KR101185340B1 - 강도?연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

강도?연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 강도-연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 이를 제조하는 방법에 관한 것으로, C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되는 열연 강판을 제조하며, 열간 마무리 압연 후 권취 온도를 제어하여, 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도 및 8 ~ 15%의 연신율을 갖는 TRIP강을 제조하는 방법을 제공하는 것을 특징으로 한다.

Description

강도?연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL WITH EXCELLENT BALANCE OF STRENGTH?DUCTILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강도-연성 밸런스가 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 구조용 부품 등에 적용하기 위하여 열연 강판에 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도를 부여하는 동시에 우수한 강도-연성 밸런스를 부여할 수 있도록 하되 열연 공정만으로 최종제품의 물성을 확보할 수 있도록 하는 기술에 관한 것이다.
자동차에 고강도 및 경량화 효과를 부여하기 위하여, 자동차를 구성하는 각종 부품의 소재에 관하여 많은 연구가 이루어지고 있다. 자동차 구조용 부품에는 주로 열연강판이 적용되고 있다.
열연강판은 통상, 슬래브 재가열 과정, 열간압연 과정, 냉각 과정 및 권취 과정을 통하여 제조된다.
슬래브 재가열 과정에서는 반제품 상태인 슬래브(slab)를 재가열한다.
다음으로, 열간압연 과정에서는 압연롤을 이용하여 재가열된 슬래브를 마무리 압연한다.
그 다음으로, 냉각 과정에서는 압연이 마무리된 강판을 권취하기 위하여 물을 분사하여 압연재를 냉각한다.
그 다음으로, 권취 과정에서는 냉각 과정을 통하여 냉각된 강판을 권취한다.
본 발명의 목적은 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도를 지니면서, 8 ~ 15% 연신율(EL)을 확보할 수 있도록 하여서 멤버부재, 범퍼 보강재 및 필라 등과 같은 자동차 구조용 부품에 용이하게 적용할 수 있는 성형성을 가지고, 또한 용융아연도금강판으로의 제조가 용이한 표면특성을 가질 수 있도록 하는 초고강도 열연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
아울러, 본 발명의 다른 목적은 상기 제조 방법으로 제조되며, 주 기지를 마르텐사이트로 구성한 Ms강 또는 마르텐사이트에 페라이트, 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 등을 포함하는 복합조직 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)을 제공하는 것이다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 열연 강판 제조 방법은 (a) C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계와, (b) 상기 재가열된 판재를 750 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계와, (c) 상기 열간 마무리 압연된 판재를 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계 및 (d) 상기 냉각된 판재를 권취하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 한다.
여기서, 상기 (a) 단계의 슬래브 판재는 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.002중량%이하 중 하나 이상을 더 첨가하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 (c) 단계의 냉각하는 단계는 20 ~ 200℃/초의 냉각속도로 수행하는 것이 바람직하다.
다음으로, 상기 (d) 단계의 냉각된 판재는 단면 조직의 면적률을 기준으로 주기지를 마르텐사이트상으로 하고, 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 하나 이상을 포함하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강으로 제조하되, 상기 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상의 마르텐사이트상 및 잔류오스테나이트상과, 40%미만의 잔류상을 포함하도록 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 잔류상은 페라이트상 및 베이나이트상 중 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 한다.
아울러, 본 발명의 일 실시예에 따른 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판은 C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되며, 열간 마무리 압연 후 450℃이하의 저온 권취 방식에 의하여, 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도 및 8 ~ 15%의 연신율을 갖는 것을 특징으로 한다.
여기서, 상기 열연 강판은 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.002중량%이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
또한, 상기 열연 강판은 단면 조직의 면적률을 기준으로 주기지를 마르텐사이트상으로 하고, 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 하나 이상을 포함하는 TRIP강이다.
이때, 상기 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상의 마르텐사이트상 및 잔류오스테나이트상과, 40%미만의 잔류상을 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 초고강도 강판 제조 방법은 Al을 첨가한 후 열연 공정을 제어함으로써, 강도-연성 밸런스가 우수한 780 ~ 1300 MPa급 고강도 열연강판 제조하되, 열연후 냉연 및 소둔열처리(CAL, Continuous Annealing Line), 또는 열연후 급속냉각을 통한 열처리(HPF, Hot Press Forming) 등의 후속공정을 생략함에도 불구하고, 마르텐사이트를 주기지로 하는 TRIP강을 제조할 수 있는 효과를 제공한다. 따라서, 본 발명에 따른 강판 제조 방법을 이용하면 제조비용을 절감시킬 수 있다.
아울러, 본 발명은 화학성분 조절과, 열연공정의 ROT(Run Out Table) 및 권취 온도 제어만 수행하므로, 공정비용을 절감시키면서도 고강도를 실현할 수 있다. 따라서, 최근의 환경규제와, 자동차 연비향상을 위하여 자동차 업계에서 요구하는 고강도화 및 경량화 특성에 더 용이하게 대응할 수 있는 효과를 제공한다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 열연강판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2 내지 도 4는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량에 따른 실시예들을 나타낸 미세조직 사진들이다.
도 5는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량을 과량 첨가한 비교예를 나타낸 미세조직 사진이다.
최근 환경 및 연비향상에 대한 규제가 확대 되면서 자동차사에서는 고강도 고성형성을 갖는 강판을 생산하기 위해 노력하고 있다.
일반적으로, 고강도이면서도 고성형성을 가지기 위해서는 열연후 냉연 및 소둔열처리(CAL, Continuous Annealing Line), 또는 열연후 급속냉각을 통한 열처리(HPF, Hot Press Forming)등을 적용하여 생산을 하고 있다.
그러나, 상기와 같은 후속 공정 조건이 포함되는 경우 제조비용이 추가되고 복잡한 냉각 공정으로 인하여 강도 조절이 용이하지 못한 문제가 있었다.
또한, 고강도를 위해서 Mn 및 Si 합금원소를 다량으로 첨가하였으나, 이 경우 Mn 또는 Si 산화물 생성으로 인하여 도금 젖음성(Wetablity)이 열화되는 문제가 있었다.
따라서, 본 발명에서는 Si 및 Mn의 첨가를 최대한 제한하고, Al을 첨가하여 표면특성을 향상시키고, 연성을 확보할 수 있도록 하였다.
또한, 열간 마무리 압연 후 권취를 위한 냉각 공정을 제어함으로써, 고강도-연성 밸런스를 확보할 수 있도록 하였다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연강판의 제조 방법 및 그 방법으로 제조된 고강도 열연강판에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성요소를 지칭한다.
본 발명에 따른 780 ~ 1300MPa급 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연강판은 C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되며, 열간 마무리 압연 후 저온 권취를 수행하여, 고성형성 및 높은 연신율을 갖는 것을 특징으로 한다.
이때, 상기 중량 범위는 기술상 슬래브 판재에 대한 중량 범위로 볼 수 있으나, 실질적으로는 열연 강판 전체에 대한 중량 범위로 보는 것이 바람직하다. 아울러, 이러한 중량 범위의 확장은 상기 및 하기 개시되는 본 발명 전체에 적용되는 것으로 한다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 열연강판을 구성하는 각 성분의 역할 및 첨가량에 대하여 설명하면 다음과 같다.
탄소[C]
탄소는 강의 강도 증가에 기여하는 원소이다. 일반적으로 탄소가 0.02 중량% 미만으로 첨가된 강을 극저 탄소강이라하며, 0.02 중량% 이상 0.08 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 저 탄소강이라하며, 0.08 중량% 이상 0.25 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 중 탄소강이라하며, 0.25 중량% 이상 0.6 중량% 미만의 첨가량을 갖는 것을 고 탄소강이라 하며, 0.6 중량% 이상의 첨가량을 갖는 것을 극고 탄소강이라 한다.
이 중에서 본 발명에서 사용하는 탄소 함량 범위는 중 탄소강에 속하고 있으므로, 본 발명에 따른 열연 강판은 중 탄소 강판의 일반적인 저 탄소강 및 고 탄소강의 중간 특성을 공유하는 것으로 한다.
여기서, 본 발명에서 탄소의 함량이 0.08 중량% 미만인 경우에는 780 MPa 이상으로 요구되는 강도 값을 얻기가 어려워 내구성을 확보하기 어렵다.
또한 탄소가 0.20 중량%를 초과하는 경우에는 8% 이상의 적절한 연신을 얻기 어려워 성형성이 열화 될 수 있다.
따라서, 상기 탄소의 함량은 0.08 ~ 0.20 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄[Al]
알루미늄(Al)은 본 발명에 따른 열연강판 중에 존재하는 산소를 Al2O3의 형태로 제거하여 비금속 재재물의 형성을 방지하며, 상기의 실리콘(Si)과 함께 페라이트 안정화 효과를 가져온다.
이러한, 알루미늄이 본 발명에 따른 열연강판 전체 중량의 0.5중량% 미만으로 첨가되는 경우에는 산화 코팅층 형성이 어려워지므로, 표면특성이 저하되는 문제가 있다.
아울러, 알루미늄의 첨가량이 1.0중량%를 초과하면 표면 품질이 급격히 저하되고 다량의 페라이트 형성으로 강도 확보가 어려운 문제점이 있다.
따라서, 알루미늄의 함량은 0.5 ~ 1.0 중량%인 것이 바람직하다.
규소[Si]
규소(Si)는 펄라이트 생성을 지연함으로써, 열연 강판의 성형성을 향상시키는 역할을 한다. 규소(Si)의 첨가량이 0.01 중량% 미만인 경우에는 성형성 향상 효과가 떨어지고, 0.60 중량%를 초과할 경우 열연 강판의 표면특성이 저하되는 문제점이 있다.
특히, 본 발명에서 규소(Si)는 상술한 망간(Mn)과 조합되어 전기저항용접(ERW) 특성을 제어할 수 있다.
따라서 이러한, 규소(Si)는 열연 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.60중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
망간[Mn]
망간은 강의 제조 공정 중에 불가피하게 함유되는 S와 Fe가 결합한 FeS 형성에 의한 적열 취성을 방지하기 위해 첨가된다. 따라서, 망간의 첨가는 일반적으로 탄소의 첨가보다 강도 상승 시 연성의 저하가 적다.
그러나 탄소 함량이 높아도 망간의 양이 1.4 중량% 미만으로 낮으면 본 발명에서 요구되는 강도의 확보가 이루어지지 않으며, 망간의 함량을 2.5 중량%를 초과하는 양으로 과도하게 증가시키면 비금속개재물의 양이 증가하여 표면특성이 저하되고, 크랙 발생 등의 결함이 발생할 수 있고, 중심 편석, 미소 편석 등의 편석 현상이 심해져서 성형성이 저하될 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 망간의 함량을 1.4 ~ 2.5 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
나이오븀[Nb]
본 발명에서 나이오븀(Nb)은 미세한 탄질화물을 형성하고 상온에서 강재의 강도, 인성 확보에 유효하다.
상기 나이오븀(Nb) 첨가량이 전체중량의 0.01중량% 미만이면 고온 강도 및 인성 확보에 효과가 불충분하다.
또한, 0.10 중량%를 초과하면 내화성 강재의 용접부 용접열영향부(HAZ)인성을 열화시킨다.
따라서, 상기 나이오븀(Nb)의 첨가량은 그 범위를 전체중량의 0.01 ~ 0.10중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
인[P]
인은 강재의 제조 시 편석 가능성이 큰 원소로서 중심 편석은 물론 미세 편석도 형성하여 재질에 좋지 않은 영향을 주며, 또한 성형 후 일정 시간이 지난 후에 파괴가 되는 지연 파괴의 원인이 될 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 인(P)의 함량을 0.05 중량% 이하로 제한하되, 가능한 최소량이 첨가될 수 있도록 조절하는 것이 바람직하다.
황[S]
황(S)은 망간과 결합하여 MnS 와 같은 비금속개재물을 형성하여 성형 공정 중에 후 크랙과 같은 결함을 발생시킬 수 있다.
따라서, 황(S)은 완전히 배제하는 것이 좋으나, 완전한 황(S) 제거를 위해서는 비용이 많이 들고, 현실적으로 불가능한 일이므로 최대한 그 함량을 0.01 중량% 이하로 감소시키는 것이 바람직하다.
여기서, 상기 인(P) 및 황(S)은 최소 함량으로는 0 중량%가 이상적이나, 실질적으로 불순물을 0 중량%로 필터링 한다는 것은 비용이나 작업의 효율적인 면에서 0 중량%초과로 보는 것이 바람직하다.
질소[N]
질소(N) 역시 황(S)과 함께 본 발명에 따른 열연강판에서 불순물로서 불가피하게 첨가되는 원소이기 때문에 0.01 중량% 이하의 가능한 낮은 함량비로 제한하는 것이 바람직하다.
여기서, 상술한 본 발명의 슬래브 판재는 상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.002중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하여, 강도-연성 밸런스를 더 향상시킬 수 있다.
티타늄[Ti]
본 발명에서 티타늄(Ti)은 강중의 탄소(C) 또는 질소(N)와 결합되어 TiN와 같은 질화물 형태로 석출된다. 따라서, 철(Fe) 내 고용 강화를 통하여 강도를 개선할 수 있는 원소이다.
상기 티타늄(Ti)의 첨가량이 슬래브 판재 전체중량의 0.01 중량% 미만에서는 상기의 강도 개선 효과가 적기 때문에 첨가량의 하한을 0.01 중량% 이상으로 한다.
아울러, 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.10 중량%를 초과하면 TiC가 석출되기 때문에, 용접열영향부(HAZ)인성을 저하시키는 문제점이 발생할 수 있다. 따라서 본 발명에 따른 상기 티타늄(Ti) 첨가량은 슬래브 판재 전체중량의 0.01 ~ 0.10 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
몰리브덴[Mo]
본 발명에서 몰리브덴(Mo)은 강판의 소입성 및 상온 내시효성을 확보하기 위한 필수 원소이다.
특히 상기 몰리브덴(Mo)은 하기에서 설명되는 크롬(Cr)을 대신하여 본 발명에 따른 열연 강판에 소입성을 제공하는 주요 원소로서, 그 함량이 0.1 중량% 미만인 경우에는 소입성이 저하될 수 있다.
다음으로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.5 중량%를 초과하는 경우에는 추가되는 몰리브덴의 양 대비 소입성 증가분이 크지 않게 된다. 즉, 소입성 향상 효과가 포화 상태로 되면서, 원가만 상승되는 결과를 초래하여 효율성이 떨어지게 된다.
따라서, 본 발명에 따른 몰리브덴(Mo)은 슬래브 판재 전체 질량의 0.1 ~ 0.5 중량%의 범위 내에서 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬[Cr]
크롬도 상기 몰리브덴과 함께 열연 강판의 소입성을 향상시키는 원소로서 사용되고 있다. 그러나, 상기 몰리브덴(Mo)에 비하여 첨가에 따른 소입성 증가 효율이 떨어지는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 0.1 ~ 0.5 중량%로 제한하는 것이 발람직하다.
보론[B]
본 발명에서 보론(B)은 냉각 공정시 오스테나이트의 페라이트 변태를 지연시킴으로써, 열연 강판의 소입성을 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 0.002 중량%를 초과하는 경우에는 편석을 발생시켜 재질 편차가 증가될 수 있다.
본 발명에 따른 상기 보론(B) 첨가량은 슬래브 판재 전체중량의 0.002중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기와 같이 조성되는 슬래브 판재를 열간압연하고, 이어 권취하여 열연 강판으로 제조한다. 이때, 열연 강판의 강도와 연성을 확보하기 위해서는 미세조직의 제어가 필수적이며 이를 위한 열간 마무리 압연 공정 및 권취 공정 사이에 제어 냉각 방식의 공정을 추가한다.
열간 마무리 압연온도(FDT)
열간압연 공정에서 열간 마무리 압연온도가 950℃를 초과하는 온도로 너무 높으면 조대화된 결정립으로 인해 펄라이트 핵생성이 늦어지고, 권취 온도와의 간격이 커 온도 제어성이 저하된다.
또한 열간 마무리 압연온도가 750℃미만으로 너무 낮은 경우에는 압하 부하 증가 및 에지부에 혼립 조직 발생 가능성이 커진다.
따라서, 본 발명에서는 마무리 압연온도를 750 ~ 950℃에서 조절하는 것이 바람직하다.
권취온도(CT)
권취온도가 450℃를 초과하는 온도로 높아지면 펄라이트 층상조직의 간격이 넓어지게 된다. 층상조직의 넓은 간격은 전위의 이동을 효과적으로 방해하지 못하기 때문에 강도가 낮아지며 또한 조대한 펄라이트와 페라이트 간의 계면에 변형이 집중되게 된다.
이와 같은 변형의 집중은 계면에서의 보이드(void) 발생으로 이어지며, 이는 결국 크랙으로 성장하게 되어 성형성을 열화 시킨다.
또한 권취온도가 200℃ 미만으로 낮은 경우에도 페라이트 내의 탄소 고용도가 커지기 때문에, 완전한 펄라이트 조직이 아닌 퇴화한 저온 층상조직(degenerated lamellar structure)을 얻게 되므로 전위의 이동을 효과적으로 막지 못하기 때문에 요구하는 강도 및 경도 값을 얻을 수 없다.
따라서, 본 발명에서 요구되는 기계적 특성을 확보하기 위해서는 권취온도를 450 ℃로 설정하며, 바람직하게는 200 ~ 450℃로 설정한다.
상술한 본 발명의 조성 성분 및 제조 방법과 관련하여, 도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 열연강판의 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명에 따른 Al을 첨가한 슬래브 판재를 마련하고, 판재를 1150 ~ 1250℃까지 재가열하는 단계(S100)와, 재가열된 슬래브를 750 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계(S110)와, 열간 마무리 압연된 판재를 450℃이하의 온도에서 권취하는 단계(S120)를 수행한다.
이때, 냉각 속도는 50 ~ 200℃/초의 냉각속도로 상기 권취 온도까지 제어하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 50℃/초 미만인 경우에는 연신율이 저하될 수 있고, 200℃/초를 초과한 경우에는 급속 냉각을 위한 제어 비용이 증가하므로 효율성이 저하될 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명은 화학성분 조절과, 열연공정의 ROT(Run Out Table) 및 권취 온도 제어만으로, 후속의 열연 후 소둔열처리(CAL)와 같은 공정을 생략하면서도, 고강도의 우수한 열연 강판을 제조할 수 있다.
또한, 상기와 같은 강판 제조 방법을 수행함으로써, 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상의 마트텐사이트상 및 잔류 오스테나이트 상을 갖고, 40%미만의 잔류상을 포함하는 2상 ~ 4상 형태의 TRIP강(Transformation Induced Plasticity)을 제조할 수 있다.
이때, 잔류상은 페라이트상 또는 베이나이트상 중 하나 이상을 포함하되, 상기 마르텐사이트상 주변에 잔류 오스테나이트상이 포함되도록 하여 조직을 안정화시킬 수 있다. 또한, 연신율 등 성형성을 저해하는 단면 조직인 펄라이트상을 5% 미만으로 조절하는 것이 바람직하다.
상기와 같은 공정 단계들을 통하여, 본 발명에 따른 열연 코일은 780 ~ 1300MPa 급의 인장강도를 가지면서도, 8 ~ 15%의 우수한 연신율을 갖는다. 이때, 연신율은 15%를 초과하여도 상관이 없으나, 대부분 15% 초과 범위에서는 인장강도가 기준치에 미치지 못하는 결과를 나타내었다.
이하, 본 발명을 실시예 및 비교예들을 통하여 보다 구체적으로 설명한다.
1. 열연 강판의 제조
본 발명에 따른 실시예들 및 비교예들은 상술한 제조 조건을 준수하였으며, 구체적인 화학 성분 요약은 하기 표 1에 나타내었으며, 이들에 대한 조업 조건 및 각각의 기계적 특성에 대한 값들은 하기 표 2에 정리하였다.
[표 1]
Figure 112012066064537-pat00008
[표 2]
Figure 112012066064537-pat00009

먼저, 상기 표 1을 살펴보면, 비교예3의 경우에는 알루미늄(Al)이 과다 첨가되었으며, 나머지 비교예1, 2의 경우 모두 본 발명에 따른 실시예 범위를 따르는 것을 볼 수 있다.
그러나, 하기 표 2를 참조하면 알 수 있는 바와 같이, 재가열 온도(SRT), 마무리(압연)온도(FDT) 및 냉각속도의 차이에 따라서 기계적 특성이 본 발명의 범위에 미치지 못함을 볼 수 있다.
도 2를 참조하면, 비교예1의 경우 재가열온도가 1250℃를 초과하였고, 비교예2의 경우에는 마무리온도가 950℃를 초과하여, 연신율이 8%의 범위에 미치지 못하였다.
그리고, 비교예1의 경우에는 냉각속도가 50℃/초 미만으로 설정되어 원하는 기계적 특성이 나타나지 않았으며, 비교예3의 경우에는 알루미늄(Al)의 첨가량이 1.0 중량%의 범위를 초과하여 인장강도가 780MPa에 미치지 못하였음을 확인할 수 있다.
반면에, 화학성분 및 조업 조건 등이 모두 본 발명에 따른 범위를 준수한 실시예1 내지 실시예5의 경우에는 목표로 설정한 인장강도(780 ~ 1300MPa) 및 연신율(8 ~ 15%) 범위를 얻을 수 있었다.
따라서, 본 발명에 따른 초고강도 열연 강판 제조 방법을 따르면 강도-연성 밸런스가 우수한 특성을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.
이때, 상기 강도-연성 밸런스는 본 발명에 따른 열연 강판의 미세조직도를 보고도 확인 할 수 있는데, 이에 대하여 살펴보면 다음과 같다.
도 2 내지 도 4는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량에 따른 실시예들을 나타낸 미세조직 사진들이고, 도 5는 본 발명의 합금성분 중 Al의 첨가량을 과량 첨가한 비교예를 나타낸 미세조직 사진이다.
도 2는 실시예7(0.15C-0.5Si-1.8Mn-0.5Al-0.06Nb, CT: 200℃)의 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 3은 실시예8(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.0Al-0.06Nb, CT: 200℃)의 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 4는 실시예9(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.0Al-0.06Nb+0.002B, CT: 200℃)의 미세조직을 나타낸 사진이고, 도 5는 비교예5(0.15C-0.5Si-1.8Mn-1.5Al-0.06Nb, CT: 200℃)의 미세조직을 나타낸 사진이다.
이때, 미세조직의 각 상들을 보다 명확히 구분하기 위하여 2부피%의 Nital 용액을 이용하여 에칭을 수행한 후, Na2S2O5 7g과 증류수 100ml를 혼합한 용액으로 강판표면을 착색하였다.
그 결과, 페라이트상은 블루(Blue) 또는 퍼플(Purple) 색으로 나타나고, 마르텐사이트상 또는 베이나이트상은 (어두운)브라운((Dark)brown) 색으로 나타나고, 잔류오스테나이트상은 옐로우(Yellow) 색으로 나타나고 있음을 확인 하였다.
이와 같은 사항을, 도시된 사진에서는 각 색상이 명확하게 구분할 수 없지만 이때, 성형성을 확보할 수 있는 페라이트상 및 잔류오스테나이트상은 밝은 색상으로 나타남을 확인할 수 있으며, 강도 확보와 연관된 마르텐사이트상 및 베이나이트상은 어두운 색상으로 나타남을 확인할 수 있다.
따라서, 본 발명에 따른 실시예7 내지 실시예9(도 2 내지 도 5)의 경우에는 마르텐사이트상 및 잔류오스테나이트상은 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상확보되고, 페라이트 및 베이나이트 중 하나이상의 잔류상이 40%미만으로 형성되고 있음을 확인할 수 있다.
반면에, 알루미늄(Al)이 1.5중량%로 다량 첨가된 도 5의 비교예5의 경우에는 밝은 부분을 다수 볼 수 있는데, 이는 다량의 페라이트상을 타나내므로 강도 확보에 어려움이 있음을 확인할 수 있다.
아울러, 도 4의 본 발명에 따른 실시예9의 경우에는 보론(B) 첨가로 인하여 어두운 색상이 다수 볼 수 있는데, 이는 다량의 마르텐사이트상을 나타내므로 보다 높은 경도를 확보할 수 있음을 확인할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 화학성분 및 열연공정의 ROT(Run Out Table) 및 권취온도 제어를 통하여 열연공정만으로 최종제품의 고강도 특성을 확보하면서도, 우수한 성형특성(연신율)을 확보할 수 있음을 알 수 있다.
따라서, 본 발명은 열연공정 이후 후속공정에 대한 제조비용의 추가분을 생략하여 제조비용을 절감할 수 있고, 우수한 강도-연성 밸런스를 갖는 초고강도 열연 강판의 제조 효율을 향상시킬 수 있다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
S100 : 재가열 단계
S110 : 열간 마무리 압연 단계
S120 : 권취 단계

Claims (10)

  1. (a) C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재를 1150 ~ 1250℃로 재가열하는 단계;
    (b) 상기 재가열된 판재를 750 ~ 950℃의 온도에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    (c) 상기 열간 마무리 압연된 판재를 450℃이하의 권취 온도까지 냉각하는 단계; 및
    (d) 상기 냉각된 판재를 권취하는 단계;를 포함하여,
    상기 권취된 판재가 단면 조직의 면적률을 기준으로 주기지를 마르텐사이트상으로 하고, 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 하나 이상을 포함하되, 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상의 마르텐사이트상 및 잔류오스테나이트상과, 40%미만의 잔류상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 (a) 단계의 슬래브 판재는
    상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.002중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 (c) 단계의 냉각하는 단계는
    20 ~ 200℃/초의 냉각속도로 수행하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  4. 삭제
  5. 삭제
  6. 제1항에 있어서,
    상기 잔류상은
    페라이트상 및 베이나이트상 중 하나 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판의 제조 방법.
  7. C : 0.08 ~ 0.20 중량%, Al : 0.5 ~ 1.0 중량%, Si : 0.01 ~ 0.60 중량% , Mn : 1.4 ~ 2.5 중량%, Nb : 0.01 ~ 0.10 중량%, P : 0.05 중량% 이하, S : 0.01 중량% 이하, N : 0.01 중량% 이하 및 잔량의 Fe와 기타 불가피한 불순물로 구성되는 슬래브 판재로 구성되며, 열간 마무리 압연 후 450℃이하의 저온 권취 방식에 의하여, 780 ~ 1300 MPa급의 인장강도 및 8 ~ 15%의 연신율을 갖고,
    단면 조직의 면적률을 기준으로 주기지를 마르텐사이트상으로 하고, 페라이트상, 베이나이트상 및 잔류 오스테나이트상 중 하나 이상을 포함하되, 단면 조직의 면적률을 기준으로 60%이상의 마르텐사이트상 및 잔류오스테나이트상과, 40%미만의 잔류상을 포함하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판.

  8. 제7항에 있어서,
    상기 열연 강판은
    상기 슬래브 판재 전체 중량을 기준으로 Ti : 0.01 ~ 0.10 중량%, Mo : 0.1 ~ 0.5 중량%, Cr : 0.1 ~ 0.5 중량% 및 B : 0.002중량%이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 강도-연성 밸런스가 우수한 고강도 열연 강판.
  9. 삭제
  10. 삭제
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Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000282175A (ja) 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100711468B1 (ko) 2005-12-23 2007-04-24 주식회사 포스코 성형성과 도금특성이 우수한 고강도 냉연강판 및용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조방법
JP2008291304A (ja) 2007-05-24 2008-12-04 Jfe Steel Kk 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法

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