본 발명은 중량%로 탄소 : 0.06∼0.10%, 실리콘 : 0.5∼1.0%, 망간 : 1.5∼2.0%, 인 : 0.02% 이하, 황 : 0.0005% 이하, 알루미늄: 0.010∼0.050%, 티타늄: 0.050∼0.10%, 니오븀 : 0.020∼0.040%, 질소 : 60ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 가공성이 우수한 인장강도 780 MPa급 자동차용 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명은 중량%로 탄소 : 0.06∼0.10%, 실리콘 : 0.5∼1.0%, 망간 : 1.5∼2.0%, 인 : 0.02% 이하, 황 : 0.0005% 이하, 알루미늄: 0.010∼0.050%, 티타늄: 0.050∼0.10%, 니오븀 : 0.020∼0.040%, 질소 : 60ppm 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 강 슬라브를 재가열한 후 오스테나이트 온도역에서 마무리열간압연하고, 1차 수냉각을 650∼700℃ 범위까지 행한 다음 이 온도역(중간온도역)에서 5초 이상 공냉상태로 유지하고 베이나이트 변태온도 이하인 450~500℃의 온도범위까지 2차 수냉각한 후, 이 온도범위에서 권취하는 것을 특징으로 하는 가공성이 우수한 인장강도 780 MPa급 자동차용 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
상기 탄소(C)는 열연강판의 강도를 얻는데 기본적으로 필요한 원소인데, 본 발명강에서는 신장플랜지성을 저하시키는 입계 세멘타이트의 저감 및 티타늄-니오비움 탄화물의 석출에 필요한 최소량으로 제어하기 위하여, 그 함량을 0.06∼0.10%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 망간(Mn)은 고용강화에 유효한 원소로, 그 함량이 1.5% 미만인 경우에는 기대되는 강도가 얻어지지 않고, 2.0%를 초과하면 강도는 780MPa 이상이나 연신율이 급격히 감소된다. 즉, 망간 함유량이 증가하면 강의 소입성이 증가되어 베이나이트 단상화의 가능성이 높아지고, 티타늄 탄화물의 석출이 억제되어 강도가 오히려 저하되기 때문에, 상기 망간의 함량은 1.4∼2.0%로 설정하는 것이 바람직하다.
상기 규소(Si)는 기본적으로 고용강화에 기여하며, 강도 상승에 비해 연신율 저하에 비교적 작은 영향을 미치는 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 특성 외에, 페라이트 변태를 촉진시킨다는 점을 이용하여 제어냉각된 페라이트-베이나이트 복합조직강의 연신율을 향상시키는 목적으로 Si을 첨가한 것이다.
그러나, 규소는 슬라브 가열단계 및 열간압연과정에서 실리콘산화물(페욜라이트)을 형성하여 열연강판의 표면결함을 유발시키기 때문에, 그 상한은 1.0%로 설정하는 것이 바람직하다. 또한, 실리콘 함량에 따른 기계적 성질을 나타낸 도2에 나타난 바와 같이, 그 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는 인장강도 및 연신율이 더 이상 증가되지 않았다. 반면에, 0.5% 이하의 첨가에서는 페라이트 분율의 증가에 의한 연신율 상승 효과가 거의 없기 때문에 그 하한은 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 니오븀(Nb)은 열간압연동안 석출되거나 고용상태로 존재하면서 오스테나이트의 결정립 미세화에 기여할 뿐만 아니라 페라이트상의 석출강화에도 유효한 원소이기 때문에, 본 발명에서는 니오븀이 0.20% 이상 첨가된다. 그러나, 그 첨가량이 과다하면 연속주조 슬라브의 제조과정에서 주편크랙을 생성시킬 가능성이 높아지기 때문에, 그 함량은 0.04% 이하로 규제하는 것이 바람직하다.
상기 티타늄(Ti)은 본 발명강에 있어 중요한 원소로, 열간압연후 냉각과정에서 페라이트 조직내 티타늄-니오비움 탄화물로 석출하여 페라이트 기지의 강화에 기여하게 된다. 그 함량이 적으면 석출강화효과를 충분히 기대할 수 없으며, 반대로 그 함량이 0.1%를 초과하면 석출강화효과가 포화되기 때문에, 상기 티타늄의 첨가량은 0.05∼0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성된 강 슬라브를 재가열한 후 열간압연하는데, Ar3이상인 840℃ 이상에서 마무리열간압연하고, 3단 제어냉각을 실시한 후 권취하는 것이 중요하다.
즉, 상기 3단 제어냉각은, 1차 수냉각-공냉-2차 수냉각으로 이루어지는데, 1차 수냉각은 페라이트 변태개시온도 이하인 650∼700℃의 온도범위까지 행하고, 공냉은 최소 5초 이상으로 하며, 2차 수냉각은 베이나이트변태 온도(Bs) 이하인 450~500℃의 온도범위까지 실시하는 것이 바람직하다. 이 때, 1차 수냉각 온도역(이하, '중간온도역'이라 함)이 페라이트 변태개시온도보다 높으면, 최종조직이 베이나이트 단상조직으로 되어 연신율이 저하되고, 반대로 650℃ 미만이면 등축페라이트 분율이 감소되어 목표로 하는 기계적성질을 얻을 수 없게 된다. 또한, 상기 권취온도는 450~500℃의 범위로 설정하는 것이 바람직하다.
이와 같은 본 발명의 3단 제어냉각은 중간온도 및 유지시간이 페라이트 변태 분율 및 티타늄, 니오븀 등 석출원소의 석출에 영향을 미치게 되어, 최종 열연강판의 기계적 성질에도 영향을 미치게 된다.
한편, 본 발명은 강중 규소의 함량을 높이고, 열간압연후 3단 제어냉각을 실시함으로써, 기계적 성질 향상시키는 것을 특징으로 하는데, 이것은 도2를 통해 확인할 수 있다. 즉, 본 발명에서는 도1에 나타난 바와 같이, 전단냉각을 실시하여 권취하는 종래법과는 달리 3단 제어냉각을 행하기 때문에, 도2에 나타낸 바와 같이, 실리콘 첨가량이 증가함에 따라 연신율은 상승하며 동시에 인장강도 역시 상승하는 경향이 있음을 알 수 있는 것이다.
이와 같은 본 발명의 열연강판은, 최종조직에서 등축화된 페라이트 기지에15~20%의 베이나이트가 형성된 미세조직을 갖고, 기계적성질에 있어서는 인장강도 780 MPa 이상, 항복강도 680 MPa 이상, 인장강도×연신율 발란스가 15600 MPa·% 이상, 버링성형에 요구되는 신장플랜지성 80% 이상과 동시에 인장강도×신장플랜지성 발란스 62400MPa·% 이상의 우수한 특성을 제공할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 구체적으로 설명한다.
(실시예 1)
하기 표1의 화학성분을 갖는 강 슬라브를 하기 표2의 조건으로 열간압연하여 냉각한 후 권취온도를 달리하여, 최종 판 두께가 3.2∼6.0mm인 열연강판을 제조하였다.
그 후, 제조된 열연강판의 기계적성질을 측정하고, 그 결과를 하기 표2에 나타내었다.
이 때, 인장강도는 압연방향에 대하여 수직인 방향으로 JIS 5호 인장시편을 제작한 후 상온에서 10mm/min의 속도로 인장하여 평가하였다.
굽힘시험은 압연 직각방향의 35W×240L×t(mm) 크기의 시편의 버(burr) 발생부위를 굽힘부의 외측에 오도록하여 굽힘부 크랙이 발생되는 최소 반경을 측정하였다.
또한, 신장플랜지성은 120W×120L×t(mm) 크기의 시편중앙에 지름 18mm의 구멍을 타발한후 반경 25mm의 구두형 펀치로 확장하여 다음식으로 구멍확장비(HoleExpansion Ratio ; HER)를 평가하였다.
HER = (Df-Do)/Do× 100(%)
(Do: 타발구멍의 초기 지름,
Df: 확장에서 크랙이 두께를 관통할 때 펀치의 상승을 정지하여 측정한 구멍지름)
강종 |
화학성분(wt%) |
C |
Mn |
Si |
P |
S |
Al |
Nb |
Ti |
Mo |
N(ppm) |
종래강1 |
0.073 |
1.44 |
0.09 |
0.012 |
0.002 |
0.021 |
0.043 |
- |
- |
32 |
종래강2 |
0.074 |
1.67 |
0.10 |
0.013 |
0.004 |
0.040 |
0.043 |
0.080 |
36 |
비교강1 |
0.069 |
1.71 |
0.08 |
0.012 |
0.005 |
0.025 |
0.024 |
0.058 |
29 |
비교강2 |
0.078 |
1.77 |
0.39 |
0.012 |
0.048 |
0.029 |
0.069 |
30 |
발명강1 |
0.077 |
1.70 |
0.71 |
0.013 |
0.031 |
0.027 |
0.062 |
33 |
발명강2 |
0.078 |
1.70 |
0.98 |
0.012 |
0.025 |
0.024 |
0.059 |
37 |
비교강3 |
0.076 |
1.72 |
1.35 |
0.035 |
0.024 |
0.059 |
32 |
발명강3 |
0.077 |
1.71 |
0.50 |
0.003 |
0.044 |
0.025 |
0.057 |
26 |
발명강4 |
0.074 |
1.59 |
0.73 |
0.005 |
0.040 |
0.024 |
0.061 |
30 |
종래강3 |
0.073 |
1.63 |
0.03 |
0.005 |
0.037 |
0.027 |
0.074 |
0.020 |
39 |
비교강4 |
0.150 |
1.68 |
1.95 |
0.004 |
0.023 |
- |
- |
- |
35 |
구분 |
①(℃) |
3단 제어냉각 |
②(℃) |
인장성질 |
신장플랜지성(%) |
③ |
④ |
⑤ |
중간온도(℃) |
유지시간(초) |
YS(MPa) |
TS(MPa) |
El(%) |
종래재1 |
종래강1 |
843 |
675±10 |
4.5 |
450 |
575 |
629 |
21.6 |
99.1 |
양호 |
13590 |
62350 |
종래재2 |
종래강2 |
852 |
4.7 |
450 |
714 |
763 |
45.0 |
86.0 |
11451 |
65654 |
비교재1 |
비교강1 |
838 |
5.0 |
500 |
655 |
705 |
16.1 |
89.6 |
11344 |
63134 |
비교재2 |
비교강2 |
850 |
674 |
746 |
18.9 |
90.9 |
14095 |
67791 |
발명재1 |
발명강1 |
852 |
728 |
805 |
19.6 |
87.0 |
15770 |
69998 |
발명재2 |
발명강2 |
854 |
718 |
800 |
19.7 |
81.4 |
15754 |
65094 |
비교재3 |
비교강3 |
846 |
701 |
789 |
18.6 |
84.2 |
14674 |
66426 |
비교재4 |
발명강3 |
837 |
4.0 |
450 |
686 |
744 |
17.7 |
107.6 |
13166 |
80035 |
발명재3 |
850 |
6.0 |
450 |
721 |
794 |
21.6 |
97.4 |
17146 |
77316 |
발명재4 |
844 |
8.0 |
450 |
721 |
792 |
22.8 |
98.8 |
18054 |
78234 |
비교재5 |
발명강4 |
849 |
5.0 |
600 |
670 |
764 |
23.0 |
68.0 |
불량 |
17581 |
51979 |
비교재6 |
842 |
550 |
687 |
778 |
20.8 |
75.5 |
16185 |
58748 |
발명재5 |
850 |
500 |
722 |
799 |
19.6 |
81.0 |
양호 |
15655 |
64695 |
발명재6 |
841 |
450 |
745 |
817 |
18.4 |
85.0 |
15033 |
69472 |
비교재7 |
844 |
400 |
735 |
823 |
15.0 |
98.0 |
12348 |
80674 |
비교재8 |
828 |
750 |
450 |
679 |
774 |
15.0 |
96.0 |
11613 |
73549 |
비교재9 |
840 |
600 |
450 |
661 |
755 |
16.0 |
87.0 |
12074 |
65650 |
종래재3 |
종래강3 |
855 |
675±10 |
450 |
669 |
723 |
15.9 |
92.6 |
11500 |
66972 |
종래재4 |
850 |
0.0 |
600 |
730 |
784 |
18.0 |
76.3 |
불량 |
14112 |
59819 |
비교재10 |
비교강4 |
859 |
5.0 |
400 |
537 |
766 |
28.0 |
57.9 |
21458 |
44372 |
*①: 마무리압연온도, ②: 권취온도, ③: 굽힘성질,④: TS×El(MPa·%), ⑤: TS×HER(MPa·%) |
상기 표2에 나타난 바와 같이, 실리콘이 적게 첨가된 비교강(1)로 제조된 비교재(1)의 경우에는 인장강도, 연신율이 본 발명의 제안 범위를 충족시키지 못하였고, 반대로 Si이 과잉첨가된 비교강(2)로 제조된 비교재(2)는 인장강도는 780 MPa 이상이나 연신율 및 인장강도×연신율 발란스가 역시 충족되지 않는다.
한편, 종래의 인장강도 780MPa급에 해당하는 종래강(3)을 이용하여 고온에서 권취한 종래재(3)은 인장강도는 만족하나 신장플랜지성이 제안범위를 벗어났으며, 상기 종래강(3)을 이용하고 본 발명의 권취온도를 적용한 종래재(4)는 신장플랜지성은 대단히 우수하나 강도 및 연신율은 고온권취의 경우에 비하여 저하되어 본 발명의 인장강도×연신율 발란스에 미달되었다.
또한, 비교강(4)로 제조된 비교재(10)은 연신율 및 강도×연신율 발란스가 극히 우수하나, 강도×신장플랜지성 발란스가 대단히 낮은 수준에 있음을 나타내고 있다.
발명강(4) 이용하고 3단 제어냉각에서의 중간온도를 750℃로 한 비교재(8)은 베이나이트 분율이 증가되면서 연신율이 저하되었고, 반대로 중간온도를 600℃로 한 비교재(9)는 미세한 페라이트 기지조직은 얻어졌으나, 역시 베이나이트 분율이 20% 이상으로 증가되면서 강도 및 연신율이 저하되어 본 발명의 기계적성질 제안 범위에 도달하지 않는다.
한편, 발명강(4)를 이용하고 권취온도를 400℃로 하여 권취한 비교재(7)은 신장플랜지성은 양호하나 연신율이 저하되었고, 반대로 권취온도가 높은 비교재(5),(6)은 조대한 입계 세멘타이트를 포함한 페라이트-퍼얼라이트조직이 형성되면서 신장플랜지성은 급격히 저하되어 본 발명의 기계적 성질을 충족시키지 못하였다.
그러나, 본 발명강의 성분계 및 제조조건을 만족하는 발명재(1)~(6)의 경우에는, 780 MPa 이상의 인장강도를 보유하며, 인장강도×연신율, 인장강도×신장플랜지성 발란스가 본 발명의 제안 범위를 충족시키고 있어서, 연신율과 신장플랜지성이 동시에 우수한 페라이트-베이나이트 복합조직 열연강판을 제조할 수 있었다.
(실시예2)
상기 표1의 발명강(3)을 이용하여 3단 제어냉각후 650∼700℃ 온도범위까지 1차 수냉각하고, 이 중간온도역에서 유지시간을 변화시킨 경우의 기계적성질을 측정하고, 그 결과를 도3에 나타내었다.
도3에 나타난 바와 같이, 유지시간이 길어짐에 따라 인장강도 및 연신율은 동시에 상승하였는데, 그 이유는 유지시간이 길어질수록 페라이트 체적분율이 증가되고, 이 페라이트조직내에 (Ti,Nb)C 석출이 진행되기 때문이다.
일례로, 중간온도역에서 8초 유지한 후 450℃에서 권취하여 제조한 경우에는 15∼20%의 베이나이트를 함유하는 페라이트-베이나이트 복합조직강이 제조되어, 23% 정도의 연신율과 790MPa 이상의 인장강도, 인장강도×연신율 및 인장강도×신장플랜지성 발란스가 각각 17000MPa·%, 77000MPa·% 이상인 페라이트-베이나이트 복합조직 열연강판의 제조가 가능하였다.