WO2015099214A1 - 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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martensite
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heat
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장재훈
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Definitions

  • the present invention relates to a heat-treated hardened steel sheet excellent in strength and ductility and a method of manufacturing the same.
  • the phase ratios of ferrite, bainite, and martensite structures are controlled, such as DP (Dual Phase) steel disclosed in Korean Patent Publication No. 0782785 or TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel disclosed in Korean Patent Publication No. 0270396.
  • DP Dual Phase
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • One aspect of the present invention is to provide a heat-treated hardened steel sheet excellent in strength and ductility even without the addition of expensive alloy elements by appropriately controlling alloy composition and heat treatment conditions and a method of manufacturing the same.
  • the heat-treated hardened steel sheet according to an embodiment of the present invention in weight%, C: 0.05 ⁇ 0.25%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.1 ⁇ 2.0% , P: 0.05% or less, S: 0.03% or less, remainder Fe and other unavoidable impurities, the microstructure of the steel sheet, 90 parts of martensite having a first hardness and martensite having a second hardness % Or more, wherein the first hardness has a greater hardness value than the second hardness, and the difference between the first hardness and the second hardness and the ratio of the first hardness satisfy the following Equation 1.
  • the heat-treated hardened steel sheet according to another embodiment of the present invention in weight%, C: 0.05 ⁇ 0.25%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.1 ⁇ 2.0%, P: 0.05% or less , S: 0.03% or less, remainder Fe and other unavoidable impurities, a heat treatment hardened steel sheet manufactured by cold rolling and heat-treating a steel sheet containing ferrite and pearlite as a microstructure, wherein the microstructure of the heat treatment hardened steel sheet, At least 90% by volume of martensite having a first hardness and martensite having a second hardness, wherein the martensite having the first hardness is transformed in pearlite and its adjacent region before heat treatment, and has martensite having the second hardness.
  • the site is characterized in that it is transformed in the ferrite and its adjacent region before the heat treatment.
  • the manufacturing method of the heat-treated hardened steel sheet according to an embodiment of the present invention in weight%, C: 0.05 ⁇ 0.25%, Si: 0.5% or less (excluding 0), Mn: 0.1 ⁇ 2.0%, P: 0.05 Cold rolling a steel sheet containing not more than%, S: 0.03% or less, balance Fe and other unavoidable impurities, and containing ferrite and pearlite as a microstructure at a rolling reduction rate of 30% or more; Heating the cold rolled steel sheet to a heating temperature (T * ) of Ar 3 to Ar 3 + 500 ° C .; And cooling the heated steel sheet, wherein the heating rate (v r , ° C./sec) during heating satisfies the following relation 2, and the cooling rate (v c , ° C./sec) during cooling is It is characterized by satisfying 3.
  • Figure 1 shows the microstructure before the heat treatment of the steel sheet according to an embodiment of the present invention observed by an electron microscope.
  • Figure 2 shows the microstructure after the heat treatment of Inventive Example 4 in accordance with the conditions of the present invention observed with an optical microscope.
  • Figure 3 shows the microstructure after the heat treatment of Comparative Example 5 out of the conditions of the present invention observed by an optical microscope.
  • the present inventors have conducted in-depth studies to solve the above-mentioned problems of the prior art, and by optimizing the carbon content and controlling the cold rolling and heat treatment processes appropriately, two kinds of martensite having different hardness are formed in the microstructure of the steel sheet.
  • the present invention has been proposed by recognizing that the strength and ductility of steel sheets can be improved simultaneously without the addition of expensive alloying elements.
  • 'heat treatment means a heating and cooling process performed after cold rolling.
  • Carbon is not only an essential element for improving the strength of the steel sheet, but also needs to be appropriately added to secure martensite to be implemented in the present invention. If the content of C is less than 0.05% by weight, not only sufficient strength may be obtained, but it is difficult to secure martensite structure of 90% by volume or more as a microstructure of the steel sheet after heat treatment. On the other hand, when the content of C exceeds 0.25% by weight, there is a problem that the ductility of the steel sheet is lowered. In the present invention, the content of C is preferably controlled to 0.05 to 0.25% by weight.
  • Si not only acts as a deoxidizer, but also improves the strength of the steel sheet.
  • Si content exceeds 0.5% by weight, the scale is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, so that the surface quality of the steel sheet is deteriorated, so the content of Si in the present invention is 0.5% by weight or less (0 Is excluded).
  • Mn not only improves the strength and hardenability of the steel, but also forms a MnS in combination with S, which is inevitably contained in the steel manufacturing process, and serves to suppress crack generation by S.
  • the content of Mn is preferably 0.1% by weight or more.
  • the content of Mn is preferably controlled to 0.1 to 2.0% by weight.
  • Phosphorus (P) 0.05 wt% or less
  • P is an unavoidable impurity contained in steel, and is preferably an element which is formed at grain boundaries and becomes a major cause of lowering the ductility of steel. Therefore, P is preferably controlled as low as possible.
  • the content of P is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the content of P is controlled at 0.05% by weight.
  • S is an impurity that is inevitably contained in steel, and reacts with Mn to form MnS to increase the content of precipitates, and it is preferable to control it as low as possible.
  • the content of S is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, in the present invention, the upper limit of the content of S is controlled to 0.03% by weight.
  • the heat-treated hardened steel sheet according to the present invention not only satisfies the above component system, but preferably contains 90 vol% or more of martensite having a first hardness and martensite having a second hardness as a microstructure of the steel sheet.
  • the two types of martensite are less than 90% by volume, there is a problem that it is difficult to sufficiently secure the required strength.
  • the balance other than the tissue may include ferrite, pearlite, cementite, and bainite.
  • the heat-treated hardened steel sheet is a steel sheet manufactured by cold rolling and heat-treating a steel sheet containing ferrite and pearlite as a microstructure
  • the martensite having a first hardness is the pearlite before the heat treatment and its adjacent
  • the martensite having the second hardness may be transformed in the ferrite and its adjacent region before the heat treatment.
  • the ratio between the first hardness and the second hardness and the ratio of the first hardness satisfy the following Equation 1. If the ratio is less than 5%, the ductility improvement effect of the steel sheet is insufficient, while if the ratio exceeds 30%, deformation may be concentrated at the interface of the two martensitic structures and cracks may occur. Therefore, there is a fear that the ductility of the steel sheet is lowered.
  • the average packet size of the two martensite may be 20 ⁇ m or less.
  • the packet size of the two types of martensite is more preferably controlled to 20 ⁇ m or less.
  • the steel sheet containing ferrite and pearlite is cold rolled to satisfy the above-described composition.
  • two types of martensite having different hardness after the heat treatment can be formed.
  • the rolling reduction rate in cold rolling is 30% or more.
  • the ferrite structure is stretched in the rolling direction and contains a large amount of residual strain therein, and the pearlite structure is also stretched in the rolling direction, and fine carbides are formed therein. do.
  • the cold-rolled ferrite and pearlite structures make the size of the austenite grains fine during subsequent heat treatment, facilitate the solid solution of carbides, and further improve the strength and ductility of the steel sheet.
  • Figure 1 shows the microstructure before heat treatment of the steel sheet according to an embodiment of the present invention by showing an electron microscope, the ferrite and pearlite structure is stretched in the rolling direction, confirming that the fine carbide in the pearlite structure is formed Can be.
  • the cold rolled steel sheet is heated to a heating temperature (T * ) of Ar3 ⁇ Ar3 + 500 ° C. If the heating temperature (T * ) is less than Ar3 °C austenite is not sufficiently formed, martensite structure of more than 90% by volume after cooling can not be obtained. On the other hand, when the heating temperature (T * ) exceeds Ar 3 + 500 ° C., the size of the austenite grain is coarsened, carbon diffusion is accelerated, and two kinds of martensite having different hardness after cooling cannot be obtained. Therefore, it is preferable that the said heating temperature is Ar3-Ar3 + 500 degreeC or less, and it is more preferable that it is Ar3-Ar3 + 300 degreeC.
  • the heating rate (v r , °C / sec) is preferably to satisfy the following relational formula 2. If v r does not satisfy the relation 2, the size of the austenite grains during heating becomes coarse, and carbon is excessively diffused to obtain two kinds of martensite having different hardness after cooling. On the other hand, since the coarsening of austenite grains and the diffusion of carbon are prevented as the heating rate increases, the upper limit is not particularly limited.
  • the cold rolled and heated steel sheet as described above it is more preferable that the microstructure has an austenite single phase structure having an average diameter of 20 ⁇ m or less. If the average diameter of the austenitic single-phase structure exceeds 20 ⁇ m, the packet size of the martensite structure formed after cooling may be coarse, and the martensite transformation temperature may increase, thereby degrading the strength and ductility of the steel sheet. There is.
  • the cooling rate (v c , °C / sec) is preferably to satisfy the following relational expression 3. If v c does not satisfy the relation 3, the size of the austenite grains during the cooling becomes coarse, and carbon is excessively diffused to obtain two types of martensite having different hardness after cooling. In addition, there is a problem in that transformation to ferrite, pearlite or bainite structure occurs during cooling, thereby preventing the target martensite volume fraction. On the other hand, as the cooling rate increases, the upper limit is not particularly limited because coarsening of austenite grains and diffusion of carbon are prevented.
  • the high temperature holding time (t m , sec) is more preferably to satisfy the following equation (4).
  • the high temperature holding time means a time taken to start cooling the steel sheet when the heating temperature is reached.
  • Equation 4 the average diameter of the austenite grains is controlled to 20 ⁇ m or less before cooling, and the average packet size after cooling is 20 ⁇ m. Martensite which is the following can be ensured.
  • the shorter the time is the more advantageous the coarsening of the austenite grains and the prevention of the diffusion of carbon are not particularly limited.
  • the steel sheet After preparing the steel sheet having the composition of Table 1, the steel sheet was cold rolled, heated and cooled under the conditions of Table 2. Thereafter, the microstructure of the steel sheet was observed, and mechanical properties were measured and shown in Table 3 below. At this time, the tensile test was performed at a rate of 5mm / min for the ASTM subsize specimens, the hardness test was carried out Vickers hardness test of each microstructure under conditions that are maintained for 10 seconds at 5g load.
  • Comparative Examples 1 and 2 include ferrite and pearlite as a microstructure after heat treatment because the carbon content in the steel is low, and the strength was inferior.
  • Comparative Example 3 includes a ferrite and pearlite as a microstructure after the heat treatment because the heating temperature (T * ) is low, the strength was inferior.
  • Comparative Example 5 also has a low heating temperature (T * ), but the carbon content is somewhat high, the strength was in the range controlled by the present invention, but the rolled structure by cold rolling did not sufficiently solve the ductility was inferior.
  • any one of v r and t m is out of the range controlled by the present invention, the size of the austenite grain is coarsened, and the carbon is diffused so that the hardness is different. Less than 5% martensite tissue was formed, with good strength but inferior ductility.
  • v c was out of the range controlled by the present invention, and ferrite and pearlite structures were formed during cooling, and the ductility was excellent, but the strength was inferior.
  • Figure 2 shows the microstructure after the heat treatment according to Inventive Example 4 of the present invention by an optical microscope
  • Figure 3 shows the microstructure after the heat treatment according to Comparative Example 5 observed by an optical microscope.
  • the size of the martensite packet was finely formed to 20 ⁇ m or less, and accordingly, it was confirmed that the plate in the packet was also finely formed.
  • the size of the martensite packet was formed coarse exceeding 20 ⁇ m, it can be seen that the plate in the packet is also formed coarse.

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Abstract

열처리 경화형 강판 및 그 제조방법이 개시된다. 본 발명의 일 측면인 열처리 경화형 강판은 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판으로서, 상기 강판의 미세조직으로, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법
본 발명은 강도 및 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
강도와 연성은 반비례 관계에 있으며, 강도와 연성이 모두 우수한 강재를 얻는 방법으로써 다음의 종래 기술 등이 사용되고 있다.
대표적인 예로, 한국 등록특허공보 제0782785호에 개시된 DP(Dual Phase) 강이나, 한국 등록특허공보 제0270396호에 개시된 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강과 같이 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 조직의 상분율을 제어하거나, 한국 등록특허공보 제1054773호에 개시된 Mn이나 Ni 등의 합금원소를 활용하여 잔류 오스테나이트 분율을 제어하는 기술이 있다.
그러나, DP 강이나 TRIP 강의 경우에는 강도를 1200MPa 이상으로 높이는데 한계가 있으며, 잔류 오스테나이트 분율을 제어하는 기술 역시 강도를 1200MPa 이상으로 높이는데 한계가 있을 뿐만 아니라, 고가의 합금원소로 인한 가격 상승의 문제점이 있다.
따라서, 고가의 합금원소의 활용을 최소화하면서도 강도 및 연성이 우수한 강재 개발의 필요성이 절실히 대두되고 있는 실정이다.
본 발명의 일 측면은, 합금조성과 열처리 조건을 적절히 제어함으로써 고가의 합금원소를 첨가하지 않더라도 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
상기와 같은 목적을 달성하기 위하여, 본 발명의 일 실시예에 의한 열처리 경화형 강판은, 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판으로서, 상기 강판의 미세조직으로, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하고, 상기 제 1 경도는 제 2 경도보다 더 큰 경도 값을 가지며, 상기 제 1 경도 및 제 2 경도의 차이와 제 1 경도의 비율은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[관계식 1]
5 ≤ (제 1 경도-제 2경도)/(제 1 경도)*100 ≤ 30
또한, 본 발명의 다른 일 실시예에 의한 열처리 경화형 강판은, 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강판을 냉간압연 및 열처리하여 제조되는 열처리 경화형 강판으로서, 상기 열처리 경화형 강판의 미세조직은, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하고, 상기 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 펄라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것이며, 상기 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 페라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것을 특징으로 한다.
또한, 본 발명의 일 실시예에 의한 열처리 경화형 강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 Ar3~Ar3+500℃의 가열온도(T*)까지 가열하는 단계; 및 상기 가열된 강판을 냉각하는 단계를 포함하며, 상기 가열시 가열속도(vr,℃/sec)는 하기 관계식 2를 만족하며, 상기 냉각시 냉각속도(vc,℃/sec)는 하기 관계식 3을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[관계식 2]
vr≥(T*/110)2
[관계식 3]
vc≥(T*/80)2
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 실시예에 따르면, 고가의 합금원소를 첨가하지 않더라도 인장강도가 1200MPa 이상이고, 연신율이 7% 이상인 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 예에 따른 강판의 열처리 전 미세조직을 전자현미경으로 관찰하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 조건에 부합하는 발명예 4의 열처리 후 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 조건을 벗어나는 비교예 5의 열처리 후 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것이다.
본 발명자들은 상술한 종래기술의 문제점을 해결하기 위하여 깊이 있게 연구한 결과, 탄소 함량을 최적화하고 냉간압연 및 열처리 공정을 적절히 제어하여, 강판의 미세조직으로 경도가 상이한 2종의 마르텐사이트를 형성시킴으로써, 고가의 합금원소의 첨가 없이도, 강판의 강도 및 연성을 동시에 향상시킬 수 있다는 점을 인지하고 본 발명을 제안하게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면인 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명에서, '열처리'란 냉간압연 후 행하여지는, 가열 및 냉각공정을 의미한다.
먼저, 본 발명 열처리 경화형 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.05~0.25중량%
탄소는 강판의 강도를 향상시키는 필수적인 원소일 뿐만 아니라, 본 발명에서 구현하고자 하는 마르텐사이트를 확보하기 위하여 적정하게 첨가할 필요가 있다. 상기 C의 함량이 0.05 중량% 미만인 경우에는 충분한 강도를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 열처리 후 강판의 미세조직으로 90부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.25 중량%를 초과하는 경우에는 강판의 연성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에 있어서 상기 C의 함량은 0.05~0.25 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.5 중량%(0은 제외)
Si는 탈산제로 작용할 뿐만 아니라, 강판의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 상기 Si 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판 표면에 스케일이 형성되어 강판의 표면품질이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에 있어서 상기 Si의 함량은 0.5 중량% 이하(0은 제외)로 제어하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.1~2.0 중량%
Mn는 강의 강도 및 경화능을 향상시킬 뿐만 아니라, 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 S과 결합하여 MnS를 형성시킴으로써 S에 의한 크랙 발생을 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이와 같은 효과를 얻기 위해서는 상기 Mn의 함량이 0.1 중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 2.0 중량%를 초과하는 경우에는 강의 인성이 저하되는 문제가 있으므로, 본 발명에 있어서 상기 Mn의 함량은 0.1~2.0 중량%로 제어하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.05 중량% 이하
P는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물으로서, 결정입계에 편성되어 강의 연성을 저하시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 P의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 P의 함량의 상한을 0.05 중량%로 관리한다.
황(S): 0.03 중량% 이하
S는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물으로서, Mn과 반응하여 MnS을 형성하여 석출물의 함량을 증가시키고, 강을 취화시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 S의 함량의 상한을 0.03 중량%로 관리한다.
잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
이하, 본 발명에 의한 열처리 경화형 강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 의한 열처리 경화형 강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라, 강판의 미세조직으로, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 상기 2종의 마르텐사이트가 90부피% 미만인 경우에는 요구되는 강도를 충분히 확보하기 어려운 문제가 있다. 한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 조직 이외의 잔부는 페라이트, 펄라이트, 시멘타이트, 베이나이트를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 열처리 경화형 강판은 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강판을 냉간압연 및 열처리하여 제조되는 강판으로서, 상기 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 펄라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것이며, 상기 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 페라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것일 수 있다. 본 발명자들은 후술할 바와 같이, 냉간압연 된 강판의 열처리 조건을 적절히 제어할 경우 탄소의 확산이 최소화되어 상기와 같은 2종의 마르텐사이트를 형성시킬 수 있음을 규명하였다.
강판의 미세조직으로 상기와 같은 조직을 확보할 경우, 가공 초기에는 경도가 낮은 마르텐사이트에서 우선 변형이 일어나며 추후 변형이 진행됨에 따라 가공 경화가 일어나면서 강판의 연성이 향상되게 된다. 한편, 본 발명에서 상기와 같은 효과를 얻기 위해서는 상기 제 1 경도 및 제 2 경도의 차이와 제 1 경도의 비율은 하기 관계식 1을 만족하는 것이 보다 바람직하다. 만약 상기 비율이 5% 미만인 경우에는 강판의 연성 향상 효과가 미흡하며, 반면, 상기 비율이 30%를 초과할 경우에는 2종의 마르텐사이트 조직의 계면에 변형이 집중되어 균열이 발생할 수 있으며, 이로 인하여 강판의 연성이 저하될 우려가 있다.
[관계식 1]
5 ≤ (제 1 경도-제 2경도)/(제 1 경도)*100 ≤ 30
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 2종의 마르텐사이트의 평균 패킷 크기는 20㎛ 이하일 수 있다. 상기 패킷 크기가 20㎛를 초과하는 경우에는 마르텐사이트 조직 내 블록 크기와 플레이트 크기가 동시에 커져 강판의 강도 및 연성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 상기 2종의 마르텐사이트의 패킷 크기는 20㎛ 이하로 제어함이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 강도와 연성이 우수한 열처리 경화형 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
전술한 조성을 만족하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강판을 냉간압연한다. 전술한 바와 같이, 열처리 전 강판의 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 충분히 확보하고, 열처리 조건을 적절히 제어할 경우, 열처리 후 경도가 상이한 2종의 마르텐사이트를 형성할 수 있다.
냉간압연시 압하율은 30% 이상인 것이 바람직하다. 상기와 같이 강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연할 경우, 페라이트 조직이 압연 방향으로 연신되면서 그 내부에 잔류 변형을 다량 포함하게 되며, 펄라이트 조직 역시 압연 방향으로 연신되면서 그 내부에 미세한 탄화물이 형성된다. 이와 같이 냉간압연된 페라이트 및 펄라이트 조직은 후속 열처리시 오스테나이트 결정립의 크기를 미세화하고, 탄화물의 고용을 용이하게 하여, 강판의 강도 및 연성을 보다 향상시킨다. 한편, 도 1은 본 발명의 일 예에 따른 강판의 열처리 전 미세조직을 전자현미경으로 관찰하여 나타낸 것으로, 페라이트 및 펄라이트 조직이 압연 방향으로 연신되어 있으며, 펄라이트 조직 내 미세한 탄화물이 형성되어 있음을 확인할 수 있다.
다음으로, 상기 냉간압연된 강판을 Ar3~Ar3+500℃의 가열온도(T*)까지 가열한다. 만약, 상기 가열온도(T*)가 Ar3℃ 미만일 경우에는 오스테나이트가 충분히 형성되지 않아, 냉각 후 90 부피% 이상의 마르텐사이트 조직을 얻을 수 없다. 반면, 상기 가열온도(T*)가 Ar3+500℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되고, 탄소의 확산이 가속화되어 냉각 후 경도가 상이한 2종의 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 따라서, 상기 가열온도는 Ar3~Ar3+500℃ 이하인 것이 바람직하며, Ar3~Ar3+300℃인 것이 보다 바람직하다.
상기 가열시, 가열속도(vr,℃/sec)는 하기 관계식 2를 만족하도록 함이 바람직하다. 만약, 상기 vr이 관계식 2를 만족하지 않을 경우, 가열 중 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되고, 탄소가 과도하게 확산되어 냉각 후 경도가 상이한 2종의 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 한편, 가열속도가 커질수록 오스테나이트 결정립의 조대화 및 탄소의 확산이 방지되기 때문에 그 상한은 특별히 제한하지 않는다.
[관계식 2]
vr≥(T*/110)2
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기와 같이 냉간압연 및 가열된 강판은, 그 미세조직으로 평균 직경 20㎛ 이하의 오스테나이트 단상조직을 가지는 것이 보다 바람직하다. 만약, 오스테나이트 단상조직의 평균 직경이 20㎛를 초과할 경우 냉각 후 형성되는 마르텐사이트 조직의 패킷 크기가 조대화 될 우려가 있으며, 마르텐사이트 변태온도가 상승하여 강판의 강도 및 연성이 저하될 우려가 있다.
다음으로, 상기 가열된 강판을 냉각한다. 이 때, 냉각속도(vc,℃/sec)는 하기 관계식 3을 만족하도록 함이 바람직하다. 만약, 상기 vc가 관계식 3을 만족하지 않을 경우, 냉각 중 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되고, 탄소가 과도하게 확산되어 냉각 후 경도가 상이한 2종의 마르텐사이트를 얻을 수 없다. 또한, 냉각중 페라이트, 펄라이트 또는 베이나이트 조직으로의 변태가 일어나 목표로 하는 마르텐사이트 부피분율을 확보할 수 없는 문제가 있다. 한편, 상기 냉각속도가 커질수록 오스테나이트 결정립의 조대화 및 탄소의 확산이 방지되기 때문에 그 상한은 특별히 제한하지 않는다.
[관계식 3]
Vc≥(T*/80)2
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 가열된 강판의 냉각시, 고온유지시간(tm, sec)은 하기 관계식 4를 만족하도록 함이 보다 바람직하다. 상기 고온유지시간은 가열온도에 도달한 강판의 냉각을 개시하는데 걸리는 시간을 의미한다. 상기 고온유지시간이 하기 관계식 4를 만족할 경우, 탄소의 과도한 확산 방지에 도움이 될 뿐만 아니라, 냉각 전, 오스테나이트 결정립의 평균 직경이 20㎛ 이하로 제어되어, 냉각 후, 평균 패킷 크기가 20㎛ 이하인 마르텐사이트를 확보할 수 있다. 한편, 상기 시간이 짧을수록 오스테나이트 결정립의 조대화 및 탄소의 확산 방지에 유리하기 때문에 그 하한은 특별히 제한하지 않는다.
[관계식 4]
tm≤(8-0.006*T*)2
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 조성을 갖는 강판을 준비한 후, 상기 강판을 하기 표 2의 조건으로 냉간압연, 가열 및 냉각하였다. 그 후, 강판의 미세조직을 관찰하고, 기계적 물성을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 이 때, 인장시험은 ASTM subsize 시험편에 대하여 5mm/min의 속도로 수행하였고, 경도시험은 5g 하중에서 10초간 유지하는 조건으로 각 미세조직의 비커스 경도시험을 수행하였다.
표 1
강종 C Mn Si P S
비교강 1 0.04 0.17 0.005 0.01 0.005
발명강 1 0.10 1.49 0.003 0.02 0.003
발명강 2 0.21 0.89 0.005 0.015 0.012
표 2
강종 압하율(%) T*(℃) vr (℃/sec) vr * (℃/sec) vc (℃/sec) vc * (℃/sec) tm(sec) tm *(sec) 비고
비교강 1 70 1000 300 83 1000 156 1 4 비교예 1
비교강 1 70 900 300 67 1000 126 1 6.8 비교예 2
발명강 1 60 700 300 40 1000 76 1 14 비교예 3
발명강 1 60 900 300 67 1000 126 1 6.8 발명예 1
발명강 1 60 1000 300 82 1000 156 1 4 발명예 2
발명강 2 70 900 300 67 1000 126 1 6.8 발명예 3
발명강 2 70 1000 300 83 1000 156 1 4 발명예 4
발명강 2 70 1100 300 100 1000 189 1 2 발명예 5
발명강 2 70 1200 300 119 1000 225 0.1 0.6 발명예 6
발명강 2 70 1000 200 83 1000 156 1 4 발명예 7
발명강 2 70 1000 100 83 1000 156 1 4 발명예 8
발명강 2 70 1000 300 83 200 156 1 4 발명예 9
발명강 2 70 1000 300 83 1000 156 2 4 발명예 10
발명강 2 70 1000 50 83 1000 156 1 4 비교예 4
발명강 2 70 700 300 40 1000 76 1 14 비교예 5
발명강 2 70 1000 300 83 1000 156 5 4 비교예 6
발명강 2 70 1000 300 83 1000 156 20 4 비교예 7
발명강 2 70 1000 300 83 80 156 1 4 비교예 8
발명강 2 70 1200 300 119 1000 225 1 0.6 비교예 9
발명강 2 70 1300 300 140 1000 264 1 0.04 비교예 10
vr *은 관계식 2에 의해 계산된 가열속도((T*/110)2)를 의미하며, vc *는 관계식 3에 의해 계산된 냉각속도((T*/80)2)를 의미하며, tm *은 관계식 4에 의해 계산된 고온유지시간((8-0.006*T*)2)을 의미함.
표 3
강강종 미세조직 제1경도(HV) 제2경도(HV) 관계식1 패킷 크기(㎛) 인장강도(MPa) 연신율(%) 비고
비교강 1 F+P - - - - 655 11.1 비교예 1
비교강 1 F+P - - - - 661 17.8 비교예 2
발명강 1 F+P - - - - 1014 11.9 비교예 3
발명강 1 M1+M2 454 372 28.1 8.9 1347 8.2 발명예 1
발명강 1 M1+M2 437 368 25.8 12.2 1311 9.7 발명예 2
발명강 2 M1+M2 662 513 22.5 6.8 1795 7.4 발명예 3
발명강 2 M1+M2 650 520 20 8.5 1775 8.1 발명예 4
발명강 2 M1+M2 627 510 23.7 13.7 1771 7.7 발명예 5
발명강 2 M1+M2 619 526 25.1 16.7 1702 8.1 발명예 6
발명강 2 M1+M2 634 513 19.1 11.8 1763 7.3 발명예 7
발명강 2 M1+M2 607 549 9.6 10.7 1742 7.1 발명예 8
발명강 2 M1+M2 614 545 11.2 9.1 1711 7.2 발명예 9
발명강 2 M1+M2 631 560 11.2 9.6 1759 7.2 발명예 10
발명강 2 M1+M2 567 540 4.7 15.5 1687 6.4 비교예 4
발명강 2 F+P - - - - 1387 3.2 비교예 5
발명강 2 M1+M2 591 563 4.8 19.7 1712 5.9 비교예 6
발명강 2 M1+M2 578 553 4.3 27.7 1699 2.9 비교예 7
발명강 2 F+P - - - - 649 20.1 비교예 8
발명강 2 M1+M2 570 543 22.1 4.7 1689 6.7 비교예 9
발명강 2 M1+M2 559 536 28.9 4.1 1684 6.4 비교예 10
단, F는 페라이트, P는 펄라이트, M1은 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트, M2는 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트를 의미함
본 발명의 조성 및 제조방법을 만족하는 발명예 1 내지 10은 모두 경도 차이가 5~30%인 2종의 마르텐사이트를 포함하여, 1200MPa 이상의 인장강도 및 7% 이상의 연신율을 가짐을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 및 2는 강중 탄소 함량이 낮아 열처리 후 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하며, 강도가 열위하게 나타났다.
또한, 비교예 3은 가열온도(T*)가 낮아 열처리 후 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하며, 강도가 열위하게 나타났다. 한편, 비교예 5 역시 가열온도 (T*)가 낮지만, 탄소 함량이 다소 높아, 강도는 본 발명이 제어하는 범위를 나타내었으나, 냉간압연에 의한 압연 조직이 충분히 풀리지 못하여 연성이 열위하게 나타났다.
또한, 비교예 4, 6, 7, 9 및 10은 vr 및 tm 중 어느 하나가 본 발명이 제어하는 범위를 벗어나, 오스테나이트 결정립의 크기가 조대화되고, 탄소가 확산되어 경도의 차이가 5% 미만인 마르텐사이트 조직이 형성되었으며, 강도는 우수하나 연성이 열위하게 나타났다.
또한, 비교예 8은 vc가 본 발명이 제어하는 범위를 벗어나, 냉각 중 페라이트 및 펄라이트 조직이 형성되었으며, 연성은 우수하나, 강도가 열위하게 나타났다.
한편, 도 2는 본 발명의 발명예 4에 따른 열처리 후 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것이며, 도 3은 비교예 5에 따른 열처리 후 미세조직을 광학현미경으로 관찰하여 나타낸 것이다. 도 2를 참조하여 볼 때, 발명예 4의 경우, 마르텐사이트 패킷의 크기가 20㎛ 이하로 미세하게 형성되었으며, 이에 따라, 패킷 내 플레이트 역시 미세하게 형성된 것을 확인할 수 있다. 반면, 도 3을 참조하여 볼 때, 비교예 5의 경우, 마르텐사이트 패킷의 크기가 20㎛를 초과하여 조대하게 형성되었으며, 패킷 내 플레이트 역시 조대하게 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강판으로서,
    상기 강판의 미세조직으로, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 제 1 경도는 제 2 경도보다 더 큰 경도 값을 가지며,
    상기 제 1 경도 및 제 2 경도의 차이와 제 1 경도의 비율은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 강판.
    [관계식 1]
    5 ≤ (제 1 경도-제 2경도)/(제 1 경도)*100 ≤ 30
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트의 평균 패킷 크기는 20㎛ 이하인 열처리 경화형 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 인장강도가 1200MPa 이상이고, 연신율이 7% 이상인 열처리 경화형 강판.
  5. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트 및 펄라이트를 포함하는 강판을 냉간압연 및 열처리하여 제조되는 열처리 경화형 강판으로서,
    상기 열처리 경화형 강판의 미세조직은, 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트를 90부피% 이상 포함하고,
    상기 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 펄라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것이며, 상기 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트는 열처리 전 페라이트 및 그 인접영역에서 변태된 것인 열처리 경화형 강판.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 제 1 경도 및 제 2 경도의 차이와 제 1 경도의 비율은 하기 관계식 1 을 만족하는 것을 특징으로 하는 열처리 경화형 강판.
    [관계식 1]
    5 ≤ (제 1 경도-제 2경도)/(제 1 경도)*100 ≤ 30
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 제 1 경도를 갖는 마르텐사이트 및 제 2 경도를 갖는 마르텐사이트의 평균 패킷 크기는 20㎛ 이하인 열처리 경화형 강판.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 강판의 인장강도가 1200MPa 이상이고, 연신율이 7% 이상인 열처리 경화형 강판.
  9. 중량%로, C: 0.05~0.25%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.1~2.0%, P: 0.05% 이하, S: 0.03% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 페라이트(Ferrite) 및 펄라이트(Pearlite)를 포함하는 강판을 30% 이상의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 Ar3~Ar3+500℃의 가열온도(T*)까지 가열하는 단계; 및
    상기 가열된 강판을 냉각하는 단계를 포함하며,
    상기 가열시 가열속도(vr,℃/sec)는 하기 관계식 2를 만족하며, 상기 냉각시 냉각속도(vc,℃/sec)는 하기 관계식 3을 만족하는 열처리 경화형 강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    vr≥(T*/110)2
    [관계식 3]
    vc≥(T*/80)2
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 가열된 강판의 냉각시, 고온유지시간(tm)은 하기 관계식 4를 만족하는 열처리 경화형 강판의 제조방법.
    [관계식 4]
    tm≤(8-0.006*T*)2
  11. 제 9항에 있어서,
    상기 냉각 전, 상기 강판의 미세조직은 평균 직경 20㎛ 이하의 오스테나이트 단상조직인 열처리 경화형 강판의 제조방법.
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