KR20220065930A - 열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT THERMAL STABILITY AND HIGH YIELD RATIO AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 열적 안정성이 우수한 고항복비 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차 샤시 부품의 멤버류, 휠림, 연결재 그리고 건축 및 기계 부품의 구조부재에 사용되는 강판은 제조과정 및 사용 중 다양한 목적으로 강판 및 부품의 일부 또는 전체에 열을 가하는 경우가 있다. 한편, 이러한 가열 과정으로 인해 강재의 강도가 변하여 내구성이 열위해지는 문제가 있다.
가열 과정에서 강재는 고용상태의 탄소가 증가하면서 전위, 결정립계 등에서 클러스터링을 형성하며 탄화물을 형성한다. 이와 동시에 강 중 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 등의 미세조직도 함께 변화하여 강의 강도가 급격히 변하며, 성형성 및 내구성에도 영향을 미치게 된다.
이와 같이, 가열 과정에서의 강의 조직 및 물성 변화는 초기 강의 성분과 미세조직에 따라 달라지게 되고, 가열온도, 유지시간 등의 열처리 조건에 크게 의존하게 되는데, 현재까지는 600℃ 이상의 고온에서의 강도의 저하를 억제하는 것에만 초점이 맞추어져 있다.
예컨대, 특허문헌 1 및 2에서는 합금성분으로 Cr, Mo, Nb, V 등을 첨가하고, 열간압연 후 템퍼링 등을 이용하여 고온강도를 확보하는 기술을 제안하였으나, 이는 건축용 후판 강재의 제조에 적합한 기술에 불과하다. 또한, 건축용 강재가 화재 등 불가피하게 가열되는 환경적 요소를 고려할때, 강 중 Cr, Mo, Nb, V 등의 합금성분을 다량 첨가함에 따라 600℃ 이상의 고온환경에서 장시간 노출에도 강도를 일정 수준으로 확보할 수 있으나, 상기 기술은 고가의 합금성분을 활용하고, 물성을 확보하기 위한 열처리 공정이 요구되어 제조비용이 과도해지는 문제가 있다. 특히, 600℃ 이하의 환경에서 단시간 노출되는 경우에 사용하기에는 열적 안정성이 과도한 단점이 있다.
특허문헌 3은 Ti, Nb, Cr, Mo 등을 첨가하여 용접 열영향부에서의 강도를 확보하는 기술로, 아크 용접 시, 용접열에 의해 용융된 용접재료와 인접한 부위를 600℃ 이상의 고온으로 가열하는 공정을 개시하고 있다. 고온으로 가열되며, 특히, 오스테나이트역 이상의 온도로 가열되는 경우, 강 중 Cr과 Mo가 강의 경화능을 증가시켜 냉각 시, 베이나이트 및 마르텐사이트 등의 저온상을 형성하므로 열영향부의 강도를 확보할 수 있다. 하지만, 상기 기술은 과도한 합금원소 첨가로 인해 성형성이 부족해지고, 비용도 과도하게 요구되는 한계가 있다.
한국 등록특허공보 제10-0358939호(2002.10.16 공고) 한국 등록특허공보 제10-1290382호(2013.07.22 공고) 한국 등록특허공보 제10-0962745호(2010.06.03 공고)
본 발명의 일 측면에 따르면 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.02∼0.08%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼1.8%, Al: 0.01∼0.1%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.0005~0.13%, Nb: 0.005~0.06%, Mo: 0.001~0.2%, 잔부 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 |K| 값이 0.8 이하이고,
하기 관계식 2에서 정의되는 RA 값이 5~9.2이고,
미세조직은 95면적% 이상의 페라이트 및 나머지 펄라이트를 포함하고,
하기 관계식 3에서 정의되는 CN 값이 1.5 이상인 고강도 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
|K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 3]
CN = NGB x 103 x NG -1
(여기서, NGB 및 NG는 각각 단위면적(1mm2) 내 페라이트의 결정립계와 결정립내에 형성되는 직경 50nm 이하의 석출물 개수이다.)
상기 강판은 Cr, V, Ni 및 B 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 더 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 590MPa 이상이고, 연신율이 19% 이상이고, 항복비가 0.8 이상일 수 있다.
상기 강판은 열처리 전 항복비 대비 100~600℃에서 열처리 후의 항복비 변화율이 10% 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.02∼0.08%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼1.8%, Al: 0.01∼0.1%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.0005~0.13%, Nb: 0.005~0.06%, Mo: 0.001~0.2%, 잔부 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1에서 정의되는 |K| 값이 0.8 이하이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 RA 값이 5~9.2인 강 슬라브를 1100~ 1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 압연종료온도로 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 550~700℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계; 및
상기 권취된 강판을 10~50℃/h의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 강판의 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
|K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
상기 강판은 Cr, V, Ni 및 B 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 더 포함할 수 있다.
상기 냉각하는 단계는 권취 후 30분 이내에 개시되는 것일 수 있다.
상기 냉각된 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 산세 및 도유 처리된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금은 중량%로, Mg: 0.01~30%, Al: 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용하는 것일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 열적 안정성이 우수하여 비교적 저온에서의 열처리 후에도 고항복비 및 고강도를 구비하는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따르면 단시간에 비교적 저온에서의 열처리를 실시할 수 있어 용도의 확대 적용이 가능하며, 용융아연 등을 이용한 도금판재 제조 시 사용하기에 용이한 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 있어서, 관계식 1의 |K| 값과 열처리 전후의 YR 변화 비의 상관 관계를 그래프로 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명자는 상술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여, 다양한 성분 및 미세조직을 가지는 강들에 대해, 100~600℃의 온도영역에서 단시간의 열처리 후 상온 인장강도의 변화를 측정한 결과, 인장강도의 변화가 강재의 승온 중 측정한 동적 강도 값의 기울기에 의존하는 것을 확인하였다.
그 결과로부터 본 발명자는 강의 주요 성분인 C, Mn, Si, Ti, Nb의 성분 함량을 최적화하는 관계식 1 및 2를 도출할 수 있었으며, 이와 함께 제조공정의 조건을 제어함으로써 우수한 열적 안정성을 확보할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, C: 0.02∼0.08%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼1.8%, Al: 0.01∼0.1%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.0005~0.13%, Nb: 0.005~0.06%, Mo: 0.001~0.2%, 잔부 및 불가피한 불순물을 포함하고, Cr, V, Ni 및 B 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.02~0.08%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로, 첨가량이 증가하면 석출강화 효과 또는 베이나이트 분율의 증가로 인장강도가 증가하게 된다. 탄소(C)의 함량이 0.02% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻기 어렵고, 그 함량이 0.08%를 초과하면 조대한 탄화물 형성으로 인해 성형성 및 용접성이 열위해진다. 또한, 100~600℃ 구간의 열처리 시, 탄소(C)의 고용강화 효과가 감소하며, 조직에 잉여 탄화물이 형성되어 열처리 후 강도가 크게 낮아질 수 있다.
따라서, 탄소(C)의 함량은 0.02~0.08%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.25~0.075%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.001~0.5%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 또한, 100~600℃ 구간에서 열처리 시, 탄화물 형성을 억제하는 효과가 있다. 실리콘(Si)의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려우며, 열적 안정성도 열위해질 수 있다. 반면, 그 함량이 0.5%를 초과하면 열간압연 시, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.001~0.5%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.001~0.45%일 수 있다.
망간(Mn): 0.8~1.8%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소로, 망간(Mn)의 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 1.8%를 초과하면 슬라브 주조 시, 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각 시에는 두께방향으로의 미세조직이 불균일하게 형성되어 연성 및 성형성이 열위해질 수 있다. 또한 100~600℃ 구간의 열처리 시, 탄화물의 성장이 용이하여 열적 안정성도 열위해지는 문제점이 있다.
따라서, 망간(Mn)의 함량은 0.8~1.8%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.8~1.7%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가되며, 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만이면 상기 첨가 효과가 부족하고, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연주 및 주조 시, 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생할 수 있다.
따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.02~0.08%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.02%
인(P)은 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 인(P)의 함량이 0.02%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며, 성형 시, 미세한 균열이 발생하기 쉬운 반면, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과도하게 소요되어 경제적으로 불리하며, 강도를 얻기에도 불충분할 수 있다.
따라서, 인(P)의 함량은 0.001~0.02%일 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로, 황(S)의 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 이로 인해 강의 절단 가공 시, 미세한 균열이 발생할 수 있다. 반면, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 과도한 시간이 소요되어 생산성이 저하될 수 있다.
따라서, 황(S)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 저하되는 문제점이 있어, 그 상한을 0.01%로 제한한다. 반면, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시, 과도한 시간이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
따라서, 질소(N)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.13%
티타늄(Ti)은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 강한 친화력으로 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립 성장을 억제하는 효과가 있다. 또한, N와 반응하고 남은 티타늄(Ti)은 강 중에 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키게 된다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻기 어려우며, 그 함량이 0.13%를 초과하면 TiN 및 TiC 석출물의 조대화로 인해 성형성이 열위해질 수 있다.
따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.13%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.01~0.12%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.06%
니오븀(Nb)은 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소로, 열간압연 중 석출되어 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도 및 충격인성 향상에 효과적이다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없으며, 그 함량이 0.06%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성이 열위해질 수 있다.
따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.005~0.06%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.01~0.06%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.001~0.2%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트 형성을 용이하게 하고, 페라이트 입내 석출물을 미세화하는 효과가 있어, 강의 강도 및 열적 안정성 향상에 효과적인 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위하여 0.001% 이상 포함하는 것이 유리하나, 그 함량이 0.2%를 초과하면 소입성의 증가로 마르텐사이트가 형성되어 열적 안정성이 급격히 감소하게 되며, 경제적인 측면과 용접성 확보 측면에서 불리할 수 있다.
따라서, 몰리브덴(Mo)의 함량은 0.001~0.2%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.002~0.19%일 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 크롬(Cr), 바나듐(V), 니켈(Ni) 및 보론(B) 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
크롬(Cr), 바나듐(V), 니켈(Ni) 및 보론(B) 중 1종 이상을 첨가함에 의해 고용강화 및 석출강화를 더욱 도모할 수 있다. 다만, 상기 성분의 총 함량이 0.5%를 초과하면 강의 연성 및 성형성이 부족해지고, 비용측면에서 불리할 수 있다.
본 발명의 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 |K| 값이 0.8 이하일 수 있다.
관계식 1의 |K| 값과 관련된 강의 열적 안정성은 주어진 온도에서 강재에 가해진 외력에 대한 강재의 변형저항을 기반으로 한다. 일 예로, 강재에 있어서, 고온압축시험 또는 고온인장시험을 실시하며 시험 시, 소재를 일정한 가열속도로 승온시키는 동시에 일정한 변형속도로 외력을 가하여 소재에 단위면적당 작용한 힘을 측정한다. 이 결과로부터 얻은 응력-온도 곡선은 강의 온도에 대한 민감도를 의미하며, 특히, 그 기울기인 |K| 값은 강의 고유물성으로 판단할 수 있다.
본 발명자는 이 때 얻어진 응력-온도 곡선의 기울기에 해당하는 |K| 값을 다양한 강재에 대해 실험 및 측정한 결과 관계식 1을 도출할 수 있었다.
[관계식 1]
|K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
본 발명의 관계식 1의 |K| 값은 강재의 열처리 승온 중 측정한 동적 강도 값의 기울기로서, 강의 고유 물성이며, 본 발명에 있어서, |K| 값이 0.8을 초과하면 열적 안정성이 부족하여 100~600℃의 열처리 전, 후의 항복비 변화가 증가할 수 있다. 다만, 그 값이 0.6 미만일 경우 고강도 특성을 얻기 어려울 수 있어, 보다 바람직하게는 0.6 이상일 수 있다.
본 발명의 강은 하기 관계식 2에서 정의되는 RA 값이 5~9.2일 수 있다.
열처리 전후의 항복강도의 변화는 상기 관계식 1 및 하기 관계식 2를 동시에 만족할 경우 더욱 안정적인 경향을 나타낼 수 있다. 관계식 2의 RA 값이 5 미만이면 강판의 미세조직 중 직경 50nm 이상의 석출물이 증가하여 열적 안정성이 부족해지며, 그 값이 9.2를 초과하면 열적 안정성이 개선되는 효과가 감소하며, 고가의 합금원소를 다량 첨가함에 따라 경제적으로 불리한 단점이 있다. 더욱 바람직하게는 상한이 9.0일 수 있다.
[관계식 2]
RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강의 미세조직은 95면적% 이상의 페라이트 및 나머지 펄라이트를 포함할 수 있으며, 하기 관계식 3에서 정의되는 CN 값이 1.5 이상일 수 있다.
페라이트의 면적분율이 95% 미만이면 과도한 펄라이트 및 기타조직의 형성에 의해 성형성이 열위해지며 600℃ 이하의 열처리 시, 조직 내 열화된 펄라이트 분율이 상당히 증가되는 등 열적 안정성이 열위해지는 문제가 있다. 더욱 바람직하게는 페라이트 분율이 97% 이상일 수 있다.
하기 관계식 3은 페라이트 결정립계와 결정립내에서의 미세 석출물의 분포 특성을 의미하는 것으로, 본 발명은 강도 및 열적 안정성을 확보하기 위해 페라이트 결정립내 형성되는 정합 석출물을 주로 활용하는 것을 특징으로 한다.
평균 직경 50nm 이하의 석출물을 기준으로 하는 것은 50nm를 초과하는 상대적으로 조대한 석출물의 경우 강판의 내충격성 및 성형성을 열위하게 하는 요인이 될 수 있으므로, 본 발명에서는 50nm를 초과하는 조대 석출물의 형성을 억제하고 50nm 이하의 미세 석출물을 형성하고자 한다.
하기 관계식 3의 CN 값이 1.5 미만이면 결정립내 대비 결정립계에 미세한 정합 석출물이 충분히 형성되지 못함을 의미하여 결정립내 대비 상대적으로 탄소의 고용도가 높은 결정립계에서 조대 탄화물의 형성 및 성장이 용이하게 된다. 그 결과, 입계 취약 현상이 발생하여 내충격성, 성형성 및 열적 안정성이 열위해지는 문제점이 발생할 수 있다.
[관계식 3]
CN = NGB x 103 x NG -1
(여기서, NGB 및 NG는 각각 단위면적(1mm2) 내 페라이트의 결정립계와 결정립내에 형성되는 직경 50nm 이하의 석출물 개수이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 냉각, 권취 및 냉각하여 제조될 수 있다.
슬라브 재가열
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1100℃ 미만이면 Ti, Nb, Mo 및 V을 포함한 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 미세한 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존할 수 있다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 성장에 의해 강도가 저하될 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 압연종료온도로 열간압연할 수 있다.
압연종료온도가 1150℃을 초과하면 강판의 온도가 과도하게 높아져 결정립 크기가 조대해지고, 강판의 표면품질이 열위해질 수 있다. 반면, 그 온도가 850℃ 미만이면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고, 성형성도 나빠질 우려가 있다.
냉각 및 권취
상기 열간압연된 강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 550~700℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있다.
냉각종료 및 권취온도가 550℃ 미만이면 강 중 베이나이트가 불필요하게 형성되어 강의 석출강화 효과가 크게 감소하며 MA (Martensite & Austenite) 상이 형성되어 성형성이 열위해질 수 있다. 반면, 그 온도가 700℃를 초과하면 페라이트 결정립이 조대해지고, 조대한 석출물 및 펄라이트가 형성되기 쉬워 강도 확보가 어려우며, 성형성 또한 열위해질 우려가 있다. 보다 바람직하게는 600~700℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취할 수 있다.
냉각속도가 10℃/s 미만이면 기지조직의 결정립이 조대해지고 미세조직이 불균일해질 수 있는 반면, 그 속도가 70℃/s를 초과하면 베이나이트와 마르텐사이트가 형성되기 쉬워 강의 강도 편차가 심해질 수 있으며, 성형성이 저하될 수 있다.
냉각
상기 권취된 강판을 10~50℃/h의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각할 수 있으며, 상기 냉각은 권취 후 30분 이내에 개시될 수 있다.
550~700℃ 범위의 높은 권취온도에서 권취된 강판이 오래 고온상태를 유지하면 석출물이 조대해질 수 있으므로, 본 발명에서는 이를 억제하기 위하여 권취 후 30분 이내에 냉각을 개시할 수 있다. 냉각속도가 10℃/h 미만이면 고온에서의 유지시간이 길어져 상기 효과를 얻을 수 없는 반면, 그 속도가 50℃/h를 초과하면 국부적으로 베이나이트 또는 마르텐사이트가 형성되어 강의 강도 편차가 심해지고 성형성이 열위해질 수 있다.
본 발명은 상기 냉각된 강판에 대하여 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있으며, 나아가 상기 산세 및 도유 처리된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 도금욕 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 일 예로, 도금욕은 중량%로, Mg: 0.01~30%, Al: 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
상기와 같이 제조된 본 발명의 강판은 인장강도가 590MPa 이상이고, 연신율이 19% 이상이고, 항복비가 0.8 이상이며, 열처리 전 항복비 대비 100~600℃에서 열처리 후의 항복비 변화율이 10% 이하로, 열적 안정성이 우수하면서, 고항복비 및 고강도 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1에는 강종에 따른 합금성분과 관계식 1의 |K| 값 및 관계식 2의 RA 값을 나타내었다. 본 발명에서 관계식 1의 |K| 값은 고온압축시험을 적용하여 측정하였으며, 구체적으로는, 직경 10mm, 길이 15mm의 봉상 형태의 샘플을 승온속도 1℃/s로 600℃까지 가열함과 동시에 0.005℃/s의 변형속도로 30%의 변형량을 가하였다. 이 때 얻어진 응력-온도 곡선의 400~600℃ 구간의 기울기에 해당하는 |K| 값을 측정하였다.
강종 합금성분(중량%) 관계식 1
(|K|)		 관계식 2
(RA)
C Si Mn Al P S N Ti Nb Mo
A 0.11 0.02 1.7 0.029 0.009 0.002 0.004 0.05 0.032 0.009 0.88 3.30
B 0.04 0.10 1.9 0.028 0.010 0.001 0.003 0.03 0.040 0.007 0.81 1.62
C 0.08 0.01 1.8 0.028 0.009 0.002 0.003 0.11 0.035 0.015 0.85 6.50
D 0.04 0.41 1.5 0.028 0.009 0.002 0.003 0.12 0.059 0.025 0.75 4.35
E 0.07 0.41 1.6 0.028 0.009 0.002 0.003 0.05 0.025 0.175 0.80 10.66
F 0.06 0.41 1.6 0.028 0.009 0.002 0.003 0.11 0.025 0.011 0.79 8.95
G 0.06 0.41 1.6 0.028 0.009 0.002 0.003 0.11 0.025 0.007 0.79 8.80
H 0.03 0.02 0.9 0.030 0.011 0.001 0.004 0.11 0.025 0.007 0.69 8.80
I 0.07 0.10 0.8 0.028 0.009 0.001 0.004 0.09 0.030 0.007 0.72 6.04
J 0.03 0.30 0.8 0.025 0.010 0.002 0.004 0.09 0.035 0.007 0.66 5.18
K 0.04 0.40 0.8 0.024 0.011 0.002 0.003 0.09 0.030 0.009 0.67 6.10
L 0.05 0.06 1.4 0.025 0.009 0.001 0.004 0.11 0.035 0.009 0.77 6.34
M 0.06 0.01 1.5 0.028 0.009 0.002 0.003 0.11 0.035 0.015 0.79 6.50
N 0.04 0.41 1.5 0.028 0.009 0.002 0.003 0.10 0.024 0.025 0.75 9.08
[관계식 1]
|K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 2]
RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
(여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
상기 표 1의 강종을 하기 표 2에 나타낸 압연종료온도, 권취온도를 적용하여 강판을 제조하였다. 표 2에 나타내지 않은 재가열은 1100~1350℃의 온도범위에서 행하였고, 열간압연 직후 냉각속도는 10~70℃/s 수준이며, 권취 후 강판의 냉각속도는 10~50℃/h로 동일하게 행하였으며, 냉각은 권취 후 30분 이내에 개시되었다.
또한, 하기 표 2에는 냉각 후, 열처리 전 강판의 미세조직의 상분율 및 관계식 3의 CN 값을 나타내었다. 페라이트(F), 베이나이트(B), 마르텐사이트(M) 및 펄라이트(P) 분율은 각 강종의 두께 1/4 지점에서 측정하였으며, SEM을 이용하여 x3000, x5000 배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다. 여기서, 베이나이트는 저온형 페라이트를 포함하며, 펄라이트는 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물을 포함한다. 관계식 3의 페라이트의 결정립내와 결정립계에 형성되는 직경 50nm 이하의 석출물 분포의 값은 단위면적(1mm2)에 대하여 TEM 분석을 활용하여 산출되었다.
강종 압연종료온도
(℃)		 권취온도
(℃)		 미세조직(면적%) 관계식 3 구분
F B M P
A 900 600 92 0 0 8 1.1 비교강 1
B 890 600 94 0 0 6 0.9 비교강 2
C 900 600 93 0 0 7 0.9 비교강 3
D 900 600 99 0 0 1 1.4 비교강 4
E 900 550 93 3 0 4 1.4 비교강 5
F 900 750 94 0 0 6 49 비교강 6
G 900 350 71 21 8 0 45 비교강 7
H 910 640 98 0 0 2 24 발명강 1
I 900 600 97 0 0 3 22 발명강 2
J 890 650 98 0 0 2 13 발명강 3
K 920 650 98 0 0 2 19 발명강 4
L 890 600 99 0 0 2 26 발명강 5
M 900 600 98 0 0 2 31 발명강 6
N 900 600 99 0 0 1 30 발명강 7
F: 페라이트, B: 베이나이트, M: 마르텐사이트, P: 펄라이트
[관계식 3]
CN = NGB x 103 x NG -1
(여기서, NGB 및 NG는 각각 단위면적(1mm2) 내 페라이트의 결정립계와 결정립내에 형성되는 직경 50nm 이하의 석출물 개수이다.)
하기 표 3에는 열처리 전 기계적 물성 값과 열처리를 행한 후의 기계적 물성 값을 나타내었다. 인장강도(TS), 파괴연신율(El), 항복비(항복강도/인장강도)를 각각 나타내었으며, 열처리 전후 항복비 변화 비를 계산하여 나타내었다. 이 때, 인장시험은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편을 채취하여 시험하였다. 표 3의 물성은 열처리 전후 모두 상온에서 평가한 결과이며, 500℃에서 60분 유지한 후 상온까지 공냉하는 열처리를 적용하였다.
강종 열처리 전 물성 열처리 후 물성 열처리 전후
YR 변화 비(%)		 구분
TS0 El0 YR0 TSh Elh YRh
A 592 28 0.82 412 31 0.93 13.4 비교강 1
B 613 26 0.85 431 28 0.94 10.6 비교강 2
C 945 16 0.85 817 17 0.95 11.8 비교강 3
D 736 21 0.82 604 22 0.92 12.2 비교강 4
E 852 18 0.81 588 20 0.95 17.3 비교강 5
F 782 20 0.83 548 22 0.94 13.3 비교강 6
G 835 19 0.77 569 20 0.93 20.8 비교강 7
H 608 26 0.83 521 27 0.91 9.6 발명강 1
I 625 26 0.83 551 28 0.90 8.4 발명강 2
J 595 27 0.84 510 28 0.92 9.5 발명강 3
K 656 24 0.83 560 25 0.90 8.4 발명강 4
L 687 23 0.85 615 24 0.92 8.2 발명강 5
M 845 19 0.85 731 20 0.93 9.4 발명강 6
N 775 21 0.86 711 23 0.94 9.3 발명강 7
TS0: 열처리 전 인장강도(MPa), El0: 열처리 전 연신율(%), YR0: 열처리 전 항복비
TSh: 열처리 후 인장강도(MPa), Elh: 열처리 후 연신율(%), YRh: 열처리 후 항복비
본 발명에서 제안한 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명강 1 내지 7은 표 2 및 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하였다.
한편, 비교강 1 내지 3은 본 발명의 관계식 1을 만족하지 않는 것으로, 비교강 1 및 2는 과도한 C 또는 Mn 함량으로 인해 본 발명의 성분범위를 벗어났으며, 조대한 탄화물이 형성되고, 펄라이트가 증가하였다. 열처리 후에는 탄화물이 더욱 조대화되고 결정립 성장도 발생하여 인장강도 하락이 크고, 항복점 현상이 발생하였고 항복강도도 다소 증가하였으며, 열처리 전후 YR 변화 비가 10%를 초과하여 열적 안정성이 열위하였다. 비교강 3은 본 발명의 합금조성 범위는 만족하였으나, 관계식 1을 만족하지 못한 것으로, 탄화물 및 펄라이트 조직이 과다하였고, 페라이트 분율도 본 발명의 범위를 만족하지 못하였으며, 입계와 입내에서의 미세석출물도 감소하여 관계식 3을 만족하지 못하여 열적 안정성이 열위하였다.
비교강 4 및 5는 본 발명의 관계식 2의 범위를 충족하지 못한 것으로, 비교강 4는 관계식 2의 범위에 미달되어, 석출물의 분율은 증가하였으나 입계에서 50nm 이상의 석출물의 형성이 많았고, 관계식 3을 만족하지 못하였으며, 이로 인해 열처리 중에 결정립의 성장이 불균일하게 발생하여 열적 안정성 특성이 열위하였다. 비교강 5는 관계식 2의 범위를 벗어난 경우로, 입내에 비해 입계에서의 미세한 석출물이 부족하였고, 관계식 3 또한 만족하지 못하였다. 또한, 경화능이 증가하여 베이나이트의 형성으로 페라이트 분율은 부족하였다. 이강의 열처리 전후 YR 변화의 비는 10%를 초과하였는데, 이는 열처리 중 입계의 안정성이 부족하여 결정립 성장이 발생하고, 형성된 베이나이트의 열화가 발생하였기 때문이다.
비교강 6 및 7은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하였으나, 권취온도가 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 비교강 6의 경우, 냉각종료온도가 너무 높아 본 발명의 제안범위를 벗어났고, 초기 미세조직에 펄라이트가 생성되었으며 석출물도 조대하였다. 이러한 미세조직은 열처리 이후 석출물이 더욱 조대화 되기 용이한 것으로, 열처리로 인해 인장강도가 감소한 것을 알 수 있다. 비교강 7의 경우, 냉각종료온도가 과도하게 낮아 본 발명의 제안범위를 벗어났고, 베이나이트 및 마르텐사이트가 형성되었으며, 이로 인해 열처리 전 항복비가 본 발명의 범위를 만족하지 못하였고, 열처리 전후 YR 변화 비 또한 본 발명의 범위를 초과하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.02∼0.08%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼1.8%, Al: 0.01∼0.1%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.0005~0.13%, Nb: 0.005~0.06%, Mo: 0.001~0.2%, 잔부 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 |K| 값이 0.8 이하이고,
    하기 관계식 2에서 정의되는 RA 값이 5~9.2이고,
    미세조직은 95면적% 이상의 페라이트 및 나머지 펄라이트를 포함하고,
    하기 관계식 3에서 정의되는 CN 값이 1.5 이상인 고강도 강판.
    [관계식 1]
    |K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
    (여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
    [관계식 3]
    CN = NGB x 103 x NG -1
    (여기서, NGB 및 NG는 각각 단위면적(1mm2) 내 페라이트의 결정립계와 결정립내에 형성되는 직경 50nm 이하의 석출물 개수이다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 Cr, V, Ni 및 B 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 더 포함하는 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 590MPa 이상이고, 연신율이 19% 이상이고, 항복비가 0.8 이상인 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 열처리 전 항복비 대비 100~600℃에서 열처리 후의 항복비 변화율이 10% 이하인 고강도 강판.
  5. 중량%로, C: 0.02∼0.08%, Si: 0.01∼0.5%, Mn: 0.8∼1.8%, Al: 0.01∼0.1%, P: 0.001∼0.02%, S: 0.001∼0.01%, N: 0.001∼0.01%, Ti: 0.0005~0.13%, Nb: 0.005~0.06%, Mo: 0.001~0.2%, 잔부 및 불가피한 불순물을 포함하며, 하기 관계식 1에서 정의되는 |K| 값이 0.8 이하이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 RA 값이 5~9.2인 강 슬라브를 1100~ 1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 압연종료온도로 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 10~70℃/s의 냉각속도로 550~700℃의 온도범위까지 냉각한 후 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 강판을 10~50℃/h의 냉각속도로 500℃ 이하의 온도까지 냉각하는 단계를 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    |K| = -0.555-1.27[C]+0.043[Si]-0.113[Mn]+0.08[Ti]+0.086[Nb]2
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
    [관계식 2]
    RA = ([Ti]/48+[Mo]/96+[V]/51)/([Nb]/93)
    (여기서, [Ti], [Mo], [V] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%이다.)
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 강판은 Cr, V, Ni 및 B 중 1종 이상을 총 함량 0.5% 이하로 더 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각하는 단계는 권취 후 30분 이내에 개시되는 것인 고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각된 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 산세 및 도유 처리된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 용융아연도금은 중량%로, Mg: 0.01~30%, Al: 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용하는 것인 고강도 강판의 제조방법.
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