KR101406561B1

KR101406561B1 - 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101406561B1
Application number: KR1020120149392A
Authority: KR
Inventors: 김용우; 서석종; 김성일; 주세돈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-12-20
Filing date: 2012-12-20
Publication date: 2014-06-27

Abstract

본 발명은 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 항복비가 0.85~0.95, 인장강도×연신율(TS×T-El)이 22,500MPa%이상, 충격인성이 20J 이상인 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] = 563 - 428[C] - 24[Si] - 37.6[Mn] + 130[Al] - 154[Ni] + 1.2[Cr] - 256[Mo] + 199[Ti] + 9648[B] + 228[N] + 0.065TiN* - 0.223FDT - 0.368CT ≥ 30
(단, 상기 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며,
상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B])를 의미하고,
상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미함.)

Description

충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT IMPACT TOUGHNESS AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 주로 상용차 서브프레임 및 중장비의 암(arm)류 등 높은 강도와 우수한 충격특성이 요구되는 부품에 사용되는 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래의 고강도 열연강판에서는 높은 강도를 얻기 위하여 강 중 불순물을 최소화시킨 고순도강을 이용하며, C, Si, Mn, Ti, Nb, Mo, V 등을 첨가함으로써 제조하는 것이 통상적이다.

상기와 같은 고강도 열연강판을 제조하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1 및 2가 있으며, 상기 기술들은 Ti를 미량 첨가하고 Mn 등을 이용하여 강도를 확보하는 기술이다. 다른 기술로는 특허문헌 3이 있는데, 상기 기술은 Ti, Nb, W를 미량 첨가하여 이들 원소의 석출강화를 활용한 열연강판의 제조방법에 관한 것이고, 또 다른 기술로는 특허문헌 4가 있는데, 상기 기술은 Ti와 Mo를 첨가하여 이들 원소의 석출강화를 활용한 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

또 다른 기술로는 특허문헌 5가 있는데, 상기 기술은 Ti, Nb, Mo 등을 활용하여 강도를 확보한 기술이며, 또 다른 기술인 특허문헌 6은 석출강화형 열연강판의 제조방법 중 하나로서, Nb, Ti 첨가강을 미재결정역에서 대압하하여 미세결정립을 형성하는 기술에 관한 것이다.

그러나, 대부분의 상용차 서브프레임이나 중장비 암(arm)류 등에 사용되는 고강도 열연강판의 경우 높은 강도와 동시에 우수한 충격인성을 요구하지만, 전술한 기술들은 주로 C, Si, Mn, Cr, Mo 및 W 등의 합금성분에 의한 고용강화나 Ti, Nb, Mo 등의 합금성분에 의한 석출강화를 통한 고강도화를 통해 높은 강도는 달성하고 있으나, 충격인성 열위에 대한 문제는 해결하지 못하고 있다.

일본 공개특허공보 특개평9-209076호 한국 공개특허공보 제2005-0113247호 일본 공개특허공보 특개2003-138344호 일본 공개특허공보 특개2002-322541호 일본 공개특허공보 특개2006-274317호 일본 공개특허공보 특개평9-143570호

본 발명은 합금조성 및 제조조건을 적절히 제어하고, 특히 충격인성을 확보하기 위한 성분관계식을 도출함으로써, 이 관계식을 기초로 하여 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 항복비가 0.85~0.95, 인장강도×연신율(TS×T-El)이 22,500MPa%이상, 충격인성이 20J 이상인 열연강판을 제공한다.

[관계식 1] = 563 - 428[C] - 24[Si] - 37.6[Mn] + 130[Al] - 154[Ni] + 1.2[Cr] - 256[Mo] + 199[Ti] + 9648[B] + 228[N] + 0.065TiN* - 0.223FDT - 0.368CT ≥ 30

(단, 상기 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며,

상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B])를 의미하고,

상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미함.)

본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃에서 열간마무리압연하여 강판을 얻는 단계; 상기 강판을 10~100℃/s의 속도로 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 강판을 500~750℃에서 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 따르면, 충격인성을 확보하기 위한 성분관계식을 이용하여 합금조성과 미세조직을 적절히 제어함으로써 항복비가 0.85~0.95이고, TS×T-El이 22500MPa%이상인 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 성분관계식과 항복비의 관계를 나타낸 그래프이다.
도 2는 성분관계식과 인장강도×파괴연신율의 관계를 나타낸 그래프이다.

통상적으로 고용강화 또는 석출강화를 통한 강재의 고강도화시 충격인성이 열화된다는 문제가 있다. 본 발명자들은 이를 해결하기 위하여, 합금조성 및 제조조건을 적절히 제어하고, 특히 충격인성을 확보하기 위한 성분관계식을 도출함으로써, 석출강화 또는 고용강화를 이용하여 고강도를 확보하더라도, 항복비가 0.85~0.95이고, TS×T-El이 22500MPa%이상이며, 충격인성 또한 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있다는 식견하에 본 발명을 완성하게 되었다.

이를 위해, 본 발명은 일 실시형태로서, 중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족하며, 항복비가 0.85~0.95, 인장강도×연신율(TS×T-El)이 22,500MPa%이상, 충격인성이 20J 이상인 열연강판을 제공한다.

이하, 본 발명을 설명한다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 설명한다.

탄소(C): 0.03~0.1중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 상기 탄소의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 Ti, Nb 및 V 등과 같은 석출원소와의 반응이 적어 석출강화 효과가 낮다는 단점이 있다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 과도한 강도상승과 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.03~0.1중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.01~0.2중량%

Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있고, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있다. 상기 실리콘의 함량이 0.01중량%미만인 경우에는 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어렵다. 반면에, 상기 실리콘의 함량이 0.2중량%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.01~0.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 0.8~2.0중량%

Mn은 Si와 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 상기 효과를 이용하기 위하여 상기 망간을 0.8중량%이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 망간의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 기지조직인 페라이트의 적정분율을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성을 해치는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~2.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

알루미늄(Sol.Al): 0.03∼0.1중량%

Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연 후 냉각 중 강에 페라이트 상의 형성을 도와주는 효과가 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.03중량% 미만인 경우에는 상기 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 상기 알루미늄의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며 열연 후 표면 결함 발생하여 표면품질이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.1중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

니켈(Ni): 0.005~0.3중량%

Ni은 모재의 강도와 인성을 동시에 향상시킬수 있는 원소이며, 상기 효과를 확보하기 위해서는 0.005중량% 이상이 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, Ni는 고가의 원소이므로 0.3중량%를 초과하는 경우에는 경제성이 저하되며, 용접성 열화의 문제점도 가지게 된다. 따라서, 상기 Ni의 함량은 0.005~0.3중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.005~0.3중량%

Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시키는 역할을 한다. 본 발명에서는 상기 효과를 확보하기 위해서 상기 Cr을 0.005중량%이상 포함하는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 필요이상의 마르텐사이트 분율증가로 인하여 연신율이 감소하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

인(P): 0.005∼0.05중량%

P는 Si와 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과가 있다. 상기 인의 함량이 0.005중량% 미만인 경우에는 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 얻기에 불충분하다. 반면에, 상기 인의 함량이 0.05중량%를 초과하는 경우에는 마이크로 편석에 의한 밴드조직화로 인하여 연성이 저하된다. 따라서 상기 P는 0.005~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

황(S): 0.001∼0.05%

S는 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상으로는 황의 함량을 0중량%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 0.001%미만으로는 제거하기가 곤란하다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서 상기 황 함량의 상한은 0.05중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.015~0.16중량%

Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti가 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도와 항복비(항복강도/인장강도)를 향상시키는데 유용한 성분이다. 본 발명에서는 상기 효과를 위해 Ti를 0.015%이상 포함시키는 것이 바람직하다. 다만, 0.16%를 초과하는 경우에는 용접성이 열위할 수 있고, 함량 증가 대비 강도 향상 효과가 크지 않으며, 주조성 또한 나빠지게 되므로, 상기 Ti는 0.015~0.16중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.005~0.2중량%

Mo는 Ti와 함께 첨가될 경우 (TiMo)C를 형성하여 석출강화에 크게 기여한다. 또한 탄화물을 생성하고 남은 Mo가 강 중에 남아있는 경우 고용강화를 통한 항복강도 강화와 결정립계 강화에 의한 충격인성을 향상시키는데 유용한 성분이다. 본 발명에서는 상기 효과를 위해 Mo를 0.005%이상 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 0.2%를 초과하는 경우에는 상기 효과가 포화되어 제조비용을 상승시킬 뿐만 아니라 용접성이 열위하게 되므로, 상기 Mo는 0.005~0.2중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.035중량%

N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 특히 TiN 석출물에 의한 오스테나이트 입도미세화로 강의 인성을 향상시키는데 유용한 성분이다. 본 발명에서는 N을 0.001%이상 포함시키는 것이 바람직하다. 다만, 0.035%를 초과하는 경우에는 저온충격인성이 열위할 수 있으므로, 상기 N은 0.001~0.035중량%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명이 제공하는 강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 혼입될 수 있다.

한편, 본 발명의 열연강판은 우수한 충격인성을 확보하기 위해서 상기 합금조성에 더하여, 다양한 성분계에서의 충격특성을 평가하여 얻어지는 하기 관계식 1의 조건을 만족할 필요가 있다. 하기 관계식 1에 기재된 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며, 상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B]), 상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미한다.

상기 관계식 1은 다양한 성분을 갖는 강들의 샤르피 충격실험의 측정값으로부터 얻은 관계식으로서, 페라이트를 주상으로 가지는 고항복비형 고강도 강에서는 상기 관계식 1이 30 미만일 경우, 상온 샤르피 충격흡수에너지가 20J미만이 되어 제품 규격에 미달하게 된다. 한편, 상기 관계식 1은 그 값이 30이상을 만족하기만 하면 우수한 충격인성을 확보할 수 있으므로, 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 단, 본 발명의 강판이 B를 포함하지 않는 경우에는 상기 관계식 1에 기재된 B의 함량은 0으로 간주한다.

본 발명의 열연강판은 상기 성분계를 만족함으로써 우수한 항복비 및 충격인성과 더불어 고강도를 확보할 수 있으나, 보다 높은 항복강도 및 우수한 충격인성을 확보하기 위하여, 보론(B): 0.002중량%(0은 제외)를 추가로 포함할 수 있다.

상기 B는 Si의 대체원소로서 함유되기도 하며, 극히 미량으로도 담금질성을 향상시키고 결정립계를 강화시켜 강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 0.002%를 초과하는 경우에는 추가적인 재질 개선 효과를 얻기 곤란하며 용접성이 열위할 수 있고, 경제적으로도 불리하기 때문에, 상기 B은 0.002중량%이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

본 발명이 제공하는 열연강판은 상기 성분조건을 만족함과 동시에 그 미세조직이 페라이트가 95면적%이상이고, 베이나이트, 마르텐사이트 및 세멘타이트와 같은 탄화물로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 제2상이 5%이하인 것이 바람직하며, 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써 충분한 연성을 확보할 수 있다. 상기 제2상의 분율이 5%를 초과하는 경우에는 베이나이트와 조대한 탄질화물이 페라이트계 결정립계 주위에 형성되어 강의 연성과 인성 및 피로특성을 저하시키는 단점이 있다.

또한, 본 발명의 열연강판은 항복비가 0.85~0.95의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 항복비가 0.85미만일 경우에는 내피로특성이 열위하게 되며, 0.95를 초과하는 경우에는 부품 가공시 형상 동결성이 열위하게 되는 단점이 있다. 나아가, 본 발명 열연강판은 인장강도×연신율(TS×T-El)이 22,500MPa%이상인 것이 바람직한데, 22,500MPa%미만일 경우에는 부품 가공시 성형성 혹은 형상 동결성이 열위하게 되는 문제점이 있다.

상기와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 20J이상의 충격인성을 확보할 수 있어, 우수한 충격특성이 요구되는 상용차 서브프레임 및 중장비의 암(arm)류 등과 같은 부품에 바람직하게 적용될 수 있다.

한편, 본 발명의 열연강판은 그 표면에 아연도금층이 형성되어, 아연도금강판으로도 이용가능하다.

이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 설명한다.

우선, 전술한 성분조건과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 뒤, 이 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열한다. 상기 강 슬라브의 재가열 온도는 1200℃이상인 것이 바람직한데, 이는 주조 중에 형성된 탄화물을 고용시키기 위함이다. 다만, 과도하게 높은 온도로 재가열할 경우에는 오스테나이트가 조대화될 우려가 있으므로, 상기 재가열 온도는 1300℃이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이후, 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃에서 열간마무리압연하여 강판을 얻는다. 상기 열간마무리압연 온도가 850℃미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가하는 단점이 있다. 반면에, 상기 열간마무리압연 온도가 1000℃를 초과하는 경우에는 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고, 고온압연성 스케일 결함 등의 표면 품질 저하가 발생한다. 따라서, 상기 열간마무리압연 온도는 850~1000℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다.

이후, 상기와 같이 얻어진 강판을 열간마무리압연온도로부터 10~100℃/s의 속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 페라이트 결정립의 조대화가 일어나고 석출물 또한 조대화가 되어 본 발명이 확보하고자 하는 강도를 확보하는데 어려움이 있다. 반면에, 100℃/s를 초과하는 경우에는 저온 페라이트 분율이 증가하여 연신율 및 충격인성이 하락하는 문제가 있다.

이후, 상기 냉각을 500~750℃에서 종료한 후, 상기 온도범위에서 권취한다. 상기 냉각종료온도 혹은 귄취온도가 500℃미만인 경우에는 강중 미세조직이 대부분 베이나이트를 가짐으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보하기 곤란하다. 반면에, 750℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 강의 강도가 감소하는 단점이 있다.

상기와 같이 권취된 열연강판은 상온에서 자연냉각한 후에 산세함으로써 표층부 스케일을 제거하고 도유하는 공정을 통해 열연산세강판으로 제조될 수 있다.

또한, 상기 귄취 또는 산세 후에는 상기 강판을 450~480℃에서 재가열하고, 용융아연도금하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 상기 재가열 온도가 450℃미만일 경우에는 도금밀착성이 저하되어 용융아연도금이 이루어지지 않을 수 있다는 단점이 있으며, 480℃를 초과할 경우에는 열처리 효과로 인해 석출물이 조대화되어 석출강화 효과 감소에 따른 강도하락의 위험이 있으며, 또한, 용융아연의 기화로 인한 황경 문제 및 도금품질 열화의 문제점이 발생할 수 있다.

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

(실시예)

하기 표 1에 기재된 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 제조한 뒤, 이 강 슬라브를 1250℃에서 재가열하고, 하기 표 2의 조건으로 열연강판을 제조하였다. 이 때, 마무리열간압연 후 권취온도까지 40℃/s의 속도로 냉각을 행하였다. 한편, 하기 표 2에 기재된 FDT와 CT는 각각 마무리열간압연온도와 귄취온도를 의미한다. 이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 기계적 물성과 페라이트 분율을 측정한 뒤, 하기 표 2에 기재하였다. 하기 표 2에 기재된 YS, TS, YR, T-El, TS×T-El은 각각 항복강도, 인장강도, 항복비, 파괴연신율, 인장강도×파괴연신율을 의미하여, 항복강도는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부 항복점을 의미한다. 인장시헌은 압연판재의 압연방향에 대하여 90° 방향을 기준으로 JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 페라이트 상분율은 해당 압연판재 시편을 Nital 에칭액과 Lepera 에칭액으로 각각 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고, 이를 이미지 분석기로 분석 및 비교하여 측정하였다. 충격인성은 샤르피 충격시험으로 측정하여 평가하였으며, 상온에서의 흡수에너지값이 20J이상인 경우 ○, 20J미만인 경우 ×로 표시하였다.

구분	화학조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Al	Ni	Cr	Mo	Ti	B	N	P	S	관계식
비교예1	0.05	0.3	1.55	0.0325	0.01	0.1	0.17	0.11	0	0.005	0.011	0.0028	38.2
비교예2	0.06	0.15	1.75	0.0325	0.02	0.01	0.18	0.095	0	0.005	0.011	0.0029	18.7
비교예3	0.07	0.2	1.75	0.0925	0.04	0.01	0.17	0.095	0	0.005	0.0113	0.0033	20.9
비교예4	0.08	0.25	1.8	0.0325	0.005	0.2	0.15	0.125	0.0015	0.005	0.011	0.0031	12
비교예5	0.07	0.2	1.6	0.0425	0.02	0.1	0.18	0.145	0.02	0.005	0.015	0.0024	15.4
비교예6	0.09	0.15	1.75	0.03	0.03	0.01	0.19	0.125	0	0.005	0.015	0.0020	5.5
비교예7	0.12	0.125	1.75	0.2675	0.025	0.01	0.17	0.145	0	0.005	0.011	0.0022	2.9
비교예8	0.14	0.2	1.75	0.0325	0.015	0.01	0.16	0.145	0.002	0.005	0.0117	0.0018	2.3
발명예1	0.05	0.05	1.95	0.0675	0.03	0.01	0.17	0.16	0.002	0.005	0.01	0.0023	32.5
발명예2	0.06	0.125	1.45	0.0325	0.02	0.01	0.16	0.115	0	0.01	0.01	0.0022	34.9
발명예3	0.07	0.125	1.25	0.0325	0.03	0.01	0.15	0.105	0	0.03	0.01	0.0024	35.3
발명예4	0.06	0.125	1.45	0.0325	0.04	0.01	0.16	0.105	0	0.02	0.01	0.0021	30.7
발명예5	0.05	0.175	1.45	0.0325	0.045	0.01	0.17	0.1125	0	0.005	0.01	0.0022	32.1
발명예6	0.06	0.175	1.7	0.0325	0.03	0.01	0.16	0.135	0	0.002	0.01	0.0022	32.4
[관계식 1] = 563 - 428[C] - 24[Si] - 37.6[Mn] + 130[Al] - 154[Ni] + 1.2[Cr] - 256[Mo] + 199[Ti] + 9648[B] + 228[N] + 0.065TiN* - 0.223FDT - 0.368CT ≥ 30 단, 상기 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며, 상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B]), 상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미함.

구분	FDT (℃)	CT (℃)	YS (MPa)	TS (MPa)	YR	T-El (%)	TS×T-El (MPa%)	페라이트 상분율 (면적%)	충격인성 (J)
비교예1	949	570	638	791	0.81	24	18984	94	○
비교예2	968	568	714	838	0.85	25	20950	96	×
비교예3	952	575	722	810	0.89	27	21870	94	×
비교예4	954	564	724	835	0.87	25	20875	93	×
비교예5	955	563	735	870	0.84	24	20880	91	×
비교예6	964	574	742	919	0.81	23	21137	99	×
비교예7	965	555	784	900	0.87	26	23400	97	×
비교예8	971	588	798	928	0.86	25	23200	98	×
발명예1	850	595	789	890	0.89	26	23140	99	○
발명예2	905	622	802	840	0.95	28	23520	96	○
발명예3	909	636	806	926	0.87	25	23150	97	○
발명예4	912	621	855	943	0.91	24	22632	97	○
발명예5	915	612	860	951	0.90	24	22824	96	○
발명예6	919	604	907	965	0.94	26	25090	96	○

상기 표 1 및 2에서 나타난 바와 같이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 관계식과 제조조건을 만족하도록 제조된 발명예 1 내지 6의 경우에는 페라이트를 95%이상 포함함으로써, 789MPa이상의 항복강도와 840MPa이상의 인장강도, 24%이상의 연신율을 확보하고 있어 우수한 강도와 연성을 지니고 있음을 알 수 있다. 또한, 항복비가 0.85~0.95의 범위내에 있고, 인장강도×파괴연신율 또한 22,500MPa%이상의 수준으로서 우수한 내피로특성과 성형성을 확보하고 있음을 알 수 있다. 나아가, 20J 이상의 우수한 충격인성을 확보하고 있음을 알 수 있다.

반면, 비교예 1의 경우에는 Si함량이 과다하여 적정 페라이트 분율을 확보할 수 없었으며, 이에 따라 본 발명이 제안하는 항복비와 인장강도×파괴연신율을 확보하기가 곤란하였다.

비교예 2 내지 8의 경우에는 본 발명이 제안하는 합금조성이나 관계식 조건을 만족하지 않아 충격인성이 열위한 것을 알 수 있으며, 비교예 2 내지 6의 경우에는 인장강도×파괴연신율 또한 낮은 수준임을 알 수 있다. 비교예 5 및 6의 경우에는 항복비 또한 낮은 수준임을 알 수 있다.

한편, 전술한 발명예 및 비교예들에 대하여 관계식과 항복비의 관계를 도 1에 도시하였으며, 관계식과 인장강도×파괴연신율의 관계를 도 2에 도시하였다. 도 1 및 2에 나타난 바와 같이, 본 발명이 제안하는 관계식 조건을 만족하지 않는 경우에는 항복비와 인장강도×파괴연신율 모두 본 발명이 제안하는 조건을 충족할 수 없음을 알 수 있다.

Claims

중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1의 조건을 만족하며,
항복비가 0.85~0.95, 인장강도×연신율(TS×T-El)이 22,500MPa%이상, 충격인성이 20J 이상인 열연강판.
[관계식 1] = 563 - 428[C] - 24[Si] - 37.6[Mn] + 130[Al] - 154[Ni] + 1.2[Cr] - 256[Mo] + 199[Ti] + 9648[B] + 228[N] + 0.065TiN* - 0.223FDT - 0.368CT ≥ 30
(단, 상기 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며,
상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B])를 의미하고,
상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미함.)
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 B: 0.002%이하를 추가로 포함하는 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 페라이트가 95면적%이상이고, 베이나이트, 마르텐사이트 및 세멘타이트로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 제2상이 5%미만인 열연강판.
청구항 1에 있어서,
상기 열연강판은 아연도금층을 추가로 포함하는 열연강판.
중량%로, C: 0.03∼0.1%, Si: 0.01∼0.2%, Mn: 0.8∼2.0%, Al: 0.03∼0.1%, Ni: 0.005∼0.3%, Cr: 0.005∼0.3%, P: 0.005∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, Ti: 0.015~0.16%, Mo: 0.005~0.2%, N: 0.001~0.035%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1의 조건을 만족하는 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃에서 열간마무리압연하여 강판을 얻는 단계;
상기 강판을 10~100℃/s의 속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 500~750℃에서 권취하는 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법.
[관계식 1] = 563 - 428[C] - 24[Si] - 37.6[Mn] + 130[Al] - 154[Ni] + 1.2[Cr] - 256[Mo] + 199[Ti] + 9648[B] + 228[N] + 0.065TiN* - 0.223FDT - 0.368CT ≥ 30
(단, 상기 [C], [Si], [Mn], [Al], [Ni], [Cr], [Mo], [Ti], [B] 및 [N]의 함량은 중량%이며,
상기 TiN*는 (0.2 + [Ti] - 0.001[Mo] - 3.985[C]) / (0.018 + [N] - 0.519[Al] - 1.296[B])를 의미하고,
상기 FDT는 열간마무리압연온도, 상기 CT는 권취온도를 의미함.)
청구항 5에 있어서,
상기 강 슬라브는 B: 0.002%이하를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,
상기 귄취 후, 상기 강판을 450~480℃에서 재가열하고, 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.
청구항 7에 있어서,
상기 재가열 전, 상기 강판을 산세처리하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판의 제조방법.