KR20240098492A - 성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

성형성이 우수한 초고강도 열연 강판 및 그 제조방법{HIGH STRENTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위하여 자동차 시장의 주류인 내연기관 자동차에서 전기 자동차 등의 친환경 차량으로의 전환이 급속히 이루어지고 있다.
내연기관 자동차에서 전기 자동차 등으로 전환됨에 따라 자동차를 구성하는 부품의 종류 역시 변화하면서, 자동차의 중량에도 변화가 이루어지고 있다. 예를 들어, 동일 모델에서 출시된 내연기관 자동차와 전기 자동차의 중량을 비교하면, 전기 자동차의 중량이 내연기관 자동차 대비 대략 배터리 무게만큼 증가하는 것으로 알려져 있다.
한편, 자동차의 샤시 부품은 차체를 지지하는 역할을 하며, 주행 중 노면의 진동과 충격을 흡수하여 승차감과 주행안정성을 확보하는 데에 중요한 부품이다. 자동차의 중량이 증가되면 상기 샤시 부품에 인가되는 피로하중이 높아지므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품에 적용되는 강재는 피로강도가 우수할 것이 요구된다.
강재의 피로강도는 인장강도 및 항복강도에 비례하므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품 용도로 적용되는 강재는 인장강도와 항복강도를 향상시킬 필요가 있으므로 샤시부품의 제조에 적용되는 강판은 점차 고강도화 되어가는 추세에 있다.
또한, 샤시 부품은 주로 프레스 성형에 의해 제조된다. 고강도강 적용을 통해 강판의 두께 감소에 의해 부품의 경량화를 이룰 수는 있으나 부품의 형상은 크게 변경될 수 없으므로, 고강도강의 제조에서 부품 프레스 성형에 적합한 성형성의 확보가 무엇보다 중요해지고 있다.
지금까지 열연강판의 강도와 성형성을 향상시키기 위한 다양한 기술이 제안되어 왔다.
일예로, 특허문헌 1에서는 탄소를 중량 %로 0.01~0.05% 함유한 강재에 대해 미세조직을 탄화물을 포함하지 않는 베이나이틱 페라이트를 주상으로 확공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 개시하고 있다. 이러한 특허문헌 1에 의하면 인장강도 980급 이상의 확공성이 우수한 강판을 제조할 수는 있으나, 항복강도가 낮아 피로 특성이 열위하여 부품 경량화 효과가 미미하며, 연신율이 열위하여 부품 성형성이 열위할 것이 우려된다.
따라서, 전기 자동차와 같은 친환경 차량 등의 샤시 부품의 주행 안정성을 확보하기 위해서는 인장강도와 항복강도가 높아 피로수명이 우수할 뿐만 아니라, 프레스 성형이 용이하도록 연신율과 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 강재의 개발이 필요한 실정이다.
일본 공개특허공보 2008-255484호
본 발명의 일측면은 강도가 높아 피로성능이 우수할 뿐만 아니라, 성형성이 우수하여 프레스 성형에 적합한 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
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 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적%로, 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직, 10~25%의 베이니틱 페라이트를 포함하고,
상기 복합조직은 면적%로, 3~10%의 오스테나이트를 포함하는 열연강판에 관한 것이다.
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 (BS+MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각 후 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하고,
상기 1차 및 2차 냉각은 하기 관계식 2 내지 4의 조건을 충족하는, 열연 강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
[관계식 2]
5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
(상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
[관계식 3]
0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
(상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간을 나타낸다.)
[관계식 4]
Figure pat00001
(상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명에 의하면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서도 성형성이 우수한 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 이에 따라, 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로서, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2의 (a), (b) 및 (c)는 본 발명 실시예에서, 각각 발명예 4, 비교예 2 및 비교예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
인장강도 980MPa 이상의 고강도강에서 구멍확장성을 향상하기 위해 강의 미세조직을 특정 미세조직의 분율을 90% 이상으로 하여 상간 경도차에 의한 구멍확장성의 열화를 방지하는 종래의 열연강판의 제조방법은 우수한 연신율을 확보할 수 없었다. 한편, 우수한 연신율을 확보하기 위해 잔류 오스테나이트를 활용하는 경우, 연신율의 확보는 가능하나 구멍확장성을 동시에 확보하기 어려운 문제가 있었다.
이에 본 발명자들은 마르텐사이트와 오스테나이트를 기지조직으로 하여 고강도와 연신율을 확보하는 동시에, 조직 내에 2차 상으로 베이니틱 페라이트를 균일하게 분산하여 변형시 특정위치에서 응력이 과도하게 집중되는 것을 방지하여 미세크랙이 발생하는 것을 억제함으로써 구멍확장성이 향상될 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 이하에서 본 발명에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일구현예에 따른 강판에 대해 설명한다. 상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%를 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.09~0.25%
탄소(C)는 마르텐사이트 상변태 후 오스테나이트로 확산이동하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 이러한 C의 함량이 증가할수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하여 연신율과 인장강도가 동시에 향상된다. 상기 C의 함량이 0.09% 미만이면 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율과 인장강도를 확보할 수 없다. 한편 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 Ms 온도가 과도하게 낮아져 탄소확산이 용이하지 않아 프레시 마르텐사이트가 과다하게 생성되어 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.09~0.25%인 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 상기 C 함량의 하한은 0.12%일 수 있고, 혹은 C 함량의 상한은 0.23%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.5~2.3%
실리콘(Si)은 마르텐사이트 변태 후 탄화물의 형성을 지연시켜 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 또한, Si은 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 0.5% 미만인 경우, 탄화물이 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 2.3%를 초과하게 되면 재가열시 슬라브 표면에 Fe-Si 복합산화물이 형성되어 강판 표면품질이 열위해질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량이 0.5~2.3%인 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 상기 Si 함량의 하한은 0.7%일 수 있도, 혹은 Si 함량의 상한은 2.1%일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~3.5%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 방지하여 저온 변태 조직의 형성을 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 경화능이 부족하여 페라이트의 분율이 과도하게 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 3.5%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 구멍확장성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.5~3.5%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 Mn 함량의 하한은 1.6% 일 수 있고, 혹은 Mn 함량의 상한은 3.0%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.001~1.0%
알루미늄(Al)은 통상 용간의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서 탈산 후 강내에 일부 존재할 수 있으나. Si과 유사하게 마르텐사이트 변태 후 탄화물의 형성을 지연시켜 잔류 오스테나이트를 형성하는 역할도 한다.
상기 Al의 함량이 0.001% 미만인 경우, 탄화물이 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 강 중에 산화물 및 질화물계 개재물의 증가를 초래하여, 강판의 성형성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량이 0.001~1.0%인 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 상기 Ai 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 Al 함량의 상한은 0.5%일 수 있다.
크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 이러한 Cr의 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않아 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 구멍확장성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 2.5% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Cr을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로 Cr 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Cr을 의도적으로 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함)
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 하며, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 상기 Mo의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않게 된다. 그로 인해, 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 구멍확장성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Mo을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로 Mo 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Mo을 의도적으로 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
티타늄(Ti): 0.01~0.20%
티타늄(Ti)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 강중의 질소(N)를 제거하여 BN의 생성을 억제함으로써 보론(B)이 오스테나이트 입계에 농화되도록 하는 역할과 함께 압연 전 오스테나이트의 입도를 제어하는 용도로 사용한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti을 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 강중의 질소(N)를 제거하기 위해 질소(N) 함량의 2.9배 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.20%를 초과하게 되면 연속 주조시 산화물을 형성하여 주조 노즐막힘 등의 문제가 발생할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.01~0.20%로 포함할 수 있고, 보다 유리하게는 상기 Ti의 하한은 0.015% 일 수 있고, 혹은 Ti 함량의 상한은 0.12% 일 수 있다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론은 오스테나이트 입계에 농화되어 입계에너지를 저감함으로써 강의 경화능을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 오스테나이트 입계에서 확산변태로 상변태의 핵생성이 일어나는 페라이트와 상부 베이나이트의 상변태를 억제하여 주상을 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직이 확보될 수 있도록 하는 역할을 한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 B의 농도는 0.0005% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.005%를 초과하는 경우, 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 구멍확장성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.0005~0.005%로 포함될 수 있으며, 보다 유리하게는 B 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 B 함량의 상한은 0.0025%일 수 있다.
인(P): 0.0001~0.05%
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 편석에 의해 강의 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 P은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 P의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 P의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 P 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 P 함량의 상한은 0.02%일 수 있다.
황(S): 0.0001~0.05%
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 그로 인해 강의 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 S은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 S의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 S의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 S 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 S 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
질소(N): 0.0001~0.05%
질소(N)는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하여 강의 가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 N은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 N의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 N의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 N 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 N 함량의 상한은 0.006%일 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성 이외에, 니오븀(Nb)을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.2%
니오븀(Nb)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 열간압연시 재결정을 지연하여 오스테나이트의 입도를 제어하는 역할을 한다. Nb의 함량이 0.01% 미만에서는 입도를 제어하는 효과가 낮으며, 그 함량이 0.2%를 초과하는 경우 오스테나이트의 결정립도가 지나치게 미세하여 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량은 0.01~0.2%를 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명 열연강판은 980MPa 이상의 인장강도와 9% 이상의 연신율을 동시에 확보하기 위해 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합 조직을 기지조직으로서 포함한다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 마르텐사이트와 오스테나이트로 구성된 복합조직은 면적%로, 75~90% 포함할 수 있다.
본 발명에서 열간압연 후 행해지는 3차 냉각 과정에서 미변태 오스테나이트의 일부는 MS 온도 이하에서 마르텐사이트로 변태한다. 권취 이후 강판은 서서히 냉각되어 등온 상태에 가깝게 유지되며, 이때 오스테나이트의 마르텐사이트로의 등온 상변태가 발생하여 마르텐사이트의 분율은 증가한다. 마르텐사이트는 전단변태(Displacive Phase Transformation)로 생성되므로 변태 중 생성되는 전단변형을 저감하기 위해 조직내에 생성되는 나선전위와 상변태에 의한 부피팽창을 수용하기 위해 생성되는 칼날전위에 의해 조직내에 높은 수준의 전위밀도가 존재하고, 조직 내에 존재하는 미세한 탄화물에 의해 강의 항복강도와 인장강도를 향상하기에 적합하다. 한편, 높은 수준의 전위밀도와 미세탄화물은 조직내 전위의 이동을 방해하므로 연신율이 열위해지는 특징이 있다.
따라서, 기지 조직내에 오스테나이트를 포함하여 소성유기변태 현상에 의해 고강도강의 연신율을 향상시키는 것이 바람직하다. 마르텐사이트 변태 직후, 마르텐사이트에 과포용된 탄소원자는 오스테나이트로 확산 이동하게 되어 오스테나이트 내부 탄소 농도는 점차 증가하게 되고, 탄소 농화에 의해 안정도가 증가한 오스테나이트는 상온까지 냉각하더라도 상변태하지 않고 미세조직 내에 잔류하여 강판의 연신율을 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 본 발명은 인장강도 및 연신율의 확보 측면에서 상기 마르텐사이트와 오스테나이트 복합조직을 면적분율 75% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 한편, 후술할 구멍확장성을 확보하기 위해 마르텐사이트와 오스테나이트 복합조직의 면적분율은 90% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 오스테나이트는 면적%로 3~10% 일 수 있다. 오스테나이트의 면적분율이 3% 미만인 경우, 소성유기변태 현상에 의한 연신율의 향상 효과가 미미하다. 반면, 상기 오스테나이트의 면적분율이 10%를 초과하기 위해서는 강중에 첨가되어야 하는 탄소(C) 함량이 증가하여야 하므로, 강의 용접성이 열위되는 문제가 있으며, MS 온도가 과도하게 낮아져 탄소 확산이 용이하지 않아 권취 후 상온까지의 최종 냉각단계에서 생성되는 프레시 마르텐사이트의 양이 과도하게 증가하여 구멍확장성을 열위하게 한다.
본 발명의 열연강판은 베이니틱 페라이트를 미세조직의 2차상으로 가질 수 있으며, 상기 2차상은 면적%로 10~25%를 포함할 수 있다.
본 발명은 열간압연 후 1차 냉각시 페라이트 상 변태를 회피하여 BS(베이나이트 변태 개시 온도) 이하의 온도로 냉각된 다음, 후속하는 2차 냉각 중에 서냉함으로써 베이나이트 변태가 진행된다. 이때의 베이나이트 변태는 고온 베이나이트 변태역에서 발생하게 되므로, 베이니틱 페라이트의 생성과 탄소의 미변태 오스테나이트로의 확산 현상이 일어나며, 베이니틱 페라이트 내부에는 탄화물이 생성되지 않는 특징이 있다. 한편, 전단변태로 생성된 베이니틱 페라이트 내부에는 다량의 전위가 존재하지만, 상기 2차 냉각 중의 회복 현상에 의해 전위밀도가 적정 수준으로 감소하므로 연질의 특성을 갖게 되는 특징이 있다.
한편, 마르텐사이트 변태는 MS 온도에서부터 3차 냉각 종료 온도까지의 넓은 온도범위에서 이루어지므로, 상변태가 시작되는 온도는 강판 내에서 위치별로 상이하게 된다. 마르텐사이트의 생성 온도에 따라 강판 내에 잔류하는 변태 응력이 상이하므로, 강판 내 위치에 따라 변태 응력이 불균일하게 분포하게 되고 이는 상온까지 냉각된 이후에도 강판 내에 잔류하게 된다. 부품 성형시 외부에서 변형이 인가되는 경우, 강판내 잔류 응력이 높은 부위에서 변형이 집중되어 균열의 성장과 전파가 용이하게 일어나므로 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다.
한편, 불균일한 응력분포를 갖는 고강도 기지조직 내에 연질의 베이니틱 페라이트가 적정한 크기로 고르게 분포되어 있으면, 성형 중 변형을 고르게 수용함으로써 응력의 국부 집중을 방지하여 구멍확장성이 향상되는 효과가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 2차상인 베이니틱 페라이트의 분율이 10% 미만이면 구멍확장성의 확보가 곤란해지는 문제가 있으며, 반면 그 분율이 25%를 초과하게 되면 강도를 향상시키는 역할을 하는 마르텐사이트 및 오스테나이트 복합조직의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
한편, 상기 베이니틱 페라이트의 평균입경은 2.0㎛ 이상일 수 있다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상일 수 있다.
이 때, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 원상당 직경을 의미하고, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 각각의 미세조직에 대해 최인접한 5개 조직간 거리의 평균을 의미한다.
연질 조직인 베이니틱 페라이트의 평균입경이 2.0㎛ 미만일 경우 변형 수용의 효과가 낮아 구멍확장성의 향상을 기대할 수 없다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격이 3.0㎛ 미만인 경우 연질강의 분율이 과도하게 증가하므로 항복강도와 인장강도가 열위해질 수 있다. 연질 조직의 평균입경의 상한과 평균 간격의 상한에 대해서는 따로 규제하지는 않으나, 연질조직의 분율이 10~25% 범위를 만족하는 조건에서는 상기 연질조직의 평균입경은 바람직하게 20㎛ 이하일 수 있다. 또한 상기 연직조직의 평균 간격은 20㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 조직 이외에 기타 조직으로서 탄화물과 프레시 마르텐사이트를 포함할 수 있으며, 다만 이들은 면적분율 5% 미만으로 제어되는 것이 바람직하다.
상기 열연강판은 제조공정에서 탄화물이 생성될 수 있다. 마르텐사이트 변태 직후 일부 탄소원자는 래스내부에 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 할 수 있다. 반면, 본 발명은 오스테나이트를 활용하여 연신률의 향상을 도모하므로, 탄화물의 생성은 오스테나이트 분율의 저하를 일으킬 수 있다. 즉, 탄화물의 과도한 생성은 본 발명에서 목표로 하는 연신율의 향상을 저해한다. 다만, 상 중 Ti과 Nb이 존재하는 경우 합금 탄질화물이 형성될 수 있으며, 이 경우 결정립 미세화에 의한 추가적인 강화 효과를 기대할 수 있으나, 조대 탄화물은 강의 인성을 저해하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 탄화물은 5% 미만인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 열연강판은 미세조직으로 프레시 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 본 발명에서 3차 냉각 과정과 권취 직후 등온 변태하는 마르텐사이트는 오스테나이트 내부 탄소 농화가 시작되기 전에 변태하므로 본 발명의 성분 범위에서는 래스형태를 갖는다. 한편, 권취 온도가 과도하게 낮은 경우 탄소 확산이 용이하지 않아 오스테나이트가 충분히 안정화되기 전에 냉각이 종료될 수 있으며, 이 경우 탄소 농화가 이루어진 오스테나이트의 MS 온도가 상온 이상인 경우 냉각 중 프레시 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 최종 냉각과정에서 생성되는 프레시 마르텐사이트는 상변태시 전단변형을 전위가 아닌 쌍정의 생성으로 수용하므로, 판(Plate) 형상을 가지며 미세조직 내에 쌍정이 관찰되는 특징이 있으므로, 본 발명에서의 마르텐사이트와 용이하게 구분할 수 있다. 탄소 농도가 높은 프레시 마르텐사이트는 경도가 지나치게 높아 구멍확장성을 열위하게 하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 프레시 마르텐사이트의 분율은 5% 미만인 것이 바람직하다.
상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 열연강판은 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상으로 고강도이면서, 연신율이 9% 이상이고, 인장강도와 연신률의 곱이 13000MPa·% 이상이고, 구멍확장률이 45% 이상으로 성형성이 우수한 특징이 있다.
다음으로, 이하에서는 본 발명의 또 다른 구현예인 열연강판의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다. 다만, 본 발명의 열연강판이 반드시 이하의 제조 방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
상기 제조방법은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 일련의 공정을 행함으로써 제조할 수 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
후술하는 압연 공정을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1350℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 합금원소의 균질화가 충분하지 못하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 슬라브 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 강판의 표면품질이 저하될 우려가 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때, 상기 열간압연은 750~1150℃의 온도범위에서 행하며, 최종 2패스(pass)의 총 압하량을 10~40%로 제어하는 것이 바람직하다.
우선, 상기 열간압연시 1150℃를 초과하는 온도에서 개시하면 압연 후 강판 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 산세 공정을 행하더라도 효과적으로 제어되지 못하여, 표면품질이 열위해진다. 반면, 750℃보다 낮은 온도에서 열간압연이 행해지면 압연 부하가 과도하게 증가하여 작업성이 저하되고, 압연 중 페라이트가 생성되어 이방성이 열위해지는 문제가 있다.
통상, 열간압연시 다단 압연으로 실시하는 것은 압연 부하를 저감하고, 두께를 정밀하게 제어하기 위함이다. 이러한 다단 압연으로 열간압연을 행함에 있어서, 최종 2패스(후단 2패스)의 압하율 총 합이 40%를 초과하게 되면 최종 2패스의 압연 부하가 과도하게 되어 작업성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 최종 2패스의 압하율 총 합이 10% 미만이면 강판의 온도가 급격히 저하되어 형상 불량을 유발하는 문제가 있다.
한편, 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도는 합금 성분, 압연종료온도의 영향을 받으며, 이는 후속하는 냉각 공정에서의 베이나이트 생성 거동 및 최종 미세조직에 영향을 미치게 된다. 또한, 본 발명에서 주요 구성 상인 베이니틱 페라이트의 분율 및 크기는 열간압연 후 오스테나이트 결정립에 의해 큰 영향을 받는다.
등축 페라이트와 펄라이트는 상변태 중 원소의 확산에 의해 결정립이 성장하므로 상변태 후 조직의 크기는 상변태 온도와 유지 시간의 영향을 받는 반면, 베이나이트와 같은 전단변태에 의해 생성된 베이니틱 페라이트는 오스테나이트 결정립내에서만 성장이 일어나게 되어 그 크기가 변태 전 오스테나이트 크기보다 클 수는 없으므로, 베이니틱 페라이트의 크기를 제어하기 위해서는 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 유리하다.
이에, 본 발명은 열간압연 후 오스테나이트의 유효결정립도를 압연 종료 온도(FDT)와 특정 합금조성 간의 관계로서 도출하고, 구체적으로는 하기 관계식 1로 정의한다. 즉, 열간 압연시, 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행한다.
[관계식 1]
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상기 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효 결정립도를 나타내는 지표로서, 상기 관계식 1로 정의되는 Du 값이 2 이상이면, 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 2.0㎛ 이상이 되어 구멍확장률을 45% 이상으로 확보할 수 있다. 한편, 상기 관계식 1로 정의되는 Du 값이 10을 초과하게 되면, 보론 원소의 입계 농도가 과도하게 증가하여 2차 냉각 중 상변태를 지연시킴에 따라 충분한 베이니틱 페라이트의 분율을 확보할 수 없어 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 보론은 오스테나이트의 입계에 편석하여 오스테나이트 입계를 안정화시킴으로써 페라이트와 상부 베이나이트의 핵생성을 지연하여 상변태 속도를 저하시키는 역할을 한다. 본 발명에서 의도하는 베이니틱 페라이트의 면적 분율과 평균 간격을 확보하기 위해서 오스테나이트의 입계에 편석되어 있는 보론의 농도를 제어하는 것이 중요하다. 오스테나이트 입계에 편석된 보론의 농도는 주조시의 미소편석과 오스테나이트의 입도의 영향으로 입계마다 상이한 수치를 나타내며, 이 중 보론원소의 농도가 낮은 오스테나이트 입계에서 선택적으로 2차 냉각 단계에서 베이니틱 페라이트의 핵생성이 발생한다. 일반적으로 오스테나이트 입도가 작은 경우 각 입계에 편석된 보론의 농도는 낮아 핵생성이 용이하며, 입도가 큰 경우 입계에 편석된 보론의 농도가 높으므로 핵생성이 지연되는 것을 예상할 수 있다. 따라서, 입계에 존재하는 보론의 농도 및 2차 냉각시의 베이니틱 페라이트의 상변태 거동은 관계식 2와 같이 강 중에 첨가된 보론의 함량과 오스테나이트의 입도의 영향을 받는다.
관계식 2는 냉각 직전의 오스테나이트의 입계 분포하는 보론(B)의 농도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010 의 값이 5.0×106 미만인 경우 베이니틱 페라이트의 분율이 과다하여 항복강도와 인장강도를 확보할 수 없다. 반면, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010 의 값이 2.0×107 을 초과하게 되면, 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 2차 냉각 시간이 지나치게 길어져서 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다.
[관계식 2]
5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
(상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
도 1은 전술한 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
냉각 및 권취
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각하며, 이때 냉각되는 온도에 따라 단계적으로 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 다음, (BS + MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 관계식 3에 정의된 ts 시간(초) 동안 2차 냉각한 후, (Ms-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 베이나이트가 생성되기 시작하는 온도(BS) 이하로 빠르게 냉각하여 페라이트(입상 페라이트)의 생성을 억제한다. 이어서, 베이나이트 개시 온도(BS)와 마르텐사이트 개시 온도(MS)의 중간 온도, 또는 그 이상의 온도까지 ts 시간(초) 동안 서서히 냉각시킴에 의해 면적분율로 10~25%의 베이니틱 페라이트를 확보할 수 있다.
상기 열간압연을 완료한 이후 BS 이하의 온도로 1차 냉각을 행할시 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트 상이 형성되는 문제가 있다. 이때, 1차 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 강판이 너무 급속으로 냉각되는 경우 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있으므로, 200℃/s 이하로 제한할 수 있다.
상기 1차 냉각시 냉각종료온도 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 과도하게 낮아지는 경우 후속 2차 냉각시의 냉각시간이 충분하지 못하게 될 우려가 있으므로, BS-100℃로 제한할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 1차 냉각에 의해 열연강판의 온도가 BS 이하가 되면 강냉을 종료하고, 25℃/s 이하의 냉각속도로 (BS + MS)/2 이상의 온도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 1차 냉각된 열연강판은 1차 냉각된 온도에서 2차 냉각의 목표 온도까지 냉각하는 동안 베이니틱 페라이트의 성장이 일어나게 되는데, 특별히 본 발명에서 목표로 하는 분율을 얻기 위하여 하기 관계식 3을 만족하는 시간(ts, 초(sec)) 동안 상기 2차 냉각을 유지하는 것이 바람직하다.
관계식 3에서 k(T)는 베이니틱 페라이트의 성장속도를 나타내는 지표로서, 강의 합금성분뿐만 아니라 상 변태 온도와 열간압연 후의 입도 크기에 영향을 받는다. 이에 따른, 관계식 3의 값, 즉 k(T)와 유지시간의 관계(exp(-k(T)×(ts)2))가 0.75 미만이면 베이니틱 페라이트의 분율이 과도해져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면 그 값이 0.9를 초과하게 되면 구멍확장성이 열화되는 문제가 있다.
[관계식 3]
0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
(상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
Figure pat00002
(상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상술한 조건에 따라서 2차 냉각을 행하는 동안 베이나이트 상 변태로 기인한 변태 발열에 의해 강판의 온도가 상승할 수 있다. 이때, 지나친 발열에 의해 전위밀도가 과도하게 감소할 수 있으므로, 변태 발열에 의한 강판의 온도 상승을 최소화하기 위하여 2차 냉각시 냉각속도를 25℃/s 이하로 제어할 수 있다. 상기 냉각속도가 25℃/s를 초과하게 되면 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있다. 본 발명에서 상기 2차 냉각은 공냉(air cooling)의 공정도 포함함을 밝혀둔다.
상기에 따라 2차 냉각이 완료된 열연강판을 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 3차 냉각하는 동안 MS 이하의 온도에서 마르텐사이트 변태가 진행되며, 미변태 오스테나이트의 일부는 권취 이후에도 등온조건에서 마르텐사이트로 추가적으로 성장할 수 있다.
마르텐사이트 변태가 진행될 때 냉각속도가 과도하면 급격한 부피 팽창에 의해 판형상이 뒤틀어질 수 있으며, 이는 다시 냉각 불균형을 유발하여 불균일한 재질분포를 일으킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 급격한 상변태가 수반되는 3차 냉각 단계에서의 냉각속도를 30℃/s 이하로 설정함으로써 냉각 중 형상 뒤틀림과 이에 따른 판내 불균일한 재질편차를 방지할 수 있다. 한편, 냉각 속도가 과도하게 느리면 냉각 중 베이니틱 페라이트가 성장하여 2차상의 분율이 지나치게 증가하여 강의 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명에서 3차 냉각 단계에서의 냉각속도는 5℃/s 이상으로 수행할 수 있다.
한편, 오스테나이트 내부에 고용될 수 있는 최대 탄소 농도는 탄소 농화가 진행하는 온도에 따라 상이한 값을 나타내며, 일반적으로 온도가 낮을수록 오스테나이트 내부 탄소의 고용한도는 증가한다. 따라서, 탄소 농화가 일어나는 권취온도가 지나치게 높은 경우, 오스테나이트는 탄소농화가 충분하지 않아 소성유기변태를 일으키기 위한 상안정도를 확보할 수 없고, 상온에서 잔류하더라도 변형초기에 응력유기변태로 소실되어 연신률의 향상을 기대할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 충분한 상안정도를 확보할 수 있도록 3차 냉각 종료온도의 상한은 MS-20℃인 것이 바람직하다. 한편, 농화가 진행되는 온도가 지나치게 낮은 경우, 탄소확산이 원할하지 않아 오스테나이트 내부 탄소 농도는 고용한도에 도달하지 못하게 되고, 이 경우 오스테나이트의 안정도가 부족하여 냉각 중 프레시 마르텐사이트로 상변태하여 구멍확장성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 3차 냉각 종료 온도의 하한은 200℃인 것이 바람직하다.
본 발명에서 Bs 및 Ms는 아래의 식에 의해 도출할 수 있으며, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.
BS(℃)= 830-(320×[C])-(90×[Mn])-(35×[Si])-(70×[Cr])-(120×[Mo])
MS(℃)= 550-(330×[C])-(41×[Mn])-(20×[Si])-(20×[Cr])-(10×[Mo])+(30×[Al])
최종 냉각
상기에 따라 냉각 및 권취 공정을 완료한 후, 최종 냉각하여 목표로 하는 열연강판을 얻을 수 있다. 이때, 상온까지 공냉을 행함으로써 최종 냉각을 완료할 수 있다.
한편, 상술한 바와 같이 최종 냉각을 완료하여 얻은 본 발명의 열연강판을 추가적으로 산세 및 도유할 수 있다.
또한, 상기 산세 및 도유된 열연강판을 420~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금공정을 행할 수 있다.
상기 용융아연도금공정은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 아연계 도금욕 내 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 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 1의 합금조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 준비하였다.
준비된 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉각, 권취 및 최종 냉각(공냉) 공정을 거쳐 두께 2.5mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열간압연시 최종 2패스의 총 압하율은 25%로 동일하게 적용하였으며, 1차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 70℃/s를 적용하고, 3차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 20℃/s로 적용하였다.
각각의 열연강판에 대해 기계적 특성을 측정하고, 미세조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 나타내었다.
기계적 특성 중 항복강도, 인장강도 및 연신율은 JIS-5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취한 다음, 만능 인장시험기를 이용하여 상온에서 측정하였다. 이때, 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각각 0.2% off-set 항복강도, 최대 인장강도, 파괴 연신율로 나타내었다.
그리고, 구멍확장성은 인장시험시와 동일한 시편에 대해 ISO TS16630 표준 방법에 의거하여 측정하였다.
또한, 각 열연강판의 미세조직은 상기 인장시험시와 동일한 시편을 나이탈(Nital) 에칭법으로 에칭한 후, 주사전자현미경과 이미지 분석기를 이용하여 10,000 배율로 관찰하고, 각 상(phase)의 분율을 계산하였다. 베이니틱 페라이트의 평균 크기는 원상당 직경을 나타내었으며, 평균 간격은 각각의 베이니틱 페라이트 상에 대해 최인접한 5개의 조직간 거리의 평균을 표기하였다.
오스테나이트 분율은 Bruker사의 X-선 회절분석기(X-Ray Diffractometer)를 활용하여 각 상의 회절 Peak의 적분강도를 활용하여 계산하였다.
이때, 미세조직은 상기 시편의 단면, 즉 압연방향에 수직한 단면에 대해 두께 위치 t/4 지점에서 관찰하였다.
구분 C Si Mn P S Al Cr Mo Ti Nb B N
강종1 0.15 0.9 2.3 0.012 0.002 0.025 0 0 0.08 0 0.0013 0.004
강종2 0.20 1.5 2.1 0.012 0.003 0.023 0 0 0.08 0 0.0014 0.004
강종3 0.18 1.2 2.1 0.012 0.003 0.018 0.2 0.15 0.08 0.02 0.0009 0.003
강종4 0.15 2.0 1.8 0.011 0.003 0.025 0 0 0.06 0 0.0018 0.004
강종5 0.15 1.5 2.8 0.012 0.002 0.022 0 0 0.07 0.02 0.0021 0.004
강종6 0.22 0.9 1.8 0.012 0.002 0.028 0 0.1 0.08 0.02 0.0015 0.003
강종7 0.12 1.5 2.5 0.012 0.003 0.025 0.9 0 0.12 0 0.0012 0.004
강종8 0.18 0.9 2.2 0.012 0.002 0.025 0 0.1 0.02 0.05 0.0021 0.004
강종9 0.12 1.2 2.1 0.012 0.002 0.025 0.2 0.1 0.08 0 0.0015 0.004
강종10 0.15 1.2 2.3 0.012 0.003 0.023 0 0 0.08 0 0 0.004
강종11 0.10 1.2 2.3 0.012 0.003 0.025 0 0 0 0 0.0018 0.004
강종12 0.12 0.8 1.7 0.012 0.002 0.022 0 0 0.12 0.05 0.0008 0.004
강종13 0.10 0.1 2.1 0.012 0.003 0.018 0 0 0.08 0 0.0015 0.004
강종 열간 압연 1차 냉각 2차 냉각 3차 냉각 비고
FDT
(℃)		 Du Va 종료온도 T1
(℃)		 BS
(℃)		 종료
온도
T2
(℃)		 (BS+MS)/2
(℃)		 냉각
시간
ts
(s)		 관계식 3 냉각
속도
(℃/s)		 종료
온도
T3
(℃)
강종1 920 7.1 1.42×107 500 543.5 480 466.2 2.0 0.79 10.0 345 발명예1
강종2 920 6.5 1.39×107 480 524.5 460 446.5 2.0 0.77 10.0 320 발명예2
강종3 920 5.6 7.80×106 480 509.4 460 442.5 2.0 0.82 10.0 320 발명예3
강종4 900 5.5 1.51×107 520 550.0 500 468.7 2.0 0.85 10.0 335 발명예4
강종5 910 5.0 1.60×107 450 477.5 440 416.9 2.5 0.83 4.0 280 발명예5
강종6 925 6.4 1.47×107 520 554.1 500 469.8 2.0 0.84 10.0 320 발명예6
강종7 910 4.6 8.43×106 440 451.1 420 405.9 2.5 0.83 8.0 320 발명예7
강종8 910 5.6 1.79×107 520 530.9 500 456.5 3.5 0.80 5.7 320 발명예8
강종9 920 6.8 1.55×107 520 534.6 500 465.3 3.0 0.83 6.7 320 발명예9
강종1 900 6.1 1.22×107 520 543.5 500 466.2 2.5 0.81 8.0 345 발명예10
강종1 920 7.1 1.42×107 520 543.5 500 466.2 2.5 0.83 8.0 350 발명예11
강종10 925 7.0 0.00 520 533.0 500 457.9 3.0 0.76 6.7 350 비교예1
강종11 950 10.4 2.87×107 520 549.0 500 474.2 3.0 0.83 6.7 350 비교예2
강종12 880 1.6 1.95×107 550 610.6 530 518.0 2.0 0.13 10.0 340 비교예3
강종7 910 4.6 8.43×107 440 451.1 420 405.9 4.5 0.54 4.4 320 비교예4
강종1 920 7.1 1.42×107 500 543.5 480 466.2 1.5 0.88 13.3 20 비교예5
강종13 925 8.4 1.92×107 550 605.5 530 517.5 1.5 0.86 13.3 380 비교예6
FDT는 마무리 압연 온도 (℃)
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
Va = Du×Bat×2.968×1010
(Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다. [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
관계식 3은 exp(-k(T)×(ts)2) 임
(상기 k(T)는 아래와 같이 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간임)
(T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타냄)
비고 미세조직
면적% BF 분포
M A FM BF 평균 크기
(㎛)		 평균 간격
(㎛)
발명예1 72.7 5.7 0 21.6 6.7 13.6
발명예2 71.1 7.2 0 21.8 5.5 9.8
발명예3 74.1 6.9 0 19.1 5.3 11.2
발명예4 79.8 5.3 0 14.9 4.8 10.8
발명예5 74.3 5.6 2.5 17.6 4.8 10.7
발명예6 76.1 8.1 0 15.8 6.1 14.2
발명예7 78.0 4.3 0 17.7 4.2 9.0
발명예8 73.0 6.7 0 20.3 5.0 9.7
발명예9 79.1 4.0 0 16.8 6.1 13.1
발명예10 74.4 5.7 0 19.9 5.7 11.8
발명예11 77.7 5.5 0 16.7 6.3 13.2
비교예1 52.4 5.6 0 42.0 18.0 22.8
비교예2 90.6 3.4 0 6.0 10.0 38.3
비교예3 11.4 4.1 0 84.5 1.6 1.6
비교예4 50.2 4.1 1.2 44.6 9.2 13.0
비교예5 81.6 0.3 6.0 12.1 6.7 17.6
비교예6 85.0 0.2 0 14.8 7.6 17.7
M: 마르텐사이트
A: 오스테나이트
FM: 프레시 마르텐사이트
BF: 베이니틱 페라이트
비고 기계적 특성
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 TS*El
(MPa·%)		 HER
(%)
발명예1 923 1104 13.5 14925 56
발명예2 963 1135 14.6 16562 61
발명예3 975 1156 14.4 16616 58
발명예4 1018 1210 13.6 16445 57
발명예5 1045 1124 14.7 16521 60
발명예6 962 1152 16.3 18772 54
발명예7 1031 1217 11.4 13910 60
발명예8 951 1133 15.4 17432 61
발명예9 1002 1198 11.6 13851 54
발명예10 934 1119 14.9 16730 58
발명예11 951 1145 14.5 16638 55
비교예1 801 925 15.5 14298 52
비교예2 1041 1270 11.8 14949 42
비교예3 515 820 18.7 15358 38
비교예4 851 962 14.5 13983 63
비교예5 1249 1426 8.6 12203 29
비교예6 861 1005 9.2 9249 57
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
TS*El: 인장강도와 연신율의 곱
HER: 구멍확장율
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11는 기지조직으로 면적분율 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직과 10~25%의 베이니틱 페라이트의 제2상으로 구성됨에 따라 목표로 하는 강도와 성형성을 확보할 수 있었다.
반면, 보론이 첨가되지 않아 본 발명에서 제안하는 합금 성분계를 불만족하는 비교예 1은 2차 냉각 중 베이니틱 페라이트가 과도하게 생성됨에 따라 목표 강도의 확보가 불가능 해졌으며, 이러한 낮은 강도로 인해 상대적으로 연신율이 높은 경향을 보였다. 비교예 2는 티타늄이 첨가되지 않아 충분한 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않았고, 이에 본 발명에서 요구되는 구멍확장성을 확보하기 어려웠다.
한편, 비교예 3 내지 5는 합금조성은 본 발명을 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우이다.
비교예 3 및 4는 2차 냉각시간이 과다하여 관계식 3을 만족하지 못하여, 2차상인 베이니틱 페라이트의 분율이 과다하여 980MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없었다,
비교예 5는 3차 냉각종료 온도가 지나치게 낮아, 탄소의 확산이동이 용이하지 않았으며, 이에 따라 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하지 못하였고, 프레시 마르텐사이트가 과다하여 구멍확장성 또한 열위하였다.
비교예 6은 Si이 첨가되지 않아, 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없어 연신율이 열위하였다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프이다. A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2는 각각 발명예 4, 비교예 2 및 비교예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다. 도 2(a)에 나타난 바와 같이, 발명에 4는 미세조직으로 본 발명에서 구현하고자 하는 기지조직과 2차상이 적절히 형성되었다. 반면, 도 2(b)에 나타난 바와 같이, 비교예 2는 2차상인 연질조직이 충분히 생성되지 않은 것을 확인할 수 있다. 한편, 도 2(c)에 나타난 바와 같이, 비교예 3은 2차상인 연질조직이 과다하게 생성되었다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직, 10~25%의 베이니틱 페라이트를 포함하고,
    상기 복합조직은 면적%로, 3~10%의 오스테나이트를 포함하는 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 니오븀(Nb): 0.01~0.2%를 더 포함하는 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 2.0㎛ 이상이 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상인 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 800MPa 이상의 항복강도, 980MPa 이상의 인장강도, 9% 이상의 연신율을 갖으며 45% 이상의 구멍확장율을 갖는 열연강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 (BS+MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 후 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하고,
    상기 1차 및 2차 냉각은 하기 관계식 2 내지 4의 조건을 충족하는, 열연 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
    (상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
    [관계식 2]
    5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
    (상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
    [관계식 3]
    0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
    (상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간을 나타낸다.)
    [관계식 4]
    Figure pat00004

    (상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 열간압연 시, 최종 2패스(Pass)의 총 압하량이 10~40%인 열연 강판의 제조방법
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 권취 후 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 산세 및 도유 후 용융아연 도금하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.


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