WO2018117522A1 - 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2018117522A1
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김정은
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    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet excellent in formability and fatigue characteristics and a method of manufacturing the same. More particularly, the present invention relates to a high manganese steel having excellent formability and fatigue characteristics, which can be used in a chassis structural member of an automobile by press molding.
  • chassis parts such as lower arm and wheel disk are generally applied by pickling and oiling hot rolled steel sheet. Since they are manufactured by cold press molding, they must be excellent in formability and prevent breakage due to fatigue during driving. The fatigue characteristics should be excellent.
  • the chassis parts, which support the vehicle, are located at the bottom of the vehicle's center of gravity, which is very effective in reducing fuel efficiency.
  • fatigue failure of chassis parts is difficult to check whether it is in progress during use, and the safety factor should be conservatively applied to automobile structural members because it can have a great adverse effect on the safety of passengers when damaged during driving. It is ideal to design below the fatigue limit in periodic fatigue mode. Therefore, if the fatigue limit of the material is improved and the chassis parts can be lightened, excellent fuel efficiency can be expected.
  • Patent Literature 1 adds a large amount of austenite stabilizing elements such as carbon (C) and manganese (Mn) to maintain the stressed weave in an austenite single phase and simultaneously secures strength and formability using twins generated during deformation.
  • austenite stabilizing elements such as carbon (C) and manganese (Mn)
  • Patent Document 1 Korean Unexamined Patent Publication No. 2007-0023831
  • One aspect of the present invention provides a hot rolled steel sheet having a high tensile strength and an excellent elongation, and having excellent fatigue characteristics, and having excellent moldability and fatigue characteristics, which can be preferably applied to a chassis structural member of an automobile, and a method of manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.3 ⁇ 0.8%, Mn: 13-25%, V: 0.1 ⁇ 1.0%, Si: 0.005 ⁇ 2.0%, Al: 0.01 ⁇ 2.5%, P: 0.03% or less , S: 0.03% or less, N: 0.04% or less (excluding 0%), including the remaining Fe and unavoidable impurities,
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet having excellent moldability and fatigue characteristics, including 20 to 70% of unrecrystallized structure and 30 to 80% of recrystallized structure as the area fraction when the thickness direction of the cross section is observed.
  • another aspect of the present invention is a weight%, C: 0.3 ⁇ 0.8%, Mn: 13-25%, V: 0.1 ⁇ 1.0%, Si: 0.005 ⁇ 2.0%, Al: 0.01 ⁇ 2.5%, P: Preparing a slab comprising 0.03% or less, S: 0.03% or less, N: 0.04% or less (excluding 0%), remaining Fe and inevitable impurities;
  • It relates to a method for producing a hot rolled steel sheet having excellent moldability and fatigue properties, including; winding the hot rolled steel sheet at 50 ⁇ 700 °C.
  • the present invention it is possible to provide a hot rolled steel sheet having high tensile strength and excellent elongation, and excellent fatigue characteristics and excellent durability, and a method of manufacturing the same.
  • 1 is a schematic diagram showing the microstructure of the austenitic high manganese steel to be implemented in the present invention.
  • Figure 2 (a) is a graph showing the concentration of vanadium in the liquid phase during the solidification according to the amount of vanadium addition, (b) in the liquid phase (V concentration zone) V according to the amount of vanadium at the temperature of 20% of the liquid phase remaining during the solidification process Concentration and solid phase V concentration are shown.
  • Figure 3 (a) is a graph showing the recrystallization behavior of high Mn steel according to the amount of vanadium added and the rolling end temperature, (b) is a graph showing the finish rolling temperature section according to the recrystallization temperature of the V thickening zone and the unconcentrated zone.
  • Figure 5 (a) and (b) is a microstructure of the invention example 2
  • (c) is a scanning electron micrograph showing the vanadium component distribution of the invention example 2.
  • FIG. 6 is a graph showing fatigue test results of Inventive Example 1 and Comparative Example 1.
  • the present inventors added a large amount of manganese and carbon in high manganese steel-based hot rolled steel sheet to secure the microstructure of the steel with austenite at room temperature, and maintain the particle size of the spherical shape in which the dynamic and static recrystallization is completed during hot rolling. It is possible to secure the properties, but the resistance to fatigue crack propagation has a problem that the fatigue performance is poor,
  • Hot rolled steel sheet excellent in formability and fatigue properties according to an aspect of the present invention in weight%, C: 0.3 ⁇ 0.8%, Mn: 13 ⁇ 25%, V: 0.1 ⁇ 1.0%, Si: 0.005 ⁇ 2.0%, Al : 0.01 ⁇ 2.5%, P: 0.03% or less, S: 0.03% or less, N: 0.04% or less (excluding 0%), including remaining Fe and unavoidable impurities, and unrecrystallized structure by area fraction in thickness direction cross section observation 20-70% and 30-80% recrystallized tissue.
  • the unit of each element content hereafter means weight% unless there is particular notice.
  • Carbon is an element contributing to stabilization of the austenite phase, and as the content thereof increases, there is an advantage in securing the austenite phase.
  • carbon increases the lamination defect energy of the steel and simultaneously increases tensile strength and elongation. If the carbon content is less than 0.3%, the ⁇ '(alpha) -martensite phase is formed on the surface layer by decarburization during the high temperature processing of the steel sheet, so that the delayed fracture and fatigue performance are weak, and the tensile strength and the elongation are increased. There is a problem that is difficult to secure.
  • the content exceeds 0.8%, there is a concern that the electrical resistivity increases and the weldability is lowered. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of carbon to 0.3 to 0.8%.
  • the lower limit of the carbon content may be more preferably 0.4%, even more preferably 0.5%.
  • the upper limit of the carbon content may be more preferably 0.75%.
  • Manganese is an element that stabilizes the austenite phase together with carbon, and if the content is less than 13%, it is difficult to obtain a stable austenite phase due to the formation of the ⁇ '(alpha) -martensite phase during deformation, while exceeding 25%. There is a problem that the further improvement in relation to the increase in strength, which is a concern of the present invention, substantially does not occur, and the manufacturing cost rises. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 13 to 25%.
  • the lower limit of the manganese content may be more preferably 14%, even more preferably 15%.
  • the upper limit of the manganese content may be more preferably 23%, even more preferably 21%.
  • Vanadium plays an important role in the present invention as an element that raises the recrystallization temperature during hot rolling. Vanadium tends to thicken into the liquid phase during solidification, and since the diffusion rate is slow in the solid phase, the steel distribution of the solidified structure is maintained even after the reheating process for rolling, and the high and low concentrations of vanadium during rolling are maintained. Since the recrystallization behavior in the part is different, a dual microstructure of the recrystallized structure and the unrecrystallized structure can be realized.
  • V When the content of V is less than 0.1%, it may be difficult to comply with the rolling conditions for implementing the dualized microstructure, which may cause tissue deviation in the steel sheet. On the other hand, if the V content is more than 1.0%, coarse precipitates are formed during solidification, and may remain in the steel sheet even when undergoing a reheating process to cause cracks when rolling. In addition, even when the content of V is excessive, it may be difficult to observe the rolling conditions for implementing the dualized microstructure.
  • the content of the vanadium in the present invention is preferably 0.1 ⁇ 1.0%.
  • the lower limit of the vanadium content may be 0.15%, and the lower limit of the vanadium content may be 0.2%, and the lower limit of the vanadium content may be easier to comply with the rolling conditions for implementing the dualized microstructure.
  • the preferred upper limit may be 0.9% and even more preferred upper limit may be 0.8%.
  • Silicone is a component that can be added to improve the yield strength and tensile strength of steel by solid solution strengthening. Since silicon is used as a deoxidizer, it can be generally included in steel of 0.005% or more. When the silicon content exceeds 2.0%, a large amount of silicon oxide is formed on the surface during hot rolling, which lowers pickling property and increases electrical resistivity. There is a problem that the weldability is inferior. Therefore, the content of silicon is preferably limited to 0.005 ⁇ 2.0%.
  • Aluminum is usually an element added for deoxidation of steel, but in the present invention, the stack defect energy is increased to suppress the generation of ⁇ (marxylene) -martensite, thereby improving the ductility and delayed fracture properties of the steel. If the aluminum content is less than 0.01%, there is a problem that the ductility of the steel is deteriorated due to the rapid work hardening phenomenon, and the delayed fracture resistance is inferior. On the other hand, when the aluminum content exceeds 2.5% by weight, the tensile strength of the steel Deterioration, castability is detrimental, there is a problem that the surface quality is degraded due to the deep oxidation of the steel surface during hot rolling. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the aluminum content to 0.01 to 2.5%.
  • phosphorus is an impurity contained inevitably and is an element which is the main cause of deterioration of workability of steel by segregation, it is preferable to control its content as low as possible.
  • the phosphorus content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the phosphorus content is controlled to 0.03%.
  • Sulfur is inevitably contained impurity, forms coarse manganese sulfide (MnS), which causes defects such as flange cracks, and greatly reduces the hole expandability of the steel sheet. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the sulfur content is advantageously limited to 0%, but inevitably contained in the manufacturing process. Therefore, it is important to manage the upper limit, and in the present invention, the upper limit of the sulfur content is controlled to 0.03%.
  • the content of nitrogen is preferably limited to 0.04% or less.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the composition may further include at least one selected from Ti: 0.01 to 0.5%, Nb: 0.05 to 0.5%, Mo: 0.01 to 0.5%, and B: 0.0005 to 0.005%.
  • titanium 0.01 to 0.5% is preferable. Titanium reacts with nitrogen in the steel to precipitate nitrides to improve the formability of hot rolling. The titanium also serves to increase strength by reacting with carbon in some steels to form precipitated phases. For this purpose, titanium is preferably included at 0.01% or more, but when it exceeds 0.5%, an excessive amount of precipitate is formed to deteriorate the fatigue property of the part. Therefore, the content of titanium is preferably 0.01 ⁇ 0.5%.
  • Niobium is an element that reacts with carbon or nitrogen to form carbonitrides and is a component that can be added to increase yield strength by refining grain size and strengthening precipitation.
  • the niobium content is preferably 0.05% or more.
  • the content of the vanadium is preferably 0.05 to 0.5%.
  • Molybdenum also serves to increase the yield strength by maintaining a fine size of the precipitate when added in combination with carbonitride-forming elements such as titanium and vanadium as an element for forming a carbide.
  • the molybdenum content is preferably 0.01% or more, but when the molybdenum content exceeds 0.5%, the effect is saturated, resulting in an increase in manufacturing cost. Therefore, the content of molybdenum is preferably 0.01 ⁇ 0.5%.
  • the grain boundary of the cast steel is strengthened to improve hot rolling.
  • the boron content is less than 0.0005%, the above effects do not appear sufficiently, and when the boron content is more than 0.005%, it is not expected to further increase the performance and increase the cost. Therefore, the boron content is preferably 0.0005 to 0.005%.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention includes 20 to 70% of unrecrystallized structure and 30 to 80% of recrystallized structure as the area fraction when the thickness direction cross section is observed.
  • Fatigue cracks develop and grow by the transfer of dislocations in the tissue near the crack tip. Therefore, the rate of crack propagation in the uncrystallized structure in which the dislocation density is already formed is significantly slower than the rate in the recrystallized structure. If the recrystallized structure is less than 20%, the effect of suppressing fatigue crack propagation may be insufficient, and the fatigue property may be inferior. If the recrystallized structure is more than 70%, the recrystallized structure for securing moldability cannot be sufficiently secured.
  • the recrystallized structure plays a role of improving the formability of the steel sheet, and if the recrystallized structure is less than 30%, the elongation of the steel sheet is not secured, and thus the moldability may be inferior. Can't.
  • the unrecrystallized structure is in the form of stretching in the rolling direction
  • the aspect ratio is 2 or more
  • the recrystallized structure may be spherical.
  • the V thickening zone which has a high unrecrystallized temperature due to the thickening of V, remains in the steel sheet in the form stretched in the rolling direction by rolling. Will remain.
  • a layer made of unrecrystallized structure and a layer made of recrystallized structure may be alternately formed.
  • the unrecrystallized structure formed between the layers which consist of recrystallized structure can suppress crack propagation more easily.
  • the microstructure of the hot rolled steel sheet according to the present invention may include 95% or more of austenite. This is to secure strength and elongation at the same time. More preferably, it may be an austenite single phase. Austenitic single phase means that all microstructures except carbides are made of austenite, and may include some unavoidable impurities.
  • the austenitic high manganese steel according to the present invention may have an elongation of 40% or more and a fatigue (Number of cycles to failure, Nf) may be 300 MPa or more.
  • a fatigue Numberer of cycles to failure, Nf
  • Such excellent elongation and fatigue properties can be secured, and thus can be preferably applied to structural members for automobile chassis parts.
  • Another aspect of the present invention is a method of manufacturing a hot rolled steel sheet having excellent yield strength and fatigue properties, comprising: preparing a slab that satisfies the above-described alloy composition; Heating the slab to 1050-1250 ° C .; Obtaining a hot rolled steel sheet by finishing rolling the heated slab at a recrystallization temperature of at least a region having an average V concentration and at a recrystallization temperature of a region having a twice the average V concentration; It comprises; and winding the hot rolled steel sheet at 50 ⁇ 700 °C.
  • a slab that satisfies the above-described alloy composition is prepared.
  • the molten steel may be cast at a cooling rate of 50 ° C./s or less so that a difference in V concentration occurs in the slab.
  • FIG. 2 (b) shows the V concentration in the liquid phase (V concentration zone) and the V concentration in the solid phase (unconcentrated zone) at a temperature where the liquid phase remains at 20%. It can be seen that the V concentration in the solid phase at the 20% point of the liquid phase shows a V concentration almost similar to the amount of addition, and at least two times the amount of concentration is concentrated in the 20% liquid phase which finally solidifies.
  • the concentration distribution of vanadium in the steel is dualized by the difference in the distribution coefficients between solid and liquid phases during solidification, which affects the recrystallization behavior during hot rolling and finally achieves a dualized structure. If the cooling rate of the molten steel exceeds 50 °C / s, the diffusion between the solid and liquid phase is not smooth, the intended concentration distribution can not be obtained. On the other hand, when the cooling rate is slow, the phase distribution of elements between the phases proceeds smoothly, so the lower limit of the cooling rate is not particularly limited.
  • the slab is heated to 1050 ⁇ 1250 °C.
  • the slab heating temperature is less than 1050 °C it is difficult to secure the finish rolling temperature during hot rolling, there is a problem that it is difficult to sufficiently roll to a predetermined thickness due to an increase in the rolling load due to the temperature decrease.
  • the slab heating temperature is higher than 1250 ° C., the grain size increases, surface oxidation occurs, which is not preferable because the strength tends to decrease or the surface is inferior.
  • a liquid film is formed at the columnar grain boundary of the playing slab, there is a fear that cracks may occur during subsequent hot rolling.
  • the heated slab is finish rolled at or above the recrystallization temperature of the region having an average V concentration and below the recrystallization temperature of a region having an average V concentration twice to obtain a hot rolled steel sheet.
  • the vanadium enriched layer obtains the unrecrystallized rolled structure through the finish rolling temperature control, and the unenriched layer obtains the structure of spherical recrystallization completed.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is limited to the recrystallization temperature of the region having twice the average V concentration because the V concentration at the end of the solidification at the 20% point in the liquid phase is twice the average V concentration. This is because more than% of undetermined organizations can be secured.
  • Figure 3 (a) shows the recrystallization behavior according to the rolling end temperature of the V-added high Mn steel prepared in the laboratory.
  • ingot casting was performed using a copper mold of 40 mm thickness and 160 mm width so that the cooling rate of molten steel was 60 ° C / s or more during slab casting so that V concentration variation in the slab did not occur, and a water pipe for cooling was inserted into the copper mold. And cooled to room temperature.
  • the recrystallization temperature of a region having an average V concentration is 920 ° C, and a region having twice the average V concentration (more than 0.5 wt% of vanadium, which occupies 20% by area fraction).
  • the recrystallization temperature of the enriched zone is 960 ° C., so when finishing rolling between 920 ° C. and 960 ° C., a dualized structure composed of microstructures with 80% recrystallization and 20% unrecrystallized tissues in an area fraction Can be secured. Therefore, the intended microstructure can be easily secured by setting the amount of vanadium added and the finish rolling temperature.
  • It comprises the step of winding the hot rolled steel sheet at 50 ⁇ 700 °C.
  • the winding temperature is preferably limited to 50 ⁇ 700 °C.
  • the pickling of the wound hot rolled steel sheet may be further performed. This is to remove the oxide layer.
  • the slab having the component composition shown in Table 1 below was heated to 1200 ° C., and then finished rolled to a rolling finish temperature shown in Table 2 below, and wound up at 450 ° C. to prepare a hot rolled steel sheet.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet was observed, and the yield strength, tensile strength, elongation and fatigue were measured and described in Table 2 below.
  • microstructures were measured by observing the thickness in cross section with a scanning electron microscope, and mechanical properties were measured using a universal tensile tester.
  • Fatigue was measured in the conditions of the stress ratio -1 by the bending fatigue tester for Comparative Example 1, Comparative Example 2, Invention Example 1, the fatigue was set to 10,000,000.
  • the unit of each element content in Table 1 is weight%.
  • the satisfactory status indicates whether or not finish rolling is performed at or below the recrystallization temperature of the region having the average V concentration of each steel grade and below the recrystallization temperature of the region having twice the average V concentration of each steel grade. If satisfied, it was marked with O. If unsatisfied, it was marked with X.
  • Comparative Example 1 the composition of the present invention was not satisfied, and thus the unrecrystallized structure of 20% or more could not be secured by the area fraction, and thus fatigue performance was inferior.
  • Comparative Example 2 Although the composition of the present invention was satisfied, the manufacturing conditions were not satisfied, and thus spherical recrystallized microstructure of more than 30% could not be secured by area fraction, and thus elongation of 40% or more could not be secured.
  • the unrecrystallized structure 20 stretched in the rolling direction parallel to the surface 30 has a structure located in the spherical recrystallized structure 10, and the fatigue crack 40 is fatigue cracked because it is difficult to propagate in the unrecrystallized structure. Excellent structure for propagation.
  • Figure 4 is a scanning electron micrograph showing the microstructure of Comparative Example 1, Comparative Example 2 and Inventive Example 1
  • Figure 4 (a) is a value measured by Kernal Average Misorientation (KAM) of Comparative Example 1
  • Figure 4 ( b) shows the shape of each tissue as an image quality (IQ) map of the same area.
  • 4C is a value obtained by measuring KAM of Comparative Example 2
  • FIG. 4D is an IQ Map of the same region.
  • 4 (e) is a value obtained by measuring KAM of Inventive Example 1
  • FIG. 4 (f) is an IQ Map of the same region.
  • KAM is expressed in color
  • the blue part of KAM is the recrystallized tissue
  • the areas represented by green, yellow, orange, and red are unrecrystallized tissues with high dislocation density.
  • the KAM is converted to black and white as shown in FIGS. 4 (a), 4 (c), and 4 (e)
  • the blue color appears as the darkest color
  • the darkest color region is a recrystallized tissue and is relatively bright.
  • the region represented by color is uncrystallized structure with high dislocation density.
  • FIG. 5 is a scanning electron micrograph showing the microstructure of Inventive Example 2.
  • FIG. 5 (a) shows measured values of Kernal Average Misorientation (KAM).
  • KAM Kernal Average Misorientation
  • the blue part of KAM is the recrystallized tissue, and the areas represented by green, yellow, orange, and red are unrecrystallized tissues with high dislocation density.
  • the darkest color region is a recrystallized tissue, and the lighter color region has a high dislocation density. It is an undetermined organization.
  • 5 (b) shows the shape of each tissue in an image quality map (IQ) of the same area.
  • the recrystallized structure is spherical with an aspect ratio of 2 or less, and the unrecrystallized structure is drawn in the rolling direction with an aspect ratio of 2 phases.
  • 5 (c) shows the vanadium distribution in the same region, and it was confirmed that the vanadium concentration of the unrecrystallized region was higher than that of the spherical tissue in which recrystallization was completed.
  • Example 6 is a measurement result of high cycle fatigue characteristics of Comparative Example 1 and Example 1.
  • Inventive Example 1 having a high yield strength due to the high unrecrystallized area fraction in the steel sheet, excellent fatigue characteristics at the same stress stress (Comparative Stress 1) compared to Comparative Example 1, the number of cycles to failure (Nf) It can be seen that the increase of about 100Mpa, because even if some micro-cracks are generated because the resistance to propagation is excellent and did not develop into fatigue failure.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 두께 방향 단면 관찰시 면적분율로 미재결정 조직을 20~70%, 재결정 조직을 30~80% 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.

Description

성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는 프레스 성형으로 자동차의 샤시 구조부재 등에 사용될 수 있는, 우수한 성형성 및 피로특성을 갖는 고망간강에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위한 이산화탄소의 규제에 따라 자동차의 경량화가 강하게 요구되고 있으며, 동시에 자동차의 충돌 안정성을 향상하기 위하여 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있다.
자동차 부품 중에서 로워암, 휠 디스크 등의 샤시 부품은 일반적으로 열연강판을 산세 및 도유하여 적용되고 있으며, 냉간 프레스 성형에 의해 제작이 되므로 성형성이 우수하여야 함과 동시에 주행시 피로에 의한 파괴를 방지하기 위해 피로특성이 우수하여야 한다. 차량을 지지하는 역할을 하는 샤시 부품은 차량 무게중심의 하단에 위치하므로 부품 경량화에 의한 연비 절감의 효과가 매우 높은 부분이다. 한편, 샤시부품의 피로파괴는 사용 중에 진행 여부를 확인하기 어려운 단점이 있으며, 주행 중 파손 시 승객의 안전에 지대한 악영향을 미칠 수 있으므로 안전 계수를 보수적으로 적용해야 하며, 자동차 구조부재에 적용되는 고주기 피로모드에서의 피로한계 이하로 설계하는 것이 이상적이다. 그러므로 소재의 피로한계가 향상되어 샤시 부품을 경량화할 수 있다면 탁월한 연비 절감 효과를 기대할 수 있다.
일반적으로 자동차 샤시 부품용 열연강판을 생산하기 위해서는 대부분 저온 변태조직을 활용하고 있다. 하지만 고강도와 피로특성 확보를 위하여 저온 변태 조직을 활용하는 경우, 인장 강도가 600MPa급 이상에서는 40% 이상의 연신율을 확보가 하기가 어려워, 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품에 적용하는 것이 어려우므로 원하는 용도에 맞는 자유로운 부품 설계가 어려운 문제가 있었다.
한편, 특허문헌 1에서는 탄소(C)와 망간(Mn)등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강조직을 오스테나이트 단상으로 유지하고 변형 중 발생하는 쌍정을 이용하여 강도와 성형성을 동시에 확보하는 방법이 제시되었다. 하지만 종래에 나타난 고망간강도 강도 및 연신률에 대해서만 고려하였을 뿐, 장시간 응력이 집중되는 자동차용 부재의 특성상, 자동차의 안전성을 보장할 수 있는 피로특성의 향상에 대해서는 언급하지 않았다.
따라서, 강도 및 성형성이 우수하면서 아울러 높은 피로강도를 확보할 수 있는 자동차용 강판의 개발이 필요한 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제2007-0023831호
본 발명의 일 측면은 높은 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 피로특성이 우수하여 자동차의 샤시 구조부재 등에 바람직하게 적용할 수 있는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
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, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
두께 방향 단면 관찰시 면적분율로 미재결정 조직을 20~70%, 재결정 조직을 30~80% 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도 이상, 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도 이하에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;를 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 높은 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 동시에, 피로특성이 우수하여 내구성이 우수한 열연강판 및 그의 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명에서 구현하고자 하는 오스테나이트계 고망간강의 미세조직을 나타내는 모식도이다.
도 2의 (a)는 바나듐 첨가량에 따른 응고시 액상내 바나듐 농화를 나타낸 그래프이며, (b)는 응고 과정에서 액상이 20% 잔류하는 온도에서의 바나듐 첨가량에 따른 액상내(V농화역) V 농도와 고상내(미농화역) V 농도를 나타낸다.
도 3의 (a)는 바나듐 첨가량 및 압연 종료 온도에 따른 고Mn강의 재결정 거동을 나타낸 그래프이며, (b)는 V 농화역 및 미농화역의 재결정 온도에 따른 마무리 압연 온도 구간을 나타낸 그래프이다.
도 4의 (a) 및 (b)는 비교예 1, (c) 및 (d)는 비교예 2, (e) 및 (f)는 발명예 1의 미세조직을 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도 5는 (a) 및 (b)는 발명예 2의 미세조직, (c)는 발명예 2의 바나듐 성분 분포를 나타내는 주사전자현미경 사진이다.
도6은 발명예1 및 비교예1의 피로실험 결과를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 고망간강계 열연강판에 있어서 다량의 망간과 탄소를 첨가하여 상온에서 강의 미세조직을 오스테나이트로 확보하고, 열간 압연시 동적 및 정적재결정이 완료된 구상형의 입도를 유지하는 경우 강도와 성형성의 확보는 가능하나, 피로 균열 전파에 대한 저항성이 낮아 피로성능이 열위한 문제가 있으며,
열간 압연시 재결정역 이상의 온도에서 마무리 압연하여 미세조직을 전위밀도가 높은 미재결정 조직으로 제어하는 경우 피로균열에 대한 생성 및 전파에 대한 저항성은 높아지지만 성형성이 열위하여 냉간 성형에 의한 부품의 제작이 불가능하게 된다는 문제가 있음을 인지하고, 이를 해결하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 성분계 중 오스테나이트 조직의 안정화 기능을 수행하는 성분 함량을 적절히 제어함과 동시에, 미세조직을 도 1과 같이 성형성이 우수한 구상형의 재결정 조직과 피로균열 전파에 대한 저항성이 우수한 연신된 형태의 미재결정 조직으로 이원화되도록 제어함으로써 성형성이 우수함과 동시에 피로특성을 대폭 향상시킨 고망간강을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판은 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 두께 방향 단면 관찰시 면적분율로 미재결정 조직을 20~70%, 재결정 조직을 30~80% 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 원소 함량의 단위는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.3~0.8%
탄소는 오스테나이트 상의 안정화에 기여하는 원소로서, 그 함량이 증가할수록 오스테나이트 상을 확보하는 데 유리한 측면이 있다. 또한, 탄소는 강의 적층결함에너지를 증가시켜 인장 강도와 연신률을 동시에 증가시키는 역할을 한다. 이러한 탄소의 함량이 0.3% 미만이면 강판의 고온 가공시 탈탄에 의해 표층에 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 지연파괴와 피로성능이 취약하게 되는 문제가 있으며, 또한 인장 강도와 연신률을 확보하기 어려운 문제가 있다. 반면, 그 함량이 0.8%를 초과하게 되면 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 탄소의 함량을 0.3~0.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 탄소 함량의 하한은 보다 바람직하게는 0.4%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.5%일 수 있다. 또한, 탄소 함량의 상한은 보다 바람직하게는 0.75%일 수 있다.
망간(Mn): 13~25%
망간은 탄소와 함께 오스테나이트 상을 안정화시키는 원소로서, 그 함량이 13% 미만이면 변형 중 α'(알파다시)-마르텐사이트 상이 형성되어 안정한 오스테나이트 상을 확보하기 어려우며, 반면 25%를 초과하게 되면 본 발명의 관심사항인 강도의 증가와 관련한 추가적인 향상이 실질적으로 일어나지 않고, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 13~25%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 망간 함량의 하한은 보다 바람직하게는 14%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 15%일 수 있다. 또한, 망간 함량의 상한은 보다 바람직하게는 23%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 21%일 수 있다.
바나듐(V): 0.1~1.0%
바나듐은 열간압연 시 재결정 온도를 상승시키는 원소로서 본 발명에서 가장 중요한 역할을 한다. 바나듐은 응고 시 액상으로 농화되는 경향이 있으며, 고상내에서 확산 속도가 느리므로 압연을 위한 재가열 공정을 거친 뒤라도 응고 조직의 강중 분포가 상당 부분 유지되고, 압연시 바나듐의 농도가 높은 부분과 낮은 부분에서의 재결정 거동이 상이하게 되므로 재결정 조직과 미재결정 조직의 이원화된 미세구조를 구현할 수 있다.
상기 V의 함량이 0.1% 미만인 경우에는 상기 이원화된 미세조직을 구현하기 위한 압연 조건의 준수가 어려워 강판 내의 조직 편차가 발생할 수 있다. 반면에, V의 함량이 1.0% 초과인 경우에는 응고시 조대한 석출물이 생성되어 재가열 공정을 거치더라도 강판내에 잔류하여 압연 시 크랙을 유발할 가능성이 있다. 또한, V의 함량이 과다한 경우에도 상기 이원화된 미세조직을 구현하기 위한 압연 조건의 준수가 어려울 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 바나듐의 함량은 0.1~1.0%인 것이 바람직하다. 상기 이원화된 미세조직을 구현하기 위한 압연 조건의 준수를 보다 용이하게 하기 위해서는 바나듐 함량의 보다 바람직한 하한은 0.15%일 수 있으며, 바나듐 함량의 보다 더 바람직한 하한은 0.2%일 수 있고, 바나듐 함량의 보다 바람직한 상한은 0.9%일 수 있으며, 보다 더 바람직한 상한은 0.8%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.005~2.0%
실리콘은 고용강화에 의한 강의 항복 강도 및 인장 강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 실리콘은 탈산제로 사용되기 때문에 통상적으로 0.005% 이상 강 중에 포함될 수 있으며, 실리콘의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 0.005~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~2.5%
알루미늄은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 ε(입실런)-마르텐사이트의 생성을 억제함으로써 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 상기 알루미늄 함량이 0.01% 미만인 경우에는 급격한 가공경화 현상에 의해 오히려 강의 연성이 저하되어 내지연파괴 특성이 열위하게 되는 문제가 있으며, 반면, 상기 알루미늄 함량이 2.5중량%를 초과하는 경우에는 강의 인장강도가 저하되며, 주조성이 열위해지며, 열간압연시 강 표면 산화가 심화되어 표면품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 알루미늄 함량을 0.01~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.03% 이하
상기 인은 불가피하게 함유되는 불순물로서, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 인 함량의 상한은 0.03%로 관리한다.
황(S): 0.03% 이하
황은 불가피하게 함유되는 불순물로서, 조대한 망간황화물(MnS)을 형성하여 플렌지 크랙과 같은 결함을 발생시키며, 강판의 구멍확장성을 크게 저하시키므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 본 발명에서는 상기 황 함량의 상한은 0.03%로 관리한다.
질소(N): 0.04% 이하(0%는 제외)
질소(N) 오스테나이트 결정립 내에서 응고 과정 중 Al과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 쌍정(Twin) 발생을 촉진하므로, 강판의 성형시 강도와 연성을 향상시킨다. 그러나, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 질화물이 과다하게 석출되어 열간 가공성 및 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 질소의 함량은 0.04% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
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.
또한, 상기 조성 이외에 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, Nb: 0.05~0.5%, Mo: 0.01~0.5% 및 B: 0.0005~0.005% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
티나튬(Ti): 0.01~0.5%
티타늄(Ti)은 0.01~0.5%가 바람직하다. 티타늄은 강재 내부의 질소와 반응하여 질화물이 침전되어 열간 압연의 성형성을 향상시킨다. 또한 상기 티타늄은 일부 강재 내의 탄소와 반응하여 석출상을 형성함으로써 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이를 위해서 티타늄은 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하지만, 0.5%를 초과하는 경우 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로 특성을 악화시킨다. 따라서, 상기 티타늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.05~0.5%
니오븀은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄질화물을 형성하는 원소로서, 결정립도 미세화 및 석출 강화에 의해 항복강도를 증가시키기 위하여 첨가할 수 있는 성분이다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 니오븀의 함량이 0.05% 이상인 것이 바람직하다. 반면, 니오븀의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 바나듐의 함량은 0.05~0.5%인 것이 바람직하다.
몰리브데늄(Mo): 0.01~0.5% 이하
몰리브데늄 또한 탄화물을 형성시키는 원소로서 티타늄, 바나듐 등의 탄질화물 형성 원소와 복합 첨가시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복 강도를 증가시키는 역할을 한다. 이러한 효과를 얻기 위해서는 몰리브데늄의 함량이 0.01% 이상인 것이 바람직하나, 몰리브데늄의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화되며, 제조 원가의 상승을 초래한다. 따라서, 상기 몰리브데늄의 함량은 0.01~0.5%인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론은 미량 첨가되는 경우 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시킨다. 다만, 보론의 함량이 0.0005% 미만인 경우, 상기의 효과가 충분히 나타나지 않으며, 보론의 함량이 0.005% 초과하는 경우, 추가적인 성능의 향상을 기대할 수 없고 비용의 증가를 초래한다. 따라서, 보론의 함량은 0.0005~0.005%인 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 두께 방향 단면 관찰시 면적분율로 미재결정 조직을 20~70%, 재결정 조직을 30~80% 포함한다.
피로 균열은 균열 끝단 인근 조직 내에서의 전위의 이동에 의해 진전되며 성장한다. 따라서 전위 밀도가 이미 높은 수준으로 형성되어 있는 미재결정 조직 내에서의 균열 전파 속도는 재결정 조직 내에서의 속도에 비해 현저히 느려지게 된다. 미재결정 조직이 20% 미만인 경우에는 피로 균열 전파를 억제하는 효과가 불충분하여 피로특성이 열위할 수 있으며, 70% 초과인 경우에는 성형성을 확보하기 위한 재결정 조직을 충분히 확보할 수 없다.
재결정 조직은 강판의 성형성을 향상시키는 역할을 하며, 재결정 조직이 30% 미만인 경우에는 강판의 연신율이 확보되지 않으므로 성형성이 열위해질 수 있으며, 80% 초과인 경우에는 미재결정 조직을 충분히 확보할 수 없다.
이때, 상기 미재결정 조직은 압연방향으로 연신된 형태이며, 종횡비가 2 이상이고, 상기 재결정 조직은 구상형일 수 있다. V의 농화에 의해 미재결정 온도가 높은 V 농화역은 압연에 의해 압연방향으로 연신된 형태로 강판내에 잔류하며, V 미농화역은 동일 압연 온도에서 동적 및 정적 재결정에 의해 구상형의 입도로 강판내에 잔류하게 된다.
또한, 두께 방향 단면 관찰시 미재결정 조직으로 이루어진 층과 재결정 조직으로 이루어진 층이 교대로 형성되어 있을 수 있다.
이러한 형태에 따라서 재결정 조직으로 이루어진 층 사이에 형성된 미재결정 조직이 보다 용이하게 균열 전파를 억제할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 오스테나이트를 95% 이상 포함할 수 있다. 강도와 연신율을 동시에 확보하기 위함이다. 보다 바람직하게는 오스테나이트 단상일 수 있다. 오스테나이트 단상이란 탄화물을 제외한 미세조직이 모두 오스테나이트로 이루어진 것을 말하며, 일부 불가피한 불순조직이 포함될 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 오스테나이트계 고망간강은 연신율이 40% 이상이고, 피로한(Number of cycles to failure, Nf)이 300MPa 이상일 수 있다. 이러한 우수한 연신율 및 피로특성을 확보할 수 있어, 자동차 샤시 부품용 구조부재 등에 바람직하게 적용될 수 있다.
성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 항복강도 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계; 상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도 이상, 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도 이하에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및 상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;를 포함한다.
슬라브 준비 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 준비한다.
이때, 용강을 50℃/s 이하의 냉각속도로 주조하여 슬라브 내의 V 농도차이가 발생하도록 행할 수 있다.
도 2의 (a)는 바나듐 첨가량에 따른 응고시 액상내 바나듐 농화를 나타낸다. 액상의 분율이 감소하고 고상의 분율이 증가할수록 액상내 바나듐의 농화가 진행되고, 응고 종료 직전 액상내 바나듐의 농도는 첨가량의 3배 수준으로 상승되는 것을 확인할 수 있다.
도 2의 (b)는 액상이 20% 잔류하는 온도에서의 액상내(V농화역) V 농도와 고상내(미농화역) V 농도를 나타낸다. 액상 20% 지점에서 고상내 V 농도는 첨가량과 거의 유사한 V 농도를 나타내고, 첨가량의 2배 이상이 마지막으로 응고되는 20% 액상에 농화되는 것을 알 수 있다.
응고시에 발생한 고상과 액상의 분배계수 차이에 의해 강중에 바나듐의 농도 분포가 이원화되며, 이는 열간 압연시의 재결정 거동에 영향을 미치고 최종적으로 이원화된 조직을 구현할 수 있게 한다. 용강의 냉각 속도가 50℃/s을 초과하게 되면 고상과 액상간 확산이 원활하지 않으므로 의도하는 농도 분포를 얻을 수가 없다. 한편, 냉각 속도가 느린 경우, 상간 원소 분배 현상이 원활히 진행되므로 냉각 속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
슬라브 가열 단계
상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열한다.
슬라브 가열 온도가 1050℃ 미만인 경우 열간압연시 마무리 압연온도의 확보가 어려우며, 온도 감소에 의한 압연하중이 증가하여 소정의 두께까지 충분히 압연하기 어려운 문제가 있다. 반면, 슬라브 가열 온도가 1250℃를 초과하는 경우에는 결정입도가 증가하고, 표면산화가 발생하여 강도가 감소하거나 표면이 열위되는 경향이 있으므로 바람직하지 못하다. 또한, 연주슬라브의 주상정입계에 액상막이 생성되므로 후속되는 열간압연시 균열이 발생할 우려가 있다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도 이상, 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도 이하에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 압연 온도 제어를 통하여 바나듐 농화층은 미재결정 압연 조직을 얻고, 미농화층은 구상형의 재결정이 완료된 조직을 얻기 위함이다. 또한, 상기 마무리 압연 온도의 상한이 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정 온도로 제한하는 이유는 응고 말기 액상 20% 지점에서의 V 농도가 평균 V 농도의 2배이므로 강판의 조직 내에서 20% 이상의 미재결정 조직을 확보할 수 있기 때문이다.
도 3 (a)는 실험실에서 제조된 V 첨가 고Mn강의 압연 종료 온도에 따른 재결정 거동을 나타낸다. 이 경우 슬라브내의 V 농도 편차가 발생하지 않도록 슬라브 주조시 용강의 냉각속도가 60℃/s 이상이 되도록 두께 40mm, 폭 160mm의 동판 몰드를 사용하여 잉곳 주조하였으며, 동판 몰드내에 냉각을 위한 수관을 삽입하여 상온까지 냉각하였다.
바나듐 첨가에 의해 재결정 온도가 급격히 상승하는 것을 확인할 수 있으며 1.0wt% 이상의 영역에서는 상승률이 낮아지는 것을 확인할 수 있다. 도 3 (b)는 이원화된 조직을 구현하기 위한 바나듐 첨가량에 따른 압연 종료온도를 구하기 위해 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도(점선)를 구하여 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도(실선)와 같이 표시하였다.
예를 들어, 바나듐을 0.25중량% 첨가한 강의 경우 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정 온도는 920℃이고, 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역(면적 분율로 20%를 차지하는 0.5중량% 이상의 바나듐을 함유하는 농화역)의 재결정 온도는 960℃이므로, 920℃에서 960℃ 사이에서 마무리 압연하는 경우, 면적 분율로 80% 수준의 재결정이 완료된 미세조직과 20% 수준의 미재결정 조직으로 구성된 이원화된 조직을 확보할 수 있다. 따라서 바나듐의 첨가량과 마무리 압연 온도를 설정함으로 의도하는 미세조직을 용이하게 확보할 수 있다.
권취 단계
상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계를 포함한다.
권취온도가 50℃ 미만인 경우에는 강판의 온도를 감소시키기 위해 냉각수 분사에 의한 냉각이 필요하므로 불필요한 공정비의 상승을 유발한다. 반면, 권취온도가 700℃를 초과하는 경우에는 회복에 의해 미재결정 조직내의 전위밀도가 감소하여 강판의 항복강도가 하락하는 문제가 있다. 따라서, 상기 권취온도는 50~700℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계를 추가로 행할 수 있다. 이는 산화층을 제거하기 위함이다.
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.
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 슬라브를 1200℃로 가열한 후, 하기 표 2에 기재된 압연 종료온도에 마무리 압연하고, 450℃에서 권취하여 열연강판을 제조하였다.
상기 열연강판의 미세조직을 관찰하고, 항복강도, 인장강도, 연신율 및 피로한을 측정하여 하기 표 2에 기재하였다.
미세조직은 두께 방향 단면을 주사전자현미경으로 관찰하여 측정하였으며, 기계적 물성은 만능인장실험기를 이용하여 측정하였다.
피로한은 비교예 1, 비교예 2, 발명예 1에 대해 굽힘 피로 실험기로 응력비 -1의 조건에서 측정하였고, 피로한은 10,000,000으로 설정한 결과이다.
구분 강종 C Si Mn P S Al Mo V Ti N
비교강 A 0.65 0.01 17.5 0.01 0.002 1.8 0 0 0 0.0003
발명강 B 0.60 0.01 16.5 0.01 0.002 1.3 0 0.25 0 0.0003
발명강 C 0.72 0.70 17.0 0.01 0.002 1.2 0.3 0.3 0.06 0.0003
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
구분 강종 압연종료온도 미세조직(면적%) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신률(%) 피로한(MPa)
온도(℃) 만족여부 재결정조직 미재결정조직
비교예1 A 941 X 98 2 442 892 72 262
비교예2 B 881 X 18 82 681 1058 38 405
발명예1 933 O 54 46 612 1043 51 360
비교예3 972 X 97 3 502 986 42 -
발명예2 C 945 O 52 48 647 1048 48 -
비교예4 980 X 85 15 492 973 71 -
비교예5 1019 X 96 4 446 952 75 -
상기 표 2에서 만족여부는 각 강종의 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도 이상, 각 강종의 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도 이하에서 마무리 압연이 이루어졌는지 여부를 표시한 것이다. 만족한 경우 O로 표시하였으며, 만족하지 못한 경우에는 X로 표시하였다.
본 발명의 조성과 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 및 2는 미재결정조직의 면적분율이 20% 이상을 만족하며 40% 이상의 연신률을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반해, 비교예 1은 본 발명의 조성을 만족하지 않아 면적 분율로 20% 이상의 미재결정 조직을 확보할 수 없고, 따라서 피로성능이 열위하였다.
비교예 2는 본 발명의 조성은 만족하였으나, 제조 조건을 만족하지 못하여, 면적 분율로 30% 초과의 구상형 재결정 미세조직을 확보할 수 없고, 따라서 40% 이상의 연신률을 확보할 수 없었다.
비교예 3내지 비교예 5는 본 발명의 조성은 만족하였으나, 제조 조건을 만족하지 못하여 면적 분율로 20% 이상의 미재결정 조직을 확보할 수 없었다.
도 1은 본 발명에서 구현하고자 하는 미세조직의 모식도이다. 표면(30)과 평행하게 압연 방향으로 연신된 미재결정 조직(20)이 구상형 재결정 조직(10) 내에 위치한 구조를 갖고 있으며, 피로 균열(40)은 미재결정 조직 내에서 전파하기 어려우므로 피로 균열 전파에 우수한 구조를 나타낸다.
도 4는 비교예 1, 비교예2 및 발명예 1의 미세조직을 나타낸 주사전자현미경 사진으로, 도 4 (a)는 비교예 1의 Kernal Average Misorientation (KAM)을 측정한 값이며, 도 4 (b)는 동일 영역의 Image Quality (IQ) Map으로 각 조직의 형상을 나타낸다. 도 4 (c)는 비교예 2의 KAM을 측정한 값이며, 도 4 (d)는 동일 영역의 IQ Map이다. 도 4 (e)는 발명예 1의 KAM을 측정한 값이며, 도 4 (f)는 동일 영역의 IQ Map이다. KAM은 칼러로 표현되며, KAM에서 파란색으로 표현된 부분은 재결정이 완료된 조직이며, 녹생, 황색, 주황색, 적색으로 표현된 영역은 전위밀도가 높은 미재결정 조직이다. 도 4 (a), 4(c), 4 (e)와 같이 KAM을 흑백으로 변환한 경우, 파란색이 가장 어두운 색으로 나타나므로 가장 어두운 색으로 표현된 영역이 재결정이 완료된 조직이며, 상대적으로 밝은 색으로 표현된 영역이 전위밀도가 높은 미재결정 조직이다.
도 4의 (a)와 (b)에서 확인할 수 있듯이, 비교예 1의 미세조직은 대부분이 재결정이 완료된 구상형의 입상을 유지하고 있으며, 도 4의 (c)와 (d)에서 확인할 수 있듯이, 비교예 2의 미세조직은 대부분이 전위 밀도가 높은 미재결정 조직으로 구성되어 있다. 도 4의 (e)와 (f)에서 확인할 수 있듯이, 발명예 1의 미세조직은 구상형의 재결정 조직 사이에 압연 방향으로 연신된 형태의 미재결정 조직이 면적분율로 46% 존재하고 있다.
도 5는 발명예 2의 미세조직을 나타낸 주사전자현미경 사진이다.
도 5 (a)는 Kernal Average Misorientation (KAM)을 측정한 값이다. KAM은 칼러로 표현되며, KAM에서 파란색으로 표현된 부분은 재결정이 완료된 조직이며, 녹생, 황색, 주황색, 적색으로 표현된 영역은 전위밀도가 높은 미재결정 조직이다. 도 5 (a)와 같이 KAM을 흑백으로 변환한 경우, 파란색이 가장 어두운 색으로 나타나므로 가장 어두운 색으로 표현된 영역이 재결정이 완료된 조직이며, 상대적으로 밝은 색으로 표현된 영역이 전위밀도가 높은 미재결정 조직이다.
도 5 (b)는 동일 영역의 Image Quality Map(IQ)으로 각 조직의 형상을 나타낸다. 재결정 조직은 종횡비 2 이하의 구상형이며, 미재결정 조직은 종횡비 2상으로 압연 방향으로 연신된 형태이다. 도 5 (c)는 동일 영역의 바나듐 분포를 나타내며, 재결정이 완료된 구상형 조직대비 미재결정 영역의 바나듐 농도가 높은 것을 확인할 수 있었다.
도 6은 비교예 1 및 발명예 1의 고주기 피로특성 측정결과이다. 강판내의 미재결정 면적분율이 높아서 항복 강도가 높은 발명예 1의 경우, 비교예 1에 비해 동일 피로 응력(Stress Amplitude)에서 우수한 피로 특성을 확보할 수 있으며, 피로한(Number of cycles to failure, Nf)이 100Mpa 가량 상승한 것을 확인할 수 있는데, 이는 미세 균열이 일부 생성되었다 하더라도 전파에 대한 저항성이 우수하여 피로 파괴로 발전하지 않았기 때문이다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    두께 방향 단면 관찰시 면적분율로 미재결정 조직을 20~70%, 재결정 조직을 30~80% 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, Nb: 0.05~0.5%, Mo: 0.01~0.5% 및 B: 0.0005~0.005% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 미재결정 조직은 압연방향으로 연신된 형태이며, 종횡비가 2 이상이고, 상기 재결정 조직은 구상형인 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 두께 방향 단면 관찰시 미재결정 조직으로 이루어진 층과 재결정 조직으로 이루어진 층이 교대로 형성되어 있는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 오스테나이트를 95% 이상 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 연신율이 40% 이상이고, 피로한(Number of cycles to failure, Nf)이 300MPa 이상인 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판.
  7. 중량%로, C: 0.3~0.8%, Mn: 13~25%, V: 0.1~1.0%, Si: 0.005~2.0%, Al: 0.01~2.5%, P: 0.03% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.04% 이하(0%는 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1050~1250℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 평균 V 농도를 갖는 영역의 재결정온도 이상, 평균 V 농도의 2배를 갖는 영역의 재결정온도 이하에서 마무리 압연하여 열연강판을 얻는 단계; 및
    상기 열연강판을 50~700℃에서 권취하는 단계;를 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Ti: 0.01~0.5%, Nb: 0.05~0.5%, Mo: 0.01~0.5% 및 B: 0.0005~0.005% 중에서 선택된 1종 이상을 추가로 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 슬라브를 준비하는 단계는 용강을 50℃/s 이하의 냉각속도로 주조하여 슬라브 내의 V 농도차이가 발생하도록 행하는 것을 특징으로 하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 권취된 열연강판을 산세하는 단계;를 추가로 포함하는 성형성 및 피로특성이 우수한 열연강판의 제조방법.
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