WO2019124765A1 - 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2019124765A1
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김성일
서석종
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel sheet excellent in impact resistance and a method of manufacturing the steel sheet.
  • High-strength hot-rolled steel sheets are mainly used for heavy-duty construction boom arm and commercial vehicle frames, and the hot-rolled steel sheet is required to have high yield strength, bending formability, and impact resistance characteristics so as to be suitable for the manufacturing process and use environment of the parts concerned. Therefore, there are many techniques for simultaneously improving the strength and formability of the hot-rolled steel sheet. For example, there has been proposed a technique for producing a high strength gibbous steel having a ferrite-bainite or ferrite-martensite two-phase composite structure steel or a ferrite phase or a bainite phase as a matrix. In addition, a technique for manufacturing a high strength steel having a martensite phase as a base structure by cooling to room temperature by applying a high cooling rate has also been proposed.
  • the hot-rolled steel sheet used for the construction heavy equipment, commercial vehicle frames and the like is required to have excellent impact strength in addition to high yield strength.
  • excellent impact characteristics are required even at low temperatures.
  • Patent Document 1 can secure a tensile strength of 950 MPa or more and a yield ratio of 0.9 or more by dispersing and precipitating precipitates containing Ti and Mo, but it is required to increase the manufacturing cost by adding a large amount of expensive alloy components, There is a problem in that the impact resistance characteristic can not be secured.
  • Patent Document 2 discloses a technique of providing a high strength hot-rolled steel sheet using a dual phase (DP) steel of ferrite and martensite.
  • DP dual phase
  • Patent Document 3 proposes a technique for controlling a cooling rate at a high speed exceeding 150 ° C / sec after completion of hot rolling in order to manufacture a high strength hot rolled steel sheet.
  • a cooling rate at a high speed exceeding 150 ° C / sec after completion of hot rolling in order to manufacture a high strength hot rolled steel sheet.
  • it is difficult to secure a high yield strength due to a low yield ratio, and a high tensile strength is required to meet the yield strength standard, resulting in a deterioration in impact properties and formability.
  • Patent Document 4 discloses a technique for controlling the coiling temperature to 300 to 550 ⁇ ⁇ .
  • the formation of bainite structure brings the microstructure closer to equiaxed crystals having a low aspect ratio, which is advantageous in moldability but lowers impact resistance.
  • material deviations can be increased as the material tends to depend on the coiling temperature, and when the coiling temperature is increased to manage the material deviation, a large amount of alloying element addition is required There is a problem.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2003-089848
  • Patent Document 2 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2003-321737
  • Patent Document 3 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2003-105446
  • Patent Document 4 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2000-109951
  • the present invention is to provide a steel sheet having excellent strength and excellent impact properties not only at room temperature but also at a low temperature, and a method for manufacturing the steel sheet.
  • An aspect of the present invention is a ferritic stainless steel comprising 0.05 to 0.12% of C, 0.01 to 0.5% of Si, 0.8 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.1% of Al, 0.005 to 1.2% of Cr, 0.005 to 0.5% of Mo, 0.001 to 0.01% of P, 0.001 to 0.01% of S, 0.001 to 0.01% of N, 0.001 to 0.03% of Nb, 0.005 to 0.03% of Ti, 0.001 to 0.2% of V, , The remainder Fe and inevitable impurities,
  • the microstructure includes tempered martensite as a main structure and the remainder as at least one of retained austenite, bainite, tempered bainite and ferrite,
  • the number of carbides and nitrides having a circle equivalent diameter of 0.1 ⁇ or more and observed in a 1 cm 2 unit area is 1 ⁇ 10 3 or less
  • a high-strength steel sheet excellent in impact resistance characteristics having a number of precipitates of at least 50 nm in diameter and at least 1 x 10 7 inclusive of at least one of Ti, Nb, V and Mo observed in a 1 cm 2 unit area.
  • Another aspect of the present invention is a ferritic stainless steel comprising 0.05 to 0.12% of C, 0.01 to 0.5% of Si, 0.8 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.1% of Al, 0.005 to 1.2% of Cr, 0.005 to 1.2% of Mo, 0.001 to 0.01% of P, 0.001 to 0.01% of N, 0.001 to 0.01% of N, 0.001 to 0.03% of Nb, 0.005 to 0.03% of Ti, 0.001 to 0.2% of V, Reheating a steel slab containing 0.003% of Fe and unavoidable impurities;
  • 1 is a graph showing the yield strength and the Charpy impact absorption energy of the invention steel and the comparative steel in the embodiment.
  • the present inventors have studied in depth the changes in the strength and impact properties of the steel sheet depending on the characteristics of various alloy components and microstructures that can be applied to the steel. As a result, it has been recognized that a steel sheet having excellent impact resistance characteristics and strength can be obtained by appropriately controlling the alloy composition range of the hot-rolled steel sheet and optimizing the formation of the microstructure, matrix, carbonitride and precipitate, .
  • the steel sheet according to the present invention contains 0.05 to 0.12% of C, 0.01 to 0.5% of Si, 0.8 to 2.0% of Mn, 0.01 to 0.1% of Al, 0.005 to 1.2% of Cr, 0.005 to 0.5% of Mo, , 0.001 to 0.01% of P, 0.001 to 0.01% of S, 0.001 to 0.01% of N, 0.001 to 0.03% of Nb, 0.005 to 0.03% of Ti, 0.001 to 0.2% of V and 0.0003 to 0.003% of B .
  • the content of each element without special mention is% by weight.
  • the C is the most economical and effective element for strengthening the steel, and when the addition amount is increased, the martensite phase or bainite phase fraction increases and the tensile strength increases. If the content of C is less than 0.05%, it is difficult to obtain a sufficient strength strengthening effect. When the content of C is more than 0.12%, the formation of coarse carbides and precipitates during heat treatment becomes excessive, resulting in deterioration in moldability and low temperature impact resistance. . Therefore, the content of C is preferably 0.05 to 0.12%.
  • the Si deoxidizes the molten steel, has a solid solution strengthening effect, and is advantageous in retarding formation of coarse carbides, thereby improving moldability and impact resistance.
  • the content is less than 0.01%, the effect of delaying the formation of carbides is small and it is difficult to improve moldability and impact resistance characteristics.
  • the content exceeds 0.5%, red stains due to Si are formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet but also deteriorates the weldability. Therefore, the Si content is preferably 0.01 to 0.5%.
  • the Mn is an element effective for strengthening the steel in the same manner as Si and increases the hardenability of the steel to facilitate the formation of the martensite phase or the bainite phase during the cooling process after the heat treatment. If the content is less than 0.8%, the above effect due to the addition can not be sufficiently obtained. If the content exceeds 2.0%, the segregation part is developed at the center of the thickness during casting in the casting process, So that the impact resistance characteristic at low temperature is weakened. Therefore, the content of Mn is preferably 0.8 to 2.0%.
  • Al is Sol.
  • Al is a component mainly added for deoxidation.
  • the content is less than 0.01%, the effect of addition is insignificant.
  • the content exceeds 0.1%, AlN is mainly formed by bonding with nitrogen, so that corner cracks are likely to occur in the slab during casting, easy to do. Therefore, the content of Al is preferably 0.01 to 0.1%.
  • the Cr strengthens the steel and plays a role in retarding the ferrite phase transformation upon cooling to help form the martensite phase to the bainite phase.
  • the content is less than 0.005%, the addition effect can not be obtained.
  • the content exceeds 1.2%, the segregation at the center of the thickness is greatly developed similarly to Mn and the microstructure in the thickness direction is uneven, . Therefore, the content of Cr is preferably 0.005 to 1.2%.
  • the Mo increases the hardenability of the steel to facilitate the formation of martensite phase or bainite phase.
  • the content is less than 0.005%, the effect of the addition can not be obtained.
  • the content exceeds 0.5%, precipitates formed during the hot rolling and coiling are coarsely grown during the heat treatment, and the impact resistance characteristic at low temperature is weakened. Further, it is economically disadvantageous and also detrimental to weldability. Therefore, the Mo content is preferably 0.005 to 0.5%.
  • P is an element which has a high solubility strengthening effect but is brittle due to grain boundary segregation to cause the impact resistance characteristic to become weak.
  • the content of P is preferably 0.001 to 0.01%.
  • the S is an impurity present in steel.
  • S forms a nonmetallic inclusion by binding with Mn or the like, which causes fine cracks to easily occur during cutting of steel, .
  • the content of S is preferably 0.001 to 0.01%.
  • the N is a typical solid solution strengthening element together with C, and forms a coarse precipitate together with Ti, Al and the like.
  • the solid solution strengthening effect of N is better than that of carbon, but toughness is greatly decreased as the amount of N in the steel is increased. Therefore, it is preferable not to exceed 0.01%.
  • the content of N is preferably 0.001 to 0.01%.
  • Nb is a typical precipitation strengthening element together with Ti and V, and is effective in improving the strength and impact toughness of the steel due to grain refinement by precipitation during hot rolling and delay of recrystallization.
  • the content of Nb is less than 0.001%, the above effect can not be obtained.
  • the content of Nb is more than 0.03%, it grows into a coarse complex precipitate during heat treatment, which lowers the low temperature impact resistance characteristic. Therefore, the content of Nb is preferably 0.001 to 0.03%.
  • Ti is a representative precipitation strengthening element together with Nb and V, and forms TiN with a strong affinity with N in the steel.
  • TiN has an effect of inhibiting the growth of grains during the heating process for hot rolling and it is advantageous to utilize B added to improve hardenability by stabilizing solid solution N.
  • it is an element useful for improving the strength of steel by forming TiC precipitate by allowing Ti to react with nitrogen and solidify in the steel to bond with carbon. If the content of Ti is less than 0.005%, the above-mentioned effect can not be obtained. If the content of Ti is more than 0.03%, generation of coarse TiN and precipitation of precipitates during heat treatment are disadvantageous. Therefore, the Ti content is preferably 0.005 to 0.03%.
  • V Vanadium (V): 0.001 to 0.2%
  • V is a typical precipitation strengthening element together with Nb and Ti, and is effective for improving the strength of steel by forming a precipitate after winding. If the content of V is less than 0.001%, the above-mentioned effect can not be obtained. If the content of V is more than 0.2%, coarse complex precipitates are formed, which lowers the low-temperature impact resistance property and is economically disadvantageous. Therefore, the content of V is preferably 0.001 to 0.2%.
  • the B has an effect of improving the hardenability when it exists in a solid state in the steel, and has an effect of stabilizing the grain boundaries and improving the brittleness of the steel at a low temperature range.
  • the content of B is less than 0.0003%, it is difficult to obtain the above effect.
  • the content of B is more than 0.003%, the recrystallization behavior is delayed during hot rolling and the hardenability is greatly increased and the formability is poor. Therefore, the content of B is preferably 0.0003 to 0.003%.
  • the balance includes Fe and unavoidable impurities.
  • the addition of other alloying elements is not excluded from the scope of the present invention.
  • Mn has the property of forming segregation zones in the center portion or precipitating MnS and the like, thereby making the microstructure in the thickness direction nonuniform and remarkably reducing the impact resistance characteristic. Therefore, the homogeneity and impact properties of the microstructure can be improved when they are produced with appropriate contents together with Cr and Mo, which are alloying elements having similar hardenability.
  • the content of Mn, Cr and Mo preferably satisfies the following relational expression (1).
  • each element indicates the content (weight%) of each alloy component.
  • the T value is more preferably 1.0 or more and 2.0 or less.
  • Ti * Ti - 3.42 * N - 1.5 * S, 0? Ti * ? 0.02
  • Ti * in the above-mentioned relational formula 2 may mean a surplus Ti remaining after forming a nitride with a sulfide. If Ti is not added to form TiN first because Ti has good affinity with N, or if N is added to the steel in the case of insufficient addition, B added to improve hardenability and impact resistance is formed as BN Can not. In addition, S forms complex precipitates with Ti and C, which is an effective way to reduce MnS, which is a sulphide that increases the brittleness of steel. Therefore, Ti should be added to stabilize both N and S in solid solution.
  • the steel sheet of the present invention has a circle- and one or more of the number of carbides and nitrides 1 ⁇ 10 3 or less, the number of precipitates than the diameter 50nm containing Ti, Nb, V and Mo is one or more of the observations in the unit area of 1 ⁇ 10 7 1cm2 gae Or less.
  • the carbide is formed at the time of tempering heat treatment.
  • the carbide is grown to a coarse size, the strength is decreased and the brittleness is increased.
  • the nitride is formed at a high temperature when the steel slab is produced, and its size distribution largely depends on the Ti content and mainly forms a nitride of TiN type.
  • the carbides and nitrides have a circle equivalent diameter of not less than 0.1 ⁇ ⁇ and not more than 1 ⁇ 10 3 observed within a unit area of 1 cm 2.
  • the precipitates are mainly formed in the hot rolling step, and a small amount of precipitates are also precipitated in the second heat treatment step. If a minute amount of precipitate is formed in a minute amount, it can contribute to the texture refinement. For this purpose, it is preferable that at least 1 ⁇ 10 5 fine precipitates having a size of 5 to 50 nm within a unit area of 1 cm 2 are formed. However, when the size of the precipitate is large and coarse precipitates are formed in a large amount, they may not contribute to the texture miniaturization and may cause deterioration of physical properties. Therefore, it is preferable that the number of precipitates of 50 nm or more in a unit area of 1 cm 2 is 1 x 10 7 or less.
  • the microstructure of the steel sheet of the present invention contains tempered martensite as a main structure, preferably 80% or more in an area fraction. Other than the main structure, residual austenite, bainite, tempered bainite, ferrite and the like may be included.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a yield strength of 900 MPa or more and a Charpy impact absorption energy at -40 ⁇ of 30 J or more.
  • the steel sheet of the present invention preferably has a hardness difference of 30 Hv or less at t / 2 and t / 4 of the thickness t of the steel sheet.
  • the method for producing a steel sheet according to the present invention includes a step of reheating a steel slab satisfying the composition range with the above alloy component, hot rolling, cooling and winding, and then cooling the steel slab after secondary reheating, cooling and tempering heat treatment.
  • reheating a steel slab satisfying the composition range with the above alloy component hot rolling, cooling and winding, and then cooling the steel slab after secondary reheating, cooling and tempering heat treatment.
  • the reheating temperature is preferably 1200 to 1350 ⁇ ⁇ .
  • the reheated steel slab is hot-rolled.
  • the hot rolling is preferably carried out in a temperature range of 850 to 1150 ° C.
  • the hot rolling is started at a temperature higher than 1150 ° C, the temperature of the hot-rolled steel sheet becomes higher, the grain size becomes larger, and the surface quality of the hot-rolled steel sheet becomes poorer.
  • the hot rolling is performed at a temperature lower than 850 ° C, the elongated crystal grains are developed due to excessive recrystallization delay, so that the anisotropy becomes worse and the formability is lowered. Therefore, it is preferable that the hot rolling is performed at a temperature of 850 to 1150 ⁇ .
  • the hot rolling After the hot rolling, it is preferable to cool to a temperature range of 500 to 700 ° C at an average cooling rate of 10 to 70 ° C / sec.
  • the cooling end temperature is lower than 500 ⁇ , local bainite phase and martensite phase are formed in the subsequent air cooling, and the material of the rolled plate becomes uneven and the shape becomes worse.
  • the cooling end temperature exceeds 700 ° C., a coarse ferrite phase develops.
  • a MA Maretensite Austenite Constituent
  • it is cooled to a temperature of 550 to 650 ° C.
  • the cooling rate is less than 10 ° C / sec, the cooling time to the target temperature is long and the productivity tends to increase.
  • the cooling rate exceeds 70 ° C / sec, local bainite phase and martensite phase are formed, And the shape is also inferior.
  • the cooled steel sheet is preferably rolled at 500 to 700 ° C.
  • the bainite phase and the martensite phase are unevenly formed in the steel and the MA phase is also formed, so that the initial microstructure is uneven and the shape is also inferior. If the steel is rolled at a temperature higher than 700 ° C., a coarse ferrite phase develops.
  • MA phase is formed and the microstructure is uneven, and the scale layer is formed thick in the surface layer. More preferably 550 to 650 ⁇ ⁇ .
  • the steel sheet is subjected to secondary reheating in a temperature range of 850 to 1000 ° C.
  • the steel sheet may be provided with the wound coil being cut out.
  • the secondary reheating process is a process for phase-transforming the microstructure of a hot-rolled steel sheet into austenite and then forming a martensite matrix structure upon cooling.
  • the secondary reheating temperature is lower than 850 DEG C, the steel sheet is not transformed into austenite The residual ferrite phase is present and the strength of the final product is weakened.
  • the secondary reheating temperature exceeds 1000 ⁇ , an excessively coarse austenite phase is formed or a low temperature impact resistance characteristic of the steel sheet is weakened due to the formation of coarse precipitates.
  • the secondary reheating is maintained for 10 to 60 minutes in the above temperature range.
  • the holding time is less than 10 minutes, the unstable ferrite phase is present at the center of the thickness of the steel sheet, and the strength is weakened.
  • the holding time exceeds 60 minutes, coarse austenite phase is formed or coarse precipitate is formed, The characteristics are degraded.
  • the heating temperature (H) and the holding time (h) satisfy the following condition (3).
  • the microstructure of the steel sheet before the secondary reheating is usually a structure having ferrite, pearlite and micro precipitates.
  • the steel ferrite and pearlite structure are transformed into an austenite phase, and the fine precipitates gradually become coarse, And some of the precipitate disappears.
  • the main influencing factors are the secondary reheating temperature and time.
  • the austenite grains of the steel it is preferable to satisfy the condition of the above-mentioned relational expression (3).
  • the R value is less than 20
  • the grain size locally exceeds 50 mu m, resulting in a nonuniform phase structure.
  • the R value is more preferably 25 to 30.
  • the secondary reheated steel sheet is cooled to a temperature of 0 to 100 ⁇ at an average cooling rate of 30 to 100 ⁇ / sec.
  • the cooling stop temperature is 100 DEG C or lower, the martensite phase is uniformly formed in an amount of 80% or more in the steel sheet thickness direction, and it is not required to be cooled to less than 0 DEG C for economic reasons.
  • the cooling rate is less than 30 DEG C / sec, it is difficult to obtain a martensite phase uniformly in a thickness direction of the steel sheet of 80% or more, so that it is difficult to secure strength and the impact resistance of the steel is also impaired by uneven microstructure.
  • it is cooled to more than 100 ° C / sec the shape quality of the plate is lowered.
  • the cooled steel sheet is heated to a temperature range of 100 to 500 ° C. and subjected to a tempering heat treatment for 10 to 60 minutes. Through the tempering heat treatment, the solid solution solid C is fixed to the dislocation, so that an appropriate level of yield strength can be secured.
  • the steel sheet cooled to 100 ° C or lower through the cooling is preferably subjected to tempering treatment in the temperature range, because the martensite phase is 80% or more, the tensile strength is too high, and the bending is insufficient. However, when the temperature exceeds 500 ° C, the strength is sharply reduced and the impact resistance of the steel is lowered due to the occurrence of the brittleness of the tempering.
  • the steel sheet is heat-treated at a temperature exceeding 500 ⁇ ⁇ or exceeds 60 minutes, carbides and nitrides of 0.1 ⁇ ⁇ or more are formed to adversely affect the impact resistance of the steel. If the heat treatment is performed in the temperature range of less than 10 minutes, the moldability is not improved and the yield strength is not sufficiently secured. If the heat treatment is performed for more than 60 minutes, the tensile strength of the steel decreases and the tempering property of the steel is weakened.
  • the tempering heat treated steel sheet is cooled to a temperature of 0 to 100 ⁇ at an average cooling rate of 0.001 to 100 ⁇ / sec.
  • Steel slabs having the alloy compositions of Tables 1 and 2 below were prepared. At this time, the content of the alloy composition is% by weight, and the balance includes Fe and unavoidable impurities.
  • a steel sheet was produced according to the manufacturing conditions shown in Table 2 below.
  • FDT means temperature during hot rolling and CT means coiling temperature.
  • the reheating temperature of the steel slab was 1250 ° C.
  • the thickness of the hot-rolled steel sheet after hot rolling was 5 mm
  • the cooling rate after hot rolling was controlled at 20 to 30 ° C./sec
  • tempering heat treatment temperature and time were 350 ° C. 10 minutes.
  • the cooling after the secondary reheating was cooled to room temperature
  • the cooling after the tempering heat treatment was cooled to room temperature at a cooling rate of 0.1 ⁇ / s.
  • Ti * Ti - 3.42 * N - 1.5 * S, 0? Ti * ? 0.02
  • tensile strength, yield strength and elongation are 0.2% off-set yield strength, tensile strength and fracture elongation, and are the results obtained by taking specimens of JIS No. 5 specimen in the direction perpendicular to the rolling direction. The impact test results are average after 3 runs.
  • the hardness difference ( ⁇ Hv) is the mean value measured five times since it is the Micro-Vickers hardness test at the t / 2 and t / 4 points in the direction of the steel sheet thickness (t).
  • the microstructures were etched by Nital etching method, and then the results were analyzed using a 1000 magnification optical microscope analysis and a 1000 magnification scanning electron microscope.
  • the residual austenite phase was measured using EBSD, .
  • the number of carbonitrides indicates the number of carbides and nitrides having a circle equivalent diameter of not less than 0.1 mu m observed in a unit area of 1 cm < 2 >, and the number of precipitates is Ti, Nb, V, Mo, which have a diameter of 50 nm or more.
  • the fraction of microstructure means area%.
  • the comparative steels 1 to 3 do not satisfy the relational expression 1 of the present invention, and the amount of tempered martensite in the microstructure is insufficient, or the hardness difference .
  • the comparative steels 4 and 5 do not satisfy the condition of the relational expression 2.
  • the austenite grains grow unevenly during the secondary reheating due to the small number of fine precipitates formed during the hot rolling, not.
  • the comparative steel 5 the amount of coarse TiN remaining in the steel increases, and the precipitate is excessive, so that the impact resistance characteristic is weakened due to the formation of coarse precipitates during the secondary reheating.
  • the comparative steel 6 did not satisfy the condition of the relational expression 3 due to the excessive secondary reheating treatment, and the austenite grains became uneven and the impact resistance characteristic became poor.
  • the comparative steel 7 is opposite to the comparative steel 6, and is not transformed into austenite during secondary reheating, and an unmodified ferrite phase is present, resulting in insufficient tempered martensite phase fraction in the microstructure after final cooling The strength was not secured.
  • the comparative steel 8 was not cooled at a sufficient cooling rate after the secondary reheating in the manufacturing process, and a ferrite phase was formed, and finally the tempered martensite phase fraction was insufficient and the desired strength could not be secured.
  • the comparative steel 9 had a high C content and a high cooling rate when the range of C was out of the scope of the present invention. However, it was found that a large amount of coarse carbide was formed during the heat treatment, .

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Abstract

본 발명은 건설 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 사용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충격특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 건설 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 사용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 내충격특성이 우수한 고강도 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
건설 중장비 Boom Arm, 상용차 프레임 등에는 고강도 열연강판이 주로 사용되며, 상기 열연강판은 해당 부품의 제조공정과 사용환경에 적합하도록 높은 항복강도와 굽힘성형성, 내충격특성이 동시에 요구된다. 이에, 열연강판의 강도와 성형성을 동시에 향상시키기 위한 기술이 다수 존재한다. 일예로, 페라이트-베이나이트 또는 페라이트-마르텐사이트의 2상 복합조직강으로 제조하거나, 페라이트상 또는 베이나이트상을 기지조직으로 하는 고강도 고버링성 강을 제조하는 기술에 제안되었다. 이외에, 높은 냉각속도를 적용하여 상온까지 냉각하여 마르텐사이트상을 기지조직으로 하는 고강도강을 제조하는 기술도 제안되었다.
한편, 상기 건설 중장비, 상용차 프레임 등에 사용되는 열연강판은 높은 항복강도 이외에, 우수한 충격특성이 요구된다. 특히 상온뿐만 아니라, 다양한 작업환경 및 사용환경을 고려할 때, 저온에서도 우수한 충격특성이 필요하다.
특허문헌 1은 Ti 및 Mo를 포함한 석출물을 분산 석출시킴으로써, 950MPa 이상의 인장강도와 항복비 0.9 이상을 확보할 수 있으나, 고가의 합금성분을 다량 첨가하여 제조원가가 증가할 뿐만 아니라, 후물 열연 강판에 요구되는 내충격특성을 확보하지 못하는 문제가 있다.
한편, 특허문헌 2는 페라이트와 마르텐사이트의 이상조직(Dual Phase, DP)강을 이용하여 고강도 열연강판을 제공하는 기술을 개시하고 있다. 그러나 단계적 냉각(step cooling) 기술을 이용하는 경우에는 후물로 제조되는 열연 강재에 적용이 어려우며, 이 또한 고가의 합금성분을 다량 첨가함에 따라 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 또한, 복합조직강의 특성상 항복비가 낮게 얻어지게 됨으로써, 원하는 항복강도를 만족시키기 위해서는 지나치게 높은 인장강도 및 다량의 합금원소가 요구된다.
특허문헌 3은 고강도 열연강판을 제조하기 위해서, 열간압연을 종료한 후 냉각속도를 150℃/sec 초과의 고속으로 제어하는 기술을 제시하고 있다. 그러나 너무 빠른 냉각속도로 냉각하여 마르텐사이트를 제조하는 경우에는 항복비가 낮아져 높은 항복강도를 확보하기 어렵고, 항복강도 기준을 충족하기 위해 높은 인장강도가 요구되어 결과적으로 충격특성과 성형성이 저하된다.
특허문헌 4는 권취 온도를 300~550℃로 제어하는 기술을 개시하고 있다. 특허문헌 4와 같이, 300℃ 이상에서 권취하는 경우에는 베이나이트 조직의 형성으로 미세조직이 형상비가 낮은 등축정에 가까워져 성형성에는 유리하나, 내충격특성이 저하된다. 또한, 정확한 권취 온도를 제어하기 어렵고, 재질이 권취 온도에 의존하는 경향에 따라 재질 편차가 심해질 수 있고, 재질 편차를 관리하기 위해서 권취 온도를 높이면 강도를 확보하기 위해 많은 양의 합금원소 첨가가 요구되는 문제가 있다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2003-089848호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2003-321737호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제2003-105446호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 제2000-109951호
본 발명은 우수한 강도를 가지면서, 상온뿐만 아니라 저온에서도 우수한 충격특성을 가진 강판과 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일측면은 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 나머지는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 하나 이상을 포함하고,
1㎠ 단위면적 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고,
1㎠ 단위면적 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판에 관한 것이다.
본 발명의 또다른 일측면은 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연 후 냉각하고, 권취하는 단계;
상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도로 2차 재가열하고, 10~60분동안 유지하는 단계;
상기 가열 및 유지된 강판을 0~100℃의 온도까지 30~100℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하고 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 단계; 및
상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도범위까지 0.001~100℃/s로 냉각하는 단계를 포함하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에 의하면, 우수한 강도 특성을 확보하고 상온뿐만 아니라 저온에서도 우수한 내충격특성을 갖는 강판을 제공할 수 있다. 이를 통해, 중장비, 상용차 프레임, 보강재 등에 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 실시예에서의 발명강과 비교강의 항복강도와 샤르피 충격흡수 에너지를 나타낸 그래프이다.
본 발명자들은 강에 적용될 수 있는 다양한 합금성분 및 미세조직의 특징에 따른 강판의 강도와 충격특성의 변화에 대해 깊이 연구하였다. 그 결과, 열연강판의 합금 조성범위를 적절히 제어하고, 미세조직의 기지조직, 탄질화물 및 석출물의 형성을 최적화하여, 우수한 내충격특성과 강도를 갖는 강판을 얻을 수 있음을 인지하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른, 강판에 대하여 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명의 강판이 갖는 합금 조성범위에 대해서 상세히 설명한다.
본 발명의 강판은 중량%로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%를 포함하는 것이 바람직하다. 이하에서는 합금의 성분범위와 관련해서, 특별한 언급이 없는 각 원소의 함량은 중량%이다.
탄소(C): 0.05~0.12%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며, 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 마르텐사이트상 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강도 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.12%를 초과하게 되면, 열처리 중 조대한 탄화물 및 석출물의 형성이 과도해져 성형성, 저온 내충격특성이 저하되는 문제가 있으며, 용접성도 열위하게 된다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.05~0.12%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 0.01~0.5%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성과 내충격특성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01% 미만이면 탄화물 형성을 지연시키는 효과가 적어 성형성과 내충격특성을 향상시키기 어렵다. 반면, 0.5%를 초과하게 되면 열간압연시 강판 표면에 Si에 의한 붉은색 스테일이 형성되어 강판 표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si 함량은 0.01~0.5%로 하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 0.8~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열처리 후 냉각과정에서 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 그라나 그 함량이 0.8% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하게 되면 연주공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열간압연 후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 저온에서의 내충격특성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.8~2.0%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
여기서 Al은 Sol. Al을 의미하며, 상기 Al은 주로 탈산을 위해 첨가되는 성분이다. 그 함량이 0.01% 미만이면, 첨가 효과가 미미하고, 0.1%를 초과하게 되면 질소와 결합하여 AlN이 주로 형성되어 연주 주조시에 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.1%인 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.005~1.2%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며, 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 돕는 역할을 한다. 그러나 그 함량이 0.005% 미만이면 첨가 효과를 얻을 수 없고, 1.2%를 초과하게 되면 Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 저온에서 내충격특성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~1.2%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.005~0.5%
상기 Mo는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트상 내지 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 그러나 그 함량이 0.005% 미만이면, 첨가에 따른 효과를 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하게 되면 열간압연 직후 권취 중에 형성된 석출물이 열처리 중에 조대하게 성장하여 저온에서의 내충격특성을 열위하게 한다. 또한, 경제적으로도 불리하며, 용접성에도 해롭다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.5%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.001~0.01%
상기 P는 고용강화 효과가 높지만, 입계편석에 의한 취성이 발생하여 내충격특성이 열위하게 하는 원소이다. 상기 P의 함량을 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 분리하다. 반면, 0.01%를 초과하게 되면 전술한 것처럼, 입계편석에 의한 취성이 발생한다. 따라서, 상기 P의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
황(S): 0.001~0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면, Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고, 내충격특성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
질소(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 있으므로 0.01%를 넘지 않는 것이 바람직하다. 상기 N의 함량이 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 저하된다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%인 것이 바람직하다.
니오븀(Nb): 0.001~0.03%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나, 상기 Nb의 함량이 0.001% 미만에서는 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.03%를 초과하면 열처리 중 조대한 복합 석출물로 성장하여 저온 내충격특성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.03%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.005~0.03%
상기 Ti는 전술한 바와 같이, Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, N와의 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있으며 고용 N이 안정화되어 경화능 향상을 위해 첨가하는 B을 활용하기 유리하다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 원소이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.03%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 열처리 중 석출물의 조대화로 저온 내충격특성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.03%인 것이 바람직하다.
바나듐(V): 0.001~0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도 향상에 효과적이다. 상기 V의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.2%를 초과하면 조대한 복합석출물의 형성으로 저온 내충격특성이 열위하게 되며, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.001~0.2%인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0003~0.003%
상기 B은 강중 고용상태로 존재할 경우에 경화능을 향상시키는 효과가 있으며, 결정립계를 안정시켜 저온역에서 강의 취성을 개선하는 효과가 있다. 상기 B의 함량이 0.0003% 미만이면, 상기 효과를 얻기 어렵고, 0.003%를 초과하게 되면 열간압연 중에 재결정 거동을 지연시키며 경화능이 크게 증가하여 성형성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0003~0.003%인 것이 바람직하다.
상기 성분 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 다만, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위에서, 다른 합금원소의 첨가를 배제하는 것은 아니다.
상기 성분 중에서 Mn은 중심부에 편석대를 형성하거나 MnS 등을 석출시키므로 두께 방향 미세조직을 불균일하게 만들어 내충격특성을 현저하게 감소시키는 특성이 있다. 따라서, 유사한 경화능을 갖는 합금원소인 Cr 및 Mo와 함께 적합한 함량으로 제조될 때 미세조직의 균일성과 충격특성이 향상될 수 있다. 이를 위해서, 본 발명에서는 상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 1에서 각 원소 표시는 각 합금성분의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 1]
T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
강판의 두께 중심부에서는 Mn, Cr 등의 편석으로 인해서 재질 차이가 발생할 수 있다. 상기 관계식 1의 조건을 만족하는 경우에는 강의 두께방향으로 미세조직의 불균일성이 감소하여, 강판의 두께(t)의 t/2 및 t/4 위치에서의 경도차이가 30Hv 이하가 되고, 저온에서의 우수한 내충격특성을 향상시킬 수 있다. 한편, 상기 T 값은 1.0 이상, 2.0 이하인 것이 보다 바람직하다.
한편, 고강도강을 제조할 때에는 다양한 탄화물, 질화물, 황화물, 복합 석출물 등이 형성된다. 상기 탄화물, 질화물, 황화물, 복합 석출물 등의 크기가 조대하게 형성되거나 과도하게 많이 형성되면 취성파괴를 유발하여 내충격특성을 열위하게 만든다. 이러한 문제를 해결하기 위해서, 본 발명은 상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량이 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 관계식 2에서 각 원소 표시는 각 합금성분의 함량(중량%)을 의미한다.
[관계식 2]
Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
상기 관계식 2의 Ti*는 황화물과 질화물을 형성하고 남은 잉여 Ti을 의미할 수 있다. Ti는 N와의 친화력이 우수하여 TiN을 우선 형성하는데 Ti를 첨가하지 않거나, 첨가량이 부족하면 고용 N이 강중 존재하여 경화능 향상 및 내충격특성 향상을 위해 첨가한 B이 BN으로 형성되어 그 효과를 얻을 수 없게 된다. 또한, S도 Ti 및 C와 함께 복합 석출물을 형성하는데, 이는 강의 취성을 증가시키는 황화물인 MnS를 감소시킬 수 있는 효과적인 방법이다. 따라서, 고용 N과 S를 모두 안정화시킬 수 있도록 Ti를 첨가해야 한다.
그러나, 상기 Ti를 과도하게 첨가하면, Nb, V, Mo 등과 함께 석출되는 석출물의 크기가 증가하며, 열처리 중에 더욱 조대하게 성장하게 되며 내충격특성 향상 효과가 없어지게 된다. 상기 관계식 2에서 Nb, Mo, V도 같은 이유로 그 함량을 조절하는 것이 필요하다. 만약 Ti, Mo, V의 첨가량이 너무 적게 되면, 강중 잉여 C이 열처리 중 조대한 탄화물을 형성하여 열처리 후 강의 강도가 감소하며 내충격특성도 열위하게 된다.
한편, 상기 관계식을 만족하여도 조대한 탄화물, 질화물 및 석출물이 과도하게 형성되면, 저온에서의 내충격특성이 열위하게 되므로, 본 발명의 강판은 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고, 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 것이 바람직하다.
상기 탄화물은 템퍼링 열처리 시 형성되며 이때 조대한 크기로 성장하면 강도가 감소하고, 취성이 커지는 문제가 있어서 작은 크기를 유지하는 것이 바람직하다. 한편, 질화물은 강 슬라브가 제조될 때 고온에서 형성되는데 그 크기가 분포는 주로 Ti 함량에 크게 의존하고 주로 TiN 형태의 질화물을 형성한다. 이 여기 조대한 질화물이 다량 형성되는 경우에는 강도 및 취성을 열위하게 하므로, 상기 탄화물 및 질화물은 단위면적 1㎠ 내에서 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 것이 1×103개 이하인 것이 바람직하다.
한편, 상기 석출물은 주로 열간압연 시 형성되고, 2차 열처리 과정에서도 미량 석출된다. 미세한 크기의 석출물이 미량 형성되는 경우에는 조직 미세화에 기여할 수 있다. 이를 위해서는 단위면적 1㎠ 내 5~50㎚ 크기의 미세한 석출물이 1×105 개 이상 형성되는 것이 바람직하다. 그러나 석출물의 크기가 커지고, 조대한 석출물이 다량 형성되는 경우에는 조직 미세화에 기여하지 못하고 물성 저하를 유발할 수 있으므로, 단위면적 1㎠ 내 50㎚ 이상의 석출물은 1×107개 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 강판의 미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 바람직하게는 면적분율로 80% 이상 포함한다. 상기 주조직 이외에는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트, 페라이트 등을 포함할 수 있다.
본 발명의 강판은 항복강도 900MPa 이상이며, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 30J 이상인 것이 바람직하다. 또한, 본 발명의 강판은 강판의 두께(t)의 t/2 및 t/4 위치에서의 경도차이가 30Hv 이하인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다. 본 발명의 강판을 제조하는 방법은 후술하는 방법에 한정되지 않으며, 이는 본 발명자들이 일 예로 제시하는 것이다.
본 발명의 강판을 제조하는 방법은 상기 합금성분과 조성범위를 만족하는 강슬라브를 재가열하고, 열간압연, 냉각하고 권취한 후에, 2차 재가열, 냉각, 템퍼링 열처리 후 냉각하는 과정을 포함한다. 이하, 각 단계에 대해서 상세히 설명한다.
상기 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도범위로 재가열하는 것이 바람직하다. 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 조대한 석출물과 TiN이 잔존하게 된다. 재가열 온도가 1350℃를 초과하게 되면 오스테나이트 결정립의 이상입 성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃인 것이 바람직하다.
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연한다. 상기 열간압연은 850~1150℃의 온도범위에서 실시하는 것이 바람직하다. 1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면, 열간압연을 850℃보다 낮은 온도에서 하게 되면, 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 저하된다. 따라서, 상기 열간압연은 850~1150℃의 온도에서 행하는 것이 바람직하다.
상기 열간압연 후 500~700℃의 온도범위까지 평균 냉각속도 10~70℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 냉각종료 온도가 500℃ 미만으로 냉각하면, 이후 공냉에서 국부적인 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 압연판의 재질이 불균일해지고 형상이 나빠지게 된다. 냉각종료 온도가 700℃를 초과하게 되면 조대한 페라이트상이 발달하며 강중 경화능 원소가 많을 경우 MA(Maretensite Austenite Constituent)상이 형성되어, 미세조직이 불균일해지고 표층부에 스케일층이 두껍게 형성되어 가루형태로 박리되는 문제가 있다. 보다 바람직하게는 550~650℃의 온도까지 냉각한다. 이때 냉각속도가 10℃/sec 미만이면, 목표한 온도까지 냉각하는 시간이 많이 소요되어 생산성이 열위해지며, 70℃/sec를 초과하면 국부적인 베이나이트상과 마르텐사이트상이 형성되어 미세조직이 불균일해지고, 형상도 열위하게 된다.
상기 냉각된 강판을 500~700℃에서 권취하는 것이 바람직하다. 500℃ 미만에서 냉각하고 권취하게 되면, 강중 베이나이트상과 마르텐사이트상이 불균일하게 형성되고 MA상도 형성되어 초기 미세조직이 불균일하고 형상도 열위하게 된다. 만일 700℃ 보다 높은 온도에서 권취되면 조대한 페라이트상이 발달하며, 강중 경화능 원소가 많을 경우 MA상이 형성되어 미세조직이 불균일해지고 표층부에 스케일층이 두껍게 형성되어 가루형태로 박리되는 문제가 있다. 보다 바람직하게는 550~650℃에서 권취한다.
상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도범위로 2차 재가열하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 강판은 권취된 코일이 절판되어 제공될 수 있다. 상기 2차 재가열 처리는 열간압연된 강판의 미세조직을 오스테나이트로 상변태시켜 이후 냉각시 마르텐사이트 기지조직을 형성시키기 위한 과정이며, 이때, 2차 재가열 온도가 850℃ 미만이면 오스테나이트로 변태하지 않고 잔류된 페라이트상이 존재하여 최종 제품의 강도가 열위해진다. 상기 2차 재가열 온도가 1000℃를 초과하게 되면 지나치게 조대한 오스테나이트상이 형성되거나 조대한 석출물의 형성으로 강판의 저온 내충격특성이 열위하게 된다.
상기 2차 재가열은 상기 온도범위에서, 10~60분 동안 유지하는 것이 바람직하다. 유지시간이 10분 미만이면 강판의 두께 중심부에 미변태된 페라이트상이 존재하게 되어 강도가 열위해지고, 유지시간이 60분을 초과하게 되면 조대한 오스테나이트상이 형성되거나 조대한 석출물의 형성으로 강의 저온 내충격특성이 저하된다.
상기 2차 재가열시, 상기 가열 온도(H)와 유지시간(h)은 아래 관계식 3의 조건을 충족하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
(H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
상기 2차 재가열 전에 강판의 미세조직은 통상 페라이트와 펄라이트 및 미세 석출물을 갖는 조직이며, 2차 재가열시 강 중 페라이트와 펄라이트 조직은 오스테나이트상으로 변태되며, 미세 석출물은 점차 조대화되거나 일부 합금성분은 재고용되어 석출물의 일부는 사라지게 된다. 이와 같은 과정은 주로 상변태와 합금성분의 확산으로 설명되는데 주요 영향인자가 2차 재가열 온도와 시간이다. 2차 재가열 열처리 후 강의 오스테나이트 결정립이 일정한 크기를 갖기 위해서는 상기 관계식 3의 조건을 충족하는 것이 바람직하다. 상기 R 값이 20 미만인 경우에는 미변태된 페라이트 상이 존재할 수 있으며, 30을 초과하는 경우에는 결정립 크기가 국부적으로 50㎛를 초과하여 불균일상 조직이 된다. 상기 R값은 25~30인 것이 보다 바람직하다.
상기 2차 재가열된 강판을 0~100℃의 온도까지 평균 냉각속도 30~100℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 냉각정지 온도가 100℃ 이하이면 강판 두께방향으로 균일하게 마르텐사이트상이 면적분율로 80% 이상 형성되고, 경제적 이유상 0℃ 미만으로 냉각할 필요는 없다. 한편, 상기 냉각속도가 30℃/sec 미만이면 강판 두께방향으로 균일하게 마르텐사이트상을 80% 이상 형성시키기 어려워 강도 확보가 곤란하고, 불균일한 미세조직으로 강의 내충격특성도 열위해진다. 한편, 100℃/sec 초과로 냉각하면 판의 형상 품질이 저하된다.
상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하여, 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리를 통해 강중 고용C는 전위에 고착되어 적정 수준의 항복강도를 확보할 수 있게 된다. 또한, 상기 냉각으로 통해 100℃ 이하로 냉각된 강판은 마르텐사이트상이 80% 이상으로, 인장강도가 지나치게 높고 굽힘성형이 열위하므로, 상기 온도범위에서 템퍼링 열처리하는 것이 바람직하다. 그러나, 500℃를 초과하게 되면, 강도가 급격하게 감소하며 템퍼취성의 발생으로 강의 내충격특성이 열위하게 된다. 특히, 500℃를 초과하여 열처리하거나 60분을 넘겨 열처리하면, 0.1㎛ 이상의 탄화물과 질화물이 형성되어 강의 내충격특성에 악영향을 미치게 된다. 상기 온도범위에서 10분 미만으로 열처리하면 성형성이 향상되지 않으며 항복강도가 충분히 확보되지 못하고, 60분을 초과하여 열처리하면 강의 인장강도가 감소하고 템퍼취성도 발생하여 강의 내충격특성이 열위하게 된다.
상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도까지 평균 냉각속도 0.001~100℃/sec로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 템퍼링 열처리된 강판은 템퍼취성을 피하기 위해 100℃ 이하로 냉각하는 것이 필요하며, 0℃ 이상이면 충분하다. 또한, 이때 냉각속도는 100℃/sec 이하이면 충분한 효과를 얻을 수 있고, 0.001℃/sec 미만으로 냉각하면 강의 내충격특성이 저하된다. 보다 바람직하게는 0.01~50℃/sec로 냉각한다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해서 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명을 예시하고 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것은 아님에 유의해야 한다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 정해지는 것이다.
(실시예)
하기 표 1 및 2의 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하였다. 이때, 상기 합금 조성의 함량은 중량%이고, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물을 포함한다. 하기 표 2의 제조조건에 따라서, 강판을 제조하였다.
하기 표 2에서 FDT는 열간압연시 온도, CT는 권취온도를 의미한다. 한편, 강 슬라브의 재가열온도는 1250℃, 열간압연 후 열연강판의 두께는 5㎜로 하였으며, 열간압연 후 냉각속도는 20~30℃/sec로 조절하였고, 템퍼링 열처리 온도와 시간은 각각 350℃와 10분으로 일정하게 하였다. 한편, 2차 재가열 후 냉각은 상온까지 냉각하고, 템퍼링 열처리 후 냉각은 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다.
Figure PCTKR2018014267-appb-T000001
Figure PCTKR2018014267-appb-T000002
상기 표 2에서 관계식 1 내지 3은 각각 아래의 식으로 구한 것이다.
[관계식 1]
T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
[관계식 2]
Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
(상기 관계식 1 및 2에서, 각 원소 기호는 해당 합금원소의 중량%임)
[관계식 3]
R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
(H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
상기와 같이 제조된 강판에 대해서, 인장강도(TS), 항복강도(YS) 및 연신율(T-El)의 기계적 특성을 측정하였고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지(Charpy V-Notched Energy, CVN)를 측정하였고, 미세조직을 관찰하여, 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다.
구체적으로 인장강도, 항복강도 및 연신율은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴 연신율을 의미하며 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 시편채취하여 시험한 결과이다. 충격시험의 결과는 3회 실시한 후 평균값이다. 경도 차이(△Hv)는 강판 두께(t)방향 t/2와 t/4 지점에서 Micro-Vickers 경도시험으로 하였으므로, 5회 측정한 평균값이다.
한편, 미세조직은 Nital 에칭법으로 에칭한 후 1000배율의 광학현미경 분석결과와 1000배율 주사전자현미경을 이용하여 분석한 결과를 기준으로 하였으며, 잔류 오스테나이트상은 EBSD를 이용하여 측정하였으며, 이때 3000배율에 분석한 결과이다. 하기 표 3에서 탄질화물의 개수는 단위면적 1㎠ 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수를 나타낸 것이며, 석출물의 개수는 단위면적 1㎠ 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수를 의미한다. 한편, 표 3에서 미세조직의 분율은 면적%를 의미한다.
Figure PCTKR2018014267-appb-T000003
상기 표 1 내지 3의 결과에서 알 수 있듯이, 본 발명에서 제시한 조건을 충족하는 경우에는 높은 강도와 연신율을 갖는 동시에, 우수한 내충격특성을 확보할 수 있다. 참고적으로, 상기 발명강 중에서 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트 외의 조직이 관찰되지 않았는데, 이는 상기 발명강이 2차 열처리 후 냉각속도가 60℃/sec 이상인 때문으로 해석된다. 만일 합금조성의 다소 적고, 냉각속도가 50℃/sec 이하로 낮은 경우에는 페라이트나 잔류 오스테나이트가 일부 형성될 수 있을 것으로 예상된다.
이에 비해, 비교강 1 내지 3은 본 발명의 관계식 1을 충족하지 못한 경우로서, 미세조직 중 템퍼드 마르텐사이트의 양이 부족하거나, 두께 중심부의 편석으로 두께 위치별 미세조직의 차이로 인해 경도 차이가 커졌다.
비교강 4 및 5는 관계식 2의 조건을 충족하지 못한 결과로서, 비교강 4의 경우에는 열간압연 중 형성되는 미세 석출물이 적어 2차 재가열시 오스테나이트 결정립이 불균일하게 성장하여 내충격특성이 상대적으로 좋지 않다. 반면 비교강 5는 강중 잔류하는 조대한 TiN이 많아져서, 석출물이 과다하여 2차 재가열 중 조대한 석출물의 형성으로 내충격특성이 열위해진 경우이다.
비교강 6은 과도한 2차 재가열 처리로 관계식 3의 조건을 충족하지 못한 경우로서, 오스테나이트 결정립이 불균일해져 내충격특성이 열위하게 되었다. 이에 비해, 비교강 7은 비교강 6과 반대의 경우로서, 2차 재가열시 오스테나이트로 모두 변태되지 못하고, 미변태 페라이트상이 존재하여 최종 냉각 후 미세조직 중 템퍼드 마르텐사이트 상분율이 부족하여 충분한 강도를 확보하지 못하였다.
비교강 8은 제조과정에서 2차 재가열 후 충분한 냉각속도로 냉각하지 않아, 페라이트상이 형성되어 최종적으로 템퍼드 마르텐사이트 상분율이 부족하여, 목표로한 강도를 확보하지 못하였다. 비교강 9는 C의 범위가 본 발명 범위를 벗어난 경우로서, 높은 C 함량 및 높은 냉각속도에 의해 높은 강도를 확보할 수 있었으나, 열처리 중 조대한 탄화물이 다량 형성되어, 충격특성이 열위한 것을 알 수 있다.
한편, 상기 표 3의 결과인 비교강과 발명강의 항복강도와 충격흡수 에너지 분포를 도 1에 나타내었고, 도 1에서 본 실시예상 발명강의 범위를 나타내었다.

Claims (13)

  1. 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: 0.001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 템퍼드 마르텐사이트를 주조직으로, 나머지는 잔류 오스테나이트, 베이나이트, 템퍼드 베이나이트 및 페라이트 중 하나 이상을 포함하고,
    1㎠ 단위면적 내 관찰되는 원상당 직경 0.1㎛ 이상의 탄화물 및 질화물 중 하나 이상의 개수가 1×103개 이하이고,
    1㎠ 단위면적 내 관찰되는 Ti, Nb, V 및 Mo 중 하나 이상을 포함하는 직경 50㎚ 이상의 석출물의 개수가 1×107개 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 2]
    Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
    Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 두께(t) 기준으로, t/2 위치와 t/4 위치의 경도차가 30Hv 이하인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 템퍼드 마르텐사이트는 면적분율로 80% 이상인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 900MPa 이상이고, -40℃에서의 샤르피 충격흡수에너지가 30J 이상인 내충격특성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량 %로, C: 0.05~0.12%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.8~2.0%, Al: 0.01~0.1%, Cr: 0.005~1.2%, Mo: 0.005~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, Nb: 0.001~0.03%, Ti: 0.005~0.03%, V: .001~0.2%, B: 0.0003~0.003%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연 후 냉각하고, 권취하는 단계;
    상기 권취 후, 강판을 850~1000℃의 온도로 2차 재가열하고, 10~60분 동안 유지하는 단계;
    상기 가열 및 유지된 강판을 0~100℃의 온도까지 30~100℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각된 강판을 100~500℃의 온도범위로 가열하고 10~60분 동안 템퍼링 열처리하는 단계; 및
    상기 템퍼링 열처리된 강판을 0~100℃의 온도범위까지 0.001~100℃/s로 냉각하는 단계
    를 포함하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  8. 청구항 7에 있어서,
    상기 2차 재가열은 하기 관계식 3을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 3]
    R = Exp(-450/(H+273)) * h0.48, 20 ≤ R ≤ 30
    (H는 2차 재가열 온도(℃)이고, h는 2차 재가열 유지시간(sec)임)
  9. 청구항 7에 있어서,
    상기 Mn, Cr 및 Mo의 함량은 하기 관계식 1을 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    T = Mn/(Cr+Mo), 1.0 ≤ T ≤ 3.0
  10. 청구항 7에 있어서,
    상기 Nb, Ti, N, S, V, Mo 및 C의 함량은 하기 관계식 2를 만족하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    Q = (Nb/93 + Ti*/48 + V/51 + Mo/96)/(C/12), 0.2 ≤ Q ≤ 0.5
    Ti* = Ti - 3.42*N - 1.5*S, 0 ≤ Ti* ≤ 0.02
  11. 청구항 7에 있어서,
    상기 강 슬라브의 재가열은 1200~1350℃의 온도범위로 행하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연은 850~1150℃의 온도범위에서 행하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 청구항 7에 있어서,
    상기 열간압연 후 500~700℃의 온도범위까지 10~70℃/sec의 냉각속도로 냉각하는 내충격특성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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