WO2021112488A1 - 내구성이 우수한 후물 복합조직강 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2021112488A1
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coil
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나현택
김성일
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    • C21D2221/01—End parts (e.g. leading, trailing end)

Definitions

  • the present invention mainly relates to the manufacture of high-strength hot-rolled steel sheets with a thickness of 5 mm or more used for members and wheel disks of chassis parts for commercial vehicles, and more particularly.
  • High-strength thick water hot-rolled composite structure in which the product of tensile strength ⁇ fatigue strength and elongation ⁇ fatigue strength of the steel sheet after punching molding is uniform in the longitudinal direction of the coil due to its tensile strength of 650 MPa or more and excellent cross-sectional quality during shear molding and punching molding and its manufacture it's about how
  • Patent Document 1-2 a technique of forming a fine precipitate with a ferrite phase as a matrix structure by winding at a high temperature after passing through conventional austenite hot rolling (Patent Document 1-2), or forming a coarse pearlite structure
  • Patent Document 3 A technique of winding the coil after cooling the coiling temperature to the temperature at which the bainite phase is formed into a matrix structure
  • Patent Document 4 a technique for refining the austenite grains by applying a pressure of 40% or more in the non-recrystallization region during hot rolling using Ti, Nb, etc.
  • alloy components such as Si, Mn, Al, Mo, Cr, which are mainly used to manufacture such high-strength steels, are effective in improving the strength of the hot-rolled steel sheet, and thus are required for heavy-duty products for commercial vehicles.
  • alloying components when a lot of alloying components are added, microstructure non-uniformity is caused, and microcracks that are easy to occur in the punched area during shearing or punching molding easily propagate into fatigue cracks in a fatigue environment, causing damage to parts.
  • the thicker the thickness the higher the probability that the center of the steel sheet will be slowly cooled during manufacturing, so the non-uniformity of the structure is further increased, which increases the occurrence of microcracks in the punched part and the propagation speed of fatigue cracks in the fatigue environment is also increased, resulting in inferior durability.
  • the above-described prior art does not take into account the fatigue characteristics of the high strength thick material.
  • it is effective to use precipitate-forming elements such as Ti, Nb, and V in order to refine the grains of the thick material and obtain a precipitation strengthening effect.
  • the cooling rate of the steel sheet is not controlled during coiling at a high temperature of 500 to 700° C., which is easy to form precipitates, or during cooling after hot rolling, coarse carbides are formed in the center of the thickness of the thick material, whereby the shear quality is inferior.
  • Applying a 40% pressure reduction in the non-recrystallized region during hot rolling deteriorates the shape quality of the rolled sheet and brings a load on the equipment, making it difficult to apply in practice.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-308808
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 5-279379
  • Patent Document 3 Korean Registration Publication No. 10-1528084
  • Patent Document 4 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-143570
  • the present invention is a high-strength thick water hot-rolled composite in which the product of tensile strength ⁇ fatigue strength and elongation ⁇ fatigue strength of the steel sheet after punching molding is uniform in the longitudinal direction of the coil because the tensile strength is 650 MPa or more and the cross-section quality is excellent during shear molding and punching molding.
  • An object of the present invention is to provide a tissue steel and a method for manufacturing the same.
  • the subject of this invention is not limited to the above-mentioned content.
  • the subject of the present invention will be understood from the overall content of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • C 0.05 to 0.15%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.3%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.005 to 1.0%
  • P 0.001 to 0.05%
  • S 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Nb 0.005 to 0.07%
  • Ti 0.005 to 0.11%
  • It has a mixed structure of ferrite and bainite as a matrix structure, and the area fraction of the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase in the matrix structure is less than 5%, respectively, and the area fraction of the martensite phase is less than 10%,
  • Tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding of the coil, which are the head and tail regions, when the coil is divided into three parts in the longitudinal direction in the winding state into a head part, a mid part, and a tail part is 25 ⁇ 10 5 % or more
  • the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of the inner winding portion of the coil, which is the mid region is 24 ⁇ 10 5 % or more.
  • the area fraction of the ferrite and the bainai may be less than 65%, respectively.
  • the composite structure steel may be a PO (pickled and oiled) steel sheet.
  • It may be a hot-dip galvanized steel sheet in which a hot-dip galvanized layer is formed on one surface of the composite structure steel.
  • C 0.05 to 0.15%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.3%
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.005 to 1.0%
  • P 0.001 to 0.05%
  • S 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Nb 0.005 to 0.07%
  • Ti 0.005 to 0.11%
  • the first cooled steel sheet is divided into three equal parts in the longitudinal direction into a HEAD part, a MID part and a TAIL part, the head part and the tail part area corresponding to the outer winding part of the coil at the time of winding
  • the mid region corresponding to the inner winding is cooled to a temperature in the range of 400 to 500 ° C.
  • [Relation 4] It relates to a method for manufacturing a composite structure steel having a thickness of 5 mm or more, which has excellent material and durability uniformity, including a winding step.
  • Tn 740 + 92 [C] - 80 [Si] +70 [Mn] + 45 [Cr] + 650 [Nb] + 410 [Ti] - 1.4 (t-5)
  • FDT of the above relation 1 is the finish hot rolling temperature (°C)
  • t in Relation 1 is the thickness of the final rolled plate (mm)
  • CR 1 of Relation 2 is the primary cooling rate (°C/sec) in the FDT to MT (550 to 650°C) section
  • CR2 OUT of Relation 3 is the secondary cooling rate (°C/sec) in the MT to coiling temperature section of the head and tail regions
  • CR2 IN of Relation 4 is the secondary cooling rate (°C/sec) of the MT to the coiling temperature section of the mid part
  • the composite steel has a mixed structure of ferrite and bainite as a matrix structure, the area fraction of the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase in the matrix structure is less than 5%, respectively, and the area fraction of the martensite phase is 10% less than, furthermore, the product of the tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding portion of the coil, which is the head portion and the tail portion region, is 25 ⁇ 10 5 % or more, and the tensile strength, elongation and The product of fatigue strength may be 24 ⁇ 10 5 % or more.
  • the method may further include pickling and lubricating the wound steel sheet after the secondary cooling.
  • the method may further include heating the steel sheet to a temperature range of 450 to 740° C. after the pickling or lubrication, followed by hot-dip galvanizing.
  • a plating bath containing magnesium (Mg): 0.01 to 30% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 50%, and the balance Zn and unavoidable impurities may be used.
  • the mixed structure of the ferrite and bainite phases each having an area fraction of less than 65% is a matrix structure, and the area fraction of the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase is less than 5%, at the same time the area fraction of the martensite phase is less than 10%, and the product of the tensile strength, elongation and fatigue strength of the outer winding is 25 ⁇ 10 5 % or more, and at the same time, the tensile strength, elongation and fatigue strength of the inner winding It is possible to effectively provide a high-strength thick composite steel sheet with a tensile strength of 650 MPa or more with excellent material and durability uniformity with a product of 24 ⁇ 10 5% or more.
  • FIG. 1 is a diagram showing the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of an outer winding portion and an inner winding portion of a winding coil according to an embodiment of the present invention.
  • the mixed structure of the ferrite and bainite phases is a matrix structure, and the pearlite phase and MA (Martensite and Austenite) phase is less than 5%, respectively, the area fraction of martensite is less than 10%, and the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding of the coil is 25 ⁇ 10 5 % or more
  • the product of the tensile strength, elongation, and fatigue strength of the inner winding of the coil is 24 ⁇ 10 5 % or more, and it is confirmed that a high-strength thick composite steel sheet with a tensile strength of 650 MPa or more with excellent material and durability uniformity can be manufactured, and the present invention is to present
  • the composite structure steel of the present invention with a thickness of 5 mm or more excellent in such material and durability uniformity, in wt%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 1.0%, Mn: 1.0 to 2.3%, Al: 0.01 to 0.1% , Cr: 0.005 to 1.0%, P: 0.001 to 0.05%, S: 0.001 to 0.01%, N: 0.001 to 0.01%, Nb: 0.005 to 0.07%, Ti: 0.005 to 0.11%, Fe and unavoidable impurities , has a mixed structure of ferrite and bainite as a matrix structure, the area fraction of the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase in the matrix structure is less than 5%, respectively, and the area fraction of the martensite phase is less than 10%, wound When the coil is divided into three parts in the longitudinal direction in the longitudinal direction, the tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding of the coil, which are the head
  • the C is the most economical and effective element for reinforcing steel, and when the amount added increases, the precipitation strengthening effect or the bainite phase fraction increases, thereby increasing the tensile strength.
  • the cooling rate of the center of the thickness during cooling after hot rolling is slowed, so that coarse carbide or pearlite is easily formed when the C content is large. Therefore, if the content is less than 0.05%, it is difficult to obtain a sufficient reinforcing effect, and if it exceeds 0.15%, there is a problem in that the shear formability is inferior and durability is deteriorated due to the formation of pearlite phase or coarse carbide in the center of the thickness, and the weldability is also inferior.
  • the content of C is preferably limited to 0.05 to 0.15%. More preferably, it is limited to 0.06 to 0.12%.
  • the Si deoxidizes the molten steel and has a solid solution strengthening effect, and is advantageous in improving the formability by delaying the formation of coarse carbides.
  • the content is less than 0.01%, the solid solution strengthening effect is small and the effect of delaying the formation of carbide is small, so it is difficult to improve the formability.
  • the content exceeds 1.0%, red scale due to Si is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling and the steel sheet surface There is a problem that not only the quality is very bad, but also ductility and weldability are deteriorated. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Si content in the range of 0.01 to 1.0%, and more preferably to limit it to the range of 0.2 to 0.7%.
  • Mn is an effective element for solid-solution strengthening of steel, and increases hardenability of steel to facilitate formation of a bainite phase during cooling after hot rolling.
  • the content is less than 1.0%, the above effect cannot be obtained due to the addition, and if it exceeds 2.3%, the hardenability is greatly increased, so martensite phase transformation is easy to occur, and segregation is greatly developed at the center of the thickness when casting the slab in the casting process.
  • the microstructure in the thickness direction is formed non-uniformly, resulting in inferior shear formability and durability. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Mn content to 1.0 to 2.3%. More advantageously, it is limited to the range of 1.1-2.0%.
  • it is less than 0.005% the above effect cannot be obtained due to the addition, and when it exceeds 1.0%, the ferrite transformation is excessively delayed and the elongation is inferior to the formation of a martensite phase.
  • segregation at the center of the thickness is greatly developed, and the thickness direction microstructure is non-uniform, resulting in inferior shear formability and durability. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the content of Cr to 0.005 to 1.0%. More preferably, it is limited to 0.3 to 0.9%.
  • P has the effect of strengthening solid solution and promoting ferrite transformation at the same time.
  • the content is less than 0.001%, it is economically disadvantageous because it requires a lot of manufacturing cost and insufficient to obtain strength. If the content exceeds 0.05%, brittleness occurs due to grain boundary segregation, and fine cracks are easy to occur during molding and shear It greatly deteriorates the formability and durability. Therefore, it is preferable to control the content of P in the range of 0.001 to 0.05%.
  • the S is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn and the like to form non-metallic inclusions. Accordingly, it is easy to generate fine cracks during cutting and processing of steel and greatly reduces shear formability and durability. have. On the other hand, if the content is less than 0.001%, it takes a lot of time during the steelmaking operation, resulting in lower productivity. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the S content in the range of 0.001 to 0.01%.
  • the Sol.Al is a component mainly added for deoxidation, and when the content is less than 0.01%, the effect of the addition is insufficient, and when it exceeds 0.1%, AlN is formed by combining with nitrogen to cause corner cracks in the slab during continuous casting. It is easy and prone to defects due to the formation of inclusions. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the S content in the range of 0.01 to 0.1%.
  • the 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 superior to that of carbon, but there is a problem in that toughness is greatly reduced as the amount of N in steel increases.
  • the Ti is a representative precipitation strengthening element and forms coarse TiN in steel with a strong affinity for N.
  • TiN has the effect of suppressing the growth of crystal grains during the heating process for hot rolling.
  • TiC remaining after reacting with nitrogen is dissolved in steel and combined with carbon to form TiC precipitates, which is a useful component for improving the strength of steel.
  • the Nb is a representative precipitation strengthening element together with Ti, and it is effective in improving the strength and impact toughness of steel due to the crystal grain refinement effect due to the delay of recrystallization by precipitation during hot rolling.
  • the Nb content is less than 0.005%, the above-described effects cannot be obtained, and if the Nb content exceeds 0.06%, elongated crystal grains are formed due to excessive recrystallization delay during hot rolling and the formability and durability are inferior due to the formation of coarse composite precipitates. There is a problem with doing it. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Nb content in the range of 0.005 to 0.06%, and more preferably to limit it to the range of 0.01 to 0.06%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the composite steel has a mixed structure of ferrite and bainite as a matrix structure, and each of the ferrite and bainite may be included in less than 65 area%.
  • the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase in the matrix structure may be included in an area fraction of less than 5%, respectively, and the martensite phase may be included in an area fraction of less than 10%.
  • the area fraction of the pearlite phase and the MA (Martensite and Austenite) phase is 5% or more, respectively, the local strain rate difference due to the difference in hardness between the phases with the matrix structure makes it easy to generate cracks due to stress concentration during deformation, resulting in inferior fatigue properties. there is a problem.
  • the composite tissue steel of the present invention divides the coil into thirds in the longitudinal direction in the winding state into a head portion, a mid portion and a tail portion, the head portion and the tail portion area of the coil
  • the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding portion is 25 ⁇ 10 5 % or more
  • the product of the tensile strength, elongation, and fatigue strength of the inner winding portion of the coil, which is the mid region may be 24 ⁇ 10 5 % or more.
  • the method for manufacturing a composite structure steel of the present invention comprises the steps of reheating a steel slab having the above-described composition to 1200 to 1350 °C; manufacturing a hot-rolled steel sheet by finish hot rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature (FDT) satisfying the following [Relational Expression 1] of steel; A step of primary cooling the hot-rolled steel sheet to an MT temperature range of 550 to 650° C.
  • the steel slab having the above composition is reheated at a temperature of 1200 ⁇ 1350 °C.
  • the reheating temperature is less than 1200° C.
  • the precipitates are not sufficiently re-dissolved, so that the formation of precipitates in the process after hot rolling is reduced, and coarse TiN remains.
  • the temperature exceeds 1350°C, the strength is lowered by abnormal grain growth of austenite grains, so it is preferable to limit the reheating temperature to 1200 to 1350°C.
  • a hot-rolled steel sheet is manufactured by finish hot rolling the reheated steel slab at a finish rolling temperature (FDT) satisfying the following [Relational Expression 1] of steel.
  • Tn 740 + 92 [C] - 80 [Si] +70 [Mn] + 45 [Cr] + 650 [Nb] + 410 [Ti] - 1.4 (t-5)
  • FDT of the above relation 1 is the finish hot rolling temperature (°C)
  • t in Relation 1 is the thickness of the final rolled plate (mm)
  • the delay of recrystallization during hot rolling promotes ferrite phase transformation during phase transformation, contributing to the formation of fine and uniform crystal grains in the center of the thickness, and can increase strength and durability.
  • the untransformed phase decreases during cooling, and the fraction of the coarse MA phase and the martensite phase decreases, and the coarse carbide or pearlite structure decreases in the center of the thickness, where the cooling rate is relatively slow, so that the hot-rolled steel sheet.
  • the hot rolling is preferably started at a temperature in the range of 800 ⁇ 1000 °C. If hot rolling is started at a temperature higher than 1000° C., the temperature of the hot-rolled steel sheet increases, so that the grain size becomes coarse and the surface quality of the hot-rolled steel sheet deteriorates. On the other hand, if hot rolling is performed at a temperature lower than 800°C, elongated crystal grains develop due to excessive recrystallization delay, resulting in severe anisotropy and poor formability. can be done
  • the hot-rolled steel sheet is first cooled to satisfy the following [Relational Expression 2] up to the MT temperature range of 550 ⁇ 650 °C.
  • CR 1 of Relation 2 is the primary cooling rate (°C/sec) in the FDT to MT (550 to 650°C) section
  • the thickness of the rolled sheet exceeds 5 mm as a temperature range from immediately after hot rolling to a specific MT in the range of 550 to 650 ° C, which is the first section, which corresponds to a temperature section where ferrite phase transformation occurs during cooling, cooling of the thickness center Since the speed is slower than at the t/4 position under the surface layer of the rolled sheet, a coarse ferrite phase is formed in the center of the thickness and has a non-uniform microstructure.
  • the cooling rate in the (FDT to MT) temperature region of Relation 2 should be cooled to a specific cooling rate (CR1 min ) or higher so that the ferrite phase transformation at the center of the thickness does not proceed excessively.
  • CR1 min a specific cooling rate
  • the head corresponding to the outer winding part of the coil during winding Secondary cooling is performed to satisfy the following [Relational Expression 3] in the range of 450 to 550 ° C. for the part and tail region, and the mid region corresponding to the inner winding of the coil is cooled to a temperature in the range of 400 to 500 ° C. [Relation 4 ] after secondary cooling to satisfy
  • CR2 OUT of Relation 3 is the secondary cooling rate (°C/sec) in the MT to coiling temperature section of the head and tail regions
  • CR2 IN of Relation 4 is the secondary cooling rate (°C/sec) of the MT to the coiling temperature section of the mid part
  • the MID portion of the hot-rolled sheet forming the inner winding of the coil after winding and the HEAD and TAIL portions of the hot-rolled sheet forming the outer winding of the coil after winding have a large difference in recuperation and re-cooling behavior in the winding state.
  • the MID part it is relatively easy to generate MA phase, carbide and pearlite phases, and deterioration of the existing low-temperature phase is also caused, resulting in inferior durability.
  • the cooling rate (CR2 OUT ) of the second section for the HEAD part and TAIL part of the hot-rolled sheet forming the outer winding part of the coil after winding, and the second for the MID part of the hot-rolled sheet forming the inner winding part of the coil after winding With respect to the cooling rate (CR2 IN ) of the section, it is required to cool so as to satisfy Relational Expression 3-4, which is set in consideration of each rigid component.
  • the head part corresponding to the outer winding part and For the tail region secondary cooling is controlled to satisfy Relation 3 up to a range of 450 to 550° C.
  • the mid region corresponding to the inner winding is secondary cooled to satisfy Relation 4 up to a temperature in the range of 400 to 500° C. characterized by controlling.
  • the wound coil may be air-cooled to a temperature in the range of room temperature to 200 °C.
  • Air cooling of the coil means cooling in the air at room temperature at a cooling rate of 0.001 ⁇ 10°C/hour.
  • the cooling rate exceeds 10°C/hour, some untransformed phases in the steel are easily transformed into MA phase, and the shear formability, punching formability and durability of the steel are deteriorated, and the cooling rate is controlled to less than 0.001°C/hour In order to do this, it is economically disadvantageous because a separate heating and heat preservation facility is required.
  • it is good to cool at 0.01 ⁇ 1 °C / hour.
  • the present invention may further include the step of pickling and lubricating the wound steel sheet after the secondary cooling.
  • the method may further include heating the pickled or lubricated steel sheet to a temperature range of 450 to 740° C. and then hot-dip galvanizing.
  • the hot-dip galvanizing may use a plating bath containing magnesium (Mg): 0.01 to 30% by weight, aluminum (Al): 0.01 to 50%, and the remainder Zn and unavoidable impurities.
  • the unit of alloy components is weight %, and the remaining components are Fe and unavoidable impurities.
  • a steel slab having the composition components as shown in Table 1 was prepared. Then, the steel slab prepared as described above was hot-rolled, cooled, and wound under the conditions shown in Table 2-3 to prepare a wound hot-rolled steel sheet. And after winding, the cooling rate of the steel sheet was kept constant at 1°C/hour.
  • Table 2 shows the thickness (t) of hot-rolled steel sheet, hot-rolling finishing temperature (FDT), intermediate temperature (MT), coiling temperature (CT), cooling rate (CR1) in section 1 (FDT ⁇ MT) after hot rolling, and section 2
  • the cooling rates (CR2 OUT , CR2 IN ) in (MT ⁇ CT) are shown, respectively.
  • Table 3 shows the calculation results of Relations 1-4, respectively.
  • each hot-rolled steel sheet obtained as described above was measured by dividing the inner and outer winding portions of the coil, and the results are shown in Table 4 below.
  • the steel microstructure is the result of analysis at the center of the thickness of the hot-rolled sheet, and the phase fractions of martensite (M), ferrite (F), bainite (B) and pearlite (P) are 3000 times higher using SEM (scanning electron microscope). and from the analysis results at 5000 magnification.
  • the area fraction of the MA phase was analyzed using an optical microscope and an image analyzer after etching by the repeller etching method, and analyzed at 1000 magnification.
  • a test piece with a length of 40 mm and a width of 20 mm was used as a bending fatigue test, and the result is a test under stress ratio -1 and frequency of 15 Hz.
  • F represents ferrite
  • B represents bainite
  • M represents martensite
  • P represents pearlite
  • Inventive Examples 1-7 that satisfy the manufacturing conditions including the component range and Relational Expression 1-4 proposed in the present invention can all secure the targeted material and durability uniformly Able to know.
  • Comparative Example 1 is a case where the hot rolling temperature exceeds the range of Relation 1 proposed in the present invention, and the MA phase in the central microstructure develops and the area of the grain boundary becomes coarse, so that microcracks formed in the cross section when exposed to a fatigue environment are easily It was found that the fatigue characteristics were inferior due to growth
  • Comparative Example 2 is a case in which the hot rolling temperature is not within the range of the above relational formula 1, so that the crystal grains in the form elongated from the center of the thickness are excessively formed due to the hot rolling in the low temperature region, which leads to fatigue failure along the weak grain boundary. was judged to have occurred. This is because fine cracks developed along the stretched ferrite grain boundary at the center of the thickness during punching.
  • Comparative Example 3-4 is a case in which cooling conditions are not satisfied in the outer winding portion of the coil, that is, the HEAD portion and the TAIL portion of the hot-rolled sheet in Relation 3 proposed in the present invention. Specifically, in Comparative Example 3, as shown in Table 4 by the relative rapid cooling control, it can be confirmed that the martensite phase in the tissue is excessively formed and the durability is deteriorated due to the difference in hardness between the phases. And in Comparative Example 4, when controlled by slow cooling, it is difficult to secure a sufficient bainite phase in the structure, and it can be confirmed that the pearlite phase fraction is high and durability is deteriorated.
  • Comparative Example 5-6 is a case in which the cooling condition of the inner winding part of the coil, that is, the MID part of the hot-rolled sheet, is not satisfied in Relation 3 proposed in the present invention, and durability is low due to a metallurgical phenomenon similar to that of Comparative Example 3-4. It wasn't good.
  • Comparative Examples 7-12 are steels that do not satisfy the component range of the present invention, and Comparative Example 7 contains excessive C content, so that the range of CR1 for securing an appropriate fraction of ferrite phase is controlled to 31°C/sec or less
  • Comparative Example 7 contains excessive C content, so that the range of CR1 for securing an appropriate fraction of ferrite phase is controlled to 31°C/sec or less
  • the length of the rolling and cooling section of the actual facility it is an area that cannot be controlled.
  • Comparative Example 9 is a case in which the Si content is too high. Excessive MA phase is formed in the tissue, and the hard characteristic in a local area induces a hardness difference between the phases with the surrounding matrix tissue, thereby facilitating crack generation in a fatigue environment, resulting in low fatigue. strength was shown. In addition, excessive Si addition increases the probability of occurrence of red scale on the surface of the thick material, which is undesirable in terms of the use of wheel disk parts.
  • Comparative Example 11 is a case in which the Mn content is low, and was prepared to satisfy Relational Equation 1-4 for a recrystallization delay effect and a uniform microstructure, but a sufficient low-temperature transformation phase was secured due to excessively small untransformed regions after ferrite phase transformation in the center of the thickness It is difficult to confirm that both strength and fatigue strength are low.
  • Comparative Example 12 the content of Cr was too high, and similarly to Comparative Example 10, a lot of martensite phases formed locally in the thickness center were observed, and the fatigue properties were inferior.
  • FIG. 1 is a diagram showing the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer and inner windings of the invention examples and comparative examples of the present invention described above.
  • the product of the tensile strength, elongation, and fatigue strength of the outer winding is 25 ⁇ 10 5 % or more
  • the product of tensile strength, elongation, and fatigue strength of the winding is 24 ⁇ 10 5 % or more, confirming that composite steel with excellent material and durability uniformity can be obtained.

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Abstract

내구성이 우수한 후물 열연 복합조직강 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 내구성이 우수한 후물 복합조직강은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고, 권취 상태에서 코일을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상이다.

Description

내구성이 우수한 후물 복합조직강 및 그 제조방법
본 발명은 주로 상용차 샤시부품의 멤버류 및 휠 디스크에 사용되는 두께 5mm 이상의 고강도 열연강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는. 인장강도가 650MPa이상이고 전단성형 및 펀칭성형 시 단면의 품질이 우수하여 펀칭성형 후 강판의 인장강도 × 피로강도 및 연신율 × 피로강도의 곱이 코일의 길이방향으로 균일한 고강도 후물 열연 복합조직 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래의 상용차 샤시부품의 맴버류 및 휠 디스크는 차량 특성상 높은 강성을 확보하기 위해 두께 5mm 이상이고 인장강도가 440~590MPa 범위의 고강도 열연강판을 사용하였으나, 최근에는 경량화 및 고강도화를 위해 인장강도 650MPa 이상의 고강도 강재를 사용하는 기술이 개발되고 있다. 또한 경량화 효율을 높이기 위해서 내구성이 확보되는 범위내에서 부품 제조시 전단 및 다수의 펀칭성형을 실시하여 제조하는 단계를 거치는데, 전단 및 펀칭성형 시 강판의 타발 부위에 형성되는 미세한 균열이 부품의 내구수명을 단축시키는 원인이 되었다.
이와 관련하여 종래에는 통상의 오스테나이트역 열간압연을 거친 후 고온에서 권취하여 페라이트상을 기지조직으로 하고 석출물을 미세하게 형성시키는 기술(특허문헌 1-2)이 제시되거나, 조대한 펄라이트 조직이 형성되지 않도록 권취온도를 베이나이트상이 기지조직으로 형성되는 온도까지 냉각한 후 권취하는 기술(특허문헌 3) 등이 제안되었다. 또한, Ti, Nb 등을 활용하여 열간압연 중 미재결정역에서 40% 이상으로 대압하여 오스테나이트 결정립을 미세화시키는 기술(특허문헌 4)도 제안되었다
그러나, 상기와 같은 고강도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Al, Mo, Cr 등의 합금성분이 상기 열연강판의 강도를 향상시키는데 효과적이어서 상용차용 후물제품에 필요하다. 하지만 합금성분이 많이 첨가되면 미세조직의 불균일을 초래하여 전단 또는 펀칭성형 시 타발 부위에 발생이 용이한 미세한 균열이 피로환경에서 쉽게 피로균열로 전파되어 부품의 파손을 야기하였다. 특히, 두께가 두꺼워질수록 제조시 강판 두께 중심부는 서냉조업될 확률이 높아 조직의 불균일성은 더욱 증대되어 타발부에서의 미세균열 발생이 증가하고 피로환경에서 피로균열의 전파속도도 증가하여 내구성이 열위하게 될 수 밖에 없다.
하지만 상술한 종래 기술들은 고강도 후물재의 피로특성을 고려하지 못하고 있다. 또한 후물재의 결정립을 미세화하고 석출강화효과를 얻기 위해 Ti, Nb, V 등의 석출물 형성원소를 활용하면 효과적이다. 하지만 상기 석출물 형성이 용이한 500~700℃의 고온에서 권취하거나 열연후 냉각중 강판의 냉각속도를 제어하지 않으면 후물재의 두께 중심부의 조대한 탄화물이 형성되고, 이에 의해 전단면 품질이 열위하게 되고 나아가. 열간압연 중 미재결정역에서 40%의 대압하를 가하는 것은 압연판의 형상품질을 열위하게 하며 설비의 부하를 가져와 실제 적용하기 곤란한 문제가 있었다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 평5-308808호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 평5-279379호
(특허문헌 3) 한국 등록공보 제10-1528084호
(특허문헌 4) 일본 공개특허공보 평9-143570호
본 발명은, 인장강도가 650MPa이상이고 전단성형 및 펀칭성형 시 단면의 품질이 우수하여 펀칭성형 후 강판의 인장강도 × 피로강도 및 연신율 × 피로강도의 곱이 코일의 길이방향으로 균일한 고강도 후물 열연 복합조직강 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
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 일측면은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고,
권취 상태에서 코일을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상인 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강에 관한 것이다.
상기 페라이트와 베이나이의 면적분율이 각각 65% 미만일 수 있다.
상기 복합조직강은 PO(pickled and oiled)강판일 수가 있다.
상기 복합조직강의 일면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판 일 수 가 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 550~650℃의 MT 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및
상기 1차 냉각된 강판을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 권취시 코일의 외권부에 해당되는 상기 헤드부와 테일부 영역에 대해서는 450~550℃ 범위까지 하기 [관계식 3]을 만족하도록 2차 냉각하고, 내권부에 해당하는 상기 미드부 영역은 400~500℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 4]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취하는 단계;를 포함하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 740 + 92[C] - 80[Si] +70[Mn] + 45[Cr] + 650[Nb] + 410[Ti] - 1.4(t-5)
상기 관계식 1의 FDT는 마무리 열간압연온도(℃)
상기 관계식 1의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
[관계식 2]
CR1 min<CR1<CR1 max
CR1 min = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
CR1 max = 240 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
상기 관계식 2의 CR 1은 FDT~MT(550~650℃) 구간의 1차 냉각속도(℃/sec)
상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
[관계식 3]
CR2 OUT-min<CR2 OUT<CR2 OUT-max
CR2 OUT-min = 14.5[C] + 18.75[Si] + 8.75[Mn] + 8.5[Cr] + 35.25[Ti] + 42.5[Nb] - 14
CR2 OUT-max = 38.7[C] + 50[Si] + 23.3[Mn] + 22.7[Cr] + 94[Ti] + 113.3[Nb] - 37.4
상기 관계식 3의 CR2 OUT은 상기 헤드부와 테일부 영역의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
[관계식 4]
CR2 IN-min<CR2 IN<CR2 IN-max
CR2 IN-min = 29[C] + 37.5[Si] + 17.5[Mn] + 17[Cr] + 20.5[Ti] + 25[Nb] - 28
CR2 IN-max = 211.5[C] + 5.5[Si] + 15[Mn] + 6[Cr] + 30.5[Ti] +41[Nb] + 30.5
상기 관계식 4의 CR2 IN은 상기 미드부의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
상기 관계식 4의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%조직]
상기 복합조직강은 페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고, 나아가, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상일 수 있다.
상기 2차 냉각후 권취된 강판을 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 산세 혹은 도유 후 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용할 수 있다.
상술한 구성의 본 발명에 따르면, 두께 중심부의 미세조직에 있어서 각각 65% 미만의 면적분율을 가지는 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 동시에 마르텐사이트상의 면적분율이 10% 미만이고, 그리고 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고 동시에 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상으로 재질 및 내구 균일성이 우수한 인장강도 650MPa 이상의 고강도 후물 복합조직 강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 권취 코일의 외권부와 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱을 나타내는 그림이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명자들은 상술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 다양한 합금조성을 기반으로 하면서 미세조직이 상이한 후물재에 대해, 합금 성분 및 미세조직의 특징에 따른 전단면에서의 균열 분포와 내구성의 변화를 조사하였으며, 그 결과, 후술하는 관계식 1-4를 도출하였다. 즉, 강 합금조성 범위를 제어함과 아울러, 관계식 1-4를 만족하도록 강 제조공정 조건을 제어함으로써 강판 두께 중심부의 미세조직에 있어서, 페라이트와 베이나이트상의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 동시에 마르텐사이트상의 면적분율이 10% 미만이고, 그리고 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 동시에 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상으로 재질 및 내구 균일성이 우수한 인장강도 650MPa 이상의 고강도 후물 복합조직 강판을 제조할 수 있음을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.
이러한 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 본 발명의 복합조직강은, 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고, 권취 상태에서 코일을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상이다.
이하, 본 발명을 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명한다. 한편 이하 강 합금성분에서 "%"는 달리 규정하는 바가 없으면, "중량"를 의미한다.
·C: 0.05∼0.15%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 첨가량이 증가하면 석출강화효과 또는 베이나이트상 분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 또한 열연강판의 두께가 증가하면 열간압연 후 냉각 중 두께 중심부의 냉각속도가 느려져 C의 함량이 큰 경우에 조대한 탄화물이나 펄라이트가 형성되기 쉽다. 따라서 그 함량이 0.05% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.15%를 초과하면 두께 중심부에 펄라이트 상이나 조대한 탄화물의 형성으로 전단성형성이 열위해지고 내구성이 저하되는 문제점이 있으며, 용접성도 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 C의 함량은 0.05~0.15%로 제한하는 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.06~0.12%로 제한하는 것이다.
·Si: 0.01~1.0 %
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.01% 미만이면 고용강화 효과가 작고 탄화물 형성을 지연시키는 효과도 적어 성형성을 향상시키기 어려우며, 1.0%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서 본 발명에서는 Si 함량을 0.01~1.0% 범위로 제한함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.2~0.7% 범위로 제한하는 것이다.
·Mn: 1.0~2.3%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 열연후 냉각중 베이나이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.3%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 마르텐사이트 상변태가 일어나기 쉽고 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 전단성형성 및 내구성이 열위하게 된다. 따라서 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 1.0~2.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.1~2.0%로 범위로 제한하는 것이다.
·Cr: 0.005∼1.0%,
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 권취온도에서 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 하지만, 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.0%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게 된다. 또한 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 전단성형성 및 내구성을 열위하게 한다. 따라서 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 0.005~1.0%로 제한하는 것이 바람직하며. 보다 바람직하게는 0.3~0.9% 범위로 제한하는 것이다.
·P: 0.001∼0.05%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 그 함량이 0.001% 미만이면 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분 하고, 그 함량이 0.05%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 전단성형성과 내구성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P는 0.001~0.05% 범위로 그 함량을 제어하는 것이 바람직하다.
·S: 0.001∼0.01%
상기 S는 강중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며, 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 전단성형성과 내구성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 반면 그 함량이 0.001% 미만이면 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.001∼0.01% 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
·Sol.Al: 0.01∼0.1%,
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서 본 발명에서는 S 함량을 0.01~0.1% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
·N: 0.001∼0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며 Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 일반적으로, N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 강 중에 N의 양이 증가될수록 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 또한 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 N 함량을 0.001~0.01% 범위로 제한하는 것이 바람직하다.
·Ti: 0.005∼0.11%
상기 Ti은 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강중 조대한 TiN을 형성한다. TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한 질소와 반응하고 남은 Ti이 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물이 형성되어 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 그러나 Ti 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.11%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형시 내충돌특성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti 함량을 0.005~0.11% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 0.01~0.1% 범위로 제어하는 것이다.
·Nb: 0.005∼0.06%
상기 Nb는 Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없고, Nb 함량이 0.06%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 성형성과 내구성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Nb 함량을 0.005~0.06% 범위로 제한하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.01~0.06% 범위로 제한하는 것이다.
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.
한편 본 발명은 복합조직강은, 페라이트와 베이나이트 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 페라이트와 베이나이트 각각은 65면적% 미만으로 포함될 수 있다.
또한 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상이 면적 분율로 각각 5% 미만으로, 그리고 마르텐사이트상이 면적 분율로 10% 미만으로 포함될 수 있다.
만일 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 이상이면 기지조직과의 상간 경도 차이 등에 기인한 국부적인 변형률 차이로 변형시 응력 집중에 의한 균열 발생이 용이해져 피로특성이 열위해지는 문제가 있다.
또한 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 이상이면 저온 페라이트상 및 베이나이트상의 분율이 감소함에 따라 상기 언급한 피로시 균열 발생이 용이해질 뿐만 아니라 연신율이 열위해지는 문제가 있다.
나아가, 본 발명의 복합조직강은, 권취 상태에서 코일을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상일 수 있다.
다음으로, 본 발명의 후물 복합조직강의 제조방법을 상세하게 설명한다.
본 발명의 복합조직강 제조방법은, 상술한 바와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 강의 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 550~650℃의 MT 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및 상기 1차 냉각된 강판을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 권취시 코일의 외권부에 해당되는 상기 헤드부와 테일부 영역에 대해서는 450~550℃ 범위까지 하기 [관계식 3]을 만족하도록 2차 냉각 하고, 코일의 내권부에 해당하는 상기 미드부 영역은 400~500℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 4]를 만족하도록 2차 냉각한후 권취하는 단계;를 포함한다.
먼저, 본 발명에서는 상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 1200~1350℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1200℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되며, 조대한 TiN이 잔존하게 된다. 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1200~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 강의 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조한다.
[관계식 1]
Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 740 + 92[C] - 80[Si] +70[Mn] + 45[Cr] + 650[Nb] + 410[Ti] - 1.4(t-5)
상기 관계식 1의 FDT는 마무리 열간압연온도(℃)
상기 관계식 1의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti]는 해당 합금원소의 중량%
상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
열간압연 중 재결정의 지연은 상변태시 페라이트 상변태를 촉진하여 두께 중심부에 미세하고 균일한 결정립을 형성하는데 기여하며 강도와 내구성을 증가시킬 수 있다. 또한, 페라이트 상변태의 촉진에 의해 냉각 중 미변태상이 감소하여 조대한 MA상과 마르텐사이트상의 분율이 감소하게 되며, 상대적으로 냉각속도가 느린 두께 중심부에서는 조대한 탄화물이나 펄라이트 조직이 감소하게 되어 열연강판의 불균일 조직이 해소되게 된다.
하지만, 통상의 수준의 열간압연으로는 두께 5mm 이상의 후물재의 두께 중심부의 미세조직을 균일하게 하기 어렵고, 두께 중심부에서의 재결정의 지연 효과를 얻기위해 과도하게 낮은 온도에서 열간압연하면 변형된 조직이 압연판 두께 표층직하에서 t/4 위치에서 강하게 발달하여 오히려 두께 중심부와의 미세조직상 불균일성이 증가하며, 이에 의해 전단변형이나 펀칭변형시 불균일 부위에서 미세한 균열이 발생하기 쉬워지며 부품의 내구성도 열위하게 하는 문제가 있다. 따라서 상기 관계식 1에 나타낸 것처럼 후물재에 적합하도록 열간압연을 재결정의 지연이 개시되는 온도인 Tn 온도와 Tn-60에서 압연을 완료해야 상기의 효과를 얻을 수 있다.
만일 상기 관계식 1에서 제안된 온도 범위보다 높은 온도에서 압연을 종료하면, 강의 미세조직이 조대하고 불균일하며 상변태가 지연되어 조대한 MA상 및 마르텐사이트상이 형성되어 전단성형 및 펀칭성형시 미세한 균열이 과도하게 형성되어 내구성이 열위하게 된다. 반면 관계식 1에서 제시된 온도 범위보다 낮은 온도에서 압연이 종료되면 강판의 두께가 5mm를 초과하는 후물 고강도강에 있어서 온도가 상대적으로 낮은 표층직하에서 두께 t/4 위치에서는 페라이트 상변태 촉진으로 미세한 페라이트 상분율은 증가하나 연신된 결정립 형상을 갖게 되어 균열이 빠르게 전파하는 원인이 되며 두께 중심부에는 불균일한 미세조직이 잔존할 수 있어 내구성에 불리하게 될 수 있다.
한편 열간압연은 800~1000℃의 범위의 온도에서 개시함이 바람직하다. 만일 1000℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면 열간압연을 800℃보다 낮은 온도에서 실시하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립이 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠지게 되며 오스테나이트 온도역 이하의 온도에서 압연되면 불균일한 미세조직이 더욱 심하게 발달하게 될 수 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 열연강판을 550~650℃의 MT 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각한다.
[관계식 2]
CR1 min<CR1<CR1 max
CR1 min = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
CR1 max = 240 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
상기 관계식 2의 CR 1은 FDT~MT(550~650℃) 구간의 1차 냉각속도(℃/sec)
상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
열간압연 직후에서 제1 구간인 550~650℃ 범위중 특정 MT까지의 온도영역으로서, 냉각 중 페라이트 상변태가 발생하는 온도구간에 해당하여 압연판의 두께가 5mm를 초과하는 경우에는, 두께 중심부의 냉각속도가 압연판 두께 표층직하에서 t/4 위치에 비해 느리기 때문에 두께 중심부에서 조대한 페라이트상이 형성되어 불균일한 미세조직을 갖게 된다.
따라서 열간압연 직후 상기 관계식 2의 (FDT~MT) 온도영역에서 냉각속도를 두께 중심부의 페라이트 상변태가 과도하게 진행되지 않도록 특정 냉각속도 (CR1 min) 이상으로 냉각해야 한다. 하지만 과도한 급냉시 적정분율의 페라이트상 확보가 어려워 연신율이 열위해 지는 문제가 있으므로 냉각속도를 CR1 max 이하로 제한할 필요가 있는 것이다.
후속하여, 본 발명에서는, 상기 1차 냉각된 강판을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 권취시 코일의 외권부에 해당되는 상기 헤드부와 테일부 영역에 대해서는 450~550℃ 범위까지 하기 [관계식 3]을 만족하도록 2차 냉각하고, 코일의 내권부에 해당하는 상기 미드부 영역은 400~500℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 4]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취한다.
[관계식 3]
CR2 OUT-min<CR2 OUT<CR2 OUT-max
CR2 OUT-min = 14.5[C] + 18.75[Si] + 8.75[Mn] + 8.5[Cr] + 35.25[Ti] + 42.5[Nb] - 14
CR2 OUT-max = 38.7[C] + 50[Si] + 23.3[Mn] + 22.7[Cr] + 94[Ti] + 113.3[Nb] - 37.4
상기 관계식 3의 CR2 OUT은 상기 헤드부와 테일부 영역의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
[관계식 4]
CR2 IN-min<CR2 IN<CR2 IN-max
CR2 IN-min = 29[C] + 37.5[Si] + 17.5[Mn] + 17[Cr] + 20.5[Ti] + 25[Nb] - 28
CR2 IN-max = 211.5[C] + 5.5[Si] + 15[Mn] + 6[Cr] + 30.5[Ti] +41[Nb] + 30.5
상기 관계식 4의 CR2 IN은 상기 미드부의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
상기 관계식 4의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%조직]
MT에서 권취온도(CT) 까지에 해당되는 제2구간 온도영역에서는 MA상, 탄화물, 펄라이트상, 및 마르텐사이트상의 과도한 형성을 억제할 필요가 있다. 하지만 후물재의 경우 권취후 코일의 내권부를 이루는 열연판 MID부와 권취후 코일의 외권부를 이루는 열연판 HEAD부 및 TAIL부는 권취상태에서의 복열과 재냉각 거동에 차이가 커다. 특히, MID부의 경우 상대적으로 MA상, 탄화물 및 펄라이트상 생성이 용이하고 기존 저온상에 대한 열화현상도 야기되어 내구성이 열위해지는 문제점이 있다.
이에 본 발명에서는 권취후 코일의 외권부를 이루는 열연판의 HEAD부와 TAIL부에 대한 제2구간의 냉각속도(CR2 OUT)와 권취후 코일의 내권부를 이루는 열연판의 MID부에 대한 제2구간의 냉각속도(CR2 IN)에 대하여 각각 강성분을 고려하여 설정된 관계식 3-4를 각각 만족하도록 냉각해야할 것이 요구된다.
상세하게 설명하며, 코일의 내/외권부 모두 각 관계식에서 언급하는 특정 냉각속도(CR2 O-min, CR2 I-min) 보다 느리게 되면 베이나이트상 보다는 탄화물이 페라이트 입계에 형성이 용이하고 또한 조대 성장할 수 있다. 또한 냉각속도가 매우 느릴 경우에는 펄라이트상이 형성되어 전단성형이나 펀칭성형시 균열 형성이 쉽고 작은 외력에도 입계를 따라 균열이 전파하게 되는 문제가 발생한다. 반면 냉각속도가 각 관계식에서 언급한 특정 냉각속도 (CR2 O-max, CR2 I-max) 보다 빠르게 되면 상간 경도차이를 유발하는 MA상 혹은 마르텐사이트상이 과도하게 형성되어 강도 확보에는 용이하나 연신율 또는 내구성을 열위하게 하는 문제점이 발생한다.
이를 고려하여, 본 발명에서는 상기 1차 냉각된 강판을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 권취시 외권부에 해당되는 상기 헤드부와 테일부 영역에 대해서는 450~550℃ 범위까지 상기 관계식 3을 만족하도록 2차 냉각 제어하고, 내권부에 해당하는 상기 미드부 영역은 400~500℃ 범위의 온도까지 상기 관계식 4를 만족하도록 2차 냉각 제어하는 것을 특징으로 한다.
이후, 본 발명에서는 상기 권취된 코일은 상온~200℃의 범위의 온도까지 공냉될 수 있다. 코일의 공냉은 냉각속도 0.001~10℃/hour로 상온의 대기중에 냉각하는 것을 의미한다. 이 때, 냉각속도가 10℃/hour를 초과하면 강 중 일부 미변태된 상이 MA상으로 변태되기 쉬워 강의 전단 성형성 및 펀칭 성형성과 내구성이 열위해지며, 냉각속도를 0.001℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열 및 보열설비 등이 필요하여 경제적으로 불리하다. 바람직하게는 0.01~1℃/hour로 냉각하는 것이 좋다.
또다르게는 본 발명에서는 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
그리고 상기 산세 또는 도유된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함할 수도 있다.
본 발명에서는 상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg):0.01~30중량%, 알루미늄(Al):0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명하다.
(실시예)
강종 C Si Mn Cr Al P S N Ti Nb
1 0.06 0.9 1.5 0.22 0.03 0.01 0.004 0.004 0.05 0.025
2 0.06 0.9 1.5 0.25 0.03 0.01 0.005 0.004 0.05 0.005
3 0.07 0.9 1.4 0.21 0.03 0.01 0.004 0.005 0.04 0.033
4 0.07 0.9 1.3 0.19 0.03 0.01 0.004 0.005 0.04 0.033
5 0.07 0.4 1.5 0.83 0.05 0.01 0.003 0.006 0.04 0.045
6 0.07 0.4 1.5 0.83 0.05 0.01 0.003 0.006 0.04 0.045
7 0.16 0.5 1.5 0.22 0.03 0.01 0.003 0.004 0.07 0.032
8 0.04 0.5 1.5 0.31 0.03 0.01 0.002 0.004 0.07 0.032
9 0.08 1.2 1.7 0.35 0.03 0.01 0.003 0.004 0.06 0.025
10 0.07 0.5 2.5 0.22 0.03 0.01 0.003 0.004 0.07 0.034
11 0.08 0.5 0.8 0.36 0.03 0.01 0.003 0.004 0.05 0.035
12 0.06 0.5 1.7 1.1 0.03 0.01 0.004 0.004 0.05 0.035
13 0.06 0.1 1.7 0.35 0.03 0.01 0.003 0.005 0.09 0.032
14 0.06 0.3 1.3 0.55 0.03 0.01 0.003 0.005 0.04 0.043
15 0.07 0.5 1.5 0.51 0.03 0.01 0.003 0.005 0.06 0.051
16 0.08 0.3 1.6 0.53 0.03 0.01 0.003 0.005 0.07 0.063
17 0.09 0.3 1.6 0.71 0.03 0.01 0.002 0.004 0.09 0.045
18 0.09 0.1 1.5 0.81 0.03 0.01 0.003 0.004 0.09 0.045
19 0.11 0.5 1.5 0.72 0.03 0.01 0.003 0.004 0.09 0.055
*표 1에서 합금성분의 단위는 중량%이고, 잔여성분은 Fe 및 불가피한 불순물임.
강종
구분		 두께
(mm)		 FDT
(℃)		 CR1
(℃/sec)		 MT
(℃)		 CR2 OUT
(℃/sec)		 CR2 IN
(℃/sec)		 CT OUT
(℃)		 CT IN
(℃)
1 비교예1 11 900 80 600 45 70 465 442
2 비교예2 11 780 58 550 28 53 466 443
3 비교예3 9 840 60 600 90 62 330 441
4 비교예4 9 840 60 600 15 62 580 444
5 비교예5 9 850 63 600 40 80 480 360
6 비교예6 9 850 63 600 40 25 480 525
7 비교예7 6 850 50 650 54 70 488 402
8 비교예8 8 850 85 550 19 62 492 452
9 비교예9 8 820 55 600 57 62 429 422
10 비교예10 8 880 50 650 64 73 458 410
11 비교예11 8 800 85 550 12 54 513 456
12 비교예12 8 880 58 650 64 70 457 429
13 발명예1 8 880 85 600 30 69 511 440
14 발명예2 7 850 85 550 15 63 505 450
15 발명예3 9 870 80 600 39 68 482 436
16 발명예4 8 890 80 600 36 72 491 429
17 발명예5 9 880 60 630 48 71 485 423
18 발명예6 10 890 65 630 43 72 500 427
19 발명예7 11 860 58 630 53 70 471 414
강종
구분		 관계식 1 관계식 2 관계식 3 관계식 4
Tn CR1 min CR1 max CR2 O-min CR2 O-max CR2 I-min CR2 I-max
1 비교예1 817 77 107 22 57 39 75
2 비교예2 805 58 88 21 56 39 74
3 비교예3 814 81 111 21 55 37 75
4 비교예4 806 89 119 20 52 35 73
5 비교예5 897 47 77 18 48 31 78
6 비교예6 897 47 77 18 48 31 78
7 비교예7 878 1 31 17 44 28 94
8 비교예8 868 98 128 16 41 26 70
9 비교예9 823 41 71 31 82 57 84
10 비교예10 938 12 42 24 64 43 90
11 비교예11 819 107 137 10 26 15 67
12 비교예12 913 19 49 24 63 43 81
13 발명예1 926 68 98 11 30 16 75
14 발명예2 879 83 113 12 31 19 71
15 발명예3 887 75 105 18 48 30 78
16 발명예4 925 70 100 16 44 26 81
17 발명예5 929 39 69 18 48 29 84
18 발명예6 941 40 70 14 38 21 82
19 발명예7 912 37 67 22 58 36 88
상기 표 1과 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 마련하였다. 이어, 상기와 같이 마련된 강슬라브를 표 2-3와 같은 조건으로 열연, 냉각 및 권취하여 권취된 열연강판을 제조하였다. 그리고 권취후 강판의 냉각속도를 1℃/hour로 일정하게 유지하였다.
표 2에는 열연강판의 두께 (t), 열간압연 마무리 온도 (FDT), 중간온도 (MT), 권취온도(CT), 열연후 1구간 (FDT~MT)에서의 냉각속도 (CR1)와 2구간 (MT~CT)에서의 냉각속도 (CR2 OUT, CR2 IN)를 각각 나타내었다. 그리고 표 3에는 관계식 1-4의 계산 결과를 각각 나타내었다.
그리고 상기와 같이 얻어진 각각의 열연강판의 미세조직을 코일의 내권부와 외권부로 구분하여 측정하여, 그 결과를 하기 표 4에 나타내었다. 강 미세조직은 열연판 두께 중심부에서 분석한 결과이며, 마르텐사이트(M), 페라이트(F), 베이나이트(B) 및 펄라이트(P)의 상분율은 SEM(주사전자현미경)을 이용하여 3000배와 5000배율에서 분석한 결과로부터 측정하였다. 그리고 MA상의 면적분율은 레펠라 에칭법으로 에칭후 광학현미경과 Image분석기를 이용하였으며, 1000배율에서 분석한 결과이다.
또한 상기와 같이 얻어진 각각의 열연강판에 대하여, 기계적 성질을 측정하고 내구성을 평가하여 그 결과를 하기 표 5에 나타내었다. 하기 표 5에서 YS, TS, YR, T-El, S F는 0.2% off-set 항복강도, 인장강도, 항복비, 파괴연신율, 및 피로강도를 의미하며, 내권과 외권에 대한 결과값 구분을 위하여 각 항목에 OUT과 IN을 의미하는 'O'와 'I'를 부가하였다.
한편 상기 기계적 성질은 JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편을 채취하여 시험한 결과치이다. 그리고 상기 내구성 평가결과는 N f=10 5 기준 피로강도 값으로 시험편 중앙부에 직경 10mm의 구멍을 Clearance 12%로 조건으로 펀칭하여 사용하였다. 시험편은 굽힘 피로시험으로 게이지 Length부 길이 40mm, 폭 20mm인 시험편을 사용하였고 응력비 -1 및 주파수 15Hz 조건으로 시험한 결과이다.
구분 열연코일 외권부 조직 열연코일 내권부 조직
F B M MA P F B M MA P
비교예1 65 28 2 5 0 65 27 2 6 0
비교예2 78 16 1 4 1 80 14 1 4 1
비교예3 62 15 20 3 0 72 25 2 1 0
비교예4 76 15 0 3 6 73 24 2 1 0
비교예5 73 24 2 1 0 63 16 19 2 0
비교예6 73 25 1 1 0 77 14 0 5 4
비교예7 28 70 1 1 0 20 75 4 1 0
비교예8 78 15 0 1 6 80 13 0 1 6
비교예9 68 23 1 6 2 70 21 1 6 2
비교예10 23 65 11 1 0 21 67 11 1 0
비교예11 79 15 0 1 5 75 18 1 1 5
비교예12 21 77 1 1 0 20 78 1 1 0
발명예1 59 37 2 2 0 67 30 2 1 0
발명예2 59 38 2 1 0 64 33 2 1 0
발명예3 52 45 2 1 0 57 39 2 2 0
발명예4 54 42 3 1 0 60 35 2 2 1
발명예5 40 55 3 1 1 45 50 2 2 1
발명예6 34 60 3 2 1 41 52 3 3 1
발명예7 28 65 4 2 1 31 60 4 3 2
*표 4에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, P는 펄라이트를 나타낸다.
구분 열연코일 외권부 물성 열연코일 내권부 물성
YS O
(MPa)		 TS O
(MPa)		 YR O
El O
(%)		 S F-O
(MPa)		 YS I
(MPa)		 TS I
(MPa)		 YR I
El I
(%)		 S F-I
(MPa)
비교예1 472 583 0.81 27 105 435 551 0.79 27 102
비교예2 439 556 0.79 27 107 445 549 0.81 27 108
비교예3 538 690 0.78 24 115 550 679 0.81 25 160
비교예4 502 652 0.77 24 103 549 678 0.81 25 159
비교예5 638 778 0.82 25 159 615 788 0.78 24 115
비교예6 633 781 0.81 26 162 608 750 0.81 25 113
비교예7 856 1031 0.83 11 220 920 1109 0.83 11 221
비교예8 401 489 0.82 30 83 396 483 0.82 31 80
비교예9 562 711 0.79 24 125 590 719 0.82 24 122
비교예10 640 790 0.81 24 118 649 801 0.81 24 115
비교예11 457 557 0.82 26 110 466 561 0.83 26 108
비교예12 681 830 0.82 15 171 681 821 0.83 15 169
발명예1 554 675 0.82 25 158 543 662 0.82 25 151
발명예2 552 681 0.81 25 166 558 680 0.82 26 158
발명예3 612 756 0.81 23 180 608 751 0.81 24 170
발명예4 622 749 0.83 23 177 608 741 0.82 23 169
발명예5 739 935 0.79 19 207 727 920 0.79 19 199
발명예6 713 914 0.78 18 205 718 909 0.79 19 197
발명예7 745 955 0.78 17 210 747 945 0.79 17 195
상기 표 1-5에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제안한 성분범위와 관계식 1-4를 포함하는 제조조건을 만족하는 발명예 1-7은 모두 목표로 한 재질과 내구성을 균일하게 확보할 수 있음을 알 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1은 열연온도가 본 발명에서 제안하는 관계식 1 범위를 초과하는 경우로서, 중심부 미세조직 중 MA상이 발달하고 결정립계의 면적이 조대해져 피로환경에 노출시 단면에 형성된 미세균열이 쉽게 성장하여 피로특성이 열위한 것으로 나타났다.
그리고 비교예 2는 열연온도가 상기 관계식 1 범위에 미달하여 열간압연된 경우로, 저온역에서의 열간압연으로 두께 중심부에서 연신된 형태의 결정립이 과도하게 형성되었으며 이로인해 취약한 입계를 따라 피로파괴가 발생한 것으로 판단되었다. 이는 펀칭성형시 두께 중심부에서 미세한 균열이 연신된 페라이트 결정립계를 따라서 발달하였기 때문이다.
비교예 3-4는 본 발명에서 제안된 관계식 3에 있어서 코일의 외권부, 즉 열연판의 HEAD부와 TAIL부에서 냉각조건을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 3은 상대적인 급냉 제어로 표 4에 나타난 바와 같이, 조직내 마르텐사이트상이 과도하게 형성되어 상간 경도차에 의해 내구성이 열위해지는 것을 확인할 수 있다. 그리고 비교예 4는 서냉으로 제어된 경우로 조직내 충분한 베이나이트상 확보가 어렵고 또한 펄라이트상 분율이 높아 내구성이 열위해짐을 확인할 수 있다.
비교예 5-6은 본 발명에서 제안된 관계식 3에 있어서 코일의 내권부, 즉 열연판의 MID부의 냉각조건을 만족하지 못한 경우로서, 상기 비교예 3-4와 유사한 야금학적 현상을 이유로 내구성이 좋지 않았다.
한편 비교예 7-12는 본 발명의 성분범위를 만족하지 못한 강들로서, 비교예 7은 C 함량이 과도하게 함유되어 적정분율의 페라이트상 확보를 위한 CR1의 범위가 31℃/sec 이하로의 제어가 필요하나 실제 설비의 압연 및 냉각구간의 길이를 고려할 때 제어가 불가능한 영역이다. 또한 조직내 과도한 베이나이트상 형성으로 연신율이 하락하여 충분한 성형성 확보가 용이하지 않았다.
비교예 8은 C 함량이 목표 대비 낮게 함유된 경우로서, 강판의 두께 중심부에 마르텐사이트상을 비롯한 베이나이트 등의 저온변태상이 충분히 발달하지 못하고 비교적 조대한 페라이트상이 형성되어 피로강도가 낮았다.
비교예 9는 Si 함량이 지나치게 높은 경우로서, 조직내 과도한 MA상이 형성 되어 국부적인 영역에서 경질한 특성이 주변의 기지조직과의 상간 경도차를 유발하여 피로환경에서 균열발생을 용이하게 하여 낮은 피로강도를 나타내었다. 또한 과도한 Si 첨가는 후물재 표면에 적스케일 발생 확률을 증가시켜 휠 디스크 부품 용도측면에서 바람직하지 않았다.
비교예 10은 Mn의 함량이 과도하게 첨가된 경우로서, 두께 중심부에 발달한 Mn 편석대를 따라서 마르텐사이트상이 지나치게 발달하여 전단, 펀칭 품질이 열위해져 충분한 피로강도 확보가 힘들었다.
비교예 11은 Mn 함량이 낮게 첨가된 경우로서, 재결정 지연효과와 균일한 미세조직을 위해 관계식 1-4을 만족하도록 제조하였으나 두께 중심부에 페라이트 상변태후 미변태 영역이 과도하게 적어 충분한 저온변태상 확보가 어려워 강도와 피로강도 모두 낮음을 확인할 수 있다.
비교예 12는 Cr의 함량이 지나치게 높아 비교예 10과 유사하게 두께 중심부에서 국부적으로 형성된 마르텐사이트 상이 많이 관찰되었으며 피로특성이 열위하였다.
도 1은 전술한 본 발명의 발명예와 비교예의 외권부와 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱을 나타내는 그림이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금 조성성분 및 제조공정 조건을 충족하는 본 발명예 1-7의 경우, 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고 , 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상으로서 재질 및 내구 균일성이 우수한 복합조직강을 얻을 수 있음을 확인할 수 있다.
본 발명은 상기 구현 예 및 실시 예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 제조될 수 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자는 본 발명의 기술적 사상이나 필수적인 특징을 변경하지 않고서 다른 구체적인 형태로 실시될 수 있다는 것을 이해할 수 있을 것이다. 그러므로 이상에서 기술한 구현 예 및 실시 예들은 모든 면에서 예시적인 것이며 한정적이 아닌 것으로 이해 해야만 한다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고,
    권취 상태에서 코일을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상인 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 페라이트와 베이나이의 면적분율이 각각 65% 미만인 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 복합조직강은 PO(pickled and oiled)강판인 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 복합조직강은 적어도 일면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판인 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강.
  5. 중량%로, C:0.05∼0.15%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.3%, Al:0.01∼0.1%, Cr:0.005~1.0%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Nb:0.005~0.07%, Ti: 0.005~0.11%, Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1200~1350℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 강의 하기 [관계식 1]을 만족하는 마무리 압연온도(FDT)에서 마무리 열간압연함으로써 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 550~650℃의 MT 온도범위까지 하기 [관계식 2]를 만족하도록 1차 냉각하는 단계: 및
    상기 1차 냉각된 강판을 길이방향으로 헤드(HEAD)부, 미드(MID)부 및 테일(TAIL)부로 3등분할 때, 권취시 코일의 외권부에 해당되는 상기 헤드부와 테일부 영역에 대해서는 450~550℃ 범위까지 하기 [관계식 3]을 만족하도록 2차 냉각하고, 코일의 내권부에 해당하는 상기 미드부 영역은 400~500℃ 범위의 온도까지 하기 [관계식 4]를 만족하도록 2차 냉각한 후 권취하는 단계;를 포함하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
    [관계식 1]
    Tn-60 ≤ FDT ≤ Tn
    Tn = 740 + 92[C] - 80[Si] +70[Mn] + 45[Cr] + 650[Nb] + 410[Ti] - 1.4(t-5)
    상기 관계식 1의 FDT는 마무리 열간압연온도(℃)
    상기 관계식 1의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Nb], [Ti]는 해당 합금원소의 중량%
    상기 관계식 1의 t는 최종 압연판의 두께 (mm)
    [관계식 2]
    CR1 min<CR1<CR1 max
    CR1 min = 210 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
    CR1 max = 240 - 850[C] + 1.5[Si] - 67.2[Mn] - 59.6[Cr] + 187[Ti] + 852[Nb]
    상기 관계식 2의 CR 1은 FDT~MT(550~650℃) 구간의 1차 냉각속도(℃/sec)
    상기 관계식 2의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
    [관계식 3]
    CR2 OUT-min<CR2 OUT<CR2 OUT-max
    CR2 OUT-min = 14.5[C] + 18.75[Si] + 8.75[Mn] + 8.5[Cr] + 35.25[Ti] + 42.5[Nb] - 14
    CR2 OUT-max = 38.7[C] + 50[Si] + 23.3[Mn] + 22.7[Cr] + 94[Ti] + 113.3[Nb] - 37.4
    상기 관계식 3의 CR2 OUT은 상기 헤드부와 테일부 영역의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
    상기 관계식 3의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%
    [관계식 4]
    CR2 IN-min<CR2 IN<CR2 IN-max
    CR2 IN-min = 29[C] + 37.5[Si] + 17.5[Mn] + 17[Cr] + 20.5[Ti] + 25[Nb] - 28
    CR2 IN-max = 211.5[C] + 5.5[Si] + 15[Mn] + 6[Cr] + 30.5[Ti] +41[Nb] + 30.5
    상기 관계식 4의 CR2 IN은 상기 미드부의 MT~권취온도 구간의 2차 냉각속도 (℃/sec)
    상기 관계식 4의 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Ti], [Nb]는 해당 합금원소의 중량%조직]
  6. 제 5항에 있어서, 상기 복합조직강은, 페라이트와 베이나이트의 혼합조직을 기지조직으로 가지며, 상기 기지조직 내 펄라이트상과 MA (Martensite and Austenite)상의 면적 분율이 각각 5% 미만이며, 그리고 마르텐사이트상의 면적 분율이 10% 미만이고, 나아가, 상기 헤드부와 테일부 영역인 코일의 외권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 25×10 5% 이상이고, 상기 미드부 영역인 코일의 내권부의 인장강도, 연신율 및 피로강도의 곱이 24×10 5% 이상인 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서, 상기 권취된 강판을 상온 ~ 200℃의 범위의 온도까지 공냉하는 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
  8. 제 5항에 있어서, 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서, 상기 산세 또는 도유된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서, 상기 용융아연도금은 마그네슘(Mg): 0.01~30중량%, 알루미늄(Al): 0.01~50% 및 잔부 Zn과 불가피한 불순물을 포함하는 도금욕을 이용하여 형성되는 것을 특징으로 하는 재질 및 내구 균일성이 우수한 두께 5mm이상의 복합조직강 제조방법.
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