KR20150007609A

KR20150007609A - 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20150007609A
Application number: KR20130081795A
Authority: KR
Inventors: 서석종; 김성일
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2013-07-11
Filing date: 2013-07-11
Publication date: 2015-01-21
Also published as: KR101543838B1

Abstract

본 발명은 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x10⁸개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.

Description

내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법{LOW YIELD RATIO HIGH-STRENGTH HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT IMPACT RESISTANCE AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 주로 자동차 휠림 및 샤시부품의 멤버류 등 용도로 사용되는 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 기존의 고강도 열연강판보다 내충격특성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.

기존의 저항복비형 열연강판은 페라이트(Ferrite)-마르텐사이트(Martensite)의 이상복합조직강으로, 마르텐사이트 변태시 도입되는 가동전위에 의하여 연속항복 거동과 낮은 항복강도 특성이 발휘되며, 연신율 및 장출성형성이 우수한 특성을 갖게 된다.

특허문헌 1 내지 3에서는 Si-Mn, Mn-P-Cr 성분계를 기본으로 열간압연후 페라이트 변태역에서 수초간 유지한후 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하로 제어하는 방법을 개시하고 있으며, 특허문헌 4에서는 Si-Mn-Cr계 혹은 Si-Mn-Cr-Mo계를 이용하여 역시 페라이트 변태역에서 수초간 유지후, 마르텐사이트 변태개시온도 이상의 온도에서 권취하는 방법을 개시하고 있다. 이는 Cr 혹은 MO이 마르텐사이트 변태의 임계냉각속도를 저하시키는 효과과 있음을 고려한 것이다. 통상 1% 전후의 Cr 혹은 Cr+Mo이 첨가되면 권취후 서냉각 과정에서도 오스테나이트(Austenite)는 마르텐사이트로 변태되기에 충분하며, 최종적으로 페라이트-마르텐사이트의 이상복합조직강이 얻어지게 된다. 그러나 상술한 종래기술은 하기와 같은 문제점을 가지고 있다.

대부분의 저항복비를 갖는 고강도 열연강판에 있어서 페라이트-마르텐사이트의 이상복합조직강을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Al, Mn, Cr, Mo등의 합금성분들이 주조후 슬라브에 심한 편석을 발생시켜 성형 중 균열이나 결함이 형성되어 내피로 특성과 내충격 특성을 악화시킨다. 또한, 상기의 합금성분이 과다하게 첨가되면 열간변형저항을 증가시키며, Ti, Nb, V 및 W 등이 함께 첨가된 경우에는 열간압연 중에 동적변형유기석출에 의한 변형저항의 급격한 변화로 압연판의 형상품질이 열위하게 되며 미세조직이 불균일해지고 내피로 특성과 내충격 특성도 나빠지게 된다.

일본 공개특허공보 제1995-278731호 일본 공개특허공보 제1997-241790호 일본 공개특허공보 제1994-049591호 미국 등록특허공보 제4502897호

본 발명의 일측면은 강판의 조성 및 제조방법을 적절히 제어하여, 조대한 탄질화물 형성을 억제하고 강판의 미세조직을 제어함으로써, 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,

직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x10⁸개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.

또한, 본 발명은 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;

상기 슬라브를 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;

상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;

상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;

상기 공냉된 열연강판을 상온~400℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및

상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며,

상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,

상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 고항복비 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 1]

CR(℃/sec) = 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Al] - 26.9[Mo]

(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)

[관계식 2]

(FET - FDT)(℃) = 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]

(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)

덧붙여, 상기한 과제의 해결 수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점 및 효과는 하기의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, -20℃에서의 충격에너지가 50J 이상이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명강과 비교강의 항복비(YR=YS/TS)와 충격에너지 값을 도시한 그래프이다.

이하, 본 발명의 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일측면인 내충격 특성 및 성형성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,

직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x10⁸개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 한다.

먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.05~0.1중량%

탄소는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로써, 페라이트-마르텐사이트 복합조직강의 경우, 그 함량이 증가할수록 마르텐사이트 조직의 분율이 증가하여 인장강도가 커지게 된다. 상기 탄소의 함량이 0.05중량% 미만인 경우에는 열간압연 후 냉각 중 마르텐사이트 조직의 형성이 용이하지 않다는 문제점이 있다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.1중량%를 초과하는 경우에는 과도한 강도상승이 일어나고, 용접성, 성형성 및 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.05~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.1~1.0중량%

실리콘은 용강을 탈산시키고, 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열연 후 냉각 중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 페라이트-마르텐사이트 복합조직강에서 페라이트 조직의 분율 증대에 효과적인 원소이다. 상기 실리콘의 함량이 0.1중량% 미만인 경우에는 페라이트 안정화 효과가 적어 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어렵다. 반면에, 상기 실리콘의 함량이 1.0중량%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 실리콘에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.1~1.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~2.0중량%

망간은 실리콘과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 중 마르텐사이트 조직의 형성을 용이하게 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 망간의 함량이 1.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 망간의 함량이 2.0중량%를 초과하는 경우에는 과도하게 페라이트 변태를 지연하여 본 발명의 기지조직인 페라이트의 적정 분율을 확보하는데 어려움이 있다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성과 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 1.0~2.0중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Sol.Al): 0.03~0.45중량%,

알루미늄은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열연 후 냉각 중 강에 페라이트 조직의 형성을 도와주는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 알루미늄의 함량이 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 알루미늄의 함량이 0.45중량%를 초과하면 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열연 후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.45중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.005~0.55중량%,

크롬은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로써, 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성을 돕는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 크롬의 함량이 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 0.55중량%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 필요 이상의 마르텐사이트가 형성되고, 연신율을 열위하게 되며, 내충격 특성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 크롬의 함량은 0.005~0.55중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.1중량%,

몰리브덴은 강 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 조직 형성을 용이하게 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 상기 몰리브덴의 함량이 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 몰리브덴의 함량이 0.1중량%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 용접성 및 내충격 특성이 열위해지며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 몰리브덴의 함량은 0.01~0.1중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

인(P): 0.01~0.05중량%

인은 규소와 마찬가지로 고용강화 효과 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가지고 있어 페라이트-마르텐사이트 복합조직강에서 매우 중요한 원소이다. 하지만 상기 인의 함량이 0.01중량% 미만에서는 원하는 강도를 얻기에 불충분하고, 상기 인의 함량이 0.05중량%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 밴드 조직 유발에 의한 연성과 내충격 특성 저하를 가져오게 된다. 따라서, 상기 인의 함량은 0.01~0.05중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

황(S): 0.0005~0.01중량%

황은 강 중에 존재하는 불순물로써, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 상기 황의 함량을 0.0005중량% 이하로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 황의 함량이 0.01중량%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 내충격 특성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 따라서, 상기 황의 함량은 0.0005~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.01중량%

질소는 탄소와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 티타늄, 알루미늄 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 질소의 양이 증가될수록 내충격 특성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 상기 질소의 함량을 0.001중량% 이하로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 상기 질소의 함량이 0.01중량%를 초과하는 경우에는 조대한 질화물의 형성이 용이하여 취성이 발생하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.001~0.01중량%로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 이 경우, Ti, Nb 및 V의 함량의 합은 총 0.001~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다.

상기 Ti, Nb 및 V는 결정립을 미세화시키는데 유효한 성분으로, Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다.

Nb와 V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도, 인성을 크게 향상시킨다. 또한, 강중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내충격 특성을 향상시키는 효과도 있다.

나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.

이하, 본 발명에 의한 열연강판의 미세조직 및 석출물에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 의한 열연강판은 상기 성분조건을 만족함과 동시에 그 미세조직이 페라이트 기지조직 내 마르텐사이트 단면 면적율이 5~30%인 것이 바람직하며, 상기와 같은 미세조직을 확보함으로써, 강의 항복비를 낮추고 연성을 향상시킬 수 있다. 상기 마르텐사이트의 단면 면적율이 5% 미만인 경우 원하는 인장강도를 확보하기 어렵고 항복비가 상승하여 연신율이 감소하는 문제가 있으며, 30%를 초과하는 경우, 강도가 지나치게 높아지고 연신율이 감소하는 문제가 있다.

또한, 본 발명에 의한 열연강판은 직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 5x10⁸개/㎠ 이하인 것이 바람직하다. 조대한 탄질화물을 저감시킴으로써, 외부 충격에 대한 국부적인 응력집중이 억제되어, 열연강판의 내충격 특성이 우수하게 된다.

한편, 본 발명의 열연강판은 상기 합금조성에 더하여, 항복비 0.75 미만을 가진다. 항복비가 0.75 이상이면 높은 항복강도로 인하여 성형이 용이하지 않은 문제가 있다.

한편, 상기와 같이 제공되는 본 발명에 의한 열연강판은 -20℃에서 50J 이상의 충격에너지를 확보할 수 있어, 자동차 샤시부품과 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.

한편, 본 발명에 의한 열연강판은 그 표면에 용융아연도금층이 형성되어, 용융아연도금강판으로도 이용가능하다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일측면인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법은

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;

상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며,

상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 한다.

[관계식 1]

[관계식 2]

슬라브를 얻는 단계 및 냉각하는 단계

전술한 조성을 만족하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻고, 상기 슬라브를 하기 관계식 1를 만족하도록 냉각한다. 이는 냉각중 발생하는 페라이트 변태를 회피하여 상변태 중에 발생하는 강성분의 편석이나 확산을 억제함으로써 조대한 탄화물과 질화물이 형성되는 것을 억제하기 위함이다. 나아가, 가열로에서의 슬라브 재가열시에 합금원소의 재고용이 비교적 낮은 재가열온도에서 빠르게 발생하여 균일하고 미세한 오스테나이트 상을 얻을 수 있게 되며, 열간압연 후, 열연강판 중의 직경 100nm 이상의 조대 석출물이 1x10⁸개/㎠ 이하가 되어 내충격 특성이 향상된다.

[관계식 1]

재가열하는 단계

상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 되며, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.

열연강판을 얻는 단계

상기 재가열된 슬라브를 하기 관계식 2를 만족하도록 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 이는 열간압연 중 강판에 동적변형유기석출에 의한 석출물이 발생하지 않도록 하여 열간압연 후 석출강화 효과가 감소하는 것을 최소화하는 동시에 열간압연 중 강판에 변형에너지를 최대한 누적시켜 페라이트 상변태시 미세하고 균일한 페라이트 결정립들이 형성되도록 하기 위함이다.

[관계식 2]

냉각하는 단계

상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/sec의 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각단계에서 온도가 600℃ 미만이면 강 중 미세조직이 대부분 베이나이트를 가짐으로써, 본 발명이 확보하고자 하는 미세조직을 확보할 수 없다. 반면에, 750℃를 초과하면 조대한 페라이트와 펄라이트 조직의 형성되어 원하는 강도를 얻을 수 없게 된다. 또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 페라이트 결정립의 조대화 및 제2상의 면적분율이 5%미만으로 감소하며, 석출물 또한 조대화가 되어 원하는 고강도 강을 얻기가 어렵고, 반면에 100℃/sec를 초과할 경우 페라이트 면적분율이 70%이하가 되어 강도가 상승하고 연신율이 하락하게 된다.

상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉한다. 1차 냉각 후 4초 이상 공냉하지 않으면 페라이트 조직이 충분히 형성되지 못하여 연성이 크게 저하된다.

상기 공냉된 열연강판을 상온(25℃)~400℃까지 10~100℃/sec의 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각 단계에서 온도가 400℃를 초과하면 베이나이트 조직이 생성되어 강판의 강도가 감소하며, 0.75 이하의 저항복비를 갖지 못하게 된다. 또한, 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 베이나이트 조직이 형성되어 원하는 강도와 연신율을 얻기가 어렵고, 반면에 100℃/sec를 초과할 경우 열연판의 형상이 나빠지는 문제가 있다.

권취하는 단계

이후, 상기 냉각된 열연강판을 상온(25℃)~400℃에서 권취한다. 상기 권취온도가 상온 미만인 경우에는 열연판의 형상이 나빠지기 쉽고 잔류 냉각수에 의한 Rust가 발생하는 문제가 있으며, 반연에 400℃를 초과하는 경우에는 베이나이트 조직이 형성되며, 마르텐사이트 면적분율이 감소하는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 상온(25℃)~400℃로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 상기와 같이 권취된 열연강판은 상온(25℃)~200℃에서 공냉 한 후에 산세처리함으로써 표층부 스케일을 제거하고 도유하는 공정을 통해 산세강판으로 제조될 수 있다. 상기 산세온도가 200℃를 초과하게 되면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지게 되는 문제가 있으므로, 200℃ 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한, 상기 권취 또는 산세 후에는 상기 열연강판을 450~480℃에서 가열하고 용융아연도금욕에 통과시켜 용융아연도금강판으로 제조될 수 있다. 상기 가열온도가 450℃ 미만이면 미도금이 발생하기 쉬우며, 반면에 480℃를 초과하면 도금 결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제가 있다. 따라서, 상기 가열온도는 450~480℃로 제한하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.

( 실시예 )

하기 표 1에 본 발명에 의거한 발명강과 비교강의 성분 조성을 갖는 강 슬라브 조성을 나타내었다. 또한, 하기 표 2에는 표 1에 나타낸 강종들에 대하여 슬라브 냉각조건, 열연조건, 권취온도를 나타내었다. 표2에서 CR, FET, FDT 및 CT는 각각 슬라브 냉각속도, 열간압연시 마무리압연 개시온도, 열간압연시 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 의미하며 열간압연 직후 권취온도까지의 열간압연된 판재의 평균 냉각속도는 60~80℃/sec로 일정하게 하였다.

표 3에는 발명강과 비교강의 기계적 성질과 내충격 특성 평가결과 및 미세조직 관찰결과를 나타내었다. 상기 표 3에서 YS, TS, T-El, YR은 각각 항복강도, 인장강도, 파괴연신율, 항복비(Yield Ratio, YR=YS/TS)을 의미하며 특히, YS는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다. 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS 5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 표3에 나타낸 인장시험의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다. 또한, 표3에 나타낸 열연강판의 내충격성은 ASTM Standard E8m-04 규격을 기준으로 시험하여 얻은 결과이다. 이 때 충격시험편은 압연방향의 수직방향으로 채취하였으며, 충격에너지는 -20℃에서 3회 시험한 결과중 최소값이다. 이 충격흡수에너지 값이 50J보다 작을 경우 내충격 특성이 열위한 것으로 판단하였다. 마르텐사이트 상분율은 해당 압연판재 시편을 Lepera 에칭액으로 에칭한후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하여 구하였다. 조대한 Ti, Nb, V의 단독 또는 복합 탄질화물은 Replica법으로 샘플을 준비하여 TEM(Transmission Electron Microscopy)으로 관찰하였다.

시편	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Mo	Nb	V
비교강1	0.055	0.05	1.4	0.01	0.02	0.03	0.003	0.004	0.005	0.03	0.004	0.004
비교강2	0.055	0.5	1.7	0.01	0.3	0.03	0.003	0.004	0.003	0.06	0.003	0.003
비교강3	0.07	0.07	1.5	0.01	0.1	0.04	0.004	0.004	0.003	0.02	0.03	0.004
비교강4	0.12	0.2	1.6	0.01	0.4	0.03	0.003	0.004	0.003	0.03	0.04	0.004
비교강5	0.07	0.9	1.5	0.1	0.3	0.03	0.003	0.004	0.015	0.05	0.003	0.003
비교강6	0.065	0.3	1.8	0.4	0.4	0.05	0.004	0.004	0.015	0.03	0.015	0.003
비교강7	0.09	0.4	1.4	0.2	0.3	0.03	0.003	0.004	0.03	0.09	0.004	0.005
비교강8	0.085	0.4	1.4	0.4	0.4	0.04	0.003	0.004	0.03	0.05	0.025	0.005
발명강1	0.064	0.6	1.4	0.01	0.2	0.03	0.003	0.006	0.004	0.02	0.004	0.003
발명강2	0.075	0.1	1.6	0.2	0.4	0.03	0.004	0.005	0.005	0.03	0.003	0.004
발명강3	0.07	0.5	1.6	0.2	0.2	0.03	0.003	0.005	0.003	0.04	0.012	0.005
발명강4	0.07	0.5	1.4	0.2	0.2	0.03	0.004	0.005	0.005	0.02	0.025	0.003
발명강5	0.085	0.7	1.8	0.2	0.2	0.03	0.003	0.004	0.02	0.05	0.003	0.004
발명강6	0.08	0.7	1.7	0.5	0.4	0.03	0.003	0.004	0.04	0.06	0.03	0.05
발명강7	0.09	0.7	1.8	0.5	0.4	0.02	0.003	0.004	0.07	0.08	0.05	0.003

시편	CR(℃/sec)	①	FET (℃)	FDT (℃)	FET-FDT (℃)	②	CT (℃)
비교강1	18.0	14.9	966	875	91	101	365
비교강2	11.0	11.5	970	884	86	94	130
비교강3	16.0	13.1	975	873	102	90	300
비교강4	11.0	10.8	992	885	107	65	315
비교강5	12.0	14.8	945	878	67	94	200
비교강6	6.0	6.8	978	888	90	85	120
비교강7	18.0	12.6	984	893	91	84	165
비교강8	4.0	13.0	988	892	96	86	135
발명강1	21.0	17.3	967	883	84	100	138
발명강2	15.0	11.4	977	892	85	87	200
발명강3	12.0	10.6	968	888	80	90	180
발명강4	18.0	15.0	975	892	83	95	152
발명강5	9.0	6.1	968	892	76	78	100
발명강6	8.0	7.0	972	895	77	81	170
발명강7	12.0	4.0	954	884	70	71	150
① = 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Al] - 26.9[Mo] ② = 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]

시편	YS (MPa)	TS (MPa)	T-El (%)	YR	마르텐사이트 상분율 (%)	조대 석출물 개수 (EA/cm²)	충격에너지 (J)	내충격성
비교강1	401	494	26	0.81	4	8.7x10⁷	68	O
비교강2	392	556	27	0.71	9	10.8x10⁷	48	X
비교강3	487	615	28	0.79	4	11.2x10⁷	45	X
비교강4	507	627	24	0.81	8	11.8x10⁷	46	X
비교강5	482	695	23	0.69	13	13.5x10⁷	47	X
비교강6	631	852	17	0.74	9	14.2x10⁷	41	X
비교강7	528	740	18	0.71	14	12.1x10⁷	45	X
비교강8	575	778	18	0.74	13	11.2x10⁷	43	X
발명강1	447	622	28	0.72	11	9.1x10⁷	69	O
발명강2	406	618	27	0.66	10	7.3x10⁷	78	O
발명강3	483	721	24	0.67	17	8.7x10⁷	72	O
발명강4	475	715	24	0.66	16	9.0x10⁷	75	O
발명강5	542	811	22	0.67	16	8.7x10⁷	65	O
발명강6	712	995	17	0.72	18	9.3x10⁷	61	O
발명강7	720	1003	16	0.72	18	9.8x10⁷	53	O

비교강 1은 관계식 1 및 관계식 2를 모두 만족하여 내충격 특성이 양호하였으나, 페라이트 형성원소인 Si 및 Al의 첨가량이 부족하여 항복비 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 2와 5는 슬라브의 냉각속도가 관계식 1을 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 비교강 3과 7은 슬라브의 냉각속도는 관계식 1을 만족하였으나 열간압연 개시전과 종료후의 온도차이가 관계식 2를 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 또한 비교강 3은 페라이트 형성원소인 Si의 첨가량이 부족하여 항복비가 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났다. 비교강 4는 페라이트 형성원소의 첨가량은 충분하였으나 과도한 탄소함량으로 석출강화 효과가 나타나서 항복바거 0.75 이상으로 본 발명의 범위를 벗어났으며, 열간압연 개시전과 종료후의 온도차이가 관계식 2를 만족하지 않아 내충격 특성이 열위하였다. 또한, 비교강 6과 8은 관계식 1과 관계식 2를 모두 만족하지 않아 내충격 특성도 열위하였다. 반면 발명강들은 관계식 1과 관계식 2를 만족하였고 저항복비 및 내충격 특성도 양호하였다.

비교강과 발명강의 항복비와 내충격 특성 값을 도 1에 나타내었다. 도 1의 빗금친 영역이 본 발명강 범위에 해당한다.

Claims

중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01%를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하고, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
직경 100nm 이상의 Ti, Nb 및 V의 단독 또는 복합 탄질화물이 1x10⁸개/㎠ 이하이고, 항복비가 0.75 이하인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 기지조직 내 마르텐사이트(Martensite)가 단면 면적율로 5~30%인 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 -20℃에서의 충격에너지가 50J 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판은 용융아연도금층을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판.
중량%로, C: 0.05~0.1%, Si: 0.1~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.45%, Cr: 0.005~0.55%, Mo: 0.01~0.1%, P: 0.01~0.05%, S: 0.0005~0.01%, N: 0.001~0.01% 를 포함하고, Ti, Nb 및 V로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 합계 0.001~0.15% 포함하며, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 용강을 연속주조하여 슬라브를 얻는 단계;
상기 슬라브를 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 냉각하는 단계;
상기 냉각된 슬라브를 1200~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 600~750℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 열연강판을 4초 이상 공냉하는 단계;
상기 공냉된 열연강판을 상온~400℃까지 10~100℃/s의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 열연강판을 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열연강판을 얻는 단계는 하기 관계식 2의 조건을 만족하도록 마무리 열간압연하는 것을 포함하며,
상기 권취된 열연강판은 항복비가 0.75 이하인 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
[관계식 1]
CR(℃/sec) = 45.5 - 56.1[C] + 2.1[Si] - 19.2[Mn] - 8.9[Cr] + 8.0[Al] - 26.9[Mo]
(단, 상기 CR은 냉각속도, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Al], 및 [Mo]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
[관계식 2]
(FET - FDT)(℃) = 166 - 456[C] - 27.9[Mn] + 4.39[Si] - 28.5[Mo] - 28.2[Ti] - 51.1[Nb]
(단, 상기 FET는 마무리 열간압연 개시온도, 상기 FDT는 마무리 열간압연 종료온도, 상기 [C], [Mn], [Si], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 해당 원소의 함량(중량%)을 의미함)
제 5항에 있어서,
상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
상기 산세처리된 열연강판을 도유하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
제 5항에 있어서,
상기 권취하는 단계 후, 상기 열연강판을 산세처리하는 단계; 및
상기 산세처리된 열연강판을 450~480℃의 용융아연도금욕에 침지하여 용융아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.
제 6항 또는 제7항에 있어서,
상기 산세처리하는 단계는 200℃ 이하의 온도에서 행하는 것을 특징으로 하는 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판의 제조방법.