KR20240075040A - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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KR20240075040A
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김성일
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Abstract

본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일측면은, 굽힘가공성, 강도 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

열연강판 및 그 제조방법{HOT ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래 고경도를 갖는 내마모 열연강판은 마르텐사이트 계열의 미세조직을 주로 활용하여 높은 강도와 경도를 갖도록 하고, 이러한 높은 경도는 높은 내마모성으로 이어져 내마모성이 요구되는 부품으로 활용되어 왔다. 하지만 높은 강도에 따른 열위한 굽힘가공성으로 인해 가공이 제한되기 때문에 최소한의 가공만 적용하여 사용되고 있다는 단점이 있다. 이는 마르텐사이트를 주상으로 활용하는 고강도 열연강재에서도 유사한 제한 요인으로 작용하고 있으며 이를 극복하기 위하여 다양한 기술이 제안되었다.
특허문헌 1에서는 강의 합금성분 중 C, Si, Mn 등을 주요하게 제어하고, 열간압연시에 오스테나이트 미재결정역 온도에서의 압연을 최소화하여 구오스테나이트 입자의 종횡비를 작게 하면서, 동시에 이방성을 강화하는 집합조직을 억제하는 방법으로 굽힘성을 높이고자 하였다.
특허문헌 2에서는 고강도 강판에 강판의 두께 방향으로 중심부에는 템퍼드 마르텐사이트, 표층부에는 페라이트와 펄라이트를 주상으로 구성하여 굽힘성을 높이고자 하였다.
그러나, 특허문헌 1은 고온압연을 필수적으로 실시해야만 하고, 제어가 어려운 강의 집합조직을 제어해야 하는 기술로서, 제조공정상 어려움이 있고, 고경도를 확보할 수 있는 마르텐사이트 외에 중심부에 베이나이트 상이 주상으로 포함됨에 따라 균일한 경도를 확보하기 어려워 내모마강으로 사용되기에는 부적절하다는 단점이 있다.
특허문헌 2는 표층부가 중심부에 비해 지나치게 연한 조직인 페라이트와 펄라이트로 구성됨에 따라 낮은 경도를 갖게 됨에 동시에, 굽힘가공시 표층부에 변형이 집중되어 내모마강으로 사용되기에는 부적절하다는 단점이 있다.
또한, 상기와 같은 고경도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Mo, Cr, Cu, Ni 등의 합금성분이 경도와 성형성을 향상시키는데 효과적이지만, 물성 향상을 위해 합금성분이 많이 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 굽힘가공성이 열위하게 된다. 특히, 경화능이 높은 강은 냉각시 미세조직의 변화가 민감하여 저온 변태조직이 불균일하게 형성되므로 더욱 높은 굽힘가공성을 얻기 곤란한 문제가 있다.
일본 공개특허공보 특개2013-117068호 한국 공개특허공보 제10-2021-0088646호
본 발명의 일측면은, 굽힘가공성, 강도 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며, 미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛이며, 상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2이고, 상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
(단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+50℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 단계: 및 상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃이고, 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
[식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
[식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
(단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1 내지 3에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
본 발명의 일측면에 따르면, 굽힘 성형성 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 10과 비교예 1 내지 12의 인장강도에 따른 굽힘가공성(R/t)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 표층부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 중심부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.17~0.26%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 경도값에 큰 영향을 미친다. 그 첨가량이 증가하면 경화능이 증가하여 미세조직 중 베이나이트, 마르텐사이트 등의 경질상을 형성하기 수월해져 인장강도가 증가하게 된다. 또한 C와 친화력이 높은 Ti, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하여 석출강화에 의해 항복강도 및 인장강도가 모두 증가하게 된다. 다만, 상기 C의 함량이 0.26%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트의 자체의 경도가 지나치게 증가하여 과도한 강도 상승과 함께 굽힘가공성이 저하되는 문제점이 있으며, 충분한 용접성을 확보하기 어려울 수 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.17% 미만인 경우에는 충분한 강화 효과를 얻기 어렵다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.17~0.26%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.175%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.185%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.23%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.01~0.5%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과를 발휘하며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 고용강화 효과 및 성형성 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판 표면에 형성되는 적스케일의 제거가 용이하지 않고, 이로 인해, 강판의 표면품질이 매우 나빠질 수 있다. 또한, 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.3~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mn의 함량이 0.3% 미만인 경우에는 고용강화와 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Mn의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 입계가 취약해져 저온균열 등의 문제를 일으킨다. 또한, 과도하게 강도가 상승하여 충분한 성형성을 확보하기 어려울 수 있으며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 굽힘 가공성이 열위하게 된다. 특히, 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 냉각시 미세조직을 균일하게 제조하기 곤란하게 한다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.3~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.85%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.8%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.005~0.5%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성을 돕는 역할을 한다. 상기 Cr의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 고용강화와 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 굽힘가공성이 저하된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.005~0.55%
Mo는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mo의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 전술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Mo의 함량이 0.55%를 초과하는 경우에는 과도한 소입성 증가로 인해 표층부에 마르텐사이트가 형성되어 굽힘가공성이 급격히 열위해지고, 경제적으로도 불리하며, 충분한 용접성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.55%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.52%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.005~0.05%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중 석출물로서 석출되어 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과를 발휘함으로써 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 전술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 열간압연 중 조대한 복합석출물이 형성되어 굽힘가공성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005~0.08%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 질소와의 강한 친화력을 통해 조대한 TiN을 형성한다. 상기 TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti은 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 결정립 성장 억제 및 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.08%를 초과하는 경우에는 조대한 TiN이 발생하고, 석출물이 조대화되어 성형시 굽힘가공성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.08%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.045%인 것이 가장 바람직하다.
V: 0.005~0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중에는 거의 석출하지 않으나 고온권취, 냉각 또는 템퍼링 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 열간압연 중 재결정 지연에 의한 변형저항 및 압연부하의 증가 없이 추가적인 강도의 향상에 효과적이다. 상기 V의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 V의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 형성되어 굽힘가공성을 열위하게 하며, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.005~0.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.006%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.5%
상기 Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 탈산 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 질소와 결합하여 과도한 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.08%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.003~0.05%
상기 P는 Si와 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 다만, 상기 P의 함량을 0.003% 미만으로 제어하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하고 강도를 얻기에도 불충분하다. 반면, 상기 P의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 입계편석에 의한 취성이 발생할 수 있고, 굽힘성형시 미세한 균열이 발생하기 쉬우며, 연성과 내충격특성을 크게 저하시킨다. 따라서, 상기 P는 0.003~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 바람직하다.
S: 0.001~0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 굽힘가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 본 발명에서는 상기 S 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지므로, 이를 고려할 때 상기 S 함량의 하한을 0.001%로 한정할 수 있다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하다. 상기 S 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 상기 N의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 고용강화 및 석출물 형성 효과를 충분히 얻을 수 어려울 뿐만 아니라, 상기 N의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 한편, 일반적으로 N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 상기 N의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.006%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.0005~0.005%
상기 B는 강 중 고용상태로 존재할 경우 주로 결정립계에 편석되며 결정립계를 안정화시켜 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며 고용 N을 안정화시켜 조대한 AlN 질화물의 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 페라이트 상변태를 지연시켜 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트의 형성에 효과적이다. 상기 B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 취성 개선, 조대한 AlN 질화물의 형성 억제와 베이나이트와 마르텐사이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 전술한 효과가 더 이상 증가하지 않으며, 연성이 감소하여 성형성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0005~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0006%인 것이 보다 바람직하고, 0.0008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001%인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
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.
한편, 본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
상기 관계식 1은 석출현상과 경화능의 균형을 맞추어 굽힘성에 유리하도록 하기 위한 것이다. 상기 X값이 0.1 미만인 경우에는 재가열 중 결정립 성장이 용이하고, 열간압연 중 재결정이 불균일해져 국부적으로 조대한 결정립이 형성되며, 고용 C와 고용 N이 필요 이상으로 과도해져 경질상의 경도값이 높아지는 경향을 나타내어 결국 굽힘가공성이 열위해질 수 있다. 상기 X값이 0.6을 초과하는 경우에는 석출물의 형성이 과도하게 증가하며, 또한 열간압연된 강판의 냉각 시 미변태상 내에 고용 C와 고용 N 원자가 부족해져 경질상이 안정적으로 형성되기 어렵고 결정립계가 취약해져 굽힘가공성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 X값은 0.1~0.6의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 X값의 하한은 0.13인 것이 보다 바람직하고, 0.15인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18인 것이 가장 바람직하다. 상기 X값의 상한은 0.58인 것이 보다 바람직하고, 0.56인 것이 보다 더 바람직하며, 0.55인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
상기 관계식 2는 본 발명의 강 미세조직 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 적정 수준으로 유지할 수 있는 합금원소의 조합을 인자화한 것이다. 상기 T값이 1.5 미만인 경우에는 경질상을 충분히 확보하지 못하여 원하는 경도값을 얻기 곤란하다. 한편, 상기 T값이 클수록 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성이 증가하며 각각의 경질상의 경도값도 증가한다. 따라서 상기 T값이 클수록 강도와 경도 확보에 유리하다. 다만, 상기 T값이 5.0을 초과하는 경우에는 굽힘가공성이 열위해지고 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 재질편차가 증가하게 되는 문제가 있다. 따라서, 상기 T값은 1.5~5.0의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 T값의 하한은 1.7인 것이 보다 바람직하고, 2.0인 것이 보다 더 바람직하며, 2.5인 것이 가장 바람직하다. 상기 T값의 상한은 4.9인 것이 보다 바람직하고, 4.7인 것이 보다 더 바람직하며, 4.5인 것이 가장 바람직하다.
본 발명 열연강판의 미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 중심부의 미세조직 중 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율이 90% 미만이거나 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종이 10%를 초과하는 경우에는 중심부 경도가 지나치게 낮아져 얻고자 하는 고경도를 얻기 힘든 단점이 있다. 상기 중심부의 미세조직 중 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율은 92% 이상인 것이 보다 바람직하고, 94% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 95% 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 중심부의 미세조직 중 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종은 8% 이하인 것이 보다 바람직하고, 6% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 5% 이하인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 미세조직 중 베이나이트의 분율이 90% 미만이거나 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종이 10%를 초과하는 경우에는 표층부의 굽힘성이 떨어져 전체적인 굽힘성이 저하되는 단점이 있다. 상기 표층부의 미세조직 중 베이나이트 분율은 92% 이상인 것이 보다 바람직하고, 94% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 95% 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 미세조직 중 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종은 8% 이하인 것이 보다 바람직하고, 6% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 5% 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛인 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 두께가 30㎛ 미만인 경우에는 연질의 표층부를 충분히 확보하지 못하여 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 본 발명에서는 상기 표층부의 평균 두께의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 제조공정상 200㎛를 초과하기는 쉽지 않다. 상기 표층부의 평균 두께의 하한은 32㎛인 것이 보다 바람직하고, 35㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 40㎛인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 평균 두께의 상한은 150㎛인 것이 보다 바람직하고, 120㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 100㎛인 것이 가장 바람직하다. 즉, 본 발명에서 상기 표층부는 [(강판의 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛까지)~(강판의 표면으로부터 두께 방향으로 200㎛까지)]의 영역을 의미하고, 중심부는 상기 표층부 외 영역을 의미한다. 다만, 본 발명의 열연강판은 표면에 산화층이 형성될 수 있으나, 상기 표층부는 상기 산화층을 포함하지 않으며, 따라서, 상기 표층부는 강판의 산화층 직하로부터 두께 방향으로 30~200㎛까지의 영역일 수 있다.
한편, 본 발명자들은 상기 표층부의 평균 전위밀도(dislocation density)(이하, 'GND(Geometrical Necessary Dislocation)'라고도 함)가 강재의 강도와 굽힘가공성 밸런스에 중요한 인자임을 확인하였다. 보다 구체적으로는, 상기 표층부의 평균 전위밀도가 1.7×1014~3.0×1014m-2인 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도가 1.7×1014m-2 미만인 경우에는 표층부에 변형이 집중되고 그 연속성이 떨어져 굽힘가공성이 열위해지고, 3.0×1014m-2를 초과하는 경우에는 표층부가 연질화되지 못하여 굽힘변형에 취약해진다. 따라서, 상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도의 하한은 1.8×1014m-2인 것이 보다 바람직하고, 1.9×1014m-2인 것이 보다 더 바람직하며, 2.0×1014m-2인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도의 상한은 2.9×1014m-2인 것이 보다 바람직하고, 2.8×1014m-2인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 평균 전위밀도는 아래와 같이 표현되는 식 1과 같이 EBSD로 측정된 kernel average misorientation(KAM) 데이터를 사용하여 계산할 수 있다. 이와 같은 계산은 편의를 위하여 상기 EBSD 측정결과를 분석하는 소프트웨어인 OIM analysisTM(EDAX) 등을 이용할 수 있다. 또한, 상기 EBSD 측정은 강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 수행될 수 있다.
[식 4] GND(m-2) = 2θ/ub
(단, 상기 식 4에서 θ는 average misorientation(KAM values), u는 unit length(step size in the EBSD measurement), b는 burgers vector임.)
상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 것이 바람직하다. 이와 같이 구오스테나이트의 종횡비를 크게함으로써 결정립의 단축 방향으로의 결정립 미세화를 달성하여 굽힘가공성을 향상시킬 수 있다. 만일, 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비가 5 미만인 경우에는 굽힘가공성 향상 효과를 충분히 어기 어려울 수 있다. 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비는 6 이상인 것이 보다 바람직하고, 7 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 8 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비가 클수록 유리한 효과를 발휘하므로, 그 상한에 대하여 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비는 제조공정상 30을 초과하기는 어렵다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 상기 중심부의 로크웰 경도가 44~50HrC일 수 있고, 상기 표층부의 로크웰 경도가 38~46HrC일 수 있으며, 상기 열연강판은 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하일 수 있다. 상기 로크웰 경도는 로크웰 경도계(C 스케일)를 이용하여 ASTM-E18-22에 준거하여 표면을 5점 측정하고, 평균값을 구하는 구하는 방식을 이용하여 측정할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1150℃ 미만인 경우에는 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고, 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 슬라브의 숙열이 충분하지 않아 열간압연시 강판의 온도를 일정하게 제어하기 곤란하게 된다. 반면, 상기 슬라브 가열온도가 1350℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상입성장(abnormal grain growth)에 의하여 강도가 저하된다. 따라서, 상기 슬라브 가열온도는 1150~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 하한은 1155℃인 것이 보다 바람직하고, 1160℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 상한은 1340℃인 것이 보다 바람직하고, 1330℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1320℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는다. 상기 조압연 온도가 880℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, SCT+170℃를 초과하는 경우에는 구오스테나이트를 충분히 연신시키기 어려워 굽힘가공성을 향상시키기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 조압연 온도는 880~SCT+150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 890℃인 것이 보다 바람직하고, 900℃인 것이 보다 더 바람직하며, 910℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 SCT+165℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+160℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT+155℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 SCT는 아래와 같이 표현되는 식 2로 구할 수 있다. 한편, 상기 언급한 1/2t라 함은 강판의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2인 지점을 의미한다.
[식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
본 발명에서는 상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 이는 강판의 표면온도를 중심부 온도 보다 낮게 제어함으로써 압연 공정 이후 냉각단계에서의 표면부 온도 낙차가 중심부 보다 작아지도록 하여 마르텐사이트 대신 베이나이트가 형성되도록 하기 위함이다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도가 750℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, RDT-40℃를 초과하는 경우에는 표층부에 베이나이트를 충분히 형성할 수 없다는 단점이 있다. 따라서, 상기 조압연 종료시 바의 표면온도는 750~RDT-40℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도의 하한은 765℃인 것이 보다 바람직하고, 780℃인 것이 보다 더 바람직하며, 800℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도의 상한은 RDT-42℃인 것이 보다 바람직하고, RDT-45℃인 것이 보다 더 바람직하며, RDT-50℃인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 조압연 종료시 바의 표면온도 제어 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 디스케일러 등과 같은 수분사 장치를 이용할 수 있다.
이후, 상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+30℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리압연 온도가 780℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, SCT+30℃를 초과하는 경우에는 구오스테나이트를 충분히 연신시키기 어려워 굽힘가공성을 향상시키기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 마무리압연 온도는 780~SCT+30℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리압연 온도의 하한은 790℃인 것이 보다 바람직하고, 800℃인 것이 보다 더 바람직하며, 810℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리압연 온도의 상한은 SCT+25℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+22℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT+20℃인 것이 가장 바람직하다.
본 발명에서는 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 이는 앞서 언급한 바와 같이 강판의 표면온도를 중심부 온도 보다 낮게 제어함으로써 압연 공정 이후 냉각단계에서의 표면부 온도 낙차가 중심부 보다 작아지도록 하여 마르텐사이트 대신 베이나이트가 형성되도록 하기 위함이다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도가 700℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, FDT-40℃를 초과하는 경우에는 표층부에 베이나이트를 충분히 형성할 수 없다는 단점이 있다. 따라서, 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도는 700~FDT-40℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도의 하한은 710℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 750℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도의 상한은 FDT-42℃인 것이 보다 바람직하고, FDT-43℃인 것이 보다 더 바람직하며, FDT-45℃인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도 제어 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 디스케일러 등과 같은 수분사 장치를 이용할 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각개시온도가 700℃ 미만인 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온상이 아니라 페라이트나 펄라이트와 같은 고온상이 형성되어 강도와 경도가 크게 떨어지는 단점이 있고, SCT+10℃를 초과하는 경우에는 표층부에서 베이나이트보다는 마르텐사이트가 형성되려는 구동력이 더 커지게 되어 표층부에 베이나이트가 충분히 형성되지 않거나, 표층부 두께가 충분치 않게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각개시온도는 700℃~SCT+10℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각개시온도의 하한은 710℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 750℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각개시온도의 상한은 SCT+5℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+2℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도가 Ms 미만인 경우에는 마르텐사이트 또는 베이나이트 등과 같은 저온상을 형성하기 전에 페라이트 또는 펄라이트와 같은 고온상이 형성되어 강판의 강도와 경도가 크게 떨어지거나 재질이 불균일해지는 단점이 있으며, Ms+50℃를 초과하는 경우에는 중심부에 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않아 경도가 낮아지게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각정지온도는 Ms~Ms+50℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 Ms+5℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+8℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms+10℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 Ms+45℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+40℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms+30℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도가 50℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트와 베이나이트 형성이 불균일해질 수 있고, 저온상을 형성하는 구동력이 낮아 충분한 강도와 경도를 얻기 어려울 수 있으며, 100℃/sec를 초과하는 경우에는 지나치게 빠른 상변태로 인해 강판의 부피변화가 급격하게 생겨 설비 내에 판끼임 등의 사고가 발생할 위험이 증가할 수 있다. 따라서, 상기 1차 평균 냉각속도는 50~100℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 하한은 52℃/sec 인 것이 보다 바람직하고, 55℃/sec 인 것이 보다 더 바람직하며, 60℃/sec 인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 상한은 97℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 93℃/sec 인 것이 보다 더 바람직하며, 90℃/sec 인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취한다. 이와 같이 1차 평균 냉각속도에 비해 2차 평균 냉각속도를 낮게 하는 것은 이미 중심부에 충분한 마르텐사이트를 형성하고 나면 더 이상의 고속냉각은 강판의 형상품질을 열위하게 할 뿐 더 이상의 이점이 없으므로, 생산성 측면에서 저속냉각으로 전환하는 것이 유리하기 때문이다. 상기 2차 평균 냉각속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 냉각구간이 지나치게 길어져, 설비 운용이 어려워지는 같은 단점이 있고, 40℃/sec를 초과하는 경우에는 균일한 냉각이 이루어지도록 하는데 어려움이 있다. 따라서, 상기 2차 평균 냉각속도는 1~40℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도의 하한은 2℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 3℃/sec인 것이 보다 더 바람직하며, 5℃/sec인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도의 상한은 39℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 37℃/sec인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/sec인 것이 가장 바람직하다. 한편, 고경도를 갖는 내마모강은 열위한 가공성을 극복하기 위하여, 일반적으로는 열처리를 거쳐 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트가 되도록 제조된다. 그러나, 열처리를 행하는 경우, 표층부가 탈탄되어 표면경도가 페라이트 수준까지 지나치게 낮아지므로 내마모강재로써의 기능이 크게 저하되는 단점이 있다. 이를 방지하기 위하여, 본 발명에서는 열처리를 생략하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 열처리를 생략할 경우, 강판의 강도가 과도하게 높아 굽힘가공성이 열위하므로, 표층부의 베이나이트와 중심부의 마르텐사이트에 오토템퍼링(셀프템퍼링) 효과를 더하기 위하여 권취온도를 70℃~Ms-50℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 70℃ 미만인 경우에는 오토템퍼링 효과가 크지 않아 굽힘가공성 향상 효과를 얻기 어려운 단점이 있으며, Ms-50℃를 초과하는 경우에는 저온상 내부의 상변태에 의해 형성된 응력이 충분하지 않아서 고경도를 얻지 못할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 70℃~Ms-50℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 80℃인 것이 보다 바람직하고, 90℃인 것이 보다 더 바람직하며, 100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 Ms-60℃인 것이 보다 바람직하고, Ms-80℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms-100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 SCT는 아래와 같이 표현되는 식 3으로 구할 수 있다.
[식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가적으로 포함할 수 있다. 본 발명에서는 상기 산세 및 도유 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 방법을 이용할 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 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 하기 표 3 및 4에 기재된 조건으로 열연강판을 제조하였다. 한편, 하기 표 3 및 4에 기재된 조압연 종료시 바의 온도 및 마무리압연 종료시 열연강판의 온도는 1/2t(t: 강재의 두께)를 기준으로 하였고, 슬라브 가열온도, 냉각개시온도와 권취온도는 1/2t(t: 강재의 두께)를 기준으로 하였다.
이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 표 5에 기재하였다.
미세조직의 종류 및 분율, 중심부 구오스테나이트 종횡비, 표층부 평균두께는 열연강판의 표층부와 중심부(강판의 두께 1/4 위치)로부터 시편을 채취한 뒤, 전자현미경을 사용하여 측정하였다. 이때, 상기 중심부 구오스테나이트 종횡비는 강판의 측면인 TD(Transverse Direction) 방향으로 측정하였으며, 이미지상 가로방향이 RD(Rolling Direction), 세로방향이 ND(Normal Direction)이 되도록 하였다.
평균 전위밀도(GND)는 열연강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-7001F))을 측정한 후, OIM analysisTM(EDAX)을 이용하여 산출하였다.
경도는 열연강판의 표면과 중심부(강판의 두께 1/4 위치)에 대하여 로크웰 경도계(C 스케일)를 이용하여 ASTM-E18-22에 준거하여 표면을 5점 측정하고, 평균값을 구하였다.
굽힘 가공성(R/t)은 굽힘반경(R)과 강판 두께(t)의 비율을 의미하며, 강판을 90도 굽힘 시험한 후에도 표면에 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘반경을 기준으로 표현하였다. 이때, 굽힘 시편은 압연방향과 수직방향으로 길게 가공하였고, 굽힘 시험은 상기 굽힘 시편의 굽힘선이 압연방향과 평행하도록 하여 실시하였다.
인장강도 및 항복강도는 중심부(강판의 두께 1/4 위치)로부터 JIS5호 규격의 시편을 채취한 뒤, 인장시험기를 이용하여 측정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Mo Nb Ti V
발명강1 0.2 0.3 1.5 0.2 0.1 0.02 0.03 0.01
발명강2 0.19 0.2 0.9 0.3 0.3 0.015 0.02 0.02
발명강3 0.22 0.03 1 0.05 0.2 0.005 0.02 0.02
발명강4 0.18 0.05 1.2 0.01 0.5 0.02 0.04 0.01
발명강5 0.24 0.02 0.5 0.4 0.4 0.01 0.03 0.02
발명강6 0.25 0.02 0.8 0.2 0.2 0.01 0.03 0.01
발명강7 0.23 0.02 1.8 0.1 0.03 0.01 0.025 0.02
발명강8 0.21 0.05 1.3 0.1 0.5 0.01 0.025 0.01
발명강9 0.25 0.1 1.2 0.3 0.3 0.01 0.045 0.03
발명강10 0.21 0.01 1.35 0.01 0.22 0.005 0.03 0.01
비교강1 0.22 0.03 1 0.005 0.2 0.1 0.02 0.01
비교강2 0.24 0.2 2.3 0.7 0.6 0.005 0.04 0.01
비교강3 0.21 0.05 1.2 0.005 0.1 0.01 0.01 0.005
비교강4 0.16 0.05 0.5 0.005 0.1 0.01 0.03 0.01
발명강11 0.21 0.05 1.2 0.1 0.5 0.01 0.025 0.01
발명강12 0.21 0.02 1.7 0.4 0.4 0.015 0.02 0.02
발명강13 0.25 0.03 0.8 0.25 0.2 0.018 0.02 0.01
발명강14 0.2 0.04 1.4 0.01 0.3 0.011 0.02 0.02
비교강5 0.28 0.02 1.8 0.5 0.1 0.015 0.03 0.01
비교강6 0.3 0.06 1 0.4 0.4 0.02 0.04 0.03
발명강15 0.19 0.1 1.6 0.3 0.1 0.016 0.02 0.01
발명강16 0.19 0.2 1.7 0.2 0.4 0.016 0.03 0.01
강종No. 합금조성(중량%)
Al P S N B X T
발명강1 0.03 0.01 0.002 0.004 0.0015 0.41 2.83
발명강2 0.03 0.01 0.002 0.004 0.002 0.39 3.19
발명강3 0.03 0.01 0.002 0.005 0.002 0.24 2.64
발명강4 0.03 0.01 0.005 0.006 0.002 0.43 3.62
발명강5 0.02 0.02 0.003 0.004 0.002 0.37 3.22
발명강6 0.02 0.005 0.003 0.003 0.002 0.29 2.66
발명강7 0.03 0.015 0.004 0.005 0.0025 0.28 3.28
발명강8 0.03 0.015 0.004 0.005 0.003 0.20 4.35
발명강9 0.02 0.01 0.004 0.005 0.002 0.54 3.49
발명강10 0.04 0.01 0.002 0.005 0.002 0.25 2.98
비교강1 0.03 0.01 0.002 0.005 0.002 0.70 2.57
비교강2 0.03 0.015 0.005 0.006 0.002 0.24 6.03
비교강3 0.03 0.01 0.008 0.006 0.002 -0.13 2.49
비교강4 0.04 0.01 0.004 0.006 0.001 0.28 1.29
발명강11 0.04 0.015 0.003 0.004 0.0025 0.25 4.00
발명강12 0.04 0.015 0.002 0.004 0.001 0.36 3.92
발명강13 0.04 0.01 0.003 0.003 0.0028 0.24 3.14
발명강14 0.02 0.01 0.001 0.003 0.001 0.41 2.76
비교강5 0.03 0.015 0.001 0.005 0.0025 0.25 4.08
비교강6 0.03 0.02 0.002 0.005 0.0015 0.48 3.47
발명강15 0.02 0.01 0.003 0.004 0.002 0.26 3.33
발명강16 0.04 0.015 0.005 0.003 0.003 0.39 4.62
X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B
구분 강종No. 슬라브
가열온도
(℃)		 조압연
종료시
바의 온도
(RDT)
(℃)		 조압연
종료시
바의
표면온도
(RST)
(℃)		 마무리압연
종료시
열연강판의
온도
(FDT)
(℃)		 마무리압연
종료시
열연강판의 표면온도
(FST)
(℃)		 냉각
개시온도
(WCT)
(℃)
발명예1 발명강1 1195 989 923 846 780 820
발명예2 발명강2 1160 957 883 846 778 814
발명예3 발명강3 1220 1009 955 879 826 857
발명예4 발명강4 1215 1002 927 891 817 871
발명예5 발명강5 1170 966 897 845 779 824
발명예6 발명강6 1210 991 919 867 800 840
발명예7 발명강7 1290 1087 1015 939 874 934
발명예8 발명강8 1270 1049 970 944 865 911
발명예9 발명강9 1220 1005 954 877 828 864
발명예10 발명강10 1270 1049 986 917 859 894
비교예1 비교강1 1160 891 828 782 729 740
비교예2 비교강2 1290 1076 1020 964 909 950
비교예3 비교강3 1230 1025 946 910 834 870
비교예4 비교강4 1160 934 865 829 769 793
비교예5 발명강11 1250 1041 988 911 860 905
비교예6 발명강12 1230 1018 954 983 920 890
비교예7 발명강13 1230 1008 988 875 850 849
비교예8 발명강14 1230 1012 990 894 872 890
비교예9 비교강5 1270 1056 996 956 903 927
비교예10 비교강6 1210 997 921 864 795 850
비교예11 발명강15 1220 1023 964 891 836 872
비교예12 발명강16 1260 1042 976 938 882 899
구분 강종No. 1차
냉각속도
(℃/s)		 1차 냉각
정지온도
(℃)		 2차
냉각속도
(℃/s)		 권취온도
(CT)
(℃)		 SCT
(℃)		 Ms
(℃)
발명예1 발명강1 75 286 28 146 839 273
발명예2 발명강2 75 314 29 129 825 300
발명예3 발명강3 65 320 18 141 877 293
발명예4 발명강4 70 320 30 115 871 292
발명예5 발명강5 65 318 26 100 834 299
발명예6 발명강6 75 305 16 144 857 289
발명예7 발명강7 65 266 15 101 937 255
발명예8 발명강8 85 292 19 114 914 274
발명예9 발명강9 80 288 15 126 876 265
발명예10 발명강10 85 306 15 108 906 281
비교예1 비교강1 85 319 28 125 746 294
비교예2 비교강2 85 225 23 114 950 202
비교예3 비교강3 80 301 24 100 880 290
비교예4 비교강4 85 362 22 150 801 342
비교예5 발명강11 80 298 17 113 897 279
비교예6 발명강12 70 276 23 140 894 253
비교예7 발명강13 65 316 20 135 859 288
비교예8 발명강14 85 304 23 133 879 280
비교예9 비교강5 85 254 22 110 930 228
비교예10 비교강6 75 273 23 120 850 252
비교예11 발명강15 85 293 32 20 886 274
비교예12 발명강16 70 274 27 320 908 262
SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
구분 미세조직 기계적 물성
중심부 표층부 중심부
경도
(HrC)		 표층부
경도
(HrC)		 굽힘
가공성
(R/t)		 인장
강도
(MPa)		 항복
강도
(MPa)
M+ATM
(면적%)		 P 및 B 중 1종 이상
(면적%)		 AR B
(면적%)		 F, M 및 P 중 1종
이상
(면적%)		 GND
(14m-2)		 두께
(㎛)
발명예1 100 0 10 98 2 2.3 58 45.9 41.9 1.7 1435 1182
발명예2 100 0 15 100 0 2.1 53 44.8 38.8 1.7 1394 1141
발명예3 98 2 9 100 0 2.4 48 46.5 40.5 2.3 1512 1264
발명예4 100 0 12 100 0 2.2 44 44 39 1 1363 1108
발명예5 98 2 15 98 2 2.8 52 47.7 43.7 2.3 1547 1286
발명예6 95 5 12 100 0 2.7 57 47.6 42.6 2 1588 1346
발명예7 95 5 8 98 2 2.8 44 47.7 43.7 2.3 1590 1348
발명예8 98 2 8 98 2 2.6 58 46.2 42.2 2 1484 1235
발명예9 95 5 10 95 5 2.8 43 47.1 44.1 2 1611 1371
발명예10 98 2 12 100 0 2.4 49 46 40 2 1490 1241
비교예1 85 15 17 100 0 1.5 47 42.7 37 2.3 1311 994
비교예2 96 4 8 5 95 3.2 0 47.9 47 3.6 1601 1359
비교예3 100 0 8 85 15 3.1 18 46.7 42 4.3 1580 1310
비교예4 75 25 8 95 5 1.4 15 39 37.5 1.6 1198 984
비교예5 95 5 7 90 10 2.4 20 45.1 42 3.6 1464 1227
비교예6 95 5 3 100 0 2.6 49 46 40 3.3 1518 1270
비교예7 100 0 12 90 10 3 15 49.7 46.5 3.3 1592 1351
비교예8 98 2 8 90 10 2.4 8 45.4 42.6 3.6 1454 1203
비교예9 100 0 7 95 5 3.6 34 51.4 48.9 5.6 1762 1536
비교예10 100 0 10 95 5 3.3 49 50.7 47.5 4.3 1753 1525
비교예11 100 0 9 95 5 2.3 47 45.9 43.8 3.6 1435 1184
비교예12 80 20 9 100 0 1.4 44 41.2 37.2 3 1167 980
M: 마르텐사이트, ATM: 오토 템퍼드 마르텐사이트, P: 펄라이트, B: 베이나이트, F: 페라이트
AR: 구오스테나이트 종횡비, GND: 평균 전위밀도
상기 표 1 내지 5를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10은 본 발명의 미세조직 조건을 만족함과 동시에, 우수한 기계적 물성을 가지고 있다.
비교예 1은 관계식 1의 X값이 과도하게 높아서 석출물을 형성하는 구동력이 과도하고, 이에 따라, 탄소와 질소가 마르텐사이트와 베이나이트 내에서 강도를 향상시키는 역할을 충분히 하지 못하게 되어, 경도가 부족해지는 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
비교예 2는 관계식 1의 T값이 과도하게 높아서 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 적절하게 형성하는데 실패하여 표층부 없이 강판 전체가 거의 마르텐사이트로 구성되어 표면경도가 높고, 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 3은 관계식 1의 X값이 과도하게 낮아서 석출물을 형성하는 구동력이 거의 없고, 이에 따라, 탄소와 질소가 마르텐사이트와 베이나이트 내에서 강도를 향상시키는 역할이 과도해져서 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 4는 관계식 1의 T값이 과도하게 낮아서 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 적절하게 형성하는데 실패하여 경도가 지나치게 낮은 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
비교예 5는 본 발명의 합금조성은 만족하나 냉각개시온도가 높아서, 표층부가 급속히 냉각되고, 베이나이트 보다 마르텐사이트를 형성하려는 구동력이 강하여 표층부의 두께가 충분하지 못하였다. 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다.
비교예 6은 본 발명의 합금조성은 만족하나 마무리압연 온도가 높아서, 중심부 마르텐사이트의 구오스테나이트 종횡비가 3으로 작은 수준이며, 이로 인해, 강도에 비해 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 7 및 8은 본 발명의 합금조성은 만족하나 RDT와 RST 혹은 FDT와 FST 간의 온도차이를 충분히 얻지 못하여, 표층부에 베이나이트를 형성하려는 구동력이 낮아 충분한 두께의 표층부를 얻지 못하였다. 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 9 및 10은 탄소 함량이 지나치게 높아 본 발명의 제조조건을 모두 만족함에도 불구하고, 표층부와 중심부 모두 경도가 과도하게 높고, 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 11은 본 발명의 합금조성은 만족하나 권취온도가 지나치게 낮아, 오토템퍼링 효과를 얻지 못하여 강도에 비해서 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 12는 본 발명의 합금조성은 만족하나 권취온도가 지나치게 높아 마르텐사이트와 베이나이트를 형성하려는 구동력이 약하여 낮은 경도와 강도를 가지고 있다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 10과 비교예 1 내지 12의 인장강도에 따른 굽힘가공성(R/t)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 비교예 1 내지 12의 경우에는 인장강도가 증가함에 따라 전반적으로 굽힘가공성(R/t)이 열위해지는 경향을 볼 수 있는데, 발명예 1 내지 10의 경우에는 인장강도에 비해 상대적으로 굽힘가공성이 양호하여 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하인 특징을 가지고, 따라서, 굽힘가공성이 우수함을 확인할 수 있다.
도 2는 발명예 1을 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 3은 발명예 1의 표층부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 4는 발명예 1의 중심부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우 본 발명이 얻고자 하는 표층부 및 중심부 미세조직이 형성되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고,
    상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛이며,
    상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2이고,
    상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 열연강판.
    [관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
    [관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
    [식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    (단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 중심부의 로크웰 경도는 44~50HrC인 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 표층부의 로크웰 경도는 38~46HrC인 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하인 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+50℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 단계: 및
    상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃이고, 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
    [관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
    [식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    [식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
    [식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
    (단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1 내지 3에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 바의 표면온도 및 열연강판의 표면온도의 제어는 수분사 장치에 의해 수행되는 열연강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판에 산세 및 도유하는 단계;를 추가적으로 포함하는 열연강판의 제조방법.
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