KR100833067B1 - 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재 - Google Patents

연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재 Download PDF

Info

Publication number
KR100833067B1
KR100833067B1 KR1020060132264A KR20060132264A KR100833067B1 KR 100833067 B1 KR100833067 B1 KR 100833067B1 KR 1020060132264 A KR1020060132264 A KR 1020060132264A KR 20060132264 A KR20060132264 A KR 20060132264A KR 100833067 B1 KR100833067 B1 KR 100833067B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
less
steel
ferrite
rolling
ultrafine
Prior art date
Application number
KR1020060132264A
Other languages
English (en)
Inventor
최종교
엄경근
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020060132264A priority Critical patent/KR100833067B1/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR100833067B1 publication Critical patent/KR100833067B1/ko

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하를 만족하는 강슬라브를, 900~1300℃로 재가열한 후, 페라이트와 오스테나이트의 평형 온도인 Ae3 온도 이하에서 압연하여 미세 페라이트 조직이 형성된 것을 특징으로 하는 인장강도 780MPa 이상의 강재에 관한 것이다.
본 발명에 의하면, 용접특성이나 성형가공성을 저하시키지 않도록 합금성분을 적게 함유하면서도 페라이트의 결정립 크기를 초세립화함으로써 인장강도가 780MPa 이상이 되는 고강도 고연성의 열간압연 강재를 통상의 압연설비와 통상의 합금조성으로 용이하게 제조할 수 있게 된다.
초세립 페라이트, 열간압연, 동적변태

Description

연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재{Fine-Grained High Strength Hot-Rolled With Good Ductility}
본 발명은 미세 페라이트 조직의 고강도 저항복비 강재에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분을 첨가하는 대신 결정립을 미세하게 하여 강재의 강도를 높이고, 동시에 성형성 또는 가공성 등을 확보하기 위해 항복비를 저감시킨 세립형 고강도 저항복비 열간압연 강재에 관한 것이다.
강재의 강도를 향상시키는 방법으로는 석출물 강화, 고용 강화, 마르텐사이트 강화, 미세퍼얼라이트 강화 등 다양한 강화 방법을 들 수 있다. 그러나 이러한 강재의 강화 방법들은 강도의 향상을 가져오는 장점이 있는 한편, 인성의 열화를 동반하는 것이 일반적이다. 따라서, 이러한 문제점을 해결하기 위한 방법으로 결정립을 미세화시키는 방법이 개발되기에 이르렀다.
결정립의 미세화에 의한 강도 향상 방법의 경우에는 고강도화에 동반되는 인 성 열화 문제를 해소할 수 있을 뿐만 아니라, 충격 천이 온도의 저감을 기대할 수 있기 때문에 그 동안 이 분야에 대한 많은 기술적 발전 및 연구가 진행되어 왔다.
특히 구조물 제작시 용접접합을 많이 하거나, 강재의 충격인성이 중요한 특성으로 요구되는 경우에 주로 사용되는 저탄소 구조용 강재는 급냉 처리(켄칭)를 하는 경우를 제외하고는 미세조직의 대부분이 페라이트로 이루어지게 되는데(이하 '페라이트강'), 근래에 들어 이러한 페라이트강의 결정립 미세화기술이 비약적으로 발전하였다.
이러한 페라이트강의 미세화기술 중에서 강재를 오스테나이트 미재결정역에서 최종 압연하여 오스테나이트를 길게 연신시킨 상태에서 가속냉각을 함으로써 상변태의 핵생성속도를 증대시켜 결정립을 미세화시키는, 소위 TMCP(Thermo-Mechanical Controlled Process)법이 근래에 개발되어 결정립 미세화기술에 획기적인 전기를 제공하였다.
TMCP법은 개발 당시에는 획기적이었으나, 최근에 들어서는 일반화된 세립강 제조기술로 평가받고 있으며, 저탄소 페라이트강에 적용하는 경우에는 페라이트 결정립을 약 5㎛까지 미세화시킬 수 있는 것으로 알려지고 있다. 그러나 결정립 미세화를 통해 강재를 고강도화하는 경우에는 강도가 결정립 크기의 역수에 의존하여 증대되므로, 페라이트의 결정립이 5㎛ 이하의 범위에서는 결정립 미세화에 따른 강 도의 증가속도가 현저히 급격해진다. 따라서 최근에 페라이트 결정립크기가 5㎛ 이하가 되도록 하는 결정립 초미세립화 기술이 다방면으로 개발되고 있다.
결정립 초미세립화와 관련된 종래의 기술로는 미국 특허 제4466842호, 미국 특허 제5200005호, 미국 특허 제6027587호, 일본 특허 특개평11-152544호, 일본 특허 특개2000-144316호, 일본 특허 특개2000-328186호 등이 있다. 이 중에서 미국 특허 제4466842호는 재가열된 저탄소강을 Ar3온도 근처에서 최종 압연을 할 때, 단일패스 또는 다단패스를 통해 총압하율이 75% 이상이 되도록 하고, 패스간 유지시간을 1초이하로 하여 가속냉각을 함으로써 페라이트 결정립이 4㎛ 이하가 되도록 미세화시키는 기술을 요지로 하며, 미국 특허 제5200005호는 극저탄소강을 가열한 후 압연하는 과정에서 마무리압연을 페라이트 안정온도인 Ar1 이하의 범위에서 온간압연을 함으로써 페라이트 결정립도가 5㎛ 이하가 되는 초세립강의 제조방법을 요지로 하는 특허이다.
또한, 미국 특허 제6027587호는 저탄소강을 가열한 후 압연하는 과정에서 50㎛ 이상의 크기로 유지한 미변태 오스테나이트를 700 내지 950℃의 온도범위에서 압연을 함으로써 강재 표층부에 5㎛ 이하의 초미세립 페라이트를 얻는 제조방법을 요지로 하는 특허이다. 또한 일본특허 특개평 11-152544호는 페라이트를 주상으로 하는 열연강판에서 평균 페라이트 결정립 크기가 2㎛ 미만, 페라이트의 장단축비가 1.5미만인 초세립강의 제조방법을 요지로하는 특허이며, 일본특허 특개 2000-144316호은 페라이트와 제2상으로 이루어진 미세조직에서 2~4㎛의 초세립 페라이트에 평균입경이 8㎛ 이하이고 장단축비가 2.0 이하, 입자간 간격이 입경보다 큰 비율이 80%인 제2상으로 이루어지는 초세립 열연강판의 제조방법에 관한 특허이다.
그러나 상기의 특허들은 미세조직이 초세립 페라이트 단상 또는 초세립 페라이트와 제2상의 복합 조직으로 이루어진 강재 또는 그 제조 방법에 관한 것이나, 강재의 미세조직을 초세립화시키는 것에 초점을 맞추었을 뿐, 초세립강의 중요한 특성인 기계적 성질을 극대화하기 위한 기술은 언급되어 있지 않다.
특히, 이들 특허 중 일본 특허 특개평 11-152544호 및 일본 특허 특개 2000-144316호에 기재된 실시예에는 초세립 페라이트로 이루어진 강재의 인장 강도가 일부 소개되어 있는데, 이들은 모두 초세립 페라이트의 조직을 가지고 있지만 인장 강도가 780MPa 이하로 낮은 값을 갖는 것으로 실시예에 나타나 있다. 즉, 초세립 페라이트 미세조직을 갖고 있음에도 불구하고 기계적 특성을 극대화하지 못했다는 문제점이 존재한다는 사실을 의미한다.
본 발명은 합금 성분 첨가가 최소화된 초세립화 미세조직을 가지면서 동시에 인장 강도가 극대화된 고강도의 기계적 성질을 갖는 초세립 미세조직의 열간압연 강재를 제공하는데 그 목적이 있다.
본 발명은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
Figure 112006095216407-pat00001
로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하임을 특징으로 하는 인장강도가 780MPa 이상의 열간압연 강재에 관한 것이다.
나아가 본 발명은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
Figure 112006095216407-pat00002
로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하인 강슬라브를 재가열 및 조압연한 후,
Figure 112006095216407-pat00003
로 정의되는 Ae3 온도 이하에서 마무리 압연하여 미세 페라이트 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 인장강도가 780MPa 이상의 열간압연 강재에 관한 것이 다.
나아가 본 발명은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고,
Mn: 2.0% 이하, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0%이하, Ni: 3.0% 이하로 이루어진 그룹에서 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며,
잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
Figure 112006095216407-pat00004
로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하인 강슬라브를 재가열하는 단계;
조압연하는 단계; 및
Figure 112006095216407-pat00005
로 정의되는 Ae3 온도 이하에서 마무리 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 인장강도가 780MPa 이상의 열간압연 강재의 제조 방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명이 나타내는 초세립강이란, 일반적으로 열간압연을 통해 강재를 제조할 때 압연 및 냉각공정을 적절히 제어함으로써 얻어지는 최종의 미세조직의 75%가 평균결정립 크기로 5㎛ 이하의 페라이트로 이루어지는 강을 의미한다. 전술한 바와 같이 전통적인 TMCP 압연법을 이용하면 평균페라이트 결정립 크기를 약 5㎛ 정도까지 미세화 시킬 수 있는데, 동적변태 압연법과 같은 특별한 압연 방법을 적용하면 페라이트의 결정립을 이보다 더욱 미세화시켜 초세립화시키는 것이 가능해진다.
초세립화된 저탄소강은 합금성분을 특별히 많이 첨가하지 않더라도 결정립계 강화의 기구에 의해 재료의 강도를 현저히 상승시키는 것이 가능하다. 앞서 소개한 선행특허들은 이러한 초세립강의 제조법을 다루고 있으나 강재의 인장 강도가 대체로 780MPa 이하로 나타나, 기존의 전통적 TMCP 강재에 대비하여 특별히 우수한 기계적 성질을 나타낼 수 없어 그 용도가 제한되고 초세립강으로서의 장점을 살릴 수 없다는 문제가 있다.
그러나 본 발명자들은 다양한 실험을 통해 압연공정에서 초세립 페라이트의 핵생성을 일으키고 이어지는 냉각 과정에서 냉각 속도 또는 냉각 종료 온도 등을 조정하여 최종 미세조직의 75% 이상이 초세립의 페라이트로 이루어지고 나머지는 적절한 변태조직을 갖게 되면 합금성분을 적게 함유하더라도 인장강도가 780MPa 이상을 가질 수 있게 제조하는 것이 가능하게 된다는 것을 알게 되었고, 이러한 강재 및 그 제조 방법을 제안하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 성분계에 관하여 상세히 설명한다.
탄소(C)는 강재의 효과적인 강화를 위해서는 적당량의 함유가 필요한 원소이다. 그러나 그 함유량이 0.2중량%(이하, 단지 %라 한다)를 초과하면 강도는 쉽게 증대시킬 수 있으나 가공시 또는 용접시 품질저하를 초래하게 된다. 그리고 탄소함량이 너무 적어서 0.03% 미만으로 첨가하게 되면 미세조직에서 페라이트가 차지하는 비율이 과다하게 되어 강도의 확보에 제약이 생긴다. 따라서 탄소함량은 0.03% 이상 0.2% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si)은 고용강화 효과와 함께 제강공정에서 탈산을 위해 첨가가 필요한 성분이다. 그러나, 그 함유량이 0.5%를 초과하면 용접성이 저하되고 강판표면에 제거하기 곤란한 산화피막이 형성될 가능성이 크며 페라이트의 취성을 유발하는 원인이 된다. 반면, 0.1% 미만으로 첨가하면 탈산이 불충분하여 문제가 될 수 있다. 따라서 이를 고려하여 그 함유량은 0.1% 이상 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P)는 강중에 불가피한 불순물로 첨가되는 경우가 대부분이지만 정련을 통하여 0.015% 이하로 유지할 필요가 있다. 만일 그 함유량이 0.015%를 초과하면 강의 인성을 크게 해치게 된다.
망간(Mn)은 탈산 및 경화능 향상을 위해 첨가가 필요하나, 만일 그 첨가량이 2.0%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질의 결함을 야기시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Mn의 함유량은 2.0% 이하로 제한한다.
크롬(Cr)은 경화능 향상을 위해 첨가가 필요하나, 만일 그 첨가량이 1.0%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질결함을 야기시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Cr의 함유량은 1.0% 이하로 제한한다.
몰리브덴(Mo)은 경화능 향상을 위해 첨가가 필요하나, 만일 그 첨가량이 1.0%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질결함을 야기시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Mo의 함유량은 1.0% 이하로 제한한다.
상기 니켈(Ni)은 인성 및 경화능 향상을 위해 첨가가 필요하나, 만일 그 첨가량이 2.0%를 초과하면 경화능을 불필요하게 증가시켜 압연 및 냉각시 페라이트의 변태속도를 저하시킬 뿐만 아니라 용접시 품질결함을 야기시킬 수 있다. 따라서 본 발명에서는 Ni의 함유량은 3.0% 이하로 제한한다.
상술한 합금 성분들 중, 망간, 크롬, 몰리브덴, 니켈 합금 성분을 첨가하는 주목적은 경화능의 향상이다. 이러한 원소들이 적절히 함유되어야 저탄소 초세립강의 인장강도를 780MPa 이상으로 확보하는 것이 가능하게 된다.
그러나 이들 경화능 향상 원소들의 총량이 너무 많아지면 전체적으로 강재의 경화능이 필요 이상으로 증대되어서 특히 용접할 때 열영향부에서 결함이 발생할 가능성이 매우 커진다. 이러한 이유로 각각의 첨가원소가 강재의 경화능에 미치는 영향도를 고려한 다음 식으로 나타나는 탄소 당량(Ceq)을 이용하면, 합금원소의 총량에 대한 종합적이고 정량적인 제어가 가능하다.
Figure 112006095216407-pat00006
상기 탄소 당량의 식을 기준으로 합금원소의 양을 조절하면 합금원소의 총량이 경화능에 미치는 영향도를 판단할 수 있게 된다.
그러나 상기 탄소당량이 0.40%를 초과하게 되면 강재의 경화능이 불필요하게 커지는 문제점이 발생하고, 특히 용접시 열영향부의 품질 결함의 원인이 될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 탄소당량을 0.40% 이하로 한정한다.
이하 본 발명의 미세조직에 관하여 상세히 설명한다.
페라이트의 평균 결정립 크기는 5㎛ 이하가 바람직하다. 이는 강재의 인장강도와 관련있는데, 상기의 개별 합금성분 첨가량이나 탄소당량으로 표현되는 종합적인 합금첨가량이 0.40% 이하로 되면 통상적인 제조방법으로는 인장강도를 780MPa 이상이 되도록 하는 것이 불가능하므로, 가공특성 또는 용접성을 확보하면서 동시에 고강도를 이루기 위해서는 합금원소를 탄소당량으로 0.40% 이하로 유지하면서 페라이트의 결정립을 평균크기로 5㎛ 이하로 초세립화하는 것이 필요하다. 만일 페라이트 결정립이 5㎛을 초과하면 이러한 합금조성에서는 780MPa 이상의 인장강도를 얻는 것이 불가능하다. 따라서 페라이트의 결정립 평균크기는 5㎛ 이하로 제한한다.
또한, 최종 미세조직에서 페라이트의 분율을 75% 이상으로 제한하였는데 만일 페라이트분율이 75% 미만으로 조성되면 나머지는 퍼얼라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 등로 이루어진 조직들이 나타나게 된다. 하지만, 이러한 조직은 경질조직이기 때문에 인장강도 향상에는 유리할 수 있으나 과다할 경우 연성 또는 성형성이 나빠지게 되어 사용상 문제가 발생한다. 따라서 페라이트의 분율은 75% 이상으로 제한하는 것이 필요하다.
따라서, 합금원소는 용접성 및 가공성 등을 고려하여 탄소당량으로 환산할 때 상한치(0.40%) 이하로 첨가하고, 이러한 첨가로 인하여 저하될 수 있는 인장강도는 페라이트의 미세조직을 초세립화(5㎛ 이하)함으로써 보완할 수 있다. 그리고 초세립 페라이트 이외의 상분율을 기준치(25%)를 중심으로 조절하여 인장강도 780MPa 이상을 유지하면서 연성, 가공성, 용접성 등 사용상의 문제점을 최소화시킨 강재를 제공할 수 있다.
이하 본 발명의 압연 조건에 관하여 설명한다.
본 발명에 따라 강도 및 소부 경화 특성이 우수한 열연 이상조직강을 제조하기 위해서는 상기 조성으로 이루어진 강재를 제조한 후 여기에, 재가열 단계, 조압연하는 단계, 최종 압연하는 단계 및 냉각하는 단계를 거쳐야 한다.
상기 재가열 단계에서의 온도는 900 ∼ 1300℃가 바람직하고 조압연 단계에서의 총 압하율은 50% 이상이 바람직하다. 재가열 단계에서 온도 및 압하율을 각각 조절하는 이유는 최종 압연시의 오스테나이트 조직의 평균 결정립 크기(AGS : Austenite Grain Size)를 이상조직강에 적합한 50㎛ 이하로 만들기 위함이다.
만일 최종 압연 직전 AGS가 50㎛를 초과하면 후속하는 열간가공 중 변형유기 동적변태로 발생하는 페라이트 조직의 형성 속도가 현저히 저하됨과 동시에 변형유기 동적변태 페라이트의 형성장소도 매우 불균일해져서 최종적으로 혼립 페라이트가 형성되고 이로 인하여 기계적 성질의 열화가 발생할 수 있으므로 주의해야 한다.
상기 재가열 단계 및 조압연 단계를 거친 이후에 상기 최종 압연 단계를 거치게 된다. 상기 최종 압연 단계에서 변형유기 동적변태가 나타나게 되고, 이를 이용하여 미세 페라이트가 생성된다. 상기 미세 페라이트 결정립의 크기(FGS, Ferrite Grain Size)는 5㎛ 이하, 바람직하게는 3㎛ 이하이다.
변형유기 동적변태는 적절한 온도 범위 내에서 필요한 양 이상의 가공을 부여하는바, 마무리 열간 다단 압연에서 Ar3와 하기 (관계식 1)로 정의되는 Ae3 사이의 온도 범위에서 그 누적 압하율이 60% 이상, 바람직하게는 75~90%가 될 것이 요구된다.
(관계식 1)
Figure 112006095216407-pat00007
(여기서, C, Mn, Si은 각 원소 함량의 중량%를 나타낸다.)
이것은 오스테나이트를 Ae3 온도 이하로 과냉시켜서 강압하를 할 경우, 압연하는 도중에 미세한 페라이트가 형성되는 소위 동적변태 현상을 이용하기 위함이다. 상술한 마무리 열간 압연의 조건이 만족되지 못하면 충분한 동적 변태 페라이트의 형성량이 생성되지 않게 되고 이후의 냉각공정에서 페라이트 변태 촉진 효과 가 저하된다. 반면, 최종 압연 온도가 Ar3보다 낮으면 일부 페라이트가 조대화될 수 있으므로 Ar3보다는 높은 온도에서 최종 압연이 수행되는 것이 바람직하다.
물론 상기 온도 영역에서 압연을 하는 것만으로는 페라이트의 평형분율을 모두 만족시킬 수 있을 만큼 동적변태가 발생하는 것은 아니지만, 압연온도가 낮아질수록 동적변태 페라이트의 생성속도가 빨라지기 때문에 최종압연 온도가 낮아지면 초세립 페라이트의 분율이 증가한다. 따라서 압연 온도는 Ae3 이하, Ar3 이상에서 이루어지는 것이 바람직하다.
상기 강재의 Ae3 온도는 가공 조건과는 무관하고 강의 성분에 의해 결정되며, 본 발명의 대상 강종 성분 범위에서는 주 합금 원소인 C, Si, Mn의 함량에 의해 영향을 받는다.
강 성분에 따른 Ae3 온도는 상용 열역학 데이터베이스를 이용하여 구할 수 있는 바, 상기 (관계식 1)은 본 발명에 나타난 성분 범위에서의 여러 강종에 있어서 Ae3 온도를 구한 값들을 회귀 분석하여 도출된 것이다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다,.
(실시예)
본 실시예에서는 먼저 진공유도용해를 통해서 하기 표1과 같이 조성되는 강의 잉곳을 제조하였다.
강종 C Si Mn Cr Mo Ni Ceq 비고
A 0.09 0.22 1.45 0.21 - - 0.37 발명강
B 0.11 0.25 1.64 - - - 0.38 발명강
C 0.02 0.21 1.65 0.51 - - 0.39 비교강
D 0.12 1.71 1.54 - - - 0.38 비교강
E 0.08 0.24 2.23 0.20 - - 0.49 비교강
F 0.07 0.20 1.56 1.50 - - 0.63 비교강
G 0.06 0.19 1.71 - 1.41 - 0.63 비교강
H 0.07 0.22 1.64 - - 2.92 0.54 비교강
I 0.15 0,22 1.55 0.23 0.30 0.51 0.55 비교강
(단위 : 중량%)
여기에서 강종 A, B는 본 발명에서 제시하는 합금성분의 제한조건을 충족하는 경우이고, 강종 C ~ I는 첨가원소의 함량이 범위를 벗어나거나 탄소당량이 범위를 벗어나는 비교강에 해당한다. 강종 C, D는 탄소당량의 측면으로는 0.40% 이하로 첨가되어 있으나 강종 C는 탄소함량이 0.03%보다 적고, 강종 D는 실리콘함량이 1.71%로 과잉으로 첨가된 경우이다. 그리고 강종 E~I는 망간, 크롬, 몰리브덴, 니켈 등이 과잉으로 첨가되어 탄소당량이 0.4%보다 높은 경우이다.
이렇게 얻어진 잉곳을 열간압연 시험기를 이용하여 다양한 압연조건으로 열간압연을 실시하고 냉각속도는 50℃/s 이상이 되도록 냉각하였으며 열간압연 소재로부터 미세조직 관찰 및 인장 실험을 수행하고 그 결과를 표2에 나타내었다.
시편 강종 FRT (oC) FM압하율 (%) 페라이트 분율 (%) 평균FGS (㎛) 인장강도 (MPa) 연신율 (%) 비고
1 A 750 80 78 2.4 807 19.3 발명강
2 A 800 80 71 4.4 834 13.2 비교강
3 A 750 70 77 2.4 812 21.0 발명강
4 A 800 70 70 4.2 837 12.9 비교강
5 A 850 80 64 6.4 859 11.1 비교강
6 B 750 80 77 2.4 813 21.4 발명강
7 B 800 80 64 4.1 854 10.2 비교강
8 B 850 80 55 6.4 870 9.0 비교강
9 C 750 80 99 7.3 451 36.5 비교강
10 C 800 80 99 9.6 437 40.6 비교강
11 D 750 80 85 6.4 744 24.0 비교강
12 D 800 80 81 7.1 752 23.7 비교강
13 E 750 80 57 2.1 960 7.8 비교강
14 F 750 80 32 1.6 1235 4.4 비교강
15 G 750 80 32 1.6 1235 5.9 비교강
16 H 750 80 48 1.9 1046 7.5 비교강
17 I 750 80 46 1.9 1065 7.2 비교강
※ FRT : Final rolling temperature (최종압연 온도)
※ FM : Finishing mill (마무리압연)
※ FGS : Ferrite Grain Size (페라이트 결정립 크기)
표2에 의할 때, 본 발명은 페라이트와 오스테나이트의 평형 온도인 Ae3 온도 이하에서 최종압연을 하였다는 사실을 알 수 있다. 이러한 압연조건에 의하여 동적변태 현상이 나타나고 미세한 페라이트가 형성된다. 상기 미세한 페라이트는 대체로 5㎛ 이하의 평균결정립 크기를 갖게 되어 초세립 미세조직을 형성할 수 있게 된다.
또한, 상기 실시예에서 알 수 있듯이 탄소 당량이 증가할 수록, 즉 합금성분이 많이 첨가될수록 페라이트의 변태가 지연되기 때문에 동일한 압연 조건에서라도 탄소당량이 증가하면 동적변태 페라이트의 분율이 저감된다. 만일 동적변태 페라이트, 즉 초세립 페라이트의 분율이 과도하게 낮아지면 압연 후 냉각과정에서 저온변태 조직이 과도하게 많이 형성되어 인장강도는 증가하겠지만 연신율이 매우 낮아지게 된다.
통상적으로 연신율이 15% 이하가 되면 가공성이 낮은 것으로 판단되기 때문에 인장 강도를 780MPa 이상으로 유지하면서 연신율은 15% 미만으로 떨어지지 않도록 하는 기술이 필요하다. 이것은 합금성분을 많이 첨가하고 또는 초세립 페라이트를 충분히 형성시키지 않은 상태에서 냉각속도를 빨리하여 저온변태 조직을 많이 형성시키면 인장강도는 손쉽게 증대시킬 수 있지만 전술한 바와 같이 연신율이 현저히 저감되기 때문에 구조용 등으로 사용하는 것이 불가능하다는 것을 의미한다.
따라서 본 발명에서는 인장강도를 초세립 페라이트 형태로 다량 확보하고 그 분율을 75% 이상으로 유지하여 제2상의 존재에 의하여 나타날 수 있는 연신율 저감 현상을 미연에 방지하는 것이 중요하다.
이런 관점에서 볼 때, 표2에 나타난 시편1, 3, 6은 발명강으로서 합금성분 첨가량 및 탄소당량이 본 발명에서 제시한 범위 이내에 포함되며 적절한 분율의 초세립 페라이트로 이루어진 미세조직을 갖고 있으며, 인장강도가 780MPa 보다 높으면서 연신율도 15% 이상의 양호한 값을 나타낸다.
그러나 나머지의 시편들은 합금성분, 탄소당량, 페라이트 분율, 페라이트의 평균결정립 크기 등 본 발명에서 제한하는 범위를 벗어나는 특성을 지니고 있어 인장강도가 낮거나 인장강도는 780MPa 이상이 되더라도 연신율이 현저히 낮은 값을 보이고 있다.
즉, 시편4, 5, 7 및 8은 합금성분은 적절히 함유하고 있으나 페라이트의 분율이 충분하지 못하여 연신율이 낮은 경우로 본 발명에서 제시하는 조건을 충족시키지 못한다. 그리고, 시편9 내지 17은 합금성분 함유량 또는 탄소당량이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나고 있다.
특히, 시편 및 10은 극저탄소강의 경우인데 극저탄소강은 고온의 오스테나이트를 압연온도로 냉각하면 다른 강종과는 달리 단상(오스테나이트)영역에서 단상(페라이트)영역으로 과냉된다. 이렇게 되면 동적페라이트의 형성은 많으나 평균결정립 크기가 조대해져서 인장강도가 매우 낮아지는 문제를 나타낸다.
그리고 시편11, 12는 실리콘 함량이 과도하게 높은 경우이다. 실리콘이 본 비교예의 경우처럼 과도하게 함유되면 동적변태 페라이트의 평균결정립이 조대해지는 특성을 가지게 되어 인장강도의 저하원인이 된다.
마지막으로, 시편13 내지 17의 경우는 망간, 크롬, 몰리브덴, 니켈 등의 경화능을 증대시키는 원소가 과도하게 함유되거나 탄소 당량이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어난 경우를 나타낸다. 이 경우에는 상술했듯이 초세립 페라이트의 분율이 낮아져서 인장강도는 780MPa 이상의 값을 나타내나 연신율이 현저히 저하되어 본 발명에서 추구하는 물성을 지니지 못하게 된다.
본 발명에 의하면, 용접특성이나 성형가공성을 저하시키지 않도록 합금성분을 적게 함유하면서도 페라이트의 결정립 크기를 초세립화함으로써 인장강도가 780MPa 이상이 되는 고강도 고연성의 열간압연 강재를 통상의 압연설비와 통상의 합금조성으로 용이하게 제조할 수 있게 된다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
    Figure 112008003995749-pat00008
    로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하이며,
    미세조직의 75% 이상이 평균결정립 크기 5㎛ 이하의 미세 페라이트임을 특징으로 하는 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재.
  2. 1항에 있어서, 상기 강재는 Mn: 2.0% 이하, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0%이하, Ni: 3.0% 이하로 이루어진 그룹에서 1종 또는 2종 이상의 성분을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재.
  3. 삭제
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 삭제
  7. 중량%로, C: 0.03 ~ 0.2%, Si: 0.1 ~ 0.5%, P: 0.015% 이하를 포함하고,
    Mn: 2.0% 이하, Cr: 1.0% 이하, Mo: 1.0%이하, Ni: 3.0% 이하로 이루어진 그룹에서 1종 또는 2종 이상의 성분을 포함하며,
    잔부가 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
    Figure 112008003995749-pat00013
    로 정의되는 탄소당량(Ceq)이 0.40% 이하인 강슬라브에 대하여,
    900~1300℃로 재가열하는 단계;
    총 압하율 50% 이상으로 조압연하는 단계; 및
    Figure 112008003995749-pat00014
    로 정의되는 Ae3 온도 이하에서 마무리 압연하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재의 제조방법.
KR1020060132264A 2006-12-22 2006-12-22 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재 KR100833067B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020060132264A KR100833067B1 (ko) 2006-12-22 2006-12-22 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020060132264A KR100833067B1 (ko) 2006-12-22 2006-12-22 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR100833067B1 true KR100833067B1 (ko) 2008-05-27

Family

ID=39665458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020060132264A KR100833067B1 (ko) 2006-12-22 2006-12-22 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR100833067B1 (ko)

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR970043151A (ko) * 1995-12-14 1997-07-26 김종진 고온재질특성이 우수한 저장탱크용 후판강재의 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR970043151A (ko) * 1995-12-14 1997-07-26 김종진 고온재질특성이 우수한 저장탱크용 후판강재의 제조방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101563929B1 (ko) 낮은 용접 크렉 감도와 800ＭＰａ의 항복 강도를 갖는 강판 및 그 제조 방법
WO2012036312A1 (ja) 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3509603B2 (ja) 靱性に優れた降伏強さが３２５ＭＰａ以上の極厚Ｈ形鋼
JP4291860B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5363922B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JPH05179396A (ja) 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2018188675A (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
US11591667B2 (en) High-strength steel sheet having excellent impact resistant property and method for manufacturing thereof
KR100979796B1 (ko) 구멍확장성과 연성(延性)이 뛰어난 자동차용 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JPH08295982A (ja) 低温靱性に優れた厚鋼板およびその製造方法
KR101585724B1 (ko) 중심부 저온 파괴전파 저항성 및 항복비 특성이 동시에 우수한 후물 라인파이프 강재 및 그 제조방법
JP7221475B6 (ja) 延性及び低温靭性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
KR101318227B1 (ko) 구리를 함유한 복합 베이나이트계 강재 및 그 제조방법
KR100782785B1 (ko) 초세립 열연 이상조직강 및 그의 제조 방법
US20220186335A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same
JP2002226943A (ja) 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR20100070639A (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板
JP3539545B2 (ja) バーリング性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR102178728B1 (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
JPS63145745A (ja) 強度、延性、靭性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
KR100833067B1 (ko) 연성이 우수한 세립형 고강도 열간압연 강재
KR100833068B1 (ko) 저항복비를 가진 초세립 열간압연 강재
KR102209569B1 (ko) 고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102451005B1 (ko) 열적 안정성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E701 Decision to grant or registration of patent right
GRNT Written decision to grant
FPAY Annual fee payment

Payment date: 20130502

Year of fee payment: 6

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20140521

Year of fee payment: 7

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20150519

Year of fee payment: 8

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20160523

Year of fee payment: 9

FPAY Annual fee payment

Payment date: 20180521

Year of fee payment: 11