WO2022086166A1 - 성형성이 우수한 고강도 후물 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 고강도 후물 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2022086166A1
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김성일
나현택
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a thick steel sheet and a method for manufacturing the same, and to a thick steel sheet having excellent formability while having high strength characteristics and a method for manufacturing the same.
  • plates manufactured by a thick plate process with a thickness of 12 to 14 mm and a tensile strength of 440 MPa or more are mainly used.
  • ultra-thick materials with a thickness of 15 to 25 mm which are applied to large commercial vehicles, special vehicles, and heavy equipment parts, were manufactured using the thick plate process, but a method of applying the hot rolling process to secure price competitiveness is required.
  • Patent Document 1 the conventional steel is subjected to normal austenite hot rolling and then wound at a high temperature to form a ferrite phase as a matrix structure, and finely form precipitates to secure strength and ductility, or
  • a technique for winding after cooling the coiling temperature to a temperature at which a bainite phase is formed into a matrix structure has been proposed so as not to form a coarse pearlite structure.
  • Patent Document 3 a technique for refining the austenite grains through two or more reductions of 20 to 40% in the non-recrystallized region during hot rolling using Ti and Nb has also been proposed.
  • alloy components such as Si, Mn, Al, Mo and Cr, which are mainly used in the above techniques for manufacturing thick high-strength steel, are effective in improving strength, but when excessively added, rather cause segregation and non-uniformity of microstructure As a result, the formability is inferior, and microcracks generated on the shear surface are easily propagated in a fatigue environment, resulting in damage to parts.
  • the microstructure non-uniformity between the surface layer and the deep layer increases, resulting in an increase in local stress concentration and an increase in the propagation speed of cracks in a fatigue environment, resulting in inferior durability.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-322541
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-1528084
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 1997-143570
  • the present invention by securing a uniform microstructure during the hot rolling process of a thick material, it is to provide a high-strength thick steel sheet having excellent yield strength and elongation and no cracks during molding, and a method for manufacturing the same.
  • C 0.05 to 0.15%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Cr 0.005 to 1.0%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • P 0.001 to 0.02%
  • S 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Ti 0.005 to 0.11%
  • Nb 0.005 to 0.07%
  • the remainder including Fe and unavoidable impurities
  • R value defined in the following relation 1 satisfies 0.3 to 1.0
  • the surface layer part in the range of 0 to t/4 (here, t means the thickness of the steel sheet) and the deep part in the range t/4 to t/2 (not including t/4) have an area, respectively %, including 90% or more of ferrite and bainite in total, less than 5% of pearlite and carbides with a diameter of 0.5 ⁇ m or more, and less than 5% of MA phase (Martensite & Austenite) as a microstructure,
  • the product of yield strength and elongation (YSxT-El) is 16000 MPa ⁇ % or more
  • a thick steel sheet having a thickness of 10 mm or more may be provided.
  • the thickness of the steel plate may be 15 mm or more.
  • the pearlite and the carbide having a diameter of 0.5 ⁇ m or more may be 3% or less and the MA phase may be 3% or less.
  • the bainite may be 20% or less, the pearlite and carbides having a diameter of 0.5 ⁇ m or more may be less than 2%, and the MA phase may be 3% or less.
  • the difference between the average hardness value and the maximum hardness value of the hardness value measured at 0.5 mm intervals from a point 0.5 mm directly under the surface layer of the specimen to a point 0.5 mm directly under the surface layer on the back side is 20 Hv or less
  • C 0.05 to 0.15%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Cr 0.005 to 1.0%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • P 0.001 ⁇ 0.02%
  • S 0.001 ⁇ 0.01%
  • N 0.001 ⁇ 0.01%
  • Ti 0.005 ⁇ 0.11%
  • Nb 0.005 ⁇ 0.07%
  • R value defined in the following relation 1 Reheating a steel slab that satisfies 0.3-1.0;
  • the reheated steel slab is hot-rolled in a temperature range of 800 to 1150° C. at a reduction ratio of 20 to 50%, and to a thickness of 10 mm or more, and the rolling is finished to a temperature range of Tn-50 to Tn defined in the following Relational Equation 2 hot rolling;
  • Tn 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
  • the reheating may be performed in a temperature range of 1200 to 1350 °C.
  • the cooling rate may be 80° C./sec or less.
  • air cooling or water cooling may be performed to a temperature range of room temperature to 200°C.
  • a thick steel sheet having excellent formability while having excellent tensile strength, yield strength, and elongation, while having high strength characteristics, and a method for manufacturing the same.
  • the inventors of the present invention investigated the distribution of microstructures and detailed material changes in each thickness direction according to components, hot rolling and cooling conditions for ultra-thick rolled steels having various components in order to solve the above problems.
  • the thick hot-rolled steel sheet has excellent yield strength and ductility, and in particular, in the microstructure of the thick steel sheet over a certain thickness, uniformity is ensured and the hardness distribution along the thickness direction can be constant. and came to complete the present invention.
  • the steel sheet according to an aspect of the present invention is, by weight%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 1.0 to 2.0%, Cr: 0.005 to 1.0%, Al: 0.01 to 0.1%, P: 0.001 to 0.02%, S: 0.001 to 0.01%, N: 0.001 to 0.01%, Ti: 0.005 to 0.11%, Nb: 0.005 to 0.07%, the balance may include Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is the most economical and effective element for reinforcing steel, and when the amount added increases, the precipitation strengthening effect or the bainite phase fraction increases, thereby increasing the tensile strength.
  • the cooling rate at the center of the thickness becomes slow during cooling after hot rolling.
  • the content of carbon (C) is less than 0.05%, it is difficult to obtain a sufficient reinforcing effect, and when the content exceeds 0.15%, the formability is poor and durability is reduced due to the formation of a coarse carbide or pearlite phase and a band structure in the center of the thickness. There is a problem, and the weldability is also inferior.
  • the content of carbon (C) may be 0.05 to 0.15%. More preferably, it may be 0.06% or more, and may be 0.12% or less.
  • Silicon (Si) is an element advantageous for deoxidizing molten steel, having a solid solution strengthening effect, and improving the formability by delaying the formation of coarse carbides. If the content of silicon (Si) is less than 0.01%, the solid solution strengthening effect is insufficient and the effect of delaying the carbide formation is insignificant, so it is difficult to improve the formability.
  • coarse grains are easily formed by local ferrite reverse rolling in the surface layer, and red scale is formed on the surface of the steel sheet, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet, but also reduces ductility and weldability. There is a problem.
  • the content of silicon (Si) may be 0.01 to 1.0%. More preferably, it may be 0.1% or more, and may be 0.9% or less.
  • Manganese (Mn), like Si, is an effective element for solid-solution strengthening of steel and facilitates the formation of a bainite phase upon cooling after hot rolling by increasing the hardenability of steel.
  • Mn manganese
  • the content of manganese (Mn) is less than 1.0%, the above effect cannot be obtained due to the addition, and when the content exceeds 2.0%, the hardenability is greatly increased, so martensitic phase transformation is easy to occur, and pearlite formation is promoted during high temperature winding.
  • the segregation portion is greatly developed at the center of the thickness, and when cooling after hot rolling, the microstructure in the thickness direction is formed non-uniformly, resulting in inferior formability and durability.
  • the content of manganese (Mn) may be 1.0 to 2.0%. More preferably, it may be 1.1% or more.
  • Chromium (Cr) is an element that solid-solution-strengthens steel, and helps to form bainite by delaying the ferrite phase transformation during cooling. If the content of chromium (Cr) is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained due to the addition, and if the content exceeds 1.0%, the ferrite transformation is excessively delayed to form a martensite phase, resulting in inferior elongation. In addition, similarly to Mn, segregation is largely developed at the center of the thickness, and the microstructure in the thickness direction is non-uniform, resulting in inferior formability and durability.
  • the content of chromium (Cr) may be 0.005 to 1.0%. More preferably, it may be 0.1% or more, and may be 0.9% or less.
  • Aluminum (Al) is an element mainly added for deoxidation. If the content of aluminum (Al) is less than 0.01%, the effect of the addition is insufficient, and if the content exceeds 0.1%, it is combined with N to form AlN, which is easy to cause corner cracks in the slab during continuous casting, faults are likely to occur.
  • the content of aluminum (Al) may be 0.01 to 0.1%.
  • Phosphorus (P), like Si, is an element having the effect of strengthening solid solution and promoting ferrite transformation at the same time.
  • Phosphorus (P) exceeds 0.02%, brittleness occurs due to grain boundary segregation, and microcracks are easy to occur during molding, and formability and durability are greatly deteriorated.
  • the content of phosphorus (P) exceeds 0.02%, brittleness occurs due to grain boundary segregation, and microcracks are easy to occur during molding, and formability and durability are greatly deteriorated.
  • the content of phosphorus (P) may be 0.001 to 0.02%.
  • Sulfur (S) is an impurity present in steel.
  • S sulfur
  • Mn metal-oxide-semiconductor
  • the content of sulfur (S) may be 0.001 to 0.01%.
  • Nitrogen (N) is a representative solid solution strengthening element together with C, and forms coarse precipitates with Ti and Al.
  • the solid solution strengthening effect of nitrogen (N) is superior to that of C, but as the amount of nitrogen (N) in the steel increases, there is a problem in that toughness is greatly reduced, and the upper limit thereof is 0.01%.
  • the content in order to manufacture the content to less than 0.001%, it takes a lot of time during the steelmaking operation, and thus productivity is reduced.
  • the content of nitrogen (N) may be 0.001 to 0.01%.
  • Titanium (Ti) is a representative precipitation strengthening element, and forms coarse TiN in steel due to its strong affinity with N. TiN has the effect of suppressing the growth of crystal grains during the heating process for hot rolling. In addition, titanium (Ti) remaining after reacting with N is dissolved in steel and combined with C to form TiC precipitates, which is useful for improving the strength of steel. If the content of titanium (Ti) is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and if the content exceeds 0.11%, coarse TiN is generated and precipitates are coarsened, which causes local stress concentration during molding, which is easy to crack There is a problem.
  • the content of titanium (Ti) may be 0.005 to 0.11%. More preferably, it may be 0.01% or more, and may be 0.1% or less.
  • Niobium (Nb) is a representative precipitation strengthening element along with Ti, and it is effective in improving the strength and impact toughness of steel due to the effect of grain refinement due to delayed recrystallization by precipitation during hot rolling. If the content of niobium (Nb) is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and if the content exceeds 0.07%, elongated crystal grains are formed due to excessive recrystallization delay during hot rolling and the formability and durability are inferior due to the formation of coarse composite precipitates. There is a problem with
  • the content of niobium (Nb) may be 0.005 to 0.07%. More preferably, it may be 0.01% or more.
  • the steel of the present invention may include the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities in addition to the above-described composition. Since unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in a normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the art of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel of the present invention may have an R value of 0.3 to 1.0 defined in Relation 1 below.
  • Mn forms MnS which is a non-metallic inclusion together with S, which is stretched during rolling and has a problem in that the formability of the final product is greatly inferior.
  • Si suppresses the formation of coarse carbides, and has a large solid solution strengthening effect even with a small amount of alloy, and Nb and Ti are effective in forming fine precipitates and fine grain sizes, thereby solving the problems of segregation and grain boundary removal. effective for improvement.
  • the value of R defined in the following Relation 1 is less than 0.3, it is difficult to secure the targeted physical properties in the present invention, whereas when the value exceeds 1.0, the non-uniformity of the microstructure increases, and the hardness value in the cross section fluctuates greatly. More preferably, the lower limit of the R value may be 0.5, and the upper limit may be 0.8.
  • % indicating the fraction of microstructure is based on the area.
  • the steel satisfying the alloy composition according to one aspect of the present invention has a surface layer portion in the range of 0 to t/4 (here, t means the thickness of the steel sheet) and t/4 to t/2, based on the cross section.
  • the deep part (not including t/4) is the area%, respectively, 90% or more of ferrite and bainite in total, less than 5% of pearlite and carbides with a diameter of 0.5 ⁇ m or more, and less than 5% of MA phase (Martensite & Austenite) may be included as a microstructure.
  • the microstructure of thick high-strength steel is determined during cooling. Bainite and MA phase (Martensite & Austenite) are easily formed in the surface layer with a fast cooling rate, whereas coarse carbide and pearlite are easily formed in the deep part with a slow cooling rate. Do.
  • the MA phase formed in the surface layer is a hard phase and exhibits a higher hardness than the surrounding microstructure to have a non-uniform hardness distribution, and microcracks due to the hardness difference between the MA phase and the matrix tissue are also generated during molding.
  • the coarse carbide and pearlite formed in the deep part exhibit high hardness compared to the surrounding microstructure and are weak at the same time, so that microcracks occur during shear molding.
  • pearlite and carbides having a diameter of 0.5 ⁇ m or more are limited to less than 5%, and the MA phase to less than 5%.
  • the fractions of pearlite, carbides with a diameter of 0.5 ⁇ m or more, and MA phase may be equally applied to the surface layer portion and the deep portion respectively.
  • the content of ferrite and bainite in an amount of 90% or more is to suppress the formation of unnecessary coarse carbide and pearlite, to have a uniform hardness distribution for each thickness position, and at the same time to secure excellent yield strength and elongation, 90 %, it is difficult to secure the product (YSxT-El) value of the target yield strength and elongation in the present invention. Therefore, in the present invention, the sum of ferrite and bainite may be included in 90% or more.
  • the pearlite and the carbide with a diameter of 0.5 ⁇ m or more in the deep part may be 3% or less and the MA phase may be 3% or less, and the bainite in the surface part is 20% or less, the Perlite and carbides having a diameter of 0.5 ⁇ m or more may be less than 2%, and the MA phase may be less than 3%.
  • the microstructure has the same characteristics in the surface layer portion and the deep portion of the steel, and the microstructure proposed in the present invention is equally applied to the entire steel.
  • the surface layer means a region in the range of 0 to t/4 (t is the thickness of the steel sheet) based on the cross section, and the deep part is in the range of t/4 to t/2 (t/4 is included) does not mean).
  • the steel according to one aspect of the present invention may be manufactured by reheating, hot rolling, primary cooling, winding and secondary cooling of a steel slab satisfying the above alloy composition.
  • the steel slab satisfying the above alloy composition may be reheated in a temperature range of 1200 to 1350 °C.
  • the reheating temperature is less than 1200° C.
  • the precipitates are not sufficiently re-dissolved, so that the formation of precipitates in the process after hot rolling is reduced, and coarse TiN remains.
  • the temperature exceeds 1350° C., the strength decreases due to abnormal grain growth of austenite grains.
  • the reheated steel slab may be hot-rolled in a temperature range of 800 to 1150° C. at a reduction ratio of 20 to 50%, and rolling may be terminated in a temperature range of Tn-50 to Tn defined in the following Relational Equation 2 below.
  • the hot rolling temperature exceeds 1150°C
  • the temperature of the steel sheet becomes excessively high, resulting in coarse grain size and poor surface quality of the hot-rolled steel sheet.
  • the temperature is less than 800 °C, elongated crystal grains develop due to excessive recrystallization delay, and the anisotropy becomes worse and the formability deteriorates. . For this reason, there is a problem in that microcracks are easily generated in non-uniform areas during molding, and ductility is also reduced.
  • the microstructure of the steel becomes coarse and non-uniform, and when the temperature is less than Tn-50, in the ultra-thick high-strength steel with a thickness of 15 to 25 mm, ferrite in the surface layer where the temperature is relatively low.
  • the fine ferrite phase fraction increases due to the acceleration of the phase transformation, but it has an elongated crystal grain shape, which causes cracks to propagate quickly, and the durability is disadvantageous because an uneven microstructure may remain in the center.
  • the rolling end temperature determined by Relation 2 of the present invention means the temperature of the hot-rolled steel sheet at the end of the hot rolling.
  • Tn 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
  • the rolling reduction may be 20 to 50%.
  • the reduction amount is less than 20%, it is difficult to obtain the effect of delaying recrystallization, and uneven coarse grains are easily formed. If the reduction amount exceeds 50%, an excessively stretched microstructure is formed. prone to occur In addition, the fine precipitates are also reduced, thereby reducing the precipitation strengthening effect.
  • the hot-rolled steel sheet may be first cooled to a temperature range of 450 to 550° C. at a cooling rate of CR Min or higher as defined in the following relation 3, and then wound up.
  • the temperature range from immediately after hot rolling to the cooling end temperature corresponds to the temperature range where ferrite phase transformation occurs during cooling, and since the cooling rate at the center of the thickness is slower than at the surface layer of the rolled sheet, the coarse ferrite phase and coarse carbide at the center of the thickness This is formed to have a non-uniform microstructure. Therefore, in the present invention to suppress this, it must be cooled faster than a specific cooling rate (CR Min ).
  • CR Min specific cooling rate
  • the average cooling rate in the temperature range exceeds 80 ° C./sec, the difference in the cooling rate between the surface layer and the deep part is excessively large, and the hardness difference between the surface layer part and the deep part is greatly increased, so that the formability and durability are inferior.
  • the cooling rate determined by Relation 3 of the present invention means the cooling rate of the hot-rolled steel sheet after hot rolling.
  • the pearlite phase is formed into a band structure or a large amount of coarse carbide is formed, which deteriorates the formability and durability of the steel. If the temperature is less than 450°C, the martensite phase and MA phase are excessive It is formed in such a way that the moldability and durability are inferior.
  • Secondary cooling of the wound steel sheet to a temperature range of room temperature to 200° C. may be performed, and the secondary cooling may be air cooling or water cooling.
  • air cooling means cooling in the atmosphere at room temperature at a cooling rate of 0.001 to 10° C./hour. Even if the cooling rate exceeds 10°C/hour, if the above coiling temperature and primary cooling conditions are complied with, the transformation of some untransformed phases in steel to MA phase can be suppressed, so water cooling is okay.
  • water cooling means cooling by charging a coil in a water tank at room temperature.
  • the lower limit of the cooling rate may be 0.001°C/hour.
  • the steel sheet of the present invention manufactured as described above is a thick steel sheet having a thickness of 10 mm or more, and more preferably, may have a thickness of 15 mm or more, and may be a thick steel sheet having an upper limit of 25 mm.
  • the difference between the average hardness value and the maximum hardness value measured at 0.5 mm intervals from a point 0.5 mm directly under the surface layer of the specimen to a point 0.5 mm directly under the surface layer on the back side is 20 Hv or less, based on an arbitrary line perpendicular to the thickness section , More specifically, the average hardness value may be 160 ⁇ 300Hv.
  • the product (YSxT-El) of the yield strength and the elongation rate is 16000 MPa ⁇ % or more, so that it can have high strength and excellent formability.
  • Table 1 below shows the steel composition of each steel type and the thickness of the final hot-rolled sheet.
  • Table 2 below shows the rolling end temperature (FDT), the sum of the rolling reduction (%), the coiling temperature (CT), and the cooling rate to the coiling temperature, which is the cooling end temperature after hot rolling (CR*) for the steel types shown in Table 1 below.
  • Tn and Tn-50 defined in Equation 2 and the minimum cooling rate (CR Min ) defined in Equation 3 are shown.
  • the reheating temperature not disclosed in Table 2 was 1250 °C
  • the hot rolling temperature was 800 to 1150 °C
  • the cooling rate of the steel sheet after winding was applied in the same way as 1 °C/hour.
  • Tn 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
  • Tables 3 and 4 below show the microstructure characteristics and mechanical properties of the steel type.
  • the microstructure in Table 3 is the result of analysis at a point 0.5 mm directly below the surface layer of the hot-rolled sheet and the deep part.
  • the surface layer means a range of 0 to t/4 based on the thickness (t)
  • the deep part means a range from t/4 to t/2 (t/4 is not included).
  • the surface microstructure in Table 3 is the result of analysis at 0.5 mm directly below the surface layer, and the deep microstructure at t/2, the thickness of the center.
  • the area fraction of the MA phase was measured using an optical microscope and an image analyzer after etching by the Lepera etching method, and the results were analyzed at 1000 magnification.
  • the area fractions of martensite & austenite phase (MA), ferrite phase (F), bainite phase (B) and pearlite phase (P) are the results of analysis at 3000 and 5000 magnifications using a scanning electron microscope (SEM).
  • ferrite (F) is polygonal ferrite having an equiaxed crystal shape
  • bainite (B) means a ferrite phase observed in a low temperature region such as bainite, needle-shaped ferrite, and bainitic ferrite.
  • the area fraction of pearlite (P) means the sum of the area fractions of pearlite and carbides of 0.5 ⁇ m or more.
  • YS, TS, and T-El in Table 4 mean 0.2% off-set yield strength, tensile strength, and breaking elongation, and are the results of testing JIS No. 5 standard specimens parallel to the rolling direction.
  • the hardness in the cross section of the specimen was measured and shown together. Hardness was measured with a micro-vickers tester at 0.5 mm intervals from a point 0.5 mm directly under the surface layer of the specimen to a point 0.5 mm directly under the surface layer on the back side of the specimen based on an arbitrary line perpendicular to the thickness section of the specimen, and a load of 500 g was applied. .
  • Table 4 shows the maximum hardness value and the average hardness value in the thickness section among the measured hardness values, and the difference between the two hardness values is shown. Peak (number) means the number of parts where the difference between the hardness value of the thickness point and the average hardness value exceeds 20Hv.
  • Comparative Steels 1 to 4 do not satisfy Relational Equation 1 proposed in the present invention.
  • Comparative Steel 1 has a C content that satisfies the range of the present invention, but exceeds the suggested range of Relational Equation 1 considering segregation. Therefore, excessive pearlite was formed over the deep part and the surface layer part of the microstructure, and a local high difference in hardness was shown when measuring hardness in the thickness direction. The ductility was also insufficient, resulting in a result outside the range suggested by the present invention.
  • Comparative steels 2 and 3 were outside the Mn component range proposed in the present invention and at the same time did not satisfy Relational Equation 1.
  • Comparative Steel 2 had a low Mn content, so segregation in the thickness direction of the rolled sheet, coarse carbide, and non-uniform pearlite were not formed.
  • Comparative Steel 3 had an excessive Mn content and high hardenability, so bainite was formed in the surface layer portion, whereas pearlite was excessively formed in the deep portion, and elongated MnS inclusions were also observed. In particular, when measuring hardness in the thickness direction, it showed a locally high difference in hardness and lacked ductility.
  • Comparative Steel 4 is a case in which the P content is outside the range suggested by the present invention and at the same time does not satisfy Relational Equation 1.
  • Comparative Steel 4 satisfies the range suggested by the present invention, and the strength and elongation were also good, but showed a local hardness difference in some parts when measuring hardness, which is a problem with a high possibility of brittleness when used after parts are manufactured there is
  • Comparative Steel 5 satisfies Relational Equation 1 but did not satisfy the Si content range of the present invention, and it was confirmed that coarse ferrite was formed in the surface layer part of the microstructure, and MA phase was also formed in the surface layer part and the deep part. In addition, the surface layer showed a rather low hardness value, and the product of the yield strength and the elongation was out of the range desired by the present invention. This is because the phase transformation temperature is increased due to the excessive addition of Si, so that ferrite is formed in the surface layer during hot rolling, two-phase rolling is performed, and some untransformed ferrite is formed in the MA phase.
  • Comparative steel 6 satisfies the alloy composition range of the present invention, but does not satisfy Relational Equation 1. In this case, segregation of the components was not observed, the MA phase and coarse carbides were hardly formed in the microstructure, and only fine pearlite was observed around the grain boundaries. Therefore, the hardness distribution in the thickness direction was also relatively uniform. However, in the present invention, the target strength value was not secured.
  • Comparative steels 7 and 8 are cases in which Relation 2 and the reduction ratio are not satisfied.
  • Comparative Steel 7 is a case in which rolling is finished in a temperature range satisfying Relational Equation 2, but a non-uniform microstructure is formed upon cooling due to insufficient rolling reduction. Therefore, although the compositional fraction of the microstructure satisfied the present invention, coarse grains were mixed in the ferrite matrix structure, and thus the yield strength was low. Steel having such a microstructure may have poor durability during use of parts.
  • Comparative Steel 8 did not satisfy both Relational Equation 2 and the reduction ratio condition, and the excessively stretched microstructure was formed in the surface layer part due to recrystallization delay during rolling due to the large reduction amount, whereas equiaxed ferrite and pearlite were mainly formed in the deep part. It was composed of a non-uniform microstructure according to the thickness position, which caused inferior durability of parts, and it was confirmed that elongation was also inferior.
  • Comparative steels 9 and 10 are cases in which the coiling temperature condition is not satisfied.
  • the cooling end temperature and winding temperature were higher than the temperature ranges suggested in the present invention, and pearlite was locally formed, and in particular, a pearlite band structure was observed in the deep part. For this reason, it showed a locally high hardness difference when measuring hardness in the thickness direction.
  • Comparative steel 10 is a case in which the cooling end temperature and the coiling temperature are manufactured lower than the ranges suggested in the present invention. In Comparative Steel 10, an excessive amount of bainite was formed among the microstructure of the surface layer and the elongation was insufficient.
  • Comparative Steel 11 is a case where the cooling rate condition of the cooling rate relational expression 3 is not satisfied. When cooling after hot rolling, the cooling rate is lower than the range of the present invention. was shown.
  • Comparative steels 12 and 13 are cases where the conditions of reduction and cooling termination temperature are not satisfied.
  • the reduction amount was insufficient in the temperature region where recrystallization was delayed during hot rolling, and the coiling temperature was low, so the grain size of ferrite was non-uniform, and bainite was excessively formed in the microstructure of the surface layer.
  • pearlite was also observed locally in the deep part of the thickness, which resulted in low elongation.
  • Comparative Steel 13 was a case where the reduction amount was insufficient in the temperature region where recrystallization was delayed, the coiling temperature was high, and the cooling rate did not satisfy the relational expression (3). Due to this, it was confirmed that the microstructure was non-uniform, the pearlite was formed as a band structure, and the yield strength was low.

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Abstract

본 발명은 성형성이 우수한 고강도 후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 균일한 미세조직을 확보하여, 항복강도 및 연신율이 우수하여 성형 시, 크랙 발생이 없는 고강도 후물 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

성형성이 우수한 고강도 후물 강판 및 그 제조방법
본 발명은 후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 고강도 특성을 구비하면서 성형성이 우수한 후물 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 상용차 및 중장비의 구조부재로는 두께 12~14mm의 인장강도가 440MPa 이상인 후판 공정으로 제조된 판재가 주로 사용되고 있으나, 최근 경량화 및 고강도화를 위해 인장강도 550MPa 이상의 고강도 강재를 사용하는 기술이 개발되고 있다. 특히, 대형 상용차, 특장차 및 중장비 부품에 적용되는 두께 15~25mm의 극후물재는 후판 공정으로 제조하였으나, 가격 경쟁력 확보를 위해 열연공정을 적용하는 방안이 요구되고 있다.
다만, 고강도 극후물 강재를 열연공정으로 제조하면 압연 시, 대압하에 어려움이 있어 균일한 미세조직을 형성하기 곤란하여 안정적인 항복강도를 확보하기 어렵고, 부품 제조 시, 균열이 발생하기 쉬우며, 사용 중 국부적인 응력집중의 발생으로 내구수명이 열위한 문제점이 있다.
이와 관련하여, 종래의 강재는 특허문헌 1과 같이, 통상의 오스테나이트역 열간압연을 거친 후 고온에서 권취하여 페라이트상을 기지조직으로 하고, 석출물을 미세하게 형성시켜 강도와 연성을 확보하거나, 특허문헌 2와 같이, 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 권취온도를 베이나이트상이 기지조직으로 형성되는 온도까지 냉각한 후 권취하는 기술이 제안되었다. 또한, 특허문헌 3과 같이, Ti 및 Nb 등을 활용하여 열간압연 중 미재결정역에서 20~40%의 2회 이상의 압하를 통하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 기술도 제안되었다.
그러나, 후물 고강도강을 제조하기 위한 상기 기술들에서 주로 활용하는 Si, Mn, Al, Mo 및 Cr 등의 합금성분은 강도를 향상시키는데 효과적이나, 과도하게 첨가되면 오히려 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 성형성이 열위하게 되고, 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 석출강화 효과를 얻기 위해, Ti, Nb 및 V 등의 석출물 형성원소를 활용하면 효과적이나, 석출물이 형성되기 용이한 500~700℃의 고온에서 권취하거나, 열연 후 냉각 시 냉각속도를 제어하지 않으면 후물재의 두께 중심부에 조대한 탄화물이 형성되어 전단면 품질이 열위하게 된다.
더하여, 열간압연 중 미재결정역에서 20~40%의 압하량을 2회 이상 부여하는 것은 박물제품에는 용이하게 적용할 수 있으나, 박물제품에 비해 전체 압연량이 작은 후물제품을 제조할 때에는 적용하기 곤란한 문제점이 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2002-322541호
(특허문헌 2) 한국 등록특허공보 제10-1528084호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제1997-143570호
본 발명의 일 측면에 따르면, 후물재의 열연공정 시 균일한 미세조직을 확보함으로써, 항복강도 및 연신율이 우수하여 성형 시, 크랙 발생이 없는 고강도 후물 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.005~1.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Ti: 0.005~0.11%, Nb: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3~1.0을 만족하고,
단면을 기준으로, 0~t/4의 범위의 표층부(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)와 t/4~t/2의 범위의 심층부(t/4는 포함하지 않음)는 각각 면적%로, 페라이트와 베이나이트를 합으로 90% 이상, 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물을 5% 미만, MA상(Martensite & Austenite)을 5% 미만을 미세조직으로 포함하고,
항복강도와 연신율의 곱(YSxT-El)은 16000MPa·% 이상이며,
두께가 10mm 이상인 후물 강판을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
[C]* = [C] - [C]xQ
Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
(상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
상기 강판의 두께는 15mm 이상일 수 있다.
상기 강판의 심층부에서 면적%로, 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 3% 이하 및 상기 MA상은 3% 이하일 수 있다.
상기 강판의 표층부에서 면적%로, 상기 베이나이트는 20% 이하, 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 2% 미만, 및 상기 MA상은 3% 이하일 수 있다.
상기 강판의 두께 단면에 수직인 임의의 선을 기준으로, 시편의 표층 직하 0.5mm 지점부터 이면 표층 직하 0.5mm 지점까지 0.5mm 간격으로 측정한 경도 값의 평균 경도 값과 최대 경도 값의 차가 20Hv 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.005~1.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Ti: 0.005~0.11%, Nb: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3~1.0을 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 20~50%의 압하율로, 두께가 10mm 이상이 되도록 열간압연하고, 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn의 온도범위로 압연종료하는 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CRMin 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 후 권취하는 단계; 및
상기 권취된 강판을 2차 냉각하는 단계를 포함하는 후물 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[관계식 1]
R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
[C]* = [C] - [C]xQ
Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
(상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
[관계식 2]
Tn = 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
(상기 관계식 2의 Tn의 단위는 ℃이고, [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti] 및 [Si]은 해당 합금원소의 중량%)
(상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께(mm))
[관계식 3]
CRMin = 76.6 - 157x[C] - 25.2x[Si] - 14.1x[Mn] - 27.3x[Cr] + 61x[Ti] + 448x[Nb]
(상기 관계식 3의 CRMin의 단위는 ℃/s이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%)
상기 재가열은 1200~1350℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 1차 냉각 시, 냉각속도가 80℃/sec 이하일 수 있다.
상기 2차 냉각 시, 상온~200℃의 온도범위까지 공냉 또는 수냉할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 인장강도, 항복강도 및 연신율이 우수하여, 고강도 특성을 구비하면서 성형성이 우수한 후물 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면에 따르면 대형 상용차 휠 림, 디스크, 맴버류 및 프레임 등 구조부재에 사용되는 고강도 후물 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명강과 비교강의 항복강도와 연신율의 곱(YSxT-El)과 두께 단면 평균 경도 값과 최대 경도 값의 차(ΔH)를 나타낸 것이다.
도 2 및 도 3은 각각 발명강과 비교강의 두께 단면에서의 경도 값 분포를 나타낸 것이다.
이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 발명자는 상술한 문제점을 해결하기 위하여, 다양한 성분을 가지는 극후물 압연강재들에 대해, 성분, 열연 및 냉각 조건에 따른 두께방향별 미세조직의 분포와 상세한 재질의 변화를 조사하였다.
그 결과, 후물 열연강판이 우수한 항복강도 및 연성을 갖도록 하는 방안을 확인하였으며, 특히, 일정 두께 이상의 후물 강판 미세조직에 있어서, 균일성이 확보되어 두께방향에 따른 경도분포가 일정할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강판은 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.005~1.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Ti: 0.005~0.11%, Nb: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.05~0.15%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 첨가량이 증가하면 석출강화 효과 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 열연강판의 두께가 증가하면 열간압연 후 냉각 시 두께 중심부의 냉각속도가 느려져 탄소(C)의 함량이 큰 경우, 조대한 탄화물이나 펄라이트가 형성되기 쉽다. 탄소(C)의 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 그 함량이 0.15%를 초과하면 두께 중심부에 조대한 탄화물이나 펄라이트상 및 밴드조직의 형성으로 성형성이 열위해지고 내구성이 저하되는 문제점이 있으며, 용접성 또한 열위하게 된다.
따라서, 탄소(C)의 함량은 0.05~0.15%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.06% 이상일 수 있으며, 0.12% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.0%
실리콘(Si)은 용강을 탈산시키고, 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 실리콘(Si)의 함량이 0.01% 미만이면 고용강화 효과가 부족하고, 탄화물 형성을 지연시키는 효과도 미미하여 성형성을 향상시키기 어려우며, 그 함량이 1.0%를 초과하면 상변태 온도가 증가하여 극후물재의 저온역 열간압연 시, 표층부에 국부적인 페라이트역 압연에 의한 조대립이 형성되기 쉽고, 강판 표면에 실리콘(Si)에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다.
따라서, 실리콘(Si)의 함량은 0.01~1.0%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상일 수 있으며, 0.9% 이하일 수 있다.
망간(Mn): 1.0~2.0%
망간(Mn)은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 시 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 망간(Mn)의 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 2.0%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트 상변태가 일어나기 쉽고, 고온 권취 시 펄라이트 형성을 촉진한다. 또한, 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각 시에는 두께방향으로의 미세조직이 불균일하게 형성되어 성형성 및 내구성이 열위하게 된다.
따라서, 망간(Mn)의 함량은 1.0~2.0%일 수 있다. 보다 바람직하게는 1.1% 이상일 수 있다.
크롬(Cr): 0.005~1.0%
크롬(Cr)은 강을 고용강화시키는 원소로, 냉각 시 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 크롬(Cr)의 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 1.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연시켜 마르텐사이트상이 형성되어 연신율이 열위하게 된다. 또한, Mn과 유사하게 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 성형성 및 내구성을 열위하게 한다.
따라서, 크롬(Cr)의 함량은 0.005~1.0%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.1% 이상일 수 있으며, 0.9% 이하일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 원소이다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 그 함량이 0.1%를 초과하면 N와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조 시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다.
따라서, 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.1%일 수 있다.
인(P): 0.001~0.02%
인(P)은 Si와 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진 효과를 동시에 가지는 원소이다. 인(P)의 함량이 0.02%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형 시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 성형성과 내구성을 크게 악화시킨다. 한편, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며, 강도를 얻기에도 불충분하다.
따라서, 인(P)의 함량은 0.001~0.02%일 수 있다.
황(S): 0.001~0.01%
황(S)은 강 중에 존재하는 불순물로, 황(S)의 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공 시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 성형성과 내구성을 악화시키는 문제점이 있다. 한편, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
따라서, 황(S)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
질소(N): 0.001~0.01%
질소(N)는 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti 및 Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, 질소(N)의 고용강화 효과는 C보다 우수하지만, 강 중에 질소(N)의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있어, 그 상한을 0.01%로 한다. 한편, 그 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다.
따라서, 질소(N)의 함량은 0.001~0.01%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.11%
티타늄(Ti)은 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 강한 친화력으로 강 중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 N와 반응하고 남은 티타늄(Ti)은 강 중에 고용되어 C와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 0.11%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형 시 국부적은 응력집중을 일으켜 균열이 발생하기 쉬운 문제점이 있다.
따라서, 티타늄(Ti)의 함량은 0.005~0.11%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상일 수 있으며, 0.1% 이하일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.005~0.07%
니오븀(Nb)은 Ti과 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중에 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 그 함량이 0.07%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성과 내구성이 열위하는 문제점이 있다.
따라서, 니오븀(Nb)의 함량은 0.005~0.07%일 수 있다. 보다 바람직하게는 0.01% 이상일 수 있다.
본 발명의 강재는, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3~1.0일 수 있다.
관계식 1의 R을 제어함으로써 연주공정에서 강의 응고 및 슬라브의 냉각 시 발생하는 C, Mn, P, S 등의 편석 및 MnS의 형성을 최소화하여 미세조직의 균일성을 향상시킬 수 있다. 응고 시, 형성되는 주조조직에 C, Mn 등의 합금원소 편석이 발생하는 것은 통상적으로 알려져 있으며, P는 강판이 열간압연 및 냉각된 후 고온에서 유지될 때 결정립계에 주로 편석되는 특징이 있어 결정립계 취화의 원인이 된다. 이와 같은 편석은 합금원소의 함유량에 대한 의존성이 크다. 특히, C 및 Mn은 열간압연 후 냉각 중에 조대한 탄화물 및 펄라이트 조직을 형성하며, 이는 전단면 품질을 열위하게 하는 원인이 된다. 또한, Mn은 S와 함께 비금속개재물인 MnS를 형성하며, 이는 압연 중 연신되어 최종 제품의 성형성을 크게 열위하게 하는 문제점이 있다. 반면, Si는 조대한 탄화물이 형성되는 것을 억제하고, 적은 합금량으로도 고용강화 효과가 크며, Nb와 Ti는 미세한 석출물을 형성하고 결정립 크기를 미세하게 하는데 효과가 있어 상기 편석 및 결정립계 취하 문제를 개선하는데 효과가 있다.
본 발명에서는 다양한 합금성분을 가지는 강을 열간압연하여 후물재를 제조한 후 단면에서의 경도를 측정한 결과, 미세조직의 균일성, 합금성분 및 그 함량이 상관성이 있음을 확인하여 관계식 1을 도출하기에 이르렀다.
하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3 미만이면, 본 발명에서 목표로 한 물성을 확보하기 곤란한 반면, 그 값이 1.0을 초과하면 미세조직의 불균일성이 증가하여 단면에서의 경도 값이 크게 변동하였다. 보다 바람직하게는 R 값의 하한이 0.5일 수 있으며, 상한은 0.8일 수 있다.
[관계식 1]
R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
[C]* = [C] - [C]xQ
Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
(상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 합금조성을 만족하는 강은 단면을 기준으로, 0~t/4의 범위의 표층부(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)와 t/4~t/2의 범위의 심층부(t/4는 포함하지 않음)는 각각 면적%로, 페라이트와 베이나이트를 합으로 90% 이상, 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물을 5% 미만, MA상(Martensite & Austenite)을 5% 미만을 미세조직으로 포함할 수 있다.
후물 고강도강의 미세조직은 냉각 시 결정되는 것으로, 냉각속도가 빠른 표층부에는 베이나이트와 MA상(Martensite & Austenite)의 형성이 용이한데 비해, 냉각속도가 느린 심층부에는 조대한 탄화물 및 펄라이트가 형성되기 용이하다.
통상, 표층부에 형성되는 MA상은 경질상으로서 주변 미세조직에 비해 높은 경도를 나타내어 불균일한 경도분포를 갖게 하며, 성형 시 MA상과 기지조직간 경도차에 의한 미세균열도 발생하게 된다. 또한, 심층부에 형성되는 조대한 탄화물과 펄라이트는 주변 미세조직에 비해 높은 경도를 나타내는 동시에 취약하여 전단성형 시 미세균열이 발생하게 된다.
따라서, 본 발명에서는 상기 표층부와 심층부의 문제점을 동시에 해결하기 위하여, 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물을 5% 미만, MA상을 5% 미만으로 제한한다. 이 때, 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물과 MA상의 분율은 표층부와 심층부 각각에 동일하게 적용될 수 있다.
본 발명에서 페라이트와 베이나이트를 90% 이상으로 포함하는 것은 불필요한 조대한 탄화물 및 펄라이트의 형성을 억제하여, 두께위치별 균일한 경도분포를 갖도록 하는 동시에 우수한 항복강도와 연신율을 확보하기 위함이며, 90% 미만으로 포함하는 경우 본 발명에서 목표로 하는 항복강도와 연신율의 곱(YSxT-El) 값을 확보하기 곤란하다. 따라서, 본 발명에서 페라이트와 베이나이트의 합을 90% 이상으로 포함할 수 있다.
본원발명이 목적하는 물성 확보 측면에서, 더욱 바람직하게는, 심층부에서 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 3% 이하 및 상기 MA상은 3% 이하일 수 있으며, 표층부에서 상기 베이나이트는 20% 이하, 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 2% 미만, 및 상기 MA상은 3% 이하일 수 있다.
본 발명에서 미세조직은 강의 표층부와 심층부에서 동일한 특징을 가지며, 본 발명에서 제안하는 미세조직은 강 전체에 동일하게 적용된다. 또한, 본 발명에서 표층부는 단면을 기준으로 0~t/4(t는 강판의 두께)의 범위의 영역을 의미하며, 심층부는 t/4~t/2의 범위의 영역(t/4는 포함하지 않음)을 의미한다.
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 1차 냉각, 권취 및 2차 냉각하여 제조될 수 있다.
슬라브 재가열
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.
재가열 온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서의 석출물 생성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 반면, 그 온도가 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하된다.
열간압연
재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 20~50%의 압하율로 열간압연하고, 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn의 온도범위로 압연종료할 수 있다.
열간압연 온도가 1150℃를 초과하면 강판의 온도가 과도하게 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위하게 된다. 반면, 그 온도가 800℃ 미만이면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠지게 되며, 오스테나이트 온도역 이하의 온도에서 압연되면 불균일한 미세조직이 더욱 심하게 발달하게 된다. 이로 인해 성형 시 불균일한 부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉬워지며 연성도 감소하는 문제가 있다.
압연종료온도가 Tn을 초과하면 강의 미세조직이 조대하고 불균일해지며, 그 온도가 Tn-50 미만이면 강판의 두께가 15~25mm에 해당하는 극후물 고강도강에 있어서 온도가 상대적으로 낮은 표층부에서 페라이트 상변태 촉진으로 인해 미세한 페라이트 상분율은 증가하나 연신된 결정립 형상을 갖게 되어 균열이 빠르게 전파하는 원인이 되며, 중심부에는 불균일한 미세조직이 잔존할 수 있어 내구성이 불리하게 된다.
본 발명의 관계식 2에 의해 결정되는 압연종료온도는 열간압연 종료 시점의 열연강판의 온도를 의미한다.
[관계식 2]
Tn = 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
(상기 관계식 2의 Tn의 단위는 ℃이고, [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti] 및 [Si]은 해당 합금원소의 중량%)
(상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께(mm))
열간압연 온도범위 내에서 압하량은 20~50%일 수 있다.
압하량이 20% 미만이면 재결정 지연 효과를 얻기 어려워 불균일한 조대립이 형성되기 쉽고, 압하량이 50%를 초과하면 지나치게 연신된 미세조직이 형성되어 탄화물이 입계를 따라 형되면 성형 시 입계를 따라 균열이 발생하기 쉽다. 또한, 미세한 석출물도 감소하여 석출강화 효과도 감소하게 된다.
1차 냉각 및 권취
상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CRMin 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 후 권취할 수 있다.
열간압연 직후에서 냉각종료온도까지의 온도영역은 냉각 중 페라이트 상변태가 발생하는 온도구간에 해당되며, 두께 중심부의 냉각속도가 압연판 두께 표층부에 비해 느리기 때문에 두께 중심부에서 조대한 페라이트상과 조대한 탄화물이 형성되어 불균일한 미세조직을 갖게 된다. 따라서, 이를 억제하도록 본 발명에서는 특정 냉각속도(CRMin)보다 빠르게 냉각하여야 한다. 단, 상기 온도영역에서의 평균 냉각속도가 80℃/sec를 초과하면 표층부와 심층부간 냉각속도 차이가 과도하게 커져 표층부와 심층부간 경도차이가 크게 증가하므로 성형성과 내구성이 열위하게 된다.
본 발명의 관계식 3에 의해 결정되는 냉각속도는 열간압연 후 열연강판의 냉각속도를 의미한다.
[관계식 3]
CRMin = 76.6 - 157x[C] - 25.2x[Si] - 14.1x[Mn] - 27.3x[Cr] + 61x[Ti] + 448x[Nb]
(상기 관계식 3의 CRMin의 단위는 ℃/s이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%)
냉각종료온도 및 권취온도가 550℃를 초과하면 펄라이트상이 밴드조직으로 형성되거나 조대한 탄화물이 다량 형성되어 강의 성형성 및 내구성이 열위해지며, 그 온도가 450℃ 미만이면 마르텐사이트상 및 MA상이 과도하게 형성되어 성형성 및 내구성이 열위하게 된다.
2차 냉각
상기 권취된 강판을 상온~200℃의 온도범위까지 2차 냉각할 수 있으며, 상기 2차 냉각은 공냉 또는 수냉일 수 있다.
본 발명에서 공냉은 냉각속도가 0.001~10℃/hour로 상온의 대기 중에 냉각하는 것을 의미한다. 냉각속도가 10℃/hour을 초과해도 상기의 권취온도 및 1차 냉각조건을 준수하면 강 중 일부 미변태된 상이 MA상으로 변태되는 것을 억제할 수 있으므로 수냉을 해도 무방하다. 본 발명에서 수냉은 상온의 수조에 코일을 장입하여 냉각하는 것을 의미한다. 다만, 냉각속도가 0.001℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열 및 보열 설비 등이 필요하여 경제적으로 불리하므로, 냉각속도의 하한은 0.001℃/hour일 수 있다.
상기와 같이 제조된 본 발명의 강판은 10mm 이상의 두께를 가지는 후물 강판이며, 보다 바람직하게는 15mm 이상의 두께를 가질 수 있으며, 두께의 상한이 25mm인 후물 강판일 수 있다. 본 발명의 강판은 두께 단면에 수직인 임의의 선을 기준으로, 시편의 표층 직하 0.5mm 지점부터 이면 표층 직하 0.5mm 지점까지 0.5mm 간격으로 측정한 평균 경도 값과 최대 경도 값의 차가 20Hv 이하이며, 보다 상세하게는 평균 경도 값은 160~300Hv일 수 있다. 또한, 항복강도와 연신율의 곱 (YSxT-El)의 값이 16000MPa·%이상으로, 고강도이면서 성형성이 우수한 특성을 구비할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
하기 표 1에 각 강종의 강 조성과 최종 열연판의 두께를 나타내었다. 하기 표 2에는 표 1에 나타낸 강종들에 대하여 압연종료온도(FDT), 압하량(%)의 총합, 권취온도(CT), 열간압연 후 냉각종료온도인 권취온도까지의 냉각속도(CR*), 관계식 2에서 정의되는 Tn, Tn-50 및 관계식 3에서 정의되는 최소냉각속도(CRMin)의 값을 나타내었다. 표 2에 개시되지 않은 재가열 온도는 1250℃로, 열간압연 온도는 800~1150℃로, 권취 후 강판의 냉각속도는 1℃/hour로 동일하게 적용하였다.
Figure PCTKR2021014695-appb-img-000001
[관계식 1]
R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
[C]* = [C] - [C]xQ
Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
(상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
Figure PCTKR2021014695-appb-img-000002
[관계식 2]
Tn = 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
(상기 관계식 2의 Tn의 단위는 ℃이고, [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti] 및 [Si]은 해당 합금원소의 중량%)
(상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께(mm))
[관계식 3]
CRMin = 76.6 - 157x[C] - 25.2x[Si] - 14.1x[Mn] - 27.3x[Cr] + 61x[Ti] + 448x[Nb]
(상기 관계식 3의 CRMin의 단위는 ℃/s이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%)
하기 표 3 및 4에는 강종의 미세조직 특징과 기계적 성질을 나타내었다.
표 3의 미세조직은 열연판 표층 직하 0.5mm 지점과 심층부에서 분석한 결과이다. 본 발명에서 표층부는 두께(t) 기준 0~t/4의 범위를 의미하며, 심층부는 t/4~t/2의 범위(t/4는 포함하지 않음)를 의미한다. 표 3의 표층부 미세조직은 표층 직하 0.5mm, 심층부 미세조직은 두께 중심부인 t/2에서 분석한 결과이다. MA상의 면적분율 측정은 Lepera 에칭법으로 에칭한 후 광학현미경과 Image분석기를 이용하였으며, 1000배율에서 분석한 결과이다. Martensite & Austenite상(MA), Ferrite상(F), Bainite상(B) 및 Pearlite상(P)의 면적분율은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 3000배와 5000배율에서 분석한 결과이다. 여기서, 페라이트(F)는 등축정 형상을 갖는 폴리고날 페라이트며, 베이나이트(B)는 베이나이트와 침상형 페라이트, 베이니틱 페라이트 등 저온역에서 관찰되는 페라이트상을 의미한다. 또한, 펄라이트(P)의 면적분율은 펄라이트와 0.5㎛ 이상의 탄화물의 면적분율의 합을 의미한다.
표 4의 YS, TS 및 T-El은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴연신율을 의미하며, JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 평행하게 시편을 채취하여 시험한 결과이다. 또한, 시편의 단면에서의 경도를 측정하여 함께 나타내었다. 경도 측정은 시편의 두께 단면에 수직인 임의의 선을 기준으로, 시편의 표층 직하 0.5mm 지점부터 이면 표층 직하 0.5mm 지점까지 0.5mm 간격으로 Micro-vickers 시험기로 측정하였으며, 하중은 500g을 적용하였다. 표 4에는 측정된 경도 값 중 두께 단면에서의 최대 경도 값과 평균 경도 값을 나타내었으며, 두 경도 값의 차를 나타내었다. Peak(개수)는 두께 지점의 경도 값과 평균 경도 값의 차이가 20Hv가 넘는 부분의 개수를 의미한다.
Figure PCTKR2021014695-appb-img-000003
Figure PCTKR2021014695-appb-img-000004
본 발명에서 제안한 합금조성, 제조방법 및 관계식 1 내지 3을 만족하는 발명강 1 내지 7은 표 4에서 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 목표로 하는 기계적 성질을 모두 확보하였다.
도 1은 발명강과 비교강의 항복강도와 연신율의 곱과 두께 단면 평균 경도 값과 최대 경도 값의 차를 나타낸 것으로, 발명강은 경도 값의 차이가 20Hv 이하이고, YS x T-El의 값이 16000MPa·% 이상인 것을 확인할 수 있다.
도 2 및 3은 각각 발명강과 비교강의 두께 단면에서의 경도 값 분포를 나타낸 것이다. 비교강의 경우 두께 중심부의 경도 값이 표층부와 비교하여 상대적으로 낮게 나타나며, 두께 위치에 따른 차이도 크게 나타나는 것을 확인할 수 있다.
비교강 1 내지 4는 본 발명에서 제안한 관계식 1을 만족하지 못한 경우로 비교강 1은 C 함량이 본 발명의 범위를 만족하였으나, 편석을 고려한 관계식 1의 제안범위를 초과한 경우이다. 따라서, 미세조직 중 심층부와 표층부에 걸쳐 과도한 펄라이트가 형성되었으며 두께방향으로의 경도 측정 시 국부적으로 높은 경도차를 나타내었다. 연성 또한 부족하여, 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어난 결과를 나타내었다. 비교강 2 및 3은 본 발명에서 제안한 Mn의 성분범위를 벗어났으며 동시에 관계식 1을 만족하지 못한 경우이다. 비교강 2는 Mn의 함량이 적어 압연판 두께방향으로의 편석이나 조대 탄화물 및 불균일한 펄라이트는 형성되지 않았으나, 항복강도 및 인장강도가 부족하여 본 발명에서 목적하는 성질을 갖지 못하였다. 비교강 3은 Mn 함량이 과도하여 경화능이 높아 표층부에서는 베이나이트가 형성된 반면에, 심층부에서는 펄라이트가 과도하게 형성되었으며, 연신된 MnS 개재물도 관찰되었다. 특히, 두께방향으로의 경도 측정 시, 국부적으로 높은 경도차를 나타내었고 연성도 부족하였다. 비교강 4는 P 함량에 있어서, 본 발명에서 제안하는 범위를 벗어났으며 동시에 관계식 1을 만족하지 못 한 경우이다. 비교강 4의 미세조직은 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하였고, 강도 및 연신율도 양호하였으나, 경도 측정 시 일부분에서 국부적인 경도차를 나타내었으며, 이는 부품 제조 후 사용 시 취성이 발생할 가능성이 높은 문제가 있다.
비교강 5는 관계식 1을 만족하였으나 본 발명의 Si 함량 범위를 만족하지 못한 경우로, 미세조직 중 표층부에 조대한 페라이트가 형성되었으며, 표층부와 심층부에 MA상도 형성된 것을 확인하였다. 또한 표층부에서 다소 낮은 경도 값을 나타내었고, 항복강도와 연신율의 곱에 있어서 본 발명이 목적하는 범위를 벗어났다. 이는 과도한 Si 첨가로 상변태 온도가 상승하여 열간압연 중 표층부에 페라이트가 형성되어 2상역 압연되고 일부 미변태된 페라이트가 MA상으로 형성되었기 때문이다.
비교강 6은 본 발명의 합금성분 범위를 만족하였으나, 관계식 1을 충족하지지 못한 경우이다. 이 경우, 성분의 편석은 관찰되지 않았고, 미세조직 중 MA상과 조대한 탄화물도 거의 형성되지 않았으며 입계 주변에 미세한 펄라이트만이 관찰되었다. 따라서, 두께방향으로의 경도분포도 비교적 균일하였다. 다만, 본 발명에서 목표로 하는 강도 값을 확보하지 못하였다.
비교강 7과 8은 관계식 2와 압하율을 만족하지 못한 경우이다. 비교강 7은 관계식 2를 만족하는 온도범위에서 압연이 종료되었으나, 압하율이 부족하여 냉각 시, 불균일 미세조직이 형성된 경우이다. 따라서, 미세조직의 구성상 분율은 본 발명을 만족하였으나 페라이트 기지조직 중 조대립이 혼재되어 낮은 항복강도를 나타내었다. 이와 같은 미세조직을 갖는 강은 부품의 사용 중 내구성이 열위해질 우려가 있다. 비교강 8은 관계식 2 및 압하율 조건을 모두 만족하지 못한 경우로, 압하량이 커 압연 중 재결정 지연으로 인해 표층부에는 과도하게 연신된 미세조직이 형성된 반면, 심층부에는 등축정 페라이트와 펄라이트가 주로 형성되어 두께 위치에 따라 불균일한 미세조직으로 구성되었으며, 이는 부품의 내구성을 열위하게 하는 원인이 되며, 또한 연신율도 열위한 것을 확인할 수 있었다.
비교강 9 및 10은 권취온도 조건을 만족하지 못한 경우이다. 비교강 9는 냉각종료온도 및 권취온도가 본 발명에서 제안하는 온도범위보다 높은 경우로, 펄라이트가 국부적으로 형성되었으며 특히, 심층부에는 펄라이트 밴드조직이 관찰되었다. 이로 인해 두께방향으로의 경도 측정 시 국부적으로 높은 경도차를 나타내었다. 비교강 10은 냉각종료온도 및 권취온도가 본 발명에서 제안하는 범위보다 낮게 제조된 경우이다. 비교강 10은 표층부 미세조직 중 베이나이트가 과도하게 많이 형성되었으며 연신율이 부족하였다.
비교강 11은 냉각속도 관계식 3의 냉각속도 조건을 만족하지 못한 경우로, 열간압연 후 냉각 시 냉각속도가 본 발명의 범위보다 낮은 경우로 두께 심층부에서 펄라이트 및 조대 탄화물이 형성되어 국부적으로 높은 경도차를 나타내었다.
비교강 12 및 13은 압하량 및 냉각종료온도 조건을 만족하지 못한 경우이다. 비교강 12는 열간압연 시 재결정 지연되는 온도영역에서 압하량이 부족하였으며, 권취온도도 낮아 페라이트의 결정립 크기가 불균일하였으며 표층부 미세조직 중 베이나이트가 과도하게 형성되었다. 또한 두께 심층부에는 국부적으로 펄라이트도 관찰되었으며 이로 인해 연신율이 낮았다. 비교강 13은 재결정 지연되는 온도영역에서 압하량이 부족하였으며, 권취온도는 높았고, 냉각속도는 관계식 3을 만족하지 못한 경우이다. 이로 인해 미세조직이 불균일하고 펄라이트가 밴드조직으로 형성되었으며, 항복강도가 낮은 것을 확인하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (9)

  1. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.005~1.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Ti: 0.005~0.11%, Nb: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3~1.0을 만족하고,
    단면을 기준으로, 0~t/4의 범위의 표층부(여기서, t는 강판의 두께를 의미함)와 t/4~t/2의 범위의 심층부(t/4는 포함하지 않음)는 각각 면적%로, 페라이트와 베이나이트를 합으로 90% 이상, 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물을 5% 미만, MA상(Martensite & Austenite)을 5% 미만을 미세조직으로 포함하고,
    항복강도와 연신율의 곱(YSxT-El)은 16000MPa·% 이상이며,
    두께가 10mm 이상인 후물 강판.
    [관계식 1]
    R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
    [C]* = [C] - [C]xQ
    Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
    (상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 두께는 15mm 이상인 후물 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 심층부에서 면적%로, 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 3% 이하 및 상기 MA상은 3% 이하인 후물 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 표층부에서 면적%로, 상기 베이나이트는 20% 이하, 상기 펄라이트 및 직경 0.5㎛ 이상의 탄화물은 2% 미만, 및 상기 MA상은 3% 이하인 후물 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판의 두께 단면에 수직인 임의의 선을 기준으로, 시편의 표층 직하 0.5mm 지점부터 이면 표층 직하 0.5mm 지점까지 0.5mm 간격으로 측정한 경도 값의 평균 경도 값과 최대 경도 값의 차가 20Hv 이하인 후물 강판.
  6. 중량%로, C: 0.05~0.15%, Si: 0.01~1.0%, Mn: 1.0~2.0%, Cr: 0.005~1.0%, Al: 0.01~0.1%, P: 0.001~0.02%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Ti: 0.005~0.11%, Nb: 0.005~0.07%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에서 정의되는 R 값이 0.3~1.0을 만족하는 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 800~1150℃의 온도범위에서 20~50%의 압하율로, 두께가 10mm 이상이 되도록 열간압연하고, 하기 관계식 2에서 정의되는 Tn-50~Tn의 온도범위로 압연종료하는 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 450~550℃의 온도범위까지 하기 관계식 3에서 정의되는 CRMin 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 후 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 강판을 2차 냉각하는 단계를 포함하는 후물 강판 제조방법.
    [관계식 1]
    R = [C]* + 0.7x[Mn] + 8.5x[P] + 7.5x[S] - 0.9x[Si] - 1.5x[Nb]
    [C]* = [C] - [C]xQ
    Q = ([Nb]/93 + [Ti]/48)/([C]/12)
    (상기 관계식 1의 [C], [Mn], [P], [S], [Si], [Nb] 및 [Ti]은 해당 합금원소의 중량%)
    [관계식 2]
    Tn = 730 + 92x[C] + 70x[Mn] + 45x[Cr] + 650x[Nb] + 410x[Ti] - 80x[Si] - 1.4x(t-8)
    (상기 관계식 2의 Tn의 단위는 ℃이고, [C], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti] 및 [Si]은 해당 합금원소의 중량%)
    (상기 관계식 2의 t는 최종 압연판재의 두께(mm))
    [관계식 3]
    CRMin = 76.6 - 157x[C] - 25.2x[Si] - 14.1x[Mn] - 27.3x[Cr] + 61x[Ti] + 448x[Nb]
    (상기 관계식 3의 CRMin의 단위는 ℃/s이고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti] 및 [Nb]은 해당 합금원소의 중량%)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 재가열은 1200~1350℃의 온도범위에서 행하는 후물 강판 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 1차 냉각 시, 냉각속도가 80℃/sec 이하인 후물 강판 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 2차 냉각 시, 상온~200℃의 온도범위까지 공냉 또는 수냉하는 후물 강판 제조방법.
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