WO2024136300A1 - 열연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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임영록
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    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet suitably applicable to automobile chassis structural members, etc. and a method of manufacturing the same.
  • chassis parts of a car play a role in supporting the car body and are an important part in ensuring ride comfort and driving stability by absorbing vibrations and shocks from the road surface during driving.
  • the fatigue load applied to the chassis components increases, so steel materials applied to chassis components such as electric vehicles are required to have excellent fatigue strength.
  • chassis parts are mainly manufactured by press molding. Although the weight of parts can be achieved by reducing the thickness of the steel plate through the application of high-strength steel, the shape of the part cannot be significantly changed, so securing formability suitable for press forming of parts has become more important than anything else in the manufacture of high-strength steel.
  • Patent Document 1 discloses a method of manufacturing a high-strength hot-rolled steel sheet with excellent hole expansion properties using bainitic ferrite, which does not contain carbides, as the main phase for the microstructure of steel containing 0.01 to 0.05% by weight of carbon. .
  • Patent Document 1 it is possible to manufacture a steel plate with a tensile strength of 980 grade or higher and excellent expansion properties, but the yield strength is low and the fatigue properties are inferior, so the effect of reducing the weight of the part is minimal, and the elongation is inferior, so the formability of the part is inferior. I'm concerned.
  • the tensile strength and yield strength are high, so not only does it have excellent fatigue life, but it also has excellent formability such as elongation and hole expandability to facilitate press forming.
  • the development of steel materials is necessary.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 2008-255484
  • One aspect of the present invention is to provide a hot rolled steel sheet that not only has high strength and excellent fatigue performance, but also has excellent formability and is suitable for press forming, and a method of manufacturing the same.
  • the object of the present invention is not limited to the above-described content.
  • the subject of the present invention can be understood from the overall content of the present specification, and those skilled in the art will have no difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • One aspect of the present invention is weight percent, carbon (C): 0.09 to 0.25%, silicon (Si): 0.5 to 2.3%, manganese (Mn): 1.5 to 3.5%, aluminum (Al): 0.001 to 1.0%, Chromium (Cr): 2.5% or less (including 0%), Molybdenum (Mo): 2.0% or less (including 0%), Titanium (Ti): 0.01 to 0.20%, Boron (B): 0.0005 to 0.005%, phosphorus ( P): 0.0001 ⁇ 0.05%, Sulfur (S): 0.0001 ⁇ 0.05%, Nitrogen (N): 0.0001 ⁇ 0.05%, the remainder includes Fe and inevitable impurities,
  • Microstructure is expressed in area% and includes a composite structure of martensite and austenite of 75-90% and bainitic pate of 10-25%.
  • the austenite relates to a hot rolled steel sheet containing 3 to 10%.
  • the hot rolled steel sheet may further contain niobium (Nb): 0.01 to 0.2%.
  • the average particle diameter of the bainitic ferrite may be 2.0 ⁇ m or more.
  • the average spacing of the bainitic ferrite may be 3 ⁇ m or more.
  • the hot rolled steel sheet may have a yield strength of 800 MPa or more, a tensile strength of 980 MPa or more, an elongation of 9% or more, and a hole expansion rate of 45% or more.
  • Another embodiment of the present invention is by weight percentage, carbon (C): 0.09 to 0.25%, silicon (Si): 0.5 to 2.3%, manganese (Mn): 1.5 to 3.5%, aluminum (Al): 0.001 to 1.0%. , Chromium (Cr): 2.5% or less (including 0%), Molybdenum (Mo): 2.0% or less (including 0%), Titanium (Ti): 0.01 to 0.20%, Boron (B): 0.0005 to 0.005%, Phosphorus (P): 0.0001 ⁇ 0.05%, Sulfur (S): 0.0001 ⁇ 0.05%, Nitrogen (N): 0.0001 ⁇ 0.05%, reheating steel slabs containing the balance Fe and other inevitable impurities in the temperature range of 1100 ⁇ 1350°C. steps;
  • secondary cooling is performed for ts (seconds) at a cooling rate of 25°C/s or less to a temperature of (B S + M S )/2 or higher;
  • third cooling is performed at a cooling rate of 30°C/s or less to a temperature range of ( MS -20°C) to 200°C;
  • finish hot rolling is performed so that the value of Du, defined by the following relational equation 1, satisfies the range of 2 to 10 within the temperature range of 750 to 1150 ° C,
  • the primary and secondary cooling relates to a method of manufacturing a hot rolled steel sheet that satisfies the conditions of the following relational equations 2 to 4.
  • FDT means the rolling end temperature (°C)
  • [Si]] [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], and [Nb] are respectively in parentheses. Indicates the weight percent content of the element.
  • the total reduction in the final two passes may be 10 to 40%.
  • a final cooling step may be further included to room temperature after the coiling.
  • the steps of pickling and oiling after the final cooling may be further included.
  • the step of hot-dip zinc plating after the pickling and oiling may be further included.
  • a steel plate having a high tensile strength of 980 MPa or more and excellent formability and a method for manufacturing the same can be provided. Accordingly, it can be suitably applied to chassis structural members of automobiles, etc.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between boron content and Du in which Relation 1 and Relation 2 are simultaneously satisfied, and the microstructure intended in the present invention can be secured within the solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • Figures 2 (a), (b), and (c) show photographs of microstructures of Inventive Example 4, Comparative Example 2, and Comparative Example 3, respectively, observed with a scanning electron microscope in Examples of the present invention.
  • the conventional method of manufacturing hot rolled steel sheets which prevents deterioration of hole expandability due to hardness differences between phases by setting the microstructure of the steel to a fraction of 90% or more, is an excellent method.
  • the elongation rate could not be secured.
  • retained austenite to secure excellent elongation it is possible to secure elongation, but there is a problem in that it is difficult to secure hole expandability at the same time.
  • the present inventors secured high strength and elongation by using martensite and austenite as the base structure, and at the same time uniformly dispersed bainitic ferrite as a secondary phase within the structure to prevent excessive concentration of stress at a specific location during deformation. It was confirmed that hole expandability could be improved by suppressing the occurrence of microcracks, and the present invention was completed. Hereinafter, the present invention will be described in more detail.
  • the steel sheet contains, in weight percent, carbon (C): 0.09-0.25%, silicon (Si): 0.5-2.3%, manganese (Mn): 1.5-3.5%, aluminum (Al): 0.001-1.0%, chromium (Cr) ): 2.5% or less (including 0%), Molybdenum (Mo): 2.0% or less (including 0%), Titanium (Ti): 0.01 to 0.20%, Boron (B): 0.0005 to 0.005%, Phosphorus (P): It may contain 0.0001 ⁇ 0.05%, sulfur (S): 0.0001 ⁇ 0.05%, nitrogen (N): 0.0001 ⁇ 0.05%.
  • Carbon (C) is an important element that forms retained austenite by diffusing and moving to austenite after martensite phase transformation and stabilizing austenite. As the C content increases, the fraction of retained austenite increases, improving both elongation and tensile strength. If the C content is less than 0.09%, the fraction of retained austenite is low, making it impossible to secure elongation and tensile strength. On the other hand, if the content exceeds 0.25%, the Ms temperature is excessively low, making carbon diffusion difficult, and fresh martensite is excessively generated, resulting in poor hole expandability. Therefore, in the present invention, it is preferable that the C content is 0.09 to 0.25%. It is more advantageous for the C content to be 0.090-0.250%. More advantageously, the lower limit of the C content may be 0.12%, or the upper limit of the C content may be 0.23%.
  • Si is an important element that delays the formation of carbides after martensite transformation and forms retained austenite.
  • Si plays a role in improving strength through a solid solution strengthening effect. If the Si content is less than 0.5%, carbides are formed and the fraction of retained austenite is low, making it difficult to secure elongation. On the other hand, if the content exceeds 2.3%, Fe-Si composite oxide is formed on the surface of the slab during reheating, which not only deteriorates the surface quality of the steel sheet, but also reduces weldability. Therefore, in the present invention, it is preferable that the Si content is 0.5 to 2.3%. It is more advantageous for the Si content to be 0.50 to 2.30%. More advantageously, the lower limit of the Si content may be 0.7%, or the upper limit of the Si content may be 2.1%.
  • Manganese (Mn) is an element that improves the hardenability of steel, and prevents the formation of ferrite during cooling after finish rolling, thereby facilitating the formation of a low-temperature transformation structure.
  • the Mn content is less than 1.5%, hardenability is insufficient and the ferrite fraction increases excessively.
  • the content exceeds 3.5%, the hardenability greatly increases, the holding time for sufficiently forming the bainitic ferrite desired in the present invention increases excessively, and hole expandability deteriorates.
  • Mn may be included in an amount of 1.5 to 3.5%, and it is more advantageous for the Mn content to be 1.50 to 3.50%. More advantageously, the lower limit of the Mn content may be 1.6%, or the upper limit of the Mn content may be 3.0%.
  • Aluminum (Al) is an element usually added to deoxidize steel, and some of it may be present in the steel after deoxidation. Similar to Si, it also plays a role in forming retained austenite by delaying the formation of carbides after martensite transformation.
  • the Al content is less than 0.001%, carbides are formed and the fraction of retained austenite is low, making it difficult to secure elongation.
  • the content exceeds 1.0%, oxide and nitride-based inclusions increase in the steel, thereby deteriorating the formability of the steel sheet. Therefore, in the present invention, it is preferable that the Al content is 0.001 to 1.0%. More advantageously, the lower limit of the Ai content may be 0.01%, or the upper limit of the Al content may be 0.5%.
  • Chromium is an element that improves the hardenability of steel and suppresses the formation of ferrite during cooling after finish rolling. If the Cr content exceeds 2.5%, the hardenability increases significantly, and bainite transformation does not occur smoothly in the cooling zone, and the holding time to secure the fraction of bainitic ferrite increases excessively, deteriorating hole expandability. Therefore, in the present invention, Cr may be included in an amount of 2.5% or less, more preferably 2.50% or less, and more preferably 1.5% or less.
  • the present invention includes the case where the Cr content is 0% because there is no significant difficulty in securing the intended physical properties even if the Cr is not contained. However, if Cr is intentionally added, it is effective to add at least 0.01%.
  • Molybdenum is an element that improves the hardenability of steel, plays a role in improving strength through a solid solution strengthening effect, and suppresses the formation of ferrite during cooling after finish rolling. If the Mo content exceeds 2.0%, hardenability increases significantly, and bainite transformation does not occur smoothly in the cooling zone. As a result, the holding time for securing the fraction of bainitic ferrite increases excessively, thereby reducing hole expandability. Therefore, in the present invention, Mo may be included at 2.0% or less, more advantageously at 1.0% or less, and even more advantageously at 0.5% or less.
  • the present invention includes the case where the Mo content is 0% because there is no significant difficulty in securing the intended physical properties even if the Mo is not contained. However, when Mo is intentionally added, it is effective to add at least 0.01%.
  • Titanium (Ti) is an element that forms carbonitrides in steel, and is widely used to secure the strength of steel by inducing the formation of precipitates.
  • the generation of BN is achieved by removing nitrogen (N) in steel. It is used to control the grain size of austenite before rolling as well as to suppress boron (B) to concentrate at the austenite grain boundaries.
  • the content exceeds 0.20%, oxides may be formed during continuous casting, which may cause problems such as clogging of casting nozzles.
  • Ti may be included in an amount of 0.01 to 0.20%, and more advantageously, the lower limit of Ti may be 0.015%, or the upper limit of Ti content may be 0.12%.
  • Boron is an element that improves the hardenability of steel by concentrating at austenite grain boundaries and reducing grain boundary energy.
  • the phase transformation of ferrite and upper bainite, where nucleation of phase transformation occurs through diffusion transformation at the austenite grain boundary is suppressed, thereby ensuring a composite structure of martensite and austenite as the main phase.
  • the concentration of B is preferably contained at 0.0005% or more.
  • the content exceeds 0.005%, the hardenability greatly increases, the holding time for sufficiently forming the bainitic ferrite desired in the present invention increases excessively, and hole expandability deteriorates.
  • B may be included in an amount of 0.0005 to 0.005%, and more advantageously, the lower limit of the B content may be 0.001%, or the upper limit of the B content may be 0.0025%.
  • Phosphorus (P) is an impurity inevitably contained in steel and is an element that is the main cause of impeding the workability of steel due to segregation. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the lower limit can be set to 0.0001%.
  • the upper limit of P may be limited to 0.05%.
  • the lower limit of the P content may be 0.0005%, or the upper limit of the P content may be 0.02%.
  • S Sulfur
  • the lower limit can be set to 0.0001%.
  • the upper limit of S may be limited to 0.05%.
  • the lower limit of the S content may be 0.0005%, or the upper limit of the S content may be 0.005%.
  • Nitrogen (N) is an impurity inevitably contained in steel, and has the problem of inhibiting the machinability of steel by combining with Al to form nitrides. Therefore, it is desirable to control the content as low as possible.
  • the lower limit can be set to 0.0001%.
  • the upper limit of N may be limited to 0.05%.
  • the lower limit of the N content may be 0.001%, or the upper limit of the N content may be 0.006%.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention may further include niobium (Nb).
  • Niobium is an element that forms carbonitrides in steel, and is widely used to secure the strength of steel by inducing the formation of precipitates.
  • the grain size of austenite is controlled by delaying recrystallization during hot rolling. It plays a role. If the Nb content is less than 0.01%, the effect of controlling the particle size is low, and if the content exceeds 0.2%, the austenite grain size is too fine, which causes poor formability. Therefore, in the present invention, the Nb content may include 0.01 to 0.2%.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention includes a composite structure of martensite and austenite as a matrix structure in order to simultaneously secure a tensile strength of 980 MPa or more and an elongation of 9% or more. Therefore, according to one embodiment of the present invention, the composite structure composed of martensite and austenite may comprise 75 to 90% in area percent.
  • the present invention preferably includes the martensite and austenite composite structure in an area fraction of 75% or more. Meanwhile, in order to secure hole expandability, which will be described later, it is desirable to limit the area fraction of martensite and austenite composite structure to 90% or less.
  • the austenite may be 3 to 10% in area percent.
  • the area fraction of austenite is less than 3%, the effect of improving elongation due to the plastic induced transformation phenomenon is minimal.
  • the carbon (C) content that must be added to the steel must increase, so there is a problem that the weldability of the steel is inferior, and the MS temperature is excessively low, making carbon diffusion easy. As this is not done, the amount of fresh martensite generated in the final cooling step to room temperature after winding increases excessively, resulting in poor hole expandability.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention may have bainitic ferrite as a secondary phase of the microstructure, and the secondary phase may contain 10 to 25% by area.
  • bainite transformation proceeds by cooling to a temperature below B S (bainite transformation start temperature) to avoid ferrite phase transformation during primary cooling after hot rolling, and then slowly cooling during subsequent secondary cooling.
  • B S bainite transformation start temperature
  • bainitic transformation occurs in the high-temperature bainite transformation zone, so bainitic ferrite is formed and carbon diffuses into untransformed austenite, and carbides are not generated inside bainitic ferrite.
  • dislocation density is reduced to an appropriate level by the recovery phenomenon during the secondary cooling, so it has soft characteristics.
  • soft bainitic ferrite is evenly distributed in an appropriate size within a high-strength matrix structure with non-uniform stress distribution, the hole expandability is improved by preventing local concentration of stress by evenly accommodating deformation during molding.
  • the fraction of bainitic ferrite which is the secondary phase
  • the fraction is less than 10%
  • the fraction exceeds 25%, martensite and martensite, which play a role in improving strength, There is a problem in that it becomes difficult to secure the austenite composite structure.
  • the average particle diameter of the bainitic ferrite may be 2.0 ⁇ m or more. Additionally, the average spacing of the bainitic ferrite may be 3 ⁇ m or more.
  • the average particle diameter of the bainitic ferrite means the diameter equivalent to a circle
  • the average spacing of the bainitic ferrite means the average of the distances between the five closest structures for each microstructure.
  • the average particle size of bainitic ferrite which is a soft structure
  • the effect of strain accommodation is low and improvement in hole expandability cannot be expected.
  • the average spacing of the bainitic ferrite is less than 3.0 ⁇ m
  • the fraction of soft steel increases excessively, so the yield strength and tensile strength may be inferior.
  • the upper limit of the average particle diameter and the upper limit of the average spacing of soft tissue are not separately regulated, but under the condition that the fraction of soft tissue satisfies the range of 10 to 25%, the average particle diameter of the soft tissue may preferably be 20 ⁇ m or less. Additionally, the average spacing of the vertical tissues may be 20 ⁇ m or less.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention may include carbide and fresh martensite as other structures in addition to the structures described above, but these are preferably controlled to an area fraction of less than 5%.
  • Carbide may be generated in the hot rolled steel sheet during the manufacturing process. Immediately after martensite transformation, some carbon atoms form fine carbides inside the lath, which can play a role in improving strength. On the other hand, since the present invention seeks to improve elongation by utilizing austenite, the formation of carbides may cause a decrease in the austenite fraction. In other words, excessive production of carbides inhibits the improvement of elongation targeted by the present invention. However, if Ti and Nb are present in the phase, alloy carbonitride may be formed, and in this case, additional strengthening effect can be expected by grain refinement. However, coarse carbide impairs the toughness of the steel, so it is present in the hot rolled steel sheet of the present invention. It is preferable that the carbide content is less than 5%.
  • the hot rolled steel sheet may include fresh martensite as a microstructure.
  • martensite which undergoes isothermal transformation immediately after the third cooling process and coiling, is transformed before the start of carbon enrichment within austenite, and therefore has a lath form within the composition range of the present invention.
  • the coiling temperature is excessively low, carbon diffusion is not easy, and cooling may end before the austenite is sufficiently stabilized. In this case, if the M S temperature of the carbon-enriched austenite is above room temperature, fresh martensite is formed during cooling.
  • Fresh martensite generated in the final cooling process accepts shear strain during phase transformation through the creation of twins rather than dislocations, so it has a plate shape and has the characteristic of twins being observed in the microstructure, so the martensite and martensite in the present invention It can be easily distinguished. Since fresh martensite with a high carbon concentration has excessively high hardness and deteriorates hole expandability, it is preferable that the fraction of fresh martensite present in the hot rolled steel sheet of the present invention is less than 5%.
  • the hot rolled steel sheet of the present invention having the above-described alloy composition and microstructure has high strength with a yield strength of 800 MPa or more and a tensile strength of 980 MPa or more, an elongation of 9% or more, the product of tensile strength and elongation is 13000 MPa ⁇ % or more, and a hole expansion rate. Above 45%, it has excellent moldability.
  • a steel slab that satisfies the alloy composition proposed in the present invention can be manufactured by performing a series of processes [reheating - hot rolling - cooling - winding].
  • the reheated steel slab can be hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolling is performed in a temperature range of 750 to 1150°C, and the total reduction in the final two passes is controlled to 10 to 40%. It is desirable to do so.
  • hot rolling is performed in multiple stages to reduce the rolling load and precisely control the thickness.
  • the total reduction ratio of the final two passes exceeds 40%, there is a problem that the rolling load of the final two passes becomes excessive and workability is deteriorated.
  • the total reduction ratio of the final two passes is less than 10%, the temperature of the steel plate drops rapidly, causing shape defects.
  • the grain size of austenite after hot rolling is affected by the alloy composition and rolling end temperature, which affects the bainite formation behavior and final microstructure in the subsequent cooling process. Additionally, in the present invention, the fraction and size of bainitic ferrite, the main constituent phase, are greatly influenced by austenite grains after hot rolling.
  • the effective grain size of austenite after hot rolling is derived as a relationship between the rolling end temperature (FDT) and a specific alloy composition, and is specifically defined by the following relational equation 1. That is, during hot rolling, finishing hot rolling is performed so that the value of Du, defined by the following relational equation 1, satisfies the range of 2 to 10 within the temperature range of 750 to 1150 ° C.
  • FDT means the rolling end temperature (°C)
  • [Si]] [Mn], [Cr], [Mo], [Ti], and [Nb] are respectively in parentheses. Indicates the weight percent content of the element.
  • the Du is an indicator of the effective grain size of austenite immediately before primary cooling after hot rolling. If the Du value defined by the above relational equation 1 is 2 or more, the average grain size of bainitic ferrite becomes 2.0 ⁇ m or more, increasing the hole expansion rate. It can be secured at 45% or more. On the other hand, when the Du value defined by equation 1 above exceeds 10, the grain boundary concentration of the boron element increases excessively, delaying the phase transformation during secondary cooling, and a sufficient fraction of bainitic ferrite cannot be secured, leading to hole expansion. There is a problem of gender becoming inferior. It is more preferable that the Du value is 2.0 to 10.0.
  • the concentration of boron segregated at austenite grain boundaries shows different values at each grain boundary due to the influence of micro-segregation during casting and the grain size of austenite.
  • austenite grain boundaries with low concentration of boron element are selectively deposited in the secondary cooling step.
  • Nucleation of nitic ferrite occurs.
  • the concentration of boron segregated at each grain boundary is low, making nucleation easy.
  • the concentration of boron segregated at the grain boundaries is high, so nucleation can be expected to be delayed. Therefore, the concentration of boron present at the grain boundary and the phase transformation behavior of bainitic ferrite during secondary cooling are affected by the content of boron added to the steel and the grain size of austenite, as shown in equation 2.
  • Equation 2 is an indicator of the concentration of boron (B) distributed at the grain boundary of austenite just before cooling. If the value of Du If this is excessive, yield strength and tensile strength cannot be secured. On the other hand, when the value of Du there is a problem.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between boron content and Du in which the above-mentioned equations 1 and 2 are simultaneously satisfied, and the microstructure intended in the present invention can be secured within the solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured as described above is cooled, and it is preferable to do so in stages according to the cooling temperature.
  • the hot-rolled steel sheet is first cooled at a cooling rate of 50°C/s or more to a temperature of BS or lower, and then cooled at a cooling rate of 25°C/s or less to a temperature of (B S + M S )/2 or higher. Equation 3 After secondary cooling for the ts time (seconds) defined in , it is preferable to perform tertiary cooling at a cooling rate of 30°C/s or less to a temperature range of (Ms-20°C) to 200°C.
  • the hot-rolled steel sheet manufactured according to the above is quickly cooled below the temperature ( BS ) at which bainite begins to form to suppress the formation of ferrite (granular ferrite). Subsequently, 10 to 25% of bainitic ferrite was formed as an area fraction by slowly cooling for ts time (seconds) to a temperature intermediate between the bainite initiation temperature ( BS ) and the martensite initiation temperature ( MS ), or to a temperature higher than that. can be secured.
  • the cooling rate is less than 50°C/s, there is a problem in which a ferrite phase is formed during cooling.
  • the upper limit of the primary cooling rate is not particularly limited, but if the steel plate is cooled too rapidly, there is a risk that the shape of the plate may be distorted, so it can be limited to 200°C/s or less.
  • the growth of bainitic ferrite occurs while the primary cooled hot rolled steel sheet is cooled from the primary cooled temperature to the target temperature for secondary cooling.
  • the heat rolled steel sheet satisfies the following equation 3: It is desirable to maintain the secondary cooling for a period of time (ts, seconds).
  • k(T) is an indicator of the growth rate of bainitic ferrite, and is affected not only by the alloy composition of the steel but also by the phase transformation temperature and grain size after hot rolling. Accordingly, if the value of equation 3, that is, the relationship between k(T) and holding time (exp(-k(T) It becomes impossible to secure it. On the other hand, if the value exceeds 0.9, there is a problem that hole expandability deteriorates.
  • the temperature of the steel sheet may increase due to transformation heat generation due to bainite phase transformation.
  • the cooling rate during secondary cooling can be controlled to 25°C/s or less to minimize the temperature increase of the steel sheet due to transformation heat generation. If the cooling rate exceeds 25°C/s, there is a risk that the plate shape may be distorted.
  • the secondary cooling also includes an air cooling process.
  • a cooling rate of 30°C/s or less to a temperature range of ( MS -20°C) to 200°C and then coil it at that temperature.
  • martensite transformation progresses at a temperature below M S , and some of the untransformed austenite may additionally grow into martensite under isothermal conditions even after winding.
  • the cooling rate in the third cooling step involving rapid phase transformation can be set to 30°C/s or less.
  • shape distortion during cooling and resulting uneven material deviation within the plate can be prevented.
  • the cooling rate in the third cooling step can be performed at 5°C/s or more.
  • the maximum carbon concentration that can be dissolved inside austenite shows different values depending on the temperature at which carbon enrichment progresses, and generally, the lower the temperature, the higher the solid solution limit of carbon inside austenite. Therefore, if the coiling temperature at which carbon enrichment occurs is too high, austenite cannot secure phase stability to cause plastic induced transformation because carbon enrichment is not sufficient, and even if it remains at room temperature, it is lost through stress-induced transformation at the beginning of deformation, thereby reducing elongation. improvement cannot be expected. Therefore, in the present invention, it is preferable that the upper limit of the tertiary cooling end temperature is MS -20°C to ensure sufficient phase stability.
  • the lower limit of the tertiary cooling end temperature is preferably 200°C.
  • Bs and Ms can be derived by the formula below, and each element means the weight content.
  • B S (°C) 830-(320 ⁇ [C])-(90 ⁇ [Mn])-(35 ⁇ [Si])-(70 ⁇ [Cr])-(120 ⁇ [Mo])
  • M S (°C) 550-(330 ⁇ [C])-(41 ⁇ [Mn])-(20 ⁇ [Si])-(20 ⁇ [Cr])-(10 ⁇ [Mo])+(30 ⁇ [Al])
  • the target hot rolled steel sheet can be obtained by final cooling.
  • final cooling can be completed by air cooling to room temperature.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention obtained by completing final cooling as described above can be additionally pickled and oiled.
  • the hot-dip galvanizing process can be performed by heating the pickled and oiled hot-rolled steel sheet to a temperature range of 420 to 740°C.
  • the hot dip galvanizing process can use a zinc-based plating bath, and there is no particular limitation on the alloy composition in the zinc-based plating bath.
  • a steel slab was prepared having the alloy composition (% by weight, the remainder being Fe and inevitable impurities) shown in Table 1 below.
  • Each prepared steel slab was reheated at 1200°C, and then hot-rolled, cooled, coiled, and finally cooled (air-cooled) under the conditions shown in Table 2 below to produce a hot-rolled steel sheet with a thickness of 2.5 mm.
  • Table 2 the total reduction rate of the final two passes was equally applied at 25%, the cooling rate during the first cooling was uniformly applied at 70°C/s, and the cooling rate during the third cooling was uniformly applied at 20°C/s. was applied.
  • yield strength, tensile strength, and elongation were measured at room temperature using a universal tensile tester after collecting JIS-5 standard test specimens in a direction perpendicular to the rolling direction. At this time, the yield strength, tensile strength, and elongation were expressed as 0.2% off-set yield strength, maximum tensile strength, and elongation at break, respectively.
  • hole expandability was measured according to the ISO TS16630 standard method on the same specimen as during the tensile test.
  • each hot-rolled steel sheet was observed at a magnification of 10,000 using a scanning electron microscope and an image analyzer after etching the same specimen as during the tensile test using the Nital etching method, and measuring the size of each phase. The fraction was calculated.
  • the average size of bainitic ferrite represents the diameter equivalent to a circle, and the average spacing represents the average of the distances between the five closest structures for each bainitic ferrite phase.
  • the austenite fraction was calculated using the integrated intensity of the diffraction peaks of each phase using Bruker's X-Ray Diffractometer.
  • the microstructure was observed at the thickness position t/4 with respect to the cross section of the specimen, that is, the cross section perpendicular to the rolling direction.
  • FDT is the finishing rolling temperature (°C)
  • Equation 3 is exp(-k(T) ⁇ (ts) 2 )
  • the k(T) is a value defined as below, and ts is the secondary cooling time.
  • T1 represents the primary cooling end temperature [°C]
  • T2 represents the secondary cooling end temperature [°C].
  • [C], [Si], [Mn], [Cr], and [Mo] are respectively Indicates weight percent content for elements in parentheses
  • Inventive Examples 1 to 11 which satisfy all of the alloy composition and manufacturing conditions proposed in the present invention, have a composite structure of martensite and austenite with an area fraction of 75 to 90% as a matrix structure and 10 By being composed of ⁇ 25% of the second phase of bainitic ferrite, the target strength and formability were secured.
  • Comparative Example 1 which dissatisfies the alloy composition system proposed in the present invention because boron was not added, it was impossible to secure the target strength as bainitic ferrite was excessively generated during the secondary cooling, and due to this low strength, it was relatively weak. The elongation rate tended to be high.
  • Comparative Example 2 sufficient bainitic ferrite was not obtained because titanium was not added, and thus it was difficult to secure the hole expandability required in the present invention.
  • Comparative Examples 3 and 4 did not satisfy Equation 3 because the secondary cooling time was excessive, and the fraction of bainitic ferrite, which is the secondary phase, was excessive, making it impossible to secure a tensile strength of 980 MPa or more.
  • Figure 1 is a graph showing the relationship between boron content and Du in which Equation 1 and Equation 2 are simultaneously satisfied.
  • the microstructure intended in the present invention can be secured within the solid line connecting A-B-C-D-E-F.
  • Figure 2 shows photographs of the microstructures of Inventive Example 4, Comparative Example 2, and Comparative Example 3, respectively, observed with a scanning electron microscope.
  • invention 4 the matrix structure and secondary phase to be implemented in the present invention were appropriately formed in the microstructure.
  • Figure 2(b) it can be confirmed that in Comparative Example 2, soft tissue, which is a secondary phase, was not sufficiently generated.
  • Figure 2(c) in Comparative Example 3, soft tissue, which is a secondary phase, was excessively generated.

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Abstract

본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

열연 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용 가능한 열연 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 지구 온난화를 저감하기 위하여 자동차 시장의 주류인 내연기관 자동차에서 전기 자동차 등의 친환경 차량으로의 전환이 급속히 이루어지고 있다.
내연기관 자동차에서 전기 자동차 등으로 전환됨에 따라 자동차를 구성하는 부품의 종류 역시 변화하면서, 자동차의 중량에도 변화가 이루어지고 있다. 예를 들어, 동일 모델에서 출시된 내연기관 자동차와 전기 자동차의 중량을 비교하면, 전기 자동차의 중량이 내연기관 자동차 대비 대략 배터리 무게만큼 증가하는 것으로 알려져 있다.
한편, 자동차의 샤시 부품은 차체를 지지하는 역할을 하며, 주행 중 노면의 진동과 충격을 흡수하여 승차감과 주행안정성을 확보하는 데에 중요한 부품이다. 자동차의 중량이 증가되면 상기 샤시 부품에 인가되는 피로하중이 높아지므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품에 적용되는 강재는 피로강도가 우수할 것이 요구된다.
강재의 피로강도는 인장강도 및 항복강도에 비례하므로, 전기 자동차 등의 샤시 부품 용도로 적용되는 강재는 인장강도와 항복강도를 향상시킬 필요가 있으므로 샤시부품의 제조에 적용되는 강판은 점차 고강도화 되어가는 추세에 있다.
또한, 샤시 부품은 주로 프레스 성형에 의해 제조된다. 고강도강 적용을 통해 강판의 두께 감소에 의해 부품의 경량화를 이룰 수는 있으나 부품의 형상은 크게 변경될 수 없으므로, 고강도강의 제조에서 부품 프레스 성형에 적합한 성형성의 확보가 무엇보다 중요해지고 있다.
지금까지 열연강판의 강도와 성형성을 향상시키기 위한 다양한 기술이 제안되어 왔다.
일예로, 특허문헌 1에서는 탄소를 중량 %로 0.01~0.05% 함유한 강재에 대해 미세조직을 탄화물을 포함하지 않는 베이나이틱 페라이트를 주상으로 확공성이 우수한 고강도 열연강판의 제조방법을 개시하고 있다. 이러한 특허문헌 1에 의하면 인장강도 980급 이상의 확공성이 우수한 강판을 제조할 수는 있으나, 항복강도가 낮아 피로 특성이 열위하여 부품 경량화 효과가 미미하며, 연신율이 열위하여 부품 성형성이 열위할 것이 우려된다.
따라서, 전기 자동차와 같은 친환경 차량 등의 샤시 부품의 주행 안정성을 확보하기 위해서는 인장강도와 항복강도가 높아 피로수명이 우수할 뿐만 아니라, 프레스 성형이 용이하도록 연신율과 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 강재의 개발이 필요한 실정이다.
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 2008-255484호
본 발명의 일측면은 강도가 높아 피로성능이 우수할 뿐만 아니라, 성형성이 우수하여 프레스 성형에 적합한 열연강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적%로, 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직, 10~25%의 베이니틱 페이트를 포함하고,
상기 오스테나이트는 3~10%를 포함하는 열연강판에 관한 것이다.
상기 열연강판은 니오븀(Nb): 0.01~0.2%를 더 포함할 수 있다.
상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 2.0㎛ 이상일 수 있다.
상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상일 수 있다.
상기 열연강판은 800MPa 이상의 항복강도, 980MPa 이상의 인장강도, 9% 이상의 연신율을 갖으며 45% 이상의 구멍확장율을 가질 수 있다.
본 발명의 다른 일태양은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각 후 (BS+MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
상기 2차 냉각 후 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하고,
상기 1차 및 2차 냉각은 하기 관계식 2 내지 4의 조건을 충족하는, 열연 강판의 제조방법에 관한 것이다.
[관계식 1]
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
[관계식 2]
5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
(상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
[관계식 3]
0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
(상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간을 나타낸다.)
[관계식 4]
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000001
(상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상기 열간압연 시, 최종 2패스(Pass)의 총 압하량이 10~40%일 수 있다.
상기 권취 후 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 최종 냉각 후 산세 및 도유하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 산세 및 도유 후 용융아연 도금하는 단계를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 의하면, 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가지면서도 성형성이 우수한 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 이에 따라, 자동차의 샤시 구조부재 등에 적합하게 적용할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로서, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2의 (a), (b) 및 (c)는 본 발명 실시예에서, 각각 발명예 4, 비교예 2 및 비교예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
인장강도 980MPa 이상의 고강도강에서 구멍확장성을 향상하기 위해 강의 미세조직을 특정 미세조직의 분율을 90% 이상으로 하여 상간 경도차에 의한 구멍확장성의 열화를 방지하는 종래의 열연강판의 제조방법은 우수한 연신율을 확보할 수 없었다. 한편, 우수한 연신율을 확보하기 위해 잔류 오스테나이트를 활용하는 경우, 연신율의 확보는 가능하나 구멍확장성을 동시에 확보하기 어려운 문제가 있었다.
이에 본 발명자들은 마르텐사이트와 오스테나이트를 기지조직으로 하여 고강도와 연신율을 확보하는 동시에, 조직 내에 2차 상으로 베이니틱 페라이트를 균일하게 분산하여 변형시 특정위치에서 응력이 과도하게 집중되는 것을 방지하여 미세크랙이 발생하는 것을 억제함으로써 구멍확장성이 향상될 수 있음을 확인하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다. 이하에서 본 발명에 대하여 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일구현예에 따른 강판에 대해 설명한다. 상기 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%를 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.09~0.25%
탄소(C)는 마르텐사이트 상변태 후 오스테나이트로 확산이동하여 오스테나이트를 안정화시킴으로써 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 이러한 C의 함량이 증가할수록 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하여 연신율과 인장강도가 동시에 향상된다. 상기 C의 함량이 0.09% 미만이면 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율과 인장강도를 확보할 수 없다. 한편 그 함량이 0.25%를 초과하게 되면 Ms 온도가 과도하게 낮아져 탄소확산이 용이하지 않아 프레시 마르텐사이트가 과다하게 생성되어 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량이 0.09~0.25%인 것이 바람직하다. 상기 C 함량은 0.090~0.250%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 상기 C 함량의 하한은 0.12%일 수 있고, 혹은 C 함량의 상한은 0.23%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.5~2.3%
실리콘(Si)은 마르텐사이트 변태 후 탄화물의 형성을 지연시켜 잔류 오스테나이트를 형성하는 중요한 원소이다. 또한, Si은 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 한다. 상기 Si의 함량이 0.5% 미만인 경우, 탄화물이 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 2.3%를 초과하게 되면 재가열시 슬라브 표면에 Fe-Si 복합산화물이 형성되어 강판 표면품질이 열위해질 뿐만 아니라, 용접성도 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량이 0.5~2.3%인 것이 바람직하다. 상기 Si 함량은 0.50~2.30%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 상기 Si 함량의 하한은 0.7%일 수 있도, 혹은 Si 함량의 상한은 2.1%일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~3.5%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 방지하여 저온 변태 조직의 형성을 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 경화능이 부족하여 페라이트의 분율이 과도하게 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 3.5%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 구멍확장성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 1.5~3.5%로 포함할 수 있으며, 상기 Mn 함량은 1.50~3.50%인 것이 더 유리하다. 보다 유리하게는 Mn 함량의 하한은 1.6% 일 수 있고, 혹은 Mn 함량의 상한은 3.0%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.001~1.0%
알루미늄(Al)은 통상 용간의 탈산을 위해 첨가하는 원소로서 탈산 후 강내에 일부 존재할 수 있으나. Si과 유사하게 마르텐사이트 변태 후 탄화물의 형성을 지연시켜 잔류 오스테나이트를 형성하는 역할도 한다.
상기 Al의 함량이 0.001% 미만인 경우, 탄화물이 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 강 중에 산화물 및 질화물계 개재물의 증가를 초래하여, 강판의 성형성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량이 0.001~1.0%인 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 상기 Ai 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 Al 함량의 상한은 0.5%일 수 있다.
크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 이러한 Cr의 함량이 2.5%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않아 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 구멍확장성을 열화시킨다. 따라서, 본 발명에서 상기 Cr은 2.5% 이하로 포함할 수 있으며, 2.50% 이하인 것이 더 유리하고, 보다 유리하게는 1.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Cr을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로 Cr 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Cr을 의도적으로 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함)
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키는 원소로서, 고용강화 효과로 강도를 향상시키는 역할을 하며, 마무리 압연 후 냉각 중에 페라이트의 형성을 억제한다. 상기 Mo의 함량이 2.0%를 초과하게 되면 경화능이 크게 증가하여 냉각대에서 베이나이트 변태가 원활히 일어나지 않게 된다. 그로 인해, 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 유지시간이 과도하게 증가하여 구멍확장성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 2.0% 이하로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기 Mo을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에 큰 무리가 없으므로 Mo 함량이 0%인 경우를 포함한다. 다만, 상기 Mo을 의도적으로 첨가하는 경우에는 최소 0.01%로 첨가하는 것이 유효함을 밝혀둔다.
티타늄(Ti): 0.01~0.20%
티타늄(Ti)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 강중의 질소(N)를 제거하여 BN의 생성을 억제함으로써 보론(B)이 오스테나이트 입계에 농화되도록 하는 역할과 함께 압연 전 오스테나이트의 입도를 제어하는 용도로 사용한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Ti을 0.01% 이상으로 함유하는 것이 바람직하며, 강중의 질소(N)를 제거하기 위해 질소(N) 함량의 2.9배 이상을 포함하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.20%를 초과하게 되면 연속 주조시 산화물을 형성하여 주조 노즐막힘 등의 문제가 발생할 수 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Ti은 0.01~0.20%로 포함할 수 있고, 보다 유리하게는 상기 Ti의 하한은 0.015% 일 수 있고, 혹은 Ti 함량의 상한은 0.12% 일 수 있다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론은 오스테나이트 입계에 농화되어 입계에너지를 저감함으로써 강의 경화능을 향상시키는 원소이다. 본 발명에서는 오스테나이트 입계에서 확산변태로 상변태의 핵생성이 일어나는 페라이트와 상부 베이나이트의 상변태를 억제하여 주상을 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직이 확보될 수 있도록 하는 역할을 한다.
본 발명에서 목적하는 효과를 충분히 얻기 위해서는 B의 농도는 0.0005% 이상으로 함유하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.005%를 초과하는 경우, 경화능이 크게 증가하여 본 발명에서 얻고자 하는 베이니틱 페라이트를 충분히 형성시키기 위한 유지시간이 과도하게 증가하며, 구멍확장성이 저하된다.
따라서, 본 발명에서 상기 B은 0.0005~0.005%로 포함될 수 있으며, 보다 유리하게는 B 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 B 함량의 상한은 0.0025%일 수 있다.
인(P): 0.0001~0.05%
인(P)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, 편석에 의해 강의 가공성을 저해하는 주요 원인이 되는 원소이다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 P은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 P의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 P의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 P 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 P 함량의 상한은 0.02%일 수 있다.
황(S): 0.0001~0.05%
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Mn 등과 결합하여 비금속 개재물을 형성하며, 그로 인해 강의 가공성이 저하되는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 S은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 S의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 S의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 S 함량의 하한은 0.0005%일 수 있고, 혹은 S 함량의 상한은 0.005%일 수 있다.
질소(N): 0.0001~0.05%
질소(N)는 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물로서, Al 등과 결합하여 질화물을 형성하여 강의 가공성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 가능한 한 낮게 제어하는 것이 바람직하다.
이론상 상기 N은 그 함량을 0%로 제한하는 것이 유리하나, 상기 N의 함량을 0.0001% 미만으로 제어하기 위해서는 과도한 제조비용이 요구되므로, 그 하한을 0.0001%로 설정할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.05%를 초과하게 되면 가공성이 저하될 우려가 있으므로, 상기 N의 상한은 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 보다 유리하게는, 상기 N 함량의 하한은 0.001%일 수 있고, 혹은 N 함량의 상한은 0.006%일 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 합금조성 이외에, 니오븀(Nb)을 더 포함할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.2%
니오븀(Nb)은 강 중에 탄질화물을 형성하는 원소로서, 이와 같이 석출물의 형성을 유도하여 강의 강도를 확보하는 용도로 널리 사용되지만, 본 발명에서는 열간압연시 재결정을 지연하여 오스테나이트의 입도를 제어하는 역할을 한다. Nb의 함량이 0.01% 미만에서는 입도를 제어하는 효과가 낮으며, 그 함량이 0.2%를 초과하는 경우 오스테나이트의 결정립도가 지나치게 미세하여 성형성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 Nb의 함량은 0.01~0.2%를 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명 열연강판은 980MPa 이상의 인장강도와 9% 이상의 연신율을 동시에 확보하기 위해 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합 조직을 기지조직으로서 포함한다. 따라서, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 마르텐사이트와 오스테나이트로 구성된 복합조직은 면적%로, 75~90% 포함할 수 있다.
본 발명에서 열간압연 후 행해지는 3차 냉각 과정에서 미변태 오스테나이트의 일부는 MS 온도 이하에서 마르텐사이트로 변태한다. 권취 이후 강판은 서서히 냉각되어 등온 상태에 가깝게 유지되며, 이때 오스테나이트의 마르텐사이트로의 등온 상변태가 발생하여 마르텐사이트의 분율은 증가한다. 마르텐사이트는 전단변태(Displacive Phase Transformation)로 생성되므로 변태 중 생성되는 전단변형을 저감하기 위해 조직내에 생성되는 나선전위와 상변태에 의한 부피팽창을 수용하기 위해 생성되는 칼날전위에 의해 조직내에 높은 수준의 전위밀도가 존재하고, 조직 내에 존재하는 미세한 탄화물에 의해 강의 항복강도와 인장강도를 향상하기에 적합하다. 한편, 높은 수준의 전위밀도와 미세탄화물은 조직내 전위의 이동을 방해하므로 연신율이 열위해지는 특징이 있다.
따라서, 기지 조직내에 오스테나이트를 포함하여 소성유기변태 현상에 의해 고강도강의 연신율을 향상시키는 것이 바람직하다. 마르텐사이트 변태 직후, 마르텐사이트에 과포용된 탄소원자는 오스테나이트로 확산 이동하게 되어 오스테나이트 내부 탄소 농도는 점차 증가하게 되고, 탄소 농화에 의해 안정도가 증가한 오스테나이트는 상온까지 냉각하더라도 상변태하지 않고 미세조직 내에 잔류하여 강판의 연신율을 향상시키는 역할을 한다. 따라서, 본 발명은 인장강도 및 연신율의 확보 측면에서 상기 마르텐사이트와 오스테나이트 복합조직을 면적분율 75% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다. 한편, 후술할 구멍확장성을 확보하기 위해 마르텐사이트와 오스테나이트 복합조직의 면적분율은 90% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
이때, 상기 오스테나이트는 면적%로 3~10% 일 수 있다. 오스테나이트의 면적분율이 3% 미만인 경우, 소성유기변태 현상에 의한 연신율의 향상 효과가 미미하다. 반면, 상기 오스테나이트의 면적분율이 10%를 초과하기 위해서는 강중에 첨가되어야 하는 탄소(C) 함량이 증가하여야 하므로, 강의 용접성이 열위되는 문제가 있으며, MS 온도가 과도하게 낮아져 탄소 확산이 용이하지 않아 권취 후 상온까지의 최종 냉각단계에서 생성되는 프레시 마르텐사이트의 양이 과도하게 증가하여 구멍확장성을 열위하게 한다.
본 발명의 열연강판은 베이니틱 페라이트를 미세조직의 2차상으로 가질 수 있으며, 상기 2차상은 면적%로 10~25%를 포함할 수 있다.
본 발명은 열간압연 후 1차 냉각시 페라이트 상 변태를 회피하여 BS(베이나이트 변태 개시 온도) 이하의 온도로 냉각된 다음, 후속하는 2차 냉각 중에 서냉함으로써 베이나이트 변태가 진행된다. 이때의 베이나이트 변태는 고온 베이나이트 변태역에서 발생하게 되므로, 베이니틱 페라이트의 생성과 탄소의 미변태 오스테나이트로의 확산 현상이 일어나며, 베이니틱 페라이트 내부에는 탄화물이 생성되지 않는 특징이 있다. 한편, 전단변태로 생성된 베이니틱 페라이트 내부에는 다량의 전위가 존재하지만, 상기 2차 냉각 중의 회복 현상에 의해 전위밀도가 적정 수준으로 감소하므로 연질의 특성을 갖게 되는 특징이 있다.
한편, 마르텐사이트 변태는 MS 온도에서부터 3차 냉각 종료 온도까지의 넓은 온도범위에서 이루어지므로, 상변태가 시작되는 온도는 강판 내에서 위치별로 상이하게 된다. 마르텐사이트의 생성 온도에 따라 강판 내에 잔류하는 변태 응력이 상이하므로, 강판 내 위치에 따라 변태 응력이 불균일하게 분포하게 되고 이는 상온까지 냉각된 이후에도 강판 내에 잔류하게 된다. 부품 성형시 외부에서 변형이 인가되는 경우, 강판내 잔류 응력이 높은 부위에서 변형이 집중되어 균열의 성장과 전파가 용이하게 일어나므로 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다.
한편, 불균일한 응력분포를 갖는 고강도 기지조직 내에 연질의 베이니틱 페라이트가 적정한 크기로 고르게 분포되어 있으면, 성형 중 변형을 고르게 수용함으로써 응력의 국부 집중을 방지하여 구멍확장성이 향상되는 효과가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 2차상인 베이니틱 페라이트의 분율이 10% 미만이면 구멍확장성의 확보가 곤란해지는 문제가 있으며, 반면 그 분율이 25%를 초과하게 되면 강도를 향상시키는 역할을 하는 마르텐사이트 및 오스테나이트 복합조직의 확보가 어려워지는 문제가 있다.
한편, 상기 베이니틱 페라이트의 평균입경은 2.0㎛ 이상일 수 있다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상일 수 있다.
이 때, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 원상당 직경을 의미하고, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 각각의 미세조직에 대해 최인접한 5개 조직간 거리의 평균을 의미한다.
연질 조직인 베이니틱 페라이트의 평균입경이 2.0㎛ 미만일 경우 변형 수용의 효과가 낮아 구멍확장성의 향상을 기대할 수 없다. 또한, 상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격이 3.0㎛ 미만인 경우 연질강의 분율이 과도하게 증가하므로 항복강도와 인장강도가 열위해질 수 있다. 연질 조직의 평균입경의 상한과 평균 간격의 상한에 대해서는 따로 규제하지는 않으나, 연질조직의 분율이 10~25% 범위를 만족하는 조건에서는 상기 연질조직의 평균입경은 바람직하게 20㎛ 이하일 수 있다. 또한 상기 연직조직의 평균 간격은 20㎛ 이하일 수 있다.
본 발명의 열연강판은 상술한 조직 이외에 기타 조직으로서 탄화물과 프레시 마르텐사이트를 포함할 수 있으며, 다만 이들은 면적분율 5% 미만으로 제어되는 것이 바람직하다.
상기 열연강판은 제조공정에서 탄화물이 생성될 수 있다. 마르텐사이트 변태 직후 일부 탄소원자는 래스내부에 미세한 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 할 수 있다. 반면, 본 발명은 오스테나이트를 활용하여 연신률의 향상을 도모하므로, 탄화물의 생성은 오스테나이트 분율의 저하를 일으킬 수 있다. 즉, 탄화물의 과도한 생성은 본 발명에서 목표로 하는 연신율의 향상을 저해한다. 다만, 상 중 Ti과 Nb이 존재하는 경우 합금 탄질화물이 형성될 수 있으며, 이 경우 결정립 미세화에 의한 추가적인 강화 효과를 기대할 수 있으나, 조대 탄화물은 강의 인성을 저해하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 탄화물은 5% 미만인 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 상기 열연강판은 미세조직으로 프레시 마르텐사이트를 포함할 수 있다. 본 발명에서 3차 냉각 과정과 권취 직후 등온 변태하는 마르텐사이트는 오스테나이트 내부 탄소 농화가 시작되기 전에 변태하므로 본 발명의 성분 범위에서는 래스형태를 갖는다. 한편, 권취 온도가 과도하게 낮은 경우 탄소 확산이 용이하지 않아 오스테나이트가 충분히 안정화되기 전에 냉각이 종료될 수 있으며, 이 경우 탄소 농화가 이루어진 오스테나이트의 MS 온도가 상온 이상인 경우 냉각 중 프레시 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 최종 냉각과정에서 생성되는 프레시 마르텐사이트는 상변태시 전단변형을 전위가 아닌 쌍정의 생성으로 수용하므로, 판(Plate) 형상을 가지며 미세조직 내에 쌍정이 관찰되는 특징이 있으므로, 본 발명에서의 마르텐사이트와 용이하게 구분할 수 있다. 탄소 농도가 높은 프레시 마르텐사이트는 경도가 지나치게 높아 구멍확장성을 열위하게 하므로, 본 발명의 열연강판 내에 존재하는 프레시 마르텐사이트의 분율은 5% 미만인 것이 바람직하다.
상술한 합금조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 열연강판은 항복강도 800MPa 이상, 인장강도 980MPa 이상으로 고강도이면서, 연신율이 9% 이상이고, 인장강도와 연신률의 곱이 13000MPa·% 이상이고, 구멍확장률이 45% 이상으로 성형성이 우수한 특징이 있다.
다음으로, 이하에서는 본 발명의 또 다른 구현예인 열연강판의 제조방법에 대하여 자세히 설명한다. 다만, 본 발명의 열연강판이 반드시 이하의 제조 방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
상기 제조방법은 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취]의 일련의 공정을 행함으로써 제조할 수 있다.
이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
후술하는 압연 공정을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1350℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 강 슬라브의 재가열시 온도가 1100℃ 미만이면 합금원소의 균질화가 충분하지 못하게 되는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1350℃를 초과하게 되면 슬라브 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 강판의 표면품질이 저하될 우려가 있다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때, 상기 열간압연은 750~1150℃의 온도범위에서 행하며, 최종 2패스(pass)의 총 압하량을 10~40%로 제어하는 것이 바람직하다.
우선, 상기 열간압연시 1150℃를 초과하는 온도에서 개시하면 압연 후 강판 표면에 산화물이 과도하게 형성되어 산세 공정을 행하더라도 효과적으로 제어되지 못하여, 표면품질이 열위해진다. 반면, 750℃보다 낮은 온도에서 열간압연이 행해지면 압연 부하가 과도하게 증가하여 작업성이 저하되고, 압연 중 페라이트가 생성되어 이방성이 열위해지는 문제가 있다.
통상, 열간압연시 다단 압연으로 실시하는 것은 압연 부하를 저감하고, 두께를 정밀하게 제어하기 위함이다. 이러한 다단 압연으로 열간압연을 행함에 있어서, 최종 2패스(후단 2패스)의 압하율 총 합이 40%를 초과하게 되면 최종 2패스의 압연 부하가 과도하게 되어 작업성이 열위해지는 문제가 있다. 반면, 최종 2패스의 압하율 총 합이 10% 미만이면 강판의 온도가 급격히 저하되어 형상 불량을 유발하는 문제가 있다.
한편, 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도는 합금 성분, 압연종료온도의 영향을 받으며, 이는 후속하는 냉각 공정에서의 베이나이트 생성 거동 및 최종 미세조직에 영향을 미치게 된다. 또한, 본 발명에서 주요 구성 상인 베이니틱 페라이트의 분율 및 크기는 열간압연 후 오스테나이트 결정립에 의해 큰 영향을 받는다.
등축 페라이트와 펄라이트는 상변태 중 원소의 확산에 의해 결정립이 성장하므로 상변태 후 조직의 크기는 상변태 온도와 유지 시간의 영향을 받는 반면, 베이나이트와 같은 전단변태에 의해 생성된 베이니틱 페라이트는 오스테나이트 결정립내에서만 성장이 일어나게 되어 그 크기가 변태 전 오스테나이트 크기보다 클 수는 없으므로, 베이니틱 페라이트의 크기를 제어하기 위해서는 열간압연 후 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 유리하다.
이에, 본 발명은 열간압연 후 오스테나이트의 유효결정립도를 압연 종료 온도(FDT)와 특정 합금조성 간의 관계로서 도출하고, 구체적으로는 하기 관계식 1로 정의한다. 즉, 열간 압연시, 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행한다.
[관계식 1]
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
(상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상기 Du는 열간압연 후 1차 냉각 직전의 오스테나이트의 유효 결정립도를 나타내는 지표로서, 상기 관계식 1로 정의되는 Du 값이 2 이상이면, 베이니틱 페라이트의 평균 입경이 2.0㎛ 이상이 되어 구멍확장률을 45% 이상으로 확보할 수 있다. 한편, 상기 관계식 1로 정의되는 Du 값이 10을 초과하게 되면, 보론 원소의 입계 농도가 과도하게 증가하여 2차 냉각 중 상변태를 지연시킴에 따라 충분한 베이니틱 페라이트의 분율을 확보할 수 없어 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다. 상기 Du 값은 2.0~10.0인 것이 더 바람직하다.
한편, 본 발명의 일 구현예에 따르면, 보론은 오스테나이트의 입계에 편석하여 오스테나이트 입계를 안정화시킴으로써 페라이트와 상부 베이나이트의 핵생성을 지연하여 상변태 속도를 저하시키는 역할을 한다. 본 발명에서 의도하는 베이니틱 페라이트의 면적 분율과 평균 간격을 확보하기 위해서 오스테나이트의 입계에 편석되어 있는 보론의 농도를 제어하는 것이 중요하다. 오스테나이트 입계에 편석된 보론의 농도는 주조시의 미소편석과 오스테나이트의 입도의 영향으로 입계마다 상이한 수치를 나타내며, 이 중 보론원소의 농도가 낮은 오스테나이트 입계에서 선택적으로 2차 냉각 단계에서 베이니틱 페라이트의 핵생성이 발생한다. 일반적으로 오스테나이트 입도가 작은 경우 각 입계에 편석된 보론의 농도는 낮아 핵생성이 용이하며, 입도가 큰 경우 입계에 편석된 보론의 농도가 높으므로 핵생성이 지연되는 것을 예상할 수 있다. 따라서, 입계에 존재하는 보론의 농도 및 2차 냉각시의 베이니틱 페라이트의 상변태 거동은 관계식 2와 같이 강 중에 첨가된 보론의 함량과 오스테나이트의 입도의 영향을 받는다.
관계식 2는 냉각 직전의 오스테나이트의 입계 분포하는 보론(B)의 농도를 나타내는 지표로서, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010 의 값이 5.0×106 미만인 경우 베이니틱 페라이트의 분율이 과다하여 항복강도와 인장강도를 확보할 수 없다. 반면, 하기 관계식 2에 따른 Du×Bat×2.968×1010 의 값이 2.0×107 을 초과하게 되면, 베이니틱 페라이트의 분율을 확보하기 위한 2차 냉각 시간이 지나치게 길어져서 구멍확장성이 열위해지는 문제가 있다.
[관계식 2]
5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
(상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
도 1은 전술한 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프로, A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
냉각 및 권취
상기에 따라 제조된 열연강판을 냉각하며, 이때 냉각되는 온도에 따라 단계적으로 행하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각한 다음, (BS + MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 관계식 3에 정의된 ts 시간(초) 동안 2차 냉각한 후, (Ms-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 제조된 열연강판을 베이나이트가 생성되기 시작하는 온도(BS) 이하로 빠르게 냉각하여 페라이트(입상 페라이트)의 생성을 억제한다. 이어서, 베이나이트 개시 온도(BS)와 마르텐사이트 개시 온도(MS)의 중간 온도, 또는 그 이상의 온도까지 ts 시간(초) 동안 서서히 냉각시킴에 의해 면적분율로 10~25%의 베이니틱 페라이트를 확보할 수 있다.
상기 열간압연을 완료한 이후 BS 이하의 온도로 1차 냉각을 행할시 냉각속도가 50℃/s 미만이면, 냉각 중에 페라이트 상이 형성되는 문제가 있다. 이때, 1차 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 강판이 너무 급속으로 냉각되는 경우 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있으므로, 200℃/s 이하로 제한할 수 있다.
상기 1차 냉각시 냉각종료온도 하한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 과도하게 낮아지는 경우 후속 2차 냉각시의 냉각시간이 충분하지 못하게 될 우려가 있으므로, BS-100℃로 제한할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 1차 냉각에 의해 열연강판의 온도가 BS 이하가 되면 강냉을 종료하고, 25℃/s 이하의 냉각속도로 (BS + MS)/2 이상의 온도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
상기 1차 냉각된 열연강판은 1차 냉각된 온도에서 2차 냉각의 목표 온도까지 냉각하는 동안 베이니틱 페라이트의 성장이 일어나게 되는데, 특별히 본 발명에서 목표로 하는 분율을 얻기 위하여 하기 관계식 3을 만족하는 시간(ts, 초(sec)) 동안 상기 2차 냉각을 유지하는 것이 바람직하다.
관계식 3에서 k(T)는 베이니틱 페라이트의 성장속도를 나타내는 지표로서, 강의 합금성분뿐만 아니라 상 변태 온도와 열간압연 후의 입도 크기에 영향을 받는다. 이에 따른, 관계식 3의 값, 즉 k(T)와 유지시간의 관계(exp(-k(T)×(ts)2))가 0.75 미만이면 베이니틱 페라이트의 분율이 과도해져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면 그 값이 0.9를 초과하게 되면 구멍확장성이 열화되는 문제가 있다.
[관계식 3]
0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
(상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값을 나타낸다.)
[관계식 4]
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000002
(상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상술한 조건에 따라서 2차 냉각을 행하는 동안 베이나이트 상 변태로 기인한 변태 발열에 의해 강판의 온도가 상승할 수 있다. 이때, 지나친 발열에 의해 전위밀도가 과도하게 감소할 수 있으므로, 변태 발열에 의한 강판의 온도 상승을 최소화하기 위하여 2차 냉각시 냉각속도를 25℃/s 이하로 제어할 수 있다. 상기 냉각속도가 25℃/s를 초과하게 되면 판 형상이 뒤틀릴 우려가 있다. 본 발명에서 상기 2차 냉각은 공냉(air cooling)의 공정도 포함함을 밝혀둔다.
상기에 따라 2차 냉각이 완료된 열연강판을 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각한 후 그 온도에서 권취하는 것이 바람직하다. 상기 3차 냉각하는 동안 MS 이하의 온도에서 마르텐사이트 변태가 진행되며, 미변태 오스테나이트의 일부는 권취 이후에도 등온조건에서 마르텐사이트로 추가적으로 성장할 수 있다.
마르텐사이트 변태가 진행될 때 냉각속도가 과도하면 급격한 부피 팽창에 의해 판형상이 뒤틀어질 수 있으며, 이는 다시 냉각 불균형을 유발하여 불균일한 재질분포를 일으킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 급격한 상변태가 수반되는 3차 냉각 단계에서의 냉각속도를 30℃/s 이하로 설정함으로써 냉각 중 형상 뒤틀림과 이에 따른 판내 불균일한 재질편차를 방지할 수 있다. 한편, 냉각 속도가 과도하게 느리면 냉각 중 베이니틱 페라이트가 성장하여 2차상의 분율이 지나치게 증가하여 강의 강도를 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명에서 3차 냉각 단계에서의 냉각속도는 5℃/s 이상으로 수행할 수 있다.
한편, 오스테나이트 내부에 고용될 수 있는 최대 탄소 농도는 탄소 농화가 진행하는 온도에 따라 상이한 값을 나타내며, 일반적으로 온도가 낮을수록 오스테나이트 내부 탄소의 고용한도는 증가한다. 따라서, 탄소 농화가 일어나는 권취온도가 지나치게 높은 경우, 오스테나이트는 탄소농화가 충분하지 않아 소성유기변태를 일으키기 위한 상안정도를 확보할 수 없고, 상온에서 잔류하더라도 변형초기에 응력유기변태로 소실되어 연신률의 향상을 기대할 수 없다. 따라서, 본 발명에서는 충분한 상안정도를 확보할 수 있도록 3차 냉각 종료온도의 상한은 MS-20℃인 것이 바람직하다. 한편, 농화가 진행되는 온도가 지나치게 낮은 경우, 탄소확산이 원할하지 않아 오스테나이트 내부 탄소 농도는 고용한도에 도달하지 못하게 되고, 이 경우 오스테나이트의 안정도가 부족하여 냉각 중 프레시 마르텐사이트로 상변태하여 구멍확장성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서 3차 냉각 종료 온도의 하한은 200℃인 것이 바람직하다.
본 발명에서 Bs 및 Ms는 아래의 식에 의해 도출할 수 있으며, 각 원소는 중량 함량을 의미한다.
BS(℃)= 830-(320×[C])-(90×[Mn])-(35×[Si])-(70×[Cr])-(120×[Mo])
MS(℃)= 550-(330×[C])-(41×[Mn])-(20×[Si])-(20×[Cr])-(10×[Mo])+(30×[Al])
최종 냉각
상기에 따라 냉각 및 권취 공정을 완료한 후, 최종 냉각하여 목표로 하는 열연강판을 얻을 수 있다. 이때, 상온까지 공냉을 행함으로써 최종 냉각을 완료할 수 있다.
한편, 상술한 바와 같이 최종 냉각을 완료하여 얻은 본 발명의 열연강판을 추가적으로 산세 및 도유할 수 있다.
또한, 상기 산세 및 도유된 열연강판을 420~740℃의 온도범위로 가열하여 용융아연도금공정을 행할 수 있다.
상기 용융아연도금공정은 아연계 도금욕을 이용할 수 있으며, 상기 아연계 도금욕 내 합금조성에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다.
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 1의 합금조성(중량%, 나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 강 슬라브를 준비하였다.
준비된 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 재가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 열간압연, 냉각, 권취 및 최종 냉각(공냉) 공정을 거쳐 두께 2.5mm의 열연강판을 제조하였다. 상기 열간압연시 최종 2패스의 총 압하율은 25%로 동일하게 적용하였으며, 1차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 70℃/s를 적용하고, 3차 냉각시 냉각속도는 일률적으로 20℃/s로 적용하였다.
각각의 열연강판에 대해 기계적 특성을 측정하고, 미세조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3 및 4에 나타내었다.
기계적 특성 중 항복강도, 인장강도 및 연신율은 JIS-5호 규격 시험편을 압연방향에 수직한 방향으로 채취한 다음, 만능 인장시험기를 이용하여 상온에서 측정하였다. 이때, 항복강도, 인장강도 및 연신율은 각각 0.2% off-set 항복강도, 최대 인장강도, 파괴 연신율로 나타내었다.
그리고, 구멍확장성은 인장시험시와 동일한 시편에 대해 ISO TS16630 표준 방법에 의거하여 측정하였다.
또한, 각 열연강판의 미세조직은 상기 인장시험시와 동일한 시편을 나이탈(Nital) 에칭법으로 에칭한 후, 주사전자현미경과 이미지 분석기를 이용하여 10,000 배율로 관찰하고, 각 상(phase)의 분율을 계산하였다. 베이니틱 페라이트의 평균 크기는 원상당 직경을 나타내었으며, 평균 간격은 각각의 베이니틱 페라이트 상에 대해 최인접한 5개의 조직간 거리의 평균을 표기하였다.
오스테나이트 분율은 Bruker사의 X-선 회절분석기(X-Ray Diffractometer)를 활용하여 각 상의 회절 Peak의 적분강도를 활용하여 계산하였다.
이때, 미세조직은 상기 시편의 단면, 즉 압연방향에 수직한 단면에 대해 두께 위치 t/4 지점에서 관찰하였다.
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000003
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000004
FDT는 마무리 압연 온도 (℃)
Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
Va = Du×Bat×2.968×1010
(Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다. [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
관계식 3은 exp(-k(T)×(ts)2) 임
(상기 k(T)는 아래와 같이 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간임)
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000005
(T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타냄)
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000006
M: 마르텐사이트
A: 오스테나이트
FM: 프레시 마르텐사이트
BF: 베이니틱 페라이트
Figure PCTKR2023020644-appb-img-000007
YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
TS*El: 인장강도와 연신율의 곱
HER: 구멍확장율
상기 표 1 내지 4에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 11는 기지조직으로 면적분율 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직과 10~25%의 베이니틱 페라이트의 제2상으로 구성됨에 따라 목표로 하는 강도와 성형성을 확보할 수 있었다.
반면, 보론이 첨가되지 않아 본 발명에서 제안하는 합금 성분계를 불만족하는 비교예 1은 2차 냉각 중 베이니틱 페라이트가 과도하게 생성됨에 따라 목표 강도의 확보가 불가능 해졌으며, 이러한 낮은 강도로 인해 상대적으로 연신율이 높은 경향을 보였다. 비교예 2는 티타늄이 첨가되지 않아 충분한 베이니틱 페라이트가 얻어지지 않았고, 이에 본 발명에서 요구되는 구멍확장성을 확보하기 어려웠다.
한편, 비교예 3 내지 5는 합금조성은 본 발명을 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어난 경우이다.
비교예 3 및 4는 2차 냉각시간이 과다하여 관계식 3을 만족하지 못하여, 2차상인 베이니틱 페라이트의 분율이 과다하여 980MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없었다,
비교예 5는 3차 냉각종료 온도가 지나치게 낮아, 탄소의 확산이동이 용이하지 않았으며, 이에 따라 오스테나이트의 분율이 낮아 연신율을 확보하지 못하였고, 프레시 마르텐사이트가 과다하여 구멍확장성 또한 열위하였다.
비교예 6은 Si이 첨가되지 않아, 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없어 연신율이 열위하였다.
도 1은 관계식 1과 관계식 2가 동시에 만족되는 보론의 함량 및 Du의 관계를 나타낸 그래프이다. A-B-C-D-E-F를 연결하는 실선내에서 본 발명에서 의도하는 미세조직을 확보할 수 있다.
도 2는 각각 발명예 4, 비교예 2 및 비교예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진을 나타낸 것이다. 도 2(a)에 나타난 바와 같이, 발명에 4는 미세조직으로 본 발명에서 구현하고자 하는 기지조직과 2차상이 적절히 형성되었다. 반면, 도 2(b)에 나타난 바와 같이, 비교예 2는 2차상인 연질조직이 충분히 생성되지 않은 것을 확인할 수 있다. 한편, 도 2(c)에 나타난 바와 같이, 비교예 3은 2차상인 연질조직이 과다하게 생성되었다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적%로, 75~90%의 마르텐사이트와 오스테나이트의 복합조직, 10~25%의 베이니틱 페라이트를 포함하고,
    상기 오스테나이트는 3~10%를 포함하는 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 니오븀(Nb): 0.01~0.2%를 더 포함하는 열연강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이니틱 페라이트의 평균 입경은 2.0㎛ 이상이 열연강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이니틱 페라이트의 평균 간격은 3㎛ 이상인 열연강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 열연강판은 800MPa 이상의 항복강도, 980MPa 이상의 인장강도, 9% 이상의 연신율을 갖으며 45% 이상의 구멍확장율을 갖는 열연강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.09~0.25%, 실리콘(Si): 0.5~2.3%, 망간(Mn): 1.5~3.5%, 알루미늄(Al): 0.001~1.0%, 크롬(Cr): 2.5% 이하(0% 포함), 몰리브덴(Mo): 2.0% 이하(0% 포함), 티타늄(Ti): 0.01~0.20%, 보론(B): 0.0005~0.005%, 인(P): 0.0001~0.05%, 황(S): 0.0001~0.05%, 질소(N): 0.0001~0.05%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1350℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 BS 이하의 온도까지 50℃/s 이상의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 (BS+MS)/2 이상의 온도까지 25℃/s 이하의 냉각속도로 ts 시간(초)동안 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각 후 (MS-20℃)~200℃의 온도범위까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 온도범위에서 권취하는 단계를 포함하고,
    상기 열간압연시 750~1150℃의 온도범위 내에서 하기 관계식 1로 정의되는 Du의 값이 2~10 범위를 충족하도록 마무리 열간압연을 행하고,
    상기 1차 및 2차 냉각은 하기 관계식 2 내지 4의 조건을 충족하는, 열연 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    Du = (FDT+(7.4×[C])-(24.7×[Si])-(4.7×[Mn])-(3.9×[Cr])-(5.2×[Mo])-(560×[Ti])-(1110×[Nb]))×0.049-34.2
    (상기 관계식 1에 있어서, FDT는 압연 종료 온도(℃)를 의미하고, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ti] 및 [Nb]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
    [관계식 2]
    5.0×106 ≤ Du×Bat×2.968×1010 ≤ 2.0×107
    (상기 관계식 2에 있어서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, 상기 Bat는 55.845×[B]/(1080.6+45.04×[B])를 나타내며, [B]는 보론(B)의 중량 함량(%)을 나타낸다.)
    [관계식 3]
    0.75 ≤ exp(-k(T)×(ts)2) ≤ 0.9
    (상기 k(T)는 하기 관계식 4로 정의되는 값이고, ts는 2차 냉각 시간을 나타낸다.)
    [관계식 4]
    Figure PCTKR2023020644-appb-img-000008
    (상기 관계식 4에서, Du는 관계식 1에서의 정의와 동일하고, Bat는 관계식 2에서의 정의와 동일하다. 또한, T1은 1차 냉각 종료 온도[℃]를 나타내고, T2는 2차 냉각 종료 온도[℃]를 나타낸다. 또한, [C], [Si], [Mn], [Cr] 및 [Mo]는 각각 괄호 안의 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  7. 청구항 6에 있어서,
    상기 열간압연 시, 최종 2패스(Pass)의 총 압하량이 10~40%인 열연 강판의 제조방법
  8. 청구항 6에 있어서,
    상기 권취 후 상온까지 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 산세 및 도유하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.
  10. 청구항 9에 있어서,
    상기 산세 및 도유 후 용융아연 도금하는 단계를 더 포함하는 열연 강판의 제조방법.
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