KR20210028189A - 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법 - Google Patents

양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법 Download PDF

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Abstract

양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법을 제공하며, 상기 강판과 강 스트립의 성분 중량백분율은 C: 0.07 ~ 0.14%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.55 ~ 2.00%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.004%, Al: 0.01 ~ 0.05%, N ≤ 0.005%, Cr: 0.15 ~ 0.50%, V: 0.1 ~ 0.35%, Nb: 0.01% ~ 0.06%, Mo: 0.15 ~ 0.50%이며, Ti는 ≤ 0.02%이고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이며; 또한 상기 원소는 이하 관계: 1.0 ≤ [(Cr/52)/(C/4) + (Nb/93 + Ti/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12)] ≤ 1.6을 동시에 만족시켜야 한다. 본 발명인 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 인장 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 570 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.72이며; 구멍확장비: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비는 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공(reamed hole)인 경우, 구멍확장비는 > 120%을 만족시킨다.

Description

양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법
본 발명은 금속 재료 분야에 속하며, 구체적으로는 주로 자동차의 섀시, 서스펜션 부재 등의 제품에 응용되는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 "경량화"는 직접적으로 배출가스를 감소시키고, 연비를 낮출 수 있으며, 이는 현재 자동차 제조업계의 발전 목표이다. 자동차 "경량화"의 중요한 조치 중 하나는 바로 고강도 및 초고강도 강판으로 연강(mild steel)을 대체하는 것이다. 고강도 강을 대량으로 사용하면 20 ~ 25%의 중량 경감 효과를 구현할 수 있다. 과거 10년 동안, 화이트바디(body-in-white) 구조부재는 이미 고강도와 고연신율을 겸비한 선진 고강도강을 광범위하게 채택하여 "경량화"를 구현하였고, 탁월한 에너지 절감과 배출가스 감소 효과를 얻었다. 현재, "경량화" 개념은 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템에 더욱 적극 적용되고 있으며, 갈수록 엄격해지는 환경보호 요구와 시장의 수요 역시 자동차 섀시 재료에 고강도 강을 사용하여 "경량화"를 구현하도록 요구하고 있다.
그러나, 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템의 구조부재의 경우, 성형 과정에서 재료에 매우 높은 구멍확장비(Hole Expansion Ratio) 성능이 요구된다. 또한, 섀시 및 서스펜션 시스템의 구조부재의 서비스 특징 역시 재료의 높은 피로 성능을 요구한다. 비록 베이나이트(Bainite) 조직을 위주로 하는 고강도 강이 고강도 및 양호한 구멍확장 성능을 구비하여 현재 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템의 부품에 상용되는 강종이나, 베이나이트는 강 성분 및 조직이 복잡하고, 재료의 고강도, 고 구멍확장비와 고 피로한계인 3가지 성능 사이에 상호 제약이 있기 때문에, 고강도, 양호한 구멍확장성과 양호한 피로성능을 겸비한 강재의 설계 및 제조에는 매우 큰 어려움이 있다.
중국 특허 출원 CN 102612569 A는 인장강도가 780 MPa 이상이고, 1000만회의 굽힘 피로한계비(bending fatigue limit ratio)가 0.45 이상이며, 구멍확장비(원 구멍은 펀칭공)가 30~50%인 고강도 열간압연 강판을 공개하였다. 비록 상기 강판은 비교적 높은 강도 및 일정한 굽힘 피로한계를 구비하나, 구멍확장비가 상대적으로 낮다.
중국 특허 출원 CN 103108971 A는 인장강도가 780 MPa 이상이고, 200만회의 인장 피로한계(tensile fatigue limit)가 0.66~0.78인 내피로특성이 우수한 고강도 열간압연 강판을 공개하였다. 그러나, 상기 피로한계는 단지 200만회의 하중이 인가된 피로한계에 불과하며, 공지의 상식에 따르면, 피로한계는 사이클 횟수와 반비례를 이루므로, 상기 재료의 피로시험 하중의 횟수를 더 추가할 경우, 그 피로한계는 더욱 낮아질 것이며, 또한 상기 특허 출원은 재료의 구멍확장 성능은 고려하지 않았다.
중국 특허 출원 CN 101906567 A는 강판의 인장강도가 780 MPa 이상이고, 구멍확장비(원 구멍은 펀칭공)가 43~89% 사이인 구멍확장 가공성이 탁월한 고강도 열간압연 강판을 공개하였다. 중국 특허 출원 CN 104136643 A는 인장강도가 780 MPa 이상이고, 구멍확장비(원 구멍은 펀칭공)가 37~103% 사이인 고강도 열간압연 강판을 공개하였다. 그러나, 상기 두 특허 출원은 모두 재료의 피로성능은 고려하지 않았다.
상기 4개의 특허 출원에서, Ti 원소는 모두 선택 가능하거나 또는 반드시 선택해야 하는 유익한 원소로서, 재료의 강도를 높이고 원 오스테나이트의 결정입자의 성장을 억제하기 위한 것이다. 그러나 Ti 원소는 강 중에 흔한 불순물인 N 원소와 함께 고온에서 사각형(또는 삼각형)의, 덩어리가 크면서, 취성이며, 뾰족한 모서리를 지닌 TiN 입자를 형성할 수 있어, 강재의 굽힘, 구멍확장 등 성형성능에 유해한 영향을 미칠 수 있고, 또한 강재의 피로한계가 대폭 저하될 수 있다. 종래 기술에서는 모두 Ti 원소가 일으킬 수 있는 이러한 불리한 영향은 고려하지 않았다.
또한, 인장강도가 800 MPa 등급에 달하고, 베이나이트를 위주로 하면서 탄화물 석출을 강화상(reinforcing phase)으로 하는 본 유형의 재료(이하 본 유형의 재료라 칭함)에 있어서, 강도, 피로한계와 구멍확장 성능은 3자 간에 서로 제약이 되는 성능에 속한다. 먼저, 재료의 강도는 통상적으로 구멍확장 성능과 반비례를 이루며, 본 유형의 강종은 비교적 높은 강도, 특히 항복강도를 획득하기 위하여, 탄화물의 석출 강화 효과가 매우 절실하다. 그러나 탄화물의 대량 석출과 조화(coarsening)는 재료의 구멍확장 성능을 더욱 크게 손상시킬 수 있다. 또한, 통상적으로, 재료의 항복강도가 높을수록 재료의 피로한계가 높아지나, 본 유형의 재료의 경우, 항복강도의 상승은 탄화물의 다량 석출에 매우 크게 의존적이며, 단, 탄화물의 다량 석출과 조화는 마찬가지로 본 유형의 재료의 피로한계를 대폭 감소시킬 수 있다. 따라서, 본 유형의 재료가 고강도, 높은 구멍확장성과 높은 피로한계를 동시에 겸비하려면, 설계와 제조의 어려움이 매우 크다.
본 발명의 목적은 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 및 그의 제조방법을 제공하고자 하는데 있으며, 상기 강판의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 구멍확장비 성능 지표: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공(reamed hole) 인 경우, 구멍확장비가 > 120%이며; 항피로 성능지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 570 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.72이며; 더욱 바람직하게는, 상기 강판의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 인장 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 600 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.75이고, 구멍확장비는 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공(reamed hole)인 경우, 구멍확장비는 > 120%을 충족시킨다. 본 발명의 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립은 주로 자동차 섀시, 서스펜션 시스템 부품의 제조에 응용된다.
상기 목적을 구현하기 위한 본 발명의 기술방안은 다음과 같다.
양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립은 그 성분 및 중량백분율이 C: 0.07 ~ 0.14%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.55 ~ 2.00%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.004%, Al: 0.01 ~ 0.05%, N ≤ 0.005%, Cr: 0.15 ~ 0.50%, V: 0.1 ~ 0.35%, Nb: 0.01% ~ 0.06%, Mo: 0.15 ~ 0.50%이고, 또한 Ti는 ≤ 0.02%이며, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이고; 또한 그 중량백분율로 계산하여, 상기 원소는 이하 관계: 1.0 ≤ [(Cr/52)/(C/4) + (Nb/93 + Ti/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12)] ≤ 1.6을 동시에 만족시켜야 한다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 C는 0.07 ~ 0.09%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Si는 0.1 ~ 0.3%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Mn은 1.70 ~ 1.90%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Cr은 0.35 ~ 0.50%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 V는 0.12 ~ 0.22%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Mo는 0.15 ~ 0.3%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Nb는 0.02 ~ 0.05%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Al은 0.02 ~ 0.04%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Ti는 ≤ 0.005%이다.
더욱 바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Ti는 ≤ 0.003%, N은 ≤ 0.003%이다.
또한, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 구멍확장비 성능 지표: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공인 경우, 구멍확장비가 > 120%이며; 항피로 성능지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 570 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.72이다.
더욱 바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 항피로 성능 지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 600 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.75이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 항피로 성능 지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 640 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.8이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 A50은 ≥ 15.0%이고, 더욱 바람직하게는 ≥ 16.0%이다.
바람직하게는, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 구멍확장비 성능 지표: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 ≥ 90%이고; 원 구멍이 리밍공인 경우, 구멍확장비가 ≥ 125%이다.
본 발명의 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 미세조직은 하부 베이나이트(lower bainite)를 위주로 하는 베이나이트 미세조직이다.
본 발명의 강의 성분 설계 중:
탄소(C): 탄소는 강판의 강도, 성형성능과 용접성능에 미치는 영향이 매우 크다. 탄소와 기타 합금 원소는 합금 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 높이며, 만약 탄소 함량이 0.07% 미만일 경우, 강의 강도는 목표의 요구에 못 미치고; 탄소 함량이 0.14%를 초과하면, 마르텐사이트 조직과 입자가 큰 시멘타이트가 생성되기 쉬워, 연신율과 구멍확장비가 낮아진다. 따라서, 본 발명은 탄소 함량의 범위를 0.07 ~ 0.14%로 제어한다. 바람직한 실시방안에서, C의 함량 범위는 0.07 ~ 0.09%이다.
규소(Si): 규소는 제철 탈산소의 필요 원소로서, 일정한 고용 강화 작용도 구비하며, 0.1% 미만일 경우, 충분한 탈산소 효과를 획득하기 어렵고; 규소 함량이 0.5%를 초과할 경우, 다각형 페라이트 조직이 생성되기 쉬워, 구멍확장비의 향상에 불리한 동시에, 도금성을 악화시켜, 용융아연도금 강판의 생산에 불리하다. 따라서, 본 발명은 규소의 함량을 0.1 ~ 0.4%의 범위 내로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, Si의 함량 범위는 0.1 ~ 0.3%이다.
망간(Mn): 망간은 강도를 높이는 유효 원소일 뿐만 아니라, 원가가 저렴하기 때문에, 본 발명은 망간을 주요 첨가 원소로 사용한다. 그러나 망간의 함량이 2.00%를 초과 시, 다량의 마르텐사이트가 생성되어, 구멍확장성능에 불리하고; 망간 함량이 1.55% 미만일 경우, 강판의 강도가 부족하다. 따라서 본 발명은 망간의 함량을 1.55 ~ 2.00%의 범위 내로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, Mn의 함량 범위는 1.7 ~ 1.9%이다.
알루미늄(Al): 알루미늄은 제철 과정에서 탈산소 작용을 가지며, 용강의 순정도를 높이기 위해 첨가되는 원소이다. 알루미늄은 또한 강 중의 질소를 고정시켜 안정적인 화합물을 형성하도록 할 수도 있고, 결정입자를 효과적으로 미세화할 수 있으나, 단 알루미늄의 함량이 0.01% 미만일 경우, 효과가 적고; 알루미늄 함량이 0.05%를 초과 시, 탈산소 작용이 포화에 이르며, 함량이 더 높으면 즉 모재 및 용접열 영향 영역에 대해 부정적인 영향을 미친다. 따라서, 본 발명은 알루미늄의 함량을 0.01 ~ 0.05%의 범위 내로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, Al의 함량 범위는 0.02 ~ 0.04%이다.
니오븀(Nb): 니오븀은 변형 오스테나이트의 재결정화를 효과적으로 지연시키고, 오스테나이트 결정입자의 성장을 저지하며, 오스테나이트의 재결정화 온도를 높이고, 결정입자를 미세화할 수 있는 동시에, 강도와 연신율을 향상시킬 수 있다. 그러나 니오븀의 함량이 0.06%를 초과 시, 원가가 증가하고, 또한 효과가 더 이상 뚜렷하지 않다. 따라서, 본 발명은 니오븀의 함량을 0.06% 이하로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, Nb의 함량 범위는 0.02 ~ 0.05%이다.
바나듐(V): 바나듐의 작용은 탄화물 석출과 고용 강화를 형성하여 강의 강도를 향상시키는 것이다. 그러나 바나듐의 함량이 0.35%를 초과한 후, 그 함량이 더 증가할 경우 효과가 그다지 뚜렷하지 않으며, V의 함량이 0.10% 미만일 경우 침전 강화 효과가 뚜렷하지 않다. 따라서, 본 발명은 바나듐의 함량을 0.1% ~ 0.35%로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, V의 함량 범위는 0.12 ~ 0.22%이다.
크롬과 몰리브덴(Cr, Mo): 크롬과 몰리브덴은 CCT 곡선 중 펄라이트(Pearlite)와 페라이트의 잉태기를 증가시키고, 펄라이트의 페라이트 형성을 억제함으로써, 냉각 시 베이나이트 조직을 획득하기 용이하여, 구멍확장비 향상에 유리하다. 이와 동시에, 크롬과 몰리브덴은 압연 시 오스테나이트 결정입자의 미세화 및 미세한 베이나이트의 생성에 도움을 주며, 고용 강화와 탄화물 석출의 형성을 통해 강의 강도를 향상시킨다. 단 첨가량이 0.5%를 초과 시 원가가 상승하고, 용접성이 현저히 떨어진다. Cr과 Mo의 함량이 0.15% 미만일 경우, CCT 곡선에 미치는 영향이 뚜렷하지 않으며, 따라서, 본 발명은 크롬과 몰리브덴의 함량을 모두 0.15 ~ 0.5%로 한정한다. 바람직한 실시방안에서, Cr의 함량 범위는 0.35 ~ 0.50%이고, 바람직한 실시방안에서, Mo의 함량 범위는 0.15 ~ 0.30%이다.
본문 중의 각 원소의 각 함량범위는 상호 조합 가능하며, 본 발명의 하나 또는 다수의 바람직한 기술방안을 구성한다는 것을 이해하여야 한다.
또한, 상기 합금 원소와 탄소 원소의 계량 관계는 이하 공식: 1.0 ≤ [(Cr/52)/(C/4) + (Nb/93 + Ti/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12)] ≤ 1.6을 더 만족시켜야 한다: 합금 원소의 첨가는 고용 강화 효과와 탄화물 석출 효과를 통해 재료의 강도를 높일 수 있다. 그러나, 고용 강화에 비해, 탄화물 석출 효과가 구멍확장 성능 및 피로한계에 미치는 부정적인 영향이 더욱 크며, 합금 원소가 많을수록, 강 중의 탄소 원소와 다량으로 결합하여 큰 입자의 탄화물 석출상을 형성하기가 더욱 쉬워진다. 따라서, 재료가 설계 표준에 이르는 강도와 구멍확장 성능을 동시에 획득할 수 있도록 보장하기 위해, 합금원소와 탄소원소의 배합비는 상기 공식에 설정된 범위에 도달하여야 한다.
티타늄(Ti): 티타늄은 본 발명 중 피로한계를 낮추는 유해 원소에 속하며, 비록 Ti 원소의 첨가가 상기 유형의 강종의 강도를 향상시킬 수는 있으나, 덩어리가 크고, 취성이며, 뾰족한 모서리를 지닌 TiN 입자가 생성되어 잠재적인 피로 균열원이 될 수 있으며, 강재의 피로성능을 대폭 저하시킬 뿐만 아니라, Ti 원소 함량이 높을수록, 형성되는 TiN 입자의 크기가 커져, 피로성능에 미치는 악영향이 더욱 심각해진다. 또한, Ti 원소가 다량 첨가되면 크기가 큰 TiC가 다량으로 석출될 수 있어 구멍확장 성능에 손해가 된다. 따라서, Ti 원소 함량은 상한을 엄격히 제어할 필요가 있으며, Ti 원소를 별도로 첨가하지 않는 상태에서, Ti는 ≤ 0.02%이 요구되고, 바람직하게는 Ti ≤ 0.005%이 요구된다.
강 중의 불순물 원소의 상한은 P: ≤ 0.015%, S: ≤ 0.004%, N: ≤ 0.005%로 제어되며, 강질이 순정할수록 효과가 우수해진다. 또한, 최고의 피로한계를 획득하기 위하여, Ti 원소의 함량이 0.003% 미만 시, N의 원소함량은 ≤ 0.003%이 요구된다.
본 발명의 상기 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 제조방법은 이하 단계를 포함한다:
1) 제련, 주조
상기 화학성분에 따라 제련 및 캐스팅 슬라브로 주조하고;
2) 압연
캐스팅 슬라브를 가열하며, 가열온도는 1100 ~ 1250℃이고; 정밀압연 분괴(cogging) 온도는 950 ~ 1000℃이며, 정밀압연의 마무리압연 온도는 900 ~ 950℃이다.
3) 냉각, 권취
상기 압연 후의 슬라브를 물로 냉각시키며, 냉각 속도는 ≥ 30℃/s이고, 권취 온도는 450 ~ 580℃이다.
4) 산세.
또한, 단계 3)의 냉각, 권취 후 보온 서냉한 다음 산세를 실시하며, 그 중 보온 서냉 단계에서 450℃ 이상으로 제어하여 2 ~ 4 h 동안 보온한다. 상기 보온 서냉은 열간압연롤을 비가열형 보온장치에 넣어450℃ 이상에서 2 ~ 4 h 동안 보온할 수 있다.
상기 단계 2)에서, 슬라브 가열 온도는 오스테나이트 결정입자의 크기에 영향을 미친다. 초고강도 복합조직강(Complex Phase Steel)을 제조 시, 투입되는 합금 원소, 예를 들어 V 및 Nb는 탄화물을 형성하여 강판의 강도를 향상시킬 수 있다. 슬라브를 가열 시, 이러한 합금 원소는 반드시 오스테나이트에 용입되어 완전한 고용체를 형성해야만 후속되는 냉각 과정에서 미세한 탄화물 또는 질화물을 형성하여 강화 작용을 일으킬 수 있으며, 따라서, 본 발명은 슬라브 가열 온도를 1100 ~ 1250℃으로 한정한다.
상기 단계 2)에서, 정밀압연의 마무리압연 온도가 900℃ 이상일 경우, 미세하고 균일한 조직을 획득할 수 있으며, 정밀압연의 마무리압연 온도가 900℃ 미만일 경우, 열가공 시 형성되는 띠 형상의 조직이 남아있게 되어, 구멍확장 성능 향상에 불리하다. 따라서, 정밀압연의 마무리압연의 온도는 900℃ 이상으로 한정한다. 통상적인 경우 마무리압연 온도의 상한은 특별한 규정이 필요 없으나, 단 슬라브의 가열 온도를 고려하여, 정밀압연의 마무리압연 온도는 950℃를 초과하지 않는다.
상기 단계 3)에서, 냉각 속도를 30℃/s 이상으로 한정하는 것은 과냉 오스테나이트가 다각형 페라이트 또는 펄라이트로 변화되고 비교적 높은 온도의 탄화물이 석출되어 하부 베이나이트를 위주로 하는 미세조직을 형성하는 것을 방지하기 위해서이다.
상기 단계 3)에서, 권취 온도는 고강도, 고 구멍확장비와 고 피로한계를 획득하는 최대 핵심 공정 파라미터 중의 하나이다. 권취 온도가 580℃를 초과 시, 합금 탄화물의 강렬한 석출과 조화로 인하여 페라이트의 강도가 저하되어, 강판의 구멍확장비와 피로한계에 모두 부정적인 작용을 미치고, 다른 한편으로, 권취 온도가 450℃ 미만일 경우 비교적 많은 마르텐사이트 조직이 형성될 수 있어, 비록 재료의 강도는 증가시킬 수 있으나, 구멍확장비에 불리한 영향을 미치게 된다. 따라서, 본 발명은 권취온도를 450 ~ 580℃으로 한정한다.
또한, 열간압연 보온 방법을 통해, 상기 유형의 강종의 인장강도를 추가적으로 향상시킬 수 있으며, 구체적으로는 다음과 같다: 굽힘 후 핫롤을 보온피트(pit)에 넣고, 핫롤 자체의 열에너지를 이용하여 보온 서냉하며, 450℃ 이상에서 2 ~ 4 h 동안 보온하면 탄화 바나듐의 미세한 확산 석출을 촉진시키고, 나아가 본 발명의 재료의 강도를 현저히 향상시킴과 동시에 구멍확장비와 피로한계의 뚜렷한 저하를 야기하지 않는다. 핫롤 보온 공정에서, 최저 보온 온도와 보온 시간은 최종 제품의 성능에 영향을 미친다. 그 중 보온온도가 450℃ 미만이면, 즉 탄화 바나듐(몰리브덴)의 석출 동력이 부족하여 미세하게 확산되는 탄화 바나듐(몰리브덴)의 석출을 형성할 수 없고, 보온 시간이 2 h 미만이면, 즉 탄화 바나듐(몰리브덴)의 석출이 제한적이라 상기 유형의 강종의 강도를 향상시킬 수 없으며; 보온 시간이 4 h를 초과하면 즉 탄화 바나듐(몰리브덴)이 석출 후 성장 및 조화되어, 상기 유형의 강종의 구멍확장비와 피로한계를 현저히 저하시킬 수 있다.
자동차의 섀시, 서스펜션 시스템의 부품은 재료에 대해 고강도 및 고 구멍확장 성능이 가장 먼저 요구된다. 780 MPa 이상의 강도 및 적어도 60% 이상의 구멍확장 성능(원 구멍은 펀칭공)을 달성하기 위하여, 현재 통상적으로 페라이트 또는 페라이트+베이나이트 조직(그 중 베이나이트 조직의 함량은 50% 초과)인 강종을 사용한다. 페라이트는 매트릭스가 비교적 연하기 때문에, 통상적으로 비교적 많은 합금원소를 투입하여 고용 강화 및 미세한 합금 탄화물을 형성함으로써 페라이트 매트릭스를 강화시켜 비교적 높은 강도를 획득한다. 종래 기술 중, Ti 원소는 모두 반드시 선택하거나 또는 선택 가능한 유익한 원소로서, 이러한 강종의 강도를 향상시키는데 사용된다. 그러나 Ti 원소와 강 중의 N 원소는 고온에서 덩어리가 크고, 취성이며 뾰족한 모서리를 지닌 TiN 입자를 형성할 수 있어, 이러한 강종의 구멍 확장 성능에 불리하다. 또한, 자동차용 섀시 부품의 강재의 피로성능에 대한 요구가 갈수록 높아짐에 따라, 본 발명의 연구는 덩어리가 크고, 취성이며 뾰족한 모서리를 지닌 TiN 입자가 잠재적인 피로 균열원이 되어 상기 유형의 강종의 피로한계를 대폭 저하시킬 수 있음을 증명하였다. 또한 연구에서 TiN 입자는 제철, 연속주소(또는 다이캐스팅) 과정에서 생성되며, 후속 공정에서는 TiN 입자의 크기 및 모양을 거의 변경시킬 수 없고, TiN 입자를 제거하기는 더욱 불가능하다는 것을 발견하였으며, 따라서, 보다 높은 구멍확장 성능과 피로성능을 획득하기 위해서는, 상기 유형의 강종에서 Ti 원소의 함량을 최대한 감소시켜야 한다.
따라서, 본 발명은 Ti 원소가 없는 성분 설계 아이디어를 채택하여, Ti 원소를 첨가하지 않고 강 중의 Ti 함량을 엄격하게 제어함으로써, TiN 입자의 생성을 감소시켜, 높은 피로한계를 획득하였으며; 또한 Mo-V 복합 및 제조 공정의 최적화를 통해 고강도, 고 구멍확장비와 고 피로한계를 겸비한 고강도 열간압연 강판을 획득하였다. 상기 강판의 조직은 하부 베이나이트를 위주로 하는 베이나이트 미세조직을 사용하여 강판의 강도와 인성을 보장한다. 본 발명의 강판의 미세조직 중, 하부 베이나이트의 조직 함량(부피비)은 30%-70% 범위 이내이다. 하부 베이나이트 조직 함량이 30% 미만일 경우, 강판의 강도가 설계의 요구에 도달하지 못하고; 하부 베이나이트 조직 함량이 70%를 초과 시, 강판의 소성과 구멍확장 성능을 손상시킬 수 있다. 일부 실시방안에서, 본 발명의 강판의 미세조직 중 하부 베이나이트의 조직 함량은 40%-70%이다. 합금원소 Cr, Mo의 첨가를 통해 페라이트의 상변화 영역을 우측으로 이동시켜, 임계 냉각 속도를 감소시킬 수 있으며, 하부 베이나이트 조직을 획득하기에도 용이하다. 베이나이트 이외에, 본 발명의 강판의 미세조직에는 페라이트, 탄화물 석출물 및 임의의 템퍼드 마르텐사이트가 더 포함될 수 있다. Mo, V, Nb 합금 원소의 투입을 통해 결정입자를 미세화하고, 확산되는 미세한 탄화물을 생성하여, 강종의 강도를 추가적으로 향상시킬 수 있다. 그러나 탄화물 석출이 지나치게 많아진 후에는 한 단계 더 조화될 수 있어, 강도의 추가적인 향상에 불리할 뿐만 아니라, 강재의 구멍확장 성능과 피로 한계를 더욱 저하시킬 수 있다. 따라서, 미세하게 확산 분포되는 합금 탄화물을 획득함으로써, 구멍확장 성능을 향상시키는 목적을 달성하도록 열간압연 공정을 최적화할 필요가 있다. 일부 실시방안에서, 본 발명의 강판의 미세조직 중, 하부 베이나이트와 페라이트의 조직 함량의 합은 ≥ 80%이며, 그 중, 하부 베이나이트의 조직 함량은 ≥ 40%이다.
검출을 통해, 본 발명이 제공하는 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 성능은 이하 지표를 만족시킨다:
상온 역학 성능:
인장강도는 ≥ 780 MPa이고; 항복강도는 ≥ 660 MPa이다.
구멍확장비 성능:
원 구멍이 펀칭공인 경우: 즉 구멍확장비는 85% 이상이고;
원 구멍이 리밍공인 경우: 즉 구멍확장비는 120% 이상이다.
항피로성능:
고주파 피로한계(1000만 사이클) FL은 ≥ 570 MPa이고;
또는 피로한계 대비 인장강도 FL/Rm은 ≥ 0.72이다.
강의 성분 중 Ti는 ≤ 0.005%일 경우, 항피로 성능은 이하 지표를 만족시킨다:
고주파 피로한계(1000만 사이클) FL은 ≥ 600 MPa이고;
또는 피로한계 대비 인장강도 FL/Rm은 ≥ 0.75이다.
강의 성분 중 Ti는 ≤ 0.003%이고 N은 ≤ 0.003%일 경우, 항피로 성능은 이하 지표를 만족시킨다:
고주파 피로한계(1000만 사이클) FL은 ≥ 640 MPa이고;
또는 피로한계 대비 인장강도 FL/Rm은 ≥ 0.8이다.
본 발명이 제조하는 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립은 고강도, 고 구멍확장성 및 고 피로한계를 동시에 겸비하며, 상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립 제품은 용융아연도금을 거쳐 열간압연 용융아연도금 강판 완제품을 획득하며, 상기 초고강도 열간압연 강판 제품과 강 스트립 제품 및 용융아연도금 강판 완제품은 자동차 섀시, 서스펜션 시스템의 부품 제조에 응용되어 자동차의 "경량화"를 구현할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예 G-1강의 미세조직 사진이다(1000배 확대).
도 2는 비교예 P강의 미세조직 중 TiN 입자 형상의 사진이다(1000배 확대).
이하 실시예를 결합하여 본 발명에 대해 좀 더 상세히 설명한다.
표 1 중에 열거된 상이한 성분의 강을 제련한 후, 표 2에 따라 가열+열간압연 공정을 실시하여 두께가 4 mm 미만인 강판을 획득하였다. 횡방향 JIS 5# 인장시료를 취하여 항복 및 인장강도를 측정하고, 강판 중간 영역을 취하여 구멍확장비와 피로한계를 측정하였으며, 피로한계의 측정은 횡방향 시료를 사용하고, 시료의 크기와 실험 방법은 GB 3075-2008 금속 축방향 피로시험 방법을 참조하였다. 시험 데이터는 표 2와 같다. 그 중, 구멍확장비는 구멍확장 시험으로 측정하였고, 수금형(male die)을 이용하여 중심에 구멍이 있는 시료를 암금형(female die)에 압입하여 강판 구멍의 가장자리에 네킹(Necking) 또는 관통균열(Through-Wall Crack)이 나타날 때까지 시료의 중심 구멍을 확대시켰다. 시료 중심의 원 구멍의 제조방식이 구멍확장비 시험 결과에 비교적 큰 영향을 미치기 때문에, 각각 펀칭공과 리밍공으로 시료 중심의 원 구멍을 제조하였으며, 후속 시험 및 테스트 방법은 ISO/DIS 16630 표준에 규정된 구멍확장비 시험 방법대로 실행하였다. 피로한계 측정은 축방향 고주파 인장 피로시험을 이용하고 측정하였으며, GB 3075-2008 금속 축방향 피로시험 방법을 이용하였으며, 시험 주파수는 85 Hz이고, 시료에 1000만회 사이클 하중을 인가한 후 실효가 발생하지 않는 최대강도를 그 피로한계(RL)로 삼았다.
표 1 중, 실시예 A ~ H는 본 발명의 강이고, 비교예 J ~ P 중 탄소 또는 망간 또는 기타 합금 원소 함량은 본 발명의 성분 범위를 초과한다. 주: 표 중 M(all)이란 성분 중 (Cr/52)/(C/4) + (Nb/93 + Ti/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12)항의 계산값이다.
표 1 ~ 3을 통해 알 수 있듯이, C, Mn 등의 합금 성분이 본 발명의 범위를 벗어난 경우, 예를 들어 C와 Mn 함량이 비교적 낮은 경우, 비교예 J와 비교예 K강의 항복강도는 660 MPa 미만이고, 인장강도는 780 MPa 미만이며; C와 Mn의 함량이 본 발명의 성분 범위를 초과하는 경우, 열간압연 조직 중 다량의 마르텐사이트를 함유하여, 강의 성형성능에 부정적인 영향을 미치며, 구멍확장 성능이 떨어져 본 발명의 목적에 부합하지 않는다. 예를 들어 비교예 I와 L의 구멍확장비는 모두 본 발명보다 작다.
Ti 원소 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우, 예를 들어, 비교예 M, N, O, P는 강재의 피로한계에 부정적인 영향을 미친다. 그 중 비교예 M과 P 중 Ti의 함량이 비교적 높아, 강재가 비록 본 발명에서 설계한 강도 표준에는 부합하나, 피로한계가 570 MPa보다 훨씬 낮고, 피로한계비 역시 0.72의 최저 설계 표준보다 훨씬 낮다. 비교예 N과 O는 Ti의 함량이 비교적 낮으나, 단 여전히 본 발명의 최저 상한값을 초과하여, 피로한계와 피로한계비가 본 발명의 요구에 부합하지 않는다. 이와 동시에 또한 이 두 그룹의 성분 설계에서, 합금 원소와 탄소 원소의 배합비, 즉 M(all)이 본 발명이 설계한 구간 범위에 미치지 못하기 때문에, 두 그룹의 재료는 구멍확장 성능이 표준에 부합하지 않는다.
표 2 ~ 3을 통해 알 수 있듯이, 권취 마무리압연 온도가 비교적 낮을 경우, 예를 들어 표 2 중의 비교 강 A-2와 F-1은 구멍확장비가 본 발명의 설계 표준을 충족시키지 못하고; 권취 온도가 550℃를 초과 시에는 즉 펄라이트 조직과 다량의 탄화 석출물이 발생할 수 있어, 비교예 F-2와 같이 구멍확장 성능을 악화시킨다. 또한, 보온 서냉 기술을 이용하면, 보온 온도가 지나치게 낮아 탄화물의 석출을 억제하여 강재의 강도 부족을 초래할 수 있고, 보온 시간이 지나치게 길면, 비교예 F-3, G-3 및 H-3과 같이, 다량의 굵은 탄화물이 생성되어 구멍확장비에 비례적인 영향을 미칠 수 있다.
도 1을 통해 알 수 있듯이, G-1 강 중 Ti 원소의 함량이 매우 낮게 제어되므로, 조직 중 덩어리가 큰 사각형의 TiN 입자가 없으며, 탄화물 석출은 주로 미세하게 확산되는 (Mo, V)C이다. 도 2에 도시된 바와 같이, 비교예 P강은 Ti 원소로 강화시키는 설계 아이디어를 채택하였기 때문에, 조직 중 덩어리가 큰 사각형의 TiN 입자가 자주 보이며, 또한 입자의 가장자리에 뾰족한 모서리가 있다. 또한, 본 발명의 강에는 Mo, V가 복합된 탄화물 석출상에 의해 형성된 미세한 확산 석출 분포(도 1 참조)가 존재하는 반면, 비교예 P 강의 매트릭스 중의 TiC 석출상(매트릭스 중의 흑회색 덩어리상, 원형 석출)은 크기가 더욱 두껍고, 분포 역시 고르게 확산되지 못한다(도 2 참조). 따라서 재료의 구멍확장 성능이 저하된다.
결론적으로, 본 발명은 탄소 망간강을 기초로, 합리적인 성분 범위를 제어하고, 미량합금 원소를 첨가하여, Ti 원소의 함량을 제한하였으며, 통상적인 자동차용 강 생산라인을 기초로, 권취 온도를 추가적으로 제어하고, 또한 보온 순환 냉각 기술을 통해, 양호한 구멍확장 성능과 피로성능을 겸비한 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립을 생산할 수 있으며, 항복강도(Rp)는 0.2 ≥ 660 MPa이고, 인장강도(Rm)는 ≥ 780 MPa이며, 구멍확장비는 ≥ 85%이고(원 구멍이 펀칭공인 경우), 구벙확장비는 ≥ 120%(원 구멍이 리밍공인 경우)이며, 고주파 피로한계 강도(RL)는 ≥ 570 MPa이거나, 또는 인장 피로한계비(RL/Rm)는 ≥ 0.72로서, 자동차의 섀시, 서스펜션 부재 등의 제품을 제조하기에 적합하다.
표 1: (단위: 중량백분율)
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003
Figure pct00004
Figure pct00005

Claims (15)

  1. 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립에 있어서,
    그의 성분 및 중량백분율은 C: 0.07 ~ 0.14%, Si: 0.1 ~ 0.4%, Mn: 1.55 ~ 2.00%, P ≤ 0.015%, S ≤ 0.004%, Al: 0.01 ~ 0.05%, N ≤ 0.005%, Cr: 0.15 ~ 0.50%, V: 0.1 ~ 0.35%, Nb: 0.01% ~ 0.06%, Mo: 0.15 ~ 0.50%이며, Ti는 ≤ 0.02%이고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물이며; 또한 상기 원소는 이하 관계: 1.0 ≤ [(Cr/52)/(C/4)+ (Nb/93 + Ti/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12)] ≤ 1.6을 동시에 만족시켜야 하는 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 C는 0.07 ~ 0.09%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Si는 0.1 ~ 0.3%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Mn은 1.70 ~ 1.90%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Cr은 0.35 ~ 0.50%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 V는 0.12 ~ 0.22%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Mo는 0.15 ~ 0.3%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중 중량백분율로 계산하여 Ti는 ≤ 0.005%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 화학성분 중, 중량백분율로 계산하여 Ti는 ≤ 0.003%, N은 ≤ 0.003%인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  10. 제1항 내지 제9항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 미세조직 중, 하부 베이나이트의 함량이 30% ~ 70%를 차지하는 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  11. 제1항 내지 제10항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 구멍확장비 성능 지표: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공인 경우, 구멍확장비가 > 120%이며; 항피로 성능지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 570 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.72인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  12. 제1항 또는 제8항 또는 제10항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 인장강도는 ≥ 780 MPa이고, 항복강도는 ≥ 660 MPa이며, 구멍확장비 성능 지표: 원 구멍이 펀칭공인 경우, 구멍확장비가 > 85%이고; 원 구멍이 리밍공인 경우, 구멍확장비가 > 120%이며; 항피로 성능지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 600 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.75인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  13. 제1항 또는 제9항 또는 제10항 중의 어느 한 항에 있어서,
    상기 초고강도 열간압연 강판과 강 스트립의 항피로 성능 지표: 고주파 피로한계(1000만 사이클)(FL)는 ≥ 640 MPa이거나, 또는 피로한계 대비 인장강도(FL/Rm)는 ≥ 0.8인 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
  14. 제1항 내지 제13항 중의 어느 한 항에 따른 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립의 제조방법에 있어서,
    1) 제련, 주조
    제1항 내지 제9항 중의 어느 한 항에 따른 상기 화학성분에 따라 제련 및 캐스팅 슬라브로 주조하고;
    2) 압연
    캐스팅 슬라브를 가열하며, 가열온도는 1100 ~ 1250℃이고; 정밀압연 분괴(cogging) 온도는 950 ~ 1000℃이며, 정밀압연의 마무리압연 온도는 900 ~ 950℃이고;
    3) 냉각, 권취
    상기 압연 후의 슬라브를 물로 냉각시키며, 냉각 속도는 ≥ 30℃/s이고, 권취 온도는 450 ~ 580℃이며;
    4) 산세; 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서,
    단계 3)의 냉각, 권취 후 보온 서냉 단계를 더 포함하며; 450℃ 이상으로 제어하여 2 ~ 4 h 동안 보온하는 것을 특징으로 하는 양호한 피로 및 구멍확장 성능을 구비한 초고강도 열간압연 강판 및 강 스트립.
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