KR20230069426A - 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법 - Google Patents

굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 급속 저온 탬퍼링을 활용한 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수하고 고항복비 및 초고강도를 갖는 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.

Description

굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법 {HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT BENDABLILTY AND STRETCH-FLANGEABILITY AND MANUFACTURING METHOD OF THE SAME}
본 발명은 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 급속 저온 탬퍼링을 활용한 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수하고 고항복비 및 초고강도를 갖는 강판 및 이의 제조 방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 경량화 및 충돌 안전성 확보라는 모순된 목표를 만족하기 위하여, 이상 조직강(Dual Phase Steel, 이하 'DP강'이라 함), 변태 유기 소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 'TRIP강'이라 함), 복합 조직강(Complex Phase Steel, 이하 'CP강'이라 함) 등의 다양한 자동차용 강판이 개발되고 있다.
이러한 진보된 고강도강에서 탄소량을 높여서 보다 강도를 높일 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장 강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다. 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용은 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의하여 최종 강도를 확보하는 방법이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다 및 열처리 및 공정 비용이 높아서 적용 확대가 크지 않다.
수냉을 통한 급냉 방식의 대안으로서 일반적으로 서냉 방식을 사용한다. 그러나, 서냉 구간이 존재하는 연속 소둔로 및 연속 소둔형 용융 도금라인에서는 소둔 열처리 후 90% 이상의 미세조직 분율을 갖는 마르텐사이트강은 항복 강도와 인장 강도의 비가 0.75 미만으로 항복 강도가 열위한 단점이 있다.
자동차의 충돌 시 저항력을 높이기 위해서는 항복 강도를 보다 높이는 것이 바람직하며, 이를 위한 개선 방안이 요구된다. 통상 마르텐사이트강의 템퍼링은 마르텐사이트강의 부족한 연성과 인성을 개선하기 위하여 이루어지는데, 인장강도의 하락을 최대한 억제하면서 항복 강도를 높이는 방안이 필요하다.
또한, 마르텐사이트강을 롤 포밍 혹은 프레스 성형 등을 통하여 가공하기 위해서는 우수한 굽힘성 및 신장 플랜지성이 필수적이다. 그러나 통상의 마르텐사이트강은 매우 높은 강도로 인하여 성형하기에 충분한 굽힘성 및 신장 플랜지성을 확보하지 못하는 경우가 많으므로, 이를 높이는 연구 또한 필요하다.
특허문헌 1(일본 특허공보 제2528387호)에서는, 소둔 후에 실온까지 급랭시킬 필요가 있기 때문에, 소둔로와 과시효로 사이에 강판을 급랭시킬 수 있는 특별한 설비를 가진 라인이 아니면 제조할 수 없다는 문제가 있다.
또한, 특허문헌 2(한국 공개특허공보 제10-2010-0116608호)에 있어서는, Ms점, 즉 마르텐사이트 변태 개시 온도에 도달한 강판에 대해 마르텐사이트 변태를 일으키게 함과 동시에, 변태 후의 마르텐사이트를 템퍼링하는 오토템퍼 처리에 의해 고강도를 얻을 수 있으나, Ms 직하의 온도에서의 열처리 조건의 엄밀한 제어가 필요하여 제조 안정성에 문제가 있다.
또한, 특허문헌 3(한국 공개특허공보 제10-2014-0030970호)에서는 목표 물성을 달성하기 위하여 추가 열처리를 진행하는 것을 제시하였으나, 그 시간이 지나치게 길어 생산성이 지나치게 저하되거나, 목표로 하는 물성을 달성하기에 효율적인 조건을 설정하기 어렵다는 문제가 있다.
일본 특허공보 제2528387호 한국 공개특허공보 제10-2010-0116608호 한국 공개특허공보 제10-2014-0030970호
본 발명의 일 측면에 따르면, 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고,
미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함하고,
하기 관계식 1로부터 정의되는 M의 값이 100~500 범위를 충족하는, 초고강도 강판을 제공한다.
[관계식 1]
M = Psize × Pnumber × [C]0.5 × [Mn]2 × [S]
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 Psize는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 직경을 나타내고, 상기 Pnumber는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수를 나타낸다. 상기 [C] 및 [Mn]는 각각 강판 내 괄호 안의 원소의 평균 중량% 함량을 나타내고, [S]는 강판 내 괄호 안 원소의 평균 ppm 함량을 나타낸다.)
본 발명의 또 다른 일 측면에 따르면,
중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함하는 미세조직을 갖는 강판을 준비하는 단계; 및
상기 강판에 템퍼링을 실시하는 단계;를 포함하고,
하기 관계식 2로 정의되는 P의 값이 1.5~77.0 범위를 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법을 제공한다.
[관계식 2]
P =
Figure pat00001
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 T는 템퍼링의 최고 온도를 나타내고, 단위는 ℃이다. 또한, 상기 teff는 유효 열처리 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조 방법을 제공할 수 있다.
혹은, 본 발명의 일 측면에 따르면, 서냉 구간이 존재하는 연속 소둔로 또는 연속 소둔형 용융 도금 라인에서 제조된 항복 강도가 낮은 강판에 추가 열처리를 통하여, 마르텐사이트 분율이 90%이상인 마르텐사이트강의 항복 강도를 향상시키거나, 혹은 굽힘성 및 신장 플랜지성 중 하나 이상의 특성을 개선할 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 본 발명의 비교예 2 및 발명예 1~3으로부터 얻어진 강판을 두께 방향으로 자른 단면 시편에 대하여, 미세조직을 관찰하기 위해 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 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 것이 아니다.
종래에는 급냉 설비가 없는 서냉 방식을 이용하는 경우로서, 서냉 구간이 존재하는 연속 소둔로 또는 연속 소둔형 용융 도금 라인의 서냉 조건은 일반적으로 소둔 후 냉각속도가 3℃/s로 650℃ 혹은 용융 도금욕 침적 온도인 460℃까지 냉각하는 것으로 구성된다. 전술한 조건에서 제조된 본 발명의 성분계를 가지는 강판은, 미세조직으로서 마르텐사이트 분율이 90% 이상을 가지는데, 초기 항복 강도가 1000~1250MPa 수준이고, 초기 인장 강도 1200~1700MPa 수준이며, 항복비가 0.75 미만으로, 항복 강도가 열위한 단점이 있다.
그런데, 자동차의 충돌 시 저항력을 높이기 위해서는 항복 강도의 개선이 요구될 뿐만 아니라, 롤 포밍 혹은 프레스 성형을 통하여 가공하기 위해서는 굽힘성 및 신장 플랜지성 역시 향상시키는 것이 필요하다.
이에, 본 발명은 이러한 저항복 강도를 갖는 초고강도 강판에 대하여 인장 강도의 하락은 최대한 억제하면서 항복 강도를 향상시키는 데에 목적을 두고 있다.
본 발명자들은, 굽힘성 및 신장 플랜지성 등을 향상시킬 뿐만 아니라, 전술한 특성을 충족하는 강판을 얻고자 예의 검토를 행한 결과, 강 내의 C, Mn 및 S의 성분 함량을 제한된 범위로 제어하면서도, 강 내의 개재물 특성을 조절하는 것이 유효함을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 따른 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판에 대하여 자세히 설명한다.
본 발명에 따른 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%(단, [N]은 강 중, 질소(N)의 중량% 함량을 나타냄), Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함한다.
이하에서는 본 발명에서 강판의 성분 첨가 이유와 함량 한정 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 이 때, 본 명세서에서 각 원소의 함량을 나타낼 때에는 특별히 달리 정하지 않는 한, 중량%를 나타낸다.
C: 0.12~0.4%
탄소(C)는 마르텐사이트 강도 확보를 위하여 필수적인 원소로서, 0.12% 이상 첨가되어야 한다. 그러나, C 함량이 0.4%를 초과하면, 용접성이 악화되므로 그 상한을 0.4%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 C 함량의 하한은 0.15%일 수 있고, 혹은 상기 C 함량의 상한은 0.30%일 수 있다.
Si: 0.5% 이하 (0%는 제외)
실리콘(Si)는 페라이트의 안정화를 위해 첨가되는 원소로서, 전술한 효과를 위해 0% 초과로 존재할 필요가 있다. 다만, Si는 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속 소둔형 용융도금 열처리로에서 소둔 후 서냉 시 페라이트 생성을 촉진함으로써 강도를 악화시키는 단점이 있다. 뿐만 아니라, 본 발명과 같이 상변태 억제를 위하여 다량의 Mn을 첨가하는 경우에 소둔 시 Si에 의한 표면 산화물 형성으로 인해 용융도금 특성의 열화, Si의 표면농화 및 산화에 의한 덴트결함 유발의 위험이 있으므로, Si 함량의 상한을 0.5%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Si 함량의 하한은 0.1%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 0.45%일 수 있다.
Mn: 2.5~4.0%
망간(Mn)은 강 중 페라이트의 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로서, 전술한 효과의 확보를 위해 Mn을 2.5% 이상 첨가한다. 강 중 Mn 함량이 2.5% 미만이면, 연속 소둔형 용융도금 열처리로의 경우 서냉각 시 페라이트 생성이 용이해지는 문제가 있다. 또한, 상기 Mn 함량이 4.0%를 초과하면, 슬래브 및 열연공정에서 야기된 편석에 의한 밴드 형성이 과도해지고, 전로 조업 시 합금 투입량의 과다에 의한 합금철 원가 증가의 문제가 생긴다. 따라서, 본 발명에서는 Mn 함량을 2.5~4.0%로 제한하고, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Mn 함량의 하한은 2.7%일 수 있고, 혹은 상기 Mn 함량의 상한은 3.8%일 수 있다.
P: 0.03% 이하(0%는 제외)
인(P)은 강 중에 불가피하게 포함되는 불순물 원소로서, 0% 초과로 존재한다. 다만, P 함량이 0.03%를 초과하면, 용접성이 저하되고, 강의 취성이 발생할 위험성이 커지며, 덴트 결함 유발 가능성이 높아지기 때문에, P 함량의 상한을 0.03%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 P 함량의 상한은 0.012%일 수 있고, 혹은 상기 P 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다.
S: 0.012% 이하 (0%는 제외)
황(S)은 P와 마찬가지로 강 중 불가피하게 포함되는 불순물 원소로서, 0%를 초과하여 존재한다. 다만, S는 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이므로, S 함량이 0.012%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에, S 함량의 상한을 0.012%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 S 함량의 상한은 0.009%일 수 있고, 혹은 상기 S 함량의 하한은 0.0001%일 수 있다.
Al: 0.1% 이하 (0%는 제외)
알루미늄(Al)은 페라이트역을 확대하는 합금원소이다. 이러한 Al은 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속 소둔형 용융도금 열처리 공정을 활용하는 경우에 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있고, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성 저하가 가능하므로, Al 함량의 상한을 0.1%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Al 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Al 함량의 상한은 0.08%일 수 있다.
Cr: 1% 이하 (0%는 제외)
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온변태조직 확보를 용이하게 하는 합금 원소로서, 전술한 효과를 위해 0% 초과로 포함한다. 상기 Cr은 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속 소둔형 용융도금 열처리 공정을 활용하는 경우에 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있으나, 1%를 초과하면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가하는 문제가 있으므로, Cr 함량의 상한을 1%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Cr 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Cr 함량의 상한은 0.5%일 수 있다.
Ti: 48/14×[N]~0.1% (단, 상기 [N]은 강 중 질소(N)의 중량% 함량을 나타냄)
티탄(Ti)은 질화물 형성 원소로서 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging)을 수행한다. 또한, Ti을 미첨가하면 AlN 형성에 의한 연속주조 시 크랙 발생이 염려되므로, 전술한 효과를 위해 Ti을 화학 당량적으로 48/14×[N]% 이상을 첨가할 필요가 있다. 다만, Ti 함량이 0.1%를 초과하면 고용 질소(N)의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트 강도 감소가 이루어지므로, Ti 함량의 상한을 0.1%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Ti 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.08%일 수 있다.
Nb: 0.1% 이하 (0%는 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이므로 0% 초과로 첨가가 필요하다. 다만, Nb 함량이 0.1%를 초과하면, 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가하는 문제가 있으므로, Nb 함량의 상한을 0.1%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Nb 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Nb 함량의 상한은 0.06%일 수 있다.
B: 0.005% 이하(0% 는 제외)
보론(B)은 페라이트 형성을 억제하는 원소로서, 특히 소둔 후 냉각 시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있으므로, 0% 초과로 포함한다. 다만, 상기 B 함량이 0.005%를 초과하면, 오히려 Fe23(C, B)6의 석출에 의하여 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 생기므로, B 함량의 상한을 0.005%로 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 B 함량의 상한은 0.003%일 수 있고, 혹은 상기 B 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다.
N: 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 강 중 불가피하게 포함되는 불순물 원소로서, 0%를 초과하여 존재한다. 다만, 상기 N 함량이 0.01%를 초과하면, AlN 형성 등을 통한 연주 시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가한다. 따라서, 본 발명에서는 N 함량의 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 N 함량의 상한은 0.008%일 수 있고, 혹은 상기 N 함량의 하한은 0.0005%일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조 과정에서는 원료나 주위 환경 변수로 인해 의도하지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명에 따른 초고강도 강판은 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함한다. 상기 미세조직을 3차원적 개념인 부피분율로 측정하는 방법은 쉽지 않으므로, 통상의 미세조직 관찰 시 활용되는 방법인 두께방향으로 자른 단면관찰을 통한 면적분율로 미세조직을 측정한다. 한편, 상기 초고강도 강판의 미세조직은 후술하는 열처리(템퍼링) 전후에 동일한 미세조직을 가지는 점에 유의할 필요가 있다.
미세조직의 구성으로는, 경질상(hard phase)인 마르텐사이트를 주상으로 가짐으로써 초고강도 확보에 유리하므로, 본 발명에서는 마르텐사이트를 90% 이상 포함한다. 즉, 상기 초강도 강판의 미세조직 중에, 마르텐사이트가 90% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 전술한 효과를 보다 극대화하는 측면에서, 미세조직 중에, 상기 마르텐사이트 면적율의 하한은 94%일 수 있다.
한편, 초고강도 확보를 위한 측면에서 경질상인 마르텐사이트의 분율이 높을수록 강도 확보에 유리하므로, 상기 마르텐사이트 면적율의 상한을 특별히 한정하지 않는다. 다만, 본 발명의 일례로서, 상기 마르텐사이트 면적율의 상한은 99%일 수 있다.
또한, 상기 초강도 강판의 미세조직 중에, 페라이트 및 베이나이트의 합계가 10%를 초과하면, 목표로 하는 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 전술한 효과를 보다 극대화하는 측면에서, 미세조직 중에, 상기 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적율의 하한은 1%일 수 있고, 혹은 상기 페라이트 및 베이나이트의 합계 면적율의 상한은 6%일 수 있다.
본 발명에 따른 초고강도 강판은, 하기 관계식 1로부터 정의되는 M의 값이 100~500을 충족한다. 하기 M의 값이 100 미만이면, 목표로 하는 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 반면, 하기 M의 값이 500을 초과하면, 강재의 충격 특성 및 굽힘성이 악화되는 문제가 생길 수 있다. 여기서, 하기 관계식 1은 경험적으로 얻어지는 값이므로 별도로 단위를 정의하지 않을 수 있고, 하기에 정의된 각 변수의 단위만을 충족하면 충분하다.
[관계식 1]
M = Psize × Pnumber × [C]0.5 × [Mn]2 × [S]
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 Psize는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 직경을 나타내고, 상기 Pnumber는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수를 나타낸다. 상기 [C] 및 [Mn]는 각각 강판 내 괄호 안의 원소의 평균 중량% 함량을 나타내고, [S]는 강판 내 괄호 안 원소의 평균 ppm 함량을 나타낸다.)
본 발명자들은, 인장 강도의 하락을 최대한 제어하면서 항복 강도를 향상시키고, 이와 동시에 신장 플랜지성 및 굽힘성을 향상시킨 초고강도 강재를 제공하고자 예의 연구를 거듭한 결과, 강종의 C, Mn 및 S의 성분 함량을 제한된 범위로 설정하면서도, 강 내의 개재물을 가능한 범위 내에서 최소화하는 것이 중요함을 발견하였다.
구체적으로, 본 발명에 따른 초고강도 강판을 제조하기 위해서는, 우선 열처리된 강판의 C, Mn, S의 성분의 함량을 최적화된 형태로 조합하는 것이 필요하다. 따라서, 상기 관계식 1 중에, [C]는 강판 내 탄소(C)의 평균 중량% 함량을 나타내고, [Mn]는 강판 내 망간(Mn)의 평균 중량% 함량을 나타낸다. 한편, [S]는 강판 내 황(S)의 평균 ppm 함량을 나타낸다. 다만, 상기 [S]의 값이 30ppm(0.003wt%) 미만의 값을 가질 경우에는 황(S)에 의한 영향이 30ppm인 경우와 유사하므로, 상기 M의 값을 계산 시에 [S]의 값은 30으로 정의한다.
한편, 상기 언급된 원소들은 모두 강 내에서 개재물을 생성하는 원소로서, 그 예로 MnS 등의 황화물과 (Nb,Ti)C 등의 탄화물이 있다. 본 발명에서 최적의 템퍼링 효과를 설명하기 위해서 언급한 황화물 및 탄화물을 모두 포함하는 상위의 개념이 개재물이다. 이러한 개재물 생성을 억제하기 위하여 언급된 원소들의 성분을 최적으로 조합하고, 생성된 개재물의 크기 및 개수를 상기 관계식 1을 충족하도록 관리해야 한다. 강 내에 생성된 개재물은 크랙 발생의 시작점이 되고, 이로 인해 개재물의 생성은 강종의 충격 특성을 저하시키고, 굽힘성 저하 현상을 야기하므로, 관계식 1과 같이, 전술한 성분의 함량 및 개재물의 특성을 제어함으로써, 강판의 강도 특성 및 신장 플랜지성을 확보할 뿐만 아니라, 굽힘성도 향상시킬 수 있다.
본 명세서에 있어서, 상기 개재물이란, MnS 및 (Nb,Ti)C 등과 같은 황화물, 탄화물을 의미한다. 일반적으로 알려진 개재물의 종류에는 질화물 등도 있지만, 본 발명에서 강도와 굽힘성에 큰 영향을 미치는 것은 Mn, C 및 S로부터 형성되는 개재물이므로, 본 명세서에 있어서의 개재물에는 황화물, 탄화물(탄질화물을 포함)만을 포함하고, 다만 질화물은 포함하지 않는다.
또한, 상기 개재물들 중에, 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 직경[㎛]을 Psize로 정의한다. 이 때, 전술한 개재물은 MnS, 탄화물 등의 다양한 형태로 구성될 수 있다. 그 형태가 구형일 때에는 직경 1㎛ 이상을 주요한 개재물로 판단하고, 구형이 아닐 경우에는 동일한 면적을 가지는 구형으로 가정하여 직경을 측정하고, 그 값이 1㎛ 이상일 경우 유효한 개재물로 판단한다. 한편, 측정 방법에 대해서는 별도로 한정하지 않으나, 판단을 정확히 하기 위해서 배율 3000배 이상의 고성능 현미경을 활용하여 측정하는 것이 바람직하다.
또한, 상기 개재물들 중에, 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수[개]를 Pnumber로 정의한다. 상기 개재물의 평균 개수의 측정 방법에 대하여 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 실시예에서와 마찬가지로, 배율 3000배 이상의 고성능 현미경을 활용하여 측정하는 것이 바람직하고, 일례로서 단위면적 100~600㎛2의 범위 내에 존재하는 직경 1㎛ 이상의 개재물의 평균 개수를 의미할 수 있다. 한편, 본 명세서에 있어서, 전술한 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수가 1개 미만이면, 관계식 1의 값은 1로 정의한다. 이러한 단위면적당 존재하는 개재물의 갯수값에 대한 통계적 정확성을 높이기 위하여 최소 3회 이상의 측정값의 평균값을 사용할 수 있다.
본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 초고강도 강판은 항복 강도(YS)가 1140~1500MPa이고, 인장 강도(TS)가 1470~1700MPa일 수 있다. 이는 충돌 부재에 적용되는 강판의 특성상 해당 수치의 강도를 가지는 것이 강도, 경량화, 성형성 및 생산성을 고려했을 때 적합하기 때문이다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 보다 바람직하게는 상기 초고강도 강판에 있어서, 상기 항복 강도의 하한은 1250MPa일 수 있고, 혹은 상기 항복 강도의 상한은 1350MPa일 수 있다. 또한, 상기 초고강도 강판에 있어서, 상기 인장 강도의 하한은 1480MPa일 수 있고, 혹은 상기 인장 강도의 상한은 1600MPa일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 초고강도 강판은 항복비가 0.8 이상일 수 있다. 이는 충돌 부재에 적용되는 강판의 특성상 인장 강도 대비 항복 강도가 높은 것이 유리하기 때문이다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 초고강도 강판에 있어서, 상기 항복비의 하한은 0.84일 수 있고, 혹은 상기 항복비의 상한은 0.90일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 초고강도 강판은 신장 플랜지성(HER)이 25% 이상일 수 있다. 이는 초고강도 강판을 롤 포밍 혹은 프레스 성형 등을 통하여 가공하기 위해서는 신장 플랜지성이 뛰어난 것이 바람직하기 때문이다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 초고강도 강판에 있어서, 상기 신장 플랜지성(HER)의 하한은 28%일 수 있고, 혹은 신장 플랜지성(HER)의 상한은 40%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 초고강도 강판은 굽힘성 R/t가 4 이하일 수 있다. 이는 초고강도 강판을 롤 포밍 혹은 프레스 성형 등을 통하여 가공하기 위해서는 굽힘 특성이 우수한 것이 바람직하기 때문이다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 초고강도 강판에 있어서, 상기 굽힘성(R/t)의 하한은 2.6일 수 있고, 혹은 상기 굽힘성(R/t)의 상한은 3.8일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 초고강도 강판은 연신율(El)이 3~13% 범위일 수 있다. 상기 연신율이 3% 미만이면 성형성이 부족한 문제가 생길 수 있고, 13% 초과이면 강 내 마르텐사이트를 제외한 연질상이 다량으로 형성되어 안정적인 목표 강도 확보하기 위한 조업성에 문제가 생길 수 있다.
다음으로, 이하에서는 본 발명의 또 다른 일 측면에 따른 [초고강도 강판의 제조 방법]에 대하여 자세히 설명한다. 다만, 본 발명의 초고강도 강판이 반드시 이하의 제조 방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
우선, 중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함하는 미세조직을 갖는 강판을 준비한다. 이 때, 강판의 합금 조성 및 미세조직에 대해서는 전술한 설명을 동일하게 적용할 수 있다.
이 때, 후술하는 열처리(템퍼링) 전의 강판으로는, 냉연 강판, 용융아연 도금 강판, 용융아연 합금화 도금강판, 전기아연 도금강판 등을 사용할 수 있고, 열처리 도중 혹은 열처리 이후에 냉연강판, 용융아연 도금강판, 용융아연 합금화 도금강판, 전기아연 도금강판 등의 성질을 그대로 유지하거나, 새로운 형태의 강판으로 변할 수 있다.
이어서, 상기 강판에 인덕션 히터 등을 이용하여 템퍼링(혹은, 급속 템퍼링)을 실시한다. 이 때, 상기 템퍼링은 하기 관계식 2로 정의되는 P의 값이 1.5~77.0 범위를 충족하도록 제어한다.
[관계식 2]
P =
Figure pat00002
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 T는 템퍼링의 최고 온도를 나타내고, 단위는 ℃이다. 또한, 상기 teff는 유효 열처리 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
서냉각 구간이 존재하는 연속 소둔로 혹은 연속 소둔 합금 도금로를 통과하여 제조되는 항복비가 0.75 미만인 초고강도 강판은 마르텐사이트 형성 시에 도입되는 전위에 고용 탄소가 고착된다. 이 때, 상기 고착된 탄소를 인덕션 히터를 통한 급속 저온 템퍼링 열처리에 의해 자유롭게 확산 거동하도록 만들어, 항복강도와 인장강도의 비를 상승시킬 수 있다. 상기 고착된 탄소가 자유롭게 확산 거동하게 되면, 전위를 고착시킴으로써 소재의 변형을 억제하게 되어 결과적으로 항복강도를 증가시키게 된다. 상기 고착된 탄소를 자유롭게 하는 것은 통상의 확산 거동과 마찬가지로 온도와 시간의 함수인데, 온도가 높을수록 시간이 길수록 자유롭게 확산할 수 있으나, 온도가 너무 높고 시간이 긴 경우에는 경우에는 탄화물의 형성에 의하여 오히려 항복 강도와 인장 강도가 감소하게 된다.
또한, 이러한 항복 강도의 상승은 소재의 신장 플랜지성을 향상시키는 결과가 있다. 일반적으로, 신장 플랜지성은 동일 등급의 인장 강도에서 항복 강도가 높을수록 인성이 증가하여 상승하는 경향이 있다. 또한, 소재 내의 미세조직 간의 상간 강도 차가 적을수록 상승하는 경향이 있는데, 템퍼링 열처리를 통하여 소재 내의 위치별 냉각 차이에 의한 상간 강도 차이를 감소 시킬 수 있다.
그러나, 템퍼링 온도가 높거나, 혹은 시간이 지나치게 길어지면, 생성된 탄화물이 지나치게 조대화되어 해당 위치에서 크랙 생성이 유발되어 신장 플랜지성을 감소히키는 악영향을 끼친다. 굽힘 특성 또한 동일한 등급의 인장 강도에서 항복 강도가 높을수록 재료의 인성이 증가하여 상승하는 경향이 있다.
그러므로, 본 발명에서 제시한 적절한 조건의 템퍼링 열처리를 통하여 굽힘 특성을 상승시키는 것이 가능하다. 그러나 열처리 온도가 높거나, 열처리 시간이 길어지면, 생성된 탄화물이 지나치게 조대화되어, 굽힘 실험 시 크랙 발생의 시발점이 되어 굽힘 특성이 나빠지는 경향이 있다.
따라서, 본 발명자들은 인장 강도의 하락을 최대한 제어하면서 항복 강도를 향상시키고, 이와 동시에 신장 플랜지성 및 굽힘성을 향상시킨 초고강도 강재를 제공하고자 예의 연구를 거듭한 결과, 상기 관계식 2로 정의되는 P의 값이 1.5~77.0의 범위를 충족하도록 템퍼링 조건을 제어함으로써 전술한 목적이 달성 가능함을 확인하였다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 관계식 2로 정의되는 P의 값의 하한은 15.8일 수 있고, 혹은 상기 관계식 2로 정의되는 P의 값의 상한은 54.7일 수 있다.
본 명세서에 있어서, 상기 teff는 유효 열처리 시간으로서, 전술한 템퍼링의 최고 온도의 90% 이상에 도달한 구간에서의 체류 시간[sec]을 나타낸다. 이 때, 상기 템퍼링의 최고 온도의 90% 이상에 도달했는 지 여부는 절대 온도[K]를 기준으로 판단한다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 T(템퍼링의 최고 온도)는 100~300℃ 범위를 충족할 수 있다. 상기 T가 100℃ 미만이면 전술한 탄소의 확산 거동을 유발하기 어려울 수 있고, 상기 T가 300℃를 초과하면, 탄화물이 지나치게 조대화 되어 목표로 하는 물성을 달성하기 힘들 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 T의 하한은 200℃일 수 있고, 혹은 상기 T의 상한은 250℃일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 teff는 1~120sec 범위를 충족할 수 있다. 상기 teff가 1초 미만이면, 지나치게 짧은 유효 열처리 시간으로 인하여 안정적으로 목표 강도를 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 teff가 120초를 초과하면, 열처리 시간이 길어져 생산성의 문제가 발생할 수 있을 뿐만 아니라, 탄화물이 조대화되어 굽힘성이 저하될 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 템퍼링은 하기 관계식 3을 충족하도록 할 수 있다.
[관계식 3]
5 ≤ ttotal ≤ 120
(상기 관계식 3에 있어서, 상기 ttotal은 템퍼링의 총 열처리 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
즉, 템퍼링의 총 열처리 시간(ttotal)이 5초 미만이면, 탄소의 확산 거동을 유발하기에 충분한 시간을 확보하기가 어려우며 목표 열처리 온도까지 도달하기에도 설비상의 제약이 발생할 수 있다. 반면, 템퍼링의 총 열처리 시간(ttotal)의 상한을 120초 이하로 제어하는 것은 발명의 핵심 제어 조건 중 하나로서, 템퍼링의 총 열처리 시간(ttotal)이 120초를 초과하면, 탄화물이 조대화되어 목표로 하는 물성을 달성하기가 힘들고, 특히 굽힘 특성에 미치는 악영향이 매우 크다. 또한, 열처리 시간이 길어짐에 따라 생산성이 크게 하락하고, 별도의 추가적인 공정이 필요한 경우가 발생할 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 템퍼링의 총 열처리 시간(ttotal)의 하한은 10초일 수 있고, 혹은 템퍼링의 총 열처리 시간(ttotal)의 상한은 30초일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 템퍼링은 하기 관계식 4를 충족하도록 할 수 있다.
[관계식 4]
1 ≤ theat ≤ 119
(상기 관계식 4에 있어서, 상기 theat는 템퍼링의 승온 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 템퍼링의 승온 시간(theat)이 1초 미만이면, 지나치게 짧은 승온시간으로 인하여 가열 설비의 과부하 문제가 발생하거나, 강재가 고르게 열처리 승온되지 못하는 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 템퍼링의 승온 시간(theat)이 119초를 초과하면, 생산성이 저하되고 충분한 유지시간을 확보하기 어려워지는 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 템퍼링의 승온 시간(theat)의 하한은 30초일 수 있고, 혹은 템퍼링의 승온 시간(theat)의 상한은 50초일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 템퍼링은 하기 관계식 5를 충족하도록 할 수 있다. 즉, 템퍼링의 유지 시간(thold)이 1초 미만이면, 목표로 하는 강도를 확보하지 못하고, 강재의 모든 위치에서 동일한 물성을 확보하지 못하는 문제가 생길 수 있다. 또한, 템퍼링 유지 시간(thold)이 119초를 초과하면, 생산성이 저하될 뿐만 아니라, 탄화물이 조대화 되어 굽힘성이 저하되는 문제가 생길 수 있다. 한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서 바람직하게는, 상기 템퍼링의 유지 시간(thold)의 하한은 15초일 수 있고, 혹은 템퍼링의 유지 시간(thold)의 상한은 30초일 수 있다.
[관계식 5]
1 ≤ thold ≤ 119
(상기 관계식 5에 있어서, 상기 thold는 템퍼링의 유지 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
한편, 본 명세서에 있어서, 상기 관계식 4 및 5는 일반적인 승온-유지-냉각의 형태로 템퍼링이 실시될 때, 충족되는 조건을 의미한다. 따라서, 강재의 열처리 과정이 승온-유지-냉각의 형태가 아닐 경우에는, 상기 관계식 4 및 5의 조건을 충족하지 않아도 충분하고, 이 때는 전술한 관계식 3만을 충족하면 충분하다. 한편, 전술한 강재의 열처리 과정이 승온-유지-냉각의 형태가 아닐 경우의 예로는, 열처리 시 승온-유지-냉각을 수차례 반복하거나, 유지 또는 냉각 단계를 생략하는 경우 등이 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 조성 및 하기 표 2에 기재된 미세조직을 갖는 강판을 준비한 후, 상기 강판에 하기 표 3에 기재된 조건을 충족하도록 급속 템퍼링을 실시하였다.
[wt%] C Mn S* Si P Al Cr Ti Nb B N
발명강 A 0.18 3.6 36 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 B 0.16 3.5 90 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 C 0.22 2.7 5 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 D 0.22 2.7 5 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 E 0.29 3.7 90 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 F 0.15 2.6 10 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
발명강 G 0.26 3.2 95 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
비교강 H 0.11 2.5 40 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
비교강 I 0.27 3 250 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
비교강 J 0.26 4.5 65 0.11 0.012 0.022 0.05 0.02 0.039 0.0016 0.004
단, S*: S 함량의 단위는 ppm
강종 마르텐사이트
[면적%]		 페라이트
[면적%]		 베이나이트
[면적%]
발명예 1 발명강 A 96 4 0
발명예 2 발명강 B 94 5 1
발명예 3 발명강 C 98 2 0
발명예 4 발명강 D 98 2 0
비교예 1 발명강 E 99 1 0
비교예 2 발명강 F 90 8 2
비교예 3 발명강 G 97 3 0
비교예 4 발명강 A 96 4 0
비교예 5 비교강 H 80 5 15
비교예 6 비교강 I 95 1 4
비교예 7 비교강 J 97 0 3
T* teff* theat* thold* ttotal* 템퍼링 지수, P*
발명예 1 200 25.4 20 20 40 15.8
발명예 2 200 25.4 20 20 40 15.8
발명예 3 200 25.4 20 20 40 15.8
발명예 4 250 24.7 20 20 40 54.7
비교예 1 250 139.5 600 600 1200 90.7
비교예 2 100 30.0 20 20 40 1.4
비교예 3 250 139.5 600 600 1200 90.7
비교예 4 300 24.2 20 20 40 189.4
비교예 5 100 30.0 20 20 40 1.4
비교예 6 200 25.4 20 20 40 15.8
비교예 7 200 25.4 20 20 40 15.8
T* = 템퍼링의 최고 온도[℃]
teff* 템퍼링의 최고 온도의 90% 이상에 도달한 구간에서의 체류 시간[sec]
theat* = 템퍼링의 승온 시간[sec]
thold* = 템퍼링의 유지 시간[sec]
ttotal* = 총 열처리 시간[sec]
P*=
Figure pat00003
상기 표 3의 각 발명예 및 비교예들로부터 얻어진 강판을 두께 방향으로 자른 단면 시편을 제조한 후, 상기 단면에서 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 직경(Psize)과, 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수(Pnumber)를 400㎛2의 단위 면적을 기준으로 명세서에서 전술한 방법과 동일하게 측정하여 하기 표 4에 나타내었다. 단, 직경 1㎛ 이상인 개재물이 없는 경우에는, 상기 Psize 및 Pnumber는 각각 '1'로 나타내었다.
또한, 상온 인장 실험을 통해, ISO-6892의 규격에 따라 항복 강도(YS), 인장 강도(TS) 및 항복비(항복강도/인장강도; YR)를 계산하여 하기 표 5에 나타내었다.
또한, 하기 각 비교예 및 발명예에 대하여, 템퍼링 열처리를 실시하기 전의 각 시편에 대한 항복강도(YS) 및 인장강도(TS) 값을 측정한 후, 상기 측정 값을 기준으로, 템퍼링 열처리 후의 각 시편에 대한 항복강도 변화량(△YS) 및 인장강도의 변화량(△TS)을 측정하여 하기 표 5에 나타내었다.
또한, ISO-6892의 규격에 따라 연신율(El)을 측정하였고, 강재에 10mm 크기의 구멍(Hole)을 뚫고 일정한 속력으로 구멍을 확장하는 방법으로 신장 플랜지성(HER)을 측정하였다. 또한, 강재를 일정한 크기의 R값을 가지는 압입자로 누르는 형태의 방법으로 굽힘성(R/t)를 측정하여, 하기 표 5에 나타내었다.
또한, 강재를 길이 1000mm 이상의 크기로 절단한 후, 평편한 곳에 놓아두고 파고를 측정하여, 그 파고의 최대값을 기준으로 하여 강재의 평탄도를 평가하였다. 이 ‹š, 파고의 최대값이 10mm 미만인 경우 형상이'양호'한 것으로 평가하고, 파고고의 최대값이 10mm 이상인 경우 '불량'하다고 평가하여 하기 표 5에 나타내었다.
비고 Psize [㎛] Pnumber [개] M*
발명예 1 1 1 198
발명예 2 1 1 441
발명예 3 1 1 103
발명예 4 1.4 2 287
비교예 1 1 1 664
비교예 2 1 1 26
비교예 3 1.2 3 1786
비교예 4 1.5 4 1188
비교예 5 1 1 83
비교예 6 1.4 8 13094
비교예 7 2.1 5 7047
M* = Psize × Pnumber × [C]0.5 × [Mn]2 × [S]
비고 YS [MPa] TS [MPa] YR El [%] HER [%] R/t 평탄도
발명예 1 1311 1540 0.85 8.7 38 2.6 양호
발명예 2 1284 1498 0.86 9.1 40 2.8 양호
발명예 3 1271 1511 0.84 8.5 37 3.3 양호
발명예 4 1291 1484 0.87 8.3 28 3.8 양호
비교예 1 1387 1611 0.86 6.2 20 4.5 불량
비교예 2 1071 1443 0.74 8.2 32 2.5 양호
비교예 3 1411 1615 0.87 6.5 21 4.5 불량
비교예 4 1208 1425 0.85 10.5 24 5.3 양호
비교예 5 917 1221 0.75 13.1 28 2.8 불량
비교예 6 1377 1594 0.86 6.1 18 5.7 불량
비교예 7 1421 1657 0.86 5.4 17 5.8 불량
상기 표 5의 실험 결과로부터 볼 수 있듯이, 본 발명의 합금 조성 및 제조 조건을 충족하고, 관계식 1로부터 정의되는 M의 값이 100~500 범위를 충족하는 발명예 1~4의 경우, 높은 항복 강도 및 인장 강도를 확보하면서도, 항복비, 굽힘성 및 신장 플랜지성이 우수하고, 동시에 평탄도 역시 우수함을 확인하였다.
반면, 본 발명의 합금 조성은 충족하나, 관계식 2로부터 정의되는 P의 값이 1.5 미만이거나, 77.0을 초과하는 비교예 1~4의 경우, 템퍼링 조건이 적절하지 못하여 강도, 항복비, 굽힘성, 신장 플랜지성 및 평탄도 중 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다.
한편, 본 발명의 합금 조성을 충족하지 않는 비교예 5~7의 경우, 강도, 굽힘성, 신장 플랜지성 및 평탄도가 모두 열위하였다.
구체적으로, 비교예 5는 본 발명의 함금 조성을 충족하지 못하는 강종이며, 구체적으로 탄소의 함량이 미달된다. 침입형 강화 원소인 탄소는 강종의 강도 상승에 크게 기여하는 원소이며, 이러한 탄소가 부족함으로 인해 인장강도 및 항복강도가 본 발명에서 목표로 하는 수치에 미달하였다. 또한, 비교예 5는 템퍼링 공정에서 충분한 시간과 온도를 확보하지 못하여 식(2)의 P값이 본 발명에서 목표로 하는 수치 미만이었다. 이로 인해, 템퍼링 공정에서 충분한 항복강도의 상승을 확보하지 못하여, 템퍼링 공정 이후 항복강도가 부족하였다.
비교예 6은 본 발명에서 목표로 하는 합금 조성과 비교하여 황의 함량이 초과되는 강종을 사용한 경우이다. 강내에 황의 농도가 높으면, 황이 망간과 반응하여 망간 황화물 등의 개재물을 생성하고, 이러한 개재물은 강의 굽힘 특성 및 신장 플랜지성을 크게 저하시킨다. 따라서, 비교예 6은 이러한 요소를 고려하여 수치화한 식(1)의 M값이 이 본 발명에서 목표로 하는 수치를 초과하였다. 이로 인해, 비교예 6의 굽힘 특성을 나타내는 지표인 R/t 및 신장 플랜지성을 나타내는 지표인 HER은 본 발명에서 목표로 하는 수치를 만족하지 못한다.
비교예 7은 본 발명에서 목표로 하는 합금 조성과 비교하여 망간의 함량이 초과되는 강종이다. 강내에 망간의 농도가 높으면, 망간이 황과 반응하여 망간 황화물 등의 개재물을 생성하며 이러한 개재물은 강의 굽힘 특성 및 신장 플랜지성을 크게 저하시킨다. 따라서, 비교예 7은 전술한 요소를 고려하여 수치화한 식(1)의 M값이 이 본 발명에서 목표로 하는 수치를 초과하였다. 이로 인해, 비교예 7의 굽힘 특성을 나타내는 지표인 R/t 및 신장 플랜지성을 나타내는 지표인 HER은 본 발명에서 목표로 하는 수치를 만족하지 못함을 확인하였다. 또한, 강 내의 망간 농도가 높으면, 망간이 강내에서 띠 형태의 구조(band structure)를 형성하게 된다. 이러한 망간에 의한 구조적 특징은 강종의 굽힘 특성 및 형상 특성을 저하시키는 원인이 된다. 뿐만 아니라, 망간의 함량 증가는 이외에도 강종의 경화능을 향상시켜 강종의 인장 강도를 상승시키게 되며, 인장 강도가 본발명에서 목표로 하는 수치를 초과하게 되면 강의 생산시에 형상이 열위해지며, 이렇게 열위해진 형상을 교정하기도 어려워지므로 강종의 형상이 나빠지는 문제가 발생한다. 그로인하여 비교예 7은 강종의 인장강도, HER, 굽힘성, 평탄도가 모두 본 발명에서 목표로 하는 수치를 만족하지 못하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고,
    미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함하고,
    하기 관계식 1로부터 정의되는 M의 값이 100~500 범위를 충족하는, 초고강도 강판.
    [관계식 1]
    M = Psize × Pnumber × [C]0.5 × [Mn]2 × [S]
    (상기 관계식 1에 있어서, 상기 Psize는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 직경을 나타내고, 상기 Pnumber는 직경 1㎛ 이상인 개재물의 평균 개수를 나타낸다. 상기 [C] 및 [Mn]는 각각 강판 내 괄호 안의 원소의 평균 중량% 함량을 나타내고, [S]는 강판 내 괄호 안 원소의 평균 ppm 함량을 나타낸다.)
  2. 청구항 1에 있어서,
    항복 강도는 1140~1500MPa이고, 인장 강도는 1470~1700MPa인, 초고강도 강판.
  3. 청구항 2에 있어서,
    항복비는 0.8 이상인, 초고강도 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    신장 플랜지성 HER이 25% 이상이고, 굽힘성 R/t가 4 이하인, 초고강도 강판.
  5. 중량%로, C: 0.12~0.4%, Si: 0.5% 이하(0%는 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0%는 제외), S: 0.012% 이하(0%는 제외), Al: 0.1% 이하(0%는 제외), Cr: 1% 이하(0%는 제외), Ti: 48/14×[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타의 불순물을 포함하고, 면적%로, 마르텐사이트: 90% 이상, 페라이트 및 베이나이트의 합계: 10% 이하를 포함하는 미세조직을 갖는 강판을 준비하는 단계; 및
    상기 강판에 템퍼링을 실시하는 단계;를 포함하고,
    하기 관계식 2로 정의되는 P의 값이 1.5~77.0 범위를 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법.
    [관계식 2]
    P =
    Figure pat00004

    (상기 관계식 2에 있어서, 상기 T는 템퍼링의 최고 온도를 나타내고, 단위는 ℃이다. 또한, 상기 teff는 유효 열처리 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
  6. 청구항 5에 있어서,
    상기 T는 100~300℃ 범위를 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법.
  7. 청구항 5에 있어서,
    상기 teff는 1~120sec 범위를 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법.
  8. 청구항 5에 있어서,
    하기 관계식 3을 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법.
    [관계식 3]
    5 ≤ ttotal ≤ 120
    (상기 관계식 3에 있어서, 상기 ttotal은 템퍼링의 총 열처리 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
  9. 청구항 5에 있어서,
    하기 관계식 4를 충족하는, 초고강도 강판의 제조 방법.
    [관계식 4]
    1 ≤ theat ≤ 119
    (상기 관계식 4에 있어서, 상기 theat는 템퍼링의 승온 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
  10. 청구항 5에 있어서,
    하기 관계식 5를 충족하는, 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 5]
    1 ≤ thold ≤ 119
    (상기 관계식 5에 있어서, 상기 thold는 템퍼링의 유지 시간을 나타내고, 단위는 sec이다.)
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