KR20120113588A

KR20120113588A - 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20120113588A
Application number: KR1020110031368A
Authority: KR
Inventors: 이상욱; 이보룡; 문만빈
Original assignee: 현대하이스코 주식회사
Priority date: 2011-04-05
Filing date: 2011-04-05
Publication date: 2012-10-15

Abstract

980MPa 이상의 초고강도를 가지면서, 도금성이 우수한 TRIP강 및 그 제조 방법 에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.20%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 2.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.001% 이하, Al : 0.51 ~ 2.0%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, N : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 SRT : 1150 ~ 1250℃로 재가열, FDT : 850 ~ 950℃로 열간 압연, CT : 550 ~ 650℃로 냉각/권취하여 열연 강을 형성하는 열연 공정; 상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하는 냉연 공정; 상기 냉간 압연된 강을 [(A1 + A3) / 2 ± 20] ℃ 에서 5 ~ 200초 동안 유지한 후, 10 ~ 70℃/s의 냉각속도로 베이나이트 변태 온도역까지 냉각하는 소둔 공정; 상기 소둔 처리된 강을 상기 베이나이트 변태 온도역에서 30 ~ 200초 동안 항온변태시키는 오스템퍼링 공정; 상기 오스템퍼링된 강을 460 ~ 480℃에서 용융아연도금하는 용융아연도금 공정; 및 상기 용융아연도금이 완료된 강을 490 ~ 540℃ 온도로 재가열하여 합금화열처리한 후, 20 ~ 50 ℃/s 의 속도로 200 ~ 300℃까지 냉각하는 합금화 열처리 공정;을 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

도금성이 우수한 고강도 ＴＲＩＰ강 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH TRIP STEEL WITH EXCELLENT GALVANIZING PROPERTY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, 이하 TRIP)강에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 및 소둔 공정 등의 제어를 통하여 980MPa 이상의 인장강도를 가지면서도 도금성이 우수한 고강도 TRIP강 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

TRIP강은 열연 공정, 냉연 공정 및 소둔 공정을 포함하는 일련의 과정을 통하여 제조된다.

특히, TRIP강은 소둔 공정에서 오스테나이트를 형성한 후, 냉각 조절을 통하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류시키고, 잔류 오스테나이트가 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하는 과정을 포함하여 제조된다.

이와 같이, TRIP강 제조 과정에 잔류 오스테나이트가 소성변형 중 마르텐사이트로 변태되는 과정이 포함됨으로써 응력집중이 완화되어 연성을 향상시킬 수 있다. 따라서, 제조되는 TRIP강은 강도와 연성이 동시에 우수한 장점이 있다.

TRIP강에는 일반적으로 실리콘(Si)이 1중량% 정도 첨가된다. 그러나, 이러한 실리콘 1중량% 첨가는, TRIP강 표면에 Mn₂SiO₄ 등과 같은 실리콘 산화물을 형성함으로써 TRIP강의 도금성을 저해하는 요인이 된다.

본 발명의 목적은 합금성분 및 소둔 공정 등의 조절을 통하여 고강도와 함께 도금성 및 연성을 확보할 수 있는 TRIP강 제조 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 인장강도 980MPa 이상을 가지면서도 도금성과 연성이 우수한 TRIP강을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 TRIP강 제조 방법은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.20%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 2.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.001% 이하, Al : 0.51 ~ 2.0%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, N : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성하는 열연 공정; 상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하는 냉연 공정; 상기 냉간 압연된 강을 [(A1 + A3) / 2 ± 20] ℃에서 5 ~ 200초 동안 가열유지한 후, 10 ~ 70℃/s의 냉각속도로 베이나이트 변태 온도역까지 냉각하는 소둔 공정; 및 상기 소둔 처리된 강을 상기 베이나이트 변태 온도역에서 30 ~ 200초 동안 항온변태시키는 오스템퍼링 공정;을 포함하는 것을 특징으로 한다.

또한, 본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 상기 오스템퍼링 처리된 강을 460 ~ 480℃에서 용융아연도금하는 용융아연도금 공정;을 더 포함할 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 상기 용융아연도금이 완료된 강을 490 ~ 540℃ 온도로 재가열하여 합금화열처리한 후, 20 ~ 50 ℃/s 의 속도로 200 ~ 300℃까지 냉각하는 합금화 열처리 공정;을 더 포함할 수 있다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 TRIP강은 중량%로, C : 0.12 ~ 0.20%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 2.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.001% 이하, Al : 0.51 ~ 2.0%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, N : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지고, 페라이트가 단면 면적률로 20 ~ 30%이며 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 제2상이 단면 면적률로 70 ~ 80%인 복합조직을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 실리콘(Si)의 첨가량을 종래 TRIP강 대비 상대적으로 낮은 0.1 ~ 0.3 중량%로 하고, 그 대신 알루미늄(Al)의 첨가량을 0.51~ 2.0 중량%로 상대적으로 높게 한 결과, 고강도와 함께 우수한 도금성을 확보할 수 있었다.

또한, 본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 합금 성분 및 공정 제어를 통하여 인장강도 980MPa 이상 및 연신율 10 ~ 20%를 갖는 TRIP강을 제조할 수 있었으며, 나아가 인장강도 1180MPa 이상, 연신율 10 ~ 15%를 갖는 강도 및 연성이 우수한 TRIP강을 제조할 수 있었다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 TRIP강 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들 및 도면을 참조하면 명확해질 것이다.

그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 TRIP강 및 그 제조 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.

TRIP강

본 발명에 따른 TRIP강은 중량%로, 탄소(C) : 0.12 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 2.5 ~ 3.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.51 ~ 2.0%, 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.06% 및 질소(N) : 60ppm 이하를 포함한다.

상기 합금 성분들 외, 나머지는 철(Fe)과 강의 제조 과정에서 포함되는 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 TRIP강에 포함되는 각 성분의 함량 및 첨가 이유에 대하여 설명한다.

탄소(C)

탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 첨가한다. 또한 탄소는 오스테나이트 상에 농화되는 양에 따라 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다.

상기 탄소는 강 전체 중량의 0.12 ~ 0.20 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.12 중량% 미만일 경우 본 발명에 따른 TRIP강에서 제2상 분율이 저하되어 충분한 강도를 확보하기 어렵다. 탄소의 함량이 0.20 중량%를 초과하면 강도는 증가하나 용접성이 크게 저하될 수 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 강 중 탈산제 역할을 한다. 또한 실리콘은 페라이트를 안정화시켜 강도에 기여한다. 또한 실리콘은 오스테나이트-페라이트 변태를 촉진하여 페라이트 분율을 증가시키는 역할을 한다.

상기 실리콘은 강 전체 중량의 0.1 ~ 0.3 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.1 중량% 미만일 경우 상기의 실리콘 첨가 효과를 제대로 얻을 수 없다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 0.3 중량%를 초과하는 경우, 표면에 Mn₂SiO₄ 등과 같은 산화물을 형성하여 도금 특성을 저하시킨다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용강화 및 소입성을 통하여 강의 강도 향상에 기여한다. 또한, 망간은 오스테나이트를 안정화하여 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 생성을 쉽게 한다.

상기 망간은 강 전체 중량의 2.5 ~ 3.0 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 2.5 중량% 미만일 경우에 그 첨가 효과가 불충분하여 인장강도 980MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 반대로, 망간의 첨가량이 3.0 중량%를 초과하면 망간밴드 조직이 형성되고 편석이 급격히 증가하여 강의 가공성 및 용접성을 저해시킨다.

인(P)

인(P)은 고용강화에 의하여 강의 강도를 향상시키는데 기여하나, 과다 함유될 경우 열간 취성의 원인이 되며, 용접성을 악화시킨다.

따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 인의 함량을 강 전체 중량의 0.02 중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 강의 인성과 용접성을 저해하고, 강중 MnS 비금속 개재물을 증가시킨다.

따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 황의 함량을 강 전체 중량의 0.001 중량% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 실리콘과 함께 탈산제로 작용하여 강 중 산소를 제거함으로써, 슬라브 제조시 균열을 방지한다. 특히, 알루미늄은 표면에 도금 젖음성에 유리한 FeAl₂O₄ 산화물을 형성한다. 또한, 알루미늄은 강 중의 질소(N)와 결합하여 AlN을 형성시켜 조직을 미세화한다.

본 발명에서는 과다 첨가시 표면에 Mn₂SiO₄ 등과 같은 산화물을 형성시켜 도금성을 저하시키는 실리콘(Si)의 첨가량을 줄임에 따라, 이를 보상하기 위하여 알루미늄(Al)의 첨가량을 강 전체 중량의 0.51중량% 이상으로 제한하였다.

다만, 알루미늄이 강 전체 중량의 2중량%를 초과하여 첨가되면 냉간 압연 공정 이후 소둔 공정에서 가열유지 온도가 통상적인 작업 온도보다 높아지므로 생산성을 저해시킬 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 알루미늄의 첨가량을 강 전체 중량의 0.51 ~ 2 중량%로 제한하였다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 니오븀계 탄질화 석출물을 형성한다. 니오븀계 탄질화 석출물은 열간 압연과 이상역 소둔시 입계성장을 가로막아 결정립 미세화시 미세화하여 강도 및 연성을 향상시킨다. 또한 니오븀은 철(Fe) 내 고용강화를 통하여 강의 강도를 향상시킨다.

상기 니오븀은 강 전체 중량의 0.02 ~ 0.06 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.02 중량% 미만일 경우 그 첨가 효과가 불충분하여 강도 등 향상을 기대하기 어렵다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.06 중량%를 초과할 경우 가공성 및 성형성을 저하시키는 문제점이 있다.

질소(N)

질소(N)는 니오븀계 탄질화물 형성에 기여하나, 다량 함유시 용융아연도금후 냉각 과정 혹은 합금화 공정의 냉각 과정에서 과포화되어 균일 연신율을 저하시키는 문제점이 있다.

따라서, 질소의 함량은 강 전체 중량의 60ppm 이하로 제한되는 것이 바람직하다.

상기 합금 조성을 갖는 본 발명에 따른 TRIP강은 열연 공정, 냉연 공정, 소둔 공정, 오스템퍼링 공정 등을 통하여 그 미세조직이 페라이트와 제2상을 포함하는 복합조직을 가질 수 있다. 여기서 제2상은 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함한다.

이때, 상기 페라이트의 결정립 사이즈는 강도 확보와 관련된다. 본 발명에서는 페라이트의 평균 결정립 사이즈가 5 ~ 10㎛였다. 보통 페라이트의 평균 결정립 사이즈가 5㎛ 미만일 경우 연신율 확보가 어렵고, 페라이트의 평균 결정립 사이즈가 10㎛를 초과하면 결정립 조대화로 인하여 강도 저하를 수반한다. 따라서, 본 발명에 따른 TRIP강은 미세조직에 포함되는 페라이트가 5 ~ 10㎛의 평균 결정립 사이즈를 가짐으로써 강도 및 연성을 모두 확보할 수 있다.

한편, 본 발명의 경우, 페라이트의 단면 면적률이 20 ~ 30%이고, 제2상의 단면 면적률이 70 ~ 80%였다. 통상 TRIP강에서 페라이트의 단면 면적률이 20% 미만이면 연신율 확보가 어렵고, 제2상의 단면 면적율이 70% 미만이면 인장강도 980MPa 이상의 강도 확보가 어렵다. 따라서, 본 발명에 따른 TRIP강은 이들 페라이트와 제2상이 적정 분율로 형성됨으로써 강도 향상 뿐만 아니라 연성 확보도 가능하다.

상기 합금 성분 및 미세조직을 갖는 본 발명에 따른 TRIP강은 인장강도 : 980MPa 이상의 인장강도(TS) 및 10 ~ 20%의 연신율(El)을 가질 수 있었다. 나아가, 본 발명에 따른 TRIP강은 실험 결과 1180MPa 이상의 인장강도 및 10 ~ 15%의 연신율까지도 가질 수 있었다.

또한, 본 발명에 따른 TRIP강을 용융아연도금한 결과, 미도금 발생면적이 0.1% 미만으로 도금성 역시 매우 우수하였다.

TRIP강 제조 방법

이하에서는 상기 특성을 나타낼 수 있는 TRIP강 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다.

도 1을 참조하면, 도시된 TRIP강 제조 방법은 열연 공정(S110), 냉연 공정(S120), 소둔 공정(S130) 및 오스템퍼링 공정(S140)을 포함한다. 또한, 도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 TRIP강 제조 방법은 용융아연도금 공정(S150)을 더 포함할 수 있고, 나아가 합금화 열처리 공정(S160)을 더 포함할 수 있다.

열연 공정

열연 공정(S110)에서는 본 발명에 따른 TRIP강의 합금 성분, 즉 탄소(C) : 0.12 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 0.1 ~ 0.3%, 망간(Mn) : 2.5 ~ 3.0%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.001% 이하, 알루미늄(Al) : 0.51 ~ 2.0%, 니오븀(Nb) : 0.02 ~ 0.06%, 질소(N) : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성한다.

강 슬라브는 제강 공정을 통해 용강을 얻은 다음에 연속주조 공정을 통하여 제조된다.

슬라브 재가열은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위하여 실시된다. 슬라브 재가열은 슬라브 재가열 온도(SRT) : 1150 ~ 1250℃의 온도에서 실시되는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 편석된 성분이 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 사이즈가 증대되어 페라이트의 결정립을 조대화시켜 강도 확보가 어려워질 수 있다.

또한, 슬라브 재가열은 상기 온도 범위에서 2 ~ 3시간동안 실시하는 것이 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 2시간 미만일 경우 강 슬라브의 균질화 정도가 미미하여 품질 저하의 우려가 있다. 반대로 슬라브 재가열 온도가 3시간을 초과하는 경우 경제적으로 유용하지 못하다.

열간 압연은 마무리 압연 온도(FDT)가 850 ~ 950℃가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 압연 온도가 850℃ 미만이면 압연시 과도한 전위가 페라이트 내에 도입되어 냉각 또는 권취 중에 강의 표면에 조대한 결정립이 형성될 수 있다. 반대로, 마무리 압연 온도가 950℃를 초과하면 페라이트 결정립의 사이즈가 증가하여 강도가 감소될 수 있다.

냉각 이후 이루어지는 권취는 권취 온도(CT) : 550 ~ 650℃에서 실시되는 것이 바람직하다. 권취 온도가 650℃를 초과하면 망간, 실리콘 등이 편석될 수 있다. 반대로 권취 온도가 550℃ 미만이면, 연성이 저하되고 가공성을 확보하기 어려운 문제점이 있다.

냉연 공정

냉연 공정(S120)에서는 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연한다. 냉간 압연시 압하율은 대략 50% 이상이 될 수 있다.

소둔 공정

본 발명에서 소둔 공정(S130)에서는 항복강도를 높이는 동시에 인장강도와 연성의 균형이 이루어지도록 페라이트와 제2상의 분율을 제어한다. 보다 구체적으로, 소둔 공정에서는 마르텐사이트, 베이나이트의 분율 제어로 강도를 확보하고, 페라이트와 잔류 오스테나이트 분율 제어로 연신율을 확보한다.

통상 소둔은 A1 ~ A3 온도 영역에서의 가열 유지 과정과 냉각 과정으로 이루어진다. 이때, 가열 유지 시간과 냉각 속도 제어가 매우 중요하다.

본 발명에서는 냉간압연된 강을 소둔온도(T1)에서 5 ~ 200초 동안 가열유지 후, 10 ~ 70℃/s의 냉각속도로 대략 500 ~ 400℃까지 냉각함으로써 소둔 공정(S130)을 실시한다. 이 때, 소둔 온도(T1)는 [(A1 + A3) / 2 ± 20] ℃가 될 수 있으며, 본 발명의 경우 대략 800~840℃이다. 소둔 온도가 [(A1 + A3) / 2 - 20] ℃ 미만인 경우 물성치, 특히 인장강도가 저하되며, 소둔 온도가 [(A1 + A3) / 2 + 20] ℃를 초과하면 생산성이 문제될 수 있다.

소둔 공정에서 가열유지 시간은 5 ~ 200초인 것이 바람직하다. 가열유지 시간이 5초 미만일 경우 가열 유지중 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 않아 페라이트와 제2상의 분율을 제어하기 어렵다. 반대로, 소둔 공정에서 가열유지 시간이 200초를 초과하는 경우 생산성이 저하되는 문제점이 있다.

상기 소둔 공정에서는 소둔온도(T1)로부터 10 ~ 70℃/s의 냉각 속도로 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 피하면서 베이나이트 변태 온도역(T2; 약 500 내지 400℃)까지 급랭하는 것인데, 이 때의 냉각 속도가 10℃/초 미만은 냉각시에 펄라이트가 생성하고, 또한 최종적으로 얻게 된 잔류 γ가 적어진다. 또한 이 때의 냉각 속도는 15℃/초 이상이 보다 바람직하다. 반대로, 냉각 속도가 70℃/s를 초과하면 가스젯(gas jet)을 이용하는 냉각 방식에 적용이 어렵다.

상기 냉각 속도의 제어는 베이나이트 변태 온도역(T2)까지 행한다. 본 발명에서 베이나이트 변태 온도역(T2)은 대략 500 ~ 400℃가 될 수 있다. 베이나이트 변태 온도역(T2)보다도 고온역에서 조기에 제어를 종료하고, 그 후 예를 들면 현저하게 느린 속도로 냉각했을 경우에는 잔류 γ가 생성되기 어렵고, 우수한 신장을 확보할 수 없다. 한편, 베이나이트 변태 온도역(T1)보다 저온역까지 상기 냉각 속도로 냉각하는 경우는 잔류 γ가 마르텐사이트로 변태되는 양이 많아지므로, 우수한 신장을 확보하기 어렵다.

오스템퍼링(austempering) 공정

소둔 공정 후에는 베이나이트 변태 온도역(T2)에서 30 ~ 200 초간 유지하여 소둔 처리된 강을 항온변태시키는, 오스템퍼링 공정(S140)을 수행하는 것이 좋다. 상기 온도역(T2)에서 30초간 이상 온도 유지함으로써, 잔류 γ로의 C농축을 단시간에 효율적으로 진행시켜서 안정된 다량의 잔류 γ를 얻을 수 있고, 결과적으로 해당 잔류 γ에 의한 TRIP 효과를 확실히 발현시킬 수 있다. 한편, 온도 유지 시간이 200초간을 초과하면, 상기 잔류 γ에 의한 TRIP 효과가 충분히 발휘되지 못하므로 바람직하지 않다.

상기 소둔 처리는 연속 소둔 설비에 적합하다. 특히 연속소둔 라인(CAL)의 경우 오스템퍼링 구간의 길이가 길기 때문에 Si 첨가 TRIP강의 경우에 물성 확보에 유리하나 연속 합금화 용융 아연 도금 라인(CGL)의 경우 상대적으로 CAL에 비해 오스템퍼링 구간의 길이가 짧기 때문에 Si 첨가 TRIP강을 적용하기가 곤란하다 그러나 본 발명에서 이루고자 하는 Al 첨가 TRIP강의 경우는 CGL과 같이 오스템퍼링 구간의 길이가 짧은 경우에도 적용 가능하다.

용융아연도금 공정

용융아연도금 공정(S150)에서는 오스템퍼링된 강을 용융아연도금 (galvanizing)한다.

용융아연도금은 460 ~ 480℃의 온도가 유지되는 도금욕에 소둔처리된 강을 연속적으로 침지시키는 방식으로 실시될 수 있다.

도금 온도는 460 ~ 480℃인 것이 바람직하다. 도금 온도가 460℃ 미만일 경우 강 표면에 충분한 도금이 이루어지기 어렵다. 반대로, 도금 온도가 480℃를 초과하는 경우, 도금 밀착성이 저하될 수 있다.

합금화 열처리 공정

본 발명에서 합금화 열처리 공정(S160)은 용융아연 도금층의 안정적 성장을 위하여 실시될 수 있다.

본 발명에서는 용융아연도금이 완료된 강을 490 ~ 540℃ 온도로 재가열하여 합금화열처리한 후, 20 ~ 50 ℃/s 의 속도로 200 ~ 300℃까지 냉각하여 합금화 열처리 공정(S150)을 실시한다.

합금화열처리 온도가 490℃ 미만인 경우 용융아연 도금층의 안정적 성장이 어렵다. 반대로 합금화열처리 온도가 540℃를 초과하는 경우 도금밀착성이 저하될 수 있다.

또한, 합금화 열처리 이후 실시되는 냉각은 마르텐사이트 분율 확보를 위하여 실시될 수 있다. 냉각 속도가 20℃/s 미만이거나 냉각 종료 온도가 300℃를 초과하면 마르텐사이트 분율 확보 효과가 미미하다. 반대로, 냉각 속도가 50℃/s를 초과하거나 냉각 종료 온도가 200℃ 미만이면 지나친 급냉으로 인하여 마르텐사이트 분율 제어가 어렵다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1에 기재된 조성 및 표 2에 기재된 공정 조건으로 실시예 1 ~ 8 및 비교예 1 ~ 6에 따른 시편들을 마련하였다.

표 1에 기재된 조성을 갖는 강 슬라브를 1200℃에서 2시간 동안 재가열하고, 900℃에서 마무리 열간 압연한 후, 600℃까지 냉각하여 권취하였다. 이후, 산세처리 후 50%의 압하율로 냉간 압연을 실시하였다. 이후, 표 2에 기재된 조건 및 가열유지시간 100초, 냉각 속도 30℃/s 조건으로 소둔을 실시하고, 또한 표 2에 기재된 조건으로 오스템퍼링을 실시하였다. 이 후, 465℃에서 용융아연도금을 실시한 후, 520℃에서 합금화 열처리를 실시하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

2. 기계적 특성

실시예 1 ~ 8 및 비교예 1 ~ 6에 따라 제조된 시편에 대하여 인장시험 및 도금성 평가를 실시하였다.

도금성은 용융아연도금 후 미도금 발생면적의 비율로 평가하였다. 보다 구체적으로는, 미도금 발생면적이 0.1% 미만일 경우 우수(O)로, 미도금 발생면적이 0.1% 이상 0.5% 미만일 경우 보통(Δ), 미도금 발생 면적이 0.5% 이상일 경우 불량(X)으로 평가하였다.

표 2를 참조하면, 실시예 1 ~ 8에 따라 제조된 시편들은 도금성이 모두 우수하였다.

이러한 특성들은, 실시예 1 ~ 8의 경우 실리콘(Si)의 함량을 0.3 중량%로 줄이는 대신, 알루미늄(Al)을 1 중량% 첨가한 결과로 볼 수 있다. 즉, 실시예 1 ~ 8에 따라 제조된 시편들의 경우, 알루미늄 첨가에 따라서 오스테나이트(austenite) 안정화도가 향상되었으며, 이에 따라, 잔류 오스테나이트가 적절히 형성되었다고 볼 수 있다.

또한, 실시예 1 ~ 8에 따라 제조된 시편은 인장강도가 980MPa 이상, 연신율이 10% 이상이었다. 그 중에서도, 실시예 4 ~ 8에 따라 제조된 시편은 인장강도가 1180MPa 이상이고, 연신율이 10 ~ 15%인 것을 볼 수 있다. 즉, 실시예 4 ~ 8에 따라 제조된 시편은 도금성, 강도 및 연성이 모두 우수하다고 볼 수 있다.

반면, 비교예 1의 경우 소둔 온도가 너무 낮아 소둔 구간에서 생성된 오스테나이트의 분율이 적기 때문에 최종 냉각 시 생성되는 마르텐사이트의 분율이 적어 인장강도가 낮으며, 또한 오스템퍼링구간동안 오스테나이트의 안정도가 높아 상온까지 잔류하는 오스테나이트의 량이 많아지므로 상당한 연신율을 보인 것으로 판단된다.

또한, 실시예 4, 실시예 8 및 비교예 2의 비교를 통하여 오스템퍼링 구간에서의 유지 시간에 따른 물성치 변화는 다음과 같다. 오스템퍼링 구간이 300초인 비교예 2의 경우, 오스템퍼링 처리 구간이 100초, 30초인 실시예 4 및 실시예 8에 비하여 강도가 상대적으로 낮고, 연신율이 현저히 낮은 것을 볼 수 있다. 오스템퍼링 구간에서 유지 시간이 200초를 초과하면 재질이 열화되며, 특히 연신율이 상당히 감소된다. 이는 알루미늄(Al)이 베이나이트 구간인 460℃에서 시멘타이트 석출물 생성 지연 효과를 잃게 되기 때문인 것으로 판단된다.

또한, 비교예 3 ~ 6에 따라 제조된 시편들은 소둔 공정 조건에 관계없이 도금성이 불량이었다. 그 이유는 비교예 3 ~ 6에 따라 제조된 시편들의 경우 실시예 1 ~ 8에 따라 제조된 시편들에 비하여 실리콘의 첨가량이 상대적으로 많이 첨가되었기 때문이다.

결국, 본 발명에 따른 TRIP강은, 실리콘 함량이 1 중량%인 종래 TRIP강에 비하여 동등 이상의 강도를 가지면서도 도금성이 우수한 장점이 있다.

본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 하여 설명되었으나, 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 타 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다.

따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

S110 : 열연 공정
S120 : 냉연 공정
S130 : 소둔 공정
S140 : 오스템퍼링 공정
S150 : 용융아연도금 공정
S160 : 합금화 열처리 공정

Claims

중량%로, C : 0.12 ~ 0.20%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 2.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.001% 이하, Al : 0.51 ~ 2.0%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, N : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성하는 열연 공정;
상기 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연하는 냉연 공정;
상기 냉간 압연된 강을 [(A1 + A3) / 2 ± 20] ℃에서 5 ~ 200초 동안 가열유지한 후, 10 ~ 70℃/s의 냉각속도로 베이나이트 변태 온도역까지 냉각하는 소둔 공정; 및
상기 소둔 처리된 강을 상기 베이나이트 변태 온도역에서 30 ~ 200초 동안 항온변태시키는 오스템퍼링 공정;을 포함하는 것을 특징으로 하는 TRIP강 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 열연 공정에서,
상기 재가열은 1150 ~ 1250℃의 온도에서 실시되고,
상기 열간 압연은 850 ~ 950℃의 마무리 압연 온도로 실시되고,
상기 권취는 550 ~ 650℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 TRIP강 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 오스템퍼링된 강을 460 ~ 480℃에서 용융아연도금하는 용융아연도금 공정;을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 TRIP강 제조 방법.
제3항에 있어서,
상기 용융아연도금이 완료된 강을 490 ~ 540℃ 온도로 재가열하여 합금화열처리한 후, 20 ~ 50 ℃/s 의 속도로 200 ~ 300℃까지 냉각하는 합금화 열처리 공정;을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 TRIP강 제조 방법.
중량%로, C : 0.12 ~ 0.20%, Si : 0.1 ~ 0.3%, Mn : 2.5 ~ 3.0%, P : 0.02% 이하, S : 0.001% 이하, Al : 0.51 ~ 2.0%, Nb : 0.02 ~ 0.06%, N : 60ppm 이하 및 나머지 Fe와 불가피한 불순물로 이루어지고,
평균 결정립 사이즈가 5~10㎛인 페라이트가 단면 면적률로 20 ~ 30% 및 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 제2상이 단면 면적률로 70 ~ 80%인 복합조직을 갖는 것을 특징으로 하는 TRIP강.
제5항에 있어서,
상기 강은
인장강도 : 980MPa 이상, 연신율 : 10 ~ 20%를 갖는 것을 특징으로 하는 TRIP강.
제6항에 있어서,
상기 강은
인장강도 : 1180MPa 이상, 연신율 : 10 ~ 15%를 갖는 것을 특징으로 하는 TRIP강.
제5항에 있어서,
상기 페라이트는
평균 결정립 사이즈가 5~10㎛인 것을 특징으로 하는 TRIP강.