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WO2017111322A1 - 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2017111322A1
WO2017111322A1 PCT/KR2016/013407 KR2016013407W WO2017111322A1 WO 2017111322 A1 WO2017111322 A1 WO 2017111322A1 KR 2016013407 W KR2016013407 W KR 2016013407W WO 2017111322 A1 WO2017111322 A1 WO 2017111322A1
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WO
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steel sheet
rolled steel
hot rolled
sol
high strength
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WO2017111322A8 (ko
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김성일
서석종
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Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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Priority to CN201680075938.7A priority patent/CN108474088B/zh
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    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength hot rolled steel sheet excellent in ductility and a method of manufacturing the same.
  • Ultra high strength steel with a tensile strength of 1GPa or more used as a collision member, bumper and reinforcement for automobiles should contain an appropriate level of retained austenite phase in the steel for easy part molding and show excellent crash resistance characteristics due to high strength after molding. Can be.
  • Q & P Quenching and Partitioning steel utilizing TRIP phenomenon by retained austenite phase to attain tensile strength of 1GPa or more and at least 10% elongation.
  • Q & P steels are heated to austenitic single phase or austenitic and ferrite two phase temperatures for homogenization heat treatment for a certain time, and then quenched to a temperature between the martensite transformation start temperature (Ms) and the martensite transformation end temperature (Mf).
  • Ms martensite transformation start temperature
  • Mf martensite transformation end temperature
  • Patent Documents 1 to 3 propose a technique of utilizing Cr, Ti, Al, etc. to obtain a Q & P steel in a cooling process after ordinary hot rolling.
  • Cr and Al are additionally used, the weldability of steel is inferior, and there is a problem of material deviation between plate edge and center due to excessive increase in hardenability, and formation of carbide at high temperature when Ti is used. As a result, the residual austenite phase fraction is reduced, so that it is difficult to obtain sufficient ductility and bending characteristics.
  • Patent Document 1 Chinese Patent Application No. 2012-10461655
  • Patent Document 2 Chinese Patent Application No. 2012-10461022
  • Patent Document 3 Chinese Patent Application No. 2013-10121568
  • Non-Patent Document 1 J.G. Speer, D.V. Edmonds, F. C. Rizza, D. K. Matlock: Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 8 (2004) 219-237.
  • Non-Patent Document 2 G.A. Thomas, J.G. Speer, and D.K. Matlock: AIST Trans., 2008, vol. 5 (5), pp. 209-217.
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength hot rolled steel sheet excellent in ductility without significantly changing the manufacturing process of the existing hot rolled steel sheet by precisely controlling the alloy composition and manufacturing method and its manufacturing method.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.15-0.25%, Si: 0.6-2.0%, Mn: 1.5-3.0%, Al: 0.01-0.1%, Cr: 0.01-0.5%, Mo: 0.005-0.2 %, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.05%, N: 0.001-0.01%, Nb: 0.003-0.1%, Ti: 0.003-0.1%, V: 0.003-0.1%, B: 0.0005-0.005% , Remaining Fe and other unavoidable impurities,
  • the present invention relates to an ultra-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility, which satisfies the following Expressions 1 and 2.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.15 to 0.25%, Si: 0.6 to 2.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.01 to 0.5%, Mo: 0.005 to 0.2%, P: 0.001 to 0.05%, S: 0.001 to 0.05%, N: 0.001 to 0.01%, Nb: 0.003 to 0.1%, Ti: 0.003 to 0.1%, V: 0.003 to 0.1%, B: 0.0005 Heating the slab to ⁇ 0.005%, remaining Fe and other unavoidable impurities, and satisfying the following Equations 1 and 2 to 1200-1350 ° C .;
  • It relates to a method of manufacturing a super-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility comprising the step of charging the wound hot rolled steel sheet in a heating furnace and satisfying the following relational expression 3 in the temperature range of 200 ⁇ 400 °C.
  • Equation 1 4.5 ⁇ [Mn] + 12 [sol. C] + 2.5 [Mo] + 2 [Cr] + 300 [B] + [V] ⁇ 5.3
  • 1 is a graph showing the values of relations 1 and 2 of inventive steels and comparative steels.
  • the present inventors have studied in depth to solve the above problems, and as a result of precisely controlling the alloy composition and manufacturing method, an ultra-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility without significantly changing the manufacturing process of the existing hot rolled steel sheet and its manufacturing method It was confirmed that it can provide, and came to complete this invention.
  • Ultra-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility is by weight, C: 0.15 to 0.25%, Si: 0.6 to 2.0%, Mn: 1.5 to 3.0%, Al: 0.01 to 0.1%, Cr: 0.01 0.5%, Mo: 0.005-0.2%, P: 0.001-0.05%, S: 0.001-0.05%, N: 0.001-0.01%, Nb: 0.003-0.1%, Ti: 0.003-0.1%, V: 0.003-- 0.1%, B: 0.0005 ⁇ 0.005%, the remaining Fe and other unavoidable impurities, and characterized by satisfying the following equation (1) and (2).
  • Equation 1 4.5 ⁇ [Mn] + 12 [sol. C] + 2.5 [Mo] + 2 [Cr] + 300 [B] + [V] ⁇ 5.3
  • each element symbol is a value representing the content of each element in weight%.
  • the alloy composition of the ultra-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility according to an aspect of the present invention will be described in detail.
  • the unit of each alloy element is weight%.
  • the C is the most economical and effective element to enhance the hardenability of the steel to strengthen the steel, it is also easy to ensure the stability of the residual austenite phase. Increasing the C content increases the martensite phase and bainite phase to increase the tensile strength.
  • C content is less than 0.15%, it is insufficient to form a stable residual austenite phase.
  • C content is more than 0.25%, weldability is inferior, and microstructure increases according to the cooling rate, resulting in severe material deviation by location of hot rolled steel sheet (hot rolled sheet material), and inferior ductility and shear workability. There is a problem. Therefore, it is preferable that C content is 0.15 to 0.25%.
  • the Si acts to deoxidize molten steel, has a solid solution effect, and has an advantageous effect of delaying coarse carbide formation to form residual austenite phase.
  • Si content is less than 0.6%, there is a problem that it is difficult to improve the stable residual austenite phase because the effect of delaying carbide formation is small. On the other hand, when the Si content is more than 2.0%, there is a problem that the weldability is lowered. Therefore, it is preferable that Si content is 0.6 to 2.0%.
  • Mn like Si, is an effective element to solidify the steel and increases the hardenability of the steel to facilitate the formation of martensite phase.
  • Mn content is less than 1.5%, it is insufficient to obtain the above-mentioned effect.
  • Mn content is more than 3.0%, the hardenability is greatly increased, making it difficult to control the desired microstructure, and the segregation part is greatly developed at the center of thickness during slab casting in the casting process, and the slab quality is inferior and is cooled after hot rolling. At the time, the microstructure in the thickness direction is formed nonuniformly and the weldability is inferior. Therefore, it is preferable that Mn content is 1.5 to 3.0%.
  • the Cr solidifies the steel and increases the hardenability of the steel to increase the strength of the steel.
  • the Cr content is less than 0.01%, it is insufficient to obtain the above effect by addition.
  • the Cr content is more than 0.5%, segregation in the thickness center portion is greatly developed similarly to Mn, and inferior formability microstructures inferior in formability and weldability. Therefore, the content of Cr is preferably limited to 0.01 to 0.5%.
  • the Mo strengthens the steel and increases the hardenability of the steel, thereby increasing the strength of the steel.
  • Ti and the like contributes to the formation of carbide to stabilize the solid solution carbon.
  • the Mo content is less than 0.005%, it is insufficient to obtain the above effect by the addition.
  • the Mo content is more than 0.2%, there is a problem in that martensite phase is easily formed due to excessive increase in quenchability and it is difficult to form a stable residual austenite phase, and it is economically disadvantageous and also detrimental to weldability. Therefore, the Mo content is preferably 0.005 ⁇ 0.2%.
  • P has a solid solution strengthening effect and a ferrite transformation promoting effect.
  • manufacturing a P content of less than 0.001% requires a lot of manufacturing costs, which is economically disadvantageous and insufficient to obtain high strength.
  • P content is more than 0.05%, brittleness due to grain boundary segregation occurs, and micro cracks are easily generated during shearing, which greatly deteriorates the ductility and impact resistance characteristics. Therefore, P content is preferably 0.001 to 0.05%.
  • S is an impurity present in steel, and if its content exceeds 0.01%, it combines with Mn to form a non-metallic inclusion. Therefore, when the steel is cut, fine cracks are likely to occur and the elongation flange and impact resistance are greatly reduced. have. In addition, the production of S content less than 0.001% takes a lot of time in the steelmaking industry productivity is reduced. Therefore, it is preferable that S content is 0.001-0.01%.
  • Sol.Al is a component mainly added for deoxidation, and its content is less than 0.01%, and its effect is insufficient, and when it exceeds 0.1%, AlN is formed by combining with nitrogen to generate corner cracks in slabs during performance casting. It is easy and defects due to inclusions are easily generated at the edge of the hot rolled sheet. Therefore, it is preferable that Sol.Al content is 0.01 to 0.1%.
  • N is a representative solid solution strengthening element together with C, and forms coarse precipitates together with Ti, Al and the like.
  • the solid solution strengthening effect of N is better than carbon, but the problem of toughness is greatly reduced as the amount of N in the steel increases.
  • N content is 0.001-0.01%.
  • Ti is a representative precipitation enhancing element and forms coarse TiN in steel with strong affinity with N.
  • TiN has the effect of suppressing the growth of grains during the heating process for hot rolling and is a useful component to improve the strength of steel by forming TiC precipitates by reacting with nitrogen and remaining Ti is dissolved in carbon and combined with carbon.
  • Ti content is 0.003 to 0.1%.
  • Nb is a representative precipitation enhancing element, and is precipitated during hot rolling, and is effective in improving the strength and impact toughness of the steel by refining grains by delaying recrystallization.
  • the content of Nb is less than 0.003%, it is insufficient to obtain the above effect.
  • the content of Nb exceeds 0.1%, the grains formed by excessive recrystallization delay during hot rolling are formed, and the deformation resistance increases, so that the hot rolling of the material is difficult. There is a problem that the quality is inferior.
  • Nb content is 0.003 to 0.1%.
  • the V is a representative precipitation strengthening element together with Nb and Ti, but mainly forms precipitates after winding, thereby contributing to the improvement of strength of the steel and increasing the hardenability of the steel.
  • the content of V is less than 0.003%, it is insufficient to obtain the above effect. If the content of V exceeds 0.1%, the shear workability is inferior due to the formation of coarse complex precipitates. It is also disadvantageous. Therefore, it is preferable that V content is 0.003 to 0.1%.
  • B is a representative grain boundary stabilizing element that delays recrystallization during hot rolling and delays ferrite phase transformation during cooling after hot rolling to increase hardenability.
  • the B content is less than 0.0005% is insufficient to obtain the above effect.
  • the B content exceeds 0.005%, hot rolling of the material is difficult due to an increase in deformation resistance during hot rolling, and it is difficult to control the microstructure due to excessive increase in hardenability. Therefore, it is preferable that B content is 0.0005 to 0.005%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the ultra-high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility according to an aspect of the present invention should satisfy not only the alloy composition described above but also the following Equation 1 and Equation 2.
  • each element symbol is a value representing the content of each element in weight%.
  • Equation 1 4.5 ⁇ [Mn] + 12 [sol. C] + 2.5 [Mo] + 2 [Cr] + 300 [B] + [V] ⁇ 5.3
  • Equation 1 relates to the hardenability and segregation of the steel, and in particular, each component constituting Equation 1 increases the hardenability of the steel to facilitate the formation of the martensite phase.
  • C, Mn, Cr, etc. tend to segregate in the center of the steel sheet, which makes the microstructure in the thickness direction non-uniform, and is also harmful to weldability. Therefore, if the value of relation 1 is less than 4.5, the hardenability of steel will be insufficient, and if it exceeds 5.3, microstructure nonuniformity will become large and weldability will be inferior.
  • Equation 2 is to limit the components related to the formation of precipitates in the steel and to determine the content of solid solution C which contributes to the stability of the residual austenite phase because the formation of precipitates is correlated with the contents of Ti, Nb, Mo and C of the composition. . If [sol.C] is less than 0.17, it is difficult to sufficiently stabilize the retained austenite. If [sol.C] is more than 0.25, the yield strength may increase and the grains may become fine due to the formation of a large amount of fine precipitates. Hardenability is increased and also harmful to weldability.
  • the microstructure of the hot rolled steel sheet according to the present invention has an area fraction of martensite of 85% or more, and contains 3-15% of residual austenite and other unavoidable phases.
  • the martensite is less than 85%, it is difficult to secure sufficient tensile strength.
  • the residual austenite is less than 3%, the elongation and moldability may be inferior, and when it is more than 15%, sufficient martensite may not be secured, and thus tensile strength may be inferior.
  • the martensite is less than 85%, it is difficult to secure sufficient tensile strength.
  • the residual austenite is less than 3%, the elongation and moldability may be inferior, and when it is more than 15%, sufficient martensite may not be secured, and thus tensile strength may be inferior.
  • the inevitable phase may be ferrite, bainite, and the like, and the sum of ferrite and bainite is more preferably less than 5%. This is because the strength may decrease when the sum of ferrite and bainite is 5% or more.
  • the hot rolled steel sheet according to the present invention may have a tensile strength of 1200MPa or more and an elongation of 10% or more.
  • the hot rolled steel sheet according to the present invention may be formed with a galvanized layer on the surface.
  • a method of manufacturing a super high strength hot rolled steel sheet having excellent ductility comprising: heating a slab satisfying the above-described alloy composition, relation 1 and relation 2 to 1200 to 1350 ° C .; Hot rolling the heated slab in a temperature range of 850 to 1150 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet at an average cooling rate of 50 to 100 ° C./s to a cooling end temperature of 200 to 400 ° C., and winding the hot rolled steel sheet; And heating or heating the wound hot rolled steel sheet in a heating furnace to satisfy the following relational expression 3 in a temperature range of 200 to 400 ° C.
  • the slab satisfying the above-described alloy composition, relation 1 and relation 2 is heated to 1200-1350 ° C.
  • the slab heating temperature is less than 1200 ° C, carbides, nitrides, and precipitates composed of Ti, Nb, V, Mo, etc. are not sufficiently reused, thereby reducing the effect of forming precipitates in a process after hot rolling, and remaining coarse TiN. do.
  • the slab heating temperature is preferably 1200 ⁇ 1350 °C.
  • the slab may be produced in a process in which the continuous casting process and the hot rolling process is directly connected.
  • the heated slab is hot rolled in a temperature range of 850 ⁇ 1150 °C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • Initiating hot rolling at a temperature higher than 1150 ° C. increases the temperature of the hot rolled steel sheet, resulting in coarse grain size and poor surface quality of the hot rolled steel sheet.
  • the shape of the rolled plate is inferior due to the development of elongated grains and the delay of recrystallization due to excessive recrystallization delay, and the quenchability decreases due to the formation of precipitates during hot rolling. The stability of the phase is also reduced.
  • the hot rolled steel sheet is cooled after cooling at an average cooling rate of 50 to 100 ° C / s to a cooling end temperature of 200 to 400 ° C.
  • cooling end temperature is less than 200 °C, all the microstructures in the steel are phase-transformed into martensitic phase, which increases the strength of the steel, but the ductility is detrimental. It can be inferior.
  • the average cooling rate is less than 50 °C / sec during cooling, the ferrite phase or bainite phase is formed, the microstructure becomes uneven, it is difficult to secure the material of the target steel, if the average cooling rate is more than 100 °C / sec plate thickness This is because the microstructure in the direction and the width direction may be uneven and the shape quality may be inferior.
  • the wound hot rolled steel sheet is charged into a heating furnace and heated or heated to satisfy the following relational expression 3 in a temperature range of 200 to 400 ° C.
  • the hot rolled steel sheet may be cooled by heat or heat treatment.
  • Temp and Time represent the temperature (°C) and time (minutes) of the heating furnace after winding.
  • the undeformed phase in the steel remains, which may form a stable residual austenite phase according to the thermal history, but all may be transformed into the martensite phase.
  • the temperature of the wound hot rolled steel sheet does not become less than 200 ° C. If the temperature before the charge is less than 200 °C all of the non-deformation phase in all or part of the hot-rolled steel sheet transforms to the martensite phase, the strength of the steel is greatly increased, but the formation of the residual austenite phase is inferior to the ductility and formability significantly.
  • the heat treatment temperature does not need to be heated to a temperature of 400 ° C. or higher, since a sufficient cooling rate of 50 ° C./sec or higher and the hardenability of steel are high in the solid-state solid solution carbon. Therefore, a sufficiently stable residual austenite phase can be secured only by heat treatment satisfying relation (3).
  • relation (3) if the relation 3 is less than 2000, the above heat treatment effect is insufficient, the residual austenite phase is not stabilized and transformed into martensite phase. If the relation 3 exceeds 2500, the bainite phase is formed by diffusion of solid solution carbon. The strength and ductility of the steel are simultaneously reduced and economically disadvantaged by long heat treatment.
  • Hot rolled steel sheet manufactured according to the above-described manufacturing method is excellent in ductility and strength with a tensile strength of 1200MPa or more and an elongation of 10% or more.
  • the step of heating or heating it may further comprise the step of lubricating the hot rolled steel sheet after the pickling treatment.
  • the hot-rolled steel sheet may be heated to be 450 ⁇ 480 °C and then hot-dip galvanizing.
  • each alloy element is weight%
  • FDT and CT refer to finish rolling end temperature and winding temperature at hot rolling, respectively
  • Temp and Time are heat treatment temperature and heat treatment time of coil furnace. Means. Cooling immediately after the hot rolling not shown in Table 2 was controlled to satisfy the cooling rate 70 ⁇ 90 °C / sec.
  • YS, TS, and T-El refer to yield strength, tensile strength, and elongation of hot rolled sheet, respectively, and the tensile test is based on JIS5 standard based on the 0 ° direction with respect to the rolling direction of the rolled sheet. It was set as the collected test piece.
  • the tensile test results shown in Table 3 below are average values of the results of three tests.
  • Inventive steels 1 to 6 satisfying all of the alloy composition, relations 1 to 3, and manufacturing conditions of the present invention can be seen that the tensile strength of 1200MPa or more and elongation of 10% or more.
  • Comparative steel 1 is a case where the value of relation 1 is high and Cr content is not satisfied, and most of the microstructures are formed in martensite phase with excessively high hardenability, and the strength is high, but the elongation is inferior.
  • Comparative steel 2 is a case where the value of the relation 1 is low, the hardenability is insufficient, the bainite phase transformation occurs during cooling, it was not able to secure a sufficient martensite phase and hardly formed residual austenite phase.
  • Comparative steel 3 exhibited sufficient hardenability by satisfying relation 1 but lacked stable austenite phase in steel due to unsatisfaction of relation 2, and increased bainite phase to obtain high strength.
  • Comparative steel 4 satisfied all of the relations 1 to 3, but after the hot rolling and cooling is finished, the coil of the coil wound after being cooled to less than 200 °C proposed in the present invention was charged into the coil heat treatment furnace and heat treated. Therefore, most of the metamorphic phases were transformed into martensite phase and the strength increased greatly, but sufficient elongation was not obtained.
  • Comparative steel 6 is a case where the value of relation 3 is low, due to lack of heat treatment temperature and time, it was determined that the stable austenite phase was not sufficiently secured, and the phase transformation into martensite phase was inferior.
  • Comparative steel 7 and comparative steel 8 was not satisfied with the coiling temperature, the comparative steel 7 manufactured higher than the coiling temperature range proposed in the present invention was inferior in strength because most of the microstructure is formed of bainite. In addition, the comparative steel 8 prepared with a low coiling temperature was inferior in elongation due to martensite.
  • FIG. 1 is a graph showing values of relations 1 and 2 of inventive steels and comparative steels
  • FIG. 2 is a graph of winding temperatures and relations 3 of inventive steels and comparative steels.

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 0.6∼2.0%, Mn: 1.5∼3.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판에 관한 것이다. 관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3 관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22 (상기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값임.)

Description

연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 충돌부재, 범퍼 및 보강재로 사용되는 인장강도 1GPa 이상의 초고강도강은 강 중 적정 수준의 잔류 오스테나이트상을 함유해야 실제 부품성형이 용이하며 성형 후 높은 강도에 의해 우수한 내충돌 특성을 나타낸다고 할 수 있다.
최근, 이를 위하여 다양한 방안이 제안되었으며, 특히, 인장강도 1GPa급 이상의 강도를 얻는 동시에 연신율 10%이상을 확보하기 위하여 잔류오스테나이트 상에 의한 TRIP현상을 활용한 열연 Q&P(Quenching and Partitioning)강이 제안되었다. Q&P강은 강을 오스테나이트 단상역 또는 오스테나이트와 페라이트 2상역 온도까지 가열하여 일정 시간동안 균질화 열처리한 후, 마르텐사이트 변태개시 온도(Ms)와 마르텐사이트 변태종료 온도(Mf) 사이의 온도까지 급냉하여 마르텐사이트 상과 잔류오스테나이트 상을 형성시키고 잔류오스테나이트 상을 안정화시키기 위하여 냉각 종료온도에서 유지하거나 Ms온도보다 약간 높은 온도로 가열 및 열처리하여 제조한다.
이와 같은 Q&P강의 제조개념은 미국 Colorado School of Mine 대학의 J.G. Speer 교수 등에 의해 비특허문헌 1 및 비특허문헌 2와 같이 제안되었다. 하지만, 2상역 온도 또는 오스테나이트 단상역 온도까지 재가열하는 방안을 통상적인 열간압연 공정에 추가로 적용하는 것은 제조비용이 많이 소요되는 문제가 있다.
이를 해결하기 위하여 통상적인 열간압연후 냉각공정에서도 Q&P강이 얻어지도록 Cr, Ti, Al등을 활용하는 기술이 특허문헌 1 내지 3에 제안되었다. 하지만 이와 같은 Cr, Al을 추가로 활용하면 강의 용접성을 열위하게 하며 경화능의 지나친 증가로 판 Edge부와 Center부에서의 재질편차가 심해지는 문제가 있고, Ti의 활용시 고온에서의 탄화물의 형성으로 잔류오스테나이트 상분율이 감소하여 충분한 연성 및 굽힘특성을 얻기 어려운 문제점이 있었다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 중국특허출원 제2012-10461655호
(특허문헌 2) 중국특허출원 제2012-10461022호
(특허문헌 3) 중국특허출원 제2013-10121568 호
(비특허문헌 1) J.G. Speer, D.V. Edmonds, F.C.Rizzo, D.K.Matlock: Curr. Opin. Solid State Mater. Sci. 8(2004) 219-237.
(비특허문헌 2) G.A. Thomas, J.G. Speer, and D.K.Matlock: AIST Trans., 2008, vol. 5 (5), pp. 209-217.
본 발명의 일 측면은 합금조성 및 제조방법을 정밀하게 제어함으로써, 기존 열연강판의 제조공정을 크게 변경하지 않으면서도 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 0.6∼2.0%, Mn: 1.5∼3.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.15~0.25%, Si: 0.6~2.0%, Mn: 1.5~3.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001~0.05%, S: 0.001~0.05%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도 범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 200~400℃의 냉각종료온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/s로 냉각한 후 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 가열로 내 장입하고 200~400℃의 온도 범위에서 하기 관계식 3을 만족하도록 보열 또는 가열하는 단계를 포함하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법에 관한 것이다.
관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3
관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22
관계식 3: T = Temp (25[sol.C] + Log(Time)), 2000 ≤T≤ 2500
(상기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이고, 관계식 3에서 Temp와 Time은 권취 후 가열로의 온도(℃)와 시간(분)을 나타낸다.)
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 있다.
본 발명에 의하면, 강도 및 연성이 우수하여 자동차용 충돌부재, 범퍼 및 보강재 등에 바람직하게 적용될 수 있는 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 발명강들과 비교강들의 관계식 1 및 2의 값을 그래프로 나타낸 것이다.
도 2는 발명강들과 비교강들의 권취 온도 및 관계식 3의 값을 그래프로 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 상술한 문제점들을 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 합금조성 및 제조방법을 정밀하게 제어함으로써, 기존 열연강판의 제조공정을 크게 변경하지 않으면서도 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 열연강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 열연강판은 중량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 0.6∼2.0%, Mn: 1.5∼3.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 한다.
관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3
관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22
(상기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 합금원소의 단위는 중량%이다.
C: 0.15~0.25 %
상기 C는 강의 경화능을 높여 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 잔류 오스테나이트상의 안정성을 확보하는데도 용이하다. C 함량이 증가하면 마르텐사이트상 및 베이나이트 상이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다.
C 함량이 0.15% 미만인 경우에는 안정된 잔류 오스테나이트 상을 형성하는데 부족하다. 반면에, C 함량이 0.25% 초과인 경우에는 용접성이 열위하게 되고 냉각속도에 따라 미세조직의 편차가 증가하여 열연강판(열간압연판재)의 위치별 재질편차가 심해지며 연성과 전단가공성이 열위해지는 문제점이 있다. 따라서, C 함량은 0.15~0.25%인 것이 바람직하다.
Si: 0.6~2.0 %
상기 Si는 용강을 탈산시키는 작용을 하고, 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 잔류 오스테나이트상을 형성시키는데 유리한 효과가 있다.
Si 함량이 0.6% 미만인 경우에는 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 안정된 잔류 오스테나이트상을 향상시키기 어려운 문제점이 있다. 반면에, Si 함량이 2.0% 초과인 경우에는 용접성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, Si 함량은 0.6~ 2.0%인 것이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 상을 형성시키기 용이하게 한다.
Mn 함량이 1.5% 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기에 불충분하다. 반면에, Mn 함량이3.0% 초과인 경우에는 경화능이 크게 증가하여 원하는 미세조직을 제어하기 어려우며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 슬라브 품질이 열위해지고 열간압연 후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직이 불균일하게 형성되고 용접성도 열위해진다. 따라서, Mn 함량은 1.5~3.0%인 것이 바람직하다.
Cr: 0.01~0.5%
상기 Cr은 강을 고용 강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 강의 강도를 높이게 된다. 하지만, Cr 함량이 0.01% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻기에 불충분 하다. 반면에, Cr 함량이 0.5%를 초과하면 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 성형성과 용접성이 열위하게 한다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.005~0.2%
상기 Mo는 강을 고용강화시키며 강의 경화능을 증가시켜 강의 강도를 높이게 된다. 또한, Nb, Ti 등과 함께 첨가할 경우 탄화물 형성에도 기여하여 고용탄소를 안정화 시킨다. 하지만, Mo 함량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻기에 불충분 하다. 반면에, Mo 함량이 0.2%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 마르텐사이트 상의 형성이 용이하고 안정된 잔류 오스테나이트상을 형성시키기 어려운 문제가 있고, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo 함량은 0.005~0.2%인 것이 바람직하다.
P: 0.001~0.05%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 P 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 고강도를 얻기에도 불충분 하다. 반면에, P 함량이 0.05%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 전단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서, P 함량은 0.001~0.05%인 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 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장플렌지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 또한 S 함량을 0.001%미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, S 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
Sol.Al: 0.01~0.1%
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 불충분하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 열연판의 엣지(Edge)부에 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, Sol.Al 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이고, 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 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, N 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
Ti: 0.003~0.1%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있으며 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다.
하지만, Ti의 함량이 0.003%미만이면 상기 효과를 얻기에 불충분하다. 반면에, Ti함량이 0.10%를 초과하면 조대한 TiN의 발생으로 전단가공시 미세한 균열을 형성시키기 쉽고 강중 고용 C를 감소시켜 잔류 오스테나이트상의 안정성이 감소한다. 따라서, Ti함량은 0.003~0.1%인 것이 바람직하다.
Nb: 0.003~0.1%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 하지만, Nb의 함량이 0.003%미만이면 상기 효과를 얻기에 불충분 하고, Nb함량이 0.1%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성되고 변형저항이 증가하여 박물재의 열간압연이 어렵고 형상품질이 열위해지는 문제점이 있다. 또한, 고용C를 감소시켜 잔류 오스테나이트상의 안정성도 감소한다. 따라서, Nb 함량은 0.003~0.1%인 것이 바람직하다.
V: 0.003~0.1%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이지만 주로 권취이후 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 기여하며 강의 경화능을 증가시키는 효과도 있다. 하지만, V의 함량이 0.003%미만이면 상기 효과를 얻기에 불충분 하고, 0.1%를 초과하면 조대한 복합석출물의 형성으로 전단가공성이 열위하게 되며, 지나친 경화능의 증가로 미세조직을 제어하기 어려우며 경제적으로도 불리하다. 따라서, V 함량은 0.003~0.1%인 것이 바람직하다.
B: 0.0005~0.005%
상기 B는 대표적인 입계 안정화 원소로 열간압연 중 재결정을 지연시키며 열연후 냉각중 페라이트 상변태를 지연시켜 경화능을 높이는 원소로 미량으로도 그 효과가 크다. 다만, B 함량이 0.0005%미만이면 상기 효과를 얻기에 불충분 하다. 반면에, B 함량이 0.005%를 초과하면 열간압연 중 변형저항의 증가로 박물재의 열간압연이 곤란하고 지나친 경화능의 증가로 미세조직을 제어하기 어렵다. 따라서, B 함량은 0.0005~0.005%인 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. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 열연강판은 상술한 합금조성을 만족할 뿐만 아니라 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하여야 한다.
하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하여야 열간압연 후 마르텐사이트 조직을 균일하게 형성하기 쉽고, 미변태된 잔류 오스테나이트 상을 안정화하기 용이하기 때문이다.
하기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3
관계식 1은 강의 소입성 및 편석과 관련된 것으로 특히, 관계식 1을 구성하는 각각의 성분은 강의 경화능을 높여 마르텐사이트 상의 형성을 용이하게 한다. 하지만 C, Mn, Cr 등은 강판의 중심부에 편석되기 쉬워 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하게 하며 용접성에도 해롭다. 따라서, 관계식 1의 값이 4.5미만이면 강의 소입성이 부족하고, 5.3을 초과하면 미세조직 불균일성이 커지고 용접성이 열위하게 된다.
관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22
관계식 2는 강의 석출물 형성과 관련된 성분을 제한한 것으로 석출물의 형성이 상기 조성의 Ti, Nb, Mo 및 C의 함량과 상관이 있으므로 잔류 오스테나이트 상의 안정성에 기여하는 고용 C의 함량을 확인하고자 함이다. [sol.C]가 0.17 미만이면, 잔류 오스테나이트를 충분히 안정화시키기 곤란하며, [sol.C]가 0.25를 초과하면, 다량의 미세한 석출물의 형성으로 항복강도가 증가하고 결정립이 미세해질 수 있으나 강의 소입성이 증가하고 용접성에도 해롭다.
한편, 본 발명에 따른 열연강판의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트가 85% 이상이며, 잔류 오스테나이트가 3~15% 및 기타 불가피한 상을 포함한다.
마르텐사이트가 85% 미만인 경우에는 충분한 인장강도를 확보하기 어렵다. 또한, 잔류 오스테나이트가 3% 미만인 경우에는 연신율 및 성형성이 열위할 수 있으며, 15% 초과인 경우에는 충분한 마르텐사이트를 확보할 수 없어 인장강도가 열위할 수 있기 때문이다.
마르텐사이트가 85% 미만인 경우에는 충분한 인장강도를 확보하기 어렵다. 또한, 잔류 오스테나이트가 3% 미만인 경우에는 연신율 및 성형성이 열위할 수 있으며, 15% 초과인 경우에는 충분한 마르텐사이트를 확보할 수 없어 인장강도가 열위할 수 있기 때문이다.
이때, 상기 불가피한 상은 페라이트, 베이나이트 등일 수 있으며, 페라이트 및 베이나이트의 합은 5% 미만인 것이 보다 바람직하다. 페라이트 및 베이나이트의 합이 5% 이상인 경우에는 강도가 감소할 수 있기 때문이다.
또한, 본 발명에 따른 열연강판은 인장강도가 1200MPa 이상이고, 연신율이 10% 이상일 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 열연강판은 표면에 아연도금층이 형성되어 있을 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면에 따른 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법은 상술한 합금조성, 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도 범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 200~400℃의 냉각종료온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/s로 냉각한 후 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 가열로 내 장입하고 200~400℃의 온도 범위에서 하기 관계식 3을 만족하도록 보열 또는 가열하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성, 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1200~1350℃로 가열한다.
상기 슬라브 가열온도가 1200℃ 미만이면 Ti, Nb, V, Mo 등으로 구성된 탄화물, 질화물, 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성 효과가 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 반면에, 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 슬라브 가열온도는 1200~1350℃인 것이 바람직하다.
이때, 상기 슬라브는 연속주조 공정과 열연공정이 직결화된 공정에서 생산된 것일 수 있다. 적정한 열간압연 온도를 유지하기 위해 강 슬라브의 온도를 1200~1350℃로 하는 것이 중요하므로, 상기와 같은 연속 주조 공정과 열연공정이 직결화된 공정에도 바람직하게 적용될 수 있는 것이다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도 범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 또한, 열간압연을 850℃보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달 및 재결정의 지연으로 압연판의 형상이 열위해지고 열간압연 중 석출물의 형성으로 소입성이 감소하며 잔류 오스테나이트상의 안정성도 감소하게 된다.
따라서, 열간압연은 850~1150℃의 온도 범위에서 실시하는 것이 바람직하다.
냉각 및 권취 단계
상기 열연강판을 200~400℃의 냉각종료온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/s로 냉각한 후 권취한다.
냉각종료온도가 200℃ 미만인 경우 강중 미세조직이 모두 마르텐사이트상으로 상변태되어 강의 강도가 증가하나 연성이 열위해지며, 냉각종료온도가 400℃ 초과인 경우 베이나이트상이 형성되어 강의 강도와 연성이 모두 열위해질 수 있기 때문이다.
또한, 냉각시 평균 냉각속도가 50℃/sec 미만이면 페라이트 상 또는 베이나이트 상이 형성되어 미세조직이 불균일해지고 목표로 하는 강의 재질을 확보하기 어려우며, 평균 냉각속도가 100℃/sec 초과이면 판의 두께방향 및 폭방향으로의 미세조직이 불균일하게 되고 형상품질이 열위하게 될 수 있기 때문이다.
보열 또는 가열 단계
상기 권취된 열연강판을 가열로 내 장입하고 200~400℃의 온도 범위에서 하기 관계식 3을 만족하도록 보열 또는 가열한다. 보열 또는 가열 열처리 후 열연강판을 로냉할 수 있다.
관계식 3: T = Temp (25[sol.C] + Log(Time)), 2000 ≤T≤ 2500
(상기 관계식 3에서 Temp와 Time은 권취 후 가열로의 온도(℃)와 시간(분)을 나타낸다.)
열간압연 및 냉각으로 권취가 완료된 직후에는 강중 미변태상이 잔존하며 이는 이후 열이력에 따라 안정된 잔류 오스테나이트상을 형성할 수도 있으나, 모두 마르텐사이트 상으로 변태할 수도 있다.
이때, 상기 권취된 열연강판의 온도가 200℃ 미만이 되지 않도록 가열로 내 장입하는 것이 바람직하다. 장입 전 온도가 200℃ 미만인 경우 열연강판의 일부 또는 전체에 있어서 미변태상이 모두 마르텐사이트 상으로 변태하여 강의 강도는 크게 증가하나 잔류 오스테나이트 상의 형성이 부족하여 연성 및 성형성이 크게 열위하게 된다.
또한, 본 발명의 상기 관계식 3을 만족하도록 보열 또는 가열 열처리를 하여 강중 안정된 잔류 오스테나이트 상이 형성되도록 하여야 한다.
이때 열처리 온도는 400℃ 이상의 온도로 가열할 필요가 없으며, 이는 50℃/sec이상의 충분한 냉각속도 및 강의 소입성으로 미변태상내 고용 탄소함량이 높기 때문이다. 따라서, 관계식 3을 만족하는 열처리만으로 충분히 안정된 잔류오스테나이트 상을 확보할 수 있다. 하지만, 관계식 3이 2000 미만인 경우에는 상기의 열처리 효과가 부족하여 잔류오스테나이트 상이 안정화되지 못하여 마르텐사이트 상으로 변태하게 되며, 관계식 3의 값이 2500을 초과하면 고용탄소의 확산으로 베이나이트 상이 형성되며 강의 강도와 연성이 동시에 감소하며 장시간의 열처리로 경제적으로도 불리해진다.
상술한 제조방법에 따라 제조된 열연강판은 인장강도가 1200MPa이상이고 연신율이 10%이상으로 연성 및 강도가 우수하다.
한편, 상기 보열 또는 가열하는 단계 후에, 열연강판을 산세처리 후 도유하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
또한, 상기 산세처리 후 열연강판의 온도가 450~480℃가 되도록 가열한 후 용융아연도금하는 단계를 포함할 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.
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 슬라브를 1250℃로 가열한 후, 하기 표 2에 기재된 제조조건을 적용하여 열연강판을 제조하였다.
하기 표 1에서 각 합금 원소의 단위는 중량%이고, 하기 표 2에서 FDT와 CT는 각각 열간압연시 마무리압연 종료온도 및 권취온도를 의미하며, Temp와 Time은 코일 가열로의 열처리온도와 열처리시간을 의미한다. 하기 표 2에 나타내지 않은 열간 압연 직후 냉각은 냉각속도를 70~90℃/sec를 만족하도록 제어하였다.
또한, 상기 제조된 열연강판의 기계적 성질과 미세조직 관찰결과를 하기 표 3에 나타내었다.
하기 표 3에서 YS, TS, T-El는 각각 열간압연판의 항복강도, 인장강도, 연신율을 의미하며, 인장시험은 압연판재의 압연방향에 대하여 0°방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 하였다. 하기 표 3에 나타낸 인장시험결과는 3회 시험한 결과의 평균값이다.
또한, 하기 표 3에서 베이나이트(Bainite), 마르텐사이트(Martensite), 페라이트(Ferrite) 및 잔류오스테나이트(Retained Austenite) 상의 면적분율은 해당 압연판재에서 중심부위 시편에서 분석한 결과이며 시편은 각각 채취하여 에칭한 후 광학현미경과 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 관찰하고 이를 image 분석기로 분석하여 측정하였다. 잔류 오스테나이트 상의 면적분율은 EBSD(Electron Back Scattered Diffraction)을 이용하여 해당 압연판재에서 중심부위 시편에서 분석한 결과이다.
구분 C Si Mn Cr Al P S N Mo Ti Nb V B
비교강1 0.22 1.01 1.62 0.7 0.03 0.012 0.003 0.005 0.01 0.02 0.03 0.004 0.001
비교강2 0.19 0.8 1.7 0.1 0.03 0.011 0.003 0.005 0.01 0.02 0.015 0.004 0.001
비교강3 0.19 0.62 1.55 0.2 0.035 0.015 0.003 0.004 0.1 0.03 0.015 0.005 0.001
비교강4 0.21 0.65 1.8 0.15 0.03 0.01 0.006 0.005 0.07 0.025 0.02 0.001 0.001
비교강5 0.23 0.7 1.6 0.4 0.03 0.01 0.004 0.004 0.01 0.04 0.03 0.001 0.0005
비교강6 0.18 0.8 1.82 0.1 0.035 0.01 0.003 0.005 0.06 0.005 0.005 0.001 0.001
비교강7 0.21 0.6 1.88 0.1 0.027 0.009 0.003 0.004 0.01 0.05 0.04 0.05 0.0015
비교강8 0.2 0.7 1.65 0.15 0.03 0.01 0.003 0.004 0.1 0.02 0.03 0.003 0.002
발명강1 0.2 0.8 1.6 0.3 0.025 0.006 0.002 0.004 0.01 0.02 0.02 0.005 0.001
발명강2 0.21 1.1 1.8 0.2 0.027 0.007 0.003 0.003 0.01 0.025 0.02 0.01 0.0005
발명강3 0.19 1 1.7 0.25 0.025 0.006 0.003 0.005 0.1 0.015 0.02 0.005 0.001
발명강4 0.2 1.45 1.7 0.4 0.025 0.01 0.003 0.004 0.1 0.01 0.02 0.005 0.0005
발명강5 0.18 1.5 1.8 0.45 0.028 0.006 0.003 0.003 0.01 0.015 0.01 0.006 0.001
발명강6 0.19 1 2 0.35 0.032 0.006 0.002 0.004 0.01 0.03 0.025 0.005 0.0005
시편 관계식(1) 관계식(2) 관계식(3) FDT(℃) CT(℃) 장입온도(℃) Temp(℃) Time(min.)
비교강1 5.87 0.210 2308.0 883 379 203 300 280
비교강2 4.41 0.182 2077.6 889 319 211 300 240
비교강3 4.52 0.168 2093.8 897 296 216 300 600
비교강4 4.88 0.192 2174.0 901 228 165 280 900
비교강5 5.15 0.215 2913.9 892 383 220 350 900
비교강6 4.52 0.171 1630.1 909 382 250 250 180
비교강7 4.90 0.191 2266.3 900 430 300 300 600
비교강8 4.95 0.179 1735.5 914 120 85 250 300
발명강1 4.82 0.191 2115.9 910 265 226 280 600
발명강2 4.78 0.200 2242.4 917 383 313 300 300
발명강3 4.81 0.171 2026.8 903 307 257 300 300
발명강4 5.09 0.182 2201.4 898 328 274 300 600
발명강5 5.12 0.174 2112.4 912 379 315 300 500
발명강6 5.02 0.178 2168.4 892 349 249 300 600
시편 YS(MPa) TS(MPa) T-El(%) Bainite(%) Martensite(%) Ferrite(%) Retained Austenite(%)
비교강1 1255 1427 7.3 2 95 0 3
비교강2 765 986 16.5 26 72 1 1
비교강3 1021 1159 10.4 15 83 0 2
비교강4 1143 1406 7.8 2 98 0 0
비교강5 895 1055 14.0 9 89 0 2
비교강6 1010 1344 8.2 5 94 0 1
비교강7 654 889 18.3 75 20 3 2
비교강8 1180 1405 7.6 2 98 0 0
발명강1 1062 1209 12.1 0 92 0 8
발명강2 1108 1298 11.5 1 89 0 10
발명강3 1070 1244 11.2 1 94 0 5
발명강4 1195 1388 10.9 0 93 0 7
발명강5 1176 1354 10.4 1 93 0 6
발명강6 1189 1376 10.8 0 94 0 6
본 발명의 합금조성, 관계식 1 내지 3 및 제조조건을 모두 만족하는 발명강 1 내지 6의 경우 1200MPa 이상의 인장강도 및 10% 이상의 연신율을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
반면에, 비교강 1은 관계식 1의 값이 높고, Cr 함량을 만족하지 못한 경우로, 지나치게 높은 경화능으로 대부분의 미세조직이 마르텐사이트상으로 형성되었으며 강도는 높지만 연신율이 열위하게 나타났다.
비교강 2는 관계식 1의 값이 낮은 경우로, 경화능이 부족하여 냉각 중 베이나이트 상변태가 발생하여 충분한 마르텐사이트상을 확보하지 못하였으며 잔류 오스테나이트 상도 거의 형성되지 못하였다.
비교강 3은 관계식 1은 만족하여 충분한 경화능을 나타내었으나 관계식 2를 만족하지 못하여 강중 안정된 잔류 오스테나이트상이 부족하였으며 베이나이트 상도 증가하여 높은 강도를 얻지 못하였다.
비교강 4는 관계식1 내지 3을 모두 만족하였으나, 열간압연과 냉각이 종료된 이후 권취된 코일의 온도가 본 발명에서 제안한 200℃미만으로 냉각된 이후에 코일 열처리로에 장입되어 열처리되었다. 따라서, 미변태상들이 대부분 마르텐사이트 상으로 변태하였으며 강도는 크게 증가하였으나 충분한 연신율을 확보하지 못하였다.
비교강 5는 관계식 3의 값이 너무 높은 경우로, 냉각 후 코일 열처리로에서 지나치게 높은 온도로 장시간 열처리되어 잔류 오스테나이트상은 적은데 비해 베이나이트상이 많이 관찰되었다. 이는 잔류 오스테나이트상의 일부가 안정화되지 못하고 베이나이트상으로 변태한 것으로 추정되며 이 때문에 충분히 높은 강도를 확보하지 못하였다.
비교강 6은 관계식 3의 값이 낮은 경우로, 열처리 온도와 시간이 부족하여 역시 안정된 잔류 오스테나이트상이 충분히 확보되지 못하고 마르텐사이트상으로 상변태한 것으로 판단되며, 연성이 열위하였다.
비교강 7과 비교강 8은 권취온도를 만족하지 못한 경우로, 본 발명에서 제안한 권취온도 범위보다 높게 제조된 비교강 7은 미세조직이 대부분 베이나이트로 형성되어 강도가 열위하였다. 또한 권취온도가 낮게 제조된 비교강 8은 대부분의 미세조직이 마르텐사이트로 연신율이 열위하였다.
도 1은 발명강들과 비교강들의 관계식 1 및 2의 값을 그래프로 나타낸 것이며, 도 2는 발명강들과 비교강들의 권취 온도 및 관계식 3의 값을 그래프로 나타낸 것이다. 본 발명의 합금조성과 관련된 관계식 1 및 2를 만족할 뿐만 아니라, 관계식 3을 만족하여야 본 발명의 효과가 나타날 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 (9)

  1. 중량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 0.6∼2.0%, Mn: 1.5∼3.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판.
    관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3
    관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22
    (상기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값임.)
  2. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판의 미세조직은 면적분율로 마르텐사이트가 85% 이상이며, 잔류 오스테나이트가 3~15% 및 기타 불가피한 상을 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 불가피한 상은 페라이트 및 베이나이트를 포함하고, 상기 페라이트 및 베이나이트의 합은 5면적% 미만인 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 인장강도가 1200MPa 이상이고, 연신율이 10% 이상인 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 열연강판은 표면에 아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판.
  6. 중량%로, C: 0.15∼0.25%, Si: 0.6∼2.0%, Mn: 1.5∼3.0%, Al: 0.01∼0.1%, Cr: 0.01~0.5%, Mo: 0.005~0.2%, P: 0.001∼0.05%, S: 0.001∼0.05%, N: 0.001∼0.01%, Nb: 0.003~0.1%, Ti: 0.003~0.1%, V: 0.003~0.1%, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 슬라브를 1200~1350℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 850~1150℃의 온도 범위에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 200~400℃의 냉각종료온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/s로 냉각한 후 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 가열로 내 장입하고 200~400℃의 온도 범위에서 하기 관계식 3을 만족하도록 보열 또는 가열하는 단계를 포함하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
    관계식 1: 4.5 ≤ [Mn]+12[sol.C]+2.5[Mo]+2[Cr]+300[B]+[V] ≤ 5.3
    관계식 2: [sol.C] = [C] - (0.25[Ti]+0.13[Nb]+0.125[Mo]), 0.17 ≤ [sol.C] ≤ 0.22
    관계식 3: T = Temp (25[sol.C] + Log(Time)), 2000 ≤T≤ 2500
    (상기 관계식 1 및 관계식 2에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이고, 관계식 3에서 Temp와 Time은 권취후 가열로의 온도(℃)와 시간(분)을 나타낸다.)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 보열 또는 가열하는 단계 후에, 열연강판을 산세처리 후 도유하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 산세처리 후 강판의 온도가 450~480℃가 되도록 가열한 후 용융아연도금하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 슬라브는 연속주조 공정과 열연공정이 직결화된 공정에서 생산된 것을 특징으로 하는 연성이 우수한 초고강도 열연강판의 제조방법.
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