KR20100047001A - 초고강도 열연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 베이나이트, 페라이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트의 3상 조직을 가진다. 본 발명은 980MPa ~ 1180Mpa 이상의 인장강도와 10%이상의 연신율, 성형성 및 도금성이 확보되는 초고강도 강판의 제조가 가능하므로 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고 종래의 590~780MPa 고강도 강판을 대체하여 사용이 가능하므로 초고강도를 통한 자동차 총 중량감소 및 연비 효율 상승을 기대할 수 있고 충격 에너지 흡수능이 향상되는 이점이 있다.
열연강판, 변태유기소성, 연신율, 성형성, 도금성

Description

초고강도 열연강판 및 그 제조방법{Hot-rolled steel sheet having ultra-high strength, and method for producing the same}
본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 980~1180MPa급 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
기존 자동차 산업은 경쟁이 심화됨에 따라 자동차 품질에 대한 고급화, 다양화 요구가 높아지고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 자체 강성을 증대시키고 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 하고 있다.
특히, 최근 철강업계 및 자동차 업계의 연구관심은 환경오염과 고강도, 경량화에 집중되고 있으며, 자동차 디자인이 복잡해지고 소비자의 욕구가 다양화됨에 따라 고강도이면서 가공성과 성형성이 우수한 강을 요구하고 있다. 기존에는, 강도를 향상시키면서 가공성이 크게 열화하지 않는 신강종의 제조방법이 꾸준이 모색되어 왔으며, 그러한 개발방향을 다음과 같이 구별될 수 있다.
첫째, 소입성 강화원소인 실리콘(Si), 망간(Mn), 크롬(Cr) 등을 첨가하여 냉각 후 저온변태조직을 형성시킴으로써 이 조직에 의한 강도 상승을 도모하는 방법 으로, 이러한 방법으로 제조된 대표적인 강으로는 변태조직강(베이나이트강, 이상조직강, 복합조직강 등)이 있으며, 이때 얻어지는 강도는 냉각조건과 첨가하는 합금량에 따라 조절된다. 그중에서도 페라이트와 마르텐사이트의 2상으로 된 이상조직강(Dual Phase Steel)은 오오스테나이트와 페라이트 2상 영역에서 급냉하여 마르텐사이트를 약 10~30%(부피분율)정도 생성시킨다. 이러한 변태조직강은 석출경화강에 비해 연성 및 장출가공성이 우수하며, 충돌에너지 흡수능이 크기 때문에 맴버, 범퍼 등에 적용된다.
이상조직강은 1980년대에 개발되어 최근 적극적으로 적용되기 시작하였으며, 특히 유럽에서는 그 적용비율이 전체 판재의 50%를 상회할 만큼 많이 적용되고 있다. 또한 이상조직강은 차량충돌과 같은 고속변형 조건하에서 충격에너지가 우수하고, 동급의 TRIP(Transformation Induced Plasticity : 변태유기소성)강에 비해 용접성, 아연도금성 등이 뛰어나기 때문에 TRIP 강에 비해 연성이 다소 떨어지는 단점을 극복하고 자동차 설계과정에서 많은 부품이 채택되고 있다.
둘째, 폴리고날 페라이트 또는 베이나이크 조직에 잔류오스테나이트를 분포시켜 잔류오스테나이트가 가공 초기에 변태유기소성을 발생시켜 연성이 향상되도록 하는 방법이 있는데, 이 방법으로 제조된 대표적인 강으로써 변태유기소성(TRIP)강이 있다.
상기 변태유기소성(TRIP)강은 오스테나이트의 냉각시 펄라이트 변태가 일어나지 않도록 합금첨가량에 따른 적절한 냉각을 행하고, 그 후 권취단계에서 다시 오스테나이트가 베이나이트로 변태되는 것을 지연시킴으로써, 최종냉각중 오스테나 이트의 일부는 마르텐사이트로 변태되고 나머지는 잔류된 강으로, 이때 잔류 오스테나이트는 초기 가공에 의해 마르텐사이트로 변태되며, 이 과정에서 연성이 형성되는데, 이러한 현상을 변태유기소성이라하고 이런 거동을 보이는 강종을 말한다. 그러나 이상조직(Dual Phase)강이나 복합조직(Complex Phase)강은 강도를 증가시키기 위해 마르텐사이트나 석출물의 분율을 증가시키면 강도는 증가하지만 페라이트 분율이 감소하여 연성이 저하된다. 하지만 열연 및 냉연, 소둔 열처리 공정을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 잔류시켜 강도와 연성을 동시에 높일수 있다. 가공시 잔류 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태하도록 유도하면 강도증가와 함께 변태유기소성 현상에 의해 변태된 상이 국부적으로 응력을 완화시키면서 연성을 증가시키는데 이를 변태유기소성(TRIP)강이라 한다.
한편, 자동차 부품의 내부분이 프레스 가공을 통해 성형되기 때문에 우수한 프레스 가공성이 요구되고 있다. 우수한 프레스 가공성을 확보하기 위해서는 우선적으로 연신율의 향상을 꾀할 수 있는 방법을 모색해야 하며, 형상 동결성을 확보하는 점도 간과해서는 안된다.
종래 일본특개평 8-134591호에는 저항복비를 가지며 프레스 성형성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금강판이 제안되어 있지만, 연신율이 떨어지는 단점이 있다. 그리고 일본특허 JP_B_35900호에 언급된 기술을 고강도를 얻기 위해서 100℃/s 이상의 냉각속도가 필요하므로 가스제트냉각방식으로는 구현하기 힘든 문제점이 있다.
그리고, 미국특허 US2003/0129444A1에는 바나듐의 함량을 조절하여 780Mpa 급 인장강도를 실현하고 있는데, 바나듐은 가격면에서 고가이기 때문에 상대적으로 많은 양을 첨가하는 것을 힘들며, 실리콘의 함량이 높기 때문에 용접성에 문제가 발생한다.
또한, 사트시 히로나까 외 3인이 2007년 11월 GALVATECH 07에 발표한 문헌에는 인장강도 590~980MPa의 이상조직(Dual Phase) 형의 지에이(GA)강판이 개시되어 있는데, 탄소, 망간, 실리콘 등의 합금원소와 제조조건을 조절하여 성형성이 우수한 합금화 용융아연강판을 제조하였으나 실리콘 함량이 1.2wt% 이상 함유하여야 강도와 연성의 균형이 잘 맞는 강판을 생산할 수 있으나 실제 실리콘 함량이 증가할수록 도금특성이 급격히 떨어진다. 하지만 이에 대한 해결방법이 개시되어 있지 않고 통상적으로 강판을 개발할 시에 실리콘 함량을 가급적 적게 하는 것이 일반적인 상황이다.
한국공개특허 10-2005-0063981에서는 실리콘을 0.6%이상 첨가하여 강판의 강도를 증가시키고 최종조직에서 일정한 페라이트가 형성되도록 하는 120kgf/㎟급 강도의 변태유기소성강으로 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 그러나 상기 방법은 용융도금표면처리가 어렵고 전기도금표면처리를 이용해야 하기 때문에 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
또한, 한국공개특허 10-2005-0032721에서는 실리콘을 0.75% 이상, 망간을 4~7% 첨가하여 잔류 오스테나이트를 확보하는 120kgf/㎟급 강도의 변태유기소성강으로 역시 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 하지만 이 방법 역시 용융도금표면처리가 어려운 문제점이 있다.
그리고, 한국특허출원 10-2005-7013049에서는 실리콘과 알루미늄을 함유하면서도 용융도금표면처리를 위해 니켈이 Ni≥1/5×Si(5)+1/10×Al(%)의 조업조건을 만족하도록 제어하여 강판의 강도와 도금성능을 개선하는 방법이 제시되어 있다. 그러나 상기 방법은 고가인 니켈의 함량 증가가 제조원가의 상승으로 이어져 상업적 생산이 불가능해지는 문제점이 있다.
상기 방법과 같이 압연과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각종료온도 등을 제어하여 상온에서 페라이트, 마르텐사이트를 형성시키고 상대적으로 합금원소 첨가량을 적게 하여 용접성이 우수하며, 강도와 함께 우수한 연신율을 향상시키기 위해 냉각조건을 제어하는 것이 중요하며, 냉각 중에 공냉을 통해 페라이트를 얻고자 냉각패턴을 적정화하고 성분을 최적화하여야 한다.
이상조직강은 일정 분율 이상의 페라이트를 유지하는 것이 중요한 데, 이를 위해서 망간, 알루미늄, 크롬 등을 첨가하며, 미량 첨가원소인 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 보론(B)을 첨가하여 결정립을 미세하게 하는 것이 중요하다.
본 발명은 상기한 바와 같은 여러가지 문제점을 고려하여 발명된 것으로서, 본 발명의 목적은 합금원소를 조절하고, 열간압연, 산세 및 도금공정의 제어를 통해 조직의 분율을 변화시킴으로써 부품가공성과 홀확장성이 우수하고 도금특성 및 용접성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명에 의한 초고강도 열연강판은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이 하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 베이나이트, 페라이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트의 3상 조직을 가진다
상기 베이나이트 조직의 상분율은 50~65Vol%으로 되어 있다.
본 발명에 의한 초고강도 열연강판의 제조방법은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를, 1150~1250℃에서 균질화 열처리하고, 870 ~ 930℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 200~400℃에서 권취한 후 산세 및 도금처리한다.
상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 600~720℃범위까지 냉각한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 다단냉각을 실시한다.
상기 도금처리는 상기 열간압연된 강판을 산세 후, 450~480℃의 온도로 가열하여 30초 이내로 유지한 후 450~500℃에서 용융아연도금하고 480~550℃에서 합금화 열처리를 수행한 후 냉각한다.
본 발명에 의한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 의하면, 열간압연 제어기술과 도금 열처리 온도제어를 통해 잔류 오스테나이트 함량을 증가시킴으로써, 기존의 강판보다 굽힘가공성과 홀확장성이 우수하고 성형성이 향상된다.
그리고, 강도확보를 위해 첨가되는 합금원소에 의한 결정립 미세화 및 석출상 함량의 증가로 자동차 구조부재에 중요한 강도를 확보하여 기존의 590 ~ 780MPa 급 고강도 냉연강판을 대체할 수 있으며, 강도의 증가로 인하여 강판의 두께를 감소시켜 자동차 총중량이 감소하는 동시에 연비효율이 상승된다.
따라서, 본 발명에 의하면, 초고강도 열연강판을 자동차 구조부재로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 가능하고 증가된 오스테나이트 분율로 인해 자동차 충돌시 충격에너지흡수능이 향상될 수 있다.
이하 본 발명에 의한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.
본 발명은, 합금원소를 조절하고, 열간압연, 산세 및 도금공정의 제어를 통해 조직의 분율을 변화시킴으로써, 980MPa ~ 1180Mpa 이상의 인장강도와 10%이상의 연신율, 성형성 및 도금성이 확보되는 초고강도 강판를 제조하는 것이다.
본 발명에서는 굽힘가공성과 홀확정성을 향상시키고 용접성 및 도금성을 향상시키기 위해 탄소함량을 줄이는 동시에 실리콘 함량을 저하시키고 대신에 부족한 강도을 향상시키기 위해 망간, 크롬, 구리, 알루미늄을 증가시켜 원하는 인장강도와 연신율을 확보하고, 뛰어난 도금성을 확보하기 위해 실리콘 함량을 최소로 하고 니오븀과 티타늄을 첨가하여 결정립 미세화를 극대화하여 도금성과 연신율을 향상시키고, 소량의 보론을 첨가하여 베이나이트나 펄라이트 변태가 일어나지 않게 한다.
본 발명의 구체적인 합금 조성은, 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.
상기 열연강판의 미세조직은 베이나이트, 페라이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트의 3상 조직을 가진다. 이 3상 조직은 3상 조직은 열간압연 및 냉간압연 의 온도제어를 통해 잔류오스테나이트의 함량을 증가시킨 것이다. 이때, 페라이트는 결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 20~30vol%의 분율을 가지며, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 5~10vol%의 분율을 갖는다. 또한 베이나이트는 결정립 크기가 2~20㎛로 50~65%의 분율을 갖는다. 상기 잔류 오스테나이트는 가공시 최종적으로 마르텐사이트로 변한다.
베이나이트는 65vol% 이상이면 목표강도의 확보가 어렵고 오스테나이트상의 화학적 안정성을 확보하기 어렵고, 50vol%미만이면 강도 기여 효과가 거의 없다.
상기 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트는 5vol%미만이면 변태유기소성에 의한 원하는 연신율의 향상을 기대하기 어렵고, 페라이트는 연성확보와 관련된 미세조직으로 분율이 30vol% 이상이면 잔류 오스테나이트의 화학적 안정성을 확보하기 어렵다.
이하, 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 상세히 설명한다.
탄소(C): 0.05~0.20wt%
탄소는 강에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소이다. 탄소는 2상 영역에서 공냉 후 냉각시 오스테나이트 상에 농화되고 베이나이트 변태 온도범위에서 오스테나이트를 안정화시킨다. 그리고 탄소는 페라이트 내부에서 오스테나이트로 확산이동, 농축되어 상온으로 냉각 후에도 10%이상의 잔류오스테나이트및 마르텐사이트가 존재하여 강의 가공시 변태유기소성을 발생시켜 성형성을 개선한다.
탄소는 소량 첨가되면 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 분율 확보를 어렵게 하므로 강도 및 연신율 특성이 저하된다. 따라서 최소 0.05wt% 이상은 첨가한다. 반면, 탄소는 과다 첨가되면 용접성이 저하되고 강도 증가에 따른 연성 및 스트레치-플렌지성이 저하되므로 상한치를 0.20wt%로 제한한다.
실리콘(Si): 0.01~0.30wt%
실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 강의 청정화에 기여하고, 오스테나이트의 탄소 농화를 촉진하여 오스테나이트의 안정도를 증가시킴으로써 상온에서도 오스테나이트가 잔류하게 한다.
실리콘은 적정 망간을 첨가하는 강에 첨가되면 용접시 용융금속의 유동성을 향상시켜 용접부 내 개재물 잔류를 최대한 감소시키고 항복비와 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 페라이트내 탄소의 확산속도를 느리게 하여 탄화물의 성장을 억제하고 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시킨다.
하지만 실리콘(Si)은 과다 첨가시 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시키고, 도금부착성을 저하시켜 미도금 및 도금 박리현상 등의 문제점이 발생시키므로 그 상한치를 0.30wt%로 제한한다.
망간(Mn) 2.00~3.00wt%
망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 2상 영역 온도를 저하시키고 낮은 임계냉각속도에서도 오스테나이트가 펄라이트로 분해되는 것을 방지하여 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.
망간은 소량 첨가되면 마르텐사이트를 얻기 위한 빠른 냉각속도 때문에 발생하는 열응력으로 인하여 강판의 형상이 불량해지므로 0.8wt%이상의 첨가가 필요하다.
하지만 980MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 최소 2.00wt% 이상을 첨가해야 원하는 연신율과 용접성을 얻을 수 있다. 또한 과다 첨가시 경화능이 증가하여 가공성이 열악해지며 슬라브 주조시 두께 중심부에서 망간밴드 조직이 형성되어 굽힘가공성이 저하하는 동시에 스폿용접(spot welding) 시 너겟(nugget) 용접부에서 파괴되는 경향이 있으므로 상한치는 3.00wt%로 한다.
망간은 펄라이트상(페라이트+세멘타이트) 생성을 억제하고 오스테나이트 형성 및 내부에 C 농화를 촉진하여 잔류 오스테나이트 형성에 기여하고 경화능을 높여 냉각시 마르텐사이트 형성을 용이하게 하는 성분이나 망간이 0.5wt% 미만시 매우 빠른 냉각속도가 필요하여 펄라이트 생성을 막기가 산업적으로 불가능하고, 2.5wt% 초과시 망간 밴드조직이 형성되고 급격하게 증가하여 강의 가공성 및 용접 성을 저해하게 된다. 따라서 망간의 함량은 2.0~2.50wt%의 범위 내로 함유하는 것이 특히 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.10~0.50wt%
알루미늄은 주로 탈산제로 사용되는 원소이다. 알루미늄은 실리콘과 마찬가지로 소둔 후 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 펄라이트 변태의 진행을 지연시켜 페라이트 결정립을 안정화한다. 또한 알루미늄 첨가시엔 페라이트 변태가 초기에 시작되므로 오스테나이트 중의 탄소의 농화가 증가하여 상온에서의 오스테나이트상의 안정성을 증가시킨다.
그리고 강 중의 질소(N)와 결합하여 AlN를 석출하여 결정립을 미세화시키므로 강판의 강도를 향상시키며 강 중의 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하여 슬라브 제조시 균열을 방지한다.
알루미늄은 소량 첨가시 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래하므로 0.01wt%이상의 첨가가 필요하다. 그러나 강도 및 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해서는 0.1wt% 이상 첨가가 필수적이다. 반면, 0.5wt%를 초과하는 경우에는 실리콘과 마찬가지로 도금성능을 저해하므로 0.10~0.50wt%의 범위로 함유하는 것이 바람직하다.
인(P) : 0.05wt% 이하
인(P)은 알루미늄과 마찬가지로 세멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가되지만, 첨가되지 않는 것이 바람직하다. 0.05wt%를 초과하면 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 최종재질편차가 발생하는 문제가 있으므 로 0.05wt% 이하의 범위로 제한한다.
황(S) 0.02wt% 이하
황은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로 인성 및 용접성을 저해하고, 유화물계(MnS) 비금속 개재물을 증가시켜 크랙 등의 발생을 야기하므로 첨가되지 않는 것이 바람직하다. 특히, 황은 과다첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하므로 0.02wt% 이하의 범위로 규제한다.
니오븀(Nb) 티타늄(Ti): 0.01~0.10wt%
니오븀, 티타늄 원소는 강 중의 탄소 또는 질소를 NbC, NbN, TiC, TiN 형태로 석출하거나, 철(Fe)내 고용강화를 통하여 강의 강도를 개선하는 원소들이다. 상기 원소들은 0.10wt%이하로 첨가될 경우 본 발명의 취지를 손상시키지 않고 강도향상에 기여할 수 있다. 따라서, 경우에 따라 니오븀, 티타늄 중 하나 이상을 0.10wt% 이하 범위에서 추가로 함유할 수 있다.
질소(N) 0.01wt% 이하
질소는 AlN의 형성으로 결정립을 미세화하나 용융도금아연시 아연 도금층의 합금화 공정에서 냉각시 과포화되어 연신율을 저하시키므로 첨가되지 않는 것이 바람직하지만, 0.01wt%이하로 제한한다.
니켈(Ni) 0.02~0.30wt%
니켈은 강도 증가 및 내식성 향상을 위해 구리 첨가시 발생되는 적열취성을 방지하기 위한 원소로서 첨가된다. 보통 구리(Cu) : 니켈(Ni) = 1 : 1~2 의 비율로 첨가시 효과가 가장 좋다고 알려져 있다. 구리(Cu) 첨가시 공정변수를 조정하여 적 열취성등 품질확보가 어려울 시에는 구리(Cu)의 첨가 함량에 맞추어 0.30 wt% 이하의 범위 내로 첨가한다.
구리(Cu) 0.01~0.30wt%
구리(Cu)는 알루미늄(Al)과 더불어 베이나이트 변태구간에서 탄소의 석출을 억제하고 잔류 오스테나이트를 생성하는 역할과 더불어 내부식성을 향상시킨다. 또한 페라이트 결정립을 미세화하는 효과가 있어 강도를 증가시키는 기능을 갖는다. 구리는 0.3wt%초과시 연신율이 감소하므로 0.30wt%이하로 규제한다.
크롬(Cr) 0.10~2.00wt%
크롬은 페라이트 형성원소로서 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태되는 것을 지연시켜 2상 영역 공냉 후 오스테나이트가 상온에서 베이나이트나 마르텐사이트로 변태되게 하고 강도를 향상시키는 역할을 한다.
크롬은 0.10wt% 이하로 첨가되면 충분한 강도를 얻기 힘들고 2.00wt% 이상 첨가시에는 강도상승을 유발시켜 연성을 저하시키므로 강도와 연성의 균형이 깨어지는 문제가 발생한다.
보론(B) 0.0005~0.0030wt%
보론은 강의 담금질성을 향상시키는 원소로 필요에 따라 첨가될 수 있다. 보론은 0.0005wt% 이상 첨가되는 것이 바람직하나 0.0030wt% 이상 첨가될 경우 결정립계에 편석을 발생시켜 재질의 편차를 가져오는 문제점이 있으므로 0.0005~0.0030wt% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은 상기 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세량 혼입도 허용된다.
상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연을 거쳐 강판 형태로 제조된 후에, 그 강판의 표면에 산세 및 용융아연도금 처리되는 아래의 공정을 거치게 된다.
각 공정은 아래와 같다.
[가열로 공정]
슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1200±50℃의 온도범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다. 또한 슬라브의 두께에 따라 재가열 온도 유지시간을 조절할 필요가 있어 두께가 두꺼워질수록 재가열시간을 길게 유지하고 두께가 얇아질수록 유지시간을 짧게 할 필요가 있다. 적정유지시간은 1~2시간 정도이다. 이 시간 이상 유지할 경우 비경제적이고 너무 짧으면 재질의 균질화 정도가 떨어져 품질이 나빠지는 문제가 발생할 수 있다.
[열간압연 공정]
가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 열간압연 후 냉각 전까지 강판의 조직이 오스테나이트상의 조직을 갖도록 870~930℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리한다.
870℃이하에서 압연하면 과도한 전위가 페라이트 내에 도입되어 냉각 혹은 권취 중에 성장하여 포면에 조대한 결정립을 형성한다. 그러나 930℃이상에서 마무리 압연하는 경우 페라이트 결정입도가 증가하여 강도가 감소한다.
열간압연 후에는 강판이 페라이트- 베이나이트- 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트의 3상 조직이 되도록 권취온도까지 다단냉각을 실시한다.
다단냉각은 열간압연 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 600~720℃범위까지 냉각한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 200~400℃범위까지 냉각하여 권취하는 방식을 채택한다. 그러면, 공냉과정에서 오스테나이트의 일부가 페라이트 및 베이나이트로 변태되어 최종 열연강판의 조직이 페라이트-베이나이트-마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 3상 조직으로 된다.
이때, 다단냉각의 중간온도는 600℃보다 낮으면 페라이트 대신 펄라이트가 생성되어 오스테나이트 내 탄소농화가 어려워지므로 상온에서 오스테나이트를 잔류시키기 어렵고, 700℃보다 높으면 미세한 페라이트 분율 확보가 어렵다.
그리고, 권취온도는 200℃보다 낮을 경우 권취시 응력이 너무 많이 걸려 권취가 안되는 문제가 발생되고, 400℃를 초과하는 경우 충분한 강도를 발휘할 수 없는 마르텐사이트 분율을 형성하게 되어 기계적 성질을 만족할 수 없다.
[산세(PO) 및 도금 공정]
열간압연된 강판을 60~85℃의 온도범위로 가열한 15~25%의 희석 염산용액에 10~30초 동안 침지하여 표면 산화층을 제거한 후, 450~480℃로 가열하여 30초 이내로 유지하고 450~500℃에서 용융아연도금 한 후 480~550℃에서 합금화 열처리를 실시한다.
가열온도는 450℃보다 낮으면 드로스(dross)발생으로 인한 용융아연도금강판의 품질저하가 발생하고 480℃보다 높거나 유지시간이 30초를 초과하게 되면 열간압연 공정에서 재질이 급격히 열화되어 원하는 기계적 성질을 얻기 힘드는 문제가 있다. 따라서 가열온도는 450~480℃, 유지시간은 30초 이내로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 합금화 열처리 온도는 480℃보다 낮으면 도금층의 합금 반응속도가 감소하고 도금층 내의 철(Fe) 농도가 감소하게 되어 도금층의 안정적 성장을 확보하기 어렵다. 그리고 550℃보다 높으면 과도한 합금화의 진행으로 성형시 도금층 박리가 발생하기 쉽고 잔류오스테나이트의 분해로 분율이 감소되어 변태유기소성 효과에 의해 강판의 가공성을 개선하고자하는 본 발명의 목적을 달성할 수 없다.
이하, 상술한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 한다.
표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이다.
구분 화학성분(wt%, 잔부Fe) 비고
C Si Mn P S Al Cu Nb Ti Ni Cr B N
발명예1 0.07 0.15 2.45 0.011 0.002 0.20 0.15 0.025 0.020 0.05 0.98 0.0015 0.0045
비교예1 0.14 0.21 1.55 0.016 0.002 - 0.64 - - 0.72 - - 0.0044
비교예2 0.21 1.50 2.10 0.010 0.003 - - 0.024 0.053 - - - 0.0041
발명예2 0.09 0.10 2.25 0.011 0.002 0.20 0.10 0.022 0.030 0.02 0.60 0.0015 0.0045
발명예3 0.10 0.12 2.33 0.011 0.002 0.20 0.13 0.045 - 0.06 1.12 0.0015 0.0045
비교예3 0.20 0.50 2.05 0.011 0.002 1.01 - 0.024 0.053 - 0.52 0.0015 0.0042
비교예4 0.25 0.50 2.02 0.011 0.002 0.99 - 0.027 0.052 - 0.52 0.0015 0.0049
비교예5 0.24 0.48 2.54 0.010 0.002 0.99 - 0.026 - - 0.51 0.0015 0.0035
발명예4 0.09 0.11 2.70 0.011 0.002 0.20 0.20 0.025 0.020 0.05 0.47 0.0015 0.0042
발명예5 0.12 0.10 2.45 0.011 0.002 0.15 0.20 0.022 0.040 0.08 0.85 0.0015 0.0044
상기 표1과 같이 조성된 슬라브를 사용하여 다음과 같은 열처리 및 압연조건에 의해 제조된 시편의 기계적 성질을 측정한 결과는 표 2에 나타내었다.
발명예 : 1250℃에서 2시간 재가열 후, 900℃이상에서 2.4mm두께로 열간압연한 다음, 650℃ 중간온도까지 수냉각한 후, 8초 유지한 뒤, 350℃에서 권취하였다. 이후 산세를 실시하고 470℃에서 용융아연도금 후 490℃에서 합금화 열처리를 실시하였다.
비교예 : 900℃에서 열간압연을 마무리하고 650℃로 권취한 다음, 1시간 유지 후 로냉하였다. 이후, 산세를 실시하고 2.4mm 열연판을 1.4mm두께로 냉간압연하고, 소둔온도 820℃, 과시효온도 460℃, GA온도 520℃로 하여 연속소둔을 실시하였다.
구분 기계적 성질 비고
항복강도 (MPa) 인장강도 (MPa) 연신율 (%) 홀확장성 (%) 도금성 용접성
발명예1 799 993 14 46 양호 양호
비교예1 700 996 15 28 불량 양호
비교예2 685 986 16 32 불량 불량
발명예2 820 1070 11 41 양호 양호
발명예3 930 1190 10 42 양호 양호
비교예3 709 1090 13 34 불량 불량
비교예4 790 1186 13 44 불량 불량
비교예5 782 1202 13 33 불량 불량
발명예4 820 1125 12 43 양호 양호
발명예5 895 1078 12 42 양호 양호
표 2에서 보는 바와 같이, 열간압연 공정 후 다단냉각을 실시하고 도금온도를 제어한 본 발명예의 경우 980MPa 이상의 인장강도가 확보되었으며 연신율도 기준범위를 만족하였다. 그리고, 본 발명예의 홀확장성과 도금성 및 용접성이 모두 양호함을 알 수 있다.

Claims (5)

  1. 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며,
    미세조직은 베이나이트, 페라이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트의 3상 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 베이나이트 조직의 상분율은 50~65Vol%으로 되어 있는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
  3. 탄소(C) 0.05~0.20wt%, 실리콘(Si) 0.01~0.30wt%, 망간(Mn) 2.00~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.10~0.50wt%, 니오븀(Nb) 0.01~0.10wt%, 티타늄(Ti) 0.01~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.02~0.30wt%, 구리(Cu) 0.01~0.30wt%, 크롬(Cr) 0.10 ~ 2.0wt%, 보론(B) 0.0005~0.0030wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를,
    1150~1250℃에서 균질화 열처리하고, 870 ~ 930℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 200~400℃에서 권취한 후 산세 및 도금처리하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
  4. 청구항 3에 있어서,
    상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 600~720℃범위까지 냉각한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 다단냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
  5. 청구항 3 또는 청구항 4에 있어서,
    상기 도금처리는 상기 열간압연된 강판을 산세 후, 450~480℃의 온도로 가열하여 30초 이내로 유지한 후 450~500℃에서 용융아연도금하고 480~550℃에서 합금화 열처리를 수행한 후 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
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