KR101225264B1

KR101225264B1 - 성형성 및 표면특성이 우수한 초고강도 열연 강판 제조방법

Info

Publication number: KR101225264B1
Application number: KR1020100061574A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 백선필; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2010-06-29
Filing date: 2010-06-29
Publication date: 2013-01-25
Also published as: KR20120001013A

Abstract

본 발명은 성형성 및 표면특성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되는 열연 강판을 제조하며, 열간 마무리 압연 후 권취 전에 수행되는 급속냉각, 1단 제어 냉각 및 2단 제어 냉각 중 어느 하나의 냉각 방식을 이용하여, 780 ~ 1300 MPa 급의 인장강도 및 8 ~ 17%의 연신율을 갖는 Ms강, TRIP강 또는 용융아연도금강판으로 제조하는 방법을 제공하는 것을 특징으로 한다.

Description

성형성 및 표면특성이 우수한 초고강도 열연 강판 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL WITH EXCELLENT FORMABILITY AND SURFACE PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 성형성 및 표면특성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 구조용 부품 등에 적용하기 위하여 열연 강판에 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도를 부여하는 동시에 우수한 성형성 및 표면특성을 부여할 수 있도록 하는 화학성분비 및 열간 압연 방법을 제공하는 기술에 관한 것이다.

자동차에 고강도 및 경량화 효과를 부여하기 위하여, 자동차를 구성하는 각종 부품의 소재에 관하여 많은 연구가 이루어지고 있다. 자동차 구조용 부품에는 주로 열연강판이 적용되고 있다.

열연강판은 통상, 슬래브 재가열 과정, 열간압연 과정, 냉각 과정 및 권취 과정을 통하여 제조된다.

슬래브 재가열 과정에서는 반제품 상태인 슬래브(slab)를 재가열한다.

다음으로, 열간압연 과정에서는 압연롤을 이용하여 재가열된 슬래브를 마무리 압연한다.

그 다음으로, 냉각 과정에서는 압연이 마무리된 강판을 권취하기 위하여 물을 분사하여 압연재를 냉각하는데, 주로 가속 냉각기(Accelerated Cooler)와 같은 냉각 장치를 이용한다.

그 다음으로, 권취 과정에서는 냉각 과정을 통하여 냉각된 강판을 권취한다.

본 발명의 목적은 780 ~ 1300 MPa 급의 인장강도를 지니면서, 8 ~ 17% 연신율(EL)을 확보할 수 있도록 하여서 멤버부재, 범퍼 보강재 및 필라 등과 같은 자동차 구조용 부품에 용이하게 적용할 수 있는 성형성을 가지고, 또한 용융아연도금강판으로의 제조가 용이한 표면특성을 가질 수 있도록 하는 초고강도 열연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

아울러, 본 발명의 다른 목적은 상기 제조 방법으로 제조되며, 주 기지를 마르텐사이트로 구성한 Ms강 또는 마르텐사이트에 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 등을 포함하는 복합조직 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일실시예에 따른 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법은 (a) C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계와, (b) 상기 재가열된 판재를 800 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계와, (c) 상기 열간 마무리 압연된 판재를 급속냉각 방식, 1단 제어 냉각 방식 및 2단 제어 냉각 방식 중 어느 하나를 이용하여 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계 및 (d) 상기 냉각된 판재를 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

여기서, 상기 (a) 단계의 슬래브 판재는 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.003 중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 한다.

다음으로, 상기 (c) 단계의 급속냉각 방식은 50 ~ 100℃/초의 냉각속도로 1.57 ~ 14초 동안 수행하는 것을 특징으로 하고, 1단 제어 냉각 방식은 100 ~ 200℃/초의 냉각속도로 1.5 ~ 6.5초 동안 1단 제어 냉각을 수행한 후 공냉하는 것을 특징으로 하고, 2단 제어 냉각 방식은 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 400 ~ 600℃까지 1단 제어 냉각을 수행한 후 3 ~ 10초 동안 유지한 후, 다시 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 상기 권취 온도까지 2단 제어 냉각을 수행하는 것을 특징으로 한다.

그 다음으로, 상기 (d) 단계의 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로한 주상이 마트텐사이트 상인 Ms강인 것을 특징으로 하거나, 단면 조직의 면적률을 기준으로 50%이상의 마트텐사이트 상 및 50% 미만의 페라이트 상 또는 베이나이트 상을 포함하는 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)인 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 (d) 단계의 냉각된 판재는 상기 마르텐사이트 상 주변에 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 것을 특징으로 하고, 단면 조직의 면적률을 기준으로 5% 미만의 펄라이트 상을 포함하는 것을 특징으로 한다.

아울러, 본 발명의 일실시예에 따른 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판은 C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되며, 열간 마무리 압연 후 권취 전에 수행되는 급속냉각, 1단 제어 냉각 및 2단 제어 냉각 중 어느 하나의 냉각 방식에 의하여, 780 ~ 1300 MPa 급의 인장강도 및 8 ~ 17%의 연신율을 갖는 것을 특징으로 한다.

아울러, 본 발명의 일실시예에 따른 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조 방법은 (a') C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계와, (b') 상기 재가열된 판재를 800 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계와, (c') 상기 열간 마무리 압연된 판재를 급속냉각, 1단 제어 냉각 및 2단 제어 냉각 중 어느 하나를 이용하여 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계와, (d') 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연 코일을 형성하는 단계 및 (e') 상기 열연 코일을 언코일링한 후 산세처리(PO, Pickling and Oiling)하고, 450 ~ 600℃의 온도에서 용융아연도금하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 (d') 단계에 의하여 형성되는 열연 코일은 표면에 FeAl₂O₄ 산화물층을 포함하는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 성형성 및 표면특성이 우수한 780 ~ 1300 MPa급 고강도 열연강판의 제조 방법은 열연후 냉연 및 소둔열처리(CAL, Continuous Annealing Line), 또는 열연후 급속냉각을 통한 열처리(HPF, Hot Press Forming)등 열연공정으로 생산된 강판을 후속공정을 통하여 강도를 증가시키는 추가 공정을 생략할 수 있다. 따라서, 고강도 강판의 제조비용을 절감시킬 수 있는 효과를 제공한다.

아울러, 본 발명은 공정비용을 절감시키면서도 고강도를 실현함으로써, 최근의 환경규제와, 자동차 연비향상을 위하여 자동차 업계에서 요구하는 고강도화 및 경량화 특성에 더 용이하게 대응할 수 있는 효과를 제공한다.

또한, 본 발명은 Al 첨가에 의해 표면층에 FeAl₂O₄ 산화물을 형성함으로써, 기존의 Si 첨가형 TRIP강판은 표면에 Mn 또는 Si 산화물(주로 Mn₂SiO₄)에 의한 산화층 존재로 발생하던 도금 젖음성(Wetability) 열화 문제를 해결할 수 있고, 도금강판 제조를 용이하게 수행할 수 있도록 하는 효과를 제공한다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 열연강판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량에 따른 일실시예 및 비교예의 재질을 나타낸 조직 비교표이다.
도 3은 본 발명의 합금성분 변화에 따른 실시예들의 인장강도를 평가한 그래프이다.
도 4 내지 도 6은 본 발명에 따른 냉각 패턴의 변화를 나타낸 그래프들이다.
도 7 내지 도 10은 본 발명의 냉각 패턴에 따른 실시예들의 조직을 나타낸 단면사진들이다.

최근 환경 및 연비향상에 대한 규제가 확대 되면서 자동차사에서는 고강도 고성형성을 갖는 강판을 생산하기 위해 노력하고 있다.

고강도이면서도 고성형성을 가지기 위해서는 열연후 냉연 및 소둔열처리(CAL, Continuous Annealing Line), 또는 열연후 급속냉각을 통한 열처리(HPF, Hot Press Forming)등을 적용하여 생산을 하고 있다. 그러나, 상기와 같은 후속 공정 조건이 포함되는 경우 제조비용이 추가되고 복잡한 냉각 공정으로 인하여 강도 조절이 용이하지 못한 문제가 있었다.

또한, 고강도를 위해서 Mn 및 Si 합금원소를 다량으로 첨가하였으나, 이 경우 Mn 또는 Si 산화물 생성으로 인하여 도금 젖음성(Wetablity)이 열화되는 문제가 있었다.

따라서, 본 발명에서는 Si 및 Mn의 첨가를 최대한 제한하고, Al을 첨가하여 표면특성을 향상시킬 수 있도록 하였다.

또한, 열간 마무리 압연 후 권취를 위한 냉각 공정을 제어함으로써, 고강도 및 고성형성을 확보할 수 있도록 하였다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연강판의 제조 방법 및 그 방법으로 제조된 고강도 열연강판에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.

본 발명에 따른 780 ~ 1300MPa급 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연강판은 C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되며, 열간 마무리 압연 후 권취 전에 수행되는 급속냉각, 1단 제어 냉각 및 2단 제어 냉각 중 어느 하나의 냉각 방식에 의하여, 고성형성 및 높은 연신율을 갖는 것을 특징으로 한다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 열연강판을 구성하는 각 성분의 역할 및 첨가량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소[C]

탄소는 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 일반적으로 탄소가 0.02 중량% 미만으로 첨가된 강을 극저 탄소강이라하며, 0.02 중량% 이상 0.08 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 저 탄소강이라하며, 0.08 중량% 이상 0.25 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 중 탄소강이라하며, 0.25 중량% 이상 0.6 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 고 탄소강이라 하며, 0.6 중량% 이상의 첨가량을 갖는 것을 극고 탄소강이라 한다.

이 중에서 본 발명에서 사용하는 탄소 함량 범위는 중 탄소강에 속하고 있으므로, 본 발명에 따른 열연 강판은 중 탄소 강판의 일반적인 특성을 공유하는 것으로 한다.

여기서, 본 발명에서 탄소의 함량이 0.08 중량% 미만인 경우에는 780 MPa 이상으로 요구되는 강도 값을 얻기가 어려워 내구성을 확보하기 어렵다.

또한 탄소가 0.20 중량%를 초과하는 경우에는 7% 이상의 적절한 연신을 얻기 어려워 성형성이 열화 될 수 있다.

따라서, 본 발명에 따른 탄소의 함량은 0.08 ~ 0.20 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄[Al]

알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 열연강판 중에 존재하는 산소를 Al₂O₃의 형태로 제거하여 비금속 재재물의 형성을 방지하며, 상기의 실리콘(Si)과 함께 페라이트 안정화 효과를 가져온다.

이러한, 알루미늄이 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.6중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 산화 코팅층 형성이 어려워지므로, 표면특성이 저하되는 문제가 있다.

아울러, 알루미늄의 첨가량이 1.6중량%를 초과하면 표면 품질이 급격히 저하되고 도금 젖음성이 열화되는 문제점이 있다.

망간[Mn]

망간은 강의 제조 공정 중에 불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열 취성을 방지하기 위해 첨가된다. 따라서, 망간의 첨가는 일반적으로 탄소의 첨가보다 강도 상승 시 연성의 저하가 적다.

그러나 탄소 함량이 높아도 망간의 양이 1.4 중량% 미만으로 낮으면 본 발명에서 요구되는 강도의 확보가 이루어 지지 않으며, 망간의 함량을 2.10 중량%를 초과하는 양으로 과도하게 증가시키면 비금속개재물의 양이 증가하여 표면특성이 저하되고, 크랙 발생 등의 결함이 발생할 수 있고, 중심 편석, 미소 편석 등의 편석 현상이 심해져서 성형성이 저하될 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 1.4 ~ 2.10 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

규소[Si]

규소(Si)는 펄라이트 생성을 지연함으로써, 열연 강판의 성형성을 향상시키는 역할을 한다. 규소(Si)의 첨가량이 0.02 중량% 미만인 경우에는 성형성 향상 효과가 떨어지고, 0.60 중량%를 초과할 경우 열연 강판의 표면특성이 저하되는 문제점이 있다.

특히, 본 발명에서 규소(S)는 상술한 망간(Mn)과 조합되어 전기저항용접(ERW) 특성을 제어할 수 있다.

따라서 이러한, 규소(Si)는 열연 강판 전체 중량의 0.02 ~ 0.60중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.

나이오븀[Nb]

본 발명에서 나이오븀(Nb)은 미세한 탄질화물을 형성하고 상온에서 강재의 강도, 인성 확보에 유효하다.

상기 나이오븀(Nb) 첨가량이 전체중량의 0.02중량% 미만이면 고온 강도 및 인성 확보에 효과가 불충분하다.

또한, 0.08 중량%를 초과하면 내화성 강재의 용접부 용접열영향부(HAZ)인성을 열화시킨다. 따라서, 상기 나이오븀(Nb)의 첨가량은 그 범위를 전체중량의 0.02 ~ 0.02 ~ 0.08중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

인[P]

인은 강재의 제조 시 편석 가능성이 큰 원소로서 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 성형 후 일정 시간이 지난 후에 파괴가 되는 지연 파괴의 원인이 될 수 있다.

따라서, 본 발명에서는 인의 함량을 0.05 중량% 이하로 제한하되, 가능한 최소량이 첨가될 수 있도록 조절하는 것이 바람직하다.

황[S]

황(S)은 망간과 결합하여 MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하여 성형 공정 중에 후 크랙과 같은 결함을 발생시킬 수 있다.

따라서, 황(S)은 완전히 배제하는 것이 좋으나, 완전한 황(S) 제거를 위해서는 비용이 많이 들고, 현실적으로 불가능한 일이므로 최대한 그 함량을 0.01 중량% 이하로 감소시키는 것이 바람직하다.

여기서, 상기 인(P) 및 황(S)은 최소 함량으로는 0 중량%가 이상적이나, 실질적으로 불순물을 0 중량%로 필터링 한다는 것은 비용이나 작업의 효율적인 면에서 0 중량%초과로 보는 것이 바람직하다.

질소[N]

질소(N) 역시 황(S)과 함께 본 발명에 따른 열연강판에서 불순물로서 불가피하게 첨가되는 원소이기 때문에 0.01 중량% 이하의 가능한 낮은 함량비로 제한하는 것이 바람직하다.

여기서, 상술한 본 발명의 슬래브 판재는 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.003 중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하여, 성형성 및 표면특성을 더 향상시킬 수 있다.

티타늄[Ti]

본 발명에서 티타늄(Ti)은 강중의 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합되어 TiN와 같은 질화물 형태로 석출된다. 따라서, 철(Fe) 내 고용 강화를 통하여 강도를 개선할 수 있는 원소이다.

상기 티타늄(Ti)의 첨가량이 슬래브 판재 전체중량의 0.01 중량% 미만에서는 상기의 강도 개선 효과가 적기 때문에 첨가량의 하한을 0.01 중량% 이상으로 한다.

아울러, 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.10 중량%를 초과하면 TiC가 석출되기 때문에, 용접열영향부(HAZ)인성을 저하시키는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에 따른 상기 티타늄(Ti) 첨가량은 슬래브 판재 전체중량의 0.01 ~ 0.10 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴[Mo]

본 발명에서 몰리브덴(Mo)은 강판의 소입성 및 상온 내시효성을 확보하기 위한 필수 원소이다.

특히 상기 몰리브덴(Mo)은 하기에서 설명되는 크롬(Cr)을 대신하여 본 발명에 따른 열연 강판에 소입성을 제공하는 주요 원소로서, 그 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 소입성이 저하될 수 있다.

다음으로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.05 중량%를 초과하는 경우에는 추가되는 몰리브덴의 양 대비 소입성 증가분이 크지 않게 된다. 즉, 소입성 향상 효과가 포화 상태로 되면서, 원가만 상승되는 결과를 초래하여 효율성이 떨어지게 된다.

따라서, 본 발명에 따른 몰리브덴(Mo)은 슬래브 판재 전체 질량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 범위 내에서 첨가하는 것이 바람직하다.

크롬[Cr]

크롬도 상기 몰리브덴과 함께 열연 강판의 소입성을 향상시키는 원소로서 사용되고 있다. 그러나, 상기 몰리브덴(Mo)에 비하여 첨가에 따른 소입성 증가 효율이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 0.1 ~ 0.5 중량%로 제한하는 것이 발람직하다.

보론[B]

본 발명에서 보론(B)은 냉각 공정시 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시킴으로써, 열연 강판의 소입성을 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 0.003 중량%를 초과하는 경우에는 편석을 발생시켜 재질 편차가 증가될 수 있다.

본 발명에 따른 상기 보론(B) 첨가량은 슬래브 판재 전체중량의 0.003 중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 슬래브 판재를 열간압연하고, 이어 권취하여 열연 강판으로 제조한다. 이때, 열연 강판의 강도와 연성을 확보하기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이며 이를 위한 열간 마무리 압연 공정 및 권취 공정 사이에 제어 냉각 방시의 공정을 추가한다.

열간 마무리 압연온도(FDT)

열간압연 공정에서 열간 마무리 압연온도가 950℃를 초과하는 온도로 너무 높으면 조대화된 결정립으로 인해 펄라이트 핵생성이 늦어지고, 권취 온도와의 간격이 커 온도 제어성이 저하된다.

또한 열간 마무리 압연온도가 800℃미만으로 너무 낮은 경우에는 압하 부하 증가 및 에지부에 혼립 조직 발생 가능성이 커진다.

따라서, 본 발명에서는 마무리 압연온도를 800 ~ 950℃에서 조절하는 것이 바람직하다.

권취온도(CT)

권취온도가 450℃를 초과하는 온도로 높아지면 펄라이트 층상조직의 간격이 넓어지게 된다. 층상조직의 넓은 간격은 전위의 이동을 효과적으로 방해하지 못하기 때문에 강도가 낮아지며 또한 조대한 펄라이트와 페라이트 간의 계면에 변형이 집중되게 된다.

이와 같은 변형의 집중은 계면에서의 보이드(void) 발생으로 이어지며, 이는 결국 크랙으로 성장하게 되어 성형성을 열화 시킨다.

또한 권취온도가 200℃ 미만으로 낮은 경우에도 페라이트 내의 탄소 고용도가 커지기 때문에, 완전한 펄라이트 조직이 아닌 퇴화한 저온 층상조직(degenerated lamellar structure)을 얻게 되므로 전위의 이동을 효과적으로 막지 못하기 때문에 요구하는 강도 및 경도 값을 얻을 수 없다.

따라서, 본 발명에서 요구되는 기계적 특성을 확보하기 위해서는 권취온도를 450 ℃로 설정하며, 바람직하게는 200 ~ 350℃로 설정한다.

상술한 본 발명의 조성 성분 및 제조 방법과 관련하여, 도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 열연강판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.

도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 Al을 첨가한 슬래브 판재를 마련하고, 판재를 1150 ~ 1250℃까지 재가열하는 단계(S100)와, 재가열된 슬래브를 800 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계(S110)와, 열간 마무리 압연된 판재를 450℃이하의 온도에서 권취하는 단계(S130)를 수행한다.

여기서, 열간 마무리 압연 공정 단계(S110)와 권취 단계(S130) 사이에 제어 냉각을 수행하는 단계(S120)를 추가함으로써, 본 발명에 따른 고강도와 우수한 성형성 및 표면특성을 얻을 수 있다.

이때, 제어 냉각은 급속 냉각 방식, 1단 제어 냉각 방식 및 2단 제어 냉각 방식 중 어느 한 방법이 사용될 수 있다.

급속냉각 방식은 50 ~ 100℃/초의 냉각속도로 1.57 ~ 14초 동안 수행하는 방식이고, 1단 제어 냉각 방식은 100 ~ 200℃/초의 냉각속도로 1.5 ~ 6.5초 동안 1단 제어 냉각을 수행한 후 공냉하는 방식이고, 2단 제어 냉각 방식은 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 400 ~ 600℃까지 1단 제어 냉각을 수행한 후 3 ~ 10초 동안 유지한 후, 다시 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 상기 권취 온도까지 2단 제어 냉각을 수행하는 방식이다.

이에 대한 개략적 냉각 형태는 하기 도 4 내지 도 6에 설명하였다.

본 발명에서는 상기와 같은 ROT(Run Out Table) 내에서의 냉각 공정을 통하여, 후속의 열연 후 소둔열처리(CAL)와 같은 공정을 생략하면서도, 고강도의 우수한 열연 강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기와 같은 제어 냉각을 수행함으로써, 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로한 주상이 마트텐사이트 상인 Ms강을 제조하거나, 단면 조직의 면적률을 기준으로 50%이상의 마트텐사이트 상 및 50% 미만의 페라이트 상 또는 베이나이트 상을 포함하는 2상 ~ 4상 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)을 제조할 수 있다.

이때, 상기 마르텐사이트 상 주변에 잔류 오스테나이트 상이 포함되도록 하여 조직을 안정화시키는 것이 바람직하다. 또한, 연신율 등 성형성을 저해하는 단면 조직인 펄라이트 상을 5% 미만으로 조절하는 것이 바람직하다.

상기와 같은 공정 단계들을 통하여, 본 발명에 따른 열연 코일은 780 ~ 1300MPa 급의 인장강도를 가지면서도, 8 ~ 17%의 우수한 연신율을 갖는다. 이때, 연신율은 17% 이상이되어도 상관이 없으나, 대부분 17% 이상에서는 인장강도가 기준치에 미치지 못하는 결과를 나타내었다.

다음으로, 본 발명에서는 상기와 같이 제조된 열연 강판을 산세처리(PO, Pickling and Oiling)한 후에 450 ~ 600℃의 온도에서 용융아연도금하는 단계(S140)를 더 수행하여 고강도를 가지면서도, 우수한 성형성 및 도금 특성을 갖는 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다.

이때, 도금 특성이 향상된 원인은 열연 제조 단계에서 형성된 강판 표면의 Mn₂SiO₄와 같은 산화층을 본 발명에 따른 Al으로 FeAl₂O₄와 같은 코팅층으로 표면을 개질시킴으로써, 도금 젖음성을 향상시킬 수 있는 것이다.

따라서, 상술한 Al의 첨가 범위(0.6 ~ 1.6 중량%) 및 상기 용융아연도금 공정의 온도(450 ~ 600℃)를 준수하는 것이 바람직하나, 항상 이에 제한된 것은 아니다.

이하, 본 발명을 실시예 및 비교예들을 통하여 보다 구체적으로 설명한다.

1. 열연 강판의 제조

본 발명에 따른 실시예들 및 비교예들은 상술한 제조 조건을 준수하였으며, 구체적인 화학 성분 요약은 하기 표 1에 나타내었으며, 이들에 대한 조업 조건 및 각각의 기계적 특성에 대한 값들은 하기 표 2에 정리하였다.

[표 1]

[표 2]

먼저, 상기 표 2의 기계적 특성 결과를 살펴보면 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 따른 적정한 조성 범위 및 제조 방법을 따른 실시예1 내지 실시예9에 대해서만 목표로 설정한 인장강도(780 ~ 1300MPa) 및 연신율(8 ~ 17%) 범위를 얻을 수 있었다.

여기서, 비교예1, 5, 6에서는 우수한 연신율을 나타내었으나, 낮은 인장강도를 보이고 있어, 본 발명에 따른 실시예 범위에 속하지 못하였으며, 나머지 비교예들도 우수한 인장강도를 나타내고 있으나, 성형성을 나타내는 연신율이 낮은 특성을 나타내었다.

아울러, 상기 표 1에서 비교예로 설정된 예시들은 모두 Al의 함량이 0.6 중량%미만의 값을 갖는 것을 알 수 있는데, 이에 대한 비교예 및 실시예들은 하기 도 2를 통하여 나타내었다.

도 2는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량에 따른 일실시예 및 비교예의 재질을 나타낸 조직 비교표이다.

도 2를 참조하면, Al의 함량이 0.5 중량%가 첨가된 비교예10(0.15C-0.5Si-1.8Mn-0.5Al-0.06Nb, CT: 200℃) 및 비교예11(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.0Al-0.06Nb, CT: 350℃)의 경우, Al의 함량이 1.0 중량%인 실시예10(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.0Al-0.06Nb, CT: 200℃), 실시예12(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.0Al-0.06Nb, CT: 350℃)와 Al의 함량이 1.5 중량%인 실시예11(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.5Al-0.06Nb, CT: 200℃), 실시예13(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.5Al-0.06Nb, CT: 350℃)보다 더 미세한 조직을 볼 수 있다.

이와 같은 조직을 갖는 경우 도금 젖음성이 저해되어 본 발명의 실시예10 내지 실시예13보다 용융아연도금특성이 떨어지게 된다.

이와 같이, 본 발명에 따른 열연 강판은 Al의 첨가에 따라서, 성형성 또는 표면특성의 개선을 획득할 수 있다.

아울러, Nb, Mo, Cr 및 B 중 하나 이상의 원소를 첨가함으로써, 고강도 특성을 더 향상시킬 수 있는데, 이와 같은 특성은 하기 도 3에 나타내었다.

도 3은 본 발명의 합금성분 변화에 따른 실시예들의 인장강도를 평가한 그래프이다.

도 3은 0.15C-1.8Mn-Si-Al에 대한 실시예를 200℃ 및 350℃의 권취온도에를 통하여 제조한 열연강판의 인장강도를 측정한 것으로, 모든 경우가 780 ~ 1300MPa의 범위에 들어오고 있으며, 더 바람직하게는 900 ~ 1200 MPa의 범위를 나타내고 있음을 알 수 있다.

여기서, 상기와 같은 인장강도의 차이들은 열간 마무리 압연 공정 이후 권취 공정을 수행하기 전에 냉각 공정을 제어함으로써 얻을 수 있는데, 그 구체적 제어 냉각에 대한 개략적 사항을 살펴보면 다음과 같다.

도 4 내지 도 6은 본 발명에 따른 냉각 패턴의 변화를 나타낸 그래프들이다.

도 4는 50 ~ 100℃/초를 대표하는 50℃/s의 급냉 온도로 유지시간 없이 연속적으로 냉각하는 급냉 방식을 나타낸 것이다. 이때, 권취온도는 최하 200℃까지 수행할 수 있으므로 1.57 ~ 14초 동안 수행하는 것이 바람직하다.

도 5는 100 ~ 200℃/초를 대표하는 100℃/s로 1단 제어 냉각을 수행한 후 공냉하는 방식을 나타낸 것이다. 이때의 1단 냉각 시간은 1.5 ~ 6.5초 동안 수행될 수 있으며, 공냉시간에 따라서 적절히 조절될 수 있다.

도 6은 50 ~ 200℃/초를 대표하는 200℃/s로 1단 제어 냉각 및 2단 제어 냉각을 나타낸 것으로, 1단 제어 냉각시 400 ~ 600℃까지 냉각하는 것이 바람직하며, 1단 냉각 후 유지시간은 3 ~ 10초 동안 수행하는 것이 바람직하다.

그 다음에는, 다시 200℃/s로 2단 제어 냉각을 수행함으로써, 고강도 특성을 더 확보할 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 열연 강판은 고강도 특성을 가지면서도 우수한 연신율과 표면특성을 갖는데, 이에 대한 표면 특성의 예시들은 하기 표 3에 나타내었다.

[표 3]

표 3을 참조하면, 실시예14 내지 실시예17의 모든 경우 1000 MPa 이상의 높은 인장강도(TS)를 나타내었으며, 7% 이상의 성형성이 우수한 연신율(EL)을 나타낸 것을 볼 수 있다.

아울러, 이들에 대한 표면 젖음성 또한 향상된 예를 볼 수 있는데, 이들은 하기 도 7 내지 도 10을 통하여 나타내었다.

도 7 내지 도 10은 본 발명의 냉각 패턴에 따른 실시예들의 조직을 나타낸 단면사진들이다.

도 7은 상기 실시예14의 단면 조직을 나타낸 것이고, 도 8은 상기 실시예15, 도 9는 실시예16, 도 10은 실시예17의 단면 조직을 나타낸 것이다.

여기서 보여지는 모든 경우는 상기 도 2의 비교예 조직과 비교하였을 때 우수한 표면 젖음성을 나타냄을 알 수 있다.

상술한 바에 의하여, 본 발명은 화학성분 및 열연공정의 ROT(Run Out Table) 및 권취온도 제어를 통하여 열연공정만으로 최종제품의 고강도 특성을 확보하면서도, 우수한 성형특성(연신율) 및 표면특성(표면 젖음성)을 확보할 수 있음을 알 수 있다.

따라서, 본 발명은 열연공정 이후 후속공정에 대한 제조비용의 추가분을 제거하여 제조비용을 절감할 수 있고, 제조 효율을 향상시킬 수 있다.

또한 표면특성을 제어하여 용융아연도금특성을 향상시켜 열연도금강판으로의 적용도 용이하게 수행할 수 있다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims

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(a) C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
(b) 상기 재가열된 판재를 800 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계;
(c) 상기 열간 마무리 압연된 판재를 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 400 ~ 600℃까지 1단 제어 냉각을 수행한 후 3 ~ 10초 동안 유지한 후, 다시 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 권취 온도까지 2단 제어 냉각을 수행하는 방식으로 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계; 및
(d) 상기 냉각된 판재를 권취하는 단계;를 포함하고,
상기 냉각하는 단계를 수행함으로써, 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로한 주상이 마르텐사이트 상인 Ms강이거나, 또는 단면 조직의 면적률을 기준으로 50%이상의 마르텐사이트 상 및 50% 미만의 페라이트 상 또는 베이나이트 상을 포함하는 2상 ~ 4상 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)인 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 (a) 단계의 슬래브 판재는 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.003 중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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제4항에 있어서,
상기 (d) 단계의 냉각된 판재는 상기 마르텐사이트 상 주변에 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 (d) 단계의 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로 5% 미만의 펄라이트 상을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
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(a') C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.6 ~ 1.6 중량%, Si : 0.02 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.10 중량%, Nb : 0.02 ~ 0.08 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
(b') 상기 재가열된 판재를 800 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계;
(c') 상기 열간 마무리 압연된 판재를 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 400 ~ 600℃까지 1단 제어 냉각을 수행한 후 3 ~ 10초 동안 유지한 후, 다시 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 권취 온도까지 2단 제어 냉각을 수행하는 방식으로 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계;
(d') 상기 냉각된 판재를 권취하여 열연 코일을 형성하는 단계; 및
(e') 상기 열연 코일을 언코일링한 후 산세처리(PO, Pickling and Oiling)하고, 450 ~ 600℃의 온도에서 용융아연도금하는 단계;를 포함하고,
상기 냉각하는 단계를 수행함으로써, 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로한 주상이 마르텐사이트 상인 Ms강이거나, 또는 단면 조직의 면적률을 기준으로 50%이상의 마르텐사이트 상 및 50% 미만의 페라이트 상 또는 베이나이트 상을 포함하는 2상 ~ 4상 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)인 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조 방법.
제15항에 있어서,
상기 (d') 단계에 의하여 형성되는 열연 코일은 표면에 FeAl₂O₄ 산화물층을 포함하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 표면특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조 방법.