WO2023096299A1 - 성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 이의 제조 방법 - Google Patents

성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 이의 제조 방법 Download PDF

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WO2023096299A1
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송태진
류주현
이제웅
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주식회사 포스코
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that can be suitably applied to a chassis structural member of an automobile, and more particularly, to an ultra-high-strength hot-rolled steel sheet having excellent formability and uniform material distribution in the steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the type of parts constituting the vehicle is also changed, and the weight of the vehicle is also changed.
  • the weight of the electric vehicle increases by approximately the weight of the battery compared to the internal combustion engine vehicle.
  • a chassis part of a vehicle serves to support a vehicle body and is an important part for securing riding comfort and driving stability by absorbing vibration and shock from a road surface during driving.
  • the fatigue load applied to the chassis components increases. Therefore, steel materials applied to chassis components of electric vehicles and the like are required to have excellent fatigue strength.
  • chassis parts are manufactured by press forming, it is required to improve tensile strength and yield strength to improve fatigue strength, as well as secure formability such as elongation and hole expandability suitable for press forming.
  • formability such as elongation and hole expandability
  • the temperature of the steel sheet is controlled by the cooling water after hot rolling, so local temperature deviations cause shape defects during cooling, and shape defects again cause temperature deviations, resulting in material quality.
  • Patent Document 1 after hot rolling, the microstructure of the steel is cooled to a temperature of 200 ° C or higher, below the Ms temperature, and then coiled to form a lower bainite phase and / or tempered martensite with a total area ratio of 90% or more. are starting According to Patent Document 1, the tensile strength of the hot-rolled steel sheet is 1180 MPa or more, and excellent elongation flange formability and bendability can be secured, whereas it is cooled by water cooling to a temperature below Ms, which is due to the rapid phase transformation behavior of martensite. There is a concern about shape defects and consequent material variation within the steel sheet.
  • chassis parts such as eco-friendly vehicles such as electric vehicles
  • tensile strength and yield strength are high, so fatigue life is excellent, and moldability such as elongation and hole expandability is excellent to facilitate press molding.
  • moldability such as elongation and hole expandability is excellent to facilitate press molding.
  • Patent Document 1 Japanese Application No. 2019-553584
  • it is intended to provide a hot-rolled steel sheet having high strength, excellent fatigue performance, excellent formability, suitable for press forming, and uniform material distribution in the steel sheet, and a manufacturing method thereof.
  • At least one selected from low-temperature bainite and martensite: 75 to 90%, at least one selected from aceular ferrite and bainitic ferrite: 10 to 25%, and other phases: 5% or less Provides an ultra-high-strength hot-rolled steel sheet containing (0% included).
  • Another aspect of the present invention is,
  • secondary cooling for ts time (seconds) at an average cooling rate of 25° C./s or less to a temperature equal to or higher than (Bs+Ms)/2 after the primary cooling;
  • finish hot rolling is performed so that the value of Du defined by the following relational expression 1 in the temperature range of 750 to 1150 ° C. satisfies the range of 2 to 10.
  • Du ⁇ FDT+(7.4 ⁇ [C])-(24.7 ⁇ [Si])-(4.7 ⁇ [Mn])-(3.9 ⁇ [Cr])-(5.2 ⁇ [Mo])-(560 ⁇ [Ti] )-(1110 ⁇ [Nb]) ⁇ 0.049-34.2
  • FDT means the rolling end temperature (°C)
  • [C]] [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] and [Nb] are each in parentheses Indicates the weight percent content for the element.
  • the present invention it is possible to provide a hot-rolled steel sheet having an ultra-high tensile strength of 1180 MPa or more, excellent formability and uniform material in the steel sheet, and a manufacturing method thereof. Accordingly, it can be suitably applied to chassis structural members of automobiles and the like.
  • Equation 1 is a graph showing the relationship between the content of boron and Du in which Equation 1 and Equation 2 are simultaneously satisfied, and the microstructure intended in the present invention can be secured within a solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • Figure 2 shows a photograph of the microstructures of Inventive Example 1 (a) and Comparative Example 5 (b) observed with a scanning electron microscope (SEM).
  • a conventional method for manufacturing a hot-rolled steel sheet to obtain an ultra-high tensile strength of 1180 MPa or more has been widely applied by spraying a large amount of cooling water after hot rolling to cool the steel sheet to a temperature below Ms and using martensite as the main phase.
  • martensite used as the main phase
  • elongation, bendability, and hole expandability deteriorate.
  • a shape defect due to rapid lattice expansion during cooling and temperature non-uniformity within the steel sheet generate a region where phase transformation residual stress is concentrated in the sheet, resulting in forming cracks during molding for part processing.
  • the present inventors secure ultra-high strength by utilizing bainite and martensite, and at the same time uniformly disperse aescular ferrite or bainitic ferrite in the tissue to prevent excessive concentration of stress at a specific location during deformation, It was found that moldability could be secured. In addition, it was confirmed that an ultra-high-strength hot-rolled steel sheet having a uniform material inside the steel sheet can be provided by winding at a temperature higher than Ms to avoid rapid formation of martensite, and the present invention has been completed. Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
  • An ultra-high-strength hot-rolled steel sheet with excellent formability and uniform material in the steel sheet according to one aspect of the present invention contains, in weight%, carbon (C): 0.06-0.18%, silicon (Si): 0.01-1.8%, manganese ( Mn): 1.6 to 3.5%, Aluminum (Al): 0.001 to 0.1%, Chromium (Cr): 2.5% or less (including 0%), Molybdenum (Mo): 2.0% or less (including 0%), Titanium (Ti) : 0.01 to 0.15%, boron (B): 0.0005 to 0.003%, phosphorus (P): 0.0001 to 0.05%, sulfur (S): 0.0001 to 0.05%, nitrogen (N): 0.0001 to 0.02% .
  • the reason for adding components and the reason for limiting the content of the hot-rolled steel sheet in the present invention will be described in detail. Meanwhile, in the present invention, unless otherwise specified, the content of each element is based on weight, and the ratio of tissue is based on area.
  • Carbon (C) is the most economical and effective element for reinforcing steel, and the strength of the steel sheet increases as the content of C increases.
  • the C exists in a fine carbide or solid solution state in lower bainite and martensite, and serves to improve the yield strength and tensile strength of the steel.
  • the C may be included in 0.06 to 0.18%, more advantageously, the lower limit of the C content may be 0.07%, more preferably 0.09%. In addition, the upper limit of the C content may be 0.15%.
  • Silicon (Si) is an element that improves the hardenability of steel, and serves to improve strength through a solid solution strengthening effect. In addition, the strength is improved by preventing the generation of ferrite during cooling so that lower bainite and/or martensite phases are formed.
  • the Si content is less than 0.01%, the solid solution strengthening effect and ferrite transformation retardation effect are lowered, making it difficult to secure tensile strength.
  • the Si content exceeds 1.8%, Fe—Si composite oxide is formed on the surface of the slab when the slab is reheated, resulting in deterioration of the surface quality of the steel sheet and deterioration of weldability.
  • the Si may be included in 0.01 to 1.8%, more advantageously 0.1% or more, and even more advantageously, the lower limit of the Si content may be 0.2%.
  • the upper limit of the Si content may be 1.5%, more preferably 1.3%.
  • Manganese (Mn) is an element that improves the hardenability of steel, and facilitates the formation of a low-temperature transformation structure by preventing the formation of ferrite during cooling after finish rolling. If the Mn content is less than 1.6%, there is a problem in that the ferrite fraction excessively increases due to insufficient hardenability. On the other hand, when the content of Mn exceeds 3.5%, the hardenability is greatly increased, the holding time for sufficiently forming acyclic ferrite or bainitic ferrite to be obtained in the present invention is excessively increased, and the elongation is lowered. Therefore, in the present invention, the Mn may be included in 1.6 to 3.5%, more advantageously, the lower limit of the Mn content may be 1.8%, or the upper limit of the Mn content may be 2.5%.
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation of molten steel, and partially exists in the steel after deoxidation.
  • the Al content exceeds 0.1%, oxide and nitride-based inclusions increase in the steel, deteriorating the formability of the steel sheet.
  • the Al content is less than 0.001%, it is economically unfavorable to cause unnecessary increase in refining cost due to excessive reduction of Al. Therefore, in the present invention, the Al may include 0.001 to 0.1%, and more advantageously, the lower limit of the Al content may be 0.005% or 0.02%. Alternatively, more advantageously, the upper limit of the Al content may be 0.05%, or may be 0.025%.
  • Chromium is an element that improves the hardenability of steel and suppresses the formation of ferrite during cooling after finish rolling. If the Cr content exceeds 2.5%, the hardenability is greatly increased, so that the bainite transformation does not occur smoothly in the cooling zone, and the holding time to secure the fraction of acyclic ferrite or bainitic ferrite is excessively increased, thereby deteriorating the elongation. . Therefore, in the present invention, the Cr may be included in 2.5% or less, more advantageously, 1.5% or less. Meanwhile, according to one embodiment of the present invention, more preferably, the upper limit of the Cr content may be 0.9%.
  • the present invention includes the case where the Cr content is 0% because there is no great difficulty in securing the intended physical properties even if the Cr is not contained.
  • the Cr content is 0% because there is no great difficulty in securing the intended physical properties even if the Cr is not contained.
  • Molybdenum is an element that improves hardenability of steel, serves to improve strength through solid solution strengthening, and suppresses formation of ferrite during cooling after finish rolling.
  • Mo content exceeds 2.0%, the hardenability is greatly increased, so that bainite transformation does not occur smoothly in the cooling zone. Due to this, the holding time for securing the fraction of acyclic ferrite or bainitic ferrite is excessively increased and the elongation rate is lowered.
  • the Mo may include 2.0% or less, more advantageously 1.0% or less, and even more advantageously 0.5% or less.
  • the present invention includes the case where the Mo content is 0% because there is no great difficulty in securing the intended physical properties even if the Mo is not contained.
  • the Mo content is 0% because there is no great difficulty in securing the intended physical properties even if the Mo is not contained.
  • Titanium (Ti) is an element that forms carbonitride in steel, and is widely used to secure the strength of steel by inducing the formation of precipitates. It is used for the purpose of controlling the grain size of austenite before rolling together with the role of concentrating boron (B) in the austenite grain boundary by suppressing it.
  • N nitrogen
  • the Ti may be included in 0.01 to 0.15%, more advantageously, the lower limit of the Ti content may be 0.02%, or the upper limit of the Ti content may be 0.12%.
  • Boron is an element that improves the hardenability of steel by concentrating at the austenite grain boundary and reducing the grain boundary energy.
  • the phase transformation of ferrite and upper bainite in which nucleation of phase transformation occurs by diffusion transformation at the austenite grain boundary, is suppressed, so that the main phase can be secured with lower bainite and martensite.
  • the concentration of B is preferably contained at 0.0005% or more.
  • the content exceeds 0.003%, the hardenability is greatly increased, so that the holding time for sufficiently forming acyclic ferrite or bainitic ferrite to be obtained in the present invention is excessively increased, and the elongation rate is lowered.
  • the B may be included in 0.0005 to 0.003%, more advantageously, the lower limit of the B content may be 0.001%, or the upper limit of the B content may be 0.0025%.
  • Phosphorus (P) is an impurity unavoidably contained in steel, and is an element that is a major cause of impairing the workability of steel due to segregation. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the P content it is advantageous to limit the P content to 0%, but excessive manufacturing costs are required to control the P content to less than 0.0001%, so the lower limit may be set to 0.0001%. However, if the content exceeds 0.05%, there is a concern that processability may deteriorate, so the upper limit of P may be limited to 0.05%. However, more advantageously, the lower limit of the P content may be 0.0005%, or the upper limit of the P content may be 0.013%.
  • S Sulfur
  • the lower limit may be set to 0.0001%.
  • the upper limit of S may be limited to 0.05%.
  • the lower limit of the S content may be 0.0003%, or the upper limit of the S content may be 0.0012%.
  • Nitrogen (N) is an impurity that is inevitably contained in steel, and there is a problem of inhibiting the workability of steel by forming nitrides by combining with Al and the like. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the N content it is advantageous to limit the N content to 0%, but excessive manufacturing costs are required to control the N content to less than 0.0001%, so the lower limit may be set to 0.0001%. However, if the content exceeds 0.02%, there is a concern that workability may deteriorate, so the upper limit of N may be limited to 0.02%. However, more advantageously, the lower limit of the N content may be 0.001%, or the upper limit of the N content may be 0.006%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may optionally further include niobium (Nb) in addition to the above-described alloy composition.
  • Niobium is an element that forms carbonitride in steel, and is widely used for securing the strength of steel by inducing the formation of precipitates, but in the present invention, recrystallization is delayed during hot rolling to control the grain size of austenite. play a role When the Nb content is less than 0.01%, the effect of controlling the grain size is low, and when the Nb content exceeds 0.2%, the grain size of austenite is too fine, and formability may deteriorate. Therefore, in the present invention, the content of Nb may include 0.01 to 0.2%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention satisfying the above-described alloy composition includes at least one selected from low-temperature transformation structures such as low-temperature bainite and martensite as a matrix structure in order to secure a yield strength of 900 MPa or more and a tensile strength of 1180 MPa or more. Therefore, according to one embodiment of the present invention, at least one selected from the low-temperature bainite and martensite may be included in an area fraction of 75 to 90%.
  • austenite is transformed into low-temperature bainite or martensite. Since low-temperature bainite and martensite are produced by shear transformation (Displacive Phase Transformation), the shear dislocation generated in the tissue to reduce the shear strain generated during the transformation and the edge dislocation generated to accommodate the volume expansion due to the phase transformation A high level of dislocation density exists in the tissue due to Therefore, it is suitable for improving the yield strength and tensile strength of steel by carbon and fine carbides dissolved in the structure. On the other hand, since a high level of dislocation density, dissolved carbon and fine carbides hinder the movement of dislocations in the tissue, the elongation rate is inferior.
  • the present invention in terms of securing yield strength and tensile strength, it is preferable to include at least one selected from the low-temperature transformation structure, low-temperature bainite (LB) and martensite (M), in area %, 75% or more, and elongation It is desirable to limit it to 90% or less in order to simultaneously secure.
  • the lower limit of the fraction of one or more species selected from the low-temperature bainite and martensite may be 76.9%, or one or more species selected from the low-temperature bainite and martensite.
  • the upper limit of the fraction may be 86.6%.
  • the low-temperature bainite and martensite commonly contain iron carbide at grain boundaries and grains in a lath structure, the total fraction should be managed. Therefore, in the present invention, at least one fraction selected from low-temperature bainite and martensite is managed.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention preferably contains at least one selected from aceular ferrite (AC) and bainitic ferrite (BF) in an area fraction of 10 to 25%.
  • AC aceular ferrite
  • BF bainitic ferrite
  • the steel of the present invention is cooled to a temperature below Bs (bainite transformation start temperature) by avoiding ferrite phase transformation during primary cooling after hot rolling, and then bainite transformation proceeds by slow cooling during subsequent secondary cooling.
  • Bs bainite transformation start temperature
  • the bainite transformation at this time occurs in the high-temperature bainite transformation region. Therefore, formation of bainitic ferrite and diffusion of carbon into untransformed austenite occur, and carbides are not generated inside the bainitic ferrite.
  • the dislocation density is reduced to an appropriate level by the recovery phenomenon after the secondary cooling and subsequent winding, so that the elongation of the steel sheet is improved.
  • the present invention manages the total fraction of the bainitic ferrite and acecular ferrite. Therefore, in the present invention, at least one fraction selected from acecular ferrite and bainitic ferrite is managed.
  • the lower limit of the fraction of one or more species selected from the amicular ferrite and bainitic ferrite may be 12.4%, or the fraction of one or more species selected from the amicular ferrite and bainitic ferrite.
  • the upper limit may be 21.0%.
  • the average size of at least one selected from the aceular ferrite and bainitic ferrite may be 2.0 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the average size of at least one selected from the aceular ferrite and bainitic ferrite may be 3.9 ⁇ m, or from the acecular ferrite and bainitic ferrite.
  • the upper limit of the average size of the selected one or more species may be 6.2 ⁇ m.
  • the average spacing of one or more types selected from the acyclic ferrite and the bainitic ferrite may be 3 ⁇ m or more.
  • the lower limit of the average spacing of at least one selected from the aceular ferrite and bainitic ferrite may be 6.2 ⁇ m, or 1 selected from the aceular ferrite and bainitic ferrite.
  • the upper limit of the average spacing of species or more may be 13.2 ⁇ m.
  • the average size of one or more types selected from the ash cooler ferrite and bainitic ferrite means a diameter equivalent to a circle, and the average spacing of the one or more types selected from the ash cooler ferrite and bainitic ferrite is the closest to each microstructure. It means the average of the distances between the five tissues.
  • Low-temperature bainite and martensite which are produced after the tertiary cooling, start phase transformation first at a point where nucleation is easy inside austenite. After that, as the phase transformation continues, the dislocation density locally becomes excessively high at the point of the last phase transformation, and stress is easily concentrated in the molding process, creating fine-sized cracks in the organization, resulting in poor hole expandability. there is a problem.
  • soft acyclic ferrite or bainitic ferrite is evenly distributed in an appropriate size in the low-temperature transformation structure, which is a matrix structure, it is possible to evenly accommodate deformation during molding to prevent local concentration of stress and improve hole expandability.
  • the average size of one or more types selected from soft structures is less than 2.0 ⁇ m
  • the effect of strain accommodation is low and hole expandability cannot be expected to be improved.
  • the average spacing of at least one selected from acecular ferrite and bainitic ferrite is less than 3.0 ⁇ m
  • the yield strength and tensile strength may be inferior because the fraction of soft steel excessively increases.
  • the upper limit of the average size of the soft tissue and the upper limit of the average interval are not separately regulated, but under the condition that the total fraction of the soft tissue satisfies the range of 10 to 25%, the average size of the soft tissue is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the average spacing of the soft tissue is preferably 20 ⁇ m or less.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention may include ferrite, carbide, and retained austenite as other phases in addition to the above-described structure, but it is preferable that the area fraction of these is controlled to 5% or less.
  • the above ferrite means granular ferrite.
  • ferrite produced during cooling after hot rolling is usually produced by diffusion transformation, it is characterized by low strength.
  • 5% or less including 0%
  • previously formed ferrite is subjected to shear strain in order to accommodate the lattice strain generated when residual austenite is transformed into bainite and martensite after ferrite formation. Therefore, it was confirmed that the dislocation density inside ferrite was maintained at a high level and the strength of the steel did not significantly decrease even when other phases such as ferrite were included at 5% or less.
  • the fraction of ferrite exceeds 5%, the strength of the steel is lowered, which is not preferable.
  • carbides may be generated in the manufacturing process of this product. Since the present invention seeks to improve the strength by utilizing the low-temperature transformation structure as the second phase, the formation of carbides may cause a decrease in the fraction of the second phase. That is, excessive generation of carbides inhibits the strengthening effect targeted by the present invention.
  • alloy carbonitrides may be formed, and in this case, an additional strengthening effect by grain refinement can be expected, but coarse carbides impair the toughness of the steel, so they are present in the hot-rolled steel sheet of the present invention. It is preferable that the carbide to be less than 5%.
  • the hot-rolled steel sheet may include only retained austenite as the above-mentioned other phases as a microstructure. Accordingly, the hot-rolled steel sheet may include, as a microstructure, 5% or less (including 0%) of retained austenite in area %.
  • the hot-rolled steel sheet may include, as a microstructure, 5% or less (including 0%) of retained austenite in area %.
  • the island-shaped austenite isolated from the growing bainitic ferrite can remain at room temperature without transformation of bainite and martensite in the subsequent cooling process due to carbon enrichment. there is.
  • the fraction of retained austenite is low, the effect on physical properties may be insignificant, but when the fraction exceeds 5%, hole expandability is inferior and there is a risk of delayed hydrogen fracture.
  • the fraction of retained austenite is preferably 5% or less, and more preferably 3% or less. Meanwhile, according to one embodiment of the present invention, more preferably, the lower limit of the retained austenite fraction may be 0.9%, or the upper limit of the retained austenite fraction may be 2.1%.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention having the above-described alloy composition and microstructure has a yield strength (YS) of 900 MPa or more (or 948 to 1064 MPa), a tensile strength (TS) of 1180 MPa or more (or 1204 to 1343 MPa), and an elongation ( El) (ie, average El) is 7% or more (or 8.4 to 12.6%), the standard deviation of elongation is 2% or less (0.3 to 1.1%), and the hole expansion rate (HER) is 25% or more (or , 27 ⁇ 36%), which not only has excellent formability, but also has a uniform material distribution in the steel sheet.
  • YiS yield strength
  • TS tensile strength
  • El elongation
  • HER hole expansion rate
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention can be manufactured by performing a series of processes of [reheating - hot rolling - cooling - winding] a steel slab satisfying the alloy composition proposed in the present invention.
  • each process condition will be described in detail.
  • the reheated steel slab can be hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the hot-rolling is performed in a temperature range of 750 to 1150 ° C, and the total reduction of the final 2 passes is controlled to 10 to 40%. It is desirable to do
  • performing multi-stage rolling during hot rolling is to reduce the rolling load and precisely control the thickness.
  • the total reduction ratio (or total reduction ratio) of the final 2 passes (2 passes at the rear end) exceeds 40%, the rolling load of the final 2 passes becomes excessive and the work is performed. There is a problem with sexual inferiority.
  • the total reduction ratio of the final two passes is less than 10%, the temperature of the steel sheet is rapidly lowered, resulting in shape defects.
  • the lower limit of the total reduction ratio of the final 2 passes may be more preferably 25%, or during the hot rolling, the final 2 passes The upper limit of the total reduction ratio of may be more preferably 38%.
  • the crystal grain size of austenite after hot rolling is affected by alloy components, rolling end temperature, and rolling reduction, which affect ferrite and bainite formation behavior and final microstructure in the subsequent cooling process.
  • the fraction and size of austenite ferrite or bainitic ferrite, which are major constituents, are greatly influenced by austenite grains after hot rolling.
  • the present invention derives the effective grain size of austenite after hot rolling as a relationship between the rolling end temperature (FDT) and a specific alloy composition, and is specifically defined as the following relational expression 1. That is, during hot rolling, finish hot rolling is performed so that the value of Du defined by the following relational expression 1 satisfies the range of 2 to 10 within a temperature range of 750 to 1150 ° C.
  • FDT means the rolling end temperature (°C)
  • [C]] [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] and [Nb] are each in parentheses Indicates the weight percent content for the element.
  • the Du is an index indicating the effective grain size of austenite immediately before primary cooling after hot rolling, and when the value of Du defined by the relational expression 1 is 2 or more, the average grain size of asecular ferrite and/or bainitic ferrite is 2.0 It becomes ⁇ m or more, and the hole expansion rate can be secured at 25% or more.
  • the value of Du defined by the relational expression 1 exceeds 10
  • the grain size of austenite before transformation becomes too coarse, resulting in inferior impact properties, and the grain boundary concentration of boron element increases to delay phase transformation during secondary cooling. Accordingly, there is a problem that the elongation rate is inferior.
  • the lower limit of the value of Du defined by the relational expression 1 may be more preferably 4.4, or the upper limit of the value of Du defined by the relational expression 1 may be more preferably 7.8. there is.
  • the concentration of boron segregated at austenite grain boundaries shows different values for each grain boundary due to the influence of micro segregation during casting and grain size of austenite.
  • nucleation of aceular ferrite or bainitic ferrite occurs selectively in the secondary cooling step at an austenite grain boundary having a low boron concentration.
  • concentration of boron segregated at each grain boundary is low, so that nucleation is smooth. Therefore, the concentration of boron present in grain boundaries and the phase transformation behavior during secondary cooling are affected by the content of boron added in steel and the particle size of austenite, as shown in relational expression 2.
  • the lower limit of the value of Va may be more preferably 8.60 ⁇ 10 6
  • the upper limit of the value of Va may be more preferably 1.89 ⁇ 10 7 .
  • 1 is a graph showing the relationship between the content of boron and Du in which the above-described relational expressions 1 and 2 are simultaneously satisfied, and the microstructure intended in the present invention can be secured within a solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above is cooled, and at this time, it is preferable to perform it in stages according to the cooling temperature.
  • the hot-rolled steel sheet is firstly cooled at a cooling rate of 50°C/s or more to a temperature of Bs or less, and then cooled at a cooling rate of 25°C/s or less to a temperature of (Bs+Ms)/2 or more as defined in relational expression 3.
  • a cooling rate of 50°C/s or more to a temperature of Bs or less
  • a cooling rate of 25°C/s or less to a temperature of (Bs+Ms)/2 or more as defined in relational expression 3.
  • secondary cooling for ts time (seconds) it is preferable to perform tertiary cooling at a cooling rate of 30 °C/s or more to a temperature range of Ms °C to 500 °C.
  • ferrite granular ferrite
  • the production of ferrite is suppressed by rapidly cooling the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above to below the temperature (Bs) at which bainite starts to be formed. Then, by slowly cooling for ts time (seconds) to a temperature intermediate between the bainite initiation temperature (Bs) and the martensite initiation temperature (Ms), or a temperature higher than 10 to 25% in area fraction of a circular ferrite or bay Nitic ferrite can be secured.
  • the lower limit of the cooling end temperature (T1) of the primary cooling may be 500 ° C
  • the upper limit of the cooling end temperature (T1) of the primary cooling may be 540°C.
  • the cooling rate is less than 50 °C / s when the primary cooling is performed at a temperature of Bs or lower after completion of the hot rolling, there is a problem in that a ferrite phase is excessively formed during cooling.
  • the upper limit of the primary cooling rate is not particularly limited, but may be limited to 200° C./s or less because there is a concern that the plate shape may be distorted when the steel plate is excessively cooled.
  • the lower limit of the cooling rate during the primary cooling may be more preferably 70 °C / s, or the upper limit of the cooling rate during the primary cooling is more preferably 100 °C can be /s.
  • the lower limit of the cooling end temperature during the primary cooling is not particularly limited, but if it is excessively low, there is a concern that the cooling time during the subsequent secondary cooling may not be sufficient, so it is revealed that it can be limited to Bs-100 ° C. put
  • the hard cooling is terminated, and secondary cooling can be performed at a temperature of (Bs+Ms)/2 or higher at a cooling rate of 25 ° C./s or less.
  • the growth of bainitic ferrite occurs while the primary cooled hot-rolled steel sheet is cooled from the primary cooled temperature to the target temperature of secondary cooling.
  • k(T) is an index representing the growth rate of bainitic ferrite, and is affected by the alloy components of the steel as well as the phase transformation temperature and the grain size after hot rolling. Accordingly, when the value of relational expression 3, that is, the relationship between k(T) and holding time (exp(-k(T) ⁇ (ts) 2 )) is less than 0.75, the fraction of acyclic ferrite or bainitic ferrite becomes excessive. Although the elongation is excellent, the target level of strength cannot be secured. On the other hand, when the value exceeds 0.9, there is a problem that the elongation rate is deteriorated.
  • T1 represents the primary cooling end temperature [°C]
  • T2 represents the end of secondary cooling Indicates the temperature [° C.]
  • [C], [Si], [Mn], [Cr] and [Mo] indicate the weight% content of the element in parentheses, respectively.
  • the temperature of the steel sheet may rise due to transformation exotherm caused by bainite phase transformation during secondary cooling according to the above conditions.
  • the cooling rate during the secondary cooling may be controlled to 25° C./s or less in order to minimize the temperature rise of the steel sheet due to the transformation heat.
  • the cooling rate exceeds 25° C./s, there is a concern that the plate shape may be distorted.
  • the secondary cooling in the present invention also includes an air cooling process.
  • the lower limit of the cooling rate during the secondary cooling may be 5.0 ° C / s, or the upper limit of the cooling rate during the secondary cooling may be 20.0 ° C / s.
  • the lower limit of the value of exp(-k(T) ⁇ (ts) 2 ) according to the above relational expression 3 may be 0.79, or according to the above relational expression 3
  • the upper limit of the value of exp(-k(T) ⁇ (ts) 2 ) may be 0.88.
  • the cooling end temperature T2 of the secondary cooling may be lower than the cooling end temperature of the primary cooling, or, preferably, the cooling end temperature of the secondary cooling ( T2) may be a temperature 20° C. or more lower than the cooling end temperature T1 of the primary cooling. More preferably, the cooling end temperature (T2) of the secondary cooling may be 20° C. lower than the cooling end temperature (T1) of the primary cooling.
  • the lower limit of the cooling end temperature (T2) of the secondary cooling may be 480 ° C, or the upper limit of the cooling end temperature (T2) of the secondary cooling. may be 520°C.
  • the lower limit of the cooling time of the secondary cooling may be 1.0 seconds, or the upper limit of the cooling time of the secondary cooling may be 4.0 seconds.
  • the cooling rate in the tertiary cooling step accompanied by rapid phase transformation is preferably performed at 100° C./s or less.
  • the lower limit of the cooling rate during the tertiary cooling may be more preferably 35 °C / s, or the upper limit of the cooling rate during the tertiary cooling is more preferably 80 °C / s can be
  • the cooling end temperature that is, the coiling temperature exceeds 500 ° C.
  • the dislocation density inside the low-temperature bainite and martensite excessively decreases and the yield strength and tensile strength may deteriorate as the carbide becomes coarse.
  • the coiling temperature is below Ms, martensitic transformation proceeds immediately before coiling, resulting in shape defects and temperature deviation, resulting in increased material deviation in the steel sheet.
  • Bs and Ms can be derived by the formula below, and each element means a weight content.
  • Ms (°C) 550 - 330 ⁇ [C] - 41 ⁇ [Mn] - 20 ⁇ [Si] - 20 ⁇ [Cr] - 10 ⁇ [Mo] + 30 ⁇ [Al]
  • the lower limit of the cooling end temperature of the tertiary cooling may be 400 °C, or the upper limit of the cooling end temperature of the tertiary cooling may be 430 °C .
  • final cooling may be performed to obtain a target hot-rolled steel sheet.
  • final cooling can be completed by performing air cooling to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention obtained by completing the final cooling may be additionally pickled and oiled.
  • a hot-dip galvanizing process may be performed by heating the pickled and lubricated hot-rolled steel sheet in a temperature range of 420 to 740 ° C.
  • the hot-dip galvanizing process may use a zinc-based plating bath, and the alloy composition in the zinc-based plating bath is not particularly limited.
  • Each of the prepared steel slabs was reheated at 1200° C., and then subjected to hot rolling, cooling, winding, and final cooling (air cooling) processes under the conditions shown in Table 2 below to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 2.5 mm.
  • the total reduction rate of the final 2 passes was uniformly applied at 25%
  • the cooling rate during the first cooling was uniformly applied at 70 ° C / s
  • the cooling rate at the time of the third cooling was uniformly applied at 35 ° C / s was applied.
  • yield strength, tensile strength and elongation were measured at room temperature using a universal tensile tester after taking JIS-5 standard test pieces in 5 places in a direction perpendicular to the rolling direction. At this time, the yield strength, tensile strength, and elongation were expressed as 0.2% off-set yield strength, maximum tensile strength, and elongation at break, respectively, and the elongation was shown together with the standard deviation measured at five locations.
  • the hole expandability was measured according to the ISO TS16630 standard method for the same specimen as in the tensile test.
  • each hot-rolled steel sheet was observed at 10,000 magnification using a scanning electron microscope and an image analyzer after etching the same specimen as in the tensile test with a Nital etching method, and Fractions were calculated.
  • the average size of at least one type selected from ash cooler ferrite and bainitic ferrite represents an equivalent circle diameter
  • the average spacing of at least one type selected from ash cooler ferrite and bainitic ferrite represents the distance between the closest 5 microstructures for each microstructure. The average of was indicated.
  • the microstructure was observed for a cross section of the specimen, that is, a cross section perpendicular to the rolling direction.
  • Du* ⁇ FDT+(7.4 ⁇ [C])-(24.7 ⁇ [Si])-(4.7 ⁇ [Mn])-(3.9 ⁇ [Cr])-(5.2 ⁇ [Mo])-(560 ⁇ [Ti]) ])-(1110 ⁇ [Nb]) ⁇ 0.049-34.2
  • Inventive Examples 1 to 12 which satisfy both the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention, are configured to satisfy the microstructure proposed in the present invention, thereby targeting strength and formability. was able to secure
  • Comparative Example 1 which is not satisfied with the alloy composition system proposed in the present invention because boron is not added, it is impossible to secure the target strength due to excessive generation of acyclic ferrite and bainitic ferrite during secondary cooling. Due to the strength, the elongation tended to be relatively high.
  • Comparative Examples 2 and 3 are cases in which the concentration of boron existing at the grain boundary is not appropriate and thus deviate from relational expression 2.
  • Comparative Example 2 the fraction of secondary phase soft tissue was insufficient due to excessive boron concentration present at the grain boundary, and elongation could not be secured.
  • Comparative Example 3 the fraction of the secondary phase vertical structure was excessive due to insufficient boron concentration present in grain boundaries, and thus yield strength and tensile strength could not be secured.
  • 1 is a graph showing the relationship between the boron content and Du in which Relational Expressions 1 and 2 are simultaneously satisfied.
  • the microstructure intended in the present invention can be secured within the solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • inventive example 1 is a microstructure, and a base structure and a secondary phase to be implemented in the present invention are appropriately formed.
  • FIG. 2(b) in Comparative Example 5, it can be confirmed that the secondary phase soft tissue is not sufficiently produced.

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수하고 강판 내 재질이 균일한 초고강도 열연 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 이의 제조 방법
본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수하고 강판 내 재질분포가 균일한 초고강도 열연 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위하여 자동차 시장의 주류인 내연기관 자동차에서 전기 자동차 등의 친환경 차량으로의 전환이 급속히 이루어지고 있다.
내연기관 자동차에서 전기 자동차 등으로 전환됨에 따라 자동차를 구성하는 부품의 종류 역시 변화하면서, 자동차의 중량에도 변화가 이루어지고 있다. 예를 들어, 동일 모델에서 출시된 내연기관 자동차와 전기 자동차의 중량을 비교하면, 전기 자동차의 중량이 내연기관 자동차 대비 대략 배터리 무게만큼 증가하는 것으로 알려져 있다.
한편, 자동차의 샤시 부품은 차체를 지지하는 역할을 하며, 주행 중 노면의 진동과 충격을 흡수하여 승차감과 주행 안정성을 확보하는 데에 중요한 부품이다. 자동차의 중량이 증가되면 상기 샤시 부품에 인가되는 피로하중이 높아지므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품에 적용되는 강재는 피로강도가 우수할 것이 요구된다.
강재의 피로강도는 인장강도 및 항복강도에 비례하므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품 용도로 적용되는 강재는 인장강도와 항복강도를 향상시킬 필요가 있다.
또한, 샤시 부품은 프레스 성형에 의해 제조되므로, 피로강도를 향상시키기 위한 인장강도 및 항복강도의 향상과 더불어, 프레스 성형에 적합한 연신율과 구멍 확장성 등의 성형성 확보가 요구된다. 한편, 강판 내에 미세조직이 불균일하여 국부적으로 성형성이 열위한 영역이 존재하는 경우, 프레스 성형 시 가공 크랙이 발생하여 생산성을 저하시키는 원인이 될 수 있다. 따라서, 연신률과 구멍 확장성 등의 성형성이 강판 내에 고르게 분포하도록 제조하는 것이 중요하다. 샤시 부재로 사용되는 열연 강판의 경우, 열간 압연 후 냉각수에 의해 강판의 온도가 제어된다는 특징이 있으므로 국부적인 온도 편차가 냉각 중 형상 불량을 유발하고, 형상 불량이 다시 온도편차를 유발하여 결과적으로 재질편차가 증가할 수 있는 가능성이 높으므로, 강판 제조 시 강판 내 온도 편차가 발생하지 않도록 하는 것이 중요하다. 특히, 미세조직으로 저온 베이나이트와 마르텐사이트를 다량 사용하는 초고강도 강판의 경우, 급냉과 급격한 상변태 속도에 의해 형상불량이 발생할 가능성이 증가하므로 각별한 주의가 필요하다 할 수 있다.
지금까지 열연강판의 강도와 성형성을 향상시키기 위한 다양한 기술이 제안되어 왔다.
일 예로, 특허문헌 1에서는 열간 압연 후 Ms 온도 이하, 200℃ 이상의 온도까지 냉각 한 후 권취하여 강의 미세조직을 합계 면적률로 90% 이상의 하부 베이나이트상 및/또는 템퍼링 마르텐사이트를 형성하는 방법을 개시하고 있다. 이러한, 특허문헌 1에 의하면 열연강판의 인장강도는 1180MPa 이상, 우수한 신장 플랜지 성형성 및 굽힘성을 확보할 수 있는 반면, Ms 이하의 온도까지 수냉에 의해 냉각되기 때문에 급격한 마르텐사이트의 상변태 거동에 기인한 형상불량과 이에 따른 강판내 재질편차가 우려된다.
따라서, 전기 자동차와 같은 친환경 차량 등의 샤시 부품의 주행 안정성을 확보하기 위해서는 인장강도와 항복강도가 높아 피로수명이 우수할 뿐만 아니라, 프레스 성형이 용이하도록 연신율과 구멍 확장성 등의 성형성이 우수함과 동시에 강판 내 재질이 균일한 강재의 개발이 필요한 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 출원번호 2019-553584호
본 발명의 일 측면에 따르면, 강도가 높아 피로성능이 우수할 뿐만 아니라, 성형성이 우수하여 프레스 성형에 적합하고, 강판 내 재질 분포가 균일한 열연 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 0.01~1.8%, 망간(Mn): 1.6~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~0.1%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로서, 면적분율로, 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상: 75~90%, 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상: 10~25%, 및 기타 상: 5% 이하(0% 포함)를 포함하는, 초고강도 열연 강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 0.01~1.8%, 망간(Mn): 1.6~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~0.1%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연 강판을 제조하는 단계;
상기 열연 강판을 Bs 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각 후 Ms℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 3차 냉각하는 단계; 및
상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
상기 열간압연 시, 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법을 제공한다.
[관계식 1]
Du = {FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])}×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명에 의하면, 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지면서도 성형성이 우수하고 강판내 재질이 균일한 열연 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 이에 따라, 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로서, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2는 발명예 1(a)과 비교예 5(b)의 미세조직을 주사 전자 현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것이 아니다.
인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 얻기 위한 종래의 열연 강판의 제조방법은 열간 압연 후 다량의 냉각수를 분사하여 강판을 Ms 온도 이하로 냉각하여 마르텐사이트를 주상으로 하는 방법이 널리 적용되어 왔다. 하지만, 마르텐사이트를 주상으로 하는 경우, 연신률과 굽힘성 및 구멍 확장성이 악화되는 문제가 있다. 뿐만 아니라, 냉각 중 급격한 격자 팽창에 기인하는 형상 불량과 강판 내 온도 불균일로 판 내에 상변태 잔류 응력이 집중되는 부위가 생성되어 부품 가공을 위한 성형 시 성형 크랙이 발생하는 문제가 있다.
이에, 본 발명자들은, 베이나이트와 마르텐사이트를 활용하여 초고강도를 확보함과 동시에, 애시큘라 페라이트 혹은 베이니틱 페라이트를 조직 내에 균일하게 분산하여 변형 시 특정 위치에서 응력이 과도하게 집중되는 것을 방지하여 성형성을 확보할 수 있음을 발견하였다. 또한, Ms 온도 이상에서 권취하여 급격한 마르텐사이트의 생성을 회피함으로써, 강판 내 재질이 균일한 초고강도 열연 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 이하에서 본 발명에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수하고 강판 내 재질이 균일한 초고강도 열연 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 0.01~1.8%, 망간(Mn): 1.6~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~0.1%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%를 포함할 수 있다.
이하에서는 본 발명에서 열연 강판의 성분 첨가 이유와 함량 한정 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.06~0.18%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 가장 경제적이면서도 효과적인 원소로서, 이러한 C의 함량이 증가할수록 강판의 강도는 증가한다. 본 발명에서 상기 C는 하부 베이나이트와 마르텐사이트 내에 미세 탄화물 혹은 고용 상태로 존재하여 강의 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다.
상기 C의 함량이 0.06% 미만이면, 인장강도 1180MPa 이상의 강도의 확보가 곤란해지고, 반면 C의 함량이 0.18%를 초과하면, 용접성이 악화되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 상기 C는 0.06~0.18%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 상기 C 함량의 하한은 0.07%일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.09%일 수 있다. 또한, 상기 C 함량의 상한은 0.15%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.8%
실리콘(Si)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한, 냉각 중 페라이트의 생성을 방지하여 하부 베이나이트 및/또는 마르텐사이트 상이 형성되도록 함으로써 강도를 향상시킨다.
상기 Si의 함량이 0.01% 미만이면, 고용강화 효과와 페라이트 변태 지연효과가 낮아져 인장강도를 확보하기 어려워진다. 반면, Si의 함량이 1.8%를 초과하면, 슬라브 재가열시 슬라브 표면에 Fe-Si 복합산화물을 형성하여 강판 표면품질이 악화될 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si은 0.01~1.8%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.1% 이상, 보다 더 유리하게는 Si 함량의 하한은 0.2%일 수 있다. 또한, 상기 Si 함량의 상한은 1.5%일 수 있고, 보다 바람직하게는 1.3%일 수 있다.
망간(Mn): 1.6~3.5%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 방지하여 저온 변태 조직의 형성을 용이하게 한다. 이러한 Mn의 함량이 1.6% 미만이면, 경화능이 부족하여 페라이트의 분율이 과도하게 증가하는 문제가 있다. 반면, Mn의 함량이 3.5%를 초과하면, 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 연신율이 저하된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.6~3.5%로 포함할 수 있고, 보다 유리하게는 Mn 함량의 하한은 1.8%일 수 있고, 혹은 Mn 함량의 상한은 2.5%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.001~0.1%
알루미늄(Al)은 용강의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서, 탈산 후에는 강 내에 일부 존재하게 된다. 이러한 Al은 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면, 강 중에 산화물 및 질화물계 개재물의 증가를 초래하여, 강판의 성형성을 열화시킨다. 한편, 상기 Al의 함량이 0.001% 미만이면, Al의 과도한 저감으로 인한 불필요한 정련비용의 증가를 초래하여 경제적으로 불리하다. 따라서, 본 발명에서 상기 Al은 0.001~0.1%로 포함할 수 있고, 보다 유리하게 상기 Al 함량의 하한은 0.005%일 수 있고, 혹은 0.02%일 수 있다. 혹은, 보다 유리하게 상기 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있고, 혹은 0.025%일 수 있다.
크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 이러한 Cr의 함량이 2.5%를 초과하면, 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않아 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 연신율을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 2.5% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.5% 이하로 포함할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게, 상기 Cr 함량의 상한은 0.9%일 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Cr을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로, Cr 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Cr을 의도적으로 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함)
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 하고, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 상기 Mo의 함량이 2.0%를 초과하면, 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않게 된다. 이로 인해, 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 연신율이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Mo을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로, Mo 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Mo을 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
티타늄(Ti): 0.01~0.15%
티타늄(Ti)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 강중의 질소(N)를 제거하여 BN의 생성을 억제함으로써 보론(B)이 오스테나이트 입계에 농화되도록 하는 역할과 함께 압연 전 오스테나이트의 입도를 제어하는 용도로 사용한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti을 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 강중의 질소(N)를 제거하기 위해 질소(N) 함량의 2.9배 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.15%를 초과하게 되면 연속 주조시 산화물을 형성하여 주조 노즐막힘 등의 문제가 발생할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.01~0.15%로 포함할 수 있고, 보다 유리하게는 상기 Ti 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 Ti 함량의 상한은 0.12%일 수 있다.
보론(B): 0.0005~0.003%
보론은 오스테나이트 입계에 농화되어 입계에너지를 저감함으로써 강의 경화능을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 오스테나이트 입계에서 확산변태로 상변태의 핵생성이 일어나는 페라이트와 상부 베이나이트의 상변태를 억제하여 주상을 하부 베이나이트와 마르텐사이트가 확보될 수 있도록 하는 역할을 한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 B의 농도는 0.0005% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.003%를 초과하는 경우, 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 연신율이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.0005~0.003%로 포함될 수 있으며, 보다 유리하게는 B 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 B 함량의 상한은 0.0025%일 수 있다.
인(P): 0.0001~0.05%
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 편석에 의해 강의 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 P은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 P의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 P의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 P 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 P 함량의 상한은 0.013%일 수 있다.
황(S): 0.0001~0.05%
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 그로 인해 강의 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 S은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 S의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 S의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 S 함량의 하한은 0.0003%일 수 있고, 혹은 S 함량의 상한은 0.0012%일 수 있다.
질소(N): 0.0001~0.02%
질소(N)는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하여 강의 가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 N은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 N의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 N의 상한은 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 N 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 N 함량의 상한은 0.006%일 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성 이외에, 선택적으로 니오븀(Nb)을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.2%
니오븀(Nb)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 열간압연 시 재결정을 지연하여 오스테나이트의 입도를 제어하는 역할을 한다. Nb의 함량이 0.01% 미만에서는 입도를 제어하는 효과가 낮으며, Nb의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 오스테나이트의 결정립도가 지나치게 미세하여 성형성이 악화될 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량은 0.01~0.2%를 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 열연강판은 900MPa 이상의 항복강도와, 1180MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위해 기지조직으로 저온 변태 조직인 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1 이상을 기지 조직으로서 포함한다. 따라서, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상은 면적분율로, 75~90% 포함할 수 있다.
본 발명에서 열간압연 후 행해지는 3차 냉각 이후 오스테나이트는 저온 베이나이트 또는 마르텐사이트로 변태한다. 저온 베이나이트와 마르텐사이트는 전단변태(Displacive Phase Transformation)로 생성되므로, 변태 중 생성되는 전단 변형을 저감하기 위해 조직내에 생성되는 나선 전위와 상 변태에 의한 부피 팽창을 수용하기 위해 생성되는 칼날 전위에 의해 조직 내에 높은 수준의 전위밀도가 존재한다. 따라서, 조직 내에 고용되어 있는 탄소 및 미세한 탄화물에 의해 강의 항복강도와 인장강도를 향상하기에 적합하다. 한편, 높은 수준의 전위 밀도와 고용 탄소 및 미세 탄화물은 조직 내 전위의 이동을 방해하므로, 연신률이 열위해지는 특징이 있다.
따라서, 본 발명은 항복강도 및 인장강도 확보 측면에서 상기 저온 변태조직인 저온 베이나이트(LB) 및 마르텐사이트(M) 중에서 선택된 1종 이상을 면적%로, 75% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 연신율을 동시에 확보하기 위하여 90% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게, 상기 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상의 분율의 하한은 76.9%일 수 있고, 혹은 상기 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상의 분율의 상한은 86.6%일 수 있다.
본 발명에서 상기 저온 베이나이트와 마르텐사이트는 공통적으로 래스(lath) 구조 내의 입계 및 입내에 철 탄화물을 포함하고 있으므로, 합계 분율로 관리해야 한다. 따라서, 본 발명에서는 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상의 분율을 관리한다.
한편, 본 발명에 따른 열연강판은, 애시큘러 페라이트(AC) 및 베이니틱 페라이트(BF) 중에서 선택된 1 이상을 면적분율로 10~25%로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강은 열간압연 후 1차 냉각시 페라이트 상 변태를 회피하여 Bs(베이나이트 변태 개시 온도) 이하의 온도로 냉각된 다음, 후속하는 2차 냉각 중에 서냉함으로써 베이나이트 변태가 진행된다. 이때의 베이나이트 변태는 고온 베이나이트 변태역에서 발생하게 된다. 따라서, 베이니틱 페라이트의 생성과 탄소의 미변태 오스테나이트로의 확산 현상이 일어나고, 베이니틱 페라이트 내부에는 탄화물이 생성되지 않는 특징이 있다. 한편, 전단변태로 생성된 베이니틱 페라이트 내부에는 다량의 전위가 존재하지만, 상기 2차 냉각과 후속 권취 후의 회복 현상에 의해 전위밀도가 적정 수준으로 감소하므로 강판의 연신율이 향상되는 효과가 있다.
상기 Bs 온도 이하에서 생성된 베이니틱 페라이트는 극저탄소강에서 과냉시 생성되는 애시큘러 페라이트와 형상 및 성질이 유사하므로, 본 발명에서는 상기 베이니틱 페라이트와 애시큘러 페라이트의 총합 분율로 관리함을 밝혀둔다. 따라서, 본 발명에서는 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1 이상의 분율을 관리한다.
상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상이 10% 미만이면, 연신율의 확보가 곤란해지는 문제가 있다. 반면, 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상이 25%를 초과하게 되면, 강도를 향상시키는 역할을 하는 저온 변태 조직의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 분율의 하한은 12.4%일 수 있고, 혹은 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 분율의 상한은 21.0%일 수 있다.
이 때, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기는 2.0㎛ 이상일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기의 하한은 3.9㎛일 수 있고, 혹은 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기의 상한은 6.2㎛일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격은 3㎛ 이상일 수 있다. 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격의 하한은 6.2㎛일 수 있고, 혹은 상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격의 상한은 13.2㎛일 수 있다.
이 때, 상기 애시쿨러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기는 원상당 직경을 의미하고, 상기 애시쿨러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격은 각각의 미세조직에 대해 최인접한 5개의 조직간 거리의 평균을 의미한다.
3차 냉각 이후 생성되는 저온 베이나이트와 마르텐사이트는 오스테나이트 내부에서 핵생성이 용이한 지점에서 상변태가 먼저 시작된다. 이후, 상변태가 지속적으로 일어남에 따라 마지막으로 상변태되는 지점은 국부적으로 내부의 전위밀도가 과도하게 높게 되어 성형 공정에서 응력이 용이하게 집중됨으로써 조직 내에 미세한 크기의 균열이 생성되어 구멍 확장성이 악화되는 문제가 있다. 한편, 기지 조직인 저온 변태조직 내에 연질의 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트가 적정한 크기로 고르게 분포되어 있으면, 성형 중 변형을 고르게 수용함으로써 응력의 국부 집중을 방지하여 구멍 확장성이 향상되는 효과가 있다.
따라서, 연질 조직인 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기가 2.0㎛ 미만인 경우, 변형 수용의 효과가 낮아 구멍 확장성의 향상을 기대할 수 없다. 또한, 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격이 3.0㎛ 미만인 경우, 연질강의 분율이 과도하게 증가하므로 항복강도와 인장강도가 열위해질 수 있다. 연질 조직의 평균 크기의 상한과 평균 간격의 상한에 대해서는 따로 규제하지는 않으나, 연질조직의 전체 분율이 10~25% 범위를 만족하는 조건에서는 상기 연질 조직의 평균 크기는 바람직하게 20㎛ 이하인 것이 바람직하고, 상기 연질 조직의 평균 간격은 20㎛ 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 열연강판은 상술한 조직 이외에 기타상으로서 페라이트, 탄화물 및 잔류 오스테나이트 등을 포함할 수 있으며, 다만 이들은 면적분율 5% 이하로 제어되는 것이 바람직하다. 여기서, 전술한 페라이트는 입상 페라이트를 의미한다.
특히, 열간압연 후 냉각 중 생성되는 페라이트는 통상적으로 확산 변태에 의해 생성되므로 강도가 낮은 특징이 있다. 이러한 페라이트를 5% 이하(0% 포함)로 제어함으로써, 페라이트 생성 후 잔여 오스테나이트가 베이나이트와 마르텐사이트로 변태될 때 생성되는 격자 변형을 수용하기 위하여 이전에 형성된 페라이트가 전단변형을 받게 된다. 따라서, 페라이트 내부의 전위밀도가 높은 수준으로 유지되어, 페라이트 등의 기타상을 5% 이하로 포함하더라도, 강의 강도가 크게 저하되지 않음을 확인하였다. 하지만, 페라이트의 분율이 5% 초과이면, 강의 강도가 저하되므로 바람직하지 못하다.
한편, 본 제품의 제조공정에서 탄화물이 생성될 수 있다. 본 발명은 제2상으로 저온 변태 조직을 활용하여 강도의 향상을 도모하므로, 탄화물의 생성은 제2상 분율의 저하를 일으킬 수 있다. 즉, 탄화물의 과도한 생성은 본 발명에서 목표로 하는 강화 효과를 저해한다. 다만, 상 중 Ti과 Nb이 존재하는 경우 합금 탄질화물이 형성될 수 있으며, 이 경우 결정립 미세화에 의한 추가적인 강화 효과를 기대할 수 있으나, 조대 탄화물은 강의 인성을 저해하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 탄화물은 5% 미만인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 열연강판은 미세조직으로서, 전술한 기타상으로서 잔류 오스테나이트만을 포함할 수 있다. 따라서, 상기 열연강판은, 미세조직으로서, 면적%로 잔류 오스테나이트를 5% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다. 본 발명의 2차 냉각 중 베이니틱 페라이트의 생성 시, 성장하는 베이니틱 페라이트에 고립된 섬 형상의 오스테나이트는 탄소 농화에 의해 후속 냉각과정에서 베이나이트와 마르텐사이트 변태가 일어나지 않고 상온까지 잔류할 수 있다. 잔류 오스테나이트의 분율이 낮은 경우 물성에 미치는 영향이 미미할 수 있으나, 그 분율이 5%를 초과하는 경우 구멍 확장성이 열위해지고, 수소지연 파괴의 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서 잔류 오스테나이트의 분율은 5% 이하가 바람직하고, 더 바람직하게는 3% 이하로 관리할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게, 상기 잔류 오스테나이트의 분율의 하한은 0.9%일 수 있고, 혹은 상기 잔류 오스테나이트의 분율의 상한은 2.1%일 수 있다.
상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 열연강판은 항복강도(YS) 900MPa 이상(혹은, 948~1064MPa), 인장강도(TS) 1180MPa 이상(혹은, 1204~1343MPa)으로 고강도이면서, 연신율(El)(즉, El 평균)이 7% 이상(혹은, 8.4~12.6%)이고, 연신율의 표준편차가 2% 이하(0.3~1.1%)이고, 구멍확장률(HER)이 25% 이상(혹은, 27~36%)으로 성형성이 우수할 뿐만 아니라, 강판 내 재질 분포가 균일한 특징이 있다.
다음으로, 이하에서는 본 발명의 또 다른 일 측면인 성형성이 우수하고 강판 내 재질이 균일한 초고강도 강판의 제조 방법에 대하여 자세히 설명한다. 다만, 본 발명의 초고강도 강판이 반드시 이하의 제조 방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
본 발명에 따른 열연강판은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 일련의 공정을 행함으로써 제조할 수 있다. 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
본 발명에서는 압연 공정을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1350℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 합금원소의 균질화가 충분하지 못하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 슬라브 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 강판의 표면품질이 저하될 우려가 있다.
[열간압연]
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때, 상기 열간압연은 750~1150℃의 온도범위에서 행하며, 최종 2패스(pass)의 총 압하량을 10~40%로 제어하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 시 1150℃를 초과하는 온도에서 개시하면, 압연 후 강판 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 산세 공정을 행하더라도 효과적으로 제어되지 못하여, 표면품질이 열위해진다. 반면, 750℃보다 낮은 온도에서 열간압연이 행해지면, 압연 부하가 과도하게 증가하여 작업성이 저하되고, 압연 중 페라이트가 생성되어 이방성이 열위해지는 문제가 있다.
통상, 열간압연 시 다단 압연으로 실시하는 것은 압연 부하를 저감하고, 두께를 정밀하게 제어하기 위함이다. 이러한 다단 압연으로 열간압연을 행함에 있어서, 최종 2패스(후단 2패스)의 압하율 총 합(혹은, 총 압하율)이 40%를 초과하게 되면, 최종 2패스의 압연 부하가 과도하게 되어 작업성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 최종 2패스의 압하율 총 합이 10% 미만이면, 강판의 온도가 급격히 저하되어 형상 불량을 유발하는 문제가 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 열간압연 시, 최종 2패스(pass)의 총 압하율의 하한은 보다 바람직하게 25%일 수 있고, 혹은 상기 열간압연 시, 최종 2패스(pass)의 총 압하율의 상한은 보다 바람직하게 38%일 수 있다.
한편, 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도는 합금 성분, 압연 종료 온도 및 압하량의 영향을 받으며, 이는 후속하는 냉각 공정에서의 페라이트와 베이나이트 생성 거동 및 최종 미세조직에 영향을 미치게 된다. 또한, 본 발명에서 주요 구성 상인 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율 및 크기는 열간압연 후 오스테나이트 결정립에 의해 큰 영향을 받는다.
등축 페라이트와 펄라이트는 상변태 중 원소의 확산에 의해 결정립이 성장하므로 상변태 후 조직의 크기는 상변태 온도와 유지 시간의 영향을 받는다. 반면, 베이나이트와 같은 전단 변태에 의해 생성된 애시큘라 페라이트 및 베이니틱 페라이트는 오스테나이트 결정립내에서만 성장이 일어나게 되어 그 크기가 변태 전 오스테나이트 크기보다 클 수는 없다. 따라서, 애시큘라 페라이트 및 베이니틱 페라이트의 크기를 제어하기 위해서는 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 유리하다.
이에, 본 발명은 열간압연 후 오스테나이트의 유효결정립도를 압연 종료 온도(FDT)와 특정 합금조성 간의 관계로서 도출하고, 구체적으로는 하기 관계식 1로 정의한다. 즉, 열간압연 시, 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행한다.
[관계식 1]
Du=
FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])}×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상기 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효 결정립도를 나타내는 지표로서, 상기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2 이상이면, 애시큘러 페라이트 및(또는) 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 2.0㎛ 이상이 되어 구멍확장률을 25% 이상으로 확보할 수 있다. 한편, 상기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 10을 초과하게 되면, 변태 전 오스테나이트의 결정립도가 지나치게 조대해져 충격성이 열위해지고, 보론 원소의 입계 농도가 증가하여 2차 냉각 중 상변태를 지연시킴에 따라 연신율이 열위해지는 문제가 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 관계식 1로 정의되는 Du의 값의 하한은 보다 바람직하게 4.4일 수 있고, 혹은 상기 관계식 1로 정의되는 Du의 값의 상한은 보다 바람직하게 7.8일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보론은 오스테나이트의 입계에 편석하여 오스테나이트 입계를 안정화시킴으로써 페라이트와 상부 베이나이트의 핵생성을 지연하여 상변태 속도를 저하시키는 역할을 한다. 본 발명에서 의도하는 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 면적 분율과 평균 간격을 확보하기 위해서는 오스테나이트의 입계에 편석되어 있는 보론의 농도를 제어하는 것이 중요하다. 오스테나이트 입계에 편석된 보론의 농도는 주조 시의 미소 편석과 오스테나이트의 입도의 영향으로 입계마다 상이한 수치를 나타낸다. 이 중, 보론 원소의 농도가 낮은 오스테나이트 입계에서 선택적으로 2차 냉각 단계에서 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 핵생성이 발생한다. 일반적으로, 오스테나이트 입도가 작은 경우 각 입계에 편석된 보론의 농도는 낮아 핵생성이 원활하고, 입도가 큰 경우 입계에 편석된 보론의 농도가 높으므로 핵생성이 지연되는 것을 예상할 수 있다. 따라서, 입계에 존재하는 보론의 농도 및 2차 냉각시의 상변태 거동은 관계식 2와 같이 강 중에 첨가된 보론의 함량과 오스테나이트의 입도의 영향을 받는다.
관계식 2는 냉각 직전의 오스테나이트의 입계 분포하는 보론(B)의 농도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010의 값(즉, Va[=Du×Bat×2.968×1010]의 값)이 5.0×106 미만인 경우, 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율이 과다하여 항복강도와 인장강도를 확보할 수 없다. 반면, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010의 값이 2.0×107을 초과하는 경우, 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 2차 냉각 시간이 지나치게 길어져서 연신률이 열위해지는 문제가 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 Va의 값의 하한은 보다 바람직하게 8.60×106일 수 있고, 혹은 상기 Va의 값의 상한은 보다 바람직하게 1.89×107일 수 있다.
[관계식 2]
5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
(상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내고, [B]는 보론(B)의 중량% 함량을 나타낸다.)
도 1은 전술한 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로서, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
[냉각 및 권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각하며, 이때 냉각되는 온도에 따라 단계적으로 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 열연강판을 Bs 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 다음, (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 관계식 3에 정의된 ts 시간(초) 동안 2차 냉각한 후, Ms℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 베이나이트가 생성되기 시작하는 온도(Bs) 이하로 빠르게 냉각하여 페라이트(입상 페라이트)의 생성을 억제한다. 이어서, 베이나이트 개시 온도(Bs)와 마르텐사이트 개시 온도(Ms)의 중간 온도, 또는 그 이상의 온도까지 ts 시간(초) 동안 서서히 냉각시킴에 의해 면적분율로 10~25%의 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트를 확보할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 1차 냉각의 냉각종료온도(T1)의 하한은 500℃일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각의 냉각종료온도(T1)의 상한은 540℃일 수 있다.
상기 열간압연을 완료한 이후 Bs 이하의 온도로 1차 냉각을 행할 시 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트 상이 과도하게 형성되는 문제가 있다. 이때, 1차 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 강판이 너무 과도하게 냉각되는 경우 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있으므로, 200℃/s 이하로 제한할 수 있다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 1차 냉각 시 냉각속도의 하한은 보다 바람직하게는 70℃/s일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각 시 냉각속도의 상한은 보다 바람직하게는 100℃/s일 수 있다.
상기 1차 냉각 시 냉각종료온도 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 과도하게 낮아지는 경우 후속 2차 냉각 시의 냉각시간이 충분하지 못하게 될 우려가 있으므로, Bs-100℃로 제한할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 1차 냉각에 의해 열연강판의 온도가 Bs 이하가 되면 강냉을 종료하고, 25℃/s 이하의 냉각속도로 (Bs+Ms)/2 이상의 온도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 1차 냉각된 열연강판은 1차 냉각된 온도에서 2차 냉각의 목표 온도까지 냉각하는 동안 베이니틱 페라이트의 성장이 일어나게 되는데, 특별히 본 발명에서 목표로 하는 분율을 얻기 위하여 하기 관계식 3을 만족하는 시간(ts, 초(sec)) 동안 상기 2차 냉각을 유지하는 것이 바람직하다.
관계식 3에서 k(T)는 베이니틱 페라이트의 성장속도를 나타내는 지표로서, 강의 합금성분뿐만 아니라 상 변태 온도와 열간압연 후의 입도 크기에 영향을 받는다. 이에 따른, 관계식 3의 값, 즉 k(T)와 유지시간의 관계(exp(-k(T)×(ts)2))가 0.75 미만이면, 애시큘러 페라이트 또는 베이니틱 페라이트의 분율이 과도해져 연신율은 우수하지만 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면 그 값이 0.9를 초과하게 되면, 연신율이 열화되는 문제가 있다.
[관계식 3]
0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
(상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
Figure PCTKR2022018467-appb-img-000001
(상기 관계식 4에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상술한 조건에 따라서 2차 냉각을 행하는 동안 베이나이트 상 변태로 기인한 변태 발열에 의해 강판의 온도가 상승할 수 있다. 이때, 지나친 발열에 의해 전위밀도가 과도하게 감소할 수 있으므로, 변태 발열에 의한 강판의 온도 상승을 최소화하기 위하여 2차 냉각 시 냉각속도를 25℃/s 이하로 제어할 수 있다. 상기 냉각속도가 25℃/s를 초과하게 되면 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있다. 본 발명에서 상기 2차 냉각은 공냉(air cooling)의 공정도 포함함을 밝혀둔다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 2차 냉각 시 냉각속도의 하한은 5.0℃/s일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각 시 냉각속도의 상한은 20.0℃/s일 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 관계식 3에 따른 exp(-k(T)×(ts)2)의 값의 하한은 0.79일 수 있고, 혹은 상기 관계식 3에 따른 exp(-k(T)×(ts)2)의 값의 상한은 0.88일 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 2차 냉각의 냉각종료온도(T2)는 상기 1차 냉각의 냉각종료온도보다 낮을 수 있다 혹은, 바람직하게는, 상기 2차 냉각의 냉각종료온도(T2)는 상기 1차 냉각의 냉각종료온도(T1)보다 20℃ 이상 낮은 온도일 수 있다. 보다 바람직하게는, 상기 2차 냉각의 냉각종료온도(T2)는 상기 1차 냉각의 냉각종료온도(T1)보다 20℃ 낮은 온도일 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 2차 냉각의 냉각종료온도(T2)의 하한은 480℃일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 냉각종료온도(T2)의 상한은 520℃일 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 2차 냉각의 냉각 시간의 하한은 1.0초일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 냉각 시간의 상한은 4.0초일 수 있다.
상기에 따라 2차 냉각이 완료된 열연강판을 Ms~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 냉각속도로 3차 냉각한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 3차 냉각하는 동안 저온 베이나이트의 변태가 진행되며, 미변태 오스테나이트의 일부는 권취 이후에도 마르텐사이트로 변태할 수 있다.
따라서, 상기 3차 냉각 시 냉각속도를 30℃/s 이상으로 설정함으로써 냉각 중 추가적인 고온 베이나이트의 생성을 피할 수 있다. 한편, 냉각속도가 지나치게 빠르면 다량의 냉각수에 의해 판 현성이 뒤특어지게 되고, 형상 불량은 다시 온도편차를 유발하여 판내 재질편차가 증가하게 된다. 따라서, 본 발명에서 급격한 상변태가 수반되는 3차 냉각 단계에서의 냉각속도는 100℃/s 이하로 수행하는 것이 바람직하다. 한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 3차 냉각 시 냉각속도의 하한은 보다 바람직하게 35℃/s일 수 있고, 혹은 상기 3차 냉각 시 냉각속도의 상한은 보다 바람직하게 80℃/s일 수 있다.
한편, 상기 냉각시 종료온도, 즉 권취온도가 500℃를 초과하게 되면 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 내부의 전위밀도가 과도하게 하락하고 탄화물이 조대해 짐에 따라 항복강도와 인장강도가가 열위할 우려가 있다. 반면, 권취 온도가 Ms 이하인 경우 권취 직전 마르텐사이트 변태가 진행되어 형상 불량과 온도 편차가 발생하여 강판 내 재질 편차가 증가하게 된다.
본 발명에서 Bs 및 Ms는 아래의 식에 의해 도출할 수 있으며, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.
Bs(℃) = 830 - 320×[C] - 90×[Mn] - 35×[Si] - 70×[Cr] - 120×[Mo]
Ms(℃) = 550 - 330×[C] - 41×[Mn] - 20×[Si] - 20×[Cr] - 10×[Mo] + 30×[Al]
한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 보다 바람직하게는, 상기 3차 냉각의 냉각종료온도의 하한은 400℃일 수 있고, 혹은 상기 3차 냉각의 냉각종료온도의 상한은 430℃일 수 있다.
[최종 냉각]
상기에 따라 냉각 및 권취 공정을 완료한 후, 최종 냉각하여 목표로 하는 열연강판을 얻을 수 있다. 이때, 상온까지 공냉을 행함으로써 최종 냉각을 완료할 수 있다.
한편, 상술한 바와 같이 최종 냉각을 완료하여 얻은 본 발명의 열연강판을 추가적으로 산세 및 도유할 수 있다.
또한, 상기 산세 및 도유된 열연강판을 420~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금공정을 행할 수 있다.
상기 용융아연도금공정은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 아연계 도금욕 내 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비하였으며, 이때 각각의 강 슬라브의 잔여 성분은 Fe 및 불기파한 불순물이다.
준비된 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉각, 권취 및 최종 냉각(공냉) 공정을 거쳐 두께 2.5mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열간압연 시 최종 2패스의 총 압하율은 25%로 동일하게 적용하였고, 1차 냉각 시 냉각속도는 일률적으로 70℃/s를 적용하고, 3차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 35℃/s로 적용하였다.
각각의 열연강판에 대해 기계적 특성을 측정하고, 미세조직을 관찰하였고, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 나타내었다.
기계적 특성 중 항복강도, 인장강도 및 연신율은 JIS-5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 5개소에서 채취한 다음, 만능 인장시험기를 이용하여 상온에서 측정하였다. 이때, 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각각 0.2% off-set 항복강도, 최대 인장강도, 파괴 연신율로 나타내었고, 연신률은 5개소에서 측정한 표준편차를 함께 나타내었다.
그리고, 구멍확장성은 인장시험 시와 동일한 시편에 대해 ISO TS16630 표준 방법에 의거하여 측정하였다.
또한, 각 열연강판의 미세조직은 상기 인장시험 시와 동일한 시편을 나이탈(Nital) 에칭법으로 에칭한 후, 주사전자현미경과 이미지 분석기를 이용하여 10,000 배율로 관찰하고, 각 상(phase)의 분율을 계산하였다. 애시쿨러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기는 원상당 직경을 나타내었고, 애시쿨러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격은 각각의 미세조직에 대해 최인접한 5개의 조직간 거리의 평균을 표기하였다.
이때, 미세조직은 상기 시편의 단면, 즉 압연방향에 수직한 단면에 대해 관찰하였다.
[표 1]
Figure PCTKR2022018467-appb-img-000002
[표 2]
Figure PCTKR2022018467-appb-img-000003
FDT*: 마무리 압연 온도 [℃]
Du* = {FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])}×0.049-34.2
Va* = Du×Bat×2.968×1010
[표 3]
Figure PCTKR2022018467-appb-img-000004
AC: 애시큘러 페라이트
BF: 베이니틱 페라이트
LB: 저온 베이나이트
M: 마르텐사이트
[표 4]
Figure PCTKR2022018467-appb-img-000005
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
HER: 구멍확장률
상기 표 1~3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 12는 본 발명에서 제안하는 미세조직을 충족하도록 구성됨에 따라 목표로 하는 강도와 성형성을 확보할 수 있었다.
반면, 보론이 첨가되지 않아 본 발명에서 제안하는 합금 성분계를 불만족하는 비교예 1은, 2차 냉각 중 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트가 과도하게 생성됨에 따라 목표 강도의 확보가 불가능 해졌으며, 이러한 낮은 강도로 인해 상대적으로 연신률이 높은 경향을 보였다.
한편, 비교예 2~8은, 합금조성은 본 발명을 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우이다.
이 중, 비교예 2 및 3은, 입계에 존재하는 보론 농도가 적절하지 않아 관계식 2를 벗어난 경우이다. 비교예 2는 입계에 존재하는 보론 농도가 과다하여 2차상인 연질 조직의 분율이 부족하였고, 연신율을 확보할 수 없었다. 한편, 비교예 3은 입계에 존재하는 보론 농도가 부족하여 2차상인 연직 조직의 분율이 과다하였고, 이로 인해 항복강도와 인장강도를 확보할 수 없었다.
비교예 4는, 관계식 1로부터 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하지 않은 경우로서, 2차상인 연질 조직의 크기를 2㎛ 이상으로 확보할 수 없었다. 이로 인해, 변형 시 응력집중을 효과적으로 분산하지 못하였고, 그 결과 구멍 확장성이 열위하였다.
비교예 5는, 2차 냉각시간이 부족하여 관계식 3을 만족할 수 없었고, 그 결과 2차상인 연질조직의 분율이 부족하여 연신률이 열위하였다.
비교예 6은, 열간압연 후 오스테나이트 결정립도가 지나치게 조대하여 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하지 못하였다. 따라서, 2차상인 연질조직이 고르게 분포하지 못하고, 평균 간격이 3㎛ 미만이었고, 국부적으로 2차상이 밀집되어 변형 시 응력집중을 효과적으로 분산하지 못하여 구멍 확장성이 열위하였다.
비교예 7은, Mn 함량이 미달할 뿐만 아니라, 3차 냉각 종료온도가 지나치게 낮아 3차 냉각 중 마르텐사이트가 생성되며 판 내 온도편차가 과다하여 연신률의 표준편차가 2% 이상으로 강판 내 재질 편차가 불량하였다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프이다. A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2는 발명예 1과 비교예 5의 미세조직을 주사 전자 현미경(SEM)으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다. 도 2(a)에 나타난 바와 같이, 발명예 1은 미세조직으로 본 발명에서 구현하고자 하는 기지조직과 2차상이 적절히 형성되었다. 반면, 도 2(b)에 나타난 바와 같이, 비교예 5는 2차상인 연질조직이 충분히 생성되지 않은 것을 확인할 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 0.01~1.8%, 망간(Mn): 1.6~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~0.1%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로서, 면적분율로, 저온 베이나이트 및 마르텐사이트 중에서 선택된 1종 이상: 75~90%, 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상: 10~25%, 및 기타 상: 5% 이하(0% 포함)를 포함하는, 초고강도 열연 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연 강판은 니오븀(Nb): 0.01~0.2%를 더 포함하는, 초고강도 열연 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 크기는 2.0㎛ 이상인, 초고강도 열연 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 애시큘러 페라이트 및 베이니틱 페라이트 중에서 선택된 1종 이상의 평균 간격은 3㎛ 이상인, 초고강도 열연 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 열연강판은 900MPa 이상의 항복강도, 1180MPa 이상의 인장강도, 7% 이상의 연신율 및 2% 이하의 연신율 표준편차를 갖는, 초고강도 열연 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    25% 이상의 구멍확장률을 갖는, 초고강도 열연 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 0.01~1.8%, 망간(Mn): 1.6~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~0.1%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.15%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.02%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연 강판을 제조하는 단계;
    상기 열연 강판을 Bs 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 (Bs+Ms)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 후 Ms℃~500℃의 온도범위까지 30℃/s 이상의 평균 냉각 속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연 시, 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
    [관계식 1]
    Du = {FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb])}×0.049-34.2
    (상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  8. 제 7 항에 있어서,
    상기 열간압연 시, 하기 관계식 2를 더 충족하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
    [관계식 2]
    5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
    (상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내고, [B]는 보론(B)의 중량% 함량을 나타낸다.)
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 열간압연 시, 최종 2패스(pass)의 총 압하량이 10~40%인, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    하기 관계식 3을 충족하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
    [관계식 3]
    0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
    (상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값을 나타낸다.)
    [관계식 4]
    Figure PCTKR2022018467-appb-img-000006
    (상기 관계식 4에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  11. 제 7 항에 있어서,
    상기 권취 후 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 산세 및 도유 후 용융아연 도금하는 단계를 더 포함하는, 초고강도 열연 강판의 제조 방법.
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