KR101657797B1

KR101657797B1 - 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판 및 이의 제조방법

Info

Publication number: KR101657797B1
Application number: KR1020140181737A
Authority: KR
Inventors: 서석종; 김성일
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-16
Filing date: 2014-12-16
Publication date: 2016-09-20
Also published as: KR20160073494A

Abstract

본 발명은 주로 자동차 휠 디스크(wheel disc), 로어암(lower arm), 서스펜션(suspension), 샤시부품 등의 멤버류 용도로 사용되는 고강도 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 {HIGH STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BAKE HARDENABILITY AND HIGH BURRING WORKABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

통상, 자동차 휠 디스크(wheel disc), 로어암(lower arm) 등의 소재로 사용되는 고강도 열연강판은 강도와 신장플랜지성을 우수하게 갖는 페라이트-베이나이트의 이상 복합조직강이 주로 적용되고 있다.

이상의 물성을 확보하기 위한 종래의 기술로, 특허문헌 1에서는 열간압연 후 700℃ 전후의 온도까지 냉각시킨 후 일정시간을 공냉하고 다시 냉각하여 권취하는 3단 냉각을 적용함으로써 페라이트-베이나이트 조직을 형성하고, 이로부터 신장 플랜지성을 향상시키는 기술을 제안하고 있다.

또한, 특허문헌 2에서도 페라이트 비율을 80% 이상으로 제어한 페라이트-베이나이트 조직을 형성하고, 결정 입자의 짧은 직경(ds)와 긴 직경(dl)의 비가 0.1인 결정 입자를 80% 이상 포함하도록 하여 69kg/cm² 이상의 강도를 가지면서, 연신율과 신장 플랜지성이 동시에 우수한 열연강판을 제조하는 기술을 제안하고 있다.

그러나, 상기와 같은 종래기술들은 다음과 같은 문제점을 가지고 있다.

위 기술들과 같이 이상 복합조직을 갖는 대부분의 고강도 열연강판은 도장 후 열처리시 소부경화능(BH)을 나타내는데, 그때의 BH값이 비교적 낮고, 편차가 있어 그 효과를 활용하지 못하는 문제가 있다.

일본 공개특허 특개평6-293910호 한국 공개특허공보 2003-0055339호

본 발명의 일 측면은, 강 성분조성 및 제조조건의 제어로부터 고강도 및 고버링성을 가질 뿐만 아니라, 기존 고강도 열연강판에 비해 소부경화특성이 더욱 우수한 열연강판 및 이것을 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.01~1.2%, 망간(Mn): 1.2~1.9%, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 인장강도(TS)와 신장플랜지성(HER)의 곱(TS×HER)이 48000MPa*% 이상이고, 소부경화능(BH)이 0.065×YS(항복강도, MPa) 이상인 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃에서 열간 마무리 압연하고, 오스테나이트역에서 상기 압연을 종료하는 단계; 상기 압연 후 500~750℃까지 10~200℃/sec의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 500~750℃ 범위에서 공냉하는 단계; 상기 공냉 후 500~750℃ 범위에서 0.2~5.0%의 변형을 가하는 단계; 상기 변형 후 300~500℃까지 10~200℃/sec의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각 후 300~500℃에서 권취하는 단계를 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의할 경우, 고강도 및 고버링성을 가질 뿐만 아니라, 소부경화능이 크게 향상된 열연강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.

또한, 본 발명의 열연강판은 자동차의 멤버류 등의 용도로 적합하게 사용할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예과 비교예의 인장강도(TS)×신장플랜지성(HER) 및 소부경화능(BH, MPa) 간의 관계를 그래프화하여 나타낸 것이다.

본 발명자들은 고강도 열연강판의 소부경화성을 향상시키기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성과 더불어 제조조건을 최적화하는 것으로부터 기존 고강도 열연강판에 비해 더욱 우수한 소부경화능을 갖는 열연강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

특히, 본 발명자들은 열연강판을 제조하는 과정에서, 열간압연 이후 냉각 중 페라이트 상변태가 종료되기 전에 압연된 강판에 특정한 변형을 가할 경우, 소부경화능을 크게 향상시킬 수 있음을 발견하였다.

보다 구체적으로, 상기 특정 변형에 의해 페라이트 상변태가 촉진되면서, 페라이트 결정립내 전위 밀도가 증가함에 따라 후속되는 2차 냉각시 형성되는 베이나이트 상과 페라이트 상 계면의 가동 전위밀도가 증가하는 것을 확인하였다. 이때의 전위밀도는 특정 변형이 가해지지 않은 경우에 비해, 약 1.2배 이상 증가하며, 이와 같이 가동 전위밀도의 증가로 인해 매우 우수한 소부경화특성을 나타낼 수 있게 되는 것이다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른, 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.01~1.2%, 망간(Mn): 1.2~1.9%, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.004%를 포함하는 것이 바람직하다.

이하에서는 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금성분을 위와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.

C: 0.03~0.1%

탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로써, 페라이트-베이나이트를 갖는 복합조직강의 경우 그 함량이 증가할수록 베이나이트 조직의 분율이 증가하여 인장강도가 상승하게 된다.

상기 C의 함량이 0.03% 미만인 경우에는 열간압연 후 냉각 중 베이나이트 상의 형성이 용이하지 않으며, 반면 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 강의 강도가 과도하게 상승하고, 용접성, 성형성 및 인성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.03~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.01~1.2%

실리콘(Si)은 용강을 탈산시키는 탈산제의 역할을 위해 첨가할 뿐만 아니라, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열간압연 이후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 페라이트-베이나이트 복합조직강에서 기지조직인 페라이트 상의 분율 증대에 효과적인 원소이다.

상기 Si의 함량이 0.01% 미만이면 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 형성하기 어려운 문제가 있으며, 반면 그 함량이 1.2%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판의 표면품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.01~1.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.2~1.9%

망간(Mn)은 상기 Si와 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 강의 경화능을 증가시켜 열간압연 이후 냉각 중 베이나이트 상의 형성을 용이하게 한다.

본 발명에서 이러한 효과를 충분히 얻기 위해서는 1.2% 이상으로 Mn을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 1.9%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태가 과도하게 지연되어 본 발명의 기지조직인 페라이트의 적정 분율을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성과 기계적 물성을 해치는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.2~1.9%로 제한하는 것이 바람직하다.

Sol.Al: 0.01~0.08%

알루미늄(Sol.Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연 후 냉각 중 페라이트 상의 형성을 도와주는 효과가 있다.

본 발명에서 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Sol.Al을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.08%를 초과하게 되면 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열간압연 후 표면 결함이 발생하여 표면품질이 저하되는 문제점이 있다.

따라서, 본 발명에서 Sol.Al의 함량은 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.001~0.05%

인(P)은 상기 Si과 마찬가지로 고용강화 효과 및 페라이트 변태 촉진 효과가 있다. 이러한 P의 함량이 0.001% 미만이면 의도하는 강도를 확보하는데에 불충분하며, 반면 그 함량이 0.05%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 밴드 조직화로 인해 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 P의 함량은 0.001~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.001~0.01%

황(S)은 강 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하고, 이로 인해 강의 인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 S은 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.

이론상 S의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로, 그 상한을 관리하는 것이 중요하다. 본 발명에서 상기 S의 함량이 0.01% 이하이면, 강 물성에 영향을 미치지 아니하므로, S의 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 S의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되므로, 보다 바람직하게는 0.001~0.01%로 제어하는 것이 바람직하다.

N: 0.001~0.004%

질소(N)는 탄소(C)와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 티타늄(Ti), 알루미늄(Al) 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 질소의 양이 증가될수록 강의 인성이 크게 저하되는 문제점이 있다.

이러한 N의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 반면에 그 함량이 0.004%를 초과하는 경우에는 조대한 질화물의 형성이 용이하여 취성이 발생할 위험이 크게 증가하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 N의 함량은 0.001~0.004%로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 상술한 성분들 이외에 본 발명의 효과를 더욱 향상시키기 위하여, 크롬(Cr)을 더 포함할 수 있으며, 이때 상기 크롬은 0.005~0.5중량%로 포함하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr)은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 냉각시 페라이트의 상 변태를 지연시켜 베이나이트 상의 변태를 용이하게 한다.

상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Cr을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.5%를 초과하면 페라이트 변태가 과도하게 지연되어 베이나이트 상의 분율이 필요 이상으로 높아지고, 이로 인해 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.

더불어, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)으로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상의 원소를 더 포함하는 것이 바람직하다.

이때, 선택된 성분들의 함량을 합하여 0.001~0.1중량%로 포함하는 것이 바람직하다.

상기 Ti, Nb 및 V는 결정립을 미세화시키는데 유효한 성분으로, Ti는 강 중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소(N)와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소(C)와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다.

Nb와 V은 강 중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도뿐만 아니라 인성을 향상시킨다.

상기 Ti, Nb 및 V 중 1종 이상을 첨가하는 것으로부터 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 성분들의 함량을 합하여 0.001% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 다만 그 함량의 합이 0.1%를 초과하게 되면 강 중 고용 C와 N가 현저히 감소하여 소부경화능(BH)이 급격히 열위하게 되는 문제가 발생할 수 있으므로 바람직하지 못하다.

상술한 성분들 이외의 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 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성 및 성분관계를 모두 만족하는 본 발명의 열연강판은, 미세조직으로 페라이트 및 베이나이트의 복합조직을 갖는 것이 바람직하며, 이때 페라이트를 주상으로 포함하고, 베이나이트를 면적분율 5~20%로 포함하는 것이 바람직하다.

상기 베이나이트 분율이 5% 미만이면 본 발명에서 확보하고자 하는 양 만큼의 가동 전위밀도를 확보할 수 없게 되어 항복강도가 증가하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 분율이 20%를 초과하게 되면 인장강도가 과도하게 증가하는 한편, 연신율이 크게 감소하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 베이나이트의 분율은 5~20%로 제어하는 것이 바람직하다.

이와 같이 페라이트-베이나이트 복합조직을 포함함으로써 강의 인장강도가 증가할 뿐만 아니라, 가동 전위밀도가 증가하여 항복강도가 낮아진다.

이에, 본 발명의 열연강판은 인장강도(TS)와 신장플랜지성(HER)의 곱(TS×HER)이 48000MPa*% 이상이고, 소부경화능(BH)이 0.065×YS(항복강도, MPa) 보다 높은 특징이 있다. 또한, 본 발명의 열연강판은 540~1100MPa의 인장강도를 가짐으로써 고강도 및 고버링성을 가질 뿐만 아니라, 소부경화능을 우수하게 확보할 수 있는 효과가 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인, 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

[재가열 단계]

먼저, 상술한 성분조성 및 성분관계를 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 상기 강 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 것이 바람직하다.

상기 재가열을 위한 온도가 1150℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 못하게 되어 열간압연 이후의 공정에서 고용 C와 N의 함량이 감소하게 된다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상 입성장에 의해 강도가 저하되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 강 슬라브 재가열시 1150~1350℃에서 실시함이 바람직하다. 이때, 0.1~10℃/s의 승온속도로 상기 온도범위까지 가열하는 것이 바람직하다.

[열간압연 단계]

상기한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간 마무리 압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 열간 마무리 압연은 850~1150℃에서 행해지는 것이 바람직한데, 만일 상기 열간 마무리 압연 온도가 850℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1150℃를 초과하게 되면 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고, 고온 압연성 스케일 결함 등의 표면품질 저하가 발생하는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 열간 마무리 압연시 850~1150℃에서 실시함이 바람직하며, 이때 상기 열간 마무리 압연은 오스테나이트역 즉, 강 내에서 페라이트 상변태가 발생하기 전인 Ar3 이상에서 종료하는 것이 바람직하다.

[1차 냉각단계]

상기 열간 마무리 압연하여 얻은 열연강판을 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 다단냉각을 실시함이 바람직하다.

먼저, 상기 열연강판을 1차 냉각하는 것이 바람직하며, 이때 상기 1차 냉각은 상기 열간 마무리 압연온도로부터 500~750℃에 도달할 때까지 10~200℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 1차 냉각이 종료되는 온도가 500℃ 미만이면 강 중 미세조직이 주로 베이나이트를 포함하게 됨으로써 본 발명에서 확보하고자 하는 미세조직을 얻을 수 없게 되며, 반면 그 온도가 750℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직이 형성되어 강의 강도가 감소하게 되는 문제가 있다.

또한, 상기 1차 냉각시 그 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 페라이트 결정립의 조대화가 일어나고, 석출물도 조대화되어 본 발명에서 얻고자 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있으며, 반면 냉각속도가 200℃/sec를 초과하게 되면 과도한 냉각으로 인해 열연강판의 온도가 불균일해져 페라이트 상분율을 제어하기 어렵고, 열연강판의 형상이 불량해지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 1차 냉각은 500~750℃까지 10~200℃/sec의 냉각속도로 실시함이 바람직하다.

[공냉단계]

상기에 따라 1차 냉각된 열연강판을 2차 냉각하기에 앞서, 공냉하는 단계를 거치는 것이 바람직하다.

이때, 상기 공냉은 상기 1차 냉각이 완료된 온도범위 즉, 500~750℃에서 4~10초간 행해지는 것이 바람직한데, 공냉 시간이 4초 미만이면 강 내 페라이트 조직을 충분히 형성시키지 못하게 되어 연성이 크게 저하되는 문제가 있다. 반면, 상기 공냉 시간이 10초를 초과하게 되면 페라이트 분율이 증가하는 한편, 베이나이트 분율을 충분히 확보하지 못하게 되어 강도 및 버링성을 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 공냉은 4~10초간 실시함이 바람직하다.

[변형단계]

상기에 따라 열연강판을 공냉시키는 단계에서, 페라이트 상변태가 종료되기 전에 상기 열연강판에 변형을 가하는 것이 바람직하다.

이는, 페라이트 상변태를 촉진하며, 페라이트 결정립내 전위밀도를 높임으로써, 후속하는 냉각시 형성되는 베이나이트 상과 페라이트 상 계면의 가동 전위밀도를 높이는 효과가 있다. 이는, 강의 소부경화능(BH)을 증가시키는데 매우 유리한 효과가 있다.

상기 변형은 공냉 중 페라이트 상변태가 종료되기 전에 행하게 되므로 500~750℃의 온도범위에서 실시되며, 이때의 변형량은 0.2~5.0%로 가하는 것이 바람직하다. 상기 변형량이 0.2% 미만이면 상술한 효과를 얻기 어려워지며, 반면 5.0%를 초과하게 되면 형상품질이 열위해지고, 강의 전위밀도가 지나치게 상승하여 항복강도가 증가됨에 따라 버링성과 연신율이 열위해지는 문제가 있다.

상기 변형은 일 예로, 본 발명의 냉각을 위한 냉각대에 구비된 압연롤을 통해 행해질 수 있으며, 이에 한정되는 것은 아니다.

[2차 냉각단계]

상기 변형이 완료된 열연강판을 2차 냉각하는 것이 바람직하다.

이때, 상기 2차 냉각은 300~500℃에 도달할 때까지 10~200℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.

상기 2차 냉각이 종료되는 온도가 300℃ 미만이면 마르텐사이트 상이 형성되어 버링성이 열위하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 500℃를 초과하게 되면 충분한 베이나이트 상이 형성되지 못하여 본 발명에서 확보하고자 하는 고강도 및 고버링성을 달성하지 못하게 되는 문제가 있다.

또한, 상기 2차 냉각시 그 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 베이나이트 상의 형성이 어려워져 본 발명에서 얻고자 하는 강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있으며, 반면 냉각속도가 200℃/sec를 초과하게 되면 과도한 냉각으로 인해 열연강판의 형상이 불량해지는 문제가 있다.

따라서, 본 발명에서 상기 2차 냉각은 300~500℃까지 10~200℃/sec의 냉각속도로 실시함이 바람직하다.

상기 2차 냉각이 완료된 열연강판은 보관 및 이동을 용이하게 하기 위하여, 권취공정을 더 행할 수 있으며, 이때의 권취온도는 특별히 한정하지 아니하며, 냉각된 상태 그대로 권취하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 300~500℃의 온도범위에서 행해질 수 있다.

또한, 상기와 같은 방법에 의해 제조된 열연강판을 자연냉각한 후 산세하여 표층부 스케일을 제거하고, 도유하는 단계를 추가로 행함으로써 산세강판으로 제조할 수 있다.

상기 제조된 산세강판은 450~480℃로 재가열한 후, 용융아연도금욕에 통과시키는 단계를 추가로 행함으로써 용융아연도금강판으로 제조할 수 있다. 이때, 상기 재가열 온도가 450℃ 미만이면 미도금이 발생하기 쉬우며, 반면 그 온도가 480℃를 초과하면 도금 결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제가 있다.

따라서, 상기 재가열 온도는 450~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 상세히 설명한다. 다만, 후술하는 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1250℃로 재가열하고, 하기 표 2에 나타낸 열간 마무리 온도(FDT)에서 열간 마무리 압연을 행하여 각각의 열연강판을 제조하였다. 그 후, 상기 제조된 각각의 열연강판에 대하여 680℃까지 70℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각을 행한 후, 6초 동안 공냉을 행하였다. 이후, 하기 표 2에 나타낸 권취온도(CT)까지 70℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각을 행한 후, 상기 권취온도에서 권취하였다. 이때, 일부 열연강판에 대해서는 상기 공냉 후 하기 표 2에 나타낸 변형율로 변형을 가한 다음, 2차 냉각 및 권취를 행하였다.

상기 권취공정까지 완료하여 얻은 각각의 최종 열연강판의 기계적 물성(항복강도(YS), 인장강도(TS), 파괴연신율(T-El), 신장플랜지성(HER) 및 소부경화능(BH)을 평가하여 하기 표 2에 나타내었다.

하기 표 2에서 강도는 0.2% offset 결과이며 항복강도, 인장강도 및 연신율은 JIS규격의 인장시험편(JIS 5호)을 압연방향의 직각방향으로 제작하여 평가하였다.

소부경화능(BH) 역시 JIS규격의 인장시험편(JIS 5호)을 압연방향의 직각방향으로 제작하여 평가하였으며, 이를 위해 상기의 인장시험편을 2% 인장변형을 가한후 170℃에서 20분간 열처리한 후 인장시험시 측정된 하부 항복강도 또는 0.2% offset 항복강도와 2% 인장변형시 측정된 강도 값과의 차로 나타내었다.

또한, 신장플랜지성(HER)은 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하여 평가하였다.

상기 인장시험 및 신장플랜지성 시험은 총 3회 실시한 후 평균 측정값을 구하였으며, 그 값을 하기 표 2에 나타내었다.

또한, 각각의 최종 열연강판을 레페라(lepera) 에칭액으로 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500 배율로 관찰한 후 이미지 분석기로 분석하여, 페라이트 조직내 베이나이트(B) 분율을 도출하고, 그 값을 하기 표 2에 나타내었다.

구분	성분조성(중량%)
구분	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Nb	V
발명강 1	0.05	0.6	1.5	0	0.03	0.01	0.003	0.004	0	0.05	0
발명강 2	0.06	0.5	1.6	0	0.06	0.01	0.003	0.004	0	0.02	0.02
비교강 1	0.06	0.8	1.8	0.7	0.03	0.01	0.003	0.004	0.04	0	0
비교강 2	0.06	1.5	1.6	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.02	0.05	0
발명강 3	0.07	1.0	1.6	0	0.03	0.01	0.003	0.004	0.04	0	0.025
발명강 4	0.08	0.9	1.8	0	0.05	0.01	0.003	0.004	0.02	0.02	0
비교강 3	0.085	0.6	2.2	0.1	0.04	0.01	0.003	0.004	0.02	0.02	0.03
비교강 4	0.12	0.2	1.5	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.01	0.03	0
발명강 5	0.07	0.8	1.8	0	0.03	0.01	0.003	0.004	0.02	0.02	0.03
발명강 6	0.08	0.4	1.6	0	0.04	0.01	0.003	0.004	0.04	0.03	0
비교강 5	0.08	1.5	1.8	0	0.03	0.01	0.003	0.004	0.06	0.025	0
비교강 6	0.10	1.0	1.8	0.3	0.03	0.01	0.003	0.004	0.06	0.05	0.02
발명강 11	0.08	0.6	1.8	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.03	0.02	0.03
발명강 12	0.06	0.1	1.3	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.02	0.01	0.01
발명강 13	0.08	0.15	1.6	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.03	0.02	0.02
발명강 14	0.09	0.8	1.6	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.04	0.02	0

강종	제조조건			B분율 (%)	기계적 물성							구분
강종	FDT (℃)	CT (℃)	변형량 (%)	B분율 (%)	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	HER (%)	TS×HER (MPa*%)	BH (MPa)	0.065×YS	구분
발명강1	886	461	0	7	420	487	29	101	49187	12	27	비교예1
발명강2	893	452	0	9	504	573	27	87	49851	21	33	비교예2
비교강1	899	455	3	15	635	741	19	62	45942	47	41	비교예3
비교강2	902	460	3	9	552	715	24	45	32175	42	36	비교예4
발명강3	903	453	0	10	543	656	23	75	49200	23	35	비교예5
발명강4	887	570	0	4	574	652	20	51	33252	16	37	비교예6
비교강3	885	468	2	24	692	874	18	42	36708	46	45	비교예7
비교강4	891	455	3	17	752	918	14	28	25704	53	49	비교예8
발명강5	905	443	0	11	605	722	20	68	49096	24	39	비교예9
발명강6	907	434	0	8	635	714	18	72	51408	26	41	비교예10
비교강5	912	441	3	10	677	833	17	39	32487	55	44	비교예11
비교강6	922	438	0	13	905	1011	14	28	28308	45	59	비교예12
발명강11	895	436	3	12	761	880	17	64	56320	55	49	발명예5
발명강12	887	425	2	8	486	575	27	103	59225	38	32	발명예6
발명강13	892	438	2	14	673	768	22	75	57600	48	44	발명예7
발명강14	893	432	4	16	793	966	14	53	51198	69	52	발명예8

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 발명예 5 내지 8은 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족함으로써, 고강도를 가짐과 동시에, TS×HER 값이 48000 이상으로 고버링성을 갖고, 소부경화능(BH)이 0.065×YS 보다 높으면서 30MPa 이상을 갖는 열연강판을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.

반면, 비교예 1, 2, 5, 9 및 10은 강 성분조성이 본 발명을 만족하는 발명강을 이용하였음에도 불구하고, 공냉 후 특정 변형을 행하지 않음에 따라 소부경화능(BH)이 열위한 것을 확인할 수 있다.

또한, 비교예 6 역시 발명강을 이용하였으나, 비교예 6의 경우 권취온도가 너무 높아 충분한 분율의 베이나이트를 얻을 수 없었으며, 이로 인해 TS×HER 값이 33252MPa*%로 버링성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.

한편, 비교예 3의 경우, Cr이 과도하게 첨가된 경우로서, 페라이트 변태가 과도하게 지연되어 충분한 분율로 페라이트 상을 얻을 수 없었으며, TS×HER 값이 본 발명에 미치지 못한 것을 확인할 수 있다.

다만, 이 경우 변형을 가한 경우로서, 상기 변형에 의해 소부경화성은 적절한 수준으로 나타났다.

비교예 4 및 11는 Si이 과도하게 첨가된 경우로서, 고용 C의 안정성이 증가하여 마르텐사이트 상이 형성되었으며, 이로 인해 신장플랜지성(HER)이 매우 열위해져 TS×HER 값이 매우 낮은 값을 보였다.

비교예 7은 Mn이 과도하게 첨가된 경우로서, 베이나이트 상이 과도하게 형성됨에 따라 연신율이 저하하고, 신장플랜지성이 저하된 것을 확인할 수 있다.

비교예 8는 C가 과도하게 첨가된 경우로서, 마르텐사이트 상이 형성됨에 따라 연신율이 저하하고, 신장플랜지성이 저하된 것을 확인할 수 있다.

비교예 12은 석출물 형성원소들이 과도하게 첨가된 경우로서, 석출강화에 의해 항복강도가 크게 증가하는 한편, 신장플랜지성이 감소하여 TS×HER 값이 매우 낮은 값을 보였다.

한편, 도 1은 상기 발명예 1 내지 8과 비교예 1 내지 12의 인장강도(TS)×신장플랜지성(HER)의 값과 소부경화능(BH, MPa)의 관계를 그래프화하여 나타낸 것으로서, 본 발명을 만족하는 발명예들만이 고버링성을 가지면서, 30MPa 이상의 우수한 소부경화능을 동시에 확보할 수 있음을 알 수 있다.

즉, 도 1에 나타난 바와 같이 발명예 및 비교예의 모든 강의 BH값과 인장강도(TS)×신장플랜지성(HER)의 값을 측정하여 그래프로 나타낼 경우, 본 발명의 효과를 확인할 수 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.01~1.2%, 망간(Mn): 1.2~1.9%, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
인장강도(TS)와 신장플랜지성(HER)의 곱(TS×HER)이 48000MPa*% 이상이고, 소부경화능(BH)이 0.065×YS(항복강도, MPa) 이상인 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 중량%로, 크롬(Cr): 0.005~0.5%을 더 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)으로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 함량 합으로 0.001~0.1중량% 더 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 미세조직으로 베이나이트 및 페라이트 복합조직을 포함하고, 상기 베이나이트는 면적분율 5~20%인 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 540~1100MPa의 인장강도(TS)를 갖는 소부경화능이 우수한 고버링성비 고강도 열연강판.
중량%로, 탄소(C): 0.03~0.1%, 실리콘(Si): 0.01~1.2%, 망간(Mn): 1.2~1.9%, 알루미늄(Al): 0.01~0.08%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.004%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1150~1350℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃에서 열간 마무리 압연하고, 오스테나이트역에서 상기 압연을 종료하는 단계;
상기 압연 후 500~750℃까지 10~200℃/sec의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 500~750℃ 범위에서 공냉하는 단계;
상기 공냉 후 500~750℃ 범위에서 0.2~5.0%의 변형을 가하는 단계;
상기 변형 후 300~500℃까지 10~200℃/sec의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각 후 300~500℃에서 권취하는 단계
를 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 중량%로, 크롬(Cr): 0.005~0.5%를 더 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 강 슬라브는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)으로 이루어지는 그룹에서 선택된 1종 이상을 함량 합으로 0.001~0.1중량% 더 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 공냉은 4~10초간 행하는 것인 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법.
제 6항에 있어서,
상기 열연강판을 산세 처리하는 단계; 및
상기 산세 처리된 열연강판을 450~480℃의 온도범위로 재가열한 후 용융아연도금을 행하는 단계를 더 포함하는 소부경화능이 우수한 고버링성 고강도 열연강판의 제조방법.