KR970009505B1 - 연성이 우수한 인장강도 100kg/mm^2급 열연강판의 제조방법 - Google Patents

Abstract

내용없음.

Description

연성이 우수한 인장강도 100kg/mm2급 열연강판의 제조방법.

본 발명은 자동차, 산업용기계 등의 소재로 사용되는 열연강판의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성이 우수한 인장강도 100kg/mm²급 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

근래에 들어와, 자동차의 연비절감 및 충돌시의 안전성 향상을 위해서 여러 가지의 대책이 검토되고 있고, 그중에서도 자동차의 차체 경량화는 가장 효과적인 수단으로 간주되고 있어 차체의 소형화와 더불어 고장력 강판을 채용하려는 많은 지도가 이루어지고 있다.

또한, 이에 따라 고장력강판에 대한 가공성 향상에 대한 요구 역시 매우 높은 강도와 가공성을 동시에 만족시키는 강판이 절실히 요구되고 있다. 이러한 강도의 가공성을 만족할 수 있는 고장력 강판으로는 페라이트와 마르텐사이트로 구성된 2상조직 강판(dual-phase)이 사용되고 있는데, 이 강판은 항복비가 낮고, 강도×연성(TS×EL)값이 크며 형상 동결성이 우수한 특징이 있다. 그러나, 이 강판의 경우 그 인장강도는 80Kg/mm²정도이며 강도×연성 값이 역시 TS×EL≤2000에 머무르고 있어 보다 우수한 강도 및 연성에 대한 요구를 만족시키지 못하는 실정이다.

이와 같은 문제점을 해결하여 TS×EL2000 이상을 나타내는 고장력강재를 제조하기 위해서는 잔류오스테나이트를 이용하고 있는데, 그 일례로 가장 최근에 제시된 방법으로는, 0.15-04%C-0.5%-2.0%Si-0.5-2.0%Mn-0.01%S 이하의 조성장을 전압하율 80% 이상의 열간압연을 하고, 귄취하여 잔류오스테나이트가 함유된 열연강판을 제조하는 방법(일본특허 공개 소64-79345)이 있다.

그러나, 상기 방법의 경우에는 단순한 C-Si-Mn계의 성분만을 사용하므로써 인장강도가 80Kg/mm²에 불과하고, 보다 강도를 향상시키기 위해서는 탄소량을 증가시켜야 하기 때문에 열연강판이이 주로 용접되어 사용되는 것을 감안하여 탄소량 증가 또는 Si, Mn량의 과도한 증가에 기인하여 용접성이 크게 저하될 것임을 알 수 있다. 또한, 상기 방법은 생산성 향상 및 열연조업의 용이성 측변으로부터 살펴보면, Ar₃-Ar₁사이에서 임의의 온도 T₁, T₂를 설정하여 온도구간별로 냉각속도를 규제하므로써 실제 공정에서 냉각속도를 정확히 유지하기 어려운 단점이 있으며, 권취후 코일의 냉각속도를 제어하므로써 실 생산공정에 적용시키기 어려운 문제점이 있다.

이에 본 발명자는 상기한 종래의 문제점을 해결하기 위하여 연구와 실험을 행하고, 그 결과에 근거하여 본 발명을 제안하게 된 것으로 본 발명은 강 조성을 적절히 제어하고, 강의 미세조직을 페라이트-베이나이트-잔류오스테나이트의 3상 조직으로 하고 상기 조직중 잔류 오스테나이트를 5% 이상 함유하도록 하고, 열간압연후 재차 열처리를 하거나, 복잡한 수냉각 제어없이도 극히 우수한 가공성을 발휘할 수 있는 고연성을 갖는 동시에 인장강도가 100Kg/mm²급인 열연강판의 제조방법을 제공하고자 하는데 그 목적이 있다.

이하, 본 발명을 설명한다.

본 발명은 중량 %로, C : 0.15∼0.30%, Si : 1.0∼2.5%, Mn : 1.0∼2.5%, Ni : 1.0∼2.0%, S : 0.01% 이하, Al : 0.01∼0.08% 및 기타 불가피한 불순원소로 조성되는 강을 800∼850℃의 온도 범위로 마무리 압연한 다음, 700∼750℃(Ar₁온도직상)의 온도 범위까지 수냉각하고 이후 630∼890℃(Ar₁온도 직하)의 온도범위까지 공냉한 후, 재차 수냉각하여 370-430℃의 온도범위에서 권취하는 열간가공성이 우수한 안장강도 100Kg/mm²급 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

이하, 본 발명강에 대하여 보다 상세하게 설명한다.

상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며, 효과적인 원소로서, 적어도 0.15중량%이하(이하, 단지 '%'라 함) 이상을 첨가하여야 유효한 효과를 발휘한다. 탄소량이 0.15%미만이 되면 본 발명에서 추구하는 우수한 연성을 발휘시키기 위한 잔류 오스테나이트가 충분히 형성되지 않는다. 한편 탄소를 과도하게 첨가시키면(0.3%이상) 용접성이 저하되고 소재의 취성이 증가하기 때문에 C첨가량을 0.15-0.3%로 제한함이 바람직하다.

상기 Si은 용강을 탈산시키기 위해서도 필요하고 고용강화원소로도 효과를 나타내지만, 무엇보다도 고강도, 고연성의 복합조직강판을 제조하기 위해서는 C, N 등의 침입형 원소가 페라이트에 고용되지 않고 미변태 오스테나이트 중에 농축되어 잔류 오스테나이트를 형성시켜야 하기 때문에 적어도 1.0%이상 첨가되어야 하며, 2.5%이상 첨가되면, 강판의 표면에 박리성이 나쁜 스케일이 형성되고 용접성이 저하되기 때문에 상한을 2.5%로 제한함이 바람직하다.

상기 Mn은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로서, 1.0%이상 첨가되어야 소입성 증가효과와 더불어 오스테나이트를 안정화시켜 잔류 오스테나이트를 효과적으로 형성시킬 수 있다. 그러나, 2.5%이상 첨가시키면, 제강공정에서 슬라브로 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되고 최종제품의 용접성을 해치기 때문에 바람직하지 않다.

상기 Ni은 오스테나이트 안정화원소로서, 고강도-고연성의 복합조직 강판을 제조하기 위해서는 잔류 오스테나이트 형성이 원활히 이루어져야 하기 때문에 첨가된다. Ni첨가에 의한 효과는 약 3가지로 구분할 수 있다. 첫째로 Ni첨가에 의해서 강이 고용강화되므로써 소재이 강도가 증가되며, 둘째로 열간압연 공정중에 오스테나이트를 안정화시키므로써 이후 변태되는 페라이트의 결정립 크기를 미세하게 하므로써 기지(matrix)의 강도를 향상시킨다. 마지막으로 오스테나이트의 마르텐사이트 변태온도를 저하시키므로써 오스테나이트의 잔류를 안정화시킨다. 이를 위해 Ni은 적어도 1.0%이상 첨가되어야 하며 2.0%이상 첨가되면, 인장강도가 목적으로 하는 강도수준을 훨씬 상회하고 무엇보다도 비싼 Ni을 다량 첨가함에 따라 경제성을 상실하기 때문에 상한을 2.0%로 선정함이 바람직하다.

상기 S는 강판의 연신율 및 성형성에 미치는 영향이 매우 크고, 특히 스테래치-플렌징성에 있어서는 크랙파괴의 원인으로 작용하기 때문에 첨가량은 낮으면 낮을수록 좋으나, 제강공정에서의 탈류능력을 감안하여 상한을 0.01%로 선정함이 바람직하다.

상기 Al은 탈산원로서 강의 불순물을 저감시키는 역할을 하는데, 본 발명에서는 통상 첨가되는 범위인 0.01-0.08%를 첨가시키므로서 강의 청정성을 향상시키도록 하였다.

이와 같이, 잔류 오스테나이트 형성을 촉진시키는 원소인 Ni을 적정량 첨가하여 조성되는 본 발명강은 고연성을 얻기위하여 잔류 오스테나이트의 체적율을 증가시키는데 그 특징이 있다. 즉, 동일한 제조 공정을 사용하더라도 본 발명에 따르면 잔유 오스테나이트의 형성이 보다 원활해지며 강도도 크게 향상되는 것이다.

따라서, 본 발명강은 상기한 조성을 만족하면서 강의 조직이 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되어야만 하며, 특히, 종래의 기술에 의해 제조된 강의 품질 한계룰 넘어서서 인장강도 100Kg/mm²급으로 TS×EL2400을 얻기 위해서는 강의 미세조직 중에 오스테나이트를 적어도 5%이상을 잔류시키는 것이 필요하며, 이에 따라 극히 우수한 가공성을 발휘하게 된다.

이하, 본 발명강을 제조하는 방법에 대하여 보다 상세하게 설명한다. 우선, 상기 성분계를 갖는 강을 열간 압연함에 있어 800-850℃ 온도범위로 마무리압연하면, 오스테나이트로부터 페라이트로 변태하기 위한 구동력을 증가시키고 이에 따라 이후의 냉각과정에서 형성되는 페라이트의 미세화 및 핵생성 수를 증가시키는 역할을 하게 된다.

상기와 같은 마무리 압연조건에서 압연하여 페라이트를 미세화시키면서 동시에 그 체적율을 증가시키기 위해서는 저온압연, 대압하압연, Ar₃변태까지의 급냉, 페라이트 변태 노즈부(nose)에서의 서냉, 페라이트 변태후의 급냉 방법이 유효하다. 이와 같은 개념에 의해 본 발명은 다음과 같은 냉각방식을 사용한다.

즉, 본 발명에서는 700-750℃(Ar₁온도 직상)까지 수냉각하는 것이 바람직한데, 그 이유는 오스테나이트/페라이트 변태개시를 가능한한 낮은 온도로 이끄므로써 미세한 페라이트를 형성시키고, 한편으로 고연성을 나타내는데 절대적인 역할을 하는 오스테나이트를 적정량 미변태시키기 위함이다. 이후, 630-680℃의 온도 범위(Ar₁온도 직하)까지 공냉하므로써 합금성분계에 첨가되어 있는 Ni의 역할에 의해 오스테나이트를 보다 안정화시키고 또한 Si에 의해 안정화된 오스테나이트 C 및 N을 확산 이동시키므로써 미변태 오스테나이트 중의 탄소 함유량을 증가시켜 이 부분의 Ms온도(마르텐사이트 개시온도)를 저하시켜 이후 계속되는 과정중에 오스테나이트가 변태되지 않도록 한다.

그 다음, 계속적으로 공냉하면 펄라이트 및 베이나이트가 과도하게 형성되기 때문에 재차 수냉각하므로써 우선 펄라이트의 형성을 극소화시킨다.

한편, 권취온도가 450℃이상이 되면 권취후 베이나이트 변태가 과도하게 진행되거나 펄라이트가 발달되기 때문에 체적율 5%이상의 잔류 오스테나이트를 함유시키기 위해서는 상한을 430℃로 한정하고, 또한, 350℃이하로 권취하게 되면 연성 향상에 크게 기여하는 잔류 오스테나이트 대신에 마르텐사이트가 형성되기 때문에 하한을 370℃로 한정함이 바람직하다.

이와 같이, 본 발명 방법에 따르면, 페라이트-베이나이트-잔류 오스테나이트의 3상 조직을 형성시킬 수 있고, 이러한 3상 조직강은 잔류 오스테나이트가 5%이상 함유되어 있는 종래의 2상 조직강보다도 높은 인장강도(100Kg/mm²) 및 인장강도×연신율2500인 물성을 나타낸다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 구체적으로 설명한다.

실시예

하기표 1과 같은 화학성분을 지닌 발명강과 비교강을 용해하여 잉고트(ingot)로 제조한 후, 열간압연하여 두께 3.0mm의 판재로 제조하였다. 이때 제조조건은 하기표 2와 같이, 열간압연 마무리 온도는 800-870℃의 범위에서 변화시켰으며, 열간압연 후의 런 아웃 테이블(run-out table)에서의 수냉각속도는 실제 현장 생산공정에서의 냉각속도와 동일하게 하였고, 권취온도는 300-500℃의 범위에서 제어하였다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 기계적 물성을 평가하고, 그 결과를 하기표 3에 나타내었다.

상기 표 1에서 C1강은 본 발명보다 탄소함유량이 적은 경우이고, (C=0.14%), R0강은 Ni첨가량이 적은 경우이며(Ni=0.61%), R5강은 Ni첨가량이 과도한 경우이고(Ni=2.54%), C2강은 Si함유량이 적은 경우이며, (Si=0.4%), C3강은 Mn함유량이 작은 경우로서(Mn=0.4%)하기 표 3에 나타낸 바와 같이 목적으로 하는 특성이 나타나지 않아 비교강으로 선정된 것이다. 즉 본 발명에서는 C, Si, Mn, Ni이, 적정량의 잔류 오스테나이트를 형성시키기 위한 필수적인 원소인데, 어느 한 원소라고 본 발명범위에 벗어나면 목적으로 하는 기계적 성질이 나타나지 않음을 알 수 있다. 반면에 R2, R3, R4는 본 발명의 성분제한 범위를 만족시키는 강들이다.

*FDT : 마무리열간압연 온도

T1 : 1차수냉각정지 온도

T2 : 2차수냉각정지 온도

CT : 권취 온도

또한, 발명강과 비교강의 열간압연 및 냉각조건을 나타낸 상기표 2에서 비교예(1)(2)(21)(22) 및 (23)은 비교강인 C1, R0, R5, C2, C3을 사용하여 본 발명조건으로 열간압연한 것이며, 다른 조건은 본 발명 조성강을 사용하여 열간압연 조건을 변화시킨 것이다. 그리고, 비교예(7)(14)(19)는 본 발명강을 열간압연함에 있어 전후단 냉각 패턴 조건 및 권취온도는 발명조건으로 하고 열간압연 마무리온도(FDT)만을 발명조건보다 높게 실시한 경우이며, 비교예(3)(9)(16)은 냉각패턴을 사용함에 있어 1차 수냉각 정지온도(T1) 및 2차 수냉각 개시온도(T2)가 상이한 경우이고, 발명예(4)(5)(10)(11)(12) 및 (17)은 발명조성의 강을 발명조건으로 압연한 경우를 나타낸다.

*TS×EL : (인장강도×연신율)값

F : 페라이트

B : 베이나이트

M : 마르텐사이트

RA : 잔류오스테나이트

상기 표 3은 발명예와 비교예의 기계적성징 및 미세조직의 변화를 나타낸 것으로서 상기 표 3에 나타난 바와 같이 비교예(1),(22) 및 (23)에 있어서는 C, Si, Ni함유량이 적기 때문에 압연 및 냉각조건을 발명범위내로 하더라도 목적으로 하는 인장강도를 얻기 힘들고, TS×EL값도 최대 2300이하에 머무르고 있음을 알 수 있었다. 또한, ,Ni함유량이 적은 비교예(2)에 있어서는 잔류 오스테나이트 5%이상의 형성되었으나 , Ni첨가량이 작아 (Ni=0.615)인장강도가 90Kg/mm 에 불과하였으며 Ni첨가량이 과도한 비교예(21)의 경우에는 인장강도가 과도하였고(목적 100Kg/mm , 실적 121Kg/mm )미세조직에 있어서도 마르텐사이트가 존재하였음을 알 수 있었다.

한편, 본 발명 조성강을 사용하여 제조조건을 변경한 경우를 살펴보면 다음과 같다. 즉, 열간압연 마무리 온도(FDT)를 높게 실시한 비교예(7),(14),(19)의 경우 FDT증가에 따라 오스테나이트 결정립이 조대하여 미변태 오스테나이트의 경화능이 증가하므로써 잔류 오스테나이트의 형성이 적어지고 대신 마르텐사이트가 형성되므로써 연성이 저하하였다. 또한, 권취온도가 높은 비교예(3)(9)(16)의 경우에는 고온에서 권취하므로서 과도한 베이나이트 형성과 잔류 오스테나이트가 5%미만으로 형성되어 이에 따라 TS×EL값도 2300수준에 머무르고 있었다. 또한, 권취온도가 본 발명 범위보다 낮은 비교예(5)(13)(18)의 경우에는 저온권취에 따라 상당량의 마르텐사이트가 존재하여 연성이 저하하였다. 그리고, ROT냉각패턴이 본 발명 범위와 상이한 비교예(8)(15)(20)의 경우 역시 부적정한 냉각패턴에 따라 잔류 오스테나이트 형성량이 작았으며 이에 따라 TS×EL 역시 최대 2300수준에 머무르고 있었음을 알 수 있다.

반면에, 발명강의 조성범위와 발명조건으로 열간압연한 경우인 발명예(4-5), (10-12) 및 (17)에 있어서는 전부 잔류 오스테나이트 량이 5%이상으로 안정적으로 형성되어 있으며 인장강도 역시 100Kg/mm 이상이고 TS×EL2500으로 발명범위의 미세조직이 형성된 경우만이 본 발명에 부합되는 강이 제조됨을 알 수 있었다.

상술한 바와 같이, 본 발명은 강의 화학성분을 적절히 조절하고 열간압연 및 권취조건을 적절히 제어하므로써, 페라이트-베이나이트-잔류 오스테미나이트의 삼상조직을 형성시킬 수 있고, 이러한 삼상조직강 종래의 페라이트-마르텐사이트의 이상조직강 보다 높은 강도를(TS100Kg/mm ) 쉬이 얻을 수 있으며, 극히 우수한 연성을(TSXEL2500)발휘하는 특성을 나타낸다. 또한, 본 발명은 그 제조방법에 있어서도, 열간압연 후 재차 열처리를 하거나, 혹은 복잡한 수냉각 제어를 할 필요가 없기 때문에 부수적인 열처리가 필요하지 않으므로 제조원가의 저하를 도모할 수 있는 등 그 효과가 매우 크다.

Claims (1)

1. 중량%로, C : 0.15∼0.30%, Si : 1.0∼2.5%, Mn : 1.0∼2.0%, S : 0.01% 이하, Al : 0.01∼0.08%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순원소로 조성되는 강을 800∼850℃의 온도범위에서 마무리 압연한 다음, Ar₁온도 직상인 700∼750℃의 온도범위까지 수냉각하고, 이후 Ar₁온도직하인 630∼680℃의 온도 범위까지 공랭한 후, 재차 수냉각하여 370-430℃의 온도범위에서 권취함을 특징으로 하는 연성이 우수한 인장강도 100Kg/mm²급 열연강판의 제조방법.