KR20200062422A - 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 - Google Patents

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KR20200062422A
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Abstract

본 발명은 상용차의 샤시부품의 멤버류 및 휠 디스크 등에 사용되는 강재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET WITH EXCELLENT DURABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
종래에는 상용차의 샤시부품의 멤버류 및 휠 디스크는 차량 특성상 높은 강성을 확보하기 위하여 두께가 5mm 이상이고, 450~600MPa의 항복강도를 가지는 고강도 강판을 사용하여 왔으나, 최근들어 자동차의 경량화 및 고강도화를 위하여 인장강도 650MPa 이상의 고강도 강재를 적용하는 있는 실정이다.
고강도 강재를 사용하여 부품으로의 제조시 전단성형 및 펀칭성형을 행한 판재를 프레스(press) 성형하여 제조하는 단계를 거치는데, 위 전단성형 및 펀칭성형시 강판의 전단부위에 미세한 균열이 생성되어 최종 제품(부품)의 내구수명이 단축되는 단점이 있다.
이러한 문제를 해결하기 위한 방안으로서 특허문헌 1에서는 통상의 오스테나이트역 열간압연을 거친 후 고온에서 권취하여 페라이트 상을 기지조직으로 하고, 석출물을 미세하게 형성하였다. 또한, 특허문헌 2에서는 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 권취 온도를 베이나이트 상이 기지조직으로 형성되는 온도까지 냉각한 후, 권취하는 기술을 제안하였다. 특허문헌 3에서는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 등을 활용하여 열간압연 중 미재결정역에서 압하율 40% 이상으로 압연하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 기술을 개시하고 있다.
고강도 강의 제조를 위해 Si, Mn, Al, Mo, Cr 등의 합금성분을 주로 활용하는데, 이 경우 열연강판의 강도를 향상시키는데에는 효과적이나, 다량의 합금성분이 첨가되면 일부 성분이 강 중에 편석(segregation)되거나, 미세조직의 불균일을 초래하여 전단 성형성이 열위하게 되고, 전단면에 발생한 미세한 균열이 피로환경에서 쉽게 전파되어 부품의 파손이 발생하게 된다.
특히, 강재의 두께가 두꺼워질수록 두께 표층부와 중심부 간의 미세조직 불균일성이 높아져 전단면의 균열 발생이 증가하고, 피로환경에서 균열의 전파속도도 빨라져 내구성이 열위하게 된다.
하지만, 앞선 기술들(특허문헌 1 내지 3)은 고강도를 가지는 후물 강재의 피로 특성에 대해서는 고려하지 못하고 있다.
또한, 후물 강재의 결정립을 미세화하고 석출 강화 효과를 얻기 위하여 Ti, Nb, V 등의 석출물 형성 원소들을 활용하는 경우, 석출물이 형성되기 용이한 500~700℃ 정도의 고온에서 권취하거나, 열연 후 냉각 중에 강판의 냉각속도를 제어하지 아니하게 되면 후물 강재의 두께 중심부에서 조대한 탄화물이 형성되어 전단면의 품질이 열위하게 된다. 게다가, 열간압연 중 미재결정역에서 40%의 대압하를 가하는 것은 압연판의 형상 품질을 열위하게 하며, 설비의 부하를 가져오므로 실제 적용하기 곤란한 문제가 있다.
일본 공개특허공보 제2002-322541호 한국 등록공보 제10-1528084호 일본 공개특허공보 제1997-143570호
본 발명의 일 측면은, 일정 두께를 가지는 후물 강재이면서, 고강도를 가질 뿐만 아니라, 내구성이 우수한 강재 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.0~2.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.005~1.0%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.01%, 니오븀(Nb): 0.005~0.07%, 티타늄(Ti): 0.005~0.11%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 페라이트와 베이나이트 상의 분율 합이 90% 이상이고, 중심부(두께방향 t/4~t/2 지점) 내 결정립의 형상비(단변/장변의 비)가 0.3 이하인 결정립의 분율이 50% 미만이고, 중심부에서 단위면적(1cm2) 내 관찰되는 결정립계 길이가 700mm 이상인 내구성이 우수한 고강도 강재를 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~500℃의 온도범위로 냉각한 후 권취(CT)하는 단계; 및 상기 권취 후 상온~200℃의 온도범위로 공냉하는 단계를 포함하고,
상기 열간압연은 하기 [관계식 1]을 만족하는 온도(FDT(℃))에서 마무리 열간압연을 행하고, 상기 냉각은 하기 1차 냉각 및 2차 냉각으로 행하며, 상기 1차 냉각은 [관계식 2]를 만족하는 냉각속도(CR1)로, 상기 2차 냉각을 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도(CR2)로 행하는 것을 특징으로 하는 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
Tn-50 ≤ FDT(열간압연 종료온도(℃)) ≤ Tn
Tn = 730 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 650×[Nb] + 410×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5) (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미하며, t는 최종 열연강판의 두께(mm)를 의미한다)
[관계식 2]
CR1 ≥ 196 - 300×[C] + 4.5×[Si] - 71.8×[Mn] - 59.6×[Cr] + 187×[Ti] + 852×[Nb] (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)
[관계식 3]
CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
(CRMax = 76.6 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] 이고, CRMin = 27.4 - 45.3×[C] + 5.28×[Si] - 11×[Mn] - 7.33×[Cr] + 42.3×[Ti] + 82×[Nb] 이며, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)
본 발명에 의하면, 고강도를 가지면서도 성형시 단면의 품질이 우수하여 성형 후 강재의 피로한도와 항복강도의 비를 우수하게 확보할 수 있는 후물 강재를 제공할 수 있다.
상기 본 발명의 강재는 자동차의 샤시부품의 멤버류 및 휠 디스트 등에 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강과 비교강의 두께에 따른 피로강도 및 항복강도의 비를 그래프로 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 발명강 4의 미세조직 관찰 결과를 나타낸 것이다 (도 2에서 Min, Max는 각각 형상비(결정립의 단변길이/결정립의 장변길이)의 최소값, 최대값을 의미하며, Total fraction은 상기 Min(초과)~Max(이하) 범위에 해당하는 결정립의 면적분율을 의미한다).
본 발명자들은 기존 자동차용 후물 강재의 성형시 내구성이 저하되는 문제점을 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
특별히, 본 발명자들은 기존 후물 강재들의 성분 및 미세조직에 따른 성형 후 전단면에서의 균열 분포와 내구성의 변화를 조사한 결과, 강재의 두께 중심부에서 결정립의 형상제어에 따라 내구 특성이 달라지는 것을 확인하였다.
이로부터, 본 발명자들은 고강도를 가지면서 성형시 단면의 품질이 우수하여 목표로 하는 내구성을 가지는 강재를 제공할 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 내구성이 우수한 고강도 강재는 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.0~2.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.005~1.0%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.01%, 니오븀(Nb): 0.005~0.07%, 티타늄(Ti): 0.005~0.11%를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 열연강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.15%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, 그 첨가량이 높아지면 석출 강화 효과가 상승하거나 베이나이트 상의 분율이 증가하여 인장강도가 향상된다. 또한, 열연강재의 두께가 두꺼워질수록 열간압연 후 냉각 중 두께 중심부의 냉각속도가 느려져 C의 함량이 큰 경우에는 조대한 탄화물 또는 펄라이트가 형성되기 쉽다.
본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 강의 강화 효과를 충분히 얻기 어렵고, 반면 0.15%를 초과하게 되면 두께 중심부에서 펄라이트 상 또는 조대한 탄화물이 형성되어 전단 성형성이 열위해지고, 내구성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C를 0.05~0.15%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.06~0.12%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용 강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데에 유리하다.
이러한 Si의 함량이 0.01% 미만이면 고용 강화 효과가 작고, 탄화물 형성을 지연시키는 효과도 낮아져 성형성을 향상시키기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판의 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si을 0.01~1.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.2~0.7%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.3%
망간(Mn)은 상기 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데에 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열간압연 후 냉각 중에 베이나이트 상의 형성을 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.0% 미만이면 상술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 2.3%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트 상 변태가 일어나기 쉽고, 연주 공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 전단 성형성 및 내구성이 열위하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn을 1.0~2.3%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.1~2.0%로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al) 주로 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 그 함량이 0.01% 미만이면 첨가 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 강 중 질소(N)와 결합하여 AlN을 형성함으로써 연속주조시 슬라브에 코너 크랙이 발생되기 쉬워지며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Al은 0.01~0.1로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명에서 알루미늄은 가용 알루미늄(Sol.Al)을 의미한다.
크롬(Cr): 0.005~1.0%
크롬(Cr)은 강을 고용 강화시키며, 냉각시 페라이트 상의 변태를 지연시켜 권취온도에서 베이나이트의 형성을 돕는 역할을 한다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 Cr을 함유함이 바람직하나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 마르텐사이트 상이 형성됨에 따라 연신율이 열위하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 전단 성형성 및 내구성이 열화된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr을 0.005~1.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.3~0.9%로 포함할 수 있다.
인(P): 0.001~0.05%
인(P)은 고용 강화 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가지는 원소이다. 이러한 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과다하게 소요되어 경제적으로 불리하며, 목표 수준의 강도 확보도 어려워진다. 한편, 상기 P의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 입계 편석에 의한 취성이 발생하며, 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 전단 성형성과 내구성을 크게 악화시킨다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P을 0.001~0.05%로 포함할 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단 가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 전단 성형성과 내구성을 크게 저하시키는 문제가 있다. 한편, 상기 S의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 과다하게 소요되어 생산성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 S은 0.001~0.01%로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용 강화 원소이며, Ti, Al 등과 결합하여 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로 N의 고용 강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중 N의 양이 증가할수록 강의 인성이 저하되는 문제가 있다. 이를 고려하여, 상기 N을 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 N은 0.001~0.01%로 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.07%
니오븀(Nb) 석출 강화 원소로서 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 인해 강의 강도 및 충격인성 향상에 유효하다. 상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.005% 이상으로 포함할 수 있으며, 반면 그 함량이 0.07%를 초과하게 되면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립의 형성 및 조대한 복합 석출물의 형성으로 성형성과 내구성이 열위하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb을 0.005~0.07%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01~0.06%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.11%
티타늄(Ti)은 상기 Nb과 함께 대표적인 석출 강화 원소로서, N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. 상기 TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 N과 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하며, 이는 강의 강도를 향상시키는데에 유용하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 Ti을 0.005% 이상으로 함유할 필요가 있으나, 그 함량이 0.11%를 초과하게 되면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형시 내충돌 특성을 열위하게 하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti을 0.005~0.11%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
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.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강재는 미세조직이 페라이트 및 베이나이트 상의 복합조직으로 구성될 수 있다.
이때, 상기 페라이트와 베이나이트 상의 분율 합이 면적분율 90% 이상인 것이 바람직하며, 이 중 상기 베이나이트 상은 면적분율 50% 이상일 수 있다.
상기 베이나이트 상의 분율이 면적분율 50% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵고, 조대한 페라이트 상이 증가하면 불균일 미세조직을 가지게 되어 전단변형 또는 펀칭변형시 미세한 균열이 발생하기 쉽게 된다.
여기서, 상기 페라이트 상은 고온역 페라이트 상인 폴리고날 페라이트 상을 의미하며, 상기 베이나이트 상은 저온역 페라이트 상인 침상형 페라이트와 베이니틱 페라이트 상을 모두 총칭한다.
상기 복합조직을 제외한 잔부 조직으로는 MA 상(마르텐사이트 및 오스테나이트 혼합조직)과 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다. 이때, 이 두 상을 합하여 면적분율 1~10%로 포함할 수 있으며, 이 중 상기 MA 상은 3% 미만인 것이 바람직하다.
만일, 상기 MA 상과 마르텐사이트 상을 합한 분율이 10%를 초과하게 되면 인장강도는 상승하는 반면, 주변의 미세조직에 비해 경도값이 높아 전단변형 또는 펀칭변형시 MA 상 및 마르텐사이트 상 계면에서 크랙이 발생하고, 그에 따라 피로 특성이 나빠지게 된다. 특히, MA 상은 마르텐사이트 상에 비해 그 평균 크기가 1/10 수준이나 상의 계면에서의 크랙 발생 경향이 마르텐사이트 상과 유사하여, 피로 환경에 노출시 전파속도가 커지므로 면적분율 3% 이내로 제한하는 것이 바람직하다.
이와 같이, 기지조직 내 조대한 MA 상과 마르텐사이트 상의 분율을 최소화함으로써 조직 불균일을 해소하는 효과를 얻을 수 있다.
한편, 본 발명의 강재는 상술한 조직 이외에 펄라이트 상을 3% 이하(0% 포함)로 포함하더라도 의도하는 물성 확보에는 큰 무리가 없다.
특별히, 본 발명의 강재는 두께방향 t/4 지점에서부터 t/2 지점에 해당하는 중심부 내에서 결정립의 형상비(단변길이(단축)/장변길이(장축)의 비, aspect ratio)가 0.3 이하인 결정립의 분율이 50% 미만이고, 상기 중심부에서 단위면적(1mm2) 내 관찰되는 결정립계의 길이가 700mm 이상인 것이 바람직하다.
만일, 상기 중심부 내에서 결정립의 형상비가 0.3 이하인 결정립의 분율이 50% 이상이면 균열이 발생되었을 때 균열의 성장이 용이하게 되어 내구성이 열위하게 된다. 또한, 중심부 내에서 결정립계의 길이가 700mm 미만이면 중심부 강도가 감소하고, 균열이 쉽게 전파하게 되어 역시 내구성이 열위하게 된다.
상기 결정립의 형상비와 결정립계의 길이를 분석하는 방법으로는 특별히 한정하지 아니하나, 일 예로 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD)을 이용하여 분석할 수 있다. 구체적으로, 압연 단면의 EBSD 측정 결과에서 15° 이상의 대경각 입계를 갖는 결정립에 대해 단위면적(1mm2)당 결정립계의 길이로 구하며, 형상비는 결정립 크기의 단축와 장축의 비로 구할 수 있다.
상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 강재는 5mm 이상, 최대 12mm의 두께를 가지는 후물 강재이며, 인장강도가 650MPa 이상이고, 피로한도와 항복강도의 비(피로한도/항복강도)가 0.25 이상으로서, 고강도와 더불어 내구성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 내구성이 우수한 고강도 강재를 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 고강도 강재는 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [가열 - 열간압연 - 권취 - 냉각]의 일련의 공정을 행함으로써 제조할 수 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 가열
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1200~1350℃에서 가열 공정을 행함이 바람직하다.
만일, 가열 온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 못하여 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 되는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의해 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 800~1150℃의 온도범위에서 행하며, 하기 [관계식 1]을 만족하는 조건에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연을 1150℃ 보다 높은 온도에서 행하면, 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면 품질이 열위하게 된다. 반면, 800℃ 보다 낮은 온도에서 열간압연을 행하면, 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고, 성형성도 나빠지게 되며, 오스테나이트 온도역 이하의 온도에서 압연이 이루어짐에 따라 불균일한 미세조직이 더욱 심하게 발달하게 된다.
특히, 본 발명의 열간압연 공정에 있어서, 하기 관계식 1에서 제안된 온도범위보다 높은 온도(Tn 초과의 온도)에서 압연을 종료하게 되면 강의 미세조직이 조대하고 불균일하며, 상 변태가 지연되어 조대한 MA 상 및 마르텐사이트 상의 형성으로 전단성형 및 편칭성형시 미세한 균열이 과도하게 형성되어 내구성이 열위하게 된다. 반면, 하기 관계식 1에서 제안하는 온도범위보다 낮은 온도(Tn-50 미만의 온도)에서 압연이 종료되면, 강판의 두께가 5mm 이상인 후물 강재에 있어서 온도가 상대적으로 낮은 표층 직하에서 두께방향 t/4 지점에서 페라이트 상 변태가 촉진되어 미세한 페라이트의 상 분율은 증가하나, 연신된 결정립 형상을 가지게 되어 균열이 빠르게 전파하는 원인이 되며, 두께 중심부에서는 불균일한 미세조직이 잔존할 수 있어 내구성 확보에 불리하게 된다.
[관계식 1]
Tn-50 ≤ FDT(열간압연 종료온도(℃)) ≤ Tn
Tn = 730 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 650×[Nb] + 410×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5) (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미하며, t는 최종 열연강판의 두께(mm)를 의미한다)
냉각 및 권취
상술한 바에 따라 열간압연을 행하여 제조된 열연강판을 400~500℃의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취 공정을 행할 수 있다.
상기 냉각은 1차 냉각 및 2차 냉각으로 행하며, 상기 1차 냉각은 [관계식 2]를 만족하는 냉각속도(CR1)로, 상기 2차 냉각을 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도(CR2)로 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 1차 냉각은 냉각 중에 페라이트의 상 변태가 발생하는 온도 구간에서 종료하는 것이 바람직하나, 상기 페라이트의 상 변태가 발생하는 온도는 본 발명에서 제안하는 합금조성에 따라 달라질 수 있다. 보다 구체적으로, 상기 1차 냉각은 베이나이트 상, MA 상, 마르텐사이트 상과 같은 경질상의 변태가 일어나지 않는 온도까지 행하는 것이 바람직하다. 보다 더 바람직하게 상기 1차 냉각은 열간압연하여 얻은 열연강판의 온도가 600℃에 도달할 때까지 실시할 수 있다.
상기 온도 구간에서 1차 냉각시 본 발명과 같이 압연판의 두께가 5mm 이상인 경우, 상기 압연판의 두께 중심부의 냉각속도가 표층직하~t/4 영역의 냉각속도에 비해 느리므로, 두께 중심부에서 조대한 페라이트 상이 형성되어 불균일한 미세조직을 가질 수 있다.
이에, 본 발명에서는 1차 냉각 중에 과도한 페라이트 상이 형성되거나 페라이트 상이 조대화되지 않도록 하기 관계식 2로 나타내는 특정 냉각속도(CR1) 보다 빠른 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다.
[관계식 2]
CR1 ≥ 196 - 300×[C] + 4.5×[Si] - 71.8×[Mn] - 59.6×[Cr] + 187×[Ti] + 852×[Nb] (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)
상술한 조건으로 1차 냉각을 종료한 직후 2차 냉각을 행하며, 상기 2차 냉각은 권취온도(CT(℃))에서 종료하는 것이 바람직하다.
상기 온도 구간에서의 2차 냉각시 강재의 전 두께에 걸쳐 미변태된 상이 베이나이트 상으로 변태되어 기지조직의 90%(면적분율)가 페라이트 및 베이나이트 상으로 형성되도록 하기 위하여, 하기 관계식 3으로 나타내는 특정 냉각속도(CR2)로 냉각을 행하는 것이 바람직하다. 이때, 냉각 속도가 CRMin 보다 느리면 베이나이트 상보다는 탄화물이 형성되어 조대하게 성장하며, 이는 주로 페라이트 상의 입계에 존재하게 되며, 냉각 속도가 더욱 느린 경우에는 펄라이트 상이 형성되어 전단성형 또는 펀칭성형시 균열이 형성되기 쉽고, 작은 외력에도 입계를 따라 균열이 전파하게 되는 문제가 있다. 반면, 냉각 속도가 CRMax를 초과하게 되면 상(phase)간 경도 차이를 크게 하는 MA 상 또는 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 내구성이 열위하게 된다.
따라서, 상기 온도 구간에서의 2차 냉각시 하기 관계식 3을 만족하는 냉각 속도로 냉각을 행할 필요가 있는 것이다.
[관계식 3]
CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
(CRMax = 76.6 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] 이고, CRMin = 27.4 - 45.3×[C] + 5.28×[Si] - 11×[Mn] - 7.33×[Cr] + 42.3×[Ti] + 82×[Nb] 이며, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)
한편, 상술한 냉각 공정을 완료한 후 권취시 권취 온도가 500℃를 초과하게 되면 펄라이트 상이 형성되어 강의 강도가 부족해지며, 반면 400℃ 미만이면 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 전단 성형성 및 펀칭 성형성과 내구성이 열위하게 된다.
본 발명은 의도하는 강재를 제조함에 있어서 상술한 관계식 1 내지 3을 만족하도록 공정 조건을 제어함에 따라, 강재의 두께 중심부에 형성되는 결정립의 형상비(aspect ratio)가 0.3 이하인 결정립을 면적분율 50% 미만으로 확보하면서, 단위면적(1mm2) 내에서 관찰되는 결정립계의 길이를 700mm 이상으로 확보할 수 있다.
두께 5mm 이상의 후물 강재를 제조함에 있어서 통상의 열간압연으로 행할 경우, 두께 중심부의 미세조직을 균일하게 확보하기 어렵다. 특히, 두께 중심부에서의 재결정의 지연 효과를 얻기 위하여 과도하게 낮은 온도에서 열간압연을 행하게 되면 변형된 조직이 압연판 두께 방향 표층 직하에서 t/4까지의 영역에서 강하게 발달하여 오히려 두께 중심부와의 상 불균일성이 증가하여 전단변형 또는 펀칭변형시 불균일 부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉬워지며, 부품의 내구성도 열위하게 된다. 따라서, 상기 관계식 1에 나타낸 바와 같이, 열간압연을 재결정의 지연이 개시되는 온도인 Tn(℃) 온도와 Tn-50(℃) 사이에서 완료할 필요가 있는 것이다.
상기 관계식 1에서 제안된 온도가 높은 온도에서 열간압연이 종료되면 조대한 페라이트 상과 폴리고날 페라이트 상이 형성되어 형상비가 0.3 이하인 결정립의 면적분율은 크게 감소하는 반면, 결정립계의 크기도 현저히 감소되어 중심부 강도가 저하될 우려가 있고, 균열의 형성시 그 균열의 성장을 용이하게 하는 문제가 있다. 또한, 상기 관계식 1에서 제안된 온도보다 낮은 온도에서 열간압연이 종료되면 심하게 연신된 결정립이 증가하게 되어 형성비가 0.3 이하인 결정립의 면적분율이 크게 증가하게 되고, 결정립계에 조대한 탄화물 또는 마르텐사이트 상의 형성으로 전단 성형시 형성된 균열이 외력에 의해 쉽게 전파되어 내구성이 열위하게 된다.
더불어, 상기 관계식 2 및 관계식 3은 냉각 중에 상 변태 과정을 통해 강의 강도 및 내구성의 향상이 가능하도록 미세조직을 최적화하기 위한 냉각조건에 해당하는 것이다. 즉, 냉각 조건에 따라 조직 상의 종류 및 분율뿐만 아니라, 결정립의 형상비 및 결정립계의 크기도 달라지므로, 위 관계식 2와 관계식 3을 만족하는 조건으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다 할 것이다.
공냉
상술한 바에 따라 냉각 및 권취 공정을 완료하여 얻은 코일은 상온~200℃의 온도 범위까지 공냉할 수 있다. 이때, 상기 코일의 공냉 공정은 냉각 속도가 0.001~10℃/hour로서, 대기 중에 냉각하는 것을 의미한다. 이때, 냉각 속도가 10℃/hour를 초과하게 되면 강 중 일부 미변태된 상이 MA 상으로 변태되기 쉬워져 강의 전단 성형성 및 펀칭 성형성과 내구성이 열화된다. 반면, 그 냉각속도를 0.001℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열 및 보열 설비 등이 요구되는 바, 경제적으로 불리해진다.
한편, 상술한 바와 같이 공냉이 완료된 강재를 산세 및 도유한 다음, 450~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금공정을 행할 수 있다.
상기 용융아연도금공정은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 아연계 도금욕 내 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 일 예로 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50중량% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕일 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이때, 상기 합금조성의 함량은 중량%이며, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 준비된 강 슬라브를 하기 표 2의 제조조건에 따라 각각의 강재를 제조하였다. 이때, 열간압연 후 냉각시 1차 냉각은 600℃에서 완료하였으며, 2차 냉각은 권취온도에서 완료하였다.
하기 표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도(열간압연 종료온도), CT는 권취온도를 의미하며, 권취를 완료한 후 공냉시 냉각속도는 1℃/hour로 일정하게 적용하였다.
강종 합금조성 (중량%)
C Si Mn Cr Al P S N Ti Nb
비교강 1 0.06 0.3 1.8 0.2 0.03 0.01 0.004 0.004 0.005 0.02
비교강 2 0.06 0.3 1.8 0.2 0.03 0.008 0.004 0.004 0.005 0.02
비교강 3 0.07 0.04 1.7 0.6 0.03 0.01 0.005 0.004 0.05 0.005
비교강 4 0.06 0.5 2.0 0.007 0.03 0.01 0.004 0.005 0.04 0.03
비교강 5 0.06 0.5 2.0 0.007 0.03 0.005 0.004 0.005 0.04 0.03
비교강 6 0.07 0.5 1.6 0.008 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.03
비교강 7 0.07 0.5 1.6 0.008 0.03 0.01 0.003 0.004 0.08 0.03
비교강 8 0.07 0.4 2.2 0.012 0.03 0.007 0.004 0.004 0.1 0.02
비교강 9 0.07 0.4 2.2 0.012 0.03 0.01 0.004 0.004 0.1 0.02
비교강 10 0.08 0.4 1.6 0.8 0.05 0.01 0.003 0.006 0.04 0.045
비교강 11 0.08 0.4 1.6 0.8 0.05 0.01 0.003 0.006 0.04 0.045
비교강 12 0.04 0.5 1.8 0.3 0.03 0.01 0.002 0.004 0.065 0.03
비교강 13 0.16 0.55 1.6 0.2 0.03 0.01 0.003 0.004 0.07 0.03
비교강 14 0.08 1.2 2.0 0.3 0.03 0.01 0.003 0.004 0.06 0.025
비교강 15 0.08 0.5 0.8 0.8 0.03 0.01 0.003 0.004 0.05 0.035
비교강 16 0.07 0.5 2.5 0.01 0.03 0.01 0.003 0.004 0.07 0.03
비교강 17 0.08 0.5 1.7 1.1 0.03 0.01 0.004 0.004 0.05 0.03
발명강 1 0.06 0.05 1.5 0.05 0.03 0.005 0.003 0.005 0.095 0.03
발명강 2 0.06 0.3 1.2 0.9 0.03 0.01 0.003 0.005 0.04 0.04
발명강 3 0.08 0.5 1.7 0.5 0.03 0.01 0.003 0.005 0.06 0.05
발명강 4 0.07 0.3 1.6 0.8 0.03 0.008 0.003 0.005 0.07 0.06
발명강 5 0.09 0.3 1.6 0.9 0.03 0.01 0.002 0.004 0.07 0.04
발명강 6 0.09 0.1 1.85 0.8 0.03 0.01 0.003 0.004 0.05 0.04
발명강 7 0.11 0.5 1.95 0.7 0.03 0.01 0.003 0.004 0.06 0.045
(하기 표 1에서 비교강 1 내지 11은 합금조성은 본 발명의 범위를 만족하나, 하기 표 2에서 제조조건이 본 발명을 벗어남에 따라 비교강으로 표기한다.)
강종
 두께
(mm)
 FDT
(℃)		 CT
(℃)		 CR1
(℃/s)
 CR2
(℃/s)		 관계식 1 관계식 2 관계식 3
Tn 만족
여부		 CR1 만족
여부		 CRMax CRMin 만족
여부
비교강 1 2.9 890 455 78 30 865 × 56.2 ○ 38.0 6.9 ○
비교강 2 10 885 460 65 25 855 × 56.2 ○ 38.0 6.9 ○
비교강 3 7 835 470 72 22 900 × 31.0 ○ 29.5 3.9 ○
비교강 4 3.2 870 443 54 38 874 ○ 69.3 × 42.1 9.4 ○
비교강 5 8 858 485 51 25 868 ○ 69.3 × 42.1 9.4 ○
비교강 6 3.3 906 475 88 35 863 × 102.4 × 48.6 15.1 ○
비교강 7 9 895 430 80 42 856 × 102.4 × 48.6 15.1 ○
비교강 8 3.8 850 450 35 30 915 × 53.9 × 39.2 7.9 ○
비교강 9 8 845 448 33 35 909 × 53.9 × 39.2 7.9 ○
비교강 10 9 880 450 78 75 893 ○ 57.1 ○ 32.2 7.8 ×
비교강 11 9 875 465 85 3 893 ○ 57.1 ○ 32.2 7.8 ×
비교강 12 8 840 450 120 35 875 ○ 76.8 ○ 41.6 11.4 ×
비교강 13 8 848 450 95 22 866 ○ 62.3 ○ 27.3 9.4 ○
비교강 14 8 820 455 105 12 832 ○ 48.4 ○ 12.3 10.5 ×
비교강 15 8 816 450 125 28 828 ○ 108.3 ○ 37.1 16.7 ○
비교강 16 8 910 445 80 20 916 ○ 35.8 ○ 35.2 4.7 ○
비교강 17 8 904 462 75 9 902 ○ 21.5 ○ 13.9 4.2 ○
발명강 1 8 855 442 120 42 893 ○ 110.9 ○ 62.6 14.6 ○
발명강 2 7 850 450 125 31 876 ○ 81.1 ○ 38.5 11.4 ○
발명강 3 9 870 443 98 18 890 ○ 76.2 ○ 39.9 10.7 ○
발명강 4 8 880 455 85 20 924 ○ 78.0 ○ 44.8 10.2 ○
발명강 5 9 872 466 105 28 916 ○ 49.0 ○ 30.0 7.0 ○
발명강 6 10 890 452 89 25 935 ○ 32.4 ○ 33.0 3.0 ○
발명강 7 11 880 440 102 18 914 ○ 33.1 ○ 23.9 4.7 ○
상술한 바에 따라 제조된 각각의 강판에 대해, 인장강도(TS), 항복강도(YS), 연신율(T-El)의 기계적 특성과, 내구성을 평가하였으며, 또한 미세조직을 관찰하고 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 항복강도와 연신율은 각각 0.2% off-set 항복강도, 파괴 연신율을 의미하며, 이와 함께 인장강도의 측정은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 시편을 채취하여 시험하였다.
내구성의 평가는 펀칭 성형부를 갖는 시험편에 대해 고주기 피로시험(굽힘 피로시험)을 행하고, 그 결과로 나타내었다. 이때, 피로시험을 위한 시험편은 게이지 length부 길이 40mm, 폭 20mm인 굽힘 피로시험편 중앙부에 펀칭 성형으로 직경 10mm의 구멍을 clearance 12%로 펀칭하여 제작하였으며, 응력비 -1 및 주파수 15Hz 조건으로 시험하였다. 피로강도(SFatigue)는 항복강도와 비교하여 강도비(SFatigue/YS)로 나타내었으며, 이로부터 펀칭 부위의 단면 품질과 내구성의 변화를 확인할 수 있다.
한편, 각 강재의 미세조직은 두께 방향 중심부(t/2)에서 관찰한 결과를 나타내었다. 결정립계의 면적에 해당하는 단위면적(1mm2)당 결정립계 길이와 결정립의 형상비인 Aspect ratio(AR)는 15°이상의 대경각 입계를 갖는 결정립에 대하여 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD)를 이용하여 측정하였다. MA 상의 면적분율은 레페라(Lepera) 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경과 이미지 분석기(Image analyser)를 이용하여 1000 배율에서 분석한 결과를 나타내었다. 또한, 마르텐사이트(M), 페라이트(F), 베이나이트(B) 및 펄라이트(P)의 상 분율은 전자주사현미경(SEM)을 이용하여 3000 배율, 5000 배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다.
하기 표 3에서 F는 등축정 형상을 갖는 폴리고날 페라이트(Polygonal Ferrite)를 의미하며, B는 베이나이트 상과 침상형 페라이트, 베이니틱 페라이트 등 저온역에서 관찰되는 페라이트 상의 분율을 모두 합하여 나타낸 것이다.
또한, 하기 표 3에서 AR0.3은 형상비(Aspect ratio)가 0.3 이하인 결정립의 비율(면적분율)을 나타낸 것으로서 1000 배율로 관찰하여 얻은 결과를 나타낸 것이다.
강종 기계적 물성 미세조직 내구성
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 T-El
(%)		 결정립계
길이(mm)		 AR0.3
(%)		 F
(%)		 B
(%)		 P
(%)		 M
(%)		 MA
(%)		 SFatigue
(MPa)		 SFatigue
/YS
비교강 1 518 632 19 855 56 54 43 0 1 2 169 0.33
비교강 2 470 565 27 608 35 47 45 2 1 5 113 0.24
비교강 3 539 651 26 785 53 66 30 1 2 1 128 0.24
비교강 4 632 775 17 880 58 43 53 0 3 1 198 0.31
비교강 5 510 623 18 730 45 59 32 4 1 4 121 0.24
비교강 6 560 686 17 826 48 41 54 1 2 2 172 0.31
비교강 7 538 652 26 688 29 45 46 4 1 4 129 0.24
비교강 8 715 872 14 1028 62 61 30 2 5 2 204 0.29
비교강 9 602 738 22 840 39 67 22 6 1 4 130 0.22
비교강 10 625 764 22 963 31 40 48 0 8 4 142 0.23
비교강 11 587 708 24 765 40 56 38 4 1 1 136 0.23
비교강 12 499 604 26 670 45 70 28 0 1 1 117 0.23
비교강 13 762 915 16 966 41 29 50 8 9 4 180 0.24
비교강 14 568 690 25 799 67 36 56 1 1 6 137 0.24
비교강 15 504 611 27 882 72 59 38 0 1 2 123 0.24
비교강 16 715 866 19 1036 28 13 72 2 8 5 168 0.23
비교강 17 721 882 20 1015 35 17 76 0 6 1 172 0.24
발명강 1 554 675 25 750 25 47 51 0 1 1 169 0.31
발명강 2 601 724 22 882 30 35 62 0 1 2 187 0.31
발명강 3 674 816 22 977 28 30 65 0 4 1 193 0.29
발명강 4 690 821 21 1014 30 32 64 0 3 1 195 0.28
발명강 5 762 943 19 1020 35 28 67 0 3 2 213 0.28
발명강 6 771 924 18 1155 38 20 76 1 2 1 208 0.27
발명강 7 780 955 17 1084 42 9 85 1 3 2 220 0.28
상기 표 1 내지 표 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 7은 기지조직이 페라이트 및 베이나이트 복합조직으로 형성되었다. 또한, 강재의 두께 방향 중심부에서의 결정립 형상비가 0.3 이하인 결정립의 분율이 50% 미만이었으며 (도 2 참조), 결정립계 길이도 모두 700mm 이상으로 형성됨에 따라, 의도하는 고강도와 함께 내구성이 우수하게 확보되었다.
반면, 비교강 1 내지 11은 본 발명에서 제안하는 합금조성은 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우로서, 의도하는 물성을 확보할 수 없었다.
비교강 1 내지 3은 열간압연 마무리 온도가 본 발명에서 제안하는 관계식 1을 만족하지 못한 경우로서, 비교강 1은 최종 강재의 두께가 2.9mm이며, 중심부에서 연신된 페라이트 상이 과도하게 형성되었으나, 피로 특성은 크게 열위하지 않은 결과를 보였다. 이는, 두께 2.9mm로 열간압연할 시 미재결정 온도역에서의 압하량이 크게 증가하여 연신된 미세조직이 발달하였으나, 두께 방향으로의 미세조직이 균일함에 따라 펀칭 부위의 단면 품질이 양호함에 기인한 것으로 판단되었다. 반면, 비교강 2와 3은 각각 두께 10mm, 7mm의 후물 강재로서, 비교강 2는 중심부 미세조직 중 MA 상이 발달하고 결정립계의 길이가 700mm 미만으로 형성됨에 따라 피로 환경에 노출시 단면에 형성된 미세 균열이 쉽게 성장하여 피로 특성이 열위한 것으로 나타났다. 또한, 비교강 3은 저온역에서의 열간압연으로 인해 두께 중심부에서 연신된 형태의 결정립이 과도하게 형성되었으며, 이로 인해 취약한 입계를 따라 피로 파괴가 발생한 것으로 판단되었다. 즉, 펀칭 성형시 두께 중심부에서 미세한 균열이 연신된 페라이트 결정립계를 따라 발달함에 기인한 것이다.
비교강 4와 5는 동일한 성분을 가지면서 열간압연 후 냉각시 1차 냉각의 조건이 관계식 2를 만족하지 못한 경우로서, 비교강 4는 3.2mm의 두께를 갖고, 비교강 5는 8mm의 두께를 가지는 것이다. 이 중 두께가 5mm 미만인 비교강 4는 비교강 1과 유사하게 연신된 결정립이 많이 형성되었으나, 1차 냉각시 냉각 속도가 느려도 결정립계에서 조대한 탄화물의 형성이 거의 없어 피로 특성이 크게 열위하지는 아니하였다. 반면, 두께가 두꺼운 비교강 5는 1차 냉각시 냉각 속도가 느려 두께 중심부에서 펄라이트가 형성되었으며, 페라이트 상 분율도 다소 과도하고, 결정립내에는 MA 상도 관찰됨에 따라 피로 특성이 열위해진 것을 확인할 수 있다.
비교강 6과 7은 서로 동일한 성분을 가지나, 각각 3.3mm, 9mm의 두께를 가지며, 관계식 1과 관계식 2를 모두 만족하지 못한 경우이다. 비교강 6은 박물재로서 열연온도가 높아도 재결정이 지연되는 효과를 두께 전체에서 확보할 수 있었던 것으로 판단되며, 1차 냉각시 냉각 속도가 느렸으나 두께 중심부에서 펄라이트 또는 MA 상이 발달하지 않아 피로 특성이 양호하였다. 반면, 두께가 두꺼운 비교강 7은 높은 압연온도와 1차 냉각시 느린 냉각 속도로 인하여 미세조직 크고, 결정립계 길이가 700mm 미만으로 형성되었으며, MA 상과 펄라이트 상도 형성되어 피로 특성이 열위하였다.
비교강 8 및 9는 열간압시 마무리 온도가 본 발명에서 제안하는 범위보다 낮고, 1차 냉각시 냉각 속도가 느린 경우이다. 이들 역시 동일한 성분을 가지나 두께가 서로 다른 경우로서, 박물재인 비교강 8은 두께 전체에 걸쳐 미세하고 연신된 페라이트 상이 많이 형성되었으나 피로 특성이 열위하지 않은 반면, 후물재인 비교강 9는 두께 중심부에서 MA 상과 펄라이트 상이 과도하게 형성되어 피로 특성이 열위하였다.
비교강 10은 관계식 3 즉, 2차 냉각시 냉각 속도가 본 발명을 벗어나는 경우로서, 2차 냉각시 냉각 속도가 지나치게 빨라 두께 중심부에서 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 피로 환경에 노출시 주변 상(phase)과의 경도차가 큰 영역에서 파괴가 쉽게 진행된 것으로 판단되었다.
비교강 11 역시 관계식 3을 만족하지 못하는 경우로서, 2차 냉각시 냉각 속도가 너무 느려 펄라이트 상이 과도하게 형성되어 피로 특성이 열위하였다.
한편, 비교강 12 내지 17은 합금조성이 본 발명을 벗어나는 경우로서, 제조시 관계식 1 내지 3을 모두 만족하고, 모두 동일한 두께(8mm)를 가지도록 제조되었으나, 피로 특성이 열위하였다.
구체적으로, 비교강 12는 C 함량이 불충분한 경우로서, 두께 중심부에서 페라이트 상이 과도하게 형성되었으며, 베이나이트 상이 충분히 형성되지 못하였다. 이로 인해, 미세조직이 조대해지고 피로강도가 낮았다.
비교강 13은 C 함량이 과다하게 첨가된 경우로서, 상 변태 과정에서 미변태상 내 높은 C 농도로 인해 펄라이트와 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 항복강도에 비해 낮은 피로강도를 나타내었다.
비교강 14는 Si 함량이 지나치게 높은 경우로서, 베이나이트 상과 함께 MA 상이 형성되었으며, 연신된 미세조직이 많이 관찰되었다. 이로 인해 피로 특성이 열위하였는데, 이는 상대적으로 경질상인 MA 상 주변에서 균열이 많이 형성됨에 기인한 것으로 판단된다
비교강 15는 Mn 함량이 불충분한 경우로서, 재결정 지연 효과와 균일한 미세조직을 얻기 위해 관계식 1 내지 관계식 3을 만족하여 제조되었음에도 불구하고, 두께 중심부에서 페라이트 상이 과도하게 형성되어 강도 및 피로강도가 모두 낮게 나타났다.
비교강 16은 Mn 함량이 과도하게 첨가된 경우로서, 두께 중심부에 발달한 Mn 편석대를 따라서 마르텐사이트 상이 지나치게 발달하여 단면 품질과 피로 특성이 열위하였다.
또한, 비교강 17은 Cr의 함량이 과도한 경우로서, 위 비교강 16과 유사하게 두께 중심부에서 국부적으로 형성된 마르텐사이트 상이 많이 관찰되었으며, 이로 인해 피로 특성이 열위하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.0~2.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.005~1.0%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.01%, 니오븀(Nb): 0.005~0.07%, 티타늄(Ti): 0.005~0.11%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 페라이트와 베이나이트 상의 분율 합이 90% 이상이고,
    중심부(두께방향 t/4~t/2 지점) 내 결정립의 형상비(단변/장변의 비)가 0.3 이하인 결정립의 분율이 50% 미만이고, 중심부에서 단위면적(1cm2) 내 관찰되는 결정립계 길이가 700mm 이상인 내구성이 우수한 고강도 강재.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 MA 상(마르텐사이트 및 오스테나이트 혼합조직)의 분율이 3% 미만인 내구성이 우수한 고강도 강재.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 MA 상(마르텐사이트 및 오스테나이트 혼합조직) 및 마르텐사이트 상의 합이 면적분율 1~10%인 내구성이 우수한 고강도 강재.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 650MPa 이상이고, 피로한도와 항복강도의 비(피로한도/항복강도)가 0.25 이상인 내구성이 우수한 고강도 강재.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.01~1.0%, 망간(Mn): 1.0~2.3%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 0.005~1.0%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.001~0.01%, 질소(N): 0.001~0.01%, 니오븀(Nb): 0.005~0.07%, 티타늄(Ti): 0.005~0.11%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~500℃의 온도범위로 냉각한 후 권취(CT)하는 단계; 및
    상기 권취 후 상온~200℃의 온도범위로 공냉하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연은 하기 [관계식 1]을 만족하는 온도(FDT(℃))에서 마무리 열간압연을 행하고,
    상기 냉각은 하기 1차 냉각 및 2차 냉각으로 행하며, 상기 1차 냉각은 [관계식 2]를 만족하는 냉각속도(CR1)로, 상기 2차 냉각을 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도(CR2)로 행하는 것을 특징으로 하는 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.

    [관계식 1]
    Tn-50 ≤ FDT(열간압연 종료온도(℃)) ≤ Tn
    Tn = 730 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 650×[Nb] + 410×[Ti] - 80×[Si] - 1.4×(t-5) (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미하며, t는 최종 열연강판의 두께(mm)를 의미한다)

    [관계식 2]
    CR1 ≥ 196 - 300×[C] + 4.5×[Si] - 71.8×[Mn] - 59.6×[Cr] + 187×[Ti] + 852×[Nb] (여기서, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)

    [관계식 3]
    CRMin ≤ CR2 ≤ CRMax
    (CRMax = 76.6 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] 이고, CRMin = 27.4 - 45.3×[C] + 5.28×[Si] - 11×[Mn] - 7.33×[Cr] + 42.3×[Ti] + 82×[Nb] 이며, 각 원소는 중량 함량(%)을 의미한다)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 1차 냉각은 600℃에서 종료하는 것인 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 2차 냉각은 권취온도(CT(℃))에서 종료하는 것인 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각 후 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 산세 및 도유 후 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용하는 것인 내구성이 우수한 고강도 강재의 제조방법.
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