KR101449137B1

KR101449137B1 - 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR101449137B1
Application number: KR1020120115414A
Authority: KR
Inventors: 김성일; 서석종; 주세돈; 배성범
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2012-10-17
Filing date: 2012-10-17
Publication date: 2014-10-08
Anticipated expiration: 2032-10-17
Also published as: KR20140049307A

Abstract

본 발명의 일측면은 미세조직의 제어 및 균일 인장강도와 균일연신율의 곱(TSxU-EI)를 높게 유지함으로써, 종래의 열연강판보다 우수한 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

Description

용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법{HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL HAVING EXCELLENT WELDABILITY AND HYDROFORMING WORKABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

본 발명은 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

자동차용 구조 부재로서 각종 단면 형상을 갖는 중공 부재가 사용되고 있다. 이러한 중공 부재는 주로 강판의 프레스 가공에 의해 성형된 부품끼리 스폿 용접(spot welding)으로 접합하여 제조하는 방법이 이용되었다.

최근, 자동차의 구조 부재용 중공 부재에는 충돌시 보다 높은 충격흡수 능력이 요구되므로 더욱 고 강도화된 소재가 요구되고 있다. 그러나 종래의 프레스 성형에 의한 방법으로는 성형 결함이 없으면서 형상 및 치수 정밀도가 우수한 부재를 제조하는 데 어려움이 따르고 있다.

최근, 위의 문제를 해결하기 위해 새로운 성형 방법으로서 하이드로포밍(hydroforming)이 주목받고 있다. 하이드로포밍은 강관 내부에 고압 액체를 주입하여 원하는 형상으로 성형하는 방법으로 강관의 단면 치수를 확관 가공 등으로 변화시켜 복잡한 형상의 부재를 일체로 성형할 수 있고, 나아가 강도 및 내성을 높일 수 있는 우수한 성형 방법 중 하나이다. 이러한 하이드로포밍에 적용되는 소재는 높은 성형성과 가공성을 가질 것이 요구된다.

특허문헌 1에서는 면내이방성이 우수한 강판을 제조하는 기술에 대하여 개시하고 있으며, 특허문헌 2에서는 강판의 인장강도와 한계 확관율의 곱이 우수하도록 페라이트 기지조직에 제2상 이나 조대한 탄화물 및 개재물의 형성을 억제하는 동시에 미세한 석출물을 활용하여 고강도를 확보하는 기술에 대하여 개시하고 있다. 더불어, 특허문헌 3에서는 페라이트 단상에 Mn, Cr, Cu, Ni, Mo 등의 합금성분의 고용강화 효과를 활용하여 고강도를 확보하는 기술에 대하여 개시하고 있다.

상기 특허문헌 1 내지 3은 주로 C, Si, Mn, Mo, Ni, Cu 등의 합금성분을 활용하는데 상기 합금성분들은 열연강판의 강도를 향상시키는데 효과적이나, 연성을 저하시켜 가공성이 열위하고, 전기저항 용접시 전기저항을 증가시켜 강판의 저항 발열이 심해져 스플래시(splash)가 발생하기도 하며, 입력 전류치를 낮춰 작업할 경우 냉접이 발생하는 문제가 있다. 특히, Si, Mn, Al 등은 용접시 산화물을 형성하여 용접부의 건전성을 떨어뜨려서 용접성을 열위하게 하는 문제가 있다. 또한 제2상이 존재할 경우 용접 열영향부에서 강의 재질이 모재부와 상이하게 되어 2차 가공시 파괴가 발생하거나 내구성이 열위해지는 문제가 있다.

일본특허공개공보 제2003-342679호 일본특허공개공보 제2006-257526호 일본특허공개공보 제2001-032034호

본 발명의 일측면은 자동차 엔진 크래들, 크로스 멤버 및 샤시부품 용도로 사용될 수 있으며, 종래의 열연강판보다 우수한 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 일측면인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판은 중량%, C: 0.07~0.15%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.3%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.001~0.2%, N: 0.001~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하고, 인장강도와 균일연신율의 곱이 7000이상인 유리한 특징을 가진다.

수학식 1: 10.646 + 0.2C + 0.25Si + 0.3Mn - 0.1Cr + 0.55Al + 0.2Mo -4.23Ti - 2.5Nb - 2.9V ≤ 11

단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)을 나타낸다.

본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%, C: 0.07~0.15%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.3%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.001~0.2%, N: 0.001~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계, 상기 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열하는 단계, 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃의 마무리압연온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계, 상기 열간압연된 강판을 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계 및 상기 냉각된 강판을 권취하는 단계를 포함한다.

덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.

본 발명에 따르면, 강성분 및 열연조직을 최적화함으로써, 인장강도와 균일연신율의 곱이 7000 이상이며, 용접시 용접부의 건전성이 향상되고, 하이드로포밍시 가공이 용이한 열연강판을 확보하는 효과가 있다.

도 1은 실시예의 모든 강의 인장강도와 균일연신율의 곱과 수학식 1에 대입했을 때의 값을 나타낸 그래프이다.

본 발명의 발명자들은 상기 전술한 기술들이 해결하지 못한 문제점이 극복된 열연강판을 개발하기 위하여 연구를 행한 결과, 강의 조성성분, 미세조직 및 공정조건을 제어함으로써, 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.

이하, 본 발명의 일측면인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.07~0.15 중량%

C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이다. 상기 탄소의 함량이 0.07중량% 미만인 경우에는 Ti, Nb 및 B 등과 같은 석출원소가 미세석출물을 형성하는데 어려움이 있다. 반면에, 상기 탄소의 함량이 0.15중량%를 초과하는 경우에는 조대한 탄화물의 형성, 국부적인 강도상승과 용접성, 성형성 및 연성이 감소하는 문제가 있다. 따라서, 상기 탄소의 함량은 0.07~0.15중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

실리콘(Si): 0.01~0.3중량%

Si는 용강을 탈산시키고 고용강화에 의한 강도 향상을 위하여 첨가되는 원소이다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서 열연후 냉각중 페라이트 변태를 촉진하는 효과가 있어 균일한 페라이트 조직을 형성하는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 실리콘의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 실리콘의 함량은 0.01~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

망간(Mn): 1.0~2.0중량%

Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 1.0중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 2.0%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태를 지연시켜, 본 발명의 기지조직인 페라이트의 적정분율 확보를 어렵게 하는 문제가 있다. 더불어, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에 중심편석에서 편석부가 크게 발달되어 최종제품의 용접성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 상기 망간의 함량은 1.0~2.0중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.03~0.3중량%

알루미늄은 제강시 Si와 함께 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과가 있다. 더불어, 페라이트 안정화 원소로서, 열간압연후 냉각 중 강에 페라이트 상의 형성을 도와준다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.03중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 0.3중량%를 초과하는 경우에는 연속주조시에 슬라브에 결함이 발생하기 쉬우며, 열연후 표면 결함 발생의로 표면품질이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 상기 알루미늄의 함량은 0.03~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

크롬(Cr): 0.005~0.3중량%

Cr은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 반면에, 상기 크롬의 함량이 0.3중량%를 초과하는 경우에는 페라이트 변태가 지연되어 마르텐사이트 분율증가로 연신율이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.3중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

몰리브덴(Mo): 0.01~0.2중량%

Mo는 강의 경화능을 증가시켜 제2상의 조직 형성을 용이하게 한다. 또한, Ti와 함께 첨가될 경우 (TiMo)C를 형성하여 석출강화에도 크게 기여하며 고용 C를 제어하는 효과가 있다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.01중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 반면에, 0.2중량%를 초과하는 경우에는 과도한 소입성 증가로 용접성을 악화시키며 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.01~0.2중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

질소(N): 0.001~0.01중량%

N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하고 높은 소부경화능을 얻는데 유리하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 저하되는 문제가 있다. 질소의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 고용강화 효과를 기대하기 어렵고, 0.01중량%을 초과하는 경우에는 연성 및 인성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 상기 질소의 함량은 0.001~0.01중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

인(P): 0.005~0.05중량%

P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있어서 페라이트 분율을 확보하는데 중요한 원소이다. 본 발명에서 이러한 효과를 나타내기 위하여 0.005중량% 이상 포함하는게 바람직하다. 반면에, 0.05%를 초과하는 경우에는 마이크로 편석에 의한 밴드조직화로 인한 연성 저하시키는 문제가 있다. 반면에, 따라서 상기 P의 함량은 0.005~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 아들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

다만, 그 중 황은 일반적으로 많이 언급되는 불순물이기 때문에 이에 대하여 간략히 설명하면 다음과 같다.

황(S): 0.001~0.05중량%

황은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하기 때문에, 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 황의 함량은 0%로 제어하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 황의 함량이 0.001중량% 미만인 경우에는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 0.05%를 초과하는 경우에는 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 인성을 크게 떨어뜨리는 문제가 있다. 따라서, 상기 황의 함량은 0.001~0.05중량%로 포함되는 것이 바람직하다.

더불어, 본 발명의 강재는 하기 설명하는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)으로 이루어진 그룹 중에서 선택된 1종 이상의 원소를 추가적으로 첨가하는 경우 본 발명의 효과를 더욱 향상시킬 수 있다. 보다 바람직하게는 상기 그룹 중에서 선택된 1종이상의 원소를 합하여 0.001~0.15중량% 포함한다.

Ti는 강중에 TiN으로 존재하여 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장되는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도와 항복비(YS/TS)를 향상시키는데 유용한 성분이다.

Nb와 V은 강중 탄화물을 형성하여 결정립 미세화에 효과적이며 미세한 석출물을 형성하여 강의 강도와 인성을 향상시킨다. 전기비저항을 증가시키는 C, N 등의 고용원소를 안정화시켜 주므로 전기저항 용접시 국부적인 불꽃발생을 현상을 완화시켜주는 효과가 있다.

상기 Ti, Nb 및 V를 추가적으로 첨가함으로 미세한 석출물을 형성시키는 것이 가능하고, 상기 미세한 석출물은 용접시 용접부 미세조직이 조대화 되는 것을 억제하므로 용접부 연화를 억제하는 효과도 있다.

더불어, 용접성을 향상시키기 위해서 상기 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 하기 수학식 1을 만족하는 것이 바람직한데, 수학식 1에서 경계로 설정한 11을 초과하는 경우에는 고온에서의 전기비저항이 높아져 용접성이 현저히 낮아진다. 하한은 특별히 한정될 필요는 없으나, 얻고자 하는 강도 또는 연신율을 고려할 때, 그 하한은 10.7으로 제어할 수 있다. 그 이하로 첨가될 경우 강도 또는 연신율이 급격히 열위하게 되는 문제가 발생될 수도 있다.

상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 및 제2상을 포함하는 것이 바람직하다. 이와 같은 미세조직을 포함함으로써 강은 충분한 연성을 갖게 되어 용접성을 향상시킨다. 더불어, 상기 페라이트는 면적분율%로, 90% 이상인 것이 바람직하다. 상기 페라이트가 90% 미만인 경우에는 베이나이트와 조대한 탄질화물이 형성되어 강의 연성 및 인성이 저하되는 문제점이 있다.

또한, 열연강판은 인장강도(TS)와 균일연신율(U-EI)의 곱이 7000이상인 것이 바람직하다. 상기 인장강도와 균일연신율의 곱이 7000미만인 경우에는 하이드로포밍 가공시 불균일 변형이 심화되어 가공 중 파괴가 발생하거나 성형된 부품의 두께가 균일하지 못하여 내피로특성 열위하는 문제가 있다.

또한, 열연강판은 540MPa 이상의 인장강도를 가지며, 보다 바람직하게는 540~850MPa의 인장강도를 갖는다.

이하, 본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.

재가열 단계

상술한 성분계를 만족하는 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1200℃ 미만인 경우에는 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 NbC, TiC 등의 석출물이 감소하게 된다. 반면에, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하된다. 그러므로, 슬라브의 재가열온도는 1200~1300℃로 한정하는 것이 바람직하다.

열간압연 단계

상기와 같이 재가열된 슬라브에 열간압연을 실시할 수 있다. 이때, 마무리압연은 850~1000℃에서 행하는 것이 바람직하다. 상기 열간 마무리압연 온도가 850℃미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가한다. 반면에, 상기 열간마무리 압연온도가 1000℃를 초과하는 경우에는 강판의 조직이 조대화되어 강재가 취약해지며, 스케일이 두꺼워지고, 고온압연성 스케일 결함 등의 표면 품질 저하가 발생한다. 따라서, 상기 열간마무리압연은 850~1000℃로 한정하는 것이 바람직하다.

냉각단계

상기와 같이 열간압연된 강판을 냉각하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 열간압연된 강판의 상기 마무리 열간압연 온도로부터 500~750℃에 도달할 때까지 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각이 종료되는 온도가 500℃미만인 경우에는 강 중 미세조직이 대부분 베이나이트로 형성되어 연신율이 크게 감소하는 문제가 있다. 반면에, 750℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트와 펄라이트가 형성되어 강의 강도가 감소하는 문제가 있다. 또한 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 10℃/초 미만인 경우에는 페라이트 결정립의 조대화가 일어나고 석출물 또한 조대화가 되어 본 발명이 얻고자 하는 강도를 확보하는데 문제가 있으며, 100℃/초를 초과하는 경우에는 저온 페라이트 분율이 증가하여 연신율이 저하되는 문제가 있다.

권취단계

상기 냉각된 강판을 보관 및 이동을 용이하게 하기 위하여 권취하는 것이 바람직하다. 이때, 권취는 500~750℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다. 상기 권취온도가 500℃미만인 경우에는 강 중 미세조직이 대부분 베이나이트로 형성되어 연신율이 크게 감소하는 문제가 있으며, 750℃를 초과하는 경우에는 조대한 페라이트와 펄라이트가 형성되어 강의 강도가 감소하는 문제가 있다.

상기와 같은 방법에 의하여 제조된 강판을 자연냉각을 한 후 산세하여 표층부 스케일을 제거하는 단계를 추가로 포함함으로써 산세강판을 제조할 수 있다.

또한, 상기 산세강판을 450~480℃로 재가열한 후, 용융아연도금욕을 통과시키는 단계를 추가로 포함함으로써, 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1에 기재된 성분계를 만족하는 강슬라브를 1250℃로 가열하고 하기 표 2에 기재되어 있는 온도(FDT)에서 열간마무리 압연을 행하였다. 그 후, 표 2에 기재되어 있는 권취온도(CT)까지 40℃/초의 냉각속도로 냉각을 행한 후, 하기 표 2에 기재되어 있는 권취온도(CT)에서 권취하였다.

권취 공정을 완료하여 얻은 최종 열연강판의 항복강도(YS), 인장강도(TS), 균일연신율(U-EI) 및 파괴연신율(T-El)을 평가하여 하기 표 2에 나타내었다.

항복강도(YS)는 0.2%off-set 항복강도 또는 하부항복점을 의미한다.

인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 90°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다.

또한, 페라이트 면적분율은 해당 압연판재 시편을 나이탈(Nital) 에칭액과 레페라(Lepera)에칭액으로 각각 에칭한 후 광학현미경을 이용하여 500배율로 관찰하고 이를 이미지 분석기로 분석한 후, 하기 표2에 면적분율을 기재하였다.

더불어, 상기 최종 열연강판의 용접성도 하기 표 2에 나타내었다. 상기 용접성은 하기 표 3에 나타낸 조건으로 용접을 행한 후 강판의 용접부 강도를 일축 인장시험법으로 측정하여 평가하였다. 이때, 용접부가 시험편의 중앙부에 오도록 JIS13호 규격의 시험편을 제작하여 인장시험하였다. 용접부가 파단될 경우 용접성이 열위한 것으로 평가하였다.

시편	C	Si	Mn	Cr	Al	P	S	N	Ti	Mo	Nb	V
비교예1	0.08	0.3	1.5	0.01	0.1	0.01	0.003	0.004	0.01	0.05	0.03	0.005
비교예2	0.08	0.1	1.5	0.01	0.2	0.01	0.003	0.004	0.02	0.1	0.01	0.02
비교예3	0.1	0.3	1.5	0.05	0.1	0.01	0.003	0.004	0.03	0.04	0.02	0.005
비교예4	0.1	0.2	1.6	0.01	0.1	0.01	0.003	0.004	0.02	0.1	0.02	0.005
비교예5	0.11	0.2	1.7	0.05	0.1	0.01	0.003	0.004	0.02	0.1	0.02	0.025
비교예6	0.09	0.1	1.5	0.2	0.05	0.01	0.003	0.004	0.04	0.02	0.03	0.03
비교예7	0.11	0.05	1.8	0.01	0.2	0.01	0.003	0.004	0.04	0.06	0.04	0.005
비교예8	0.13	0.1	2	0.01	0.2	0.01	0.003	0.004	0.03	0.08	0.025	0.005
비교예9	0.14	0.25	1.8	0.1	0.1	0.01	0.003	0.004	0.01	0.18	0.04	0.02
비교예10	0.15	0.3	1.7	0.01	0.1	0.01	0.003	0.004	0.01	0.2	0.05	0.02
발명예1	0.07	0.2	1.2	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.01	0.01	0.02	0.005
발명예2	0.08	0.15	1.4	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.02	0.01	0.02	0.005
발명예3	0.08	0.03	1.5	0.1	0.03	0.01	0.003	0.004	0.03	0.05	0.02	0.005
발명예4	0.1	0.1	1.4	0.2	0.1	0.01	0.003	0.004	0.03	0.02	0.01	0.005
발명예5	0.12	0.05	1.6	0.1	0.2	0.01	0.003	0.004	0.02	0.01	0.02	0.05
발명예6	0.07	0.1	1.5	0.01	0.03	0.01	0.003	0.004	0.03	0.03	0.02	0.01
발명예7	0.12	0.15	1.5	0.01	0.1	0.01	0.003	0.004	0.03	0.08	0.02	0.03
발명예8	0.11	0.2	1.6	0.1	0.1	0.01	0.003	0.004	0.1	0.1	0.02	0.01

시편	FDT (℃)	CT (℃)	수학식 1	YS (MPa)	TS (MPa)	U-El (%)	T-El (%)	TSxU-El	Ferrite 상분율 (%)	용접성
비교예1	886	629	11.119	527	612	12	22	7344	94	X
비교예2	891	622	11.098	540	608	12	22	7296	95	X
비교예3	877	627	11.058	487	623	12	21	7476	92	X
비교예4	878	618	11.121	534	644	11	20	7084	93	X
비교예5	869	625	11.091	557	630	11	21	6930	85	X
비교예6	902	621	10.819	703	745	9	17	6705	94	O
비교예7	911	614	11.058	748	792	8	16	6336	92	O
비교예8	905	619	11.218	643	693	11	19	7623	90	X
비교예9	910	645	11.157	708	735	9	18	6615	84	X
비교예10	922	631	11.130	735	805	9	18	7245	82	X
발명예1	922	643	10.981	455	550	13	23	7150	95	O
발명예2	928	638	10.988	528	580	13	22	7540	96	O
발명예3	926	635	10.945	562	640	12	21	7680	94	O
발명예4	931	642	10.984	583	660	11	20	7260	92	O
발명예5	926	633	10.985	702	759	10	20	7590	91	O
발명예6	925	645	10.951	685	721	11	20	7931	95	O
발명예7	927	641	10.964	754	798	9	19	7182	92	O
발명예8	935	640	10.761	768	812	9	17	7308	91	O

용접조건	초기간극(㎜)	최종간극(㎜)	업셋길이(㎜)	용접시간(초)	업셋시간(초)	업셋전류(%)	업셋압력 (kgf/㎠)
용접조건	13	13	2.0	4	0.5	60	60

상기 표 1 및 2에 나타난 바와 같이, 발명예 1 내지 8은 본 발명이 제안한 성분범위 및 제조조건을 만족함으로써, 용접성이 우수하고 인장강도와 균일연신율의 값이 높음으로써, 하이드로포밍 가공성도도 우수한 고강도 열연강판을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.

반면에, 비교예 1 내지 5 및 8 내지 10은 수학식 1을 만족하지 않아, 용접성이 열위한 것을 확인할 수 있다.

또한, 비교예 6 및 7은 용접성은 양호하나, 합금원소 및 석출물 형성원소의함량 증가로 강도는 크게 증가하였으나, 균일연신율과 파괴 연신율이 감소하여 가공성이 열위한 것을 확인할 수 있었다.

더불어, 비교예 5, 9 및 10은 페라이트 분율이 90%미만으로 본 발명이 제안한 범위를 벗어난 것을 확인할 수 있으며, 특히 비교예 5 및 9는 균일 연신율도 열위한 것을 확인할 수 있다.

발명예 1 내지 8과 비교예 1 내지 10 의 항복비와 수학식 1에 대입했을 때의 값을 나타내어 도 1에 도시하였다. 도 1에 도시된 바와 같은 영역에 포함되어 있는 경우, 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판을 제조할 수 있음을 확인할 수 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%, C: 0.07~0.15%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.3%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.001~0.2%, N: 0.001~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하고, 인장강도와 균일연신율의 곱이 7000이상인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판.
수학식 1: 10.646 + 0.2C + 0.25Si + 0.3Mn - 0.1Cr + 0.55Al + 0.2Mo -4.23Ti - 2.5Nb - 2.9V ≤ 11
(단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)
제 1 항에 있어서,
상기 Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 합하여 0.001~0.15% 더 포함하는 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판.
제 1항에 있어서,
상기 열연강판의 미세조직은 페라이트 및 제2상을 포함하고, 상기 페라이트는 면전분율%로, 90% 이상인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판.
중량%, C: 0.07~0.15%, Si: 0.01~0.3%, Mn: 1.0~2.0%, Al: 0.03~0.3%, Cr: 0.005~0.3%, Mo: 0.001~0.2%, N: 0.001~0.01%, P: 0.005~0.05%, S: 0.001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 각 성분들은 하기 수학식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
상기 강 슬라브를 1200~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1000℃의 마무리압연온도로 열간압연하여 강판을 얻는 단계;
상기 열간압연된 강판을 10~100℃/초의 냉각속도로 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 강판을 권취하는 단계를 포함하는 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
수학식 1: 10.646 + 0.2C + 0.25Si + 0.3Mn - 0.1Cr + 0.55Al + 0.2Mo -4.23Ti - 2.5Nb - 2.9V ≤ 11
(단, 상기 수학식 1에서 C, Si, Mn, Cr, Al, Mo, Ti, Nb 및 V는 각각 해당원소의 함량(중량%)임)
제 4 항에 있어서,
상기 Nb, Ti 및 V 중에서 선택된 1종 이상을 합하여 0.001~0.15% 더 포함하는 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 열연강판의 인장강도와 균일연신율의 곱이 7000이상인 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 권취하는 단계에서 권취는 500~700℃에서 행하는 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.
제 4항에 있어서,
상기 열연강판을 산세처리 후 450~480℃에서 재가열하고 용융아연도금을 행하는 단계를 더 포함하여 용융아연도금강판 제조가 가능한 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법.