KR102209592B1

KR102209592B1 - 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102209592B1
Application number: KR1020197021620A
Authority: KR
Inventors: 공종판; 정제숙; 고영주
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-23
Filing date: 2017-12-15
Publication date: 2021-01-29
Also published as: CN110100030A; CN110100030B; WO2018117552A1; KR20190095459A

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 90% 이상, 오토 템퍼드 마르텐사이트 4~10% 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판에 관한 것이다.

Description

굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

본 발명은 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

전 세계적으로 차체 승객 충돌 안정성 및 CO₂ 환경 규제 등의 강력한 요구에 따라 차체 초고강도화 및 초경량화의 실현이 필요하게 되어, 1.0GPa급 이상의 초고강도 강판의 개발이 활발히 진행되고 있다.

대부분의 자동차 차체 보강재인 범퍼 보강재 및 도어 임팩트빔 등에 사용되는 초고강도 열연강판은 높은 강도와 동시에 롤 포밍(Roll Forming) 성형을 위한 우수한 굽힘 가공성 및 형상 품질을 요구된다.

이러한 물성을 만족시키기 위하여 자동차 구조부재용 강판은 기본적으로 페라이트(Ferrite), 베이나이트(Baintie), 마르텐사이트(Martensite), 및 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite) 상의 조합으로 구성되며, 이들 상의 구성 비율에 따라, DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, 복합조직(Complex Phase)강, MART강 등으로 분류되어 적용되고 있다.

이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재, 실사이드 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤 포밍을 이용해 가공하기 때문에 1.0GPa 이상의 인장강도와 더불어 높은 연신율을 가져야 한다.

한편, 자동차 차체 보강재 부품으로 사용되는 인장강도 1.2GPa급 이상의 초고강도 강을 제공하기 위하여 많은 연구 및 개발이 진행되었으며, 그 대표적인 예로는 특허문헌 1 내지 5가 있다.

특허문헌 1에서는, 화학성분 중량비로 C: 0.15~0.20%, Si 0.3~ 0.8%, Mn 1.8~2.5%, Al 0.02~0.06%, Mo 0.1~0.4%, Nb 0.03~0.06%, S 0.02% 이하, P 0.02% 이하, N 0.005% 이하를 첨가하고 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소를 포함한 알루미늄킬드강을 1050~1300℃에서 균질화 처리 후 Ar3 변태점 직상인 850~950℃에서 마무리 열간압연한 다음 550~650℃에서 열연권취하는 단계; 이 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연한 다음 A3 온도 이상에서 연속소둔하는 단계; 및 이 강판을 600~700℃까지 1차 서냉을 실시하고, 2차로 350~300℃까지 -10~-50℃/sec의 냉각속도로 급냉한 다음 350~250℃사이에 서 서냉하면서 1분 이상 유지하는 단계를 포함하는 자동차 범퍼 보강재용 인장강도 1.2GPa급 초고강도 냉연강판 제조방법에 대하여 개시하고 있다.

특허문헌 2에서는, 중량%로 C: 0.05 ~ 0.20%, Si: 2.5% 이하, Mn: 3.0% 이하 및 불순물과 소량의 합금 원소를 함유한 강에 Cr: 0.3% 이하, Mo: 0.3% 이하, Ni: 0.3% 이하 중 1 또는 2종 이상을 첨가하여 1180~1400MPa 강도를 갖고 강판의 휘어짐/뒤틀림이 10mm 이하인 양호한 형상을 갖는 냉연강판을 제조하는 방법이 개시되어 있다. 또한, 연속소둔 열처리 설비를 이용하여 강판을 고온에서 급냉한 후, 150~200℃ 온도 범위에서 과시효 처리함에 의해 통상의 수냉(quenching) 후 뜨임(tempering) 처리에 의한 판 형상 불량(강판의 폭 방향 변형)을 개선할 수 있음도 개시되어 있다.

특허문헌 3에서는, 중량%로 C:0.1~0.6%, Si: 1.0~3.0%, Mn: 1.0~3.5%, Al: 1.5% 이하 및 Cr: 0.003~2.0%를 함유하는 냉연 강판을 Ac3~Ac3+50℃ 온도로 가열한 후 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하고, (Ms-100℃)~Bs(베이나이트 개시 온도) 범위에서 항온 유지함에 의해 가공 전 잔류 오스테나이트의 상분율이 10% 이상이고, 오스테나이트 결정립의 길이가 단축으로 1 마이크론 이상이며, 평균 축비(장축/단축)가 5 이상인 내 수소취하 특성을 갖는 인장강도 1470MPa급 초고강도 냉연강판 제조 방법에 관하여 소개되었다.

특허문헌 4에서는, 중량% C: 0.10~0.27%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 2.3~ 3.5%, Al: 1.0% 이하(0% 제외), Cr: 2% 이하(0% 제외), P: 0.02% 이하(0% 제외), S: 0.01% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), Ti: 0.004 ~ 0.03%, Mo: 0.2% 이하(0% 제외), Nb: 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물이 함유한 냉간 압연된 스트립을 1~5℃/s 가열속도로 [(Ac3-90℃)~(Ac3±15℃)]의 온도 범위까지 가열한 다음, 1~3℃/s의 냉각속도로 500~750℃의 온도 범위까지 1차 냉각하고, 3~50℃/s의 냉각속도로 [(Ms-120)~460℃]의 온도 범위까지 2차 냉각한 다음 6~500sec 동안에 항온변태 유지하거나 1℃/s 이하의 냉각속도로 서냉하는 연속소둔 단계를 걸쳐 인장강도 1.5GPa의 냉연강판 제조 방법에 관하여 소개되었다.

그러나 특허문헌 1 내지 4에 따를 경우, 열간압연 후 냉연 및 소둔 열처리(CAL, Continuous Annealing Line) 공정을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 급격히 상승하는 단점이 있을 뿐만 아니라, 현재 상업적으로 사용되고 있는 자동차용 범퍼 또는 보강재에 적용하기에는 상대적으로 인장강도가 낮은 문제점이 있다.

또한, 특허문헌 5에서는, 중량%로 C：0.26∼0.45％, Mn＋Cr：0.5∼3.0％, Nb：0.02∼1.0％, 3.42N＋0.001≤Ti≤3.42N＋0.5를 만족하는 양의 Ti, 나아가 Si：0.5％ 이하, Ni：2％ 이하, Cu：1％ 이하, V：1％ 이하 및 Al: 1% 이하의 1종 또는 2종 이상, 경우에 따라 B: 0.01% 이하, Nb : 1.0% 이하, Mo : 1.0% 이하, Ca : 0.001∼0.005%의 1종 또는 2종 이상을 함유한 냉간 압연강판을 열간 프레스 성형을 통해 인장강도가 1.8GPa인 초고강도 제조 방법에 대해 개시하고 있다.

특허문헌 5에 따를 경우 1.8GPa의 초고강도는 확보할 수 있으나, 냉간 압연된 강판에 대하여 추가적으로 열간 프레스 성형 단계(Hot Press Forming)를 거쳐야 하기 때문에 제조 단가가 더욱 높아지는 문제점이 있다.

따라서, 기존의 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 대체 가능할 뿐만 아니라, 보다 높은 인장강도를 확보할 수 있고 획기적으로 제조 단가를 낮출 수 있는 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.

한국 공개특허공보 제2004-0057777호 일본 공개특허공보 제2007-100114호 한국 공개특허공보 제2008-73763호 한국 공개특허공보 제2013-0069699호 일본 공개특허공보 제2008-0111549호

본 발명의 일 측면은 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로 굽힘가공성이 우수한 1.8GPa급 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.

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: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 90% 이상, 오토 템퍼드 마르텐사이트 4~10% 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판에 관한 것이다.

또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;

상기 가열된 박 슬라브를 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;

상기 바 플레이트를 Ar3+10℃~Ar3+100℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을 1~3초 동안 공냉한 후, 200℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취하는 단계; 및

상기 권취된 열연강판을 다른 2개의 권취된 열연강판 사이에 적치하는 단계;를 포함하고, 각 단계들은 연속적으로 행해지는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 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, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하여 열연 공정만으로 굽힘가공성이 우수한 1.8GPa급 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있으며, 초고강도 냉연강판 및 열간성형강을 대체 가능할 뿐만 아니라, 보다 높은 인장강도를 확보할 수 있고 획기적으로 제조 단가를 낮출 수 있는 효과가 있다.

도 1은 발명예 3의 권취 후 스트립의 사진이다.
도 2는 발명예 3의 PO재 표면을 촬영한 사진이다.
도 3은 발명예 3의 투과전자현미경(TEM) 조직사진이며, (a)가 20,000배, (b)는 (a)에서 [X]부분을 확대한 100,000배 배율의 사진이다.
도 4는 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정에 대한 모식도이다.

발명의 실시를 위한 최선의 형태

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 자동차 차체 보강재 부품으로 사용되는 인장강도 1.5GPa급 이상의 초고강도 강을 열연공정으로만 제조가 가능하다면 기존 냉연강판 및 열간 프레스 강판을 대체할 수 있어 제조 단가를 획기적으로 저감할 수 있음을 인지하고, 열연공정만으로 1.8GPa급의 열연강판을 제조하기 위하여 깊이 연구하였다.

그 결과, 연주~압연 직결 공정에서 연연속압연 모드를 이용하고, 성분 및 제조 공정을 정밀하게 제어함으로써 인장강도 1.8GPa급의 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,

미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 90% 이상, 오토 템퍼드 마르텐사이트 4~10% 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함한다.

먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.18~0.28%

탄소(C)는 열간압연후 급냉시 조직을 마르텐사이트로 만들어 강도를 증가시키는 매우 중요한 원소이다.

C 함량이 0.18% 미만인 경우에는 마르텐사이트 자체 강도가 낮아 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 C 함량이 0.28% 초과인 경우에는 용접성 및 과도한 강도 상승으로 굽힘 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.18~0.28%인 것이 바람직하다.

또한, C 함량의 보다 바람직한 하한은 0.20%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 0.21%일 수 있다. 또한, C 함량의 보다 바람직한 상한은 0.27%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 0.26%일 수 있다.

Mn: 1.2~2.2%

망간(Mn)는 페라이트 형성을 억제하며, 오스테나이트 안정성을 높여 저온 변태상의 형성을 용이하게 함으로써 강도를 증가 시킨다.

Mn 함량이 1.2% 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도 확보가 어려울 수 있다. 반면에 Mn 함량이 2.2% 초과인 경우에는 연주 슬라브 및 열연 강판의 내부 및/또는 외부에 편석대를 형성시켜 크랙의 발생과 전파를 유발해 강판의 최종품질을 저하와 용접성 및/또는 굽힘 가공성이 열위해질 수 있다. 따라서, Mn 함량은 1.2~2.2%인 것이 바람직하다.

또한, Mn 함량의 보다 바람직한 하한은 1.30%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 하한은 1.4%일 수 있다. 또한, Mn 함량의 보다 바람직한 상한은 2.1%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 2.0%일 수 있다.

Si: 0.1~0.5%

규소(Si)는 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 또한, 페라이트 형성을 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다.

Si 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상술한 효과를 충분히 확보하기 어렵다. 반면에, Si 함량이 0.5% 초과인 경우에는 강판 표면에 적 스케일이 생성되어 산세 후 강판 표면에 흔적이 잔류하여 표면 품질이 저하될 수 있다. 따라서, Si 함량은 0.1~0.5%인 것이 바람직하다.

P: 0.005~0.05%

인(P)은 강판을 강화시키는 효과를 보이는 원소이다.

P 함량이 0.005% 미만인 경우 그 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, P 함량이 0.05% 초과인 경우에는 결정립계 및/또는 상간 입계에 편석되어 취성을 유발할 수 있다. 따라서, P의 함량은 0.005~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.01% 이하

황(S)은 불순물로서 강 중에 MnS 비금속 개재물 및 연주 응고 중에 편석되어 고온 크랙을 유발할 수 있다. 따라서 그 함량을 가능한 낮게 제어하여야 하며, 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 단, S 함량을 0%로 제어하는 것은 과도한 비용이 소모되기 때문에 0%는 제외될 수 있다.

Al: 0.01~0.05%

알루미늄(Al)은 탄화물 형성을 억제하여 강의 연성을 증가시키는 역할을 한다.

Al 함량이 0.01% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에, Al 함량이 0.05% 초과인 경우에는 AlN 석출물이 다량 형성되어 고온연성 저하로 인해 주편 또는 바 플레이트의 에지 품질을 저하시킬 수 있으며, 강판의 표면에 농화되어 도금성을 나쁘게 할 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~0.05%인 것이 바람직하다.

Ti: 0.01~0.10%

티타늄(Ti)은 석출물 및 질화물 형성원소로서 강의 강도를 증가시키는 원소이다. 또한 Ti은 응고온도 근처에서 TiN의 형성을 통해 고용 N를 제거하여 AlN등의 석출물량을 감소시켜, 고온연성 저하를 방지하여 에지(Edge) 크랙 발생 민감성을 감소시키는 원소이다.

Ti 함량이 0.01% 미만인 경우에는 미세한 AlN 및/또는 BN 석출물의 과다 석출에 따른 주조 슬라브의 연성 감소를 초래하여 슬라브 품질을 저하시킨다. 반면에 Ti 함량이 0.10% 초과인 경우에는 조대한 TiN 석출물의 형성에 따른 결정립 미세화 효과를 기대하기 어려울 뿐만 아니라 제조 비용이 상승한다. 따라서 Ti 함량은 0.01~0.10%인 것이 바람직하다.

B: 0.001~0.0045%

보론(B)은 강의 경화능을 증가시키는 원소이다.

B 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하고, 0.0045% 초과하게 되면 오스테나이트 재결정 온도를 상승시키며 용접성을 나쁘게 한다. 또한, BN등의 석출물이 과다 석출되어 고온 연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 플레이트(Bar plate)의 에지 품질이 열위할 수 있다. 따라서, B 함량은 0.001~0.0045%인 것이 바람직하다.

또한, B 함량의 보다 바람직한 하한은 0.0015%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.004%일 수 있다.

N: 0.001~0.01%

질소(N)는 오스테나이트 안정화 및 질화물 형성 원소이다.

N 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 N 함량이 0.01% 초과인 경우에는 질화물이 과다 석출되어 고온 연성 저하로 인해 주편 및/또는 바 플레이트(Bar plate)의 에지 품질이 열위할 수 있다. 또한 석출물 사이즈가 조대해져 강도가 하락 할 수 있다. 따라서 N 함량은 0.001~0.01%인 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.

이때, 상술한 합금조성 외에 중량%로, Nb: 0.001~0.05%, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.001~0.05% 및 Sb: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.

Nb: 0.001~0.05%

니오븀(Nb)은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다.

Nb 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵고, 0.05% 초과인 경우에는 과도한 NbC, (Ti,Nb)CN 등을 형성하여 연주 슬라브의 저온 취성을 유발할 수 있다. 따라서, Nb 함량은 0.001~0.05%인 것이 바람직하다.

Cr: 0.5~1.0%

크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성을 도와주는 역할을 한다.

Cr 함량이 0.5% 미만인 경우에는 상술한 효과가 불충분하다. 반면에 Cr 함량이 1.0% 초과인 경우에는 제조 비용 상승 및 강판의 연성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, Cr 함량은 0.5~1.0%인 것이 바람직하다.

Mo: 0.001~0.05%

몰리브덴(Mo)은 고용강화 및 미세석출물 형성으로 인해 항복강도 강화와 결정립계 강화에 의한 충격인성 및 굽힘 가공성을 향상시키는데 유용한 성분이다.

Mo 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기 어렵고, 0.05% 초과인 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 연성이 저하될 수 있다. 따라서, Mo 함량은 0.001~0.05%인 것이 바람직하다.

Sb: 0.005~0.02%

안티몬(Sb)은 열연스케일 결함의 형성을 억제하는 역할을 하는 원소이다.

Sb 함량이 0.005% 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵고, 0.02% 초과인 경우에는 제조비용 증가 및 가공성 열화뿐만 아니라, Sb는 저용점 원소로 에지 크랙 등의 문제를 초래할 수 있다. 따라서, Sb 함량은 0.005~0.02%인 것이 바람직하다.

또한, 상술한 합금조성 외에 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하일 수 있다. 트램프 원소는 제강공정에서 원료로 사용하는 스크랩에서 비롯된 불순물 원소로서, 그 합계가 0.2% 초과인 경우에는 박 슬라브의 표면 크랙 및 열연강판의 표면 품질을 저하시킬 수 있다.

또한, 상기 C, Si, Mn, P 및 S는 하기 하기 관계식 1로 정의되는 Ceq가 0.25~0.45일 수 있다.

관계식 1: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S

(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

상기 관계식 1은 강판의 용접성을 확보하기 위한 성분관계식으로서, 본 발명에서는 상기 Ceq(탄소당량) 값을 0.25~0.45로 관리함으로써, 우수한 저항 점용접성을 확보할 수 있으며, 용접부에 우수한 기계적 물성을 부여할 수 있다.

Ceq가 0.25 미만인 경우에는 경화능이 낮아 목표로 하는 인장강도을 확보하기 어려운 문제점이 있다. 반면에 Ceq가 0.45 초과인 경우에는 용접성 저하 및 건전한 용접부의 물성을 얻을 수가 없다. 따라서, Ceq가 0.25~0.45 범위를 만족 할 수 있도록 성분 제어를 하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 90% 이상, 오토 템퍼드 마르텐사이트 4~10% 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함한다.

마르텐사이트는 초고강도를 확보하기 위함으로, 마르텐사이트 분율이 90% 미만인 경우에는 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어려울 수 있다.

오토 템퍼드 마르텐사이트가 4% 미만인 경우에는 굽힘 가공성이 열위할 수 있으며, 10% 초과인 경우에는 목표로 하는 인강강도를 확보하기 어려울 수 있다.

한편, 잔류 오스테나이트는 상온에서 불안정한 상으로 가공 시 마르텐사이트로 변태하여 강도 및 가공성을 향상시키는 역할을 할 수 있으나, 잔류 오스테나이트가 5% 초과인 경우에는 가공 시 마르텐사이트로 변태되는 양이 많아 부피 팽창에 의해 제품에 변형을 일으키며, 경도 불균형의 원인을 유발할 수 있다. 반면에 잔류 오스테나이트가 0%인 경우에도 본 발명에서 목표하는 초고강도 및 굽힘가공성을 확보할 수 있으므로 그 하한은 특별히 한정하지 않는다.

이때, 상기 마르텐사이트의 래스(lath) 단축 간격이 5㎛ 이하일 수 있다.

마르텐사이트의 래스(lath) 단축 간격은 강도 및 굽힘 가공성에 영향을 미칠 수 있으며, 5㎛ 초과인 경우에는 목표로 하는 강도 및 굽힘 가공성을 확보하기 어려울 수 있다.

또한, 본 발명의 미세조직은 면적분율로 페라이트 4.5% 이하를 추가로 포함할 수 있다.

페라이트의 면적분율이 4.5% 초과인 경우에는 인장강도를 확보하기 어려울 수 있기 때문에, 페라이트의 면적분율은 4.5% 이하인 것이 바람직하다. 반면에, 페라이트가 0%인 경우에도 본 발명에서 목표하는 초고강도 및 굽힘가공성을 확보할 수 있으므로 그 하한은 특별히 한정하지 않는다.

한편, 본 발명에 따른 열연강판은 인장강도가 1.8GPa 이상이며, 굽힘가공성이 3 이하일 수 있다.

굽힘가공성(R/t)은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값을 의미하며, 굽힘가공성이 3 이하인 경우 자동차 차체 보강재인 범퍼 보강재 및 도어 임팩트빔 등의 제조에 바람직하게 적용될 수 있다. 보다 바람직하게는 굽힘가공성이 2.5 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판은 두께가 2.0mm 이하일 수 있다.

또한, 본 발명에 따른 열연강판은 폭방향 두께 편차(Crown)가 40㎛ 이하일 수 있다. 여기서 폭방향 두께 편차(Crown)은 에지 25mm에서의 두께와 중심부 두께의 차이를 의미한다.

굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 용강을 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계; 상기 가열된 박 슬라브를 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계; 상기 바 플레이트를 Ar3+10℃~Ar3+100℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 1~3초 동안 공냉한 후, 200℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 다른 2개의 권취된 열연강판 사이에 적치하는 단계;를 포함하고, 각 단계들은 연속적으로 행해진다.

상기 각 단계들이 연속으로 행해진다는 것은 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 것을 의미한다.

최근 주목을 받고 있는 새로운 철강 제조공정인 소위 박 슬라브를 이용한 제조공정(미니밀 공정)은 연주~압연 직결 공정으로 공정 특성 상 스트립의 폭방향 및 길이방향으로의 온도편차가 작기 때문에 재질편차가 양호한 변태 조직강을 제조할 수 있는 잠재 능력을 지닌 공정으로 주목받고 있다.

이러한 연주~압연 직결 공정에는 기존의 배치 모드(batch type)와 새로 개발되고 있는 연연속압연 모드가 존재한다.

배치 모드의 경우에는 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 마무리 압연기 앞에 코일 박스에서 권취한 후 마무리 압연을 행하기 때문에 스케일 박리성 저하, 표면품질 저하, 두께 3.0mm 이하의 강판 생산시 판파단 등의 문제점이 발생할 수 있다.

연연속압연 모드의 경우 배치 모드와 달리 마무리 압연 전 권취하는 공정이 없어 배치 모드의 문제점은 해결되나, 연주속도와 압연속도와의 차이를 보상하기 위해 보다 정밀한 제어가 필요하다.

도 4는 연주~압연 직결공정에서 연연속압연 모드를 이용한 공정의 예를 도시한 것이다. 연속주조기(100)에서 두께 50 ~ 150mm의 박 슬라브(a)를 제조하고, 조압연기(400)와 마무리압연기(600) 사이에 코일박스가 없어 강판을 연속적으로 압연이 가능하여 통판성이 좋고, 판파단 위험성이 아주 낮아 두께 3.0mm 이하의 박물 생산이 가능하다. 조압연기(400) 앞에 조압연 스케일 브레이커(300) (Roughing Mill Scale Breaker, RSB)와 마무리압연기(600) 앞에 마무리압연 스케일 브레이커(500)(Finishing Mill Scale Breaker, FSB)가 있어 표면 스케일 제거가 용이하여 후공정에서 열연 강판을 산세 시 표면품질이 우수한 PO(Pickled & Oiled)재 생산이 가능하다. 또한, 마무리 압연 단계에서 하나의 강판 내에서의 압연 속도차가 5% 이하로 등온 등속압연이 가능하여 강판 폭, 길이 방향 온도 편차가 현저히 낮아 런아웃 테이블(600)(Run Out Table, ROT)에서 정밀 냉각제어가 가능하여 재질 편차가 우수한 강판을 제조할 수 있다.

이하, 각 단계별로 상세히 설명한다.

연속주조 단계

상술한 합금조성을 만족하는 용강을 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조한다.

상기 박 슬라브의 두께가 120mm를 초과하는 경우에는 고속주조가 어려울 뿐만 아니라, 조압연 시 압연 부하가 증가하게 되고, 60mm미만인 경우에는 주편의 온도 하락이 급격하게 일어나 균일한 조직을 형성하기 어렵다. 이를 해결하기 위해서는 부가적으로 가열 설비를 설치할 수 있으나, 이는 생산 원가를 향상시키는 요인이 되므로, 가능한 배제하는 것이 바람직하다. 따라서, 박 슬라브의 두께는 60~120mm인 것이 바람직하다.

이때, 상기 연속주조하는 단계는 염기도가 1.0 이상인 몰드 플럭스를 이용하여 행할 수 있다. 여기서 염기도는 CaO(%)/SiO2(%) 비를 의미한다.

일반적으로 고강도강의 경우 높은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 성분이 많아 선형크랙 민감성이 아주 높다. 따라서 염기도가 1.0 미만인 몰드 플럭스를 사용하게 되면, 전열량이 높아 슬라브 표면 강냉에 의해 선형크랙 발생 민감성이 높아지기 때문에 염기도가 1.0 이상인 몰드 플럭스를 사용하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm일 수 있다.

주조속도를 4mpm 이상으로 하는 이유는 고속주조와 압연과정이 연결되어 이루어져, 목표 압연 온도를 확보하기 위해서는 일정 이상의 주조 속도가 요구되기 때문이다. 또한 주속이 느릴 경우 주편에서부터 편석이 발생할 위험이 있으며, 이러한 편석이 발생하면 강도 및 가공성 확보가 어려울 뿐만 아니라, 폭 방향 또는 길이 방향으로의 재질편차가 발생할 위험성이 커지게 된다. 만약 주조속도가 8mpm을 초과하는 경우에는 용강 탕면 불안정에 의해 조업 성공율이 저감될 우려가 있다.

조압연 단계

상기 가열된 박 슬라브를 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는다.

조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850℃ 미만인 경우에는 AlN 석출물등이 다량 생성되어 고온연성 저하에 따라 에지 크랙 발생 민감성이 아주 높아질 우려가 있다. 반면에 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 1000℃ 초과인 경우에는 박 슬라브 중심부 온도가 너무 높게 되어 산수형 스케일이 다량 발생하여 산세 후 표면 품질이 열위할 수 있다.

이때, 상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000~1200℃가 되도록 행할 수 있다.

조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000℃ 미만인 경우에는 조압연 하중 증가 및 조압연 과정에서 바 플레이트 에지부에 크랙이 발생할 가능성이 있고, 이 경우 열연강판의 에지부 결함을 초래할 수 있다. 반면에, 상기 표면온도가 1200℃ 초과인 경우에는 열연 스케일 잔존에 따른 열연 표면 품질 저하와 같은 문제가 발생할 수 있다.

이때, 상기 조압연 전에 상기 가열된 박 슬라브에 냉각수를 100~200bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;를 추가로 포함하고,

상기 조압연 후에 상기 바 플레이트를 50~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~300bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.

예를 들어, 조압연 전에 조압연 스케일 브레이커(Roughing Mill Scale Breaker, 이하 'RSB'라 함) 노즐에서 40℃ 이하의 냉각수를 가열된 박 슬라브에 100~200bar의 압력으로 분사하여 표면 스케일 두께를 200㎛ 이하로 제거할 수 있으며, 조압연 후에 바 플레이트를 마무리 압연 전에 마무리압연 스케일 브레이커(Finishing Mill Scale Breaker, 이하 'FSB'라 함)의 1열 노즐 및 2열 노즐을 사용하여 표면 스케일 두께를 20㎛ 이하까지 제거할 수 있다.

조압연 전 냉각수의 압력이 100bar 미만인 경우에는 박 슬라브 표면에 산수형 스케일등이 다량 잔존하여 산세 후 표면 품질이 열위해질 수 있으며, 200bar 초과인 경우에는 바 플레이트 에지 온도가 급격히 감소되어, 에지 크랙이 발생할 위험이 높다.

조압연 후 상기 1열 및 2열 노즐의 압력이 각각 50과 100 미만인 경우에는 스케일이 제거가 불충분하여 마무리 압연 후 강판 표면에 방추형, 비늘형 스케일이 다량 생성되어 산세 후 표면 품질이 열위할 수 있다. 반면에 상기 1열 노즐의 압력이 250bar 초과이거나, 상기 2열 노즐의 압력이 300bar 초과인 경우에는 마무리압연 온도가 너무 낮게 되어 효과적인 오스테나이트 분율를 얻지 못해 목표로 하는 인장강도를 확보하기가 어려울 수 있다.

또한, 1열의 노즐만으로는 스케일을 충분히 제거하기 어려워, 마무리 압연시 제품에 치명적 결함인 방추형 스케일이 발생할 수 있기 때문에, 상기와 같이 1열 및 2열 노즐을 모두 사용하여 스케일을 제거하는 것이 바람직하다.

열간압연 단계

상기 바 플레이트를 Ar3+10℃~Ar3+100℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다.

마무리 압연 온도가 Ar3+10℃ 미만인 경우에는 열간압연시 롤의 부하가 크게 증가하여 에너지 소비 증가 및 작업속도가 늦어지고, 폭 방향 온도 편차 발생시 국부적으로 Ar3 이하로 내려가 초석 페라이트가 발생할 수 있어 냉각후 필요한 마르텐사이트의 양을 충분히 얻지 못할 수 있다.

또한, Ar3+100℃ 초과의 온도에서 마무리 압연을 하면 결정립이 조대하여 높은 강도를 얻을 수 없고, 충분한 마르텐사이트를 얻기 위해서는 냉각속도를 더욱 높여야 하는 단점이 있다.

냉각 및 권취 단계

상기 열연강판을 1~3초 동안 공냉한 후, 200℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취한다.

마무리 압연 후 스트립을 1~3초 동안 공냉하는 이유는 마무리 압연시 생긴 스트립 내부 잔류 응력 제거 및 마르텐사이트 래스를 미세화 시키기고, Ar3 직상의 온도까지 냉각하기 위함이다. 공냉 시간이 1초 미만인 경우에는 마무리 압연시 생긴 스트립 내부 잔류 응력을 제거 할 수 없어, 권취 시 형상이 열위할 수 있다. 반면에, 공냉 시간이 3초 초과인 경우에는 초석 페라이트가 형성될 수 있어, 냉각 종료 후에 충분한 마르텐사이트를 확보하지 못할 우려가 있다.

공냉 후 냉각속도가 200℃/sec 미만인 경우에는 페라이트 및 베이나이트 노즈(Nose)를 지나기 때문에 충분한 마르텐사이트 조직을 확보하지 못할 우려가 있다. 또한, 상기 권취 온도가 Mf-50℃ 초과인 경우에는 마르텐사이트 조직을 얻기 어려울 뿐만 아니라, 냉각에 의해 얻어진 마르텐사이트 조직이 오토 템퍼링(Auto Tempering)될 수 있어 다량의 오토 템퍼드 마르텐사이트가 형성되어 목표로 하는 인장강도를 얻기 어려울 수 있다.

적치 단계

상기 권취된 열연강판을 다른 2개 이상의 권취된 열연강판 사이에 적치한다.

저온 권취된 열연강판은 표면 및 내부에 잔류수가 상당히 많이 존재하게 되고, 이러한 상태에서 정정(Skin Pass)을 실시할 경우 잔류수와 스케일간에 서로 밀착되어 있어 스트립 표면에 치명적인 압입흠이 발생할 수 있다.

다른 2개 이상의 권취된 열연강판 사이에 권취된 열연강판을 적치하는 경우, 잔류수를 제거할 수 있을 뿐만 아니라, 일부 마르텐사이트가 오토 템퍼링 되어 오토 템퍼드 마르텐사이트를 확보할 수 있다.

이때, 상기 적치된 열연강판을 50~150℃에서 스킨패스 압연하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.

상기 스킨패스 압연 온도를 50~150℃로 한정한 이유는 온간 압연 효과를 위함으로 열연강판의 형상 교정이 용이하기 때문이다.

한편, 상기 적치된 열연강판을 산세 처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계;를 추가로 포함할 수 있다. 일반적으로 열연산세공정에서 사용되는 처리 방법이라면 적용 가능하므로 특별히 제한하지 않는다.

발명의 실시를 위한 형태

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 용강을 하기 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 연주~압연 직결 공정(슬라브 두께: 93mm, 주속: 5.8mpm)에서 연연속압연 모드로 두께 1.4mm의 열연강판을 얻은 후, 100℃에서 스킨패스 압연을 실시하여 열연강판을 제조하였다.

상기 열연강판을 산세 처리하여 PO재를 얻은 후, 미세조직, 기계적 물성, 크랙 발생 여부, 폭 방향 두께 편차(Crown), PO재 압입흠 발생 여부 및 PO재 표면품질을 측정 및 평가하여 하기 표 3에 기재하였다.

미세조직은 주사전자현미경(SEM)과 투과전자현미경(TEM)으로 관찰하여 마르텐사이트(M), 오트 템퍼드 마르텐사이트(AT) 및 페라이트(F)의 면적율을 측정하였다. 잔류 오스테나이트(RA)의 경우 후방산란전자회절(Electron BackScatter Diffraction, EBSD) 장비를 이용하여 면적율을 측정하였다. 또한, 하기 표 3의 래스 간격은 투과전자현미경에서 촬영한 사진을 이용하여 마르텐사이트의 래스 단축 간격을 측정하여 평균한 값을 기재하였다.

기계적 물성인 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 항복비(YR)은 폭 W/4지점에서 압연방향에 대하여 90° 방향을 기준으로 JIS 5호 시편을 채취하여 측정한 값이다.

굽힘 가공성은 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값이 2.5가 되도록 하여 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하는지 여부로 평가하였으며, 하기 표 3에 크랙 발생 여부를 기재하였다.

선형 및 에지 크랙 발생유무는 바 플레이트 및 코일에서 육안으로 1차 확인하고, 표면 결함 디텍터(Detector)인 SDD(Surface Defect Detector) 장치를 이용하여 2차 확인하였다.

폭 방향 두께 편차(Crown)은 에지 25mm에서의 두께와 중심부 두께의 차이를 측정하여 기재하였다. 여기서, 두께 편차 합격 기준은 40㎛ 이하일 수 있다.

PO재 압입흠 발생 여부 판단은 코일에서 육안으로 1차 확인하고, SDD를 이용하여 2차 확인하였다.

PO재 표면품질의 평가기준은 하기와 같다.

○: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10% 이하

△: 광택도 폭 방향 평균 편차가 10~20%

X : 광택도 폭 방향 평균 편차가 20% 초과

한편, 표 2에서 Ar3는 페라이트 변태가 시작되는 온도, Mf는 마르텐사이트 변태가 종료되는 온도를 의미하며, 상용 열역학 소프트웨인 JmatPro V-9를 이용하여 계산한 값이다.

상기 표 1에서 Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S이며, 상기 관계식에서 각 원소기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.

상기 표 2에서 RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)는 조압연 전의 냉각수 분사 압력이며, FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)는 조압연 후의 냉각수 분사압력이다.

또한, 적치 여부는 권취된 열연강판을 다른 2개의 권취된 열연강판 사이에 적치하였는지 여부를 나타낸 것이다.

상기 표 3에서 M은 마르텐사이트(Martensite), AT는 오토 템퍼드 마르텐사이트(Auto Tempered Martensite), RA은 잔류 오스테나이트 (Retained Austeniste)이고, F는 페라이트(Ferrite) 조직을 나타낸다.

본 발명에서 제시한 조건을 모두 만족하는 발명예 1~6은 1.8GPa 이상의 인장강도 및 굽힘가공성이 2.5 이하를 만족하였다.

또한, 발명예 1~3과 발명예 4~6을 비교해 보면, 본 발명에서 추가적으로 제시한 조압연 전후의 냉각수 분사압력을 만족하는 발명예 1~3의 경우에는 굽힘가공성 및 초고강도뿐만 아니라, 우수한 표면품질도 확보 가능하였다.

도1은 발명예 3의 권취 후 코일 형상이고, 도 2는 발명예 3의 열연강판을 산세한 PO재 표면 사진으로 권취 형상 및 표면품질이 우수한 것을 확인할 수 있다.

도3은 발명예 3의 투과전자현미경(TEM) 조직사진이며, (a)가 20,000배, (b)는 (a)에서 [X]부분을 확대한 100,000배 배율의 사진이다. 이 결과에서 알 수 있듯이 1㎛ 이하의 마르텐사이트 래스가 미세하게 잘 발달되어 있으며, 조대한 래스 내부에 100nm이하의 미세한 침형상 시멘타이트가 존재하는 것(하단 사진 화살표)으로 오토 템퍼드 마르텐사이트가 존재함을 알 수 있다.

비교예 1은 본 발명에서 제시한 염기도 조건을 만족하지 못하여 표면 강냉으로 인해 선형크랙이 발생하였다.

비교예 2 내지 4는 본 발명에서 제시한 냉각 조건을 만족하지 못하여 목표로 하는 재질을 만족하지 못하였다.

비교예 5는 본 발명에서 제시한 마무리 압연 온도를 만족하지 못하여 목표로 하는 재질을 만족하지 못하였다.

비교예 6은 본 발명에서 제시한 적치를 미실시한 예로 오토 템퍼드 마르텐사이트가 적어 굽힘 크랙이 발생하였으며, 스트립 내부에 잔류수가 존재하여 스킨패스 압연 시 압입흠이 발생하여 표면품질이 열위하였다.

비교예 7 및 8은 바 플레이트 에지 온도가 낮아 AlN, BN등의 과다 석출에 따라 고온연성 저하로 인해 에지 크랙이 발생하였다.

비교예 9는 탄소 함량이 0.28%를 초과하여 굽힘 가공성이 열위하였다.

비교예 10 및 11은 본 발명에서 제시한 성분을 만족하지 못하여 인장강도가 열위하였다.

비교예 12 내지 15는 본 발명에서 에지 크랙을 제어하기 위한 Al, Ti, B 및 N 함량을 만족하지 못하여 에지 크랙이 발생하여 표면품질이 열위하였다.

또한, 페라이트가 4.5 면적% 초과로 포함되는 비교예 2~5, 10~12 및 15의 경우 인장강도가 열위한 것을 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.

a: 슬라브 b: 코일
100: 연속주조기 200: 가열기
300: RSB(Roughing Mill Scale Breaker, 조압연 스케일 브레이크)
400: 조압연기
500: FSB(Finishing Mill Scale Breaker, 마무리 압연 스케일 브레이크)
600: 마무리 압연기 700: 런아웃 테이블
800: 고속전단기 900: 권취기

Claims

중량%로, C: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 마르텐사이트 90% 이상, 오토 템퍼드 마르텐사이트 4~10% 및 잔류 오스테나이트 5% 이하를 포함하며,
상기 마르텐사이트의 래스 단축 간격이 5㎛ 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 중량%로, Nb: 0.001~0.05%, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.001~0.05% 및 Sb: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 하기 관계식 1로 정의되는 Ceq가 0.25~0.45인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
관계식 1: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
삭제
제1항에 있어서,
상기 미세조직은 면적분율로 페라이트 4.5% 이하를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 인장강도가 1.8GPa 이상이며, 굽힘가공성이 3 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
(상기 굽힘가공성은 90° 굽힘 시험 후 크랙이 발생하지 않는 최소 굽힘반경(R)을 강판 두께(t)로 나눈 값을 의미함.)
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 두께가 2.0mm 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
제1항에 있어서,
상기 열연강판은 폭방향 두께 편차(Crown)가 40㎛ 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판.
중량%로, C: 0.18~0.28%, Mn: 1.2~2.2%, Si: 0.1~0.5%, P: 0.005~0.05%, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~0.05%, Ti: 0.01~0.10%, B: 0.001~0.0045%, N: 0.001~0.01%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 60~120mm의 박 슬라브로 연속주조하는 단계;
상기 박 슬라브를 조압연 출측에서 바 플레이트의 에지부 온도가 850~1000℃가 되도록 조압연하여 바 플레이트를 얻는 단계;
상기 바 플레이트를 Ar3+10℃~Ar3+100℃의 온도범위에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 1~3초 동안 공냉한 후, 200℃/sec 이상의 냉각속도로 냉각하여 Mf-50℃ 이하에서 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 다른 2개의 권취된 열연강판 사이에 적치하는 단계;를 포함하고, 각 단계들은 연속적으로 행해지는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 연속주조하는 단계는 염기도가 1.0 이상인 몰드 플럭스를 이용하여 행하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 연속주조의 주조속도는 4~8mpm인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 조압연은 조압연 입측에서 박 슬라브의 표면온도가 1000~1200℃가 되도록 행하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 조압연 전에 상기 박 슬라브에 냉각수를 100~200bar 이상의 압력으로 분사하여 스케일을 제거하는 단계;를 추가로 포함하고,
상기 조압연 후에 상기 바 플레이트를 50~250bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 1열 및 100~300bar의 압력으로 냉각수를 분사하는 2열에 순차적으로 통과시켜 스케일을 제거하는 단계;를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 적치된 열연강판을 50~150℃에서 스킨패스 압연하는 단계;를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 적치된 열연강판을 산세 처리하여 PO(Pickled & Oiled)재를 얻는 단계;를 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 용강은 중량%로, Nb: 0.001~0.05%, Cr: 0.5~1.0%, Mo: 0.001~0.05% 및 Sb: 0.005~0.02% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 용강은 트램프 원소로서 Cu, Ni, Sn 및 Pb 중 1 이상을 포함하고, 그 합계가 0.2 중량% 이하인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
제10항에 있어서,
상기 용강은 하기 관계식 1로 정의되는 Ceq가 0.25~0.45인 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
관계식 1: Ceq = C + Si/30 + Mn/20 + 2P + 3S
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값임.)