KR20230023097A - 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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KR20230023097A
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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법 {HIGH STRENTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위하여 자동차 시장의 주류인 내연기관 자동차에서 전기 자동차 등의 친환경 차량으로의 전환이 급속히 이루어지고 있다.
내연기관 자동차에서 전기 자동차 등으로 전환됨에 따라 자동차를 구성하는 부품의 종류 역시 변화하면서, 자동차의 중량에도 변화가 이루어지고 있다. 예를들어, 동일 모델에서 출시된 내연기관 자동차와 전기 자동차의 중량을 비교하면, 전기 자동차의 중량이 내연기관 자동차 대비 대략 배터리 무게만큼 증가하는 것으로 알려져 있다.
한편, 자동차의 샤시 부품은 차체를 지지하는 역할을 하며, 주행 중 노면의 진동과 충격을 흡수하여 승차감과 주행안정성을 확보하는 데에 중요한 부품이다. 자동차의 중량이 증가되면 상기 샤시 부품에 인가되는 피로하중이 높아지므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품에 적용되는 강재는 피로강도가 우수할 것이 요구된다.
강재의 피로강도는 인장강도 및 항복강도에 비례하므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품 용도로 적용되는 강재는 인장강도와 항복강도를 향상시킬 필요가 있다.
또한, 샤시 부품은 프레스 성형에 의해 제조되므로, 피로강도를 향상시키기 위한 인장강도 및 항복강도의 향상과 더불어, 프레스 성형에 적합한 연신율과 구멍확장성 등의 성형성 확보가 요구된다.
지금까지 열연강판의 강도와 성형성을 향상시키기 위한 다양한 기술이 제안되어 왔다.
일 예로, 특허문헌 1에서는 강의 미세조직을 베이니틱(bainitic) 페라이트 90% 이상으로 형성하고, 구멍확장성의 향상을 위해 마르텐사이트와 베이나이트의 분율을 각각 5% 이하로 제어하는 방법을 개시하고 있다. 이러한, 특허문헌 1에 의하면 열연강판의 인장강도는 980MPa 이상, 구멍확장성은 70% 이상으로 확보할 수 있는 반면, 프레스 성형에 요구되는 연신율 향상에 관해서는 개시하지 않고 있다.
따라서, 전기 자동차와 같은 친환경 차량 등의 샤시 부품의 주행 안정성을 확보하기 위해서는 인장강도와 항복강도가 높아 피로수명이 우수할 뿐만 아니라, 프레스 성형이 용이하도록 연신율과 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 강재의 개발이 필요한 실정이다.
일본 공개특허공보 제2008-255484호
본 발명의 일 측면은, 강도가 높아 피로성능이 우수할 뿐만 아니라, 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.17%, 실리콘(Si): 0.01~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 2.0% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직이 면적분율 70~90%의 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 기지조직과, 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 MA상 중 1종 이상의 제2상으로 구성되는 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 1]
(1.5×[Si] + 1.2×[Cr] + 0.7×[Mo] + 8.0×[Ti])/[C] > 20
(관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성 및 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 Bs 이하의 온도까지 70℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 20℃/s 이하의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각 후 Ms-20℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하며,
상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 2를 만족하도록 마무리 열간압연을 행하고, 최종 2패스(pass)의 총 압하량이 10~40%인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 2]
800 ≤ Du ≤ 1106
(관계식 2에서 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효결정립도를 나타내는 지표로서, Du = FDT + (7.35×[C]) - (24.7×[Si]) - (4.7×[Mn]) - (3.9×[Cr]) - (5.2×[Mo]) - (560×[Ti]) - (1110×[Nb]) 로 나타내며, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명에 의하면, 고강도를 가지면서도 성형이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 이러한 본 발명의 강재는 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합한 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 열연강판의 제2상의 크기에 따른 제2상의 상 종류를 분류하여 나타낸 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예(a)과 비교예(b)의 미세조직 관찰 사진을 나타낸 것이다.
종래의 샤시 부품 등에 적용되는 고강도 열연강판은 탄질화물 형성원소인 Ti, Nb, V 등을 다량 첨가하고, 600℃ 부근의 고온역에서 권취하여 페라이트 기지조직 내에 미세한 탄질화물의 석출을 유도함으로써, 항복강도와 연신율 및 구멍확장성이 동시에 우수한 석출강화강이 널리 적용되어 왔다. 하지만, 고온 권취시 페라이트 입계에 입계 탄화물이 형성되면 균열 전파에 대한 저항성이 열위해질 뿐만 아니라, 부품으로 성형 중 전단 성형과 같이 국부적인 미세 결함의 생성이 불가피한 공정에서는 미세 균열이 강 내부로 용이하게 전파하여 성형 크랙이 발생하는 문제가 있다.
크랙의 전파를 유발하는 전단응력은 소재의 강도에 비례하여 증가하므로, 전단 성형시 발생할 수 있는 크랙의 위험도는 인장강도 980MPa급 소재에서 급격히 증가할 것으로 예상된다.
이에, 본 발명의 발명자들은 저온 변태 조직을 활용하여 낮은 온도에서의 권취 공정에도 고강도를 갖는 복합조직 열연강판을 개발하고자 깊이 연구하였다.
일반적으로 저온 변태 조직은 전단변태(Displacive Phase Transformation)에 의해 생성된 미세조직을 일컫는 용어로, 대표적인 상(phase)으로는 베이나이트와 마르텐사이트를 포함한다.
베이나이트는 확산을 수반하지 않는 전단변태로 생성된 베이니틱 페라이트(bainitic ferrite)와, 이후 탄소와 같은 침입형 합금원소의 확산에 의해 생성되는 2차 생성물로 구성된 복합조직으로 정의할 수 있다. 베이니틱 페라이트의 전단변태 중 생성되는 전단변형량을 수용하기 위해서 조직 내에 다량의 전위가 생성되는데, 베이니틱 페라이트 내부에 생성된 전위는 베이나이트 변태가 진행되는 상온 이상의 온도역에서 유지되는 동안 회복(recovery) 현상에 의해 그 밀도가 점차적으로 감소하게 된다. 이때, 회복 현상의 속도는 온도의 영향을 크게 받으므로 베이니틱 페라이트 내부에 존재하는 전위밀도는 베이나이트의 생성 및 유지 온도에 따라 상이해진다. 따라서, 기지조직을 베이니틱 페라이트로 하면서, 베이나이트의 생성온도와 변태시간을 조정함으로써 상 분율과 내부 전위밀도를 조절하는 경우 열연강재의 연신율과 항복강도를 제어할 수 있다.
한편, 베이니틱 페라이트 생성 후, 탄소는 고용도가 낮은 베이니틱 페라이트에서 미변태 오스테나이트로 확산되며, 미변태 오스테나이트는 추가적인 베이나이트 변태가 발생하거나 2차 생성물로 변환된다. 2차 생성물은 베이나이트 생성의 온도와 합금원소의 종류에 따라 탄화물, 펄라이트, 마르텐사이트-오스테나이트 복합상(MA 상) 등으로 존재할 수 있으며, 이러한 2차 생성물의 종류에 따라 강의 강도와 성형성이 달라지게 된다. 미세하게 분산된 철 탄화물의 경우에는 강의 강도를 높이면서 구멍확장성을 열화시키지 않는 것으로 알려져 있지만, 펄라이트는 강의 강도와 구멍확장성을 동시에 열위하게 한다. 또한, MA 상은 강의 강도를 향상시키는 효과는 우수한 반면, 강 내에 과도하게 존재하게 되면 구멍확장성을 열화시킨다.
따라서, 본 발명자들은 베이나이트의 생성온도와 변태시간을 조절하여 미세조직의 종류와 분율이 적정 수준이 되도록 관리하는 것이 중요함을 발견함에 따라, 강판의 합금 조성범위와 열간압연 및 냉각 등의 공정조건을 최적화하여 미세조직의 기지조직과 2차상의 종류 및 분율을 제어함으로써 고강도는 물론이고 우수한 성형성을 갖는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.17%, 실리콘(Si): 0.01~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 2.0% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%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): 0.05~0.17%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이면서도 효과적인 원소로서, 이러한 C의 함량이 증가할수록 냉각 중 페라이트의 생성을 억제한다.
본 발명에서 상기 C는 베이나이트 변태 중에 오스테나이트로 확산하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 후속 냉각 과정에서 제2상인 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 마르텐사이트-오스테나이트 복합상(MA 상)으로 변태되어 강의 인장강도 및 항복강도를 향상시키는 데에 유효하다.
상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 상술한 제2상의 분율이 낮아져 고강도의 확보가 곤란해지며, 반면 그 함량이 0.17%를 초과하게 되면 펄라이트의 생성이 촉진되어 강도를 확보할 수 없으며, 성형성과 용접성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 C는 0.05~0.17%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.06% 이상, 0.15% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.5%
실리콘(Si)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 탄화물의 형성을 지연시켜 펄라이트 생성을 방지함으로써 제2상이 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, MA 상으로 형성되도록 함으로써 강도를 향상시킨다.
상기 Si의 함량이 0.01% 미만이면 탄화물이 형성되어 상대적으로 MA 상의 분율이 낮아져 인장강도를 확보하기 어려워진다. 반면, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 슬라브 재가열시 슬라브 표면에 Fe-Si 복합산화물을 형성하여 강판 표면품질이 열위해질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si은 0.01~1.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.1% 이상, 보다 더 유리하게는 0.3% 이상으로 포함할 수 있다. 또한, 상기 Si은 1.3% 이하로 포함함이 유효하다 할 것이다.
망간(Mn): 1.5~3.0%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 방지하여 저온 변태 조직의 형성을 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 경화능이 부족하여 페라이트의 분율이 과도하게 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않아, 본 발명에서 기지조직으로 얻고자 하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 연신율이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.5~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.8% 이상, 2.4% 이하로 포함할 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 용강의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 탈산 후에는 강 내에 일부 존재하게 된다. 이러한 Al은 그 함량이 0.1%를 초가하게 되면 강 중에 산화물 및 질화물계 개재물의 증가를 초래하여, 강판의 성형성을 열화시킨다. 한편, 상기 Al의 함량을 0.01% 미만으로 과도하게 저감하는 경우 불필요한 정련비용의 증가를 초래하여 경제적으로 불리하다.
따라서, 본 발명에서 상기 Al은 0.01~0.1%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 2.0% 이하(0% 포함)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 또한, 크롬은 탄소와 친화력이 우수하여 탄소의 확산 속도를 느리게 하여 권취 후 미변태 오스테나이트로의 탄소 과농화를 방지함으로써 펄라이트의 생성을 억제하고, 제2상이 저온 변태상이 되도록 유도하여 항복강도와 인장강도 향상에 기여한다.
이러한 Cr의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않아 기지조직인 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 연신율을 열화시킨다.
따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Cr을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으며, 다만 상기 Cr을 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함)
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 하며, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 또한, Mo은 탄소의 확산 속도를 늦춰 권취 후 미변태 오스테나이트로의 탄소 과농화를 방지함으로써 펄라이트의 생성을 억제하고, 제2상이 저온 변태상이 되도록하여 항복강도와 인장강도를 향상시킨다.
상기 Mo의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않게 된다. 그로 인해, 기지조직인 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 연신율이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Mo을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으며, 다만 상기 Mo을 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
티타늄(Ti): 0.01~0.15%
티타늄(Ti)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 상기 Ti이 탄소의 확산 속도를 느리게 하여 펄라이트 생성을 방지하는 효과를 얻기 위해 첨가한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti을 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 제2상을 구성하는 MA 상의 분율이 과도해져 구멍확장성이 열위하게 된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.01~0.15%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.05% 이상, 0.10% 이하로 포함할 수 있다.
인(P): 0.001~0.05%
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 편석에 의해 강의 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 P은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 P의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다.
황(S): 0.0001~0.05%
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 그로 인해 강의 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 S은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 S의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 S의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다.
질소(N): 0.0001~0.02%
질소(N)는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하여 강의 가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 N은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 N의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 N의 상한은 0.02%로 제한할 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성 이외에, 니오븀(Nb) 및 보론(B) 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.1%
니오븀(Nb)은 상기 Ti과 유사하게 탄소의 확산 속도를 느리게 하여 펄라이트의 생성을 방지하는 효과가 있다. 하지만, 상기 Ti에 비해 열간압연시 재결정을 지연시키므로 오스테나이트 결정립의 미세화 효과가 크며, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 제2상인 MA 상의 분율을 과도하게 형성하므로 구멍확장성을 열위하게 한다.
한편, 상기 Nb의 첨가시 이의 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 포함하는 것이 유리하다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론(B)은 오스테나이트 입계에 편석하여 페라이트의 핵생성을 지연시킴으로써 강의 경화능을 크게 향상시키는 원소이다. 이러한 B의 첨가는 열간압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제하는 효과가 우수하다.
본 발명자들은 이미 잘 알려져 있는 B 첨가 효과에 더하여, 상기 B의 첨가시 베이나이트의 변태 속도 역시 지연됨을 발견하였다. 즉, 상기 B의 첨가는 열간압연 후 냉각시(바람직하게는 2차 냉각시) 발생하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율에 영향을 미치므로, 본 발명에서는 상기 B을 첨가함으로써 2차 냉각 조건을 용이하게 조절할 수 있다.
상기 B의 첨가시 그 함량이 0.0005% 미만이면 페라이트뿐만 아니라, 베이나이트의 상 변태 지연 효과를 충분히 얻을 수 없으며, 반면 그 함량이 0.005% 초과시 상술한 효과가 포화되므로, 0.005% 이하로 포함하는 것이 유리하다.
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 열연강판은 특정 원소들의 함량 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
(1.5×[Si] + 1.2×[Cr] + 0.7×[Mo] + 8.0×[Ti])/[C] > 20
(관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 위해 저온 변태상을 의도대로 형성시켜야 하며, 이는 열연판의 권취 후에 펄라이트의 생성을 억제해야 한다. 펄라이트는 미변태 오스테나이트에 농화된 탄소의 함량이 증가할수록 생성 구동력이 증가하므로, 탄소의 확산 속도를 느리게 하는 원소를 첨가하여 탄소의 과농화를 방지하는 것이 필요하다.
본 발명에서는 탄소의 확산 속도를 느리게 하는 원소로서 Ti과 더불어 Cr 또는 Mo을 첨가하며, 이로부터 미변태 오스테나이트의 과농화를 방지하여 펄라이트 생성이 지연됨을 확인하였다.
한편, Si은 펄라이트를 구성하는 철 탄화물 내에서의 고용도가 낮으므로 탄화물이 생성되는 것을 방지하는 역할을 하여, 결과적으로 상술한 원소들과 유사하게 펄라이트의 생성을 방지한다.
특별히, 본 발명에서는 펄라이트의 생성을 방지하는 Si, Cr, Mo, Ti의 합계와 펄라이트의 생성을 촉진하는 C의 비율을 상기 관계식 1과 같이 제어함으로써, 펄라이트의 생성은 방지하면서 제2상을 저온 변태상으로 확보함으로써 항복강도 및 인장강도의 향상을 도모할 수 있다.
상술한 합금조성과 성분 관계식(관계식 1)을 만족하는 본 발명의 열연강판은 기지조직으로 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있으며, 상기 기지조직은 면적분율 70~90%로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강은 열간압연 후 1차 냉각시 페라이트 상 변태를 회피하여 Bs(베이나이트 변태 개시 온도) 이하의 온도로 냉각된 다음, 후속하는 2차 냉각 중에 서냉함으로써 베이나이트 변태가 진행된다. 이때의 베이나이트 변태는 고온 베이나이트 변태역에서 발생하게 되므로, 베이니틱 페라이트의 생성과 탄소의 미변태 오스테나이트로의 확산 현상이 일어나며, 베이니틱 페라이트 내부에는 탄화물이 생성되지 않는 특징이 있다. 한편, 전단변태로 생성된 베이니틱 페라이트 내부에는 다량의 전위가 존재하지만, 상기 2차 냉각과 후속 권취 후의 회복 현상에 의해 전위밀도가 적정 수준으로 감소하므로 강판의 연신율이 향상되는 효과가 있다.
상기 Bs 온도 이하에서 생성된 베이니틱 페라이트는 극저탄소강에서 과냉시 생성되는 애시큘러 페라이트와 형상 및 성질이 유사하므로, 본 발명에서는 상기 베이니틱 페라이트와 애시큘러 페라이트의 총합 분율로 관리함을 밝혀둔다.
상기 기지조직인 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 전체 분율이 70% 미만이면 연신율의 확보가 곤란해지는 문제가 있으며, 반면 그 분율이 90%를 초과하게 되면 강도를 향상시키는 역할을 하는 저온 변태 조직의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 기지조직 이외에 제2상을 포함하며, 상기 제2상은 저온 변태 조직, 바람직하게 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 MA 상 중 1종 이상이며, 면적분율 10~30%로 포함할 수 있다.
본 발명에서 열간압연 후 행해지는 냉각시 2차 냉각 중에 베이니틱 페라이트의 생성과 함께 미변태 오스테나이트로 탄소의 확산이 진행되는데, 미변태 오스테나이트는 2차 냉각 후 추가 냉각 과정(예컨대, 권취 후 냉각 과정)에서 제2상인 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 MA 상으로 변태된다.
이와 같이, 2차 냉각 중에 베이니틱 페라이트가 생성될 때, 조직 내에 분포하는 미변태 오스테나이트는 위치 별로 크기가 상이하게 되어 제2상의 종류도 달라진다. 상대적으로 크기가 큰 미변태 오스테나이트는 탄소 함량이 낮으므로 후속 권취 온도까지의 냉각 중에 저온 베이나이트로 변태될 수 있으며, 이 보다 크기가 작은 오스테나이트는 더 낮은 온도에서 마르텐사이트로 변태된다. 상기 마르텐사이트는 상대적으로 높은 온도역에서 변태되기 때문에, 마르텐사이트 변태 후 템퍼링 현상이 발생하여 최종 조직은 템퍼드 마르텐사이트가 된다.
본 발명에서 상기 저온 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는 공통적으로 래스(lath) 구조 내의 입계 및 입내에 철 탄화물을 포함하고 있으므로, 합 분율로 관리함을 밝혀둔다.
한편, 2차 냉각 중 크기가 작은 오스테나이트는 탄소의 농도가 가장 높으므로, 권취 직후 저온 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태가 진행되지 않고, 최종 냉각 단계에서 마르텐사이트로 변태하거나, 마르텐사이트로 변태하지 못한 경우에는 오스테나이트로 잔류할 수 있다. 이때, 탄소 함량이 높은 마르텐사이트는 래스(lath) 형상이 아닌 판형상(Plate type martensite)을 가지는 특징이 있으며, 나이탈(Nital) 에칭시 내부의 쌍정(Twin) 조직이 명확히 관찰되지 않으므로 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트와 명확히 구분할 수 있다.
이러한 MA 상은 항복강도와 인장강도를 향상시키는 데에는 유효하지만, 기지조직인 베이니틱 페라이트(또는 애시큘러 페라이트)와 상(pgase)간 경도차가 높아 구멍확장성을 열위하게 한다.
따라서, 본 발명은 항복강도 및 인장강도 확보 측면에서 상기 제2상을 면적분율 10% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 연신율을 동시에 확보하기 위하여 30% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
나아가, 본 발명은 강판의 구멍확장성을 향상시키기 위한 목적에서 상기 제2상 중 MA 상의 비율을 제어하며, 제2상의 전체 면적분율 중 30% 미만의 비율로 MA 상을 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 상술한 기지조직과 제2상 이외에 기타 조직으로서 페라이트와 탄화물 중 1종 이상을 포함할 수 있으며, 다만 이들은 면적분율 5% 미만으로 제어되는 것이 바람직하다. 여기서, 페라이트는 입상 페라이트를 의미한다.
열간압연 후 냉각 중 생성되는 페라이트는 통상적으로 확산 변태에 의해 생성되므로 강도가 낮은 특징이 있다. 본 발명은 이러한 페라이트를 5% 미만으로 형성한 경우, 페라이트 생성 후 잔여 오스테나이트가 베이나이트와 마르텐사이트로 변태될 때 생성되는 입자변형을 수용하기 위하여 이전에 형성된 페라이트가 전단변형을 받게되므로, 페라이트 내부의 전위밀도가 높은 수준으로 유지되어 강의 강도가 크게 저하되지 않음을 확인하였다. 하지만, 그 분율이 5% 이상이면 강의 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.
한편, 베이나이트 변태시 오스테나이트로의 탄소 확산과 함께 철 탈화물이 생성될 수 있다. 본 발명은 제2상으로 저온 변태 조직을 활용하여 강도의 향상을 도모하므로, 철 탄화물의 생성은 제2상 분율의 저하를 일으킬 수 있다. 즉, 철 탄화물의 과도한 생성은 본 발명에서 목표로 하는 강화 효과를 저해한다. 다만, 강 중 Ti과 Nb이 존재하는 경우 합금 탄질화물이 형성될 수 있으며, 이 경우 결정립 미세화에 의한 추가적인 강화 효과를 기대할 수 있으나, 조대 탄화물은 강의 인성을 저해하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 탄화물은 5% 미만인 것이 바람지하다.
상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 열연강판은 항복강도 750MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상으로 고강도이면서, 연신율이 9% 이상이고 구멍확장률이 30% 이상으로 성형성이 우수한 특징이 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 열연강판은 본 발명에서 제안하는 합금조성, 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 일련의 공정을 행함으로써 제조할 수 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
본 발명에서는 압연 공정을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1350℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 합금원소의 균질화가 충분하지 못하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 슬라브 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 강판의 표면품질이 저하될 우려가 있다.
[열간압연]
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때, 상기 열간압연은 750~1150℃의 온도범위에서 행하며, 최종 2패스(pass)의 총 압하량을 10~40%로 제어하는 것이 바람직하다.
우선, 상기 열간압연시 1150℃를 초과하는 온도에서 개시하면 압연 후 강판 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 산세 공정을 행하더라도 효과적으로 제어되지 못하여, 표면품질이 열위해진다. 반면, 750℃ 보다 낮은 온도에서 열간압연이 행해지면 압연 부하가 과도하게 증가하여 작업성이 저하되고, 압연 중 페라이트가 생성되어 이방성이 열위해지는 문제가 있다.
통상, 열간압연시 다단 압연으로 실시하는 것은 압연 부하를 저감하고, 두께를 정밀하게 제어하기 위함이다. 이러한 다단 압연으로 열간압연을 행함에 있어서, 최종 2패스(후단 2패스)의 압하율 총 합이 40%를 초과하게 되면 최종 2패스의 압연 부하가 과도하게 되어 작업성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 최종 2패스의 압하율 총 합이 10% 미만이면 강판의 온도가 급격히 저하되어 형상 불량을 유발하는 문제가 있다.
한편, 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도는 합금 성분, 압연종료온도 및 압하량의 영향을 받으며, 이는 후속하는 냉각 공정에서의 페라이트와 베이나이트 생성 거동 및 최종 미세조직에 영향을 미치게 된다. 또한, 본 발명에서 주요 구성 상인 제2상 중의 MA 상의 분율은 열간압연 후 오스테나이트 결정립에 의해 큰 영향을 받는다.
도 1과 같이, 제2상의 크기(입도)가 작을수록 제2상의 상 종류가 MA 상으로 존재하는 경향이 있음을 알 수 있다. 이러한 제2상의 크기(입도)는 베이나이트 변태에서의 핵생성 거동의 영향을 받기도 하지만, 전단변태의 특성상 제2상의 크기가 변태 전 오스테나이트 크기보다 클 수는 없으므로, 제2상의 크기를 제어하기 위해서는 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 유리하다.
이에, 본 발명은 열간압연 후 오스테나이트의 유효결정립도를 압연 종료 온도(FDT)와 특정 합금조성 간의 관계로서 도출하고, 구체적으로는 하기 관계식 2로 정의한다. 하기 관계식 2에 따른 Du의 값이 800 이상이면 MA 상이 적절히 형성되어 구멍확장률을 30% 이상으로 확보할 수 있는 반면, 그 값이 1106을 초과하게 되면 오스테나이트 입도가 지나치게 조대화되어 베이나이트 변태를 지연시킴에 따라 연신율이 열위하는 문제가 있다.
[관계식 2]
800 ≤ Du ≤ 1106
(관계식 2에서 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효결정립도를 나타내는 지표로서, Du = FDT + (7.35×[C]) - (24.7×[Si]) - (4.7×[Mn]) - (3.9×[Cr]) - (5.2×[Mo]) - (560×[Ti]) - (1110×[Nb])로 나타내며, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
[냉각 및 권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각하며, 이때 냉각되는 온도에 따라 단계적으로 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 열연강판을 Bs 이하의 온도까지 70℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 다음, (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 20℃/s 이하의 냉각속도로 2차 냉각한 후, Ms-20℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 베이나이트가 생성되기 시작하는 온도(Bs) 이하로 빠르게 냉각하여 페라이트(입상 페라이트)의 생성을 억제한 다음, 베이나이트 개시 온도(Bs)와 마르텐사이트 개시 온도(Ms)의 중간 온도, 또는 그 이상의 온도까지 서서히 냉각시킴에 의해 기지조직으로 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 확보할 수 있다.
상기 열간압연을 완료한 이후 Bs 이하의 온도로 1차 냉각을 행할시 냉각속도가 70℃/s 미만이면 냉각 중에 페라이트 상이 과도하게 형성되는 문제가 있다. 이때, 1차 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 강판이 너무 과도하게 냉각되는 경우 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있으므로, 200℃/s 이하로 제한할 수 있다.
상기 1차 냉각시 냉각종료온도 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 과도하게 낮아지는 경우 후속 2차 냉각시의 냉각시간이 충분하지 못하게 될 우려가 있으므로, Bs-100℃로 제한할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 1차 냉각에 의해 열연강판의 온도가 Bs 이하가 되면 강냉을 종료하고, 20℃/s 이하의 냉각속도로 (Bs+Ms)/2 이상의 온도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 1차 냉각된 열연강판은 1차 냉각된 온도에서 2차 냉각의 목표 온도까지 냉각하는 동안 베이니틱 페라이트의 성장과 탄소의 미변태 오스테나이트로의 확산이 일어나게 되는데, 특별히 본 발명에서 목표로 하는 분율의 기지조직과 제2상을 얻기 위하여 하기 관계식 3을 만족하는 시간(ts, 초(sec)) 동안 상기 2차 냉각을 유지하는 것이 바람직하다.
관계식 3에서 k(T)는 베이니틱 페라이트의 성장속도를 나타내는 지표로서, 강의 합금성분뿐만 아니라 상 변태 온도와 열간압연 후의 입도 크기에 영향을 받는다. 이에 따른, 관계식 3의 값, 즉 k(T)와 유지시간의 관계(exp(-k(T) × (ts)2))가 0.1 미만이면 기지조직의 분율이 과도해져 연신율은 우수하지만 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면 그 값이 0.3을 초과하게 되면 연신율이 열화되는 문제가 있다.
[관계식 3]
0.1 ≤ exp(-k(T) × (ts)2) ≤ 0.3
(상기 k(T)는 다음의 식으로 나타내며, 각 원소는 중량 함량이다. 그리고, 아래 식에서 T1은 1차 냉각 종료온도(℃), T2는 2차 냉각 종료온도(℃)의 수치를 나타낸다.
Figure pat00001
)
상술한 조건에 따라서 2차 냉각을 행하는 동안 베이나이트 상 변태로 기인한 변태 발열에 의해 강판의 온도가 상승할 수 있다. 이때, 지나친 발열에 의해 전위밀도가 과도하게 감소할 수 있으므로, 변태 발열에 의한 강판의 온도 상승을 최소화하기 위하여 2차 냉각시 냉각속도를 20℃/s 이하로 제어할 수 있다. 상기 냉각속도가 20℃/s를 초과하게 되면 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있다. 본 발명에서 상기 2차 냉각은 공냉(air cooling)의 공정도 포함함을 밝혀둔다.
상기에 따라 2차 냉각이 완료된 열연강판을 Ms-20℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다.
상기 2차 냉각이 진행되는 동안 오스테나이트가 안정화되어 Ms 온도는 더 하락하게 된다. 따라서, 상기 3차 냉각의 종료온도, 다시 말해서 권취하는 온도를 Ms 보다 낮게 적용할 수 있으며, 베이니틱 페라이트의 분율이 70% 이상으로 형성되었다면 Ms-20℃까지도 냉각을 행할 수 있다.
상기 3차 냉각하는 동안 저온 베이나이트의 변태가 진행되며, 오스테나이트 내부의 탄소 함량에 따라 일부는 권취 이후에도 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 따라서, 상기 3차 냉각시 냉각속도를 30℃/s 이상으로 설정함으로써 냉각 중 추가적인 고온 베이나이트의 생성을 피할 수 있다. 상기 냉각속도의 상한에 대해서는 특별히 한정하지는 아니하나, 판 형상의 뒤틀림을 방지하기 위하여 100℃/s 이하로 행할 수 있다.
한편, 상기 냉각시 종료온도, 즉 권취온도가 500℃를 초과하게 되면 펄라이트의 생성이 용이하고 기지조직을 구성하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트 내부의 전위밀도가 과도하게 하락함에 따라 항복강도가 열위할 우려가 있다.
본 발명에서 Bs 및 Ms는 아래의 식에 의해 도출할 수 있으며, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.
Bs(℃) = 830 - (320×[C]) - (90×[Mn]) - (35×[Si]) - (70×[Cr]) - (120×[Mo])
Ms(℃) = 550 - (330×[C]) - (41×[Mn]) - (20×[Si]) - (20×[Cr]) - (10×[Mo]) + (30×[Al])
[최종 냉각]
상기에 따라 냉각 및 권취 공정을 완료한 후, 최종 냉각하여 목표로 하는 열연강판을 얻을 수 있다. 이때, 상온까지 공냉을 행함으로써 최종 냉각을 완료할 수 있다.
한편, 상술한 바와 같이 최종 냉각을 완료하여 얻은 본 발명의 열연강판을 추가적으로 산세 및 도유할 수 있다.
또한, 상기 산세 및 도유된 열연강판을 450~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금공정을 행할 수 있다.
상기 용융아연도금공정은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 아연계 도금욕 내 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
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 준비하였으며, 이때 각각의 강 슬라브의 잔여 성분은 Fe 및 불기파한 불순물이다.
준비된 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉각, 권취 및 최종 냉각(공냉) 공정을 거쳐 두께 2.5mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열간압연시 최종 2패스의 총 압하율은 25%로 동일하게 적용하였으며, 3차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 35℃/s로 적용하였다.
각각의 열연강판에 대해 기계적 특성을 측정하고, 미세조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
기계적 특성 중 항복강도, 인장강도 및 연신율은 JIS-5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취한 다음, 만능 인장시험기를 이용하여 상온에서 측정하였다. 이때, 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각각 0.2% off-set 항복강도, 최대 인장강도, 파괴 연신율로 나타내었다.
그리고, 구멍확장성은 인장시험시와 동일한 시편에 대해 ISO TS16630 표준 방법에 의거하여 측정하였다.
또한, 각 열연강판의 미세조직은 상기 인장시험시와 동일한 시편을 나이탈(Nital) 에칭법으로 에칭한 후, 주사전자현미경과 이미지 분석기를 이용하여 10,000 배율로 관찰하고, 각 상(phase)의 분율을 계산하였다. 이때, 미세조직은 상기 시편의 단면, 즉 압연방향에 수직한 단면에 대해 관찰하였다.
강종 합금조성 (중량%) 관계
식1
C Si Mn P S Sol.Al Cr Mo Ti Nb B N
1 0.07 1.2 2.4 0.012 0.003 0.03 0.2 0 0.12 0 0 0.004 42.9
2 0.07 0.7 2.1 0.011 0.003 0.02 0.5 0 0.08 0 0 0.004 32.7
3 0.07 1.1 2.1 0.012 0.003 0.03 0.9 0 0.06 0.03 0 0.004 45.9
4 0.09 1.3 2.1 0.013 0.003 0.03 0 0 0.03 0 0 0.004 24.3
5 0.09 1.3 2.2 0.012 0.003 0.03 0.2 0 0.12 0 0 0.005 35.0
6 0.08 0.9 2.5 0.012 0.003 0.03 0 0.1 0.09 0 0 0.004 26.8
7 0.12 1.2 1.8 0.012 0.003 0.03 0.2 0.1 0.08 0 0 0.004 22.9
8 0.12 0.3 1.8 0.012 0.003 0.03 0.9 0.2 0.12 0 0 0.004 21.9
9 0.07 0.6 2.1 0.011 0.003 0.03 0.5 0 0.08 0 0.0015 0.004 30.6
10 0.17 1.1 2.1 0.012 0.003 0.03 0.9 0 0.06 0.03 0 0.004 18.9
11 0.09 0.8 2.1 0.012 0.003 0.03 0.2 0.15 0 0 0 0.004 17.2
12 0.09 0 2.5 0.012 0.003 0.03 0.3 0 0.09 0.015 0 0.004 12.0
13 0.07 0.7 2.1 0.013 0.003 0.03 0.5 0 0.08 0.015 0 0.005 32.7
14 0.09 1.3 2.2 0.012 0.003 0.03 0.2 0 0.12 0 0 0.004 35.0
15 0.09 1.3 2.1 0.011 0.003 0.02 0 0 0.03 0 0 0.004 24.3
16 0.07 0.7 2.1 0.012 0.003 0.03 0.5 0 0.08 0.015 0 0.004 32.7
17 0.06 1.3 1.8 0.012 0.003 0.03 0.9 0 0 0.015 0 0.004 50.5
강종 열간압연 1차 냉각 2차 냉각 3차 냉각
(권취)		 비고
FDT
(℃)		 관계
식2		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 Bs
(℃)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/s)		 (Bs+Ms)/2
(℃)		 관계식3 시간
(s)		 종료
온도
(℃)
1 925 816.6 500 75 536 480 4.0 468.5 0.17 5.0 420 발명
예 1
2 925 851.6 520 75 559 500 4.0 488 0.22 5.0 450 발명
예 2
2 920 846.6 520 75 559 520 공냉 488 0.20 6.0 430 발명
예 3
2 925 851.6 520 75 559 500 4.0 488 0.22 5.0 450 발명
예 4
2 925 851.6 520 75 559 500 3.6 488 0.16 5.5 420 발명
예 5
3 925 818.1 500 75 517 480 2.9 459.5 0.17 7.0 450 발명
예 6
4 920 861.9 520 75 567 500 4.0 488 0.16 5.0 420 발명
예 7
4 920 861.9 520 75 567 500 4.0 488 0.16 5.0 430 발명
예 8
5 920 810.2 510 75 544 480 6.0 472.5 0.13 5.0 420 발명
예 9
6 925 840.7 500 75 536 480 4.0 469.5 0.23 5.0 430 발명
예 10
7 920 836.7 520 75 562 500 4.0 485.5 0.16 5.0 430 발명
예 11
8 910 823.3 500 75 532 480 4.0 472 0.23 5.0 450 발명
예 12
9 925 854.1 520 75 563 500 3.6 491.5 0.25 5.5 450 발명
예 13
10 925 818.8 500 75 483 480 2.9 427 0.58 7.0 450 비교
예 1
11 925 894.5 520 75 552 500 4.0 483 0.39 5.0 450 비교
예 2
12 925 845.7 520 75 555 500 3.3 484 0.14 6.0 450 비교
예 3
13 870 780.0 520 75 559 500 5.0 488.5 0.16 4.0 430 비교
예 4
14 890 780.2 510 75 544 480 7.5 472.5 0.17 4.0 420 비교
예 5
15 920 861.9 520 75 567 500 6.7 488 0.52 3.0 420 비교
예 6
16 920 830.0 520 75 559 500 6.7 488.5 0.53 3.0 450 비교
예 7
17 890 829.7 520 75 540 520 공냉 465.5 0.28 7.0 510 비교
예 8
비고 미세조직 기계적 물성
AF/BF
(면적%)		 LB+TM+MA
(면적%)		 MA
(면적%)		 P
(면적%)		 MA비율
(%)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 HER
(%)
발명예 1 83 17 4 0 24 893 1140 12 37
발명예 2 78 22 4 0 18 814 1087 12 45
발명예 3 80 20 4 0 20 805 1069 13 45
발명예 4 78 22 4 0 18 814 1087 12 45
발명예 5 84 16 3 0 19 821 1065 13 46
발명예 6 83 17 4 0 24 836 1083 13 39
발명예 7 84 16 3 0 19 823 1068 13 46
발명예 8 84 16 3 0 18 806 1052 14 47
발명예 9 87 13 3 0 23 847 1076 14 37
발명예 10 77 23 5 0 22 913 1182 11 40
발명예 11 84 16 4 0 25 808 1055 14 44
발명예 12 77 23 6 0 26 882 1156 11 38
발명예 13 75 25 5 0 20 837 1123 11 43
비교예 1 42 49 12 9 24 726 924 15 42
비교예 2 61 32 5 7 16 715 896 18 43
비교예 3 86 8 2 6 25 654 875 17 39
비교예 4 84 16 6 0 38 824 1077 13 26
비교예 5 83 17 6 0 35 887 1136 13 10
비교예 6 48 52 10 0 19 1076 1465 6 34
비교예 7 47 53 12 0 23 1047 1449 7 32
비교예 8 72 25 6 3 24 709 983 14 36
AF: 애시큘러 페라이트
BF: 베이니틱 페라이트
LB: 저온 베이나이트
TM: 템퍼드 마르텐사이트
MA: 마르텐사이트-오스테나이트 복합상
P: 펄라이트
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
HER: 구멍확장률
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 13은 기지조직으로 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트가 충분히 형성되었으며, 제2상으로 저온 변태 조직(LB+TM+MA)이 적절히 형성됨에 따라 목표로 하는 강도와 성형성을 확보할 수 있었다.
반면, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계(관계식 1)을 불만족하는 비교예 1 내지 3은 미세조직 중에 펄라이트가 다량 형성됨에 따라 목표 강도의 확보가 불가능하였으며, 이러한 낮은 강도로 인해 상대적으로 연신율이 높은 경향을 보였다.
한편, 비교예 4 내지 8은 합금조성은 본 발명을 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우이다.
이 중, 비교예 4 및 5는 열간압연시 압연 종료 온도가 지나치게 낮아 관계식 2를 벗어남에 의해 MA 상이 과도하게 형성되었으며, 그 결과 구멍확장성이 열위하였다.
비교예 6 및 7은 열간압연 후 냉각 과정 중 2차 냉각시 냉각시간이 부족하여 기지조직이 충분히 형성되지 못하였으며, 그 결과 연신율이 열위하였다.
비교예 8은 권취 온도가 상당히 높은 경우로서 기지조직 내 전위밀도가 소실됨에 따라 항복강도가 열위하였다.
도 1은 각 열연강판의 제2상의 크기에 따른 제2상의 상 종류를 분류하여 나타낸 그래프이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 제2상의 크기가 작을수록 제2상은 탄소 과농화에 의해 MA 상으로 잔류하는 경향이 높음을 알 수 있다.
도 2는 발명예 4와 비교예 3의 미세조직을 주사현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 발명예 4(a)는 미세조직으로 본 발명에서 구현하고자 하는 기지조직과 제2상이 적절히 형성된 반면, 비교예 3(b)은 본 발명에서 의도하지 않는 펄라이트가 과도하게 생성되어 있음을 알 수 있다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.17%, 실리콘(Si): 0.01~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 2.0% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직이 면적분율 70~90%의 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 기지조직과, 저온 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 MA상 중 1종 이상의 제2상으로 구성되는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.

    [관계식 1]
    (1.5×[Si] + 1.2×[Cr] + 0.7×[Mo] + 8.0×[Ti])/[C] > 20
    (관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 니오븀(Nb): 0.01~0.1% 및 보론(B): 0.0005~0.005% 중 1종 이상을 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 제2상의 전체 분율 중 MA상의 비율이 30% 미만인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 페라이트 및 탄화물 중 1종 이상을 면적분율 5% 미만으로 포함하는 것인 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 750MPa 이상의 항복강도, 980MPa 이상의 인장강도, 9% 이상의 연신율을 갖는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 열연강판은 30% 이상의 구멍확장률을 갖는 성형성이 우수한 고강도 열연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.17%, 실리콘(Si): 0.01~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 크롬(Cr): 2.0% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 인(P): 0.001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 Bs 이하의 온도까지 70℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 20℃/s 이하의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 후 Ms-20℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하며,
    상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 2를 만족하도록 마무리 열간압연을 행하고, 최종 2패스(pass)의 총 압하량이 10~40%인 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    (1.5×[Si] + 1.2×[Cr] + 0.7×[Mo] + 8.0×[Ti])/[C] > 20
    (관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)

    [관계식 2]
    800 ≤ Du ≤ 1106
    (관계식 2에서 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효결정립도를 나타내는 지표로서, Du = FDT + (7.35×[C]) - (24.7×[Si]) - (4.7×[Mn]) - (3.9×[Cr]) - (5.2×[Mo]) - (560×[Ti]) - (1110×[Nb]) 로 나타내며, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 니오븀(Nb): 0.01~0.1% 및 보론(B): 0.0005~0.005% 중 1종 이상을 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각하는 단계는 하기 관계식 3을 만족하는 시간(ts) 동안 행하는 것을 특징으로 하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.

    [관계식 3]
    0.1 ≤ exp(-k(T) × (ts)2) ≤ 0.3
    (상기 k(T)는 다음의 식으로 나타내며, 각 원소는 중량 함량이다. 그리고, 아래 식에서 T1은 1차 냉각 종료온도(℃), T2는 2차 냉각 종료온도(℃)의 수치를 나타낸다.
    Figure pat00002
    )
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 권취 후 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  11. 제 10항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 산세 및 도유 후 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
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