KR100957965B1 - 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용열연강판 및 제조방법 - Google Patents

냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용열연강판 및 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 미세조직 및 제조조건을 제어함으로써, 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판 및 제조방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.
본 발명의 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), W: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.01~0.1%, Al: 0.01~0.1%, S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 초석 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 분율이 각각 10%이하 또는 그 분율의 합이 30%이하이며, 베이나이트의 분율이 70% 이상으로 구성되는 것을 특징으로 한다. 또한, 본 발명의 열연강판의 제조방법도 제공한다.
열연강판, 베이나이트, Bs, Bf

Description

냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판 및 제조방법{High Strength Hot Rolled Steel Sheet for Hot Forming with Reduced Cracking in Cooling and Coiling and Manufacturing Method Thereof}
본 발명은 자동차 구조재 및 부품들에 사용되는 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판 및 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차업계에서는 환경규제와 승객안전 확보를 위해 자동차 구조재 및 부품들이 경량화 및 고강도화 되고 있다. 따라서, 자동차용 강판의 고강도화를 위해 성형성이 우수한 고강도 강판의 제조방법 개발에 대한 연구가 진행되고 있다. 고성형성 및 고강도를 동시에 얻기 위해 열간성형 가공법(Hot Press Forming)이 많이 적용되고 있다. 이러한 열간성형 가공법에 사용되는 고강도 강판은 냉연강판으로서, 고온으로 승온, 유지한 후, 일정모양의 금형으로 프레스하여 자동차 구조부재를 성형함과 동시에 냉각수가 흐르는 금형에 의해 급냉되어 고강도의 열간성형 가공 부품으 로 생산된다.
그러나, 이러한 열간성형 가공법은 생산성이 낮으며, 열간성형 가공에 사용되는 냉연강판은 가격이 비싸기 때문에 원가에 대한 부담이 클 수밖에 없다. 또한 냉연강판의 경화능이 충분하지 못해, 낮은 냉각속도에서는 부품의 부위별로 서로다른 경도값을 가진다. 종래의 열간성형용 강판인 22MnB5의 경우 고가의 Cr이 0.11%이상 첨가되고, 열연강판의 대표적인 조직인 페라이트와 펄라이트의 밴드조직으로 인해 열간성형 후 불균일한 강도가 얻어진다.
이러한 문제를 해결하기 위한 종래기술은 열간성형 가공용 냉연강판에 대해 언급하고 있을 뿐이다. 따라서, 열연강판에 있어서 상기 문제점을 해결할 필요성이 대두되고 있다.
따라서, 본 발명은 열연강판에 있어서 성분의 조성범위와 미세조직 및 제조조건을 제어함으로써, 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판 및 제조방법을 제공하는 것을 그 목적으로 한다.
상기 목적을 달성하기 위하여 본 발명의 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판은 중량%로, C: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), W: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.01~0.1%, Al: 0.01~0.1%, S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 초석 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 분율이 각각 10%이하 또는 그 분율의 합이 30%이하이며, 베이나이트의 분율이 70% 이상으로 구성되는 것을 특징으로 한다.
나아가, 본 발명의 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판의 제조방법은 상기 조성범위를 가지는 강재를 Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고 냉각속도 10℃/s 이상으로 냉각하여 Bs(베이나이트 변태 시작온도)이하와 Bf(베이나이트 변태 종료온도)이상에서 냉각을 정지하고 권취하는 것을 특징으로 한다.
본 발명은 고가의 Mo, Cr 사용량을 감소시키며, B 첨가를 배제하여, 합금강의 가격을 낮출 수 있다. 또한, 저가의 Mn을 첨가하여 Ms(마르텐사이트 변태 시작온도)를 낮춤으로써 베이나이트 조직을 얻을 수 있는 온도구간을 확장시켜 경한 마르텐사이트 형성을 억제하고 미세하고 균일한 베이나이트 조직을 얻음으로써 냉각 및 권취시 열연판의 크랙을 방지할 수 있다. 이를 통하여 기존의 열간성형 가공용 냉연강판보다 열간성형 가공시 낮은 냉각속도로 냉각을 하여도 강도가 우수한 열간성형용 열연강판 및 제조방법을 제공할 수 있다.
이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 구체적으로 설명한다.
C: 0.1~0.5% (이하, 중량%)
상기 C는 0.1~0.5%로 제한한다. 탄소는 강판의 강도를 증가시키는데 필수적인 원소로서, 열간성형 가공부품에서 고강도의 마르텐사이트 phase를 얻기 위해서 C 함유량의 하한을 0.1%로 하였다. 상한의 경우는 0.5% 초과하여 첨가시에는 용접성 저하가 발생하여 자동차 조립시 불량을 일으키는 원인이 될 수 있고, 또한 도금의 공정에서 강판의 강도가 너무 높아져 강판의 통판이 어려워지므로 제한하였다.
Mn: 1.0~3.0%
상기 Mn은 강에서 고용강화 효과가 매우 큰 원소이며, 동시에 오스테나이트에서 페라이트로의 변태를지연시키며, Ar3온도를 낮추는 원소이다. 그 첨가량이 1.0% 미만이면 열간성형시 오스테나이트 단상역에서 열간성형 가공이 힘들어지고, 그 첨가량이 3.0% 초과하면 용접성 및 열간압연시 압연하중의 증가로 열연코일 제조에 있어 문제가 발생되기 때문에 Mn의 함량을 1.0~3.0%로 제한하였다.
Si: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음)
상기 Si은 고용강화에 의한 페라이트 강도 향상의 효과가 있는 원소이나, 다량 첨가되는 경우에 스케일결함의 증가로 인하여 표면 품질의 저하 및 도금성의 저하를 초래하므로, 그 상한을 0.5%로 제한한다.
W: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)
상기 W은 열간성형 가공시 열처리 경화능을 향상시키고, 내열성을 향상시킬 수 있는 유일한 원소이다. 또한 W은 강판을 재가열하는데 있어 결정립의 입자성장을 억제하고, 입경을 작게 하는 효과도 기대할 수 있어 본 발명에서 중요한 원소이다. 하지만 W 첨가량이 0.1% 초과에서는 이러한 효과가 포화될 뿐 아니라, 고가로 인해 제조원가가 상승하기 때문에 그 상한을 제한하였다.
Al: 0.01~0.1%
상기 Al은 두 가지 목적으로 첨가되는데, 그 하나는 강 중에 존재하는 산소를 제거하여 응고시 비금속 개재물의 형성을 방지함이고, 다른 하나는 강 중에 존재하는 질소를 AlN으로 고정함에 의하여 결정립 크기를 미세화시키기 위함이다. 따라서, Al 역시 적정한 범위로 첨가되어야 하는데, 그 성분함량이 0.01% 미만이면 상기 첨가목적을 이룰 수 없으며, 0.1%를 초과하면 강의 강도를 증가시키는 문제와 제강 원단위의 상승의 문제가 있으므로, 0.01~0.1%로 제한한다.
S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음)
상기 S는 MnS의 형태로 석출이 이루어져서 석출물의 양을 증가시키는 불순물이기 때문에 상한을 0.03%로 제한한다.
P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)
상기 P는 과다하게 첨가되면 용접성 및 열연제조시에 악영향을 미친다. 또한 가공성이 열화되기 때문에 상한을 0.1%로 제한한다.
N: 0.01~0.1%
상기 N은 본 발명에 있어서 매우 중요한 원소다. N은 고용강화 원소이면서 동시에 Ti, Nb, V, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하는 원소로서, 본 발명에서는 열처리성 및 강도상승을 위해서 충분한 N을 첨가시켰다. N 첨가량 0.01%미만에서는 이러한 효과를 기대할 수 없고, N 첨가량이 0.1%를 초과하게 되면 제강 및 연주공정에 서의 문제를 야기할 수 있으므로 그 상한을 제한한다.
상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
또한, 이하의 성분들이 추가적으로 포함될 수 있다.
Cr: 0.01~0.1%
상기 Cr은 경화능 향상 및 탄화물 생성을 조장하는 원소로, 고강도 열간성형 구조 부품의 제조를 위해중요한 원소이다. 그 효과를 얻기 위해 하한을 0.01%로 제한하였고, 함유량이 증가하면 Ms(마르텐사이트 변태 시작온도)가 감소하나, 그 효과가 미미하고 제강 원단위 상승의 문제가 있어 그 상한을 0.1%로 제한한다.
Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 V: 0.001~0.1%로 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하며 그 총합이 0.3%이하이어야 한다.
상기 Ti, Nb, V은 탄질화물 석출을 조장하여 강판의 강도를 상승시키고, 결정립 미세화를 통해 열간성형구조 부품의 인성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 각각의 첨가량이 0.001% 미만에서는 이와 같은 효과를 얻을 수 없고, 각각의 첨가량이 0.1% 초과 또는 세 원소의 총합이 0.3%를 초과할 경우 제조비용 상승 및 과다한 탄질화물 석출로 인해 열연제조 공정상에서의 문제를 야기할 수 있기 때문에 그 상한을 제한한다.
Cu: 0.005~1.0%
상기 Cu는 미세한 석출물을 조장시켜 강도를 상승시키는데 유효한 원소이다. 0.005% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없고, 1.0% 초과에서는 가공성을 열화시키기 때문에 하한과 상한을 제한하였다.
Ni: 0.005~2.0%
상기 Ni은 고용강화와 함께 경화능을 향상시켜 열처리성을 향상시키는데 유효한 원소이다. 0.005% 미만에서는 그 효과를 얻을 수 없고, 2.0% 초과에서는 가공성 열화, 열연시 스케일 형성 문제, 제조 비용 상승의 문제가 발생하기 때문에 하한과 상한을 제한하였다.
Mo: 0.1%이하(0%를 포함하지 않음)
상기 Mo은 경화능을 향상시켜 열간성형 가공후 마르텐사이트 조직의 확보에 기여하여 고강도 열간성형 가공부품을 제조할 수 있도록한다. 이러한 효과를 얻기 위해 첨가되지만, 제강 제조원가 상승의 문제가 있어 그 함량을 0.1%로 제한한다.
도1을 통하여 본 발명에 대하여 구체적으로 설명한다.
도1의 왼쪽 그림은 일반강을 고온(예, 사상압연 마무리 온도)으로부터 각기 다른 냉각조건으로 (냉각속도 1 > 2 > 3) 상온까지 냉각함에 따라서 얻어지는 미세조직 을 연속냉각상태도로 도식적으로 나타낸 것이다. 1의 냉각조건으로 냉각시는 마르텐사이트 단상이 얻어지며, 2의 냉각조건으로 냉각시는 페라이트+베이나이트+마르텐사이트 조직이 얻어지고, 3의 냉각조건으로 냉각시는 페라이트+펄라이트+베이나이트의 조직이 얻어진다.
이러한 일반강에 경화능을 향상시키는 합금원소를 첨가하는 경우에 도1의 오른쪽 그림에 나타난 바와 같이 페라이트, 펄라이트 베이나이트 변태곡선이 왼쪽 그림에서의 위치에 비하여 시간축으로 오른쪽으로 이동하여 변태가 지연되는 효과가 발생하고 이에 의하여 동일 냉각속도에 대해 일반강에서와 다른 미세조직을 얻게 된다. 즉, 1의 냉각조건에서는 마르텐사이트를 얻고, 2의 냉각조건에서도 또한 마르텐사이트를 얻게되고, 3의 냉각조건에서는 베이나이트와 마르텐사이트의 미세조직을 얻게 되고, 4의 냉각조건에서는 베이나이트를 얻게 된다. 즉, 냉각속도의 강화없이도 냉각속도가 강화되는 효과를 얻게 된다.
또한, 4의 냉각조건과 같이 일정 냉각속도로 냉각을 행하지 않고 냉각 중에 냉각을 정지한 후 냉각속도를 변화시킨 경우 Mn과 같은 경화능 향상원소의 편석을 유발하는 페라이트, 펄라이트 조직과 냉각 및 권취시 강판의 크랙을 발생시키는 경한 마르텐사이트 조직의 생성을 회피함으로써 합금원소 편석 및 강판 생산 중 판의 크랙발생을 억제할 수 있게 된다. 이에 의할 경우 마르텐사이트 변태온도를 Ms 같이 낮게 유지하여 베이나이트 변태영역을 확대함으로써 더욱 증가될 수 있어, 마르텐사 이트 변태온도 저하에 영향을 작게 함으로써, 냉각제어를 용이하게 할 수 있다. 또한, 고가의 원소인 Mo, Cr등의 원소 사용을 제한하고, 저가 원소인 Mn의 함량을 증가시킴으로써 비용저감을 동시에 구현할 수 있다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 구체적으로 설명한다.
본 발명의 열연강판은 초석 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 분율이 각각 10%이하 또는 그 분율의 합이 30%이하이며, 베이나이트의 분율이 70% 이상으로 구성되는 것을 특징으로 한다.
이는 Bs와 Bf 사이의 온도구간에서 냉각을 정지하고 냉각시킴으로써 베이나이트가 주된 상을 이루는 열연조직을 얻기 위함이다. 초석 페라이트, 펄라이트 조직 생성분율을 상기 범위로 제한한 이유는, 이를 초과하여 조직이 생성될 경우 Mn 편석에 의한 열간성형 후 강도편차가 발생할 수 있기 때문이며, 마르텐사이트 조직 분율을 상기 범위로 제한한 이유는, 경한 마르텐사이트 조직이 열연강판에 생성될 경우 냉각 및 권취시 열연강판의 크랙을 유발할 수 있기 때문이다. 즉, 열연강판에서 흔히 관찰되는 페라이트/펄라이트의 복합조직 생성을 억제하고 열간성형시 강판의 강도 상승에 기여하는 Mn의 편석을 최소화한다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 구체적으로 설명한다.
본 발명에서는 상기 조성의 강을 Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고 냉각속도 10℃/s 이상으로 냉각하여 Bs(베이나이트 변태 시작온도)이하와 Bf(베이나이트 변태 종료온도)이상에서 냉각을 정지하고 권취하는 것을 특징으로 한다.
(1) 열간압연 마무리온도
열간압연 마무리온도를 Ar3 변태점 이상으로 정한 이유는 2상역 압연이 이루어짐을 방지하기 위함인데, 본 발명강의 경우에 2상역 압연이 행해질 경우에는 탄화물이 존재하지 않는 초석 페라이트가 다량 발생함에 의하여, 본 발명에서 추구하는 전체 조직에 걸친 베이나이트 조직을 얻을 수가 없다.
(2) 냉각속도
열간압연후 냉각속도를 10℃/s 이상으로 제한한 것은, 그 미만의 냉각속도에서는 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어짐에 의하여, 본 발명의 열연 베이나이트 조직을 얻는 것이 불가능하기 때문이다. 상한의 제한이 없는 것은 상기 언급한 도1의 설명에서 알 수 있는 바와 같이 냉각속도가 빠를수록 베이나이트 조직을 얻는 것에 어려움이 없으므로 제한을 두지 않았다.
(3) 냉각정지온도
열간압연 후 냉각정지온도를 Bs(베이나이트 변태 시작온도, 통상 600℃)이하와 Bf(베이나이트 변태 종료온도, 통상 350℃) 이상으로 제한한 것은, Bs 초과한 온도 에서 냉각이 정지될 경우 페라이트와 펄라이트의 석출이 다량 이루어지고, Bf 미만의 온도에서 냉각이 정지될 경우 경한 마르텐사이트 조직이 생성되어 본 발명의 열연 베이나이트 조직을 얻는 것이 불가능하기 때문이다.
상기 강판은 연연속압연공정을 이용하여 생산되는 것을 특징으로 한다.
본 발명에서는 통상의 연연속압연공정을 거치게 된다. 연연속압연이란 조압연(Roughing Mill) 이후, 다듬질압연(Finishing Mill) 이전 단계에서 다듬질압연 대기 중인 두 개의 코일 중, 선행 코일의 후단부와 후행코일의 선단부를 용접 또는 고성접합 방식으로 접합함으로써 2개 이상의 코일이 연속적으로 담듬질 압연되는 열연공정을 말한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
진공 유도 용해에 의해 표 1에 나타낸 조성의 강괴를 두께 60mm, 폭 175mm로 제조하고 1200℃에서 1시간 재가열을 실시한 후 열연 두께 1.6mm가 되도록 열간압연을 하였다. 열간압연 마무리 온도는 Ar3 변태점이상으로 하였으며, ROT 냉각속도는 5℃/s와 50℃/s로 냉각하여서 목표한 열연권취온도까지 냉각한 후에 400~650℃로 미리 가열된 로에 1시간 유지 후 로냉시킴에 의하여 열연권취를 모사하였다. 열간성형 모사는 딜라토미터를 이용하여 20℃/s의 냉각속도로 냉각한 후 경도를 측정하여 인장강도로 환산하였다.
강종 C Mn Si Al S P N W Ti 기타
1 0.22 2.2 0.25 0.035 0.002 0.01 0.0149 0.03 0.025 Nb 0.005, Ni 0.05
2 0.24 2.2 0.25 0.03 0.003 0.011 0.0151 0.04 0.024 Cr 0.05, Nb 0.01
3 0.21 2.31 0.23 0.042 0.002 0.01 0.011 0.028 0.022 Cu 0.03, V 0.01
4 0.07 0.76 0.20 0.030 0.0026 0.011 0.0014 - 0.021 Cr 0.21, Mo 0.1
5 0.23 0.41 0.20 0.037 0.0031 0.012 0.0050 0.25 0.017 Nb 0.011, V 0.098
상기 표 1에 나타낸 강종, 1, 2, 3은 발명의 범위에 속하지만, 강종 4, 5는 발명강의 성분 조건에서 벗어난 강종이다. 표 1의 강종에 대한 제조조건, 즉, 사상압연후 냉각속도(ROT 냉각속도), 권취온도에 따른 초석 페라이트의 존재 유무 및 최종 열간성형 가공 모사후 환산 인장강도를 표 2에 나타내었다.
강종 강종-제조조건 ROT 냉각속도(℃/s) 냉각정지온도(℃) 권취 온도 (℃) 페라이트 /펄라이트 유/무 열간성형 모사 후 인장강도 (MPa) 비고
1 1-1 5 520 450 O 1280 비교강1
1-2 50 650 600 O 1200 비교강2
1-3 50 510 450 X 1590 발명강1
2 2-1 50 650 600 O 1240 비교강3
2-2 50 600 550 O 1280 비교강4
2-3 50 550 500 X 1690 발명강2
3 3-1 5 650 600 O 1160 비교강5
3-2 5 550 510 O 1140 비교강6
3-3 50 550 510 X 1580 발명강3
4 4-1 5 600 550 O 1210 비교강7
4-2 50 600 550 O 1270 비교강8
5 5-1 50 550 500 O 1260 비교강9
5-2 50 450 350 X 1220 비교강10
상기 표 2에서 나타난 바와 같이, 강종 1, 2, 3을 ROT 냉각시 급냉(냉각속도 50℃/s)을 실시하고, Bs 이하와 Bf 이상의 온도에서 냉각을 정지하고 권취를 행한 발명강의 경우 미세한 탄화물을 포함하는 베이나이트 조직을 형성하였고, 열간성형 모사 후 상대적으로 낮은 냉각속도(20℃/s)에서도 마르텐사이트를 잘 형성하여 인장강도 1470MPa 이상을 나타내었다.
반면에 강종 4, 5를 ROT 급냉과 권취온도를 조절하여도 초석 페라이트/펄라이트가 혼재된 베이나이트 조직을 얻었으며, 이를 바탕으로 열간성형 모사 후 20℃/s의 낮은 냉각속도로 냉각을 한 경우 인장강도 1470MPa을 얻을 수가 없었다. 강종 1, 2, 3을 이용하여 ROT 냉각시 급냉을 하였으나, 권취온도가 Bs이상일 경우 최종 열연조직은 페라이트+펄라이트 조직을 나타내었으며, 열간성형 모사 후 인장강도는 1200MPa 정도로 낮은 수준을 보였다.
또한 강종 1, 2, 3을 이용하여 권취온도는 Bs이하로 유지하였으나, 냉각속도가 낮은 경우는 전체적으로 페라이트/펄라이트+베이나이트의 복합조직을 보였으며, 마찬가지로 열간성형 후 인장강도는 1470MPa에 미치지 못하였다. 강종 5의 경우 마르텐사이트 조직의 형성으로 열간압연판재에 크랙이 발생하였다.
초석 페라이트의 존재 유/무는 마지막 열간압연이 Ar3 변태점 이하에서 작업이 되는 경우에도 영향을 받으며, 사상압연후 냉각속도(ROT 냉각속도) 및 권취 온도에 영향을 받는다. 즉, Ar3 변태 온도는 오스테나이트역에서 냉각을 시작한 후의 냉각속도에 주로 의존을 하지만, Ar3 변태점 이하에서의 압연은 초석 페라이트의 생성을 의미하며, 이는 미세조직의 불균질을 유발하게 된다. 그리고, ROT 냉각속도가 느릴수록 페라이트 및 펄라이트 변태가 촉진되고, 냉각속도가 빠를수록 베이나이트와 마르텐사이트 변태가 일어나게 된다.
또한, 열연 변태가 마무리되는 권취온도가 낮을수록 초석 페라이트의 존재 확률은 낮아진다. 이는 표 2의 실시예에 나타낸 바와 같이, 동일 조성과 냉각조건에서도 권취온도가 높을수록 초석 페라이트가 많이 생기는 것과 일치한다. 표 2에 나타낸 초석 페라이트/펄라이트 유/무의 기준은 초석 페라이트/펄라이트의 양이 각각 10% 초과인 경우에 O로 표시하였고, 10% 이하인 경우에 X로 표시하였으며, 초석 페라이트/펄라이트가 X인 경우에만 본 발명강에 해당된다.
또한 본 발명에서는 열간성형 후 낮은 냉각속도로 냉각을 하여도 인장강도 1470MPa 이상의 고강도 확보를 의도하고 있는데, 열연판에서 초석 페라이트, 펄라이트를 억제하고 베이나이트 조직을 얻음으로써 Ar3이상의 온도로 가열, 유지시 탄화물이 보다 바르고 균일하게 용해된다. 또한 열연판 내부의 미세편석을 방지하여 상기 목표를 얻는 것이 가능해진다.
도1은 합금원소 변화에 의한 상변태도 제어를 나타내는 개략도이다.

Claims (4)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5% 이하(0%를 포함하지 않음), W: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.01~0.1%, Al: 0.01~0.1%, S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 초석 페라이트, 펄라이트 및 마르텐사이트의 분율이 각각 10%이하 또는 그 분율의 합이 30%이하이며, 베이나이트의 분율이 70% 이상으로 구성되는 것을 특징으로 하는 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판.
  2. 제1항에 있어서, 상기 강판은 Cr: 0.01~0.1%, Cu: 0.005~1.0%, Ni: 0.005~2.0%, Mo: 0.1%이하(0%를 포함하지 않음), Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 V: 0.001~0.1%로 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 포함하며, 상기 Ti, Nb 및 V의 총합이 0.3%이하로 포함되는 것을 특징으로 하는 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판.
  3. 제1항 또는 제2항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 강판은 연연속압연 공정을 이용하여 생산되는 것을 특징으로 하는 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판.
  4. 중량%로, C: 0.1~0.5%, Mn: 1.0~3.0%, Si: 0.5% 이하, W: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음), N: 0.01~0.1%, Al: 0.01~0.1%, S: 0.03% 이하(0%를 포함하지 않음), P: 0.1% 이하(0%를 포함하지 않음)이고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를
    Ar3 변태점 이상에서 열간압연을 마무리하고 냉각속도 10℃/s 이상으로 냉각하여 Bs(베이나이트 변태 시작온도)이하와 Bf(베이나이트 변태 종료온도)이상에서 냉각을 정지하고 권취하는 것을 특징으로 하는 냉각 및 권취시 크랙발생이 저감된 고강도 열간성형용 열연강판의 제조방법.
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