KR101505302B1 - 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

Abstract

인장강도 780MPa 이상의 고강도를 나타내면서도 굽힙가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0.02% 이하, 황(S) : 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0.03% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브로부터 열연강판을 제조하는 단계; (b) 상기 열연강판을 산세한 후, 냉간압연하는 단계; (c) 상기 냉간압연된 강판을 790~860℃에서 소둔 처리하는 단계; 및 (d) 상기 소둔 처리된 강판을 마르텐사이트 온도역까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

고강도 강판 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 780MPa이상의 고강도를 가지면서도, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

일반적으로 DP(Dual Phase) 강판은 최종 미세조직이 페라이트와 마르텐사이트를 포함한다. DP 강판은 용강을 연속주조로 응고하여 슬라브를 만들고, 제조된 슬라브를 열간압연, 냉간압연 및 어닐링하여 제조된다. 이러한 DP 강판은 강도 및 성형성이 우수하여, 자동차 외판재 등의 용도로 활용되고 있다.

그런데, DP 강판의 경우, 굽힘가공시 크랙이 발생하는 문제점이 있다. DP 강판의 굽힘가공시, 마르텐사이트에 응력이 집중되어 보이드(void)가 형성 및 성장되며, 이러한 보이드가 크랙을 쉽게 전파시키는 요인이 된다.

이러한 보이드의 형성 및 성장을 억제하기 위해서, 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도 차이를 낮출 필요가 있다.

본 발명과 관련된 선행기술로는 대한민국 공개특허공보 제10-2005-0063981호(2005.06.29. 공개)에 개시된 굽힘가공성이 우수한 초고강도의 제조방법이 있다.

본 발명의 목적은 합금성분 및 소둔 등의 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 780MPa이상의 고강도를 가지면서도, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0% 초과 내지 0.03% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브로부터 열연강판을 제조하는 단계; (b) 상기 열연강판을 산세한 후, 냉간압연하는 단계; (c) 상기 냉간압연된 강판을 790~860℃에서 소둔 처리하는 단계; 및 (d) 상기 소둔 처리된 강판을 마르텐사이트 온도역까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 열연강판 제조 단계는 상기 강 슬라브를 1200℃ 이하의 온도에서 재가열한 후, 900℃ 이상의 마무리 압연 온도로 열간압연한 후, 550℃ 이상의 온도에서 권취하는 것을 포함할 수 있다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0% 초과 내지 0.03% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 페라이트와 마르텐사이트를 포함하되, 상기 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도 차이가 4.8GPa 이하인 것을 특징으로 한다.

이때, 상기 고강도 강판은 항복강도(YP) : 495~523MPa, 인장강도(TS) : 790~835, 연신율(El) : 19~23% 및 굽힘반경(R) : 1 이하를 나타낼 수 있다.

본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에 의하면, 크롬(Cr), 몰리브덴(Mo) 등의 고가의 합금원소 첨가의 배제, 니오븀(Nb) 등의 합금 성분 조절과, 소둔, 냉각 등의 공정 조건 제어를 통하여 인장강도 780MPa 이상을 가지면서도, 굽힘반경(R) 1이하를 나타낼 수 있다.

즉, 본 발명에 따른 고강도 강판의 경우, 니오븀(Nb) 첨가에 의해 조직이 미세화되고 마르텐사이트가 고루 분포할 수 있으며, 냉간압연 후 소둔 열처리 온도를 높게 함에 의해 소둔 열처리 초기에 다량의 오스테나이트 분율을 확보하여 최종 조직의 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도를 줄일 수 있다. 이러한 결과로, 본 발명에 따른 고강도 강판의 경우, 굽힘가공시 마르텐사이트에 응력 집중을 분산하여 보이드 형성 및 성장을 억제하여 굽힘성을 개선할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2는 비교예 1에 따른 시편의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 3은 실시예 1에 따른 시편의 미세조직을 나타낸 것이다.
도 4는 비교예 1에 따른 시편의 90°굽힘 시험 결과를 나타낸 것이다.
도 5는 실시예 1에 따른 시편의 90°굽힘 시험 결과를 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 참조하면 명확해질 것이다. 그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

본 발명에 따른 고강도 강판은 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 미세조직을 갖는 DP(Dual Phase) 강판에 해당한다.

본 발명에 따른 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0% 초과 내지 0.03% 이하 및 니오븀(Nb) : 0.01~0.02%를 포함한다.

상기 성분들 외 나머지는 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

탄소(C)

탄소(C)는 DP 강판에서 마르텐사이트 분율 및 경도 향상에 기여한다.

상기 탄소는 강판 전체 중량의 0.06~0.1중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소의 첨가량이 0.06중량% 미만일 경우 인장강도 780MPa 이상의 강도를 확보하기 어렵다. 반면, 탄소 함량이 0.1중량%를 초과할 경우, 강중 탄화물 형성이 촉진되어 연신율이 저하되는 문제점이 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서, 강의 청정화 및 오스테나이트 내의 탄소 농화를 촉진하며, 적정 망간(Mn)을 첨가하는 강중에서 용접시 용융 금속의 유동성을 좋게 하여 용접부내 개재물 잔류를 최대한 감소시키는 원소이다. 또한, 실리콘은 항복비, 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상하며 페라이트내 탄소의 확산 속도를 느리게 하기 때문에 탄화물 성장을 억제하며 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시키는데 기여한다.

상기 실리콘은 강판 전체 중량의 0.1~0.3중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 실리콘의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 실리콘의 첨가량이 0.3중량%를 초과하는 경우, 연주성이 저하되고, 또한 도금성이 저하되는 문제점이 있다.

망간(Mn)

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 상변태 온도를 저하시키며 낮은 냉각속도에서도 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

상기 망간은 강판 전체 중량의 2.0~2.2중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 망간의 함량이 2.0중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 망간의 함량이 2.2중량%를 초과하는 경우 소재 두께 방향 중심부에서 망간 밴드가 발달하여 연신율이 저하되는 문제점이 있다.

인(P)

인(P)은 고용강화에 의하여 강판의 강도 향상에 기여하며, 탄화물 형성 억제에 효과적인 원소로서 소둔 및 냉각 후 과시효 구간에서의 탄화물 형성에 의한 연신율 저하를 방지하는 역할을 수행한다. 또한 망간 당량을 향상하여 마르텐사이트를 얻기에 효과적이다. 다만, 인이 과다 첨가될 경우, Fe3P의 스테다이트를 형성하여 열간 취성의 원인이 된다.

이에 본 발명에서는 상기 인의 함량을 강판 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.02중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고, MnS 비금속 개재물을 증가시켜 Mn의 소입성 효과를 저해하고 가공 크랙을 발생시키는 요인이 된다. 또한 황이 과다하게 포함되면 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화시킨다.

이에 본 발명에서는 상기 황의 함량을 강판 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.05% 이하로 제한하였다.

알루미늄(Al)

알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트를 청정화하여 연신율을 향상시키며 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시키는데 기여한다. 또한 알루미늄은 철과 아연도금층 사이에 레이어로 작용하여 도금성을 개선하는 원소이며, 열연 코일내 망간 밴드의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이다.

상기 알루미늄은 강판 전체 중량의 0중량% 초과 내지 0.03중량% 이하로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄의 첨가량이 0.03중량%를 초과하는 경우, 연주성을 저하시키며 슬라브내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.

니오븀(Nb)

니오븀(Nb)은 니오븀계 석출물을 형성하여 제조되는 강판의 강도를 향상시키고, 특히 결정립을 미세화를 통한 망간 밴드층을 감소시키며, 마르텐사이트 분산에 기여한다.

상기 니오븀은 강판 전체 중량의 0.01~0.02중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.02중량%를 초과할 경우에는 가공성을 저하시키는 문제점이 있다.

상기 합금성분으로 이루어지는 본 발명에 따른 고강도 강판은 후술하는 공정에 따라서, 페라이트와 마르텐사이트를 포함하는 미세조직을 나타낸다. 특히, 본 발명에 따른 고강도 강판의 경우, 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도 차이가 4.8GPa 이하를 나타내었는데, 이는 통상의 DP 강판의 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도 차이가 대략 5.1GPa 정도인 것에 비하면 상당히 낮은 경도 차이에 해당한다. 이러한 낮은 상간 경도 차이는 냉간압연 후 소둔 초기에 다량의 오스테나이트를 형성함으로써 달성할 수 있었다.

또한, 본 발명에 따른 고강도 강판은 기계적 물성 측면에서, 항복강도(YP) : 495~523MPa, 인장강도(TS) : 790~835, 연신율(El) : 19~23% 및 굽힘반경(R) : 1 이하를 나타낼 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 강판 제조 방법을 개략적으로 나타내는 순서도로서, 보다 구체적으로는 냉연강판 제조 방법을 나타낸 것이다.

도 1을 참조하면, 도시된 고강도 강판 제조 방법은 열연강판 제조 단계(S110), 냉간압연 단계(S120), 소둔 단계(S130) 및 냉각 단계(S140)를 포함한다.

열연강판 제조

열연강판 제조 단계(S110)에서는 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 슬라브 재가열, 열간압연 및 냉각하여 열연강판을 제조한다. 열연강판은 통상적으로 알려져 있는 다양한 공정 조건으로 실시될 수 있으며, 보다 바람직한 예로서 다음과 같은 과정으로 제조될 수 있다.

우선, 상기 강 슬라브를 1200℃이하, 보다 바람직하게는 1150~1200℃에서 재가열한다. 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만인 경우 주조시 편석된 성분이 재고용되기 어려워질 수 있다. 반면, 슬라브 재가열 온도가 1200℃를 초과할 경우 오스테나이트 결정 입도가 조대화될 수 있다.

다음으로, 상기 재가열된 강 슬라브를 910℃ 이상, 보다 바람직하게는 910~950℃의 마무리압연온도로 열간압연한다. 마무리압연온도가 900℃ 미만일 경우, 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 등 문제가 발생할 수 있다.

다음으로, 열간압연된 강을 대략 50℃/sec 이하의 냉각속도로 냉각하여 550℃ 이상, 보다 바람직하게는 550~650℃에서 권취한다. 냉각은 자연냉각, 강제냉각 등 다양한 방식이 적용될 수 있다. 냉각 종료 온도가 550℃ 미만일 경우 연성 및 가공성이 저하될 수 있다.

냉간압연

다음으로, 냉간압연 단계(S120)에서는 열연강판을 산세한 후, 냉간압연하여 강판 최종 두께로 가공한다. 냉간압연의 압하율은 열연강판의 두께와 목표하는 강판 최종 두께에 따라 대략 50~70% 정도로 정해질 수 있다.

소둔 처리

소둔 단계(S130)에서는 냉간압연된 강판을 가열하여 대략 100~200초 정도 소둔 처리한다. 소둔을 통하여 오스테나이트 상분율을 제어할 수 있으며, 이를 통하여 목표로 하는 강도 및 연신율 등을 확보할 수 있다.

본 발명에서 소둔은 790~860℃에서 실시된다. 냉간압연된 강판을 상기 온도로 가열하고, 강판 내 니오븀을 첨가한 결과, 결정립이 미세화될 수 있으며, 이에 따라 굽힘가공성이 향상될 수 있다. 소둔 처리 온도가 790℃ 미만이면 충분한 오스테나이트를 확보하기 어려워질 수 있다. 반면, 소둔 처리 온도가 860℃를 초과하면 오스테나이트 결정립 사이즈가 크게 증가하여 강판의 물성이 저하될 수 있다.

또한, 소둔은 840~860℃에서 수행되는 것이 보다 바람직하다. 상기 온도 범위에서 소둔을 수행할 경우, 최종 제조되는 강판의 미세조직에서 페라이트와 마르텐사이트간의 상간 경도 차이가 4.8GPa 이하가 될 수 있어, 굽힘 가공성 향상에 보다 바람직하다.

냉각

냉각 단계(S140)에서는 소둔 처리된 강판을 마르텐사이트 영역까지 냉각한다. 냉각은 대략 5~40℃/sec의 냉각 속도로 실시될 수 있으며, 냉각 방식은 롤 퀀칭(Roll Quenching) 방식, 가스젯(Gas Jet) 방식 등이 이용될 수 있다. 또한 냉각 중에 대략 420~500℃에서 대략 30~200초 동안 과시효 처리가 이루어질 수 있다.

상기 단계들(S110 내지 S140)에 의하여 제조되는 강판은 페라이트 및 마르텐사이트를 포함하는 미세조직을 가질 수 있다. 또한, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 강판의 경우, 인장강도(TS) : 790~835MPa, 항복강도(YP) : 495~523MPa 및 연신율 19~23%를 나타낼 수 있으며, 또한 굽힘가공시 크랙이 발생하지 않는 반경을 의미하는 굽힘반경(R)이 1 이하를 나타낼 수 있다.

이러한 특성은 강판 내에 니오븀이 0.01~0.02중량% 포함되는 전술한 강 조성과, 고온 소둔 처리를 통하여 소둔 초기 다량의 오스테나이트를 형성하였기 때문으로 볼 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 시편의 제조

표 1에 기재된 바와 같은 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 표 2에 기재된 바와 같은 조건으로 열간압연, 냉간압연 및 소둔 열처리하여 강 시편 1~5를 제조하였다.

[표 1] (단위: 중량%)

[표 2]

2. 기계적 특성 평가

표 3은 강 시편 1~5에 따라 제조된 시편의 인장시험 및 굽힘시험 평가 결과를 나타낸 것이다.

굽힘시험은 굽힘시험기를 이용하여 굽힘반경(R) 2mm, 1mm 각각에 대하여 크랙이 발생하는지 여부로 판단하여, 크랙이 발생하지 않은 것을 OK로 표시하고, 크랙이 발생한 경우를 NG로 표시하였다.

[표 3]

표 3을 참조하면, 본 발명에서 제시한 강 조성 및 공정 조건을 만족하는 시편 2 및 시편 3의 경우, 목표로 하는 기계적 물성 및 굽힘 가공성을 모두 만족하였다. 그러나, 니오븀이 첨가되지 않은 시편 1의 경우, 굽힘 가공성이 좋지 못하였고, 니오븀이 과다하게 첨가된 시편 4의 경우, 강도가 지나치게 높으며 또한 연신율이 상대적으로 낮은 결과를 나타내었다. 그리고, 소둔온도가 상대적으로 낮은 시편 5의 경우, 굽힘 가공성은 만족하였으나, 기계적 물성이 상대적으로 낮았다.

도 2는 비교예 1에 따른 시편의 미세조직을 나타낸 것이고, 도 3은 실시예 1에 따른 시편의 미세조직을 나타낸 것이다. 그리고, 도 4는 비교예 1에 따른 시편의 90°굽힘 시험 결과를 나타낸 것이고, 도 5는 실시예 1에 따른 시편의 90° 굽힘 시험 결과를 나타낸 것이다.

표 4는 시편 1 및 시편 2의 최종 미세조직의 경도를 나타낸 것이다. 경도는 나노 인덴터를 이용하여 측정하였다.

[표 4] (단위 : GPa)

표 4를 참조하면, 니오븀이 첨가되지 않고 810℃에서 소둔이 수행된 시편 1의 경우, 페라이트와 마르텐사이트 상간 경도차가 5.1GPa이다. 그러나, 니오븀이 첨가되고 850℃에서 소둔이 수행된 시편 2의 경우, 페라이트와 마르텐사이트 상간 경도차가 4.5GPa로 상대적으로 낮은 것을 볼 수 있다.

시편 1 및 시편 2 모두 도 2 및 도 3에 도시된 바와 같이 열연 조직은 페라이트와 펄라이트, 냉연 조직은 페라이트와 마르텐사이트를 나타내나, 상기와 같은 상간 경도차가 상이한 관게로, 굽힘반경 1R에서 굽힘 가공을 하였을 때, 시편 1의 경우, 도 4에 도시된 바와 같이 크랙이 발생하나, 시편 2의 경우, 도 5에 도시된 바와 같이 크랙이 발생되지 않는 결과를 나타내었다.

이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (5)

1. 삭제
2. (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0% 초과 내지 0.03% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 1200℃ 이하의 온도에서 재가열한 후, 900℃ 이상의 마무리 압연 온도로 열간압연한 후, 550℃ 이상의 온도에서 권취하여 열연강판을 제조하는 단계;
   (b) 상기 열연강판을 산세한 후, 냉간압연하는 단계;
   (c) 상기 냉간압연된 강판을 790~860℃에서 소둔 처리하는 단계; 및
   (d) 상기 소둔 처리된 강판을 마르텐사이트 온도역까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
   
3. 제2항에 있어서,
   상기 소둔 처리는 840~860℃에서 수행되는 것을 특징으로 하는 고강도 강판 제조 방법.
   
4. 삭제
5. 중량%로, 탄소(C) : 0.06~0.1%, 실리콘(Si): 0.1~0.3%, 망간(Mn) : 2.0~2.2%, 인(P) : 0% 초과 내지 0.02% 이하, 황(S) : 0% 초과 내지 0.05% 이하, 알루미늄(Al) : 0% 초과 내지 0.03% 이하, 니오븀(Nb) : 0.01~0.02% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고,
   페라이트와 마르텐사이트를 포함하되, 상기 페라이트와 마르텐사이트의 상간 경도 차이가 4.8GPa 이하이고,
   항복강도(YP) : 495~523MPa, 인장강도(TS) : 790~835, 연신율(El) : 19~23% 및 굽힘반경(R) : 1 이하를 나타내는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.

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