KR20220119639A - 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법 - Google Patents

저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법 Download PDF

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KR20220119639A
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한롱 장
이쾅 선
신핑 마오
청 왕
유롱 장
신옌 진
슈이즈 왕
리 왕
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바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사
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Abstract

저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법에 있어서, 이의 성분 중량백분율은 C: 0.03~0.07%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.7~2.0%, P≤0.02%, S≤0.01%, N≤0.01%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.4~0.7%, B: 0.001~0.005%, Ti: 0.07~0.15%이고, Mo: 0.15~0.4% 또는 Nb: 0.02~0.08% 중 하나 또는 둘을 더 포함하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다. 또한 유효 B* 함량≥ 0.001, 유효 B* 함량=B-[Ti-3.4N-1.2(C-Nb/7.8)]/22; 및 CE< 0.58, CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15를 동시에 충족한다. 상기 강판의 인장강도는 ≥980MPa이고, 항복강도는 ≥780MPa이며, 구멍 확장률은 원래 구멍이 펀칭 구멍이면 구멍 확장률은 ＞50%이고, 원래 구멍이 리밍 구멍이면 구멍 확장률은 ＞60%인 조건을 충족한다. 이는 주로 자동차 섀시, 서스펜션 시스템 부품의 제조에 사용된다.

Description

저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법
본 발명은 금속 재료 분야에 관한 것으로, 보다 상세하게는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법에 관한 것이다. 주로 자동차 섀시 및 서스펜션 부재 등 제품을 제조하는 데 적용된다.
자동차 "경량화"는 직접적으로 배기 가스를 감소시키고 연료 소모를 줄일 수 있으며, 오늘날 자동차 제조업 발전의 목표이다. 자동차 "경량화"를 위한 중요한 조치는 저강도 강판을 고강도 및 초고강도 강판으로 대체하는 것이다. 현재 "경량화" 개념은 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템에 더 사용된다. 갈수록 엄격해지는 환경 보호 요건과 시장 수요에서도 자동차 섀시 재료에 고강도 철강을 사용하여 "경량화"를 구현할 것을 요구한다.
그러나 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템의 구조 부품은 강판의 더 높은 강도를 요구하는 것 외에도 강판이 우수한 구멍 확장 성능, 표면 코팅 성능 및 용접 성능을 갖추도록 요구된다. 따라서 페라이트, 베이나이트 및 탄화물 석출상을 주요 조직으로 하는 복합조직강은 고강도 및 우수한 구멍 확장 성능으로 인해 자동차 섀시 및 서스펜션 시스템 부품의 일반적인 강종으로 자리 잡았다. 그러나 현재 시판되고 있는 일반 복합조직강의 강도는 통상적으로 기가파스칼급 수준에 도달하지 못한다. 공개된 특허에서는 대부분이 항복강도가 600~700MPa이고, 인장강도가 700~900MPa 수준이다. 복합조직강 구조에서 일정량의 페라이트 및 베이나이트를 확보하여 비교적 높은 구멍 확장 성능을 획득하려면(이 두 가지 조직의 강도는 마르텐사이트보다 낮음), 복합조직강의 강도를 기가파스칼급 수준에 도달시켜야 하나 여기에는 비교적 큰 어려움이 있다.
현재 복합조직강의 인장강도를 기가파스칼급 수준(즉, 인장강도≥980MPa)으로 향상시키는 일반적인 방법은 두 가지가 있다. 하나는 철강에 다량의 탄소, 규소, 망간을 도입하는 것이다. 특히 규소 원소는 복합조직강 조직을 변화시키며 마르텐사이트 또는 잔류 오스테나이트를 도입하면 강도가 향상된다. 다른 하나는 다량의 기타 합금 원소를 첨가하여 강도를 향상시키는 것이다. 그러나 다량의 규소 원소의 도입은 강판 표면 품질을 저하시키고, 다량의 기타 합금 원소의 도입은 강판의 비용을 크게 증가시킨다. 그 외, 두 방법 모두 강판의 탄소 당량 수준을 크게 증가시킨다. 그러나 차체 부품에 비해 자동차 섀시 부품은 구조가 복잡하여 아르곤 보호 용접, 레이저 용접, 스폿 용접 등 다양한 용접 공정이 필요하므로 강재의 탄소 당량 수준에 대한 요구 기준이 비교적 높다. 따라서 섀시용 기가파스칼급 복합조직강을 개발하고 강판 저비용 및 저탄소 당량 수준을 제어하는 것은 서로 모순되는 기술적 모순이 일어나므로, 공개된 특허로는 이를 동시에 구현할 수 없다.
예를 들어, 중국 특허 CN101400816A는 Ni, Cu 등 값비싼 합금 원소를 다량으로 첨가하여 강재를 기가파스칼급 강도 수준에 도달시킨다. 그러나 이 방법은 강재의 합금 비용을 대폭 상승시킬 뿐만 아니라 강재의 탄소 당량 수준도 증가시킨다. 또한 해당 특허 중 대다수의 실시예에는 모두 0.50%가 넘는 규소 원소가 첨가되었다.
"고온 산화 특성 기반의 Si 함유강 적스케일 결함 연구[J]"("철강 압연", 2016, 33(2): 10-15; Yu Yang, Wang Chang, Wang Lin 등) 및 "규소 원소의 노내 선철 스케일 계면 미세 구조에 대한 영향 연구 [J]"("철강 압연", 2016, 33(5): 6-10)에 따르면 이하와 같다.
철강 중 규소 함량이 비교적 높으면, 적스케일 등 결함(적스케일, 타이거 스프라이트 등)이 형성되어 강재 표면 품질이 저하될 수 있다. 여기에서 0.5% 규소 함량의 차량용 철강에서 띠강 표면에 등간격의 띠 모양 스케일이 존재하는 것이 발견되었으며, 적스케일, 타이거 스프라이트 등 결함이 띠강 표면에서 차지하는 비율은 약 30%였다. 이러한 표면 상태는 표면 외관 및 색상에 매우 까다로운 차량용 부품 제품을 제조하는 데 사용할 수 없다. 상기 발명 특허에 개시된 유일하게 규소 함량이 차량용 강판 제품의 요건을 충족할 수 있는 발명의 예는, 탄소 당량이 최고 0.73 이상에 달하며, 높은 Cu, 높은 Ni 첨가로 인해 합금 비용이 높다. 따라서 해당 발명 특허에 언급된 제품은 시장에서 시급히 요구되는 저비용 저탄소 당량의 기가파스칼급 자동차 섀시용 복합조직강 제품 제조에 사용될 수 없다.
이와 유사하게, 중국 특허 CN201710022118.8 및 CN201180067938.X는 모두 기가파스칼급 수준에 도달하는 복합조직강 제품을 설계하였다. 이 두 특허는 고가의 Ni, Cu 합금 원소를 첨가하지 않았으나, 규소 함량이 모두 0.5% 이상이며 탄소 당량 수준이 비교적 높다. 따라서 마찬가지로 표면 외관 및 색상과 탄소 당량에 대한 요건이 매우 엄격한 차량용 부품 제품을 제조에 사용할 수 없다. 이는 여기에서 반복하여 설명하지 않기로 한다.
중국 특허 CN201380022062.6은 저규소 성분으로 설계한 표면 타이거 스케일 결함(즉, 본 발명에서 언급한 표면 적스케일 결함)이 없는 기가파스칼급 복합조직강 제품을 개시하였다. 그러나 미국금속협회에서 개시한 탄소 당량 공식 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15에 따라, 해당 특허에서 제품의 탄소 당량은 0.60보다 높으며 해당 특허는 제품의 구멍 확장 성능을 평가하지 않았다.
따라서 종래의 기술로는 자동차 섀시용 복합조직강 제품 중 기가파스칼급 인장강도와 저규소 저탄소 당량(즉, 표면 품질 및 용접성) 간의 모순을 해결할 수 없다. 기가파스칼급 강도, 높은 구멍 확성성, 높은 용접성을 모두 갖춘 기가파스칼급 복합조직강판/강대를 획득하여, 자동차 섀시 구조 부재의 생산 제조 수요를 충족시키기 위한 방법은 현재 철강 업계의 난제이자 현재 자동차 산업계에 시급하게 필요한 것이다.
본 발명의 목적은 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대 및 이의 제조 방법을 제공하는 데에 있다. 상기 강판의 인장강도는 ≥980MPa이고 항복강도는 ≥780MPa이다. 구멍 확장률은 원래 구멍이 펀칭 구멍이면 구멍 확장률은 ＞50%이고, 원래 구멍이 리밍 구멍이면 구멍 확장률은 ＞60%인 조건을 충족하며, 주로 자동차 섀시, 서스펜션 시스템 부품의 제조에 사용된다.
상기 목적을 달성하기 위해, 본 발명에서 채택하는 기술적 해결책은 이하와 같다.
저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대에 있어서, 이의 성분 중량백분율은 C: 0.03~0.07%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.7~2.0%, P≤0.02%, S≤0.01%, N≤0.01%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.4~0.7%, B: 0.001~0.005%, Ti: 0.07~0.15%이다. Mo: 0.15~0.4% 또는 Nb: 0.02~0.08% 중 하나 또는 둘을 더 포함하며, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이다.
또한 유효 B* 함량≥ 0.001, 유효 B* 함량=B-[Ti-3.4N-1.2(C-Nb/7.8)]/22; 및
CE<0.58, CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15를 동시에 충족한다.
바람직하게는, 상기 C 함량은 0.045~0.06%이고, 중량백분율을 기준으로 계산한다.
바람직하게는, 상기 S 함량은 0.15~0.27%이고, 중량백분율을 기준으로 계산한다.
바람직하게는, 상기 B 함량은 0.002~0.004%이고, 중량백분율을 기준으로 계산한다.
바람직하게는, 상기 강판/강대의 미세 조직은 페라이트 및 하부 베이나이트, 및 소량의 탄화물 석출상, 기타 개재물상 및/또는 미량 마르텐사이트상이다. 페라이트 함량은 ≤20%이고, 페라이트+하부베이나이트 함량은 ≥95%이다.
바람직하게는, 상기 강판/강대의 미세 조직에는 TiN 입자가 더 함유되며, 단일 입자의 최장 변 길이는 <8μm 또는 면적은 <50μm2이다.
바람직하게는, 상기 페라이트 결정립 평균 직경은 <6μm이거나, 페라이트 결정입도 ASTM 등급은 >11.8이다.
본 발명에 따른 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대의 제조 방법은 이하의 단계를 포함한다.
1) 제련 및 연속주조 단계
상술한 화학성분에 따라 제련하고 연속주조를 통해 슬래브로 주조하며, 연속주조 시 냉각 속도는 ≥5℃/s이다.
2) 슬래브 열전달, 압연 단계
슬래브는 700℃ 이상의 온도에서 가열로에 넣고, 슬래브를 가열하며, 가열 온도는 1100~1250℃이고, 슬래브 열간 압연 시 이전 두 패스의 압하율은 모두 ≥55%이고, 마무리 압연 최종 압연 온도는 850~950℃이다.
3) 압연 후 냉각, 권취 단계
압연 후 수냉 방식을 채택하며 권취 온도는 550~630℃이다.
4) 산세척 단계
또한 3) 산세척 단계 이후, 용융 아연 도금 어닐링 공정을 더 포함하여 열간 압연 용융 아연 도금 강판 완제품을 획득한다.
바람직하게는, 상기 강판/강대 두께는 0.7~4.0mm이다.
본 발명에 따른 철강의 성분 설계는 이하와 같다.
탄소(C): 탄소는 강판/강대의 강도, 용접성 및 성형성에 직접적인 영향을 미친다. 탄소 함량이 높을수록 강판의 강도를 향상시키기에 유리하다. 탄소 함량이 0.03% 미만이면, 강판/강대의 강도는 목표 요건에 도달하지 못한다. 탄소 함량이 0.07%보다 높으면, 탄소 당량이 너무 높아져 강판의 용접성이 저하된다. 따라서 본 발명에서 제어하는 탄소 함량의 범위는 0.03~0.07%이다.
규소(Si): 규소는 일정한 고용 강화 작용을 나타낸다. Si 함량이 높을수록 강판/강대의 강도를 향상시키는 데 도움이 된다. 그러나 규소 함량이 0.5%보다 높으면, 열간 압연 강판/강대 표면에 심각한 열간 압연 산화철 스케일이 생성되기 쉽다. 이는 강판/강대의 표면 품질을 저하시킬 뿐만 아니라, 용융 아연 도금 강판/강대 생산에 도움이 되지 않으며 동시에 강판/강대의 도금성을 손상시킨다. 따라서 본 발명은 규소 함량을 0.1~0.5%의 범위 내로 한정한다.
망간(Mn): 망간은 강판/강대의 강도를 효과적으로 향상시킬 수 있으며, 비용이 다른 합금 원소에 비해 상대적으로 낮기 때문에 본 발명은 망간을 주요 첨가 원소로 사용한다. 그러나 망간 함량이 2.0%보다 높으면, 조직에 마르텐사이트가 생성되어 구멍 확장 성능이 손상된다. 망간 함량이 1.7%보다 낮으면, 강판/강대의 강도가 불충분하다. 따라서 본 발명은 망간 함량을 1.7~2.0%로 한정한다.
알루미늄(Al): 알루미늄은 제련 과정의 주요한 탈산제로 첨가된다. 그러나 알루미늄 함량이 0.01% 미만이면 탈산 효과가 충분하지 않는다. 알루미늄 함량이 0.05%를 초과하면 용강 점도에 영향을 미쳐 노즐을 막고 강판/강대의 용접 성능을 훼손시킬 수 있다. 따라서 본 발명은 알루미늄 함량을 0.01~0.05%로 한정한다.
크롬(Cr): 크롬은 베이나이트상 영역을 확장하는 데 도움이 되며, 강판/강대가 압연 후 냉각되는 과정에서 베이나이트 조직을 획득할 수 있으므로, 강도와 구멍 확장률을 향상시키는 데 유리하다. 그러나 첨가량이 0.7%를 초과하면, 강도 향상이 더 이상 현저하지 않으며, 오히려 강판/강대의 용접성에 도움이 되지 않는다. 함량이 0.4% 미만이면, 베이나이트상 영역에 대한 확장이 현저하지 않다. 따라서 본 발명은 크롬과 몰리브덴 함량을 모두 0.4~0.7%로 한정한다.
티타늄, 니오븀 및 몰리브덴(Ti, Nb, Mo): 티타늄, 니오븀 및 몰리브덴은 본 발명의 복합조직 중강의 미세 합금 원소이다. 미세한 탄화물을 형성한 후의 제2상 강화를 통해 복합조직강의 강도를 향상시키며, 이들 세 가지 중 Nb 원소의 탄화물 형성 능력이 더욱 강하다. 미세 합금 원소 첨가가 충분하지 않으면, 강판의 강도가 설계 요건을 충족시킬 수 없다. 또한 Ti 원소는 철강 중의 N 원소와 TiN 입자를 더 형성하며, 치수가 너무 큰 TiN은 구멍 확장에 불리한 영향을 미친다. Ti 원소는 철강 중의 B 원소와 티타늄 붕화물을 형성하여 철강 중 유효 붕소 함량을 감소시킨다. 미세 합금 함량이 비교적 낮으면 강판/강대의 강도가 충분하지 않다. 또한 TiN 입자 치수를 제어하여 단일 입자의 최장 변 길이가 <8μm 또는 면적이 <50μm2가 되도록 보장함으로써, 거친 TiN 입자가 강판의 구멍 확장성을 손상시키는 것을 방지해야 한다.
붕소(B): 붕소는 베이나이트상 영역을 확장하는 데 도움이 되며, 강판/강대가 압연 후 냉각되는 과정에서 베이나이트 조직을 획득할 수 있으므로, 강재의 강도와 경도를 크게 향상시킨다. 그러나 B 원소가 너무 많으면 강판에 과도하게 많은 마르텐사이트 조직이 발생하여 강재 구멍 확장률 및 연신율이 낮아진다. 또한 철강에서 베이나이트상 영역을 확장하는데 실제 도움이 되는 B 원소는 Ti, N 등 원소와 결합하여 붕화물을 형성하지 않는 유효 B 원소이다. 유효 B원소의 영향은 다음 공식에 따라 계산된다. B*=B-[Ti-3.4N-1.2(C-Nb/7.8)]/22≥0.001.
철강 중의 불순물 원소의 상한은 P: ≤0.02%, S: ≤0.01%, N≤0.01%로 제어한다. 강질은 순수할수록 효과가 더욱 바람직하다.
본 발명에 따른 강판/강대의 미세 조직은 페라이트 + 하부 베이나이트의 미세 조직이며, 페라이트 함량은 ≤20%이다. 페라이트 + 하부 베이나이트 함량은 ≥95%이다. 페라이트 조직이 20%보다 높으면, 강판/강대는 요구되는 강도에 도달하지 못한다. 페라이트 + 하부 베이나이트 함량이 95%보다 낮으면, 강판/강대의 구멍 확장성은 요건에 도달하지 못한다. 상기 강판/강대의 미세 조직에는 소량(예를 들어 5% 이하) 탄화물 석출상, 미량(예를 들어 5% 이하) 마르텐사이트상 또는 극미량(0.01 이하, 우연히 시야에서 발견될 수 있는 것) 기타 개재물상이 더 포함될 수 있다. 상기 기타 개재물상은 MnS, TiN 및 AlN 등 철강에서 일반적으로 사용되는 개재물일 수 있다.
본 발명에 따른 강판/강대의 미세 조직에 있어서, 페라이트 결정립 평균 직경은 <6μm이거나, 결정립 입도 ASTM 등급은 >11.8이다. 결정립 평균 직경이 6μm보다 낮거나 결정립 입도 등급이 11.8보다 크지 않으면, 강판/강대는 요구되는 강도에 도달하지 못한다.
또한 상술한 합금 원소와 탄소 원소의 계량 관계는 다음 탄소 당량 계산 공식 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15<0.58을 더 충족시켜, 복합조직강이 비교적 낮은 탄소 당량 수준과 우수한 용접성을 갖도록 보장해야 한다.
본 발명의 제조 방법에 있어서,
연속주조 시의 슬래브 냉각 속도는 강판/강대 최종 조직 중의 결정립 치수, 액상 중 형성되는 개재물 치수 및 슬래브 조직 중 주상 결정의 비율에 영향을 미친다. 냉각 속도가 5℃ 미만이면, 한편으로는 슬래브 주상 결정의 두께 또는 비율이 설계 요건보다 높아, 후속적인 완제품 조직에 띠형 조직이 형성되어, 강판/강대의 굽힘 성능에 영향을 미치지 쉽다. 다른 한편으로는 연속주조 시 슬래브 속도 냉각의 하강은 최종 조직 중의 결정립 치수가 설계 요건에 도달할 수 없도록 만든다. 또한 철강 중 액상이 형성하는 개재물(일반적으로 TiN)의 치수가 조대해져 구멍 확장 및 굽힘 성능에 부정적인 영향을 미칠 수 있다.
슬래브를 가열로에 장입하기 전의 최저 온도는 제품 최종 성능에 영향을 미친다. 슬래브를 가열로에 넣기 전의 최저 온도가 700℃ 미만이면, 탄화 티타늄이 슬래프에서 다량 석출될 수 있으며, 후속적으로 재가열하는 과정에서 슬래브에서 이미 석출된 탄화 티타늄은 슬래브에 다시 완전히 재용해되지 않는다. 이는 열간 압연 후 매트릭스 중의 고용 티타늄 및 탄화 티타늄을 감소시켜 제품 강도가 불충분하도록 만든다. 마무리 압연 최종 압연 온도가 850℃ 미만이면, 마무리 압연 전에 페라이트가 석출되어, 최종 조직 중 베이나이트 함량이 너무 낮아질 수 있으며, 이는 강판/강대가 설정한 강도에 도달하지 못하도록 만든다. 그러나 슬래브 가열 온도를 고려하여 마무리 압연 온도는 950℃를 초과하지 않아야 한다. 또한 상술한 단계 2)에서, 강판/강대가 미세하고 고도로 균일한 조직을 갖도록 보장하기 위해, 제1, 제2 패스 열간 압연을 수행하며 각 패스의 압하율은 ≥55%이다. 압하율이 충분하지 않으면, 미세하며 조직이 균일한 조직을 획득할 수 없으며, 강판/강대 강도가 충분하지 않다. 뿐만 아니라, 상술한 단계 2)에서의 높은 압하율은 반드시 단계 1)에서 연속주조 시 슬래브의 높은 냉각 속도와 매칭되어야 한다. 연속주조 냉각 속도가 5℃/s 이상에 도달하지 못하면, 슬래브 중 액상이 형성하는 개재물(TiN 중심) 치수가 너무 커질 수 있다. 이때 단계 2)에서 ≥55%의 큰 압하율을 채택하면, 조대한 TiN이 균열될 수 있다. 도 1에 도시된 바와 같이, 강판/강대 내부의 균열원이 되어, 강판/강대 구멍 확장 성능을 악화시킨다. 연속주조 냉각 속도가 5℃/s 이상에 도달할 수 있으면, 슬래브 중 액상이 형성하는 개재물(TiN 중심) 치수가 미세하다. 도 2에 도시된 바와 같이 단계 2) 중 큰 열간 압연 압하 시 파열일 발생하지 않으므로, 강판/강대의 구멍 확장 성능에 불리한 영향을 미치지 않는다.
권취 온도는 고강도, 높은 구멍 확장률을 획득하는 가장 핵심적인 공정 매개 변수 중 하나이다. 권취 온도가 630℃보다 크면, 합금 탄화물의 강력한 석출과 조대화로 인해, 강판 구멍 확장률에 대해 부정적인 작용이 나타난다. 반면 권취 온도가 550℃보다 작으면, 탄화물의 석출이 심각하게 억제되어, 강판 강도가 설정된 요건에 도달하지 못한다. 본 발명은 권취 온도를 550~630℃로 한정한다.
검출에 따르면, 본 발명에서 제공하는 초고강도 열간 압연 강판/강대 성능은 이하의 지표를 충족시킨다.
상온 역학적 성능: 인장강도는 ≥980MPa이며, 바람직하게는 ≥1000MPa이다. 항복강도는 ≥780MPa이며, 바람직하게는 ≥800MPa이다.
구멍 확장률 성능: 원래 구멍이 펀칭 구멍이면 구멍 확장률은 50%보다 크며, 바람직하게는 ≥55%이고, 원래 구멍이 리밍 구멍이면 구멍 확장률은 60%보다 크며, 바람직하게는 ≥65%이다.
일부 실시방안에 있어서, 본 발명에서 제공하는 초고강도 열간 압연 강판/강대 인장강도는 980~1100MPa이며, 항복강도는 780~900MPa이다. 구멍 확장률 성능: 원래 구멍이 펀칭 구멍이면 구멍 확장률은 55~70%이고, 원래 구멍이 리밍 구멍이면 구멍 확장률은 65~80%이다.
본 발명은 저규소 및 저탄소 당량의 조성 설계를 채택하여 자동차 섀시용 복합조직강을 이용해 표면 품질 요건 및 용접성 요건을 충족시킨다. 먼저 규소 원소 함량 Si: 0.1~0.5%, 바람직하게는 0.1~0.4%, 보다 바람직하게는 Si: 0.15~0.27%로 설계한다. 다음으로 탄소 당량은 CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15<0.7을 충족시키며(미국금속협회에서 권장하는 탄소 당량 공식), 바람직하게는 <0.58이다.
저규소 및 저탄소 당량 설계를 전제로 강판이 기가파스칼급 강도 수준에 도달할 수 있도록, 일정량의 Mn, Cr 등의 합금 원소를 첨가하는 것 외에, 미량 합금 원소 B, Ti 및 Nb의 분배를 더욱 최적화한다. 공지된 바에 따르면, 미량의 B 원소가 강판 강도와 경도를 크게 향상시킬 수 있으나, 복합조직강 제품의 경우 B 원소를 얼마나 첨가하는지에 대해서는 명확하게 연구된 바가 없다. 실제 철강에 첨가되는 B 원소는 다양한 합금 원소와 반응을 일으킬 수 있다. 여기에서 가장 활발한 반응은 철강 중 N 원소와 BN을 생성하는 것이다. 그러나 BN의 생성은 강판의 제조성과 최종 제품 성능을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서 B 함유 철강에 일부 Ti 원소를 첨가하여 TiN을 우선적으로 형성함으로써 N과 B의 반응을 방지할 수도 있다. 그러나 철강에 남아 있는 Ti 원소도 마찬가지로 강한 붕소화물 형성 원소이며, B 원소와 반응하여 티타늄 붕화물을 형성할 수 있다. 반면, 이러한 Ti 원소는 유효 C 원소와 TiC를 형성할 수도 있다. 따라서 철강에서 유효 붕소 원소의 함량은 한편으로는 Ti 원소, N 원소 함량에 따라 달라지며, 다른 한편으로는 유효 탄소 원소의 영향을 더 받는다. 후자는 강한 탄화물 형성 원소, 심지어 베이나이트 함량의 영향도 받는다. 따라서 철강에서 유효 B 원소의 함량은 매우 복잡한 각 측면에서의 요인이 복합적으로 영향을 미친다. 철강 중 유효 B 원소(B*로 표시)에 대해, 본 발명은 각 측면의 요인을 종합적으로 고려하여, 강판이 기가파스칼급 강도 수준에 도달하도록, 유효 붕소 원소가 유효 B*=B-[Ti-3.4N-1.2(C-Nb/7.8)]/22≥0.001을 충족할 것을 제안한다.
공정 최적화를 통해, 미세하고 고도로 균일한 조직 및 치수가 미세한 개재물을 구현하여, 우수한 구멍 확장 성능을 획득한다. 일 양상에 있어서 연속주조에서 높은 냉각 속도 설계를 채택한다. 한편으로는 슬래브에서 주상 결정 비율을 낮춰 미세 등축 결정의 비율을 높이며, 다른 한편으로는 액상에서 생성된 개재물의 치수(TiN로 표시)를 낮춘다. 다른 일 양상에 있어서 열간 압연의 제1, 제2 패스에서 큰 하방 압력의 압연 공정 설계를 채택한다. 주상 결정을 더 파괴하는 동시에 미세 구조를 획득하며 고강도 및 높은 구멍 확장률을 모두 구현한다.
본 발명에 의해 제조된 초고강도 열간 압연 강판/강대는 저규소 저탄소 당량, 기가파스칼급 고강도 및 높은 구멍 확장성을 동시에 갖는다. 상기 초고강도 열간 압연 강판/강대 제품은 용융 아연 도금을 거쳐 용융 아연 도금 강판 완제품이 획득된다. 상기 초고강도 열간 압연 강판 제품과 강대 제품 및 용융 아연 도금 강판 완제품은 자동차 섀시, 서스펜션 시스템 부품 제조에 사용되어 자동차 "경량화"를 구현한다.
도 1은 연속주조 냉각 속도가 5℃/s 이상에 도달할 때 TiN 입자의 치수 및 이의 열간 압연의 큰 압하 후의 형태(열간 압연 조직 사진)이다.
도 2는 연속주조 냉각 속도가 5℃/s 이상에 도달하지 않을 때 TiN 입자의 치수 및 이의 열간 압연의 큰 압하 후의 형태(열간 압연 조직 사진)이다.
도 3은 Si 원소가 0.5%를 초과하는 경우(도면 예시는 Si 함량이 0.55%이며, 비교예 L) 강대 표면에 나타나는 열간 압연 적스케일(타이거 스프라이트) 결함 사진이다.
도 4는 Si 원소가 0.5%보다 작은 경우(도면 예시는 Si 함량이 0.25%이며, 실시예 C) 강대 표면 사진이다.
도 5는 본 발명 실시예에 따른 강판/강대의 미세 조직에서 페라이트+하부 베이나이트 함량 ≥95%이다.
이하에서는 실시예와 첨부 도면을 참조하여 본 발명을 더욱 상세하게 설명한다.
표 1의 상이한 성분의 철강을 제련한 후, 표 2의 가열 + 열간 압연 공정에 따라 두께가 4mm 미만인 강판을 획득한다. 종방향 50mm 표점 거리와 5mm 표점 거리를 따라 인장 샘플을 취하여 항복, 인장강도 및 연신율을 측정한다. 강판 중간부 영역을 취하여 구멍 확장률과 180° 굽힘 성능을 측정한다. 시험 데이터는 표 2와 같다. 여기에서 구멍 확장률은 구멍 확장 시험으로 측정한다. 펀치를 이용해 중심에 구멍이 있는 샘플을 다이에 압입하여, 판 구멍 에지에 네킹(necking) 또는 관통 균열이 나타날 때까지 샘플 중심 구멍을 확장한다. 샘플 중심 원래 구멍의 제조 방식은 구멍 확장률 테스트 결과에 비교적 큰 영향을 미친다. 따라서 각각 구멍 펀칭과 리밍을 채택하여 샘플 중심 원래 구멍을 제조한다. 후속 시험 및 테스트 방법은 ISO/DIS 16630 표준에 규정된 구멍 확장률 테스트 방법에 따라 실행한다.
표 1에서 실시예 A 내지 I는 본 발명의 철강이며, 비교예 J 내지 M은 설계된 비교 강종이다. 여기에서 탄소 또는 망간 또는 기타 합금 원소 함량은 본 발명 성분의 범위를 벗어난다. O 및 P는 개시된 발명 특허 중의 성분과 공정이다. 여기에서 비교예 O는 CN201380022062.6의 실시예이며, 여기에서 합금 성분이 본 발명과 다르고 탄소 당량이 본 발명보다 높다. 비교예 P는 CN201180067938.X의 실시예이며, 여기에서 합금 성분도 본 발명과 다르고 탄소 당량이 본 발명보다 높다.
표 2는 표 1에서 각 강종의 상이한 제조 공정이며, 마찬가지로 크게 실시예 및 비교예의 두 종류로 나뉜다. 여기에서 비교예 O와 비교예 P는 개시된 특허 출원에 언급된 공정이다. 그러나 비교예 O는 냉간 압연 제품이며, 열간 압연 공정은 구체적으로 언급되지 않았다. 또한 제품 성능은 냉간 압연 어닐링 후의 제품 성능이다. 비교예 P 중의 일부 매개 변수는 언급되지 않았으며, 기타 매개 변수는 일부가 본 발명과 다르다. 표 3은 상술한 실시예와 비교예의 역학적 성능 검출값이다.
C, Mn, Ti, Nb, B 또는 B* 함량값이 본 발명의 범위를 벗어날 경우, 예를 들어 Mn, Ti와 Nb, 또는 B* 함량이 비교적 낮을 경우, 비교예 K, L 및 N과 같이, 강판의 강도가 모두 설계 요건보다 낮음을 알 수 있다. C 또는 B 함량이 본 발명의 성분 범위보다 높을 경우, 비교예 J 및 M과 같이, 조직에서 다량의 마르텐사이트가 생성되고 재료의 구멍 확장 성능이 저하되어 모두 본 발명의 목적에 부합하지 않는다.
Si 원소 함량이 본 발명의 범위보다 높을 경우, 비교예 L과 같이, 강판 표면에 열간 압연 산세척 후 심각한 적스케일(타이거 스프라이트) 결함이 발생한다. 도 3에 도시된 바와 같이, Si 원소가 본 발명의 범위에 있는 경우, 강판 표면은 열간 압연 산세척 후 색상이 정상이며, 이는 실시예 C의 도 4에 도시된 바와 같다.
슬래브의 노내 장입 온도가 너무 낮으면, 비교예 A-2와 같이, 강도가 본 발명의 설계 표준을 충족하지 못할 수 있다. 권취 온도가 너무 높으면, 비교예 D-2와 같이, 권취 후 강판 내에 다량의 조대한 탄화물 입자가 생성되어 연신율 및 구멍 확장 성능이 저하된다. 열간 압연 전 두 패스 압하율이 충분하지 않으면, 강판의 띠형 조직을 완전히 제거할 수 없고, 결정립을 충분히 미세화하여 조직 균일성을 구현할 수 없다. 강판 연신율의 구멍 확장률이 저하되며 이는 비교예 B-2와 같다. 또한 연속주조 냉각 속도가 충분하지 않으나 열간 압연의 압하율이 크면, 철강 중 조대한 TiN 입자가 파쇄되어 잠재적인 균열원이 형성된다. 이는 재료의 연신율 및 구멍 확장 성능을 크게 악화시키며, 비교예 C-2와 같다.
상기 내용을 요약하면, 본 발명은 탄소망간강을 기반으로 저규소 및 저탄소 당량 설계 이념을 채택하고 유효 B 원소의 함량 범위를 합리적으로 설계함으로써 각 원소의 배합비를 최적화한다. 또한 자동차용 강판 생산라인을 기반으로 연속주조 냉각속도, 열간 압연 압하율 및 권취 온도를 더욱 향상시켜 고강도, 높은 구멍 확장 성능과 우수한 표면 품질 및 용접성을 모두 갖춘 기가파스칼급 초고강도 열간 압연 강판/강대를 생산한다. 이의 항복강도는 780MPa보다 작지 않고, 인장강도는 980MPa보다 작지 않으며 구멍 확장률은 50%보다 크거나(원래 구멍이 펀칭 구멍인 경우) 60%보다 크다(원래 구멍이 리밍 구멍인 경우). 따라서 초고강고의 높은 구멍 확장 성능과 저탄소 당량의 자동차용 섀시, 서스펜션 부재용 재료에 대한 자동차 산업 시장의 긴급한 수요를 충족시킨다.
Figure pct00001
Figure pct00002
Figure pct00003

Claims (11)

  1. 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대로서,
    이의 성분 중량백분율은 C: 0.03~0.07%, Si: 0.1~0.5%, Mn: 1.7~2.0%, P≤0.02%, S≤0.01%, N≤0.01%, Al: 0.01~0.05%, Cr: 0.4~0.7%, B: 0.001~0.005%, Ti: 0.07~0.15%이고, Mo: 0.15~0.4% 또는 Nb: 0.02~0.08% 중 하나 또는 둘을 더 포함하고, 나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물이고,
    유효 B* 함량≥ 0.001, 유효 B* 함량=B-[Ti-3.4N-1.2(C-Nb/7.8)]/22; 및
    CE<0.58, CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Si+Ni+Cu)/15를 동시에 충족하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 C 함량은 0.045~0.06%이고, 중량백분율을 기준으로 계산하는 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 Si 함량은 0.15~0.27%이고, 중량백분율을 기준으로 계산하는 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 B 함량은 0.002~0.004%이고, 중량백분율을 기준으로 계산하는 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  5. 제1항 내지 제4항 중 어느 한 항에 있어서,
    상기 강판/강대의 미세 조직은 페라이트 및 하부 베이나이트, 및 소량의 탄화물 석출상, 기타 개재물상 및/또는 미량 마르텐사이트상을 포함하고, 페라이트 함량은 ≤20%이고, 페라이트+하부베이나이트 함량은 ≥95%인 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강판/강대의 미세 조직에는 TiN 입자가 더 함유되고, 단일 입자의 최장 변 길이는 <8μm 이거나 면적은 <50μm2인 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  7. 제5항에 있어서,
    상기 페라이트 결정립 평균 직경은 <6μm이거나, 페라이트 결정립 입도 ASTM 등급은 ＞11.8인 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강판/강대의 인장강도는 ≥980MPa이고, 항복강도는 ≥780MPa이고, 구멍 확장률은 원래 구멍이 펀칭 구멍이면 구멍 확장률은 ＞50%이고, 원래 구멍이 리밍 구멍이면 구멍 확장률은 ＞60%인 조건을 충족시키는 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대.
  9. 제1항 내지 제8항 중 어느 한 항에 따른 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대의 제조 방법으로서,
    1) 제련 및 연속주조 단계:
    제1항 내지 제4항 중 어느 한 항의 화학성분에 따라 제련하고 연속주조를 통해 슬래브로 주조하며, 연속주조 시 냉각 속도는 ≥5℃/s이고;
    2) 슬래브 열전달, 압연 단계:
    슬래브는 700℃ 이상의 온도에서 가열로에 넣고, 슬래브를 가열하며, 가열 온도는 1100~1250℃이고, 슬래브 열간 압연 시 이전 두 패스의 압하율은 모두 ≥55%이고, 마무리 압연 최종 압연 온도는 850~950℃이고;
    3) 압연 후 냉각, 권취 단계:
    압연 후 수냉 방식을 채택하며 권취 온도는 550~630℃이고; 및
    4) 산세척 단계를 포함하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대의 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서,
    3) 산세척 단계 이후 용융 아연 도금 어닐링 공정을 더 포함하여 열간 압연 용융 아연 도금 강판 완제품을 획득하는 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대의 제조 방법.
  11. 제9항에 있어서,
    상기 강판/강대 두께는 0.7~4.0mm인 것을 특징으로 하는 저규소 저탄소 당량 기가파스칼급 복합조직강판/강대의 제조 방법.
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