WO2024019604A1 - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024019604A1
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이일철
이제웅
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Definitions

  • the present invention mainly relates to the manufacture of high-strength hot-rolled steel sheets used for members, lower arms, reinforcements, and connectors of automobile chassis parts. More specifically, the present invention has a tensile strength of 590 MPa or more and HER 0 (Hole Expanding Ratio of specimen with machined A high-strength hot-rolled steel sheet with excellent burring formability of more than 100%, so that the HER value, which is the actual burring formability, satisfies the product of tensile strength It's about.
  • HER 0 Hole Expanding Ratio of specimen with machined A high-strength hot-rolled steel sheet with excellent burring formability of more than 100%
  • conventional high-strength hot-rolled steel sheets for chassis parts are manufactured as two-phase composite steel with a mixed structure of ferrite-bainite as the basic matrix to improve elongation flangeability, or by using a ferrite phase or a bainite phase.
  • a technology for manufacturing high-strength, high-burring steel with a basic matrix structure has been proposed.
  • Patent Document 1 the steel was maintained in the ferrite transformation zone for several seconds under specific cooling conditions immediately after hot rolling, and then wound at the bainite formation temperature to form bainite. Accordingly, an attempt was made to secure strength and stretch flangeability at the same time by forming the metal structure into a mixed structure of polygonal ferrite and bainite.
  • Patent Document 2 proposed a gobering steel with bainitic ferrite and granular bainitic ferrite as the base structure based on the C-Si-Mn component system
  • Patent Document 3 has a bainitic phase of more than 95% and has a rolling direction proposed a technology to improve stretch flangeability by manufacturing fewer stretched crystal grains.
  • Patent Document 1 is a technology that uses excessive Si to delay the formation of pearlite and favor the formation of the bainite phase, and has poor surface quality such as red scale defects and the soft ferrite phase fraction is more than 90%, making it difficult to manufacture high-strength steel. It is unsuitable.
  • Patent Document 2 is a technology using bainitic ferrite and granular bainitic ferrite, which are low-temperature ferrite phases, as a base structure, but Cu must be used to secure additional strength, so surface defects and high-temperature embrittlement may occur, and this is prevented. It is economically disadvantageous because Ni must be added for this purpose.
  • Patent Document 3 requires high-temperature rolling to form a small number of stretched grains, and cooling at an excessively high cooling rate to produce the bainite phase into a matrix structure, so local differences in cooling rate are likely to occur, and rolling There is a problem that the plate shape quality is prone to deterioration.
  • alloy components such as Si, Mn, Mo, Cr, Cu, and Ni, which are mainly used to manufacture the above high-strength steels, are effective in improving the strength and elongation flangeability of the hot-rolled steel sheet, but it is difficult to improve these physical properties. Therefore, if a large amount of alloying elements are added, segregation of the alloying elements and unevenness of the microstructure occur, resulting in poor elongation flangeability.
  • steels with high hardenability have a problem in that it is difficult to obtain higher elongation flangeability because the microstructure changes sensitively upon cooling and the low-temperature transformation phase is formed unevenly.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1994-293910
  • Patent Document 2 Korean Patent No. 10-1114672
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2013-0080038
  • the present invention has a tensile strength of 590 MPa or more and a HER 0 of 100% or more, so that the HER value, which is the actual burring formability, is 45,000 (MPa%) or more for the product of tensile strength
  • the purpose is to provide a satisfactory hot rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • One aspect of the present invention is,
  • C 0.03 to 0.08%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Sol.Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.005 to 0.5%
  • Mo 0.005 to 0.3%
  • P 0.001 to 0.05%
  • S 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Ti 0.005 to 0.12%
  • Nb 0.005 to 0.06%
  • V 0.005 to 0.2%
  • B 0.0003 to 0.003%
  • the microstructure is a ferritic low-temperature transformation phase consisting of one or more types of acicular ferrite, granular bainitic ferrite, and bainitic ferrite, and the main phase is a bainitic phase and a polygonal phase. It contains less than 40% of the ferrite phase in total, and less than 3% of the residual pearlite, martensite, retained austenite, and MA phases in total, and the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) of the microstructure is 1.0x10 14 ⁇ 2.5. It relates to a hot rolled steel sheet that satisfies x10 14 m -2 .
  • Nb, Ti, C, N, and S are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • Mn, Mo, Cr, and B are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • the hot-rolled steel sheet has a tensile strength of 590 MPa or more, and the HER value may satisfy a product of tensile strength ⁇ HER of 45,000 MPa% or more when the punching clearance is in the range of 5 to 20%.
  • C 0.03 to 0.08%
  • Si 0.01 to 1.0%
  • Mn 1.0 to 2.0%
  • Sol.Al 0.01 to 0.1%
  • Cr 0.005 to 0.5%
  • Mo 0.005 to 0.3%
  • P 0.001 to 0.05%
  • S 0.001 to 0.01%
  • N 0.001 to 0.01%
  • Ti 0.005 to 0.12%
  • Nb 0.005 to 0.06%
  • V 0.005 to 0.2%
  • B 0.0003 to 0.003%
  • balance Fe and Reheating the steel slab which contains unavoidable impurities and satisfies the following equations 1 and 2, to 1150-1350°C;
  • the temperature ( TE ) of both edge parts (W A hot-rolled steel sheet in which the average temperature (T A ) of the coil after winding in the above coiling step can be maintained in the range of 400-500°C by finishing cooling so that the temperature (T C ) of W ⁇ 40%) is 400-500°C. It is about manufacturing method.
  • Nb, Ti, C, N, and S are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • Mn, Mo, Cr, and B are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • the present invention configured as described above, has a tensile strength of 590 MPa or more and HER 0 of 100% or more by controlling the steel microstructure and average dislocation density, so that the HER value, which is the actual burring formability, has a punching clearance of 5 to 20%. Even in a wide range, it is possible to effectively provide high-strength steel sheets that satisfy the product of tensile strength ⁇ HER of 45,000 MPa% or more.
  • Figure 1 is a graph showing the HER relationship according to the punching clearance of Inventive Examples 1-10 and Comparative Examples 5-14 in an embodiment of the present invention.
  • the inventors of the present invention investigated local formability and burring properties (HER) according to the characteristics of the composition, manufacturing process, and microstructure for steels with different compositions and microstructures. , Hole Expanding ratio) was investigated. As a result, it was confirmed that the detailed characteristics of each composition were correlated with local formability and burring property, and the following equations 1 and 2 were derived from them.
  • HER local formability and burring properties
  • the microstructure of the steel is that the ferritic low-temperature transformation phase is the main phase, the sum of the bainite phase and polygonal ferrite phase is less than 40%, the polygonal ferrite is more than 10%, and the remainder is It contains less than 3% of pearlite, martensite, and MA phases in total, and when the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) satisfies the range of 1.0x10 14 ⁇ 2.5x10 14 m -2 , the tensile strength is 590 MPa or more and HER 0 is excellent at more than 100%, so the HER value, which is the actual burring formability, satisfies the product of tensile strength
  • the C is the most economical and effective element in strengthening steel and has a great influence on the hardness value of each composition.
  • the hardenability increases and the fraction of hard phases such as bainite phase and martensite phase in the microstructure increases, resulting in an increase in tensile strength.
  • fine precipitates are formed with Ti and Nb, which have high affinity for C, and both yield strength and tensile strength increase due to precipitation strengthening.
  • the content is less than 0.03%, it is difficult to obtain a sufficient strengthening effect, and if it exceeds 0.08%, the hardness of each phase, including the bainite phase and martensite phase, increases, causing problems such as excessive increase in strength and deterioration in formability, and weldability. become inferior. Therefore, it is preferable that the C content is included in the range of 0.03 to 0.08%. In order to stably secure the level of strength and formability targeted in the present invention, it is more preferable to limit it to 0.04 to 0.07%.
  • the Si deoxidizes the molten steel, has a solid solution strengthening effect, and is advantageous in improving formability by delaying the formation of coarse carbides.
  • it is preferably contained in an amount of 0.01% or more.
  • red scale due to Si is formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet, but also reduces ductility and weldability. Therefore, it is desirable to limit the content to 1.0% or less. do.
  • Mn is an effective element in solid solution strengthening steel and increases the hardenability of steel, facilitating the formation of hard bainite phase and martensite phase during cooling after hot rolling.
  • the content is less than 1.0%, the above effect due to addition cannot be obtained, and if it exceeds 2.0%, the hardenability increases significantly, and the hardness of each phase, including the bainite phase and martensite phase, increases, resulting in an excessive increase in strength and formability.
  • There is a problem of this deterioration and when casting slabs in the continuous casting process, a large segregation area develops at the center of the thickness, and when cooling after hot rolling, the microstructure in the thickness direction is formed unevenly, resulting in poor elongation flangeability. In particular, it becomes difficult to produce a uniform microstructure across the entire length and width of the hot-rolled sheet during cooling. More preferably, the upper limit of the Mn content is limited to 1.8%.
  • Sol.Al is an ingredient mainly added for deoxidation. If the content is less than 0.01%, the effect of its addition is insufficient, and if it exceeds 0.1%, it combines with nitrogen to form AlN, which causes corner cracks in the slab during continuous casting. It is easy for this to occur and defects due to the formation of inclusions are easy to occur. Therefore, it is desirable to limit the content to 0.01 to 0.1%, and it is more desirable to limit the upper limit of the addition amount to 0.06%.
  • the Cr strengthens the steel by solid solution and delays the ferrite phase transformation upon cooling, helping to form bainite.
  • the addition amount is less than 0.005%, the above effect due to addition cannot be obtained, and if it exceeds 0.5%, ferrite transformation is excessively delayed and the elongation is inferior due to the formation of martensite phase.
  • the segregation zone at the center of the thickness is greatly developed, making the microstructure in the thickness direction non-uniform, resulting in poor elongation flangeability. More preferably, the upper limit of the Cr content is limited to 0.3%.
  • Mo increases the hardenability of steel and facilitates the formation of bainite structure.
  • the addition amount is less than 0.005%, the above effect due to the addition cannot be obtained, and if it exceeds 0.3%, a martensite phase is formed due to an excessive increase in hardenability, which sharply deteriorates formability.
  • it is economically disadvantageous and detrimental to weldability. Therefore, it is desirable to limit the Mo content to 0.005-0.3%. More preferably, the Mo content is limited to 0.05-0.2%.
  • P has both solid solution strengthening and ferrite transformation promotion effects.
  • controlling the content to less than 0.001% requires a lot of manufacturing costs, which is economically disadvantageous and is insufficient to obtain strength.
  • the content exceeds 0.05%, brittleness occurs due to grain boundary segregation and fine cracks occur during molding. This easily occurs and greatly deteriorates ductility, elongation, flangeability, and impact resistance. Therefore, it is desirable to limit the P content to 0.001 to 0.05%.
  • the S is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn, etc. to form non-metallic inclusions. As a result, micro cracks are likely to occur during cutting and processing of the steel, and the stretching flangeability and impact resistance are greatly reduced. there is.
  • the lower limit of the S content can be limited to 0.001%. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the S content to 0.001 to 0.01%, and it is more preferable to limit the upper limit to 0.005%.
  • N is a representative solid solution strengthening element and forms coarse precipitates together with Ti, Al, etc.
  • the solid solution strengthening effect of N is better than that of carbon, but there is a problem in that the toughness decreases significantly as the amount of N in the steel increases.
  • controlling the content to less than 0.001% requires a lot of time during steelmaking operations, which reduces productivity. Therefore, in the present invention, it is desirable to limit the content to 0.001 to 0.01%.
  • Ti is a representative precipitation strengthening element along with Nb and V, and forms coarse TiN in steel due to its strong affinity with N.
  • TiN has the effect of suppressing grain growth during the heating process for hot rolling.
  • TiC precipitates are formed when Ti remaining after reacting with nitrogen is dissolved in steel and combined with carbon, making it a useful ingredient in improving the strength of steel.
  • Nb is a representative precipitation strengthening element along with Ti and V, and is effective in improving the strength and impact toughness of steel through the grain refinement effect by precipitating during hot rolling and delaying recrystallization.
  • the Nb content is less than 0.005%, the above effect cannot be obtained, and if the Nb content exceeds 0.06%, the stretched flangeability is inferior due to the formation of stretched grains and coarse composite precipitates due to excessive recrystallization delay during hot rolling. There is a problem. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the Nb content to 0.005-0.06%.
  • V along with Nb and Ti, is a representative precipitation strengthening element and hardly precipitates during hot rolling, and forms precipitates after coiling to improve the strength of steel. Therefore, it is effective in further improving strength without increasing deformation resistance and rolling load due to delayed recrystallization during hot rolling.
  • the V content is 0.005% or more.
  • the B content must be 0.0003% or more to achieve the above effect. If the B content exceeds 0.003%, the effect no longer increases and ductility decreases, leading to poor formability. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the upper limit to 0.003%, and more preferably to 0.002%.
  • the remainder is Fe.
  • impurities may be mixed from raw materials or the environment, so this cannot be ruled out. Since these impurities are known to anyone skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in this specification. Meanwhile, the addition of effective ingredients other than the above composition is not excluded.
  • Nb, Ti, C, N, and S are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • the value of the following relational equation 2 is a factorization of the combination of alloy elements that can maintain the formation of the hard phases of bainite, martensite, and MA phase at an appropriate level among the steel microstructures of the present invention.
  • the formation of the main phases bainite, martensite, and MA phases increases, and the hardness value of each hard phase also increases.
  • this value is, the better it is for securing strength, but if it is excessive, the ductility of the steel decreases and the difference in hardness between the soft phase and the hard phase increases, resulting in poor elongation flangeability and an increase in material deviation in the overall length and width of the hot rolled steel sheet. .
  • Mn, Mo, Cr, and B are the weight percent of the corresponding alloy element, and if not added, 0 is substituted.
  • the steel proposed in the present invention has a microstructure in which the ferritic low-temperature transformation phase is the main phase, the sum of the bainite phase and polygonal ferrite phase is less than 40%, and the sum of the residual pearlite, martensite, and MA phases is 3%. It includes less than, and the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) value of the microstructure satisfies the range of 1.0x10 14 ⁇ 2.5x10 14 m -2 .
  • the target steel tensile strength of 590 MPa or more is secured, and the HER 0 (Hole Expanding Ratio of specimen with machined hole) is excellent at more than 100%, enabling actual burring forming. Even in the wide range of adult HER values, such as 5 to 20% of punching clearance, the product of tensile strength ⁇ HER can satisfy more than 45,000 MPa%.
  • the phase fraction of polygonal ferrite in the microstructure increases too much and the sum of the bainite phase exceeds 40%, the strength decreases, making it difficult to meet the target strength, and burrs occur when the punching clearance is large. As the occurrence becomes more severe and HER becomes inferior, it is difficult to satisfy the tensile strength ⁇ HER product of 45,000 MPa% or more. More preferably, the sum of the fractions of the bainite and polygonal ferrite phases is limited to 10 to 40%.
  • the ferrite-based low-temperature transformation phase refers to a ferrite-based phase generated by low-temperature transformation such as acicular ferrite, granular bainitic ferrite, or bainitic ferrite, and refers to the organization
  • These ferritic low-temperature transformation phases are distinguished from polygonal ferrite in that the grain shape is not equiaxed, the grain boundaries are irregular, and the dislocation density is high, and they are different from bainite in that iron carbide is not precipitated inside or on the boundaries.
  • the low-temperature transformation phase may include two or more types of phases and structures.
  • the present invention does not specifically limit the area ratio of each of the ferrite phase, bainite phase, and ferritic low-temperature transformation phase in the microstructure of steel.
  • polygonal ferrite contributes to the ductility of steel and the formation of fine precipitates, it is desirable to limit the area ratio to 10% or more.
  • bainite is a harder phase than the ferritic low-temperature transformation phase, an increase in the bainite phase results in a decrease in ductility. Considering this, it is desirable to limit the area ratio of the bainite phase to 20% or less.
  • the steel of the present invention may also contain less than 3 area% of pearlite, martensite, retained austenite, and MA (Martensite and Austenite) as a residual structure. If the above phases contain more than 3 area% individually or in total, the elongation flangeability of the steel is greatly inferior, and it may be difficult to satisfy the product of tensile strength ⁇ HER proposed in the present invention of 45,000 MPa% or more.
  • the classification and area fraction of polygonal ferrite phase, bainite phase, ferritic low-temperature transformation phase, martensite phase, and retained austenite phase formed in steel are determined by backscattered electron diffraction (EBSD, It was measured using JEOL JSM-7001F)), and the area fraction can be measured from the results of analysis at 1000 ⁇ 3000 magnification.
  • EBSD backscattered electron diffraction
  • the above-described low-temperature transformation phases of ferrite exhibit higher hardness values compared to polygonal ferrite.
  • the bainite phase is a phase containing fine iron carbides and is a hard phase with a higher hardness value compared to the ferritic low-temperature transformation generated phase.
  • the steel has the characteristics of high strength and a stable HER value.
  • the physical characteristics, including the hardness value of various compositions vary greatly depending on the components that make up the steel, it is difficult to clearly distinguish based on the composition ratio alone how good the steel's natural HER value is and whether the HER value is stable despite changes in punching clearance. It was difficult to do.
  • the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) of the microstructure is an important influencing factor in the balance of strength and HER value of steel materials.
  • the present invention provides a high-strength hot-rolled steel sheet that satisfies the average microstructure dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) of 1.0x10 14 ⁇ 2.5x10 14 m -2 . Maintaining the ferritic low-temperature transformation phase matrix structure and bainite phase with such a constant dislocation density at a constant level is advantageous for maintaining high strength, ductility, and HER.
  • the average microstructure dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) of 1.0x10 14 ⁇ 2.5x10 14 m -2 . Maintaining the ferritic low-temperature transformation phase matrix structure and bainite phase with such a constant dislocation density at a constant level is advantageous for maintaining high strength, ductility, and HER.
  • the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation) can be calculated using kernel average misorientation (KAM) data measured by EBSD as shown in the equation below.
  • KAM kernel average misorientation
  • ⁇ is average misorientation (KAM values)
  • u is unit length (step size in the EBSD measurement)
  • b is burgers vector.
  • OIM analysisTM EDAX
  • EBSD measurement was evaluated based on the cross section parallel to the rolling direction at 1/4 of the thickness of the hot rolled steel sheet.
  • the method for manufacturing a hot-rolled steel sheet of the present invention includes the steps of reheating a steel slab satisfying the above-described composition and equations 1 and 2 to 1150-1350°C; Hot rolling the reheated steel slab at a temperature ranging from 850 to 1150°C; Primary cooling the hot rolled steel sheet to a temperature in the range of 400 to 500° C. at an average cooling rate of 50 to 100° C./sec; Reheating the steel sheet to a temperature in the range of 450 to 550° C.
  • the average temperature (T A ) of the coil after winding in the above winding step can be maintained in the range of 400 to 500°C.
  • a steel slab that satisfies the above-mentioned composition and equations 1 and 2 above is reheated to 1150-1350°C.
  • the reheating temperature is less than 1150°C, the precipitates are not sufficiently re-dissolved, so the formation of precipitates decreases in the process after hot rolling, coarse TiN remains, and the tempering of the slab is not sufficient, so the temperature of the steel sheet during hot rolling increases. It becomes difficult to control it consistently.
  • the reheating temperature if it exceeds 1350°C, the strength decreases due to abnormal grain growth of austenite grains, so it is preferable to limit the reheating temperature to 1150-1350°C.
  • the reheated steel slab is hot rolled at a temperature ranging from 850 to 1150°C.
  • the hot rolling is performed at a temperature in the range of 850 to 1150°C. If hot rolling is started at a temperature higher than 1150°C, the temperature of the hot rolled steel sheet increases, the grain size becomes coarse, and the surface quality of the hot rolled steel sheet deteriorates. On the other hand, if the hot rolling is completed at a temperature lower than 850°C, the elongated grains develop due to excessive recrystallization delay, resulting in severe anisotropy and poor formability.
  • the hot rolled steel sheet is first cooled to a temperature in the range of 400 to 500°C at an average cooling rate of 50 to 100°C/s.
  • the present invention after completion of the primary cooling, a short cooling period is passed and the coil is wound after secondary cooling. Therefore, if the cooling end temperature is excessively low during the first cooling, a harder phase than necessary may be formed in the subsequent process.
  • a harder phase than necessary may be formed in the subsequent process.
  • the polygonal ferrite phase in the microstructure is not formed or its area fraction is formed at less than 10%, resulting in a significant lack of elongation of the steel.
  • cooling exceeds 500°C excessive formation of fine precipitates increases the yield strength, and the solid solution C and dissolved N required to form the hard phase decrease, reducing the area fraction of the bainite phase and making it difficult to secure the target strength. . Therefore, it is desirable to perform primary cooling to a temperature of 400 ⁇ 500°C.
  • the average cooling rate is set at 50 to 100°C/s during primary cooling. If the cooling rate is less than 50°C/sec, too much polygonal ferrite phase fraction may be formed, which is disadvantageous in securing strength, and if the cooling rate exceeds 100°C/sec, polygonal ferrite phase fraction may be formed in excessive amounts, and if the cooling rate exceeds 100°C/sec, polygonal ferrite phase fraction may be formed in excessive amounts, and if the cooling rate exceeds 100°C/sec, polygonal ferrite phase fraction may be formed in excessive amounts. The high-nal ferrite phase fraction may be greatly reduced, resulting in insufficient elongation.
  • the primary cooled steel sheet is maintained for 0.5 to 3 seconds to recuperate the steel sheet to a temperature in the range of 450 to 550°C.
  • cooling of the primary cooled steel sheet is stopped for 0.5 to 3 seconds, and the temperature of the steel sheet is maintained in the range of 450 to 550° C. by internal latent heat and transformation heat.
  • the cooling interruption time is less than 0.5 seconds, there is no effect of recuperation, and if it exceeds 3 seconds, the fraction of polygonal ferrite phase in the microstructure increases significantly and the hard phase bainite and bainitic ferrite phases decrease.
  • the reheated steel sheet is secondarily cooled to a temperature in the range of 400 to 500° C. at an average cooling rate of 1 to 30° C./sec, and then coiled.
  • the ending temperature during secondary cooling is preferably in the range of 400 to 500°C, and more preferably 430 to 480°C. If the secondary cooling end temperature is too high, bainite is not formed sufficiently, making it difficult to secure strength. On the other hand, if it is too low, bainite, martensite, and MA phases are formed in larger quantities than necessary, reducing the ductility and elongation of the steel. All intelligence can become inferior.
  • the average cooling rate during secondary cooling is 1 to 30°C/s. If the cooling rate is too high, the MA phase is easily formed and an excessive bainite phase is formed, resulting in a decrease in elongation.
  • the lower limit of the cooling rate There is no particular limitation on the lower limit of the cooling rate. However, in order to control the cooling rate to slow to less than 1°C/s, separate cooling and heat-insulating facilities are required, which may be economically disadvantageous. Taking this into account, the lower limit is set to 1°C/s. It can be limited to .
  • both edge portions (W x 60%) are the sum of the width of one edge portion (W x 30%) and the width of the other edge portion (W
  • the central portion (W ⁇ 40%) represents the width size of the center of the steel sheet excluding the width size of both edge portions.
  • (T E ) and (T C ) mean the temperature at each location of the steel sheet immediately after the above-mentioned primary cooling and/or secondary cooling is completed. If the edge temperature, T E , is too low, the MA phase and martensite phase are likely to be formed at the edge of the wound coil where the cooling rate is fast after winding, resulting in both deterioration in elongation and stretch flangeability. Conversely, if the temperature at the center of the width, T C , becomes too high, pearlite and coarse carbides are formed in the center of the coil where the cooling rate of the coil is very slow after winding, resulting in poor shear quality and extension flangeability.
  • the upper and lower limits of T It can be limited to 550°C and 400°C, respectively.
  • the steel sheet on which the secondary cooling has been completed is wound, and at this time, the average temperature (T A ) of the winding coil can be controlled to be 400 to 500 ° C.
  • the wound coil is cooled to a temperature ranging from room temperature to 200°C at an average cooling rate of 0.1 to 25°C/hour.
  • cooling is done at 1 ⁇ 10°C/hour.
  • the present invention may further include the steps of pickling and oiling the steel sheet wound after the secondary cooling.
  • the step of heating the pickled and oiled steel sheet to a temperature range of 450 to 740 ° C and then hot-dip galvanizing may be further included.
  • 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 balance Zn and inevitable impurities.
  • microstructure of each hot rolled steel sheet manufactured as described above was analyzed in detail and is shown in Table 3 below. At this time, the microstructure was analyzed at 1/4 to 1/2 the thickness of the cross section in the rolling direction of the steel plate.
  • classification and area fraction of the polygonal ferrite phase (PF), bainite phase (B), ferritic low-temperature transformation phase (BF), martensite phase (M), and MA phase formed in the steel sheet were measured using backscattered electron diffraction (Electron diffraction).
  • Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-7001F)) was used and analyzed at a magnification of 3000 to 5000.
  • the average dislocation density (Geometrical Necessary Dislocation, GND) was calculated using OIM analysisTM (EDAX) after measuring EBSD based on a cross section parallel to the rolling direction at 1/4 of the thickness of the hot rolled steel sheet. Meanwhile, as shown in Table 3, as a result of observing the microstructure of the hot rolled steel sheet in this example, no retained austenite was observed.
  • PF refers to the polygonal ferrite phase
  • B refers to the bainite phase
  • BF refers to the ferritic low-temperature transformation phase
  • M refers to the martensite phase
  • MA phase refers to the martensite and austenite phases.
  • GND Global Necessary Dislocation
  • Table 4 shows the results of evaluating the mechanical properties of each hot rolled steel sheet manufactured above.
  • HER results were shown for each steel plate.
  • YS, TS, and T-El mean 0.2% off-set yield strength, tensile strength, and elongation at break, and are the results of testing by collecting JIS No. 5 standard test specimens in a direction perpendicular to the rolling direction.
  • the evaluation of HER was conducted based on the JFST 1001-1996 standard. The results of the HER test in Table 4 below are the average value after three trials.
  • Comparative Example 1-2 did not satisfy Relation 1, and in Comparative Example 1, the composition of components exceeded the range suggested by Relation 1, resulting in high yield strength and tensile strength due to the precipitation strengthening effect.
  • the average dislocation density in the steel microstructure was 0.9x10 14 m -2 , which was smaller than the range proposed by the present invention, and the HER value was even lower when the punching clearance was large due to excessive formation of the polygonal ferrite phase.
  • Comparative Example 2 is a case in which the composition of the steel components falls below the range suggested by equation 1.
  • the martensite phase and MA phase were excessively formed, the average dislocation density was high at 2.6x10 14 m -2 , and the HER value compared to the material strength was high. It was inferior.
  • Comparative Example 3-4 is a case where the composition of steel components does not satisfy Relation 2
  • Comparative Example 3 is a case where the steel composition exceeds the proposed range of Relation 1. At this time, stable strength was secured by excessively including alloy components with high hardenability, but the elongation was insufficient and the HER value was inferior.
  • the steel composition was below the range suggested by Equation 1, and due to the lack of alloy components with high hardenability, the bainite phase was not formed in the microstructure and the target strength was not secured.
  • Comparative Examples 5-6 are cases in which the end temperature during first cooling after hot rolling is outside the range proposed by the present invention.
  • the end temperature during first cooling exceeds the range of the present invention, resulting in an unnecessary pearlite structure. was formed and the HER value was inferior.
  • the end temperature during the first cooling was below the range of the present invention, so the polygonal ferrite phase was insufficient, and in the ferritic low-temperature transformation phase, an unnecessary MA phase was formed within the grains, a martensite structure was also formed at some grain boundaries, and the HER value was inferior.
  • Comparative Example 7-8 is a case where the cooling rate during primary cooling is outside the range proposed by the present invention. Specifically, in Comparative Example 7, the polygonal ferrite phase was insufficient because the cooling rate exceeded the range proposed by the present invention, and most of the microstructure consisted of a ferritic low-temperature transformation phase, resulting in greatly inferior elongation. In comparison steel 8, the cooling rate was below the suggested range, so the polygonal ferrite phase fraction increased significantly and the elongation was good, but the HER was inferior when the punching clearance was large.
  • Comparative Example 9 is a case where the cooling stop time after primary cooling is longer than necessary.
  • the polygonal ferrite phase fraction increased significantly, and in addition, unnecessary pearlite structures were formed, resulting in inferior HER values both when the punching clearance was small and when it was large.
  • Comparative Examples 10-11 are cases where the cooling end temperature during secondary cooling is outside the range proposed by the present invention.
  • Comparative Example 10 is a case where the secondary cooling end temperature exceeded the temperature range of the present invention, and the polygonal ferrite phase fraction increased significantly, and an unnecessary pearlite structure was also formed, resulting in an inferior HER value.
  • Comparative Example 11 the temperature of the steel sheet immediately after secondary cooling was below the range of the present invention, and martensite and MA phases were unnecessarily formed in the microstructure, resulting in poor HER value.
  • Comparative Example 12 is a case where the cooling rate during secondary cooling exceeded the range proposed by the present invention, and the MA phase was excessively formed in the microstructure and the HER value was inferior.
  • Comparative Examples 13-14 are cases in which the temperature in the width direction of the steel sheet immediately before coiling did not meet the standards of the present invention. Specifically, Comparative Example 13 is a case where the temperature of the edge portion of the steel sheet was below the standards of the present invention, and low-temperature transformation phases, including martensite phase, were excessively formed at the edge portion, resulting in high strength but insufficient elongation and inferior HER. And in Comparative Example 14, the temperature at the center of the steel sheet exceeded the standard of the present invention, a pearlite structure was formed in the center of the steel sheet, the bainite structure was also deteriorated, making it difficult to distinguish it from the pearlite structure, and the HER characteristics were inferior.
  • Figure 1 is a graph showing the HER relationship according to the punching clearance of Inventive Examples 1-10 and Comparative Examples 5-14 in an embodiment of the present invention.
  • Inventive Examples 1-10 have a tensile strength of 590 MPa or more and HER 0 of 100% or more compared to Comparative Example 5-14, so the HER value, which is the actual burring formability, has a punching clearance of 5 to 20. It can be seen that the product of tensile strength

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Abstract

열연강판 및 그 제조방법이 제공된다. 본 발명의 열연강판은, 중량%로, C:0.03∼0.08%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Mo:0.005∼0.3%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti:0.005~0.12%, Nb:0.005~0.06%, V:0.005∼0.2%, B:0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 관계식 1-2를 만족한다.

Description

열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 주로 자동차 샤시부품의 멤버류 및 로어암, 보강재, 연결재에 사용되는 고강도 열연강판의 제조에 관한 것으로, 보다 상세하게는, 인장강도가 590MPa이상이고 HER0 (Hole Expanding Ratio of specimen with machined hole)이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도×HER의 곱이 45,000 (MPa%) 이상을 만족하는 고강도 열연강판과 그 제조 방법에 관한 것이다.
종래 샤시부품용 고강도 열연강판은 성형성을 향상시키기 위해 페라이트-베이나이트의 혼합 조직을 기본 기지조직으로 하는 2상 복합조직강으로 제조하여 신장플렌지성을 향상시키거나, 페라이트상 또는 베이나이트상을 기본 기지 조직으로 하는 고강도 고버링성 강을 제조하는 기술이 제안되었다.
특허문헌 1에서는 강을 열간압연 직후 특정한 냉각조건에 따라 페라이트 변태역에서 수초간 유지한 후, 베이나이트가 형성되도록 베이나이트 형성온도에서 권취하였다. 이에 의해, 금속 조직을 폴리고날 페라이트 및 베이나이트의 혼합조직으로 형성시킴으로서 강도 확보와 신장 플랜지성을 동시에 확보하고자 하였다. 또한 특허문헌 2에서는 C-Si-Mn 성분계를 기본으로 베이나이틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이틱페라이트를 기지조직으로 하는 고버링강을 제안하였으며, 특허문헌 3에서는 베이나이트상을 95%이상 가지며 압연방향으로 연신된 결정립을 적게 제조하여 신장플렌지성을 향상시키는 기술을 제안하였다. 그러나 특허문헌 1은 펄라이트 형성을 지연시켜 베이나이트상 형성이 유리하도록 Si을 과도하게 사용하는 기술로서, 적스케일 결함 등 표면품질이 열위하고 연질상인 페라이트 상분율이 90%이상이어서 고강도강을 제조하는데 부적합하다.
그리고 특허문헌 2는 저온형 페라이트상인 베이나이틱 페라이트와 그래뉼러 베이나이틱 페라이트를 기지조직으로 하는 기술이나, 추가적인 강도 확보를 위해 Cu를 활용해야 하므로 표면결함 및 고온취성이 발생할 수 있으며, 이를 방지할 목적으로 Ni를 첨가해야 하므로 경제적으로 불리하다.
또한 특허문헌 3은 연신된 결정립이 적게 형성되도록 하기 위해 고온압연을 실시해야 하고, 베이나이트상을 기지조직으로 제조하기 위해 지나치게 높은 냉각속도로 냉각해야 하므로 국부적인 냉각속도 차이가 발생하기 쉬우며 압연판 형상품질이 열위해지기 쉬운 문제가 있다.
또한 상기와 같은 고강도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Mo, Cr, Cu, Ni 등의 합금성분이 상기 열연강판의 강도와 신장 플랜지성을 향상시키는데 효과적이지만, 이와 같은 물성들을 향상시키기 위해 합금성분이 많이 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 신장 플랜지성이 열위하게 된다. 특히, 경화능이 높은 강은 냉각시 미세조직의 변화가 민감하게 변화하여 저온 변태조직상이 불균일하게 형성되므로 더욱 높은 신장 플랜지성을 얻기 곤란한 문제가 있다.
[선행기술문헌]
[특허문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1994-293910호
(특허문헌 2) 한국등록특허 10-1114672호
(특허문헌 3) 한국특허공개 2013-0080038호
본 발명은 인장강도가 590MPa이상이고 HER0이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도×HER의 곱이 45,000 (MPa%) 이상을 만족하는 열연강판 및 그 제조 방법을 제공함을 목적으로 한다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C:0.03∼0.08%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Mo:0.005∼0.3%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti:0.005~0.12%, Nb:0.005~0.06%, V:0.005∼0.2%, B:0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하며,
미세조직이, 아시큘라 페라이트(Acicular ferrite), 그래뉼라 베이니틱 페라이트(Granular bainitic ferrite) 및 베이니틱 페라이트(Bainitic ferrite) 중 1종 이상으로 이루어진 페라이트계 저온 변태상이 주상이며, 베이나이트상과 폴리고날 페라이트상을 합계로 40% 미만, 그리고 잔여 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 MA상을 합으로 3% 미만으로 포함하고, 상기 미세조직의 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 1.0x1014 ~ 2.5x1014 m-2을 만족하는 열연강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.2 ≤ X ≤ 0.6
X = (Nb/93+Ti*/48+V/51)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
상기 관계식 1에서 Nb, Ti, C, N, S는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
[관계식 2]
1.5 ≤ T ≤ 3.5
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
상기 관계식 2에서 Mn, Mo, Cr, B는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
상기 열연강판은 인장강도가 590MPa이상이고, HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20% 범위에서 인장강도× HER의 곱이 45,000 MPa% 이상을 만족할 수 있다.
또한 본 발명의 다른 측면은,
중량%로, C:0.03∼0.08%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Mo:0.005∼0.3%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti:0.005~0.12%, Nb:0.005~0.06%, V:0.005∼0.2%, B:0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/sec로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 0.5~3초 동안 유지함으로써 강판을 450~550℃의 범위의 온도로 복열시키는 단계;
상기 복열된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 1~30℃/sec로 2차 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
상기 권취된 코일을 상온~200℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 0.1~25℃/hour로 냉각하는 단계를 포함하고,
상기 1차 냉각 공정 및 상기 2차 냉각 공정 중 하나 이상의 공정에서, 강판의 전체 폭(W)에 대하여 양 에지부(W×60%) 온도(TE)는 450~550℃로, 폭 중앙부(W×40%)의 온도(TC)는 400~500℃가 되도록 냉각종료함으로써, 상기 권취단계에서의 권취 후 코일의 평균 온도 (TA)가 400~500℃ 범위로 유지할 수 있는, 열연강판 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
0.2 ≤ X ≤ 0.6
X = (Nb/93+Ti*/48+V/51)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
상기 관계식 1에서 Nb, Ti, C, N, S는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
[관계식 2]
1.5 ≤ T ≤ 3.5
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
상기 관계식 2에서 Mn, Mo, Cr, B는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
상술한 바와 같은 구성의 본 발명은, 강 미세조직과 평균 전위밀도를 제어함으로써 인장강도가 590MPa이상이고 HER0이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도× HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족하는 고강도 강판을 효과적으로 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에서 발명예 1-10과 비교예 5-14의 펀칭 클리어런스에 따른 HER 관계를 나타내는 그래프이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
본 발명의 발명자들은 상술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 다양한 성분 및 미세조직이 서로 다른 강들에 대해, 성분, 제조공정 및 미세조직의 특징에 따른 국부 성형성(local formability)과 버링성(HER, Hole Expanding ratio)의 변화를 조사하였다. 그 결과, 각 구성상의 세부적인 특징이 국부 성형성과 버링성에 상관성이 있음을 확인하였으며, 그로부터 하기 관계식 1 및 관계식 2를 도출하였다. 그리고 도출된 관계식들을 기초로 하여, 강의 미세조직이 페라이트계 저온 변태상이 주상(主相)이고, 베이나이트상과 폴리고날 페라이트상을 합으로 40% 미만, 상기 폴리고날페라이트를 10% 이상, 잔여 펄라이트, 마르텐사이트 및 MA상을 합으로 3% 미만으로 포함하며, 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation) 값이 1.0x1014 ~ 2.5x1014 m-2의 범위를 만족할 때, 인장강도가 590MPa이상이고 HER0이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도×HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족하는 것을 확인하고 본 발명을 제시하는 것이다.
이하, 본 발명의 열연강판의 조성성분 및 그 함량 제한사유를 설명하며, 여기에서 "%"는 달리 규정하는 바가 없다면 중량%를 의미한다.
C:0.03∼0.08%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고 각 구성상의 경도값에 큰 영향을 미친다. 그 첨가량이 증가하면 경화능이 증가하여 미세조직 중 베이나이트상, 마르텐사이트상 등의 경질상의 상분율이 증가하여 인장강도가 증가하게 된다. 또한 C와 친화력이 높은 Ti, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하여 석출강화에 의해 항복강도 및 인장강도가 모두 증가하게 된다. 그러나 그 함량이 0.03% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.08%를 초과하면 베이나이트상, 마르텐사이트상을 비롯하여 각 상의 경도가 증가하여 과도한 강도 상승과 성형성이 저하되는 문제점이 있으며, 용접성도 열위하게 된다. 따라서 상기 C 함량은 0.03~0.08% 범위로 포함되는 것이 바람직하다. 본 발명에서 목표한 수준의 강도와 성형성을 안정적으로 확보하기 위해서는 0.04~0.07%로 한정함이 더 바람직하다.
Si:0.01∼1.0%,
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리하다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만 1.0%를 초과하면 열간압연시 강판표면에 Si에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠질 뿐만 아니라 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.0~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용 강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 중 경질상인 베이나이트상 및 마르텐사이트상의 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 함량이 1.0% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.0%를 초과하면 경화능이 크게 증가하여 베이나이트상, 마르텐사이트상을 비롯하여 각 상의 경도가 증가하여 과도한 강도 상승과 성형성이 저하되는 문제점이 있으며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연후 냉각시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 신장 플랜지성이 열위하게 된다. 특히, 열연판의 전장, 전폭에 있어서도 냉각시 미세조직을 균일하게 제조하기 곤란하게 된다. 보다 바람직하게는, 상기 Mn 함량의 상한을 1.8%로 제한하는 것이다.
Sol.Al: 0.01∼0.1%,
상기 Sol.Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며, 그 함량이 0.01% 미만이면 그 첨가에 따른 효과가 부족하고, 0.1%를 초과하면 질소와 결합하여 AlN이 형성되어 연주 주조 시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서 그 함량을 0.01~0.1%로 제한하는 것이 바람직하고, 그 첨가량의 상한을 0.06%로 한정함이 보다 바람직하다.
Cr: 0.005∼0.5%,
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 베이나이트 형성을 돕는 역할을 한다. 하지만 그 첨가량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.5%를 초과하면 페라이트 변태를 과도하게 지연하여 마르텐사이트상 형성으로 연신율이 열위하게 된다. 또한 Mn과 유사하게 두께중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께방향 미세조직을 불균일하게 하여 신장 플랜지성이 열위하게 한다. 보다 바라직하게는, 상기 Cr 함량의 상한을 0.3%로 제한하는 것이다.
Mo: 0.005~0.3%
Mo는 강의 경화능을 증가시켜 베이나이트 조직 형성을 용이하게 한다. 하지만, 그 첨가량이 0.005% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 0.3%를 초과하면 과도한 소입성 증가로 마르텐사이트 상이 형성되어 성형성이 급격히 열위해진다. 또한, 경제적으로도 불리하며 용접성에도 해롭다. 따라서 상기 Mo의 함량은 0.005~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 상기 Mo 함량을 0.05 ~0.2%로 제한하는 것이다.
P: 0.001∼0.05%
상기 P는 Si과 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 하지만 그 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며 강도를 얻기에도 불충분하며, 반면에 그 함량이 0.05%를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하며 성형시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 연성과 신장 플랜지성, 내충격특성을 크게 악화시킨다. 따라서 상기 P의 함량은 0.001~0.05%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.001∼0.01%
상기 S는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01%를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하며 이에 따라 강의 절단가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 신장 플렌지성과 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 본 발명에서 S 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지므로 이를 고려할 때 그 함량의 하한을 0.001%로 한정할 수 있다. 따라서 본 발명에서는 S의 함량을 0.001∼0.01%로 제한하는 것이 바람직하고, 그 상한을 0.005%로 한정함이 보다 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. 한편 그 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 따라서 본 발명에서는 그 함량을 0.001~0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.005∼0.12%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 N와의 강한 친화력으로 강 중 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 Ti의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Ti함량이 0.12%를 초과하면 조대한 TiN의 발생 및 석출물의 조대화로 성형시 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서 본 발명에서는 Ti 함량을 0.005~0.12%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 상기 Ti 함량을 0.045 ~ 0.11%로 제한하는 것이다.
Nb: 0.005∼0.06%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 그러나 Nb의 함량이 0.005% 미만이면 상기 효과를 얻을 수 없고, Nb함량이 0.06%를 초과하면 열간압연 중 지나친 재결정 지연으로 연신된 결정립 형성 및 조대한 복합석출물의 형성으로 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 Nb 함량을 0.005~0.06%로 제한하는 것이 바람직하다.
V: 0.005∼0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 거의 석출하지 않으며 권취 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 따라서 열간압연 중 재결정 지연에 의한 변형저항 및 압연부하의 증가 없이 추가적인 강도의 향상에 효과적이다. 본 발명에서 이러한 효과를 얻기 위해서는 V의 함량이 0.005% 이상 포함되는 것이 바람직하다. 다만 그 함량이 과다할 경우 조대한 석출물의 형성으로 신장 플랜지성을 열위하게 하는 문제점이 있으며 경제적으로도 불리하다. 따라서 본 발명에서는 그 상한을 0.2%로 한정하는 것이 바람직하고 0.15%로 한정함이 보다 바람직하다.
B: 0.0003∼0.003%
상기 B는 강 중 고용상태로 존재할 경우 주로 결정립계에 편석되며 결정립계를 안정화시켜 강의 취성을 개선하는 효과가 있으며 고용 N을 안정화시켜 조대한 AlN 질화물의 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한 페라이트 상변태를 지연시켜 경질상인 베이나이트와 마르텐사이트상의 형성에 효과적이다. 본 발명에서는 B 함량이 0.0003% 이상 포함되어야 상기의 효과가 있으며 그 함량이 0.003%를 초과하면 그 효과가 더 이상 증가하지 않으며 연성이 감소하여 성형성이 열위하게 되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 그 상한을 0.003%로 한정하는 것이 바람직하고 0.002%로 한정함이 보다 바람직하다.
상기 조성 이외에 나머지는 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불가피한 불순물들이 혼입될 수 있으므로 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 한편, 상기 조성 이외에 유효한 성분의 첨가가 배제되는 것은 아니다.
관계식 1
한편, 본 발명에서는 상술한 바와 같은 성분 범위를 갖는 강재에 있어서, C, N, S, Nb, Ti 및 V의 함량으로 구성된 하기 관계식 1의 값을 0.2 이상에서 0.6이하로 제어하는 것이 바람직하고, 0.3 이상에서 0.5 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하다.
하기 관계식 1의 X 값이 0.6을 초과하면, 석출물의 형성이 증가하여 강도는 다소 증가하나 열간압연 중 재결정 지연으로 인해 압연방향으로 연신된 미세조직이 형성되기 쉬워져 압연의 수직방향으로의 연신율이 감소한다. 또한 열간압연된 강판의 냉각 시 미변태상내 고용 C와 고용 N 원자가 부족해져 경질상이 안정적으로 형성되기 어렵고 결정립계가 취약해져 전단면 품질이 열위하게 된다. 반면에 X값이 0.2 미만이면 재가열 중 결정립 성장이 용이하고 열연 중 재결정이 불균일해져 국부적으로 조대한 결정립이 형성되며 고용 C와 고용 N이 필요이상으로 과도해져 경질상의 경도값은 높아지는 경향을 나타내어 결국 신장 플렌지성이 열위해질 우려가 있다.
[관계식 1]
0.2 ≤ X ≤ 0.6
X = (Nb/93+Ti*/48+V/51)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
상기 관계식 1에서 Nb, Ti, C, N, S는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
관계식 2
또한 본 발명에서는 상술한 바와 같은 성분 범위를 갖는 강재에 있어서, Mn, Mo, Cr 및 B으로 구성된 하기 관계식 2의 값을 1.5 이상에서 3.5 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 하기 관계식 2는 본 발명의 강 미세조직 중 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성을 적정 수준으로 유지할 수 있는 합금원소의 조합을 인자화한 것으로서, 하기 관계식 2의 "T"값이 클수록 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성이 증가하며 각각의 경질상의 경도값도 증가한다. 따라서 이 값이 클수록 강도 확보에 유리하나 과도하면 강의 연성이 감소하고 연질상과 경질상간 경도차이가 증가하여 신장 플렌지성이 열위해지고 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 재질편차가 증가하게 되는 문제가 있다.
[관계식 2]
1.5 ≤ T ≤ 3.5
T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
상기 관계식 2에서 Mn, Mo, Cr, B는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
이하, 본 발명의 고강도 열연강판이 미세조직에 대하여 설명한다.
본 발명에서 제안한 강은, 미세조직이 페라이트계 저온 변태상이 주상(主相)이며, 베이나이트상과 폴리고날 페라이트상을 합으로 40% 미만, 잔여 펄라이트, 마르텐사이트 및 MA상을 합으로 3% 미만을 포함하며, 상기 미세조직의 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation) 값이 1.0x1014 ~ 2.5x1014 m-2의 범위를 만족한다.
강판 미세조직이 본 발명에서 제안한 상기의 범위로 제어될 경우, 목표로 하는 강 인장강도 590MPa 이상을 확보하는 동시에 HER0 (Hole Expanding Ratio of specimen with machined hole)이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도×HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족할 수 있다.
하지만 상기 폴리고날 페라이트상, 베이나이트상 및 페라이트계 저온 변태 상으로 구성된 미세조직 중 전위밀도가 높은 베이나이트의 상분율이 증가하여 폴리고날 페라이트상과의 합이 40%를 초과하면 연신율이 크게 감소하고 HER0이 100% 이상을 만족하더라도 펀칭 클리어런스 변화에 대한 전단면 품질의 의존성이 커져 실제의 인장강도×HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족하기 어렵다. 또한, 상기 미세조직중 폴리고날 페라이트의 상분율이 지나치게 증가하여 베이나이트상과의 합이 40%를 초과하면, 강도가 감소하여 목표로 하는 강도를 만족시키기 어렵고 펀칭 클리어런스가 클 때 버(Burr)의 발생이 심해지고 HER이 열위해져 인장강도×HER의 곱도 45,000MPa% 이상을 만족하기 어렵다. 보다 바람직하게는, 상기 베이나이트와 폴리고날 페라이트상 분율의 합을 10~40%로 제한하는 것이다.
한편 본 발명에서 페라이트계 저온 변태상이란, 아시큘라 페라이트(Acicular ferrite), 그래뉼라 베이니틱 페라이트(Granular bainitic ferrite)나 베이니틱 페라이트(Bainitic ferrite)와 같은 저온 변태에 의해 생성되는 페라이트 기반의 상 및 조직을 말한다. 이들 페라이트계 저온 변태상은 결정립의 형상이 등축정이 아니며 결정립계가 불규칙적이고 전위 밀도가 높은 점에서 폴리고날 페라이트(Polygongal ferrite)와 구별되며, 내부 또는 경계에 철탄화물이 석출되어 있지 않는 점에서 베이나이트와 구별된다. 또한 상기의 저온 변태상은 2종 이상의 상 및 조직을 포함할 수도 있다.
본 발명은 강의 미세조직 중 페라이트상, 베이나이트상 및 페라이트계 저온 변태상 각각의 면적율에 대해서는 특별히 한정하지 않는다. 다만 폴리고날 페라이트는 강의 연성 및 미세 석출물 형성에 도움이 되는 점에서, 그 면적율을 10% 이상으로 한정함이 바람직하다.
또한 베이나이트는 페라이트계 저온 변태상에 비해 더 경질한 상이므로 베이나이트상의 증가는 연성의 감소를 가져오므로, 이를 고려할 때 상기 베이나이트상의 면적율은 20% 이하로 한정함이 바람직하다.
또한 본 발명의 강은 상술한 조직 이외에, 잔여 조직으로, 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 MA(Martensite and Austenite)를 3 면적% 미만으로 포함할 수도 있다. 상기 상들은 단독 및 그 합으로 3면적% 이상 포함하면, 강의 신장 플렌지성이 크게 열위하게 되어 본 발명에서 제안한 인장강도×HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족하기 어려울 수 있다.
그리고 본 발명에서 강 중에 형성된 폴리고날 페라이트상, 베이나이트상, 페라이트계 저온 변태상, 마르텐사이트상 및 잔류 오스테나이트상 등의 구분 및 면적분율은 후방산란전자회절 (Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-7001F))를 이용하여 측정하였으며, 1000~3000 배율로 분석한 결과로부터 면적분율을 측정할 수 있다.
한편 상술한 페라이트 저온 변태상들은 폴리고날 페라이트 대비 높은 경도 값을 나타낸다. 또한 상기 베이나이트상은 미세한 철탄화물을 포함하고 있는 상으로 페라이트계 저온 변태 생성상에 비해 더 높은 경도값을 갖는 경질상이다. 이와 같은 상들이 연질의 폴리고날 페라이트상과 혼재되어 형성되면, 강은 높은 강도와 함께 안정적인 HER값을 나타내는 특징이 있다. 하지만, 여러 구성상의 경도 값을 비롯한 물리적 특징이 강을 구성하는 성분에 크게 의존하여 변화하므로 구성상의 비율만으로는 강재 본연의 HER값이 어느정도 우수한지, 펀칭 클리어런스 변동에도 안정적인 HER값을 나타내는지 명확하게 구분하기 곤란하였다.
이에 본 발명에서는 강재의 미세조직적 특징 중 미세조직의 평균전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 강재의 강도와 HER값 밸런스에 중요한 영향인자임을 확인하였다.
즉, 본 발명에서는 미세조직의 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 1.0x1014 ~ 2.5x1014 m-2을 만족하는 고강도 열연강판을 제공한다. 이러한 일정한 전위밀도를 갖는 페라이트계 저온 변태상 기지조직과 베이나이트상을 일정한 수준으로 유지하는 것이 강도와 연성 및 HER을 모두 높게 유지함에 유리하다.
상기 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)는 아래 수학식과 같이 EBSD로 측정된 kernel average misorientation (KAM) 데이터를 사용하여 계산할 수 있다.
Figure PCTKR2023095030-appb-img-000001
여기서, θ는 average misorientation (KAM values),
u는 unit length (step size in the EBSD measurement),
b는 burgers vector이다.
이와 같은 계산은 편의를 위하여 상기 EBSD 측정결과를 분석하는 소프트웨어인 OIM analysis™ (EDAX) 등을 이용할 수 있다. 한편 EBSD 측정은 열연강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 평가하였다.
다음으로, 본 발명의 고강도 열연강판 제조방법에 대하여 상세하게 설명한다.
본 발명의 열연강판 제조방법은, 상술한 조성성분과 상기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/sec로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 0.5~3초 동안 유지함으로써 강판을 450~550℃의 범위의 온도로 복열시키는 단계; 상기 복열된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 1~30℃/sec로 2차 냉각한 후, 권취하는 단계; 및 상기 권취된 코일을 상온~200℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 0.1~25℃/hour로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 1차 냉각 공정 및 상기 2차 냉각 공정 중 하나 이상의 공정에서, 강판의 전체 폭(W)에 대하여 양 에지부(W×60%) 온도(TE)는 450~550℃로, 폭 중앙부(W×40%)의 온도(TC)는 400~500℃가 되도록 냉각종료함으로써, 상기 권취단계에서의 권취 후 코일의 평균 온도 (TA)가 400~500℃ 범위로 유지할 수 있다.
먼저, 본 발명에서는 상술한 조성성분과 상기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃로 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1150℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 슬라브의 숙열이 충분하지 않아 열간압연시 강판의 온도를 일정하게 제어하기 곤란하게 된다. 반면에 1350℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도가 저하되므로, 상기 재가열온도는 1150~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연한다.
상기 열간압연은 850~1150℃의 범위의 온도에서 실시하며, 1150℃보다 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 열연강판의 표면품질이 열위해지게 된다. 반면 상기 열간압연을 850℃보다 낮은 온도에서 종료하면 지나친 재결정 지연에 의해 연신된 결정립의 발달하여 이방성이 심해지고 성형성도 나빠지게 된다.
그리고 본 발명에서는 상기 열간압연된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/s로 1차 냉각한다.
후술하는 바와 같이, 본 발명에서는 1차 냉각 종료 후 짧은 시간동안의 냉각 휴지기를 거치고 2차 냉각 후 권취하게 된다. 따라서, 1차 냉각시 지나치게 냉각종료 온도가 낮을 경우 후속과정에서 필요 이상의 경질상이 형성될 수 있다. 특히, 400℃ 미만으로 냉각하면 미세조직 중 폴리고날 페라이트 상이 형성되지 않거나 그 면적분율이 10% 미만으로 형성되어 강의 연신율이 크게 부족하게 된다. 반면 500℃를 초과하여 냉각하면, 미세 석출물이 과도하게 형성되어 항복강도가 증가하고 경질상 형성에 필요한 고용 C와 고용 N이 감소하여 베이나이트상의 면적분율이 감소하며 목표한 강도를 확보하기 어렵게 된다. 따라서 400~500℃의 온도까지 1차 냉각하는 것이 바람직하다.
또한 1차 냉각 시 평균 냉각속도를 50~100℃/s로 하는 것이 바람직하다. 만일 상기 냉각속도가 50℃/sec 미만이면, 폴리고날 페라이트 상분율이 지나치게 많이 형성될 수 있어서 강도 확보에 불리하고, 상기 냉각속도가 100℃/sec 초과하면 1차 냉각종료온도가 낮은 영역에서 폴리고날 페라이트 상분율이 크게 감소하여 연신율이 부족하게 될 수 있다.
다음으로, 본 발명에서는 상기 1차 냉각된 강판을 0.5~3초 동안 유지함으로써 강판을 450~550℃의 범위의 온도로 복열시킨다.
즉, 상기 1차 냉각된 강판을 0.5~3초 동안 냉각을 중단하고, 강판의 온도가 내부 잠열 및 변태발열에 의해 450~550℃의 범위의 온도를 만족하도록 한다. 이때 냉각 중단 시간을 0.5초 미만으로 하면 복열의 효과가 없고 3초를 초과하면 미세조직 중 폴리고날 페라이트상 분율은 크게 증가하고 경질상인 베이나이트와 베이니틱 페라이트상이 감소하게 된다.
또한 강판의 온도가 600℃에 근접하여 온도가 높은 영역의 두께 중심부에는 펄라이트 조직 및 조대한 탄화물이 형성될 수 있어 신장 플렌지성이 열위하게 된다. 반대로, 강판의 온도가 낮아 400℃에 근접한 영역에서는 과도한 냉각이 이루어져서 연신율이 부족하게 된다.
이어, 본 발명에서는 상기 복열된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 1~30℃/sec로 2차 냉각한 후, 권취한다.
2차 냉각 시 종료온도는 400~500℃의 범위인 것이 바람직하고, 430~480℃인 것이 보다 바람직하다. 만약, 2차 냉각종료 온도가 지나치게 높으면 베이나이트가 충분히 형성되지 않아 강도 확보가 어려울 수 있으며, 반면, 지나치게 낮으면 베이나이트상, 마르텐사이트상 및 MA상이 필요 이상으로 다량 형성되어 강의 연성과 신장 플렌지성이 모두 열위하게 될 수 있다.
또한 2차 냉각시 평균 냉각속도는 1~30℃/s로 하는 것이 바람직하다. 만일 냉각속도가 지나치게 높을 경우, MA상이 형성되기 쉽고 과도한 베이나이트상이 형성되어 연신율이 감소하게 된다. 냉각속도의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 냉각속도를 1℃/s 미만으로 느리게 제어하기 위해서는 별도의 냉각 및 보열설비 등이 필요하여 경제적으로 불리할 수 있으므로 이를 고려하여 하한을 1℃/s로 한정할 수는 있다.
한편 본 발명에서는 상기 1차 냉각 공정 및 상기 2차 냉각 공정 중 하나 이상의 공정에서, 강판의 전체 폭(W)에 대해 양쪽 에지부(W×60%) 온도(TE)는 450~550℃로, 폭 중앙부 (W×40%)의 온도(TC)는 400~500℃로 냉각 종료되도록 제조하며, 권취후 코일의 평균 온도(TA)가 400~500℃ 가 되도록 제어한다. 여기에서, 양쪽 에지부(W×60%)는 강판의 폭 방향으로 강판의 전체 폭(W)에 대해 일측 에지부의 폭 W×30%와 타측 에지부의 W×30%을 합산한 값이며, 폭 중앙부 (W×40%)는 상기 양 에지부의 폭 크기를 제외한 강판 중심부의 폭 크기를 나타낸다.
이때 (TE)와 (TC)는 전술한 1차 냉각 및/또는 2차 냉각이 종료된 직후의 강판의 위치별 온도를 의미한다. 에지부 온도인 TE가 지나치게 낮아지면, 권취후 냉각속도가 빠른 권취코일의 에지부에는 MA상과 마르텐사이트상이 형성되기 쉬워 연신율과 신장 플렌지성이 동시에 열위하게 된다. 반대로 폭 중앙부 온도인 TC가 지나치게 높아지면, 권취후 코일의 냉각속도가 매우 느린 중앙부에는 펄라이트 및 조대한 탄화물이 형성되어 전단품질 및 신장 플렌지성이 열위하게 된다. 여기에서, TE의 상한과 TC의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, TE가 지나치게 높아지거나 TC가 지나치게 낮아지면 전술한 2차 냉각종료 온도의 기준을 만족하지 못하게 되므로 그 상한과 하한은 각각 550℃와 400℃로 한정할 수는 있다.
그리고 본 발명에서는 상기 2차 냉각이 종료된 강판을 권취하며, 이때 권취코일의 평균 온도(TA)가 400~500℃ 가 되도록 제어할 수 있다.
이후, 본 발명에서는 상기 권취된 코일을 상온~200℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 0.1~25℃/hour로 냉각한다.
이때, 냉각속도가 25℃/hour를 초과하면 강 중 MA상이 형성되기 쉬워 강의 신장 플렌지성이 열위해지며, 냉각속도를 0.1℃/hour 미만으로 제어하기 위해서는 별도의 가열설비 등이 필요하여 경제적으로 불리하다. 바람직하게는 1~10℃/hour로 냉각하는 것이 좋다.
또다르게는 본 발명에서는 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
그리고 상기 산세 및 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 설명하나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다.
(실시예)
하기 표 1과 같은 성분조성을 갖는 강 슬라브를 각각 마련하였다. 이어, 상기 마련된 각각의 강슬라브를 하기 표 2에 나타난 바와 같은 제조조건을 이용하여 열연강판을 제조하였다. 한편 하기 표 2에서, FDT는 열간 압연온도, CR1st는 1차냉각속도, Hold Time은 1차 냉각후 냉각 중단 시간, MT는 2차 냉각개시 전 강판의 온도, CR2nd는 2차 냉각속도를 의미한다. 이러한 1차 냉각 종료 후, 강판 양 에지부 평균 온도를 TE, 냉각 종료후 폭 중앙부의 평균 온도를 TC, 그리고 2차 냉각종료 후 권취코일의 평균 온도를 TA로 각각 나타내었다. 한편 권취된 코일은 상온~200℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 0.1~25℃/hour로 냉각하였다.
시편 C Si Mn Cr Mo Nb Ti V Al P S N B X T
비교강1 0.04 0.02 1.55 0.2 0.1 0.03 0.12 0.006 0.03 0.009 0.003 0.004 0.0006 0.708 2.430
비교강2 0.05 0.02 1.65 0.3 0.1 0.02 0.03 0.005 0.04 0.008 0.002 0.004 0.0006 0.133 2.680
비교강3 0.05 0.1 1.8 0.5 0.2 0.025 0.065 0.007 0.03 0.009 0.002 0.004 0.001 0.317 3.610
비교강4 0.05 0.08 1.2 0.005 0.005 0.02 0.07 0.007 0.04 0.01 0.002 0.004 0.0005 0.329 1.472
발명강1 0.05 0.02 1.7 0.2 0.15 0.02 0.1 0.007 0.03 0.009 0.002 0.004 0.0006 0.469 2.720
발명강2 0.042 0.1 1.5 0.03 0.006 0.02 0.1 0.007 0.03 0.009 0.002 0.004 0.0005 0.552 1.812
발명강3 0.04 0.1 1.55 0.05 0.006 0.06 0.03 0.007 0.03 0.011 0.002 0.004 0.0007 0.293 1.992
발명강4 0.05 0.08 1.6 0.01 0.006 0.005 0.12 0.006 0.04 0.01 0.003 0.004 0.0005 0.515 1.882
발명강5 0.07 0.3 1.9 0.01 0.006 0.03 0.1 0.06 0.03 0.01 0.003 0.004 0.0005 0.524 2.182
발명강6 0.065 0.1 1.8 0.3 0.006 0.015 0.09 0.008 0.03 0.009 0.002 0.004 0.0006 0.324 2.567
발명강7 0.05 0.07 1.7 0.2 0.2 0.02 0.1 0.006 0.03 0.012 0.003 0.004 0.0006 0.458 2.860
발명강8 0.06 0.06 1.8 0.05 0.2 0.02 0.1 0.007 0.03 0.01 0.003 0.005 0.0005 0.371 2.685
발명강9 0.04 0.07 1.5 0.007 0.006 0.015 0.065 0.007 0.03 0.011 0.003 0.004 0.0007 0.352 1.877
발명강10 0.04 0.3 1.5 0.3 0.006 0.015 0.065 0.007 0.03 0.011 0.003 0.004 0.0006 0.352 2.267
발명강11 0.07 0.3 1.8 0.1 0.2 0.02 0.1 0.007 0.03 0.009 0.003 0.004 0.0007 0.336 2.860
*표 1에서 각 성분 함량 단위는 중량%이며, 잔여 성분은 Fe 및 불가피한 불순물임. 또한 표 1에서, X는 관계식 1에 의해 정의되는 X값을, T는 관계식 2에 의해 정의되는 T값을 나타냄.
구분 강종 FDT CR1st Hold Time MT CR2nd TE TC TA
비교예1 비교강1 885 68 0.7 465 15 490 448 470
비교예2 비교강2 862 65 0.7 470 18 485 432 450
비교예3 비교강3 865 70 0.7 443 20 465 430 442
비교예4 비교강4 860 69 0.7 477 22 472 443 463
비교예5 발명강1 873 58 0.7 560 15 485 430 460
비교예6 발명강1 866 75 0.7 350 14 493 425 465
비교예7 발명강1 866 115 0.7 435 18 477 435 451
비교예8 발명강1 872 20 0.7 460 18 480 452 462
비교예9 발명강1 880 78 4.2 472 15 491 438 460
비교예10 발명강1 876 86 0.7 471 22 550 530 540
비교예11 발명강1 855 58 0.7 483 21 420 350 380
비교예12 발명강1 884 60 0.7 468 55 485 430 445
비교예13 발명강1 890 62 0.6 475 25 390 465 420
비교예14 발명강1 878 60 0.7 454 22 455 540 485
발명예1 발명강2 873 72 0.7 452 16 460 455 460
발명예2 발명강3 887 75 0.6 482 22 500 460 485
발명예3 발명강4 892 65 0.7 469 25 470 425 454
발명예4 발명강5 874 62 0.7 462 25 500 458 482
발명예5 발명강6 891 64 0.7 450 18 475 435 456
발명예6 발명강7 888 60 0.7 463 19 450 432 445
발명예7 발명강8 885 69 0.6 450 16 466 420 448
발명예8 발명강9 892 82 0.7 473 19 495 453 472
발명예9 발명강10 892 82 0.7 454 20 505 451 477
발명예10 발명강11 885 72 0.7 465 22 482 426 440
상기와 같이 제조된 각각의 열연강판의 미세조직을 상세히 분석하여 하기 표 3에 나타내었다. 이때, 미세조직은 강판 압연방향 단면의 두께 1/4~1/2 위치에서 분석하였다. 그리고 강판 중 형성된 폴리고날 페라이트상(PF), 베이나이트상(B), 페라이트계 저온 변태상(BF), 마르텐사이트상(M) 및 MA상의 구분 및 면적분율의 측정은 후방산란전자회절 (Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-7001F))를 이용하였으며 3000~5000 배율로 분석하였다. 또한 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation, GND)는 열연강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 EBSD 측정후 OIM analysis™ (EDAX)을 이용하여 산정하였다. 한편 표 3과 같이, 본 실시예에서 열연강판의 미세조직 관찰결과, 잔류 오스테나이트는 모두 관찰되지 않았다.
구분 강종 PF BF B P M MA GND(x1014)
비교예1 비교강1 39 54 7 0 0 0 0.8
비교예2 비교강2 16 69 8 0 5 2 2.6
비교예3 비교강3 11 69 7 0 7 6 2.6
비교예4 비교강4 33 67 0 0 0 0 0.9
비교예5 발명강1 15 78 3 4 0 0 0.95
비교예6 발명강1 6 71 18 0 3 2 2.8
비교예7 발명강1 5 85 10 0 0 0 2.6
비교예8 발명강1 34 58 8 0 0 0 0.9
비교예9 발명강1 32 60 4 5 0 0 0.9
비교예10 발명강1 29 64 3 4 0 0 0.95
비교예11 발명강1 11 63 15 0 8 3 3.3
비교예12 발명강1 14 68 14 0 0 4 2.8
비교예13 발명강1 12 62 22 0 2 2 3.1
비교예14 발명강1 31 64 0 8 0 0 0.95
발명예1 발명강2 25 68 5 0 0 2 1.5
발명예2 발명강3 21 75 4 0 0 1 1.2
발명예3 발명강4 25 72 3 0 0 0 1.3
발명예4 발명강5 20 67 13 0 0 0 2.3
발명예5 발명강6 25 72 3 0 0 0 1.6
발명예6 발명강7 23 65 12 0 0 0 1.9
발명예7 발명강8 21 68 11 0 0 0 2.2
발명예8 발명강9 29 62 9 0 0 0 1.7
발명예9 발명강10 20 73 7 0 0 0 1.8
발명예10 발명강11 17 71 12 0 0 0 2.4
*표 3에서 PF는 폴리고날 페라이트상, B는 베이나이트상, BF는 페라이트계 저온 변태상, M은 마르텐사이트상, 그리고 MA상은 Martensite and Austenite 상을 말한다. 또한 GND(Geometrical Necessary Dislocation)는 평균전위밀도를 나타낸다.
한편 하기 표 4에는 상기 제조된 각각의 열연강판에 대한 기계적 성질을 평가하여 그 결과를 나타내었다.
기계적 성질은 인장시험과 펀칭 클리어런스를 5%, 10%, 20%로 다르게 하여 평가한 HER결과를 각각의 강판에 대해 나타내었다. 여기에서 YS, TS, T-El은 0.2% off-set 항복강도, 인장강도 및 파괴연신율을 의미하며, JIS5호 규격 시험편을 압연방향에 직각방향으로 시편을 채취하여 시험한 결과이다. 또한, HER의 평가는 JFST 1001-1996 규격을 기준으로 실시하였다. 하기 표 4의 HER시험의 결과는 3회 실시후 평균한 값이다.
구분 강종 YP(MPa) TS(MPa) El(%) HER0(%) HER(%)-5% HER(%)-10% HER(%)-20% TSxHER (Min.)
비교예1 비교강1 595 735 18 105 62 58 45 33075
비교예2 비교강2 542 639 21 120 61 63 64 38979
비교예3 비교강3 630 832 14 85 32 42 35 26624
비교예4 비교강4 466 580 21 136 71 95 78 39440
비교예5 발명강1 695 20 108 66 68 44 695 30580
비교예6 발명강1 745 13 82 48 47 35 745 26075
비교예7 발명강1 751 11 105 57 65 60 751 42807
비교예8 발명강1 709 19 107 62 64 55 709 38995
비교예9 발명강1 722 17 86 46 51 42 722 30324
비교예10 발명강1 718 19 98 58 58 52 718 37336
비교예11 발명강1 816 10 75 42 48 35 816 28560
비교예12 발명강1 775 13 84 51 58 41 775 31775
비교예13 발명강1 745 13 86 58 59 43 745 32035
비교예14 발명강1 752 13 79 55 51 40 752 30080
발명예1 발명강2 540 635 20 125 96 108 85 53975
발명예2 발명강3 556 662 20 115 95 100 90 59580
발명예3 발명강4 561 630 22 118 98 105 95 59850
발명예4 발명강5 645 758 17 115 72 85 76 54576
발명예5 발명강6 620 702 19 128 77 82 90 54054
발명예6 발명강7 642 730 18 119 81 91 84 59130
발명예7 발명강8 654 755 18 116 74 83 76 55870
발명예8 발명강9 530 615 22 125 88 96 83 51045
발명예9 발명강10 604 683 19 115 76 85 92 51908
발명예10 발명강11 720 818 15 118 73 75 70 57260
상기 표 1-4에 나타난 바와 같이, 강 조성성분 및 제조 공정 조건이 본 발명의 범위를 충족하는 발명예 1-10은 모두 우수한 기계적 물성을 가짐을 확인할 수 있다.
이에 반하여, 비교예 1-2는 관계식 1을 만족하지 못한 경우로서, 비교예 1은 성분의 구성이 관계식 1의 제안 범위를 초과하여 석출강화 효과로 인해 항복강도와 인장강도가 높게 나타났다. 또한 강 미세조직 중 평균 전위밀도가 0.9x1014 m-2 로 본 발명의 제안 범위보다 작았으며, 폴리고날 페라이트상이 과도하게 형성되어 펀칭 클리어런스가 클때 HER값이 더욱 열위하게 나타났다.
비교예 2는 강 성분의 구성이 관계식 1의 제안 범위에 미달한 경우로, 마르텐사이트상 및 MA상이 과도하게 형성되었고, 평균 전위밀도가 2.6x1014 m-2 로 높았으며 소재강도 대비 HER값이 열위하였다.
비교예 3-4는 강 성분의 구성이 관계식 2를 만족하지 못한 경우로서, 비교예 3은 강 구성 성분이 관계식 1의 제안범위를 초과한 경우이다. 이 때에는 경화능이 높은 합금성분을 과도하게 포함하여 안정적인 강도는 확보하였으나 연신율이 부족해지고 HER값도 열위하였다. 그리고 비교예 4는 강 구성 성분이 관계식 1의 제안범위를 미달하는 경우로서, 경화능이 높은 합금성분이 부족하여 미세조직 중 베이나이트상이 형성되지 않았고 목표한 강도를 확보하지 못하였다.
한편 비교예 5-14는 강 조성성분은 본 발명범위 내이나 제조공정 조건이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다.
구체적으로, 비교예 5-6은 열간압연 후 1차 냉각시 종료온도가 본 발명의 제안 범위를 벗어난 경우로서, 비교예 5는 1차 냉각시 종료온도가 본 발명 범위를 초과하여 불필요한 펄라이트 조직이 형성되었으며 HER값이 열위하였다. 그리고 비교예 6은 1차 냉각시 종료온도가 본 발명 범위에 미달하여 폴리고날 페라이트상이 부족하고 페라이트계 저온 변태상은 결정립내에 불필요한 MA상이 형성되었고 일부 입계에는 마르텐사이트 조직도 형성되었으며 HER값이 열위하였다.
비교예 7-8은 1차 냉각 시 냉각속도가 본 발명의 제안 범위를 벗어난 경우이다. 구체적으로, 비교예 7은 냉각속도가 본 발명 제안 범위를 초과하여 폴리고날 페라이트상은 부족하였고, 대부분의 미세조직은 페라이트계 저온 변태상으로 구성되어 연신율이 크게 열위하였다. 그리고 비교강 8은 냉각속도가 제안 범위를 미달하여 폴리고날 페라이트 상분율이 크게 증가하였고 연신율은 양호하였으나 펀칭 클리어런스가 클 때 HER이 열위하였다.
비교예 9는 1차 냉각 후 냉각 정지 시간이 필요이상으로 긴 경우이다. 강판의 미세조직 중 폴리고날 페라이트 상분율이 크게 증가였고, 더불어 불필요한 펄라이트 조직도 형성되어 펀칭 클리어런스 작을 때나 클 때 모두 HER값이 열위하였다.
비교예 10-11은 2차 냉각 시 냉각종료온도가 본 발명의 제안 범위를 벗어난 경우이다. 비교예 10은 2차 냉각종료온도가 본 발명의 온도범위를 초과한 경우로서, 폴리고날 페라이트 상분율이 크게 증가하였으며, 더불어 불필요한 펄라이트 조직도 형성되어 HER값이 열위하였다. 그리고 비교예 11은 2차 냉각 직후 강판의 온도가 본 발명 범위에 미달한 경우로, 미세조직 중 마르텐사이트와 MA상이 불필요하게 형성되어 HER값이 열위하였다.
비교예 12는 2차 냉각 시 냉각속도가 본 발명의 제안 범위를 초과한 경우로서, 미세조직 중 MA상이 과도하게 형성되었고 HER값이 열위하였다.
비교예 13-14는 권취 직전 강판의 폭방향온도에 있어서 본 발명 기준을 만족하지 못한 경우이다. 구체적으로, 비교예 13은 강판의 에지부의 온도가 본 발명 기준에 미달한 경우로서, 에지부에 마르텐사이트상을 비롯한 저온 변태상이 과도하게 형성되어 강도는 높으나 연신율이 부족하고 HER도 열위하였다. 그리고 비교예 14는 강판의 중심부 온도가 본 발명 기준을 초과한 경우로서, 강판 중심부에 펄라이트 조직이 형성되었고 베이나이트 조직도 열화되어 펄라이트 조직과의 구별이 어려웠으며 HER 특성이 열위하였다
한편 도 1은 본 발명의 실시예에서 발명예 1-10과 비교예 5-14의 펀칭 클리어런스에 따른 HER 관계를 나타내는 그래프이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 본 발명예 1-10의 경우가 비교예 5-14 대비 인장강도가 590MPa이상이고 HER0이 100% 이상으로 우수하여 실제 버링성형성인 HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20%로 넓은 범위에서도 모두 인장강도×HER의 곱이 45,000MPa% 이상을 만족하는 것을 확인할 수있다.
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 (8)

  1. 중량%로, C:0.03∼0.08%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Mo:0.005∼0.3%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti:0.005~0.12%, Nb:0.005~0.06%, V:0.005∼0.2%, B:0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하며,
    미세조직이, 아시큘라 페라이트(Acicular ferrite), 그래뉼라 베이니틱 페라이트(Granular bainitic ferrite) 및 베이니틱 페라이트(Bainitic ferrite) 중 1종 이상으로 이루어진 페라이트계 저온 변태상이 주상이며, 베이나이트상과 폴리고날 페라이트상을 합계로 40% 미만, 그리고 잔여 펄라이트, 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 MA상을 합으로 3% 미만으로 포함하고, 상기 미세조직의 평균 전위밀도(Geometrical Necessary Dislocation)가 1.0x1014 ~ 2.5x1014 m-2을 만족하는 열연강판.
    [관계식 1]
    0.2 ≤ X ≤ 0.6
    X = (Nb/93+Ti*/48+V/51)/(C/12+N/14)
    Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    상기 관계식 1에서 Nb, Ti, C, N, S는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
    [관계식 2]
    1.5 ≤ T ≤ 3.5
    T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
    상기 관계식 2에서 Mn, Mo, Cr, B는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
  2. 제 1항에 있어서, 상기 베이나이트상과 폴리고날 페라이트상의 면적 분율의 합이 10~40%인, 열연강판.
  3. 제 1항에 있어서, 상기 폴리고날 페라이트상의 면적 분율이 10% 이상인, 열연강판.
  4. 제 1항에 있어서, 상기 베이나이트상의 면적 분율이 20% 이하인, 열연강판.
  5. 제 1항에 있어서, 인장강도가 590MPa이상이고, HER 값이 펀칭 클리어런스가 5~20% 범위에서 인장강도× HER의 곱이 45,000 MPa% 이상을 만족하는 열연강판.
  6. 중량%로, C:0.03∼0.08%, Si:0.01∼1.0%, Mn:1.0∼2.0%, Sol.Al:0.01∼0.1%, Cr: 0.005~0.5%, Mo:0.005∼0.3%, P:0.001∼0.05%, S:0.001∼0.01%, N:0.001∼0.01%, Ti:0.005~0.12%, Nb:0.005~0.06%, V:0.005∼0.2%, B:0.0003~0.003%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 관계식 2를 만족하는 강 슬라브를 1150~1350℃로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 850~1150℃의 범위의 온도에서 열간압연하는 단계;
    상기 열간압연된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 50~100℃/sec로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 0.5~3초 동안 유지함으로써 강판을 450~550℃의 범위의 온도로 복열시키는 단계;
    상기 복열된 강판을 400~500℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 1~30℃/sec로 2차 냉각한 후, 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 코일을 상온~200℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 0.1~25℃/hour로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 1차 냉각 공정 및 상기 2차 냉각 공정 중 하나 이상의 공정에서, 강판의 전체 폭(W)에 대하여 양 에지부(W×60%) 온도(TE)는 450~550℃로, 폭 중앙부(W×40%)의 온도(TC)는 400~500℃가 되도록 냉각 종료함으로써, 상기 권취단계에서의 권취 후 코일의 평균 온도 (TA)가 400~500℃ 범위로 유지할 수 있는, 열연강판 제조방법.
    [관계식 1]
    0.2 ≤ X ≤ 0.6
    X = (Nb/93+Ti*/48+V/51)/(C/12+N/14)
    Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    상기 관계식 1에서 Nb, Ti, C, N, S는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
    [관계식 2]
    1.5 ≤ T ≤ 3.5
    T = [Mn]+2.8[Mo]+1.5[Cr]+500[B]
    상기 관계식 2에서 Mn, Mo, Cr, B는 해당 합금원소의 중량%이며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.
  7. 제 6항에 있어서, 상기 2차 냉각후 권취된 강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가로 포함하는 열연강판 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서, 상기 산세 및 도유된 강판을 450~740℃의 온도범위로 가열한 다음, 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는, 열연강판 제조방법.
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