KR101657835B1

KR101657835B1 - 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101657835B1
Application number: KR1020140189104A
Authority: KR
Inventors: 김성일; 신동석
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-12-24
Filing date: 2014-12-24
Publication date: 2016-09-20
Also published as: KR20160078838A

Abstract

본 발명은 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~0.4%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.15%, V: 0.01~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하인 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.

Description

프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT PRESS FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 주로 자동차 샤시부품의 암(Arm)류, 멤버(Member)류 뿐만 아니라 차체의 시트(Seat)와 각종 브라켓(Bracket) 등으로 사용되는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래의 고강도 열연강판은 프레스 성형성을 향상시키기 위해 페라이트-베이나이트의 2상 복합조직강으로 제조하여 신장플렌지성을 향상시키거나 페라이트 단상강으로 제조하여 고버링성 강을 제조하는 방법이 제안되었다.

종래기술의 하나인 특허문헌 1에서는 강을 열간압연 직후에 특정한 냉각조건에 따라 페라이트 변태역에서 수초간 유지한 후 베이나이트가 형성되도록 베이나이트 형성온도에서 권취하여 금속 조직을 폴리고날 페라이트 및 베이나이트의 혼합조직으로 형성시킴으로써 강도 확보와 신장 플랜지성을 동시에 확보하고자 하였다.

또한, 종래기술의 다른 하나인 특허문헌 2에서는 페라이트 조직을 기지조직으로 하고 결정립내에 미세한 석출물이 특정 비율이상으로 석출되도록 하여 고강도와 고버링성을 동시에 확보하는 기술을 제안하였다.

또한, 종래기술의 또 다른 하나인 특허문헌 3에서는 페라이트 조직, 베이나이트 조직 또는 이들의 혼합조직을 갖고 열연강판의 압연면과 평행한 {211}면의 X선 랜덤 강도비가 2.0이하가 되도록 하여 고버링성을 확보하는 기술을 제안하였다.

그러나, 상기 종래기술에서 베이나이트상을 포함하고 인장강도가 780MPa이상인 고강도강들은 버링성은 우수하지만 연성이 부족하여 프레스 성형성이 열위해진다. 또한, 페라이트상과 베이나이트상의 복합조직을 얻기 위해 첨가하는 Si, Mn, Al, Mo, Cr등의 합금성분은 편석과 미세조직의 불균일을 초래하는 문제점이 있다.

특히, 냉각시 강의 경화능이 증가되어 페라이트 상변태가 크게 지연되며 저온상(마르텐사이트와 오스테나이트)이 형성되어 연성, 굽힘가공성, 신장플랜지성 등이 모두 열위하게 된다. 미세한 석출물을 갖는 페라이트 단상강은 결정립내 석출을 위해 열간압연온도가 높고 고온에서 권취하므로 페라이트 결정립 크기가 크고 내충격성이 열위하여 압연판의 두께가 두꺼워질수록 전단가공부의 성형성이 부족해지는 문제가 있다.

또한, {211}집합조직이 발달하는 것을 억제하는 기술인 특허문헌 3은 열간압연 온도가 높아야 하는 문제가 있다. 특히, 추가적인 강도향상을 위해 활용되는 Ti, Nb, V 등의 합금성분이 과다하게 첨가되거나 열간압연, 냉각 및 권취 등의 제조조건 등이 부적합할 경우 조대한 석출물이 형성되거나 동적변형유기석출의 발생으로 열간압연중 변형저항이 급격히 증가되어 압연판의 형상품질이 열위하게 되며, 석출강화효과가 감소하여 원하는 고강도를 얻지 못하는 문제가 있다.

따라서, 성형성 및 고강도를 동시에 만족하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

일본 공개특허공보 제1994-293910호 한국 공개특허공보 제2002-0070282호 일본 공개특허공보 제2007-277661호

본 발명의 일 측면은 성형성 및 고강도를 동시에 만족하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~0.4%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.15%, V: 0.01~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,

{113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하인 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~0.4%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.15%, V: 0.01~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를, 연속주조 후 평균 냉각속도 0.01~1℃/sec로 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위까지 냉각하는 단계;

상기 냉각된 강 슬라브를 재가열하는 단계;

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을 냉각하는 단계;

상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계;

상기 권취된 열연강판을 550~650℃의 범위의 온도에서 3~5시간 유지하는 열처리단계; 및

상기 열처리된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

[관계식 1]

T1 = 800-540[C]-120[Mn]-80[Mo]-30[Cr]+50[Si]

(단, 상기 관계식 1에서 [C], [Mn], [Mo], [Cr], [Si]은 해당 합금원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다. )

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 있다.

본 발명에 의하면, 성형성 및 고강도를 동시에 만족하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.

도 1은 실시예들에 대한 {001}<110> 집합조직의 상대강도와 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율에 대한 그래프이다.

본 발명자들은 종래기술로는 성형성 및 고강도를 동시에 만족하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공하기는 어렵다는 점을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.

본 발명자들은 다양한 합금조성을 갖는 강들에 대해, 열간압연 후 열간압연판의 미세조직을 상세 분석하여 연성, 내충격성 및 HER(Hole Expanding Ratio)과 미세조직이 어떠한 상관성을 나타내는지 조사하였다. 그 결과, 합금조성 및 제조방법을 적절히 제어하여 제조된 열연강판이 {001}<110> 집합조직의 상대강도가 4이하이고, {113}<110>, {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 분율이 10~20%를 만족할 때, 열연강판의 내충격성이 개선되어 버링성이 향상되고 일정수준의 연성을 유지할 수 있어서 우수한 프레스 성형성을 나타내는 것을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C:0.04~0.09%, Si:0.1~0.5%, Mn:0.8~1.8%, Al:0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001~0.01%, S:0.001~0.005%, N:0.001~0.01%, Nb:0.005~0.05%, Ti:0.005~0.15%, V:0.01~0.2%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, {113}<110>, {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 분율이 10~20면적%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하이다.

먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량에 대한 단위는 중량%이다.

C: 0.04∼0.09 %

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하지만 연성은 감소하게 된다. 그 함량이 0.04% 미만이면 Ti, Nb 및 V 등과 석출물을 형성하는 반응이 적어 석출강화 효과가 낮다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.09%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물이 발생하기 쉬우며, 과도한 강도상승과 용접성 및 성형성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.04~0.09%인 것이 바람직하다.

Si: 0.1~0.5 %

Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.1%미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 미비하여 성형성을 향상시키기 어려우며, 0.5%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서 Si 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

Mn: 0.8~1.8%

Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 용접 후 용접열영향부에서 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 0.8% 미만이면 Mn첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.8%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 페라이트 상변태가 지연되어 석출강화 효과도 감소하게 된다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 전단가공부 성형성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Mn 함량은 0.8~1.8%인 것이 바람직하다.

Mo: 0.01~0.4%

Mo는 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 하지만, Mn 함량이 0.01% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없다. 반면에, Mn 함량이 0.4%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 페라이트 상변태가 지연되고 석출강화효과도 감소하게 된다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.4%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.005∼0.3%,

Cr은 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 용접후 용접열영향부에서 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 하지만, Cr 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, Cr 함량이 0.3%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게되며, 석출강화 효과도 감소하게 된다. 또한, 내충격특성에도 악영향을 미칠수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.001∼0.01%

상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 더욱이 원하는 강도를 얻기에도 불충분하다. 반면, P 함량이 0.01%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P 함량은 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.001∼0.005%

상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.005%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장플렌지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 또한, 0.001%미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 그 함량을 0.001∼0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.01∼0.08%

상기 Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하다. 반면, 0.08%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 열연판의 엣지(Edge)부에 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 또한, 열연후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 그 함량을 0.01~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.001∼0.01%

상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 그 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.005∼0.05%

상기 Nb는 대표적인 석출물 형성원소로서 강 중 미세한 석출물을 형성하여 석출강화효과를 나타내며 열간압연 중 석출하여 재결정을 지연하고 상변태시 미세한 페라이트 결정립을 형성하는데 효과적이다. 그 함량이 0.005%미만인 경우에는 상기 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, Nb 함량이 0.05%를 초과하면 열간압연 중 재결정 지연효과가 커서 열간 변형저항이 증가하고 박물재를 제조하기 어려우며, 판재의 이방성이 증가하여 프레스 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

Ti: 0.005∼0.15%

상기 Ti는 Nb와 함께 대표적인 석출물 형성원소로 고용N, C, S와 반응하여 질화물, 탄화물 및 복합 석출물을 형성한다. Nb와 유사한 수준의 석출강화효과를 얻을 수 있다. 다만, 그 함량이 0.005% 미만이며 석출강화 효과를 얻기 어렵다. 반면, Ti 함량이 0.15%를 초과하면 조대한 질화물이 크게 증가하여 강의 연성, 버링성 및 내충격성을 열위하게 한다. 따라서 본 발명에서는 Ti 함량을 0.005~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

V: 0.01∼0.2%

상기 V은 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출물 형성원소로 고용 C, N과 반응하여 석출물을 형성한다. 일반적으로, V는 Nb와 Ti에 비하여 석출강화효과가 작아 그 함량이 0.01% 미만인 경우에는 석출강화 효과가 미비하며, V 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 경제적으로 불리하다. 따라서 본 발명에서는 V 함량을 0.01~0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.

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

이하, 본 발명에 따른 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 미세조직은 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하이다.

본 발명에서 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립은 오스테나이트역에서 강이 심하게 변형된 경우에 발달하는데, 이들 집합조직의 면적분율이 10%미만이면 원하는 수준의 강도를 얻을 수 없으며, 20%를 초과하면 성형성이 급격히 악화되는 문제가 있다. 따라서 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율은 10~20%인 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하인 것이 바람직하다. 열간압연된 강판의 집합조직은 상온에서 대부분의 집합조직들의 상대강도가 3이하의 값을 나타내어 특정한 집합조직을 나타내지 않는 특징이 있고 α-fibre로 불리우는 집합조직 군에 해당하는 {001}<110>, {113}<110>, {112}<110> 등의 집합조직이 다른 집합조직들에 비해 다소 높은 수준으로 나타나며 상대강도 수치는 약 3~6를 나타낸다. 이들 집합조직은 강중 합금성분이 많아지거나 열간압연 중 과다한 압하량이 가해지면 열간압연 중 재결정이 지연되어 더 많이 발달하게 되어 재질 이방성을 증가시키며 강의 성형성에 해롭다. 또한, 강중 합금성분이 부족하거나 열간압하량이 감소하면 이들 집합조직이 감소하여 성형성이 개선되지만 원하는 강도를 얻을 수 없으며 박강판을 제조하기 어렵게 된다. 상온의 열연강판에서 {001}<110> 집합조직은 오스테나이트역에서 재결정이 잘 이루어진 경우에 잘 발달하므로 {001}<110> 집합조직의 상대강도가 4 이하가 되도록 유지해야 자동차 샤시부품용 등으로 사용되는 박강판에 있어서 원하는 강도를 얻을 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 95~99면적%의 페라이트를 포함하는 것이 바람직하며, 상기 페라이트의 결정립의 평균 크기는 2㎛이하인 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 연속주조 후 평균 냉각속도 0.01~1℃/sec로 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위까지 냉각하는 단계; 상기 냉각된 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 냉각하는 단계; 상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 550~650℃의 온도범위에서 3~5시간 유지하는 열처리단계; 및 상기 열처리된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계를 포함한다.

강 슬라브를 냉각하는 단계

상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를, 연속주조 후 평균 냉각속도 0.01~1℃/sec로 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위까지 냉각한다.

상기 강 슬라브의 냉각은 연속주조에 의해 슬라브를 제조할 때, 연속주조가 완료된 후 상기와 같은 조건으로 행하는 것이다.

[관계식 1]

T1 = 800-540[C]-120[Mn]-80[Mo]-30[Cr]+50[Si]

(단, 상기 관계식 1에서 [C], [Mn], [Mo], [Cr], [Si]은 해당 합금원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)

이때, 강 슬라브의 냉각속도가 0.01℃/sec보다 느리면 조대한 탄화물이나 질화물이 형성되기 쉽고 1℃/sec보다 빠르면 슬라브 전체의 냉각속도를 균일하게 적용하기 곤란하며 경제적으로 불리하다.

또한, 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위까지 냉각해야 하는데 이는 슬라브의 오스테나이트 상이 페라이트 상으로 상변태된 후 다시 재가열하여 역변태시킴으로써 초기 오스테나이트 결정립을 미세하게 유지시켜주는 효과가 있으며, TiN, AlN 등의 질화물들이 조대해지는 것을 억제하는 효과도 있기 때문이다. 따라서, 슬라브가 연속주조후 상온까지 냉각되어 재가열되거나, 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위를 벗어난 조건에서 재가열되는 경우에는 미세한 오스테나이트 결정립을 얻기 어려우며 최종 열연판의 페라이트 결정립도 조대해져서 열연강판의 미세조직에 있어서 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하인 열연강판을 얻기 어려우며, 내충격성이 열위해지고 버링성도 함께 열위하게 된다.

[관계식 1]

T1 = 800-540[C]-120[Mn]-80[Mo]-30[Cr]+50[Si]

상기 관계식 1은 공냉상태의 슬라브가 500~1000℃의 온도범위에서 냉각될 때 슬라브의 중심부 미세조직이 오스테나이트 상에서 페라이트 상으로 상변태가 80%이상 완료되는 온도를 의미하며, 500~1000℃의 온도범위에서 0.1~1℃/sec의 냉각속도로 연속냉각했을 때 얻어진 Dilatation곡선의 변곡점으로부터 구하였다. 각 성분의 영향도는 Mn, Mo, Cr 의 경화능을 높이는 원소들에 대해서는 음의 영향을 나타냈으며, 페라이트 안정화 원소인 Si은 양의 효과를 나타내었다.

강 슬라브를 재가열하는 단계

상기 냉각된 강 슬라브를 승온속도 0.1~10℃/sec로 1250~1350℃의 온도범위까지 재가열한다.

이때, 상기 재가열온도가 1250℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 (Ti,Mo)(C,N)계 석출물, Nb(C,N)계 석출물 등의 석출이 감소하게 되며, 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1250~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.

열연강판을 얻는 단계

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다.

이때, 열간압연온도가 850℃ 미만인 경우에는 강 표층부가 오스테나이트상과 페라이트상의 2상역 구간에서 압연되어 표면형상이 열위해지고 압연판의 형상도 열위해진다. 반면 1150℃ 초과인 경우에는 열간압연 중 재결정이 용이하게 발생하여 열연강판의 미세조직을 미세하게 제조하기 어려우며 과도한 재결정의 발생은 {001}<110> 집합조직도 증가시켜 원하는 강도와 성형성을 얻을 수 없는 문제가 있다. 따라서, 상기 열간압연은 850~1150℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.

열연강판을 냉각하는 단계 및 열처리하는 단계

이후, 상기 열연강판을 냉각한다.

이때, 상기 열연강판을 550~750℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각하고 550~750℃의 범위의 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 550℃ 미만으로 냉각하여 권취되면 강 중 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 강의 재질이 열위해지며, 750℃ 초과로 냉각되어 권취되면 조대한 페라이트 결정립이 형성되며 조대한 탄화물과 질화물이 형성되기 쉬워져 강의 재질이 열위해진다. 또한, 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 조대한 페라이트 결정립이 형성되어 미세조직이 불균일해지며, 평균 냉각속도가 70℃/sec이상이면 베이나이트 상이 형성되기 쉬워져 강의 연성이 열위해진다.

열처리단계 및 공냉하는 단계

상기 권취된 열연강판을 550~650℃의 범위의 온도에서 3~5시간 유지하는 열처리단계를 수행한다.

이는 권취시 미쳐 완료되지 못한 페라이트 상변태를 완료시키고 미세한 석출을 유도하기 위함이다. 따라서, 550℃보다 낮은 온도에서 유지하면 베이나이트 상이 형성되어 페라이트 상변태 및 석출의 발생은 없으며 연성이 열위해진다. 반면, 650℃보다 높은 온도에서 유지하면 페라이트 결정립의 크기가 커져서 강도가 감소하고 내충격성이 열위해진다. 또한, 3시간 미만으로 유지할 때에는 상기 효과를 얻기에 부족하며, 5시간을 초과하면 조대한 탄화물이 형성될 수 있어서 내충격성과 연성이 모두 열위하게 된다.

바람직한 일례로써, 550~650℃의 온도를 확보하기 위하여 권취된 코일은 코일의 외권부 온도가 550~650℃의 온도범위를 벗어나지 않도록 하여 보열박스에 장입할 수 있다. 보열박스는 코일의 평균 냉각속도가 2~5℃/Hour를 유지할 수 있는 보열 능력을 갖는 장비를 의미한다. 이후 코일은 코일 내부의 열에 의해 상기 온도가 유지된다.

이후, 상기 열처리된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계를 수행하여 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 공냉된 열연강판을 산세처리 후 도유하는 단계를 추가하거나, 상기 공냉된 열연강판을 산세처리후 강판의 온도가 450~480℃가 되도록 가열한후 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함할 수 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 나타낸 성분조성을 갖는 강 슬라브를 제조한 후에 하기 표 2에 기재된 제조조건을 사용하여 열연강판을 제조하여 기계적 성질과 미세조직을 관찰하여 하기 표 3에 나타내었다.

인장시험은 압연강판의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 항복비는 YR=YS/TS를 의미한다. 또한, HER의 평가는 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하였다. 표2에 나타낸 인장시험 및 HER시험의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다.

페라이트 상분율은 해당 압연판재에서 중심부위 시편에서 분석한 결과이며 시편은 각각 채취하여 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하여 구하였다. {001}<110>, {113}<110>, {112}<110> 집합조직의 상대강도와 면적분율은 EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)을 이용하여 해당 압연판재에서 중심부위 시편에서 분석한 결과이다. 본 실시예에서 열처리단계의 유지시간은 4시간으로 동일하게 하였다.

구분	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Mo	Nb	V
비교예1	0.07	0.3	1.5	0.01	0.07	0.01	0.003	0.004	0.08	0.2	0.01	0.02
비교예2	0.08	0.2	0.8	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.14	0.12	0.015	0.03
비교예3	0.06	0.15	1.8	0.15	0.05	0.01	0.003	0.004	0.08	0.06	0.03	0.02
비교예4	0.05	0.1	1.7	0.2	0.04	0.01	0.003	0.004	0.08	0.1	0.04	0.05
비교예5	0.075	0.1	1.2	0.01	0.03	0.0025	0.003	0.005	0.08	0.04	0.05	0.06
비교예6	0.04	0.15	1.2	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.1	0.01	0.02	0.1
비교예7	0.065	0.25	1.8	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.11	0.2	0.015	0.045
발명예1	0.04	0.1	1.2	0.01	0.03	0.007	0.003	0.004	0.08	0.1	0.02	0.01
발명예2	0.07	0.3	1.5	0.2	0.04	0.005	0.003	0.004	0.08	0.18	0.03	0.025
발명예3	0.07	0.1	1.4	0.01	0.03	0.008	0.003	0.004	0.1	0.11	0.025	0.006
발명예4	0.08	0.1	1.5	0.01	0.03	0.0025	0.003	0.005	0.14	0.04	0.03	0.05
발명예5	0.06	0.15	1.2	0.01	0.05	0.005	0.003	0.004	0.1	0.01	0.02	0.1
발명예6	0.087	0.1	1.4	0.01	0.04	0.007	0.003	0.004	0.14	0.2	0.02	0.15
발명예7	0.08	0.15	1.4	0.01	0.05	0.005	0.003	0.004	0.13	0.25	0.03	0.11

상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.

구분	T1 (℃)	재가열전 슬라브온도 (℃)	마무리압연 종료온도 (℃)	권취온도 (℃)	열처리온도 (℃)
비교예1	580.9	900	940	618	580
비교예2	660.9	750	925	632	300
비교예3	549.8	880	907	615	300
비교예4	560	400	875	621	300
비교예5	617	25	895	608	미사용
비교예6	640.8	850	899	615	124
비교예7	545.1	600	902	775	755
발명예1	631.1	700	893	623	592
발명예2	576.8	680	892	625	580
발명예3	590.1	640	897	626	570
발명예4	578.3	720	902	634	590
발명예5	630	700	908	629	588
발명예6	573.72	650	906	646	575
발명예7	576	700	909	652	580

상기 표 2에서 T1은 하기 관계식 1에 의해 계산된 값이다.

[관계식 1]

T1 = 800-540[C]-120[Mn]-80[Mo]-30[Cr]+50[Si]

시편	YS (MPa)	TS (MPa)	YR (YS/TS)	T-El (%)	HER (%)	TSxHER	페라이트 상분율 (%)	평균 결정립 크기(㎛)	{001}<110> 상대강도	{113}<110> + {112}<110> 면적분율 (%)
비교예1	732	806	0.91	20	48	38688	96	2.5	2.3	6.5
비교예2	807	872	0.93	16	49	42728	98	1.92	3.8	8.7
비교예3	662	715	0.93	20	61	43615	94	2.2	4.2	11.7
비교예4	683	726	0.94	19	52	37752	96	1.87	4.5	20.0
비교예5	703	754	0.93	20	53	39962	92	1.65	5.3	21.8
비교예6	665	720	0.92	22	62	44640	97	2.2	4.9	12.1
비교예7	806	866	0.93	18	51	44166	95	2.5	3.9	7.3
발명예1	698	746	0.94	22	75	55950	99	1.9	2.9	12.0
발명예2	760	820	0.93	21	74	60680	97	1.8	3.8	15.2
발명예3	783	842	0.93	20	65	54730	98	1.83	3.6	13.6
발명예4	765	811	0.94	20	70	56770	96	1.9	3.5	12.8
발명예5	713	756	0.94	23	74	55944	97	1.85	3.2	12.4
발명예6	966	1008	0.96	16.5	46	46368	95	1.8	3.8	18.4
발명예7	948	992	0.96	17	48	47616	95	1.75	3.7	19.5

상기 표 3에서 YS, TS, YR, T-El, HER은 각각 항복강도, 인장강도, 항복비, 파괴연신율, 신장플렌지성(Hole Expanding Ratio)을 의미하며 특히, YS는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부 항복점을 의미한다.

발명예 1 내지 7은 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하여 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하이었으며, 이에 따라 인장강도와 HER(Hole Expanding Ratio)의 곱이 45,000 이상으로 프레스 성형성이 우수하며 인장강도가 700MPa이상으로 고강도인 것을 확인할 수 있다.

비교예 1은 연속주조된 슬라브가 900℃까지 냉각되었을 때 재가열을 개시하여 본 발명에서 제안한 관계식 1에 의해 계산된 T1(581)~800℃사이의 온도까지 냉각한 후 재가열하는 조건을 만족하지 못하였으며, 평균 페라이트 결정립 크기가 2㎛보다 크게 형성되었고, {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직의 면적분율도 낮아서 만족스러운 강도와 성형성을 얻지 못하였다.

비교예 2는 초기 슬라브 냉각 조건 및 재가열 조건은 본 발명에 부합하여 비교적 미세한 미세조직이 형성되었으나, 열처리온도가 너무 낮아서 페라이트 미세조직 및 석출이 잘 형성되지 못하였으며 강도와 연성이 감소한 결과를 나타내었다.

비교예 3은 초기 슬라브 냉각 조건과 권취 후 열처리조건이 본 발명에서 제안한 조건과 상이하였으며 동급의 소재의 재질에 비해 강도, 연성, HER이 모두 열위하였다.

비교예 4도 초기 슬라브 냉각 조건과 권취 후 열처리조건이 모두 본 발명의 제안범위를 벗어난 경우이며, 비교예 5는 통상적인 열간압연 과정처럼 연속주조 후 슬라브가 상온까지 냉각된 후 재가열되었으며, 권취 후 열처리 과정도 적용하지 않은 경우이다. 비교예 4 및 5는 본 발명에서 제안한 {113}<110>, {112}<110> 집합조직의 면적분율 수준을 초과하였거나 {001}<110> 집합조직의 상대강도가 기준으로 초과하여 재질도 만족스럽지 못한 결과를 얻었다.

비교예 6은 초기 슬라브 냉각 종료 온도가 높아서 미세조직이 다소 조대해졌으며, 열처리온도가 너무 낮아서 강도와 연성이 열위하였고 미세조직도 본 발명의 요구수준을 벗어났다. 비교예 7은 권취온도와 열처리온도가 본 발명의 제안 범위를 벗어났으며 조대한 페라이트 결정립이 형성되고 석출물도 조대화되어 강도와 HER이 열위하였다.

도 1에서 {113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하를 모두 만족하는 빗금친 영역이 본 발명 범위에 해당하며, 상기 빗금친 영역에 해당하는 본 발명예들은 모두 TS x HER값이 45000이상으로 프레스 성형성이 우수함을 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

중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.01~0.4%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.005%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.15%, V: 0.01~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
{113}<110> 및 {112}<110> 집합조직으로 구성된 결정립의 면적분율이 10~20%이고, {001}<110> 집합조직의 상대강도는 4이하이고, 미세조직은 95~99면적%의 페라이트를 포함하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
삭제
제 1항에 있어서,
상기 페라이트 결정립의 평균 크기가 2 ㎛이하인 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
인장강도와 HER(Hole Expanding Ratio)의 곱이 45000이상인 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
중량%로, C: 0.04~0.09%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 0.8~1.8%, Al: 0.01~0.08%, Cr: 0.005~0.3%, Mo:0.01~0.4%, P:0.001~0.01%, S:0.001~0.005%, N:0.001~0.01%, Nb:0.005~0.05%, Ti:0.005~0.15%, V:0.01~0.15%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를, 연속주조 후 평균 냉각속도 0.01~1℃/sec로 하기 관계식 1로 정의된 T1 ℃이상 800℃이하의 온도범위까지 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 냉각하는 단계;
상기 냉각된 열연강판을 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 550~650℃의 범위의 온도에서 3~5시간 유지하는 열처리단계; 및
상기 열처리된 열연강판을 상온까지 공냉하는 단계를 포함하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

[관계식 1]
T1 = 800-540[C]-120[Mn]-80[Mo]-30[Cr]+50[Si]
(단, 상기 관계식 1에서 [C], [Mn], [Mo], [Cr], [Si]은 해당 합금원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다. )
제 5항에 있어서,
상기 재가열하는 단계는 상기 냉각된 강 슬라브를 승온속도 0.1~10℃/sec로 1250~1350℃의 온도범위까지 재가열하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 열간압연은 1150~850℃의 온도범위에서 행하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 열연강판을 냉각하는 단계는 550~750℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 행하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 권취하는 단계는 550~750℃의 범위의 온도에서 행하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 공냉된 열연강판을 산세처리 후 도유하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 공냉된 열연강판을 산세처리후 강판의 온도가 450~480℃가 되도록 가열한후 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.