KR102307927B1 - 내구성 및 연신율이 우수한 후물 변태조직강 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
내구성 및 연신율이 우수한 후물 변태조직강 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 내구성 및 연신율이 우수한 고강도 후물 변태조직강은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상이다.
본 발명의 내구성 및 연신율이 우수한 고강도 후물 변태조직강은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상이다.
Description
본 발명은 주로 상용차 샤시부품의 멤버류 및 휠 디스크에 사용되는 두께 5mm 이상의 고강도 열연강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는. 인장강도가 650MPa이상이고 전단성형 및 펀칭성형 시 단면의 품질이 우수하여 강판의 펀칭 성형후, 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다
종래의 상용차 샤시부품의 맴버류 및 휠 디스크는 차량 특성상 높은 강성을 확보하기 위해 두께 5mm 이상이고 인장강도가 440~590MPa 범위의 고강도 열연강판을 사용하였으나, 최근에는 경량화 및 고강도화를 위해 인장강도 650MPa 이상의 고강도 강재를 사용하는 기술이 개발되고 있다. 또한 경량화 효율을 높이기 위해서 내구성이 확보되는 범위내에서 부품 제조시 전단 및 다수의 펀칭성형을 실시하여 제조하는 단계를 거치는데, 전단 및 펀칭성형 시 강판의 타발 부위에 형성되는 미세한 균열이 부품의 내구수명을 단축시키는 원인이 되었다.
이와 관련하여 종래에는 통상의 오스테나이트역 열간압연을 거친 후 고온에서 권취하여 페라이트상을 기지조직으로 하고 석출물을 미세하게 형성시키는 기술(특허문헌 1-2)이 제시되거나, 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 권취온도를 베이나이트상이 기지조직으로 형성되는 온도까지 냉각한 후 권취하는 기술(특허문헌 3) 등이 제안되었다. 또한, Ti, Nb 등을 활용하여 열간압연 중 미재결정역에서 40% 이상으로 대압하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 기술(특허문헌 4)도 제안되었다
그러나, 상기와 같은 고강도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Al, Mo, Cr 등의 합금성분이 상기 열연강판의 강도를 향상시키는데 효과적이어서 상용차용 후물제품에 필요하다. 하지만 합금성분이 많이 첨가되면 미세조직의 불균일을 초래하여 전단 또는 펀칭성형 시 타발 부위에 발생이 용이한 미세한 균열이 피로환경에서 쉽게 피로균열로 전파되어 부품의 파손을 야기하였다. 특히, 두께가 두꺼워질수록 제조시 강판 두께 중심부는 서냉조업될 확률이 높아 조직의 불균일성은 더욱 증대되어 타발부에서의 미세균열 발생이 증가하고 피로환경에서 피로균열의 전파속도도 증가하여 내구성이 열위하게 될 수 밖에 없다.
하지만 상술한 종래 기술들은 고강도 후물재의 피로특성을 고려하지 못하고 있다. 또한 후물재의 결정립을 미세화하고 석출강화효과를 얻기 위해 Ti, Nb, V 등의 석출물 형성원소를 활용하면 효과적이다. 하지만 상기 석출물 형성이 용이한 500~700℃의 고온에서 권취하거나 열연후 냉각중 강판의 냉각속도를 제어하지 않으면 후물재의 두께 중심부의 조대한 탄화물이 형성되고, 이에 의해 전단면 품질이 열위하게 되고 나아가. 열간압연 중 미재결정역에서 40%의 대압하를 가하는 것은 압연판의 형상품질을 열위하게 하며 설비의 부하를 가져와 실제 적용하기 곤란한 문제가 있었다.
본 발명은, 인장강도가 650MPa이상이고 전단성형 및 펀칭성형 시 단면의 품질이 우수하여 펀칭성형 후 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 두께 5mm 이상의 고강도 후물 변태조직강 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
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.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고
인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm 이상인 고강도 후물 변태조직강에 관한 것이다.
상기 페라이트와 베이나이트상의 면적분율의 합이 70~90%일 수 있다.
상기 변태조직강의 일면에 용융아연도금층이 형성될 수 있다.
또한 본 발명은,
중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 MT인 400~500℃의 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및
상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취하는 단계;를 포함하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 730 + 91×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 518×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5)
상기 관계식 1의 [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti], [Si]은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 1의 FDT는 열간압연 직후 (종료시점)의 열연판의 온도 (℃)
상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
[관계식 2]
CRF ≤ CR1 ≤ CRF+22
CRF = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 66.8[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 2의 CR1은 FDT~MT 구간의 냉각속도 (℃/sec)
[관계식 3]
CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
CRMin = 60 - 45.3[C] + 5.28[Si] - 11[Mn] - 7.33[Cr] + 42.3[Ti] + 82[Nb]
CRMax = 120 - 157[C] - 25.2[Si] - 14.1[Mn] - 27.3[Cr] + 61[Ti] + 448[Nb]
상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 3의 CR2는 MT~권취온도 구간의 냉각속도 (℃/sec)
상기 변태조직강은, 강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상일 수 있다.
상기 2차 냉각후 권취된 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 산세 혹은 도유 후 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용할 수 있다.
상술한 구성의 본 발명에 따르면, 인장강도가 650MPa이상이고 전단성형 및 펀칭성형 시 단면의 품질이 우수하여 펀칭성형 후 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 두께 5mm 이상의 고강도 후물 변태조직강을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 발명예와 비교예의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 상관관계를 나타내는 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 상술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 다양한 합금조성을 기반으로하면서 미세조직이 상이한 후물재에 대해, 합금 성분 및 미세조직의 특징에 따른 전단면에서의 균열 분포와 내구성의 변화를 조사하였으며, 그 결과, 후술하는 관계식 1-3를 도출하였다. 즉, 강 합금조성 범위를 제어함과 아울러, 관계식 1-3를 만족하도록 강 제조공정 조건을 제어함으로써 강판 두께 중심부의 미세조직에 있어서, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만, 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 내구성 및 연신율이 우수한 인장강도 650MPa 이상의 고강도 후물 열연 변태조직강을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.
이러한 내구성 및 연신율이 우수한 후물 열연 변태조직강은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상이다.
이하, 본 발명을 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명한다. 한편 이하 강 합금성분에서 "%"는 달리 규정하는 바가 없으면, "중량"를 의미한다.
·C: 0.05∼0.15%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 석출강화효과 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 또한 열연강판의 두께가 증가하면 열간압연 후 냉각 중 두께 중심부의 냉각속도가 느려져 C의 함량이 큰 경우에 조대한 탄화물이나 펄라이트가 형성되기 쉽다. 따라서 그 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.15%를 초과하면 두께 중심부에 펄라이트 상이나 조대한 탄화물의 형성으로 전단성형성이 열위해지고 내구성이 저하되는 문제점이 있으며, 용접성도 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 C의 함량은 0.05~0.15%로 제한하는 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.06~0.12%로 제한하는 것이다.
·Si: 0.01~1.0 %
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01% 미만이면 고용강화 효과가 작고 탄화물 형성을 지연시키는 효과도 적어 성형성을 향상시키기 어려우며, 1.0%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 Si 함량을 0.01~1.0% 범위로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.2~0.7% 범위로 제한하는 것이다.
·Mn: 1.0~2.3%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 열연후 냉각중 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.3%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트 상변태가 일어나기 쉽고 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 전단성형성 및 내구성이 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 1.0~2.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.1~2.0%로 범위로 제한하는 것이다.
·Cr: 0.005∼1.0%,
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 권취온도에서 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 하지만, 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게 된다. 또한 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 전단성형성 및 내구성을 열위하게 한다. 따라서 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.005~1.0%로 제한하는 것이 바람직하며. 보다 바람직하게는 0.3~0.9% 범위로 제한하는 것이다.
·P: 0.001∼0.05%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 그 함량이 0.001% 미만이면 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분 하고, 그 함량이 0.05%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 전단성형성과 내구성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P는 0.001~0.05% 범위로 그 함량을 제어하는 것이 바람직하다.
·S: 0.001∼0.01%
상기 S는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 전단성형성과 내구성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면 그 함량이 0.001% 미만이면 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.001∼0.01% 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
·Sol.Al: 0.01∼0.1%,
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.01~0.1% 범위로 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 N 함량을 0.001~0.01% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
·Ti: 0.005∼0.11%
상기 Ti은 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 그러나 Ti 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.11%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형시 내충돌특성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti 함량을 0.005~0.11% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.01~0.1% 범위로 제어하는 것이다.
·Nb: 0.005∼0.06%
상기 Nb는 Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없고, Nb 함량이 0.06%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성과 내구성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Nb 함량을 0.005~0.06% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01~0.06% 범위로 제한하는 것이다.
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.
한편 본 발명은 복합조직강은, 강판 두께 중심부의 미세조직에 있어서, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만, 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 상기 페라이트와 베이나이트상의 면적분율의 합이 70~90%일 수 있다.
만일 MA상 분율이 5%이상이면 기지조직과의 상간 경도차이등에 기인한 국부적인 변형률 차이로 변형시 응력집중에 의한 균열 발생이 용이해져 피로특성이 열위해지는 문제가 있다.
MA상과 마르텐사이트상의 면적분율의 합이 15% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보할 수 없으며 35%를 초과하면 과도한 저온상의 형성으로 연신율이 열위해지는 문제가 있다.
또한 펄라이트상이 3% 이상이면 앞서 언급한 국부적인 변형률 차이로 변형시 응력집중에 의한 균열 발생이 용이해져 피로특성이 열위해질 뿐만 아니라 조직내 마르텐사이트 확보가 용이해지지 않아 원하는 강도를 확보할 수 없다.
상기와 같은 합금조성과 강미세조직을 갖는 본 발명의 변태조직강은, 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상 이어서 내구성 및 연신율이 우수한 인장강도 650MPa 이상의 고강도 후물 열연 변태조직강을 제공할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 후물 변태조직강의 제조방법을 상세하게 설명한다.
본 발명의 변태조직강 제조방법은, 상술한 바와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~500℃의 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및 상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취하는 단계;를 포함하다.
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 강의 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조한다.
[관계식 1]
Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 730 + 91×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 518×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5)
상기 관계식 1의 [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti], [Si]은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 1의 FDT는 열간압연 직후 (종료시점)의 열연판의 온도 (℃)
상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
열간압연 중 재결정의 지연은 상변태시 페라이트 상변태를 촉진하여 두께 중심부에 미세하고 균일한 결정립을 형성하는데 기여하며 강도와 내구성을 증가시킬 수 있다. 또한, 페라이트 상변태의 촉진에 의해 냉각 중 미변태상이 감소하여 조대한 MA상과 마르텐사이트상의 분율이 감소하게 되며, 상대적으로 냉각속도가 느린 두께 중심부에서는 조대한 탄화물이나 펄라이트 조직이 감소하게 되어 열연강판의 불균일 조직이 해소되게 된다.
하지만, 통상의 수준의 열간압연으로는 두께 5mm 이상의 후물재의 두께 중심부의 미세조직을 균일하게 하기 어렵고, 두께 중심부에서의 재결정의 지연 효과를 얻기 위해 과도하게 낮은 온도에서 열간압연하면 변형된 조직이 압연판 두께 표층직하에서 t/4 위치에서 강하게 발달하여 오히려 두께 중심부와의 미세조직상 불균일성이 증가하며, 이에 의해 전단변형이나 펀칭변형시 불균일 부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉬워지며 부품의 내구성도 열위하게 하는 문제가 있다. 따라서 상기 관계식 1에 나타낸 것처럼 후물재에 적합하도록 열간압연을 재결정의 지연이 개시되는 온도인 Tn 온도와 Tn-60에서 압연을 완료해야 상기의 효과를 얻을 수 있다.
만일 상기 관계식 1에서 제안된 온도 범위보다 높은 온도에서 압연을 종료하면, 강의 미세조직이 조대하고 불균일하며 상변태가 지연되어 조대한 MA상 및 마르텐사이트상이 형성되어 전단성형 및 펀칭성형시 미세한 균열이 과도하게 형성되어 내구성이 열위하게 된다. 반면 관계식 1에서 제시된 온도 범위보다 낮은 온도에서 압연이 종료되면 강판의 두께가 5mm를 초과하는 후물 고강도강에 있어서 온도가 상대적으로 낮은 표층직하에서 두께 t/4 위치에서는 페라이트 상변태 촉진으로 미세한 페라이트 상분율은 증가하나 연신된 결정립 형상을 갖게 되어 균열이 빠르게 전파하는 원인이 되며 두께 중심부에는 불균일한 미세조직이 잔존할 수 있어 내구성에 불리하게 될 수 있다.
한편 열간압연은 800~1000℃의 범위의 온도에서 개시함이 바람직하다. 만일 1000℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면 열간압연을 800℃보다 낮은 온도에서 실시하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠지게 되며 오스테나이트 온도역 이하의 온도에서 압연되면 불균일한 미세조직이 더욱 심하게 발달하게 될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 열연강판을 상기 열연강판을 400~500℃의 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각한다.
[관계식 2]
CRF ≤ CR1 ≤ CRF+22
CRF = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 66.8[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 2의 CR1은 FDT~MT 구간의 냉각속도 (℃/sec)
열간압연 직후에서 MT인 400~500℃까지의 온도영역으로, 냉각 중 페라이트 상변태가 발생하는 온도구간에 해당하므로 압연판의 두께가 5mm를 초과하는 경우에는, 두께 중심부의 냉각속도가 압연판 두께 표층직하에서 t/4 위치에 비해 느리기 때문에 두께 중심부에서 조대한 페라이트상이 형성되어 불균일한 미세조직을 가질 수 있다. 따라서 과도한 페라이트 상이 형성되거나 페라이트상이 조대화 되지 않도록 특정 냉각속도 (CRF) 보다 빠르게 냉각해야 한다. 또한 동시에 연신율 확보를 위해 적정분율의 페라이트상 확보를 위해서는 CRF+22℃/sec 이하로 냉각속도를 제어할 필요가 있다.
후속하여, 본 발명에서는, 상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취한다.
[관계식 3]
CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
CRMin = 60 - 45.3[C] + 5.28[Si] - 11[Mn] - 7.33[Cr] + 42.3[Ti] + 82[Nb]
CRMax = 120 - 157[C] - 25.2[Si] - 14.1[Mn] - 27.3[Cr] + 61[Ti] + 448[Nb]
상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 3의 CR2는 MT~권취온도 구간의 냉각속도 (℃/sec)
본 냉각구간은 MT(℃)에서 권취온도 (CT)까지의 온도영역으로 열연강판의 전두께에 걸쳐 미변태된 상이 저온변태상으로 변태되어 강도 확보를 위해 15~30%의 마르텐사이트 상 확보가 필요하다. 만일 이 온도영역에서 냉각속도가 특정 냉각속도 (CRMin) 보다 느리게 되면, 베이나이트상 보다는 탄화물이 형성되어 조대하게 성장한다. 그리고 상기 성장된 탄화물은 주로 페라이트상 입계에 존재하게 되며, 냉각속도가 더욱 느린 경우에는 펄라이트상이 형성되어 전단성형이나 펀칭성형시 균열이 형성되기 쉽고 작은 외력에도 입계를 따라 균열이 전파하게 되는 문제가 있다. 반면 이 온도영역에서 냉각속도가 특정 냉각속도 (CRMax) 보다 빠르게 되면, 상간 경도차이를 크게 하는 MA상이나 마르텐사이트상이 과도하게 형성되어 내구성을 열위하게 한다. 따라서 상기 관계식 3에 나타낸 것처럼, 강성분을 고려하여 설정된 온도구간별 냉각속도를 만족하도록 냉각해야 한다. 또한, 권취온도가 200℃를 초과하면 충분한 마르텐사이트상 확보가 곤란하기에 권취온도는 200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다
이후, 본 발명에서는 상기 권취된 강판을 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉될 수 있다. 코일의 공냉은 냉각속도 0.001~10℃/hour로 상온의 대기중에 냉각하는 것을 의미한다. 이 때, 냉각속도가 10℃/hour를 초과하면 강 중 일부 미변태된 상이 MA상으로 변태되기 쉬워 강의 전단 성형성 및 펀칭 성형성과 내구성이 열위해지며, 냉각속도를 0.001℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열 및 보열설비 등이 필요하여 경제적으로 불리하다. 바람직하게는 0.01~1℃/hour로 냉각하는 것이 좋다.
또다르게는 본 발명에서는 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
그리고 상기 산세 또는 도유된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수도 있다.
본 발명에서는 상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg):0.01~30중량%, 알루미늄(Al):0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하다.
(실시예)
| 강종 | C | Si | Mn | Cr | Al | P | S | N | Ti | Nb |
| 1 | 0.07 | 0.5 | 1.8 | 0.22 | 0.03 | 0.01 | 0.004 | 0.004 | 0.05 | 0.025 |
| 2 | 0.06 | 0.9 | 1.7 | 0.25 | 0.03 | 0.01 | 0.005 | 0.004 | 0.05 | 0.005 |
| 3 | 0.07 | 0.5 | 1.6 | 0.01 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.08 | 0.034 |
| 4 | 0.06 | 0.9 | 2.1 | 0.01 | 0.03 | 0.01 | 0.004 | 0.005 | 0.04 | 0.033 |
| 5 | 0.06 | 0.3 | 1.6 | 0.83 | 0.05 | 0.01 | 0.003 | 0.006 | 0.04 | 0.045 |
| 6 | 0.08 | 0.4 | 1.5 | 0.83 | 0.05 | 0.01 | 0.003 | 0.006 | 0.04 | 0.045 |
| 7 | 0.16 | 0.5 | 1.6 | 0.22 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.07 | 0.032 |
| 8 | 0.04 | 0.5 | 1.8 | 0.31 | 0.03 | 0.01 | 0.002 | 0.004 | 0.07 | 0.032 |
| 9 | 0.08 | 1.2 | 1.7 | 0.35 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.06 | 0.025 |
| 10 | 0.07 | 0.5 | 2.5 | 0.01 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.07 | 0.034 |
| 11 | 0.08 | 0.5 | 0.8 | 0.81 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.05 | 0.035 |
| 12 | 0.06 | 0.5 | 1.7 | 1.1 | 0.03 | 0.01 | 0.004 | 0.004 | 0.05 | 0.035 |
| 13 | 0.06 | 0.1 | 1.6 | 0.05 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.005 | 0.09 | 0.032 |
| 14 | 0.06 | 0.3 | 1.2 | 0.92 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.005 | 0.04 | 0.043 |
| 15 | 0.08 | 0.5 | 1.5 | 0.51 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.005 | 0.06 | 0.051 |
| 16 | 0.07 | 0.3 | 1.6 | 0.83 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.005 | 0.07 | 0.063 |
| 17 | 0.09 | 0.3 | 1.6 | 0.71 | 0.03 | 0.01 | 0.002 | 0.004 | 0.09 | 0.045 |
| 18 | 0.09 | 0.1 | 1.5 | 0.81 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.09 | 0.045 |
| 19 | 0.11 | 0.5 | 1.5 | 0.72 | 0.03 | 0.01 | 0.003 | 0.004 | 0.09 | 0.055 |
*표 1에서 합금성분의 단위는 중량%이고, 잔여성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
| 강종 | 구분 | 두께 (mm) |
FDT (℃) |
CR1 (℃/sec) |
CR2 (℃/sec) |
CT (℃) |
관계식 1 | 관계식 2 | 관계식 3 | |
| Tn | CRF | CRmin | CRmax | |||||||
| 1 | 비교예1 | 10 | 900 | 60 | 55 | 210 | 867 | 49 | 42 | 79 |
| 2 | 비교예2 | 7 | 800 | 55 | 52 | 220 | 820 | 46 | 44 | 62 |
| 3 | 비교예3 | 9 | 850 | 120 | 62 | 180 | 867 | 88 | 48 | 94 |
| 4 | 비교예4 | 8 | 840 | 50 | 55 | 235 | 849 | 55 | 43 | 75 |
| 5 | 비교예5 | 9 | 880 | 60 | 105 | 40 | 905 | 49 | 41 | 80 |
| 6 | 비교예6 | 9 | 875 | 55 | 20 | 480 | 892 | 39 | 41 | 76 |
| 7 | 비교예7 | 6 | 850 | 50 | 52 | 200 | 882 | -5 | 42 | 72 |
| 8 | 비교예8 | 8 | 850 | 85 | 65 | 200 | 886 | 78 | 44 | 86 |
| 9 | 비교예9 | 8 | 810 | 60 | 55 | 205 | 819 | 42 | 46 | 59 |
| 10 | 비교예10 | 8 | 860 | 50 | 71 | 195 | 926 | 26 | 38 | 80 |
| 11 | 비교예11 | 8 | 830 | 90 | 60 | 200 | 834 | 80 | 49 | 80 |
| 12 | 비교예12 | 8 | 850 | 50 | 55 | 212 | 908 | 20 | 38 | 63 |
| 13 | 발명예1 | 8 | 850 | 100 | 81 | 192 | 905 | 93 | 46 | 104 |
| 14 | 발명예2 | 7 | 850 | 80 | 61 | 200 | 883 | 69 | 44 | 83 |
| 15 | 발명예3 | 9 | 850 | 80 | 59 | 203 | 884 | 67 | 46 | 86 |
| 16 | 발명예4 | 8 | 880 | 75 | 55 | 195 | 935 | 61 | 43 | 89 |
| 17 | 발명예5 | 9 | 880 | 60 | 60 | 215 | 928 | 40 | 42 | 82 |
| 18 | 발명예6 | 10 | 880 | 60 | 65 | 190 | 940 | 40 | 42 | 86 |
| 19 | 발명예7 | 11 | 850 | 55 | 58 | 210 | 911 | 38 | 44 | 80 |
상기 표 1과 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 마련하였다. 이어, 상기와 같이 마련된 강슬라브를 표 2와 같은 조건으로 열연, MT인 450℃로 1차 냉각 및 MT 450℃에서 권취온도(CT)까지 2차냉각, 및 권취하여 권취된 열연강판을 제조하였다. 그리고 권취후 강판의 냉각속도를 1℃/hour로 일정하게 유지하였다.
상기 표 2에는 열연강판의 두께 (t), 열간압연 마무리 온도 (FDT), 권취온도(CT), 열연후 1구간 (FDT~450℃)에서의 냉각속도 (CR1)와 2구간 (450℃~CT)에서의 냉각속도 (CR2)를 각각 나타내었다. 그리고 표 2에는 관계식 1-3의 계산 결과를 각각 나타내었다.
그리고 상기와 같이 얻어진 각각의 열연강판의 미세조직을 측정하여, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 강 미세조직은 열연판 두께 중심부에서 분석한 결과이며, 마르텐사이트(M), 페라이트(F), 베이나이트(B) 및 펄라이트(P)의 상분율은 SEM(주사전자현미경)을 이용하여 3000배와 5000배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다. 한편 저온페라이트와 베이나이트의 경계가 모호함에 따라 베이나이트 분율과 페라이트 분율을 합산하여 표 3의 페라이트(F)에 기입하였다. 그리고 MA상의 면적분율은 레펠라 에칭법으로 에칭후 광학현미경과 Image분석기를 이용하였으며, 1000배율에서 분석한 결과이다.
또한 상기와 같이 얻어진 각각의 열연강판에 대하여, 기계적 성질과 측정하고 내구성을 평가하여 그 결과를 표 3에 나타내었다. 표 3에서 YS, TS, YR, T-El, SF는 0.2% off-set 항복강도, 인장강도, 항복비, 파괴연신율, 및 피로강도를 의미한다. 한편 상기 기계적 성질은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편을 채취하여 시험한 결과치이다. 그리고 상기 내구성 평가결과는 Nf=105 기준 피로강도 값으로 시험편 중앙부에 직경 10mm의 구멍을 Clearance 12%로 조건으로 펀칭하여 사용하였다. 시험편은 굽힘 피로시험으로 게이지 Length부 길이 40mm, 폭 20mm인 시험편을 사용하였고 응력비 -1 및 주파수 15Hz 조건으로 시험한 결과이다.
| 강종 |
구분 | 상분율 (%) | YS (MPa) |
TS (MPa) |
El (%) |
SF (MPa) |
TS x SF |
El x SF (%MPa) |
|||
| F | M | MA | P | ||||||||
| 1 | 비교예1 | 72 | 19 | 7 | 2 | 440 | 595 | 35 | 83 | 49385 | 2905 |
| 2 | 비교예2 | 83 | 15 | 1 | 1 | 407 | 573 | 37 | 58 | 33234 | 2146 |
| 3 | 비교예3 | 61 | 31 | 4 | 4 | 498 | 692 | 22 | 81 | 56052 | 1782 |
| 4 | 비교예4 | 86 | 11 | 1 | 2 | 391 | 551 | 33 | 57 | 31407 | 1881 |
| 5 | 비교예5 | 60 | 38 | 1 | 1 | 624 | 866 | 17 | 65 | 56290 | 1105 |
| 6 | 비교예6 | 79 | 8 | 6 | 7 | 557 | 688 | 26 | 57 | 39216 | 1482 |
| 7 | 비교예7 | 56 | 33 | 3 | 8 | 841 | 1013 | 16 | 55 | 55715 | 880 |
| 8 | 비교예8 | 87 | 11 | 1 | 1 | 420 | 584 | 36 | 59 | 34456 | 2124 |
| 9 | 비교예9 | 73 | 17 | 9 | 1 | 511 | 691 | 28 | 69 | 47679 | 1932 |
| 10 | 비교예10 | 60 | 32 | 6 | 2 | 499 | 703 | 19 | 75 | 52725 | 1425 |
| 11 | 비교예11 | 86 | 10 | 3 | 1 | 415 | 577 | 27 | 70 | 40390 | 1890 |
| 12 | 비교예12 | 66 | 32 | 1 | 1 | 609 | 882 | 18 | 79 | 69678 | 1422 |
| 13 | 발명예1 | 77 | 21 | 1 | 1 | 464 | 645 | 28 | 107 | 69015 | 2996 |
| 14 | 발명예2 | 76 | 21 | 2 | 1 | 514 | 724 | 26 | 110 | 79640 | 2860 |
| 15 | 발명예3 | 74 | 24 | 1 | 1 | 529 | 735 | 27 | 115 | 84525 | 3105 |
| 16 | 발명예4 | 76 | 22 | 1 | 1 | 536 | 755 | 26 | 124 | 93620 | 3224 |
| 17 | 발명예5 | 74 | 23 | 2 | 1 | 513 | 713 | 26 | 118 | 84134 | 3068 |
| 18 | 발명예6 | 76 | 22 | 1 | 1 | 516 | 727 | 28 | 121 | 87967 | 3388 |
| 19 | 발명예7 | 74 | 23 | 2 | 1 | 510 | 699 | 27 | 128 | 89472 | 3456 |
*표 3에서 F는 페라이트, M은 마르텐사이트, P는 펄라이트를 나타낸다.
상기 표 1-3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안한 성분범위와 관계식 1-3을 포함하는 제조조건을 만족하는 발명예 1-7은 모두 목표로 한 재질과 내구성을 균일하게 확보할 수 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1은 열연온도가 본 발명에서 제안하는 관계식 1 범위를 초과하는 경우로서, 중심부 미세조직 중 MA상이 발달하고 결정립계의 면적이 조대해져 피로환경에 노출시 단면에 형성된 미세균열이 쉽게 성장하여 피로특성이 열위한 것으로 나타났다.
그리고 비교예 2는 열연온도가 상기 관계식 1 범위에 미달하여 열간압연된 경우로, 저온역에서의 열간압연으로 두께 중심부에서 연신된 형태의 결정립이 과도하게 형성되었으며 이로인해 취약한 입계를 따라 피로파괴가 발생한 것으로 판단되었다. 이는 펀칭성형시 두께 중심부에서 미세한 균열이 연신된 페라이트 결정립계를 따라서 발달하였기 때문이다.
비교예 3-4는 본 발명에서 제안된 관계식 2의 냉각조건을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 3은 상대적인 급냉 제어로 상기 표 3에 나타난 바와 같이, 조직 내 충분한 페라이트상 확보가 되지 않고 미변태된 영역이 저온변태됨으로써 연신율이 열위해 지는 것을 확인할 수 있다. 비교예 4은 느린 냉각속도로 인해 페라이트 변태구간내에서 미변태 영역이 적어 조직내 마르텐사이트 상이 충분이 확보되지 않아 강도가 열위해지는 것을 확인할 수 있다.
비교예 5-6는 본 발명에서 제안된 관계식 3의 냉각조건을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 5는 450℃ 이후 권취온도까지 냉각을 과도하게 급냉함으로써 저온 페라이트 및 베이나이트 대비 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 연신율이 열위해졌다. 반면에 비교예 6은 냉각 속도를 낮게 제어한 경우로 과도한 MA상 및 펄라이트상이 형성되고 이에 마르텐사이트 분율이 줄어 원하는 강도는 확보 가능하나 기지조직과의 상간 경도차에 의한 피로파괴의 형성이 용이해져 목표로 하는 내구성 확보가 어려움을 알 수 있다.
한편 비교예 7-12는 본 발명의 성분범위를 만족하지 못한 강들로서, 비교예 7은 C 함량이 과도하게 함유되어 적정분율의 페라이트상 확보를 위한 CR1의 범위가 17.1℃/sec 이하로의 제어가 필요하나 실제 설비의 압연 및 냉각구간의 길이를 고려할 때 제어가 불가능한 영역이다. 또한 조직내 과도한 펄라이트 형성을 야기하여 항복강도에 비해 낮은 피로강도를 나타내었다.
비교예 8은 C 함량이 목표 대비 낮게 함유된 경우로서, 강판의 두께 중심부에 마르텐사이트상을 비롯한 베이나이트 등의 저온변태상이 충분히 발달하지 못하고 비교적 조대한 페라이트상이 형성되어 피로강도가 낮았다.
비교예 9는 Si 함량이 지나치게 높은 경우로서, 조직내 과도한 MA상이 형성 되어 국부적인 영역에서 경질한 특성이 주변의 기지조직과의 상간 경도차를 유발하여 피로환경에서 균열발생을 용이하게 하여 낮은 피로강도를 나타내었다. 또한 과도한 Si 첨가는 후물재 표면에 적스케일 발생 확률을 증가시켜 휠 디스크 부품 용도측면에서 바람직하지 않았다.
비교예 10은 Mn의 함량이 과도하게 첨가된 경우로서, 두께 중심부에 발달한 Mn 편석대를 따라서 마르텐사이트상이 지나치게 발달하여 전단, 펀칭 품질이 열위해져 충분한 피로강도 확보가 힘들었다.
비교예 11은 Mn 함량이 낮게 첨가된 경우로서, 재결정 지연효과와 균일한 미세조직을 위해 관계식 1-3을 만족하도록 제조하였으나 두께 중심부에 페라이트 상변태후 미변태 영역이 과도하게 적어 충분한 마르텐사이트상 확보가 어려워 강도와 피로강도 모두 낮음을 확인할 수 있다.
비교예 12는 Cr의 함량이 지나치게 높아 비교예 10과 유사하게 두께 중심부에서 국부적으로 형성된 마르텐사이트 상이 많이 관찰되었으며 피로특성이 열위하였다.
도 1은 전술한 본 발명의 발명예와 비교예의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 상관관계를 나타내는 그림이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금 조성성분 및 제조공정 조건을 충족하는 본 발명예 1-7의 경우, 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상 이어서 내구성 및 연신율이 우수한 인장강도 650MPa 이상의 고강도 후물 열연 변태조직강을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.
Claims (8)
- 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고
인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm 이상인 고강도 후물 변태조직강.
- 제 1항에 있어서, 상기 변태조직강의 일면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm 이상인 고강도 후물 변태조직강.
- 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 MT인 400~500℃의 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및
상기 1차 냉각된 강판을 50~200℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취하는 단계;를 포함하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
[관계식 1]
Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 730 + 91×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 518×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5)
상기 관계식 1의 [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti], [Si]은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 1의 FDT는 열간압연 직후 (종료시점)의 열연판의 온도 (℃)
상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
[관계식 2]
CRF ≤ CR1 ≤ CRF+22
CRF = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 66.8[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 2의 CR1은 FDT~MT 구간의 냉각속도 (℃/sec)
[관계식 3]
CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
CRMin = 60 - 45.3[C] + 5.28[Si] - 11[Mn] - 7.33[Cr] + 42.3[Ti] + 82[Nb]
CRMax = 120 - 157[C] - 25.2[Si] - 14.1[Mn] - 27.3[Cr] + 61[Ti] + 448[Nb]
상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 3의 CR2는 MT~권취온도 구간의 냉각속도 (℃/sec)
- 제 3항에 있어서, 상기 변태조직강은, 강 미세조직이, 면적%로, MA(Martensite and Austenite)상이 5% 미만, MA상 및 마르텐사이트 상의 면적분율의 합이 15~35%, 펄라이트 상이 3% 미만 및 잔부 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 포함하며, 그리고 인장강도와 피로강도의 곱이 65 × 103 이상이고 연신율과 피로강도의 곱이 27 × 102 이상인 것을 특징으로 하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
- 제 3항에 있어서, 상기 권취된 강판을 상온 ~ 200℃의 범위의 온도까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
- 제 3항에 있어서, 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
- 제 6항에 있어서, 상기 산세 또는 도유된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
- 제 7항에 있어서, 상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용하여 형성되는 것을 특징으로 하는 내구성 및 연신율이 우수한 두께 5mm이상인 변태조직강 제조방법.
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