WO2024117737A1 - 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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WO2024117737A1
WO2024117737A1 PCT/KR2023/019342 KR2023019342W WO2024117737A1 WO 2024117737 A1 WO2024117737 A1 WO 2024117737A1 KR 2023019342 W KR2023019342 W KR 2023019342W WO 2024117737 A1 WO2024117737 A1 WO 2024117737A1
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WO
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steel sheet
rolled steel
hot
cooling
temperature
Prior art date
Application number
PCT/KR2023/019342
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English (en)
French (fr)
Inventor
송태진
김민규
Original Assignee
주식회사 포스코
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-rolled steel sheet that can be used in automobile wheel disks, etc., and more specifically, to a high-strength hot-rolled steel sheet with excellent multi-stage press formability and a method of manufacturing the same.
  • wheels are an important safety part that is required to have high fatigue durability as it is located in the path that transmits the impact of the ground to the suspension. Meanwhile, wheels are a part that is exposed to the exterior of a vehicle and require aesthetics, including design, to stimulate purchase intentions of vehicle buyers. Wheel parts for passenger cars were manufactured by casting aluminum alloy materials to achieve various shapes to ensure the aesthetics required by customers, and fatigue durability was secured by casting the vulnerable parts thickly.
  • Patent Document 1 proposes a method of manufacturing a hot-rolled steel sheet containing more than 50% ferrite and more than 3% austenite as a volume fraction in steel in order to achieve both high levels of tensile strength and elongation.
  • Patent Document 1 only considered moldability at room temperature and did not mention warm high-speed moldability.
  • Patent Document 2 presents a manufacturing method for securing the strength at high-speed deformation of a cold-rolled steel sheet containing ferrite and/or bainite as the main phase and 3 to 50% of retained austenite by volume.
  • the above-mentioned Patent Document 2 only considered strength from the perspective of collision performance during high-speed molding, and did not mention moldability.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2002-030385
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 1999-193439
  • the present invention seeks to provide a hot rolled steel sheet that has excellent strength, room temperature formability and warm formability at the same time, and a method for manufacturing the same.
  • the object of the present invention is not limited to the above-described content.
  • anyone skilled in the art to which the present invention pertains will have no difficulty in understanding the additional problems of the present invention from the overall content of the present invention specification.
  • One aspect of the present invention is,
  • a hot rolled steel sheet is provided in which the average carbon content in the retained austenite contained in the surface layer is 1.10 to 1.40% by weight.
  • third cooling at a cooling rate of 150°C/s or more to a temperature T3 below the temperature at which martensite formation begins;
  • a method of manufacturing a hot-rolled steel sheet including the step of fourth cooling to room temperature.
  • a hot rolled steel sheet having excellent strength, room temperature formability and warm formability at the same time, and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a schematic diagram for measuring the thickness of the deep portion of a hot rolled steel sheet.
  • Figure 1(a) is a schematic diagram of the transverse length measurement to measure the size distribution of austenite particles at a specific thickness location.
  • Figure 1(b) is a schematic diagram of the microstructure to be implemented in this steel type.
  • Figure 1(c) is a schematic diagram showing the average and standard deviation of austenite grain size measured by the mission crossing length at a specific thickness position.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of the steel sheet obtained in Inventive Example 2 of the present invention observed through the back electron scattering method mounted on a scanning electron microscope (SEM).
  • Figure 2(a) shows the microstructure of the surface layer at 100 ⁇ m of Inventive Example 2
  • Figure 2(b) shows the microstructure of the deep part of Inventive Example 2.
  • the white area represents austenite.
  • the present inventors found that in conventional high-strength hot-rolled steel sheets, it is possible to manufacture steel materials with excellent elongation measured at room temperature by using the induced plastic transformation (TRIP) phenomenon of retained austenite, but formability under warm forming conditions is not taken into consideration. We recognized this and studied deeply to solve it.
  • TRIP induced plastic transformation
  • the plastic induced transformation phenomenon is a principle that improves formability by preventing local strain concentration by increasing the work hardening ability of steel by phase transformation of residual austenite into martensite when the material is deformed by external stress.
  • the transformation of austenite to martensite must continue along with the deformation of the material.
  • the stability of austenite is too low, the phase transformation ends at the beginning of deformation and an improvement in elongation cannot be expected, and if the stability of austenite is too high, a phase transformation does not occur and an improvement in elongation cannot be expected. Therefore, when designing TRIP steel, the fraction and stability of retained austenite must be considered simultaneously to ensure the required formability.
  • the stability of austenite is greatly influenced by the internal carbon content and is known to be sensitive to the temperature and rate at which transformation occurs.
  • the carbon content at room temperature must be lower than that for excellent formability, and it is known that the deformation rate is not as sensitive to the effect as temperature. Therefore, in order to ensure formability at high temperatures, it is advantageous to have a low carbon content in austenite, but when considering formability at room temperature, it is advantageous to have a high carbon content in austenite.
  • the present inventors In order to manufacture the steel sheet so that the austenite carbon content is distributed at an ideal ratio, the present inventors adjusted the structure to be non-uniform in the thickness direction. Through this, in the press process where initial drawing forming is applied, the maximum amount of forming is applied to the surface layer, so austenite with a high carbon content is generated to ensure excellent formability at room temperature, and to ensure warm formability in the subsequent continuous press process. A method was sought to enable austenite with low carbon content to exist inside steel materials.
  • the carbon content within austenite is affected by the size of austenite.
  • austenite grains When the size of austenite grains is small, it is easy to identify carbon, so austenite with a high carbon content exists.
  • austenite with a high carbon content exists.
  • carbon diffusion within austenite is not easy, so carbon enrichment progresses slowly, resulting in the average carbon content. exists as low austenite. Therefore, by varying the size of the austenite grains in the surface layer and the deep layer, austenite with different carbon contents can be created at each location.
  • the Q&P Quadenching & Partitioning
  • a separate heating device is needed to re-heat the steel sheet cooled below Ms, making it difficult to apply in the hot rolling process in which rolling, cooling, and coiling are performed sequentially.
  • the hot rolled steel sheets are cooled by coolant poured from the top and bottom.
  • the surface layer of the sheet is cooled through heat transfer with the coolant, but the inside of the sheet is cooled by heat conduction. .
  • the speed of heat transfer occurring in the surface layer is faster than the speed of heat conduction inside the plate, so a temperature gradient is created inside the plate in the thickness direction.
  • the present inventors discovered a phenomenon in which the surface layer temperature of the steel plate rises again due to heat transfer inside the plate when the coolant is removed at an appropriate time when the surface layer of the plate is cooled below Ms, while the deep layer of the plate is maintained at a temperature above Ms. did.
  • the surface layer of the steel sheet is cooled below Ms and then heated again to a temperature above Ms, so austenite with high carbon content with finely dispersed residual austenite exists, and the deep layer has low carbon content. Recognizing that it is possible to obtain a steel sheet that can simultaneously secure formability under room temperature and warm conditions due to the presence of coarse austenite, the present invention was completed.
  • the high-strength hot-rolled steel sheet with excellent room temperature and warm formability according to the invention contains, in weight percent, carbon (C): 0.06 to 0.18%, silicon (Si): 1.2 to 2.5%, manganese (Mn): 0.80 to 2.50%, and aluminum.
  • C carbon
  • Si silicon
  • Mn manganese
  • Al aluminum
  • Al 0.001 to 0.100%
  • phosphorus (P) 0.0001 to 0.0500%
  • nitrogen (N): 0.0001 to 0.0200% including the balance Fe and other inevitable impurities.
  • the alloy composition of the high-strength hot-rolled steel sheet with excellent bendability and elongation of the present invention and the reason for limiting its content will be described in detail.
  • the content of each element refers to weight percent.
  • Carbon (C) is an important element that forms retained austenite by diffusing and moving to austenite during bainite phase transformation and stabilizing austenite. As the C content increases, the fraction of retained austenite increases, improving both elongation and tensile strength. If the C content is less than 0.06%, the fraction of retained austenite is low, making it impossible to secure elongation and tensile strength. On the other hand, if the content exceeds 0.18%, the Ms temperature is excessively lowered, the tensile strength increases excessively, and there is a problem that formability and weldability are inferior. Therefore, in the present invention, it is preferable that the C content is 0.08 to 0.18%. More preferably, it may be included at 0.08 to 0.15%.
  • Si is an important element that delays the formation of carbides during bainite transformation and forms retained austenite.
  • Si plays a role in improving strength through a solid solution strengthening effect. If the Si content is less than 1.2%, carbides are formed and the fraction of retained austenite is low, making it difficult to secure elongation. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, Fe-Si composite oxide is formed on the surface of the slab during reheating, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet, but also deteriorates weldability. Therefore, in the present invention, it is preferable that the Si content is 1.2 to 2.5%. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Si content may be 1.8%, or the upper limit of the Si content may be 2.2%.
  • Manganese (Mn) is an element that improves the hardenability of steel. It prevents excessive formation of granular ferrite during cooling after finish rolling and facilitates the formation of bainite and retained austenite.
  • the Mn content is preferably 0.80 to 2.50%, and more preferably 1.00 to 2.00%.
  • Aluminum (Al) is an element added for deoxidation and is partially present in steel after deoxidation.
  • the Al content exceeds 0.100%, oxide and nitride inclusions increase in the steel, thereby deteriorating the formability of the steel sheet.
  • the Al content is preferably 0.001 to 0.100%.
  • Phosphorus (P) is an unavoidably contained impurity and is an element that is the main cause of deteriorating the workability of steel due to segregation, so it is desirable to control its content as low as possible. In theory, it is advantageous to limit the phosphorus content to 0%, but manufacturing the P content to less than 0.0001% increases the manufacturing cost excessively. Therefore, in the present invention, the P content is preferably 0.0001 to 0.0500%.
  • S Sulfur
  • Mn metal-organic compound
  • S sulfur
  • the S content is preferably 0.0001 to 0.0500%.
  • Nitrogen is an inevitably contained impurity that interacts with aluminum to precipitate fine nitrides, thereby reducing the workability of steel, so it is desirable to control its content as low as possible.
  • the N content is preferably 0.0001 to 0.0200%.
  • chromium (Cr) 0.01 to 2.00%
  • molybdenum (Mo) 0.01 to 2.00%
  • titanium (Ti) 0.01 to 0.20%
  • niobium (Nb) 0.01 to 0.10%.
  • Cr chromium
  • Mo molybdenum
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • Chromium (Cr) is an element that improves the hardenability of steel and facilitates the formation of austenite by slowing the formation of ferrite during cooling after finish rolling. If the Cr content is less than 0.01%, the addition effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the content exceeds 2.00%, there is a problem that the phosphate treatment properties of the steel sheet are deteriorated. Therefore, in the present invention, the Cr content is preferably 0.01 to 2.00%, and more preferably 0.10 to 1.50%.
  • Molybdenum (Mo) is an element that improves the hardenability of steel and plays a role in improving strength through a solid solution strengthening effect. If the Mo content is less than 0.01%, the addition effect of suppressing ferrite formation during cooling after finish rolling cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the content exceeds 2.00%, there is a problem of poor weldability and excessive increase in cost. Therefore, in the present invention, the Mo content is preferably 0.01 to 2.00%, and more preferably 0.05 to 1.00%.
  • Titanium (Ti) is an element that forms carbonitride. It promotes ferrite transformation by refining the grains of austenite by delaying recrystallization during hot rolling and improves strength by refining the grains of ferrite. If the Ti content is less than 0.01%, the addition effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.20%, coarse carbonitrides are generated and the toughness of the steel sheet is reduced. Therefore, in the present invention, in order to further improve physical properties while obtaining the above-described effect of adding Ti, the content of Ti may be set to 0.01 to 0.20%. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Ti content may be 0.02%, or the upper limit of the Ti content may be 0.10%.
  • Niobium is an element that forms carbonitride, similar to Ti. When niobium is added, it promotes ferrite transformation by refining the austenite grains by delaying recrystallization during hot rolling and improves strength by refining the ferrite grains.
  • the Nb content is preferably 0.01 to 0.10%. Meanwhile, in terms of further improving the above-mentioned effect, the Nb content may be 0.01 to 0.05%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the hot rolled steel sheet has, as a microstructure of the surface layer, in area%, the sum of ferrite and bainite: 85.0 to 96.5%, retained austenite: 3.5 to 15.0%, and Martensite: May contain less than 3.0% (including 0%).
  • the surface layer microstructure may include the sum of ferrite and bainite in the range of 85.0 to 96.5% as a fraction.
  • Aluminum alloy has a lower specific gravity compared to steel, but its strength is also low, so if a wheel is manufactured using a steel plate with a tensile strength of 590 MPa or higher, it is possible to secure a component weight similar to that of an aluminum alloy wheel. Therefore, if the elongation can be improved as much as possible at a level where the tensile strength satisfies 590 MPa or more, it is possible to manufacture environmentally friendly and inexpensive wheel parts with a weight and design similar to that of an aluminum alloy wheel.
  • improvement of formability is achieved by controlling the phase stability and fraction of retained austenite and controlling the fraction of ferrite and bainite, which are matrix structures.
  • Ferrite transformation occurs in the stage of slow cooling or isothermal maintenance in the temperature range of 550 ⁇ 750°C after hot rolling and primary cooling to form a matrix structure.
  • carbon diffuses into austenite, so along with the growth of ferrite, the martensite formation temperature increases.
  • the Ms temperature gradually decreases.
  • the coiling temperature is set to the temperature at which the surface layer and the deep layer, which are supercooled below Ms after the third cooling, achieve thermal equilibrium.
  • the fraction of ferrite may preferably be 70% or more.
  • the fraction of ferrite generated during primary cooling may preferably be 90% or less.
  • Tempered martensite and bainitic ferrite which exist in the surface layer, have a common lath shape and contain numerous dislocations within the structure, so it is difficult to distinguish them microstructurally, and their effects on physical properties are similar, so they are not classified separately and are referred to as bainitic ferrite. They are managed collectively as knights.
  • the fraction of bainite produced after winding is determined by the austenite fraction immediately after the third cooling and the maximum carbon content dissolved in austenite, which is determined by the coiling temperature, and its effect on the physical properties of the steel sheet is greater than that of ferrite and retained austenite. Since it is small, it is efficient to manage the sum of the ferrite and bainite fractions.
  • the carbon content that must be added to the steel to secure stable austenite becomes too high, which may impair the weldability of the steel. If the sum of ferrite and bainite exceeds 96.5%, there is a problem that the formability is inferior because a sufficient fraction of retained austenite cannot be secured.
  • the microstructure of the surface layer of the present invention may include 3.5 to 15% of retained austenite in area percent.
  • Retained austenite plays an important role in improving the formability of steel, and when the fraction of retained austenite is less than 3.5%, there is a problem that the elongation of the steel is inferior.
  • an excessive amount of C must be added, so there is a problem that the strength of the steel sheet increases excessively and the weldability is deteriorated.
  • the average carbon content in the retained austenite included in the surface layer is preferably within the range of 1.10 to 1.40% by weight. If the average carbon content in the retained austenite included in the surface layer is less than 1.10%, it undergoes plastic induced transformation to martensite at the initial stage of deformation at room temperature, so improvement in formability cannot be expected. On the other hand, if the average carbon content in the retained austenite included in the surface layer exceeds 1.40%, the stability is too high and plastic induced transformation does not occur even if sufficient deformation is achieved, so no improvement in formability can be expected, so it is impossible to expect improvement in formability at room temperature. There is a problem of deterioration of formability.
  • the above-mentioned surface layer part refers to an area located in the surface layer in the thickness direction from the surface of the hot rolled steel sheet.
  • the surface layer and the deep layer can be distinguished through changes in the size of retained austenite.
  • the method of distinguishing between the surface layer and the deep layer can be done in the following manner. Specifically, first, the austenite structure can be classified through Repera etching for the entire thickness of the steel plate, and then the deep layer and the surface layer can be distinguished using a photo of the texture measured under an optical microscope at 1,000x magnification.
  • the surface layer portion and the deep layer portion can be distinguished from the difference in the size of retained austenite (for example, equivalent circle diameter).
  • the diameter of retained austenite for example, equivalent circle diameter
  • each of different size crossing the dotted line indicating a specific thickness position, the dotted line and each retained austenite are Each intersecting length was measured, and the arithmetic mean and standard deviation were calculated from the number of intersecting residual austenite.
  • the retained austenite grain size is calculated according to the distance from the surface layer as shown in Figure 1(c).
  • the mean and standard deviation can be displayed. From these measurement results, the surface layer of the hot-rolled steel sheet according to the present invention has a characteristic of having a fine and evenly distributed residual austenite, and thus has a low average and standard deviation.
  • the average and standard deviation rapidly increase due to the presence of coarse retained austenite.
  • the location where the average and standard deviation of the retained austenite size (e.g., equivalent circle diameter) rapidly increased was defined as the surface layer.
  • the above-described navigation method can simply measure the size (e.g., equivalent circle diameter), so it is suitable as a method for measuring the depth of the surface layer.
  • the surface and deep microstructures and the average carbon content in the retained austenite can be defined using the following methods.
  • the microstructure of the surface layer was analyzed at 1000x magnification using an optical microscope and an image analyzer using the Repera etching method at a position of 50 ⁇ m from the surface.
  • the fractions of ferrite and bainite can be distinguished.
  • the fraction of retained austenite and the austenite circle equivalent diameter ( ⁇ m) are measured.
  • the average carbon content (% by weight) in retained austenite, C ⁇ was obtained using Equation 1 below through X-Ray diffraction analysis.
  • the deep layer can also be measured in the same way as the surface layer described above, and the measurement method is not particularly limited.
  • the microstructure fraction at the center (1/2 t) of the steel sheet thickness, the circular equivalent diameter of retained austenite ( ⁇ m), and the average carbon content (% by weight) in the retained austenite were calculated in the same manner as the surface layer part. analyzed.
  • a ⁇ is the lattice constant (angstrom) of austenite calculated through X-ray regression analysis, and [Mn] and [Si] are the weight contents.
  • the average circular diameter of the retained austenite contained in the surface layer portion may be 0.2 to 2.0 ⁇ m, more preferably 0.5 ⁇ m or more, or 1.8 ⁇ m. It may be ⁇ m or less. If the average circular diameter of the retained austenite contained in the surface layer is less than 0.2 ⁇ m, the phase stability increases rapidly, and the internal carbon content is often high, so even if sufficient deformation occurs, plastic induced transformation does not occur, reducing formability. It may be difficult to expect improvement. On the other hand, if the average circular diameter of the retained austenite in the surface layer exceeds 2.0 ⁇ m, the diffusion distance of carbon increases, making it difficult to secure an average carbon content of 1.10% or more in the retained austenite.
  • the average circular diameter of the retained austenite contained in the deep layer may be larger than the average circular diameter of the retained austenite contained in the surface layer described above.
  • the microstructure of the deep part is, in area%, the sum of ferrite and bainite: 85.0 to 96.5%, retained austenite: 3.5 to 15.0%, and martensite: 5.0% or less (0 %) may be included.
  • Ferrite is created in the secondary cooling stage where the temperature in the thickness direction is uniform, so it has the same fraction as the surface layer, and bainite is also created after winding, where the temperature in the thickness direction is uniform, so it can have a similar fraction as the surface layer.
  • the average carbon content in the retained austenite included in the deep portion may be less than the average carbon content in the retained austenite included in the surface layer portion.
  • the average carbon content in retained austenite in the deep portion may be 0.80% or more and less than 1.10%.
  • the temperature of the surface layer of the hot-rolled steel sheet according to the present invention is momentarily cooled below Ms and then raised again, allowing austenite to be finely distributed and carbon enrichment to proceed smoothly, while the temperature of the deep layer is maintained at a bainite transformation temperature above Ms. Because it is wound, austenite exists coarsely and the time required for carbon diffusion increases, so that the carbon content inside the austenite after final cooling is lower than that of the surface layer.
  • the average carbon content in the retained austenite in the deep part is less than 0.8%, it may undergo plastic induced transformation to martensite at the beginning of deformation during warm forming, so improvement in formability may not be expected.
  • the average carbon content in the retained austenite in the deep part is 1.1% or more, the stability is too high and plastic induced transformation does not occur even if sufficient deformation occurs, so improvement in formability cannot be expected, and warm formability may deteriorate. You can.
  • the average circular diameter of the retained austenite contained in the deep portion may be more than 2.0 ⁇ m and 5.0 ⁇ m or less, more preferably 2.2 ⁇ m or more, or 3.0 ⁇ m or less. . If the average circular diameter of the retained austenite contained in the deep part is 2.0 ⁇ m or less, carbon enrichment inside the austenite progresses excessively, and a problem may arise in which the average carbon content in the retained austenite in the deep part becomes 1.10% or more. .
  • the average circular diameter of the retained austenite contained in the deep part exceeds 5.0 ⁇ m, the distance required for carbon diffusion increases, making it difficult to secure the internal carbon content of the retained austenite contained in the deep part of 0.80% or more. You can.
  • the average thickness (t) of the hot rolled steel sheet may be 1.5 to 12.0 mm. If the average thickness of the hot rolled steel sheet is less than 1.5 mm, heat exchange in the thickness direction is easy and it may be difficult to secure a dual structure of the deep part and the surface layer part, and if the average thickness of the hot rolled steel sheet is greater than 12.0 mm, the use of wheel parts It may be difficult to use as a .
  • the average thickness of the surface layer portion may be 100 ⁇ m or more, and although there may be a difference depending on the average thickness of the hot rolled steel sheet, the average thickness of the hot rolled steel sheet may be 30 ⁇ m or more. It may be less than %. If the average thickness of the surface layer is less than 100 ⁇ m, the effect of improving moldability at room temperature may be minimal. In addition, if the average thickness of the surface layer exceeds 30% of the total thickness of the hot rolled steel sheet, after heat transfer occurs within the steel sheet, it is difficult to recuperate the surface layer temperature to a temperature above Ms, so it is wound at a temperature below Ms temperature to change the shape.
  • the upper limit of the average thickness of the surface layer portion may be 25%, or the lower limit of the average thickness of the surface layer portion may be 5%.
  • the surface layer portion may be provided from both surfaces of the hot rolled steel sheet, respectively.
  • the average thickness of the above-described surface layer portion means the sum of the average thicknesses of each surface layer portion measured from both surfaces in the thickness direction of the steel sheet.
  • the coiling temperature is too low, carbon diffusion may not be sufficient and some areas may be transformed into martensite during the final cooling step to room temperature.
  • This martensite plays a role in improving strength, but if martensite is excessively generated, the fraction of retained austenite results in a decrease, resulting in poor formability.
  • there is no need to limit the lower limit of the martensite fraction in the deep part but if it exceeds 5%, the elongation may be deteriorated, so it is preferable to manage it at 5% or less.
  • the present invention having the above-described alloy composition and microstructure has a tensile strength of 590 MPa or more, a drawing forming ratio at room temperature that satisfies 2.0 or more, and an elongation measured in the range of 70 to 90 ° C. It is possible to provide high-strength hot-rolled steel sheets with excellent room temperature and warm formability of 30% or more.
  • a high-strength product with excellent room and warm formability has a tensile strength of 590 MPa or more, a draw forming ratio at room temperature that satisfies 2.0, and an elongation rate of 30% or more in a warm tensile test at 80°C.
  • Hot rolled steel sheets can be provided.
  • the steel slab prior to performing hot rolling, the steel slab undergoes a process of reheating and homogenizing the steel slab, and at this time, it is preferable to perform the reheating process at 1050 to 1300°C. If the reheating temperature is less than 1050°C, there is a problem of insufficient homogenization of the alloy elements. On the other hand, if the temperature exceeds 1300°C, it is undesirable because excessive oxides are formed on the surface of the slab and the surface quality of the steel sheet deteriorates.
  • the above-mentioned reheated steel slab is hot rolled to manufacture a hot rolled steel sheet.
  • the finishing hot rolling temperature which is the temperature of the hot rolled sheet immediately after finishing hot rolling, is controlled between 800 and 1150°C.
  • the sum of the reduction ratios in the range of 10 to 40% in the last 2 passes of hot rolling.
  • the main reason for performing hot rolling in multiple stages is to reduce the rolling load and precisely control the thickness. If the sum of the last 2-pass reduction ratios exceeds 40%, the last 2-pass rolling load increases excessively, reducing workability. There is a problem of becoming inferior. On the other hand, if the sum of the last 2-pass reduction ratios is less than 10%, the temperature of the steel plate decreases rapidly and workability may become poor.
  • the finished hot-rolled steel sheet is first cooled at an average cooling rate between 50 and 150° C. to a temperature T1 of 550 and 750° C.
  • the temperature of isothermal maintenance or secondary cooling and It is desirable to control the time as shown in Equation 1 below.
  • V ⁇ represents the fraction [area%] of ferrite generated during isothermal maintenance or secondary cooling.
  • V ⁇ can be defined by the following relational equation 2.
  • V ⁇ 100 ⁇ (1-exp(-k(T) ⁇ (ts) 1.5 )
  • k(T) is an indicator representing the growth rate of ferrite and is defined by the following relational equation 3.
  • the average cooling rate of the primary cooling is 50°C/s or more.
  • the average cooling rate of the primary cooling is 150°C/s or less.
  • the third cooling performed after the second cooling is performed at 150°C/s or more (or 150°C/s) so that the temperature of the surface layer is as shown in Equation 6 below in order to implement the microstructure intended in the present invention. It is important to perform rapid cooling with an average cooling rate of ⁇ 250°C/s).
  • T3 is the temperature [°C] of the steel sheet measured on the surface after the end of the third cooling
  • Ms is the start temperature of martensite formation of austenite present in the steel sheet after the end of the second cooling [°C]. , is defined by equation 7 below.
  • Ms(°C) 550-(330 ⁇ [C'])-(41 ⁇ [Mn])-(20 ⁇ [Si])-(20 ⁇ [Cr])-(10 ⁇ [Mo])+(30 ⁇ [Al])
  • [C'] represents a value considering the enrichment of carbon diffused in ferrite, and is defined through the following relational equation 8.
  • [Mn], [Si], [Cr], [Mo] and [Al] each represent the weight percent content of the element in parentheses.
  • the average cooling rate of the tertiary cooling may be 150°C/s or more (or between 150 and 250°C/s). If the average cooling rate of the tertiary cooling is less than 150°C/s, sufficient surface layer thickness cannot be secured, and room temperature formability may deteriorate. Conversely, if the average cooling rate of the tertiary cooling exceeds 250°C/s, the thickness of the surface layer may be excessive, making it difficult to secure warm formability.
  • the temperature in the thickness direction of the plate can be homogenized to T4 by air cooling for more than 2 seconds (the upper limit is not particularly limited), and T4 may be in the range of 200 to 400 ° C. there is.
  • the temperature in the thickness direction may be homogenized by heat transfer within the steel sheet due to air cooling in the above-described homogenization step.
  • the surface layer cooled to a temperature below Ms is reheated to a temperature above Ms due to the heat transferred from the deep part, and carbon diffusion from martensite in a carbon-supersaturated state to austenite becomes easy, and austenite can be stabilized.
  • the present invention after winding the air-cooled hot rolled steel sheet, it can be cooled a fourth time to room temperature. That is, after the third cooling, the hot-rolled steel sheet homogenized to a temperature of T4 is wound to manufacture a coil, and then cooled to room temperature.
  • a PO (Pickled and Oiled) steel sheet can be manufactured by optionally additionally pickling and oiling the hot rolled steel sheet on which the final cooling (fourth cooling) has been completed.
  • hot-dip galvanizing may optionally be performed by heating the finally cooled hot-rolled steel sheet to a temperature range of 400 to 750° C. after pickling.
  • a steel slab having the alloy composition shown in Table 1 below was prepared.
  • a hot rolled steel sheet with a thickness of 4 mm was manufactured from the prepared steel slab using the manufacturing conditions shown in Table 2 below.
  • the reheating temperature of the steel slab was 1150°C
  • the sum of the reduction ratios of the final 2 passes of finish rolling was 25%
  • the average cooling rate of the first cooling was 60°C/s.
  • the water pouring amount and the moving speed of the steel plate were applied equally, and then the cooling rate of the steel plate was changed by changing the water pouring time.
  • the temperature of the surface layer of the steel plate measured after the end of watering was measured as T3, and the temperature was measured for more than 2 seconds thereafter. After time passed, the temperature just before winding (homogenization temperature) was expressed as T4.
  • the thickness and ratio of the surface layer were measured and shown in Table 3 below.
  • the thickness of the surface layer was measured at 10 randomly selected points, and the average value was shown.
  • the ratio of the surface layer was expressed by calculating the ratio using the average thickness of the surface layer.
  • a specimen with a gauge width of 20 mm and a gauge length of 50 mm was manufactured in a direction parallel to the rolling direction, maintained in a furnace maintained at 80°C for 1 hour to equalize the temperature, and then adjusted at a gauge speed of 50 mm per minute in the furnace.
  • a tensile test was performed at a strain rate of , and the yield strength (YS), tensile strength (TS), uniform elongation (U-El), and elongation (El) were measured, and the results are shown in Table 4. Specifically, yield strength and tensile strength represent the lower yield point and maximum tensile strength, respectively, and elongation represents the elongation at break.
  • the drawing forming ratio of room temperature forming satisfied 2.0, the tensile strength of the warm tensile test was 590 MPa or more, and the elongation rate was judged to be at a good level of 30% or more.
  • T1* 1st cooling end temperature [°C]
  • T2* Isothermal maintenance temperature [°C] or secondary cooling end temperature [°C]
  • Example 1 0.50 25 80.0 12.5 0.0 0.4 7.0 1.5 1.22 80.2 10.7 0.0 1.4 7.8 2.4 1.01
  • Example 2 0.41 21 85.7 8.5 0.0 0.5 5.3 1.4 1.23 84.6 8.4 0.0 1.1 6.0 2.5 1.02
  • Example 3 0.43 22 79.2 12.5 0.0 0.6 7.7 1.4 1.23 78.4 12.1 0.0 1.4 8.0 2.7 1.08
  • Example 4 0.46 23 71.8 17.4 0.0 0.5 10.3 1.5 1.23 71.7 15.6 0.0 1.9 10.9 2.4 1.04 Invention Example 5 0.38 19 81.5 12.5 0.0 0.2 5.8 1.7 1.19 8
  • Inventive Examples 1-7 which satisfy all of the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention, have an average thickness of 100 ⁇ m or more from the steel surface and less than 30% of the total thickness. It can be seen that it contains surface layer microstructure.
  • the microstructure existing in the surface layer includes, in area%, the sum of ferrite and bainite within 85.0 to 96.5%, retained austenite within 3.5 to 15.0%, and martensite within 3.0%, and the average carbon in the retained austenite. It can be confirmed that excellent moldability can be secured at room temperature by satisfying the content of 1.10 to 1.40% by weight.
  • the deep part contains 3.5 to 15.0% of retained austenite, with an average carbon content in retained austenite of 0.80 to 1.10% by weight, and a total of ferrite and bainite in area %: 85.0 to 96.5%. It can be seen that the performance is also excellent.
  • Comparative Example 1 the C content was less than 0.06% and sufficient residual austenite could not be secured, so although the drawing formability at room temperature was good, the strength of more than 590 MPa and the elongation of more than 30% could not be secured during warm forming.
  • the fraction of retained austenite in the surface layer and the deep layer was so small as less than 0.2 ⁇ m and the size was so small that the equivalent circular diameter of the retained austenite could not be measured reliably.
  • Comparative Example 5 had a slow cooling rate during the third cooling, and as a result, although warm formability was excellent, sufficient formability could not be secured during cold forming.
  • Figure 1 is a photograph of the microstructure of Invention Example 2 observed by back electron scattering mounted on a scanning electron microscope.
  • Figure 1(a) shows the microstructure at a point 50 ⁇ m in the depth direction from the surface of the surface layer of Inventive Example 2, and the average circular diameter of retained austenite was measured to be 1.4 ⁇ m. Meanwhile, the average carbon content in the retained austenite included in the surface layer calculated by measuring the austenite lattice constant through X-ray diffraction was 1.23% by weight.
  • Figure 1(b) shows the microstructure of the deep part (corresponding to the thickness center (1/2t) in the present invention) of Inventive Example 2.
  • the average circular diameter of the retained austenite contained in the deep part was 2.5 ⁇ m, and the average carbon content in the retained austenite contained in the deep part measured by X-ray diffraction was 1.02% by weight. It can be seen that the surface layer is cooled below Ms and the austenite is finely distributed and has a high carbon content, while the deep layer maintained at a temperature above Ms is coarsely distributed and the carbon content is low.

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Abstract

본 발명은 다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

다단프레스 성형성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차의 휠디스크 등에 사용될 수 있는 열연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 다단 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위해, 전사회적으로 친환경 제품 생산에 대한 요구가 증가하고 있다. 자동차산업 분야에서, 종래에는 내연기관 자동차의 주행 중 발생하는 배기 가스를 감축하는 기술발전에 많은 노력을 기울여왔다. 그러나, 전기동력 자동차로의 전환이 가속화되는 최근에는 자동차의 주행뿐 아니라 자동차의 생산과 재활용 공정을 포함한 전생애주기에서의 탄소 감축을 고려하고 있다. 이를 위해, 자동차를 생산하기 위한 원소재의 생산 및 재활용 과정에서의 탄소 배출량을 규제하고자 하는 움직임이 있다.
종래에는 내연기관 자동차의 주행 중 탄소배출을 감축하기 위해, 알루미늄과 같은 경량 소재의 적용이 확대되어 왔다. 그러나, 최근 제조과정에서 탄소 배출량이 높은 알루미늄의 차체 적용비율은 감소하는 추세이며, 상대적으로 탄소 배출량이 낮은 철강소재의 차체 적용 비율이 다시 증가하는 추세이다.
자동차를 구성하는 부품 중, 휠은 지면의 충격을 서스펜션에 전달하는 경로에 위치하여 피로 내구성이 높을 것이 요구되는 안전상 중요한 부품이다. 한편, 휠은 차량 외부에 노출되는 부품으로 차량 구매자의 구매의욕을 자극하기 위해 디자인을 포함한 심미성이 요구되는 부품이다. 승용차용 휠 부품은 알루미늄 합금소재를 주조하는 방식으로 제조되어 다양한 형상을 구현하여 고객이 요구하는 심미성을 확보할 수 있었고, 내구 취약부는 두껍게 주조하여 피로 내구성을 확보할 수 있었다.
한편, 종래의 휠 부품 용도로 사용되던 열연강판은 강도는 우수하나 성형성이 부족하여 프레스 성형을 통해 복잡한 형상의 휠 디스크를 성형할 수 없었기 때문에, 승용차용 휠은 주로 알루미늄 합금의 주조 제품으로 제조되었다. 하지만, 최근의 전생애주기 관점의 탄소감축을 위해 자동차 제조사는 휠 부품 또한 철강으로 제조하는 것을 요구하여, 종래의 철강제품 대비 성형성이 우수한 열연강판의 개발이 필요하였다.
강판을 활용하여 휠 디스크를 생산하는 경우, 생산성의 극대화를 위해 통상 7개 내지 10개의 연속으로 배열된 프레스 기계에서 다단프레스 성형을 통해 고속으로 생산한다. 한편, 휠 디스크의 디자인을 개선하고, 휠디스크의 공냉을 원활하게 하기 위해 휠 디스크에는 다량의 홀을 가공하는 것이 필요하다. 동일한 수준의 피로하중을 지지할 수 있으면서도, 홀의 면적이 늘어나는 만큼, 강판의 두께는 증가할 필요가 있으므로, 고객사에서 요구하는 내구수명을 만족하기 위해서는 590MPa급 인장 강도를 갖는 강판의 경우 통상적으로 3.5mm 이상의 두께를 갖는 소재를 사용하여야 한다. 두꺼운 소재를 연속적으로 고속 프레스 성형하는 경우, 성형초기에는 상온에서 성형이 되나 성형이 누적됨에 따라 가공발열에 의해 소재의 온도가 상승하고, 두꺼운 소재는 냉각이 원활하지 않으므로 성형 중 소재의 온도는 70~90℃까지 상승할 수 있으므로, 휠용 강판의 성형성을 고려할 때에는 성형 초기의 상온에서의 성형성과 함께 성형 중 가공발열을 고려한 온간 고속 성형성에 대해 동시에 고려할 필요가 있다.
철강소재에서 소재의 성형성을 향상시키는 방법으로 잔류 오스테나이트의 소성유기변태 현상을 활용하는 방안이 널리 적용되어 왔다. 특허 문헌 1에서는 높은 수준의 인장강도와 연신률을 양립하기 위해 강 중에 체적분율로 50% 이상의 페라이트와 3% 이상의 오스테나이트를 포함하는 열연강판의 제조방법을 제시하고 있다. 하지만, 전술한 특허문헌 1에서는 상온상태의 성형성에 대해서만 고려하였을 뿐 온간 고속 성형성에 대해서는 언급하지 않고 있다.
특허문헌 2에서는 페라이트 및/또는 베이나이트를 주상으로 하고 체적분율로 3~50%의 잔류오스테나이트를 포함하는 냉연강판의 고속변형에서의 강도를 확보하는 제조방법에 대해 제시하고 있다. 하지만, 전술한 특허문헌 2에서는 고속 성형 시 충돌성능 관점에서의 강도에 대해서만 고려하였을 뿐, 성형성에 대해서는 언급하고 있지 않다.
따라서, 친환경 휠부품을 제작하기 위해서는 강도가 우수하면서도 성형온도가 다양한 다단프레스 공정에서의 성형성이 우수한 강재의 개발이 필요한 실정이다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제2002-030385호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제1999-193439호
본 발명은 강도가 우수하면서도, 상온 성형성과 온간 성형성이 동시에 우수한 열연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 1.2~2.5%, 망간(Mn): 0.80~2.50%, 알루미늄(Al): 0.001~0.100%, 인(P): 0.0001~0.0500%, 황(S): 0.0001~0.0500%, 질소(N): 0.0001~0.0200%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은 중량%로, 1.10~1.40%인, 열연강판을 제공한다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 1.2~2.5%, 망간(Mn): 0.80~2.50%, 알루미늄(Al): 0.001~0.100%, 인(P): 0.0001~0.0500%, 황(S): 0.0001~0.0500%, 질소(N): 0.0001~0.0200%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 압연 종료 온도 FDT인 800~1150℃에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 마무리 열간압연된 강판을 550~750℃의 온도 T1까지 50~150℃/s의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후, 550~750℃의 온도 T2에서 시간 ts 동안 등온 유지하거나, 상기 T1보다 낮고 550~750℃의 온도 T2까지 20℃/s 이하(0℃/s를 제외)의 냉각속도로 시간 ts 동안 2차 냉각하는 단계;
상기 등온 유지 또는 2차 냉각 후, 150℃/s 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 생성이 시작되는 온도 이하의 온도 T3까지 3차 냉각하는 단계;
상기 3차 냉각 후, 2초 이상 공냉하여 판 두께방향의 온도를 T4로 균질화 하는 단계; 및
상기 공냉된 열연강판을 권취한 후, 상온까지 4차 냉각하는 단계를 포함하는, 열연강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 강도가 우수하면서도, 상온 성형성과 온간 성형성이 동시에 우수한 열연강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 열연강판의 심층부 두께를 측정하기 위한 모식도이다. 도 1(a)는 특정두께 위치에서 오스테나이트 입자의 크기분포를 측정하기 위한 선교차길이 측정의 모식도이다. 도 1(b)는 본 강종에서 구현하고자 하는 미세조직의 모식도이다. 도 1(c)는 특정 두께 위치에서의 선교차길이로 측정한 오스테나이트 입도의 평균과 표준편차를 나타내는 모식도이다.
도 2는 본 발명의 발명예 2로부터 얻어진 강판의 미세조직을 주사 전자 현미경(SEM)에 장착된 후방전자산란방법을 통해 관찰한 사진이다. 도 2(a)는 발명예 2의 표층부 100μm 지점의 미세조직이며, 도 2(b)는 발명예 2의 심층부 미세조직을 나타낸다. 각 조직사진에서 백색의 영역이 오스테나이트를 나타낸다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것이 아니다.
본 발명자들은 종래의 고강도 열연강판에 있어서, 잔류 오스테나이트의 소성유기변태(TRIP) 현상을 이용하여 상온에서 측정한 연신률이 우수한 강재의 제조는 가능하나, 온간성형 조건에서의 성형성은 고려되지 않은 점을 인지하고 이를 해결하기 위해 깊이 연구하였다.
소성 유기 변태 현상은 외부 응력에 의해 소재가 변형될 때 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 상변태 함으로써 강의 가공경화능을 증가하여 국부적인 변형집중을 방지하여 성형성을 향상하는 원리이다. 성형성을 최적화하기 위해서는 오스테나이트의 마르텐사이트로의 변태가 소재의 변형과 함께 지속되어야 한다. 그런데, 오스테나이트의 안정도가 지나치게 낮은 경우 변형 초기에 상변태가 종료되어 연신률의 향상을 기대할 수 없고, 오스테나이트의 안정도가 지나치게 높은 경우 상변태가 일어나지 않아 연신률의 향상을 기대할 수 없다. 따라서, TRIP강을 설계할 때는 요구되는 성형성을 확보할 수 있도록 잔류 오스테나이트의 분율과 안정도를 동시에 고려해야 한다.
한편, 오스테나이트의 안정도는 내부 탄소 함량에 의해 크게 영향을 받으며, 변형이 일어나는 온도와 속도에 민감한 것으로 알려져 있다. 통상적으로 변형 온도가 높으면 상온에서의 탄소 함량보다 낮아야 성형성이 우수하고, 변형속도는 온도보다는 민감하게 영향을 미치지는 않는 것으로 알려져 있다. 따라서, 고온에서 성형성을 확보하기 위해서는 오스테나이트내 탄소 함량이 낮은 것이 유리하나, 상온에서의 성형성을 고려하면 오스테나이트내 탄소 함량이 높은 것이 유리하다.
강판 내에서 오스테나이트 탄소 함량을 이상적인 비율로 나누어지도록 제조하기 위해 본 발명자들은 두께 방향으로 조직을 불균일하게 조절하였다. 이를 통해, 초기 드로잉 성형이 인가되는 프레스 공정에서는 표층부에 성형량이 최대한 인가되므로 상온 성형성이 우수하도록 탄소함량이 높은 오스테나이트가 생성되고, 이후의 연속적인 프레스 공정에서의 온간 성형성을 확보하기 위해 탄소 함량이 낮은 오스테나이트가 강재 내부에 존재할 수 있는 방법을 모색하였다.
오스테나이트 내부 탄소 함량은 오스테나이트의 크기의 영향을 받는다. 오스테나이트 결정립의 크기가 작은 경우 탄소 확인이 용이하여 탄소 함량이 높은 오스테나이트가 존재하고, 오스테나이트 결정립의 크기가 큰 경우 오스테나이트 내부 탄소확산이 용이하지 않아 탄소의 농화가 더디게 진행되어 평균 탄소함량은 낮은 오스테나이트로 존재하게 된다. 따라서 표층부와 심층부 내 오스테나이트 결정립의 크기를 다르게 하면, 탄소 함량이 상이한 오스테나이트를 각 위치에 생성할 수 있다.
TRIP강의 잔류 오스테나이트를 미세하게 분산되도록 하기 위해서는, Ms 이하의 온도로 냉각한 후 다시 강판의 온도를 승온하여 강도, 연신률 및 굽힘성을 우수하게 하는 Q&P (Quenching & Partitioning) 공정이 널리 사용되고 있다. 하지만 Ms 이하로 냉각된 강판을 다시 승온하기 위해서는 별도의 가열장치가 필요하므로, 압연에서 냉각, 권취가 일련적으로 수행되는 열간압연 공정에서는 적용이 곤란한 문제가 있었다.
열간압연 강판의 제조공정에서 마무리 열간압연 후, 열연강판은 상하부에서 주수되는 냉각수에 의해 냉각되며, 이때 판의 표층부는 냉각수와의 열전달이 이루어지며 냉각되지만 판의 내부는 열전도에 의해 냉각이 진행된다. 일반적으로 판내부의 열전도 속도보다 표층부에서 일어나는 열전달의 속도가 빠르므로 판내부에는 두께 방향으로 온도구배가 생성된다. 그런데 판의 표층부는 Ms 이하로 냉각되는 반면, 판의 심층부는 Ms 이상의 온도로 유지되는 적정 시점에 냉각수를 제거하면 판내부의 열전달에 의해 강판의 표층 온도는 다시 상승하게 되는 현상을 본 발명자들은 발견하였다.
즉, 별도의 가열장치를 구비하지 않더라도 강판의 표층부는 Ms 이하로 냉각 후 다시 Ms 이상의 온도까지 승온되므로 잔류 오스테나이트가 미세하게 분산된 탄소 함량이 높은 오스테나이트가 존재하고, 심층부는 탄소함량이 낮은 조대 오스테나이트가 존재하여 상온과 온간 조건에서 성형성이 동시에 확보될 수 있는 강판을 얻을 수 있음을 인지하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
먼저, 본 발명 열연강판의 합금조성에 대해서 설명한다. 발명에 따른 상온 및 온간 성형성이 우수한 고강도 열연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 1.2~2.5%, 망간(Mn): 0.80~2.50%, 알루미늄(Al): 0.001~0.100%, 인(P): 0.0001~0.0500%, 황(S): 0.0001~0.0500%, 질소(N): 0.0001~0.0200%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 먼저 본 발명의 굽힘성 및 연신률이 우수한 고강도 열연강판의 합금 조성성분 및 그 함량 제한사유를 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한 각 원소의 함량은 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.06~0.18%
탄소(C)는 베이나이트 상변태 중 오스테나이트로 확산이동하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 이러한 C의 함량이 증가할수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하여 연신률과 인장강도가 동시에 향상된다. 상기 C의 함량이 0.06% 미만이면 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신률과 인장강도를 확보할 수 없다. 한편 그 함량이 0.18%를 초과하게 되면 Ms 온도가 과도하게 낮아져 인장강도가 과도하게 상승하고, 성형성과 용접성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.08~0.18%인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.08~0.15%로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.2~2.5%
실리콘(Si)은 베이나이트 변태 중 탄화물의 형성을 지연시켜 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 또한, Si은 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 1.2% 미만인 경우, 탄화물이 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신률을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하게 되면 재가열시 슬라브 표면에 Fe-Si 복합산화물이 형성되어 강판 표면품질이 열위해질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량이 1.2~2.5%인 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Si 함량의 하한은 1.8%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 2.2%일 수 있다.
망간 (Mn): 0.80~2.50%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로, 마무리압연 후 냉각 중에 입상 페라이트가 과도하게 형성되는 것을 방지하여 베이나이트와 잔류 오스테나이트의 형성을 용이하게 한다.
상기 Mn의 함량이 0.80% 미만이면 경화능이 부족하여 냉각 중 입상 페라이트의 분율이 급속하게 증가하여 T2 온도에서의 완냉각 시간 제어가 곤란한 문제가 있다. 반면, 그 함량이 2.50%를 초과하는 경우 페라이트의 성장속도가 지나치게 느려 완냉각 구간에서 요구되는 시간이 설비에서 제어할 수 있는 시간을 초과하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량은 0.80~2.50%인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 1.00~2.00%로 포함할 수 있다.
알루미늄 (Al): 0.001~0.100%
알루미늄(Al)은 탈산을 위해 첨가하는 원소로 탈산 후 강중에 일부 존재하게 된다. 이러한 Al은 그 함량이 0.100%를 초과하는 경우 강중에 산화물 및 질화물계 개재물의 증가를 초래하므로 강판의 성형성을 열위하게 한다. 한편, 상기 Al을 0.001% 미만으로 과도하게 저감하게 되면 불필요한 정련비용의 증가를 초래한다. 따라서, 본 발명에서 상기 Al의 함량은 0.001~0.100%인 것이 바람직하다.
인(P): 0.0001~0.0500%
인(P)은 불가피하게 함유되는 불순물로써, 편석에 의해 강의 가공성을 저하시키는데 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 인의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 P의 함량을 0.0001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과도하게 증가한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량은 0.0001~0.0500%인 것이 바람직하다.
황(S): 0.0001~0.0500%
황(S)은 불가피하게 함유되는 불순물로써, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 그로 인해 강의 가공성을 저하시키는 주요 원인이 되는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 S의 함량을 0.0001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과도하게 증가한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 S 함량은 0.0001~0.0500%인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.0001~0.0200%
질소는 불가피하게 함유되는 불순물로써 알루미늄과 작용하여 미세한 질화물을 석출시켜 강의 가공성을 저하시키는 원소이므로, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다. 이론상 N의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 N의 함량을 0.0001% 미만으로 제조하기 위해서는 제조비용이 과도하게 증가한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 N 함량은 0.0001~0.0200%인 것이 바람직하다.
본 발명에서는 상기 조성성분 이외에, 크롬(Cr): 0.01~2.00%, 몰리브덴(Mo): 0.01~2.00%, 티타늄(Ti): 0.01~0.20% 및 니오븀(Nb): 0.01~0.10% 중 1종 이상을 선택적으로 더 포함할 수 있다. 이하에서는, 선택적인 첨가 원소로서, 각 성분의 함량 및 함량 한정 이유에 대해 구체적으로 설명한다.
크롬(Cr): 0.01~2.00%
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 느리게하여 오스테나이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Cr의 함량이 0.01% 미만인 경우 첨가효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 2.00%를 초과하는 경우 강판의 인산염처리성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량은 0.01~2.00%인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.10~1.50%인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0.01~2.00%
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 원소이며, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 Mo의 함량이 0.01% 미만인 경우 마무리압연 후 냉각 중 페라이트 생성을 억제하는 첨가효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 그 함량이 2.00%를 초과하는 경우 용접성이 열위해지고 원가가 과도하게 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량은 0.01~2.00%인 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.05~1.00%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01~0.20%
티타늄(Ti)은 탄질화물을 형성하는 원소로 열간압연시 재결정 지연에 의해 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하여 페라이트 변태를 촉진하고 페라이트의 결정립을 미세하게 하여 강도를 향상하는 역할을 한다. 상기 Ti의 함량이 0.01% 미만인 경우 첨가효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 상기 Ti의 함량이 0.20%를 초과하게 되면 조대한 탄질화물이 생성되어 강판의 인성을 저하한다. 따라서, 본 발명에서는 전술한 Ti의 첨가 효과를 얻으면서도 물성을 보다 개선하기 위하여, 상기 Ti의 함량을 0.01~0.20%로 할 수 있다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Ti 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.10%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.10%
니오븀(Nb)은 Ti과 유사하게 탄질화물을 형성하는 원소이다. 니오븀을 첨가하게 되면 열간압연 시 재결정 지연에 의해 오스테나이트의 결정립을 미세하게 하여 페라이트 변태를 촉진하고 페라이트의 결정립을 미세하게 하여 강도를 향상하는 역할을 한다.
상기 Nb의 함량이 0.01% 미만인 경우 첨가효과를 충분히 얻을 수 없는 한편, 그 함량이 0.10%를 초과하게 되면 조대한 탄질화물이 생성되어 강판의 인성을 저하하고, 압연시 압연부하를 증가시켜 작업성을 열위하게 한다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량은 0.01~0.10%인 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Nb 함량은 0.01~0.05%일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열연강판은, 표층부의 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합: 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트: 3.5~15.0% 및 마르텐사이트: 3.0% 이하(0%를 포함)를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 표층부 미세조직은, 분율로, 페라이트와 베이나이트의 합을 85.0~96.5% 범위로 포함할 수 있다. 알루미늄 합금은 철강 대비 비중이 낮지만 강도 또한 낮으므로 인장 강도가 590MPa급 이상인 강판을 사용하여 휠을 제조하게 되면 알루미늄 합금휠과 유사 수준의 부품 무게를 확보할 수 있다. 따라서, 인장강도가 590MPa 이상을 만족하는 수준에서 연신률을 최대한 향상할 수 있다면 알루미늄 합금휠과 유사한 무게와 디자인을 갖는 친환경적이며 제조원가가 저렴한 휠부품의 제조가 가능하다. 본 발명에서 성형성의 향상은 잔류 오스테나이트의 상안정도와 분율을 제어하는 것과 함께 기지조직인 페라이트와 베이나이트의 분율 제어로 이루어진다. 페라이트 변태는 열간압연 후 1차 냉각 후 550~750℃의 온도범위에서 서냉 혹은 등온유지하는 단계에서 이루어지며 기지조직을 형성하고, 이때 탄소는 오스테나이트로 확산하므로 페라이트의 성장과 함께 마르텐사이트 생성온도인 Ms 온도는 점차 하락하게 된다. 본 발명에서 권취온도는 3차 냉각 후 Ms 이하로 과냉된 표층부와 심층부가 열평형을 이루는 온도로 설정되므로, 페라이트의 분율이 지나치게 낮아 Ms 온도가 과도하게 높은 경우 조직내에 탄화물이 생성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 하락하게 되는 문제가 있다. 따라서 페라이트의 분율은 바람직하게 70% 이상일 수 있다. 한편, 페라이트가 지나치게 과도할 경우 Ms 온도가 지나치게 낮아지므로, 베이나이트 변태의 탄소확산이 원활히 이루어지지 않아 오스테나이트의 분율이 하락하고 최종 냉각단계에서 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 따라서 1차 냉각 중 생성되는 페라이트의 분율은 바람직하게 90% 이하일 수 있다.
전술한 바와 같이, 표층부가 Ms 이하로 냉각된 직후 마르텐사이트의 핵생성과 성장이 발생한다. 하지만, 냉각 후 강판내 열전달에 의해 다시 Ms 이상의 온도로 상승하게 되므로 마르텐사이트 변태가 완료되지 않은 시점에 다시 베이나이트 변태 온도영역에 진입하게 된다. 따라서, 냉각 직후 생성된 마르텐사이트는 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트로 존재하고, Ms 이하에서 미변태된 오스테나이트 내부에서는 베이니틱 페라이트의 성장이 일어난다. 표층부에 존재하는 템퍼드 마르텐사이트와 베이니틱 페라이트는 공통적으로 래스형태를 가지며, 조직내에 다수의 전위를 포함하고 있으므로 이를 미세조직적으로 구분하기 곤란하고, 물성에 미치는 영향도 유사하므로 별도로 구분하지 않고 베이나이트로 통칭하여 관리한다. 권취 후 생성되는 베이나이트의 분율은 3차 냉각 직후의 오스테나이트 분율과 권취온도로 결정되는 오스테나이트에 고용가능한 최대 탄소 함량에 의해 결정되며, 강판의 물성에 미치는 영향이 페라이트와 잔류 오스테나이트에 비해 미미하므로 페라이트와 베이나이트 분율의 합을 관리하는 것이 효율적이다. 페라이트와 베이나이트의 합이 85.0% 미만인 경우 안정적인 오스테나이트를 확보하기 위해서는 강중에 첨가되어야 하는 탄소함량이 지나치게 높게되어 강의 용접성을 저해할 우려가 있다. 페라이트와 베이나이트의 합이 96.5%를 초과하는 경우 잔류 오스테나이트의 분율을 충분히 확보할 수 없어 성형성이 열위해지는 문제가 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 본 발명의 표층부 미세조직은 면적%로, 3.5~15%의 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 강의 성형성을 향상시키는 중요한 역할을 하며, 잔류 오스테나이트의 분율이 3.5% 미만인 경우 강의 연신률이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 잔류 오스테나이트의 분율이 15%를 초과하기 위해서는 과량의 C가 첨가되어야 하므로, 강판의 강도가 과도하게 상승하고 용접성이 열위해지는 문제가 있다.
이 때, 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은 중량%로, 1.10~1.40% 범위를 만족하는 것이 바람직하다. 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 1.10% 미만인 경우, 상온에서 변형 초기에 마르텐사이트로 소성유기변태되어 성형성의 향상을 기대할 수 없다. 반면, 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 1.40%를 초과하게 되면, 안정도가 지나치게 높아 충분한 변형이 이루어지더라도 소성유기변태가 일어나지 않으므로, 성형성의 향상을 기대할 수 없게 되어 상온에서의 성형성이 열화되는 문제가 있다.
한편, 본 발명에 있어서, 전술한 표층부는 열연강판의 표면으로부터 두께방향으로 표층에 위치한 영역을 지칭한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 열연강판에 있어서, 표층부와 심층부는 잔류 오스테나이트의 크기 변화를 통해 구분할 수 있다. 상기 표층부와 심층부의 구분 방법에 대하여 특별히 한정하는 것은 아니나, 예를 들어 다음과 같은 방법으로 구분할 수 있다. 구체적으로, 먼저 강판의 전체 두께에 대해 레페라 에칭을 통해 오스테나이트 조직을 구분한 후, 광학 현미경 1,000배율에서 측정한 조직사진을 이용하여 심층부와 표층부를 구분할 수 있다.
즉, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 표층부와 심층부는 잔류 오스테나이트의 크기(예를 들어, 원상당 직경)의 차이에서 구분 가능하다. 이때, 열연강판의 각 두께 위치에서의 잔류 오스테나이트 원상당 직경를 특정하는 것이 중요하므로, 도 1(a)에 나타낸 방법으로 각 두께 위치에서의 잔류 오스테나이트의 원상당 직경의 평균과 표준편차를 측정하였다. 특정 두께 위치를 표기한 점선을 가로지르는 각자 크기가 상이한 A 내지 D로 표기된 잔류 오스테나이트 크기(예를 들어, 원상당 직경)의 평균과 표준편차를 측정하기 위해, 점선과 각각의 잔류 오스테나이트가 교차하는 길이를 각각 측정하였으며, 교차하는 잔류 오스테나이트의 숫자로 산술평균 및 표준편차를 구하였다.
또한, 도 1(b)에 나타낸 바와 같이 표면으로부터 특정위치에서 시작하여 등간격으로 각 위치에서의 평균과 표준편차를 구하면, 도 1(c)와 같이 표층으로부터의 거리에 따라 잔류 오스테나이트 입도의 평균과 표준편차를 나타낼 수 있다. 이러한 측정 결과로부터, 본 발명에 따른 열연강판의 표층부는 잔류 오스테나이트의 크기가 미세하고 고르게 분산된 특징이 있으므로 평균과 표준편차가 낮은 특징을 보인다. 이에 비하여, 본 발명에 따른 열연강판의 심층부에서는 조대 잔류 오스테나이트의 존재로 인해 평균과 표준편차가 급격히 증가한다. 잔류 오스테나이트 크기(예를 들어, 원상당 직경)의 평균과 표준편차가 급격히 증가하는 위치를 표층부로 정의하였다. 다만, 전술한 선교차 방법은 간단하게 크기(예를 들어, 원상당 직경)를 측정할 수 있어, 표층부 깊이를 측정하는 방법으로는 적당하다.
다만, 조직의 분율 및 크기(예를 들어, 원상당 직경)의 측정의 정확성은 한계가 있으므로, 표층부와 심층부 미세조직 및 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량 등은 하기 방법을 사용하여 정의할 수 있다. 이 때, 측정 방법에 대하여 특별히 한정하는 것은 아니고, 일례로서, 표층부의 미세조직은 표면으로부터 50㎛ 위치에서 레페라 에칭법을 사용하여 광학현미경과 이미지 분석기를 이용하여 1000배율로 분석한 결과를 통해 페라이트와 베이나이트의 분율을 구분할 수 있다. 동일한 방법을 통해, 잔류 오스테나이트의 분율과, 오스테나이트 원상당 직경(㎛)를 측정한다. 또한, 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량(중량%), Cγ는 X-Ray 회절분석을 통해 하기 식 1을 사용하여 구하였다. 또한, 심층부 역시 전술한 표층부와 동일한 방법으로 측정할 수 있고, 그 측정 방법을 특별히 한정하지 않는다. 일례로, 심층부의 경우, 강판 두께 중심부 (1/2t) 지점에서의 미세조직 분율과, 잔류 오스테나이트 원상당 직경(㎛), 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량(중량%)을 표층부와 동일한 방법으로 분석하였다.
[식 1]
aγ = 3.578 + 0.033×[Cγ] + 0.0095×[Mn]-0.00124×[Si]
(상기 식 1에 있어서, aγ는 X-ray 회적분석을 통해 계산한 오스테나이트의 격자상수(옹스트롱)이며, [Mn]과 [Si]은 중량 함량이다.)
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은, 0.2~2.0㎛일 수 있고, 보다 바람직하게는 0.5㎛ 이상일 수 있고, 혹은 1.8㎛ 이하일 수 있다. 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경이 0.2㎛ 미만이면, 상안정도가 급격히 증가하고, 또한 내부 탄소 함량도 높은 경우가 많으므로 충분한 변형이 이루어지더라도 소성유기변태가 일어나지 않아 성형성의 향상을 기대하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 표층부 내 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경이 2.0㎛를 초과하면, 탄소의 확산 거리가 증가하여 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량 1.10% 이상을 확보하기 곤란할 수 있다.
또한, 상기 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은, 전술한 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경보다 클 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 심층부의 미세조직은, 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합: 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트: 3.5~15.0% 및 마르텐사이트: 5.0% 이하(0%를 포함)를 포함할 수 있다. 페라이트는 두께방향 온도가 균일한 2차 냉각 단계에서 생성되므로 표층부와 동일한 분율을 갖게되며, 베이나이트 또한 두께방향 온도가 균일한 권취 이후 생성되므로 표층부와 유사한 분율을 가질 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은, 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량보다 적을 수 있다. 구체적으로, 상기 심층부에서의 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 0.80% 이상 1.10% 미만일 수 있다. 본 발명에 따른 열연강판의 표층부 온도는 순간적으로 Ms 이하로 냉각된 후 다시 승온되어 오스테나이트가 미세하게 분포하여 탄소농화가 원활히 진행되는 것에 비해, 심층부 온도는 Ms 이상의 베이나이트 변태온도에서 유지된 후 권취되므로 오스테나이트는 조대하게 존재하며 탄소확산에 소요되는 시간이 증가하여 최종냉각 후 오스테나이트 내부 탄소함량이 표층부 대비 낮아진다. 이 때, 상기 심층부에서의 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 0.8% 미만인 경우, 온간 성형 시에서 변형 초기에 마르텐사이트로 소성유기변태되어 성형성의 향상을 기대할 수 없을 수 있다. 반면, 상기 심층부에서의 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 1.1% 이상이면, 안정도가 지나치게 높아 충분한 변형이 이루어지더라도 소성유기변태가 일어나지 않으므로 성형성의 향상을 기대할 수 없게 되어, 온간 성형성이 악화될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은, 2.0㎛ 초과 5.0㎛ 이하일 수 있고, 보다 바람직하게는 2.2㎛ 이상일 수 있고, 혹은 3.0㎛ 이하일 수 있다. 상기 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경이 2.0㎛ 이하이면, 오스테나이트 내부 탄소 농화가 지나치게 진행되어, 상기 심층부 내 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 1.10% 이상이 되는 문제가 생길 수 있다. 반면, 상기 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경이 5.0㎛를 초과하는 경우, 탄소 확산에 필요한 거리가 증가하여 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 내부 탄소 함량을 0.80% 이상 확보하기 곤란해질 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 열연강판의 평균 두께(t)는 1.5~12.0㎜일 수 있다. 상기 열연강판의 평균 두께가 1.5㎜ 미만이면, 두께 방향으로의 열교환이 용이하여 심층부 및 표층부의 2원화 조직을 확보하기 곤란할 수 있고, 상기 열연강판의 평균 두께가 12.0㎜ 초과이면, 휠 부품의 용도로서 사용되기 곤란할 수 있다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표층부의 평균 두께는 100㎛ 이상일 수 있고, 열연강판의 평균 두께에 따라 차이가 존재할 수 있으나, 상기 열연강판의 평균 두께의 30% 이하일 수 있다. 만일 표층부의 평균 두께가 100㎛ 미만이면, 상온에서의 성형성을 향상시키는 효과가 미미할 수 있다. 또한, 상기 표층부의 평균 두께가 열연강판의 전체 평군 두께의 30%를 초과하면, 강판내에서 열전달이 일어난 후, 표층부 온도가 Ms 이상의 온도로 복열이 어려우므로 Ms 온도 이하의 온도로 권취되어 형상이 불량해지고, 변형량이 높은 온간성형 단계에서의 성형성이 악화될 수 있다. 한편, 상기 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 표층부의 평균 두께의 상한은 25%일 수 있고, 혹은 상기 표층부의 평균 두께의 하한은 5%일 수 있다. 이 때, 상기 표층부는 열연강판의 양 표면으로부터 각각 구비될 수 있다. 이 경우, 전술한 표층부의 평균 두께는 강판의 두께방향으로 양 표면으로부터 측정되는 각 표층부의 평균 두께에 대한 합을 의미한다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 권취온도가 지나치게 낮은 경우, 탄소확산이 충분하지 못해 일부 영역에서는 상온으로의 최종 냉각단계에서 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 이러한 마르텐사이트는 강도를 향상시키는 역할을 하지만, 마르텐사이트가 과도하게 생성되면 잔류 오스테나이트의 분율이 저하되는 결과를 초래하므로 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 본 발명에서는 상기 심층부에서의 마르텐사이트 분율의 하한에 대해서는 한정할 필요가 없으나, 5%를 초과하게 되는 경우 연신률이 열위해질 수 있으니, 5% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명은, 인장강도가 590MPa 이상이며, 상온에서의 드로잉 성형비가 2.0 이상을 만족하고, 70~90℃ 구간에서 측정한 연신률이 30% 이상인 상온 및 온간 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면, 인장강도가 590MPa 이상이고, 상온에서의 드로잉성형비가 2.0을 만족하며, 80℃ 온간인장 실험의 연실율이 30% 이상인 상온 및 온간 성형성이 우수한 고강도 열연강판을 제공할 수 있다.
다음으로, 본 발명의 또 다른 일 측면인 굽힘성 및 연신률이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서, 강 슬라브를 재가열하여 균질화처리하는 공정을 거치고, 이때, 1050~1300℃에서 재가열 공정을 행하는 것이 바람직하다. 만일, 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 합금원소의 균질화가 충분하지 않은 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 슬라브 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 강판의 표면품질이 저하되므로 바람직하지 못하다.
열간압연
이어서, 전술한 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조한다. 이때, 마무리 열간압연 직후의 열연판의 온도인 마무리 열간압연 온도(FDT)를 800~1150℃ 사이로 제어한다.
상기 열간압연 시, FDT가 1150℃보다 높은 온도에서 이루어지면, 압연후 산화물이 강판표면에 과도하게 생성되어 산세 후에도 효과적으로 제거되지 못하여 표면품질이 열위해진다. 한편, FDT 800℃ 보다 낮은 온도에서 열간압연을 진행할 경우, 압연부하가 과도하게 증가하여 작업성을 열위하게 한다.
이때, 열간 압연 마지막 2Pass에서 압하율의 합을 10~40% 범위로 관리함이 바람직하다. 통상 열간압연을 다단 압연하는 실시하는 주요한 이유는 압연부하를 저감하고 두께를 정밀하게 제어하는 것으로, 마지막 2Pass 압하율의 합이 40%를 초과하는 경우 마지막 2Pass 압연부하가 과도하게 증가하여 작업성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 마지막 2Pass 압하율의 합이 10% 미만인 경우, 강판의 온도가 급격히 저하되며 작업성이 불량해질 수 있다.
냉각 단계
상기 마무리 열간압연된 강판을 550~750℃의 온도 T1까지 50~150℃ 사이의 평균 냉각 속도로 1차 냉각한다.
상기 1차 냉각 후, 550~750℃의 온도 T2[단위는 ℃]에서 시간 ts[단위는 초(sec)] 동안 등온 유지하거나, 상기 T1보다 낮고 550~750℃의 온도 T2[단위는 ℃]까지 20℃/s이하(0℃/s를 제외)의 평균 냉각 속도로 시간 ts[단위는 초(sec)] 동안 온도 T2까지 2차 냉각한다.
상기 등온 유지 또는 2차 냉각 중, 페라이트가 생성되어 기지조직을 형성하며, 탄소는 오스테나이트로 농화하여 강의 Ms 온도는 점진적으로 하락하게 된다. 이 때, 강의 Ms 온도가 250~450℃ 사이에 위치할 수 있도록 2차 냉각시 생성되는 페라이트의 분율은 면적%로, 70~90%가 바람직하며, 이를 위해 등온 유지 또는 2차 냉각의 온도와 시간을 하기 관계식 1과 같이 제어하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
70 ≤ Vα ≤ 90
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 Vα는 상기 등온 유지 또는 2차 냉각 시 생성되는 페라이트의 분율[면적%]을 나타낸다.)
이 때, 상기 Vα는 하기 관계식 2으로 정의될 수 있다.
[관계식 2]
Vα = 100×(1-exp(-k(T) × (ts)1.5))
(상기 관계식 2에 있어서, k(T)는 페라이트의 성장 속도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 3으로 정의된다.)
[관계식 3]
Figure PCTKR2023019342-appb-img-000001
(상기 관계식 3에 있어서, P는 하기 관계식 4로 정의되고, Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효결정립도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 5로 정의된다.)
[관계식 4]
P= 633-529×[C]-(29-32×[C])×[Mn]+(70-86×[C])×[Si]-(10-[C])×[Cr]-(15+[C])×[Mo]
(상기 관계식 4에 있어서, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타낸다.)
[관계식 5]
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
(상기 관계식 5에 있어서, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 각각 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타내고, FDT는 마무리 열간압연 온도(℃)를 나타낸다.)
상기 2차 냉각에서 생성된 페라이트 분율을 이용하여 3차 냉각의 종료온도를 설정하게 되므로, 정밀한 계산을 위해 1차 냉각단계에서는 페라이트 변태를 회피하는 것이 필요하다. 따라서, 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도는 50℃/s 이상인 것이 바람직하다. 한편, 1차 냉각 시 평균 냉각속도가 과다하면 표층과 심층의 온도편차가 발생할 수 있으므로, 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도는 150℃/s 이하인 것이 바람직하다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 2차 냉각 후 수행되는 3차 냉각은 본 발명에서 의도하는 미세조직을 구현하기 위해, 표층부의 온도가 하기 관계식 6과 같이 되도록 150℃/s 이상(혹은, 150~250℃/s)의 평균 냉각 속도로 급속냉각을 실시하는 것이 중요하다.
[관계식 6]
Ms-100 ≤ T3 ≤ Ms-30
(상기 관계식 6에 있어서, 상기 T3는 3차 냉각 종료 후 표면에서 측정된 강판의 온도[℃]이며, Ms는 2차 냉각 종료 후 강판에 존재하는 오스테나이트의 마르텐사이트 생성 개시 온도[℃]로서, 하기 관계식 7으로 정의된다.)
[관계식 7]
Ms(℃) = 550-(330×[C'])-(41×[Mn])-(20×[Si])-(20×[Cr])-(10×[Mo])+(30×[Al])
(상기 관계식 7에 있어서, [C']는 페라이트에서 확산된 탄소의 농화가 고려된 수치를 나타낸 것으로서, 하기 관계식 8을 통해 정의된다. 또한, 상기 [Mn], [Si], [Cr], [Mo] 및 [Al]은 각각 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타낸다.)
[관계식 8]
[C']= 0.9×([C]- Vα×0.02)/(1-Vα)
(상기 관계식 8에 있어서, 상기 [Cl는 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타내고, 상기 Vα는 전술한 바와 같다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 3차 냉각의 평균 냉각 속도는 150℃/s 이상(혹은, 150~250℃/s 사이)일 수 있다. 3차 냉각의 평균 냉각 속도가 150℃/s 미만인 경우, 충분한 표층부 두께를 확보할 수 없어 상온 성형성이 악화될 수 있다. 반대로, 3차 냉각의 평균 냉각 속도가 250℃/s를 초과하는 경우, 표층부 두께가 과다하여 온간성형성이 확보 곤란해질 수 있다.
균질화 단계
본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 3차 냉각 후, 2초 이상(상한은 특별히 한정하지 않음) 공냉하여 판 두께방향의 온도를 T4로 균질화할 수 있고, 상기 T4는 200~400℃ 범위일 수 있다. 전술한 균질화 단계에서의 공냉에 따른 강판 내 열전달에 의해 두께 방향으로의 온도가 균질화될 수 있다. Ms 이하 온도로 냉각된 표층부는 심층부에서 전달된 열로 인해, Ms 이상의 온도로 복열되고, 탄소가 과포용된 상태의 마르텐사이트에서 오스테나이트로의 탄소 확산이 용이해지고, 오스테나이트가 안정화될 수 있다.
권취 및 최종 냉각 단계
후속하여 본 발명에서는 상기 공냉된 열연강판을 권취한 후, 상온까지 4차 냉각할 수 있다. 즉, 3차 냉각 후 T4의 온도로 균질화된 열연강판을 권취하여 코일을 제조한 후 상온까지 냉각한다.
이어서, 본 발명에서는 선택적으로 상기 최종냉각(4차 냉각)이 완료된 열연강판을 추가로 산세 및 도유함으로써 PO(Pickled and Oiled) 강판을 제조할 수 있다.
혹은, 선택적으로 상기 최종 냉각된 열연강판을 산세 후 400~750℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금을 실시할 수도 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 갖는 강 슬라브를 마련하였다. 이어, 상기 마련된 강 슬라브를 하기 표 2의 제조조건을 이용하여 두께 4mm의 열연강판을 제조하였다. 이때, 강 슬라브의 재가열 온도는 1150℃, 마무리압연 최종 2Pass의 압하율의 합은 25%가 되도록 하고, 1차 냉각의 평균 냉각 속도는 60℃/s를 적용하였다.
3차 냉각은 주수량과 강판의 이동속도를 동일하게 적용한 후, 주수시간을 변경하면서 강판의 냉각속도를 변화시켰으며, 주수 종료 후 강판 표층의 온도를 측정한 온도를 T3, 그리고 그로부터 2초 이상의 시간이 흐른 후 권취 직전의 온도(균질화 온도)를 T4로 나타내었다.
상술한 바에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하여 그 결과를 아래 표 3에 나타내었다. 이 때, 하기 표 3에서, F는 페라이트, B는 베이나이트, P는 펄라이트, A는 오스테나이트를 나타낸다.
또한, 표층부의 두께와 비율을 측정하여 아래 표 3에 나타내었다. 표층부의 두께는 10지점을 임의로 선택하여 표층부의 두께를 측정한 후, 그 평균 값을 나타내었으며. 표층부의 비율은 상기 표층부의 두께 평균 값을 이용하여 비율을 계산하여 나타내었다.
또한, 상술한 바에 따라 제조된 각각의 강판에 대하여, 지름 200mm와 160mm의 원판으로 가공하고 지름이 100mm인 펀치로 컵성형을 하여 상온에서 드로잉 성형성을 검증하였다. 지름 160mm 원판이 크랙 발생 없이 컵 성형이 이루어진 경우 드로잉성형비(Drawing Ratio, DR) 1.6을 만족하는 것으로 하였으며, 지름 200mm 원판이 컵성형시 크랙이 발생하지 않는 경우 드로잉성형비 2.0을 만족하는 것으로 판단하였으며, 그 결과를 표 4에 O와 ×로 표기하였다.
온간 성형성을 검증하기 위해 게이지폭 20mm, 게이지 길이 50mm 시편을 압연방향에 평행한 방향으로 제작하여, 80℃로 유지되는 로내에서 1시간 유지하여 온도를 균일하게 한 후, 로내에서 게이지 속도 분당 50mm의 변형속도로 인장실험을 수행하였고 항복강도(YS), 인장강도(TS), 균일연신률 (U-El) 및 연신률(El)을 측정하여 그 결과를 표 4에 나타내었다. 구체적으로, 항복강도와 인장강도는 각각 하부항복점과, 최대인장강도를 나타내며, 연신률은 파괴연신률을 나타낸다.
상온성형의 드로잉성형비가 2.0을 만족하고, 온간 인장실험의 인장강도는 590MPa 이상, 연신률이 30% 이상을 양호한 수준으로 판정하였다.
강종 C Si Mn P S Sol.Al Cr Mo Ti Nb N
발명강 1 0.11 2.0 1.15 0.0008 0.0002 0.012 0 0 0 0 0.0021
발명강 2 0.09 2.0 1.50 0.0011 0.0003 0.015 0 0 0 0 0.0034
발명강 3 0.12 2.1 0.90 0.0009 0.0002 0.012 0 0 0 0 0.0028
발명강 4 0.15 2.2 0.90 0.0012 0.0002 0.012 0.20 0 0 0 0.0026
발명강 5 0.09 2.1 1.20 0.0013 0.0003 0.015 0 0 0.03 0 0.0025
발명강 6 0.10 2.1 1.20 0.0012 0.0003 0.012 0 0 0 0.02 0.0032
발명강 7 0.12 1.8 1.20 0.0012 0.0003 0.012 0.10 0.10 0 0 0.0032
비교강 1 0.05 2.0 1.20 0.0009 0.0003 0.014 0 0 0 0 0.0026
비교강 2 0.12 0.5 1.50 0.0009 0.0002 0.014 0 0 0 0 0.0032
구분 강종 FDT
[℃]		 T1* 등온 유지 또는 2차 냉각 3차 냉각 (수냉) T4* Vα [면적%] Ms
[℃]
T2* 시간,
ts
[s]		 냉각 속도
[℃/s]		 T3* 냉각속도
[℃/s]
발명예 1 발명강1 880 670 650 6.0 3.3 233.2 181 328 80.3 322
발명예 2 발명강2 880 650 650 7.0 0.0 215.8 161 299 85.1 287
발명예 3 발명강3 880 700 680 6.0 3.3 230.9 180 325 78.6 311
발명예 4 발명강4 880 670 660 5.0 2.0 226.4 173 317 71.8 307
발명예 5 발명강5 880 670 650 6.0 3.3 248.1 201 354 81.5 328
발명예 6 발명강6 880 680 660 6.0 3.3 213.9 159 295 86.5 257
발명예 7 발명강7 885 680 660 7.0 2.9 226.4 173 317 81.1 281
비교예 1 비교강1 880 700 680 8.0 2.5 256.2 212 368 91.0 344
비교예 2 비교강2 880 620 600 8.0 2.5 302.3 198 416 69.1 366
비교예 3 발명강 3 880 700 680 8.0 2.5 96.5 154 163 90.7 146
비교예 4 발명강 3 880 700 680 7.0 2.9 90.5 295 259 85.7 258
비교예 5 발명강 3 880 680 660 6.0 3.3 278.1 83 313 80.9 310
T1*: 1차 냉각 종료온도[℃]
T2*: 등온 유지 온도[℃] 또는 2차 냉각 종료온도[℃]
T3*: 3차 냉각 종료온도[℃]
T4*: 균질화 온도[℃]
구분 표층부
두께
[㎜]		 표층부 비율
[%]		 표층부 미세조직 분율 [면적%] 표층부 심층부 미세조직 분율 [면적%] 심층부
F상 B상 P상 M상 A상 A상
평균 원상당 직경
[㎛]		 A상내
평균 C 함량 [wt%]		 F상 B상 P상 M상 A상 A상
평균 원상당 직경
[㎛]		 A상내
평균 C 함량 [wt%]
발명예 1 0.50 25 80.0 12.5 0.0 0.4 7.0 1.5 1.22 80.2 10.7 0.0 1.4 7.8 2.4 1.01
발명예 2 0.41 21 85.7 8.5 0.0 0.5 5.3 1.4 1.23 84.6 8.4 0.0 1.1 6.0 2.5 1.02
발명예 3 0.43 22 79.2 12.5 0.0 0.6 7.7 1.4 1.23 78.4 12.1 0.0 1.4 8.0 2.7 1.08
발명예 4 0.46 23 71.8 17.4 0.0 0.5 10.3 1.5 1.23 71.7 15.6 0.0 1.9 10.9 2.4 1.04
발명예 5 0.38 19 81.5 12.5 0.0 0.2 5.8 1.7 1.19 81.8 11.0 0.0 1.1 6.1 2.4 0.99
발명예 6 0.16 8 86.2 7.2 0.0 0.2 6.4 1.2 1.23 86.8 5.4 0.0 1.2 6.6 2.5 1.05
발명예 7 0.22 11 81.3 10.5 0.0 0.8 7.5 1.4 1.23 81.1 9.2 0.0 1.5 8.3 2.5 1.04
비교예 1 0.42 21 90.3 7.0 0.0 0.2 2.5 - 1.16 90.3 6.6 0.0 0.5 2.6 - 0.99
비교예 2 0.25 13 82.5 6.3 7.2 2.8 1.2 - 1.01 81.5 7.0 7.8 2.5 1.2 - 0.86
비교예 3 0.25 13 90.0 0.0 0.0 9.4 0.6 - 0.62 90.8 0.0 0.0 9.2 0.0 - 0.53
비교예 4 0.85 43 85.8 5.5 0.0 0.4 8.2 1.2 1.07 85.3 4.6 0.0 1.5 8.6 2.7 1.01
비교예 5 0.08 4 80.5 11.2 0.0 0.1 8.1 1.4 1.02 80.3 10.1 0.0 1.4 8.2 2.4 1.06
A상: 잔류 오스테나이트
구분 상온 드로잉 실험 온간 인장실험
DR=1.6 DR=2.0 YP [MPa] TS [MPa] U-El [%] El [%]
발명예 1 O O 456 629 23 37
발명예 2 O O 478 612 21 36
발명예 3 O O 459 642 23 37
발명예 4 O O 495 678 25 38
발명예 5 O O 457 640 21 36
발명예 6 O O 462 623 22 37
발명예 7 O O 469 645 23 38
비교예 1 O O 389 536 16 29
비교예 2 X X 425 581 13 27
비교예 3 O X 392 730 15 26
비교예 4 O O 452 642 18 29
비교예 5 O X 462 635 24 38
상기 표 1~4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 조성 및 제조 조건을 모두 만족하는 발명예 1-7은 그 강 표면으로부터 평균 두께가 100㎛ 이상이고 전체 두께의 30% 이하 내에 해당하는 표층부 미세조직을 포함하고 있음을 알 수 있다.
그리고 표층부에 존재하는 미세조직은 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합을 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트를 3.5~15.0% 그리고, 마르텐사이트를 3.0% 이내로 포함하고, 상기 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 중량 %로 1.10~1.40%임을 만족하여 상온에서 우수한 성형성을 확보할 수 있음을 확인할 수 있다. 한편, 심층부는 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합계: 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 중량%로, 0.80~1.10%인 잔류 오스테나이트를 3.5~15.0% 포함하여, 온간 성형성 또한 우수함을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1은 C 함량이 0.06% 이하로 충분한 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어, 상온에서의 드로잉성형성은 양호하나 온간성형시 590MPa 이상의 강도 및 30% 이상의 연신률을 확보할 수 없었다.
비교예 2는 Si이 1.2% 미만으로 권취 중 펄라이트가 생성되어 충분한 양의 오스테나이트를 확보할 수 없었으며, 그 결과 상온에서의 드로잉성형성과 온간성형시 590MPa 이상의 강도 및 30% 이상의 연신률을 확보할 수 없었다.
비교예 3은 2차 냉각시의 페라이트 분율이 과도하게 높아 권취온도가 낮았으며, 그 결과 권취 후 베이나이트 변태가 원활하지 못하여 오스테나이트는 대부분 마르텐사이즈로 변태하였다. 그 결과 드로잉성형성이 열위하고 온간성형시 연신률 30%를 확보할 수 없었다.
한편, 전술한 비교예 1 내지 3의 경우, 표층부 및 심층부에서의 잔류 오스테나이트 분율이 0.2㎛ 미만으로 너무 작고, 크기도 미세하여 잔류 오스테나이트의 원상당 직경을 신뢰성 있게 측정할 수 없었다.
비교예 4는 3차 냉각시 냉각속도가 과다하였고, 그 결과 상온에서의 드로잉 성형성은 우수하나, 온간 인장실험시 충분한 연신률을 확보할 수 없었다.
비교예 5는 3차 냉각시 냉각속도가 느렸고, 그 결과 온간성형성은 우수하나 냉간성형시 충분한 성형성을 확보할 수 없었다.
한편 도 1은 발명예 2의 미세조직을 주사전자현미경에 장착된 후방전자산란 관찰한 사진이다.
도 1(a)는 발명예 2의 표층부 표면으로부터 깊이방향으로 50㎛ 지점의 미세조직으로 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은 1.4㎛로 측정되었다. 한편, X-ray 회절의 오스테나이트 격자상수를 측정하여 계산된 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은 1.23중량%였다.
도 1(b)는 발명예 2의 심층부(본 발명에 있어서, 두께 중심부 (1/2t)에 해당)의 미세조직으로 심층부 미세조직을 나타낸다. 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 평균 원상당 직경의 평균은 2.5㎛이며, X-ray 회절로 측정된 심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은 1.02중량% 였다. 표층부는 Ms 이하로 냉각되며 오스테나이트가 미세하게 분포하여 탄소함량이 높은 반면, Ms 이상의 온도에서 유지되는 심층부는 잔류 오스테나이트가 조대하게 분포하여 탄소 함량이 낮게 분포하는 것을 확인할 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안 되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (13)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 1.2~2.5%, 망간(Mn): 0.80~2.50%, 알루미늄(Al): 0.001~0.100%, 인(P): 0.0001~0.0500%, 황(S): 0.0001~0.0500%, 질소(N): 0.0001~0.0200%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은 중량%로, 1.10~1.40%인, 열연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 표층부의 미세조직은, 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합: 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트: 3.5~15.0% 및 마르텐사이트: 3.0% 이하(0%를 포함)를 포함하는, 열연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, 크롬(Cr): 0.01~2.00%, 몰리브덴(Mo): 0.01~2.00%, 티타늄(Ti): 0.01~0.20% 및 니오븀(Nb): 0.01~0.10%으로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 열연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은, 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량보다 적은, 열연강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량은, 중량%로, 0.8% 이상 1.10% 미만인, 열연강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    심층부의 미세조직은, 면적%로, 페라이트와 베이나이트의 합: 85.0~96.5%, 잔류 오스테나이트: 3.5~15.0% 및 마르텐사이트: 5.0% 이하(0%를 포함)를 포함하는, 열연강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 표층부의 두께는 열연강판 두께의 30% 이하인, 열연강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은 상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경보다 큰, 열연강판.
  9. 제 1 항에 있어서,
    상기 표층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은, 0.2~2.0㎛인, 열연강판.
  10. 제 1 항에 있어서,
    심층부에 포함되는 잔류 오스테나이트의 평균 원상당 직경은, 2.0㎛ 초과 5.0㎛ 이하인, 열연강판.
  11. 중량%로, 탄소(C): 0.06~0.18%, 실리콘(Si): 1.2~2.5%, 망간(Mn): 0.80~2.50%, 알루미늄(Al): 0.001~0.100%, 인(P): 0.0001~0.0500%, 황(S): 0.0001~0.0500%, 질소(N): 0.0001~0.0200%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1050~1300℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 압연 종료 온도 FDT인 800~1150℃에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간압연된 강판을 550~750℃의 온도 T1까지 50~150℃/s의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후, 550~750℃의 온도 T2에서 시간 ts 동안 등온 유지하거나, 상기 T1보다 낮고 550~750℃의 온도 T2까지 20℃/s 이하(0℃/s를 제외)의 냉각속도로 시간 ts 동안 2차 냉각하는 단계;
    상기 등온 유지 또는 2차 냉각 후, 150℃/s 이상의 냉각속도로 마르텐사이트 생성이 시작되는 온도 Ms 이하의 온도 T3까지 3차 냉각하는 단계;
    상기 3차 냉각 후, 2초 이상 공냉하여 판 두께방향의 온도를 T4로 균질화하는 단계; 및
    상기 공냉된 열연강판을 권취한 후, 상온까지 4차 냉각하는 단계를 포함하는, 열연강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 등온 유지 또는 2차 냉각하는 단계는 하기 관계식 1을 충족하는, 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    70 ≤ Vα ≤ 90
    (상기 관계식 1에 있어서, 상기 Vα는 등온 유지 또는 2차 냉각 시 생성되는 페라이트의 분율을 나타낸다.)
  13. 제 12 항에 있어서,
    상기 Vα는 하기 관계식 2으로 정의되는, 열연강판의 제조방법.
    [관계식 2]
    Vα = 100×(1-exp(-k(T) × (ts)1.5))
    (상기 관계식 2에 있어서, k(T)는 페라이트의 성장 속도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 3으로 정의된다.)
    [관계식 3]
    Figure PCTKR2023019342-appb-img-000002
    (상기 관계식 3에 있어서, P는 하기 관계식 4로 정의되고, Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효결정립도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 5로 정의된다.)
    [관계식 4]
    P = 633-529×[C]-(29-32×[C])×[Mn]+(70-86×[C])×[Si]-(10-[C])×[Cr]-(15+[C])×[Mo]
    (상기 관계식 4에 있어서, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타낸다.)
    [관계식 5]
    Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
    (상기 관계식 5에 있어서, 상기 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]은 각각 괄호 안의 원소의 중량% 함량을 나타내고, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 나타낸다.)
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