KR101510527B1 - 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

Abstract

본 발명은 압연 온도가 낮은 경우, 그레인 팬케익킹(Grain Pancaking)이 발생하여 굽힘특성이 악화되는 것을 해결하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써, 강도 및 성형성이 동시에 우수한 열연강판을 제공하고자 한다.

Description

고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH BEND FORMABILITY HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

초고강도 열연강판은 크레인, 콘크리트 펌프 트럭 등 특장차 붐암류를 비롯한 다양한 용도에 적용되고 있다. 상술한 용도로 사용되는 강판의 두께는 대체로 3~10㎜ 범위의 수준이며, 이처럼 자동차용 강판에 비해 후물인 열연 초고강도 강판의 경우 설계 하중을 지탱하기 위한 높은 항복강도뿐 아니라 부품 가공과 안전성을 위해 성형성이 요구된다. 특히 이러한 초고강도 강판의 성형성이 우수할 경우 복잡한 형상의 구조재 설계가 가능해져 강재의 적용 범위가 크게 확대되는 효과가 있으며, 가공 후에도 품질이 건전하여 구조물의 안전성을 높일 수 있다.

종래의 고강도 열연강판에서는 높은 강도를 확보하기 위하여 강 중에 포함되는 합금원소를 제어하거나, 제조조건을 제어함으로써, 고강도 열연강판을 제공하였다.

먼저, 합금원소 제어를 통한 고강도 열연강판을 제조하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 1 및 2가 있다. 상기 기술들은 Ti 및 Mo의 함량 및 성분관계를 제어하고 Mn 등을 이용하여 강도를 확보하는 기술이다.

상기 특허문헌 1은 Ti 및 Mo를 포함한 석출물을 분산 석출시킴으로써, 950MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있다고 하였으나, 고가의 합금성분을 첨가함으로 제조원가가 증가할 뿐만 아니라, 후물 열연 강판에 요구되는 내충격특성을 확보하지 못하는 문제가 있다.

또한, 특허문헌 2에서는 페라이트와 마르텐사이트의 이상조직(DP: Dual Phase)강을 이용하여 고강도 열연강판을 제공하는 기술을 개시하고 있다. 그러나, 단계적 냉각(step-cooling) 기술을 이용하는 경우 후물인 열연 강재에 적용하기 어려우며, 이 또한 고가의 합금성분을 첨가함에 따라 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 또한, 복합조직강의 특성상 항복비가 낮게 얻어지게 됨으로써, 원하는 항복강도를 만족시키기 위해서는 지나치게 높은 인장강도 및 다량의 합금원소가 요구된다.

다음으로, 제조조건 제어를 통한 고강도 열연강판을 제조하기 위한 대표적인 기술로는 특허문헌 3 및 4가 있다. 상기 기술들은 냉각조건 또는 권취조건을 제어함으로써, 강도를 확보하는 기술이다.

특허문헌 3에서는 열간압연을 종료한 후 냉각속도를 150~350℃/초로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 그러나, 너무 빠른 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트를 제조하는 경우에는 항복비가 낮아져 높은 항복강도를 확보하기 어렵고, 항복강도 기준을 충족하기 위해 높은 인장강도가 요구되어 결과적으로 충격특성과 성형성이 나빠져 많은 합금원소를 첨가할 것을 요구한다.

또한, 특허문헌 4는 권취 온도를 300~550℃로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 이처럼 300℃이상의 온도에서 권취하는 경우 베이나이트 조직이 형상비가 낮은 등축정에 가까워져 성형성에는 유리하나 내충격 특성이 저하되며, 권취온도가 높아짐에 따라 많은 양의 합금원소 첨가가 요구되어 제조원가가 증가한다.

즉, 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, 성형성의 부족에 대한 문제는 해결하지 못하고 있다.

일본 공개특허 제2003-089848호 일본 공개특허 제2003-321737호 일본 공개특허 제 2003-105446 호 일본 공개특허 제2000-109951호

본 발명은 압연 온도가 낮은 경우, 그레인 팬케익킹(Grain Pancaking)이 발생하여 굽힘특성이 악화되는 것을 해결하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조조건을 적절히 제어함으로써, 강도 및 성형성이 동시에 우수한 열연강판을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.4% 이하(0%는 제외). Mn: 1.3~2.0%, Cr: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 0.3% 이하(0%는 제외), Al: 0.01~0.04%, B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율%로, 80% 이상 베이나이트 및 잔부 마르텐사이트 포함한다.

본 발명의 다른 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.4% 이하(0%는 제외). Mn: 1.3~2.0%, Cr: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 0.3% 이하(0%는 제외), Al: 0.01~0.04%, B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 하기 수학식 1을 만족하는 온도범위에서 열간마무리압연을 행하여 구(prior) 오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0이하인 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판은 하기 수학식 2를 만족하는 냉각속도(CR)로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 열연강판을 200℃이하의 온도까지 권취하는 단계를 포함한다.

[수학식 1]

Cond1 < FDT < 1000℃

(상기 Cond1은 Cond1 = 2444 Nb + 868 (상기 Nb은 중량%임)를 만족함)

[수학식 2]

Cond2 ≤ CR(℃/sec) < 100,

Cond2 = 190 -110×C -75×(Mn+Cr)-25 Mo 혹은 10 중에 큰 값

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명의 일측면에 따르면, 미세조직 및 제조조건을 적절히 제어함으로써, 높은 강도 및 우수한 굽힘 성형성을 갖는 열연강판을 제공할 수 있다. 즉, 고강도 경량화와 안전성 강화의 양립이 가능한 열연강판을 제공하는 효과가 있다.

도 1은 Nb의 함량에 따른 열간마무리압연 온도에 따른 굽힘 가공성 변화를 나타낸 그래프이다.

본 발명의 발명자들은 강재를 고강도화하는 경우 성형성이 저하되는 문제를 인지하고, 고강도와 성형성을 확보하기 위하여 연구를 행한 결과, 열간마무리압연온도 및 냉각속도의 제어를 통해 강도가 우수하면서 성형성이 우수한 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 고안하게 되었다.

특히, 본 발명에서는 900MPa 이상의 높은 항복강도를 갖더라도 V-bending을 행하는 경우 90도 굽힘에서 크랙이 발생하지 않는 최소 곡률반경과 열연강판의 두께의 비가 3.0 이하인 열연강판을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.4% 이하(0%는 제외). Mn: 1.3~2.0%, Cr: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 0.3% 이하(0%는 제외), Al: 0.01~0.04%, B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율%로, 80% 이상 베이나이트 및 잔부 마르텐사이트 포함한다.

탄소(C): 0.06~0.1중량%

C는 열연소재의 강도를 확보하기 위해 필요한 원소이다. 베이나이트 조직에서 900MPa 이상의 항복강도를 확보하기 위해서는 0.06중량% 이상의 탄소를 포함한다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 베이나이트-마르텐사이트 복합 조직이 형성되어, 1100MPa 이상의 항복강도가 얻어질 수 있으나, 충격흡수에너지가 낮아지고 성형성 및 용접성이 나빠지게 된다.

실리콘(Si): 0.4중량% 이하(0중량%는 제외)

실리콘(Si)은 탈산을 위해 Al과 함께 첨가되는 원소로서, Si이 지나치게 첨가될 경우 적스케일이 발생하고 페라이트를 안정화시켜 재질 편차를 증대시킬 우려가 있으므로, 그 상한은 0.4중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.3~2.0중량%

망간(Mn)은 경화능을 증가시켜 냉각 중에 강도가 약한 페라이트 조직의 형성을 막으며, 고용강화를 통해 베이나이트 상의 강도에도 일정 수준 기여하게 된다. 상기 망간의 함량이 1.3중량% 미만인 경우에는 베이나이트 상을 얻기 위해 고속의 냉각속도가 요구됨에 따라, 본 발명에서 확보하고자 하는 수준의 강도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 판 형상을 저하시킨다. 반면에, 상기 망간의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 Mn의 편석량이 높아져 열연강판의 품질을 저하한다.

크롬(Cr): 0.8중량% 이하(0중량%는 제외)

크롬(Cr)은 경화능을 증가시키고, 베아나이트 상의 강도 확보에도 기여하는 원소이다. Cr은 Mn과 유사한 특성을 갖고 있으나, 용접 취성을 일으키기 때문에 그 상한은 0.8중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.3중량% 이하(0중량%는 제외)

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 포함하는 것이 바람직하다. 상기 몰리브덴이 과도하게 포함하는 경우에는 상기 효과가 포화되어 제조비용을 상승시킬 뿐만 아니라 용접성이 열위하게 되므로, 그 상한을 0.3중량%로 제한한다.

알루미늄(Al): 0.01~0.04중량%

알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 제강공정시 탈산제로서 작용한다. 상기와 같은 효과를 확보하기 위해서 0.01중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 알루미늄이 다량 첨가되는 경우, 연주시 노즐 막힘을 유발하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.04중량%로 제한한다.

보론(B): 0.0005~0.005중량%

보론(B)은 강재의 경화능을 확보하는데 크게 기여하는 원소이다. 상기와 같은 효과를 발현시기 위해서 0.0005중량% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 그러나, 상기 보론이 다량 첨가되는 경우, 입계에 보론 탄화물을 형성시켜 핵생성 장소를 제공하므로 오히려 경화능을 악화시킬 우려가 있다. 따라서, 그 상한을 0.005중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

티타늄(Ti): 0.005~0.05중량%

티타늄(Ti)은 질소(N)와 반응하여 TiN을 형성함으로써, BN의 형성을 억제하는 소위 보론 보호를 위해 첨가하는 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005중량% 미만인 경우에는 강 중의 질소를 효과적으로 고정하지 못하는 문제가 있다. 반면에, 상기 Ti가 다량 첨가되는 경우에는 TiN의 조대화 등으로 인해 강재를 취약하게 할 우려가 있으므로, 그 상한을 0.05중량%로 제한한다.

니오븀(Nb): 0.05중량% 이하(0중량%는 제외)

니오븀(Nb)은 탄소(C)와 반응하여 압연 중에 미세한 NbC를 형성함으로써, 조직 미세화 효과를 갖는 원소이다. 이러한 Nb의 첨가량이 지나치게 높을 경우 오스테나이트 결정립의 팬케익킹(Pancaking)이 지나치게 되어 강재의 성형성을 해칠 수 있으므로, 그 상한을 0.05중량%로 제한한다.

질소(N): 0.01중량% 이하(0중량%는 제외)

질소(N)는 강재의 경도에 기여하는 원소이기는 하지만, 제어가 곤란한 원소이다. 상기 N의 함량이 0.01중량%를 초과하게 되면, 취성이 발생할 위험성이 크게 증가될 뿐만 아니라, TiN을 형성하고 남은 여분의 N이 경화능에 기여하여야 할 B를 BN 형태로 소모시킬 가능성이 있다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

다만, 그 중 인 및 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

인(P): 0.02중량% 이하(0중량%는 제외)

상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 주로 강판의 중심부에 편석되어 인성을 저하하고 용접성이 현저히 저하되기 때문에 후물재의 중심부 저온충격인성을 확보하기 위해서는 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.02중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.005중량% 이하(0중량%는 제외)

황은 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 연성, 충격인성 및 용접성에 크게 손상시키기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상의 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.005중량%로 한정하는 것이 바람직하다.

더불어, 본 발명의 강재는 하기 설명하는 칼슘(Ca) 원소를 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. 보다 바람직하게는 Ca: 0.0005~0.005중량% 포함한다.

칼슘(Ca): 0.0005~0.005중량%

Ca가 첨가될 경우 압연 내에서 길게 연신되어 강재의 품질을 해치는 MnS 대신에 구상의 형태를 유지하는 CaS를 형성시킴에 의해 강재의 성형성과 내충격특성을 향상시킬 수 있다. 상기와 같은 효과를 발현시키기 위해서는 0.0005중량% 이상 포함하는 것이 바람직하다. Ca의 함량이 과다한 경우에는 CaS와 CaO의 크기와 분율이 증가되어 오히려 강재의 건전성을 해치게되므로, 그 상한을 0.005중량%로 제한한다.

또한, 상기 칼슘 및 황은 Ca/S 비가 2.0이하인 것이 바람직하다. 상기 칼슘 및 황의 비가 2.0을 초과하는 경우에는 CaS가 조대 석출하거나, 서로 밀집하게 분포함으로써, 오히려 강의 청정성이 악화된다.

또한, 본 발명은 베이나이트 및 마르텐사이트 조직을 포함하는 것이 바람직하다. 상기와 같이 베이나이트 및 마르텐사이트 조직을 포함함으로써, 용도상 요구되는 900MPa 이상의 높은 강도를 확보할 수 있는 효과가 있다.

본 발명의 베이나이트 조직은 래스 경계에 형성된 긴 막대 모양의 세멘타이트로부터 규정된다. 즉, 템퍼링 중에 확산에 의해 래스 경계에 형성되는 둥근 모양의 세멘타이트가 아니라 상변태 중에 베이나이틱 페라이트 래스 사이에 탄소가 집적됨에 의해 래스 사이의 공간에 긴 막대 모양으로 형성된 베이나이틱 세멘타이트가 형성된 조직을 의미한다.

상기 베이나이트는 면적분율 %로, 80% 이상이며, 잔부 마르텐사이트 조직을 갖는 것이 바람직하다. 상기 베이나이트 분율이 80% 미만인 경우에는 마르텐사이트의 분율이 높아져 항복비가 낮아짐에 따라, 900MPa 이상의 항복강도를 확보하기 위해서는 지나치게 높은 인장강도가 요구된다. 이로 인해 충격 특성이 열화되는 문제가 있다. 또한, 상기 베이나이트는 래스 형상비가 큰 저온 변태형 베이나이트 인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 래스 형상비가 4.5 이상이다. 상기 래스 형상비가 4.5 미만인 경우에는 본 발명에서 확보하고자 하는 수준의 항복강도와 충격특성을 확보할 수 없는 문제가 있다.

또한, 본 발명이 제안하는 열연강판은 900MPa 이상의 항복강도를 가지며, V-굽힘시험시 90도 굽힘에서 크랙이 발생하지 않는 최소 곡률반경(R)과 상기 열연강판의 두께(t)의 비, 즉 R/t가 3.0 이하로 우수한 굽힘 성형성을 확보할 수 있다. 본 발명에서는 구(prior) 오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0 이하가 될 때, 구 오스테나이트의 결정립 구조를 승계하는 베이나이트 및 마르텐사이트 조직의 굽힘성형성이 우수함을 실험적으로 검증할 수 있다. 만약 오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0을 초과할 정도로 팬케익킹(Pancaking)이 심하게 발생한 경우에는 굽힘성형성을 대표하는 R/t의 값이 3.0을 넘게 되고, 심할 경우 5.0을 넘는 경우도 확인할 수 있었다. 특히 이러한 팬케익킹(Pancaking)에 따른 굽힘성형성의 악화는 굽히는 선이 압연 직각 방향과 평행할 때, 즉 강재를 압연 방향으로 굽힐 때 더욱 심하게 나타나며, 구 오스테나이트 결정립의 팬케익킹(Pancaking) 정도가 완화되면 압연 방향 굽힘특성이 크게 개선되어 압연 직각 방향 굽힘특성보다 나아짐을 관찰할 수 있다.

본 발명의 다른 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일측면인 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.4% 이하(0%는 제외). Mn: 1.3~2.0%, Cr: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 0.3% 이하(0%는 제외), Al: 0.01~0.04%, B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하. S: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 하기 수학식 1을 만족하는 온도범위에서 열간마무리압연을 행하여 구(prior) 오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0이하인 열연강판을 제조하는 단계, 상기 열연강판은 하기 수학식 2를 만족하는 냉각속도(CR)로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 열연강판을 200℃이하의 온도까지 권취하는 단계를 포함한다.

[수학식 1]

Cond1 < FDT < 1000℃

(상기 Cond1은 Cond1 = 2444 Nb + 868 (상기 Nb은 중량%임)를 만족함)

[수학식 2]

Cond2 ≤ CR(℃/sec) < 100,

Cond2 = 190 -110×C -75×(Mn+Cr)-25 Mo 혹은 10 중에 큰 값

(상기 Mn, Cr, Mo는 중량%임)

재가열 단계

상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 재가열 하는 공정은 후속되는 압연공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 강을 가열하는 공정이다. 이에, 목적에 맞게 적절한 온도범위 내에서 가열공정이 수행되어야 한다.

이에, 본 발명에서는 상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하는 반면, 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지고, 가열 비용도 증대된다. 그러므로, 슬라브의 재가열온도는 1100~1300℃로 한정하는 것이 바람직하다.

열간압연 단계

상기와 같이 재가열된 슬라브에 열간압연을 행하는 것이 바람직하다. 또한, 열간마무리압연 종료 온도는 하기 수학식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리압연종료 온도(FDT: Finishing Delivery Temperature)가 하기 수학식 1의 Cond1의 값보다 낮을 경우에는 굽힘 성형성의 열화가 발생하게 된다. 보다 구체적으로, 상기 열간마무리압연 종료 온도가 Cond1 미만인 경우 압연방향으로 구(Prior) 오스테나이트 결정립이 길게 연신되는 팬케익킹(pancaking)이 심해지면서 압연 방향으로 굽힐 때의 굽힘 성형성이 저하된다. 굽힘 성형성은 통상 강도가 높은 압연 직각방향으로 굽힐 때가 더 열위한 것이 보통이나, 오스테나이트 결정립의 과도한 연신이 발생하는 경우 압연 방향의 굽힘 성형성이 크게 나빠지게 된다.

즉, R/t는 굽힘특성을 평가하는 지표로서, 예각의 R로 90도 굽혀도 크랙이 발생하지 않는 R의 값이 작으면 작을수록, 굽힘특성이 우수하다고 평가한다. 이에, 도 1에 나타난 바와 같이, 세로축에서 위 쪽에 있을수록 R/t가 커 굽힘 성형성이 나쁘다. 또한, FDT이 낮으면 팬케이킹이 심해져 굽힘성형성이 나빠지게 되어 R/t의 값이 상승하게 된다. 즉, Nb의 함량이 증가할수록 팬케이킹이 더 쉽게 일어나 FDT이 높아야 본 발명에서 확보하고자 하는 수준의 굽힘성형성을 확보할 수 있다.

따라서, Nb의 함량에 따라 FDT 온도를 결정함으로써, 본 발명에서 확보하고자 하는 수준의 굽힘성형성을 확보할 수 있다.

반면에, 상기 열간마무리압연 종료 온도가 지나치게 높은 경우에는 조직 조대화의 영향으로 굽힘 성형성이 저하되므로, 그 상한은 1000℃로 제어하는 것이 바람직하다. 즉, 1000℃를 초과하는 경우에는 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고 스케일과 관련된 표면 품질이 저하된다.

보다 바람직하게는 열간마무리압연 종료 온도는 800~1000℃에서 행하는 것이 바람직하다.

[수학식 1]

Cond1 = 2444*Nb + 868

Cond1 < FDT < 1000℃

단. 상기 수학식1에서 Nb는 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

또한, 오스테나이트 상으로부터 베이나이트 변태가 이루어 질 때, 베이나이트 변태가 고온에서 이루어질수록, 래스의 형상이 등축정에 가까워지게 되는데, 이 경우 높은 강도를 얻기가 어렵다. 또한, 더욱 연질의 초석 페라이트 조직이 과다 생성되는 경우에도 본 발명이 요구하는 900MPa 이상의 높은 항복강도를 얻을 수 없다. 이때, 보다 바람직하게는 상기 초석 페라이트 조직의 분율은 5% 미만으로 제어한다.

통상 마르텐사이트 조직은 매우 경한 것으로 알려져 있지만, 오스테나이트 상이 어닐링 되지 않은 프레쉬 마르텐사이트(Fresh Martensite)상으로 변태되는 경우 전위밀도가 높고 탄소의 안정위치로의 이동이 이루어지지 않아 항복비가 낮고, 요구되는 높은 항복강도를 얻기가 어렵다.

냉각 단계

상기와 같이 열간압연된 강판을 상기 마무리 열간압연 온도로부터 권취온도에 도달할 때까지 수냉각대(ROT: Run Out Table)에서 냉각한다.

이때, 냉각속도(CR)은 하기 수학식 2를 만족하는 것이 바람직하다.

[수학식 2]

Cond2 ≤ CR(℃/sec) < 100,

Cond2 = 190 -110×C -75×(Mn+Cr)-25 Mo 혹은 10 중에 큰 값

단. 상기 수학식2에서 C, Mn, Cr 및 Mo는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

상기 수학식2에서 기재된 바와 같이 상기 냉각속도(CR)은 100℃/초 미만으로부터 Cond1 이상의 범위로 냉각속도를 제어하는 것이 바람직하다. 상기 냉각속도가 Cond1 미만인 경우에는 냉각 중에 다량의 고온변태형 베이나이트 상이 형성되어 본 발명이 요구하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 반면에, 100℃/초 이상으로 냉각하는 경우에는 판형상이 크게 저하되고, 마르텐사이트의 분율이 높아져 항복강도가 저하된다.

권취 단계

상기 수냉각대(ROT)를 통과시킴으로써, 냉각이 완료된 강판을 두루마리 형태의 코일로 권취하는 것이 바람직하다.

상기 권취는 200℃ 이하의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 권취 온도가 200℃미만이 경우에는 권취 후 유지 단계에서 템퍼링 효과로 인해 재질이 저하되며, 냉각 과정에서도 고온 변태형 베이나이트 조직이 형성될 가능성이 증가한다. 권취온도의 하한은 대기 분위기 온도상의 하한과 동일한 것으로 보아도 무방하며, 특별한 영향을 미치지는 않는다. 보다 바람직하게는 150℃이하의 온도에서 권취한다.

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

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강을 연속주조하여 슬라브로 제조하였다. 상기 제조된 슬라브를 1200℃에서 1시간 이상 재가열하였다. 이후, 상기 재가열한 슬라브를 다양한 온도 범위에서 열간압연을 수행하여 4~6㎜의 두께를 갖는 열연강판을 제조하였다.

상기 열간 마무리압연 후, 상기 강판들을 수냉각대(ROT)에서 권취온도(CT)까 냉각하고, 목표 권취온도에서 권취를 행하였다.

권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 미세조직을 분석하고, 인장 및 굽힘 성형성을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 굽힘 성형 시험은 V-bending 기구를 사용하여 90도로 굽히되, 압연 방향과 압연 직각방향에 맞추어 채취한 시편을 사용하였다. 90도 굽힘시 팁(tip)부분의 곡률 반경을 0mm(직각에 상당)로부터 30mm까지 변경시키면서 실험하였으며, 90도 굽힘 후에 균열이 발생하지 않는 최소 곡률반경을 구하였다. 이 최소 곡률 반경과 소재 두께의 비, 즉 R/t가 굽힘 성형성의 기준으로서 통상적으로 사용되고 있으며, 이 값이 작을수록 굽힘 성형성이 뛰어남을 의미한다. 즉, 예각의 낮은 곡율반경에서도 굽힘 후 균열이 발생하지 않음을 의미한다.

강종	C	Si	Mn	Cr	Mo	B	Ti	Nb	Al	P	S	N	비고
A	0.082	0.177	1.502	0.550	0.242	0.0010	0.017	0.035	0.024	0.0088	0.0023	0.0047	발명강
B	0.065	0.152	1.778	0.360	0.152	0.0016	0.022	0.022	0.030	0.0079	0.0019	0.0046	발명강
C	0.082	0.198	1.807	0.381	0.141	0.0021	0.023	0.004	0.022	0.0089	0.0017	0.0035	발명강
D	0.039	0.032	1.472	0.432	0.222	0.0013	0.032	0.008	0.015	0.0112	0.0013	0.0052	비교강
E	0.142	0.212	1.773	0.032	0.165	0.0009	0.013	0.015	0.021	0.0057	0.0027	0.0042	비교강
F	0.066	0.195	1.486	0.656	0.150	0.0018	0.022	0.003	0.016	0.0084	0.0008	0.0034	발명강

구분	열연 강판	두께	Cond1	FDT	Cond2	냉각 속도 CR	권취 온도 CT	항복 강도	인장 강도	구오스테나이트결정립 형상비	굽힘성형성 (R/t)		비고
											압연 방향	압연직각방향
실시예 1	A	4mm	954	889	21	77	66	1037	1213	7.7	5.0	2.0	비교예
실시예 2	B	4mm	922	930	19	65	80	944	1064	3.3	2.3	2.5	발명예
실시예 3	C	6mm	878	914	13	53	73	938	1039	2.6	1.3	2.5	발명예
실시예 4	C	4mm	878	864	13	65	66	1060	1205	5.4	5.0	3.0	비교예
실시예 5	D	5mm	888	902	37	58	112	804	924	2.3	1.0	2.6	비교예
실시예 6	E	5mm	905	927	35	85	94	1138	1325	2.8	2.2	3.5	비교예
실시예 7	F	4mm	875	888	18	68	72	922	1048	3.2	1.5	2.0	발명예

상기 표 1 및 2에서 나타난 바와 같이, 탄소(C) 함량이 본 발명에서 제공하는 범위를 만족하지 않는 표 1의 비교강 D및E를 이용한 실시예 5 및 6의 경우, 제조조건(냉각조건 및 권취조건)이 본 발명을 만족하더라도 탄소량이 낮은 경우 항복강도가 900MPa 미만으로 얻어지고, 탄소량이 높은 경우 높은 강도로 인해 굽힘 성형성 지수 R/t의 값이 3.0을 초과하게 된다.

성분조건은 본 발명을 만족하지만, FDT가 본 발명의 조건 범위를 초과하는 표 2의 실시예 1과 4의 경우 구오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0을 초과하면서 압연 방향으로의 굽힘 성형성이 크게 나빠졌음을 알 수 있다.

반면, 본 발명에서 제공하는 성분범위 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예들 중, 특히 실시예 2와 3, 그리고 7의 경우 높은 항복강도와 굽힘 성형성을 양립할 수 있음을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

1. 삭제
2. 삭제
3. 삭제
4. 삭제
5. 삭제
6. 중량%로, C: 0.06~0.1%, Si: 0.4% 이하(0%는 제외). Mn: 1.3~2.0%, Cr: 0.8% 이하(0%는 제외), Mo: 0.3% 이하(0%는 제외), Al: 0.01~0.04%, B: 0.0005~0.005%, Ti: 0.005~0.05%, Nb: 0.05% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), P: 0.02% 이하, S: 0.005% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 재가열하는 단계;
   상기 재가열된 슬라브를 하기 수학식 1을 만족하는 온도범위에서 열간마무리압연을 행하여 구(prior) 오스테나이트 결정립의 형상비가 5.0이하인 열연강판을 제조하는 단계;
   상기 열연강판은 하기 수학식 2를 만족하는 냉각속도(CR)로 냉각하는 단계; 및
   상기 냉각된 열연강판을 200℃이하의 온도까지 권취하는 단계를 포함하는 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
   [수학식 1]
   Cond1 < FDT < 1000℃
   (상기 Cond1은 Cond1 = 2444*Nb + 868 (상기 Nb은 중량%임)를 만족함)
   
   [수학식 2]
   Cond2 ≤ CR(℃/sec) < 100,
   Cond2 = 190 -110×C -75×(Mn+Cr)-25 Mo 혹은 10 중에 큰 값
   (상기 Mn, Cr, Mo는 중량%임)
   
7. 제 6항에 있어서,
   상기 재가열은 1100~1300℃에서 행하는 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
   
8. 제 6항에 있어서,
   상기 열간마무리압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행하는 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
   
9. 제 6항에 있어서,
   상기 냉각은 수냉각대에서 행하는 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
   
10. 제 6항에 있어서,
    상기 권취는 150℃이하의 온도에서 행하는 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
    
11. 제 6항에 있어서,
    상기 열연강판은 중량%로, Ca: 0.0005~0.005%를 추가로 포함하고, 상기 Ca 및 S는 Ca/S 비가 2.0 이하인 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.
    
12. 제 6항에 있어서,
    상기 열연강판은 V-굽힘시험시 90도 굽힘에서 크랙이 발생하지 않는 최소 곡률반경과 상기 강판의 두께의 비가 3.0 이하인 고성형성 및 고강도 열연강판의 제조방법.

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