KR20230095415A - 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은, 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 탈탄층이 형성된 표층부와 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 심부로 구성된다.
Description
본 발명의 기술적 사상은 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 충돌 안전 법규의 강화 및 경량화를 통한 연비 향상에 대한 시장 요구에 대응하고자 자동차 차체구조 보강재에 대한 초고강도강의 적용 비율이 확대되고 있다. 형상이 복잡한 부품에 대한 초고강도강의 적용 비율이 증가됨에 따라 각 자동차업체들은 성형성이 향상된 소재의 개발을 요구하고 있다. 그 중 차체 충돌 안정성 기준이 강화됨에 따라 범퍼, 백빔, 루프사이드 보강재 및 시트 크로스 멤버 등의 부품에 사용되는 강재의 고강도화 연구가 진행되고 있다. 상용 차량에 인장강도 1300 MPa 이상, 최근 1500 MPa 이상의 냉연 초고강도 강판 적용이 증가하는 추세이다.
마르텐사이트 강은 경질의 마르텐사이트 미세조직을 기지 상으로 되어 있어 저합금계에서도 1300 MPa 이상의 초고강도 성능을 충분히 낼 수 있는 장점이 있으나 마르텐사이트 조직 특성상 부품 성형성이 부족한 단점이 있다. 통상 강의 인장강도가 높아질수록 냉간 성형성은 저하되므로 마르텐사이트 강의 고강도화에 따른 부품 적용성이 더 어려워지고 있다. 초고강도 마르텐사이트 강의 부품 성형성 문제를 해결하기 위해 성형이 용이한 오스테나이트 단상 영역의 고온의 소둔 온도에서 부품 형상으로 성형한 뒤에 급랭하여 마르텐사이트 조직을 확보하는 핫 스탬핑(Hot Stamping) 강이 개발되어 상용화되고 있으나 생산성 부족 및 공정 비용 상승의 문제가 있다. 최근 롤 포밍 공법 등의 성형 기술이 개발됨에 따라 냉연 초고강도 강의 부품 적용성이 개선되고 있으나 이러한 롤 포밍 공법을 적용하기 위해서는 냉연 초고강도강의 굽힘 성형성이 충분히 확보되어야 한다.
종래의 기술로, 표층 탈탄을 이용하여 인장강도 1300 MPa 이상의 마르텐사이트 강의 제조 방법이 있으나, 탈탄 이후 인장강도 하락폭이 크고 굽힘 가공성 R/t가 3.3 수준으로 매우 열위하여 롤 포밍 공법 적용에 어려움이 우려된다. 또한, 다른 종래 기술로서, 인장강도 1300 MPa 이상의 마르텐사이트 강에 대해 표층 탈탄에 의해 굽힘성 R/t가 2.0으로 우수하나 부수적인 탈탄 어닐링 열처리 공정이 과도하게 필요하여 생산성 감소가 예상된다.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 탈탄층이 형성된 표층부와 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 심부로 구성될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강재는, 항복강도(YP): 1180 MPa 이상, 인장강도(TS): 1470 MPa 이상, 및 연신율(El): 5% 이상, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 2.0 이하를 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 티타늄은 48/14 x [N] 중량% ~ 0.1 중량% 범위일 수 있다. (여기에서, [N]은 질소의 함량임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 표층부의 경도와 상기 심부의 경도는 하기의 식을 만족할 수 있다.
Hv_s ≤ 95% x Hv_c
(여기에서, Hv_s 는 표층부의 경도 Hv_c는 심부의 경도임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 탈탄층은 60 μm 이상의 깊이를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강재의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강재를 제조하는 단계; 상기 열연강재를 냉간압연하여 냉연강재를 제조하는 단계; 상기 냉연강재를 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서, 상기 냉연강재의 표층부가 탈탄되도록 탈탄 분위기 하에서, 소둔 열처리하는 단계; 상기 소둔 열처리한 냉연강재를 다단 냉각하는 단계; 및 상기 다단 냉각된 냉연강재를 템퍼링 열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 상기 냉연강재를 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여, 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서 90초 ~ 300초 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 상기 표층부의 탈탄을 위하여 질소, 수소, 및 수증기가 혼합된 분위기에서 수행되고, 상기 수소는 5 부피% ~ 10 부피%이고, 이슬점 온도는 0℃ ~ 40℃ 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계에서, 상기 수소의 분압과 상기 수증기의 분압 비율은 하기의 식을 만족할 수 있다.
0.01 ≤ PH2O / PH2 ≤ 0.6
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, PH2 는 수소의 분압임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계에서, 상기 수증기와 상기 이슬점 온도는 하기의 식을 만족할 수 있다.
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, DP는 이슬점임)
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강재를 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 1,180℃ ~ 1,300℃ 범위에서 1 시간 ~ 4 시간 동안 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강재를 제조하는 단계; 및 상기 열연강재를 5℃/초 ~ 150℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 450℃ ~ 650℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 다단 냉각하는 단계는, 상기 소둔 열처리된 냉연강재를, 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 1차 냉각속도로 770℃ ~ 820℃의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각한 냉연강재를 130℃/초 ~ 300℃/초 범위의 2차 냉각속도로 Mf-50℃ ~ 25℃의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 템퍼링 열처리하는 단계는, 180℃ ~ 220℃ 범위의 온도에서 50초 ~ 500초 동안 수행될 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 마르텐사이트를 기지 조직으로 하는 초고강도 냉연강재의 제조방법을 제공한다. 상기 초고강도 냉연강재의 제조방법에 따르면, 탈탄 분위기에서 소둔 열처리를 실시하여 표층이 연질화된 마르텐사이트 강을 제조하여 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있고, 강의 성분, 소둔 온도 및 템퍼링 온도와 시간을 변동하지 않고 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있고, 원하는 항복강도와 인장강도, 연신율을 확보하면서 굽힘 가공성을 크게 개선할 수 있다. 상기 초고강도 냉연강재는 1180MPa 이상의 항복강도, 1470MPa 이상의 인장강도, 2.0 이하의 90도 각도에서의 굽힘성(R/t)을 만족할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에서 냉간압연 후의 열처리 과정을 나타내는 모식도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 비커스 경도를 비교예와 비교하여 나타내는 그래프들이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 탈탄층의 깊이와 굽힘성의 관계를 그래프이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에서 냉간압연 후의 열처리 과정을 나타내는 모식도이다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 비커스 경도를 비교예와 비교하여 나타내는 그래프들이다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 탈탄층의 깊이와 굽힘성의 관계를 그래프이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강재는 자동차용 부품에 적용 가능하도록, 1180 MPa 이상의 항복강도, 1470 MPa 이상의 인장강도, 5% 이상의 연신율, 및 2.0 이하의 굽힘성(R/t)을 가질 수 있다.
상기 초고강도 냉연강재의 미세조직은 표층 조직과 심부 조직으로 이원화되어 구성된다 상기 표층 조직은 RD 표면 또는 TD 표면에서의, 표층부의 경도와 1/2 t 깊이 지점의 심부의 경도는 하기의 식 1을 만족하는 깊이까지 연질층으로 구성된다.
<식 1>
Hv_s ≤ 95% x Hv_c
(여기에서, Hv_s 는 표층부의 경도 Hv_c는 심부의 경도임)
상기 심부 조직은 RD 표면 또는 TD 표면에서 깊이별 경도가 Hv_s > 95% x Hv_c 인 위치에서 면적 분율 95% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부 페라이트 또는 베이나이트로 구성되고, 래스(lath) 마르텐사이트 내에 미세한 크기로 세멘타이트 또는 천이 탄화물의 석출물을 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에서, 소둔 열처리로의 분위기 가스의 수소 분압과 수증기의 분압 비율과 이슬점(DP, ℃)는 하기의 식 2 및 식 3을 만족한다.
<식 2>
0.01 ≤ PH2O / PH2 ≤ 0.6
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, PH2 는 수소의 분압임)
<식 3>
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, DP는 이슬점임)
분위기 가스 분압(PH2O / PH2)이 0.01 미만이면 탈탄 분위기가 충분하지 않고, 0.6을 초과하면 소둔 열처리 중 산화 스케일이 생성되어 탈탄이 저하될 수 있다.
굽힘 변형은 소재 내부에서 굽힘 외측면으로 갈수록 강한 인장 변형이 가해지고, 임계 굽힘 변형 초과 시에는 외측 면에서 변형 크랙이 발생한다. 굽힘성은 강의 미세조직의 영향을 가장 많이 받으나. 급랭형 냉연 초고강도 강은 기지 상이 성형성이 부족한 마르텐사이트이므로 굽힘 가공성이 부족하다.
본 발명의 기술적 사상에 따르면, 굽힘 변형 시 변형량이 집중되는 표층 미세조직을 소둔 열처리 중 탈탄을 활성화시켜 연질화시킴으로써, 심부가 경질의 마르텐사이트 조직으로 된 초고강도 냉연강재에서 굽힘 가공성을 향상시킬 수 있다. 원하는 물성을 달성하기 위하여, 소둔 열처리 이후 미세조직에서 상기 식 1을 만족하는 탈탄에 의해 연질화된 표층 조직의 깊이가, 즉 탈탄층의 깊이가 60 μm 이상이 되는 것이 바람직하다. 표층 조직은 심부 조직에 비하여 경도가 낮은 조직이며, 그 미세조직은 따로 한정하지 않는다. 다만, 통상의 초고강도 마르텐사이트 냉연강의 열처리 공정 시 표층 조직은 마르텐사이트와 페라이트의 조직으로 구성되고, 상기 페라이트는 탈탄으로 탄소 함량이 낮아지고 경화능이 불충분해져서 냉각 중 형성된 것이다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강재에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강재에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강재 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.20% ~ 0.25%
탄소는 강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 마르텐사이트 조직에서 탄소함량이 증가할 수록 강도가 증가한다. 상기 탄소의 함량이 0.20% 미만인 경우에는, 목표 강도를 얻기 어렵다. 상기 탄소의 함량이 0.25%를 초과하는 경우에는, 용접성과 굽힘성이 저하될 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강재 전체 중량의 0.20% ~ 0.25%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 상기 실리콘의 함량이 0.1% 미만인 경우에는, 첨가효과가 미미할 수 있다. 상기 실리콘의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, Mn2SiO4 등의 산화물을 형성하여 도금성이 저하되고, 탄소 당량을 증가되어 용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량을 강재 전체 중량의 0.1% ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%
망간은 소입성 원소로써, 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여 한다. 상기 망간의 함량이 0.5% 미만인 경우에는, 첨가 효과가 충분하지 않아 강도 확보가 어려울 수 있다. 상기 망간의 함량이 1.4%를 초과하는 경우에는, MnS등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성이 저하될 수 있고, 지연파괴 저항성이 감소될 수 있고, 탄소 당량이 증가되어 용접성을 저하될수 있다. 또한, 망간이 농화된 밴드조직을 형성함으로써 굽힘성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강재 전체 중량의 0.5% ~ 1.4%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%
알루미늄은 페라이트 청정화 원소로써, 페라이트 내 탄화물 석출을 억제하여 페라이트의 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 첨가 효과가 미미할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강재 전체 중량의 0.01% ~ 0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%
크롬은 강의 소입성(경화능)을 향상하는 성분으로써, 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트 조직 형성을 용이하게 하여, 강도를 확보할 수 있다. 상기 크롬의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는, 제조 비용이 상대적으로 높아지고 냉각 중 소입 효과가 커서 강도 상승을 초래하며 이에 따라 상대적으로 연신율이 감소될 수 있다. 따라서, 크롬은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 1.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%
티타늄은 석출물 형성원소로, TiN의 석출과 결정립 미세화 효과가 있다. 특히 TiN의 석출을 통해 강 내부의 질소 함량을 낮출 수 있고, 보론과 함께 첨가되었을 경우 BN의 석출을 방지할 수 있다. 상기 티타늄의 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는, 모재 내 탄소 고용도를 저감시켜 강도를 확보하기 어려울 수 있다. 따라서, 티타늄은 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다.
상기 티타늄의 함량은 질소의 함량과 연동될 수 있고, 이러한 경우에는 상기 티타늄의 함량은 48/14 x [N] 중량% ~ 0.1 중량% 범위일 수 있다. 여기에서, [N]은 질소의 함량(중량%)이다. 상기 티타늄의 함량이 48/14 x [N] 중량% 미만인 경우에는 BN이 석출되어 티타늄의 첨가 효과가 미미할 수 있다.
보론(B): 0.001% ~ 0.003%
보론은 강의 소입성 원소로써, 소둔 이후 냉각 후 마르텐사이트의 형성에 크게 기여할 수 있다. 상기 보론의 함량이 0.001% 미만인 경우에는, 소입성이 저하되고, 마르텐사이트를 확보하기 어렵고, 강도가 감소될 수 있다. 상기 보론의 함량이 0.003%를 초과하는 경우에는, 인성이 저하시킬 수 있다. 따라서, 보론은 강재 전체 중량의 0.001% ~ 0.003%로 첨가하는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.02%
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서 함유될 수 있고, 고용강화 효과로 강의 강도를 향상시킬 수 있다. 상기 인의 함량이 0.02%를 초과하는 경우에는, 저온취성이 발생될 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.003%
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서 함유될 수 있고, FeS, MnS와 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 감소시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.005%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 내시효성을 열화시키는 원소이므로, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 따라서, 질소의 함량을 강재 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 초고강도 냉연강재의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 초고강도 냉연강재는, 항복강도(YP): 1180 MPa 이상, 인장강도(TS): 1470 MPa 이상, 및 연신율(El): 5% 이상, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 2.0 이하를 만족할 수 있다. 상기 초고강도 냉연강재는, 예를 들어, 항복강도(YS): 1180 MPa ~ 1470 MPa, 인장강도(TS): 1470 MPa ~ 1670 MPa, 연신율(EL): 5% ~ 10%, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 1.0 ~ 2.5 를 만족할 수 있다.
상기 초고강도 냉연강재는 탈탄층이 형성된 표층부와 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 심부로 구성될 수 있다.
상기 초고강도 냉연강재에 포함된 상기 티타늄은 48/14 x [N] 중량% ~ 0.1 중량% 범위일 수 있다. (여기에서, [N]은 질소의 함량임)
상기 표층부의 경도와 상기 심부의 경도는 하기의 식을 만족할 수 있다.
Hv_s ≤ 95% x Hv_c
(여기에서, Hv_s 는 표층부의 경도 Hv_c는 심부의 경도임)
상기 표층부에 형성된 상기 탈탄층은, 예를 들어 60 μm 이상의 깊이를 가질 수 있고, 예를 들어 60 μm ~ 100 μm 범위의 깊이를 가질 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에 관하여 설명한다.
초고강도 냉연강재의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 이용하여 열연강재를 제조하는 단계(S110); 상기 열연강재를 냉간 압연하여 냉연강재를 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강재를 소둔 열처리하는 단계(S130); 상기 냉연강재를 다단 냉각하는 단계(S140); 및 상기 냉연강재를 템퍼링 열처리하는 단계(S150);를 포함한다.
구체적으로, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강재를 제조하는 단계(S110); 상기 열연강재를 냉간압연하여 냉연강재를 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강재를 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서, 상기 냉연강재의 표층부가 탈탄되도록 탈탄 분위기 하에서, 소둔 열처리하는 단계(S130); 상기 소둔 열처리한 냉연강재를 다단 냉각하는 단계(S140); 및 상기 다단 냉각된 냉연강재를 템퍼링 열처리하는 단계(S150);를 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에서 대상이 되는 강재인 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
열연강재 제조단계(S110)
열연강재 제조단계(S110)에서는 상술한 조성의 강재를 열간압연하여 열연강재를 제조한다.
상기 열연강재 제조단계(S110)는 상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 1,180℃ ~ 1,300℃ 범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강재를 제조하는 단계; 및 상기 열연강재를 냉각하고, 450℃ ~ 650℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 열연강재 제조단계(S110)는 하기와 같은 방식으로 수행될 수 있다.
구체적으로, 먼저, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하고, 상기 강재를, 예를 들어 1,180℃ ~ 1,300℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 상기 재가열은 1 시간 ~ 4 시간 동안 수행될 수 있다. 이러한 재가열을 통해, 제강 공정을 통해 얻은 용강을 연속주조하여 반제품 형태로 제조된 강재의 주조 조직을 파괴하여 오스테나이징 처리를 실시하며 이때에 주조 공정에서 형성된 편석된 성분과 석출물을 재고용시켜, 균질화하고, 열간 압연이 가능한 상태로 만들 수 있다.
상기 재가열 온도가 1,180℃ 미만인 경우에는, 편석의 재고용이 불충분할 수 있고, 열간압연 부하가 증가될 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,300℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열 시간이 1 시간 미만인 경우에는, 편석대 감소가 충분하지 않을 수 있다. 상기 재가열 시간이 4시간을 초과하는 경우에는, 결정립크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다
상기 강재를 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강재를 제조할 수 있다.
상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 950℃를 초과할 경우에는, 스케일 생성의 증가되고, 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다.
이어서, 상기 열연강재를, 예를 들어 450℃ ~ 650℃ 범위의 권취온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 5℃/초 ~ 150℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각 속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 열연강재를, 예를 들어 450℃ ~ 650℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 귄취온도의 범위는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서 선택할 수 있다.
상기 권취온도가 450℃ 미만인 경우에는, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되어 강도가 증가하여 냉간압연 시 압연 부하가 현저하게 증가 할 수 있다. 상기 권취 온도가 650℃를 초과할 경우에는, 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량이 발생할 수 있다.
상기 열연강재는 열연강판일 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니다.
냉연강재 제조단계(S120)
냉연강재 제조단계(S120)에서는 상기 열연강재를 냉간압연하여 냉연강재를 제조한다.
상기 열연강재를 표면 스케일 층을 제거하기 위하여 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 열연강재를, 예를 들어 40% ~ 70%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강재를 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다.
상기 평균 압하율 40% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 70%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다.
상기 냉간압연에 의하여 최종 생산되는 강재의 두께를 가질 수 있다. 냉연강재의 조직은 열연강재의 조직이 연신된 형상의 조직을 가질 수 있다.
도 2는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 제조방법에서 냉간압연 후의 열처리 과정을 나타내는 모식도이다.
도 2를 참조하면, 기존의 템퍼드 마르텐사이트 강을 제조하는 공정에서 소둔 열처리를 수행하는 중에 강의 표층을 탈탄시켜 굽힘 가공성을 개선할 수 있다. 상기 소둔 열처리 공정 외의 다른 공정은 종래의 템퍼드 마르텐사이트 강의 제조 공정과 유사하다.
상기 냉연강재는 냉연강판일 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니다.
소둔 열처리 단계(S130)
소둔 열처리 단계(S130)에서는, 상기 냉연강재를 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 소둔 열처리한다.
상기 소둔 열처리 단계(S130)는, 상기 냉연강재를 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여, 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서 90초 ~ 300초 동안 유지하여 수행될 수 있다. 또는, 상기 소둔 열처리 단계(S130)는, 870℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서 수행될 수 있다. 상기 소둔 열처리 단계(S130)는, 탈탄을 위하여 질소, 수소, 및 수증기가 혼합된 분위기에서 수행되고, 상기 수소는 5 부피% ~ 10 부피%이고, 이슬점 온도는 0℃ ~ 40℃ 범위일 수 있다. 상기 소둔 열처리 단계(S130)에서, 상기 수소의 분압과 상기 수증기의 분압 비율(PH2O / PH2)은 상기 식 2와 같이 0.01 이상 내지 0.6 이하일 수 있다.
상기 소둔 열처리 단계(S130)는 하기와 같은 방식으로 수행될 수 있다.
상기 냉연강재를 상온에서부터 3℃/초 이상의 승온속도로, 예를 들어 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 Ac3 이상, 예를 들어 850℃ ~ 920℃의 소둔 열처리 온도까지 가열한다.
상기 승온 속도가 3℃/s 미만인 경우에는, 소둔 온도까지 도달하는데 많은 시간이 소요되어 열처리 효율이 떨어지고, 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화 될 수 있다. 상기 가열하는 단계에서는, 소둔 열처리로의 가스 분위기가 제한되지는 않는다.
이어서, 가열된 상기 냉연강재를 Ac3 이상의 온도에서, 예를 들어 850℃ ~ 920℃에서, 예를 들어 90초 ~ 300초 동안 유지하여 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리는 오스테나이트 단상역 온도 구간에서 수행함으로써, 상기 냉연강재에 단상의 오스테나이트를 확보하여, 후속에서 심부 조직이 마르텐사이트 조직이 되도록 하고, 표층부의 탈탄을 위하여 수행된다.
상기 소둔 열처리 온도가 850℃ 미만인 경우에는, 균질화와 오스테나이트 변태가 충분하지 않아 단상의 오스테나이트를 형성하지 못할 수 있다. 상기 소둔 열처리 온도가 920℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 지나치게 조대화 되어 강도 저하의 원인이 될 수 있고, 소둔 열처리로의 내구성에 해로울 수 있다.
또한, 소둔 중 탈탄으로 표층부 탄소가 유실되면서 페라이트 및 오스테나이트의 이상역 온도 구간이 될 수 있으므로 TG 이상의 온도에서 상기 소둔 열처리를 수행할 수 있고, 이러한 경우에는 상기 소둔 열처리 온도는 870℃ ~ 920℃일 수 있다.
상기 소둔 열처리를 수행하면서, 상기 냉연강재의 표층부에서 탈탄이 함께 수행될 수 있다. 상기 탈탄은 소둔 열처리로의 분위기 가스 종류와 분압, 이슬점 등으로 제어할 수 있다.
소둔 열처리로의 가스 분위기는 탈탄 분위기가 형성되도록, 질소, 수소, 및 수증기가 혼합되어 구성될 수 있다. 상기 수소는 전체 가스에 대하여 5 부피% ~ 10 부피% 일 수 있다. 수증기의 분압은 이슬점 온도에 의하여 제어할 수 있다. 상기 수소의 분압과 상기 수증기의 분압 비율(PH2O / PH2)은 상기 식 2와 같이 0.01 이상 내지 0.6 이하일 수 있다. 상기 이슬점 온도는 0℃ ~ 40℃ 범위일 수 있다.
소둔 열처리로의 가스 분위기가 상기 식 2를 만족하면, 소둔 열처리 중 탈탄이 유효하게 발생하여 목표하는 굽힘성을 달성할 수 있고, 소둔 열처리 시간에 따라 탈탄 깊이가 증가하게 되어 굽힘성이 더 개선될 수 있다. 반면, 상기 식 2를 만족하지 못하면, 탈탄에 의한 굽힘성 개선 효과가 불충분할 수 있다.
상기 소둔 열처리 시간이 90초 미만인 경우에는, 탈탄 깊이가 불충분하여 원하는 굽힘성을 달성하지 못할 수 있다. 상기 소둔 열처리 시간이 300초를 초과하는 경우에는, 생산성이 감소될 수 있다.
다단 냉각 단계(S140)
통상의 소둔 열처리로는 소둔 이후 급랭 구간 전에 서냉 구간을 포함할 수 있으며, 이러한 경우 다단 냉각한다.
다단 냉각 단계(S140)에서는, 상기 소둔 열처리하고 표층부가 탈탄된 냉연강재를 다단 냉각한다.
상기 다단 냉각 단계(S140)는, 상기 소둔 열처리된 냉연강재를, 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 1차 냉각속도로 770℃ ~ 820℃의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각한 냉연강재를 130℃/초 ~ 300℃/초 범위의 2차 냉각속도로 Mf-50℃ ~ 25℃의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 다단 냉각 단계(S140)는 하기와 같은 방식으로 수행될 수 있다.
먼저, 상기 소둔 열처리한 냉연강재를, 예를 들어 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 1차 냉각속도로, 예를 들어 770℃ ~ 820℃의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각을 서냉으로 지칭할 수 있다.
상기 1차 냉각종료온도가 770℃ 미만인 경우에는, 강재의 심부 조직에 연질 페라이트로의 상변태가 발생할 수 있고, 이에 따라 원하는 인장강도를 얻지 못할 수 있다.
상기 1차 냉각속도가 3℃/초 미만인 경우에는, 냉각 시간이 과도하게 길어지게 되어 770℃ 이상의 온도에서도 강재의 심부에 페라이트 조직이 형성될 수 있다. 상기 1차 냉각속도가 15℃/초를 초과하는 경우에는, 통상의 서냉로 구간에서 서냉 종점 온도가 770℃ 이하로 내려가므로 심부에 페라이트 조직이 형성될 수 있다.
이어서, 상기 1차 냉각한 냉연강재를, 770℃ ~ 820℃의 상기 1차 냉각종료온도로부터, 예를 들어 130℃/초 ~ 300℃/초 범위의 2차 냉각속도로, 예를 들어 Mf 이하로, 예를 들어 Mf-50℃ ~ 상온(25℃)의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각을 급냉으로 지칭할 수 있다. 상기 2차 냉각종료온도는, 예를 들어 180℃ ~ 25℃일 수 있다.
상기 2차 냉각에 의하여, 소둔 열처리된 오스테나이트 조직이 마르텐사이트 조직으로 변태할 수 있다.
상기 2차 냉각종료온도가 Mf 이상인 경우에는, 일부 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하지 않고 페라이트 혹은 베이나이트로 변태하게 되고, 인장강도가 저하될 수 있다. 또한, 상기 2차 냉각종료온도가 Mf 직하인 경우에는, 급속 냉각 이후 상온까지 냉각하는 중에 오토 템퍼링(Auto-tempering)이 과도하게 발생하여, 탄화물이 과도하게 석출되고, 강의 인장강도가 저하될 수 있다. 따라서, 상기 2차 냉각종료온도의 상한은 Mf 온도에 비하여 50℃ 낮은 온도인 Mf-50℃ 로 한정하는 것이 바람직하다.
상기 2차 냉각 속도가 130℃/초 미만인 경우에는 Mf-50℃ 이하로 급속 냉각 하는 중에 오토 템퍼링이 과도하게 발생하여, 탄화물이 과도하게 석출되고, 강의 인장강도가 저하될 수 있다. 상기 2차 냉각 속도가 300℃/초를 초과하는 경우에는, 강재의 형상 뒤틀림이 심해질 수 있다.
템퍼링 열처리 단계(S150)
템퍼링 열처리 단계(S150)에서는, 상기 다단 냉각된 냉연강재를 180℃ ~ 220℃ 범위의 온도로 가열하여 유지하는 템퍼링 열처리한다. 상기 템퍼링 열처리 단계는 50초 ~ 500초 동안 수행될 수 있다.
상기 소둔 열처리하고 다단 냉각에 의하여 상온까지 급속 냉각되어 형성된 마르텐사이트 조직은 취성이 강해서 굽힘 가공성 특성이 매우 낮으므로, 템퍼링 열처리를 통해 상기 마르텐사이트 조직을 연질화하여 굽힘 가공성을 개선할 필요가 있다. 상기 템퍼링 열처리 시 미세한 크기의 천이 탄화물(Transition carbide or epsilon carbide)이 석출되어 조직이 연질화되며, 이를 템퍼드 마르텐사이트(Tempered martensite)라고 지칭한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트 강의 물성은 템퍼링 온도에 민감하므로, 템퍼링 온도까지의 승온 속도는 크게 제한하지 않는다. 다만, 생산성과 공정 정확도를 고려하면, 승온 속도는 3℃/초 ~ 5℃/초일 수 있다.
상기 템퍼링 열처리 온도가 180℃ 미만이 경우에는, 천이 탄화물 석출이 불충분하여 템퍼링의 효과가 불충분할 수 있다. 상기 템퍼링 열처리 온도가 220℃를 초과하는 경우에는, 탄화물의 크기가 조대해지고 세멘타이트가 석출되어 굽힘성이 저하될 수 있다.
상기 템퍼링 열처리 시간은 상기 템퍼링 열처리 온도에 비해 영향력이 적으므로, 상기 템퍼링 열처리 시간을 크게 제한하지는 않는다. 그러나, 상기 템퍼링 열처리 시간이 50초 미만인 경우에는, 템퍼링 효과가 충분하지 않을 수 있다. 상기 템퍼링 열처리 시간이 500초를 초과하는 경우에는, 생산성이 저하될 수 있다.
상기 템퍼링 열처리를 종료한 후에, 상기 냉연강재를 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각한다. 상기 냉각은 공랭 또는 수냉으로 수행될 수 있다.
초고강도 도금강재
상기 초고강도 냉연강재를 이용하여 용융아연도금 강재 및 합금화 용융아연도금 강재와 같은 초고강도 도금강재를 형성할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에 따른 초고강도 도금강재 및 그의 제조방법에 관하여 설명한다.
상기 초고강도 도금강재는, 모재 강재; 및 상기 모재 강재 표면에 형성된 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층;을 포함할 수 있다. 상기 모재 강재는, 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금층은 상기 소둔 열처리 후 냉각된 냉연강재를 460℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서 용융아연도금하고, 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 최종 냉각하여 형성할 수 있다. 여기에서, 상기 용융아연도금 온도가 460℃ 미만인 경우에는, 강재 온도가 낮아져서 아연 도금 시에 아연 도금욕 내에 드로스가 발생할 수 있다. 상기용융아연도금 온도가 500℃를 초과하는 경우에는, 아연 도금욕의 온도가 증가하게 되어 사고가 발생할 수 있다.
상기 합금화 용융아연도금층은 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강재를 490℃ ~ 600℃의 범위의 온도에서 합금화 열처리하고, 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 최종 냉각하여 형성할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 490℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연 도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 초고강도 도금강재는, 항복강도(YP): 1180 MPa 이상, 인장강도(TS): 1470 MPa 이상, 및 연신율(El): 5% 이상, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 2.0 이하를 만족할 수 있다. 상기 초고강도 냉연강재는, 예를 들어, 항복강도(YS): 1180 MPa ~ 1470 MPa, 인장강도(TS): 1470 MPa ~ 1670 MPa, 연신율(EL): 5% ~ 10%, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 1.0 ~ 2.5 를 만족할 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다. 여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
표 1은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강재 및 비교예의 성분과 조성을 나타낸다. 각각의 성분의 함량 단위는 중량%이다. 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물이다. 실시예와 비교예의 강재의 성분과 함량은 동일하였다.
| 성분 | C | Si | Mn | Al | Cr | Ti | B | P | S |
| 함량 | 0.23 | 0.25 | 1.20 | 0.03 | 0.2 | 0.03 | 0.003 | 0.01 | 0.005 |
상기 성분과 함량을 가지는 강재를 하기와 같이 제조하였다. 상기 강재를 1250℃에서 2시간 동안 재가열 한 뒤, 마무리압연 종료온도 900℃에서 3.7t (3.7 mm) 두께로 열간 압연하여 600℃에서 권취 모사하였다. 상기 열연강재를 산세하여 표층 산화 스케일을 제거하고 1.4t (1.4 mm) 두께로 냉간 압연하여 냉연강재를 제조하였다. 상기 냉연강재를 하기의 표 2와 같이 소둔 열처리 및 템퍼링 열처리하여 초고강도 냉연강재를 제조하였다. 상기 초고강도 냉연강재에 대하여 인장 시험 및 90도 굽힘 시험을 실시하였다.
표 2는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강재 및 비교예를 제조한 소둔 열처리 및 템퍼링 열처리의 공정 조건들을 나타낸다.
| 구분 | 소둔 온도 (℃) |
소둔 시간 (초) |
1차 냉각 종료 온도 (℃) |
2차 냉각 속도 (℃/초) |
템퍼링 온도 (℃) |
템퍼링 시간 (초) |
이슬점 온도 (℃) |
수소 농도 (%) |
일산화탄소 농도 (%) |
| 비교예1 | 900 | 60 | 800 | 160 | 200 | 240 | -45 | 10 | 5 |
| 비교예2 | 900 | 120 | 800 | 160 | 200 | 240 | -45 | 10 | 5 |
| 비교예3 | 900 | 180 | 800 | 160 | 200 | 240 | -45 | 10 | 5 |
| 비교예4 | 900 | 60 | 800 | 160 | 200 | 240 | 34 | 10 | 0 |
| 비교예5 | 900 | 60 | 800 | 160 | 200 | 240 | 15 | 5 | 0 |
| 비교예6 | 900 | 60 | 800 | 160 | 200 | 240 | 5 | 5 | 0 |
| 실시예1 | 900 | 180 | 800 | 160 | 200 | 240 | 34 | 10 | 0 |
| 실시예2 | 900 | 120 | 800 | 160 | 200 | 240 | 15 | 5 | 0 |
| 실시예3 | 900 | 180 | 800 | 160 | 200 | 240 | 15 | 5 | 0 |
| 실시예4 | 900 | 180 | 800 | 160 | 200 | 240 | 10 | 5 | 0 |
| 실시예5 | 900 | 120 | 800 | 160 | 200 | 240 | 5 | 5 | 0 |
| 실시예6 | 900 | 180 | 800 | 160 | 200 | 240 | 5 | 5 | 0 |
표 2를 참조하면, 실시예들와 비교예들에 대한 소둔 열처리 온도 및 냉각 조건, 템퍼링 열처리 온도와 템퍼링 열처리 시간은 모두 동일하게 설계하여, 심부에 템퍼드 마르텐사이트 조직이 동일하게 형성되도록 유도하였다. 반면, 실시예들와 비교예들에서, 소둔 열처리 시간과 소둔 열처리 시 분위기 가스 조건을 상이하게 설계하여 소둔 열처리를 수행하는 중에 강재의 표층부의 탈탄 정도에 차이를 유도하였다.
실시예1 내지 실시예6은 소둔 열처리시 가스 분위기는 PH2O/PH2 가 0.53, 0.34, 또는 0.24로서, 상기 식 2를 만족하는 범위 내에 포함되었다. 이에 따라, 소둔 열처리 중에 냉연강재의 표층부에 탈탄이 발생함을 확인하였다.
도 3은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 3의 (a)를 참조하면, 상기 초고강도 냉연강재의 표층부의 미세조직이 나타나 있고, 상기 표층부에 형성된 탈탄층의 깊이는 60 μm 이상이었고, 예를 들어 60 μm ~ 80 μm 이었다.
도 3의 (b)를 참조하면, 상기 초고강도 냉연강재의 심부의 미세조직이 나타나있고, 면적분율 100% 템퍼드 마르텐사이트 또는 면적분율 95% 이상의 템퍼드 마르텐사이트와 잔부로서 페라이트 및 베이나이트 및 래쓰 마르텐사이트 내 형성된 미세한 크기의 천이 탄화물로 된 미세조직으로 구성됨을 알 수 있다. 상기 면적분율은 상기 강재의 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
표 3은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강재 및 비교예의 미세조직과 기계적 성질을 나타낸다.
| 구분 | 탈탄 깊이 (μm) |
심부 경도 (Hv) |
T.M (%) |
F (%) |
항복 강도 (MPa) |
인장 강도 (MPa) |
연신율 (%) |
항복비 (%) |
굽힘성 (R/t) |
| 비교예1 | 0 | 488.9 | 100 | 0 | 1225 | 1576 | 8.1 | 80.8 | 2.7 |
| 비교예3 | 0 | 480.4 | 100 | 0 | 1205 | 1568 | 7.9 | 79.1 | 2.6 |
| 비교예3 | 0 | 470.4 | 100 | 0 | 1188 | 1558 | 7.3 | 80.7 | 2.6 |
| 비교예4 | 53 | 459.1 | 100 | 0 | 1213 | 1550 | 7.8 | 90.7 | 2.3 |
| 비교예5 | 50 | 544.2 | 97 | 3 | 1209 | 1542 | 7.5 | 82.0 | 2.3 |
| 비교예6 | 51 | 526.2 | 100 | 0 | 1216 | 1554 | 7.6 | 66.2 | 2.3 |
| 실시예1 | 78 | 476.8 | 100 | 0 | 1188 | 1533 | 7.4 | 69.0 | 1.7 |
| 실시예2 | 61 | 505.4 | 100 | 0 | 1209 | 1542 | 7.2 | 84.1 | 1.9 |
| 실시예3 | 78 | 544.6 | 100 | 0 | 1202 | 1535 | 7.7 | 87.2 | 1.6 |
| 실시예4 | 82 | 524.8 | 100 | 0 | 1211 | 1544 | 7.5 | 93.7 | 1.4 |
| 실시예5 | 67 | 510.5 | 100 | 0 | 1207 | 1540 | 7.2 | 82.7 | 1.9 |
| 실시예6 | 80 | 534.1 | 100 | 0 | 1209 | 1530 | 7.6 | 81.1 | 1.6 |
표 3을 참조하면, T. M은 심부 미세조직으로 템퍼드 마르텐사이트를 지칭하고, F는 심부 미세조직으로 페라이트를 지칭한다. 실시예들과 비교예들의 심부 미세조직은 면적 분율 95% 이상의 템퍼드 마르텐사이트로 이루어짐을 알 수 있다
실시예들과 비교예들의 항복강도, 연신율, 및 항복비는 거의 유사한 수준을 나타내었다. 실시예들은 인장강도는 약 30 MPa 정도 감소되었다. 실시예들은, 항복강도 1180 MPa 이상, 인장강도 1470 MPa 이상, 및 연신율 5% 이상으로 1. 5GPa 마르텐사이트 강의 인장 물성 규격을 만족하였다.
반면, 실시예들과 비교예들은 굽힘성에서 차이가 두드러지게 나타났다.
실시예1 내지 실시예6의 경우에는, 소둔 열처리 시 PH2O/PH2 가 0.6 이하이었고, 이슬점 온도는 0℃ 내지 34℃이었고, 탈탄층 깊이는 60 μm ~ 80 μm로 본 발명의 목표 깊이를 만족하여, 굽힘성이 목표 수치인 2.0 이하로 1.6 ~ 1.9 로 나타났다.
비교예 1 내지 비교예 3의 경우에는, 소둔 열처리 시 PH2O/PH2 가 0.00071으로 상기 식 2의 하한인 0.01 미만이고, 이슬점 온도가 -45℃로서, 소둔 열처리 중에 표층부의 탄탈이 발생하지 않았다. 따라서, 소둔 열처리 시간이 길어지더라도 탈탄층이 형성되지 않으므로, 소둔 열처리 시간과는 무관하게 굽힘성이 목표 수치인 2.0 를 초과하는 2.6 ~ 2.7 로 변화가 없었다.
비교예 4 내지 비교예 6의 경우에는, PH2O/PH2 가 0.53, 0.34, 0.24 이로 상기 식 2의 범위를 만족하고, 이슬점 온도가 34℃, 15℃, 5℃로서, 소둔 열처리 중에 표층부의 탄탈이 발생하여 탈탄층이 형성되었다. 그러나, 소둔 열처리 시간이 60초로 충분하지 못하였고, 이에 따라 탈탄층의 깊이가 50 μm ~ 53 μm이었고, 이는 목표 깊이 60 μm에 미달하였다. 굽힘성은 2.3으로, 탈탄층이 형성되지 않은 비교예1 내지 비교예3에 비하여 개선되었으나, 목표 수치인 2.0 이하에 도달하지 못하였다.
도 4는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 비커스 경도를 비교예와 비교하여 나타내는 그래프들이다.
도 4를 참조하면, (a)는 비교예3의 결과이고 표층부에 탈탄층이 형성되지 않아 비커스 경도의 변화가 없었다. (b)는 비교예5의 결과이고 표층부에 탈탄층이 형성되어, 표층부에서 비커스 경도가 감소되었고, 심부로 갈수록 비커스 경도가 증가되었고, 상기 탈탄층은 50 μm로 측정되었다. (c)는 실시예3의 결과이고 표층부에 탈탄층이 형성되어, 표층부에서 비커스 경도가 감소되었고, 심부로 갈수록 비커스 경도가 증가되었고, 상기 탈탄층은 78 μm로 측정되었다.
도 5는 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강재의 표층부의 탈탄층의 깊이와 굽힘성의 관계를 그래프이다.
도 5를 참조하면, 상기 초고강도 냉연강재의 굽힘성의 크기는 상기 표층부의 탈탄층의 깊이의 제곱과 선형적으로 비례하는 관계로 나타났다. 상기 탈탄층의 깊이가 증가될수록 굽힘성이 개선됨을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.
Claims (13)
- 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
탈탄층이 형성된 표층부와 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 심부로 구성된,
초고강도 냉연강재. - 제 1 항에 있어서,
상기 초고강도 냉연강재는,
항복강도(YP): 1180 MPa 이상, 인장강도(TS): 1470 MPa 이상, 및 연신율(El): 5% 이상, 및 90도 각도에서의 굽힘성(R/t): 2.0 이하를 만족하는,
초고강도 냉연강재. - 제 1 항에 있어서,
상기 티타늄은 48/14 x [N] 중량% ~ 0.1 중량% 범위인,
(여기에서, [N]은 질소의 함량임)
초고강도 냉연강재. - 제 1 항에 있어서,
상기 표층부의 경도와 상기 심부의 경도는 하기의 식을 만족하는,
Hv_s ≤ 95% x Hv_c
(여기에서, Hv_s 는 표층부의 경도 Hv_c는 심부의 경도임)
초고강도 냉연강재. - 제 1 항에 있어서,
상기 탈탄층은 60 μm 이상의 깊이를 가지는,
초고강도 냉연강재. - 중량%로, 탄소(C): 0.20% ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1% ~ 0.5%, 망간(Mn): 0.5% ~ 1.4%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.1%, 크롬(Cr): 0% 초과 ~ 1.0%, 티타늄(Ti): 0% 초과 ~ 0.1%, 보론(B): 0.001% ~ 0.003%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.02%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.005%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강재를 제조하는 단계;
상기 열연강재를 냉간압연하여 냉연강재를 제조하는 단계;
상기 냉연강재를 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서, 상기 냉연강재의 표층부가 탈탄되도록 탈탄 분위기 하에서, 소둔 열처리하는 단계;
상기 소둔 열처리한 냉연강재를 다단 냉각하는 단계; 및
상기 다단 냉각된 냉연강재를 템퍼링 열처리하는 단계;를 포함하는,
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 소둔 열처리하는 단계는,
상기 냉연강재를 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여, 850℃ ~ 920℃ 범위의 온도에서 90초 ~ 300초 동안 유지하여 수행되는,
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 소둔 열처리하는 단계는,
상기 표층부의 탈탄을 위하여 질소, 수소, 및 수증기가 혼합된 분위기에서 수행되고,
상기 수소는 5 부피% ~ 10 부피%이고, 이슬점 온도는 0℃ ~ 40℃ 범위인,
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 8 항에 있어서,
상기 소둔 열처리하는 단계에서, 상기 수소의 분압과 상기 수증기의 분압 비율은 하기의 식을 만족하는,
0.01 ≤ PH2O / PH2 ≤ 0.6
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, PH2 는 수소의 분압임)
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 8 항에 있어서,
상기 소둔 열처리하는 단계에서, 상기 수증기와 상기 이슬점 온도는 하기의 식을 만족하는,
(여기에서, PH2O 는 수증기의 분압, DP는 이슬점임)
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 열연강재를 제조하는 단계는,
상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계;
상기 강재를 1,180℃ ~ 1,300℃ 범위에서 1 시간 ~ 4 시간 동안 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강재를 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강재를 제조하는 단계; 및
상기 열연강재를 5℃/초 ~ 150℃/초의 냉각속도로 냉각하고, 450℃ ~ 650℃ 범위에서 권취하는 단계;를 포함하는,
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 다단 냉각하는 단계는,
상기 소둔 열처리된 냉연강재를, 3℃/초 ~ 15℃/초 범위의 1차 냉각속도로 770℃ ~ 820℃의 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각한 냉연강재를 130℃/초 ~ 300℃/초 범위의 2차 냉각속도로 Mf-50℃ ~ 25℃의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는,
초고강도 냉연강재의 제조방법. - 제 6 항에 있어서,
상기 템퍼링 열처리하는 단계는, 180℃ ~ 220℃ 범위의 온도에서 50초 ~ 500초 동안 수행되는,
초고강도 냉연강재의 제조방법.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1020210184865A KR102678567B1 (ko) | 2021-12-22 | 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법 |
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|---|---|---|---|
| KR1020210184865A KR102678567B1 (ko) | 2021-12-22 | 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법 |
Publications (2)
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| KR20230095415A true KR20230095415A (ko) | 2023-06-29 |
| KR102678567B1 KR102678567B1 (ko) | 2024-06-27 |
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Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170061478A (ko) | 2015-11-26 | 2017-06-05 | 인제대학교 산학협력단 | 염증성 장질환 진단용 마커, 염증성 장질환 진단용 조성물 및 염증성 장질환 진단 방법 |
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20170061478A (ko) | 2015-11-26 | 2017-06-05 | 인제대학교 산학협력단 | 염증성 장질환 진단용 마커, 염증성 장질환 진단용 조성물 및 염증성 장질환 진단 방법 |
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