KR970009089B1 - 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

내용 없음.

Description

잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법

제1도는 본 발명의 망간 함량별 템퍼링온도와 총연신율을 나타낸 그래프.

제2도는 본 발명의 망간 함량별 템퍼링온도와 잔류 오스테나이트 함량을 나타낸 그래프.

본 발명은 자동차의 범퍼(bumper), 레일(rail) 등 구조재, 보강재등과 휠디스크(wheel disc) 등에 사용되는 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차용 고강도 열연강판은 차체충돌시 안전성을 향상시키기 위하여 차체를 보강하거나 연료비 향상을 위한 차체경량화를 목적으로 사용되고 있으며, 최근 강판의 높은 연신율과 강도를 동시에 만족하는 강종이 개발되고 있다.

통상 고강도 열연강판의 인장강도는 60-80kgf/㎟수준으로, 높은 연신율을 확보하기 위해 종래 여러강종 및 방법들이 제안되었으며, 그중 대표적인 강종 및 방법으로는 변태조직강 및 트립강(TRIP : TRansformation Induced PIasticity), 그리고 유럽특허 EP 548950 및 일본특개평 3-358007호이 있다.

상기 변태조직강은 소입성 강화원소인 Si, Mn, Cr 등을 다량첨가하여 냉각방법을 적정하게 조절함으로써, 연성이 우수한 페라이트와 강도가 매우 높은 저온변태조직이 혼합된 조직을 형성시켜 강도와 연성을 동시에 확보하는 강이다(CAMP-ISIJ vol 5, p. 1855).

이러한 변태조직강에서 통상 얻어지는 인장강도는 80kgf/㎟이하로 냉각조건과 첨가하는 합금량에 따라 강도 및 연성의 제어가 가능하다.

최근에는 가공성이나 용접성등을 개선하기 위하여 합금첨가량을 저감하는 대신에 냉각속도를 증가하는 가속냉각법이나, 냉각속도와 시기를 제어하는 제어냉각방법등이 이런 강종을 제조하기 위하여 사용되고 있다.

동 강종은 냉각종료 온도에 따라 저온변태조직이 변하고 저온변태조직의 종류에 따라 베이나이트강, 이상조직강 등으로 구분된다.

변태조직강의 제조시 문제점은 강도가 저온변태조직의 종류 및 양에 의하여 결정되기 때문에 강판 내부에서 변태가 균일하게 일어나게 하는 것이 안정적인 강도 확보나 강판의 위치에 따른 재질의 균일성 측면에서 무엇보다 필수적이다.

따라서 냉각시 강판의 폭별, 길이별 온도편차나 권취이후에 코일의 외권부와 내권부등 위치에 따른 보온 및 2차냉각속도의 차이로 재질편차가 발생할 가능성이 높은 것이 이 강종의 문제점이다.

상기 트립강은 폴리고날 페라이트 또는 베이나이트 조작에 잔류오스테나이트를 분포시켜 잔류오스테나이트가 가공초기에 소성유기변태를 일으킴으로써 연성이 향상되는 강이다(CAMP-ISIJ vol., p.877).

이 강은 Si이나 Al 등을 다량 첨가함과 동시에 적절한 소입성 원소를 동시에 첨가하여 퍼얼라이트변태가 일어나지 않을 정도의 빠른 냉각속도로 냉각을 행한 다음, 베이나이트 변태온도 구간에서 일정시간 유지시키면, Si, Al에 의하여 베이나이트 변태가 지연됨과 동시에 오스테나이트로 강중의 탄소나 망간등의 농화가 일어나고, 최종냉각후에도 오스테나이트의 일부가 잔류한 강이다.

이때 잔류한 오스테나이트는 강판을 가공할 때 일정한 변형량 이하에서는 연신이 일어나 연성에 기여하고, 변형량이 임계가공량을 초과하면 마르텐사이트로 변태(소성유기 변태)하여 강도에 기여하게 된다.

통상 트립강에서 잔류 오스테나이트를 형성시키고 위해서는 오스테나이트가 베이나이트로 변태하는 것을 지연시키면서, 오스테나이트로 강중 탄소나 망간등 소입성 원소가 농화되도록 하여 최종 냉각시 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하지 않고 강중에 잔류하도록 하는 것이 중요하기 때문에, 강종에 C : 0.2중량%(이하 %로 칭함) 이하, Si : 1.5-2.5, Al : 1.0% 이상 등 베이나이트 변태 억제효과가 있는 합금이나 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가한다.

그러나, 상기와 같은 종래의 트립강의 경우 C, Si, Al 등을 다량첨가하기 때문에 열간압연시 압연하중을 상승시키고 프래쉬버트 용접성을 나쁘게 하고 특히 C가 0.1%인 경우 다량의 잔류오스테나이트를 얻을 수가 없는 단점이 있다.

상기 유럽특허 EP 548950 및 일본 특개평 3-358007호은 페라이트를 주로하고 일부 마르텐사이트와 잔류오스테나이트가 혼합되어 있는 강에서, 페라이트 내부에 미세한 석출물을 다량분포 시킴으로써 항복강도를 낮추고 장출성형성을 개선시킨 강종이다.

이 강종에 있어서 강도는 주로 석출강화에 의하여 이루어지는데 인장강도 80kgf/㎟이상의 강을 얻으려면 Ti를 0.2% 이상 첨가한다.

그런데 이러한 Ti 첨가량은 슬라브 제조시 연주공정의 노즐막힘을 초래하여 작업성 및 개재물형성 등 조업상 제약사항이 많은 문제점 때문에, 최근에는 일부Nb를 복합첨가하여 Ti의 첨가량을 낮추려는 시도가 이루어지고 있다.

이에, 본 발명자는 상기한 문제점들을 해결함과 동시에 고강도 고연성 특성을 갖도록 하기위하여 연구와 실험을 행하고 그 결과 본 발명을 제안하게 된 것으로, 본 발명은 강성분중 C, Si, Al 등 압연성, 용접성 저하원소를 낮추고 다량의 오스테나이트를 상온에 잔류시킴으로써 강도 및 연성이 우수한 열연강판 및 그제조방법을 제공함에 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량%로, C : 0.05-0.15%, Si : 0.3-1.5%, Mn : 5.0-10.0%, S : 0.008% 이하, 산가용성 Al : 0.02-0.10%, Mo : 0.10-0.30%, Nb : 0.02-0.07% 및 잔부 Fe로 조성되며, 그 조직이 30% 이상의 잔류오스테나이트-페라이트의 층상조직으로 이루어지는 잔류오스테나이트를 다량함유한 고연성 고강도 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명은 중량%로, C : 0.05-0.15%, Si : 0.3-1.5%, Mn : 5.0-10.0%, S : 0.008% 이하, 산가용성 Al : 0.02-0.10%, Mo : 0.10-0.30%, Nb : 0.02-0.07% 및 잔부 Fe로 조성되는 강을 1150-1250℃ 온도범위로 가열하여 880-920℃의 온도범위에서 열간마무리압연을 행한 후, 10℃/초 이상의 속도로 400-600℃의 온도까지 냉각하여 권취한 다음, 상온으로 공냉처리하고, 다시 620-700℃의 온도범위에서 30분 이상 템퍼링 처리하여 잔류오스테나이트를 다량함유한 고연성 고강도 열연강판을 제조하는 방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명을 보다 상세히 설명한다.

본 발명에서는 30% 이상의 잔류오스테나이트를 함유하는 고연성 고강도 열연강판을 제조하기 위하여 강을 C : 0.05-0.15%, Si : 0.3-1.5%, Mn : 5-10%, S : 0.008% 이하, 산가용성 Al : 0.02-0.10%, Mo : 0.10-0.30%, Nb : 0.02-0.07% 및 잔부 Fe로 조성되도록 함이 바람직한데, 그 이유는 다음과 같다.

C양은 열간압연시 마르텐사이트형성과 템퍼링시 오스테나이트 형성에 영향을 미치며 페라이트내의 탄화물 석출거동에 영향을 미치는데, C양이 0.05% 이하로 너무 낮으며 마르텐사이트형성이 불안정하고, 템퍼링시 오스테나이트 형성양도 감소하며, 강중 Mo, Nb 등과 결합하여 페라이트내에 석출하는 석출물의 양도 적게 된다.

본 발명강은 잔류오스테나이트와 페라이트의 층상구조로 되어 있기 때문에, 강도는 잔류오스테나이트와 석출물의 양 및 고용강화원소인 Si, Mn의 첨가량에 비례하고, 연성은 페라이트와 잔류오스테나이트의 강도비가 높을수록 증가하며, 페라이트의 강도는 페라이트내의 석출물양이 증가할 수록 증가한다.

그런데 C양이 낮게 되면, 위에서 언급한대로 잔류오스테나이트양과 석출물이 감소하기 때문에 강도와 연성이 동시에 저하한다.

한편, C양이 0.15% 이상이 되면 잔류오스테나이트양과 석출물양이 동시에 증가하고 그에 따라 강도 및 연성도 증가하지만, 용접성이 저하된다.

따라서 인장강도 100kgf/㎟이상에서 고연성을 얻기 위해서는 잔류오스테나이트 체적분율을 30% 이상으로 하고, 페라이트내에 다량의 Mo, Nb 석출물이 필요하며, 이를 위해서는 C양을 0.05-0.15% 범위로 한다.

강중 Si은 냉각시 소입성을 약간 증가시켜 열간압연후 마르텐사이트가 형성되는 임계냉각속도를 완화시키는 효과외에도 권취후 고온역에서 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 것을 억제할 뿐 아니라 탄소의 오스테나이트로의 농화를 조장하는 효과가 있다.

Si 양이 0.3% 이하에서는 제강시 개재물 및 MnS 형성에 악영향을 미치며, 1.5% 이상 첨가하면 열간압연성 및 내식성을 악화시킬 뿐 아니라 Mn/Si 비가 낮아져 플래쉬버트(Flash butt) 용접성이 열화되는 문제가 있고, 열간압연후 권취단계나 템퍼링시 페라이트내의 탄소함량을 저하시켜 Mo, Nb가 강중 탄소와 결합하여 석출물을 형성하기 어렵게 함으로써 페라이트강도를 저하시켜 연성이 감소하므로, 적정범위를 0.3-1.5%로 한다.

Mn은 오스테나이트의 소입성을 상승시키는 원소로서 열간압연직후의 10℃/초 이상의 냉각과 권취이후 냉각조건에서도 마르텐사이트를 얻기 위한 임계냉각속도를 감소시키는 역할을 하며 동시에 페라이트에 고용되어 강화를 일으킨다.

마르텐사이트를 얻기 위한 임계냉각속도는 합금원소의 소입성을 Mn 당량으로 환산한 값과 상관관계를 갖는데 통상 Mn 당량이 증가할수록 느린 냉각속도에서도 마르텐사이트가 얻어진다.

Mn 당량 환산식은 Mn당량=Mn%+0.45Si%+2.67Mo%이며, 이때 임계냉각속도와 Mn당량과의 관계는 1og(임계냉각속도, 단위 ℃/초)=3.95-1.73Mn 당량으로 주어진다.

따라서 열간마무리압연후 냉각속도 10℃/초에서 마르텐사이트를 얻기 위해서는 Mn 당량이 1.705 이상이 되어야 하고, 권취후 냉각조건(약 20℃/시간)에서는 3.58이 필요하다.

또한, Mn은 템퍼링처리시 오스테나이트에 농화되어 냉각시 오스테나이트의 안정성을 증가시킴으로써 상온에서 자유하는 오스테나이트의 양을 증가시킨다.

상기한 바와 같은 효과를 얻기 위해서는 Mn이 5% 이상 첨가되어야 하며 10% 이상으로 너무 높으면 용접성이 오히려 악화되고 제강시 슬래그의 조성이 변화하여 내화물침식이 증가하고 또한 Mn 광석중에 함유된 탄소에 의하여 0.15% 이하의 탄소함량을 얻기 어렵다.

그리고 열간압연전에 가열단계에서 강괴의 표면층부근에서 입계에 Mn 산화물을 형성하기 쉽고 이 산화물은 열간압연후 표면결함을 유발한다.

따라서 Mn의 범위를 5-10%로 제한한다.

강중 S는 슬라브내 편석이 심하고 열간취성을 일으키는 원인이 되며 강재의 연성을 악화시키기 때문에 0.008% 이하로 제한한다.

산가용성 Al은 탈산을 위하여 첨가되며 0.02% 이하에서는 탈산이 완전하게 이루어지지 않고 0.1% 이상에서는 Al에 의한 제강성 결함이 발생하거나 열간취성의 문제점이 있으므로 범위를 0.02%-0.1%로 한다.

Mo은 소입성 상승효과가 매우 높고 열간압연시 변형저항을 크게 상승시키지 않으면서 강도상승효과가 크고 열연판의 입도미세화에도 효과적이다.

Mo양은 강도상승과 열연판 입도미세화를 위하여 0.1% 이상이 필요하고, 0.3%를 초과하여 첨가시는 연성을 크게 저하시키기 때문에 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.1-0.3%로 한정한다.

강종 Nb는 열간압연 또는 템퍼링시 미세한 석출물을 형성하여 강도 상승에 기여할 뿐 아니라 입도를 미세화시키는 효과가 있다.

강의 입도미세호는 오스테나이트의 안정성에도 기여하기 때문에 잔류 오스테나이트 형성에도 효과가 있다.

0.02% 이하에서는 강도상승효과가 매우 낮고 0.07% 이상에서는 재결정지연이 현저하고 연성저하가 나타날 뿐 아니라 제조원가가 상승하므로 그 범위를 0.02-0.07%로 한다.

또한, 본 발명은 열간압연후 강의 조직을 마르텐사이트로 만든 다음, 템퍼링을 행하여 마르텐사이트를 오스테나이트와 페라이트의 2상 층상구조로 역변태시키고 오스테나이트를 안정화하여 그후 냉각과정에서도 다시 마르텐사이트로 변태하지 않게 함으로써 다량의 오스테나이트를 상온에서도 다량 얻을 수 잇는 방법으로, 열간압연 및 템퍼링조건을 다음과 같이 제한하였다.

슬라브가열온도의 경우 온도가 너무 낮으면 슬라브내의 S, P 등 일부 원소의 편석대의 해소가 어렵고 온도가 너무 높으면 Nb 등 슬라브내의 석출물들이 완전히 재용해되어 가열도중 오스테나이트의 초대화가 일어나 재질이 열화되기 때문에 성분편석을 해소하고 일부 석출물이 부분적으로 재용해되도록 적정 가열범위를 1150-1250℃로 한다.

이 온도구간에서 Nb 탄화물중 미세한 것은 재용해되고 조대한 것은 일부 잔존하여 압연중 또는 권취시 미세하게 석출하므로서 강도상승에 기여한다.

열연마무리온도는 압연이 오스테나이트 단상역에서 마무리가 되도록 880℃이상으로 하였으며 너무 높으면 두께가 얇은 제품의 경우 압연온도 확보가 곤란하고 압연후 형상불량이 발생하기 용이하므로 상한을 920℃로 한다.

압연후 냉각속도는 통상의 범위인 10℃이상으로 하였으며 이 냉각속도에서는 냉각중 퍼얼라이트변태나 베이나이트변태가 일어나지 않는다.

권취온도 600℃ 이하로 하여 퍼얼라이트 및 상부베이나이트가 형성되지 않도록 하고, 통상적으로 400℃이하에서는 기계적 부하가 크기 때문에 400-600℃로 하는 것이다.

또한, 권취후 마르텐사이트 조직이 형성되도록 공냉처리한다.

상기와 같은 공정단계에 의해 얻어진 마르텐사이트 조직의 열연판을 오스테나이트와 페라이트의 2상 혼합조직으로 만들기 위하여 Al 변태점 직상온도범위인 620-700℃의 온도에서 30분 이상 가열하고 오스테나이트가 상온에서 잔류하도록 공냉한다.

이때, 상기 온도가 620℃이하이면 오스테나이트 결정핵이 생성되지 않으며, 700℃이상일 경우에는 연한(soft) 페라이트 재결정이 생성되어 연신율이 저하된다.

이상과 같이 성분과 조건을 통하여 제조된 본 발명강은 잔류오스테나이트를 30% 이상 다량 함유하는 페라이트-오스테나이트의 층상구조를 가지는 복합조직강으로 변형중 오스테나이트의 소성 유기변태에 의하여 80kgf/㎟이상의 높은 인장강도에서도 매우 우수한 총연신율을 얻을 수 있다.

이때, 잔류오스테나이트의 함량이 30% 이하이면 고강도 및 고연시율 특성을 동시에 만족할 수 없다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.

[실시예]

하기표 1에 나타난 바와 같은 화학성분을 가지는 강종을 용해하여 잉고트(ingot)를 제조한 다음, 1200℃의 온도에서 60분간 가열한 뒤 열연마무리온도를 880℃로 하여 2.4mm 두께로 압연하고, 냉각속도 10℃/초이상이 되도록 분사식노즐을 이용하여 물을 분무하여 580℃로 냉각하였다.

냉각된 시료는 동일온도에서 1시간 유지하여 권취작업과 같은 효과를 주었으며 그후 다시 하기표 2와 같이 템퍼링처리하였다.

상기 표 1에서 (1)강종은 본 발명의 범위를 벗어나는 강종이며, (2-7)강종은 본 발명의 강종이다.

또한 (8-10)강종은 C, Si를 높여 냉각조건을 제어함으로써 잔류오스테나이트를 증가시킨 강이고, (11) 강종은 C, Mn을 증가한 베이나이트강이고, (12) 강종은 용접성을 증가시키고 연성을 증가시키기 위하여 C 함량을 낮게하고 강도확보를 위해 Ti을 다량 첨가한 석출경화형 페라이트강이다.

상기와 같이 템퍼링처리한 강종의 인장강도, 총연신율 및 잔류오스테나이트 체적률을 측정하고 그 결과를 하기표 2에 나타내었다.

상기 표 2에서 알 수 있는 바와 같이, 본 발명의 범위를 만족하는 발명재(2-7)의 경우에는 잔류오스테나이트의 함량이 30% 이상으로 많으므로 인하여, 인장강도, 총연신율에 있어서 본 발명의 범위를 만족하지 못하는 비교재(1, 8-12)의 경우보다 동등이상이 특성이 있음을 알 수 있다.

또한, 상기 발명재(3,5,6)의 Mn 함량에 따른 템퍼링온도-종연신율 및 잔류오스테나이트 함량을 그래프 화하고, 그 결과를 제1도, 제2도에 나타내었다.

제1도 및 제2도에서 알 수 있는 바와 같이, 잔류오스테나이트함량이 증가할수록 총연신율이 증가하고, 또한 Mn 함량에 따라 총연신율과 잔류오스테나이트 함량이 높은 최적범위(제2도의 본 발명의 범위)가 존재하며 강중 Mn 함량이 6%에서 10%로 증가함에 따라 최대 오스테나이트가 얻어지는 온도는 저온쪽으로 이동함을 알 수 있다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 동일한 인장강도 수준에서 비교예에 비하여 C,Si 등 용접성 및 압연성을 저하시키는 성분이 낮고 열간압연후 엄격한 냉각제어 등 제약조건이 없어 제조가 용이하고 템퍼링처리시 역변태를 이용함으로써 저탄소강에서도 잔류오스테나이트를 다량 얻을 수 있는 특징이 있으며 이렇게 형성된 다량의 잔류오스테나이트는 변형시 소성유기변태를 일으켜 강도를 상승시키면서도 연성을 높게 유지함을 알 수 있다.

따라서 본 발명은 상기 표 2와 제1도에 나타낸 바와 같이 잔류오스테나이트를 30% 이상 다량 함유함으로써 인장강도 90kg/㎟이상을 가지면서 연성이 매우 우수한 고강도 열연강판으로서 자동차용 구조부재, 보강재 및 휠디스크등의 용도로 적용이 가능하고 기존의 60-80kg/㎟수준의 인장강도를 가지는 고강도 열연강판을 대체하여 사용될 경우 차체안정성 및 경량화에 효과가 있다.

Claims (2)

1. 중량%로, C : 0.05-0.15%, Si : 0.3-1.5%, Mn : 5.0-10.0%, S : 0.008% 이하, 산가용성 Al : 0.02-0.10%, Mo : 0.10-0.30%, Nb : 0.02-0.07% 및 잔부 Fe로 조성되며, 그 조직이 30% 이상의 잔류오스테나이트-페라이트의 층상조직으로 이루어지는 것을 특징으로 하는 잔류오스테나이트를 다량함유한 고연성 고강도 열연강판.
2. 중량%로, C : 0.05-0.15%, Si : 0.3-1.5%, Mn : 5.0-10.0%, S : 0.008% 이하, 산가용성 Al : 0.02-0.10%, Mo : 0.10-0.30%, Nb : 0.02-0.07% 및 잔부 Fe로 조성되는 강을 1150-1250℃ 온도범위로 가열하여 880-920℃의 온도범위에서 열간마무리압연을 행한 후, 10℃/초 이상의 속도로 400-600℃의 온도까지 냉각하여 권취한 다음, 상온으로 공냉처리하고, 다시 620-700℃의 온도범위에서 30분 이상 템퍼링처리하여 이루어지는 것을 특징으로 하는 잔류 오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판의 제조방법.