WO2024106936A1 - 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2024106936A1
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김성일
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to hot rolled steel sheets and their manufacturing methods.
  • wear-resistant hot-rolled steel sheets with high hardness mainly utilize martensitic microstructure to have high strength and hardness, and this high hardness leads to high wear resistance and has been used as parts requiring wear resistance.
  • processing is limited due to poor bending processability due to high strength, it has the disadvantage of being used with only minimal processing. This acts as a similar limiting factor in high-strength hot-rolled steel using martensite as the main phase, and various technologies have been proposed to overcome this.
  • Patent Document 1 C, Si, Mn, etc. among the alloy components of steel are mainly controlled, and rolling at the austenite non-recrystallization temperature during hot rolling is minimized to reduce the aspect ratio of old austenite particles and at the same time strengthen anisotropy. An attempt was made to increase bendability by suppressing the aggregate tissue.
  • Patent Document 2 an attempt was made to increase bendability by forming a high-strength steel sheet with tempered martensite in the center and ferrite and pearlite as main phases in the surface layer in the thickness direction of the steel sheet.
  • Patent Document 1 is a technology that requires high-temperature rolling and controls the texture of steel, which is difficult to control, and is difficult in the manufacturing process.
  • the bainite phase is the main phase in the center. It has the disadvantage of being unsuitable for use as wear-resistant steel because it is difficult to secure uniform hardness.
  • Patent Document 2 has the disadvantage that it has low hardness because the surface layer is composed of ferrite and pearlite, which are structures that are too soft compared to the center, and at the same time, strain is concentrated in the surface layer during bending, making it unsuitable for use as wear-resistant steel.
  • alloy components such as Si, Mn, Mo, Cr, Cu, and Ni, which are mainly used to manufacture the above high hardness steels, are effective in improving hardness and formability, but if a large amount of alloy components are added to improve physical properties, Segregation of alloy components and uneven microstructure result in poor bending workability.
  • steels with high hardenability are sensitive to changes in microstructure when cooled, and the low-temperature transformation structure is formed unevenly, making it difficult to obtain higher bending workability.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2013-117068
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 10-2021-0088646
  • One aspect of the present invention is to provide a hot rolled steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • One preferred aspect of the present invention is to provide a hot-rolled steel sheet with excellent bending properties, strength, and hardness, and a method for manufacturing the same.
  • One embodiment of the present invention is by weight percentage, C: 0.17-0.26%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.3-2.0%, Cr: 0.005-0.5%, Mo: 0.005-0.55%, Nb: 0.005- 0.05%, Ti: 0.005 ⁇ 0.08%, V: 0.005 ⁇ 0.2%, Al: 0.01 ⁇ 0.5%, P: 0.003 ⁇ 0.05%, S: 0.001 ⁇ 0.01%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, B: 0.0005 ⁇ 0.005 %, including the balance Fe and other inevitable impurities, satisfies the following relations 1 and 2, microstructure is area %, the center is the sum of martensite and auto-tempered martensite: 90% or more, among pearlite and bainite At least one type: 10% or less, and the surface layer includes bainite: 90% or more, and at least one type of ferrite, martensite, and pearlite: 10% or less, and the average thickness of the surface layer is 30 to 200 ⁇ m, The average dislocation density of the surface
  • the Rockwell hardness of the center may be 44 to 50 HrC.
  • the Rockwell hardness of the surface layer may be 38 to 46 HrC.
  • Another embodiment of the present invention is by weight percentage, C: 0.17-0.26%, Si: 0.01-0.5%, Mn: 0.3-2.0%, Cr: 0.005-0.5%, Mo: 0.005-0.55%, Nb: 0.005- 0.05%, Ti: 0.005 ⁇ 0.08%, V: 0.005 ⁇ 0.2%, Al: 0.01 ⁇ 0.5%, P: 0.003 ⁇ 0.05%, S: 0.001 ⁇ 0.01%, N: 0.001 ⁇ 0.01%, B: 0.0005 ⁇ 0.005 %, the balance Fe and other unavoidable impurities, and heating the slab satisfying the following equations 1 and 2 to 1150-1350°C; Obtaining a bar by completing rough rolling of the heated slab at a rough rolling temperature (RDT) of 880 to SCT+170°C based on 1/2 t (t: thickness of steel material); Obtaining a hot rolled steel sheet by completing finish rolling of the bar at a finish rolling temperature (FDT) of 780 to SCT+50°C based on 1/2t (t
  • Secondary cooling and secondary cooling the primary cooled hot rolled steel sheet to a coiling temperature (CT) of 70°C to Ms-50°C at a secondary average cooling rate of 1 to 40°C/sec and then winding it; Including, the surface temperature (RST) of the bar at the end of the rough rolling is 750 ⁇ RDT-40 °C, and the surface temperature (FST) of the hot rolled steel sheet at the end of the finish rolling is controlled to be 700 ⁇ FDT-40 °C. Manufacturing method is provided.
  • CT coiling temperature
  • Control of the surface temperature of the bar and the surface temperature of the hot rolled steel sheet can be performed by a water injection device.
  • the step of pickling and oiling the coiled hot rolled steel sheet may be additionally included.
  • a hot rolled steel sheet and a manufacturing method thereof can be provided.
  • a hot rolled steel sheet with excellent bending formability and hardness and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between bending workability (R/t) according to tensile strength of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 12 according to an embodiment of the present invention.
  • Figure 2 is a photograph of Invention Example 1 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • Figure 3 is a photograph of the surface layer of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • Figure 4 is a photograph of the center of Inventive Example 1 according to an embodiment of the present invention observed with an electron microscope.
  • the C is the most economical and effective element in strengthening steel, and has a great influence on the hardness value.
  • the hardenability increases, making it easier to form hard phases such as bainite and martensite in the microstructure, thereby increasing 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 C content exceeds 0.26%, the hardness of martensite itself increases excessively, which causes excessive strength increase and bending workability deterioration, and it may be difficult to secure sufficient weldability.
  • the C content is less than 0.17%, it is difficult to obtain a sufficient strengthening effect.
  • the C content ranges from 0.17 to 0.26%.
  • the lower limit of the C content is more preferably 0.175%, more preferably 0.18%, and most preferably 0.185%.
  • the upper limit of the C content is more preferably 0.25%, more preferably 0.24%, and most preferably 0.23%.
  • the Si is an element that is advantageous for deoxidizing molten steel, exerting a solid solution strengthening effect, and improving formability by delaying the formation of coarse carbides. If the Si content is less than 0.01%, the solid solution strengthening effect and formability improvement effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Si content exceeds 0.5%, it is not easy to remove the red scale formed on the surface of the steel sheet during hot rolling, and as a result, the surface quality of the steel sheet may be very poor. Additionally, there is a problem in that ductility and weldability are reduced. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.01 to 0.5%. The lower limit of the Si content is more preferably 0.012%, more preferably 0.015%, and most preferably 0.02%. The upper limit of the Si content is more preferably 0.4%, more preferably 0.35%, and most preferably 0.3%.
  • Mn is an effective element in solid solution strengthening steel, and increases the hardenability of steel, facilitating the formation of hard phases bainite and martensite during cooling after hot rolling. If the Mn content is less than 0.3%, the effects of solid solution strengthening and formation of bainite and martensite cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if the Mn content exceeds 2.0%, grain boundaries become weak, causing problems such as low-temperature cracking. In addition, it may be difficult to secure sufficient formability due to an excessive increase in strength, and when casting slabs during the continuous casting process, a large segregation area develops in the center of the thickness, and when cooling after hot rolling, the microstructure in the thickness direction is formed unevenly. Bending processability becomes inferior.
  • the Mn content is preferably in the range of 0.3 to 2.0%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 0.35%, more preferably 0.4%, and most preferably 0.45%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 1.9%, more preferably 1.85%, and most preferably 1.8%.
  • the Cr strengthens the steel by solid solution and delays the ferrite phase transformation upon cooling, helping the formation of martensite and bainite. If the Cr content is less than 0.005%, the effects of solid solution strengthening and formation of martensite and bainite cannot be sufficiently achieved. On the other hand, when the content of Cr exceeds 0.5%, similar to Mn, segregation at the center of the thickness develops significantly, and the microstructure in the thickness direction becomes non-uniform, thereby deteriorating bending workability. Therefore, the Cr content is preferably in the range of 0.005 to 0.5%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.007%, more preferably 0.008%, and most preferably 0.01%.
  • the upper limit of the Cr content is more preferably 0.4%, more preferably 0.35%, and most preferably 0.3%.
  • Mo increases the hardenability of steel and facilitates the formation of martensite and bainite. If the Mo content is less than 0.005%, the above-described effects cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if the Mo content exceeds 0.55%, martensite is formed in the surface layer due to an excessive increase in hardenability, which sharply deteriorates bending workability, is economically disadvantageous, and may make it difficult to secure sufficient weldability. Therefore, the Mo content is preferably in the range of 0.005 to 0.55%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.01%, more preferably 0.02%, and most preferably 0.03%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.52%, more preferably 0.5%, and most preferably 0.45%.
  • Nb is a representative precipitation strengthening element along with Ti and V, and is effective in improving the strength and impact toughness of steel by precipitating as a precipitate during hot rolling and exerting a grain refining effect by delaying recrystallization. If the Nb content is less than 0.005%, the above-described effects cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.05%, coarse composite precipitates are formed during hot rolling, resulting in poor bending workability. Therefore, the Nb content is preferably in the range of 0.005 to 0.05%. The lower limit of the Nb content is more preferably 0.007%, more preferably 0.008%, and most preferably 0.01%. The upper limit of the Nb content is more preferably 0.04%, more preferably 0.03%, and most preferably 0.02%.
  • Ti is a representative precipitation strengthening element along with Nb and V, and forms coarse TiN through strong affinity with nitrogen.
  • the TiN has the effect of suppressing the growth of crystal grains during the heating process for hot rolling.
  • Ti remaining after reacting with nitrogen is dissolved in solid solution in steel and combines with carbon to form TiC precipitates, which is a useful component for improving the strength of steel. If the Ti content is less than 0.005%, the effects of suppressing grain growth and improving strength cannot be sufficiently obtained.
  • the Ti content exceeds 0.08%, coarse TiN is generated and the precipitates become coarse, resulting in poor bending workability during molding. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.005 to 0.08%.
  • the lower limit of the Ti content is more preferably 0.01%, more preferably 0.015%, and most preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Ti content is more preferably 0.07%, more preferably 0.06%, and most preferably 0.045%.
  • the V is a representative precipitation strengthening element along with Nb and Ti, and hardly precipitates during hot rolling, but forms precipitates after high-temperature coiling, cooling, or tempering 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. If the V content is less than 0.005%, the strength improvement effect cannot be sufficiently achieved. On the other hand, if the V content exceeds 0.2%, coarse precipitates are formed, which deteriorates bending workability and is economically disadvantageous. Therefore, the content of V is preferably in the range of 0.005 to 0.2%.
  • the lower limit of the V content is more preferably 0.006%, more preferably 0.008%, and most preferably 0.01%.
  • the upper limit of the V content is more preferably 0.2%, more preferably 0.1%, and most preferably 0.05%.
  • the Al is an element mainly added for deoxidation. If the Al content is less than 0.01%, the deoxidation effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 0.5%, excessive AlN is formed in combination with nitrogen, which is likely to cause corner cracks in the slab during continuous casting and defects due to inclusion formation. Therefore, the Al content is preferably in the range of 0.01 to 0.5%.
  • the lower limit of the Al content is more preferably 0.015%, and even more preferably 0.02%.
  • the upper limit of the Al content is more preferably 0.1%, more preferably 0.08%, and most preferably 0.05%.
  • the P has both solid solution strengthening and ferrite transformation promotion effects.
  • controlling the P content to less than 0.003% requires a lot of manufacturing costs, which is economically disadvantageous and is insufficient to obtain strength.
  • the P content exceeds 0.05% brittleness may occur due to grain boundary segregation, microcracks are likely to occur during bending, and ductility and impact resistance are greatly reduced. Therefore, the P is preferably in the range of 0.003 to 0.05%.
  • the lower limit of the P content is more preferably 0.005%, more preferably 0.007%, and most preferably 0.01%. It is more preferable that the upper limit of the P content is 0.03%.
  • the S is an impurity present in steel, and when its content exceeds 0.01%, it combines with Mn to form non-metallic inclusions. As a result, micro cracks are likely to occur during bending of the steel, and impact resistance is greatly reduced.
  • the lower limit of the S content is not specifically limited, but controlling it to less than 0.001% takes a lot of time during steelmaking and reduces productivity. Considering this, the lower limit of the S content can be limited to 0.001%. there is. Therefore, it is preferable that the S content ranges from 0.001 to 0.01%. It is more preferable that the lower limit of the S content is 0.002%.
  • the upper limit of the S content is more preferably 0.008%, more preferably 0.006%, and most preferably 0.005%.
  • N is a representative solid solution strengthening element, and forms coarse precipitates together with Ti, Al, etc. If the N content is less than 0.001%, not only is it difficult to obtain sufficient solid solution strengthening and precipitate formation effects, but also controlling the N content to less than 0.001% takes a lot of time during steelmaking, which reduces productivity. Meanwhile, the solid solution strengthening effect of N is generally better than that of carbon, but when the N content exceeds 0.01%, there is a problem in that toughness is greatly reduced. Therefore, the N content is preferably in the range of 0.001 to 0.01%. The lower limit of the N content is more preferably 0.002%, and even more preferably 0.003%. The upper limit of the N content is more preferably 0.008%, more preferably 0.007%, and most preferably 0.006%.
  • B When B exists in a solid solution state in steel, it is mainly segregated at grain boundaries and has the effect of improving the brittleness of steel by stabilizing grain boundaries. It also plays a role in suppressing the formation of coarse AlN nitride by stabilizing dissolved N. In addition, it is effective in the formation of hard phases bainite and martensite by delaying the ferrite phase transformation. If the content of B is less than 0.0005%, the effects of improving brittleness, suppressing the formation of coarse AlN nitride, and forming bainite and martensite cannot be sufficiently achieved.
  • the content of B is preferably in the range of 0.0005 to 0.005%.
  • the lower limit of the B content is more preferably 0.0006%, more preferably 0.0008%, and most preferably 0.001%.
  • the upper limit of the B content is more preferably 0.004%, and even more preferably 0.003%.
  • the remaining ingredient is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the hot rolled steel sheet of the present invention satisfies the above-described alloy composition and at the same time satisfies the following relational expressions 1 and 2.
  • the above equation 1 is intended to be advantageous for bendability by balancing the precipitation phenomenon and hardenability.
  • the X value ranges from 0.1 to 0.6.
  • the lower limit of the X value is more preferably 0.13, more preferably 0.15, and most preferably 0.18.
  • the upper limit of the X value is more preferably 0.58, more preferably 0.56, and most preferably 0.55.
  • the above relational equation 2 is a factorization of the combination of alloy elements that can maintain the formation of bainite and martensite, which are hard phases in the steel microstructure of the present invention, at an appropriate level. If the T value is less than 1.5, it is difficult to obtain the desired hardness value because the hard phase is not sufficiently secured. Meanwhile, as the T value increases, the formation of hard phases such as bainite, martensite, and MA phases increases, and the hardness value of each hard phase also increases. Therefore, the larger the T value, the more advantageous it is to secure strength and hardness. However, when the T value exceeds 5.0, there is a problem in that bending workability becomes poor and material deviation increases in the overall length and overall width of the hot rolled steel sheet.
  • the T value is preferably in the range of 1.5 to 5.0.
  • the lower limit of the T value is more preferably 1.7, more preferably 2.0, and most preferably 2.5.
  • the upper limit of the T value is more preferably 4.9, more preferably 4.7, and most preferably 4.5.
  • the microstructure of the hot-rolled steel sheet of the present invention is expressed in area%, and the center includes the sum of martensite and auto-tempered martensite: 90% or more, at least one type of pearlite and bainite: 10% or less, and the surface layer includes bainite: It is preferable that it contains 90% or more, and at least one of ferrite, martensite, and pearlite: 10% or less. If the total fraction of martensite and auto-tempered martensite among the microstructures in the center is less than 90%, or if at least one type of pearlite and bainite exceeds 10%, the hardness of the center is excessively low, making it difficult to obtain the desired high hardness. There is a downside.
  • the total fraction of martensite and auto-tempered martensite is more preferably 92% or more, more preferably 94% or more, and most preferably 95% or more.
  • at least one of ferrite, martensite, and pearlite is more preferably 8% or less, more preferably 6% or less, and most preferably 5% or less. If the fraction of bainite in the microstructure of the surface layer is less than 90% or if at least one of ferrite, martensite, and pearlite exceeds 10%, there is a disadvantage in that the bendability of the surface layer decreases and the overall bendability decreases.
  • the bainite fraction is more preferably 92% or more, more preferably 94% or more, and most preferably 95% or more.
  • at least one of ferrite, martensite, and pearlite is more preferably 8% or less, more preferably 6% or less, and most preferably 5% or less.
  • the average thickness of the surface layer is preferably 30 to 200 ⁇ m. If the average thickness of the surface layer is less than 30 ⁇ m, the bending processability may be inferior due to insufficient securing of the soft surface layer.
  • the upper limit of the average thickness of the surface layer is not particularly limited, but it is not easy to exceed 200 ⁇ m during the manufacturing process.
  • the lower limit of the average thickness of the surface layer is more preferably 32 ⁇ m, more preferably 35 ⁇ m, and most preferably 40 ⁇ m.
  • the upper limit of the average thickness of the surface layer is more preferably 150 ⁇ m, more preferably 120 ⁇ m, and most preferably 100 ⁇ m.
  • the surface layer part refers to an area of [(up to 30 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet) to (up to 200 ⁇ m in the thickness direction from the surface of the steel sheet)], and the central part refers to the area outside the surface layer part.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention may have an oxidation layer formed on the surface, but the surface layer portion does not include the oxidation layer. Therefore, the surface layer portion may be an area of 30 to 200 ⁇ m in the thickness direction from directly below the oxidation layer of the steel sheet. .
  • the present inventors confirmed that the average dislocation density of the surface layer (hereinafter, also referred to as 'GND (Geometrical Necessary Dislocation)') is an important factor in the balance of strength and bending workability of steel materials. More specifically, it is preferable that the average dislocation density of the surface layer is 1.7 ⁇ 10 14 to 3.0 ⁇ 10 14 m -2 . If the average dislocation density of the surface layer is less than 1.7 This makes it vulnerable to bending deformation. Therefore, it is preferable that the average dislocation density of the surface layer ranges from 1.7 ⁇ 10 14 to 3.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the lower limit of the average dislocation density of the surface layer is more preferably 1.8 ⁇ 10 14 m -2 , even more preferably 1.9 ⁇ 10 14 m -2 , and most preferably 2.0 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the upper limit of the average dislocation density of the surface layer is more preferably 2.9 ⁇ 10 14 m -2 , and most preferably 2.8 ⁇ 10 14 m -2 .
  • the average dislocation density can be calculated using kernel average misorientation (KAM) data measured by EBSD, as shown in Equation 1 below. For convenience, such calculations can be made using OIM analysis TM (EDAX), a software that analyzes the EBSD measurement results. Additionally, the EBSD measurement may be performed based on a cross section parallel to the rolling direction at a position 1/4 of the thickness of the steel sheet.
  • Equation 4 ⁇ is average misorientation (KAM values), u is unit length (step size in the EBSD measurement), and b is burgers vector.)
  • the central portion preferably has an aspect ratio of prior austenite of 5 or more.
  • the prior austenite aspect ratio of the central portion is more preferably 6 or more, more preferably 7 or more, and most preferably 8 or more.
  • the larger the aspect ratio of the old austenite in the center the more advantageous the effect is, so there is no particular limitation on the upper limit.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention provided as described above may have a Rockwell hardness of 44 to 50 HrC at the center, and a Rockwell hardness of the surface layer may be 38 to 46 HrC, and the hot rolled steel sheet has [bending workability (R/t)] ⁇ (tensile strength-1000)] ⁇ 1000 may be 5 or less.
  • the Rockwell hardness can be measured by measuring the surface at 5 points based on ASTM-E18-22 using a Rockwell hardness tester (C scale) and calculating the average value.
  • a slab that satisfies the above-described alloy composition and equations 1 and 2 is heated to 1150-1350°C. If the slab heating temperature is less than 1150°C, the precipitates are not sufficiently re-dissolved, so the formation of precipitates is reduced in the process after hot rolling, coarse TiN remains, and the heat of the slab is not sufficient, so the steel sheet is damaged during hot rolling. It becomes difficult to control the temperature consistently. On the other hand, when the slab heating temperature exceeds 1350°C, the strength decreases due to abnormal grain growth of austenite grains. Therefore, it is preferable that the slab heating temperature ranges from 1150 to 1350°C. The lower limit of the slab heating temperature is more preferably 1155°C, and even more preferably 1160°C. The upper limit of the slab heating temperature is more preferably 1340°C, more preferably 1330°C, and most preferably 1320°C.
  • rough rolling of the heated slab is completed at a rough rolling temperature (RDT) of 880 to SCT+170°C based on 1/2 t (t: thickness of steel material) to obtain a bar.
  • RDT rough rolling temperature
  • the rough rolling temperature ranges from 880 to SCT+150°C.
  • the lower limit of the rough rolling temperature is more preferably 890°C, more preferably 900°C, and most preferably 910°C.
  • the upper limit of the rough rolling temperature is more preferably SCT+165°C, more preferably SCT+160°C, and most preferably SCT+155°C.
  • the SCT can be obtained by Equation 2 expressed as follows. Meanwhile, the above-mentioned 1/2t means a point 1/2 from the surface of the steel plate in the thickness direction.
  • the surface temperature (RST) of the bar at the end of the rough rolling it is preferable to control the surface temperature (RST) of the bar at the end of the rough rolling to be 750 to RDT-40°C. This is to control the surface temperature of the steel sheet to be lower than the core temperature so that the temperature drop at the surface during the cooling stage after the rolling process is smaller than that at the core, thereby allowing bainite to form instead of martensite. If the surface temperature of the bar at the end of the rough rolling is less than 750°C, problems may occur in equipment operation due to excessively large rolling load, and if it exceeds RDT-40°C, there is a disadvantage that bainite cannot be sufficiently formed in the surface layer. there is.
  • the surface temperature of the bar at the end of the rough rolling ranges from 750 to RDT-40°C.
  • the lower limit of the surface temperature of the bar at the end of the rough rolling is more preferably 765°C, more preferably 780°C, and most preferably 800°C.
  • the upper limit of the surface temperature of the bar at the end of the rough rolling is more preferably RDT-42°C, more preferably RDT-45°C, and most preferably RDT-50°C.
  • a water injection device such as a descaler may be used.
  • finish rolling of the bar is completed at a finish rolling temperature (FDT) of 780 to SCT + 30°C based on 1/2t (t: thickness of steel material) to obtain a hot rolled steel sheet.
  • FDT finish rolling temperature
  • the finish rolling temperature is less than 780°C, problems may occur in equipment operation due to excessively large rolling load, and if it exceeds SCT+30°C, it is difficult to sufficiently elongate the old austenite, making it difficult to improve bending workability. there is. Therefore, it is preferable that the finish rolling temperature ranges from 780 to SCT+30°C.
  • the lower limit of the finish rolling temperature is more preferably 790°C, more preferably 800°C, and most preferably 810°C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is more preferably SCT+25°C, more preferably SCT+22°C, and most preferably SCT+20°C.
  • the surface temperature (FST) of the hot rolled steel sheet it is preferable to control the surface temperature (FST) of the hot rolled steel sheet to be 700 to FDT-40°C at the end of the finish rolling.
  • FST surface temperature
  • this is to control the surface temperature of the steel sheet to be lower than the core temperature so that the temperature drop at the surface during the cooling stage after the rolling process is smaller than that at the core, thereby forming bainite instead of martensite.
  • the surface temperature of the bar at the end of the finish rolling is less than 700°C, problems may occur in equipment operation due to excessively large rolling load, and if it exceeds FDT-40°C, there is a disadvantage that bainite cannot be sufficiently formed in the surface layer. there is.
  • the surface temperature of the bar at the end of the finish rolling ranges from 700 to FDT-40°C.
  • the lower limit of the surface temperature of the bar at the end of the finish rolling is more preferably 710°C, more preferably 730°C, and most preferably 750°C.
  • the upper limit of the surface temperature of the bar at the end of the finish rolling is more preferably FDT-42°C, more preferably FDT-43°C, and most preferably FDT-45°C.
  • a water injection device such as a descaler can be used.
  • cooling start temperature WCT
  • SCT+10°C SCT+10°C
  • Ms ⁇ Ms+50°C Ms ⁇ Ms+50°C at a first average cooling rate of 50 to 100°C/sec. Cool first until If the primary cooling start temperature is less than 700°C, a high-temperature phase such as ferrite or pearlite is formed instead of a low-temperature phase such as bainite or martensite, which has the disadvantage of significantly reducing strength and hardness. If it exceeds SCT+10°C, The driving force to form martensite is greater than that of bainite in the surface layer, so bainite is not sufficiently formed in the surface layer or the thickness of the surface layer is not sufficient.
  • WCT cooling start temperature
  • SCT+10°C The driving force to form martensite is greater than that of bainite in the surface layer, so bainite is not sufficiently formed in the surface layer or the thickness of the surface layer is not sufficient.
  • the primary cooling start temperature is preferably in the range of 700°C to SCT+10°C.
  • the lower limit of the primary cooling start temperature is more preferably 710°C, more preferably 730°C, and most preferably 750°C.
  • the upper limit of the primary cooling start temperature is more preferably SCT+5°C, more preferably SCT+2°C, and most preferably SCT°C. If the first cooling stop temperature is less than Ms, a high-temperature phase such as ferrite or pearlite is formed before forming a low-temperature phase such as martensite or bainite, which has the disadvantage of greatly reducing the strength and hardness of the steel sheet or making the material uneven.
  • the first cooling stop temperature ranges from Ms to Ms+50°C.
  • the lower limit of the first cooling stop temperature is more preferably Ms+5°C, more preferably Ms+8°C, and even more preferably Ms+10°C.
  • the upper limit of the first cooling stop temperature is more preferably Ms+45°C, more preferably Ms+40°C, and most preferably Ms+30°C.
  • the primary average cooling rate is preferably in the range of 50 to 100°C/sec.
  • the lower limit of the first average cooling rate is more preferably 52°C/sec, more preferably 55°C/sec, and most preferably 60°C/sec.
  • the upper limit of the first average cooling rate is more preferably 97°C/sec, more preferably 93°C/sec, and most preferably 90°C/sec.
  • the primary cooled hot rolled steel sheet is secondary cooled to a coiling temperature (CT) of 70°C to Ms-50°C at a secondary average cooling rate of 1 to 40°C/sec and then coiled.
  • CT coiling temperature
  • lowering the secondary average cooling rate compared to the primary average cooling rate means that once sufficient martensite has already been formed in the center, further high-speed cooling only deteriorates the shape quality of the steel sheet and has no further advantage, so in terms of productivity, This is because it is advantageous to switch to low-speed cooling.
  • the secondary average cooling rate is less than 1°C/sec, the cooling section becomes too long, which has the disadvantage of making facility operation difficult. If it exceeds 40°C/sec, it is difficult to achieve uniform cooling.
  • the secondary average cooling rate is preferably in the range of 1 to 40°C/sec.
  • the lower limit of the secondary average cooling rate is more preferably 2°C/sec, more preferably 3°C/sec, and most preferably 5°C/sec.
  • the upper limit of the secondary average cooling rate is more preferably 39°C/sec, more preferably 37°C/sec, and most preferably 35°C/sec.
  • the coiling temperature is adjusted to 70°C ⁇ Ms- It is preferable to control it at 50°C. If the coiling temperature is less than 70°C, the auto-tempering effect is not significant, so it is difficult to obtain the effect of improving bending workability. If it exceeds Ms-50°C, the stress formed by phase transformation inside the low-temperature bed is not sufficient, resulting in high hardness.
  • the coiling temperature is preferably in the range of 70°C to Ms-50°C.
  • the lower limit of the coiling temperature is more preferably 80°C, more preferably 90°C, and most preferably 100°C.
  • the upper limit of the coiling temperature is more preferably Ms-60°C, more preferably Ms-80°C, and most preferably Ms-100°C.
  • the SCT can be obtained by Equation 3 expressed as follows.
  • the step of pickling and oiling the coiled hot rolled steel sheet may be additionally included.
  • the pickling and oiling processes there is no particular limitation on the pickling and oiling processes, and all methods commonly used in the technical field can be used.
  • hot rolled steel sheets were manufactured under the conditions shown in Tables 3 and 4 below. Meanwhile, the temperature of the bar at the end of rough rolling and the temperature of the hot rolled steel sheet at the end of finish rolling shown in Tables 3 and 4 below were based on 1/2t (t: thickness of steel), and the slab heating temperature, cooling start temperature, and coiling temperature were It was based on 1/2t (t: thickness of steel).
  • the type and fraction of microstructure, the aspect ratio of old austenite in the center, and the average thickness of the surface layer were measured using an electron microscope after collecting specimens from the surface layer and the center of the hot rolled steel sheet (1/4 of the thickness of the steel sheet).
  • the central old austenite aspect ratio was measured in the TD (Transverse Direction) direction, which is the side of the steel plate, and the horizontal direction in the image was RD (Rolling Direction) and the vertical direction was ND (Normal Direction).
  • the average dislocation density is measured by measuring electron back scattered electron diffraction (EBSD, (JEOL JSM-7001F)) based on a cross section parallel to the rolling direction at 1/4 of the thickness of the hot rolled steel sheet, and then obtained by OIM Calculated using analysis TM (EDAX).
  • EBSD electron back scattered electron diffraction
  • the hardness was measured at five points on the surface and center of the hot rolled steel sheet (1/4 of the thickness of the steel sheet) using a Rockwell hardness tester (C scale) in accordance with ASTM-E18-22, and the average value was obtained.
  • Bending processability refers to the ratio of the bending radius (R) and the steel sheet thickness (t), and is expressed based on the minimum bending radius at which no cracks occur on the surface even after a 90-degree bending test of the steel sheet.
  • R/t Bending processability
  • Tensile strength and yield strength were measured using a tensile tester after collecting a JIS 5 standard specimen from the center (located at 1/4 of the thickness of the steel plate).
  • Comparative Example 2 failed to properly form bainite or martensite because the T value of equation 1 was excessively high, and the entire steel sheet was composed of martensite without a surface layer, resulting in high surface hardness and poor bending workability. . Additionally, it is confirmed that GND exceeds the scope of the present invention.
  • Comparative Example 4 failed to properly form bainite or martensite because the T value of equation 1 was excessively low, resulting in excessively low hardness. Additionally, it can be seen that GND falls short of the scope of the present invention.
  • Comparative Example 5 satisfied the alloy composition of the present invention, but the cooling start temperature was high, so the surface layer was cooled rapidly, and the driving force to form martensite was stronger than bainite, so the thickness of the surface layer was not sufficient. This resulted in poor bending workability.
  • Comparative Example 6 satisfies the alloy composition of the present invention, but the finish rolling temperature is high, and the prior austenite aspect ratio of the central martensite is as small as 3, which shows that bending workability is inferior compared to strength.
  • Comparative Examples 7 and 8 satisfied the alloy composition of the present invention, but did not obtain a sufficient temperature difference between RDT and RST or FDT and FST, and the driving force to form bainite in the surface layer was low, so it was not possible to obtain a surface layer of sufficient thickness. For this reason, it can be seen that bending workability is poor.
  • Comparative Examples 9 and 10 had an excessively high carbon content, and although they satisfied all of the manufacturing conditions of the present invention, the hardness of both the surface layer and the center was excessively high, and as a result, bending workability was poor. Additionally, it is confirmed that GND exceeds the scope of the present invention.
  • Comparative Example 11 satisfies the alloy composition of the present invention, but the coiling temperature is too low, so the auto-tempering effect is not obtained, and bending workability is inferior compared to strength.
  • Comparative Example 12 satisfies the alloy composition of the present invention, but the coiling temperature is too high and the driving force to form martensite and bainite is weak, resulting in low hardness and strength. Additionally, it can be seen that GND falls short of the scope of the present invention.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between bending workability (R/t) according to tensile strength of Inventive Examples 1 to 10 and Comparative Examples 1 to 12. As shown in Figure 1, in the case of Comparative Examples 1 to 12, it can be seen that the overall bending workability (R/t) tends to be inferior as the tensile strength increases, but in the case of Invention Examples 1 to 10, the tensile strength decreases. Compared to this, bending workability is relatively good, and [bending workability (R/t) ⁇ (tensile strength - 1000)] ⁇ 1000 is less than 5, so it can be confirmed that bending workability is excellent.
  • Figure 2 is a photograph of Invention Example 1 observed with an electron microscope.
  • Figure 3 is a photograph of the surface layer of Inventive Example 1 observed with an electron microscope.
  • Figure 4 is a photograph of the center of Invention Example 1 observed with an electron microscope. As can be seen from Figures 2 to 4, in the case of Inventive Example 1, it can be confirmed that the surface layer and central microstructure that the present invention seeks to obtain are formed.

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Abstract

본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일측면은, 굽힘가공성, 강도 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

열연강판 및 그 제조방법
본 발명은 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
종래 고경도를 갖는 내마모 열연강판은 마르텐사이트 계열의 미세조직을 주로 활용하여 높은 강도와 경도를 갖도록 하고, 이러한 높은 경도는 높은 내마모성으로 이어져 내마모성이 요구되는 부품으로 활용되어 왔다. 하지만 높은 강도에 따른 열위한 굽힘가공성으로 인해 가공이 제한되기 때문에 최소한의 가공만 적용하여 사용되고 있다는 단점이 있다. 이는 마르텐사이트를 주상으로 활용하는 고강도 열연강재에서도 유사한 제한 요인으로 작용하고 있으며 이를 극복하기 위하여 다양한 기술이 제안되었다.
특허문헌 1에서는 강의 합금성분 중 C, Si, Mn 등을 주요하게 제어하고, 열간압연시에 오스테나이트 미재결정역 온도에서의 압연을 최소화하여 구오스테나이트 입자의 종횡비를 작게 하면서, 동시에 이방성을 강화하는 집합조직을 억제하는 방법으로 굽힘성을 높이고자 하였다.
특허문헌 2에서는 고강도 강판에 강판의 두께 방향으로 중심부에는 템퍼드 마르텐사이트, 표층부에는 페라이트와 펄라이트를 주상으로 구성하여 굽힘성을 높이고자 하였다.
그러나, 특허문헌 1은 고온압연을 필수적으로 실시해야만 하고, 제어가 어려운 강의 집합조직을 제어해야 하는 기술로서, 제조공정상 어려움이 있고, 고경도를 확보할 수 있는 마르텐사이트 외에 중심부에 베이나이트 상이 주상으로 포함됨에 따라 균일한 경도를 확보하기 어려워 내모마강으로 사용되기에는 부적절하다는 단점이 있다.
특허문헌 2는 표층부가 중심부에 비해 지나치게 연한 조직인 페라이트와 펄라이트로 구성됨에 따라 낮은 경도를 갖게 됨에 동시에, 굽힘가공시 표층부에 변형이 집중되어 내모마강으로 사용되기에는 부적절하다는 단점이 있다.
또한, 상기와 같은 고경도강들을 제조하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Mo, Cr, Cu, Ni 등의 합금성분이 경도와 성형성을 향상시키는데 효과적이지만, 물성 향상을 위해 합금성분이 많이 첨가되면 합금성분의 편석과 미세조직의 불균일을 초래하여 굽힘가공성이 열위하게 된다. 특히, 경화능이 높은 강은 냉각시 미세조직의 변화가 민감하여 저온 변태조직이 불균일하게 형성되므로 더욱 높은 굽힘가공성을 얻기 곤란한 문제가 있다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 특개2013-117068호
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2021-0088646호
본 발명의 일측면은, 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 바람직한 일측면은, 굽힘가공성, 강도 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 실시형태는 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며, 미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛이며, 상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2이고, 상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 열연강판을 제공한다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
(단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
상기 중심부의 로크웰 경도는 44~50HrC일 수 있다.
상기 표층부의 로크웰 경도는 38~46HrC일 수 있다.
상기 열연강판은 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하일 수 있다.
본 발명의 다른 실시형태는 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는 단계; 상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+50℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 단계: 및 상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취하는 단계;를 포함하고, 상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃이고, 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 열연강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
[식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
[식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
(단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1 내지 3에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
상기 바의 표면온도 및 열연강판의 표면온도의 제어는 수분사 장치에 의해 수행될 수 있다.
상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판에 산세 및 도유하는 단계;를 추가적으로 포함할 수 있다.
본 발명의 일측면에 따르면, 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일측면에 따르면, 굽힘 성형성 및 경도가 우수한 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1 내지 10과 비교예 1 내지 12의 인장강도에 따른 굽힘가공성(R/t)의 관계를 나타내는 그래프이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1을 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 표층부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 중심부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판에 대하여 설명한다. 먼저, 합금조성에 대하여 설명한다. 하기 설명되는 합금조성의 함량은 특별한 언급이 없는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.17~0.26%
상기 C는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이고, 경도값에 큰 영향을 미친다. 그 첨가량이 증가하면 경화능이 증가하여 미세조직 중 베이나이트, 마르텐사이트 등의 경질상을 형성하기 수월해져 인장강도가 증가하게 된다. 또한 C와 친화력이 높은 Ti, Nb와 함께 미세 석출물을 형성하여 석출강화에 의해 항복강도 및 인장강도가 모두 증가하게 된다. 다만, 상기 C의 함량이 0.26%를 초과하는 경우에는 마르텐사이트의 자체의 경도가 지나치게 증가하여 과도한 강도 상승과 함께 굽힘가공성이 저하되는 문제점이 있으며, 충분한 용접성을 확보하기 어려울 수 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.17% 미만인 경우에는 충분한 강화 효과를 얻기 어렵다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.17~0.26%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 C 함량의 하한은 0.175%인 것이 보다 바람직하고, 0.18%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.185%인 것이 가장 바람직하다. 상기 C 함량의 상한은 0.25%인 것이 보다 바람직하고, 0.24%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.23%인 것이 가장 바람직하다.
Si: 0.01~0.5%
상기 Si는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과를 발휘하며, 조대한 탄화물의 형성을 지연시켜서 성형성을 향상시키는데 유리한 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 고용강화 효과 및 성형성 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 열간압연시 강판 표면에 형성되는 적스케일의 제거가 용이하지 않고, 이로 인해, 강판의 표면품질이 매우 나빠질 수 있다. 또한, 연성과 용접성도 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Si 함량의 하한은 0.012%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Si 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mn: 0.3~2.0%
상기 Mn은 Si과 마찬가지로 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며, 강의 경화능을 증가시켜 열연 후 냉각 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mn의 함량이 0.3% 미만인 경우에는 고용강화와 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Mn의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 입계가 취약해져 저온균열 등의 문제를 일으킨다. 또한, 과도하게 강도가 상승하여 충분한 성형성을 확보하기 어려울 수 있으며, 연주공정에서 슬라브 주조시 두께 중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각시에는 두께 방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 굽힘 가공성이 열위하게 된다. 특히, 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 냉각시 미세조직을 균일하게 제조하기 곤란하게 한다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 0.3~2.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 0.35%인 것이 보다 바람직하고, 0.4%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 1.9%인 것이 보다 바람직하고, 1.85%인 것이 보다 더 바람직하며, 1.8%인 것이 가장 바람직하다.
Cr: 0.005~0.5%
상기 Cr은 강을 고용강화시키며 냉각시 페라이트 상변태를 지연시켜 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성을 돕는 역할을 한다. 상기 Cr의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 고용강화와 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 Mn과 유사하게 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 굽힘가공성이 저하된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.005~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Cr 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Cr 함량의 상한은 0.4%인 것이 보다 바람직하고, 0.35%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.3%인 것이 가장 바람직하다.
Mo: 0.005~0.55%
Mo는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 및 베이나이트의 형성을 용이하게 한다. 상기 Mo의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 전술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Mo의 함량이 0.55%를 초과하는 경우에는 과도한 소입성 증가로 인해 표층부에 마르텐사이트가 형성되어 굽힘가공성이 급격히 열위해지고, 경제적으로도 불리하며, 충분한 용접성을 확보하기 곤란할 수 있다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.005~0.55%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mo 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.03%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Mo 함량의 상한은 0.52%인 것이 보다 바람직하고, 0.5%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.45%인 것이 가장 바람직하다.
Nb: 0.005~0.05%
상기 Nb는 Ti, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중 석출물로서 석출되어 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과를 발휘함으로써 강의 강도와 충격인성 향상에 효과적이다. 상기 Nb의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 전술한 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 열간압연 중 조대한 복합석출물이 형성되어 굽힘가공성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.005~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Nb 함량의 하한은 0.007%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%인 것이 보다 바람직하고, 0.03%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다.
Ti: 0.005~0.08%
상기 Ti은 Nb, V와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 질소와의 강한 친화력을 통해 조대한 TiN을 형성한다. 상기 TiN은 열간압연을 위한 가열과정에서 결정립이 성장하는 것을 억제하는 효과가 있다. 또한, 질소와 반응하고 남은 Ti은 강 중에 고용되어 탄소와 결합함으로써 TiC 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는데 유용한 성분이다. 상기 Ti의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 결정립 성장 억제 및 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.08%를 초과하는 경우에는 조대한 TiN이 발생하고, 석출물이 조대화되어 성형시 굽힘가공성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.005~0.08%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%인 것이 보다 바람직하고, 0.015%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.02%인 것이 가장 바람직하다. 상기 Ti 함량의 상한은 0.07%인 것이 보다 바람직하고, 0.06%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.045%인 것이 가장 바람직하다.
V: 0.005~0.2%
상기 V는 Nb, Ti와 함께 대표적인 석출강화 원소이며, 열간압연 중에는 거의 석출하지 않으나 고온권취, 냉각 또는 템퍼링 이후 석출물을 형성하여 강의 강도를 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 열간압연 중 재결정 지연에 의한 변형저항 및 압연부하의 증가 없이 추가적인 강도의 향상에 효과적이다. 상기 V의 함량이 0.005% 미만인 경우에는 강도 향상 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 V의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 조대한 석출물이 형성되어 굽힘가공성을 열위하게 하며, 경제적으로도 불리하다. 따라서, 상기 V의 함량은 0.005~0.2%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 V 함량의 하한은 0.006%인 것이 보다 바람직하고, 0.008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 V 함량의 상한은 0.2%인 것이 보다 바람직하고, 0.1%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
Al: 0.01~0.5%
상기 Al은 주로 탈산을 위하여 첨가하는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만인 경우에는 탈산 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 질소와 결합하여 과도한 AlN이 형성되어 연속주조시 슬라브에 코너크랙이 발생하기 쉬우며, 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉽다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Al 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 0.02%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Al 함량의 상한은 0.1%인 것이 보다 바람직하고, 0.08%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.05%인 것이 가장 바람직하다.
P: 0.003~0.05%
상기 P는 Si와 마찬가지로 고용강화 및 페라이트 변태 촉진효과를 동시에 가지고 있다. 다만, 상기 P의 함량을 0.003% 미만으로 제어하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하고 강도를 얻기에도 불충분하다. 반면, 상기 P의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 입계편석에 의한 취성이 발생할 수 있고, 굽힘성형시 미세한 균열이 발생하기 쉬우며, 연성과 내충격특성을 크게 저하시킨다. 따라서, 상기 P는 0.003~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 P 함량의 하한은 0.005%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.01%인 것이 가장 바람직하다. 상기 P 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 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 굽힘가공시 미세한 균열이 발생하기 쉽고 내충격성을 크게 떨어뜨리는 문제점이 있다. 본 발명에서는 상기 S 함량의 하한에 대해서는 특별히 한정하지 않으나, 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지므로, 이를 고려할 때 상기 S 함량의 하한을 0.001%로 한정할 수 있다. 따라서, 상기 S의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 S 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하다. 상기 S 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.005%인 것이 가장 바람직하다.
N: 0.001~0.01%
상기 N은 C와 함께 대표적인 고용강화 원소이며, Ti, Al 등과 함께 조대한 석출물을 형성한다. 상기 N의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 고용강화 및 석출물 형성 효과를 충분히 얻을 수 어려울 뿐만 아니라, 상기 N의 함량을 0.001% 미만으로 제어하기 위해서는 제강조업시 시간이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 된다. 한편, 일반적으로 N의 고용강화 효과는 탄소보다 우수하지만, 상기 N의 함량이 0.01%를 초과하는 경우에는 인성이 크게 떨어지는 문제점이 있다. 따라서, 상기 N의 함량은 0.001~0.01%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 N 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.007%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.006%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.0005~0.005%
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 마르텐사이트의 형성에 효과적이다. 상기 B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 취성 개선, 조대한 AlN 질화물의 형성 억제와 베이나이트와 마르텐사이트의 형성 효과를 충분히 얻을 수 없다. 반면, 상기 B의 함량이 0.005%를 초과하는 경우에는 전술한 효과가 더 이상 증가하지 않으며, 연성이 감소하여 성형성이 저하되는 단점이 있다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0005~0.005%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 B 함량의 하한은 0.0006%인 것이 보다 바람직하고, 0.0008%인 것이 보다 더 바람직하며, 0.001%인 것이 가장 바람직하다. 상기 B 함량의 상한은 0.004%인 것이 보다 바람직하고, 0.003%인 것이 보다 더 바람직하다.
나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성을 만족함과 동시에, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
[식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
상기 관계식 1은 석출현상과 경화능의 균형을 맞추어 굽힘성에 유리하도록 하기 위한 것이다. 상기 X값이 0.1 미만인 경우에는 재가열 중 결정립 성장이 용이하고, 열간압연 중 재결정이 불균일해져 국부적으로 조대한 결정립이 형성되며, 고용 C와 고용 N이 필요 이상으로 과도해져 경질상의 경도값이 높아지는 경향을 나타내어 결국 굽힘가공성이 열위해질 수 있다. 상기 X값이 0.6을 초과하는 경우에는 석출물의 형성이 과도하게 증가하며, 또한 열간압연된 강판의 냉각 시 미변태상 내에 고용 C와 고용 N 원자가 부족해져 경질상이 안정적으로 형성되기 어렵고 결정립계가 취약해져 굽힘가공성이 열위하게 된다. 따라서, 상기 X값은 0.1~0.6의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 X값의 하한은 0.13인 것이 보다 바람직하고, 0.15인 것이 보다 더 바람직하며, 0.18인 것이 가장 바람직하다. 상기 X값의 상한은 0.58인 것이 보다 바람직하고, 0.56인 것이 보다 더 바람직하며, 0.55인 것이 가장 바람직하다.
[관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
상기 관계식 2는 본 발명의 강 미세조직 중 경질상인 베이나이트 및 마르텐사이트의 형성을 적정 수준으로 유지할 수 있는 합금원소의 조합을 인자화한 것이다. 상기 T값이 1.5 미만인 경우에는 경질상을 충분히 확보하지 못하여 원하는 경도값을 얻기 곤란하다. 한편, 상기 T값이 클수록 경질상인 베이나이트, 마르텐사이트 및 MA상의 형성이 증가하며 각각의 경질상의 경도값도 증가한다. 따라서 상기 T값이 클수록 강도와 경도 확보에 유리하다. 다만, 상기 T값이 5.0을 초과하는 경우에는 굽힘가공성이 열위해지고 열연강판의 전장, 전폭에 있어서도 재질편차가 증가하게 되는 문제가 있다. 따라서, 상기 T값은 1.5~5.0의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 T값의 하한은 1.7인 것이 보다 바람직하고, 2.0인 것이 보다 더 바람직하며, 2.5인 것이 가장 바람직하다. 상기 T값의 상한은 4.9인 것이 보다 바람직하고, 4.7인 것이 보다 더 바람직하며, 4.5인 것이 가장 바람직하다.
본 발명 열연강판의 미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하는 것이 바람직하다. 상기 중심부의 미세조직 중 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율이 90% 미만이거나 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종이 10%를 초과하는 경우에는 중심부 경도가 지나치게 낮아져 얻고자 하는 고경도를 얻기 힘든 단점이 있다. 상기 중심부의 미세조직 중 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율은 92% 이상인 것이 보다 바람직하고, 94% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 95% 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 중심부의 미세조직 중 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종은 8% 이하인 것이 보다 바람직하고, 6% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 5% 이하인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 미세조직 중 베이나이트의 분율이 90% 미만이거나 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종이 10%를 초과하는 경우에는 표층부의 굽힘성이 떨어져 전체적인 굽힘성이 저하되는 단점이 있다. 상기 표층부의 미세조직 중 베이나이트 분율은 92% 이상인 것이 보다 바람직하고, 94% 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 95% 이상인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 미세조직 중 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종은 8% 이하인 것이 보다 바람직하고, 6% 이하인 것이 보다 더 바람직하며, 5% 이하인 것이 가장 바람직하다.
상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛인 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 두께가 30㎛ 미만인 경우에는 연질의 표층부를 충분히 확보하지 못하여 굽힘가공성이 열위할 수 있다. 본 발명에서는 상기 표층부의 평균 두께의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 제조공정상 200㎛를 초과하기는 쉽지 않다. 상기 표층부의 평균 두께의 하한은 32㎛인 것이 보다 바람직하고, 35㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 40㎛인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 평균 두께의 상한은 150㎛인 것이 보다 바람직하고, 120㎛인 것이 보다 더 바람직하며, 100㎛인 것이 가장 바람직하다. 즉, 본 발명에서 상기 표층부는 [(강판의 표면으로부터 두께 방향으로 30㎛까지)~(강판의 표면으로부터 두께 방향으로 200㎛까지)]의 영역을 의미하고, 중심부는 상기 표층부 외 영역을 의미한다. 다만, 본 발명의 열연강판은 표면에 산화층이 형성될 수 있으나, 상기 표층부는 상기 산화층을 포함하지 않으며, 따라서, 상기 표층부는 강판의 산화층 직하로부터 두께 방향으로 30~200㎛까지의 영역일 수 있다.
한편, 본 발명자들은 상기 표층부의 평균 전위밀도(dislocation density)(이하, 'GND(Geometrical Necessary Dislocation)'라고도 함)가 강재의 강도와 굽힘가공성 밸런스에 중요한 인자임을 확인하였다. 보다 구체적으로는, 상기 표층부의 평균 전위밀도가 1.7×1014~3.0×1014m-2인 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도가 1.7×1014m-2 미만인 경우에는 표층부에 변형이 집중되고 그 연속성이 떨어져 굽힘가공성이 열위해지고, 3.0×1014m-2를 초과하는 경우에는 표층부가 연질화되지 못하여 굽힘변형에 취약해진다. 따라서, 상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도의 하한은 1.8×1014m-2인 것이 보다 바람직하고, 1.9×1014m-2인 것이 보다 더 바람직하며, 2.0×1014m-2인 것이 가장 바람직하다. 상기 표층부의 평균 전위밀도의 상한은 2.9×1014m-2인 것이 보다 바람직하고, 2.8×1014m-2인 것이 가장 바람직하다. 한편, 상기 평균 전위밀도는 아래와 같이 표현되는 식 1과 같이 EBSD로 측정된 kernel average misorientation(KAM) 데이터를 사용하여 계산할 수 있다. 이와 같은 계산은 편의를 위하여 상기 EBSD 측정결과를 분석하는 소프트웨어인 OIM analysisTM(EDAX) 등을 이용할 수 있다. 또한, 상기 EBSD 측정은 강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 수행될 수 있다.
[식 4] GND(m-2) = 2θ/ub
(단, 상기 식 4에서 θ는 average misorientation(KAM values), u는 unit length(step size in the EBSD measurement), b는 burgers vector임.)
상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 것이 바람직하다. 이와 같이 구오스테나이트의 종횡비를 크게함으로써 결정립의 단축 방향으로의 결정립 미세화를 달성하여 굽힘가공성을 향상시킬 수 있다. 만일, 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비가 5 미만인 경우에는 굽힘가공성 향상 효과를 충분히 어기 어려울 수 있다. 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비는 6 이상인 것이 보다 바람직하고, 7 이상인 것이 보다 더 바람직하며, 8 이상인 것이 가장 바람직하다. 한편, 본 발명에서는 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비가 클수록 유리한 효과를 발휘하므로, 그 상한에 대하여 특별히 한정하지 않는다. 다만, 상기 중심부의 구오스테나이트 종횡비는 제조공정상 30을 초과하기는 어렵다.
전술한 바와 같이 제공되는 본 발명의 열연강판은 상기 중심부의 로크웰 경도가 44~50HrC일 수 있고, 상기 표층부의 로크웰 경도가 38~46HrC일 수 있으며, 상기 열연강판은 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하일 수 있다. 상기 로크웰 경도는 로크웰 경도계(C 스케일)를 이용하여 ASTM-E18-22에 준거하여 표면을 5점 측정하고, 평균값을 구하는 구하는 방식을 이용하여 측정할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 실시형태에 따른 열연강판의 제조방법에 대하여 설명한다.
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열한다. 상기 슬라브 가열온도가 1150℃ 미만인 경우에는 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. 반면, 상기 슬라브 가열온도가 1350℃를 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립의 이상입성장(abnormal grain growth)에 의하여 강도가 저하된다. 따라서, 상기 슬라브 가열온도는 1150~1350℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 하한은 1155℃인 것이 보다 바람직하고, 1160℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 가열온도의 상한은 1340℃인 것이 보다 바람직하고, 1330℃인 것이 보다 더 바람직하며, 1320℃인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는다. 상기 조압연 온도가 880℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, SCT+170℃를 초과하는 경우에는 구오스테나이트를 충분히 연신시키기 어려워 굽힘가공성을 향상시키기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 조압연 온도는 880~SCT+150℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 온도의 하한은 890℃인 것이 보다 바람직하고, 900℃인 것이 보다 더 바람직하며, 910℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 온도의 상한은 SCT+165℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+160℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT+155℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 SCT는 아래와 같이 표현되는 식 2로 구할 수 있다. 한편, 상기 언급한 1/2t라 함은 강판의 표면으로부터 두께 방향으로 1/2인 지점을 의미한다.
[식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
본 발명에서는 상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 이는 강판의 표면온도를 중심부 온도 보다 낮게 제어함으로써 압연 공정 이후 냉각단계에서의 표면부 온도 낙차가 중심부 보다 작아지도록 하여 마르텐사이트 대신 베이나이트가 형성되도록 하기 위함이다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도가 750℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, RDT-40℃를 초과하는 경우에는 표층부에 베이나이트를 충분히 형성할 수 없다는 단점이 있다. 따라서, 상기 조압연 종료시 바의 표면온도는 750~RDT-40℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도의 하한은 765℃인 것이 보다 바람직하고, 780℃인 것이 보다 더 바람직하며, 800℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 조압연 종료시 바의 표면온도의 상한은 RDT-42℃인 것이 보다 바람직하고, RDT-45℃인 것이 보다 더 바람직하며, RDT-50℃인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 조압연 종료시 바의 표면온도 제어 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 디스케일러 등과 같은 수분사 장치를 이용할 수 있다.
이후, 상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+30℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리압연 온도가 780℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, SCT+30℃를 초과하는 경우에는 구오스테나이트를 충분히 연신시키기 어려워 굽힘가공성을 향상시키기 어렵다는 단점이 있다. 따라서, 상기 마무리압연 온도는 780~SCT+30℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리압연 온도의 하한은 790℃인 것이 보다 바람직하고, 800℃인 것이 보다 더 바람직하며, 810℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리압연 온도의 상한은 SCT+25℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+22℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT+20℃인 것이 가장 바람직하다.
본 발명에서는 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 것이 바람직하다. 이는 앞서 언급한 바와 같이 강판의 표면온도를 중심부 온도 보다 낮게 제어함으로써 압연 공정 이후 냉각단계에서의 표면부 온도 낙차가 중심부 보다 작아지도록 하여 마르텐사이트 대신 베이나이트가 형성되도록 하기 위함이다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도가 700℃ 미만인 경우에는 지나치게 큰 압연 부하로 인해 설비 운용에 문제가 발생할 수 있고, FDT-40℃를 초과하는 경우에는 표층부에 베이나이트를 충분히 형성할 수 없다는 단점이 있다. 따라서, 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도는 700~FDT-40℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도의 하한은 710℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 750℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도의 상한은 FDT-42℃인 것이 보다 바람직하고, FDT-43℃인 것이 보다 더 바람직하며, FDT-45℃인 것이 가장 바람직하다. 본 발명에서는 상기 마무리압연 종료시 바의 표면온도 제어 방법에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 예를 들면, 디스케일러 등과 같은 수분사 장치를 이용할 수 있다.
이후, 상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각개시온도가 700℃ 미만인 경우에는 베이나이트나 마르텐사이트 등의 저온상이 아니라 페라이트나 펄라이트와 같은 고온상이 형성되어 강도와 경도가 크게 떨어지는 단점이 있고, SCT+10℃를 초과하는 경우에는 표층부에서 베이나이트보다는 마르텐사이트가 형성되려는 구동력이 더 커지게 되어 표층부에 베이나이트가 충분히 형성되지 않거나, 표층부 두께가 충분치 않게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각개시온도는 700℃~SCT+10℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각개시온도의 하한은 710℃인 것이 보다 바람직하고, 730℃인 것이 보다 더 바람직하며, 750℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각개시온도의 상한은 SCT+5℃인 것이 보다 바람직하고, SCT+2℃인 것이 보다 더 바람직하며, SCT℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도가 Ms 미만인 경우에는 마르텐사이트 또는 베이나이트 등과 같은 저온상을 형성하기 전에 페라이트 또는 펄라이트와 같은 고온상이 형성되어 강판의 강도와 경도가 크게 떨어지거나 재질이 불균일해지는 단점이 있으며, Ms+50℃를 초과하는 경우에는 중심부에 마르텐사이트가 충분히 형성되지 않아 경도가 낮아지게 된다. 따라서, 상기 1차 냉각정지온도는 Ms~Ms+50℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 하한은 Ms+5℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+8℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms+10℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 1차 냉각정지온도의 상한은 Ms+45℃인 것이 보다 바람직하고, Ms+40℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms+30℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도가 50℃/sec 미만인 경우에는 마르텐사이트와 베이나이트 형성이 불균일해질 수 있고, 저온상을 형성하는 구동력이 낮아 충분한 강도와 경도를 얻기 어려울 수 있으며, 100℃/sec를 초과하는 경우에는 지나치게 빠른 상변태로 인해 강판의 부피변화가 급격하게 생겨 설비 내에 판끼임 등의 사고가 발생할 위험이 증가할 수 있다. 따라서, 상기 1차 평균 냉각속도는 50~100℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 하한은 52℃/sec 인 것이 보다 바람직하고, 55℃/sec 인 것이 보다 더 바람직하며, 60℃/sec 인 것이 가장 바람직하다. 상기 1차 평균 냉각속도의 상한은 97℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 93℃/sec 인 것이 보다 더 바람직하며, 90℃/sec 인 것이 가장 바람직하다.
이후, 상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취한다. 이와 같이 1차 평균 냉각속도에 비해 2차 평균 냉각속도를 낮게 하는 것은 이미 중심부에 충분한 마르텐사이트를 형성하고 나면 더 이상의 고속냉각은 강판의 형상품질을 열위하게 할 뿐 더 이상의 이점이 없으므로, 생산성 측면에서 저속냉각으로 전환하는 것이 유리하기 때문이다. 상기 2차 평균 냉각속도가 1℃/sec 미만인 경우에는 냉각구간이 지나치게 길어져, 설비 운용이 어려워지는 같은 단점이 있고, 40℃/sec를 초과하는 경우에는 균일한 냉각이 이루어지도록 하는데 어려움이 있다. 따라서, 상기 2차 평균 냉각속도는 1~40℃/sec의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도의 하한은 2℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 3℃/sec인 것이 보다 더 바람직하며, 5℃/sec인 것이 가장 바람직하다. 상기 2차 평균 냉각속도의 상한은 39℃/sec인 것이 보다 바람직하고, 37℃/sec인 것이 보다 더 바람직하며, 35℃/sec인 것이 가장 바람직하다. 한편, 고경도를 갖는 내마모강은 열위한 가공성을 극복하기 위하여, 일반적으로는 열처리를 거쳐 미세조직이 템퍼드 마르텐사이트가 되도록 제조된다. 그러나, 열처리를 행하는 경우, 표층부가 탈탄되어 표면경도가 페라이트 수준까지 지나치게 낮아지므로 내마모강재로써의 기능이 크게 저하되는 단점이 있다. 이를 방지하기 위하여, 본 발명에서는 열처리를 생략하는 것이 바람직하다. 다만, 상기 열처리를 생략할 경우, 강판의 강도가 과도하게 높아 굽힘가공성이 열위하므로, 표층부의 베이나이트와 중심부의 마르텐사이트에 오토템퍼링(셀프템퍼링) 효과를 더하기 위하여 권취온도를 70℃~Ms-50℃로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 권취온도가 70℃ 미만인 경우에는 오토템퍼링 효과가 크지 않아 굽힘가공성 향상 효과를 얻기 어려운 단점이 있으며, Ms-50℃를 초과하는 경우에는 저온상 내부의 상변태에 의해 형성된 응력이 충분하지 않아서 고경도를 얻지 못할 수 있다. 따라서, 상기 권취온도는 70℃~Ms-50℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 권취온도의 하한은 80℃인 것이 보다 바람직하고, 90℃인 것이 보다 더 바람직하며, 100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 권취온도의 상한은 Ms-60℃인 것이 보다 바람직하고, Ms-80℃인 것이 보다 더 바람직하며, Ms-100℃인 것이 가장 바람직하다. 상기 SCT는 아래와 같이 표현되는 식 3으로 구할 수 있다.
[식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판에 산세 및 도유하는 단계를 추가적으로 포함할 수 있다. 본 발명에서는 상기 산세 및 도유 공정에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 이용되는 모든 방법을 이용할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1 및 2에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 하기 표 3 및 4에 기재된 조건으로 열연강판을 제조하였다. 한편, 하기 표 3 및 4에 기재된 조압연 종료시 바의 온도 및 마무리압연 종료시 열연강판의 온도는 1/2t(t: 강재의 두께)를 기준으로 하였고, 슬라브 가열온도, 냉각개시온도와 권취온도는 1/2t(t: 강재의 두께)를 기준으로 하였다.
이와 같이 제조된 열연강판에 대하여 미세조직 및 기계적 물성을 측정한 뒤, 그 결과를 표 5에 기재하였다.
미세조직의 종류 및 분율, 중심부 구오스테나이트 종횡비, 표층부 평균두께는 열연강판의 표층부와 중심부(강판의 두께 1/4 위치)로부터 시편을 채취한 뒤, 전자현미경을 사용하여 측정하였다. 이때, 상기 중심부 구오스테나이트 종횡비는 강판의 측면인 TD(Transverse Direction) 방향으로 측정하였으며, 이미지상 가로방향이 RD(Rolling Direction), 세로방향이 ND(Normal Direction)이 되도록 하였다.
평균 전위밀도(GND)는 열연강판의 두께 1/4 위치에서 압연방향에 평행한 단면을 기준으로 후방산란전자회절(Electron Back Scattered Diffraction, EBSD, (JEOL JSM-7001F))을 측정한 후, OIM analysisTM(EDAX)을 이용하여 산출하였다.
경도는 열연강판의 표면과 중심부(강판의 두께 1/4 위치)에 대하여 로크웰 경도계(C 스케일)를 이용하여 ASTM-E18-22에 준거하여 표면을 5점 측정하고, 평균값을 구하였다.
굽힘 가공성(R/t)은 굽힘반경(R)과 강판 두께(t)의 비율을 의미하며, 강판을 90도 굽힘 시험한 후에도 표면에 균열이 발생하지 않는 최소 굽힘반경을 기준으로 표현하였다. 이때, 굽힘 시편은 압연방향과 수직방향으로 길게 가공하였고, 굽힘 시험은 상기 굽힘 시편의 굽힘선이 압연방향과 평행하도록 하여 실시하였다.
인장강도 및 항복강도는 중심부(강판의 두께 1/4 위치)로부터 JIS5호 규격의 시편을 채취한 뒤, 인장시험기를 이용하여 측정하였다.
강종No. 합금조성(중량%)
C Si Mn Cr Mo Nb Ti V
발명강1 0.2 0.3 1.5 0.2 0.1 0.02 0.03 0.01
발명강2 0.19 0.2 0.9 0.3 0.3 0.015 0.02 0.02
발명강3 0.22 0.03 1 0.05 0.2 0.005 0.02 0.02
발명강4 0.18 0.05 1.2 0.01 0.5 0.02 0.04 0.01
발명강5 0.24 0.02 0.5 0.4 0.4 0.01 0.03 0.02
발명강6 0.25 0.02 0.8 0.2 0.2 0.01 0.03 0.01
발명강7 0.23 0.02 1.8 0.1 0.03 0.01 0.025 0.02
발명강8 0.21 0.05 1.3 0.1 0.5 0.01 0.025 0.01
발명강9 0.25 0.1 1.2 0.3 0.3 0.01 0.045 0.03
발명강10 0.21 0.01 1.35 0.01 0.22 0.005 0.03 0.01
비교강1 0.22 0.03 1 0.005 0.2 0.1 0.02 0.01
비교강2 0.24 0.2 2.3 0.7 0.6 0.005 0.04 0.01
비교강3 0.21 0.05 1.2 0.005 0.1 0.01 0.01 0.005
비교강4 0.16 0.05 0.5 0.005 0.1 0.01 0.03 0.01
발명강11 0.21 0.05 1.2 0.1 0.5 0.01 0.025 0.01
발명강12 0.21 0.02 1.7 0.4 0.4 0.015 0.02 0.02
발명강13 0.25 0.03 0.8 0.25 0.2 0.018 0.02 0.01
발명강14 0.2 0.04 1.4 0.01 0.3 0.011 0.02 0.02
비교강5 0.28 0.02 1.8 0.5 0.1 0.015 0.03 0.01
비교강6 0.3 0.06 1 0.4 0.4 0.02 0.04 0.03
발명강15 0.19 0.1 1.6 0.3 0.1 0.016 0.02 0.01
발명강16 0.19 0.2 1.7 0.2 0.4 0.016 0.03 0.01
강종No. 합금조성(중량%)
Al P S N B X T
발명강1 0.03 0.01 0.002 0.004 0.0015 0.41 2.83
발명강2 0.03 0.01 0.002 0.004 0.002 0.39 3.19
발명강3 0.03 0.01 0.002 0.005 0.002 0.24 2.64
발명강4 0.03 0.01 0.005 0.006 0.002 0.43 3.62
발명강5 0.02 0.02 0.003 0.004 0.002 0.37 3.22
발명강6 0.02 0.005 0.003 0.003 0.002 0.29 2.66
발명강7 0.03 0.015 0.004 0.005 0.0025 0.28 3.28
발명강8 0.03 0.015 0.004 0.005 0.003 0.20 4.35
발명강9 0.02 0.01 0.004 0.005 0.002 0.54 3.49
발명강10 0.04 0.01 0.002 0.005 0.002 0.25 2.98
비교강1 0.03 0.01 0.002 0.005 0.002 0.70 2.57
비교강2 0.03 0.015 0.005 0.006 0.002 0.24 6.03
비교강3 0.03 0.01 0.008 0.006 0.002 -0.13 2.49
비교강4 0.04 0.01 0.004 0.006 0.001 0.28 1.29
발명강11 0.04 0.015 0.003 0.004 0.0025 0.25 4.00
발명강12 0.04 0.015 0.002 0.004 0.001 0.36 3.92
발명강13 0.04 0.01 0.003 0.003 0.0028 0.24 3.14
발명강14 0.02 0.01 0.001 0.003 0.001 0.41 2.76
비교강5 0.03 0.015 0.001 0.005 0.0025 0.25 4.08
비교강6 0.03 0.02 0.002 0.005 0.0015 0.48 3.47
발명강15 0.02 0.01 0.003 0.004 0.002 0.26 3.33
발명강16 0.04 0.015 0.005 0.003 0.003 0.39 4.62
X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14)
Ti* = Ti-3.42N-1.5S
T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B
구분 강종No. 슬라브
가열온도
(℃)		 조압연
종료시
바의 온도
(RDT)
(℃)		 조압연
종료시
바의
표면온도
(RST)
(℃)		 마무리압연
종료시
열연강판의
온도
(FDT)
(℃)		 마무리압연
종료시
열연강판의 표면온도
(FST)
(℃)		 냉각
개시온도
(WCT)
(℃)
발명예1 발명강1 1195 989 923 846 780 820
발명예2 발명강2 1160 957 883 846 778 814
발명예3 발명강3 1220 1009 955 879 826 857
발명예4 발명강4 1215 1002 927 891 817 871
발명예5 발명강5 1170 966 897 845 779 824
발명예6 발명강6 1210 991 919 867 800 840
발명예7 발명강7 1290 1087 1015 939 874 934
발명예8 발명강8 1270 1049 970 944 865 911
발명예9 발명강9 1220 1005 954 877 828 864
발명예10 발명강10 1270 1049 986 917 859 894
비교예1 비교강1 1160 891 828 782 729 740
비교예2 비교강2 1290 1076 1020 964 909 950
비교예3 비교강3 1230 1025 946 910 834 870
비교예4 비교강4 1160 934 865 829 769 793
비교예5 발명강11 1250 1041 988 911 860 905
비교예6 발명강12 1230 1018 954 983 920 890
비교예7 발명강13 1230 1008 988 875 850 849
비교예8 발명강14 1230 1012 990 894 872 890
비교예9 비교강5 1270 1056 996 956 903 927
비교예10 비교강6 1210 997 921 864 795 850
비교예11 발명강15 1220 1023 964 891 836 872
비교예12 발명강16 1260 1042 976 938 882 899
구분 강종No. 1차
냉각속도
(℃/s)		 1차 냉각
정지온도
(℃)		 2차
냉각속도
(℃/s)		 권취온도
(CT)
(℃)		 SCT
(℃)		 Ms
(℃)
발명예1 발명강1 75 286 28 146 839 273
발명예2 발명강2 75 314 29 129 825 300
발명예3 발명강3 65 320 18 141 877 293
발명예4 발명강4 70 320 30 115 871 292
발명예5 발명강5 65 318 26 100 834 299
발명예6 발명강6 75 305 16 144 857 289
발명예7 발명강7 65 266 15 101 937 255
발명예8 발명강8 85 292 19 114 914 274
발명예9 발명강9 80 288 15 126 876 265
발명예10 발명강10 85 306 15 108 906 281
비교예1 비교강1 85 319 28 125 746 294
비교예2 비교강2 85 225 23 114 950 202
비교예3 비교강3 80 301 24 100 880 290
비교예4 비교강4 85 362 22 150 801 342
비교예5 발명강11 80 298 17 113 897 279
비교예6 발명강12 70 276 23 140 894 253
비교예7 발명강13 65 316 20 135 859 288
비교예8 발명강14 85 304 23 133 879 280
비교예9 비교강5 85 254 22 110 930 228
비교예10 비교강6 75 273 23 120 850 252
비교예11 발명강15 85 293 32 20 886 274
비교예12 발명강16 70 274 27 320 908 262
SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
구분 미세조직 기계적 물성
중심부 표층부 중심부
경도
(HrC)		 표층부
경도
(HrC)		 굽힘
가공성
(R/t)		 인장
강도
(MPa)		 항복
강도
(MPa)
M+ATM
(면적%)		 P 및 B 중 1종 이상
(면적%)		 AR B
(면적%)		 F, M 및 P 중 1종
이상
(면적%)		 GND
(14m-2)		 두께
(㎛)
발명예1 100 0 10 98 2 2.3 58 45.9 41.9 1.7 1435 1182
발명예2 100 0 15 100 0 2.1 53 44.8 38.8 1.7 1394 1141
발명예3 98 2 9 100 0 2.4 48 46.5 40.5 2.3 1512 1264
발명예4 100 0 12 100 0 2.2 44 44 39 1 1363 1108
발명예5 98 2 15 98 2 2.8 52 47.7 43.7 2.3 1547 1286
발명예6 95 5 12 100 0 2.7 57 47.6 42.6 2 1588 1346
발명예7 95 5 8 98 2 2.8 44 47.7 43.7 2.3 1590 1348
발명예8 98 2 8 98 2 2.6 58 46.2 42.2 2 1484 1235
발명예9 95 5 10 95 5 2.8 43 47.1 44.1 2 1611 1371
발명예10 98 2 12 100 0 2.4 49 46 40 2 1490 1241
비교예1 85 15 17 100 0 1.5 47 42.7 37 2.3 1311 994
비교예2 96 4 8 5 95 3.2 0 47.9 47 3.6 1601 1359
비교예3 100 0 8 85 15 3.1 18 46.7 42 4.3 1580 1310
비교예4 75 25 8 95 5 1.4 15 39 37.5 1.6 1198 984
비교예5 95 5 7 90 10 2.4 20 45.1 42 3.6 1464 1227
비교예6 95 5 3 100 0 2.6 49 46 40 3.3 1518 1270
비교예7 100 0 12 90 10 3 15 49.7 46.5 3.3 1592 1351
비교예8 98 2 8 90 10 2.4 8 45.4 42.6 3.6 1454 1203
비교예9 100 0 7 95 5 3.6 34 51.4 48.9 5.6 1762 1536
비교예10 100 0 10 95 5 3.3 49 50.7 47.5 4.3 1753 1525
비교예11 100 0 9 95 5 2.3 47 45.9 43.8 3.6 1435 1184
비교예12 80 20 9 100 0 1.4 44 41.2 37.2 3 1167 980
M: 마르텐사이트, ATM: 오토 템퍼드 마르텐사이트, P: 펄라이트, B: 베이나이트, F: 페라이트
AR: 구오스테나이트 종횡비, GND: 평균 전위밀도
상기 표 1 내지 5를 통해 알 수 있듯이, 본 발명이 제안하는 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 10은 본 발명의 미세조직 조건을 만족함과 동시에, 우수한 기계적 물성을 가지고 있다.
비교예 1은 관계식 1의 X값이 과도하게 높아서 석출물을 형성하는 구동력이 과도하고, 이에 따라, 탄소와 질소가 마르텐사이트와 베이나이트 내에서 강도를 향상시키는 역할을 충분히 하지 못하게 되어, 경도가 부족해지는 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
비교예 2는 관계식 1의 T값이 과도하게 높아서 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 적절하게 형성하는데 실패하여 표층부 없이 강판 전체가 거의 마르텐사이트로 구성되어 표면경도가 높고, 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 3은 관계식 1의 X값이 과도하게 낮아서 석출물을 형성하는 구동력이 거의 없고, 이에 따라, 탄소와 질소가 마르텐사이트와 베이나이트 내에서 강도를 향상시키는 역할이 과도해져서 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 4는 관계식 1의 T값이 과도하게 낮아서 베이나이트 혹은 마르텐사이트를 적절하게 형성하는데 실패하여 경도가 지나치게 낮은 결과를 나타내었다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
비교예 5는 본 발명의 합금조성은 만족하나 냉각개시온도가 높아서, 표층부가 급속히 냉각되고, 베이나이트 보다 마르텐사이트를 형성하려는 구동력이 강하여 표층부의 두께가 충분하지 못하였다. 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 결과를 나타내었다.
비교예 6은 본 발명의 합금조성은 만족하나 마무리압연 온도가 높아서, 중심부 마르텐사이트의 구오스테나이트 종횡비가 3으로 작은 수준이며, 이로 인해, 강도에 비해 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 7 및 8은 본 발명의 합금조성은 만족하나 RDT와 RST 혹은 FDT와 FST 간의 온도차이를 충분히 얻지 못하여, 표층부에 베이나이트를 형성하려는 구동력이 낮아 충분한 두께의 표층부를 얻지 못하였다. 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 9 및 10은 탄소 함량이 지나치게 높아 본 발명의 제조조건을 모두 만족함에도 불구하고, 표층부와 중심부 모두 경도가 과도하게 높고, 이로 인해, 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다. 또한, GND가 본 발명의 범위를 초과하는 것으로 확인된다.
비교예 11은 본 발명의 합금조성은 만족하나 권취온도가 지나치게 낮아, 오토템퍼링 효과를 얻지 못하여 강도에 비해서 굽힘가공성이 열위한 것을 알 수 있다.
비교예 12는 본 발명의 합금조성은 만족하나 권취온도가 지나치게 높아 마르텐사이트와 베이나이트를 형성하려는 구동력이 약하여 낮은 경도와 강도를 가지고 있다. 또한, GND가 본 발명의 범위에 미달하는 것을 알 수 있다.
도 1은 발명예 1 내지 10과 비교예 1 내지 12의 인장강도에 따른 굽힘가공성(R/t)의 관계를 나타내는 그래프이다. 도 1에 나타난 바와 같이, 비교예 1 내지 12의 경우에는 인장강도가 증가함에 따라 전반적으로 굽힘가공성(R/t)이 열위해지는 경향을 볼 수 있는데, 발명예 1 내지 10의 경우에는 인장강도에 비해 상대적으로 굽힘가공성이 양호하여 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하인 특징을 가지고, 따라서, 굽힘가공성이 우수함을 확인할 수 있다.
도 2는 발명예 1을 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 3은 발명예 1의 표층부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 4는 발명예 1의 중심부를 전자현미경으로 관찰한 사진이다. 도 2 내지 4를 통해 알 수 있듯이, 발명예 1의 경우 본 발명이 얻고자 하는 표층부 및 중심부 미세조직이 형성되어 있음을 확인할 수 있다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
    미세조직은 면적%로, 중심부가 마르텐사이트와 오토 템퍼드 마르텐사이트의 합계: 90% 이상, 펄라이트 및 베이나이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고, 표층부가 베이나이트: 90% 이상, 페라이트, 마르텐사이트 및 펄라이트 중 적어도 1종: 10% 이하를 포함하고,
    상기 표층부의 평균 두께는 30~200㎛이며,
    상기 표층부의 평균 전위밀도는 1.7×1014~3.0×1014m-2이고,
    상기 중심부는 구오스테나이트의 종횡비가 5 이상인 열연강판.
    [관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
    [관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
    [식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    (단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 중심부의 로크웰 경도는 44~50HrC인 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 표층부의 로크웰 경도는 38~46HrC인 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 [굽힘가공성(R/t)÷(인장강도-1000)]×1000이 5 이하인 열연강판.
  5. 중량%로, C: 0.17~0.26%, Si: 0.01~0.5%, Mn: 0.3~2.0%, Cr: 0.005~0.5%, Mo: 0.005~0.55%, Nb: 0.005~0.05%, Ti: 0.005~0.08%, V: 0.005~0.2%, Al: 0.01~0.5%, P: 0.003~0.05%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0005~0.005%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 슬라브를 1150~1350℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 880~SCT+170℃의 조압연 온도(RDT)에서 조압연을 종료하여 바를 얻는 단계;
    상기 바를 1/2t(t: 강재의 두께) 기준으로 780~SCT+50℃의 마무리압연 온도(FDT)에서 마무리압연을 종료하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 700℃~SCT+10℃의 냉각개시온도(WCT)에서 냉각을 개시하여 50~100℃/sec의 1차 평균 냉각속도로 Ms~Ms+50℃의 1차 냉각정지온도까지 1차 냉각하는 단계: 및
    상기 1차 냉각된 열연강판을 1~40℃/sec의 2차 평균 냉각속도로 70℃~Ms-50℃의 권취온도(CT)까지 2차 냉각한 뒤 권취하는 단계;를 포함하고,
    상기 조압연 종료시 바의 표면온도(RST)는 750~RDT-40℃이고, 상기 마무리압연 종료시 열연강판의 표면온도(FST)는 700~FDT-40℃가 되도록 제어하는 열연강판의 제조방법.
    [관계식 1] 0.1 ≤ X = (Nb/9+Ti*/5+V/5)/(C/12+N/14) ≤ 0.6
    [관계식 2] 1.5 ≤ T = Mn+2.8Mo+1.5Cr+500B ≤ 5.0
    [식 1] Ti* = Ti-3.42N-1.5S
    [식 2] SCT(℃) = 741+134C-137Si+75.4Mn-21.4Cr+24.8Mo-1391Nb-13Ti+19330B
    [식 3] Ms(℃) = 430-380C-13.4Si-47.3Mn-16Cr-24.2Mo
    (단, 상기 관계식 1에서 Ti*는 상기 [식 1]로 표현되고, 상기 관계식 1 및 2와 식 1 내지 3에서 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미함.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 바의 표면온도 및 열연강판의 표면온도의 제어는 수분사 장치에 의해 수행되는 열연강판의 제조방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 권취 후, 상기 권취된 열연강판에 산세 및 도유하는 단계;를 추가적으로 포함하는 열연강판의 제조방법.
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