제강 공정에 첨가된다. Al은 0.02wt% 미만이면 탈산효과가 미흡하여 산화물이 생성되고 0.06wt%을 초과하면 원가가 상승하고 표면결함 발생율이 높아지게 된다.

P: 0초과 0.03wt% 이하

P는 용접성을 저하시키고 가공취성을 유발하는 대표적인 원소로서 그 함량이 낮으면 낮을수록 좋다. 하지만 제강과정에서 피할 수 없는 불순물이므로 그 함량을 0.03wt% 이하로 제한한다.

Cu: 0.30~0.60wt%

Cu는 황화물성 개재물의 음극반응 및 수소지연파괴를 방지를 위해 첨가된다.

Cu는 0.30wt% 미만으로 첨가되면 수소지연파괴 향상 효과를 기대하기 어렵고, 0.60wt%를 초과하면 슬라브 재가열시 Cu가 입계에 침투하여 열간 가공시 크랙발생을 유발한다.

B: 0.003~0.006wt%

B는 경화능을 위해 첨가되는 원소로 연속냉각 변태시 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시킴으로써 강판의 담금질성을 높이고, 담금질 후 강도를 안정적으로 확보한다.

B는 열간압연 공정 중 강중에서 N과 결합되어 BN화합물을 형성하므로 경화능 효과를 위해서는 0.003wt% 이상은 첨가되어야 하며, 0.006wt%를 초과하여 첨가되면 그 효과가 포화되어 열처리시에도 경화능 효과가 크게 증대되지 않는다.

N:0초과 0.006wt% 이하

N은 강 중에 개재물을 발생시켜 강의 내부품질을 저하시킨다. 특히, B가 첨가되는 강에서 첨가량이 높아지면 조대한 BN석출물을 형성하여 강의 경화능을 저하시킨다. 따라서 극저로 관리하는 것이 유리하지만 제조비용이 증가하고 관리의 어려움이 있으므로 0.006wt%이하로 관리한다.

본 발명의 강판은 상기 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세량 혼입도 허용된다.

상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연, 냉간압연을 거쳐 강판 형태로 제조된 후 열간 프레스 가공되는 아래의 공정을 거치게 된다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정, 열간압연 공정, 냉간압연 공정]

상기한 조성을 갖는 슬라브를 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위해 1150~1250℃에서 재가열하여 오스테나이트 재결정 온도 이상에서 조압연을 실시한다.

이후, 오스테나이트 재결정 온도 이하~오스테나이트/페라이트 변태온도(Ar₃)이상의 온도에서 열간압연을 마무리 한다. 열간압연을 마무리 한 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 냉각한다. 권취는 650~800℃에서 행한다. 이 후 30~80%의 압하율로 냉간압연을 실시한다.

균질화 처리 온도는 1150℃ 미만인 경우 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트 입도가 조대화되므로 강도의 감소를 초래한다.

열간압연 마무리 온도는 열간압연 후 냉각전까지 강판의 조직이 오스테나이트/페라이트 조직을 갖도록 한다. 이는 압연재의 결정조직을 발달시켜 우수한 가공성을 확보할 수 있도록 한다.

권취온도는 650℃ 미만인 경우 열연강판의 형상이 나빠지는 문제점이 있고. 800℃ 를 초과하는 경우에는 열연강판에 조대한 펄라이트가 형성되므로 고강도 확보가 어렵다.

[열간 프레스 가공 공정]

열간압연 또는 냉간압연된 강판을 재결정 온도 이상인 850~900℃의 고온에서 가열한 후 프레스 금형에서 한 번에 프레스 성형하고 수냉하여 부품형상으로 제조한다.

이때, 가열온도는 850℃보다 낮으면 강도확보가 어렵고, 900℃보다 높으면 표면 산화문제 및 가공성이 열화되는 문제점이 있다.

아래의 표 1은 각각의 성분 요소가 다른 본 발명의 실시예와 비교예를 나타낸 것이다.

표 1의 조성에 해당하는 냉연강판을 900℃에서 가열한 후 금형에서 프레스 가공을 실시하여 Ms점 온도 이하인 150℃까지 50℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 수냉처리를 실시한 후 인장강도와 굽힘(Bending)시 크랙발생 시험을 하였다.

굽힘시 크랙발생 시험은 1N HCl(Hydrochloric acid)액 중 상온에서 장시간(600시간) 침적 후 굽힘 테스트를 실시한 것이다.

구분	C	Mn	Si	Al	P	Cu	Cr	Mo	B	N	열처리후 인장강도 (MPa)	Bending시 크랙발생
비교예1	0.18	1.20	0.20	0.04	0.01	-	0.40	-	0.004	0.006	1480	발생
비교예2	0.20	1.20	0.20	0.04	0.01	-	-	0.40	0.004	0.006	1510	발생
비교예3	0.20	1.30	0.20	0.04	0.01	0.50			-	0.006	1370	미발생
실시예1	0.18	1.80	0.20	0.04	0.01	0.40	-	-	0.004	0.006	1570	미발생
실시예2	0.20	1.30	0.20	0.04	0.01	0.50	-	-	0.004	0.006	1470	미발생

여기서, 열처리후 인장강도는 열간 프레스 가공 공정 후의 인장강도를 측정한 것이다.

표 1을 살펴보면, 비교예 1과 비교예 2는 1400MPa이상의 인장강도가 확보되나 강판 굽힘 테스트에서 크랙이 발생하였다.

반면, 실시예1과 실시예 2는 강판은 굽힘 테스트에서 크랙이 발생되지 않았다. 이는 Cu가 입계에 위치하여 수소의 내부 침입을 억제하고, 황화물의 외주면을 감싸 강 내부에 존재하는 수소에 의한 황화물 음극반응도 억제하기 때문이다.

또한, 실시예1과 실시예2는 경화능 원소인 Cr, Mo를 첨가하지 않고도 Mn의 함량 증가와 Cu 및 B 첨가를 통해 1400MPa이상의 인장강도가 확보되었다.

비교예 3은 Cu 첨가로 크랙은 발생되지 않았으나, Mn함량이 낮아 인장강도가 낮았다. 실시예 2를 참조하면, 이 경우 B첨가에 의해 인장강도가 향상됨을 알 수 있다.

위 실험결과로 부터, 고가의 Mo, Cr을 첨가하지 않고도, Mn, Cu 및 B 첨가를 통해 크랙 발생을 방지하고 고강도도 확보할 수 있음을 알 수 있다.

이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

도 1은 Cu미첨가 강에서 강판 표면에 수분이 부착하여 수소지연파괴가 발생하는 모습을 보인 모식도.

도 2는 본 발명에 의한 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판에서 Cu가 수소지연 파괴 저항성을 향상시키는 원리를 보인 모식도.

Claims (2)

1. C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 것을 특징으로 하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판.
2. C: 0.15~0.30wt%, Mn: 1.0~2.0wt%, Si: 0초과 0.5wt% 이하, Al: 0.02~0.06wt%, P: 0초과 0.03wt% 이하, Cu: 0.30~0.60wt%, B: 0.003~0.006wt%, N: 0초과 0.006wt% 이하를 포함하고, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물의 합금조성을 갖는 강슬라브를

   재가열하고, 오스테나이트 재결정 온도 이하~오스테나이트/페라이트 변태온도(Ar₃)이상의 온도에서 열간압연을 마무리한 다음, 650~800℃에서 권취하고 냉간압연하여 강판으로 제조하는 단계와;

   상기 냉간압연된 강판을 850~900℃로 가열하고 프레스 성형하여 수냉하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 수소지연파괴 저항성이 우수한 강판의 제조방법.

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