KR101726093B1 - 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.

Description

항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING SUPERIOR YIELD STRENGTH AND FATIGUE PROPERTY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 항복 강도 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 프레스 성형으로 자동차의 샤시 구조부재 등에 사용될 수 있는, 우수한 항복강도 및 피로특성을 갖는 고망간강에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다. 로워암, 휠 디스크 등의 샤시 부품은 일반적으로 열연강판을 산세 및 도유하여 적용되고 있으며, 차체를 지지하는 역할을 하므로 부품의 강도가 우수하여야 함과 동시에 주행시 피로에 의한 파괴를 방지하기 위해 피로특성이 우수하여야 한다.
이러한 자동차 샤시 부품용 열연강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하는 것이 일반적이다. 하지만 고강도와 피로특성 확보를 위하여 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 600MPa급 이상에서는 30% 이상의 연신율을 확보가 하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.
한편, 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강조직을 오스테나이트 단상으로 유지하고 변형 중 발생하는 쌍정을 이용하여 강도와 성형성을 동시에 확보하는 방법이 제시되었다. 하지만 종래에 나타난 고망간강도 강도 및 연신률에 대해서만 고려하였을 뿐, 장시간 응력이 집중되는 자동차용 부재의 특성상, 자동차의 안전성을 보장할 수 있는 피로특성의 향상에 대해서는 언급하지 않았다. 따라서, 강도 및 성형성이 우수하면서 아울러 높은 피로강도를 확보할 수 있는 자동차용 강판의 개발이 필요한 실정이다.
일본 특허공보 특허제2587520호
본 발명의 일 측면은, 높은 항복강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 피로특성이 우수하여 내구성이 우수한 열연강판 및 그의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 동적재결정 임계변형량 초과의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계;
상기 재결정역압연단계 후에, 동적재결정 임계변형량 이하의 압하율로 압연하여 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 열연강판을 얻는 미재결정역 압연단계; 및
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계를 포함하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
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, 높은 항복강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 피로특성이 우수하여 내구성이 우수한 열연강판 및 그의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 압연온도에 따른 동적재결정 임계변형량 및 정적재결정 반영 임계변형량과 단계별 압하율에 따른 미세조직의 변화를 나타내는 모식도이다.
도 2의 (a)는 동적재결정 임계변형량 이후의 비교예 1~3 및 발명예 1의 단계별 압하율 및 압연온도를 나타낸 그래프이다.
도 2의 (b)는 동적재결정 임계변형량 이후의 비교예 4~6, 발명예 2 및 3의 단계별 압하율 및 압연온도를 나타낸 그래프이다.
도 3은 비교예1과 발명예1의 미세조직의 주사전자현미경 사진이다.
도 4는 미재결정 조직의 면적분율에 따른 항복강도를 나타낸 그래프이다.
도 5는 발명예1 및 비교예1의 피로실험 결과를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 종래의 고망간강계 열연강판에 있어서 다량의 망간과 탄소의 첨가에 의해 상온에서 강의 미세조직을 오스테나이트로 유지함으로써 강도와 성형성의 확보가 가능하나, 항복강도가 낮아 충돌성능과 피로성능이 열위한 문제가 있다는 문제점을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 탄소, 망간, 알루미늄의 함량을 적절히 제어함과 동시에, 미세조직을 미재결정 조직을 다량 포함하도록 제어함으로써 항복 강도가 우수함과 동시에 피로성능을 대폭 향상 시킨 고망간강을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%이다.
탄소(C): 0.3~0.8중량%
탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도와 연신률을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 지연파괴와 피로성능이 취약하게 되는 문제가 있으며, 또한 인장 강도와 연신률을 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.3~0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 13~25중량%
망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소로서, 그 함량이 13% 미만이면 변형 중 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 안정한 오스테나이트 상을 확보하기 어려우며, 반면 25%를 초과하게 되면 본 발명의 관심사항인 강도의 증가와 관련한 추가적인 향상이 실질적으로 일어나지 않고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 13~25%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.03중량% 이하
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 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 0.03중량%로 관리한다.
황(S): 0.03중량% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 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 0.03중량%로 관리한다.
질소(N): 0.04중량% 이하(0%는 제외)
질소(N) 오스테나이트 결정립 내에서 응고 과정 중 Al과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정(Twin) 발생을 촉진하므로, 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시킨다. 그러나, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 질소의 함량은 0.04% 이하로 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.
또한, 상기 조성 이외에 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.3~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.7%, B: 0.0005~0.005% 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상이 추가적으로 포함될 수 있다.
실리콘(Si): 0.03~2.0중량%
실리콘은 고용강화에 의한 강의 항복 강도 및 인장 강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 실리콘은 탈산제로 사용되기 때문에 통상적으로 0.03% 이상 강중에 포함될 수 있으며, 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 0.03~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.3~2.5중량%
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 상기 알루미늄 함량이 0.3% 미만인 경우에는 급격한 가공경화 현상에 의해 오히려 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열위하게 되는 문제가 있으며, 반면, 상기 알루미늄 함량이 2.5중량%를 초과하는 경우에는 강의 인장강도가 저하되며, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.3~2.5중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.05~0.7중량%
바나듐은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로써, 결정립도 미세화 및 석출 강화에 의해 항복강도를 증가시키기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 상기 바나듐의 함량이 0.05중량% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 상기 바나듐의 함량이 0.7중량%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.7중량%로 제한함이 바람직하다.
티나튬(Ti): 0.01~0.5중량%
티타늄(Ti)은 0.01~0.5%가 바람직하다. 티타늄은 강재 내부의 질소와 반응하여 질화물이 침전되어 열간 압연의 성형성을 향상시킨다. 또한 상기 티타늄은 일부 강재내의 탄소와 반응하여 석출상을 형성함으로써 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 이해서 티타늄은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.5%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로 특성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.005중량%
보론(B)은 0.0005~0.005%가 바람직하다. 보론은 미량 첨가되는 경우 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시킨다. 다만, 보론의 함량이 0.0005% 미만인 경우, 상기의 효과가 충분히 나타나지 않으며, 보론의 함량이 0.005% 초과하는 경우, 추가적인 성능의 향상을 기대할 수 없고 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 보론의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 열연강판은 상기 성분계를 만족할 뿐만 아니라 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 것이 바람직하다.
면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 경우, 경도가 높은 미재결정 조직은 전위의 이동을 방해하므로 강의 항복강도가 증가하는 효과를 얻을 수 있다. 또한, 강판의 고주기 피로특성은 항복강도에 비례하여 증가하므로, 미재결정 조직을 포함하는 경우, 피로특성이 개선되는 효과를 얻을 수 있다. 한편, 미재결정 조직의 면적 분율이 높을수록 강판의 항복강도가 향상되기 때문에, 본 발명에서는 상기 미재결정 조직의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
이때, 상기 미재결정 조직은 전위밀도가 높아서 입내에 방위분포를 가져오며, 입내 방위분포 차이가 1도 이상인 조직을 말한다.
비교예1과 발명예2의 미세조직의 주사전자현미경 사진인 도 3을 참조하여 설명하면, 파란색 부분을 제외한 부분인 입내 방위분포 차이가 1도 이상인 조직을 뜻한다.
이때, 본 발명에 의한 열연강판은 미세조직으로 오스테나이트 단상 조직을 확보하는 것이 바람직하다. 오스테나이트 단상이란 탄화물을 제외한 미세조직이 모두 오스테나이트로 이루어진 것을 말한다. 다만, 일부 불가피한 불순조직이 포함될 수 있다. 상기와 같은 미세조직을 확보함으로 인하여, 강도와 연신률을 동시에 확보할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 오스테나이트계 고망간강은 600MPa 이상의 항복강도 및 우수한 피로특성을 확보할 수 있어, 자동차 샤시 부품용 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
또한, 900MPa 이상의 인장강도 및 40% 이상의 연신률을 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 동적재결정 임계변형량 초과의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계; 상기 재결정역압연단계 후에, 동적재결정 임계변형량 이하의 압하율로 압연하여 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 열연강판을 얻는 미재결정역 압연단계; 및 상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열한다.
슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 슬라브 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 경향이 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 후속되는 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다.
재결정역 압연단계 및 미재결정역 압연단계
상기 가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 보다 구체적으로, 가열된 슬라브를 동적재결정 임계변형량 초과의 압하율로 압연하고, 재결정역압연단계 후에 동적재결정 임계변형량 이하의 압하율로 압연하여 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 열연강판을 얻는다.
이때, 열간압연은 다수의 압연롤을 통과하며 진행되며, 초기 단계의 압연은 동적재결정역에서 강압하하여 결정립이 미세화되도록 하고, 후기 단계의 압연은 단계별로 압하량을 하향하여 동적재결정 임계변형량보다 낮은 변형량을 부여하여 미재결정 조직을 확보할 수 있다. 한편, 동적재결정이 시작되는 임계변형량은 압연온도가 낮아짐에 따라 증가하는 경향이 있으므로, 압연 단계별로 동일한 압하량을 적용하더라도 열간압연 시작온도와 종료온도가 낮은 경우에 미재결정 조직을 용이하게 확보할 수 있다.
한편, 상기 동적재결정의 임계변형량(εd)는 하기 관계식 1로 구할 수 있다.
동적재결정의 임계변형량을 구하기 위해 고온 압축 실험을 통해 하기 관계식 1을 얻었으며, 이는 합금원소의 첨가유무나 통상적으로 열간 압연이 이루어지는 압연속도 구간 내에서의 압연속도에 의한 효과는 미미하므로 압연 온도만의 함수로 표현할 수 있음을 확인하였다.
[관계식 1]
εd = 131718.7/(T+273.15)-76.6
상기 관계식 1에서 εd는 동적재결정의 임계변형량이며 단위는 %이고, T는 ℃단위의 압연 온도이다. 상기 관계식 1의 임계변형량 이하의 압하율에서 압연이 수행되면 동적재결정이 발생하지 않는 미세조직을 확보할 수 있다.
또한, 상기 미재결정역 압연단계는 1 패스 이상의 압연이 하기 관계식 2를 만족하는 압하율(ε)로 행해질 수 있다.
동적재결정의 임계변형량 이하로 압연하여 압연중에 동적재결정이 발생하지 않더라도, 압연 후 냉각이 이루어지는 동안 정적재결정 현상에 의해 재결정이 발생할 수 있으므로 냉각 개시 시간까지의 공냉구간에서의 정적재결정 또한 고려되어야 하기 때문이다. 미재결정 조직 분율이 40% 이상인 경우 항복강도를 우수하게 확보할 수 있으므로, 고온 압축실험을 통해 열간압연시의 공냉시간 동안 미재결정 조직 40% 이상이 확보될 수 있는 압하율을 하기 관계식 2와 같이 구하였다.
[관계식 2]
ε ≤ exp[19391/(T(1+3.8V))-19.7+47.6V]
(단, 상기 관계식 2에서 ε의 단위는 %이고, T는 ℃단위의 압연 온도이며, V는 중량% 단위로 측정한 V함량이다. V를 포함하지 않는 경우 0으로 계산한다.)
동적재결정과 달리 정적재결정은 석출물 형성원소의 첨가에 의해 거동이 상이해지며, 고온에서 정출 및 석출이 이루어지는 티타늄이나 니오븀에 비해 강중에 고용상태로 존재하는 바나듐의 효과가 가장 크므로 바나듐 첨가량을 고려하여 결정되었다. 주어진 조성과 압연온도에서 상기의 관계식 2를 만족하는 압하율로 1회 이상의 압연이 이루어질 경우 미재결정 조직 40% 이상을 확보할 수 있다.
권취 단계
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계를 포함한다.
권취온도가 50℃ 미만인 경우에는 강판의 온도를 감소시키기 위해 냉각수 분사에 의한 냉각이 필요하므로 불필요한 공정비의 상승을 유발한다. 반면, 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 회복에 의해 미재결정 조직내의 전위밀도가 감소하여 강판의 항복강도가 하락하는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 50~700℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 행할 수 있다. 산화층을 제거하기 위함이다.
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 강괴를 1200℃의 가열로에서 2시간 균질화 처리한 후 압하율을 점진적으로 감소시키며 7회 연속 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연 강판을 450℃의 권취온도로 권취한 다음, 염산욕에 침지하여 산세 강판을 제조하였다. 또한, 하기 관계식 2를 만족하는 압연패스 포함여부를 하기 표 2에 나타내었다.
[관계식 2]
ε ≤ exp[19391/(T(1+3.8V))-19.7+47.6V]
(단, 상기 관계식 2에서 ε의 단위는 %이고, T는 ℃단위의 압연 온도이며, V는 중량% 단위로 측정한 V함량이다. V를 포함하지 않는 경우 0으로 계산한다.)
제조된 각각의 시편에 대해 인장실험을 실시한 뒤, 그 결과를 표 2에 나타내었다. 또한, 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 미재결정 조직의 면적분율을 측정하였고 그 결과를 표 2에 나타내었다.
강종 C Si Mn P S Al Ti V B N
TWIP1 0.66 0.05 17 0.01 0.002 1.8 0.06 0 0 0.003
TWIP2 0.6 1.5 17.5 0.01 0.002 1.3 0.06 0.25 0.003 0.003
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
구분 강종 관계식 2를 만족하는 압연패스 포함여부 미재결정 조직
면적분율 (%)		 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신률
(%)
비교예1 TWIP1 X 11.1 472 922 71
비교예2 TWIP1 X 9 445 867 73
비교예3 TWIP1 X 21.4 502 948 72
발명예1 TWIP1 O 84.9 603 933 56
비교예4 TWIP2 X 28.6 472 981 62
비교예5 TWIP2 X 25.5 506 1007 61
비교예6 TWIP2 X 3.5 502 986 62
발명예2 TWIP2 O 96.3 666 1037 42.1
발명예3 TWIP2 O 46.4 612 1041 50
본 발명의 조성과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 미재결정조직의 면적분율이 40% 이상을 만족하며 600MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1 내지 6는 본 발명의 조성은 만족하였으나, 제조조건을 만족하지 못하여, 면적분율로 40% 이상의 미재결정조직을 확보할 수 없고, 따라서 600MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 없었다.
도 1은 압연온도에 따른 동적재결정의 임계 변형량과 압연 단계별(Pass별) 압하율에 따른 미세조직의 변화를 나타내는 모식도이다. 동적재결정을 발현시키는 임계변형량과 정적재결정을 반영한 임계변형량은 온도가 감소함에 따라 증가하는데, 이는 온도가 낮을수록 재결정에 필요한 구동력이 낮아지므로 변형에 의한 에너지가 추가되어야 하기 때문이다. 도 1에 나타낸 바와 같이 동적재결정이 발생하지 않더라도 냉각된 열연강판내에 미재결정 조직을 확보하기 위해서는 정적재결정까지 고려되어야 하며, 본 발명의 일례로 7단계 (P1~P7)의 압연단계를 적용한다고 가정할 시, 1 내지4단계 (P1~P4)의 압연은 동적재결정 임계변형량 이상에서 수행하여 반복되는 재결정으로 인해 결정립도를 미세화하고, 5내지 7단계 (P5~P7)의 압연은 동적재결정 임계변형량 이하에서 압연하여 미재결정 조직을 확보할 수 있다.
또한, 정적재결정으로 고려한 임계변형량 이하의 압연 패스(P7)을 1 이상 포함함으로써 미재결정 조직을 40면적% 이상 확보할 수 있다.
한편, 결정립내의 결정 방위에 따라서 결정립에 부여되는 변형량에 차이가 있어서 재결정 거동이 상이하므로, 조직내에 재결정 조직과 미재결정 조직이 상이한 조직이 확보될 수 있다.
도 2(a)는 TWIP1 강종의 동적 및 정적 재결정의 임계변형량과 비교예 1 내지 3 및 발명예 1의 동적재결정 임계변형량 이하의 압연 단계별 압하율 및 온도를 나타내었다. 도 2(b)은 TWIP2 강종의 동적 및 정적 재결정의 임계변형량과 비교예 4내지 6, 발명예 2및 3의 동적재결정 임계변형량 이하의 압연 단계별 압하율 및 온도를 나타내었다. 상기의 비교예 1내지 6과 발명예 1 내지 3은 7단계의 연속압연을 적용해서 열연강판을 얻었으며, 동적재결정 임계변형량 이하의 압하율로 압연된 하단부의 압연단계에 대해 나타내었다. 발명예 1 내지 3은 관계식 2를 만족하는 압연 패스가 1 이상임을 확인할 수 있으며, 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직이 확보되어 600MPa 이상의 항복강도를 확보할 수 있다.
도 3은 비교예 1과 발명예 2의 미세조직의 주사전자 현미경 사진이다. 결정립내의 방위 분포에 따라서 파란색, 녹색, 노란색, 주황색, 붉은색으로 표시되며 방위분포의 수치가 높을수록 조직내의 전위밀도가 높은 것을 의미한다. 비교예 1에 비해 발명예 1에서 조직내 전위밀도가 높은 미재결정 조직이 높은 분율로 확보되었음을 확인할 수 있다.
도 4는 미재결정 조직의 면적분율에 따른 강판의 항복강도를 도식화한 그림이다. 동일한 성분에서는 미재결정 분율이 높을수록 항복강도가 상승함을 확인할 수 있으며, 이는 강판내의 미재결정 조직이 전위가 이동하기 어려운 2차상과 같은 역할을 하기 때문이다.
도 5는 비교예 1 및 발명예 1의 고주기 피로특성 측정결과이다. 굽힘 피로 실험기로 응력비 -1의 조건에서 측정하였고, 피로한은 10,000,000으로 설정한 결과이다. 강판내의 미재결정 면적분율이 높아서 항복 강도가 높은 발명예 1의 경우, 비교예 1에 비해 피로한(Number of cycles to failure, Nf)이 상승하고 동일 피로 응력(Stress Amplitude)에서 우수한 피로 특성을 확보할 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 (11)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하고, 600MPa 이상의 항복강도를 갖는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.3~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.7%, B: 0.0005~0.005% 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 오스테나이트 단상인 것을 특징으로 하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 미재결정 조직은 입내 방위분포 차이가 1도 이상인 것을 특징으로 하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  5. 삭제
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 900MPa 이상의 인장강도 및 40% 이상의 연신률을 갖는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 동적재결정 임계변형량 초과의 압하율로 압연하는 재결정역 압연단계;
    상기 재결정역 압연단계 후에, 동적재결정 임계변형량 이하의 압하율로 압연하여 면적분율로 40% 이상의 미재결정 조직을 포함하는 열연강판을 얻는 미재결정역 압연단계; 및
    상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 동적재결정 임계변형량(εd)은 하기 관계식 1로 구해지는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    εd = 131718.7/(T+273.15)-76.6
    (단, 상기 관계식 1에서 εd의 단위는 %이고, T는 ℃단위의 압연 온도이다.)
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Si: 0.03~2.0%, Al: 0.3~2.5%, Ti: 0.01~0.5%, V: 0.05~0.7%, B: 0.0005~0.005% 로부터 구성된 그룹으로부터 선택된 1종 또는 2종 이상을 추가로 포함하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  9. 삭제
  10. 제7항에 있어서,
    상기 미재결정역 압연단계는 1 패스 이상의 압연이 하기 관계식 2를 만족하는 압하율(ε)로 행해지는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    ε ≤ exp[19391/(T(1+3.8V))-19.7+47.6V]
    (단, 상기 관계식 2에서 ε의 단위는 %이고, T는 ℃단위의 압연 온도이며, V는 중량% 단위로 측정한 V함량이다. V를 포함하지 않는 경우 0으로 계산한다.)
  11. 제7항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계;를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
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Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190035143A (ko) * 2017-09-26 2019-04-03 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR20190074659A (ko) 2017-12-20 2019-06-28 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190075588A (ko) * 2017-12-21 2019-07-01 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2587520B2 (ja) 1990-03-28 1997-03-05 株式会社神戸製鋼所 局部変形能に優れたガス遮断器用高Ｍｎ非磁性鋼
JP2010106313A (ja) * 2008-10-30 2010-05-13 Jfe Steel Corp 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
JP2014501852A (ja) * 2010-12-13 2014-01-23 ポスコ 降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2587520B2 (ja) 1990-03-28 1997-03-05 株式会社神戸製鋼所 局部変形能に優れたガス遮断器用高Ｍｎ非磁性鋼
JP2010106313A (ja) * 2008-10-30 2010-05-13 Jfe Steel Corp 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
JP2014501852A (ja) * 2010-12-13 2014-01-23 ポスコ 降伏比及び延性に優れたオーステナイト系軽量高強度鋼板及びその製造方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20190035143A (ko) * 2017-09-26 2019-04-03 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101968002B1 (ko) 2017-09-26 2019-04-10 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR20190074659A (ko) 2017-12-20 2019-06-28 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020390B1 (ko) 2017-12-20 2019-09-10 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190075588A (ko) * 2017-12-21 2019-07-01 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020406B1 (ko) 2017-12-21 2019-09-10 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법

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