KR20180068100A

KR20180068100A - 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20180068100A
Application number: KR1020160169719A
Authority: KR
Inventors: 김성일; 서석종
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2016-12-13
Filing date: 2016-12-13
Publication date: 2018-06-21
Also published as: KR101889174B1

Abstract

중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.2%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.06%, Ti: 0.005~0.13%, V:0.005~0.2%, B:0.0003~0.002%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 기지에 1~5면적%의 펄라이트를 포함하며, 직경 0.5μm 이상의 펄라이트의 단위 면적 당 개수가 1×10⁹개/cm² 이하(0개/cm² 포함)인 고항복비형 고강도강과 이를 제조하는 방법이 개시된다.

Description

저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법 {HIGH YIELD RATIO HIGH STRENGTH STEEL HAVING EXCELLENT BURRING PROPERTY AT LOW TEMPERATURE AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME}

본 발명은 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 자동차 샤시 부품의 멤버류, 휠림, 연결재 등으로 바람직하게 사용될 수 있는 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법에 관한 것이다.

일반적으로 자동차 샤시 부품용 강판으로는 고항복비형 열연강판이 주로 이용되며, 관련 기술로는 특허문헌 1 내지 6이 있다. 이러한 고항복비형 열연강판의 제조시, C, Si, Mn, Cr, Mo, Ni, Cu 등의 합금 성분을 활용한 고용 강화 혹은 Ti, Nb, V, W 등의 합금 성분을 활용한 석출 강화에 의해 강의 항복강도 및 인장강도를 동시에 향상시키고 있는데, 이러한 합금 성분들은 강의 강도 향상에는 효과적이나 연성을 저하시켜 가공성을 열위하게 하고, 주조후 슬라브에 심한 편석을 야기해 성형 중 균열이나 결함을 발생시키며, 내피로특성 및 내충격특성을 열위하게 한다. 이중 Mn, Cr, Mo 및 B의 경우 과다 첨가시 연성의 급격한 감소로 부품 성형시 균열이 쉽게 발생되게 되며, Ti, Nb, V의 경우 과다 첨가시 동적변형유기석출 발생으로 열연 중 변형저항이 급격히 증가되어 압연판의 형상 품질이 열화되며, 석출강화 효과도 감소하여 원하는 고강도를 얻지 못하게 되며, 반면 충분히 첨가되지 않을시 고용 탄소가 잔류하여 고온 권취시 결정립계에 탄화물이 형성되는 문제가 있다.

일본 공개특허공보 제1997-209076호 한국 공개특허공보 제10-2005-0113247호 일본 공개특허공보 제2002-322541호 일본 공개특허공보 제2006-274317호 일본 공개특허공보 제1997-1435701호 미국 등록특허공보 제6290784호

본 발명의 여러 목적 중 하나는, 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강과 이를 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.2%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.06%, Ti: 0.005~0.13%, V:0.005~0.2%, B:0.0003~0.002%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트 기지에 1~5면적%의 펄라이트를 포함하며, 직경 0.5μm 이상의 펄라이트의 단위 면적 당 개수가 1×10⁹개/cm² 이하(0개/cm² 포함)인 고항복비형 고강도강을 제공한다.

본 발명의 다른 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.2%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.06%, Ti: 0.005~0.13%, V:0.005~0.2%, B:0.0003~0.002%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1 및 2에 의해 정의되는 [C]^*이 0.022 이하인 슬라브를 재가열하는 단계, 상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계, 상기 열연강판을 10~70℃/sec의 속도로 550~700℃의 1차 냉각 종료 온도까지 1차 냉각 후, 상기 1차 냉각 종료 온도에서 권취하는 단계, 및 상기 권취된 열연강판을 하기 식 3으로 정의되는 T^*가 1,500 이하가 되는 조건 하 0.01~100℃/sec의 속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 고항복비형 고강도강의 제조방법을 제공한다.

[식 1] [C]^* = [C] - [C] × S

[식 2] S = ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12)

[식 3] T^* = CT x (20[C]^* + log(Time))

(여기서, [C], [Nb], [Ti], [V] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미하고, CT는 1차 냉각 종료 온도(℃)를 의미하며, Time은 권취 후 2차 냉각 개시 전까지 유지된 시간(min)을 의미함)

본 발명의 여러 효과 중 하나로서, 본 발명에 따른 고항복비형 고강도강은 저온역 버링성이 우수한 장점이 있다.

본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.

도 1은 발명예와 비교예의 인장강도와 HER 간의 관계를 그래프화하여 나타낸 것이다.

이하, 본 발명의 일 측면인 저온역 버링성이 우수한 고강도 복합조직강에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 본 발명의 고강도 복합조직강의 합금 성분 및 바람직한 함량 범위에 대해 상세히 설명한다. 후술하는 각 성분의 함량은 특별히 언급하지 않는 한 모두 중량 기준임을 미리 밝혀둔다.

C: 0.05~0.10%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이고 효과적인 원소로써, 그 함량이 증가함에 따라 석출 강화 효과에 의해 인장강도가 증가하게 된다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 베이나이트나 MA(Martensite and austenite)가 형성되어 연성이 감소되고 성형성 및 내충격 특성이 열화되며, 용접성 또한 열화된다. 이를 방지하기 위해서는 C 함량의 상한을 0.10%로 한정함이 바람직하고, 0.09%로 한정함이 보다 바람직하다.

Si: 0.01~1.0%

Si은 용강을 탈산시키고, 고용 강화에 의해 강의 강도를 향상시키며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 연성 및 용접성이 저하되는 문제가 있다. 이를 방지하기 위해서는 Si 함량의 상한을 1.0%로 한정함이 바람직하고, 0.5%로 한정함이 보다 바람직하며, 0.3%로 한정함이 보다 더 바람직하다.

Mn: 1.0~2.0%

Mn은 Si와 마찬가지로 강을 고용강화 시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 1.0% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 고용강화 효과가 크게 증가하고, 또한 연주 공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연후 냉각시 판두께 방향으로 미세조직을 불균일하게 하여 신장 플랜지성이 열화되는 문제가 있다. 이를 방지하기 위해서는 Mn 함량의 상한을 2.0%로 한정함이 바람직하고, 1.8%로 한정함이 보다 바람직하다.

sol.Al: 0.01~0.1%

sol.Al은 주로 탈산을 위해 첨가되는 성분으로, 충분한 탈산 효과를 기대하기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.02% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 이를 방지하기 위해서는 sol.Al의 함량의 상한을 0.1%로 한정함이 바람직하고, 0.05%로 한정함이 보다 바람직하다.

Cr: 0.005~0.2%

Cr은 강을 고용강화시키며, 강의 강도를 높이는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.008% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우, 강의 연성이 열화되게 되며, 또한 Mn과 유사하게 판 두께 중심부에서 편석부를 크게 발달시켜 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 신장 플랜지성이 열화된다. 이를 방지하기 위해서는 Cr 함량의 상한을 0.2%로 한정함이 바람직하고, 0.18%로 한정함이 보다 바람직하다.

Mo: 0.005~0.3%

Mo은 고용강화 효과가 우수한 동시에, Ti 및 V와 함께 첨가될 경우 (Ti,Mo,V)C를 형성하여 석출강화에도 크게 기여한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, Mo의 석출강화 효과는 Ti, Nb, V 등에 비해 작으며, 그 함량이 과다할 경우 경제적 측면이나 용접성 측면에서 불리함이 있다. 이를 방지하기 위한 측면에서 Mo 함량의 상한은 0.3%로 한정함이 바람직하고, 0.25%로 한정함이 보다 바람직하다.

P: 0.001~0.05%

P는 Si와 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가진다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 입계 편석에 의한 취성이 발생되며 성형시 미세 균열이 발생되기 쉽고, 연성, 신장 플랜지성 및 내충격 특성을 크게 열화시킨다. 이를 방지하기 위한 측면에서 P 함량의 상한은 0.05%로 한정함이 바람직하고, 0.03%로 한정함이 보다 바람직하다.

S: 0.01% 이하

S는 강 중 불가피하게 함유되는 불순물로써, 그 함량이 과다할 경우 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단 가공시 미세 균열이 발생하기 쉽고, 신장 플랜지성과 내충격 특성을 크게 떨어뜨리는 문제가 있다. 이를 방지하기 위한 측면에서 S 함량의 상한은 0.01%로 한정함이 바람직하며, 0.005%로 한정함이 보다 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 S 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, S 함량을 0.003% 미만으로 낮추기 위해서는 제강 조업시 시간이 지나치게 많이 소요되어 생산성이 저하될 수 있는 바, 이를 고려할 때 0.003%로 한정할 수는 있다.

N: 0.001~0.01%

N은 C와 더불어 대표적인 고용강화 원소로써, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.001% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 한편, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하나, 강 중 N 함량이 과다할 경우 인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 이를 방지하기 위해서는 N 함량의 상한은 0.01%로 한정함이 바람직하고, 0.005%로 한정함이 보다 바람직하다.

Nb: 0.005~0.06%

Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로써, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연을 통해 결정립을 미세화하며, 이를 통해 강의 강도 및 충격인성을 개선하는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.01% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립이 형성되고, 조대한 복합 석출물이 형성되어 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제가 있다. 이를 방지하기 위해선는 Nb 함량의 상한을 0.06%로 한정함이 바람직하고, 0.04%로 한정함이 보다 바람직하다.

Ti: 0.005~0.13%

Ti는 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N과의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. 이러한 TiN은 열간압연을 위한 가열 과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 역할을 한다. 한편, N와 반응하고 남은 Ti는 강 중 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이러한 TiC는 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하고, 0.05% 이상 포함되는 것이 보다 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 조대한 TiN 형성 및 석출물의 조대화로 성형시 신장 플랜지성이 열화될 수 있다. 이를 방지하기 위해서는 Ti 함량의 상한을 0.13%로 한정함이 바람직하다.

V:0.005~0.2%

V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 조대한 복합 석출물이 형성되어 신장 플랜지성이 열화되며, 경제적으로도 불리하다. 이를 방지하기 위해서는 V 함량의 상한을 0.2%로 한정함이 바람직하고, 0.15%로 한정함이 보다 바람직하다.

B:0.0003~0.002%

B는 강 중 고용 상태로 존재할 경우 결정립계를 안정시켜 저온역에서의 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며, 고용 N과 함께 BN을 형성하여 조대한 질화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.0003% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 과다할 경우 열연 중 재결정 거동을 지연시키며, 페라이트 변태를 지연시켜 석출강화 효과가 감소된다. 이를 방지하기 위해서는 B 함량의 상한을 0.002%로 한정함이 바람직하고, 0.0015%로 한정함이 보다 바람직하다.

상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.

한편, 상기와 같은 성분범위를 갖는 강재의 합금설계시, 하기 식 1 및 2에 의해 정의되는 [C]^*이 0.022 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. [C]^*는 강 중 고용 탄소 함량을 환산한 식으로써, [C]^* 값이 상기의 범위를 만족할 rudd 저온 타발 및 성형시 균열 발생 및 전파가 효과적으로 억제되어 저온역에서도 우수한 버링성을 확보할 수 있다. 한편, [C]^* 값이 낮을수록 저온역 버링성 개선에 유리한 바, 본 발명에서는 그 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.

[식 1] [C]^* = [C] - [C] × S

[식 2] S = ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12)

(여기서, [C], [Nb], [Ti], [V] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)

이하, 본 발명의 고항복비형 고강도강의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 고항복비형 고강도강은 페라이트 기지에 Fe, Mn, Cr 등의 성분을 1종 이상 포함한 조대한 탄화물로 구성된 펄라이트를 1~5면적%로, 보다 바람직하게는 1~2면적%로 포함한다. 여기서, 페라이트는 폴리고날 페라이트와 저온역 페라이트인 아시큘라 페라이트를 포함한다.

본 발명과 같이 Ti, Nb, V 등의 석출 원소를 함유하는 강은 석출강화 효과로 강도를 확보하게 되는데, 이러한 석출강화형 강의 경우 열연 공정에서 페라이트 상변태가 이뤄지는 550~700℃의 고온역에서 냉각을 종료하여 권취하는 것이 일반적이다. 이는 페라이트 상변태시 C의 고용도가 급격히 감소하게 되어 미세 석출물 형성이 용이하기 때문이다. 그러나, 이 온도역에서 미처 석출되지 못한 C 원자는 조대한 탄화물을, 특히 C와 친화력이 큰 Mn, Cr 등이 포함된 Fe₃C 탄화물을 형성시키게 되며, 통상 이는 강중 1면적% 이상 포함되게 된다. 그런데, 이러한 Fe₃C 탄화물의 면적율이 지나치게 클 경우 타발이나 성형시 탄화물과 기지조직의 계면에서 균열이 쉽게 발생하여 저온역 버링성이 열화된다. 따라서, 그 면적율의 상한을 관리할 필요가 있으며, 본 발명에서는 5면적% 이하로 관리한다.

또한, 본 발명의 고항복비형 고강도강은 직경 0.5μm 이상의 펄라이트를 단위 면적 당 1×10⁹개/cm² 이하(0개/cm² 포함)로 포함한다.

직경 0.5μm 이상의 조대한 펄라이트가 지나치게 많이 형성될 경우, 탄화물들의 간격이 좁아 타발시 형성된 미세 균열이 성형시 쉽게 전파되게 된다. 특히, 타발 및 성형 온도가 저온인 경우에 더 쉽게 전파되게 되어, 결과적으로 저온역 버링성이 열화된다. 따라서, 직경 0.5μm 이상의 조대 펄라이트의 단위 면적당 개수의 상한을 관리할 필요가 있으며, 본 발명에서는 1×10⁹개/cm² 이하로 관리한다. 여기서 직경이란 강의 일 단면을 관찰하여 검출한 입자들의 원 상당 직경(equivalent circular diameter)을 의미한다.

본 발명에서는 기지인 페라이트와 펄라이트 외 잔부 조직에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 경우에 따라, 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA 중 1종 이상의 제2상을 포함할 수 있다. 다만, 이러한 제2상의 면적율이 지나치게 클 경우 타발 및 성형시 기지조직과의 계면에서 균열발생이 크게 증가하여 저온역 버링성이 열화될 수 있으며, 상대적으로 페라이트 상변태시 형성되는 미세한 석출물의 발생이 감소하여 강도가 감소할 수 있다. 따라서, 이들의 면적율의 합의 상한을 관리할 필요가 있으며, 본 발명에서는 제2상의 면적율의 합의 상한을 3%로 관리하고, 바람직하게는 1%로 관리한다.

본 발명의 고강도 복합조직강은 강도 및 항복비가 높은 장점이 있으며, 일 예에 따르면, 590MPa 이상의 인장강도 및 0.85~0.95의 항복비(항복강도/인장강도)를 가질 수 있다.

본 발명의 고강도 복합조직강은 저온역 버링성이 우수한 장점이 있으며, 일 예에 따르면, -30℃에서 HER(Hole Expanding Ratio)와 인장강도의 곱이 25,000MPa·% 이상일 수 있다.

이상에서 설명한 본 발명의 고항복비형 고강도강은 다양한 방법으로 제조될 수 있으며, 그 제조방법은 특별히 제한되지 않는다. 다만, 바람직한 일 예로써, 다음과 같은 방법에 의해 제조될 수 있다.

이하, 본 발명의 다른 일 측면인 저온역 버링성이 우수한 고항복비형 고강도강의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

먼저, 전술한 성분계를 갖는 슬라브를 재가열한다.

일 예에 따르면, 슬라브 재가열 온도는 1200~1350℃일 수 있다. 만약, 재가열 온도가 1200℃ 미만인 경우 Ti, Nb, V, Mo를 포함하는 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열연 후 공정에서 미세 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 반면, 1350℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의해 강도가 저하될 수 있다.

다음으로, 재가열된 슬라브를 열간압연한다.

일 예에 따르면, 열간압연은 850~1150℃의 온도 범위에서 실시될 수 있다. 만약, 1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 지나치게 높아져 결정립 크기가 조대해지고, 열연강판의 표면품질이 열화될 수 있다. 또한, 850℃보다 낮은 온도에서 열간압연을 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고, 성형성도 열화될 수 있다.

다음으로, 열연강판을 1차 냉각한 후, 1차 냉각 종료 온도에서 권취한다.

이때, 1차 냉각 종료 온도는 550~700℃인 것이 바람직하고, 600~700℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 1차 냉각 종료 온도가 지나치게 낮을 경우 강중 베이나이트가 불필요하게 형성되어 강의 석출강화 효과가 크게 감소하며, MA(Martensite and Austenite)도 형성되어 저온역 버링성이 열화된다. 반면, 지나치게 높을 경우 페라이트 결정립이 조대해지고, 조대한 석출물 및 펄라이트가 형성되기 쉬워져 강의 강도 확보가 어렵고, 버링성도 열화된다.

한편, 1차 냉각시 냉각속도는 10~70℃/sec인 것이 바람직하고, 20~70℃/sec인 것이 보다 바람직하다. 냉각속도가 지나치게 낮을 경우 기지조직의 결정립이 조대해지고, 미세조직이 불균일해질 수 있으며, 반면, 지나치게 높을 경우 베이나이트와 마르텐사이트가 형성되기 쉬어 저온역 버링성이 열화될 수 있다.

다음으로, 권취된 열연강판을 하기 식 3으로 정의되는 T^*가 1,500 이하가 되는 조건 하 2차 냉각한다. 이는 권취 후 2차 냉각 중 조대한 펄라이트 혹은 탄화물이 형성되는 것을 최소화하기 위한 최적의 조건을 도출한 것으로써, 만약, T^*가 1,500을 초과할 경우 펄라이트가 조대화되고, 이들 간 간격이 감소하여 타발 및 성형시 균열의 발생괴 전파가 용이해져 버링성이 열화된다.

[식 3] T^* = CT × (20[C]^* + log(Time))

(여기서, CT는 1차 냉각 종료 온도(℃)를 의미하며, Time은 권취 후 2차 냉각 개시 전까지 유지된 시간(sec)을 의미함)

이때, 2차 냉각시 냉각속도는 0.01~100℃/sec인 것이 바람직하고, 0.1~10℃/sec인 것이 보다 바람직하다. 냉각속도가 지나치게 높을 경우 국부적으로 베이나이트나 마르텐사이트가 형성되어 저온역 버링성이 열화될 수 있으며, 반면, 지나치게 낮을 경우 냉각의 효과가 감소하여 고온역에서 형성되는 펄라이트가 조대화될 수 있다.

한편, 본 발명에서는 2차 냉각 종료 온도에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 강의 상변태가 완료되는 온도 이하까지 2차 냉각이 유지되면 족하다고 할 것이다. 제한되지 않는 일 예를 들자면, 2차 냉각 종료 온도는 300℃ 이하일 수 있다.

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. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1의 조성을 갖는 강 슬라브를 1250℃로 재가열한 후, 표 2의 조건 하 열간압연하여 열연강판을 얻고, 1차 냉각, 권취 및 2차 냉각을 순차로 실시하였다. 각각의 실시예에 있어서, 1차 냉각 속도는 20~30℃/sec의 범위로 실시하였고, 2차 냉각 속도는 0.5~10℃/sec의 범위로 일정하게 하였다. 표 2에서 FDT는 열간 마무리 압연 종료 온도, CT는 2차 냉각 종료 온도(권취 온도)를 의미하며, Time은 권취 후 2차 냉각 개시 전까지 소요된 시간을 의미한다.

이후, 제조된 열연강판의 미세조직을 분석하고, 기계적 물성을 평가하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.

표 3에서 강중 펄라이트 면적분율, 크기 및 개수의 측정은 주사전자현미경(FE-SEM)과 EDS를 활용하였으며, 1000배율에서 관찰하였다.

또한, 표 3에서, YS, TS, YR, T-El은 각각 0.2% off-set 항복강도, 인장강도, 항복비(항복강도/인장강도) 및 파괴연신율을 의미하며, JIS 5호 규격 시험편을 압연 방향에 직각 방향으로 시편 채취하여 실험한 결과이다. 또한, HER 평가는 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시한 결과로써, 3회 실시 후 평균한 값이다. 여기서 상온 및 -30℃에서의 HER 평가 결과는 초기 구멍의 펀칭과 구멍 확장 시험 모두 각각 25℃ 및 -30℃에서 실시한 결과이다.

비고	합금 조성 (중량%)													[C]^*
비고	C	Si	Mn	Cr	sol.Al	P	S	N	Mo	Ti	Nb	V	B	[C]^*
비교예1	0.065	0.02	1.6	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.08	0.03	0.005	0.0005	0.034
비교예2	0.085	0.01	1.5	0.03	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.08	0.03	0.005	0.0005	0.054
비교예3	0.07	0.2	1.8	0.01	0.05	0.01	0.003	0.004	0.007	0.08	0.04	0.1	0.0004	0.020
비교예4	0.07	0.3	1.9	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.15	0.11	0.03	0.025	0.0005	0.014
비교예5	0.07	0.2	1.8	0.2	0.03	0.01	0.003	0.004	0.1	0.09	0.02	0.005	0.001	0.021
비교예6	0.08	0.1	1.8	0.15	0.05	0.01	0.003	0.004	0.15	0.08	0.03	0.003	0.001	0.037
발명예1	0.06	0.05	1.2	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.005	0.085	0.03	0.08	0.0003	0.015
발명예2	0.07	0.01	1.5	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.2	0.1	0.035	0.005	0.0005	0.014
발명예3	0.07	0.15	1.8	0.01	0.03	0.01	0.003	0.003	0.1	0.12	0.03	0.005	0.0005	0.022
발명예4	0.07	0.01	1.7	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.2	0.1	0.03	0.005	0.0005	0.015
발명예5	0.08	0.2	1.4	0.15	0.03	0.01	0.003	0.004	0.05	0.13	0.025	0.1	0.001	0.014

비고	FDT	CT	Time	T^*
비교예1	895	566	80	1458.7
비교예2	893	610	100	1875.2
비교예3	910	590	200	1598.7
비교예4	890	710	60	1461.2
비교예5	896	480	110	1183.8
비교예6	901	614	150	1786.5
발명예1	905	590	120	1408.8
발명예2	915	625	110	1454.7
발명예3	918	626	80	1472.4
발명예4	913	618	120	1469.7
발명예5	915	630	80	1381.6

비고	미세조직		기계적 물성
비고	상분율 (면적%)	0.5μm 이상 펄라이트 개수 (개/cm²)	YS (MPa)	TS (MPa)	YR	T-El (%)	HER, 25℃ (%)	HER, -30℃ (%)
비교예1	95F+4P	1.65X10¹⁰	580	633	0.92	23	46	18
비교예2	97F+2P	1.8X10¹⁰	564	625	0.90	22	42	20
비교예3	96F+4P	2.45X10¹⁰	619	680	0.91	21	38	21
비교예4	97F+3P	8.95X10¹⁰	718	778	0.92	20	42	13
비교예5	93F+6B+1P	5.5X10⁹	645	765	0.84	18	45	33
비교예6	98F+2P	3.8X10¹⁰	716	785	0.91	18	46	18
발명예1	99F+1P	2.2x10⁸	604	653	0.92	23	55	43
발명예2	98F+2P	4.45x10⁷	786	832	0.94	19	47	38
발명예3	97F+3P	2.8x10⁸	757	814	0.93	20	44	35
발명예4	98F+2P	5.82x10⁷	766	828	0.93	19	42	32
발명예5	98F+2P	2.57x10⁸	856	915	0.94	16	37	29
※ 미세조직에서, F는 페라이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트를 의미함

비교예 1은 [C]^*이 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 조대한 펄라이트가 다량 형성되었으며, 이에 따라, 저온역에서의 버링성이 열위하게 나타났다. 이는 강중 과잉 C에 의한 입계 탄화물 형성이 영향을 주어 저온에서 타발 및 성형시 균열의 발생과 전파가 급격히 발생하였기 때문이다. 비교예 2와 3은 T^*가 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 않아 조대한 펄라이트가 다량 형성되었으며, 이에 따라 저온역에서의 버링성이 열위하게 나타났다. 비교예 4는 권취온도가 본 발명에서 제안하는 범위를 초과하여 조대한 펄라이트가 다량 형성되었으며, 이에 따라 저온역에서의 버링성이 열위하게 나타났다. 비교예 5는 권취온도가 본 발명에서 제안하는 범위에 미달하여 베이나이트가 형성되어 상대적으로 석출강화 효과를 얻지 못하였으며, 항복강도 감소로 인해 항복비가 낮게 나타났다. 비교예 6은 [C]^* 및 T^*가 모두 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하지 못한 경우로, 펄라이트가 과도하게 형성되었으며 저온에서의 버링성은 상온에서의 버링성에 비해 열위하게 나타나는 것을 알 수 있다. 이에 반해, 발명예들은 모두 본 발명에서 제안한 성분범위, 제조조건, [C]^* 및 T^*을 모두 만족하여 목표로 한 재질을 확보하였다.

한편, 도 1은 발명예 1 내지 5와 비교예 1 내지 6의 인장강도와 HER의 관계를 그래프화하여 나타낸 것으로, 본 발명에서 제안하는 조건을 모두 만족하는 발명예들은 모두 -30℃에서 HER(Hole Expanding Ratio)와 인장강도의 곱이 25,000MPa·% 이상인 것을 확인할 수 있다.

이상에서 본 명의 실시예에 대하여 상세하게 설명하였지만 본 발명의 권리범위는 이에 한정되는 것은 아니고, 청구범위에 기재된 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 다양한 수정 및 변형이 가능하다는 것은 당 기술분야의 통상의 지식을 가진 자에게는 자명할 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.2%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.06%, Ti: 0.005~0.13%, V:0.005~0.2%, B:0.0003~0.002%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트 기지에 1~5면적%의 펄라이트를 포함하며, 직경 0.5μm 이상의 펄라이트의 단위 면적 당 개수가 1×10⁹개/cm² 이하(0개/cm² 포함)인 고항복비형 고강도강.
제1항에 있어서,
하기 식 1 및 2에 의해 정의되는 [C]^*이 0.022 이하인 고항복비형 고강도강.
[식 1] [C]^* = [C] - [C] × S
[식 2] S = ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12)
(여기서, [C], [Nb], [Ti], [V] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미함)
제1항에 있어서,
-30℃에서 HER(Hole Expanding Ratio)와 인장강도의 곱이 25,000MPa·% 이상인 고항복비형 고강도강.
제1항에 있어서,
인장강도가 590MPa 이상이고, 항복비가 0.85~0.95인 고항복비형 고강도강.
중량%로, C: 0.05~0.10%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, sol.Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~0.2%, Mo: 0.005~0.3%, P: 0.001~0.05%, S: 0.01% 이하, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.005~0.06%, Ti: 0.005~0.13%, V:0.005~0.2%, B:0.0003~0.002%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 식 1 및 2에 의해 정의되는 [C]^*이 0.022 이하인 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 10~70℃/sec의 속도로 550~700℃의 1차 냉각 종료 온도까지 1차 냉각 후, 상기 1차 냉각 종료 온도에서 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 하기 식 3으로 정의되는 T^*가 1,500 이하가 되는 조건 하 0.01~100℃/sec의 속도로 300℃ 이하까지 2차 냉각하는 단계;
를 포함하는 고항복비형 고강도강의 제조방법.
[식 1] [C]^* = [C] - [C] × S
[식 2] S = ([Nb]/93+[Ti]/48+[V]/51+[Mo]/96)/([C]/12)
[식 3] T^* = CT x (20[C]^* + log(Time))
(여기서, [C], [Nb], [Ti], [V] 및 [Mo] 각각은 해당 원소의 중량%를 의미하고, CT는 1차 냉각 종료 온도(℃)를 의미하며, Time은 권취 후 2차 냉각 개시 전까지 유지된 시간(min)을 의미함)
제5항에 있어서,
상기 슬라브의 재가열 온도는 1200~1350℃인 고항복비형 고강도강의 제조방법.
제5항에 있어서,
상기 열간압연은 850~1150℃의 온도 범위에서 실시하는 고항복비형 고강도강의 제조방법.