KR102109272B1

KR102109272B1 - 타발성 및 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR102109272B1
Application number: KR1020180116722A
Authority: KR
Inventors: 김동완; 김성일
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-10-01
Filing date: 2018-10-01
Publication date: 2020-05-11
Anticipated expiration: 2038-10-01
Also published as: KR20200037485A

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하며,
미세조직이, 주상은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만이고, 상기 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하이며, 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어진 고강도 열연강판을 제공한다.
[관계식 (1)] CL < 1
CL = -0.692 - 0.158×[Mn] + 0.121×[Mn]² + 0.061×[Cr]² - 0.319×[Mo] + 0.035×[Hardness_HRC]
(여기서, CL 은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC]는 로크웰 경도(HRC)이다.)

Description

타발성 및 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 {A HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BLANKING PROPERTIES AND UNIFORMINTY, AND A MANUFACTURING METHOD THEREOF}

본 발명은 인장강도 1100MPa이상, 표면경도 35HRC 이상의 타발성 및 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

종래의 체인 및 기계부품은 고탄소강 및 고탄소 합금강을 이용하여 구상화 열처리 및 QT(Quenching and Tempering) 열처리하여 제조한다. 하지만 이와 같은 반복적인 열처리 공정은 이산화탄소 배출 및 공해를 유발하는 원인이 되며, 체인 및 기계부품의 제조원가도 증가하게 된다. 따라서, 이를 개선하기 위해 저탄소강을 이용하여 베이나이트 및 마르텐사이트 등을 기지조직으로 하는 저온변태조직강으로 제조함으로써 추가적인 열처리 없이 목표로 하는 강도 및 경도를 확보할 수 있는 기술이 제안되었다.

특허문헌 1 에서는 강을 열간 압연한 직후에 특정한 냉각조건에 따라 베이나이트 및 마르텐사이트가 형성되도록 제조하여 목표로 하는 강도와 경도를 확보하는 기술을 제안하고 있다. 또한, 특허문헌 2 에서는 C-Si-Mn-Ni-B 성분계를 기본으로 표면 경도를 확보하는 방안을 제안하였다.

그러나, 위와 같은 고강도강들은 체인 및 기계부품을 제조하는 과정에서 타발 성형을 할 때 타발 후 압연판재에 균열이 발생하는 문제가 발생한다. 특히 높은 강도 및 경도를 확보하기 위해 주로 활용하는 Si, Mn, Mo, Cr, V, Cu, Ni 등의 합금성분이 국부적으로 편석되거나 미세조직의 불균일을 초래하여 타발 특성이 열위하게 될 뿐만 아니라, 사용 시 성분의 편석 및 미세조직이 불균일한 부위에서 피로 파괴가 용이하게 발생하게 된다. 또한 경화능이 높은 강은 냉각 시 미세조직의 변화가 민감하게 변화하기 때문에 저온변태조직상이 불균일하게 형성되어 타발특성을 더욱 감소시킨다. 이를 개선하기 위하여 추가적인 열처리 공정의 도입을 고려해볼 수 있지만, 이러한 추가적인 열처리 공정의 도입은 경제적으로 불리한 문제가 있고 기존의 고탄소강 및 고탄소 합금강을 이용하는 공정과의 차별성도 없어 실제 적용이 어려운 실정이다.

유럽 특허공개공보 제1375694호 일본 특허공개공보 제1999-302781호

본 발명에서는 고강도 열연강판이면서도, 합금조성, 압연온도 및 냉각속도를 최적화하여 높은 강도를 가지면서도 뛰어난 타발성을 가지는 미세조직을 전장, 전폭에 걸쳐 균일하게 획득하여 타발성 및 재질 균일성이 우수한 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.

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 일 측면은 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하며,

미세조직이, 주상은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만이고, 상기 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하이며, 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어지는 고강도 열연강판을 제공한다.

[관계식 (1)] CL < 1

CL = -0.692 - 0.158×[Mn] + 0.121×[Mn]² + 0.061×[Cr]² - 0.319×[Mo] + 0.035×[Hardness_HRC]

(여기서, CL 은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC]는 로크웰 경도(HRC)이다.)

상기 고강도 열연강판은 상기 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 이며, 상기 마르텐사이트 상의 패킷 구조(packet structure)의 종횡비(aspect ratio)가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 일 수 있고, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 일 수 있으며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 일 수 있다.

상기 고강도 열연강판의 인장강도는 1100MPa 이상이고, 표면 경도가 35HRC 이상일 수 있다.

권취된 코일 형태의 열연강판의 전폭 9부위, 전장 3부위에서 인장강도 및 표면 경도를 측정하였을 때, 각 측정결과의 최대값과 최소값의 차이가 인장 강도 기준 140MPa, 표면 경도 기준 4HRC 이내일 수 있다.

본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 관계식 (1) 을 만족하는 강 슬라브를 1180~1350℃로 재가열하는 단계; 재가열된 상기 강 슬라브를 하기 관계식 (2) 를 만족하도록 열간압연하는 단계; 열간압연된 강판을 0~400℃의 범위의 온도까지 하기 관계식 (3) 을 만족하도록 냉각하는 단계; 및 냉각된 강판을 0~400℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계; 를 포함하는 고강도 열연강판의 제조방법을 제공한다.

[관계식 (2)] Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn

Tn = 967 - 280×[C] + 35.7×[Si] - 28.1×[Mn] - 11.4×[Cr] + 11.4×[Mo] - 62×[Ti] + 46.2×[Nb]

(여기서, Tn 은 임계압연온도(℃), FDT 는 압연 마무리 온도(℃)이며, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [B], [Nb], [Ti] 은 해당 합금원소의 중량%이다.)

[관계식 (3)] LCR ≤ CR ≤ HCR

LCR = 2000/(-1076 + 2751×[C] + 17×[Si] + 301×[Mn] + 330×[Cr] + 355×[Mo] + 42939×[B])

HCR = 2500/(-70.3 + 198×[C] + 32.0×[Si] + 16.7×[Mn] + 18.4×[Cr] + 42.1×[Mo] + 5918×[B])

(여기서, CR 은 냉각대에서의 냉각속도(℃/s)이며, LCR 은 최소임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 5 이고 그 최대값은 45 이며, HCR 은 최대임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 50 이고 그 최대값은 200 이다. 또한 [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [B] 는 해당 합금원소의 중량%이다.)

상기 권취하는 단계 이후 상기 고강도 열연강판은 산세처리 후 도유될 수 있다.

본 발명에 의하면 합금조성, 압연온도 및 냉각속도를 최적화함으로써, 높은 강도에 비해 뛰어난 타발성을 가지는 미세조직이 전장, 전폭에 걸쳐 균일하게 획득되어 타발성 및 재질 균일성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.

도 1 은 발명강 3 의 표층부와 중심부의 미세조직을 나타낸 EBSD 사진이다.

고강도 열연강판

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판에 대하여 자세히 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판은, 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하며, 미세조직이, 주상은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만이고, 상기 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하이며, 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어질 수 있다.

[관계식 (1)] CL < 1

(여기서, CL 은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC] 는 로크웰 경도(HRC)이다.)

먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하 각 합금원소의 단위는 중량%이다.

C: 0.10~0.30%

C 는 강을 강화시키는데 가장 경제적이며 효과적인 원소이며, 첨가량이 증가할수록 페라이트 상의 분율이 감소하고 고용강화 효과로 인해 경도가 높은 베이나이트 및 마르텐사이트 상을 얻을 수 있다. 그러나 그 함량이 0.10% 미만이면 충분한 강화 효과를 얻기 어렵고, 0.30% 를 초과하면 지나치게 단단하고 취성이 낮은 마르텐사이트 상이 형성되어 타발성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 상기 C 의 함량은 0.10~0.30% 로 포함되는 것이 바람직하다.

Si: 0.001~1.0%

Si 는 용강을 탈산시키고 고용강화 효과가 있으며, 조대한 탄화물 형성을 지연시켜 타발성을 향상시키는데 유리하다. 그러나 그 함량이 0.001% 미만이면 상기의 효과를 얻기 어려우며, 1.0% 를 초과하면 열간압연 시 강판표면에 Si 에 의한 붉은색 스케일이 형성되어 강판표면 품질이 매우 나빠지고, 표면 경도를 저하시키는 문제점이 있으므로, 그 함량을 1.0% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 Si 의 함량은 0.001~1.0% 로 포함되는 것이 바람직하다.

Mn: 0.5~2.5%

Mn 은 강을 고용강화시키는데 효과적인 원소이며 강의 경화능을 증가시켜 냉각 시 페라이트 형성을 억제하여 강의 강도 및 경도를 증가시킨다. 하지만, 그 함량이 0.5% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 2.5% 를 초과하면 연주공정에서 슬라브 주조 시 두께중심부에서 편석부가 크게 발달되며, 열연 후 냉각 시에는 두께방향으로의 미세조직을 불균일하게 형성하여 타발 특성을 열위하게 된다. 따라서, 상기 Mn 의 함량은 0.5~2.5% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr: 0.001~1.5%

Cr 은 강을 고용강화 시키고, 강의 경화능을 증가시켜 페라이트 생성을 억제하여 강의 강도 및 경도를 증가시킨다. 하지만, Cr 함량이 0.001% 미만이면 첨가에 따른 상기 효과를 얻을 수 없고, 1.5% 를 초과하면 두께 중심부에서의 편석부가 크게 발달되며, 두께 방향 미세조직을 불균일하게 하여 타발 특성을 열위하게 한다. 따라서, 상기 Cr 의 함량은 0.001~1.5% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Mo: 0.001~0.5%

Mo 는 입계를 강화시켜 타발성을 향상시키고, 강의 경화능을 향상시켜 강도를 증가시키는 역할을 한다. 그러나 그 함량이 0.001% 미만으로 포함될 경우 그 효과가 미비하며, 0.5% 를 초과하여 포함될 경우 그 효과가 포화되며 강의 제조 원가를 크게 상승시키므로, 상기 Mo 의 함량은 0.001~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.001~0.5%

Al 은 탈산을 위하여 첨가하는 성분이며 용해 상태에서 그 함량이 0.001% 미만이면 탈산 효과가 충분치 않으며, 0.5% 를 초과하면 개재물 형성에 의한 결함이 발생하기 쉬우며 연주시 노즐 막힘을 유발하는 문제가 있다. 따라서, 그 함량을 0.001~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.001~0.01%

P 는 강에 불가피하게 함유되는 불순물로서 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 다만 P 함량을 0.001% 미만으로 하기 위해서는 제조비용이 많이 소요되어 경제적으로 불리하며, 그 함량이 0.01% 를 초과하면 입계편석에 의한 취성이 발생하여 강재의 타발성을 저하시킨다. 따라서 상기 P 는 0.001~0.01% 로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.001~0.01%

S 는 강 중에 존재하는 불순물로써, 그 함량이 0.01% 를 초과하면 Mn 등과 결합하여 비금속개재물을 형성하기 쉽고 이는 강의 타발성을 저하시키는 원인이 된다. 또한, 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강 조업 시 시간과 비용이 과다하게 소모되어 생산성이 떨어진다. 따라서, 그 함량을 0.001∼0.01% 로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.001~0.01%

N 은 고용강화 원소이다. 이를 0.001% 미만으로 제조하기 위해서는 제강조업 시 시간과 비용이 많이 소요되어 생산성이 떨어지게 되며, 0.01% 를 초과하면 생산 시 타발성에 악영향을 미치는 개재물을 다량으로 생성하게 된다. 따라서, 본 발명에서는 N 의 함량을 0.001~0.01% 로 제한하는 것이 바람직하다.

B: 0.0001~0.004%

B 는 강의 경화능을 증가시켜 마르텐사이트 및 베이나이트 상의 확보를 용이하게 하는 원소로서 그 효과가 타 원소에 비해 탁월한 것으로 알려져 있다.　 그러나 그 함량이 0.0001% 미만이면 충분한 경화능 상승 효과를 얻기 어렵고, 0.004% 를 초과하면 경화능 상승 효과가 포화되어 추가적인 첨가에 의한 경화능 상승을 기대하기가 어렵다. 따라서, 상기 B 의 함량은 0.0001~0.004% 인 것이 바람직하다.

Ti: 0.001~0.1%

Ti 은 TiC 의 생성을 통한 석출강화 효과가 있으며, N 과 친화력이 강해 강 중 조대한 TiN 을 형성하고, BN 의 형성을 억제하여 강의 경화능을 향상시키는 효과가 있다. 다만 Ti 의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, Ti 함량이 0.1%를 초과하면 석출물의 조대화로 성형 시 타발 특성이 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서는 Ti 함량을 0.001~0.1% 로 제한하는 것이 바람직하다.

Nb: 0.001~0.1%

Nb 는 대표적인 석출강화 원소이며 열간압연 중 석출하여 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과로 강의 강도, 경도 및 타발성 향상에 기여한다. 이때 Nb 의 함량이 0.001% 미만이면 상기 효과를 충분히 얻을 수 없고, Nb 함량이 0.1%를 초과하면 조대한 복합석출물의 형성으로 타발성이 저하된다. 따라서, 본 발명에서는 Nb 함량을 0.001~0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 고강도 열연강판은 상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 언급하지 않는다.

또한 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판은 상술한 합금조성을 만족할 뿐만 아니라, 타발성을 확보하기 위하여 다음의 관계식 (1) 을 만족한다.

[관계식 (1)] CL < 1

(여기서, CL은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC]는 로크웰 경도(HRC)이다.)

상기 관계식 (1) 에서 유효크랙발생지수(CL)는 강재의 타발 특성을 나타내는 지수로서, 이 값이 1 이상이면 강재를 타발하였을 때, 치명적인 결함으로 이어지는 유효한 크기의 크랙이 강재의 타발면에 발생한다고 판단할 수 있다. 강재의 타발 특성은 합금원소 함량에 따른 편석에 영향을 받게 되며, 해당 강재에 주로 다량으로 포함되며, 연속주조공정에서 편석 현상이 발생한다고 알려진 Mn 과 Cr의 함량이 이와 관련된 주요한 지표이다. Mn, Cr의 함량이 많아질수록 선형적인 경향을 초과하여 편석으로 인한 타발성 저하 현상이 발생하므로, CL은 Mn 과 Cr 의 제곱값에 비례하여 증가하며, 이에 두 성분의 함유량을 조절하여 편석 현상이 심화되지 않도록 하여야 한다. 또한 강재의 경도가 증가할수록 인성은 저하되고 이로 인해, 타발 특성은 나빠지게 되는 경향을 띠므로, 목표로 하는 수준의 고경도 열연제품을 만들면서도 강재의 타발 특성을 저하시키지 않는 최적의 성분계 도출이 필요하며, 이를 관계식 (1)에 반영하여 나타내었다. 특히 Mo 를 첨가하였을 때, 강재의 경화능이 크게 증가하여, 강재 내의 조직 균일성이 증가하므로 동일 경도에서도 더욱 높은 타발성 확보가 가능하다는 사실을 확인하였으며, 이를 관계식 (1) 에 추가하였다.

한편, 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판의 미세조직은 주상이 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만이고, 상기 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하이며, 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어질 수 있다. 또한 상기 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 이며, 상기 마르텐사이트 상의 패킷 구조(packet structure)의 종횡비(aspect ratio)가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 일 수 있고, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 일 수 있으며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 일 수 있다.

먼저 본 발명의 고강도 열연강판의 미세조직은 주상이 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 이때 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만일 수 있다. 상기 마르텐사이트 상의 분율이 50% 미만이면 상대적으로 경도가 낮은 페라이트/베이나이트 상의 분율이 높아져 목표로 하는 경도를 확보할 수 없다. 반면에 상기 마르텐사이트 상의 분율이 90% 이상이면 강재의 인성이 지나치게 부족해, 목표로 하는 타발 특성을 확보하기 어렵다. 따라서 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.

한편 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하일 수 있다. 상기 베이나이트 상은 마르텐사이트 상보다 경도가 조금 낮지만 유사한 수준이며, 생성시 타발성에 기여하는 정도가 마르텐아시트 상에 비해 탁월하므로 최소 5% 이상을 포함하여야 경도와 타발성의 밸런스를 유지할 수 있다. 하지만 그 분율이 50%를 초과하면 목표로 하는 경도를 만족하기 어려우므로 최대값을 50% 이하로 제한한다. 따라서 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

또한 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어질 수 있다. 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상을 제외한 잔부인 페라이트 상의 분율이 10% 이상인 경우 페라이트-마르텐사이트의 경계면에서의 상(phase)간 경도 차이에 의해 타발성이 저하되므로, 페라이트 상의 분율은 10% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다.

한편 상기 마르텐사이트 상과 베이나이트 상 중에서 마르텐사이트 상을 주상으로 하고, 그 분율이 75% 이상인 것이 보다 바람직하다. 또한 본 발명의 열연강판의 미세조직은 페라이트 상이 존재하지 않고 마르텐사이트 상과 베이나이트 상만으로 이루어질 수 있다.

본 발명의 미세조직 중 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 일 수 있다. 여기서 상기 마르텐사이트 상의 패킷(packet)이란 마르텐사이트 내에서 같은 방위 관계의 집합조직을 가지는 서로 인접한 조직의 의미하며, 그 평균 크기는 SEM 측정을 통하여 같은 방향을 나타내는 조직들의 원상당 직경을 구하여 평균값을 구하거나, EBSD 측정 등을 통하여 같은 방위관계를 가지는 조직들의 크기를 특정하여 정의할 수 있다. 상기 평균 패킷 크기는 강판 중심부에서 측정하는 것이 바람직하다. 또한 그 외의 종래에 잘 알려진 공지의 방법을 통해서도 측정될 수 있다. 제조된 강의 미세조직 중 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)를 원상당 직경으로 1~7㎛ 이 되도록 제어함으로써 결정립 미세화를 통해 강재의 타발성을 증가시킬 수 있다. 상기 평균 패킷 크기가 1㎛ 미만이면 결정립 미세화를 위해 열간 압연 공정에서 지나친 압연 부하가 발생하며, 반면 7㎛ 를 초과하면 결정립 미세화를 통한 경도 상승의 효과를 기대하기 어렵다. 따라서 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)는 원상당 직경으로 1~7㎛ 인 것이 바람직하다.

또한 본 발명의 미세조직 중 마르텐사이트 상의 패킷 구조(packet structure)의 종횡비(aspect ratio)가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 이며, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 이며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 일 수 있다. 여기서 상기 마르텐사이트 상의 패킷 구조의 종횡비는 마르텐사이트 내에서 같은 방위 관계의 집합조직을 가지는 서로 인접한 조직을 타원의 형태로 단순화하여 그 중 장축을 단축으로 나눈 값으로 정의될 수 있다.

두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 상기 종횡비가 1 미만이면 재결정 지연에 의한 결정립 미세화 효과가 부족하여 경도를 증가시키지 못하며, 반면 5 를 초과하면 강재의 중심부까지 부분적인 재결정이 발생하여 강재의 두께 방향 재질 편차에 의하여 타발 특성이 저하된다.

한편 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 상기 종횡비가 1.1 미만이면 표층에서도 압연에 의한 재결정 지연 현상이 거의 발생하지 않기 때문에 목표로 하는 경도를 달성하기 위한 표면 경화 효과가 부족하게 되며, 반면에 그 값이 6 을 초과하면 표층에서 지나친 부분적인 재결정이 발생하여, 두께방향 재질편차로 인해 타발 특성을 저하시키는 원인이 된다.

또한 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9 미만이면 재결정 지연에 의한 표층 경화 효과가 부족하게 되며, 그 값이 2 를 초과하게 되면 두께 방향 재질편차로 타발 특성이 저하된다.

따라서 마르텐사이트상의 패킷 구조의 종횡비가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 이며, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 이며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 인 것이 바람직하다.

한편 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 열연강판은 인장강도가 1100MPa 이상이고, 표면경도가 35HRC 이상이다. 특히 권취된 코일 형태의 열연강판의 전폭 9부위, 전장 3부위에서 인장강도 및 표면경도를 측정하였을 때, 각 측정결과의 최대값과 최소값의 차이가 인장강도 기준 140MPa, 표면경도 기준 4HRC 이내인 것이 바람직하다. 여기서 상기 전폭 9부위는 코일 형태의 열연강판의 폭 방향으로 9부위를 선택하는 것을 의미하고, 상기 전장 3부위는 코일 형태의 열연강판의 길이 방향으로 3부위를 선택하는 것을 의미한다.

고강도 열연강판의 제조방법

이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 열연강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 열연강판의 제조방법은 중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하는 강 슬라브를 1180~1350℃로 재가열하는 단계; 재가열된 상기 강 슬라브를 하기 관계식 (2) 을 만족하도록 열간압연하는 단계; 열간압연된 강판을 0~400℃의 범위의 온도까지 하기 관계식 (3) 를 만족하도록 냉각하는 단계; 및 냉각된 강판을 0~400℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계; 를 포함한다.

[관계식 (1)] CL < 1

[관계식 (2)] Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn

[관계식 (3)] LCR ≤ CR ≤ HCR

슬라브를 재가열하는 단계

먼저 상술한 합금조성을 가지며, 상기 관계식 (1) 을 만족하는 강 슬라브를 1180~1350℃의 온도에서 재가열한다. 이때 상기 재가열온도가 1180℃ 미만이면 석출물이 충분히 재고용되지 않아 열간압연 이후의 공정에서 석출물의 형성이 감소하게 되고, 조대한 TiN이 잔존하게 되며, 연주시 생성된 편석을 확산에 의해 해소하기 어렵다. 또한 1350℃ 를 초과하면 오스테나이트 결정립의 이상입성장에 의하여 강도 저하 및 조직 불균일이 발생한다. 따라서 상기 재가열온도는 1180~1350℃로 제한하는 것이 바람직하다.

열간압연하는 단계

상기 재가열된 슬라브를 750~1000℃ 의 범위의 온도에서 열간압연한다. 1000℃ 를 초과하는 높은 온도에서 열간압연을 개시하면 열연강판의 온도가 높아져 결정립 크기가 조대해지고 디스케일링을 충분히 하지 못해 열연강판의 표면품질이 열위해진다. 또한 750℃ 미만의 온도에서 압연이 종료하면 강의 재결정 거동이 위치별로 상이하여, 재질이 균일하지 못하고, 타발 특성이 나빠지게 된다.

또한 상기 열간압연하는 단계에서 압연 마무리 온도(FDT)가 하기 관계식 (2) 를 만족하도록 열간압연한다.

[관계식 (2)] Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn

상기 관계식 (2) 는 강재의 압연 마무리 온도와 성분과의 관계를 나타낸 식이다. 일반적으로 열간압연 시 강재의 온도를 특정 임계 온도 이하로 낮추었을 경우, 강재의 재결정 지연 현상이 발생하여 결정립 미세화 효과 등을 통해 강재의 타발 특성이 향상된다. 그러므로 강재의 압연 마무리 온도(FDT)를 임계압연온도(Tn) 이하로 제어하면, 제조된 강의 미세조직 중 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 이 되어 결정립 미세화를 통해 강재의 타발성을 증가시킬 수 있다.

하지만 압연 마무리 온도(FDT)를 지나치게 낮추게 되면 압연 공정에서의 통판성에 문제가 발생하며, 표층 부분에서만 지나친 부분적인 재결정이 발생하여 강재의 두께 방향 물성 차이로 인해 타발 특성이 저하되는 원인이 된다. 그러므로 강재의 압연 마무리 온도(FDT)를 Tn-70 이상으로 조절함으로써, 마르텐사이트 상의 패킷 구조(packet structure)의 종횡비(aspect ratio)가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 이며, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 이며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 가 되도록 조절하여 강재의 타발성 및 재질 균일성을 향상시킬 수 있다.

냉각 및 권취하는 단계

상기 압연된 강판을 0~400℃의 범위의 온도까지 평균 냉각속도 5~200℃/sec로 냉각하고, 0~400℃의 범위의 온도에서 권취하며, 이때의 강판의 냉각 속도는 강종의 성분에 따라 하기 관계식 (3) 을 만족하도록 설정한다.

[관계식 (3)] LCR ≤ CR ≤ HCR

(여기서, CR 은 냉각대에서의 냉각속도(℃/s)이며, LCR 은 최소임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 5 이고 그 최대값은 45 이며, HCR은 최대임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 50 이고 그 최대값은 200 이며, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [B] 는 해당 합금원소의 중량%이다.)

상기 관계식 (3) 은 강재의 냉각 조건에 대한 식이다. 냉각대에서의 냉각 조건은 강재의 미세조직을 결정하고 강도 및 경도에 지배적인 영향을 미친다. 또한 이때 강재의 냉각 조건은 합금 원소 첨가량에 따른 경화능의 변화를 고려하여야 한다. 그러므로 강재에 포함된 합금 원소에 따른 최적의 냉각속도를 적용하여 냉각하는 것은 필수적이다.

이를 위해 본 발명에서는 합금 원소 첨가량에 의한 최대임계냉각속도(HCR) 및 최소임계냉각속도(LCR)를 각각 구하고 냉각대에서의 냉각속도(CR)가 상기 최대임계냉각속도(HCR) 및 최소임계냉각속도(LCR) 사이를 만족하도록 하였다. 강재를 최대임계냉각속도(HCR) 보다 더욱 빠른 속도로 냉각하게 될 경우, 단단하지만 취성이 나쁜 마르텐사이트 조직이 생성되어 타발성이 저하되고, 강재의 형상이 나빠지며, 냉각대에서 지나친 급냉으로 인해 주수량이 전구간에서 동일하지 못해 재질 균일성이 감소한다. 반대로 강재의 냉각속도가 최소임계냉각속도(LCR) 보다 더 느린 경우 상대적으로 경도가 낮은 페라이트 상이 10% 이상 생성되어 강재의 경도를 저하시키고, 페라이트 생성량이 냉각속도의 변화에 지나치게 민감하게 반응하여, 재질 균일성이 나빠지게 된다. 따라서 상기 냉각대에서의 냉각속도(CR)는 최대임계냉각속도(HCR) 및 최소임계냉각속도(LCR) 사이의 값으로 설정하는 것이 바람직하다.

(실시예)

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.

먼저 하기 표 1 에 기재된 성분계를 만족하는 강슬라브를 1200℃로 가열하고 표 2 에 기재된 열간압연 조건으로 고강도 열연강판을 제조하였다. 이렇게 제조된 고강도 열연강판에 대해 시험을 실시하여 미세조직, 강도, 경도 및 타발성을 측정하고, 이를 하기 표 2 및 4 에 정리하여 나타내었다.

하기 표 1 의 각 성분원소들의 분율은 중량%이며, 하기 표 2 의 FDT, Tn, CR, LCR, HCR 의 의미는 다음과 같다. 또한 미세조직의 분율에서 Fer 은 페라이트, Bai 는 베이나이트, Mar 는 마르텐사이트를 의미하며, 각 미세조직의 분율이 목표 수준을 만족하는 경우에는 만족 여부에 'O' 표시를, 그렇지 못한 경우에는 'X' 표시로 나타내었다.

- FDT : 압연 마무리 온도(℃)

- Tn : 임계압연온도(℃)

- CR : 냉각대에서의 냉각속도(℃/s)

- LCR : 최소임계냉각속도(℃/s)

- HCR : 최대임계냉각속도(℃/s)

또한 발명강 및 비교강에 대해 두께 방향 중심부 및 두께 방향 표층부에서의 마르텐사이트상의 패킷 구조(packet structure)를 관찰하여 각 패킷을 타원의 형태로 단순화한 뒤, 그 중 장축의 길이를 단축의 길이로 나눈 종횡비를 측정하여 하기 표 3 에 나타내었고, 마르텐사이트 상의 패킷 크기 및 종횡비가 목표 수준을 만족하는 경우에는 만족 여부에 'O' 표시를, 그렇지 못한 경우에는 'X' 표시로 나타내었으며, 이러한 조직적 형상 불량은 표 2 에 나타난 제조 조건이 목표 관계식을 만족하지 못하였을 경우 마르텐사이트 조직이 지나치게 세밀/조대해 지거나 두께방향 편차가 심해지는 등의 결과로 나타난다.

하기 표 4 의 인장강도는 권취 후의 코일 형태의 열연강판의 전폭 9부위, 전장 3부위에서 균일한 간격으로 인장강도 혹은 로크웰 경도를 측정한 값들의 총 평균이며, 인장강도는 각 위치 별로 1회씩, 경도는 각 위치 별로 10회씩 측정하였다. 인장강도의 편차는 그 측정값 중 최대값과 최소값의 차이를 나타낸다.

CL 은 유효크랙발생지수를 나타내며, 강재를 타발하였을 때 유효한 크기의 크랙이 발생한 경우에는 타발성 만족 여부에 'O' 로, 그렇지 않은 경우에는 'X' 로 나타내었다.

시편	C	Si	Mn	Cr	Mo	Al	P	S	N	B	Ti	Nb
비교강1	0.080	0.100	1.400	0.400	0.002	0.002	0.003	0.003	0.002	0.002	0.015	0.001
비교강2	0.295	0.050	1.200	0.300	0.100	0.002	0.003	0.003	0.003	0.002	0.015	0.001
비교강3	0.160	0.040	1.800	0.200	0.200	0.200	0.002	0.002	0.002	0.001	0.002	0.001
비교강4	0.180	0.500	1.350	0.060	0.200	0.010	0.002	0.004	0.003	0.001	0.010	0.050
비교강5	0.195	0.150	1.500	0.100	0.100	0.010	0.003	0.003	0.003	0.001	0.020	0.010
비교강6	0.170	0.300	2.200	0.100	0.050	0.002	0.003	0.002	0.004	0.001	0.015	0.015
비교강7	0.190	0.300	1.500	1.480	0.010	0.002	0.003	0.002	0.002	0.001	0.015	0.015
비교강8	0.270	0.100	1.600	0.700	0.010	0.002	0.003	0.002	0.002	0.002	0.015	0.020
발명강1	0.210	0.002	1.400	0.002	0.200	0.002	0.003	0.002	0.002	0.0015	0.025	0.002
발명강2	0.210	0.002	1.800	0.002	0.002	0.003	0.002	0.003	0.003	0.0015	0.025	0.002
발명강3	0.195	0.100	1.250	0.600	0.200	0.002	0.003	0.003	0.002	0.0015	0.015	0.020
발명강4	0.195	0.100	1.100	0.800	0.200	0.003	0.003	0.004	0.002	0.0015	0.015	0.020
발명강5	0.210	0.003	1.250	0.800	0.200	0.003	0.004	0.002	0.003	0.0015	0.015	0.020
발명강6	0.210	0.002	1.400	0.400	0.200	0.004	0.002	0.002	0.003	0.0015	0.015	0.020
발명강7	0.210	0.003	1.400	0.800	0.200	0.002	0.002	0.001	0.002	0.0015	0.015	0.002
발명강8	0.230	0.100	1.400	0.800	0.200	0.002	0.001	0.003	0.002	0.0015	0.015	0.020

시편	압연 조건 (관계식2)			냉각 조건 (관계식 3)			미세조직 분율
시편	Tn-70	FDT	Tn	LCR	CR	HCR	Fer	Bai	Mar	만족 여부
비교강1	833	880	903	5	45	50	0.05	0.08	0.87	O
비교강2	779	860	849	5	65	80	0.08	0.12	0.80	O
비교강3	803	790	873	23	145	200	0.02	0.10	0.88	O
비교강4	830	850	900	5	140	129	0.00	0.02	0.98	X
비교강5	805	840	875	45	40	200	0.15	0.25	0.60	X
비교강6	797	830	867	13	100	128	0.00	0.11	0.89	O
비교강7	795	840	865	5	65	70	0.01	0.14	0.85	O
비교강8	772	830	842	5	60	65	0.01	0.09	0.89	O
발명강1	800	850	870	34	80	200	0.01	0.10	0.89	O
발명강2	786	850	856	18	120	200	0.02	0.15	0.83	O
발명강3	806	870	876	12	110	121	0.01	0.11	0.88	O
발명강4	808	870	878	10	80	114	0.01	0.20	0.79	O
발명강5	796	800	866	7	95	103	0.00	0.12	0.88	O
발명강6	797	800	867	10	100	129	0.00	0.13	0.87	O
발명강7	791	830	861	6	80	93	0.01	0.11	0.89	O
발명강8	790	820	860	5	70	74	0.01	0.16	0.84	O

시편	마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(㎛)	마르텐사이트상의 패킷 구조의 종횡비			만족 여부
시편	마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(㎛)	두께 방향 중심부 (t/4~t/2)	두께 방향 표층부 (표층~t/8)	표층부의 종횡비/중심부의 종횡비	만족 여부
비교강1	3.14	3.71	4.00	1.07	O
비교강2	7.08	2.89	3.21	1.10	X
비교강3	2.37	3.14	8.44	2.68	X
비교강4	4.47	3.88	4.28	1.10	O
비교강5	3.74	4.54	4.81	1.06	O
비교강6	4.88	4.98	5.14	1.0	O
비교강7	6.14	3.04	5.12	1.68	O
비교강8	5.77	4.87	5.87	1.20	O
발명강1	4.15	3.81	4.11	1.08	O
발명강2	5.12	4.11	4.51	1.09	O
발명강3	4.36	4.12	4.71	1.14	O
발명강4	4.87	3.71	4.72	1.27	O
발명강5	3.54	4.12	5.11	1.24	O
발명강6	3.81	4.47	5.64	1.26	O
발명강7	4.12	3.81	5.07	1.33	O
발명강8	3.94	4.24	4.41	1.04	O

시편	인장강도 (MPa)	인장강도 편차 (ΔMPa)	표면 경도 (HRC)	경도편차 (ΔHRC)	CL (관계식1)	타발성 만족 여부
비교강1	984	51	35.1	1.8	0.56	O
비교강2	1901	121	52.9	5.1	1.12	X
비교강3	1336	131	42.0	7.2	0.82	O
비교강4	1345	98	42.1	5.2	0.73	O
비교강5	1085	54	37.1	2.1	0.81	O
비교강6	1436	66	43.9	2.3	1.07	X
비교강7	1476	72	44.7	2.2	1.04	X
비교강8	1776	124	50.5	6.7	1.16	X
발명강1	1443	62	44.0	1.8	0.80	O
발명강2	1459	55	44.3	1.9	0.97	O
발명강3	1406	68	43.3	2.2	0.77	O
발명강4	1389	41	43.0	1.4	0.76	O
발명강5	1488	66	44.9	2.4	0.85	O
발명강6	1485	31	44.8	1.5	0.84	O
발명강7	1527	52	45.7	1.9	0.90	O
발명강8	1631	67	47.7	2.1	0.97	O

상기 표 1 내지 4 에서 볼 수 있는 바와 같이, 발명강 1 내지 8 은 본 발명에서 제시하는 합금조성을 만족하여 모두 인장강도가 1100MPa 이상이고, 표면경도가 35HRC 이상인 것을 확인할 수 있다.

그러나 비교강 1 은 탄소의 농도가 0.08%로 성분 범위에 미달되므로, C에 의한 고용강화 효과가 부족하여 그로 인해 목표 대비 경도 및 강도가 부족하였다.

한편, 관계식 (2) 를 이용하여 비교강 및 발명강을 분석한 결과, 모든 발명강은 관계식 (2) 를 만족하였으며, 이에 따라 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 이며, 마르텐사이트 상의 패킷 구조의 종횡비가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 이며, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 이며, 표층부의 종횡비를 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 를 만족하였다. 실제 미세조직 관찰을 통해서도 이를 확인하였으며, 대표적으로 발명강 3 의 표층부와 중심부의 미세조직에 대해 EBSD 분석한 결과를 도 1 에 첨부하였다.

하지만, 비교강 2 의 각 합금성분의 성분범위는 본 발명의 조건을 만족하지만, Tn 값이 통상 대비 낮으며, 그로 인해 FDT가 Tn 보다 높게 되어 관계식 (2) 를 만족하지 못하였다. 이러한 높은 압연 마무리 온도로 인해 표층 및 심층의 마르텐사이트 조직이 조대하여 타발성을 저하시키는 결과를 초래하였다. 또한 비교강 3 의 경우, 지나치게 낮은 온도에서 압연이 마무리 되어 FDT 온도가 Tn-70 보다 낮으므로 관계식 (2) 를 만족하지 못하였다. 그로 인해 표층에서 지나친 변형 미세조직이 형성되어 표층부와 중심부의 미세조직 편차에 의해 타발성이 저감되고, 재질 균일성이 감소하였다.

관계식 (3) 을 이용하여 비교강 및 발명강을 분석한 결과, 모든 발명강은 관계식 (3) 을 만족함을 확인하였으며 이를 정리하여 표 2 에 나타내었다. 그러므로 모든 발명강은 강도 및 경도를 저하시키는 페라이트 상이 10% 이상 생성되지 않으면서도, 단단하지만 취성이 높은 마르텐사이트 상이 생성되지 않아, 타발성이 저하되는 현상은 발생하지 않았다.

하지만 비교강 4 의 경우 냉각 속도가 HCR 값보다 빨라 페라이트 상이나 베이나이트 상의 생성량은 부족하고 취성이 낮은 마르텐사이트 상만 다량으로 생성되었다. 이에 따라 타발성이 감소하고, 지나치게 빠른 냉각 속도로 인해 냉각대에서 폭방향 냉각속도를 균일하게 제어하기 어려워져 폭방향 재질 균일성이 감소되었다. 또한 비교강 5 의 경우는 냉각속도가 LCR 값보다 느리므로 관계식 (2)를 만족하지 못하고, 그로 인해 경화능 대비 냉각속도가 지나치게 느려 다량의 페라이트 상이 함유되어 강도 및 경도가 목표 대비 미달되었다.

한편 관계식 (1) 을 이용하여 비교강 및 발명강을 분석한 결과, 모든 발명강은 관계식 (1) 을 만족함을 확인 하였으며 이를 정리하여 표 4 에 나타내었다. 그러므로 모든 발명강은 목표 수준의 타발성을 확보하였으며, 실부품 제작을 위한 타발 가공시 제품 품질에 치명적인 영향을 주는 유효한 수준의 크랙이 발생하지 않는 것을 확인하였다.

하지만 비교강 6 의 경우 Mn 의 함유량이 지나치게 높아 Mn 편석이 심화되고 그로 인해 타발 특성이 저하되었다. 그 결과 관계식 (1) 을 만족하지 못하므로, 타발성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 비교강 7 의 경우도 마찬가지로 Cr 의 함유량이 지나치게 높아 관계식 (1) 을 만족하지 못하였고, 그 결과 Cr 편석이 심화되어 타발 특성이 저하되었다.

한편 비교강 8 의 경우는 강재를 경화 시키는 C 등의 성분계가 다량으로 포함되어 있어, 경도 값이 매우 높은 성분계이다. 그 결과 지나친 경도 상승으로 인해 관계식 (1) 을 만족하지 못하여 타발 가공시 제품 품질에 치명적인 영향을 주는 유효한 크랙이 다수 발생하였다.

Claims

중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하며,
미세조직이, 주상은 마르텐사이트 상과 베이나이트 상으로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 상의 분율은 50% 이상 90% 미만이고, 상기 베이나이트 상의 분율은 5% 이상 50% 이하이며, 상기 마르텐사이트 상과 상기 베이나이트 상의 분율의 합이 90% 이상이고, 잔부는 페라이트 상으로 이루어지는 고강도 열연강판.
[관계식 (1)] CL < 1
CL = -0.692 - 0.158×[Mn] + 0.121×[Mn]² + 0.061×[Cr]² - 0.319×[Mo] + 0.035×[Hardness_HRC]
(여기서, CL은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC]는 로크웰 경도(HRC)이다.)
제 1 항에 있어서,
상기 마르텐사이트 상의 평균 패킷 크기(packet size)가 원상당 직경으로 1~7㎛ 이며, 상기 마르텐사이트상의 패킷 구조(packet structure)의 종횡비(aspect ratio)가 두께 방향 중심부(t/4~t/2)에서 1~5 이며, 두께 방향 표층부(표층~t/8)에서 1.1~6 이며, 상기 두께 방향 표층부의 종횡비를 상기 두께 방향 중심부의 종횡비로 나눈 값이 0.9~2 인 고강도 열연강판.
제 1 항에 있어서,
상기 고강도 열연강판은 인장강도가 1100MPa 이상이고, 표면 경도가 35HRC 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
제 1 항 내지 제 3 항 중 어느 한 항에 있어서,
권취된 코일 형태의 열연강판의 전폭 9부위, 전장 3부위에서 인장강도 및 표면 경도를 측정하였을 때, 각 측정결과의 최대값과 최소값의 차이가 인장강도 기준 140MPa, 표면 경도 기준 4HRC 이내인 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판.
중량%로, C: 0.10~0.30%, Si: 0.001~1.0%, Mn: 0.5~2.5%, Cr: 0.001~1.5%, Mo: 0.001~0.5%, Al: 0.001~0.5%, P: 0.001~0.01%, S: 0.001~0.01%, N: 0.001~0.01%, B: 0.0001~0.004%, Ti: 0.001~0.1%, Nb: 0.001~0.1% 및 잔부가 철 및 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 (1) 을 만족하는 강 슬라브를 1180~1350℃로 재가열하는 단계;
재가열된 상기 강 슬라브를 하기 관계식 (2) 를 만족하도록 열간압연하는 단계;
열간압연된 강판을 0~400℃의 범위의 온도까지 하기 관계식 (3) 을 만족하도록 냉각하는 단계; 및
냉각된 강판을 0~400℃의 범위의 온도에서 권취하는 단계;
를 포함하는 고강도 열연강판의 제조방법.
[관계식 (1)] CL < 1
CL = -0.692 - 0.158×[Mn] + 0.121×[Mn]² + 0.061×[Cr]² - 0.319×[Mo] + 0.035×[Hardness_HRC]
(여기서, CL 은 유효크랙발생지수이며, [Mn], [Cr], [Mo] 는 해당 합금원소의 중량%, [Hardness_HRC]는 로크웰 경도(HRC)이다.)
[관계식 (2)] Tn-70 ≤ FDT ≤ Tn
Tn = 967 - 280×[C] + 35.7×[Si] - 28.1×[Mn] - 11.4×[Cr] + 11.4×[Mo] - 62×[Ti] + 46.2×[Nb]
(여기서, Tn 은 임계압연온도(℃), FDT 는 압연 마무리 온도(℃)이며, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [B], [Nb], [Ti] 은 해당 합금원소의 중량%이다.)
[관계식 (3)] LCR ≤ CR ≤ HCR
LCR = 2000/(-1076 + 2751×[C] + 17×[Si] + 301×[Mn] + 330×[Cr] + 355×[Mo] + 42939×[B])
HCR = 2500/(-70.3 + 198×[C] + 32.0×[Si] + 16.7×[Mn] + 18.4×[Cr] + 42.1×[Mo] + 5918×[B])
(여기서, CR 은 냉각대에서의 냉각속도(℃/s)이며, LCR 은 최소임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 5이고 그 최대값은 45이며, HCR 은 최대임계냉각속도(℃/s) 이며 그 최소값은 50이고 그 최대값은 200이며, [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [B] 는 해당 합금원소의 중량%이다.)
제 5 항에 있어서,
상기 권취하는 단계 이후 상기 고강도 열연강판은 산세처리 후 도유되는 것을 특징으로 하는 고강도 열연강판의 제조방법.