KR101758522B1 - 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로 10% 이상의 잔류 오스테나이트, 70% 이하의 페라이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판에 관한 것이다.

Description

항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH AND HIGH DUCTILITY STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD STRENGTH AND HOLE EXPANSION RATIO, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌시 승객의 안전성을 확보하기 위해 자동차의 안전규제가 강화되고 있다. 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도가 증가하거나 또는 두께가 증가하여야 한다. 반면, 강화되고 있는 자동차의 CO2 배출규제 및 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있으므로, 자동차의 충돌 안정성 및 경량화를 동시에 확보하기 위해서 강판의 고강도화가 필연적이다. 하지만 이와 같이 강판의 강도를 높이는 경우 일반적으로 강판의 연성이 저하되는 경향이 있으므로, 고강도강의 경우 성형성이 요구되는 부품에 이용이 제한적이다.
이러한 고강도강의 단점을 극복하기 위한 일환으로, 성형성이 양호한 고온에서 부품을 성형한 이후에 상온으로 급냉하여 저온조직을 확보하여 최종적으로 고항복강도 및 인장강도를 구현하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 개발되었다. 그러나, 자동차 부품제조사의 열간 프레스 성형 설비의 신규투자 및 고온 열처리에 따른 공정 비용의 증가로 결국 자동차 부품원가의 증가를 유발하는 문제점이 있다.
상기 문제점을 해결하기 위하여 고강도이면서 연신율이 우수하여 냉간 프레스 성형이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어져 왔으며, 변태유기소성강이 (Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강) 대표적인 예라고 할 수 있다. 상기 변태유기소성강은 소둔과정에서 오스테나이트를 형성한 이후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각종료 온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류 시킴으로써 강도와 연성을 동시에 향상 시킬 수 있다. 준안정한 잔류 오스테나이트는 변형에 의하여 마르텐사이트로 변태되어 강도증가와 함께 국부적인 응력집중 완화 및 necking을 지연함으로써 연신율을 증가시킨다. 그러므로, 상기 변태유기소성강은 오스테나이트를 상온에서 일정 분율 이상 유지하는 것이 중요하다.
종래 잔류 오스테나이트를 함유하는 강판의 제조방법은 다음과 같은 방법이 있다. 첫번째는 저탄소강에 Si, Al 및 Mn을 다량 첨가하여 소둔시 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 베이나이트온도로 일정하게 유지함으로써, 시멘타이트의 석출을 억제하고 강중의 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 상온에서 오스테나이트를 잔류시키는 오스템퍼링(Austempering) 방법이 있다.
두번째는 판상의 마르텐사이트 사이에 레쓰(lath)상의 잔류 오스테나이트를 형성시키기 위하여 Q&P(Quenching & Partitioning) process를 적용하는 방법이 있다. 상기 Q&P 공정은 소둔 후 quenching을 통하여 마르텐사이트 변태시작 온도 이하의 QT(Quenching temperature)로 냉각하고 이를 다시 온도를 올리거나 혹은 QT에서 유지하여 탄소의 재분배를 유도하는 partitioning 열처리를 행하여, 강중의 탄소를 오스테나이트로 농화시켜 상온에서 오스테나이트를 잔류시키는 방법이다.
세번째는 더 높은 성형성을 갖추기 위하여 상기 변태유기소성강 외에 강중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 상온에서 강의 상을 모두 오스테나이트로 존재하도록 제조하는 소위 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강이 있다. 상기 TWIP강의 경우, 변형중에 쌍정(twinning)현상을 일으키는 오스테나이트를 안정적으로 확보하여 인장강도와 연신율의 밸런스(TS X El)가 50,000MPa%이상의 극히 우수한 재질 특성을 나타낸다.
하지만, 상기 강종들의 경우 Mn을 15%이상 첨가하므로 합금제조원가가 과다한 문제점이 있기 때문에, 최근 강중 Mn 함량을 4~10% 정도로 감소하고 소둔조건을 제어하여 미세한 잔류 오스테나이트를 확보하는 방법에 대한 개발이 이루어지고 있다.
일 예로, 특허문헌 1에는 Mn을 3.5~10%로 포함하는 강을 활용하여 인장강도가 980MPa 이상이며, 연신율이 25% 이상으로 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법에 대하여 기술하고 있다. 하지만, 특허문헌 1에서는 항복강도를 고려하고 있지 않아, 열간 프레스 성형의 고항복강도강 대비 충돌 안정성 측면에서 경쟁이 용이하지 못한 단점이 있다. 통상적으로 인장강도 1500MPa급 열간 프레스 성형강의 열처리 후 항복강도는 1050MPa 수준으로 항복비(항복강도/인장강도)가 대략 0.7정도이다.
또한, 특허문헌 2는 Mn을 4~7%로 포함하는 강을 활용하여 상소둔후에 인장강도가 120kgf/mm2이상이며 가공성이 우수한 초고강도강의 제조방법을 기술하고 있다. 하지만, 가공성만을 고려하여 항복비가 0.6이하로 상술한 바와 같이 열간프레스 성형강 대비 충돌 안정성 측면에서 경쟁이 용이하지 못한 문제점이 있다.
한편, 특허문헌 3은 Mn을 5~10%로 포함하고 Al을 추가하므로써 연속소둔을 활용하여 인장강도 980MPa이상이고, 인장강도와 총연신율의 곱이 25000MPa% 이상이며, 강도-연신율 밸런스가 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 기술하고 있다. 하지만, 냉간 프레스 성형을 적용할 수 있기 위해서는 우수한 인장강도 및 연신율 뿐만 아니라, 냉간 프레스 성형시 신장 플래지부에서의 성형성을 동시에 확보하여야 한다. 이러한 신장 플래지부에서의 성형성(edge crack sensitivity)은 구멍확장성으로 평가할 수 있다.
따라서, 열간 프레스 성형강을 대체하기 위하여 고항복비를 갖고 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
대한민국 공개특허공보 제2014-0075789호 대한민국 공개특허공보 제2005-0032721 호 대한민국 공개특허공보 제2010-0057196 호
본 발명의 일 측면은, 항복강도 및 구멍확장성이 우수하여 냉간 프레스 성형성을 확보할 수 있는 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
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, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 부피분율로 10% 이상의 잔류 오스테나이트, 70% 이하의 페라이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 400℃~Ac3 온도범위에서 10분 이상 열처리하는 단계;
상기 열처리된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 하기 관계식1에 따른 Tmax ~ Tmax+50℃의 온도범위에서 10분 이상 1차 소둔 열처리를 행한 후 마르텐사이트 생성온도(Ms)~상온범위까지 냉각하는 단계; 및
상기 1차 소둔 열처리 및 냉각된 냉연강판을 150~500℃ 온도범위에서 10분 이상 2차 소둔 열처리를 행하는 단계를 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
관계식 1: Tmax=675+101*C-10.5*Mn+28.4*Si+30.3*Al1 .6
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 냉간 성형용 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안전성을 동시에 만족하기 위하여, 구멍확장성 및 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다. 또한, 열간 프레스 성형강을 대체하여 부품제조원가를 감소할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 발명강 1를 이용하여, 1차 소둔 열처리시 온도에 따른 재료의 팽창 및 수축을 측정하는 딜라토미터(dilatometer)의 실험 결과를 나타낸 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형강을 대체하여 동등 이상의 기계적 물성 및 부품제조 원가 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 냉간 프레스 성형에 적합한 물성 및 미세조직을 갖는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 부피분율로 10% 이상의 잔류 오스테나이트, 70% 이하의 페라이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.03~0.16%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.03% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.16%를 초과하게 되면, 본 발명의 미세조직에서 마르텐사이트와 페라이트의 C 농도차에 기인한 상간 경도차가 증가하여 구멍확장성이 열위해지며, 점용접성도 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.03~0.16%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1%~2.0%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간 압연성이 매우 열위하며, 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 4.5~10%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 억제하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn을 4.5% 미만으로 첨가하게 되면 페라이트 변태가 발생하기 쉽고, 잔류 오스테나이트의 안정성이 부족하게 되어 기계적 물성의 저하를 초래한다. Mn을 10% 초과하여 첨가하게 되면 합금원가의 증가 및 점용접성의 저하를 초래하므로, 발명에서는 Mn의 함량을 4~10%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.05% 이하(0% 제외)
인(P)은 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.02% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 0.005~0.5% 이하
알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.005% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 마르텐사이트 내에서 템퍼링시 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.005~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다
N: 0.02% 이하(0% 제외)
질소(N)는 고용강화 원소이나, 0.02% 초과인 경우에는 취성이 발생할 위험성이 크고, Al과 결합하여 AlN을 과다 석출 시킴으로 인해 연주품질을 저하하므로, 그 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
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 발명의 강판은 상술한 성분 이외에도, 기계적 성질 등의 향상을 위해서 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 바나듐(V): 0.005~0.1%, 텅스텐(W): 0.005~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 텅스텐(W) 및 몰리브덴(Mo) 은 강 중 C와 결합하여 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소로서, 그 함량이 각각 0.005% 미만이면 상기 효과를 확보하기 어렵다. 반면, 그 함량이 Ti, Nb 및 V는 0.1%, W 및 Mo의 경우 0.5%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화되고, 합금원가가 크게 상승하는 문제가 있으며, 석출물이 과다하게 형성되어 강중의 C 농도 저감에 따른 강도가 저하되는 문제가 있다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 초고강도 강판의 미세조직은 부피분율로 10% 이상의 잔류 오스테나이트, 70% 이하의 페라이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트를 포함한다.
이와 같이, 본 발명은 상기 조직을 포함함으로써 인장강도 1180MPa 이상이면서, 항복강도가 우수하여 항복비(항복강도/인장강도)를 0.6 이상으로 확보할 수 있으며, 더 나아가 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상이고, 구멍확장성이 15% 이상으로 확보할 수 있다. 하지만, 잔류 오스테나이트가 10% 미만이거나 페라이트가 70% 이상이면 상기 물성을 안정하게 확보할 수 없는 문제가 있다.
이때, 상기 잔류 오스테나이트의 상한은 특별히 한정하지는 않으나, 60%초과인 경우에는 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 현저히 감소하여 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상 확보하기 어려운 문제점 있을 수 있기 때문에 그 상한을 60%로 할 수 있다.
또한, 상기 페라이트의 하한은 특별히 한정하지는 않으나, 20%미만인 경우에는 이상역 오스테나이트의 열적 안정성이 감소하여 소둔 후 냉각에 의하여 생성되는 후레쉬 마르텐사이트(fresh martensite)의 분율이 증가하며 또한 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 현저히 감소하여 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상 확보하기 어려운 문제점 있을 수 있기 때문에 그 하한을 20%로 할 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 초고강도 강판은 후술하는 제조공정을 통해 제조될 수 있으며, 이때 1차 소둔 단계 후의 미세조직 즉, 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 냉각중 생성된 후레쉬 마르텐사이트 (fresh martensite) 3상으로 포함함이 바람직하며, 이때 잔류 오스테나이트를 5% 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.
후속하는 2차 소둔 단계에서 후레쉬 마르텐사이트 내 C는 전위에 고착하고 잔류오스테나이트로 재분배되게 되며, 후레쉬 마르텐사이트는 2차 소둔 단계 후에 템퍼드 마르텐사이트가 된다. 후레쉬 마르텐사이트 내 C가 전위에 고착하면 항복강도의 향상 효과가 있고, 후레쉬 마르텐사이트 내 C가 잔류 오스테나이트로 재분배되면 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하여 연신율의 향상 효과가 있다. 또한, 마르텐사이트 내에 C 농도가 감소하여 페라이트와 상간 경도차 감소로 구멍확장성이 증가하게 된다.
이 전위에 고착하여 항복강도의 향상 및 잔류 오스테나이트로 재분배됨에 따라 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하여 연신율의 증가에 기여하며 또한 마르텐사이트 내에 C 농도가 감소하여 페라이트와 상간 경도차 감소로 구멍확장성이 증가하게 된다.
상술한 성분조성과 미세조직을 갖는 본 발명의 강판은, 냉연강판뿐만 아니라, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 따른 강판 중 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 열처리 - 냉간압연 - 다단 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열 단계
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1100~1300℃에서 재가열 공정을 행함이 바람직하다.
만일, 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에는 액상이 존재할 수 있으므로, 1100~1300℃로 제한함이 바람직하다.
열간압연 단계
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 800℃ 이상 1000℃ 이하의 온도에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다. 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 있으며, 한편, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함 및 압연롤의 수명단축을 유발한다.
권취 단계
상기에 따라 제조된 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취함이 바람직하다. 상기 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면의 스케일이 과다하게 형성되어 결함을 유발하여 도금성을 열화시키는 원인이 되기 때문이다.
한편, Mn이 다량 함유되는 경우에 증가된 경화능으로 인해 열연권취 후 상온까지 냉각되면서 페라이트의 변태가 없으며 대부분 마르텐사이트로 변태된다. 상기 권취온도가 마르텐사이트 변태개시온도 이하이면 열연판의 형상이 열위해지는 문제가 있으므로 권취온도의 하한은 마르텐사이트 변태개시온도 이상으로 제한할 수 있다.
한편, 해당 열연 강판은 Mn의 다량 첨가에 따른 고합금화 및 대부분 마르텐사이트 조직으로 이루어져 있어 열연강도가 매우 높으므로, 본 발명에서는 냉간압연 부하를 저감하기 위하여, 냉간압연을 행하기 앞서 후술하는 열처리를 행하고 있다.
열처리 단계
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하기에 앞서, 일정 온도범위에서 열처리를 실시함이 바람직하다. 이때, 400℃~Ac3 온도범위에서 10분 이상 실시함이 바람직하다. 승온하는 경우에 열연조직인 마르텐사이트의 템퍼링에 의하여 강도가 감소하게 되지만 온도가 400℃ 미만인 경우 장시간의 열처리를 필요로 한다. 상기 Ac3은 상온에서 승온하는 경우 페라이트가 오스테나이트로 100%로 변태되는 온도를 의미한다. Ac3 초과로 열처리를 하는 경우 냉각과정 중 다시 마르텐사이트 조직으로 변태되므로 열처리에 의한 강도 감소효과를 기대할 수 없어 열처리 온도의 상한을 Ac3 이하로 제한한다.
산세 및 냉간압연 단계
상기 열처리된 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위한 공정으로서, 이때 압하율은 특별히 제한하지 않는다. 다만, 후속 소둔공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 25% 이상의 냉간압하율로 실시할 수 있다.
소둔단계 (1차 소둔 열처리 및 2차 소둔 열처리)
본 발명은 항복강도 및 구멍확장성이 동시에 우수한 초고강도 고연성 강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 강판을 얻기 위해서는 후속하는 2회 소둔 공정의 제어를 통하여 최종 미세조직으로 잔류 오스테나이트, 페라이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 복합조직을 확보하여야 한다.
1차 소둔 열처리
상기에 따라 제조된 냉연강판을 하기 관계식1에 따른 Tmax~Tmax+50℃의 이상역 온도범위에서 10분 이상 소둔 열처리를 행한 후 마르텐사이트 생성온도(Ms)~ 상온까지 냉각하는 공정을 행하는 것이 바람직하다. 상기 상온은 통상 25℃를 뜻한다.
냉연 강판을 승온하면 Ac1 온도 이상에서 이상역 오스테나이트가 생성되며, 소둔후 상온으로 냉각시에 이상역 오스테나이트의 열적 안정성이 충분하면 상온에 잔류하게 된다. 하지만 이상역에서 열처리 온도가 증가하게 되면 이상역 오스테나이트의 분율 증가로 오스테나이트의 열적 안정성이 저감되므로, 상온 냉각시 오스테나이트의 일정분율이 후레쉬 마르텐사이트(fresh martensite)로 변태하게 된다.
본 발명의 발명강 1를 이용하여, 1차 소둔 열처리시 온도에 따른 재료의 팽창 및 수축을 측정하는 딜라토미터(dilatometer)의 실험 결과를 나타낸 그래프인 도 1을 참조하여 보다 상세히 설명한다.
도 1의 검은 실선은 1차 소둔 열처리에 의한 발명강 1의 팽창 및 수축을 관찰한 실험 데이터이다. 도 1과 같이 열처리의 승온시 시편은 열팽창하게 되지만, 냉연조직인 페라이트가 소둔온도에서 평형상인 오스테나이트로 역변태하게 되면 두상의 밀도차에 의하여 수축하게 된다. 소둔 후 냉각공정 중 재료는 열수축하게 되지만, 이상역 오스테나이트가 후레쉬 마르텐사이트로 상변태하게 되면서 일부 팽창이 일어나기 때문에 빨간 실선과 비교하여 열수축이 감소된 것을 확인할 수 있다.
도 1의 빨간 실선은 후레쉬 마른텐사이트로의 상변태가 없는 경우를 가정한 것으로, 1차 소둔 열처리인 이상역 소둔 후 상변태가 없는 고온역 (300~550℃)에서의 냉각 중에는 검은 실선과 같은 기울기(strain/temperature)를 보인다. 그러나, 대략 200℃ 이하(파란 점선 부분)에서는 검은 실선과 비교하여 열수축이 많이 일어나게 된다.
Tmax 온도는 1차 소둔 및 냉각에 의하여 후레쉬 마르텐사이트가 생성되기 시작하는 이상역 열처리 온도를 칭하며, 하기 관계식 1에 의하여 도출 할 수 있다.
관계식 1: Tmax=675+101*C-10.5*Mn+28.4*Si+30.3*Al1 .6
(상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Tmax의 단위는 ℃이다.)
1차 소둔 열처리 온도가 Tmax 미만인 경우에는 이상역 오스테나이트의 안정성이 증가하여 성형시 적절한 마르텐사이트 변태에 의해 연신율은 증가하나, 이상역 오스테나이트의 분율이 작아 강도에 기여하는 바가 작기 때문에 최종 강판의 인장강도가 낮을 수 있다.
반면에, Tmax+50℃ 초과인 경우에는 1차 소둔후 이상역 오스테나이트의 분율이 많아 불안정하므로 냉각시 대부분이 마르텐사이트로 변태하거나 일부 소량의 (5% 미만) 잔류 오스테나이트가 존재하기 때문에 2차 소둔을 실시하여도 최종 강판의 연신율이 열위할 수 있다.
본 발명에서 상기와 같이 1차 소둔 열처리를 행하여 미세조직이 잔류 오스테나이트와 페라이트 및 냉각중 생성된 후레쉬 마르텐사이트 (fresh martensite) 3상으로 포함함이 바람직하다. 한편, 1차 소둔 후의 잔류 오스테나이트의 분율이 작은 경우 연신율이 저하되는 문제가 있으므로 10% 이상이 바람직하다. 상변태는 kinetic이 도입되므로, 적어도 10분 이상으로 열처리 하는 것이 바람직하며, 열처리를 장시간하는 경우 평형상에 근접하므로 이상역에서의 상분율 및 상의 조성 예측이 가능하기 때문에 특별히 그 상한을 한정할 필요는 없다.
이때, 상기 냉각은 마르텐사이트 생성온도(Ms)~상온 범위까지 냉각할 수 있다.
2차 소둔 열처리
2차 소둔 단계에서는, 1차 소둔후 생성된 후레쉬 마르텐사이트 내 과포화 된C이 전위에 고착하여 항복강도가 증가하며, 잔류 오스테나이트로 재분배됨에 따라 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 증가하여 연신율의 증가에 기여하며, 또한 결과적으로 마르텐사이트내에 C 농도가 감소하므로 페라이트와 상간 경도차 감소로 구멍확장성이 증가하게 된다.
2차 소둔 열처리는, 1차 소둔 열처리 및 냉각된 냉연강판을 150℃~500℃의 온도범위에서 10분 이상 열처리함이 바람직하다. 열처리 온도가 150℃ 미만이면 C의 확산에 의한 C의 전위고착 및 오스테나이트로의 재분배 효과가 낮으므로 항복강도, 구멍확장성 및 연성을 안정적으로 확보할 수 없으며, 반면 500℃ 온도를 초과하게 되면 오스테나이트 역변태가 다시 일어나므로, 1차 소둔 열처리한 경우와 같아지게 된다. 상기 2차 소둔 열처리 시간은 kinetic을 고려하여 적어도 10분 이상으로 열처리 하는 것이 바람직하며 상한에 대해서는 특별히 한정하지 않는다.
한편, 상기 1차 또는 2차 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판을 제조할 수 있다. 이때, 도금처리는 전기도금법, 용융도금법 또는 합금화 용융도금법으로 실시하는 것이 바람직하며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.
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 성분조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리 압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함에 의해 열연권취를 모사하였다. 이후, 시편을 상온까지 냉각한 후 600℃에서 10시간 열처리를 행한 다음, 이를 산세 및 52% 냉간압하율로 냉간압연을 행하여 냉연강판으로 제조하였다.
상기 제조된 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 열처리(1차 만 또는 1차, 2차 모두)를 행한 다음, 각 시편에 대하여 기계적 물성을 측정한 결과를 하기 표 2에 나타내었다.
강종 성분조성(중량%)
C Si Mn Ti Nb V Mo Al P S N
비교강1 0.02 1 8.5 0 0 0 0 0.025 0.01 0.008 0.005
발명강1 0.05 1 8.5 0 0 0 0 0.023 0.015 0.007 0.006
발명강2 0.1 1 8.5 0.03 0.04 0 0.25 0.031 0.008 0.008 0.006
비교강2 0.14 0 7 0 0 0 0 0.029 0.009 0.006 0.004
발명강3 0.14 0.5 7 0 0 0.1 0 0.031 0.012 0.009 0.007
발명강4 0.14 1 7 0.03 0.04 0 0.25 0.026 0.009 0.008 0.009
발명강5 0.14 1 9 0.03 0.04 0 0 0.035 0.007 0.007 0.008
발명강6 0.14 1.5 6 0.03 0.04 0 0.25 0.027 0.011 0.007 0.007
비교강3 0.14 1.5 4 0.03 0.04 0 0.25 0.032 0.011 0.004 0.005
비교강4 0.19 0.5 7 0.03 0.04 0 0 0.026 0.009 0.009 0.004
강종 구분 Tmax
(℃)		 1차 소둔 2차 소둔 미세조직(부피%) YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 TS*El
(MPa%)		 HER
(%)		 YR
온도
(℃)		 시간
(min)		 온도
(℃)		 시간
(min)		 α γ αT
비교강1 비교예1 616 630 180 200 600 60 15 25 684 1102 15 16530 17 0.62
비교예2 616 640 180 200 600 62 10 28 645 1095 17 18615 18 0.59
비교예3 616 700 180 200 600 10 5 85 856 1356 14 18984 6 0.63
발명강1 발명예1 619 630 180 200 600 44 31 25 892 1223 21 25683 18 0.73
발명예2 619 640 100 200 600 40 28 32 815 1278 20 25560 16 0.64
비교예4 619 600 180 200 600 79 21 0 1001 1051 29 30479 16 0.95
비교예5 619 750 180 200 600 3 3 94 928 1482 11 16302 3 0.63
비교예6 619 630 5 200 600 90 10 0 1025 1375 15 20625 11 0.75
비교예7 619 630 180 　 　 42 27 - 479 1379 17 23443 7 0.35
비교예8 619 630 180 100 600 42 28 30 579 1320 18 23760 15 0.44
발명예3 619 630 180 300 30 42 27 31 962 1183 25 29575 20 0.81
발명강2 발명예4 624 630 180 200 600 41 26 33 956 1221 23 28083 16 0.78
비교예9 624 700 180 200 600 14 4 82 991 1568 8 12544 2 0.63
발명예5 624 640 180 300 30 40 22 38 906 1267 20 25340 16 0.72
비교예10 624 630 5 200 600 88 12 0 978 1567 11 17237 9 0.62
비교강2 비교예11 616 630 180 200 600 48 11 41 895 1101 15 16515 5 0.81
비교예12 616 630 180 　 　 48 11 41 864 1131 26 29406 4 0.76
비교예13 616 630 180 300 30 48 11 41 956 1056 12 12672 4 0.91
비교예14 616 630 180 400 30 48 11 41 978 1005 7 7035 1 0.97
발명강3 발명예6 630 640 180 200 600 42 25 33 800 1270 21 26670 16 0.63
발명예7 630 640 180 300 30 40 23 37 802 1264 22 27808 15 0.63
비교예15 630 600 180 200 600 80 20 0 829 889 46 40894 13 0.93
발명강4 발명예8 644 650 180 200 600 37 30 33 846 1276 21 26796 15 0.66
발명예9 644 650 180 300 30 37 31 32 859 1243 22 27346 16 0.69
비교예16 644 750 180 200 600 2 3 95 645 1498 12 17976 5 0.43
발명강5 발명예10 623 630 180 200 600 43 30 27 967 1285 26 33410 15 0.75
비교예17 623 630 180 　 　 43 30 - 947 1385 29 40165 5 0.68
발명예11 623 630 180 300 30 43 30 27 977 1189 22 26158 15 0.82
비교예18 623 600 180 200 600 81 19 0 1056 1106 35 38710 11 0.95
발명강6 발명예12 669 680 180 200 600 29 35 36 768 1182 22 26004 16 0.65
비교예19 669 640 180 200 600 63 37 0 855 1150 28 32200 5 0.74
비교예20 669 600 180 200 600 79 21 0 901 922 31 28582 13 0.98
비교강3 비교예21 690 700 180 200 600 62 5 33 911 1170 17 19890 13 0.78
비교예22 690 700 180 300 30 62 5 33 923 1150 17 19550 10 0.80
비교강4 비교예23 635 640 180 200 600 45 26 29 756 1217 25 30425 4 0.62
비교예24 635 640 180 300 30 45 26 29 779 1156 22 25432 4 0.67
(상기 표 2에서 YS(Yield Strength)는 항복강도, TS(Tensile Strength)는 인장강도, El(Elongation)은 연신율, HER(Hole Expansion Ratio)은 구멍확장성, YR은 항복비(Yield Ratio)를 의미한다. 또한, α는 페라이트, γ는 잔류 오스테나이트, αT는 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 12은 1180MPa 이상의 인장강도뿐만 아니라, 항복강도를 800MPa 이상으로 확보할 수 있어 0.6 이상의 항복비를 갖는 강판을 얻을 수 있다. 또한, 연신율을 20% 이상으로 확보함으로써 TS*El의 값이 25,000MPa% 이상을 하며, 동시에 구멍확장성을 15% 이상으로 확보할 수 있어, 열간 프레스 성형강을 대체하기 위한 냉간 프레스 성형성에 유리한 것을 확인할 수 있다.
하지만, 본 발명의 성분조성을 만족하더라도 소둔열처리 조건이 본 발명을 벗어난 경우(비교예 4-10, 15-20)에는 본 발명에서 요구하는 물성을 만족하지 못하였다. 특히, 소둔 열처리시 1차 소둔만을 행한 비교예 7, 17의 경우 인장강도와 연신율은 우수하나 항복강도 또는 구멍확장성이 열위하였다. 이는 앞서 기술한 바와 같이, 도1의 파란 점선부분이 의미하는1차 소둔후 생성된 후레시 마르텐사이트 내의 C가 과포화 되어 페라이트와의 상간 경도차가 커서 구멍확장성이 열위하며, 또한 C의 전위 고착이 없으므로 연신율 및 항복강도가 열위하다.
또한, 1차 및 2차 소둔 열처리를 모두 행하더라도 1차 소둔온도가 Tmax 미만인 경우는 (비교예 4, 15, 18-20) 모두 인장강도가 1180MPa 이하이며, 이는 열처리 소둔온도가 낮으면 이상역 오스테나이트의 안정성이 증가하여 성형시 적절한 마르텐사이트 변태에 의해 연신율은 증가하나, 분율이 작아 강도에 기여하는 바가 작기 때문이다.
반면, 1차 소둔온도가 Tmax+50℃ 초과인 경우(비교예 5, 9, 16) 1차 소둔후 이상역 오스테나이트의 분율이 많아 불안정하므로 냉각시 대부분이 마르텐사이트로 변태하거나 일부 소량(5% 미만)의 잔류 오스테나이트가 존재하기 때문에 2차 소둔을 실시하여도 연신율이 열위하다. 또한, 1차 소둔 시간이 10분 미만인 경우(비교예 6, 10) 상변태 kinetic에 의하여 역변태된 이상역 오스테나이트의 분율이 작기 때문에 연신율이 열위하다.
또한, 2차 소둔온도가 150℃ 미만인 경우(비교예 8) 온도가 낮아 C 확산이 느리므로 C의 전위고착 및 마르텐사이트에서 오스테나이트로의 C의 재분배 효과가 작고 항복강도 및 연신율이 발명예 대비 열위하다.
뿐만 아니라, 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 아니한 강종을 이용한 경우 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 (비교예 1, 2, 11, 13, 14, 21-24), 인장강도 및 연신율이 불충분하여 TE*El의 값을 25,000MPa% 이상으로 확보할 수 없거나 구멍확장성이 매우 열위 하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 부피분율로 10~60%의 잔류 오스테나이트, 20~70%의 페라이트, 나머지 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지고,
    인장강도가 1180MPa 이상, 항복비(항복강도/인장강도)가 0.6 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상이며, 구멍확장성이 15% 이상인 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 바나듐(V): 0.005~0.1%, 텅스텐(W): 0.005~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  3. 삭제
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  5. 삭제
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.03~0.16%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 4.5~10%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.005~0.5%, 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 400℃~Ac3 온도범위에서 10분 이상 열처리하는 단계;
    상기 열처리된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 하기 관계식1에 따른 Tmax ~ Tmax+50℃의 온도범위에서 10분 이상 1차 소둔 열처리를 행한 후 마르텐사이트 생성온도(Ms)~상온범위까지 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 소둔 열처리 및 냉각된 냉연강판을 150~500℃ 온도범위에서 10분 이상 2차 소둔 열처리를 행하는 단계를 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
    관계식 1: Tmax=675+101*C-10.5*Mn+28.4*Si+30.3*Al1 .6
    (상기 관계식 1에서 각 원소 기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Tmax의 단위는 ℃이다.)
  7. 제6항에 있어서,
    상기 2차 소둔 열처리된 냉연강판을 아연도금욕 또는 아연합금도금욕에 침지하여 용융아연도금층 또는 용융아연합금도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  8. 제6항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 바나듐(V): 0.005~0.1%, 텅스텐(W): 0.005~0.5% 및 몰리브덴(Mo): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
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