KR101543837B1 - 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 내충격 특성이 우수한 고항복비 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%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.25% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물의 개수가 5x108개/cm2 이하이고, 항복비가 0.85 내지 0.95인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판을 제공한다.

Description

내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH YIELD RATIO HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 주로 자동차 휠림 및 샤시부품의 멤버류 등 높은 강도와 우수한 피로특성이 요구되는 부품에 사용되는 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기존의 고강도 열연강판보다 항복비가 높아 피로특성이 우수한 동시에, 내충격 특성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
기존의 고항복비 열연강판에서는 높은 강도를 얻기 위하여 강 중의 불순물을 최소화 시킨 고순도 강을 이용하며, C, Si, Mn, Ti, Nb, Mo, V 등을 첨가함으로써 제조하는 것이 보통이다.
상기와 같은 고강도 열연강판을 개발하기 위하여 그 동안 개발된 공지의 열연강판 제조 기술에 대한 내용을 간략히 설명하면 다음과 같다.
종래 기술들 중 특허문헌 1 및 2는 Ti을 미량첨가하고 Mn 등을 이용하여 강도를 확보하는 기술이며, 특허문헌 3은 Ti, Nb 및 W을 미량 첨가하여 이들 원소의 석출강화를 활용한 열연강판의 제조기술이고, 특허문헌 4는 Ti와 Mo을 첨가하여 이들 원소의 석출강화를 활용한 열연강판의 제조기술에 관한 것이다. 특허문헌 5는 Ti, Nb, Mo 등을 활용하여 강도를 확보한 기술이다. 또한, 특허문헌 6 및 7은 석출강화형 열연강판의 제조방법중 하나로 Ti, Nb 첨가강을 미재결정역에서 대압하하여 미세결정립을 형성하는 기술에 관한 것이다.
그러나 상술한 종래기술들은 문제점을 가지고 있다. 대부분의 고항복비를 갖는 고강도 열연강판 제조기술은 항복강도와 인장강도를 동시에 확보하기 위해 주로 C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu 등의 합금성분을 활용한 고용강화기구와 Ti, Nb, V, W 등의 합금성분을 활용한 석출강화기구를 이용하는데 이 합금성분들은 상기 열연강판의 강도를 향상시키는데 효과적이지만 연성을 저하시켜 가공성을 열위하게 하고, 주조후 슬라브에 심한 편석을 발생시켜 성형중 균열이나 결함이 형성되어 내피로특성과 내충격 특성을 악화시킨다. 또한, 합금성분이 과다하게 첨가되거나 열간압연 조건 등이 부적합할 경우 동적변형유기석출의 발생으로 열간압연중 변형저항이 급격히 증가되어 압연판의 형상품질이 열위하게 되며 석출강화효과가 감소하여 원하는 고강도를 얻지 못하는 문제가 있다.
일본 공개특허공보 제1997-209076호 한국 공개특허공보 제10-2005-0113247호 일본 공개특허공보 제2001-334466호 일본 공개특허공보 제2001-333376호 일본 공개특허공보 제2006-274317호 일본 공개특허공보 제1997-143570호 미국 등록특허공보 제6290784호
본 발명의 일측면은 강판의 조성 및 제조방법을 적절히 제어하여, 조대한 탄질화물 형성을 억제하고 강판의 미세조직을 제어함으로써, 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.25% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물의 개수가 5x108개/cm2 이하이고, 항복비가 0.85 내지 0.95인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.01~0.25% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;
상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 550~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,
상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.85 내지 0.95인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 2]
(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명에 따르면, -20℃에서의 충격에너지가 60J 이상이고, 항복비가 0.85~0.95인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강과 비교강의 항복비(YR=YS/TS)와 충격에너지 값을 도시한 그래프이다.
이하, 본 발명의 일측면인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일측면인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.25% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물의 개수가 5x108개/cm2 이하이고, 항복비가 0.85 내지 0.95인 특징을 가진다.
먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.03~0.1중량%
탄소는 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 문제점이 있다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 과도한 강도상승이 일어나고, 용접성, 성형성 및 내충격 특성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.03~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.2중량%
실리콘은 용강을 탈산시키고, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 균일한 페라이트 조직을 형성하는데 효과적인 원소이다. 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 실리콘에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.01~0.2중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.8~2.0중량%
망간은 실리콘과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 망간의 함량이 0.8중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 망간의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 과도하게 페라이트 변태를 지연하여 기지조직인 페라이트의 적정 분율을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 내피로 특성과 내충격 특성을 해치는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 0.8~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Sol.Al): 0.03~0.1중량%,
알루미늄은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연 후 냉각 중 강에 페라이트 상의 형성을 도와주는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 알루미늄의 함량이 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 알루미늄의 함량이 0.1중량%를 초과하면 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열연후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.005~0.3중량%,
크롬은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 용접후 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성을 돕는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 크롬의 함량이 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 0.3중량%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 필요 이상의 마르텐사이트가 형성되고, 연신율을 열위하게 한다. 따라서, 상기 크롬의 함량은 0.005~0.3중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.01중량%,
몰리브덴은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 또한, 티타늄, 니오븀 및 바나듐과 함께 첨가될 경우 미세 복합석출물을 형성하여 석출강화에도 크게 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 몰리브덴의 함량이 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 몰리브덴의 함량이 0.01중량%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 연성이 감소하고 용접성이 열위해지며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 몰리브덴의 함량은 0.01~0.2중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.005~0.05중량%
인은 탄소와 마찬가지로 고용강화 효과가 매우 커서 소량으로도 높은 강도를 얻을 수 있는 유용한 원소이다. 하지만 상기 인의 함량이 0.005중량% 미만에서는 원하는 강도를 얻기에 불충분하고, 상기 인의 함량이 0.05중량%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 밴드 조직 유발에 의한 연성과 내충격 특성 저하를 가져오게 된다. 따라서, 상기 인의 함량은 0.005~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.0005~0.05중량%
황은 강 중에 존재하는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 상기 황의 함량을 0.0005중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 황의 함량이 0.05중량%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, 상기 황의 함량은 0.0005~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.001~0.01중량%
질소는 탄소와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 티타늄, 알루미늄 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 질소의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 상기 질소의 함량을 0.001중량% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 질소의 함량이 0.01중량%를 초과하는 경우에는 조대한 질화물의 형성이 용이하여 취성이 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 이 경우, Ti, Nb 및 V의 함량의 합은 총 0.001~0.25%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도 및 항복비를 향상시키는데 유용한 원소이다.
Nb와 V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도, 인성 및 항복비를 크게 향상시킨다. 또한, 강중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내충격 특성을 향상시키는 효과도 있다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
이하, 본 발명에 의한 열연강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 의한 열연강판은 상기 성분조건을 만족함과 동시에 그 미세조직이 페라이트가 단면 면적율로 90% 이상이고, 펄라이트 및 베이나이트로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 제 2상이 단면 면적율로 10% 이하인 것이 바람직하며, 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 충분한 연성을 확보할 수 있다. 상기 제 2상의 단면 면적율이 10%를 초과하는 경우, 베이나이트와 조대한 탄질화물이 페라이트 결정립계 주위에 형성되어 강의 연성, 내충격 특성 및 피로특성이 저하되는 문제가 있다.
또한, 본 발명에 의한 열연강판은 직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 5x108개/㎠ 이하인 것이 바람직하다. 조대한 탄질화물을 저감시킴으로써, 외부 충격에 대한 국부적인 응력집중이 억제되어, 열연강판의 내충격 특성이 우수하게 된다.
한편, 본 발명의 열연강판은 상기 합금조성에 더하여, 항복비 0.85~0.95를 가진다. 항복비가 0.85 미만이면 내피로 특성이 열위하게 되며, 반면에 항복비가 0.95 이상이면 부품 가공시 형상 동결성이 열위하게 되는 문제점이 있다.
한편, 상기와 같이 제공되는 본 발명에 의한 열연강판은 -20℃에서 60J 이상의 충격에너지를 확보할 수 있어, 자동차 샤시부품과 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
한편, 본 발명에 의한 열연강판은 그 표면에 용융아연도금층이 형성되어, 용융아연도금강판으로도 이용가능하다.
이하, 본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법은
중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb, 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.01~0.25% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;
상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 550~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,
상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.85 내지 0.95인 것을 특징으로 한다.
[관계식 1]
CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 2]
(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
슬라브를 얻는 단계
전술한 조성을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻고, 상기 슬라브를 하기 관계식 1를 만족하도록 냉각한다. 이는 냉각중 발생하는 페라이트 변태를 회피하여 상변태 중에 발생하는 강성분의 편석이나 확산을 억제함으로써 조대한 탄화물과 질화물이 형성되는 것을 억제하기 위함이다. 나아가, 가열로에서의 슬라브 재가열시에 합금원소의 재고용이 비교적 낮은 재가열온도에서 빠르게 발생하여 균일하고 미세한 오스테나이트 상을 얻을 수 있게 되며, 열간압연 후, 열연강판 중의 직경 100nm 이상의 조대 석출물이 5x108개/㎠ 이하가 되어 내충격 특성이 향상된다.
[관계식 1]
CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
재가열하는 단계
상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 되며, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열연강판을 얻는 단계
상기 재가열된 슬라브를 하기 관계식 2을 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이는 열간압연 중 강판에 동적변형유기석출에 의한 석출물이 발생하지 않도록 하여 열간압연 후 석출강화 효과가 감소하는 것을 최소화하는 동시에 열간압연 중 강판에 변형에너지를 최대한 누적시켜 페라이트 상변태시 미세하고 균일한 페라이트 결정립들이 형성되도록 하기 위함이다.
[관계식 2]
(FET - FDT)(℃) ≤ 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
냉각하는 단계
상기 열연강판을 550~750℃까지 10~100℃/sec의 냉각속도로 냉각한다. 상기 냉각단계에서 온도가 550℃ 미만이면 강 중 미세조직이 대부분 베이나이트를 가짐으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보할 수 없다. 반면에, 750℃를 초과하면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직의 형성되어 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 그리고 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 페라이트 결정립의 조대화가 일어나고 석출물 또한 조대화가 되어 원하는 고강도 강을 얻기가 어렵고, 반면에 100℃/sec를 초과할 경우 저온 페라이트 분율이 증가하여 연신율이 하락하게 된다.
권취하는 단계
이후, 상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 550℃ 미만인 경우에는 저온 페라이트와 베이나이트 조직이 형성되어 연성이 크게 감소하며, 석출물의 형성도 억제되어 강도가 감소하는 문제가 있으며, 반면에 750℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 석출물도 조대화되어 강도가 감소하는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 550~750℃로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 상기와 같이 권취된 열연강판은 상온~200℃에서 공냉 한 후에 산세처리함으로써 표층부 스케일을 제거하고 도유하는 공정을 통해 산세강판으로 제조될 수 있다. 상기 산세처리하는 단계에서 그 온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지게 되는 문제가 있으므로, 상기 산세처리하는 온도는 200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 권취 또는 산세 후에는 상기 열연강판을 450~480℃에서 가열하고 용융아연도금욕에 통과시켜 용융아연도금강판으로 제조될 수 있다. 상기 가열온도가 450℃ 미만이면 미도금이 발생하기 쉬우며, 반면에 480℃를 초과하면 도금 결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제가 있다. 따라서, 상기 가열온도는 450~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
( 실시예 )
하기 표 1에 본 발명에 의거한 발명강과 비교강의 성분 조성을 갖는 강 슬라브 조성을 나타내었다. 또한, 하기 표 2에는 표 1에 나타낸 강종들에 대하여 슬라브 냉각조건, 열연조건, 권취온도를 나타내었다. 표2에서 CR, FET, FDT 및 CT는 각각 슬라브 냉각속도, 열간압연시 마무리압연 개시온도, 열간압연시 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 의미하며 열간압연 직후 권취온도까지의 열간압연된 판재의 평균 냉각속도는 60~80℃/sec로 일정하게 하였다.
표 3에는 발명강과 비교강의 기계적 성질과 내충격 특성 평가결과 및 미세조직 관찰결과를 나타내었다. 상기 표 3에서 YS, TS, T-El, YR은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율, 항복비(Yield Ratio, YR=YS/TS)을 의미하며 특히, YS는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 표3에 나타낸 인장시험의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다. 미세조직 중 제2상 상분율은 해당 압연판재 시편을 Lepera 에칭액 또는 Nital 에칭액으로 에칭한 후, 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하였다. 조대한 Ti, Nb 및 V 단독 또는 복합 탄질화물은 Replica법으로 샘플을 준비하여 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 관찰하였다. 또한, 표3에 나타낸 열연강판의 내충격성은 ASTM Standard E8m-04 규격을 기준으로 시험하여 얻은 결과이다. 이때 충격시험편은 압연방향의 수직방향으로 채취하였으며, 충격에너지는 -20℃에서 3회 시험한 결과중 최소값이다. 이 충격흡수에너지 값이 60J보다 작을 경우 내충격 특성이 열위한 것으로 판단하였다.
시편 C Si Mn Cr Sol.Al P S N Ti Mo Nb V
비교강1 0.045 0.1 1.6 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.02 0.15 0.04 0.005
비교강2 0.05 0.4 1.4 0.1 0.03 0.01 0.003 0.004 0.05 0.007 0.01 0.005
비교강3 0.06 0.1 1.7 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.02 0.008 0.02 0.005
비교강4 0.07 0.2 1.8 0.01 0.15 0.01 0.003 0.004 0.02 0.007 0.04 0.005
비교강5 0.08 0.3 1.9 0.2 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.005 0.005 0.025
비교강6 0.07 0.2 1.5 0.1 0.03 0.01 0.003 0.004 0.12 0.008 0.02 0.05
비교강7 0.09 0.1 1.8 0.01 0.05 0.01 0.003 0.004 0.08 0.009 0.03 0.005
비교강8 0.095 0.05 1.8 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.12 0.007 0.025 0.005
비교강9 0.12 0.2 1.8 0.01 0.5 0.01 0.003 0.004 0.12 0.006 0.015 0.02
발명강1 0.035 0.05 1.2 0.01 0.03 0.01 0.003 0.005 0.06 0.006 0.02 0.005
발명강2 0.07 0.05 0.8 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.005 0.03 0.005
발명강3 0.065 0.05 1.2 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.04 0.006 0.04 0.005
발명강4 0.08 0.05 1.2 0.01 0.03 0.01 0.003 0.003 0.055 0.007 0.045 0.005
발명강5 0.07 0.15 1.7 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.14 0.006 0.025 0.005
발명강6 0.07 0.1 1.5 0.2 0.03 0.01 0.003 0.003 0.09 0.009 0.03 0.005
발명강7 0.075 0.05 1.7 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.1 0.007 0.01 0.06
발명강8 0.085 0.1 1.8 0.2 0.03 0.01 0.003 0.004 0.1 0.008 0.06 0.04
시편 CR(℃/sec) ① FET(℃) FDT(℃) FET-FDT(℃) ② CT(℃)
비교강1 14 8.6 986 895 91 94 566
비교강2 17 15.8 992 893 99 104 610
비교강3 5 9.6 1005 892 113 90 608
비교강4 6 8.4 985 910 75 82 615
비교강5 10 3.5 991 890 101 75 604
비교강6 14 12.3 980 896 84 88 540
비교강7 5 6.2 1000 901 99 71 614
비교강8 8 5.7 992 898 94 68 638
비교강9 6 8.4 998 905 93 58 545
발명강1 22 20.6 1001 899 102 114 618
발명강2 28 26.3 998 905 93 109 590
발명강3 20 18.9 994 909 85 100 616
발명강4 20 18.0 996 912 84 92 611
발명강5 12 9.2 991 915 76 82 625
발명강6 13 11.2 1002 918 84 88 626
발명강7 10 8.7 989 913 76 81 618
발명강8 6 4.6 982 915 67 71 630
① = 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
② = 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
시편 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 YR 제2상
상분율 (%)		 조대 석출물 개수
(EA/cm2)		 충격에너지
(J)		 내충격성
비교강1 584 675 20 0.87 13 2.2x108 95.4 O
비교강2 564 625 24 0.90 11 4.4x108 101.8 O
비교강3 515 564 26 0.91 7 5.7x108 54.3 X
비교강4 594 645 23 0.92 5 5.3x108 57.9 X
비교강5 690 740 22 0.93 6 6.0x108 48.2 X
비교강6 667 794 21 0.84 11 4.8x108 69.3 O
비교강7 684 732 19 0.93 6 6.4x108 51.6 X
비교강8 755 767 19 0.98 5 7.3x108 42.3 X
비교강9 660 788 17 0.84 9 6.7x108 46.8 X
발명강1 478 548 28 0.87 6 2.5x108 105.2 O
발명강2 510 553 27 0.92 5 3.7x108 99.4 O
발명강3 553 596 25 0.93 5 3.1x108 92.5 O
발명강4 605 653 23 0.93 5 3.0x108 96.1 O
발명강5 774 832 19 0.93 4 4.3x108 73.5 O
발명강6 723 773 20 0.94 4 3.9x108 80.9 O
발명강7 685 768 19 0.89 6 3.3x108 83.6 O
발명강8 847 912 15 0.93 4 4.8x108 67.6 O
비교강 1과 2는 슬라브의 냉각속도(CR)와 마무리 열간압연시 온도조건이 본 발명에서 제안한 조건에 잘 부합하여 우수한 내충격특성을 나타내었다. 하지만, 비교강 1은 강 성분중 Mo의 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 Mo에 의한 소입성 증가로 미세조직 중 침상형 페라이트상과 베이나이트상이 형성되었으며, 비교강 2는 강 성분중 Si의 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 미세조직중 페라이트 이외의 미세조직 부피분율이 10%를 초과하였다. 비교강 3은 성분범위는 본 발명의 제안범위에 잘 부합하였으나, 슬라브의 냉각속도와 마무리 열간압연시 온도조건이 관계식 1 및 2 모두에 부합하지 못하여 내충격 특성이 열위하였다. 비교강 4는 Sol.Al의 함량이 본 발명의 범위를 초과하였으며, 슬라브의 냉각속도가 관계식 1에 부합하지 못하여 내충격특성이 열위하였다. 비교강 5는 마무리 열간압연시 온도조건이 관계식 2에 부합하지 못하여 내충격 특성이 열위하였으며, 비교강 6은 권취온도가 본 발명이 제어하는 범위를 벗어나 미세조직 중 제2상의 부피분율이 10%를 초과하였으며, 항복비(YR)가 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 7은 관계식 1 및 관계식 2를 모두 충족하지 못하여 내충격특성이 열위하였으며, 비교강 8은 관계식 2를 모두 충족하지 못하여 내충격 특성이 열위하였고, 항복비(YR)도 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 9는 C와 Sol.Al의 함량이 본 발명의 범위를 초과하여 베이나이트상의 형성으로 항복비가 낮았으며, 관계식 1 및 2 모두 충족하지 못하여 내충격특성도 열위하였다.
비교강 1 내지 9와 발명강 1 내지 8의 항복비(YR)와 충격에너지 값을 도1에 나타내었다. 도1에서 빗금친 영역이 본 발명강 범위에 해당한다.

Claims (8)

  1. 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.25% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물의 개수가 5x108개/cm2 이하이고, 항복비가 0.85 내지 0.95인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직은 페라이트가 단면 면적율로 90% 이상인 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 -20℃에서의 충격에너지가 60J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 용융아연도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.03~0.1%, Si: 0.01~0.2%, Mn: 0.8~2.0%, Sol.Al: 0.03~0.1%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.005~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.0005~0.05%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb, 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.01~0.25% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
    상기 슬라브를 하기 관계식 1의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 550~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 열연강판을 550~750℃에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,
    상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.85 내지 0.95인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    CR(℃/sec) ≥ 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Sol.Al] - 26.9[Mo]
    (단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Sol.Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
    [관계식 2]
    (FET - FDT)(℃) ≤= 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
    (단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
    상기 산세처리된 열연강판을 도유하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
    상기 산세처리된 열연강판을 450~480℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 제 6항 또는 제7항에 있어서,
    상기 산세처리하는 단계는 200℃ 이하의 온도에서 행하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
KR1020130081794A 2013-07-11 2013-07-11 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법 KR101543837B1 (ko)

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WO2013022043A1 (ja) 2011-08-09 2013-02-14 新日鐵住金株式会社 低温での衝撃エネルギー吸収特性と耐ｈａｚ軟化特性に優れた高降伏比熱延鋼板およびその製造方法

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