KR101372707B1

KR101372707B1 - 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101372707B1
Application number: KR1020110135414A
Authority: KR
Inventors: 임영록; 이병호; 전재춘; 김종화
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2011-12-15
Filing date: 2011-12-15
Publication date: 2014-03-10
Also published as: KR20130068082A

Abstract

본 발명은 재질 균일성이 우수하고 고강도 특성을 갖는 고탄소 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명은 강재의 조성성분, 미세조직 및 공정조건을 제어함으로써 고강도 고탄소 열연강판의 열연조직간 재질 균일성이 우수하여 성형 후 부품의 치수 정밀도가 뛰어날 뿐 아니라 가공 중 결함이 발생하지 않고, 최종 열처리 과정 후에도 균일한 조직 및 경도 분포를 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 고탄소 열연강판의 조직이 대부분 저온 변태 베이나이트 조직으로 얻어짐에 따라 높은 강도의 열연강판을 제공할 수 있다.

Description

재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법 {HIGH STRENGTH HIGH CARBON STEEL SHEET HAVING EXCELLENT UNIFORMITY AND MEHTOD FOR PRODUCTION THEREOF}

본 발명은 재질 균일성이 우수하고 고강도 특성을 갖는 고탄소 열연강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

고탄소 강을 이용한 고탄소 열연강판은 기계부품, 공구류 및 자동차 부품 등 여러가지 용도에 사용되어 왔으며, 목적하는 두께에 해당하는 열연강판을 제조한 뒤 블랭킹, 굽힘, 프레스 가공 등을 통해 원하는 형태를 얻은 후, 최종적으로 열처리를 통해 높은 경도를 부여하게 된다.

고탄소 열연강판에 요구되는 특성으로는 우수한 재질 균일성이 있다. 고탄소 열연강판 내의 재질 편차가 크면, 성형과정에서 부품의 치수 정밀도가 떨어질 뿐 아니라, 가공 중 결함을 야기하게 되며, 최종 열처리 과정에서도 불균일한 조직 분포를 유발하게 된다.

이러한 고탄소 열연강판의 성형성을 개선하기 위해 여러 발명들이 제안되어 왔으나, 대부분의 발명은 냉간압연과 소둔을 거친 이후의 미세조직에서의 탄화물 크기와 분포 제어에 초점을 맞추고 있을 뿐, 열연강판의 성형성과 열처리 균일성에 대한 발명은 아니다.

냉간압연과 소둔을 실시한 후 고탄소 소둔강판의 성형성에 대한 특허문헌 1에 따르면, 소둔 조건의 제어를 통해 평균 탄화물 입경이 1μm 이하, 0.3μm 이하의 탄화물 분율이 20% 이하인 탄화물 분포를 얻을 때에 성형성이 개선된다고 하였으나, 열연강판 상태에서의 성형성에 대한 언급은 없으며, 성형성이 우수한 열연강판을 소둔한 후에 탄화물 입경이 반드시 1μm 이하로 형성되어야할 필연성은 없다.

소둔 조건을 제어하여 탄화물 입경의 표준편차를 탄화물 평균 입경으로 나눈 값을 1.0 이하로 얻음으로써 프레스 성형성을 개선한 특허문헌 1과 소둔 조건을 적절히 제어하여 페라이트 입경이 5μm 이상이면서 탄화물 입경의 표준편차가 0.5 이하일 것을 규정한 특허문헌 2에서도 열연 조직에 대한 언급은 없고, 성형성이 우수한 열연강판이 통상적인 소둔 조건을 거친 후에 위 발명과 같은 분포를 가져야할 필연성은 없다.

특허문헌 3에서는 퍼얼라이트와 세멘타이트의 분율을 10% 이하로 하고, 페라이트의 결정립 크기가 10~20μm 범위일 때 파인블랭킹 가공성이 증가된다고 개시하고 있으나, 이 또한 소둔강판의 미세조직 제어에 대한 한정으로서 열연조직의 성형성과는 거리가 있으며, 열연조직의 성형성 개선에 있어서는 도리어 페라이트 형성을 억제하고 균일한 상분포를 얻음으로써 재질 편차를 최소화하는 수단의 활용이 가능하다.

한편, 특허문헌 4는 신장 플랜지성의 개선을 위해 소둔 후 페라이트 입경이 6μm 이하, 탄화물 입경을 0.1~1.2μm 사이로 제어하는 소둔 미세조직의 규정과 함께 초당 120℃ 이상의 속도로 열연판을 냉각하여 페라이트 분율을 10% 이하로 하는 열연조직의 규정 방법도 제안하고 있다. 그러나, 이 발명은 소둔재의 신장 플랜지성을 개선하기 위한 것이며, Cr이 필수적으로 첨가되어야 한다.

특허문헌 5에서는 초석 페라이트와 퍼얼라이트의 분율을 각각 5% 이하로 하고 베이나이트의 분율이 90% 이상인 고탄소 베이나이트 조직을 얻고, 그 결과 소둔 후에 미세한 세멘타이트가 분포한 조직을 얻음으로써 소둔판의 성형성을 개선하는 방법을 제안하고 있다. 그러나, 이 발명은 탄화물의 평균 크기를 1μm 이하, 결정립 크기를 5μm 이하로 미세하게 제어하여 소둔재의 성형성을 개선하기 위함일 뿐, 열연재의 성형성에 관련된 발명은 아니다.

또한, 특허문헌 5는 B가 첨가되어 상대적으로 느린 냉각속도인 20~100 ℃/sec 에서도 베이나이트의 분율을 95% 이상으로 얻을 수 있고, 그로 인해 소둔판의 성형이 개선됨을 제시하고 있다. 그러나, 이 발명은 Cr이 필수적으로 첨가되고, 소둔판의 구멍확장성 개선을 위해 미세구상화 조건을 얻기 위한 조직제어로서 고강도 고탄소 열연재의 성형성에 관한 발명은 아니다. 또한, ROT에서 베이나이트를 충분히 변태시키기 위한 냉각제어의 수단이 제시되어 있지 않으므로, 균일한 베이나이트 조직의 형성을 통한 성형성 개선과 1000 MPa 이상의 고강도 고탄소 열연강판의 제공을 보장할 수 없다.

일본 공개특허 제2005-344194호 일본 공개특허 제2005-344196호 일본 공개특허 제2001-140037호 일본 공개특허 제2006-063394호 한국 공개특허 제2007-0068289호

본 발명은 강재를 구성하는 조성성분과 미세조직 및 공정조건 특히, 냉각조건을 합금성분의 함수로 제어함으로써, 95% 이상의 베이나이트 조직을 갖고, 래스 두께가 평균 1μm 이하로 미세한 균일한 조직을 갖는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면에 따르면,

중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 베이나이트 상의 면적분율이 95% 이상인 것을 특징으로 하는, 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판을 제공한다.

본 발명의 다른 측면에 따르면,

중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계; 상기 슬라브를 1100~1300 ℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000 ℃로 되도록 열간압연을 수행하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 500 ℃에 도달할 때까지 하기 식(1) 또는 식(1')를 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계; 상기 냉각 완료된 강판을 권취 온도(CT)에 도달할 때까지 하기 식(2)를 만족하는 냉각속도(CR2)로 냉각하는 단계; 및 상기 권취 온도까지 냉각시킨 강판을 하기 식(3)을 만족하는 권취 온도(CT)로 권취하는 단계를 포함하는 고강도 고탄소 열연강판의 제조방법을 제공한다.

<식 (1)>

Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 120,

Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

<식 (1')>

Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,

Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

<식 (2)>

0 ≤ CR2(℃/sec) ≤ Cond2,

Cond2 = 150 - CT/3.33

<식 (3)>

Cond3 ≤ CT(℃) ≤ 500,

Cond3 = 560 - 474×C(wt.%) - 33×Mn(wt.%)

본 발명은 강재의 조성성분, 미세조직 및 공정조건을 제어함으로써 고강도 고탄소 열연강판의 열연조직간 재질 균일성이 우수하여 성형 후 부품의 치수 정밀도가 뛰어날 뿐 아니라 가공 중 결함이 발생하지 않고, 최종 열처리 과정 후에도 균일한 조직 및 경도 분포를 제공할 수 있다. 또한, 본 발명의 고강도 고탄소 열연강판의 조직이 대부분 저온 변태 베이나이트 조직으로 얻어짐에 따라 높은 강도의 열연강판을 제공할 수 있다.

도 1은 냉각속도 제어에 따른 열연강판의 변태곡선을 나타낸 도면이다.
도 2a는 본 발명의 비교예에 따라 제조된 고탄소 열연강판의 현미경 사진이며, 도 2b는 본 발명의 발명예에 따라 제조된 고탄소 열연강판의 현미경 사진이다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 고탄소 열연강판 및 그 제조방법에 대한 실시예들을 상세하게 설명하겠지만 본 발명이 하기의 실시예들에 제한되는 것은 아니다. 따라서 해당 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양한 다른 형태로 구현할 수 있을 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 고강도 고탄소 열연강판은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명의 고강도 고탄소 열연강판에서 이와 같이 성분을 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.

이때, 성분원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.

C: 0.3~0.6%

탄소(C)는 열처리시의 경화능과 열처리 후 경도를 확보하기 위해 필요한 원소로서, 고탄소 열연재의 인장강도를 1000 MPa 이상으로 하기 위해 0.3% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, C의 함량이 0.6%를 초과하면 매우 높은 열연 경도를 갖게 되어 재질 편차의 절대값도 증가하고, 성형성도 나빠지기 때문에 우수한 재질 균일 특성이 나타나지 않게 된다.

Si: 0.5% 이하(0은 제외)

실리콘(Si)은 탈산을 위해 Al과 함께 첨가하게 되는데, Si가 첨가될 경우 적스케일이 발생하는 역기능이 있고, 페라이트를 안정화시켜 재질 편차를 증대시킬 가능성이 있으므로, 그 상한은 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 0.2~1.5%

망간(Mn)은 경화능을 증가시키고 열처리 후 경도를 확보하는 데에도 기여한다. Mn이 0.2% 미만으로 너무 낮으면 조대한 FeS가 형성되어 강재가 매우 취약해질 수 있고, 높은 강도의 베이나이트 상을 형성시키기 어렵다. 반면, Mn이 1.5%를 초과하여 첨가되는 경우에는 합금 원가가 증가하고 잔류 오스테나이트를 형성시킬 우려도 있다.

P: 0.03% 이하(0은 제외)

인(P)은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에, 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다.

S: 0.015% 이하(0은 제외)

황(S)은 상기 인(P)와 마찬가지로 불순물 원로로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면, 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에, 그 상한을 0.015%로 한정하는 것이 바람직하다.

Al: 0.05% 이하(O은 제외)

알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 제강공정에서 탈산제로서 0.05%를 초과하여 첨가될 필요성이 낮고, 첨가량이 지나치게 많을 경우 연주시 노즐 막힘을 유발할 수 있기 때문에, 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

B: 0.0005~0.005%

보론(B)은 강재의 경화능에 크게 기여하는 원소로서, 경화능 강화 효과를 얻기 위해서는 0.0005% 이상 첨가할 필요가 있으나, 첨가량이 지나치게 많을 경우 입계에 보론 탄화물을 형성하여 핵생성 장소를 제공하므로 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있다. 따라서 그 상한을 0.005%로 한정하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005~0.05%

타이타늄(Ti)은 N과 반응하여 TiN을 형성함으로써 BN의 형성을 억제하는 소위 보론 보호를 위해 첨가하는 원소이다. 그 첨가량이 0.005% 미만으로 되면 강중의 질소를 효과적으로 고정하기 못할 우려가 있으며, 반면 첨가량이 지나치게 많을 경우에는 TiN 조대화 등으로 강재를 취약하게 할 우려가 있어 강중의 질소를 충분히 고정할 수 있는 범위로 제어하되 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다.

N: 0.01% 이하(0은 제외)

질소(N)는 강재의 경도에 기여하나 제어가 곤란하며, 그 함량이 0.01%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크게 증가되고, TiN을 형성하고도 남은 여분의 N이 경화능에 기여하여야 할 B를 BN 형태로 소모시킬 가능성이 있으므로, 그 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다.

본 발명에 따른 고탄소 열연강판은 상기 원소 성분 이외에도 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물들이 함유된다.

본 발명에 따른 고강도 고탄소 열연강판의 미세조직은 면적분율로 95% 이상의 베이나이트 조직으로 구성되는 것이 바람직하다.

상기 베이나이트 상의 분율이 95% 이하, 즉 초석페라이트 상, 퍼얼라이트 상 및 마르텐사이트 상의 분율이 5% 이상 형성될 경우에는 강판의 재질 편차가 증대되어 균일한 재질을 갖는 열연강판을 얻기가 어렵다.

또한, 상기 고강도 고탄소 열연강판의 베이나이트 상은 권취 이전에 면적분율로 75% 이상 얻는 것이 바람직하다. 이는, 상기 열연강판에 재질 균일성 특성을 부여하기 위한 것으로서, 권취 이전에 베이나이트 상을 75% 이상으로 얻음으로써 베이나이트 조직의 래스(lath) 두께를 1μm 이하로 얻고 래스 두께의 표준편차와 평균값의 비가 0.5 이하인 균일한 조직을 형성시켜 미세하고 균일한 조직을 갖도록 할 수 있다.

만약, 권취 이전에 변태된 베이나이트 상의 분율이 75% 이하로 부족하게 되면, 권취 이후 변태 발열로 인해 래스 두께가 조대해지고, 부분적으로 경도가 낮은 조직이 형성되게 된다.

이하, 본 발명의 고강도 고탄소 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

하기의 제조방법은 본 발명의 고강도 고탄소 열연강판을 제조할 수 있는 바람직한 일례를 나타낸 것이며, 이에 한정되는 것은 아니다.

먼저, 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조한다.

상기 제조된 강 슬라브를 1100~1300 ℃에서 재가열한다.

이때, 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있으며, 가열 비용도 증대된다.

상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 열간압연 온도가 800~1000 ℃로 되도록 열간압열을 수행하여 강판으로 제조한다.

이때, 상기 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제점이 있으며, 1000℃를 초과하면 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며 스케일이 두꺼워지고, 고온압연성 스케일 결함 등의 표면 품질 저하가 발생할 수 있다.

상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 500 ℃에 도달할 때까지 수냉각대(ROT; Run Out Table)에서 냉각한다.

이때, 냉각속도(CR1)는 하기 식(1)과 같이 초당 120℃ 미만으로부터 Cond1 이상 범위의 냉각속도로 제어하는 것이 바람직하다. 냉각속도(CR1)가 하기 식(1)에 의해 계산된 값인 Cond1 보다 느릴 경우에는 냉각 중에 페라이트 상 또는 퍼얼라이트 상이 형성되어 경도차가 30 HV 이상으로 커지게 되며, 반면 냉각속도가 초당 120℃를 넘는 경우에는 판형상이 크게 나빠지게 된다.

그러나, 본 발명에서는 B의 첨가와 함께 C, Mn 성분의 함량을 제어함으로써 통상적인 냉각속도에서도 소기의 재질 균일화 효과를 얻을 수 있다.

<식 (1)>

Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 120,

Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

또는, 냉각속도(CR1)를 하기 식(1')와 같이 Cond1 이상 Cond1 + 20℃/sec 이하 범위를 만족하도록 제어할 수 있다.

이와 같이 냉각속도를 제어할 경우, 페라이트 또는 퍼얼라이트 상의 형성을 피하되 상변태 선단온도(nose temperature)로부터 멀리 떨어지지 않게 할 수 있으므로, 다음 공정 단계에서의 베이나이트 변태가 더욱 촉진되도록 할 수 있다.

<식 (1')>

Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,

Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

이후, 상기 냉각이 완료된 강판의 온도가 500℃로부터 권취 온도(CT)에 도달할 때까지 냉각속도(CR2)로 냉각한다.

이때, 상기 냉각속도(CR2)는 하기 식(2)와 같이 0 이상 Cond2 이하 범위의 냉각속도로 제어하는 것이 바람직하다. 냉각시, 상기 냉각속도(CR2)로 서냉시킴으로써 권취 이전에 베이나이트 상을 면적분율로 75% 이상 변태시킬 수 있으며, 따라서 최종적으로 미세하고 균일한 래스 두께를 갖는 베이나이트 상을 얻을 수 있다.

냉각속도(CR2)가 하기 식(2)에 의해 계산된 Cond2 보다 빠를 경우, 권취 이전에 충분한 베이나이트 상 변태가 이루어지지 않고, 조건에 따라 마르텐사이트 상이 형성될 우려도 있다. 이러할 경우 재질 균일화 효과가 우수한 강판의 제조가 어렵다.

<식 (2)>

0 ≤ CR2(℃/sec) ≤ Cond2,

Cond2 = 150 - CT/3.33

마지막으로, 상기 수냉각대(ROT)를 통과시킴으로써 권취 온도(CT)까지 냉각시킨 강판을 두루마리 형태의 코일로 권취한다.

이때, 권취 온도(CT)는 하기 식(3)과 같이 Cond3 이상 500℃ 이하 범위의 온도로 제어하는 것이 바람직하다.

권취 온도(CT)가 500℃를 초과하면 상술한 냉각 조건 등을 만족하였더라도 권취 후 유지 단계에서 퍼얼라이트 상이 형성될 수 있고, 1000 MPa 이상의 인장강도를 얻기 어렵게 된다. 반면, 권취 온도(CT)가 하기 식(3)에 의해 계산된 값인 Cond3 미만이면 마르텐사이트 상이 형성되어 경도차가 증가하게 된다.

<식 (3)>

Cond3 ≤ CT(℃) ≤ 500,

Cond3 = 560 - 474×C(wt.%) - 33×Mn(wt.%)

고강도 고탄소 열연강판의 제조시, 조성성분을 제어하는 동시에 도 1에 나타낸 바와 같이 냉각속도 및 권취 온도를 제어함으로써, 권취 단계 이전에 베이나이트 상의 면적분율을 75% 이상으로 변태시킬 수 있으며, 이와 같이 권취 이전에 베이나이트 상을 75% 이상으로 형성시킴으로써 권취 후에는 95% 이상의 베이나이트 상을 갖도록 할 수 있다.

또한, 조성성분 및 냉각속도 등의 제조조건의 제어로 베이나이트 상 래스(lath) 두께를 1 μm 이하로 얻고, 래스 두께의 표준편차와 평균값의 비가 0.5 이하인 균일한 조직을 형성시킴으로써 미세하고 균일한 조직을 갖는 강판을 제조할 수 있다.

뿐만 아니라, 상술한 바에 따라 제조된 고강도 고탄소 열연강판은 미세조직간 경도차를 30 HV 이하로 확보할 수 있어, 우수한 재질 균일성 특성을 갖는다. 때, 상기 경도차는 열연강판에서 측정한 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 설정하였을 때, 95% 수준 경도와 5% 수준 경도의 차이로서 정의한다.

또한, 본 발명에 따라 제조된 고탄소 열연강판은 1000 MPa 이상의 높은 인강장도를 갖는다.

본 발명에 따른 제조방법에 의해 제조된 열연강판은 이후 추가적인 공정 없이 그대로 이용될 수 있으며, 또는 소둔 공정 등의 과정을 더 거친 후 이용될 수도 있다.

이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 보다 구체적으로 설명하기 위한 예시일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하지는 않는다.

< 실시예 >

하기 표 1에 나타낸 바와 같은 합금성분 조성을 갖는 강을 30 Kg의 잉곳(ingot)으로 진공용해한 후, 사이징(sizing) 압연을 수행하여 30 mm 두께의 슬라브로 제조한 후, 이 슬라브를 1200 ℃에서 1 시간 동안 재가열하였다. 이후, 상기 재가열한 슬라브를 900 ℃에서 마무리 열간압연을 수행하여 3 mm 두께를 갖는 열연강판을 제조하였다.

마무리 압연 후, 상기 강판들을 수냉각대(ROT)에서 500 ℃까지 CR1의 냉각속도로 냉각하고, 그 이후부터 권취 온도까지 CR2의 냉각속도로 냉각하였다. 이후, 권취 온도까지 냉각을 완료시킨 열연강판을, 각각의 목표 권취 온도로 미리 가열시킨 로에 장입하여 1 시간 동안 유지시킨 후 로냉하는 과정을 거쳐 열연 권취공정을 모사하였다. 상기 각 강판들에 적용되는 냉각속도(CR1, CR2) 및 권취 온도는 하기 표 2에 나타내었다.

권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 미세조직을 분석하고, 비커스 경도를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 이때, 경도는 500 g 하중의 비커스 경도로 측정하였으며, 30회 이상 측정한 결과에서 최대값을 100%, 최소값을 0% 설정할 때 95% 수준 및 5% 수준 경도의 차이를 경도차로 정의하였다.

또한, 상기 각각의 열연강판의 인장시험을 3회 이상 실시하여 평균 인장강도를 측정하였으며, 각 열연강판의 래스 두께의 크기와 표준편차는 상기 강판을 SEM으로 관찰한 후 측정한 래스 두께 데이터로부터 구하였다.

	C	Si	Mn	B	Ti	Al	P	S	N	구분
A	0.353	0.191	0.704	0.0002	0.0004	0.028	0.015	0.0058	0.0040	비교예
B	0.351	0.211	0.712	0.0010	0.0210	0.024	0.013	0.0052	0.0040	발명예
C	0.445	0.198	0.695	0.0012	0.0150	0.022	0.015	0.0054	0.0037	발명예
D	0.533	0.184	0.670	0.0021	0.0301	0.022	0.016	0.0047	0.0033	발명예
E	0.368	0.035	0.399	0.0018	0.0210	0.027	0.014	0.0047	0.0038	발명예
F	0.407	0.042	0.394	0.0022	0.0200	0.026	0.013	0.0059	0.0043	발명예
G	0.448	0.041	0.404	0.0023	0.0210	0.027	0.014	0.0063	0.0042	발명예
H	0.465	0.039	0.399	0.0020	0.0210	0.028	0.015	0.0052	0.0045	발명예
I	0.508	0.031	0.402	0.0019	0.0210	0.027	0.015	0.0053	0.0059	발명예
J	0.586	0.042	0.394	0.0019	0.0200	0.026	0.016	0.0064	0.0039	발명예
K	0.452	0.353	1.005	0.0015	0.0156	0.033	0.014	0.0042	0.0045	발명예
L	0.354	0.342	1.321	0.0003	0.0007	0.035	0.013	0.0030	0.0052	비교예
M	0.370	0.172	0.701	0.0023	0.0240	0.042	0.011	0.0043	0.0019	발명예

	Cond1	CR1	Cond2	CR2	Cond3	CT	베이나이트 분율	래스 평균	래스 편차	경도 편차	구분	인장 강도
A	65	100	14.9	10	369	450	25%	0.82㎛	0.33㎛	116	비교예	665
B	66	75	14.9	10	370	450	99%	0.83㎛	0.29㎛	18	발명예	1013
C	37	50	14.9	10	326	450	98%	0.69㎛	0.21㎛	27	발명예	1043
D	11	25	14.9	10	285	450	96%	0.56㎛	0.22㎛	14	발명예	1071
E	76	100	44.9	30	372	350	52%	0.35㎛	0.12㎛	152	비교예	1231
F	64	75	14.9	10	354	450	99%	0.73㎛	0.32㎛	25	발명예	1022
G	51	75	14.9	10	334	450	97%	0.72㎛	0.27㎛	15	발명예	1035
H	46	50	14.9	10	326	450	99%	0.67㎛	0.32㎛	13	발명예	1041
I	32	50	14.9	10	306	450	97%	0.52㎛	0.16㎛	12	발명예	1055
J	10	25	14.9	10	269	450	99%	0.46㎛	0.21㎛	26	발명예	1080
K	20	25	14.9	10	313	450	98%	0.66㎛	0.32㎛	19	발명예	1055
L	34	100	14.9	10	349	450	35%	0.74㎛	0.36㎛	123	비교예	773
M	60	100	-9	0	362	530	92%	1.02㎛	0.62㎛	52	비교예	869

측정 결과, 보론 첨가량이 본 발명에서 제공하는 조건을 만족하지 않는 비교예 A 및 L의 경우, 본 발명에서 제공하는 냉각조건 및 권취 온도 조건이 만족하더라도 베이나이트 상의 분율이 95% 이하이며, 경도 편차도 100 HV 이상으로 측정되었다. 또한 이들 강판의 인장강도는 1000 MPa 이하로 측정되었다. 특히, 비교예 A의 경우에는 도 2a에 나타낸 바와 같이 베이나이트 상 이외에도 퍼얼라이트 상이 75%로 매우 많이 형성되어 재질 균일성이 열위되었다.

또한, 강재의 성분조건을 모두 만족하나, 권취 온도 조건을 만족하지 않는 비교예 E 및 M의 경우에도 베이나이트 상의 분율이 95% 이하이며, 경도 편차도 30 HV 이상으로 측정되었다.

반면, 본 발명에서 제공하는 성분조건 및 제조 조건을 모두 만족하는 발명예 B의 경우, 도 2b에 나타낸 바와 같이 베이나이트 상의 분율이 99% 이었으며, 경도 편차는 18 HV로 측정되었다. 또한, 베이나이트 상의 래스(lath) 두께는 1 μm 이하이며, 래스 두께의 표준편차와 평균값의 비가 약 0.40 으로, 미세하고 균일한 조직이 형성된 것을 확인하였다. 또한 1000 MPa 이상의 인장강도를 갖는 것을 확인함으로써, 우수한 고강도 특성을 갖는 것을 알 수 있다.

상기 결과를 통해, 본 발명에서 제공하는 성분조건 및 제조 조건을 모두 만족하여야만 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판을 얻을 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
베이나이트 상의 면적분율이 95% 이상이고, 평균 래스 두께가 1 μm 이하이고, 래스 두께의 표준편차와 평균값의 비(두께 편차/평균값)가 0.5 이하로 균일한 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 고탄소 열연강판은 경도의 최대값을 100%, 최소값을 0%로 하였을 때 95% 수준의 경도와 5% 수준의 경도의 차이가 30 HV 이하인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 고탄소 열연강판은 인장강도가 1000 MPa 이상인 것을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 베이나이트 상의 75% 이상은 권취 이전에 변태된 것임을 특징으로 하는 재질 균일성이 우수한 고강도 고탄소 열연강판.
중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 슬라브를 1100~1300 ℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000 ℃로 되도록 열간압연을 수행하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 500 ℃에 도달할 때까지 하기 식(1)을 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계;
<식 (1)>
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) < 120,
Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

상기 냉각 완료된 강판을 권취 온도(CT)에 도달할 때까지 하기 식(2)를 만족하는 냉각속도(CR2)로 냉각하는 단계; 및
<식 (2)>
0 ≤ CR2(℃/sec) ≤ Cond2,
Cond2 = 150 - CT/3.33

상기 권취 온도까지 냉각시킨 강판을 하기 식(3)을 만족하는 권취 온도(CT)로 권취하는 단계;
<식 (3)>
Cond3 ≤ CT(℃) ≤ 500,
Cond3 = 560 - 474×C(wt.%) - 33×Mn(wt.%)

를 포함하는 고강도 고탄소 열연강판의 제조방법.
중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 0.5% 이하(0은 제외), Mn: 0.2~1.5%, P: 0.03% 이하(0은 제외), S: 0.015% 이하(0은 제외), Al: 0.05% 이하(0은 제외), B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, N: 0.01% 이하(0은 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 고탄소 강 슬라브를 제조하는 단계;
상기 슬라브를 1100~1300 ℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열 후, 마무리 열간압연 온도가 800~1000 ℃로 되도록 열간압연을 수행하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 500 ℃에 도달할 때까지 하기 식(1')을 만족하는 냉각속도(CR1)로 냉각하는 단계;
<식 (1')>
Cond1 ≤ CR1(℃/sec) ≤ Cond1 + 20,
Cond1 = 210 - 310×C(wt.%) - 50×Mn(wt.%) 혹은 10 중에 큰 값

상기 냉각 완료된 강판을 권취온도(CT)에 도달할 때까지 하기 식(2)를 만족하는 냉각속도(CR2)로 냉각하는 단계; 및
<식 (2)>
0 ≤ CR2(℃/sec) ≤ Cond2,
Cond2 = 150 - CT/3.33

상기 권취온도까지 냉각시킨 강판을 하기 식(3)을 만족하는 권취온도(CT)로 권취하는 단계;
<식 (3)>
Cond3 ≤ CT(℃) ≤ 500,
Cond3 = 560 - 474×C(wt.%) - 33×Mn(wt.%)

를 포함하는 고강도 고탄소 열연강판의 제조방법.