KR20210080691A - 냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법 - Google Patents

냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법 Download PDF

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Abstract

냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법이 제공된다.
본 발명의 열연 소둔강판은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함한다.

Description

냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판, 부재 및 그 제조 방법 {HOT ROLLED STEEL SUITABLE FOR POST HEAT TREATABLE COMPLEX SHAPED PARTS WITH EXCELLENT HOLD EXPANSION RATIO AND EXCELLENT YIELD RATIO, PARTS, AND MENUFACTURING FOR THE SAME}
본 발명은 소둔 열처리후 냉간성형성이 우수한 열연 소둔강판과 오스템퍼링 열처리후 고경도를 갖는 열처리부재 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 차체 구성 부품 중에서 샤시 부품의 한 종류인 링크류 부품은 복잡한 형상의 냉간 성형이 용이하도록 고연신, 고내부식 및 고강도-고내구성이 요구되고 있으며, 최종 부품의 중량 감소를 위해 얇은 두께의 열연 강판이 선호되고 있다. 또한, 상기 열연강판을 이용한 부품은 통상 냉간 스템핑(Stamping), 열간 프레스(Pressing) 또는 냉간 스템핑 성형 후 열처리를 실시하는 공법으로 제조되고 있다. 특히, 냉간 스템핑 또는 냉간 스템핑 및 열처리를 거쳐 제조되는 부품의 원소재는 냉간 성형 과정에서는 복잡한 형상 성형이 용이하도록 높은 연신율을 나타내어야 하며, 열처리 후에는 외부 반복 하중에 저항하도록 높은 강도 및 상대적으로 높은 부식 저항성이 요구된다.
한편, 상기 부품의 냉간 제조를 위해 원소재를 전단하는 블랭킹 과정에서 파단이 일어나거나 또는 성형 한계 이상의 형상 성형 및 구멍 확장 과정에서 성형 크랙 또는 파단이 종종 발생하는 것으로 알려져 있다. 더욱이, 성형 부품의 고강도를 위해 가열-??칭-템퍼링 과정을 포함하는 열처리를 하는 거치는 과정에서 부품 형상 또는 치수에 변화가 발생하여 형상 동결성이 하락하는 것으로 보고되고 있다. 따라서, 링크류 부품을 위한 열연강판 소재는 냉간 성형과정에서 높은 연신율, 열처리 후에는 고강도 및 사용 환경에서의 장수명을 위해 내부식 피로 내구 성능을 갖는 것이 필수적이다.
높은 연신율(낮은 강도)을 위해 통상은 코일 형태의 열연강판을 제조한 후에 박스 가열로, 보열로 또는 연속소둔로를 이용하여 연질화 소둔(Soft Annealing) 열처리가 실시하는 것이 일반적이다. 특히, 열연/냉연 코일 자체 및 열연 또는 냉연 강판의 강도를 감소시키는 효과적인 연질화 소둔 방법 및 소둔 강판을 이용하여 후열처리 실시하는 조건 등에 대한 다양한 연구가 진행되어 왔다.
그 일예로 특허문헌 1에서는 0.2~0.7% 탄소 원소를 갖는 성분 강을 120℃/sec 이상의 냉각속도로 급속냉각하고 600℃ 이하의 낮은 온도에서 권취 및 640℃ ~ Ac1 온도 구간에서 8~80hr 시간동안 연질화 소둔 열처리를 실시하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우에 신장 플랜지성이 향상되는 것으로 제시하고 있다. 구체적으로, 소둔 강판은 0.1~1.2㎛ 범위의 Fe3C 평균 입경 및 Fe3C 포함하지 않은 페라이트 상의 분율이 10% 미만인 것으로 제시하고 있으며, 특히, 동 미세조직 특징은 200~600℃의 저온 권취로 미세 크기의 탄화물을 균일하게 분산시키는 것이 강판의 펀칭 가공성 및 신장플랜지성 향상에 중요함을 강조하였다. 그러나 열연 코일을 저온 권취하는 경우에는 미세조직에 따른 초기 열연 강도가 높아서 후속 연질화 소둔 열처리를 통해 상대적으로 빠른 속도로 구상 Fe3C 입자를 형성시킬 수 있지만, 고온 장시간의 소둔 열처리를 실시하지 않는 소둔 조건에서는 열연 강도의 감소 또는 연질 열연 제조에 제약이 있을 수 있다. 또한 고탄강을 저온 권취하는 경우에 권취 형상이 불량하거나 경(Hard Spot)조직 상이 형성될 수 있는 위험이 있을 수 있다.
또다른 예로서, 특허문헌 2에는 0.2~0.7% 탄소 원소를 갖는 성분 강을 급속냉각하고 650℃이하의 낮은 온도에서 권취 및 640℃ ~ Ac1 온도 구간에서 8~80hr 시간동안 연질화 소둔 열처리를 실시하는 방법으로 구상화 소둔 강판을 제조하는 경우에 굽힘성이 향상되는 것으로 제시하고 있다. 특히, 연질화 소둔 과정에서 강판의 표층에 AlN 형성에 따른 표면 경도를 억제하기 위해 강 중 Sol.Al 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 필요하며, 소둔 강판의 내에 존재하는 Fe3C 입자의 형상비가 5 이하 및 5㎛ 이하의 페라이트 평균 입경을 나타내는 것으로 정량화하였다. 그러나 상기 특허문헌 2에 기재된 발명은 0.7% 탄소 함량을 갖는 고탄소강의 굽힘성 향상에는 효과적일 수 있지만, 0.01% 이하의 Sol.Al 함량을 제어하기 위해서는 용강 탈산 시간의 증가를 초래할 수 있어 강판의 전체 생산성에 감소를 초래할 우려가 있다.
일본 공개특허공보 제2003-013145호 대한민국 등록공고 제10-1107531호 일본 등록특허 6252713호 일본 등록특허 6121292호 일본 등록특허 4266052호 일본 등록특허 5821771호 일본 공개특허 2007-302950호
본 발명은 열연 소둔 열처리후 520MPa 이하의 열연 강도를 가지며, 오스템퍼링 열처리후 350 이상의 Hv 값을 가질 수 있는 성형성이 우수한 열연 소둔강판, 열처리부재 및 이들의 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))
상기 열연 소둔강판을 구성하는 세멘타이트 상은 3 미만의 형상비와 3% 이상의 면적분율을 가질 수 있다.
상기 열연 소둔강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-2을 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계와 상기 열연 코일을 630~740℃의 온도범위에서 20~70시간 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
상기 BAF 소둔 열처리는,
상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15시간 유지하는 제 1단계;
상기 1차 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 제 2단계; 및
상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상으로 냉각하여 5~15시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 상기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
[관계식 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
[관계식 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))
상기 BAF 소둔 전 열연코일은 페라이트 및 펄라이트로 구성되며 상기 펄라이트 분율은 30~85면적% 범위를 가질 수 있다.
상기 열연 코일은 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~950℃ 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 600~680℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하는 공정으로 제조될 수 있다.
또한 본 발명의 또다른 측면은,
상기 제조방법으로 제조된 강판을 성형하는 단계;
상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1 분 이상 1차 유지하는 단계;
상기 가열 및 유지 후 20℃이상의 냉각속도로 250~450℃의 온도범위로 1차 냉각한 후 40분 미만으로 2차 유지하는 단계; 및
상기 1차 냉각 및 2차 유지한 후, 또는 상기 1차 냉각 및 재가열한 후 상온까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 부재의 제조방법에 관한 것이다.
상기와 같이 구성된 본 발명은, 소둔 열처리시에는 열연 강판의 열연 강도가 매우 낮아 연성이 크고 동시에 30%이상 구멍확장성을 나타내며, 오스템퍼링 열처리시에는 350 이상의 Hv 값을 갖는 강판 및 그 부품을 제조할 수 있다
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 시멘타이트 조직내의 합금원소 함량에 대한 소둔 열처리된 강판의 연질화크기×구멍확공성 변화를 나타내는 그림이다.
도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에서 비교예 1, 비교예 2 및 비교예 4의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명은 300mm 이하의 슬라브를 재가열, 열간압연하여 제조한 열연 강판. 열연산세강판 및 열연소둔 강판을 이용하여 복잡한 형상의 부품의 제조 및 용접하여 가열-유지-냉각-재가열-유지-냉각하는 오스템퍼링 열처리를 행하여 성형부재를 제조하는 기술이다. 본 발명의 열연 강판은 소둔 열처리후에는 520Mpa 이하의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 가지며, 오스템퍼링 열처리후에는 350 이상의 Hv 값을 갖는 성형부재를 제조할 수 있다.
이러한 본 발명의 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판은, 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함한다.
이하, 본 발명의 열연 소둔강판의 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명하며,여기에서, "%"는 달리 언급이 없다면 "중량%"를 의미한다.
·C: 0.30 ~ 0.50%
상기 탄소(C)은 강의 강도를 높이는데 효과적인 원소로서 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킨다. 그 함량이 0.3% 미만에서는 오스템퍼링 열처리후 350 Hv이상의 충분한 경도를 확보하기 어려운 반면에, 0.5% 를 초과하는 경우에는 경도 확보는 용이하나 용접에 어려움이 있으며, 오스템퍼링 열처리 전에 용접부에서 균열이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 탄소(C) 함량은 0.30 ~ 0.50% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직·하게는, 0.34~0.43% 범위로 제한하는 것이다.
·Mn: 0.7 ~ 1.4%
상기 망간(Mn)는 강의 경화능을 높이는데 필수적인 원소로서 강의 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킨다. 그 함량이 0.7% 미만에서는 오스템퍼링 열처리후 350 이상의 충분한 Hv 값을 확보하기 어렵다. 반면에 1.4% 를 초과하면 열연 강판 내에 망간 편석대가 현저하거나 또는 퍼얼라이트가 매우 조밀해진다. 이러한 편석대 또는 미세 퍼얼라이트를 세멘타이트로 균일하게 분산시키기 위해서는 고온 및 장시간의 소둔 열처리를 요구하기에 열처리 원단위를 증가시킨다. 또한, 이 경우에 현재의 소둔 열처리로 열연강도를 감소시키거나 또는 목표하는 구멍확관성을 확보하는데 제약이 있을 수 있다. 따라서 본 발명에서는 망간(Mn) 함량은 0.7 ~ 1.4% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 1.0 ~1.2% 범위로 제한하는 것이다.
·Si: 0.4% 이하
상기 규소(Si)는 강도 또는 연성을 향상시키기 위해 첨가하는 원소로서 열연 강판 및 열연 산세강판의 표면 스케일성 문제가 현저하지 않은 범위에서 첨가된다. 그 함량이 0.4%를 초과시 실리콘 산화물 생성으로 표면 결함을 발생시켜 산세에 의한 제거가 쉽지 않기 때문에 그 함량을 0.4% 이하로 제한한다. 또한, 본 발명에서는 Si 첨가량이 0.4%를 초과할 경우, 현재의 소둔 열처리로 열연 강판의 강도를 감소시키는데 어려움이 있다. 따라서 규소(Si) 함량은 0.4% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
·P: 0.03% 이하
상기 인(P)은 오스테나이트 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라, 인(P)의 함량은 기능한 0.03% 이하로 낮게 유지함이 바람직하게며, 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이다.
·S: 0.01% 이하
상기 황(S)은 강 중에 MnS 비금속 개재물 또는 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발 할 수 있다. 또한 오스템퍼링 열처리후 강판의 인성을 열화시킬 수 있기 때문에 가능한 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서, 본 발명에서 황(S) 함량은 0.01% 이하로 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.004% 이하로 관리하는 것이다.
·Al: 0.05% 이하
상기 알루미늄(Al)은 탈산제로 첨가되는 원소이다. 한편, 강 중에 질소(N)와 반응하여 AlN 석출이 되는데, 슬라브 제조시 이들 석출물이 석출하는 주편 냉각 조건에서 슬라브 크랙을 유발하여 주편 또는 열연강판의 품질을 저하시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 알루미늄(Al)의 함량을 0.05% 이하로 가능한 낮게 유지하는 것이 바람직하다.
·Cr: 0.3% 이하
상기 크롬(Cr) 원소는 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시켜 강의 오스템퍼링 열처리시 열처리후 경도를 향상 시키는 원소이다. 만일 그 함량이 0.3%를 초과하면 소둔 열처리를 통한 열연 강판의 강도를 감소시키기에 어려움이 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 0.2% 이하로 제한하는 것이다.
·Mo: 0.3% 이하
상기 몰리브덴(Mo) 원소는 강의 소입성을 증가시키고 미세 석출물을 형성하여 오스테나이트의 결정립을 미세화 시킬 수 있다. 또한 강의 오스템퍼링 열처리후 경도를 향상시키는데 효과가 있지만 그 함량이 0.3%를 초과하면 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다.
·Ni: 0.3% 이하
상기 니켈(Ni) 원소는 강의 소입성 및 인성을 동시에 증가시키는 원소이다. 한편, 본 발명에서 기본 성분에 니켈(Ni) 함량을 증가시키는 경우에 열연 소둔 강판의 미세조직을 구성하는 세멘타이트 내의 합금성분 농도를 증가시켜 고온 가열시에도 소지철 내에 세멘타이트가 고용되는 것을 감소시킬 수 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과하면 강의 제조 비용을 증가 시킬 수 있기 때문에 그 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다.
·Cu: 0.3% 이하
상기 구리(Cu) 원소는 강의 내식성을 증가시키고 오스템퍼링 열처리후 경도를 증가시킬 수 있는 합금원소이다. 그 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는 열연 강판에 균열을 발생시켜 강판의 제조 실수율을 하락시키거나 또는 열처리후 경도를 증가시켜 인성을 하락시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 구리 함량을 0.3% 이하로 제한함이 바람직하다. 한편, 구리(Cu) 원소 자체는 열연 강판의 표면 균열을 발생시킬 수 있기 때문에 단독으로 사용하는 것 보다는 니켈(Ni) 원소와 함께 사용하는 것이 바람직하다.
·Ti: 0.05% 이하
상기 티타늄(Ti) 원소는 열연 강판 내에 석출물(TiC, TiCN, TiNbCN) 형성 원소하는 원소로서 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 열연 강판의 강도를 증가시킨다. 그 함량이 0.05%를 초과하면 급격한 강도 증가로 인성을 감소시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.05% 이하로 제한함이 바람직하다.
·B: 0.005% 이하
상기 보론(B)은 낮은 함량에도 강의 경화능을 매우 증가시키는 유익한 원소이다. 적정한 함량 첨가되면 페라이트 형성을 억제하여 경화능 증대에 효과적이지만, 과다 함유되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 구체적으로, 보론(B) 함량이 0.005% 이상을 초과하면 상기 효과가 포화되거나 또는 적절한 강도 및 인성을 확보하는데 어려움이 있다. 따라서 본 발명에서는 보론의 함량을 0.005% 이하로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는, 그 함량을 0.003% 이하로 제한하는 것이 열처리강의 강도 및 인성을 동시에 확보하는데 효과적이다.
·N: 0.008% 이하
상기 질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다. 질소(N) 함량이 0.008% 이상을 초과하면 조대한 AlN 질화물을 형성하여 강판 또는 열처리부품의 피로 크랙 생성 기점으로 작용하여 피로 내구성을 열화시킬 수 있다. 또한, 보론(B) 원소가 함께 첨가되는 경우에는 유효 보론(B) 함량을 증가시키기 위해 가능한 질소(N) 함량은 낮게 제어하는 것이 필요하다. 따라서 본 발명에서는 질소 ㅎ함량을 0.008% 이하로 제한함이 바람직하다.
·관계식 1
[관계식 1]
0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
상기 관계식 1은 오스템퍼링 열처리후 적정 항복강도를 확보하는 방법으로 본 발명에서 제한한다. 그 범위가 4 미만에서는 보론(B) 또는 타이타늄(Ti) 합금원소의 함량이 낮아 충분한 열처리후 항복강도 및 인장강도를 증가시키는데 어려움이 있다. 이와 반면에, 그 범위가 85 초과하는 경우에는 강중 낮은 질소[N]함량이 요구되어 제강 비용을 초래할 수 있다. 또한, 너무 높은 강도로 인해 연성 또는 인성이 급격하게 감소될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 그 범위가 0.1~85 범위로 만족하도록 B, Ti 및 N을 함유할 것이 요구된다.
·관계식 2
[관계식 2]
0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
상기 관계식 2는 GMAW 또는 ERW 용접에 적용하는 탄소당량 계산식으로, 본 발명에서는 탄소당량(Ceq)을 0.45~0.75 범위로 제한한다. 한편, 본 발명은 자동차 샤시 부품에 적용되는 열연 소둔강판으로 2~3개의 개별 형상을 갖는 부품을 냉간성형으로 제조한 후에 용접을 실시하여 부품을 체결(Assembly)하는 과정을 거친다. 이때, 개별 부품의 용접 품질은 최종 열처리 후 부품의 피로내구 특성에 큰 영향을 줄 수 있다. 탄소당량(Ceq) 값이 0.45 미만인 경우에는 강의 경화능이 불충분하여 최종 부품의 열처리 강도를 확보하는데 어려움이 있는 반면에, 탄소당량 값이 0.75 이상을 초과하는 경우에는 앞서 기술한 용접 방법에 관계없이 용접하기는 어려움이 있으며, 용접 및 열처리 후에도 균열 발생의 기점이 될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 탄소당량 값은 0.45~0.75 범위로 제한한다.
·관계식 3
[관계식 3]
4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))
상기 관계식 3은 열연 소둔강판의 미세조직을 구성하는 세멘타이트 중의 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도를 의미하는 것으로 본 발명에서는 이를 제한한다. 구체적으로, 상기 범위가 4 미만에서는 열연 강판을 Ac1 이상의 온도에서 소둔하는 경우에 세멘타이트가 소지철 내에 쉽게 고용될 수 있기 때문에 미고용 세멘타이트 이외에 냉각중 새롭게 형성되는 미세 세멘타이트를 확보하는데 어려움이 있으며, 그 결과로 열연강도를 감소시키거나 또는 높은 HER 값을 확보하는데 어려움이 있다. 이와 반면에, 그 범위가 6을 초과하는 경우에는 Ac1 이상의 온도에서 소둔하는 경우에도 세멘타이트를 전체적으로 미세화하는데 어려움이 있어 열연강도를 감소시키는데 제약이 있다. 따라서 세멘타이트 내에 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도를 4~6 범위로 제한함이 바람직하다.
본 발명에서는 상기한 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불순물로 조성된다.
상술한 합금조성과 관계식 1-2를 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트와 세멘타이트를 포함할 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 열연 소둔강판은 면적 분율로, 페라이트 70% 이상과 잔여 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 보다 바람직하게는, 세멘타이트를 3 면적% 이상으로 포함하는 것이다. 그리고 상기 열연 소둔강판을 구성하는 세멘타이트 상은 3 미만의 형상비(aspect ratio: 장측에 대한 단축의 길이 비)를 가질 수 있다.
상기 본 발명의 강판은 소둔 열처리를 행한 열연 강재로서 상기 소둔 열처리에 의해 페라이트 결정립이 조대화하거나, 펄라이트 내 판상의 세멘타이트가 구형으로 변화된 것이다. 따라서, 상기 페라이트는 결정립 크기가 0.5~21㎛, 평균 결정립 크기가 5㎛ 이상이며, 상기 세멘타이트는 그 크기가 0.04~7㎛, 평균 크기는 1.1~1.5㎛일 수 있다.
여기서, 페라이트 결정립 크기와 세멘타이트의 크기는 소둔 열처리된 강판의 단면을 관찰하여 측정한 원 상당 직경(Equivalent Circular Diameter)을 의미한다.
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다.
다음으로, 본 발명의 일 측면에 따른 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 제조방법은, 상술한 조성성분과 관계식 1-2를 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계와 상기 열연 코일을 630~740℃의 온도범위에서 20~70 hr 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고, 상기 BAF 소둔 열처리는, 상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15 hr 유지하는 제 1단계; 상기 1차 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65 hr 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 제 2단계; 및 상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15hr 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 상기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함한다.
본 발명에서는 먼저, 상술한 조성성분과 관계식 1-2를 만족하는 열연 코일을 준비한다.
상기 열연코일은 전술한 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1150~1300℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3 온도 이상의 온도에서 조압연 및 마무리압연을 포함하는 열간압연으로 강판을 제조하는 단계; 및 상기 제조된 강판을 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는 제조공정을 통하여 제조될 수 있다.
상기 슬라브 가열온도는 1150~1300℃ 제한함이 바람직하다. 구체적으로, 상기 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도 범위로 가열하는 것은 슬라브 내에 균일한 조직 및 성분 분포를 갖도록 하기 위함으로, 온도가 1150℃ 이하로 낮으면 연주 슬라브에 형성된 석출물이 미고용 및 성분 균일성을 확보할 수 없다. 반면에 슬라브 가열온도가 1300℃ 보다 높으면 탈탄 깊이의 과도한 증가 및 결정립 성장이 발생하기 때문에 열연 강판의 목표 재질 및 표면 품질을 확보하기에 어려움이 있다.
상기 열간압연은 Ar3 ~950℃의 온도범위에서 열간마무리 압연하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연의 온도가 Ar3 미만으로 압연압연하면 오스테나이트 중의 일부가 페라이트 변태하여 열간압연에 대한 소재의 변형 저항성이 불균일하게 되어, 강판의 직진성을 포함한 통판성이 나빠져 판파단 등의 조업 불량이 발생할 가능성이 높다. 특히. 마무리압연온도가 950℃ 보다 높으면 스케일 결함 등이 발생하기 때문에 마무리압연온도를 950℃ 미만으로 실시하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 압연된 강판은 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 열간압연 후 런아웃테이블에서 냉각하고 600~680℃ 온도 범위에서 권취하는 것은 열연 강판의 균일 재질, 양호한 형상 및 산세강판의 표층부 탈탄깊이를 저감하기 위함이다. 만일 권취온도가 600℃ 미만인 경우에는 열연 강판의 폭 또는 길이 방향으로 강도 편차가 증가하거나 또는 상대적으로 높은 열연 강도로 인하여 후속 BAF 소둔 열처리시 강도 감소 또는 연신율 증가에 한계가 있으며 또한 소둔 시간에 증가를 초래할 수 있다. 반면에 680℃를 초과하는 경우에는 강판의 내부 산화가 조장되거나 조대한 퍼얼라이트가 형성되어 장시간 소둔에도 판상형태의 세멘타이트를 구상 입자로 형성시키는데 어려움이 있다.
본 발명에서는 상기 제조된 열연 강판을 산세 처리하여 열연산세강판으로 제조할 수 있는데, 본 발명에서는 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 산세처리 방법이라면 어떠한 방법으로도 가능하기에 특정 방법을 제한하지는 않는다.
그리고 이러한 열연강판은 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 상기 펄라이트 분율은 30~85 면적%일 수가 있다.
본 발명에서는 상기 열연 강판 또는 열연 산세강판을 BAF 소둔 열처리를 하여 페라이트 결정립 크기를 조대화 하거나 또는 퍼얼라이트 내에 판상의 세멘타이트의 형상을 구상으로 변화시켜 열연 소둔강판을 제조할 수 있다.
본 발명에서는 BAF 소둔 온도 및 시간 패턴을 적정하게 제어하여 통 코일 형태의 열연 강판 또는 열연 산세강판의 강도를 최소화하고자 하였다. BAF 소둔로 내에 분위기 가스의 종류에 특별한 제한은 없지만, 수소 또는 수소와 질소 혼합 가스가 사용될 수 있다.
한편, 통 코일 형태의 열연 강판의 강도를 최소화 하기 위해서는 통 코일 형태의 열연 강판의 균일하게 가열 및 균열할 수 있도록 소둔 열처리 패턴의 최적 설정이 매우 중요하다. 본 발명자들의 연구 결과에 의하면, 통 코일의 열연 강판을 630~740℃ 온도 범위에서 20~70 hr 동안 크게 3 단계 균열 과정을 거쳐 열처리하는 경우에 520Mpa 미만의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 가질 수 있는 것을 확인하였다.
구체적으로, 본 발명에서는 통 코일을 BAF 열처리하는 소둔 온도 범위를 630~740℃(Ac1+25℃이하)로 제한한다.
만일 소둔 온도 또는 균열 온도가 630℃ 미만인 경우에는 통 코일의 외권부(Outer)와 내권부(Inner), 그리고 에지부(Edge)와 중심부(Center) 위치에서 강판의 온도 편차를 줄이기에 균열 온도가 불충분할 수 있으며, 또한 판상의 세멘타이트를 구상으로 변화시키기에 어렵거나 또는 균열에 시간이 길어지는 문제가 있다. 반면에, 소둔 온도 또는 균열 온도가 740℃를 초과하면 통 코일 온도가 높고 위치에 따른 온도 편차가 작지만, 구상 세멘타이트가 조대해지거나 또는 미고용 세멘타이트가 과다하게 용해될 수 있어 조대 및 미세 세멘타이트 적정한 면적분율로 확보하기 어려워지고, 이에 따라 냉간 가공시 페라이트와 세멘타이트 계면에서 크랙이 쉽게 형성되어 가공 크랙이 발생할 수 있다. 특히, 구멍확장성은 현저하게 감소될 수 있다.
또한, 통 코일을 BAF 열처리하는 소둔 시간은 코일 장입~인출까지 걸리는 시간을 기준으로 20~70 hr 범위에서 실시할 수 있다. 소둔 시간이 20hr 미만에서는 상기 언급한 630~740℃ 온도 범위에서도 통 코일의 위치에 따른 온도 편차가 작도록 충분하게 균열하기 어렵다. 반면에, 소둔 시간이 70 hr을 초과하면 상기 언급한 온도 범위에서 통 코일을 충분하게 균열할 수 있으나, 판상 또는 구상 세멘타이트, Fe3C 또는 M3C (M = Fe, Mn, Cr, Si, Ni, Cu) 세멘타이트의 조대화를 초래할 수 있으며 제조 비용의 증가를 가져 올 수 있다. 따라서, 열연 강판의 소둔 시간은 20~70 hr 범위로 제한함이 바람직하다.
또한, 본 발명에서는 균열 시간의 패턴에 따른 가열 속도, 균열 시간 및 냉각 속도도 열연 강판의 미세조직 구성 상의 형태 및 크기에 영향을 준다.
본 발명에서는 가열속도에 대한 구체적 범위는 없으나 3 단계 균열을 위한 균열 온도 및 냉각 속도에 대해서는 제한을 두고자 한다.
먼저 1 단계 균열은 630℃이상의 온도에서 5~15 hr 범위에서 코일의 온도를 일정하게 유지한다. 1 단계 균열 시간이 5hr 미만인 경우에는 통 코일의 위치별 온도를 균일하게 유지하기가 어려워 초기 열연강판의 강도 편차를 감소시키기 어렵다. 반면에 균열 시간이 15hr를 초과하면 2 단계 균열 시간이 짧아져 충분한 구상 세멘타이트 형성을 톨한 열연강도를 감소시키기에 한계가 있다.
이어, 2 단계 균열은 630~740oC 범위의 온도에서 15~65hr(총 70hr 이내 소둔 실시) 범위에서 코일의 온도를 일정하게 유지한다. 이 경우에 코일 가열 속도는 제한하지 않지만, 적어도 2hr 이내에 목표 온도로 가열하는 것이 좋다. 2 단계 균열 시간 15hr 미만인 경우에는 총 균열 시간이 부족하여 통 코일의 온도을 균일하게 제어하기 어려워 소둔 열처리후 520MPa 미만의 열연강도 및 30% 이상의 구멍확장성을 확보하기 어렵다. 또한, 2 단계 균열 시간이 65hr 초과에서는 구상 세멘타이트의 조대화 및 페라이트 결정립의 평균 크기가 본 발명에서 언급한 범위를 벗어나 열연 강판의 열처리전 인장 물성 및 구멍확장성을 만족하기에 어려움이 있다. 한편 2 단계 균열 이후에 냉각속도는 2 단계 균열온도가 높아질수록 (Ac1+25℃ 이내 가열한 경우에) 느리게 냉각하는 것이 필수적으로 필요하다. 이때의 냉각속도는 초당 5℃ 미만으로 냉각되도록 냉각하는 것이 매우 중요하며, 가능한 초당 1℃ 미만으로 제어하는 것이 소망스럽다. 2 단계 균열 이후에 5℃/s 이상으로 통 코일을 냉각하면, 페라이트에서 오스테나이트로의 가열 또는 균열 과정에서 역변태로 형성된 오스트나이트가 냉각과정에서 페라이트 및 퍼얼라이트로 변태되지 않고 베이나이트 또는 마르텐사이트 상과 같은 저온 변태 상으로 형성되어 열연 강판의 강도 또는 편차를 오히려 증가 시킬 수 있다.
후속하여, 3 단계로 균열을 실시하는 경우에는 앞서 제시한 1 단계 균열 온도 및 시간을 동일하게 적용하되 냉각속도는 초당 5℃ 미만으로 하되, 가능한 초당 1℃ 미만으로 제어한다.
상술한 제조공정을 통하여 제조된 본 발명의 열연 소둔강판은 페라이트와 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가지며, 구체적으로, 페라이트 70 면적% 이상과 잔여 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가진다. 그리고 상기 열연 소둔강판의 세멘타이트 조직내에는 상기 관계식 3을 만족하는 범위내에서 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 함량이 4~6wt% 범위로 고용되어 있다.
상술한 합금조성, 성분관계식과 더불어 미세조직을 만족하는 본 발명의 강판은 소둔 열처리후 인장 강도가 520MPa 이하 및 30%이상의 구멍확장성을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 또다른 일측면에 따른 고강도 성형부재에 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 고강도 부재는 본 발명의 강판을 성형한 후 오스템퍼링 열처리를 행함으로써 제조할 수 있다.
본 발명에서 상기 강판을 성형하는 공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 의도하는 부품 형상으로 냉간 성형하여 제작한 후 용접을 통해 부품을 체결하는 과정을 거칠 수 있다. 여기서, 상기 냉간 성형은 하나의 예로서 복잡한 형상을 갖는 부성형부재를 제조할 수 있는 냉간 스템핑 공정일 수 있다.
상기 용접 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 가스메탈아크용접(GMAW: Gas Metal Arc Welding), 레이저 용접(LW: Laser Welding) 및 스폿 용접(SW: Spot Welding) 중 하나의 용접 방법을 이용할 수 있으며, 용접 재료를 사용하여 용접하는 경우와 동종 또는 이종 소재의 가열 용접하는 것을 포함할 수 있다.
상술한 바에 따라 성형을 행한 성형부재를 열처리할 수 있으며, 본 발명에서는 오스템퍼링(austempering) 공정을 행할 수 있다. 여기서, 성형을 행한 성형부재는 냉간 성형만을 행한 것 또는 냉간 성형 후 용접을 행한 것일 수 있다.
본 발명에서 상기 오스템퍼링 공정은 특정 온도범위로 가열, 유지 및 냉각한 다음, 냉각한 온도에서 유지한 후 다시 냉각하는 공정이며, 각 조건에 대해서는 하기에 구체적으로 설명한다.
먼저, 상기 성형한 성형부재를 860~970℃의 온도로 가열한 후 1분 이상 유지(1차 유지)하는 공정을 행할 수 있다.
상기 성형부재의 가열시 860~970℃의 온도범위에서 행함으로써 성형부재의 미세조직을 오스테나이트화 하고 성분을 균일하게 할 수 있다. 만일, 그 온도가 860℃ 미만이면 가열되는 부재의 전 두께에 걸쳐 오스테나이트 조직이 불충분하게 형성되어 오스템퍼링 열처리 이후 목표로 하는 강도를 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 970℃를 초과하게 되면 부재의 오스테나이트 결정립 크기가 조대해지고, 성형부재의 강도가 하락할 우려가 있다.
상술한 온도범위로 가열을 행함에 있어서, 충분한 오스테나이트화를 위하여 1분 이상 그 온도에서 유지할 수 있다. 만일, 유지 시간이 1분 미만이면 성형부재의 오스테나이트 조직과 성분의 균일 분포가 불균일해질 수 있다. 상기 유지 공정은 부재의 오스테나이트화가 충분히 이루어지는 시간 동안 행할 수 있는 바, 그 시간의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하며, 성형부재의 두께에 따라 적절히 선택할 수 있을 것이다.
이어, 상기 가열 및 유지 공정을 행한 소재를 250~450℃의 온도범위로 20℃이상의 냉각속도로 냉각(1차 냉각)한 후 그 온도에서 1분 이상 유지(2차 유지)하는 공정을 행할 수 있다. 만일 상기 냉각이 250℃ 미만에서 종료되면 과도한 마르텐사이트 상의 형성으로 열처리 후 고항복비를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 450℃ 이상이면 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 열처리 후의 고경도를 확보할 수 없게 된다.
그리고 상기 1차 냉각 및 2차 유지하거나 또는 1차 냉각한 후 재가열할 수 있다.
상기 1차 냉각을 종료한 온도범위에서 유지하는 공정을 거치며, 구체적으로 상기 유지하는 공정은 의도하는 온도범위로 냉각한 후 별도의 재가열 없이 40분 미만으로 등온 유지할 수 있다.
상기 재가열을 통해 유지하는 공정의 경우 마르텐사이트 상을 유리하게 형성할 수 있으며, 이때 재가열 시간이 길어질수록 마르텐사이트상의 템퍼링 효과를 높이는 효과가 있다.
상기 냉각 방법에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 한가지 구현예로서 가열 및 유지된 소재를 가스(gas) 냉각하거나, 오일 또는 염욕 냉매에 침지함으로써 냉각을 행할 수 있다. 이를 통해 냉각한 후 재가열하여 유지 공정을 행하는 경우, 상기 오일 또는 염욕의 온도를 높일 수 있을 것이다.
이후, 상기 2차 유지 또는 재가열된 소재를 상온까지 냉각(2차 냉각)할 수 있으며, 이때의 냉각속도는 특별히 한정하지 아니하나, 1℃/s 이상의 냉각속도로 냉각을 행할 수 있고, 공냉을 행하여도 무방하다.
상술한 제조공정을 통하여 제조된 본 발명의 고강도 부재는, 주상으로 템퍼드 마르텐사이트를 포함하고, 여기에 잔부 베이나이트와 잔류 오스테나이트 중 1종 이상이 적정 분율로 혼합된 복합 미세조직을 가질 수 있으며, 350 이상의 Hv 값을 가진다. 또한 1200MPa 이상의 인장강도, 0.8 이상의 항복비, 및 35Hv 이상의 경도를 가질 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 슬라브 또는 잉곳을 1200±20℃ 범위에서 200분간 가열하여 균질화처리 한 후, Ar3 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 600~680℃까지 평균 냉각속도 20℃/s 이상(50℃/s 이하)으로 냉각한 후, 그 온도에서 권취하여 두께 2.5m 이하의 열연 코일을 제조하였다.
이어, 상기 제조된 각각의 열연 코일을 산세한 후, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 BAF 소둔 열처리를 행하여 열연 소둔 강판을 제조하였다. 이때, 2차 균열 및 3차 균열 이후에는 상온까지 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하였다.
이후, 상기 열연 소둔 강판에 대해서 냉간 스템핑 방법으로 형상 부품을 제작한 후 각각의 부품을 하기 표 3에 나타낸 조건으로 오스템퍼링 열처리하여 성형부재를 제조하였다.
상기 BAF 소둔 열처리를 행한 열연 소둔 강판에 대하여 인장 물성과 구멍확장성을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 폭의 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 후 측정하였다. 이때, 열연 소둔 강판의 항복강도는 하부 항복점(LYP)을 측정한 값이다.
또한, 구멍확장성의 평가를 위하여, 원 시편을 120mm×120mm의 크기로 절단한 다음, 각 시편의 중앙 위치에 10mm 크기의 홀 펀칭(hole punching)을 행한 후 12% 클리어런스(clearance) 조건에서 원뿔형 펀치를 8mm/min의 속도로 펀치 홀(hole)에 수직한 방향으로 상승시켜 초기 구멍의 크기 변화를 측정하여 평가하였다. 또한, 초기 펀칭 홀의 크기(D0)로부터 원뿔형 펀치의 상승 이후 크랙이 발생하기 전까지의 최종 홀의 크기(D)로 변화하는 정도로부터 구멍확장성(HER)을 환산하였다. 보다 상세하게는, [{(D0-D)/(D0)}×100%]의 환산식을 이용하여 산출하였다. 이때, 그 값이 20% 이상인 경우에 대해서 확공성이 양호(○로 표시)한 것으로 평가하고, 그 값이 20% 미만인 경우는 불량(×로 표기)한 것으로 평가하였다.
그리고, 각각의 열연 소둔 강판의 시편을 이용하여 미세조직을 관찰하였다. 이때, 페라이트 결정립 크기는 광학 현미경을 이용하여 ×500 배율로 미세조직을 관찰한 후 이미지 분석기(image analyzer)를 이용하여 각각의 크기를 측정하였다. 또한, 세멘타이트의 크기는 광학 현미경 및 주사전자현미경을 이용하여 각기 다른 위치에서 총 10회에 걸쳐 반복 관찰한 후 개별 크기를 측정하고, 평균 값을 산출하였다.
한편 상기 열연 열연 강판을 성형 및 오스템퍼링 열처리를 행하여 얻은 열처리부재에 대하여 인장 물성과 미소경도를 측정하고, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 인장 물성은 JIS 5호 규격의 시편을 폭 w/4 지점(여기서, w는 폭의 길이를 의미함)에서 압연방향에 평행한 방향으로 채취하여 제작한 후 측정하였다. 그리고 열처리된 부재의 항복강도는 0.2% Off-set 조건으로 측정한 값을 나타내었다.
또한 각 열처리 부재의 시편을 이용하여 비커스 경도기를 이용하여 경도(Hv)값을 측정하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 또한 나타내었다. 이때, 각 부재의 동일한 부위를 절단하고, 그 단면 두께의 t/4(여기서 t는 두께(mm)를 의미함) 위치를 따라서 시편의 길이방향으로 총 10회에 걸쳐 경도를 측정한 후 평균 값을 산출하였다.
강종 화학조성(중량%) 관계식 1 관계식2 Ac1
C Mn Si P S S.Al Cr Mo Ti Cu Ni B N
1 0.340 1.29 0.150 0.012 0.0015 0.046 0.145 0.154 0.030 0.104 0.102 0.0016 0.0055 8.7 0.63 712
2 0.335 1.31 0.153 0.011 0.002 0.04 0.149 0.103 0.031 0.102 0.101 0.0021 0.0055 11.8 0.62 712
3 0.415 1.00 0.104 0.011 0.0018 0.037 0.148 0.101 0.028 0.095 0.103 0.0021 0.0049 12.0 0.64 714
4 0.463 0.98 0.106 0.01 0.0016 0.044 0.147 0.100 0.028 0.300 0.305 0.0021 0.0040 14.7 0.72 710
5 0.364 0.90 0.156 0.011 0.0015 0.016 0.100 0.028 0.001 0.186 0.012 0.0019 0.0047 0.4 0.55 718
6 0.363 0.90 0.304 0.01 0.001 0.043 0.100 0.029 0.001 0.190 0.012 0.0020 0.0040 0.5 0.55 722
7 0.340 0.67 0.200 0.012 0.0010 0.040 0.190 0 0 0 0 0 0.0047 0.0 0.49 722
8 0.440 0.67 0.200 0.012 0.0010 0.042 0.190 0 0 0 0 0 0.0050 0.0 0.59 722
*표 1에서 관계식 1은 [B ×(Ti/N)]×1000, 괸계식 2는 Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15), 그리고 Ac1 = 723 - 10.7Mn - 16.9Ni + 29.1Si + 16.9Cr + 290As + 6.38W를 의미한다.
강종 비고 BAF 소둔열처리 조건 및 소둔강판의 물성 세멘타이트 미세조직 관계식 3
1차균열(℃) 2차균열(℃) 3차균열(℃) YP △TS HER Fe3C
직경		 형상비 면적분율(%)
1 발명예1 650 740 670 324 188 32 0.358 1.95 4.18 4.31
2 발명예2 650 740 650 322 140 33 0.397 2.01 4.58 5.59
3 발명예3 650 740 650 342 111 32 0.432 2.15 3.43 4.13
4 발명예4 650 740 650 344 139 38 0.434 2.21 3.45 5.17
5 발명예5 650 740 650 350 109 34 0.362 1.97 3.82 4.64
6 발명예6 650 740 650 336 111 37 0.376 1.95 4.01 5.11
7 비교예1 650 740 670 322 103 25 0.326 1.87 3.65 1.65
비교예2 630 680 0 334 78 43 0.331 1.99 5.87 2.87
8 비교예3 650 740 670 346 128 23 0.375 2.13 3.45 3.33
비교예4 630 680 0 352 90 26 0.275 2.02 7.65 3.75
*표 2에서 관계식 3은 세멘타이트 내 Mn+Si+Ni+Cu 합금원소 농도(%)를 나타낸다.
강종 비고 오스템퍼링 열처리 조건 오스템퍼링 열처리 후 부재 물성
가열온도(℃) 유지시간
(min)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각정지온도(℃) 재가열온도
(℃)		 유지시간
(min)		 YS
(0.2%)		 TS
(MPa)		 EL(%) YR Hv
1 발명예1 870 5 30 300 350 5.2 1076 1134 7.2 0.95 354
2 발명예2 870 10 40 350 350 1.5 1150 1248 6.8 0.92 390
3 발명예3 880 10 30 350 400 1.3 1158 1269 8.8 0.91 397
4 발명예4 870 60 20 350 400 1.5 1196 1366 8.2 0.88 427
5 발명예5 900 30 40 350 400 1.3 1220 1300 8.0 0.94 406
6 발명예6 880 8 30 350 400 1.3 1192 1273 9.0 0.94 398
7 비교예1 870 5 30 300 350 5.2 375 565 29.9 0.66 177
비교예2 870 5 30 300 350 5.2 399 607 28.7 0.66 190
8 비교예3 870 5 30 300 350 5.2 539 715 21.3 0.75 223
비교예4 870 5 30 300 350 5.2 535 717 20.3 0.75 224
상기 표 1-2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성성분을 만족하는 열연강판을 이용하여 본 발명의 BAF 열처리공정을 거쳐 제조된 본 발명예 1-6의 열연 소둔강판은 소둔 열처리후 열연 소둔강판의 항복강도, 소둔 열처리 전/후의 강도변화 크기 (△TS) 및 구멍확장성 (HER) 값이 비교예 1-4 대비 우수함을 확인할 수 있다. 상세하게 설명하면, 발명예 1-6은 모두 △TS 및 구멍확장성(HER) 값이 크게 나타나지만, 비교예 1-4는 △TS와 구멍확장성(HER) 값이 동시에 우수한 경우를 나타내지 못함을 알 수 있다. 이는 시멘타이트 조직내의 합금원소 함량에 대한 소둔 열처리된 강판의 연질화크기×구멍확공성 변화를 나타내는 도 1로부터도 잘 확인될 수 있다.
발명예 1-6은 기본 성분에 니켈(Ni) 및 구리(Cu) 첨가강의 열연강판으로 상대적으로 Ac1 이상의 온도까지 다단 소둔 열처리를 함에 의해 다량의 세멘타이트가 가열과정에서 소지철 내에 용해되어 미세하게 잔존한다(Ferrite + 판상 Fe3C → Fine Fe3C). 그리고 Ac1 이상의 고온 유지 과정에서 일부 페라이트는 오스테나이트로 변태하여(Ferrite + 판상 Fe3C + Fine Fe3C → Austenite) 합금성분의 편석이 감소되어 합금성분에 균일화가 진행된다. 이에 따라, 소지철 청정성이 개선되고, 입계편석이 저감되거나 세멘타이트 내에 합금원소 농도가 증가하여 고온까지 용해되지 않고 잔존하고 동시에 페라이트 결정립의 크기가 증가하므로 전술한 우수한 △TS 및 구멍확장성(HER) 값을 얻을 수 있는 것으로 판단된다.
추가적으로, 소둔 열처리의 냉각시 상대적으로 고온에서 단시간 유지되기에 미세 세멘타이트가 석출됨(Austenite → Ferrite + Fine Fe3C)에도 기인한다. 한편 소둔 열처리의 결과로 보여지는 발명예 1-6에서의 세멘타이트 입자의 면적분율은 3% 이상으로 측정되었으며, 그 형상비(입자의 장축길이/단축길이 비율)은 3 미만이었다.
이와 반면에, 비교예 1 및 비교예 3은 Ac1 이상으로 고온 가열 및 유지되는 경우에는 세멘타이트 내에 합금원소 농도가 낮아 보다 다량의 세멘타이트가 용해되고, 냉각 과정에서 새롭게 석출하는 (미고용 세멘타이트와 같은 핵생성 사이트 감소) 세멘타이트의 분율이 작았다. 그리고 반대로 Ac1 미만으로 가열 및 유지되는 비교예 2 및 비교예 4의 경우에는 구형의 미세 세멘타리트를 형성하나, 세멘타이트의 최종 분율이 높아 경도가 여전히 높았다. 이에 따라, 비교예 1-4는 △TS가 작거나 구멍확장성(HER) 값이 적은 한계를 보임을 알 수 있다.
상기 차이점은 또한 제조된 열연소둔강판의 조직 사진을 보여주고 있는 첨부 도면 2-3으로부터 잘 확인할 수 있다. 도 2는 본 발명의 실시예에서 발명예 1의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이며, 도 3(a-c)는 각각 비교예 1, 비교예 2 및 비교예 4의 열연 소둔강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
한편 상기 표 3에는 표 2의 열연 소둔 강판을 이용하여 오스템퍼링 열처리를 실시한 부재의 인장물성 및 Hv 측정 결과가 나타나 있다. 상기 표 3으로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명예 1-6에 해당하는 부재는 열처리 조건에서 350 이상의 Hv 값을 갖는 반면에, 비교예 1-4의 부재는 350 미만의 낮은 Hv 값을 갖는 것을 알 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-3을 만족하며, 미세조직으로 페라이트 및 세멘타이트를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판.
    [관계식 1]
    0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
    [관계식 2]
    0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
    [관계식 3]
    4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))
  2. 제 1항에 있어서, 상기 미세조직에서 페라이트는 70 면적% 이상을 차지하는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 미세조직에서 세멘타이트는 3 면적% 이상을 차지하는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 열연 소둔강판을 구성하는 세멘타이트 상은 3 미만의 형상비를 가짐을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판.
  5. 제 1항에 있어서, 상기 열연 소둔강판은 인장 강도가 520MPa 이하 및 30% 이상의 구멍확장성을 가지는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판.
  6. 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-2을 만족하는 열연 코일을 준비하는 단계와 상기 열연 코일을 630~740℃의 온도범위에서 20~70시간 동안 BAF 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 BAF 소둔 열처리는,
    상기 열연 코일을 630℃ 이상으로 가열하여 5~15시간 유지하는 제 1단계;
    상기 1차 단계를 거친 열연코일을 630~740℃로 가열하여 15~65시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 제 2단계; 및
    상기 제2 단계를 거친 열연코일을 630℃ 이상으로 냉각하여 5~15시간 유지한 후 5℃/s 미만의 냉각속도로 냉각함으로써 상기 관계식 3을 만족하는 제 3단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법.
    [관계식 1]
    0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
    [관계식 2]
    0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )
    [관계식 3]
    4≤Mn+Si+Ni+Cu≤6(열연 소둔강판의 세멘타이트 내에 합금원소 농도(%))
  7. 제 6항에 있어서, 상기 BAF 소둔 전 열연코일은 페라이트 및 펄라이트로 구성되며 상기 펄라이트 분율은 30~85면적% 범위를 가지는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서, 상기 열연 코일은 강 슬라브를 1150~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3 ~950℃ 온도 범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 600~680℃의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계를 포함하는 공정으로 제조되는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서, 상기 열연 소둔강판은 70면적% 이상의 페라이트와 잔부 세멘타이트를 포함하는 미세조직을 가지는 것을 특징으로 하는 냉간성형성이 우수한 고강도 열연 소둔강판 제조방법.
  10. 제 1항의 열연소둔 강판을 성형하는 단계;
    상기 성형 후 Ar3 이상으로 가열한 후 1분 이상 1차 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지 후 20℃이상의 냉각속도로 250~450℃의 온도범위로 1차 냉각한 후 40분 미만으로 2차 유지하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 및 2차 유지한 후, 또는 상기 1차 냉각 및 재가열한 후, 상온까지 2차 냉각하는 단계;를 포함하는 냉간성형성이 우수한 고강도 부재의 제조방법.
  11. 중량%로, C: 0.3 ~ 0.5%, Mn: 0.7 ~ 1.4%, Si: 0.4% 이하, P: 0.03% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.05% 이하, Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하, Cu: 0.3% 이하, Ti: 0.05% 이하, B: 0.005% 이하, N: 0.008% 미만을 포함하고, 하기 관계식 1-2를 만족하며, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 혼합 미세조직을 갖는 냉간성형성이 우수한 고강도 부재.
    [관계식 1]
    0.1 ≤[B ×(Ti/N)]×1000 ≤85
    [관계식 2]
    0.45≤Ceq≤0.75(단, Ceq = C + Mn/6 + (Cr+Mo+V)/5 + (Ni+Cu)/15 )

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