KR101694875B1 - 고강도 열간 압연 q＆p 강 및 이의 제조 방법 - Google Patents

고강도 열간 압연 q＆p 강 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강 및 이의 제조 방법이며, 상기 강은 다음과 같이 중량%의 화학 조성물을 가진다: C: 0.15%~0.40%; Si: 1.0%~2.0%; Mn: 1.5%~3.0%; P: 0.015% 이하; S: 0.005% 이하; Al: 0.3%~1.0%; N: 0.006% 이하; Ti: 0.005%~0.015%, 및 Fe 및 피할 수 없는 불순물인 나머지; 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가진다. 조성물에 대한 합리적인 설계에 의하고 일반적인 C-Mn 강의 조성물을 기초로, 본 발명은 Si의 함유량을 증가시켜 시멘타이트의 침전을 제한하며, 미세-Ti 처리를 실행하여 오스테나이트 과립을 정제하고, Al의 함유량을 증가시켜 공기 냉각 공정 동안 오스테나이트 변형 동력을 빠르게 하고; 동시에, 열간 압연 공정과 단계를 둔 냉각 공정을 결합하여 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 얻으며 합금 원소의 비용을 실질적으로 감소시킨다.

Description

고강도 열간 압연 Q＆P 강 및 이의 제조 방법{High-Strength Hot Rolling Q＆P Steel and Method of Manufacturing the Same}
본 발명은 내마모성 강의 분야에 속하며, 특히 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가진 700Mpa 수준 고강도 열간 Q&P 강 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
급랭(Quenching)-분할(partitioning) 강, 즉, Q&P 강은 지난 10년 동안 고강도 강의 분야에서 연구 초점이며, 가장 중요하게는 강의 강도와 가소성을 동시에 개선하는 것, 즉 강의 강도와 가소성의 결과를 개선하는 것을 목표로 한다. 현재, Q&P 강은 자동차 강의 분야에서 진보된 고강도 강의 제 3 세대 중에서 중요한 새로운 강이라고 일반적으로 인식된다.
Q&P 강의 주요 공정은 강을 완전한 오스테나이트 영역 또는 부분 오스테나이트 영역으로 가열하는 단계; 소정의 시간 동안 균질화 처리를 실행한 후, Ms 및 Mf(Ms 및 Mf는 마르텐사이트 변형의 시작 및 종료 온도를 각각 나타낸다) 사이의 온도로 빠르게 급랭하여, 소정량의 잔류 오스테나이트 구조를 가진 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 구조를 얻는 단계; 뒤이어 급랭의 중지 냉각 온도(cease cooling temperature) 또는 소정의 시간 동안 중지 냉각 온도보다 약간 높은 온도로 가열을 유지하여, 과포화 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트 속으로 탄소 원자를 퍼지게 하여, 잔류 오스테나이트를 안정화하는 단계; 및 실온으로 다시 급랭하는 단계이다.
Q&P 강의 최초 연구 및 응용은 고강도 및 고가소성 강에 대한 자동차 산업의 요구에 초점을 두었다. Q&P 강의 공정으로부터 이의 공정 라인이 복잡하다는 것을 아는 것이 어렵지 않고, 강판이 제 1 급랭을 받은 후, 온도로 빠르게 가열되고 소정의 기간 동안 유지될 필요가 있다. 2단계 Q&P 공정은 열간 압연 제조 공정에 실행되기가 어려우나, 열간 압연 고강도 강을 제조하기 위한 우수한 참조를 제공한다. 열간 압연 동안, 1단계 Q&P 공정이 사용될 수 있는데, 즉 마무리 압연 후, 강은 감겨서 Ms 아래의 특정 온도로 온라인 급랭된다. Q&P 강의 전형적인 구조는 마르텐사이트에 소정량의 잔류 오스테나이트이어서, 고강도와 우수한 가소성을 제공한다.
중국특허 CN102226248A는 C-Si-Mn 열간 압연 Q&P 강을 개시하나, 합금 원소의 설계를 위해, 미세-Ti 처리가 실행되지 않는다; 중국 특허 CN101775470A는 착물-상 Q&P 강의 제조 공정을 개시하며, 이는 실제로 Q&P 강을 제조하는 2단계 공정이다; 중국특허 CN101487096A는 C-Mn-Al Q&P 강을 개시하며, 주로 신장률은 높으나 강도가 낮은 특징을 나타낸다.
상기 특허는 열 처리를 사용하고 2상 영역에서 가열을 통해 페라이트의 부피 비율을 쉽게 제어할 수 있으나; 연속 열간 압연을 위해, 가열 온도는 일반적으로 완전 오스테나이트 영역에 있으며 마무리 온도는 일반적으로 780℃보다 높은 반면, 페라이트의 시작 침전 온도는 대부분 700℃보다 낮다. 결과적으로, 마무리 압연 온도를 낮춤으로써 페라이트를 얻는 것은 실제 열간 압연에서 실행하기 어렵다.
본 발명의 목적은 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강 및 이의 제조 방법을 제공하는 것이며, 상기 강은 소정량의 페라이트, 마르텐사이트 및 소정량의 잔류 오스테나이트 구조를 가지며 뛰어난 포괄적인 성능을 제공하며; 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가지며; 상당히 감소된 합금 비용을 가지며 우수한 성형성과 중간의 내마모성을 필요로 하는 분야에 응용될 수 있다.
본 발명의 설계 개념은 다음과 같다:
조성물에 대한 합리적인 설계에 의하고 일반적인 C-Mn 강의 조성물을 기초로, 본 발명은 Si의 함유량을 증가시켜 시멘타이트의 침전을 제한하며, 미세-Ti 처리를 실행하여 오스테나이트 과립을 정제하고, Al의 함유량을 증가시켜 공기 냉각 공정 동안 오스테나이트 변형 동력을 빠르게 하고; 동시에, 열간 압연 공정과 단계를 둔 냉각 공정을 결합하여 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 얻는다. 3개의 다른 상의 상대적 함유량을 제어하는 것을 통해, 700Mpa 이상의 항복 강도 및 1300Mpa 이상의 인장 강도를 가진 고강도 열간 압연 Q&P 강을 얻을 수 있다.
특히, 본 발명의 기술적 해결책은 다음이다:
700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강은 다음과 같이 중량%의 화학 조성물을 가진다: C: 0.15%~0.40%; Si: 1.0%~2.0%; Mn: 1.5%~3.0%; P: 0.015% 이하; S: 0.005% 이하; Al: 0.3%~1.0%; N: 0.006% 이하; Ti: 0.005%~0.015%, 및 Fe 및 피할 수 없는 불순물인 나머지; 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강은 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가진다.
바람직하게는, 열간 압연 Q&P 강은 중량%의 화학 조성물을 포함한다: Si: 1.3~1.7중량%; Mn: 1.8~2.5중량%; N:0.004중량% 이하; Ti: 0.008~0.012중량%; O: 30ppm 이하.
본 발명에 따른 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강의 화학 조성물의 기능 및 함유량 제한은 다음과 같다:
탄소: 탄소는 강에서 가장 기본적인 원소이며, 동시에, 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강에서 가장 중요한 원소 중 하나이다. 탄소는 강에서 격자간 원자로 작용하며 강도를 개선하는데 매우 중요한 역할을 하여, 강의 항복 강도 및 인장강도에 최대 영향을 미친다. 일반적으로, 강의 강도가 높으면 높을수록, 신장력은 더 낮아진다. 1000Mpa 초과의 인장 강도를 가진 고강도 강을 확보하기 위해서, 강에서 탄소의 함유량은 일반적으로 0.15% 이상이다. 너무 낮은 탄소 함유량은 강판이 급랭되고 감겨진 후 느린 냉각 공정 동안 탄소가 과포화 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 완전히 분산되는 것을 보장할 수 없어서, 잔류 오스테나이트의 안정성에 영향을 미친다. 강에서 탄소 함유량은 너무 높지 않아야 하며, 0.4%보다 높을 때, 비록 강의 고강도는 확보되나 본 발명은 소정량의 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 얻는 것이기 때문에, 초석 페라이트의 침전화는 필수적으로 변형되지 않은 잔류 오스테나이트가 탄소가 풍부해지는 것을 초래할 것이다. 오스테나이트의 일부가 급랭된 후 얻은 탄소-풍부 마르텐사이트는 너무 낮은 신장률을 가져서, 최종 강판은 더 낮은 신장률을 제공한다. 따라서, 강에서 적절한 탄소 함유량은 0.15~0.4중량%로 제어되어야 하며, 이는 강판의 우수한 강도 및 가소성의 조화를 보장할 수 있다.
규소: 규소는 강에서 가장 기본적인 원소이며 또한 본 발명의 강에서 가장 중요한 원소이다. 전통적인 고강도 열간 압연 강과 비교하면, 현재의 고강도 열간 압연 강은 기본적으로 주로 높은 Si의 조성물 설계 원리를 사용한다. C, Si, Mn 이외에, 다른 합금 원소가 첨가되지 않거나 단지 적은 다른 합금 원소가 첨가된다. Si는 특정 온도 범위에서 시멘타이트의 침전화를 제한할 수 있으나, ε 카바이드에 대해 한정된 제한을 가진다. Si는 시멘타이트의 침전화를 제한하여 탄소 원자가 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트 속으로 분산되어 잔류 오스테나이트를 안정화시킨다. 비록 높은 Al 및 P의 첨가가 시멘타이트의 침전화를 제한할 수 있으나, 높은 Al 함유량은 용융 강을 점성으로 만들 수 있으며 연속 주조될 때, 이것이 물 간격을 차단하고 강 주조의 효율을 감소시키는 경향이 있다; 높은 P 함유량은 과립 경계의 취성을 초래하는 경향이 있어서, 강판의 충격 인성은 매우 낮다. 따라서, 높은 Si 함유량의 조성물 설계는 여전히 열간 압연 Q&P 강의 조성물 설계에서 가장 중요한 원리 중 하나이다. Si의 함유량은 일반적으로 1.0중량% 이상이며 또는 시멘타이트의 침전화는 제한될 수 없다; Si의 함유량은 2.0중량% 이하이어야 하며 그렇지 않으면 강판이 용접될 때, 균열이 있을 것이며, 이것이 강판의 응용에 어려움을 제공할 것이다. 따라서, 본 발명의 강에서 Si의 함유량은 1.0~2.0중량%, 바람직하게는 1.3~1.7중량%로 제어된다.
망간: 망간은 강에서 가장 기본적인 원소이며 또한 본 발명의 강에서 가장 중요한 원소이다. Mn은 오스테나이트 상 영역을 확대하는데 중요한 원소이며 임계 급랭 속도를 감소시키고, 오스테나이트를 안정화하고, 과립을 정제하고 오스테나이트로부터 펄라이트로의 변형을 지연시킬 수 있다. 본 발명은 강판의 강도를 확보하기 위해서 Mn의 함유량을 일반적으로 1.5중량% 이상으로 제어하며, Mn 함유량이 너무 낮은 경우, 단계 냉각에서 제 1 단계의 공기 냉각 동안, 초냉각 오스테나이트는 불안정하게 되며, 펄라이트 형태의 구조로 변형되기가 쉽다; 동시에, Mn 함유량은 3.0중량%를 초과하지 않아야 하며 그렇지 않으면 강제조 공정에서, Mn 분리가 주로 발견되며, 슬라브가 연속 주조를 거칠 때, 열 분해가 일어날 가능성이 있으며, 이는 제조 효율의 개선에 좋지 않다. 따라서, 본 발명의 강에서 Mn의 함유량은 일반적으로 1.5 ~ 3.0중량%, 바람직하게는 1.8 ~ 2.5중량%로 제어된다.
인: 인은 강에서 불순물 원소이다. P는 과립 경계상에서 극단적으로 뭉치는 경향이 있고, P의 함유량이 너무 높은 경우(0.1중량% 이상), Fe2P는 과립 근처에서 침전되고 강의 가소성과 인성이 감소하여, 이의 함유량이 낮으면 낮을수록 더 좋고, 일반적으로 0.015중량% 이하로 제어되며, 이는 적절하며 강제조 비용을 증가시키지 않는다.
황: 황은 강에서 불순물 원소이며, 주로 Mn과 결합하여 MnS 함유물을 형성하며, 특히 S과 Mn의 함유량이 모두 높은 경우, 다량의 Mn이 강에 형성될 수 있으나 MnS 자체가 약간의 가소성을 가지며, 후속 압연 동안 압연 방향을 따라 변형될 수 있어서, 강판의 가로 신장 성능을 감소시킨다. 따라서, S의 함유량이 낮으면 낮을수록 더 좋으며, 실제 생산에서는, 일반적으로 0.005중량% 이하로 제어된다.
알루미늄: 알루미늄은 본 발명의 강에서 가장 중요한 합금 원소의 하나이다. Al의 기본 기능은 강제조 공정에서 탈산화하는 것이다. 또한, Al은 강에서 N과 결합하여 AlN을 형성하고 과립을 정제할 수 있다. 상기 기능 이외에, 더 많은 Al의 첨가는 주로 단계 냉각 공정 동안 공기 냉각의 단계에서 오스테나이트로부터 페라이트로 변형의 동역학을 빠르게 하고 Si와 함께 시멘타이트의 침전화를 제한하여, 더 많은 양의 준안정 잔류 오스테나이트를 얻는 것을 주목적으로 한다. 강에서 Al의 함유량이 0.3중량% 미만인 경우, 페라이트가 공기 냉각의 몇 초 후 완전히 침전되는 것은 어렵다; 강에서 Al의 함유량이 1.0중량% 초과인 경우, 용융 강은 매우 점성이 되며, 연속 주조 공정에서 물 간격을 차단하는 경향이 있어서, 제조 효율에 영향을 미친다. 따라서, 본 발명의 강에서 Al의 함유량은 적절한 범위, 예를 들어 0.3 ~ 1.0중량%로 제어될 필요가 있다.
질소: 질소는 본 발명의 강에서 불순물 원소에 속하며 질소의 함유량은 낮으면 낮을수록 더 좋다. N은 또한 피할 수 없는 원소이며, 일반적으로, 강에서 잔류 함유량은 0.002 ~ 0.004중량%이다. 고체 가용성 또는 유리 N은 산 가용성 Al과 결합을 통해 안정하게 될 수 있다. 강제조 비용을 증가시키기 않도록, N의 함유량은 단지 0.006중량% 이하, 바람직하게는 0.004중량% 이하로 제어될 수 있다.
티타늄: 첨가된 티타늄의 양은 첨가된 질소의 양에 해당한다. Ti 및 N의 함유량이 낮은 범위로 제어되는 경우, 이들은 열간 압연에서 곱고 분산된 TiN 입자의 덩어리를 형성할 수 있으며; 동시에, 함유량의 비 Ti/N는 모든 Ti가 TiN을 형성하는 것을 확보하도록 3.42 미만으로 제어되어야 한다. 우수한 고온 안정성을 가진 고운 나노크기 TiN 입자는 압연 동안 오스테나이트 과립을 정제할 수 있다; Ti/N이 3.42 이상인 경우, 거친 TiN 입자가 강에 형성될 수 있어서, 강판의 인성에 나쁜 영향을 미치고 균열의 원인이 될 수 있다. 게다가, Ti의 함유량은 너무 높지 않아야 하며, 또는 TiN의 양은 너무 적을 수 있어서, 오스테나이트 과립을 정제할 수 없다. 따라서, 본 발명의 강에서 Ti의 함유량은 적절한 범위로 제어되어야 하는데, 즉 Ti의 첨가는 0.005 ~ 0.015중량%, 바람직하게는 0.008 ~ 0.012중량%이어야 한다.
산소: 산소는 강제조에서 피할 수 없는 원소이며, 본 발명의 위해서, Al 탈산화 이후 강에서 O의 함유량은 일반적으로 30ppm 미만일 수 있으며, 강에 대해 뚜렷한 나쁜 효과를 갖지 않는다. 따라서, 본 발명의 강에서 O의 함유량은 30ppm 미만으로 제어되어야 한다.
본 발명의 700MPa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강의 제조 방법은 구체적으로 다음 단계를 포함한다:
1) 제련, 2차 정제 및 주조:
다음 조성물로서 컨버터 또는 전기로에 의해 제련하고, 진공로에 의해 2차 제련하고, 주로 블랭크 또는 주조 잉곳을 형성하도록 주조하며, 중량%의 화학 조성물은 다음이다: C: 0.15%~0.40%; Si: 1.0%~2.0%; Mn: 1.5%~3.0%; P: 0.015% 이하; S: 0.005% 이하; Al: 0.3%~1.0%; N: 0.006% 이하; Ti: 0.005%~0.015%, 및 Fe 및 피할 수 없는 불순물인 나머지.
2) 가열 및 열간 압연:
단계 1)에서 얻은 주조 블랭크 또는 주조 잉곳을 1100~1200℃까지 가열하고 1~2h 동안 열을 보존하고; 1000~1100℃의 블룸 압연 온도로, 멀티-패스(multi-pass) 압연을 실행하며 누적 변형량은 50% 이상이며, 주로 오스테나이트 과립을 정제하는 것을 목적으로 한다; 뒤이어, 중간 빌렛 온도가 900~950℃로 떨어질 때, 3-5 패스의 압연을 실행하며 누적 변형량은 70% 이상이다; 압연 공정은 도 2에 도시된다; 멀티 패스 열간 압연의 패스의 숫자는 예를 들어 5~7이다;
3) 단계 냉각:
800~900℃ 온도의 압연 조각을 50℃/s의 냉각 속도로 500~600℃로 빠르게 수냉각한 후, 5~10s 동안 공기 냉각하고, 뒤이어 50℃/s 초과의 냉각 속도로 100~300℃(즉, Ms-Mf) 온도로 냉각하여, 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 얻으며, 최종적으로 릴링(reeling) 후에 실온으로 천천히 냉각하여, 700Mpa-수준 고강도 열간 압연 Q&P 강을 얻는다; 압연 냉각 이후 공정은 도 3에 도시된다.
바람직하게는 단계 2)에서 멀티-패스 압연은 5~7 패스의 압연이며; 릴링 후 느린 냉각의 속도는 8~12℃/h이다.
초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조에서, 초석 페라이트의 부피 비율은 10~20%인 반면, 잔류 오스테나이트의 부피 비율은 5% 초과 및 10% 미만이다.
뛰어난 광범위한 성능을 가진 강판은 합리적인 조성물 설계 및 혁신적인 열간 압연 및 단계 냉각의 새로운 공정의 조화를 통해 얻을 수 있는데, 즉, 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가진 본 발명의 700Mpa-수준 고강도 열간 압연 Q&P 강이 얻어진다.
본 발명의 단계 냉각에서, 제 1 단계의 빠른 수 냉각은 주로 과냉각 오스테나이트의 상 변형 구동력을 개선하는 것을 목표로 하여, 뒤이은 공기 냉각 단계에서 충분한 초석 페라이트(10~20중량%)를 침전시켜서, 강판의 낮은 항복 강도를 확보한다. 일반적으로, 강판의 인장 강도를 개선하기 위해서, 탄소와 망간의 함유량을 증가시키는 것이 필수적이나 탄소와 망간은 오스테나이트 안정화를 위한 원소이며, 탄소와 망간의 함유량의 증가는 공기 냉각 단계에서 제한된 시간 내에 불충분한 양의 페라이트 침전물을 확실히 생성하거나 생성하지 않을 것이다. 따라서, 본 발명의 혁신적인 점의 하나는 조성물 설계에서, 알루미늄의 함유량이 일반적인 강에서 알루미늄의 함유량의 실질적으로 10배 이상으로 증가하는 것을 나타낸다. 알루미늄의 함유량을 실질적으로 증가시키는 목적은 높은 탄소 및 망간 함유량의 경우에 공기 냉각 단계에서 페라이트의 침전화를 빠르게 하는 것이다. 그러나 알루미늄의 함유량이 너무 높은 것은 적절하지 않고 또는 용융된 강은 점성이 되는 경향이 있어서, 주조할 때, 물 간격을 차단하는 경향이 있어 증가하는 알루미늄 산화물 함유물을 생성한다. 따라서, 합금 조성물의 비율, 열간 압연 및 냉각 공정은 잘 제어되어야 하며, 이 단계에서 수 냉각 속도가 높으면 높을수록 더 좋다.
공기 냉각의 종료 후에, 제 2 단계에서 급랭의 중단 냉각 온도는 실온 이외의 온도 범위로 제어되어야 하며 또는 탄소 원자의 분산은 종료되지 않을 수 있으며 잔류 오스테나이트의 양은 너무 낮아서, 더 낮은 신장률을 초래한다. 현재 통상적인 온라인 급랭 공정은 실온으로의 직접 급랭인 반면, 본 발명의 다른 혁신적인 점은 특정의 저온 범위로 릴링 온도를 제어하는 것이며, 한편으론, 높은 잔류 오스테나이트 함유량(5중량% 초과)이 유지될 수 있으나, 잔류 오스테나이트는 안정하지 않고, 실온으로의 냉각인 경우, 잔류 오스테나이트는 다른 구조로 변형될 것이며, 한편 조성물 설계에서, 소정량의 Si 원소가 첨가되어 잔류 오스테나이트에서 카바이드의 침전화를 제한하여, 탄소의 소비를 감소시키며; 다른 한편으론, 마르텐사이트에서 탄소 원자의 화학적 포텐셜이 잔류 오스테나이트에서보다 높기 때문에, 이들 사이의 화학적 포텐셜의 차이가 탄소가 원자가 마르텐사이트로부터 잔류 오스테나이트로 퍼지는 구동력을 제공하여, 잔류 오스테나이트에서 탄소 함유량은 현저하게 증가하여, 잔류 오스테나이트는 실온에서 안정하게 존재할 수 있다. 조성물 비율과 냉각 공정의 숙련된 조화를 통해, 소정량의 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 가진 강판이 얻어질 수 있어서, 뛰어난 성능을 가진 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강이 얻어진다.
또한, 강 블랭크의 가열 온도가 1100℃ 미만인 경우, 또는 열 보존 시간이 너무 짧은 경우, 합금 원소의 균질화에 불리하며; 온도가 1200℃보다 높은 경우, 생산 비용은 증가될 것이며, 강 블랭크의 가열 품질은 감소될 것이다. 따라서, 강 블랭크의 가열 온도는 1100~1200℃로 제어되는 것이 적절하다.
유사하게는, 열 보존 시간을 특정 범위 내에서 제어하는 것이 필수적이다. 열 보존 시간이 너무 짧은 경우, Si, Mn과 같은 용질 원자는 불충분하게 확산되고, 강 블랭크의 가열 품질은 보장될 수 없다; 열 보존 시간이 너무 긴 경우, 오스테나이트 과립은 거칠어질 수 있고, 생산 비용은 증가하여, 결과적으로 열 보존 시간은 1-2시간으로 제어되어야 한다. 가열 온도가 높은 경우, 상응하는 열 보존 시간은 적절하게 짧아질 수 있다.
본 발명의 제조 공정은 700Mpa 이상의 항복 강도, 1300Mpa 이상의 인장 강도 및 3~12mm의 두께를 가지며 우수한 신장률(10% 초과)을 가진 고강도 열간 압연 Q&P 내마모성 강판을 생산하는데 사용될 수 있다. 강판은 강도와 가소성의 뛰어난 조화를 제공하여 다음 이점을 가져온다.
700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 합금 원소의 비용은 실질적으로 감소된다. 전통적인 고강도 저합금 강과 비교하여, Nb, V, Cu, Ni, Mo와 같은 희귀 금속이 첨가되지 않으며, 이는 합금 비용을 실질적으로 감소시킨다. 제조 비용은 후판 생산 라인과 비교하여, 열간 연속 압연을 사용함으로써 더 감소될 수 있다. 따라서, 강판의 생산 비용은 매우 낮다.
본 발명의 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판은 뛰어난 기계적 특성을 제공하며, 고객의 포괄적인 사용 비용이 감소한다. 강판의 항복 강도가 낮고 인장 강도가 높기 때문에, 항복률은 낮다. 이것은 강판에 대한 굽힘과 같은 공정을 실행하기 위해 많은 고강도 강 소비자가 사전 처리 장비를 변형할 필요가 없다는 이점을 가져오며, 이는 변형 장비의 비용을 절약하는 반면; 연마 장비의 손실을 감소시키고 이의 수명 등을 증가시킨다.
본 발명의 강판은 낮은 비용, 낮은 항복율 및 높은 강도의 이점을 가져서, 특히 굽힘 형성 및 고 내마모성을 필요로 하는 분야에 적합하다. 강에 고정된 준안정성 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트로 변형될 수 있고 이 경우 연마 과립은 마모되어, 강판의 내마모성을 더 향상시킨다.
도 1은 본 발명에 따른 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 제조 공정의 흐름도이다.
도 2는 본 발명에 따른 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 제조 공정의 개략도이다.
도 3은 본 발명에 따른 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 압연 이후 냉각 공정의 개략도이다.
도 4는 본 발명에 따른 실시태양 1#의 테스팅 강의 전형적인 금속 현미경 사진이다.
도 5는 본 발명에 따른 실시태양 3#의 테스팅 강의 전형적인 금속 현미경 사진이다.
도 6은 본 발명에 따른 실시태양 5#의 테스팅 강의 전형적인 금속 현미경 사진이다.
이하에서 본 발명의 기술적 해결책은 상세한 실시태양과 함께 상세하게 더 기술될 것이다.
본 발명에 따른 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 제조 방법에서, 생산 절차는 다음과 같다: 도 1에 도시된 대로, 컨버터 또는 전기로에서 제련 -> 진공로에서 2차 정제 -> 블랭크(잉곳)를 주조 -> 강 빌렛(잉곳)을 재가열 -> 열간 압연 + 단계 냉각 공정 -> 코일링.
실시태양
실시태양 1~5에서 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 생산은 구체적으로 다음 단계를 포함한다:
1) 제련, 2차 정제 및 주조:
표 1의 강의 조성물로서 컨버터 또는 전기로에 의해 제련하고, 진공로에서 2차 제련하고, 주로 블랭크 또는 주조 잉곳을 형성하도록 주조한다;
단위: 중량%
실시태양 No. C Si Mn P S Al N Ti O
1 0.15 1.55 2.52 0.006 0.0027 0.55 0.0032 0.010 0.0026
2 0.22 1.26 1.83 0.006 0.0022 0.83 0.0033 0.005 0.0024
3 0.28 1.37 2.95 0.009 0.0024 0.32 0.0046 0.015 0.0023
4 0.34 1.95 1.98 0.010 0.0023 0.99 0.0036 0.008 0.0028
5 0.40 1.72 1.55 0.012 0.0031 0.74 0.0040 0.013 0.0029
2) 가열 및 열간 압연:
단계 1)에서 얻은 주조 블랭크 또는 주조 잉곳을 1100~1200℃까지 가열하고 1~2h 동안 열을 보존하고; 1000~1100℃의 블룸 압연 온도로, 멀티-패스(multi-pass) 압연을 실행하며 누적 변형량은 50% 이상이며; 뒤이어, 중간 빌렛 온도가 900~950℃로 떨어질 때, 3-5 패스의 압연을 실행하며 누적 변형량은 70% 이상이다; 압연 공정은 도 2에 도시된다; 실시태양에서 히어링(hearing) 및 열간 압연의 구체적인 공정 변수는 표 2에 도시되고, 강 빌렛의 두께는 120mm이다.
3) 단계 냉각:
800~900℃ 온도의 압연 조각을 50℃/s의 냉각 속도로 500~600℃로 빠르게 수냉각한 후, 5~10s 동안 공기 냉각하고, 뒤이어 50℃/s 초과의 냉각 속도로 100~300℃(즉, Ms-Mf) 온도로 냉각하여, 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 얻으며, 최종적으로 릴링 후에 실온으로 천천히 냉각하여, 700Mpa-수준 고강도 열간 압연 Q&P 강을 얻는다; 압연 냉각 이후 공정은 도 3에 도시된다; 실시태양에서 구체적인 압연 이후 공정 변수는 표 2에 도시된다.
테스팅을 통해, 실시태양 1~5의 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 기계적 특성은 표 3에 도시된다. 실시태양 1, 3, 5의 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강판의 전형적인 금속 현미경 사진은 도 4 내지 도 6에 각각 도시된다.
실시태양 No. 가열 온도（℃） 마무리 압연 온도（℃） 강판의 두께
（mm）		 제 1 단계에서 중단 냉각 온도
（℃）		 제 2 단계에서 공기 냉각 시간
（s）		 제 3 단계에서 중단 냉각 온도
（℃）
1 1150 840 3 590 6 250
2 1100 810 6 560 10 210
3 1200 825 8 540 8 100
4 1150 900 10 520 6 150
5 1200 880 12 500 5 300
강판의 기계적 특성
실시태양 항복 강도
MPa		 인장 강도
MPa		 신장률
%		 항복률
1 738 1324 12 0.56
2 818 1458 12 0.56
3 834 1468 11 0.57
4 853 1436 11 0.59
5 910 1513 10 0.60
도 4~6에서 700Mpa 수준 고강도 열간 압연 Q&P 강의 전형적인 금속 현미경 사진으로부터 강판의 구조는 주로 등축 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트라는 것을 알 수 있다.
X-레이 회절의 결과로부터 실시태양 1, 3 및 5의 강판에서 잔류 오스테나이트의 부피 비율이 각각 5.55%, 6.78% 및 8.11%라는 것을 안다. 등축 초석 페라이트의 부피 비율은 모두 10~20%이다. 500~600℃의 온도 범위에서, 중단 냉각 온도가 낮으면 낮을수록, 등축 초석 페라이트의 침전량은 더 많다. 따라서, 본 발명의 강판의 미세구조는 등축 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트이다. 잔류 오스테나이트의 존재에 의해, 강판은 신장 및 마모 공정 동안 변형 유도 가소성(TRIP)의 작용에 영향을 받아, 강판의 내마모성이 개선된다.

Claims (6)

  1. 중량%의 화학 조성물: C: 0.15%~0.40%; Si: 1.0%~2.0%; Mn: 1.5%~3.0%; P: 0.015% 이하; S: 0.005% 이하; Al: 0.3%~1.0%; N: 0.006% 이하; Ti: 0.005%~0.015%를 가지며 나머지는 Fe 및 피할 수 없는 불순물인 고강도 열간 압연 Q&P 강으로서, Ti/N는 3.42 미만이며, 얻은 고강도 열간 압연 Q&P 강의 구조에서, 초석 페라이트의 부피 비율은 10~20%인 반면, 잔류 오스테나이트의 부피 비율은 5% 초과 및 10% 미만인, 700MPa 이상의 항복 강도, 1300MPa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가지는 고강도 열간 압연 Q&P 강.
  2. 제 1 항에 있어서,
    열간 압연 Q&P 강은 중량%의 화학 조성물: Si: 1.3~1.7중량%; Mn: 1.8~2.5중량%; N:0.004중량% 이하; Ti: 0.008~0.012중량%; O: 30ppm 이하를 포함하는 것인 고강도 열간 압연 Q&P 강.
  3. 구체적으로 다음 단계를 포함하여 제 1 항 또는 제 2 항에 따른 고강도 열간 압연 Q&P 강 제조 방법:
    1) 제련, 2차 정제 및 주조:
    다음 조성물로서 컨버터 또는 전기로에 의해 제련하고, 진공로에 의해 2차 제련하고, 주로 블랭크 또는 주조 잉곳을 형성하도록 주조하며, 중량%의 화학 조성물은 다음이다: C: 0.15%~0.40%; Si: 1.0%~2.0%; Mn: 1.5%~3.0%; P: 0.015% 이하; S: 0.005% 이하; Al: 0.3%~1.0%; N: 0.006% 이하; Ti: 0.005%~0.015%, 및 Fe 및 피할 수 없는 불순물인 나머지, 이때 Ti/N는 3.42 미만이다;
    2) 가열 및 열간 압연:
    단계 1)에서 얻은 주조 블랭크 또는 주조 잉곳을 1100~1200℃까지 가열하고 1~2h 동안 열을 보존하고; 1000~1100℃의 블룸 압연 온도로, 멀티-패스(multi-pass) 압연을 실행하며 누적 변형량은 50% 이상이며; 뒤이어, 중간 빌렛 온도가 900~950℃로 떨어질 때, 3-5 패스의 압연을 실행하며 누적 변형량은 70% 이상이다;
    3) 단계 냉각:
    800~900℃ 온도의 압연 조각을 50℃/s의 냉각 속도로 500~600℃로 빠르게 수냉각한 후, 5~10s 동안 공기 냉각하고, 뒤이어 50℃/s 초과의 냉각 속도로 100~300℃(즉, Ms-Mf) 온도로 냉각하여, 초석 페라이트와 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트의 구조를 얻으며, 최종적으로 릴링(reeling) 후에 실온으로 천천히 냉각하여, 고강도 열간 압연 Q&P 강을 얻는다.
  4. 제 3 항에 있어서,
    단계 2)에서 멀티-패스 압연은 5~7 패스의 압연이며; 단계 3)에서 릴링 후 느린 냉각의 속도는 8~12℃/h인 고강도 열간 압연 Q&P 강 제조 방법.
  5. 삭제
  6. 제 3 항에 있어서,
    얻은 고강도 열간 압연 Q&P 강은 700MPa 이상의 항복 강도, 1300MPa 이상의 인장 강도 및 10% 초과의 신장률을 가진 고강도 열간 압연 Q&P 강 제조 방법.
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103215516B (zh) * 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN104532126B (zh) * 2014-12-19 2017-06-06 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
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KR101767773B1 (ko) 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN105648317B (zh) * 2016-01-28 2019-01-01 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种高强度高塑性中锰q&p钢冷轧退火板及其制备工艺
CN106399820B (zh) * 2016-06-21 2018-10-02 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
CN106119688B (zh) * 2016-07-22 2017-11-10 大连理工大学 一种性能梯度分布的高强度q＆p钢件制备方法
CN107326160B (zh) * 2017-06-29 2020-03-31 山东建筑大学 一种具有TRIP效应的低碳C-Mn-Si系钢C、Mn综合配分热处理方法
CN107327622A (zh) * 2017-07-11 2017-11-07 江苏盐发机械有限公司 一种阀门用高强度手柄及其加工工艺
AU2017428523A1 (en) * 2017-08-22 2020-02-27 Thyssenkrupp Ag Use of a Q&P steel for producing a shaped component for high-wear applications
JP7320512B2 (ja) 2017-09-20 2023-08-03 宝鋼湛江鋼鉄有限公司 高強度ｑ＆ｐ鋼熱延コイルの軟化方法
CN108165890B (zh) * 2018-01-09 2020-08-11 北京科技大学 一种低成本高强度纳米贝氏体耐磨钢球的制备方法
CN108193138B (zh) * 2018-02-12 2019-12-24 唐山钢铁集团有限责任公司 980MPa级汽车用冷轧高强Q&P钢及其生产方法
CN109554622B (zh) * 2018-12-03 2020-12-04 东北大学 淬火至贝氏体区获得Q＆P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法
CN109355573B (zh) * 2018-12-03 2020-08-14 东北大学 一种基于碳分配技术的一钢多级热轧钢板及其制造方法
CN109554621B (zh) * 2018-12-03 2020-11-27 东北大学 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q＆P钢及其制造方法
CN109772907A (zh) * 2019-01-22 2019-05-21 江苏飞达环保科技有限公司 一种提高钢铁屈服强度的均匀冷却方法
WO2020209275A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN109881118A (zh) * 2019-04-17 2019-06-14 魏滔锴 一种650MPa级高强防爆耐火钢筋用钢及其热机轧制工艺
CN110684925A (zh) * 2019-10-10 2020-01-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种高强耐磨耐腐蚀热轧钢带及其生产方法
CN110747404B (zh) * 2019-10-31 2021-04-02 鞍钢股份有限公司 1570MPa级抗延迟断裂钢棒及其制造方法
CN112030075A (zh) * 2020-07-24 2020-12-04 邯郸钢铁集团有限责任公司 冲击韧性稳定的700MPa级汽车大梁钢及生产方法
CN112813348A (zh) * 2020-12-30 2021-05-18 钢铁研究总院 一种空冷马氏体和残余奥氏体复相中锰钢轨钢及制备方法
CN113061810B (zh) * 2021-03-17 2022-05-17 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
CN115181884B (zh) * 2021-04-02 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN115181898B (zh) * 2021-04-02 2023-10-13 宝山钢铁股份有限公司 一种1280MPa级别低碳低合金Q&P钢及其快速热处理制造方法
CN113388774A (zh) * 2021-05-27 2021-09-14 本钢板材股份有限公司 抗拉强度≥1300MPa热轧空冷贝氏体高韧高强钢板及其制造方法
WO2023063010A1 (ja) * 2021-10-11 2023-04-20 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
CN117836456A (zh) * 2021-10-11 2024-04-05 日本制铁株式会社 热轧钢板
CN114058967B (zh) * 2021-11-04 2023-03-21 武汉钢铁有限公司 一种具有良好疲劳性能的700MPa级汽车用钢及生产方法
CN114214569A (zh) * 2021-11-29 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种hrb500e盘螺钢制备方法
CN114480958B (zh) * 2021-12-24 2023-04-21 安阳钢铁集团有限责任公司 一种低成本无钼非调质800MPa高强钢及其制造方法
CN114480983B (zh) * 2022-01-26 2022-12-02 华中科技大学 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备
CN115141973A (zh) * 2022-06-08 2022-10-04 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种高速公路护栏用钢带及其制造方法
CN114941111B (zh) * 2022-06-22 2023-09-05 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 一种汽车控制臂用低碳非调质钢及其制备方法
CN115198188A (zh) * 2022-07-11 2022-10-18 山西太钢不锈钢股份有限公司 低成本hb400级双相耐磨热轧卷板及其制备方法和应用
CN115652176B (zh) * 2022-10-18 2023-12-12 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低屈强比高强度热轧耐磨q＆p钢制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353763A (zh) 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
CN101775470A (zh) 2010-03-02 2010-07-14 武汉钢铁(集团)公司 低合金复相q&p钢的生产方法
JP2011214069A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP4682822B2 (ja) * 2004-11-30 2011-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板
JP4484070B2 (ja) * 2005-07-15 2010-06-16 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板及びその製造方法
CN101487096B (zh) * 2009-02-19 2010-08-11 北京科技大学 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
JP5537394B2 (ja) * 2010-03-03 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2011135700A1 (ja) 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
CN102226248B (zh) * 2011-06-09 2014-04-02 北京科技大学 一种碳硅锰系热轧q&p钢及其制备方法
CN103215516B (zh) * 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353763A (zh) 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
CN101775470A (zh) 2010-03-02 2010-07-14 武汉钢铁(集团)公司 低合金复相q&p钢的生产方法
JP2011214069A (ja) * 2010-03-31 2011-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板およびその製造方法

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