KR20200127577A

KR20200127577A - 전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20200127577A
Application number: KR1020190051978A
Authority: KR
Inventors: 김성일; 방찬우
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2019-05-03
Filing date: 2019-05-03
Publication date: 2020-11-11
Also published as: EP3964600A1; EP3964600A4; CN113692456A; KR102221452B1; US20220186335A1; WO2020226301A1; JP2022521604A; CN113692456B

Abstract

본 발명은 자동차 자동변속기의 마찰판 용도 등의 소재로 적합한 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING SHEAR WORKABILITY EXCELLENT AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

자동차 자동변속기의 마찰판 용도 등에 사용하기 위해서는 전단 가공에 의한 균열발생이 적어 사용 중 피로파단이 없을 뿐만 아니라, 고강도 및 고경도가 요구된다.

종래의 마찰판용 또는 경도보증용 고강도 냉연강판은 특허문헌 1에 제시된 바와 같이, 중탄소강 또는 다양한 합금원소를 포함한 강에 대해 회복 소둔법을 이용하여 냉간압연 후 소둔 열처리를 행하는 기술이 적용되었다.

또한, 고탄소강에 대하여 구상화 열처리 공정을 이용하는 방법이 보편적으로 사용되고 있다.

특허문헌 2에서는 냉간압연-소둔-냉간압연의 2회 냉간압연법을 적용하는 기술이 제안되었으며, 특허문헌 3에서는 회복소둔 없이 고강도 열연강판에 냉간압연만을 적용하는 기술도 제안되었다.

그런데, 특허문헌 1과 같이 회복 소둔법을 이용하는 경우에는 초고강도의 높은 강도를 갖는 강판의 제조가 어렵고, 고탄소강을 이용하여 구상화 열처리하는 기술 및 특허문헌 2와 같이 2회 냉간압연을 행하는 기술의 경우에는 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있다.

한편, 냉간압연된 고강도 강판을 제조하기 위하여, 합금조성으로서 C, Si, Mn, Mo, Cr 등의 합금성분을 주로 첨가하며, 이러할 경우 이들 원소들에 의해 고용강화 효과의 상승으로 강판의 강도를 향상시키는 데에 효과적이다.

하지만, 상기 원소들을 필요 이상으로 첨가하게 되면, 합금성분의 편석(segregation)과 미세조직의 불균일을 초래하는 문제가 있다. 특히, 냉각시 강의 경화능이 증가되어 페라이트 상 변태가 크게 지연됨에 따라 저온 조직상(마르텐사이트 등)이 형성되고, 결정립계가 불균일해져 경도가 낮은 페라이트 상과 경도가 높은 저온 조직상의 계면에서 전단가공시 균열 발생이 증가한다.

또한, 사용 중 마찰열이 발생하고 접촉에 의한 피로가 누적되면 균열이 쉽게 전파되어 결함이 발생하게 된다.

게다가, 강의 물성을 더욱 향상시키기 위하여 Ti, Nb, V 등의 석출강화 원소들을 부적절하게 첨가하게 되면, 결정립계에서 조대한 탄화물, 질화물 및 석출물이 형성되어 전단가공시 균열 발생량이 증가하고, 쉽게 균일이 전파하게 되는 문제가 있다.

한편, 특허문헌 3과 같이 고강도 열연강판을 이용하여 회복 소둔없이 냉간압연만으로 고경도강을 제조함에 있어서는, 전단가공부의 미세균열 발생을 크게 감소시키면서 균열의 최대 길이를 최소화할 수 있다 하더라도, 미세균열이 강판에 평행하게 형성되어 마찰판의 사용 중 전단면 마모 현상을 피할 수 없음을 확인하였다.

이에, 미세균열의 발생을 크게 감소시키고, 균열의 최대 길이를 최소화하는 한편, 그 미세균열이 강판에 평행하게 형성되지 않도록 하는 기술의 개발이 필요한 실정이다.

한국 공개특허공보 제2000-0043430호 독일 출원특허 제10-2005-031462호 한국 공개특허공보 제2017-0059528호

본 발명의 일 측면은, 전단가공에 의한 균열을 억제할 수 있는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~0.8%, 망간(Mn): 1.6~2.2%, 크롬(Cr): 0.005~0.8%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 질소(N): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.06%, 보론(B): 0.0003~0.0050%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,

미세조직으로 면적분율 80% 이상의 베이나이트 상을 포함하고, 잔부로 면적분율 10% 이하의 마르텐사이트 상, 5% 이하의 잔류 오스테나이트 상 및 5% 이하의 페라이트를 포함하는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도 범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉각한 후 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계를 포함하며,

상기 냉각은 하기 관계식 1을 만족하는 평균 냉각속도(CR_Min) 이상으로, 하기 관계식 2를 만족하는 온도 범위(CT_Min~CT_Max)까지 행하는 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

CR_Min = 190 - (105×[C]) + (35×[Si]) - (58×[Mn]) - (46×[Cr]) + (15×[Ti]) + (50×[Nb]) - (150×[B])

[관계식 2]

CT_Max = 510 - (120×[C]) + (30×[Si]) - (25×[Mn]) - (22×[Cr]) + (8.5×[Ti]) + (14×[Nb]) + (805×[B])

CT_Min = 420 - (45.3×[C]) + (16×[Si]) - (21×[Mn]) - (18×[Cr])

(관계식 1, 2에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

본 발명에 의하면, 냉연강판의 강도 및 경도의 확보는 물론이고, 전단가공 특성을 크게 향상시킨 초고강도 강판을 제공할 수 있다.

특히, 본 발명은 일반적인 소둔 공정을 행하지 않더라도 목표로 하는 물성을 확보할 수 있는 바, 경제적으로도 유리한 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 의한 발명강과 종래강의 미세조직을 관찰한 사진을 나타낸 것이다 (A: 발명강 5, B: 종래강 1(페라이트-펄라이트 석출강화강), C: 종래강 2(베이니틱 페라이트-마르텐사이트 복합조직강)).

본 발명자들은 다양한 합금조성과 제2상(예컨대, 페라이트, 펄라이트, 마르텐사이트 등)을 가지는 열연강판에 대해 산세 처리 후 60~70%의 압하량으로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 다음, 강판의 미세조직과 물성을 측정하고, 추가로 상기 냉연강판을 전단가공 후 200℃에서 1시간 가열하는 전단성형 공정을 행한 후 전단가공부의 미세조직을 관찰함으로써, 합금조성과 제조방법이 어떠한 상관성을 나타내는지 조사하였다.

그 결과, 냉연강판의 물성과 미세조직은 합금조성과 초기 열연강판의 제2상 및 그 분율에 따라 변화하였으며, 특히 초기 열연강판의 미세조직 중에 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트 조직이 형성될 경우 냉간압연시 강의 강도가 증가하는 정도로 가공 경화량이 감소하는 경향이 있음을 확인하였다.

그리고, 냉연강판을 전단성형하는 경우, 전단가공부에서 균열의 형성은 미세조직 중 조대한 탄화물과 펄라이트 조직, 마르텐사이트 조직의 상 분율에 대한 의존성이 높은 것을 확인하였다. 상기 조직들은 열간압연 후 냉각시 상 변태 과정에서 형성되며, 강 중 C, Mn, Cr, B 등의 성분조성에 비례하였으며, 이에 상기 성분들의 함량을 줄일 경우 강의 강도 및 경도 확보가 곤란하였다.

추가로, 강 중 Si 함량이 부족하거나, Ti와 Nb 등의 함량이 적을수록 템퍼링된 조직과 조대한 탄화물의 형성이 심해져 전단가공부에서의 균열 발생이 증가하였다.

이를 바탕으로, 본 발명자들은 강의 합금조성을 더욱 최적화하여 강 중 적절한 고용강화 효과를 확보하고, 초기 강도 확보에 불리한 페라이트 상의 형성이 억제되도록 제조조건을 더욱 최적화함으로써, 추가적인 공정(예컨대, 소둔 열처리 공정)을 행하지 않더라도 목표로 하는 초고강도 및 고경도와 함께 전단가공성이 우수한 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 제공하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 전단가공성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~0.8%, 망간(Mn): 1.6~2.2%, 크롬(Cr): 0.005~0.8%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 질소(N): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.06%, 보론(B): 0.0003~0.0050%를 포함할 수 있다.

이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.

탄소(C): 0.06~0.14%

탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, 그 첨가량이 높아지면 석출 강화 효과가 상승하거나, 저온 조직상인 베이나이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 상의 분율이 증가하여 인장강도가 향상된다.

이러한 C의 함량이 0.06% 미만이면 석출 강화 효과가 낮고 저온 조직상의 형성도 감소하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 함량이 0.14%를 초과하게 되면 결정립계에서 조대한 탄화물이 발생하기 쉬우며, 펄라이트 상도 형성되어 전단가공시 미세 균일이 조대한 탄화물의 계면에서 발생되어 전단가공성이 열위해진다.

따라서, 상기 C는 0.06~0.14%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.07% 이상, 보다 더 유리하게는 0.08% 이상으로 포함할 수 있다. 한편, 상기 C의 보다 바람직한 상한은 0.13%일 수 있다.

실리콘(Si): 0.1~0.8%

실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용 강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데에 유리하다.

이러한 Si의 함량이 0.1% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 낮아져 성형성을 향상시키기 어렵다. 반면, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판의 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 Si은 0.1~0.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.2~0.7%로 포함할 수 있다.

망간(Mn): 1.6~2.2%

망간(Mn)은 상기 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데에 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트 상과 마르텐사이트 상의 형성을 용이하게 한다.

이러한 Mn의 함량이 1.6% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 2.2%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 페라이트 상 변태가 지연되어 과도한 마르텐사이트 상과 MA 상의 형성이 쉬우며, 국부적인 미세조직 및 재질의 편차가 증가하게 된다. 또한, 연주 공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 전단가공시 균열의 발생이 크게 증가하게 된다.

따라서, 상기 Mn은 1.6~2.2%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.8~2.2%로 포함할 수 있다.

크롬(Cr): 0.005~0.8%

크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 강의 경화능을 증가시키므로 강도 향상에 유리하다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Cr을 함유함이 바람직하나, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 과도한 마르텐사이트 상의 형성으로 전단가공시 균열의 발생을 증가시키며, 그로 인해 전단면 품질이 열위하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 전단가공성을 열화시킨다.

따라서, 상기 Cr은 0.005~0.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.7% 이하, 보다 더 유리하게는 0.6% 이하로 포함할 수 있다. 한편, 상기 Cr의 보다 바람직한 하한은 0.01%일 수 있다.

인(P): 0.001~0.05%

인(P)은 고용 강화 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가지는 원소이다. 이러한 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과다하게 소요되어 경제적으로 불리하며, 목표 수준의 강도 확보도 어려워진다. 한편, 상기 P의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 입계 편석에 의한 취성이 발생하며, 전단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다.

따라서, 상기 P을 0.001~0.05%로 포함할 수 있다.

황(S): 0.001~0.01%

황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 내충격성을 크게 저하시키는 문제가 있다. 한편, 상기 S의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 과다하게 소요되어 생산성이 저하된다.

따라서, 상기 S은 0.001~0.01%로 포함할 수 있다.

알루미늄(Al): 0.01~0.1%

알루미늄(Al) 주로 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만이면 첨가 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강 중 질소(N)와 결합하여 AlN을 형성함으로써 연속주조시 슬라브에 코너 크랙이 발생되기 쉬워지며, 열연판의 엣지(edge)부에서 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉬워진다. 또한, 열연 후 냉간압연시 표면 결합의 발생으로 표면품질이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 상기 Al은 0.01~0.1로 포함할 수 있다.

한편, 본 발명에서 알루미늄은 가용 알루미늄(Sol.Al)을 의미한다.

질소(N): 0.001~0.01%

질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용 강화 원소이며, Ti, Al 등과 결합하여 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로 N의 고용 강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중 N의 양이 증가할수록 강의 인성이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여, 상기 N을 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다.

따라서, 상기 N은 0.001~0.01%로 포함할 수 있다.

티타늄(Ti): 0.01~0.06%

티타늄(Ti)은 니오븀(Nb)과 함께 대표적인 석출 강화 원소로서, N와의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN을 형성한다. 상기 TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 보론(B)을 첨가하는 경우, B의 질화물 형성을 억제하여 B의 경화능 향상에 유리하다. 게다가, N와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이는 강의 강도를 향상시키는데에 유용하다.

상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ti을 0.01% 이상으로 함유할 필요가 있으나, 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 조대한 TiN의 발생으로 전단가공시 전단가공성이 열위해지는 문제가 있다.

따라서, 상기 Ti은 0.01~0.06%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.05% 이하, 보다 더 유리하게는 0.03% 이하로 포함할 수 있다.

니오븀(Nb): 0.005~0.06%

니오븀(Nb)은 석출 강화 원소로서 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 인해 강의 강도 및 충격인성 향상에 유효하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 포함할 수 있으며, 반면 그 함량이 0.06%를 초과하게 되면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립의 형성 및 조대한 복합 석출물의 형성으로 전단가공성이 열위하게 된다.

따라서, 상기 Nb은 0.005~0.06%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01~0.05%로 포함할 수 있다.

보론(B): 0.0003~0.0050%

보론(B)은 강력한 경화능 원소로서 적은 함량으로도 높은 경화능을 나타내며, 강 중 결정립계에 편석되어 냉각시 페라이트 상 변태를 지연시켜 경화능을 높임으로써 강도 향상에 유효하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.0003% 이상으로 B을 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.0050%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화되며, 오히려 강의 연신율이 크게 감소하게 된다. 또한, 탄화물과 질화물이 과다하게 형성되어 전단가공성이 열위하는 문제가 있다.

따라서, 상기 B은 0.0003~0.0050%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.0010~0.0030%로 포함할 수 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 베이나이트 상을 주상으로 포함하며, 일부 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.

상기 베이나이트 상은 면적분율 80% 이상으로 포함할 수 있으며, 상기 마르텐사이트 상은 면적분율 10% 이하로 포함할 수 있다. 상기 베이나이트 상과 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 잔류 오스테나이트 상, 페라이트 상 및 펄라이트 상 중 1종 이상을 포함할 수 있으며, 이때 상기 잔류 오스테나이트 상과 페라이트 상은 각각 면적분율 5% 이하로 포함할 수 있다.

상기 베이나이트 상의 분율이 80% 미만이면 목표로 하는 초고강도의 확보가 어렵고, 상대적으로 마르텐사이트 상과 페라이트 상의 분율이 높아지면 조직 불균일을 초래하여 전단가공시 전단가공부에서의 미세 균열 발생이 쉬워지는 문제가 있다.

즉, 초기 강도 확보에 불리한 페라이트 상과 마르텐사이트 상의 형성을 억제하여 전단가공시 미세 균열의 발생을 최소화할 수 있다.

특히, 본 발명의 강판은 미세조직 중 원 상당 직경이 0.1㎛ 이상인 탄화물을 포함하는 펄라이트를 면적분율 5% 미만으로 포함함으로써, 조대 탄화물과 펄라이트 조직에 의한 미세 균열의 형성을 크게 억제하는 효과를 얻을 수 있다.

여기서, 직경이라 하면 평균 직경을 의미한다.

이와 같은 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 인장강도가 1350MPa 이상으로 초고강도를 가지면서, 비커스 경도값이 360Hv 이상을 가짐으로써, 마찰판 용도 등에 적합하게 사용할 수 있다.

또한, 상기 강판은 전단가공시 발생하는 균열의 최대 균열의 길이가 0.1mm 이하로, 전단가공성이 우수한 특성을 가질 수 있다.

즉, 본 발명의 강판은 전단가공시 균열 발생량이 크게 저하되고, 그 균열의 전파가 억제되는 효과를 가지는 것이다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 강판은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 냉각 - 냉간압연]의 공정을 행함으로써 제조할 수 있으며, 본 발명은 냉간압연 이후 별도의 공정(예컨대, 소둔 열처리 공정 등)을 행하지 아니함으로써 경제적으로 유용하다 할 것이다.

이하에서는 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.

강 슬라브 가열

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1350℃의 온도범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.

싱기 강 슬라브의 가열 온도가 1100℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의해 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.

열간압연

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 800~1150℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.

상기 열간압연을 1150℃ 보다 높은 온도에서 행하면, 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면 품질이 열위한다. 반면, 800℃ 보다 낮은 온도에서 열간압연을 행하면, 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 열간압연시 부하의 발생이 심해져 압연이 어렵고, 형상이 나빠지는 문제가 있으며, 연신된 결정립의 형성으로 냉간압연 후 전단가공성도 나빠지게 된다.

냉각 및 권취

상술한 바에 따라 열간압연을 행하여 얻은 열연강판을 냉각한 후 그 온도에서 권취 공정을 행할 수 있다.

본 발명에서는 균일한 미세조직을 형성하여 이후의 냉간압연 후 전단가공시 미세한 균열의 발생을 억제하고자, 상기 냉각시 평균 냉각 속도를 하기 관계식 1에 의해 구해지는 CR_Min 이상으로 하여, 하기 관계식 2에 의해 구해지는 CT_Min과 CT_Max 사이의 온도까지 행한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.

[관계식 1]

[관계식 2]

CT_Min = 420 - (45.3×[C]) + (16×[Si]) - (21×[Mn]) - (18×[Cr])

(관계식 1, 2에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)

본 발명에서 상기 관계식 1은 강의 소입성 확보와 기지조직으로 베이나이트 상 형성에 영향을 미친다. 상기 관계식 1을 구성하는 각각의 원소들은 강의 고용 강화 확보에 유효하며, 그 중 C, Mn, Cr, B은 경화능 확보에 유리하다.

열연강판의 냉각시 냉각속도를 상기 관계식 1로부터 도출되는 값(CR_MAX) 이상의 속도 즉, 관계식 1로 계산된 결과보다 빠른 냉각속도를 적용함으로써 초기 강도확보에 불리한 페라이트의 상 변태를 최소화하고 베이나이트 상을 용이하게 형성할 수 있다.

또한, 본 발명에서 상기 관계식 2는 강 중 조대한 탄화물과 펄라이트 조직의 형성과 과도한 마르텐사이트 상의 형성에 영향을 미친다. 상기 관계식 2에서 CT_MAX와 CT_MIN은 냉각종료온도의 범위를 나타낼 뿐만 아니라, 권취 온도의 상한과 하한을 의미한다.

본 발명에서는 열연강판의 냉각을 상기 관계식 2를 만족하는 온도에서 종료한 후 권취 공정을 행함으로써, 조대한 탄화물 및 펄라이트의 형성과 조대한 마르텐사이트 상의 형성을 억제할 수 있다. 특히, 후속 냉간압연을 거쳐 얻은 냉연강판의 전단가공시 전단가공부에서의 균열의 발생을 최소화할 수 있다.

상기 관계식 1로부터 도출되는 값 이상의 냉각속도로 냉각시 관계식 2의 CT_MAX 보다 높은 온도에서 냉각을 종료하게 되면 미변태된 상(phase) 중 고용 탄소가 탄화물을 형성하거나 펄라이트 조직을 형성함에 따라 강의 강도 확보가 불리해지고, 전단가공시 균열이 쉽게 발생하게 된다. 반면, 상기 관계식 2의 CT_MIN 보다 낮은 온도에서 냉각을 종료하게 되면 미변태된 상은 마르텐사이트 상으로 변태되어 강도 확보에는 유리하나, 전단가공시 균열이 쉽게 발생하게 된다.

냉간압연

상술한 바에 따라 냉각 및 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조할 수 있다.

상기 권취된 열연강판에 대해 냉간압연 전에 산세 공정을 더 행할 수 있으며, 상기 냉간압연은 60~80%의 냉간압하율로 행할 수 있다.

상기 냉간압하율이 60% 미만이면 가공경화 효과를 충분히 확보하지 못하여 목표 수준의 강도 및 경도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 냉간압하율이 80%를 초과하게 되면 강의 에지(edge)부 품질이 나빠지며, 전단가공성이 열위하게 된다.

본 발명에서 제안하는 바에 따라 냉각 및 권취된 열연강판을 상기에 따라 냉간압연시 냉간압연(압하율, %)에 의한 강도 증가량이 6MPa/1% 이상으로, 최종 냉연강판의 인장강도를 1350MPa 이상으로 확보할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이때, 상기 합금조성의 함량은 중량%이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 준비된 강 슬라브를 1200℃에서 가열한 후 하기 표 2의 제조조건에 따라 열연 및 냉연 공정을 행하여 각각의 강판을 제조하였다. 이때, 냉간압하율은 모든 강에서 67%를 적용하였으며, 열간압연하여 얻은 열연판의 두께는 3.1~3.3mm, 냉간압연하여 얻은 냉연판의 두께는 대략 1mm이었다.

하기 표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도(열간압연 종료온도, ℃), CR은 평균 냉각속도(℃/s), CT는 권취온도(℃)를 의미한다.

강종	합금조성 (중량%)
강종	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Nb	B
비교강 1	0.16	0.4	1.7	0.4	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.03	0.001
비교강 2	0.10	0.01	1.8	0.8	0.03	0.01	0.003	0.004	0.04	0.02	0.0015
비교강 3	0.07	0.2	2.5	0.5	0.04	0.01	0.002	0.005	0.06	0.04	0.0012
비교강 4	0.11	0.7	2.0	0.05	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.04	0.0015
비교강 5	0.11	0.7	2.0	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.03	0
비교강 6	0.12	0.1	2.1	0.4	0.03	0.01	0.003	0.003	0.02	0	0.002
비교강 7	0.12	0.2	2.0	0.7	0.04	0.01	0.003	0.003	0.0007	0.02	0.0015
비교강 8	0.13	0.2	2.1	0.8	0.04	0.01	0.003	0.003	0.05	0.05	0.0015
비교강 9	0.12	0.4	2.1	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.015	0.03	0.0015
발명강 1	0.07	0.5	1.9	0.5	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.03	0.002
발명강 2	0.08	0.7	2.1	0.4	0.03	0.01	0.003	0.0042	0.05	0.025	0.002
발명강 3	0.10	0.4	1.7	0.3	0.03	0.01	0.003	0.0035	0.06	0.035	0.0015
발명강 4	0.11	0.6	1.9	0.7	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.03	0.002
발명강 5	0.12	0.4	2.1	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.015	0.03	0.0015
발명강 6	0.07	0.15	2.0	0.8	0.03	0.01	0.003	0.004	0.04	0.03	0.0015
발명강 7	0.12	0.6	1.9	0.6	0.03	0.01	0.003	0.003	0.05	0.04	0.002

(하기 표 1에서 비교강 4, 8 및 9는 합금조성은 본 발명의 범위를 만족하나, 하기 표 2에서 제조조건이 본 발명을 벗어남에 따라 비교강으로 표기한다.)

강종	FDT (℃)	CR (℃/s)	CT (℃)	관계식 1		관계식 2
강종	FDT (℃)	CR (℃/s)	CT (℃)	CR_Min	만족여부	CT_Max	CT_Min	만족여부
비교강 1	892	81	416	72	○	453	376	○
비교강 2	890	72	435	40	○	438	364	○
비교강 3	884	78	421	24	○	436	359	○
비교강 4	886	41	432	87	×	469	383	○
비교강 5	896	95	445	85	○	467	382	○
비교강 6	870	80	434	41	○	439	365	○
비교강 7	892	77	428	37	○	438	363	○
비교강 8	880	73	485	28	○	433	359	×
비교강 9	885	82	350	67	○	455	375	×
발명강 1	888	75	425	69	○	461	376	○
발명강 2	885	76	424	68	○	462	376	○
발명강 3	870	98	412	84	○	463	381	○
발명강 4	890	77	405	59	○	454	372	○
발명강 5	874	79	415	67	○	455	375	○
발명강 6	892	80	414	37	○	440	363	○
발명강 7	885	82	406	63	○	455	373	○

상술한 바에 따라 제조된 각각의 강판에 대해, 인장강도(TS), 경도(Hv)의 기계적 특성과, 전단가공성을 평가하였으며, 또한 미세조직을 관찰하고 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다.

인장강도는 열연판과 냉연판 각각에 대해 측정하였으며, 냉연판의 경도는 비커스 경도기를 이용하여 측정하였다 (Micro-Vickers 경도값). 이때, 인장강도는 압연방향에 대하여 0° 방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 행하였으며, 총 4회 측정한 결과의 평균값으로 나타내었다. 경도값은 총 10회 측정한 결과의 평균값으로 나타내었다.

또한, 냉연판의 전단가공성을 평가하기 위하여, 직경 80mm의 원형 금형을 이용하여 클리어런스(Clearance) 10%의 조건으로 펀칭한 후, 200℃에서 1시간 열처리한 다음, 전단가공된 가공부의 단면에서 발생한 최대 균열의 길이(mm)를 측정하였다. 구체적으로, 균열의 길이는 단면을 광학현미경으로 50배율 및 100배율로 관찰한 결과로부터 측정하였다.

한편, 냉간압연 과정에서 연신된 미세조직의 형성으로 냉연판 내에서 정확한 상(phase)의 구분이 어려우며, 열연판의 미세조직이 냉간압연에 의해 변화하지 않는다. 이에, 각 강판의 미세조직은 열연판에 대하여 두께 1/4t 지점에서 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 3000배 배율로 측정하여 분석하였다.

강종	미세조직 (면적분율 %)							인장강도 (MPa)		경도 (Hv)	가공부 최대 균열길이(mm)
강종	T-M	T-B	γ	M	F	P	B	열연판	냉연판	경도 (Hv)	가공부 최대 균열길이(mm)
비교강 1	0	0	0	17	0	8	75	922	1344	382	0.25
비교강 2	9	91	0	0	0	0	0	836	1171	338	0.09
비교강 3	0	0	0	22	0	0	78	961	1376	392	0.18
비교강 4	0	0	8	6	12	0	74	904	1319	377	0.12
비교강 5	0	0	3	5	15	4	73	873	1295	358	0.12
비교강 6	0	0	4	5	0	6	85	910	1325	379	0.13
비교강 7	0	0	2	7	0	7	84	921	1336	380	0.11
비교강 8	0	0	0	0	8	18	74	846	1282	368	0.5
비교강 9	0	0	0	25	0	0	75	1009	1438	413	0.3
발명강 1	0	0	0	7	3	0	90	926	1362	386	0.04
발명강 2	0	0	0	4	0	0	96	994	1416	405	0.05
발명강 3	0	0	2	4	0	0	94	975	1397	398	0.06
발명강 4	0	0	1	6	0	0	93	1005	1427	407	0.08
발명강 5	0	0	0	9	0	0	91	988	1403	403	0.08
발명강 6	0	0	0	8	0	0	92	936	1365	392	0.07
발명강 7	0	0	2	5	0	0	93	1012	1434	409	0.09

(표 3에서 T-M은 템퍼드 마르텐사이트, T-B는 템퍼드 베이나이트, γ는 오스테나이트, M은 마르텐사이트, F는 페라이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트 상을 의미한다.)

상기 표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 7은 기지조직이 베이나이트 상으로 형성되었으며, 초고강도와 더불어 고경도가 확보되었다.

뿐만 아니라, 발명강들 모두 전단가공시 발생하는 균열의 최대 균열 길이가 0.1mm 이하로 형성되어 전단가공부의 품질이 우수하였다.

반면, 비교강 1 내지 3은 본 발명에서 제안하는 합금조성이 벗어난 경우로서, 이 중 비교강 1은 C가 과도하게 첨가되어 냉각 후 미변태 상 내 과잉 C에 의해 마르텐사이트 상과 펄라이트 상이 형성되었다. 그 결과, 냉연판의 전단성형시 발생한 균열의 길이가 0.25mm로 전단가공성이 매우 열위하였다.

비교강 2는 Si 함량이 불충분한 경우로서, 냉각 후 권취 과정에서 탄화물의 형성으로 최종 열연판에서 템퍼드 조직이 관찰되었다. 그 결과, 후속 냉간압연 과정에서 강도 증가가 적어 목표 수준의 강도 및 경도를 확보할 수 없었다.

비교강 3은 Mn의 함량이 과도한 경우로서, Mn의 높은 경화능으로 인해 냉각 후 대부분의 조직이 베이나이트와 마르텐사이트 상으로 형성되었으며, 이 중 마르텐사이트 상의 분율이 높아 조직 불균일을 초래하였다. 그 결과, 전단가공부에서 균열의 발생이 심하였다.

비교강 4는 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하나, 냉각시 냉각속도가 본 발명의 관계식 1을 만족하지 못한 경우로, 느린 냉각속도로 인해 페라이트 상이 형성되고, MA(Martensite-Austenite constituent)상도 과도하게 형성되었다. 그로 인해, 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었으며, 전단가공성이 열위하였다.

비교강 5는 B을 함유하지 않은 경우로서, 열간압연 후 냉각 공정이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하였음에도 불구하고, 미세조직 중 페라이트 상과 펄라이트 상이 형성되었다. 그에 따라, 목표 수준의 강도와 경도를 확보할 수 없었으며, 조직 불균일로 인하여 전단가공시 균열의 발생이 심하였다.

비교강 6과 7은 석출물 형성원소인 Nb과 Ti이 불충분한 경우로서, 미세조직이 불균일하였으며, 펄라이트 상과 MA상이 과도하게 형성되었다. 그 결과, 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었으며, 전단가공성이 열위하였다.

비교강 8 및 9는 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하나, 냉각시 냉각종료온도(권취온도)가 본 발명의 관계식 2를 만족하지 못한 경우이다. 이 중, 비교강 8은 냉각종료온도가 너무 높아 미세조직 중 펄라이트 상이 과도하게 형성되어 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하였다. 그로 인해, 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었으며, 전단가공성이 열위하였다. 비교강 9는 냉각종료온도가 너무 낮아 미세조직 중 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되었으며, 그에 따라 초고강도의 확보는 가능한 반면, 전단가공성이 열위하였다.

도 1은 본 발명에 의한 발명강(발명강 5, A)와 종래의 제조공정으로부터 제조된 석출강화강(B) 및 복합조직강(C)의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.

여기서, 종래의 제조공정이라 하면 통상적인 냉연강판을 제조하는 공정 즉, [열간압연 - (산세 및)냉간압연 - 소둔 열처리] 공정을 모두 행하는 공정을 의미하며, 각각의 공정을 거쳐 석출강화강과 복합조직강을 제조하는 조건은 잘 알려져 있는 바, 구체적으로 기재하지는 아니한다.

도 1에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 강(A)은 기지조직으로 베이나이트 상이 형성되었음을 확인할 수 있으며, 마르텐사이트 상의 분율이 10% 이하이며, 미량의 탄화물도 미세하게 형성되었음을 확인할 수 있다.

이와 달리, 종래강 1 즉, 미세조직이 페라이트 및 펄라이트로 구성된 종래의 석출강화강(B)은 크게 연신된 펄라이트 상이 관찰될 뿐만 아니라, 조대한 탄화물을 포함하는 것을 확인할 수 있다. 이러한 조대 탄화물은 주로 결정립계를 따라 발달하게 되므로, 전단가공시 최대 균열의 크기를 0.1mm 이하로 제어하기 어려우며, 이는 본 발명의 비교강 5와 8의 결과로부터 유추할 수 있다.

한편, 종래강 2에 해당하는 복합조직강(C)은 조대한 마르텐사이트 상을 주로 포함하며, 전단가공 특성에 불리한 MA상을 포함하는 것을 확인할 수 있다. 조대한 마르텐사이트 상과 MA상은 조직 불균일을 초래하므로, 이 역시 전단가공시 최대 균열의 크기를 0.1mm 이하로 제어하기 어려우며, 이는 본 발명의 비교강 3과 9의 결과로부터 유추할 수 있을 것이다.

상술한 바와 같이, 본 발명에 의할 경우 소둔 열처리를 행하지 아니한 냉연강판의 강도 및 경도의 확보는 물론이고, 전단가공 특성을 우수하게 확보할 수 있다. 특히, 본 발명은 열연판의 냉간압연시 냉간압하율이 높더라도 압연 중 에지(edge)부에서의 균열 발생을 억제할 수 있을 뿐만 아니라, 전단가공시 발생하는 균열도 최소화하는 효과를 가진다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.06~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~0.8%, 망간(Mn): 1.6~2.2%, 크롬(Cr): 0.005~0.8%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 질소(N): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.06%, 보론(B): 0.0003~0.0050%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
미세조직으로 면적분율 80% 이상의 베이나이트 상 및 면적분율 10% 이하의 마르텐사이트 상을 포함하고, 잔부로 잔류 오스테나이트 상, 페라이트 상 및 펄라이트 상 중 1종 이상을 포함하는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 원 상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물을 포함하는 펄라이트를 면적분율 5% 미만으로 포함하는 것인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 인장강도가 1350MPa 이상, 비커스 경도값이 360Hv 이상인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판.
제 1항에 있어서,
상기 강판은 전단가공시 발생하는 균열의 최대 균열의 길이가 0.1mm 이하인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판.
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.14%, 실리콘(Si): 0.1~0.8%, 망간(Mn): 1.6~2.2%, 크롬(Cr): 0.005~0.8%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 질소(N): 0.001~0.01%, 티타늄(Ti): 0.01~0.06%, 니오븀(Nb): 0.005~0.06%, 보론(B): 0.0003~0.0050%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도 범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 냉각한 후 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계를 포함하며,
상기 냉각은 평균 냉각 속도를 하기 관계식 1에 의해 구해지는 CR_Min 이상으로 하여, 하기 관계식 2에 의해 구해지는 CT_Min과 CT_Max 사이의 온도까지 행하는 것을 특징으로 하는 전단가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.

[관계식 1]
CR_Min = 190 - (105×[C]) + (35×[Si]) - (58×[Mn]) - (46×[Cr]) + (15×[Ti]) + (50×[Nb]) - (150×[B])

[관계식 2]
CT_Max = 510 - (120×[C]) + (30×[Si]) - (25×[Mn]) - (22×[Cr]) + (8.5×[Ti]) + (14×[Nb]) + (805×[B])
CT_Min = 420 - (45.3×[C]) + (16×[Si]) - (21×[Mn]) - (18×[Cr])
(관계식 1, 2에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다)
제 5항에 있어서,
상기 강 슬라브 가열 단계는 1100~1350℃의 온도 범위에서 행하는 것인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉간압연은 60~80%의 냉간압하율로 행하는 것인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 냉간압연(압하율, %)에 의한 강도 증가량이 6MPa/1% 이상인 전단가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.