WO2022108220A1 - 고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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WO2022108220A1
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박경수
손창영
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet, a hot-rolled steel sheet, and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a hot-rolled steel sheet, a hot-rolled steel sheet, and a method for manufacturing the same having physical properties suitable for a steel building material.
  • High-strength hot-rolled steel sheet and hot-rolled plated steel sheet are mainly used as structural materials for support.
  • high-strength hot-rolled plated steel sheet has excellent deformation resistance and corrosion resistance, and has excellent economic feasibility compared to cold-rolled plated steel sheet. have.
  • Patent Documents 1 to 4 disclose a technique for securing the strength of a steel sheet by precipitation strengthening by the addition of alloying elements. These are made using a conventional HSLA (High Strength Low Alloy Steel) manufacturing method, and alloying elements such as Ti, Nb, V and Mo must be added. Therefore, since expensive alloying elements must be necessarily added, it is not preferable in terms of manufacturing cost, and such alloying elements have a problem in that it is impossible to manufacture thin materials by weighting the rolling load.
  • HSLA High Strength Low Alloy Steel
  • Patent Documents 5 to 7 disclose a technique for securing strength by using a dual phase of ferrite and martensite, or using a composite structure of ferrite, bainite, martensite, and retained austenite.
  • ferrite and retained austenite have advantages in terms of workability, they are accompanied by disadvantages in terms of yield strength, and there is a technical difficulty in securing suitable strength as a structural material.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2005-0113247 (published on Dec. 1, 2005)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-322542 (published on Aug. 1, 2002)
  • Patent Document 3 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2006-161112 (published on June 22, 2006)
  • Patent Document 4 Korean Patent Publication No. 10-2006-0033489 (published on April 19, 2006)
  • Patent Document 5 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2005-298967 (published on October 27, 2005)
  • Patent Document 6 US Patent Publication No. 2005-0155673 (published on Jul. 21, 2005)
  • Patent Document 7 European Patent Publication No. 1396549 (published on March 10, 2004)
  • a high-strength thin hot-rolled steel sheet and a hot-rolled plated steel sheet, and a manufacturing method thereof may be provided.
  • the hot-rolled steel sheet in weight %, carbon (C): 0.1 to 0.25%, manganese (Mn): 0.2 to 2.0%, silicon (Si): 0.3% or less, aluminum (Al): 0.05 % or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.05%, boron (B): 0.0005 to 0.005%, Niobium (Nb): 0.01% or less, Molybdenum (Mo): 0.1% or less, Vanadium (V): 0.1% or less, including the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities, 55-90% of bainite by volume fraction and 10 to 45% of ferrite as a microstructure, and the number of carbides having a long axis of 25 to 500 nm among carbides present in the bainite per unit area is 3 * 10 6 pieces
  • the hot-rolled steel sheet by volume fraction, 10% or less (including 0%) of pearlite, 1% or less (including 0%) of martensite, and 1% or less (including 0%) of retained austenite is fine organization can be included.
  • the average packet size of the bainite may be 50 to 200% of the average grain size of the ferrite.
  • the hot-rolled steel sheet may satisfy Relational Expression 1 below.
  • [Ti], [Nb], and [V] mean the contents (wt%) of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) contained in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • the hot-rolled steel sheet may further include, by weight, chromium (Cr): 0.2% or less.
  • the bendability (R/t) of the hot-rolled steel sheet may be 1.0 or less.
  • the yield strength (YS) of the hot-rolled steel sheet may be 550 MPa or more, and the tensile strength (TS) may be 650 MPa or more.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 3 mm or less (excluding 0 mm).
  • a hot-rolled steel sheet includes a base steel sheet and a plating layer formed on at least one surface of the base steel sheet, wherein the base steel sheet is the hot-rolled steel sheet, and the plating layer is zinc, aluminum, zinc-based alloy, aluminum-based It may be any one plating layer selected from among alloys.
  • the method of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention is, by weight, carbon (C): 0.1 to 0.25%, manganese (Mn): 0.2 to 2.0%, silicon (Si): 0.3% or less, aluminum (Al) ): 0.05% or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.05%, boron (B): 0.0005 to 0.005%, niobium (Nb): 0.01% or less, molybdenum (Mo): 0.1% or less, vanadium (V): 0.1% or less, a slab heating step of heating the slab containing the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities; A hot rolling step of hot-rolling the heated slab to a rolling end temperature (T fm ) that satisfies the following Relational Equation 3 to provide a steel sheet;
  • [Ti] and [Nb] mean the contents (wt%) of titanium (Ti) and niobium (Nb) contained in the slab, respectively, and t means the thickness (mm) of the hot-rolled steel sheet .
  • T fm means the rolling end temperature (T fm ) of the hot rolling step.
  • [C] and [Mn] mean the content (wt%) of carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively.
  • T 2 is the second cooling stop temperature (T 2 ) of the second cooling step
  • [C] and [Mn] are carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively. of the content (% by weight).
  • the first cooling rate may be 5-50°C/s
  • the third cooling rate may be 5-50°C/s.
  • the slab may satisfy Relational Expression 1 below.
  • [Ti], [Nb] and [V] mean the contents (wt%) of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) contained in the slab, respectively.
  • the slab may further include, by weight, chromium (Cr): 0.2% or less.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet may be 3mm or less.
  • a method of manufacturing a hot-rolled plated steel sheet according to an aspect of the present invention comprising the steps of preparing a base steel sheet; and a plating step of forming a plating layer on at least one surface of the base steel sheet by any one method selected from a hot-dip plating method, an electroplating method, and a plasma method, wherein the base steel sheet is provided by the manufacturing method of the hot-rolled steel sheet, ,
  • the plating layer may be any one plating layer selected from zinc, aluminum, a zinc-based alloy, and an aluminum-based alloy.
  • a hot-rolled steel sheet, a hot-rolled steel sheet, and a manufacturing method thereof that can be thinned in terms of weight reduction while having high strength characteristics suitable as a structural material for high strength support.
  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet, a hot-rolled plated steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • a hot-rolled steel sheet a hot-rolled plated steel sheet
  • a manufacturing method thereof a manufacturing method thereof.
  • preferred embodiments of the present invention will be described. Embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the present embodiments are provided in order to further detailed the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • the hot-rolled steel sheet in weight %, carbon (C): 0.1 to 0.25%, manganese (Mn): 0.2 to 2.0%, silicon (Si): 0.3% or less, aluminum (Al): 0.05 % or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.05%, boron (B): 0.0005 to 0.005%, Niobium (Nb): 0.01% or less, Molybdenum (Mo): 0.1% or less, Vanadium (V): 0.1% or less, including the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities, 55-90% of bainite by volume fraction and 10 to 45% of ferrite as a microstructure, and the number of carbides having a long axis of 25 to 500 nm among carbides present in the bainite per unit area is 3 * 10 6 pieces
  • the hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention in weight %, carbon (C): 0.1 to 0.25%, manganese (Mn): 0.2 to 2.0%, silicon (Si): 0.3% or less, aluminum (Al): 0.05 % or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.05%, boron (B): 0.0005 to 0.005%, Niobium (Nb): 0.01% or less, Molybdenum (Mo): 0.1% or less, Vanadium (V): 0.1% or less, the remainder including iron (Fe) and unavoidable impurities, and 0.2 wt% or less of chromium (Cr) more may include
  • Carbon (C) is an element that effectively contributes to improving the strength of the steel sheet.
  • carbon (C) is also an element that requires appropriate addition in order to secure the microstructure to be implemented in the present invention. Therefore, in order to secure a desired level of strength and a desired level of bainite fraction upon cooling after hot rolling, in the present invention, 0.1% or more of carbon (C) may be added.
  • the lower limit of the preferable carbon (C) content may be 0.12%, and the lower limit of the more preferable carbon (C) content may be 0.14%.
  • a preferable upper limit of the carbon (C) content may be 0.24%, and a more preferable upper limit of the carbon (C) content may be 0.23%.
  • Manganese (Mn) is not only an element that improves the strength and hardenability of steel, but also combines with sulfur (S), which is inevitably contained during the manufacturing process of steel, to form MnS, effectively contributing to suppressing cracks caused by sulfur (S) It is also an element that Accordingly, the present invention may contain 0.2% or more of manganese (Mn).
  • a preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.3%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 0.4%.
  • the present invention may limit the manganese (Mn) content to 2.0% or less.
  • the upper limit of the preferable manganese (Mn) content may be 1.9%, and the upper limit of the more preferable manganese (Mn) content may be 1.8%.
  • silicon (Si) is an element that not only acts as a deoxidizer, but also effectively contributes to the strength improvement of the steel sheet, in the present invention, silicon (Si) may be added to achieve such an effect.
  • a preferred lower limit of the silicon content may be 0.01%, and a more preferred lower limit of the silicon content may be 0.02%.
  • the present invention limits the content of silicon (Si) to 0.3% or less can do.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.2%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 0.1%.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in steel, and in the present invention, aluminum (Al) may be added for this effect.
  • a preferable lower limit of the aluminum (Al) content may be 0.005%, and a more preferable lower limit of the aluminum (Al) content may be 0.01%.
  • the present invention may limit the aluminum (Al) content to 0.05% or less.
  • the upper limit of the preferable aluminum (Al) content may be 0.04%.
  • Phosphorus (P) is an impurity element that is unavoidably contained in steel, and is an element that is organized at grain boundaries to reduce the toughness of steel. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible, and it is advantageous to limit the theoretical phosphorus (P) content to 0%. However, in consideration of the content unavoidably contained in the manufacturing process, the present invention may limit the phosphorus (P) content to 0.05% or less. A preferred upper limit of the phosphorus (P) content may be 0.04%, and a more preferred phosphorus (P) content may be 0.03%.
  • Sulfur (S) is an impurity unavoidably contained in steel, and reacts with manganese (Mn) to form MnS to increase the content of precipitates and to embrittle the steel. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible, and in theory, it is advantageous to limit the content of sulfur (S) to 0%. However, in consideration of the content unavoidably contained in the manufacturing process, the present invention may limit the content of sulfur (S) to 0.03% or less.
  • the upper limit of the preferable sulfur (S) content may be 0.02%, and the upper limit of the more preferable sulfur (S) content may be 0.01%.
  • Nitrogen (N) is an impurity that is unavoidably contained in steel, and is an element that causes cracks in the slab by making nitrides during continuous casting. Therefore, it is preferable to control the content as low as possible, and in theory, it is advantageous to limit the content of nitrogen (N) to 0%. However, in consideration of the content unavoidably contained in the manufacturing process, the present invention may limit the content of nitrogen (N) to 0.01% or less. A preferable nitrogen (N) content may be 0.008% or less, and a more preferable nitrogen (N) content may be 0.006% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that combines with carbon (C) or nitrogen (N) to form carbides and nitrides. In the present invention, it was attempted to secure hardenability by adding boron (B). At this time, titanium (Ti) is combined with nitrogen (N) before boron (B) is combined with nitrogen (N). The addition effect can be improved. In the present invention, titanium (Ti) of 0.005% or more may be added to achieve this effect. A preferred lower limit of the titanium (Ti) content may be 0.01%, and a more preferred lower limit of the titanium (Ti) content may be 0.015%.
  • the present invention may limit the titanium (Ti) content to 0.05% or less.
  • a preferred lower limit of the titanium (Ti) content may be 0.04%, and a more preferred lower limit of the titanium (Ti) content may be 0.03%.
  • Boron (B) is an element that plays an important role in improving the hardenability of the steel sheet, and is an element that suppresses the transformation of ferrite or pearlite when cooling after rolling is completed. In the present invention, 0.0005% or more of boron (B) may be added to achieve this effect. A preferable lower limit of the content of boron (B) may be 0.0007%, and a more preferable lower limit of the content of boron (B) may be 0.001%. However, when the amount of boron (B) added exceeds a certain level, there is a problem in that the excessively added boron (B) binds with iron (Fe) to weaken the grain boundary. can be limited to 0.005% or less. A preferable upper limit of the content of boron (B) may be 0.004%, and a more preferable upper limit of the content of boron (B) may be 0.003%.
  • Niobium (Nb), molybdenum (Mo), and vanadium (V) are elements that react with carbon (C) or nitrogen (N) to form precipitates such as carbides and nitrides.
  • C carbon
  • N nitrogen
  • the present invention intends to suppress the addition of niobium (Nb), molybdenum (Mo) and vanadium (V), and even if it is unavoidably added, the contents of niobium (Nb), molybdenum (Mo) and vanadium (V) are each 0.01% or less, 0.1% or less, or 0.01% or less.
  • the upper limit of the content of niobium (Nb) and molybdenum (Mo) may be 0.005% and 0.01%, respectively.
  • the contents of niobium (Nb), molybdenum (Mo) and vanadium (V) may each be 0%, and the lower limit thereof may be 0.0005%, respectively.
  • [Ti], [Nb], and [V] mean the contents (wt%) of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) contained in the hot-rolled steel sheet, respectively.
  • Relation 1 is a condition for providing a thin steel sheet having high strength characteristics and high formability characteristics. That is, when the content of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) does not satisfy Relation 1, hot rolling must be inevitably performed at a high temperature for the production of thin materials, as well as the aspect ratio (long axis) of the carbide. /shortening) may exceed the desired level, resulting in inferior bendability (R/t).
  • chromium (Cr) is an element contributing to the improvement of hardenability of steel
  • chromium (Cr) may be selectively added to achieve this effect.
  • chromium (Cr) is an expensive element
  • excessive addition of chromium (Cr) is undesirable from an economic point of view, and excessive addition of chromium (Cr) may cause deterioration of weldability.
  • a preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.15%, and a more preferable upper limit of the chromium (Cr) content may be 0.1%.
  • the hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention may include remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention may contain 55 to 90% by volume of bainite and 10 to 45% by volume of ferrite, and 10% by volume or less (including 0%) of pearlite, 1% by volume It may further include at least one of martensite of less than (including 0%) and retained austenite of less than or equal to 1% by volume (including 0%).
  • Bainite is an effective microstructure for increasing strength
  • ferrite is a microstructure effective for securing ductility.
  • the fractions of bainite and ferrite need to be properly controlled. Therefore, in the present invention, the fraction of bainite can be controlled in the range of 55 to 90 vol%, and the fraction of ferrite can be controlled in the range of 10 to 45%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may contain one or more of pearlite, martensite, retained austenite, and other precipitates as a microstructure, but in terms of coexistence of high strength properties and excellent formability, the fraction is limited to a certain range or less can do.
  • the formability is deteriorated due to the formation of a complex structure, or the bainite fraction is reduced, so that it is difficult to secure strength.
  • martensite is advantageous in terms of securing strength but disadvantageous in terms of securing formability
  • the present invention may limit the fraction of martensite to 1% or less (including 0%).
  • Retained austenite is advantageous in terms of securing formability but disadvantageous in terms of securing yield strength, so the present invention may limit the fraction of retained austenite to 1% or less (including 0%).
  • the number of carbides having a long axis of 25 to 500 nm per unit area is preferably 3*10 6 pieces/mm 2 or more.
  • carbides with an excessively small particle size increase the rolling load during hot rolling, making thin film rolling difficult, and carbides with an excessively large particle size may adversely affect strength and ductility.
  • the number of carbides present in bainite is greater than or equal to a certain amount in order to secure strength. Therefore, in the hot-rolled steel sheet of the present invention, the number of carbides having a long axis of 25 to 500 nm among carbides present in bainite per unit area can be controlled to 3*10 6 pieces/mm 2 or more.
  • the shape of the carbide present in the bainite is also a factor that greatly affects the formability of the steel sheet, and the closer the shape of the carbide present in the bainite is to a spherical shape, the more advantageous it is to secure the formability of the steel sheet. Therefore, the present invention can limit the average aspect ratio (long axis/short axis) of carbides present in bainite to 2.0 or less in terms of securing formability.
  • the average packet size of bainite can be controlled to a level of 50 to 200% of the average grain size of ferrite. .
  • the hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention may be a thin material having a thickness of 3 mm or less (excluding 0 mm), yield strength (YS) of 550 MPa or more, tensile strength (TS) of 650 MPa or more, and bendability (R/t) of 1.0 or less ) can have
  • the yield strength and thickness of the steel sheet may satisfy the following relational expression 2 so as to meet the purpose of weight reduction according to high strength and thinning.
  • YS means the yield strength (MPa) of the hot-rolled steel sheet
  • t means the thickness (mm) of the hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention may be a hot-rolled plated steel sheet having a plating layer on at least one surface thereof.
  • the component of the plating layer provided in the hot-rolled steel sheet of the present invention is not particularly limited, and as a non-limiting example, it may be any one plating layer selected from among zinc, aluminum, a zinc-based alloy, and an aluminum-based alloy.
  • the zinc-based alloy plating layer may be a plating layer containing at least one selected from aluminum (Al), magnesium (Mg), nickel (Ni), and iron (Fe) and zinc (Zn) as the balance.
  • the aluminum-based alloy plating layer may be a plating layer including at least one selected from silicon (Si), magnesium (Mg), nickel (Ni), and iron (Fe) and aluminum (Al) as the balance.
  • the method of manufacturing a hot-rolled steel sheet according to another aspect of the present invention is, by weight, carbon (C): 0.1 to 0.25%, manganese (Mn): 0.2 to 2.0%, silicon (Si): 0.3% or less, aluminum ( Al): 0.05% or less, phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.03% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, titanium (Ti): 0.005 to 0.05%, boron (B): 0.0005 ⁇ 0.005%, niobium (Nb): 0.01% or less, molybdenum (Mo): 0.1% or less, vanadium (V): 0.1% or less, a slab heating step of heating the slab containing the remaining iron (Fe) and unavoidable impurities; A hot rolling step of hot-rolling the heated slab to a rolling end temperature (T fm ) that satisfies the following Relational Equation 3 to provide a steel sheet; a first
  • [Ti] and [Nb] mean the contents (wt%) of titanium (Ti) and niobium (Nb) contained in the slab, respectively, and t means the thickness (mm) of the hot-rolled steel sheet .
  • T fm means the rolling end temperature (T fm ) of the hot rolling step.
  • [C] and [Mn] mean the content (wt%) of carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively.
  • T 2 is the second cooling stop temperature (T 2 ) of the second cooling step
  • [C] and [Mn] are carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively. of the content (% by weight).
  • a steel slab having a predetermined component is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the alloy composition of the hot-rolled steel sheet, the description of the alloy composition of the steel slab is replaced with the description of the alloy composition of the hot-rolled steel sheet.
  • the prepared steel slab can be heated in a certain temperature range, and the heating method and heating temperature of the steel slab are not particularly limited at this time.
  • the heating temperature of the steel slab may be in the range of 1100 ⁇ 1350 °C.
  • the heating temperature of the steel slab is less than 1100°C, there is a possibility of hot-rolling in a temperature section below the target finish hot rolling temperature range. This is because there is a possibility that this may occur or that the scale may be formed thickly on the slab surface layer.
  • hot rolling it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm or less (except 0 mm) by performing hot rolling after heating the steel slab. If the temperature of the heated steel slab is a temperature at which normal hot rolling can be performed, hot rolling can be performed as it is without reheating in particular, and the temperature of the heated steel slab is the temperature at which normal hot rolling can be performed. If the temperature is lower, hot rolling may be performed after reheating.
  • the end temperature (T fm ) of the hot rolling during hot rolling satisfies the following relational expression (3).
  • the rolling temperature is excessively low, the rolling load is increased to decrease the rolling performance, or surface roughness due to rolling roll fatigue is induced, and there is a possibility that the aspect ratio of the carbide may deviate from the desired level due to low temperature rolling. to be.
  • [Ti] and [Nb] mean the contents (wt%) of titanium (Ti) and niobium (Nb) contained in the slab, respectively, and t means the thickness (mm) of the hot-rolled steel sheet .
  • the hot-rolled steel sheet may be cooled at a first cooling rate (V C1 ) to a first cooling stop temperature (T 1 ) satisfying the following relational expression (4).
  • T fm means the rolling end temperature (T fm ) of the hot rolling step.
  • the present invention can limit the lower limit of the first cooling stop temperature (T 1 ) to T fm (°C) -80 °C.
  • the present invention may limit the upper limit of the first cooling stop temperature (T 1 ) to T fm (°C)-5 °C.
  • the first cooling rate (V C1 ) may be any cooling rate applied to normal slow cooling, but may be limited to a range of 5 to 50° C./s in terms of preventing a defect in the shape of a steel sheet and securing a desired microstructure.
  • the first cooled steel sheet may be cooled at a second cooling rate (V C2 ) to a second cooling stop temperature (T 2 ) satisfying the following relational expression (5).
  • [C] and [Mn] mean the content (wt%) of carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively.
  • the present invention may limit the upper limit of the second cooling stop temperature (T 2 ) to 750-270*[C]-90*[Mn].
  • the second cooling is preferably performed at a faster rate than that of the first cooling, and a more preferred second cooling rate (V C2 ) may be in the range of 50 to 500° C./s.
  • V C2 the second cooling rate
  • V C2 the transformation into ferrite or pearlite increases, and thus a decrease in strength may be induced.
  • additional equipment is required to implement a cooling rate of more than 500° C./s, it is not preferable in terms of economical efficiency.
  • the second cooled steel sheet may be cooled at a third cooling rate (V C3 ) to a third cooling stop temperature (T 3 ) that satisfies the following relational expression 6, and then wound at the third cooling stop temperature (T 3 ) .
  • T 2 is the second cooling stop temperature (T 2 ) of the second cooling step
  • [C] and [Mn] are carbon (C) and manganese (Mn) contained in the slab, respectively. of the content (% by weight).
  • the third cooling is a cooling step for controlling the winding temperature, and a third cooling stop lower than the second cooling stop temperature (T 2 ) at a third cooling rate (V C3 ) that is slower than the second cooling rate (V C2 ) Cooling to a temperature (T 3 ) may be performed.
  • a preferred third cooling rate (V C3 ) may be in the range of 5 to 50°C/s.
  • Heat treatment can be performed by heating and then maintaining the wound steel sheet.
  • heat treatment may be performed in a temperature range of 450 to 720 °C.
  • a plating layer may be formed on at least one surface of the heat-treated steel sheet.
  • the components and forming method of the plating layer of the present invention are not particularly limited, and may be interpreted as a concept including the components of the plating layer and the method of forming which are commonly provided in hot-rolled plated steel sheets.
  • the plating layer may be formed by any one method selected from a hot dip plating method, an electroplating method, and a plasma method, and the plating layer is any one plating layer selected from zinc, aluminum, a zinc-based alloy, and an aluminum-based alloy.
  • the hot-rolled steel sheet provided by the above-described manufacturing method may contain 55 to 90 vol% of bainite and 10 to 45 vol% of ferrite, 10 vol% or less (including 0%) of pearlite, 1 vol% or less (including 0%) of martensite and 1 vol% or less (including 0%) of retained austenite may be further included.
  • the carbides present in the bainite the number of carbides having a long axis of 25 to 500 nm per unit area may be 3 * 10 6 pieces/mm 2 or more, and the average aspect ratio (long axis / short axis) of the carbides present in the bainite is 2.0 or less.
  • the average packet size of bainite may be 50 to 200% of the average grain size of ferrite.
  • the hot-rolled steel sheet provided by the above-mentioned manufacturing method has a thickness of 3 mm or less (excluding 0 mm), and has a yield strength (YS) of 550 MPa or more, a tensile strength (TS) of 650 MPa or more, and a bendability (R/t) of 1.0 or less.
  • YS yield strength
  • TS tensile strength
  • R/t bendability
  • the yield strength and thickness of the hot-rolled steel sheet provided by the above-described manufacturing method may satisfy the following relational expression (2).
  • YS means the yield strength (MPa) of the hot-rolled steel sheet
  • t means the thickness (mm) of the hot-rolled steel sheet.
  • a hot-rolled steel sheet was manufactured by applying the process conditions of Table 2 below to the steel slab having the alloy composition of Table 1 below.
  • the remainder in Table 1 is iron (Fe) and unavoidable impurities, and the steel slab heating condition of 1200° C. was commonly applied.
  • F denotes ferrite
  • P denotes pearlite
  • B denotes bainite
  • M denotes martensite
  • R- ⁇ denotes retained austenite.
  • At least five electron microscope images of bainite present in different areas of each sample were obtained by increasing the magnification of the scanning electron microscope (SEM) by 5000. was calculated to measure the size, number density, and average aspect ratio of carbides.
  • the number density of carbides means the number density of carbides having a long axis of 25 to 500 nm.
  • Tensile strength and yield strength were measured by performing a tensile test in the L direction using DIN standards for each specimen. Bendability (R/t) was measured by applying a 90° V-bending bending test. After bending the specimen by 90° with a V-shaped jig having different curvatures (R), it was measured by checking whether cracks occurred in the bent part.
  • the specimens satisfying both the alloy composition and process conditions of the present invention had a yield strength (YS) of 550 MPa or more, a tensile strength (TS) of 650 MPa or more, and a bendability (R/t) of 1.0 or less.
  • the specimens that do not satisfy any one or more of the alloy composition or process conditions of the present invention have a yield strength (YS) of 550 MPa or more, a tensile strength (TS) of 650 MPa or more, and a bendability (R/t) of 1.0 or less. At the same time, you can confirm that you are not satisfied.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 부피분율로, 55~90%의 베이나이트 및 10~45%의 페라이트를 미세조직으로 포함하고, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상이며, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하일 수 있다.

Description

고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법
본 발명은 고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 강건재용으로 적합한 물성을 가지는 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
고강도 열연강판 및 열연 도금강판은 지지용 구조재로 주로 이용된다. 특히, 고강도 열연 도금강판은 우수한 변형저항성 및 내식성을 가지면서도, 냉연 도금강판 대비 우수한 경제성을 가지므로, 건축용 비계(construction scaffolding), 비닐하우스 구조재, 태양광 지지대 등의 강건재용 소재로 다양하게 이용되고 있다.
다만, 이와 같은 열연강판 또는 열연 도금강판에 대해 고강도 및 경량화 요구가 늘어나는 추세이지만, 현재까지는 구조재로서 적합한 물성을 가지는 열연강판 또는 열연 도금강판을 제공하기 위한 현실적인 방안이 제공되지 못한 실정이다.
특허문헌 1 내지 4는 합금원소의 첨가에 의한 석출강화로 강판의 강도를 확보하는 기술을 개시한다. 이들은 통상의 HSLA강(High Strength Low Alloy Steel)의 제조 방법을 이용한 것으로, Ti, Nb, V 및 Mo 등의 합금원소를 첨가해야 한다. 따라서, 고가의 합금원소를 필수적으로 첨가하여야 하므로 제조비용 측면에서 바람직하지 않으며, 이와 같은 합금원소들은 압연 부하를 가중시켜 박물재를 제조할 수 없는 문제점이 존재한다.
특허문헌 5 내지 7은 페라이트와 마르텐사이트의 이상 조직(dual phase)을 이용하거나, 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직을 활용하여 강도를 확보하는 기술을 개시한다. 그러나, 페라이트 및 잔류 오스테나이트는 가공성 측면에서는 이점이 있지만 항복강도 측면에서는 불이익을 수반하여, 구조재로서 적합한 강도를 확보하는데 기술적 어려움이 있다.
따라서, 지지용 구조재로서 적합한 고강도 특성을 가지면서도, 경량화 측면에서 박물화 가능한 열연강판 및 열연 도금강판에 대한 개발이 시급한 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 10-2005-0113247호 (2005.12.01. 공개)
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 2002-322542호 (2002.11.08. 공개)
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 2006-161112호 (2006.06.22. 공개)
(특허문헌 4) 한국 공개특허공보 10-2006-0033489호 (2006.04.19. 공개)
(특허문헌 5) 일본 공개특허공보 2005-298967호 (2005.10.27. 공개)
(특허문헌 6) 미국 공개특허공보 2005-0155673호 (2005.07.21. 공개)
(특허문헌 7) 유럽 공개특허공보 1396549호 (2004.03.10. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 고강도 박물 열연강판 및 열연 도금강판, 이들의 제조방법이 제공될 수 있다.
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 측면에 따른 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 부피분율로, 55~90%의 베이나이트 및 10~45%의 페라이트를 미세조직으로 포함하고, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상이며, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하일 수 있다.
상기 열연강판은, 부피분율로, 10% 이하(0% 포함)의 펄라이트, 1% 이하(0% 포함)의 마르텐사이트 및 1% 이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트 중의 1종 이상을 미세조직으로 포함할 수 있다.
상기 베이나이트의 평균 패킷 크기는 상기 페라이트의 평균 결정립 크기의 50~200%일 수 있다.
상기 열연강판은 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
30*[Ti]+100*[Nb]+5*[V]≤1.65
상기 관계식 1에서 [Ti], [Nb] 및 [V]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 열연강판은, 중량%로, 크롬(Cr): 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 열연강판의 굽힘가공성(R/t)은 1.0 이하일 수 있다.
상기 열연강판의 항복강도(YS)는 550MPa 이상이고, 인장강도(TS)는 650MPa 이상일 수 있다.
상기 열연강판의 두께는 3mm 이하(0mm 제외)일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연 도금강판은, 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 형성된 도금층을 구비하며, 상기 소지강판은 상기 열연강판이며, 상기 도금층은 아연, 알루미늄, 아연계 합금, 알루미늄계 합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 슬라브 가열 단계; 상기 가열된 슬라브를 하기의 관계식 3을 만족하는 압연 종료 온도(Tfm)로 열간압연하여 강판을 제공하는 열간압연 단계; 상기 열간압연된 강판을 하기의 관계식 4를 만족하는 제1 냉각정지온도(T1)까지 제1 냉각속도로 냉각하는 제1 냉각 단계; 상기 제1 냉각된 강판을 하기의 관계식 5를 만족하는 제2 냉각정지온도(T2)까지 상기 제1 냉각속도보다 더 빠른 50~500℃/s의 제2 냉각속도로 냉각하는 제2 냉각 단계; 상기 제2 냉각된 강판을 하기의 관계식 6을 만족하는 제3 냉각정지온도(T3)까지 상기 제2 냉각속도보다 더 느린 제3 냉각속도로 냉각하는 제3 냉각 단계; 상기 제3 냉각된 열연강판을 상기 제3 냉각정지온도(T3)에서 권취하는 권취 단계; 및 상기 권취된 강판을 450~720℃의 온도범위에서 열처리하는 열처리 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 3]
Tfm(℃)≥800+3000*[Ti]+10000*[Nb]-20*t^(1/2)
상기 관계식 3에서, [Ti] 및 [Nb]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)을 의미하고, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
[관계식 4]
Tfm(℃)-80℃≤T1(℃)≤Tfm(℃)-5℃
상기 관계식 4에서, Tfm은 상기 열간압연 단계의 압연 종료 온도(Tfm)를 의미한다.
[관계식 5]
T2(℃)≤750-270*[C]-90*[Mn]
상기 관계식 5에서, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 6]
540-423*[C]-30.4*[Mn]≤T3(℃)<T2(℃)
상기 관계식 6에서, T2는 상기 제2 냉각 단계의 제2 냉각정지온도(T2)를 의미하며, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 제1 냉각속도는 5~50℃/s이며, 상기 제3 냉각속도는 5~50℃/s일 수 있다.
상기 슬라브는 하기의 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
30*[Ti]+100*[Nb]+5*[V]≤1.65
상기 관계식 1에서 [Ti], [Nb] 및 [V]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 슬라브는, 중량%로, 크롬(Cr): 0.2% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 열간압연된 강판의 두께는 3mm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연 도금강판의 제조방법은, 소지강판을 준비하는 단계; 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 용융도금 방식, 전기도금 방식 및 플라즈마 방식 중에서 선택된 어느 하나의 방식에 의해 도금층을 형성하는 도금 단계를 포함하며, 상기 소지강판은 상기 열연강판의 제조방법에 의해 제공되며, 상기 도금층은 아연, 알루미늄, 아연계 합금, 알루미늄계 합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층일 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도 지지용 구조재로서 적합한 고강도 특성을 가지면서도, 경량화 측면에서 박물화 가능한 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 이하에 기술된 설명으로부터 유추 가능한 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
도 1은 주사전자현미경(SEM)으로 시편 1의 미세조직을 관찰한 사진이다.
본 발명은 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로, 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 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 열연강판에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 부피분율로, 55~90%의 베이나이트 및 10~45%의 페라이트를 미세조직으로 포함하고, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상이며, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하일 수 있다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며, 0.2중량% 이하의 크롬(Cr)을 더 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.1~0.25%
탄소(C)는 강판의 강도를 향상시키데 효과적으로 기여하는 원소이다. 또한, 탄소(C)는 본 발명에서 구현하고자 하는 미세조직을 확보하기 위해서 적정한 첨가가 필요한 원소이기도 하다. 따라서, 목적하는 수준의 강도를 확보하고, 열간압연 이후의 냉각 시 목적하는 수준의 베이나이트 분율을 확보하기 위하여, 본 발명은 탄소(C) 0.1% 이상의 탄소(C)를 첨가할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량의 하한을 0.12%일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 하한을 0.14%일 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과도하게 첨가되는 경우 탄화물이 다량 형성되어 성형성이 열위해지거나, 강건재 용도로 사용할 경우 용접성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 탄소(C)의 함량을 0.25% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.24%일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.23%일 수 있다.
망간(Mn): 0.2~2.0%
망간(Mn)은 강의 강도 및 경화능을 향상시키는 원소일 뿐만 아니라, 강의 제조공정 중 불가피하게 함유되는 황(S)과 결합하여 MnS를 형성하므로 황(S)에 의한 크랙 발생을 억제하데 효과적으로 기여하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 0.2% 이상의 망간(Mn)을 포함할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.3%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 0.4%일 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과도하게 첨가되는 경우 용접성이 저하될 뿐만 아니라, 경제성 측면에서도 바람직하지 않으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량을 2.0% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 1.9%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 1.8%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.3% 이하
실리콘(Si)은 탈산제로 작용하는 원소일 뿐만 아니라, 강판의 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위해 실리콘(Si)을 첨가할 수 있다. 바람직한 실리콘 함량의 하한은 0.01%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘 함량의 하한은 0.02%일 수 있다. 다만, 실리콘(Si)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우 강판 표면에 형성된 스케일에 의해 표면품질이 저하되고, 용접성이 열위해질 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량을 0.3% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.2%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.1%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.05% 이하
알루미늄(Al)은 강중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이며, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 알루미늄(Al)을 첨가할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판의 개재물이 증가될 뿐만 아니라, 강판의 가공성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 결정립계에 편성되어 강의 인성을 저하시키는 원소이다. 따라서, 가급적 그 함량을 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상의 인(P) 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하다. 다만, 제조공정상 불가피하게 함유되는 함량을 고려하여, 본 발명은 인(P) 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 인(P) 함량의 상한은 0.04%일 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량은 0.03%일 수 있다.
황(S): 0.03% 이하
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 망간(Mn)과 반응함으로써 MnS를 형성하여 석출물의 함량을 증가시키고, 강을 취화시키는 원소이다. 따라서, 가급적 그 함량을 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 황(S)의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하다. 다만, 제조공정상 불가피하게 함유되는 함량을 고려하여, 본 발명은 황(S)의 함량을 0.03% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 황(S) 함량의 상한은 0.02%일 수 있으며, 보다 바람직한 황(S) 함량의 상한은 0.01%일 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 가급적 그 함량을 낮게 제어하는 것이 바람직하며, 이론상 질소(N)의 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하다. 다만, 제조공정상 불가피하게 함유되는 함량을 고려하여, 본 발명은 질소(N)의 함량을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 질소(N) 함량은 0.008% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N)의 함량을 0.006% 이하일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.05%
티타늄(Ti)은 탄소(C)나 질소(N)와 결합하여 탄화물 및 질화물을 형성하는 원소이다. 본 발명에서는 보론(B)을 첨가하여 경화능을 확보하고자 하였는데, 이 때 보론(B)이 질소(N)와 결합하기 이전에 티타늄(Ti)이 질소(N)와 결합함으로써 보론(B)의 첨가 효과를 향상시킬 수 있다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.005% 이상의 티타늄(Ti)을 첨가할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.01%일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.015%일 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과도하게 첨가되는 경우 슬라브 제조 단계에서 연주성을 저하시키는 원인이 되며, 열간압연 중 압연부하를 가중시켜 압연성을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.04%일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.03%일 수 있다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론(B)은 강판의 경화능을 향상시키는데 중요한 역할을 하는 원소로서, 압연 종료 후 냉각 시 페라이트나 펄라이트의 변태를 억제하는 원소이다. 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 0.0005% 이상의 보론(B)을 첨가할 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량의 하한은 0.0007%일 수 있으며, 보다 바람직한 보론(B) 함량의 하한은 0.001%일 수 있다. 다만, 보론(B)의 첨가량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과하 첨가된 보론(B)이 철(Fe)과 결합하여 입계를 취약하게 만드는 문제가 있는바, 본 발명은 보론(B)의 함량을 0.005% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량의 상한은 0.004%일 수 있으며, 보다 바람직한 보론(B) 함량의 상한은 0.003%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하
니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)은 탄소(C)나 질소(N)와 반응하여 탄화물이나 질화물 등의 석출물을 형성하는 원소이다. 다만, 이들은 고가의 원소로 첨가량에 증가함에 따라 가격이 상승할 뿐만 아니라, 열간압연 중 압연부하를 가중시켜 박물재의 제조를 어렵게 할 수 있다. 따라서, 본 발명은 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)의 첨가를 억제하고자 하며, 불가피하게 첨가되더라도 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)의 함량을 각각 0.01% 이하, 0.1% 이하, 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 및 몰리브덴(Mo)의 함량의 상한은 각각 0.005% 및 0.01%일 수 있다. 니오븀(Nb), 몰리브덴(Mo) 및 바나듐(V)의 함량은 각각 0%일 수 있으며, 그 하한이 각각 0.0005%일 수 있다.
한편, 석출물을 형성하고 압연성을 저하시키는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량은 하기의 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
30*[Ti]+100*[Nb]+5*[V]≤1.65
상기 관계식 1에서 [Ti], [Nb] 및 [V]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량(중량%)을 의미한다.
상기 관계식 1은 고강도 특성 및 고성형성 특성을 확보한 박물재 강판을 제공하기 위한 조건이다. 즉, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량이 관계식 1을 만족하지 않는 경우, 박물재 제조를 위해 불가피하게 고온에서 열간압연을 실시해야 할 뿐만 아니라, 탄화물의 종횡비(장축/단축)가 목적하는 수준을 초과하여 굽힘가공성(R/t)이 열위해질 수 있다.
크롬(Cr): 0.2중량% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 선택적으로 크롬(Cr)을 첨가할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)은 고가의 원소로서 과다첨가는 경제적 측면에서 바람직하지 않으며, 크롬(Cr)이 과다 첨가는 용접성 저하를 유발할 수 있는바, 본 발명은 크롬(Cr)의 함량을 0.2% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.15%일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.1%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판의 미세조직은 55~90부피%의 베이나이트 및 10~45부피%의 페라이트를 포함할 수 있으며, 10부피% 이하(0% 포함)의 펄라이트, 1부피% 이하(0% 포함)의 마르텐사이트 및 1부피% 이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트 중의 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
베이나이트는 강도를 높이는데 효과적인 미세조직이고, 페라이트는 연성을 확보하는데 효과적인 미세조직으로, 고강도 특성 및 우수한 성형성의 양립 측면에서 베이나이트와 페라이트 분율이 적절히 제어될 필요가 있다. 따라서, 본 발명은 베이나이트의 분율을 55~90부피%의 범위로 제어할 수 있으며, 페라이트의 분율을 10~45%의 범위로 제어할 수 있다.
또한, 본 발명의 열연강판은 미세조직으로 펄라이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트, 기타 석출물 중의 1종 이상을 포함할 수 있으나, 고강도 특성 및 우수한 성형성의 양립 측면에서 그 분율을 일정 범위로 이하로 제한할 수 있다. 펄라이트가 다량으로 형성되는 경우 복합조직의 형성으로 인해 성형성이 저하되거나, 베이나이트 분율이 줄어들게 되어 강도를 확보하는데 어려움이 있는바, 본 발명은 펄라이트의 분율을 10부피% 이하(0% 포함)로 제한할 수 있다. 마르텐사이트는 강도 확보 측면에서는 유리하지만 성형성 확보 측면에서는 불리하므로, 본 발명은 마르텐사이트의 분율을 1% 이하(0% 포함)로 제한할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 성형성 확보 측면에서는 유리하지만 항복강도 확보 측면에서는 불리하므로, 본 발명은 잔류 오스테나이트의 분율을 1% 이하(0% 포함)로 제한할 수 있다.
베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상인 것이 바람직하다. 베이나이트에 존재하는 탄화물 중, 입도가 지나치게 작은 탄화물은 열간압연 시 압연부하를 증가시켜 박물 압연을 곤란하게 하며, 입도가 지나치게 큰 탄화물은 강도 및 연성 확보에 불리하게 작용할 수 있다. 또한, 강도 확보를 위해 베이나이트에 존재하는 탄화물의 개수가 일정량 이상인 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명의 열연강판은 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수를 3*106개/mm2 이상으로 제어할 수 있다.
베이나이트에 존재하는 탄화물의 형상 역시 강판의 성형성에 큰 영향을 미치는 요소이며, 베이나이트에 존재하는 탄화물의 형상이 구형에 가까울수록 강판의 성형성 확보에는 보다 유리하다. 따라서, 본 발명은 성형성 확보 측면에서 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)을 2.0 이하로 제한할 수 있다.
한편, 베이나이트와 페라이트의 크기 차이가 커질수록 성형성 측면에서는 바람직하지 않으므로, 본 발명의 열연강판은 베이나이트의 평균 패킷 크기를 페라이트의 평균 결정립 크기의 50~200%의 수준으로 제어할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 3mm 이하(0mm 제외)의 두께를 가지는 박물재일 수 있으며, 550MPa 이상의 항복강도(YS), 650MPa 이상의 인장강도(TS) 및 1.0 이하의 굽힘가공성(R/t)을 가질 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 고강도 및 박물화에 따른 경량화 목적에 부합되도록, 강판의 항복강도 및 두께가 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
YS-100*t≥350
상기 관계식 2에서, YS는 열연강판의 항복강도(MPa)를 의미하며, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 열연강판은 적어도 일면에 도금층을 구비하는 열연 도금강판일 수 있다. 본 발명의 열연 도금강판에 구비되는 도금층의 성분은 특별히 국한되는 것은 아니며, 비제한적인 예로서 아연, 알루미늄, 아연계 합금, 알루미늄계 합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층일 수 있다. 또한, 비제한적인 예로서, 아연계 합금 도금층은 알루미늄(Al), 마그네슘(Mg), 니켈(Ni), 철(Fe) 중에선 선택된 1종 이상과 잔부로서 아연(Zn)을 포함하는 도금층일 수 있으며, 알루미늄계 합금 도금층은 실리콘(Si), 마그네슘(Mg), 니켈(Ni), 철(Fe) 중에서 선택된 1종 이상과 잔부로서 알루미늄(Al)을 포함하는 도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 열연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 슬라브 가열 단계; 상기 가열된 슬라브를 하기의 관계식 3을 만족하는 압연 종료 온도(Tfm)로 열간압연하여 강판을 제공하는 열간압연 단계; 상기 열간압연된 강판을 하기의 관계식 4를 만족하는 제1 냉각정지온도(T1)까지 제1 냉각속도로 냉각하는 제1 냉각 단계; 상기 제1 냉각된 강판을 하기의 관계식 5를 만족하는 제2 냉각정지온도(T2)까지 상기 제1 냉각속도보다 더 빠른 50~500℃/s의 제2 냉각속도로 냉각하는 제2 냉각 단계; 상기 제2 냉각된 강판을 하기의 관계식 6을 만족하는 제3 냉각정지온도(T3)까지 상기 제2 냉각속도보다 더 느린 제3 냉각속도로 냉각하는 제3 냉각 단계; 상기 제3 냉각된 열연강판을 상기 제3 냉각정지온도(T3)에서 권취하는 권취 단계; 및 상기 권취된 강판을 450~720℃의 온도범위에서 열처리하는 열처리 단계를 포함할 수 있다.
[관계식 3]
Tfm(℃)≥800+3000*[Ti]+10000*[Nb]-20*t^(1/2)
상기 관계식 3에서, [Ti] 및 [Nb]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)을 의미하고, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
[관계식 4]
Tfm(℃)-80℃≤T1(℃)≤Tfm(℃)-5℃
상기 관계식 4에서, Tfm은 상기 열간압연 단계의 압연 종료 온도(Tfm)를 의미한다.
[관계식 5]
T2(℃)≤750-270*[C]-90*[Mn]
상기 관계식 5에서, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 6]
540-423*[C]-30.4*[Mn]≤T3(℃)≤T2(℃)
상기 관계식 6에서, T2는 상기 제2 냉각 단계의 제2 냉각정지온도(T2)를 의미하며, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
강 슬라브 준비 및 가열
소정의 성분을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 열연강판의 합금조성과 대응하는 합금조성을 가지므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 열연강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
준비된 강 슬라브를 일정 온도범위로 가열할 수 있으며, 이 때 강 슬라브의 가열 방식 및 가열 온도는 특별히 제한되지 않는다. 일 예로서, 강 슬라브의 가열 온도는 1100~1350℃의 범위일 수 있다. 강 슬라브의 가열 온도가 1100℃ 미만일 경우, 목적하는 마무리 열간압연 온도범위 이하의 온도구간에서 열간압연될 소지가 있으며, 강 슬라브의 가열 온도가 1350℃를 초과할 경우, 에너지가 지나치게 투입되어 추가 비용이 발생하거나, 슬라브 표층에 스케일이 두껍게 형성될 소지가 있기 때문이다.
열간압연
강 슬라브의 가열 후 열간압연을 실시하여 3mm 이하(0mm 제외)의 두께를 가지는 열연강판을 제공할 수 있다. 가열된 강 슬라브의 온도가 통상의 열간압연을 실시할 수 있는 온도라면 특별히 재가열을 실시하지 않고 그대로 열간압연을 실시할 수 있으며, 가열된 강 슬라브의 온도가 통상의 열간압연을 실시할 수 있는 온도보다 낮은 온도라면 재가열을 실시한 후 열간압연을 실시할 수 있다.
이 때, 열간압연 시 열간압연의 종료 온도(Tfm)는 하기의 관계식 3을 만족하는 것이 바람직하다. 압연온도가 과도하게 낮은 경우 압연부하가 증가되어 압연성을 저하시키거나, 압연롤 피로에 의한 표면 거침이 유발될 뿐만 아니라, 저온 압연으로 인해 탄화물의 종횡비가 목적하는 수준을 벗어날 가능성이 존재하기 때문이다.
[관계식 3]
Tfm(℃)≥800+3000*[Ti]+10000*[Nb]-20*t^(1/2)
상기 관계식 3에서, [Ti] 및 [Nb]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)을 의미하고, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
제1 냉각
열간압연된 강판은 하기의 관계식 4를 만족하는 제1 냉각정지온도(T1)까지 제 1 냉각속도(VC1)로 냉각될 수 있다.
[관계식 4]
Tfm(℃)-80℃≤T1(℃)≤Tfm(℃)-5℃
상기 관계식 4에서, Tfm은 상기 열간압연 단계의 압연 종료 온도(Tfm)를 의미한다.
제1 냉각정지온도(T1)가 일정 수준 이하인 경우, 페라이트 또는 펄라이트로의 변태가 발생하여 본원발명이 목적하는 미세조직을 확보하지 못하며, 그에 따라 목적하는 수준의 강도를 확보하지 못할 우려가 있다. 따라서, 본 발명은 제1 냉각정지온도(T1)의 하한을 Tfm(℃)-80℃로 제한할 수 있다. 또한, 제1 냉각정지온도(T1)가 일정 수준을 초과하는 경우, 오스테나이트 결정립이 조대해지고 균일하지 않아 베이나이트의 평균 패킷 크기와 페라이트의 평균 결정립 크기의 차이가 지나치게 커질 가능성이 존재하므로, 본 발명은 제1 냉각정지온도(T1)의 상한을 Tfm(℃)-5℃로 제한할 수 있다.
제1 냉각속도(VC1)는 통상의 서냉에 적용되는 냉각속도이면 무방하나, 강판 형상 불량 방지 및 목적하는 미세조직 확보 측면에서 5~50℃/s의 범위로 제한할 수 있다.
제2 냉각
제1 냉각된 강판은 하기의 관계식 5를 만족하는 제2 냉각정지온도(T2)까지 제2 냉각속도(VC2)로 냉각될 수 있다.
[관계식 5]
T2(℃)≤750-270*[C]-90*[Mn]
상기 관계식 5에서, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
제2 냉각정지온도(T2)가 일정 수준을 초과하는 경우, 페라이트 또는 펄라이트로의 변태가 발생하여 본원발명이 목적하는 미세조직을 확보하지 못하며, 그에 따라 목적하는 수준의 강도를 확보하지 못할 우려가 있다. 따라서, 본 발명은 제2 냉각정지온도(T2)의 상한을 750-270*[C]-90*[Mn]로 제한할 수 있다.
제2 냉각은 제1 냉각에 비해 더 빠른 속도로 실시되는 것이 바람직하며, 보다 바람직한 제2 냉각속도(VC2)는 50~500℃/s의 범위일 수 있다. 제2 냉각속도(VC2)가 50℃/s 미만인 경우 페라이트 또는 펄라이트로의 변태가 증가하여 강도 저하가 유발될 수 있다. 또한, 500℃/s 초과의 냉각속도를 구현하기 위해서는 추가적인 설비가 필요하므로, 경제성 측면에서 바람직하지 않다.
제3 냉각 및 권취
제2 냉각된 강판은 하기의 관계식 6을 만족하는 제3 냉각정지온도(T3)까지 제3 냉각속도(VC3)로 냉각된 후, 제3 냉각정지온도(T3)에서 권취될 수 있다.
[관계식 6]
540-423*[C]-30.4*[Mn]≤T3(℃)<T2(℃)
상기 관계식 6에서, T2는 상기 제2 냉각 단계의 제2 냉각정지온도(T2)를 의미하며, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
제3 냉각은 권취온도를 제어하기 위한 냉각 단계로서, 제2 냉각속도(VC2)보다 더 느린 제3 냉각속도(VC3)로 제2 냉각정지온도(T2)보다 더 낮은 제3 냉각정지온도(T3)까지 냉각을 실시할 수 있다. 바람직한 제3 냉각속도(VC3)는 는 5~50℃/s의 범위일 수 있다.
다만, 제3 냉각종로온도(T3)가 과도하게 낮을 경우 저온조직이 과도하게 형성되어 목적하는 미세조직 및 성형성을 확보할 수 없는바, 본 발명은 제3 냉각종로온도(T3)의 하한을540-423*[C]-30.4*[Mn]로 제한할 수 있다.
열처리
권취된 강판을 승온한 후 유지하여 열처리를 실시할 수 있다. 후속되는 도금 공정에서의 강판의 온도 확보 및 탄화물의 안정적인 확보를 위해, 450~720℃의 온도범위에서 열처리를 실시할 수 있다.
도금
열처리 후 열처리된 강판의 적어도 일면에 도금층을 형성할 수 있다. 본 발명의 도금층의 성분 및 형성방법은 특별히 제한되는 것은 아니며, 열연 도금강판에 통상적으로 제공되는 도금층의 성분 및 형성방법을 포함하는 개념으로 해석될 수 있다. 일 예로서, 상기 도금층은 용융도금 방식, 전기도금 방식 및 플라즈마 방식 중에서 선택된 어느 하나의 방식에 의해 형성될 수 있으며, 상기 도금층은 아연, 알루미늄, 아연계 합금, 알루미늄계 합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층일 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제공되는 열연강판은, 미세조직으로, 55~90부피%의 베이나이트 및 10~45부피%의 페라이트를 포함할 수 있으며, 10부피% 이하(0% 포함)의 펄라이트, 1부피% 이하(0% 포함)의 마르텐사이트 및 1부피% 이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트 중의 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상일 수 있으며, 상기 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)는 2.0 이하일 수 있다. 또한, 전술한 제조방법에 의해 제공되는 열연강판은 베이나이트의 평균 패킷 크기가 페라이트의 평균 결정립 크기의 50~200% 수준일 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제공되는 열연강판은 3mm 이하(0mm 제외)의 두께를 가지며, 550MPa 이상의 항복강도(YS), 650MPa 이상의 인장강도(TS) 및 1.0 이하의 굽힘가공성(R/t)을 만족할 수 있다. 또한, 전술한 제조방법에 의해 제공되는 열연강판의 항복강도 및 두께는 하기의 관계식 2를 만족할 수 있다.
[관계식 2]
YS-100*t≥350
상기 관계식 2에서, YS는 열연강판의 항복강도(MPa)를 의미하며, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명의 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 아래의 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브에 대해 하기 표 2의 공정조건을 적용하여 열연강판을 제조하였다. 표 1에서 나머지는 철(Fe) 및 불가피한 불순물이며, 1200℃의 강 슬라브 가열 조건을 공통적으로 적용하였다.
Figure PCTKR2021016320-appb-img-000001
Figure PCTKR2021016320-appb-img-000002
이후 각 시편의 미세조직을 관찰하고 기계적 물성을 측정하여 표 3에 기재하였다.
각 시편을 압연방향과 평행한 방향으로 절단한 후 판 두께 1/4 지점의 절단면에서 미세조직 관찰용 시편을 채취하였다. 이렇게 채취된 샘플을 연마하고 나이탈 용액으로 부식한 후, 광학현미경 및 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 각 시편의 미세조직을 관찰하였다. 미세조직 분율은 이미지 분석을 통해 측정하였다. 베이나이트 패킷의 평균 크기 및 페라이트 결정립의 평균 크기는 판 두께 1/4 지점에 대해 EBSD(electron backscatter diffraction)을 이용하여 측정하였다. 베이나이트 패킷의 평균 크기는 방위차 15°를 초과한 위치를 결정립의 경계로 정의하여 측정하였고, 페라이트 결정립의 평균 크기는 Linear Intercept Method를 이용하여 측정하였다. 표 3에서, F는 페라이트, P는 펄라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, R-γ은 잔류 오스테나이트를 의미한다. 주사전자현미경(SEM)의 배율을 5000배로 하여 각 샘플의 서로 다른 영역에 존재하는 베이나이트의 전자현미경 이미지를 최소 5개 이상 확보하였으며, 이렇게 얻어진 이미지에 각각 가로 20㎛, 세로 20㎛인 정사각형 영역을 산정하여 탄화물의 크기, 개수밀도 및 평균 종횡비를 측정하였다. 표 3에서 탄화물 개수밀도는 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 개수 밀도를 의미한다.
인장강도 및 항복강도는 각 시편에 대해 DIN 규격을 이용하여 L 방향으로 인장시험을 실시하여 측정하였다. 굽힘가공성(R/t)은 90° V-벤딩(V-bending) 굽힘 시험을 적용하여 측정하였다. 서로 다른 곡률(R)을 가지는 V자 모양의 지그로 시편을 90° 굽힌 후, 굽힘부에서의 균열 발생 유무를 확인하여 측정하였다.
Figure PCTKR2021016320-appb-img-000003
표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 공정조건을 모두 만족하는 시편들은 550MPa 이상의 항복강도(YS), 650MPa 이상의 인장강도(TS) 및 1.0 이하의 굽힘가공성(R/t)을 만족하는 반면, 본 발명의 합금조성 또는 공정조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 시편들은 550MPa 이상의 항복강도(YS), 650MPa 이상의 인장강도(TS) 및 1.0 이하의 굽힘가공성(R/t)을 동시에 만족하지 않는 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (15)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하며,
    부피분율로, 55~90%의 베이나이트 및 10~45%의 페라이트를 미세조직으로 포함하고,
    상기 베이나이트에 존재하는 탄화물 중 장축의 길이가 25~500nm인 탄화물의 단위면적당 개수가 3*106개/mm2 이상이며,
    상기 베이나이트에 존재하는 탄화물의 평균 종횡비(장축/단축)가 2.0 이하인 열연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은, 부피분율로, 10% 이하(0% 포함)의 펄라이트, 1% 이하(0% 포함)의 마르텐사이트 및 1% 이하(0% 포함)의 잔류 오스테나이트 중의 1종 이상을 미세조직으로 포함하는, 열연강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 베이나이트의 평균 패킷 크기는 상기 페라이트의 평균 결정립 크기의 50~200%인, 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 하기의 관계식 1을 만족하는, 열연강판.
    [관계식 1]
    30*[Ti]+100*[Nb]+5*[V]≤1.65
    상기 관계식 1에서 [Ti], [Nb] 및 [V]는 각각 상기 열연강판에 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량(중량%)을 의미한다.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은, 중량%로, 크롬(Cr): 0.2% 이하를 더 포함하는, 열연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 굽힘가공성(R/t)은 1.0 이하인, 열연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 항복강도(YS)는 550MPa 이상이고, 인장강도(TS)는 650MPa 이상인, 열연강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 두께는 3mm 이하(0mm 제외)인, 열연강판.
  9. 소지강판 및 상기 소지강판의 적어도 일면에 형성된 도금층을 구비하며,
    상기 소지강판은 제1항 내지 제8항 중에서 선택된 어느 하나의 열연강판이며,
    상기 도금층은 아연, 알루미늄, 아연합금, 알루미늄합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층인, 열연 도금강판.
  10. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.25%, 망간(Mn): 0.2~2.0%, 실리콘(Si): 0.3% 이하, 알루미늄(Al): 0.05% 이하, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 티타늄(Ti): 0.005~0.05%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 니오븀(Nb): 0.01% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 가열하는 슬라브 가열 단계;
    상기 가열된 슬라브를 하기의 관계식 3을 만족하는 압연 종료 온도(Tfm)로 열간압연하여 강판을 제공하는 열간압연 단계;
    상기 열간압연된 강판을 하기의 관계식 4를 만족하는 제1 냉각정지온도(T1)까지 제1 냉각속도로 냉각하는 제1 냉각 단계;
    상기 제1 냉각된 강판을 하기의 관계식 5를 만족하는 제2 냉각정지온도(T2)까지 상기 제1 냉각속도보다 더 빠른 50~500℃/s의 제2 냉각속도로 냉각하는 제2 냉각 단계;
    상기 제2 냉각된 강판을 하기의 관계식 6을 만족하는 제3 냉각정지온도(T3)까지 상기 제2 냉각속도보다 더 느린 제3 냉각속도로 냉각하는 제3 냉각 단계;
    상기 제3 냉각된 열연강판을 상기 제3 냉각정지온도(T3)에서 권취하는 권취 단계; 및
    상기 권취된 강판을 450~720℃의 온도범위에서 열처리하는 열처리 단계를 포함하는 열연강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    Tfm(℃)≥800+3000*[Ti]+10000*[Nb]-20*t^(1/2)
    상기 관계식 3에서, [Ti] 및 [Nb]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti) 및 니오븀(Nb)의 함량(중량%)을 의미하고, t는 열연강판의 두께(mm)를 의미한다.
    [관계식 4]
    Tfm(℃)-80℃≤T1(℃)≤Tfm(℃)-5℃
    상기 관계식 4에서, Tfm은 상기 열간압연 단계의 압연 종료 온도(Tfm)를 의미한다.
    [관계식 5]
    T2(℃)≤750-270*[C]-90*[Mn]
    상기 관계식 5에서, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
    [관계식 6]
    540-423*[C]-30.4*[Mn]≤T3(℃)<T2(℃)
    상기 관계식 6에서, T2는 상기 제2 냉각 단계의 제2 냉각정지온도(T2)를 의미하며, [C] 및 [Mn]은 각각 상기 슬라브에 포함되는 탄소(C) 및 망간(Mn)의 함량(중량%)을 의미한다.
  11. 제10항에 있어서,
    상기 제1 냉각속도는 5~50℃/s이며,
    상기 제3 냉각속도는 5~50℃/s인, 열연강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 하기의 관계식 1을 만족하는, 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    30*[Ti]+100*[Nb]+5*[V]≤1.65
    상기 관계식 1에서 [Ti], [Nb] 및 [V]는 각각 상기 슬라브에 포함되는 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량(중량%)을 의미한다.
  13. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 크롬(Cr): 0.2% 이하를 더 포함하는, 열연강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 열간압연된 강판의 두께는 3mm 이하인, 열연강판의 제조방법.
  15. 소지강판을 준비하는 단계; 및
    상기 소지강판의 적어도 일면에 용융도금 방식, 전기도금 방식 및 플라즈마 방식 중에서 선택된 어느 하나의 방식에 의해 도금층을 형성하는 도금 단계를 포함하며,
    상기 소지강판은 제10항 내지 제14항 중에서 선택된 어느 하나의 제조방법에 의해 제공되며,
    상기 도금층은 아연, 알루미늄, 아연합금, 알루미늄합금 중에서 선택된 어느 하나의 도금층인, 열연 도금강판의 제조방법.
PCT/KR2021/016320 2020-11-17 2021-11-10 고강도 열연강판, 열연 도금강판 및 이들의 제조방법 WO2022108220A1 (ko)

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