WO2022065797A1 - 연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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김성일
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Abstract

연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 고강도 후물 열연강판은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti:0.005~0.11%, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]을 만족하며, 면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 미세조직을 가진다.

Description

연신율이 우수한 고강도 후물 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 주로 상용차의 휠디스크, 휠림, 맴버류 및 프레임 등 구조부재에 사용되는 두께 10~14mm의 고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도가 590MPa이상이고 연신율이 30% 이상으로 우수하여 휠 디스크 등 부품성형시 크랙발생이 없는 것을 특징으로 하는 고강도 후물 열연강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래 상용차 및 중장비의 구조부재에는 두께 13~20mm의 인장강도가 440MPa 이상인 판재가 주로 사용되고 있으나, 최근 경량화를 위한 고강도 박물화에 일환으로 인장강도 590MPa 이상에 10~15mm 고강도강재를 사용하는 기술이 개발되고 있다. 하지만, 상기와 같은 고강도 후물 강재를 열연공정에서 제조중 변태조직 활용시 두께방향 균일한 미세조직을 확보하기 곤란하다. 따라서 안정적인 연성과 항복강도를 확보하기 어렵고 부품제조시 균열이 발생하기 쉬우며 사용중 국부적인 응력집중의 발생으로 내구수명이 열위한 문제가 있다.
이와 관련하여 종래의 강재는 통상의 오스테나이트역 열간압연을 거친 후 고온에서 권취하여 페라이트상을 기지조직으로 하고 석출물을 미세하게 형성시켜 강도와 연성을 확보하거나(특허문헌 1), 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 압연후 2단 냉각공정을 거쳐 권취온도를 베이나이트상이 형성되는 온도까지 냉각한 후 권취하는 기술(특허문헌 2) 등이 제안되었다. 또한, Ti, Nb 등을 활용하여 열간압연 중 미재결정역에서 40% 이상으로 대압하하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 기술(특허문헌 3)도 제안되었다.
그러나, 후물 고강도강을 제조하기 위해 상기 기술들에서 주로 활용하는 Si, Mn, Al, Mo, Cr 등의 합금성분이 강도를 향상시키는데 효과적이나 합금성분이 과도하게 첨가되면 오히려 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 성형성이 열위하게 된다. 또한 전단면에 발생한 미세한 균열이 피로환경에서 쉽게 전파되어 부품의 파손이 발생하게 된다. 특히, 두께가 두꺼워질수록 두께 표층부와 심층부간의 미세조직 불균일성이 증가하여 국부적인 응력집중이 증가하고, 피로환경에서 균열의 전파속도도 증가하여 내구성이 열위하게 된다.
또한 후물재의 결정립을 미세화하고 석출강화효과를 얻기 위해 Ti, Nb, V 등의 석출물 형성원소를 활용하면 효과적이다. 그러나 석출물이 형성되기 용이한 500~700℃의 고온에서 권취하거나, 열연후 냉각중 강판의 냉각속도를 제어하지 않으면 후물재의 두께 중심부의 조대한 탄화물이 형성되어 전단면 품질이 열위하게 된다.
그리고 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 권취온도를 베이나이트상이 형성되는 온도까지 냉각시 2단에 걸친 냉각제어 방식은 ROT 구간의 길이에 제약을 받게 되고, 고객사가 요구하는 단중이 작을수록 코일 전장에 걸쳐 그 효과를 보는데 한계점이 존재한다. 또한 1차 냉각시 냉각속도 값을 70℃/sec 수준으로 제어하기 위해서는 설비의 부하가 커서 생산성 열위로 직결된다. 그리고 열간압연 중 미재결정역에서 40%의 대압하를 가하는 것은 압연판의 형상품질을 열위하게 하며 설비의 부하를 가져와 실제 적용하기 곤란한 문제가 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2002-322541호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2020-0062422호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제1997-143570호
본 발명은 강 조성성분, 열연 및 냉각 조건을 제어하여 강재 두께방향으로 균일한 미세조직의 분포를 확보함으로써 두께방향 경도분포가 일정한 강도 및 연성이 우수한 후물 열연강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
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 일측면은,
중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol. Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti:0.005~0.11%, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]을 만족하며,
면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트 + 침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 미세조직을 갖는, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.3 ≤ R ≤ 1.0
R = [C]* + 0.7×[Mn] + 8.5×[P] + 7.5×[S] - 0.9×[Si] - 1.5×[Nb]
[C]* = [C] - [C] × Q
Q = ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
상기 관계식(1)의 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti은 해당 합금원소의 중량%
상기 열연강판은 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
상기 조성성분과 하기 [관계식 1]을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 2]를 만족하는 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 마무리 열간압연된 강판을 450~550℃의 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도로 냉각한 후, 400~550℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계; 및
상기 권취된 강판을 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉 또는 수냉하는 단계를 포함하는, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.3 ≤ R ≤ 1.0
R = [C]* + 0.7×[Mn] + 8.5×[P] + 7.5×[S] - 0.9×[Si] - 1.5×[Nb]
[C]* = [C] - [C] × Q
Q = ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
상기 관계식 1의 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti은 해당 합금원소의 중량%
[관계식 2]
Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 750 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 515×[Ti] - 50×[Si] - 2.4×(t-5)
상기 관계식 2의 C, Mn, Cr, Nb, Ti, Si은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 2의 FDT는 열간압연 종료시점의 열연판의 온도 (℃)
상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께 (mm)
[관계식 3]
CRMin ≤ CR* ≤ 60
CRMin = 65 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] + 1.4×(t-5)
상기 관계식 3의 C, Si, Mn, Cr, Ti, Nb은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 3의 CR*는 열연후 압연된 판재의 냉각시 냉각속도(℃/sec)
상기 공냉 또는 수냉한 후, 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 폴리고날 페라이트: 25~50면적%, 베이니틱 페라이트와 침상 페라이트: 30~50면적%, 베이나이트: 20면적% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5 면적% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5면적% 미만을 포함하는 미세조직을 가지며, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상인 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족하는 고강도 후물 열연강판을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 있어서 발명예 3과 비교예 9의 강판의 두께(표층과 1/4t)에 따른 단면 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 2는 본 발명의 실시예에 있어서 발명예 3과 비교예 3의 두께 단면에서의 경도값 분포를 나타내는 그림이다.
도 3은 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예들에 대한 연신율 수준에 대한 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값 분포를 나타내는 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 미세조직이 서로 다른 다양한 성분을 갖는 후물 압연강재들에 대하여, 성분 및 열연 및 냉각 조건에 따른 두께방향별 미세조직의 분포와 상세한 재질의 변화를 조사하였으며, 그 결과로부터 후물 열연강판이 우수한 강도 및 연성을 갖도록 하는 방안을 모색하였다. 특히, 후술하는 관계식 1-3을 도출하고 이를 기초로 하여 두께가 10~14mm인 후물 고강도강을 제조하면, 두께방향 미세조직의 균일성이 확보되어 두께방향 경도분포가 일정하고, El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족함을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.
이러한 본 발명의 고강도 후물 열연강판은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol. Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti:0.005~0.11%, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]을 만족하며, 강 미세조직이, 면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+ 침상 페리이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함한다.
이하, 본 발명을 강 조성성분 및 그 성분함량 제한사유을 설명하며, 여기에서 사용된 "%"는 "중량%"를 의미한다.
·C: 0.05∼0.15%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 석출강화효과 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 또한 열연강판의 두께가 증가하면 열간압연 후 냉각 중 두께 중심부의 냉각속도가 느려져 C의 함량이 큰 경우에 조대한 탄화물이나 펄라이트가 형성되기 쉽다. 따라서 만일 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.15%를 초과하면 두께 중심부에 조대한 탄화물이나 펄라이트 상 및 밴드조직의 형성으로 성형성이 열위해지고 내구성이 저하되는 문제점이 있으며, 나아가 용접성도 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.05~0.15%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.06~0.12% 범위로 제한하는 것이다.
·Si: 0.01~1.0%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01%미만이면 고용강화 효과가 작고 탄화물 형성을 지연시키는 효과도 적어 성형성을 향상시키기 어렵다. 반면에 1.0%를 초과하면 상변태 온도가 증가하여 극후물재의 저온역 열간압연시 표층부에 국부적인 페라이트역 압연에 의한 조대립이 형성되기 쉽고 강판 표면에 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Si 함량을 0.01~1.0% 범위로 제한함이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1~0.9% 범위로 제한하는 것이다.
·Mn: 1.0~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 열연후 냉각중 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트 상변태가 일어나기 쉽고, 고온 권취에는 펄라이트 형성을 촉진하게 된다. 또한 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 성형성 및 내구성이 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.0~2.0% 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.1~2.0% 범위로 제한하는 것이다.
·Cr: 0.005∼1.0%,
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 하지만, 그 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 효과를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 성형성 및 내구성을 열위하게 한다. 따라서 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.005~1.0% 범위로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.1~0.9% 범위로 제한하는 것이다.
·P: 0.001∼0.02%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 그 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분하다. 반면에 그 함량이 0.02%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 성형성과 내구성을 크게 악화시킨다. 따라서 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.001~0.02% 범위로 제한하는 것이 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 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 성형성과 내구성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면에 그 함량이 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강 조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어질 수 있다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.001∼0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
·Sol.Al: 0.01∼0.1%
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서 본 발명에서는 Sol. Al 함량을 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
·N: 0.001∼0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소로서, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 그 함량을0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 이를 고려하여, 본 발명에서는 N 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
·Ti: 0.005∼0.11%
상기 Ti은 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 만일 Ti의 함량이 0.005%미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.11%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형시 국부적인 응력집중을 일으켜 균열이 발생하기 쉬운 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Ti 함량을 0.005~0.11%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.01~0.1%로 제한하는 것이다.
·Nb: 0.005∼0.07%
상기 Nb는 Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 만일 Nb의 함량이 0.005%미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Nb함량이 0.07%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성과 내구성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Nb 함량을 0.005~0.07%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.01~0.07%로 제한하는 것이다.
·관계식 1
본 발명에서는 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 R값이 0.3~1.0 범위를 만족하도록 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti의 함량을 제어함을 특징으로 한다.
본 발명에서 이러한 [관계식 1]을 설정한 이유는 연주공정에서 강의 응고 및 슬라브의 냉각시 발생하는 C, Mn, P, S 등의 편석 및 MnS 형성의 최소화로 압연판의 두께방향으로의 편석, 조대탄화물 및 불균일한 펄라이트 조직의 형성을 억제하여 미세조직의 균일성을 향상시키기 함이다. 만일 상기 [관계식 1]에 의해 정의되는 R값이 0.3 미만이면 압연판 두께방향으로의 편석, 조대탄화물 및 불균일한 펄라이트 조직의 분율을 급격히 감소하나 본 발명에서 제시하는 강도 수준을 확보할 수 없는 문제가 있으며, 1.0을 초과하면 압연판의 미세조직 중 중심부에 과도한 펄라이트 조직이 형성되거나 불필요한 편석 및 조대탄화물의 형성으로 두께방향으로 미세조직의 분귤일성이 증가하는 문제가 있다.
[관계식 1]
0.3 ≤ R ≤ 1.0
R = [C]* + 0.7×[Mn] + 8.5×[P] + 7.5×[S] - 0.9×[Si] - 1.5×[Nb]
[C]* = [C] - [C] × Q
Q = ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
상기 관계식(1)의 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti은 해당 합금원소의 중량%
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 본 발명의 고강도 후물 열연강판은, 면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+ 침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 강 미세조직을 가진다.
본 발명에서 상기 고온 페라이트 조직인 폴리고날 페라이트 분율이 25% 미만이면 충분한 연성을 확보할 수 없는 문제가 있으며, 50%를 초과하면 베이니틱 페라이트를 비롯한 저온상을 적정분율 확보하지 못하고 상대적으로 느린 냉각속도에 기인한 미세조직의 조대화 및 입계 탄화물 분율이 증가로 강도 및 내구성이 열위해지는 문제가 있다.
또한 본 발명에서는 상기 베이니틱 페라이트와 침상 페라이트 분율의 합을 30~50% 범위로 제한하는데, 만일 그 함량이 50%를 초과하면 충분한 폴리고날 페라이트 조직을 확보하지 못하여 연성이 열위해진다. 또한 무엇보다 10~14mm 두께의 후물재에 대하여, 50%를 초과하는 베이니틱 페라이트 등을 확보하기 위한 냉각속도 및 권취온도 제어를 위해서는 냉각설비 및 ROT 구간의 길이를 고려할 시 설비적 제약이 커서 생산성 저하로 직결될 수 있다. 반면 그 분율의 합이 30% 미만일 경우는 폴리고날 페라이트, 펄라이트 조직이 불필요하게 형성되었거나, 아니면 베이나이트, 마르텐사이트와 같은 저온상의 분율이 급격히 증가한 경우이나 이 또한 강도, 연성, 내구성이 열위해지는 문제점이 있다.
또한 본 발명에서는 상기 베이나이트 분율을 20% 이하로 제한하는데, 만일 20%를 초과하게 되면 조직내 폴리고날 페라이트 분율이 급격히 감소하게 되어 연성이 불필요하게 열위해지는 문제가 발생할 수 있다.
한편 본 발명에서는 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합을 5% 미만으로, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents)을 5% 미만으로 제한하는 것은 과도한 탄소의 집중에 의한 국부적으로 변형률을 증가시키는 MA상의 분율을 억제하고 대신 적정비율의 베이나이트 및 베이니틱 페라이트를 형성시켜 두께방향으로 균일한 변형거동을 유도를 통한 연성 및 내구성을 향상시키기기 위함이다.
상술한 바와 같은 강 조성성분과 강 미세조직을 갖는, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상, 연신율 30% 이상의 열연강판은 두께방향 균일한 조직을 형성하여 연신율, 강도, 재질 균일성에 관련한 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명하다.
본 발명에서는 상기 강 조성성분이 하기 [관계식 1]을 만족하고, 강 제조공정이 하기 [관계식 2] 및 [관계식 3]을 동시에 만족해야 강의 적합한 강도, 연성 및 재질 균일성을 확보할 수 있다. 이는 연주공정에서 강의 응고와 슬라브 냉각 시 발생하는 C, Mn, P, S 등의 편석 및 MnS의 형성을 최소화함으로써 효과적으로 달성할 수 있다.
열간압연 중 재결정의 지연은 상변태시 조직을 미세화하고 페라이트 상변태를 촉진하므로 두께 방향으로 균일한 항복강도와 성형성을 확보하는데 기여한다. 또한, 미변태상이 감소하여 조대한 MA상과 Martensite상의 분율이 감소하게 되며, 상대적으로 냉각속도가 느린 두께 중심부에서는 조대한 탄화물이나 펄라이트 조직이 감소하게 되어 열연강판의 불균일 조직이 해소되게 된다.
하지만, 통상의 수준의 열간압연으로는 두께 10~14mm의 후물재의 두께 중심부의 미세조직을 균일하게 하기 어렵고, 두께 중심부에서의 재결정의 지연 효과를 얻기 위해 과도하게 낮은 온도에서 열간압연하면 변형된 조직이 압연판 두께 표층직하부터 t/4 위치에서 강하게 발달하여 오히려 두께 중심부와의 미세조직상 불균일성이 증가하여 성형시 불균일 부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉬워지며 연성도 감소하는 문제가 있다. 따라서 하기 [관계식 2]에 나타낸 것처럼 후물재에 적합하도록 마무리 열간압연 종료온도는 재결정의 지연이 개시되는 온도인 Tn 온도와 Tn-70에서 제어되고, Tn에서 마무리 열간압연 종료온도 구간에서 총 압하량 10~60%을 부여해서 완료해야 상기의 효과를 얻을 수 있다. 이때 총 압하량이 10% 미만이면 재결정 지연효과를 보기 어려워 불균일한 조대립이 형성되기 쉽고, 총 압하량이 60%를 초과하면 지나치게 연신된 미세조직이 형성되어 미세조직 중 탄화물의 입계를 따라 형성되면 성형시 입계를 따라 균열이 발생하기 쉽게 된다. 또한 미세한 석출물도 감소하여 석출강화 효과도 감소하게 된다.
또한 열간압연 후 냉각시 두께 중심부의 냉각속도가 압연판 두께 표층부에 비해 느리기 때문에, 조대한 페라이트상 및 조대한 탄화물이 형성되어 불균일한 미세조직을 가질 수 있다. 따라서 열간압연 직후 압연된 판의 냉각시 하기 [관계식 3]의 냉각속도를 두께 중심부가 페라이트 상변태 영역에서 과도하게 유지되지 않도록 특정 냉각속도 (CRmin) 보다 빠르게 냉각해야 한다. 또한, 냉각종료온도인 CT를 400~550℃로 제한하여 조대한 페라이트 상과 조대한 탄화물의 형성을 억제할 수 있을 뿐만 아니라 MA상과 마르텐사이트상의 형성도 최소화 할 수 있다.
이러한 본 발명의 고강도 후물 열연강판의 제조방법은, 상기 조성성분과 하기 [관계식 1]을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 2]를 만족하는 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 상기 마무리 열간압연된 강판을 450~550℃의 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도로 냉각한 후, 400~550℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 강판을 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉 또는 수냉하는 단계를 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 상기 조성성분과 상기 [관계식 1]을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열한다.
이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면, 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 반면에, 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하될 수 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 재가열온도를 1200~1350℃ 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 2]를 만족하는 온도범위에서 마무리 열간압연한다.
본 발명에서 열간압연 개시온도는 1150℃ 이하로 함이 바람직하며, 강의 미세조직을 고려하여 마무리 열간압연온도가 하기 [관계식 2]를 만족하도록 한다. 만일 1150℃ 보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면, 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해질 수 있다.
특히, 본 발명에서는 하기 [관계식 2]에서 제안된 온도인 Tn 보다 높은 온도에서 압연을 종료하면 강의 미세조직이 조대하고 불균일해진다. 또한 Tn-70 보다 낮은 온도에서 압연을 종료하면 강판의 두께가 10~14mm에 해당하는 후물 고강도강에 있어서 온도가 상대적으로 낮은 표층부에서 페라이트 상변태 촉진으로 인해 미세한 페라이트 상분율은 증가하나 연신된 결정립 형상을 갖게 되어 균열이 빠르게 전파하는 원인이 될 수 있다. 또한 두께 중심부에는 불균일한 미세조직이 잔존할 수 있어 내구성에 불리할 수 있다.
본 발명에서는 또한, 상기 마무리 열간압연 온도범위내에서 압하량을 10~60%로 가해야 상기의 효과를 볼 수 있다. 상기 압하량이 10% 미만이면, 재결정 지연효과를 보기 어려워 불균일한 조대립이 형성되기 쉽다. 반면에 상기 압하량이 60%를 초과하면 지나치게 연신된 미세조직이 형성되어 미세조직 중 탄화물의 입계를 따라 형성되면, 성형시 입계를 따라 균열이 발생하기 쉽게 된다. 또한 미세한 석출물도 감소하여 석출강화 효과도 감소하게 된다.
[관계식 2]
[관계식 2]
Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 750 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 515×[Ti] - 50×[Si] - 2.4×(t-5)
상기 관계식 2의 C, Mn, Cr, Nb, Ti, Si은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 2의 FDT는 열간압연 종료시점의 열연판의 온도 (℃)
상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께 (mm)
후속하여, 본 발명에서는 상기 마무리 열간압연된 강판을 450~550℃의 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도로 냉각한 후, 상기 냉각된 강판을 400~550℃의 범위의 온도에서 권취한다.
상기 열간압연 직후 온도인 FDT에서 냉각종료온도인 CT까지 온도영역은 냉각중 페라이트 상변태가 발생하는 온도구간에 해당하며, 두께 중심부의 냉각속도가 압연판 두께 표층부에 비해 느리기 때문에 두께 중심부에서 조대한 페라이트상과 조대한 탄화물이 형성되어 불균일한 미세조직을 갖게 된다. 따라서, 이를 억제하도록 특정 냉각속도 (CRmin) 보다 빠르게 냉각해야 한다. 또한 이 온도영역에서 열연강판 표층부(강판 표면에서부터 두께 방향으로 1~2mm 범위까지의 영역)의 평균 냉각속도가 60℃/sec 보다 높으면, 표층부와 심층부간 냉각속도 차이가 너무 커져 표층부와 심층부간 경도차이가 크게 증가하므로 성형성과 내구성을 열위해질 수 있으며, 또한 설비적으로 전단계 극강냉에 의한 설비부하 및 소단중의 Slab에서 구현이 힘든 단점이 있다. 따라서 하기 [관계식 3]에 나타낸 바와 같이, 강성분을 고려하여 설정된 냉각속도를 만족하도록 냉각해야 한다.
또한 본 발명에서 상기 권취온도가 550℃를 초과하면 펄라이트상이 밴드조직으로 형성되거나 조대한 탄화물이 다량 형성되어 강의 성형성 및 내구성이 부족해지며, 400℃ 미만이면 Martensite상 및 MA상이 과도하게 형성되어 성형성 및 내구성이 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서 상기 권취온도는 450~550℃로 제한하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
CRMin ≤ CR*≤ 60
CRMin = 65 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] + 1.4×(t-5)
상기 관계식 3의 C, Si, Mn, Cr, Ti, Nb은 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 3의 CR*는 열연후 압연된 판재의 냉각시 냉각속도(℃/sec)
그리고 본 발명에서는 상기 권취된 열연강판을 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉하거나 수냉한다.
강판의 공냉은 냉각속도 0.001~10℃/hour로 상온의 대기중에 냉각하는 것을 의미한다. 이때, 냉각속도가 10℃/hour를 초과해도 상기의 권취온도 및 냉각조건을 준수하면 강 중 일부 미변태된 상이 MA상으로 변태되는 것을 억제할 수 있으므로 수냉을 해도 무관하다. 여기에서 수냉은 상온의 수조에 코일을 장입하여 냉각하는 것을 의미한다. 또한 냉각속도를 0.001℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열 및 보열설비 등이 필요하여 경제적으로 불리하다.
이어, 본 발명에서는 상기 공냉 또는 수냉한 후, 강판을 산세 및 도유함으로써 PO(pickled and oiled)강판을 제조할 수도 있다.
상술한 바와 같은 제조공정을 이용하여 제조된 본 발명의 두께 10~14mm의 고강도 후물 열연강판은, 면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 강 미세조직을 가지며, 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상을 나타낼 수 있다.
아울러, 본 발명의 열연강판은 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다.
(실시예)
하기 표 1에 본 발명에 나타난 바와 같은 성분 조성을 갖는 강 슬라브 조성을 각각 마련하였다. 그리고 상기 마련된 각각의 강 슬라브에 대하여 하기 표 2에 나타난 바와 같은 압연두께, 마무리 열간압연온도(FDT), 권취온도(CT), 미재결정 온도영역인 Tn 이하 Tn-70 이상의 온도역에서 가해진 압하량(%), 마무리 열간압연 후 냉각종료 온도인 권취온도까지의 냉각속도(CR) 등과 같은 제조공정 조건을 이용하여 열연강판을 제조하였다. 한편 표 2에 나타내지 않은 권취 후 강판의 냉각속도는 1℃/hour로 일정하게 하였다.
그리고 상기 제조된 열연강판의 표층부(표면 직하 1mm 지점)과 두께 중심부(2/t)에서의 미세조직 상분율을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 한편, MA 상의 면적분율은 레페라(Lepera) 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경과 이미지 분석기(Image analyser)를 이용하여 1000 배율에서 분석한 결과를 나타내었다. 또한, 마르텐사이트(M), 폴리고날 페라이트(PF), 베이니틱 페라이트(BF), 침상 페라이트(AF), 베이나이트(B) 및 펄라이트(P)의 상 분율은 Nital 에칭액을 이용하여 에칭후, 전자주사현미경(SEM)을 이용하여 3000 배율, 5000 배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다.
또한 상기 제조된 열연강판의 기계적 성질 및 경도등을 측정하여, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 여기에서, YS, TS, YR, El은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도, 항복비 및 파괴연신율을 의미하며, JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 평행하게 시편채취하여 시험한 결과이다.
한편 경도측정은 Micro-vickers 시험기로 표층부(표면직하 1mm)로부터 1/2t 두께까지 0.5mm간격으로 두께 방향으로 비커스 경도값을 측정하였으며, 이때, 하중은 500g을 적용하였다. 여기에서, 측정된 최고의 비커스 경도값을 Hmax라 하고, 최소의 경도값을 Hmin으로 정의하며, ΔHv는 Hmax-Hmin을 의미한다.
Figure PCTKR2021012646-appb-img-000001
Figure PCTKR2021012646-appb-img-000002
Figure PCTKR2021012646-appb-img-000003
*표 3에서 P는 펄라이트와 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 분율의 합을 의미함
Figure PCTKR2021012646-appb-img-000004
*표 4에서 A*는 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH
상기 표 1-4에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안한 성분범위와 제조조건 및 관계식 13을 모두 만족하는 발명예 1-7은 목표로 하는 미세조직 및 재질특성을 가짐을 알 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1은 C 함량이 본 발명 제안범위를 벗어남과 아울러, 편석을 고려한 [관계식 1]이 본 발명의 범위를 초과한 경우이다. 이때는 미세조직 중 중심부와 표층부에 걸쳐 과도한 펄라이트 조직이 형성되게 되고, 이에 따라 연성이 부족하고 두께간 경도 편차가 큼을 알 수 있다.
비교예 2는 Si 함량이 본 발명범위를 만족하지 못함과 아울러, [관계식 1]을 만족하지 못한 경우로서, MA상 분율이 표층부와 심층부에서 모두 높게 형성되어 있음을 확인할 수 있다. 이는 과도한 Si의 첨가로 상변태 온도가 상승하여 열간압연 중 표층부에 페라이트 상이 형성되어 2상역 압연되고 일부 미변태된 오스테나이트상이 MA상으로 형성되어 결과적으로 연신율이 열위하게 되었다.
비교예 3-4는 본 발명에서 제안한 Mn의 성분범위를 벗어나고 동시에 [관계식 1]을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 3은 Mn 함량이 과도하여 높아진 경우로 펄라이트 조직이 과도하게 형성되었으며 연신된 MnS 개재물도 관찰되었다. 특히, 두께방향으로의 경도 측정시 국부적으로 높은 경도차를 나타내었고 연성도 부족하였다. 그리고 비교예 4는 Mn의 함량이 적어 압연판 두께방향으로의 편석이나 조대 탄화물 및 불균일한 펄라이트 조직은 형성되지 않았으나 항복강도 및 인장강도가 부족하여 본 발명에서 벗어난 결과를 나타내었다.
비교예 5-6은 강 조성성분은 본 발명범위를 만족하나 FDT 범위가 본 발명의 범위를 만족하지 못한 경우로, 비교예 5는 조대한 페라이트(Polygonal Ferrite) 형성을 초래하여 목표강도를 만족하지 못한 반면, 비교예 6은 이상역에서 압연되어 연신된 조대 페라이트가(Polygonal Ferrite) 다수 형성되어 조직 분균일성이 증가하고 강도 또한 열위해지게 되었다.
비교예 7-8은 본 발명에서 제시한 권취온도 기준을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 7은 권취온도가 본 발명의 제안범위보다 높은 경우로서 조직내 펄라이트 조직이 국부적으로 형성되었으며, 특히, 두께 중심부에는 펄라이트 밴드 조직이 관찰되었다. 따라서 이로 인해 두께방향으로의 경도 측정시 국부적으로 높은 경도차를 나타내었다. 그리고 비교예 8은 권취온도가 본 발명의 제안범위보다 낮은 경우로서, 조직내 과도한 마르텐사이트의 형성으로 연신율이 열위해짐을 확인할 수 있다.
비교예 9는 열간압연후 냉각시 냉각속도가 본 발명에서 제안한 범위보다 느린 경우로서 조직내 조대 페라이트 (Polygonal Ferrite) 분율이 높아 강도가 열위해질 뿐만 아니라 두께 중심부에서 펄라이트 및 조대 탄화물이 형성되어 경도의 편차를 야기함을 확인할 수 있다.
한편 도 1은 본 발명의 실시예에 있어서 발명예 3과 비교예 9의 강판의 두께(표층과 1/4t)에 따른 단면 미세조직을 나타내는 사진이다. 발명예 3의 경우가 비교예 9 대비 균질한 조직이 얻어짐을 알 수 있다.
그리고 도 2는 본 발명의 실시예에 있어서 발명예 3과 비교예 3의 두께 단면에서의 경도값 분포를 나타내는 그림이다. 발명예 3의 경우가 비교예 3 대비 각 두께별 경도 편차가 작음을 알 수 있다.
도 3은 본 발명의 실시예에서 발명예와 비교예들에 대한 연신율 수준에 대한 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값 분포를 나타내는 그림이다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (6)

  1. 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol. Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti:0.005~0.11%, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]을 만족하며,
    면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 미세조직을 갖는, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판.
    [관계식 1]
    0.3 ≤ R ≤ 1.0
    R = [C]* + 0.7×[Mn] + 8.5×[P] + 7.5×[S] - 0.9×[Si] - 1.5×[Nb]
    [C]* = [C] - [C] × Q
    Q = ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
    상기 관계식(1)의 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti은 해당 합금원소의 중량%
  2. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판은 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족하는 것을 특징으로 하는 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판.
  3. 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol. Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti:0.005~0.11%, 잔부 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 [관계식 1]을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 2]를 만족하는 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간압연된 강판을 450~550℃의 범위의 온도까지 하기 [관계식 3]을 만족하는 냉각속도로 냉각한 후, 400~550℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 강판을 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉 또는 수냉하는 단계를 포함하는, 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판 제조방법.
    [관계식 1]
    0.3 ≤ R ≤ 1.0
    R = [C]* + 0.7×[Mn] + 8.5×[P] + 7.5×[S] - 0.9×[Si] - 1.5×[Nb]
    [C]* = [C] - [C] × Q
    Q = ([Nb]/93+[Ti]/48)/([C]/12)
    상기 관계식 1의 C, Mn, P, S, Si, Nb, Ti은 해당 합금원소의 중량%
    [관계식 2]
    Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn
    Tn = 750 + 92×[C] + 70×[Mn] + 45×[Cr] + 647×[Nb] + 515×[Ti] - 50×[Si] - 2.4×(t-5)
    상기 관계식 2의 C, Mn, Cr, Nb, Ti, Si은 해당 합금원소의 중량%
    상기 관계식 2의 FDT는 열간압연 종료시점의 열연판의 온도 (℃)
    상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께 (mm)
    [관계식 3]
    CRMin ≤ CR* ≤ 60
    CRMin = 65 - 157×[C] - 25.2×[Si] - 14.1×[Mn] - 27.3×[Cr] + 61×[Ti] + 448×[Nb] + 1.4×(t-5)
    상기 관계식 3의 C, Si, Mn, Cr, Ti, Nb은 해당 합금원소의 중량%
    상기 관계식 3의 CR*는 열연후 압연된 판재의 냉각시 냉각속도(℃/sec)
  4. 제 3항에 있어서, 상기 공냉 또는 수냉한 후, 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판 제조방법.
  5. 제 3항에 있어서, 상기 열연강판은, 면적%로, 폴리고날 페라이트: 25~50%, 베이니틱 페라이트+침상 페라이트: 30~50%, 베이나이트: 20% 이하, 단위면적(1cm2)내 관찰되는 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물 및 펄라이트 조직의 면적분율의 합: 5% 미만, 그리고 MA상(Martensitic-austenitic constituents): 5% 미만을 포함하는 미세조직을 가지며, 그리고 El × TS × 0.5Hvmax /ΔH값이 140,000 이상을 만족하는 것을 특징으로 하는 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판 제조방법.
  6. 제 3항에 있어서, 상기 마무리 열간압연 온도범위내에서 압하량을 10~60%로 제어하는 것을 특징으로 하는 두께 10~14mm의 인장강도 590MPa급 이상이고 연신율 30% 이상의 고강도 후물 열연강판 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115572897A (zh) * 2022-09-19 2023-01-06 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级商用汽车箱体钢板及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143570A (ja) 1995-11-17 1997-06-03 Kawasaki Steel Corp 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
JP2002322541A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2015203124A (ja) * 2014-04-11 2015-11-16 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR20170015471A (ko) * 2014-07-14 2017-02-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
CN109207695A (zh) * 2018-08-27 2019-01-15 南京钢铁股份有限公司 一种降低x80m级管线钢硬度的生产方法
KR20190076758A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
KR20200062422A (ko) 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09143570A (ja) 1995-11-17 1997-06-03 Kawasaki Steel Corp 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法
JP2002322541A (ja) 2000-10-31 2002-11-08 Nkk Corp 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP2015203124A (ja) * 2014-04-11 2015-11-16 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR20170015471A (ko) * 2014-07-14 2017-02-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
KR20190076758A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 저온에서의 내파괴 특성이 우수한 극지 환경용 고강도 강재 및 그 제조방법
CN109207695A (zh) * 2018-08-27 2019-01-15 南京钢铁股份有限公司 一种降低x80m级管线钢硬度的生产方法
KR20200062422A (ko) 2018-11-26 2020-06-04 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
KR102119975B1 (ko) * 2018-11-29 2020-06-08 주식회사 포스코 저온인성과 연신율이 우수하며, 항복비가 작은 후물 고강도 라인파이프용 강재 및 그 제조방법

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115572897A (zh) * 2022-09-19 2023-01-06 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级商用汽车箱体钢板及其制造方法
CN115572897B (zh) * 2022-09-19 2024-02-09 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级商用汽车箱体钢板及其制造方法

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