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KR20240098898A - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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KR20240098898A
KR20240098898A KR1020220181083A KR20220181083A KR20240098898A KR 20240098898 A KR20240098898 A KR 20240098898A KR 1020220181083 A KR1020220181083 A KR 1020220181083A KR 20220181083 A KR20220181083 A KR 20220181083A KR 20240098898 A KR20240098898 A KR 20240098898A
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KR
South Korea
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steel sheet
hot
rolled steel
heat treatment
bake hardening
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Application number
KR1020220181083A
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Inventor
이제웅
김성일
이일철
나현택
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Abstract

열연강판 및 그 제조방법이 제공된다.
본 발명의 열연강판은, 중량%로, C:0.02∼0.08%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼1.8%, Al:0.01∼0.1%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.12%, Nb:0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하며, 페라이트와 베이나이트 상의 합: 90면적% 이상 그리고 잔여 마르텐사이트 및 MA상의 합: 10면적% 미만을 포함하는 미세조직을 가진다.

Description

열연강판 및 그 제조방법{Hot rolled steel sheet and method for the same}
본 발명은 주로 자동차의 샤시 부품에 적용될 수 있는 고강도 복합조직 열연강판에 대한 것으로, 보다 상세하게는, 590MPa 이상의 인장강도를 확보하면서 항복비가 0.7 이상이고, 동시에 구멍확장성(HER0) 값은 40% 이상이면서 소부경화량이 (BH2) 30MPa 이상이고 100~600℃에서 열처리 후에도 소부경화량이 (BHh) 30MPa 이상을 유지하여 △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하인 열적 안정성이 우수한 열연강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래의 자동차 샤시 및 프레임용으로 사용되는 고강도 열연강판은 경량화를 위한 고강도 박물화가 진행되고 있다. 그와 동시에, 부품 형상을 고려하여 우수한 성형성이 요구되고 부품의 내구성을 극대화하기 위하여 도장 후 경화 정도를 뜻하는 소부경화량을 일정 수준 요구하고 있다. 또한 제조과정 및 사용 중 다양한 목적으로 강판 및 부품의 일부 또는 전체에 열을 가하는 경우가 있으며, 가열 과정으로 인해 강판 및 부품의 강도가 변하여 내구성이 열위해지는 문제점이 있다.
통상 가열과정에서 조직내 고용 탄소량이 증가하면서 전위, 결정립계 등에서 클러스터링을 형성하며 탄화물을 형성한다. 이와 동시에 강 중 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트 등의 미세조직도 함께 변화하여 강의 강도는 급격하게 변화하고 성형성 및 내구성에도 영향을 주게 된다. 이와 같은 가열과정에서의 미세조직 및 강의 물성변화는 초기 강의 구성성분과 미세조직에 따라 달라지고 가열온도 및 유지시간 등의 열처리 조건에 크게 의존하므로 지금까지의 기술은 600℃ 이상의 고온에서의 강도의 저하를 억제하는 것에만 초점이 맞추어져 있다.
특허문헌 1 및 특허문헌 2에는 Cr, Mo, Nb, V 등을 첨가하고 열간압연 후 강판을 열처리하여 고온강도를 확보하는 기술을 제안하고 있으나, 이는 건축용 후판 강재의 제조공정에 적합한 기술이다. 또한, 건축용 강재가 화재 등 불가피하게 가열되는 환경적 요소를 고려하여 강 중 Cr, Mo, Nb, V 등의 합금성분을 다량 첨가하여 600℃ 이상의 고온환경에서 장시간 노출 시에도 강도를 일정 수준으로 확보 가능하나 고가의 합금성분을 활용하고 강판 단계에서 물성을 확보하기 위한 열처리 공정이 필요하기에 제조비용이 과도한 문제가 있다. 특히, 단시간 600℃ 이하의 가열 환경에 노출되는 경우에 사용하기에는 과도한 열적 안정성을 갖는다.
특허문헌 3에는 Ti, Nb, Cr, Mo 등을 첨가하여 용접 열향부의 강도를 확보한 기술을 제시하고 있다. 아크용접 시 용접열에 의해 용융된 용접재료와 인접한 부위는 600℃ 이상의 고온으로 가열되며 특히, 오스테나이트역 이상의 온도로 가열되는 경우가 있다. 따라서 Cr과 Mo의 첨가는 강의 경화능을 증가시켜 냉각시 베이나이트 및 마르텐사이트상 등의 저온상을 형성시켜 강도를 확보할 수 있다. 하지만 이러한 경화능 극대화 기반 컨셉은 강판 제조후 필요에 따른 열처리후에도 높은 성형성 확보가 필요한 자동차용 강판에 적용하는 것에 한계가 있다.
등록특허 KR 10-0358939호 등록특허 KR 10-1290382호 등록특허 KR 10-0962745호
본 발명은 성형성, 소부경화량 및 열적 안정성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C:0.02∼0.08%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼1.8%, Al:0.01∼0.1%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.12%, Nb:0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하며,
페라이트와 베이나이트 상의 합: 90 면적% 이상 그리고 잔여 마르텐사이트 및 MA상의 합: 10 면적% 미만을 포함하는 미세조직을 가지며,
590MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 구멍확장성 (HER0), 소부경화량(BH2)이30MPa 이상이며, 300~600℃에서 열처리 후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하며, 그리고 하기 관계식 2와 같이 △TS를 정의할 때, △TS × BHh -1의 절대값이 0.7 이하인 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
X = A*B
A = 1.3*[Mn]+200*[C]
B= (Nb/93+Ti*/48)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
여기에서, Mn, C, Nb, Ti, N 및 S는 그 중량%를 나타낸다.
[관계식 2]
△TS = TSh - TS0
TSh : 열처리 후 인장강도, TS0 : 열처리 전 인장강도
BHh : 열처리 후 소부경화량
상기 열연강판은 Mo, Cr, V, Ni, B 중 하나 이상의 성분을 그 합으로 1.5% 이하를 포함할 수 있다.
상기 열연강판의 표면에는 용융아연도금이 형성될 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
상술한 합금 조성성분 및 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위에서 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계; 및
상기 열연강판을 400~550℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계;를 포함하는 열연강판 제조방법에 관한 것이다.
상기 권취된 열연강판을 산세처리후 도유하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
상기 권취된 열연강판을 산세처리 후, 450~750℃ 온도범위로 가열한 후, 중량%로, Mg 0.01~30%, Al 0.01~50%, 잔여 아연을 포함하는 도금욕에 침지함으로써 그 표면에 용융아연도금층을 형성하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 590MPa 이상의 인장강도를 제공함과 동시에, 구멍확장성 (HER0) 값이 40% 이상, 소부경화량 (BH2)이 30MPa 이상, 그리고 300~600℃에서 열처리 후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상이면서 △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하여서 우수한 열적안정성을 가자는 열연강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
이에 따라, 본 강판은 자동차 샤시부품의 멤버류 및 로어암, 보강재, 연결재, 프레임에 사용되는 부품에 효과적으로 적용될 수 있다.
도 1은 본 발명예와 비교예 강판의 X값에 대한 열처리 전/후 인장강도 및 소부경화량의 변화(△TS × BHh -1 절대값)를 보여주는 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 열연 샤시부품 적용성을 확대하기 위하여 다양한 성분 및 미세조직이 서로 다른 강들에 대하여 연구하였으며, 100~600℃의 온도영역에서 열처리후 측정한 상온 인장강도의 변화가 강재의 승온 중 측정한 동적 강도값의 기울기에 의존하는 것을 확인하였다. 그 결과로부터 열연강판이 우수한 열적 안정성을 갖도록 강의 주요 성분인 C, Mn, Si, Ti, Nb의 성분 함량을 결정하는 관계식 1을 도출하였으며, 이 관계식 1을 기초로 하여 최적의 강 미세조직을 형성함으로써 인장강도 590MPa이상, 항복비 0.7 이상, 그리고 구멍확장성(HER0)값이 40% 이상이며 소부경화량(BH2)이 30MPa 이상인 고강도 복합조직 열연강판을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다. 이러한 기술로 제조한 열연강판은 100~600℃에서 열처리 후에도 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하여 △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하로 열적 안정성이 우수하여, 실제 부품으로 사용시 단시간에 걸친 비교적 저온에서의 열처리를 실시할 수 있어 용도의 확대 적용이 가능하며, 용융아연 등을 이용한 도금 열연강판 제조시 사용하기에 용이하다
이러한 본 발명의 열연강판은, 중량%로, C:0.02∼0.08%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼1.8%, Al:0.01∼0.1%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.12%, Nb:0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하며, 페라이트와 베이나이트 상의 합: 90면적% 이상 그리고 잔여 마르텐사이트 및 MA상의 합: 10 면적% 미만을 포함하는 미세조직을 가지며, 590MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 구멍확장성 (HER0), 소부경화량(BH2)이 30MPa 이상이며, 300~600℃에서 열처리 후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하며, 그리고 관계식 2와 같이 △TS를 정의할 때, △TS × BHh -1의 절대값이 0.7 이하를 만족한다.
이하, 먼저 본 발명에서 제공하는 강판의 성분조성에 대하여 상세히 설명한다. 이 때 특별한 기재가 없는 한 각 성분의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.02∼0.08%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소로서, 첨가량이 증가하면 석출강화효과 또는 저온상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 그러나 그 함량이 0.02% 미만이면 충분한 석출강화효과 및 저온상 형성이 어려워 목표 강도 및 소부경화량을 확보하기 어렵고, 0.08%를 초과하면 과도한 저온상 및 탄화물이 형성되어 성형성 및 용접성이 열위해질 수 있다. 또한, 과도한 C 함량 첨가후 100~600℃ 구간의 열처리시 저온상의 열화 및 추가의 잉여 탄화물이 형성되어 열처리 후 강도 및 소부경화량이 크게 하락하고 성형성은 더욱 열위해지게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.02~0.08%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.01~0.5%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 또한 100~600℃ 구간의 열처리 시 탄화물 형성을 억제하는 효과도 있다. 그러나 그 함량이 0.01% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성을 향상시키기 어려우며 열적 안정성도 감소한다. 반면 0.5%를 초과할 경우 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판의 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서 상기 Si 함량을 0.01~0.5% 범위로 제한함이 바람직하다.
Mn: 0.8~1.8%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 저온상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.8%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트상 분율이 증가하고 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되어 성형성이 열위하게 된다. 또한 100~600℃ 구간 열처리시 탄화물 생성이 용이하여 강도 및 소부경화량의 변화가 크게 발생된다. 따라서 본 발명에서 상기 Mn의 함량을 0.8~1.8%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.001∼0.02%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분하고 그 함량이 0.02%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P는 0.001~0.02% 범위로 그 함량을 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.001∼0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 절단 가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 반면 0.001% 미만이면 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 S 함량을 0.001∼0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01∼0.1%
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주 및 주조시 슬라브에 코너 크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서 본 발명에서는 Sol.Al 함량을 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.001∼0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 N 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.01∼0.12%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 따라서, Ti의 함량이 0.01%미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.12%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 TiC 석출물의 조대화로 성형성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Ti 함량을 0.01~0.12%로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.01∼0.05%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나 Nb 함량이 0.01% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Nb함량이 0.05%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 상기 Nb 함량을 0.01~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 필요에 따라, Mo, Cr, V, Ni, B 중 하나 이상의 성분을 추가로 포함할 수 있으며, 이때, 이들의 총 함량은 1.5% 이내이다.
관계식 1
본 발명에서는 하기 관계식 1에 의해 정의되는 X 값이 3.5~6.0을 만족하도록 상기 C, Mn, Ti, Nb 및 N 함량을 제어하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에서 강판의 강도 및 미세조직을 결정하는 주요 요소는 C, Mn 등의 경화능 원소 및 Ti, Nb 등의 석출 원소이다. 또한 열처리 후 강도의 변화가 작기 위해서는 (열적 안정성을 높이려면) 구성하는 미세조직 중 베이나이트, 마르텐사이트 등의 저온변태상의 분율을 낮추어야 한다. 특히, 매우 경한 조직인 마르텐사이트의 분율이 높을 경우 열처리 조건에 따라 심한 강도 저하가 발생할 수 있다. 또한 석출강화 원소의 적정 설계 또한 열처리 전/후 강도 편차 저감을 위해 중요한데, 이는 재가열, 열간 압연 및 권취 공정, 또한 추가 열처리 과정에서 석출물의 재고용, 생성, 사이즈 변화 등이 발생하여 소재 강도에 영향을 미치기 때문이다. 본 발명은 이러한 미세조직 및 석출강화 관련 주요한 경화능 원소인 C, Mn, 석출원소인 Nb, Ti 등으로부터 적정 열적안정성 확보를 위한 합금 성분 설계 인자인 X를 도출하여 제시하는 것이다.
만일 본 발명에서 상기 X 값이 3.5 미만이면 충분한 경화능 원소 혹은 석출경화 원소가 첨가되지 않았을 가능성이 높으며 이러한 경우에는 원하는 인장강도 확보가 어려우며 열연 제조조건 편차에 따른 재질편차가 클 수 있다. 또한 상기 X 값이 6.0을 초과하면 경화능 원소 혹은 석출경화 원소가 과다하게 첨가되어 강도의 지나친 상승 및 이로 인한 연신율 하락이나 추가 열처리 후 2차 경질상의 연화에 의한 강도저감 혹은 재석출 등으로 인해 재질변화가 심해지는 문제들이 발생할 수 있다.
[관계식 1]
X = A*B
A = 1.3*[Mn]+200*[C]
B= (Nb/93+Ti*/48)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
여기에서, Mn, C, Nb, Ti, N 및 S는 그 중량%를 나타낸다.
본 발명에서는 그 외 성분 및 잔부는 철 및 불가피한 불순물이다.
또한 본 발명의 열연강판은 페라이트와 베이나이트 상의 합: 90% 이상 그리고 잔여 마르텐사이트 및 MA상의 합: 10% 미만을 포함하는 강판 미세조직을 가질 수 있다. 만일 페라이트와 베이나이트 상의 합의 상분율이 90면적% 미만이면 잔여 펄라이트 혹은 마르텐사이트 및 MA상의 합이 10%가 초과한다는 의미로 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있을 수 있다. 구멍확장성은 강판의 미세조직 구성에 의해 크게 영향을 받는데, 특히 강판 내에 연질상과 경질상이 복합적으로 구성되어 있는 경우 각 구성상 간의 경도 차이로 인해 크게 열위해지게 된다. 특히 매우 경한 미세조직인 펄라이트 혹은 마르텐사이트의 분율이 증가하면 할수록 구멍확장시 상간 계면에 크랙 발생이 용이하게 되어 구멍확장성을 열위시키기 때문에 상분율을 제한할 필요가 있다.
상술한 바와 같은 미세조직을 지닌 본 발명의 열연강판은 590MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 구멍확장성 (HER0) 및 소부경화량(BH2)이 30MPa 이상일 수 있다.
또한 본 발명의 열연강판은 300~600℃에서 열처리 후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하며, 하기 관계식 2와 같이 △TS를 정의할 때, △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하를 만족하는 고온 소부경화특성을 가질 수 있다. 즉, 본 발명의 열연강판은 300~600℃에서 열처리 후에도 소부경화량 (BHh)이 30MPa 이상 등을 유지할 수 있어, 후속하는 용융아연 도금공정 등을 이용하여 도금강판을 효과적으로 제조할 수 있다.
[관계식 2]
△TS = TSh - TS0
TSh : 열처리 후 인장강도, TS0 : 열처리 전 인장강도
다음으로, 본 발명의 바람직한 일실시예에 따른 본 발명의 열연강판 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 열연강판 제조방법은, 상술한 합금 조성성분 및 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위에서 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 400~550℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계;를 포함하는 열연강판 제조방법에 관한 것이다.
재가열
먼저, 본 발명에서는 상술한 합금 조성성분의 가지는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위로 재가열한다. 이때, 재가열온도가 1100℃ 미만이면 Ti, Nb, Mo 및 V을 포함한 석출물의 재고용율이 하락하여 열간압연 이후의 공정에서 미세 석출물의 형성이 감소하게 된다. 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 조대화로 강도가 저하되므로, 재가열온도는 1100~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위에서 열간압연함으로써 열연강판을 제조한다. 이때, 1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 또한 상기 열간압연을 850℃ 보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달하여 이방성이 심해지고 성형성이 열위해진다.
냉각 및 권취
그리고 본 발명에서는 상기 열연강판을 400~550℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취한다.
만일 상기 열연강판을 400℃ 미만으로 냉각하여 권취하면, 강 중 마르텐사이트, MA상 등의 저온상이 불필요하게 형성되어 조직의 열적 안정성이 저하되어 열처리 전, 후 모두 성형성이 열위해지며 열처리 후 강도 하락폭이 증가하는 문제가 있다. 반면 550℃를 초과하여 냉각하여 권취하면, 베이나이트, 마르텐사이트, MA상이 적정분율 확보되지 않아 열처리 전, 후 모두 BH 값을 확보할 수 없게 된다.
또한 냉각 시 평균 냉각속도가 10℃/sec 미만이면 기지조직의 결정립이 조대해지고 미세조직이 불균일해지는 반면에, 평균 냉각속도가 70℃/sec를 초과하게 되면 저온상 분율의 증가로 앞서 언급한 400℃ 미만 권취 시와 유사한 문제가 발생할 수 있다.
바람직하게는, 상기 냉각온도를 400~500℃로 제한하는 것이다.
한편 본 발명은, 필요에 따라, 상기 권취된 열연강판을 산세처리후 도유하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
또한 필요에 따라, 상기 권취된 열연강판을 산세처리 후, 450~750℃ 온도범위로 가열한 후, 중량%로, Mg 0.01~30%, Al 0.01~50%, 잔여 아연을 포함하는 도금욕에 침지함으로써 그 표면에 용융아연도금층을 형성하는 단계;를 추가로 포함할 수도 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 마련한 후, 이들 슬라브들을 1200℃에서 재가열하였다. 이어, 재가열된 슬라브들을 하기 표 2와 같은 조건으로 열간압연, 냉각 및 권취하여 열연강판을 제조하였다. 이때, 권취된 열연강판의 냉각속도는 0.5~10℃/s 수준을 유지하였다.
상기와 같이 제조된 열연강판들의 미세조직 구성 및 분율을 측정하여, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
구체적으로, 페라이트상(F), 베이나이트상(B), 마르텐사이트상(M) 및 펄라이트상(P) 분율은 SEM을 이용하여 ×3000, ×5000 배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다. 마르텐사이트 및 MA상 판독을 위해 나이탈 (Nital) 및 레펠라 (Lepera) 에칭 후 광학현미경과 Image 분석기를 이용하여 ×1000 배율에서 분석을 진행하였다.
또한 제조된 열연강판의 인장강도(TS0), 소부경화량(BH2) 및 구멍확장성(HER0를) 측정하여, 그 결과를 같이 표 3에 나타내었다.
인장재질 및 소부경화량은 DIN 규격 시험편을 압연방향으로 시편채취하여 시험한 결과로서 인장평가는 상온에서 진행되었다.
소부경화량 측정은 상온에서 2% 예변형시 강도값과, 2% 예변형후 170℃에서 20분간 열처리하고 상온냉각 후의 강도값의 차이로 측정하였다. 특히, 소부경화량 측정시 예변형후 170℃에서 20분간 열처리 후 강도를 하부 항복강도로 측정하여 하부 소부경화량으로 측정하였다.
그리고 구멍확장성은 상온에서 총 3회 평가한 결과의 평균값을 나타내었다. 구체적으로, 구체적으로, 매 시험마다 육안으로 크랙이 발생할 때 시험을 중단하고 크랙이 발생한 곳의 장축 길이를 재어 구멍확장성을 평가하였으며, 이는 시편의 압연방향과는 무관하게 측정하였다.
또한 비교예 1-9의 강판들과 발명예 1-5의 강판들에 대하여 하기 표 4와 같은 조건으로 추가 열처리를 진행하였다. 즉, 열연강판들을 열처리 온도, 500℃에서 10분 동안 열처리한 후, 상온까지 공냉하였다. 그리고 이러한 열처리를 행한 후, 열처리 전후의 강판의 기계적 물성을 평가하여 하기 표 4에 또한 나타내었다. 구체적으로, 열처리 후의 강판의 인장강도와 소부경화량을 측정하여, 그 결과를 열처리전 강판의 인장강도 및 소부경화량에 비교하여 나타내었다. 이때, 열처리후의 인장강도 및 소부경화량의 측정방법은 상술한 바와 같다.
구분 합금 조성(중량%) X 값
C Si Mn Al P S N Ti Nb Cr Mo
비교강1 0.09 0.33 1.9 0.029 0.009 0.002 0.004 0.011 0.05 - 0.009 1.10
비교강2 0.011 0.34 1.6 0.025 0.011 0.002 0.003 0.101 0.021 0.592 - 7.77
비교강3 0.075 0.61 1.7 0.023 0.011 0.002 0.003 0.105 0.045 0.037 - 6.38
비교강4 0.043 0.31 2.1 0.028 0.012 0.001 0.003 0.033 0.042 0.009 - 2.37
비교강5 0.021 0.11 0.6 0.031 0.011 0.002 0.003 0.032 0.045 0.008 0.009 2.22
비교강6 0.078 0.11 1.7 0.028 0.012 0.002 0.003 0.151 0.015 0.395 0.135 8.04
비교강7 0.071 0.11 1.7 0.028 0.011 0.002 0.004 0.092 0.079 0.395 0.135 6.40
비교강8 0.072 0.13 1.4 0.032 0.011 0.001 0.004 0.065 0.015 0.581 - 3.09
비교강9 0.072 0.13 1.4 0.032 0.011 0.001 0.004 0.065 0.015 0.581 - 3.09
발명강1 0.074 0.11 0.8 0.028 0.009 0.001 0.004 0.093 0.021 - - 4.53
발명강2 0.032 0.32 0.8 0.025 0.012 0.002 0.004 0.072 0.036 - 0.011 3.88
발명강3 0.041 0.43 0.8 0.024 0.011 0.002 0.003 0.095 0.036 0.011 0.093 5.32
발명강4 0.049 0.35 1.3 0.025 0.009 0.001 0.004 0.112 0.015 0.395 0.135 5.73
발명강5 0.071 0.35 1.5 0.028 0.009 0.002 0.003 0.113 0.015 0.598 - 5.90
*표 1에서 잔여는 Fe 및 불가피한 불순물임.
구분 FDT(℃) 냉각 강판 미세조직 상분율(면적%) 비고
CT(℃) 냉각속도
(℃/s)		 F B M MA P
비교강1 890 440 40 44 44 9 3 0 비교예1
비교강2 890 440 40 98 2 0 0 0 비교예2
비교강3 900 480 35 66 5 20 9 0 비교예3
비교강4 900 480 40 75 6 17 2 0 비교예4
비교강5 900 480 45 96 3 1 0 0 비교예5
비교강6 900 480 50 89 6 3 2 0 비교예6
비교강7 900 480 55 87 7 4 2 0 비교예7
비교강8 890 650 50 91 3 0 0 6 비교예8
비교강9 890 100 65 69 5 24 2 0 비교예9
발명강1 890 440 50 70 25 3 2 0 발명예1
발명강2 900 480 60 86 11 2 1 0 발명예2
발명강3 880 480 60 62 33 3 2 0 발명예3
발명강4 900 480 55 66 30 2 2 0 발명예4
발명강5 890 445 55 65 30 3 2 0 발명예5
발명강1 890 440 95 57 28 13 2 0 비교예10
발명강3 880 480 3 75 13 0 0 12 비교예11
발명강4 900 480 2 77 10 0 0 13 비교예12
비교강8 890 460 60 75 18 4 3 0 비교예13
비교강9 890 460 40 80 17 3 0 0 비교예14
*표 2에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, MA는도상 마르텐사이트 그리고 P는 펄라이트를 나타냄
구분 열처리조건 열처리 전 물성 열처리 후 물성 △TS × BHh -1의 절대값
온도(℃) 시간(min) TSo BH2 HERo YRo TSh BHh
비교예1 500 10 932 98 29 0.79 901 25 1.24
비교예2 500 10 510 1 89 0.88 509 1 1.00
비교예3 500 10 947 70 35 0.71 812 33 4.09
비교예4 500 10 791 61 33 0.72 765 30 0.87
비교예5 500 10 325 1 102 0.88 324 1 1.00
비교예6 500 10 817 5 49 0.89 814 3 1.00
비교예7 500 10 865 3 37 0.91 863 1 2.00
비교예8 500 10 713 2 52 0.88 711 1 2.00
비교예9 500 10 801 81 39 0.65 743 21 2.76
발명예1 500 10 734 65 63 0.79 733 39 0.03
발명예2 500 10 633 57 81 0.81 631 40 0.06
발명예3 500 10 765 65 55 0.77 765 41 0.00
발명예4 500 10 813 67 60 0.79 810 41 0.07
발명예5 500 10 821 76 53 0.76 818 42 0.07
비교예10 500 10 781 19 24 0.77 697 15 5.60
비교예11 500 10 742 17 22 0.81 735 4 1.75
비교예12 500 10 752 14 19 0.82 740 3 4.00
비교예13 500 10 772 39 38 0.78 765 8 0.88
비교예14 500 10 764 37 40 0.79 760 3 1.33
*표 3에서 TS0와 BH2는 각각 열처리전 인장강도와 소부경화량을 나타냄
TSh와 BHh는 열처리후 인장강도와 소부경화량을 나타냄
△TS = TSh - TS0
상기 표 1-3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안한 강판 성분범위, X값 및 제조 조건을 만족하는 발명예 1-5는 모두 목표로 하는 재질을 확보할 수 있었다. 구체적으로, 발명예 1-5의 열연강판 모두 590MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 구멍확장성 (HER0), 30MPa 이상의 소부경화량(BH2)을 나타내었다. 또한 추가 열처리후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하며, △TS × BHh -1의 절대값이 0.7 이하를 만족하여 본 열연강판을 이용하여 각종 도금공정에 효과적으로 적용할 수 있음을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 비교강 1~9는 본 발명에서 제시한 성분 범위 및/또는 제조공정 조건을 만족하지 않는 경우이다.
구체적으로, 비교예 1, 비교예 3 및 비교예 4는 각각 C, Mn의 함량 초과로 관계식을 만족하지 못하는 경우로 마르텐사이트상 및 MA상이 불필요하게 형성되어 강판의 구멍확장성 값이 열위해지거나 열처리후 인장강도 하락폭이 컸다.
비교예 2 및 비교예 5는 각각 C, Mn 함량이 미달된 경우로 경화능 하락에 의한 충분한 저온상 분율이 확보되지 않아 강판의 강도가 590MPa를 만족하지 못하고 있고 열처리 전/후 모두 소부경화량이 열위하였다.
비교강 6 및 비교예 7은 각각 Ti, Nb의 함량이 초과된 경우로 과도한 탄화물 형성에 의한 저온상 분율 확보가 어려움에 따라 열처리 전/후 모두 소부경화량이 열위하고 조대 석출물의 증가로 구멍확장성 또한 하한에 머무르거나 목표 대비 미달되었다.
또한 비교예 8-9는 관계식 1에 의한 X값이 본 발명의 범위를 벗어나고 권취온도가 본 발명의 제안 범위를 벗어난 경우이다. 즉, 비교예 8과 같이 권취온도가 초과할 경우 조직내 저온상 형성이 어려워 열처리 전/후 소부경화량 확보가 어려웠고 비교예 9과 같이 미달일 경우, 조직내 저온상 분율이 불필요하게 증가하여 항복비가 열위해질 뿐만 아니라 열처리 전/후의 강도 및 소부경화 값의 변화폭이 크게 되었다.
한편 비교예 10-12는 합금조성성분는 본 발명의 범위 이내이나, 제조 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로서, 비교예 10의 경우 권취온도까지의 냉각속도가 너무 빨라 미세조직상 경질상이 마르텐사이트의 분율이 10%를 초과하였다. 이로 인한 구멍확장성의 열위 및 열처리 후 강도 편차가 심하게 나타남을 확인하였다. 비교예 11 및 12의 경우는 권취온도까지 냉각속도가 너무 느려 미세조직상 펄라이트 분율이 10%를 초과하게 되고, 이로 인해 구멍확장성, 소부경화성의 열위 및 열처리 후 강도/소부경화값의 저하가 나타나게 되었다.
그리고 비교예 13-14는 전술한 바와 같이, 관계식 1에 의한 X 값이 본 발명의 범위를 벗어나나 제조 조건은 본 발명범위를 만족하는 경우로서, 열처리 전/후 인장강도/소부경화값의 변화에 따라 △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하를 만족하지 못하는 것을 확인하였다.
도 1은 본 발명예와 비교예 강판의 X값에 대한 열처리 전/후 인장강도 및 소부경화량의 변화(△TS × BHh -1의 절대값)를 보여주는 그림이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 발명예의 열연강판의 경우 △TS × BHh -1의 절대값의 0.7 이하로 우수한 열적 안정성을 가짐을 확인할 수 있다.
이상 실시 예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 자에게 있어서는 본 발명의 기본적인 사상의 범주 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경이 가능하며, 또한 본 발명의 권리범위는 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 함을 명시한다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C:0.02∼0.08%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼1.8%, Al:0.01∼0.1%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.12%, Nb:0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하며,
    페라이트와 베이나이트 상의 합: 90면적% 이상 그리고 잔여 마르텐사이트 및 MA상의 합: 10면적% 미만을 포함하는 미세조직을 가지며,
    590MPa 이상의 인장강도, 40% 이상의 구멍확장성 (HER0), 소부경화량(BH2 : 열처리 전 소부경화량)이 30MPa 이상이며, 300~600℃에서 열처리 후 소부경화량(BHh)이 30MPa 이상을 유지하며, 그리고 하기 관계식 2와 같이 △TS를 정의할 때, △TS × BHh -1 절대값이 0.7 이하인 열연강판.
    [관계식 1]
    X = A*B
    A = 1.3*[Mn]+200*[C]
    B= (Nb/93+Ti*/48)/(C/12+N/14)
    Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    여기에서, Mn, C, Nb, Ti, N 및 S는 그 중량%를 나타낸다.
    [관계식 2]
    △TS = TSh - TS0
    TSh : 열처리 후 인장강도, TS0 : 열처리 전 인장강도
    BHh : 열처리 후 소부경화량
  2. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판은 Mo, Cr, V, Ni, B 중 하나 이상의 성분을 그 합으로 1.5% 이하를 포함하는, 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 열연강판의 표면에는 용융아연도금이 형성되어 있는, 열연강판.
  4. 중량%로, C:0.02∼0.08%, Si:0.01∼0.5%, Mn:0.8∼1.8%, Al:0.01∼0.1%, P:0.001∼0.02%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti: 0.01~0.12%, Nb:0.01~0.05%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1에 의해 정의되는 X값이 3.5~6.0을 만족하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위에서 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 400~550℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각한 후, 권취하는 단계;를 포함하는 열연강판 제조방법.
    [관계식 1]
    X = A*B
    A = 1.3*[Mn]+200*[C]
    B= (Nb/93+Ti*/48)/(C/12+N/14)
    Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    여기에서, Mn, C, Nb, Ti, N 및 S는 그 중량%를 나타낸다.
  5. 제 4항에 있어서, 상기 열연강판은 Mo, Cr, V, Ni, B 중 하나 이상의 성분을 그 합으로 1.5% 이하를 포함하는, 열연강판 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서, 상기 권취된 열연강판을 산세처리후 도유하는 단계;를 추가로 포함하는, 열연강판 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서, 상기 권취된 열연강판을 산세처리 후, 450~750℃ 온도범위로 가열한 후, 용융아연도금하는 단계;를 추가로 포함하는, 열연강판 제조방법.

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Patent event date: 20221221

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