KR20150075541A - 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents
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Abstract
본 발명은 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 열연강판을 제조하기 위한 용강을 이루는 성분의 함량을 조절하여 전단변형부의 성형이방성과 내피로성을 향상할 수 있는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판은 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 [식 1]을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, Ti, Nb, Mo 및 V는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판은 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 [식 1]을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, Ti, Nb, Mo 및 V는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
Description
본 발명은 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 더욱 상세하게는 열연강판을 제조하기 위한 용강을 이루는 성분의 함량을 조절하여 전단변형부의 성형이방성과 내피로성을 향상할 수 있는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 제조산업에 있어서는 환경규제에 대응하여 배기가스 중 이산화탄소를 저감하고, 화석연료차의 연비향상과 전기자동차의 배터리 소모를 줄일 목적으로 자동차 차체의 경량화가 지속적으로 추진되고 있다. 하지만, 자동차 자체는 경량화를 지속적으로 추진하면서도 충돌시의 안전성 확보 등을 목적으로 필연적으로 일정수준의 강도를 유지하여야 한다.
그러나, 인장강도 590MPa급 이상의 고강도 열연강판은 강도가 증가함에 따라 연성이 감소하고 기계적 특성에 대한 이방성이 증가하여 성형성이 열위해지고 성형 후 내피로특성도 저하되는 문제가 있다. 특히, 인장강도 590MPa급 이상의 고강도 고항복비 열연강판은 프레스 성형시 전단변형부(Sheared Edge)에서 균열이 발생하거나 피로파괴가 발생하기 쉬운 문제가 있다.
이와 같은 문제를 해결하기 위해서, 종래에는 강의 피로특성을 향상시키기 위해 강의 미세조직을 한정하거나 특정 성분의 함량을 제한하는 등의 기술을 적용하였다.
일본 등록특허 제2761121호(특허문헌 1)에는 피로특성과 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판에 관계되는 발명이 개시되어 있다. 특허문헌 1에서는, Si, P, Mn 및 Cr의 각 함유량을 규정한 페라이트와 제 2 상(펄라이트, 베이나이트, 마르텐자이트 및 잔류 오스테나이트 등)으로 이루어지는 고강도 열연 강판에 있어서, 제2 상의 경도를 200∼600Hv, 체적률을 5∼10%로 하고, 페라이트의 경도를 제2 상의 양으로부터 결정하는 어느 경도로 제어함으로써 피로 한도비의 향상을 도모하고 있다.
하지만, 특허문헌 1은 피로한도를 개선한 것으로서, 특허문헌 1에 기재된 피로한도 또는 피로 한도비는 박판재의 경우 평면 굽힘의 피로시험에 의한 S-N 곡선에서 요구된다. 이러한 시험편은 특정한 경우를 제외하고, 최대 응력이 가해지는 부분이 가능한 한 평활하게 되기 때문에, 재료에 흠집이나 균열이 존재하는 경우에 대한 참고로는 충분하지 않았다.
한편, 일본 등록특허 제2840479호(특허문헌 2)는 피로강도와 피로균열 전파저항과 함께 우수한 고강도 열연 강판의 제조방법이 개시되어 있다. 특히, 특허문헌 2는 P 및 Cu의 함유량을 규제하고, 페라이트 결정 입경을 5∼25㎛, 제 2 상의 체적 분률이 10∼30%의 이상 조직으로 함으로써 피로강도와 피로균열 전파저항이 개선되는 것이 개시되어 있다. 특허문헌 2도 특허문헌 1과 마찬가지로 재료에 흠집이나 균열이 존재하는 경우에 대한 참고로 사용하기에는 충분하지 않았다.
하지만, 일반적으로 피로파괴가 일어나는 과정은, 응력 집중부에서의 균열의 발생 및 그 후의 피로균열 진전으로 크게 2개의 과정으로 구분할 수 있는데, 상기와 같은 시험법에 의해 산출되는 피로한도나 피로 한도비의 값들은 균열의 발생과 진전과 같은 각 과정에 미치는 영향이 불명하다.
한편, 차량부품소재로서 프레스가공을 동반하는 판재의 경우, 응력 집중부로서의 전단변형부(Sheared Edge)가 다수 존재하게 되고, 피로균열의 발생을 완전히 방지하는 것은 기술적으로 불가능에 가깝기 때문에, 균열이 이미 존재하고 있는 상태로부터의 균열 진전에 의한 내구수명의 단축을 대폭 연장시킬 필요가 있다. 따라서, 균열의 진전 속도를 가능한 한 느리게 하는 것이 중요해진다. 즉, 균열 진전저항을 증대시키는 것이 바람직하다. 그러나, 종래에는 재료의 피로균열 진전 저항성을 향상시키는 기술에 대한 연구는 진행되지 않았다.
한편, 근래에는 성형이방성 특히, 프레스 가공시의 판재의 전단변형부(Sheared Edge)의 방향별 성형이방성(SBR; Sheared edge Bending Ratio)의 차이가 크다는 문제가 제기되고 있다. 전단변형부의 방향별 SBR값 차이는 압연평행방향의 SBR과 압연방향에 45도 방향의 SBR의 차이를 의미한다. 이처럼 전단변형부의 성형이방성이 큰 경우, 즉 압연평행방향의 SBR이 45도 방향보다 지나치게 작게 되면 전단변형부(Sheared Edge)에 생성된 크랙의 선단, 혹은 피로크랙의 선단 응력 변형이 플랜지 가공시에 압연평행방향을 따라 집중되게 되고 이에 따라 판재의 내피로특성 역시 저하하게 된다.
이에 따라, 본 발명자는 소량의 합금원소 첨가와 열간압연 제어만으로도 전단변형부 성형이방성이 우수한 고강도 고항복비 열연강판을 제조하는 방안을 모색하던 중 미세조직의 변화를 적절히 관리하면 전단변형부의 성형이방성 뿐만 아니라 내피로특성이 크게 개선될 수 있다는 것을 실험을 통해 확인하고, 그 실험결과에 기초하여 본 발명을 제안하게 되었다.
본 발명은 열연강판을 제조하기 위한 용강을 이루는 성분의 함량을 최적으로 조절하고, 강판을 제조하는 공정을 개선하여 전단변형부의 성형이방성과 내피로성을 향상할 수 있는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판은 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기의 [식 1]을 만족하는 것을 특징으로 한다.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, Ti, Nb, Mo 및 V는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
상기 열연강판의 미세조직 중 페라이트 상의 체적분율이 80% 이상인 것을 특징으로 한다.
상기 열연강판의 인장강도와 전단변형부의 평균 성형성(A-SBR)을 곱한 값이 65,000 이상인 것을 특징으로 한다.
상기 열연강판의 방향별 성형성에 대한 최대값과 최소값의 차이가 22 이하인 것을 특징으로 한다.
한편, 본 발명의 일 실시형태에 따른 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 재가열공정, 열간 압연공정, 냉각공정 및 권취공정을 실시하되, 상기 슬라브를 제조하기 위한 용강을 이루는 성분은 하기의 [식 1]을 만족하도록 각 성분의 함량이 조절되는 것을 특징으로 한다.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, [Ti], [Nb], [Mo] 및 [V]는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
상기 재가열공정에서 재가열온도는 1200 ~ 1300℃인 것을 특징으로 한다.
상기 열간 압연공정에서 마무리압연의 종료시 온도는 850 ~ 950℃인 것을 특징으로 한다.
상기 냉각공정은 평균 냉각속도 10 ~ 70℃/sec로 유지하면서 하기의 [식 2]을 만족하는 권취온도(Tc)까지 냉각하는 것을 특징으로 한다.
Tc ≥ 740-280[C]+116[Si]-125[Mn]-89[Al]+47[Cr]-39[Mo]+240[Ti]-150[Nb] …………………………[식 2]
단, [식 2]에서 [C], [Si], [Al], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
상기 권취공정 이후에 산세공정을 실시하고, 산세온도는 상온 ~ 200℃인 것을 특징으로 한다.
상기 산세공정 이후에 도유공정을 실시하는 것을 특징으로 한다.
상기 산세공정 이후에 산세강판을 450 ~ 480℃가 되도록 가열한 다음 도금공정을 실시하는 것을 특징으로 한다.
상기 도금공정 이후에 도유공정을 실시하는 것을 특징으로 한다.
본 발명의 실시예에 따르면, 열연강판에서 강도와 인성을 향상시키는 성분들에 대한 함량을 제한함에 따라 590MPa급 이상의 인장강도 특성을 나타내면서 전단변형부 성형이방성 및 내피로특성이 우수한 열연강판을 생산할 수 있는 효과가 있다.
그리고, 슬라브의 재가열 온도, 마무리 압연온도, 냉각온도 및 권취온도를 제어함에 따라 석출물의 형성 및 미세조직의 형성을 제어하여 고강도를 유지하면서 전단변형부 성형이방성 및 내피로특성이 우수한 열연강판을 생산할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명강과 비교강의 성분을 나타내는 표이고,
도 2는 발명광과 비교강의 제조조건, 기계적 성질, 내구성 평가 및 성형성 평가 결과를 나타내는 표이다.
도 2는 발명광과 비교강의 제조조건, 기계적 성질, 내구성 평가 및 성형성 평가 결과를 나타내는 표이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 실시예를 더욱 상세히 설명하기로 한다. 그러나 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이다.
본 발명은 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 열연강판을 대상으로 한다.
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, Ti, Nb, V 등과 같은 석출원소와 복합첨가되면 석출강화 효과를 나타낸다. 그러나 그 함량이 0.03% 미만일 경우 석출강화 효과가 작고 0.1%를 초과하면 과도한 강도 상승과 국부적인 편석의 증가, 용접성, 버링성 및 내충격성이 저하되는 문제점이 있다. 그래서 C의 함량 범위는 0.03 ~ 0.1％로 제한하는 것이 바람직하다.
규소(Si)는 페라이트 안정화 원소로서 용강을 탈산시키고, 고용강화 효과가 있으며, 열연후 냉각중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있다. 그러나 그 함량이 0.05%미만이면 페라이트 안정화 효과가 적기 때문에 기지조직을 페라이트 조직으로 만들기 어려우며, 0.2%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성 및 내충격성도 저하되는 문제점이 있다. 그래서 Si의 함량 범위는 0.05 ∼ 0.2％로 제한하는 것이 바람직하다.
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 열연 고강도강 제조를 위해 필요한 고용강화량을 얻기가 어렵고, 2.5%를 초과하면 과도하게 페라이트 변태를 지연하여 기지조직인 페라이트의 분율 확보가 어려워지며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 내충격특성을 해치는 문제점이 있다. 그래서, Mn의 함량 범위는 1.0 ∼2.5％로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P)은 C과 마찬가지로 고용강화 효과가 매우 커서 소량으로도 높은 강도를 얻을 수 있는 유용한 원소이다. 하지만 0.003% 미만에서는 강도를 얻기에 불충분하고 그 함량이 0.05%를 초과하면 마이크로 편석에 의한 밴드 조직 유발 및 입계편석에 의한 연성과 충격인성 저하를 가져오게 된다. 그래서, P의 함량 범위는 0.003 ∼ 0.05％로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.005%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하여 강의 신장플랜지성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 하지만 0.001%미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 그래서, S의 함량 범위는 0.001 ∼ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연 후 냉각 중 강에 페라이트 상의 형성을 도와준다. 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉽고, 충격특성이 열위해지며, 열간압연 후 표면 결함 발생으로 표면품질이 떨어지는 문제점이 있다. 그래서 Al의 함량 범위는 0.01 ~ 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)은 강을 고용강화시키며 용접 후 냉각시 베이나이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 형성을 돕는 역할을 하는 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.2% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.5%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 열간압연 공정에서의 페라이트 분율을 감소시켜 연신율과 신장플랜지성을 열위하게 한다. 그래서 Cr의 함량 범위는 0.2 ∼ 1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)은 모두 탄질화물을 형성하여 결정립의 미세화, 나아가서는 석출강화를 통하여 강도를 증가시키는 원소로서, 적어도 2종을 함유한다.
Ti는 강 중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 오스테나이트 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는 반면 페라이트의 동적재결정을 지연하기 때문에 최종 미세조직의 재질이방성을 증대시키는 성분이다.
Nb와 Mo, V은 강 중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도와 인성을 향상시킨다. 또한, 강 중 편석에 의한 미세조직 및 물성의 국부적인 편차를 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 내피로특성을 향상시키는 효과도 있다. 그렇지만 열간압연 후단부에서 재결정이 완료되기 전에 Nb, Mo 및 V의 의한 변형유기석출이 선행되어 재결정을 지연시키는 효과가 크다.
그래서, 상기 Ti, Nb, Mo 및 V는 그 총 함량을 0.1% ~ 0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
특히, 종횡비 3.5 이하인 페라이트 상분율이 80% 이상인 미세조직을 가지는 고항복비형 고강도강에서 Ti, Nb, Mo, V 함유량이 하기의 [식 1]을 만족하는 경우 열연강판의 성형이방성 특성이 현저히 향상되는 결과를 확인하였다. 따라서 상기에 기술한 각 성분 범위와 관계식(1)를 동시에 만족하도록 조성되는 강 슬라브를 마련한다.
[식 1]
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95
[식 1]에서 [Ti*] = 0.292[Ti], [Ti**] = 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*] = 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, Ti, Nb, Mo 및 V는 각 성분의 함량(질량%)을 의미한다.
한편, 상기한 성분 이외의 잔부는 Fe 및 불가피하게 함유되는 불순물이다.
다음으로, 본 발명의 실시예에 따른 열연강판의 바람직한 제조방법에 대해 설명한다.
본 실시예는 전술된 조성범위 및 [식 1]을 만족하는 조성의 슬라브를 제조한 다음, 재가열공정, 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는 열간 압연공정, 냉각공정 및 권취공정을 순차적으로 실시하여 열연강판을 생산한다.
열연강판을 제조하는 방법을 각 공정별로 설명하면 아래와 같다.
재가열공정은 슬라브를 열간압연시키기 위하여 슬라브를 가열시키는 공정으로서, 재가열 온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 되며, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도와 충격특성이 저하된다. 그래서 슬라브의 재가열 온도는 1200 ~ 1300℃의 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
열간 압연공정은 조압연과 마무리 압연으로 이루어지는데, 조압연은 통상의 조압연 제어조건으로 실시하되, 마무리 압연의 종료시 슬라브의 온도는 850 ~ 950℃로 유지하는 것이 바람직하다. 그 이유는 열간압연 중 강판에 동적변형유기석출에 의한 석출물이 발생하지 않도록 하여 열간압연 후 석출강화효과가 감소하는 것을 최소화하는 동시에 열간압연 중 강판에 변형에너지를 최대한 누적시켜 페라이트 상변태시 미세하고 균일한 페라이트 결정립들이 형성되도록 하기 위함이다.
열간 압연된 스트립은 권취를 위하여 냉각공정을 실시하는데, 냉각공정시 스트립의 평균 냉각 속도를 10 ~ 70℃/sec로 유지하는 것이 바람직하다. 냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우 페라이트 결정립의 조대화가 일어나고 석출물 또한 조대화 되어 원하는 고강도 강을 얻기가 어렵고, 냉각속도가 70℃/sec를 초과할 경우 저온 페라이트 분율이 증가하여 연신율이 하락하게 된다.
한편 스트립의 냉각은 하기의 [식 2]를 만족하는 권취온도(Tc)까지 냉각하는 것이 바람직하다.
[식 2]
Tc ≥ 740-280[C]+116[Si]-125[Mn]-89[Al]+47[Cr]-39[Mo]+240[Ti]-150[Nb]
단, [식 2]에서 [C], [Si], [Al], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각 성분의 함량(질량%)을 의미한다.
[식 2]를 만족하는 권취온도(Tc)까지 스트립이 냉각되면 권취공정을 실시한다.
권취시 스트립의 권취온도(Tc)가 [식 2]의 조건을 만족하지 못하면, 권취 후에 펄라이트나 베이나이트상이 생성되어, 열연강판 조직 중 페라이트 상의 체적분율을 80％ 이상으로 하는 것이 곤란해진다. 또한, 열연강판의 형상이 악화되거나 열연강판의 강도가 과도하게 상승되어 냉간 압연이 곤란해진다. 따라서, 권취 온도는 [식 2]의 조건을 만족하는 것이 바람직하다.
한편, 권취된 열연강판을 산세강판으로 제조하는 경우에는 권취공정 이후에 산세공정을 실시한다.
산세공정을 위해서는 먼저 열연강판을 상온 ~ 200℃의 범위로 자연냉각한다. 이어서 산세액을 이용하여 열연강판 표층부의 스케일을 제거한다. 이때 열연강판의 산세온도가 200℃를 초과하면 열연강판의 표층부가 과산세되어 표층부 조도가 나빠지게 되는 문제점이 있다.
이렇게 산세공정이 마무리되면 도유공정을 실시하여 산세강판의 생산을 완료한다.
또한, 권취된 열연강판을 도금강판으로 제조하는 경우에는 권취공정 이후에 상기의 산세공정을 실시한 다음 다시 열연강판의 온도가 450 ~ 480℃가 되도록 가열한 다음 하여 도금공정을 실시한다. 이때 열연강판의 온도가 450℃ 미만이면, 미도금이 발생하기 쉬우며 480℃를 초과하면 도금결함이 발생하거나 도금층의 두께를 균일하게 제조하기 어려운 문제점이 있다. 도금공정은 예를 들어 용융아연도금을 실시할 수 있다.
[실시예]
이하 실시예를 사용하여 본 발명을 설명한다.
상업 생산되는 열연강판의 생산 조건에 따라 발명강 및 비교강에 따른 열연강판을 생산하는 실험을 실시하였으며, 도 1과 같이 각 성분의 함량을 변경하면서 생산된 용강을 이용하여 연속주조된 슬라브를 재가열공정, 열간 압연공정, 냉각공정 및 권취공정을 순차적을 진행하였다.
그리고, 도 1에 나타낸 강종들에 대하여 열간압연의 마무리 열간압연 온도 조건, 권취온도 조건과 함께 얻어진 열연강판의 인장 특성, 단면 미세조직, 전단변형부 성형이방성(SBR), 내구성 평가 및 성형성 평가 결과를 도 2에 나타내었다. 도 2에서 FDT와 CT는 각각 열간압연시 마무리 열간압연의 종료온도 및 권취온도를 의미한다.
한편, 상기한 바와 같은 조건으로 생산된 열연강판을 판 폭 방향으로 수직한 단면으로 절단하고, t/4 위치(t: 판 두께) 부근의 약 20㎛×20㎛의 측정 영역을 SEM(주사형 전자현미경)에 의해 배율 4000배로 관찰하고, 화상 해석을 행하여 페라이트의 체적분율을 측정했다. 페라이트 입자의 종횡비에 관해서는, 관찰 1시야에 있어서 세로 방향(판 두께 방향)과 가로 방향(압연 방향)에 랜덤으로 각각 5개씩 선을 그어, 세로선 및 가로선 각각에 대해 페라이트 입자를 가로지르는 선 길이의 평균을 구하여, 평균 종횡비를 (평균 가로선 길이)/(평균 세로선 길이)로 하여 구했다. 측정은 임의의 5시야에 대하여 행하고, 조직분율, 페라이트의 종횡비에 대해 각각 산술평균을 구했다.
인장 특성은 인장 방향이 열연강판의 압연 방향과 평행 방향이 되도록 샘플 채취한 JIS5호 시험편을 사용하여, JISZ 2241에 준거한 인장 시험을 실시하고, 항복강도(YS), 인장 강도(TS), 총신장율(T-EL)을 측정하였다.
전단변형부 성형이방성(SBR)은 시험편 중심부에 곡률반경 5mm의 전단변형된 원형 노치(Notch)를 갖는 시험편을 이용하였다. 이때 시험편은 열간압연판의 압연방향과 평행(-0), 45도방향(-45), 직각방향(-90)으로 준비하며 3점 굽힘시험하여 노치부에서 균열이 발생하는 시점에 시험을 멈추어 그 변화를 측정하였다. 즉, SBR-0은 압연방향과 평행하게 준비된 시편을 노치부의 간격(Lo=10mm)이 굽힘시험으로 점차 벌어져 노치부에서 균열이 발생했을 때의 간격(Lf)을 측정하여 하기 [식 3]에 의해 구할 수 있다.
[식 3]
SBR = (Lf - Lo)×100/Lo
여기에서 Lo는 초기 원형 노치부 간격(10mm)이며, Lf는 균열 발생시 변형된 원형 노치부 간격이다.
또한 A-SBR은 압연방향에 대해 0, 45, 90방향으로 채취된 시편의 전단변형부 성형이방성(SBR)의 평균값이며, SBRmax - SBRmin은 세 방향의 SBR값 중 최대값에서 최소값을 뺀 값을 의미한다.
내피로 특성평가는 평면 굽힘 피로 시험법에 의해 피로한도(FL, Fatigue limit)를 구하는 것으로 평가하였다. 피로시험편은 열연강판의 압연방향에 직각방향으로 채취하였다. 실험은 전기유압식 서보피로시험기를 사용하여 응력비 R=0, 주파수 25Hz, 실험온도는 상온에서 하중제어방식으로 실험을 진행하였다. 반복응력에 대해 피로파괴가 일어날 때까지의 사이클 수를 그래프화한 S-N선도를 통해서 피로한도(Fatigue limit)를 구하고, 소재의 피로한도가 하기의 [식 4]를 만족할 경우, 내피로특성이 양호(○)한 것으로 판단하였고, [식 4]를 만족하지 못할 경우 내피로 특성이 불량(×)한 것으로 판단하였다.
[식 4]
내구한도(FL, MPa) ≥ (387.78 × 항복비) - 50.42
성형성 평가는 HER 테스트를 실시하여 시편에 찢김이 발생하지 않은 경우에 양호(○)한 것으로 판단하였고, 찢김이 발생한 경우에 불량(×)한 것으로 판단하였다.
도 2에서 알 수 있듯이, 실험강 No. 1, 2는 [식 2]에 의해 제시된 권취온도보다 낮은 온도에서 권취가 되어 인장강도는 원하는 수준을 확보된 반면, Nb, Ti, Mo의 탄질화물이 충분히 형성이 되지않아 석출강화효과가 낮아 낮은 항복강도를 가진다.
또한, 실험강 No. 3, 7은 [식 2]에 의해 제시된 권취온도보다 지나치게 높은 온도에서 권취가 되어 석출한 탄질화물의 조대화로 인해 No. 3은 인장강도가 낮고, No. 7은 평균SBR(A-SBR)이 낮아 인장강도(TS)×평균SBR(A-SBR)특성이 65,000 이상인 조건을 만족하지 못하였다.
그리고, 실험강 No.5, 8에 함유되어 있는 Ti, Nb, Mo, V와 같은 탄질화물 형성 및 재결정지연원소의 함유량이 [식 1]을 만족하지 못해 압연방향으로 연신된 형태의 기지조직의 형성에 의해 특정방향으로 크랙의 전파가 용이해 전단변형부의 방향별 SBR값의 차이가 22%을 초과하였다.
또한, 실험강 No.4, 6은 성분설계 및 열연조업조건 설정은 적절하게 이루어졌으나, 페라이트의 종횡비가 3.5이하인 페라이트의 분율이 80%를 넘지않아 전단변형부에서 크랙의 발생이 용이하고, 크랙의 전이를 방해할 수 있는 억제력이 부족하기 때문에 내구한도가 [식 4]에 의해 제시된 값보다 낮아 내피로특성을 만족하지 못하였다.
그리고, 실험강 No. 1 내지 8은 모두 성형성 평가에서 시편의 찢김이 발생하였다.
반면에, 실험강 No. 9 ~ 13은 본 발명의 규정 요건을 모두 충족시키는 발명강으로서, 모두 590MPa급 이상의 인장강도를 가짐과 아울러, 전단변형부 성형이방성이 우수하여 성형성 평가에서 시편의 찢김이 발생하지 않아 성형성이 양호하였다. 또한, 내피로특성 평가에서도 모두 양호한 결과가 얻어졌다.
본 발명을 첨부 도면과 전술된 바람직한 실시예를 참조하여 설명하였으나, 본 발명은 그에 한정되지 않으며, 후술되는 특허청구범위에 의해 한정된다. 따라서, 본 기술분야의 통상의 지식을 가진 자라면 후술되는 특허청구범위의 기술적 사상에서 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 변형 및 수정할 수 있다.
Claims (12)
- 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기의 [식 1]을 만족하는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, Ti, Nb, Mo 및 V는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
- 청구항 1에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직 중 페라이트 상의 체적분율이 80% 이상인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판.
- 청구항 1에 있어서,
상기 열연강판의 인장강도와 전단변형부의 평균 성형성(A-SBR)을 곱한 값이 65,000 이상인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판.
- 청구항 1에 있어서,
상기 열연강판의 방향별 성형성에 대한 최대값과 최소값의 차이가 22 이하인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판.
- 질량％로, C: 0.03 ~ 0.1％, Si: 0.05 ∼ 0.2％, Mn: 0.8 ∼ 2％, P: 0.005 ∼ 0.05％, S: 0.001 ∼0.005％, Al: 0.03 ∼ 0.1％, Cr: 0.005∼0.5% 이고, Ti, Nb, Mo 및 V 중에서 선택된 적어도 두 종류 이상 성분의 합이 0.1 ~ 0.5%를 만족하도록 포함하고, 나머지 Fe와 기타 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브를 제조하고, 상기 슬라브를 재가열공정, 열간 압연공정, 냉각공정 및 권취공정을 실시하되,
상기 슬라브를 제조하기 위한 용강을 이루는 성분은 하기의 [식 1]을 만족하도록 각 성분의 함량이 조절되는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
[Ti*]/([Ti**]+[Nb*]+[Mo*]+[V*])≥0.95 ……………………………[식 1]
단, [식 1]에서 [Ti*]= 0.292[Ti], [Ti**]= 0.25([Ti]-0.292[Ti]), [Nb*]= 0.129[Nb], [Mo*] = 0.125[Nb], [V*] = 0.274[V]이고, [Ti], [Nb], [Mo] 및 [V]는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
- 청구항 5에 있어서,
상기 재가열공정에서 재가열온도는 1200 ~ 1300℃인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 열간 압연공정에서 마무리압연의 종료시 온도는 850 ~ 950℃인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 청구항 5에 있어서,
상기 냉각공정은 평균 냉각속도 10 ~ 70℃/sec로 유지하면서 하기의 [식 2]을 만족하는 권취온도(Tc)까지 냉각하는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
Tc ≥ 740-280[C]+116[Si]-125[Mn]-89[Al]+47[Cr]-39[Mo]+240[Ti]-150[Nb] …………………………[식 2]
단, [식 2]에서 [C], [Si], [Al], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각 성분의 함량(질량%)을 의미함.
- 청구항 5에 있어서,
상기 권취공정 이후에 산세공정을 실시하고, 산세온도는 상온 ~ 200℃인 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 청구항 9에 있어서,
상기 산세공정 이후에 도유공정을 실시하는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 청구항 9에 있어서,
상기 산세공정 이후에 산세강판을 450 ~ 480℃가 되도록 가열한 다음 도금공정을 실시하는 성형성과 내피로성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
- 청구항 11에 있어서,
상기 도금공정 이후에 도유공정을 실시하는 성형성과 내피로성이 우수한 열연강판의 제조방법.
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2013
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