KR20240106713A - 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 관점에 의하면, 고강도 냉연강판이 제공된다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 상기 고강도 냉연강판은, 면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0% 내지 5% 이하의 페라이트(0% 포함) 및 잔부가 마르텐사이트인 조직을 가지며, 냉연강판의 망간(Mn) 농도에 비해 1.1배 이상의 농도로 망간(Mn)이 농축되어 있는 영역의 면적율이 5% 이상 15% 이하의 범위를 가질 수 있다.

Description

고강도 냉연강판 및 그 제조방법{High strength cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same}
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 높은 강도-연신율 밸런스와 우수한 성형성을 가지는 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
글로벌 환경 보존의 관점에서 자동차 부품들의 연료 효율을 개선하기 위해 자동차 부품들의 중량을 감소시킬 필요가 있다. 따라서 이러한 자동차 부품의 소재로서 개선된 강도-연성 밸런스를 구비한 강판을 사용하는 것이 바람직하다. 이러한 강판들은 또한 양호한 성형성을 가져야 한다. 높은 강도-연성 밸런스와 성형성을 만족하기 위한 방법과 관련하여, 강도를 확보하기 위해 기지조직을 마르텐사이트로 하고 내부에 잔류 오스테나이트 또는 페라이트 조직을 생성하여 연신율을 확보한 고강도 변태유기소성강(TRIP, Transformation Induced Plasticity Steel)이 주목받고 있다. 마르텐사이트 기반의 고강도 변태유기소성강을 만드는 방법으로 소위 켄칭(Quenching) 및 파티셔닝 (partitioning)을 사용하여 개선된 기계적 특성들 및 양호한 성형성을 갖는 강재를 제작하는 것이 제안되어 있다. 1.2GPa이상 급의 고강도 및 고성형성 강재에 요구되는 인장강도와 항복강도, 연신율 확보를 위한 적정 분율의 잔류 오스테나이트과 함께 잔류 오스테나이트의 안정도가 필요하다.
한국특허출원번호 제10-2020-0099752호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다. 그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 고강도 냉연강판이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0% 내지 5% 이하의 페라이트(0% 포함) 및 잔부가 마르텐사이트인 조직을 가진다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 상기 냉연강판의 망간(Mn) 농도에 비해 1.1배 이상의 농도로 망간(Mn)이 농축되어 있는 영역의 면적율이 5% 이상 15% 이하의 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 중량%로 0.9% 이상 1.5% 이하의 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 잔류 오스테나이트의 평균 크기는 0.1μm ~ 2.0μm 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 강판 두께(t)의 1/4t 두께에서 전체 잔류 오스테나이트 면적(A)으로 종횡비가 3을 초과하는 잔류 오스테나이트의 면적(C)을 나눈 C/A 면적율이 0.5 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 구오스테나이트(Prior Austenite)의 평균 결정립 크기가 5μm 이상 10μm이하의 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판은, 항복강도(YP): 880MPa 이상 1000MPa 이하, 인장강도(TS): 1180Pa 이상 1330 MPa 이하, 연신율(El): 15% 이상 20% 이하 및 굽힘성(R/t): 1.0 이상 2.5 이하를 가질 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 의하면, 고강도 냉연강판의 제조방법이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판의 제조방법은, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 830℃ ~ 930℃ 범위의 오스테나이트 단상 영역 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계; 소둔 열처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms-140℃ ~ Ms-30℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하고, 2차 냉각종료온도에서 30초 이하 동안 유지하는 단계; 및 상기 2차 냉각종료온도에서 유지된 냉연강판을 재가열하여 360℃ ~ 500℃ 범위에서 파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 냉연강판의 제조방법은, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 830℃ ~ 930℃ 범위의 오스테나이트 단상 영역 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계; 소둔 열처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms-140℃ ~ Ms-30℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계; 및 상기 2차 냉각종료온도에 도달한 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에 도달한 즉시 재가열하여 360℃ ~ 500℃ 범위에서 파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계는, 강재를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 온도에서 재가열하는 단계; 재가열된 강재를 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도 에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조한 후 400℃ ~ 750℃ 범위의 온도에서 권취하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 제 1 냉각속도는 1℃/초 ~ 20℃/초 범위를 가지고, 제 2 냉각속도는 20℃/초 초과 100℃/초 이하의 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계는, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 분율은 면적율로 20% 미만으로 제어될 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 조성제어 및 냉간압연 후 열처리를 통해 경질상 및 연질상 내 망간 함량을 적절하게 분포시키고, 또한, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 변태조직을 이용하여 잔류 오스테나이트를 조성 및 형상적으로 안정화하여 강도 및 성형성을 안정적으로 확보함으로써, 880MPa 이상의 항복강도와 1180MPa이상의 인장강도, 연신율 15% 이상, 균일연신율 9% 이상이며 90도 굽힘성 (R/t)이 2.5 이하인 고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판의 제조방법을 단계별로 표시한 순서도이다.
도 2는 실시예1 및 비교예2에 해당되는 강판의 최종 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다.
도 3은 실시예1 및 비교예3에 해당되는 강판을 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 분석한 이미지 결과이다.
도 4는 실시예2에 해당되는 강판의 Mn(1.1) 면적율를 측정하기 위한 EPMA 이미지를 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉간압연 후 수행되는 열처리 이력이다.
도 6는 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉간압연 후 수행되는 열처리 이력이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 명세서 및 청구범위에서 상(phase) 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다. 또한 특정 성분의 함량 혹은 농도는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
본 발명의 기술적 사상은, 880MPa이상의 항복강도와 1180MPa 이상의 인장강도, 15% 이상의 연신율, 9% 이상의 균일 연신율을 가지며, 2.5 이하의 90도 굽힘성(R/t)을 동시에 만족시키는 고강도 냉연강판 및 이러한 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 고강도 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.03% ~ 0.2%
강의 강도를 확보하기 위하여 첨가하며, 특히 마르텐사이트 조직의 강도를 증가시킨다. 또한 파티셔닝 단계에서 잔류 오스테나이트로 확산되어 잔류 오스테나이트를 안정화시킴에 따라 TRIP 효과를 통한 연신율을 확보에 기여하게 된다. 따라서 이렇게 잔류 오스테나이트로 확산하기 위한 충분한 탄소함량이 필요하다. 탄소함량은 0.03~0.2 중량% 인 것이 바람직하며, 0.03 중량% 미만일 경우 파티셔닝 단계에서의 탄소 확산이 부족할 수 있으며, 0.2 중량%을 초과할 경우 탄소의 과다한 첨가로 인하여 용접성 및 수소취성 등에 불이익이 있을 수 있다. 따라서, 탄소의 함량을 강판 전체 중량의 0.03% ~ 0.2%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트, 마르텐사이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 특히, 마르텐사이트 내에 탄화물 생성을 지연시켜 오스테나이트로 탄소를 확산시키기 위해 필요한 원소이다. 상기 실리콘의 함량이 1.0% 미만인 경우에는, 탄화물 생성 억제효과가 적어 잔류 오스테나이트의 안정도를 충분히 확보하기 어려울 수 있다. 상기 실리콘의 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는, 제조과정에서 Mn2SiO4 등 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량을 강판 전체 중량의 1.0% ~ 2.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%
망간은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 냉각 중 페라이트와 베이나이트 생성 지연 효과가 있다. 상기 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 망간 첨가 효과가 충분하지 않아 소입성 확보가 어려울 수 있다. 상기 망간의 함량이 3.5%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, MnS등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하가 발생하고 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 망간의 함량을 강판 전체 중량의 1.5% ~ 3.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 실리콘과 유사하게 탄화물 생성 억제에 도움이 될 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 탈산 효과가 부족할 수 있다. 상기 알루미늄의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 슬라브 제조 시 AlN을 형성하여 주조 또는 열연 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량을 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%
크롬은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여하고, C, Mn과 같이 작용하여 마르텐사이트, 베이나이트 조직을 미세화하고 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 상기 크롬의 함량이 1.0%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 크롬은 강판 전체 중량의 0% 초과 1.0% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0% 초과 0.5% 이하
몰리브덴은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여하고, C, Mn과 같이 작용하여 마르텐사이트, 베이나이트 조직을 미세화하고 잔류 오스테나이트를 안정화에 기여한다. 상기 몰리브덴의 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는, 베이나이트의 변태가 지나치게 지연될 수 있고, 강의 제조 원가를 증가시킬 수 있다. 따라서, 몰리브덴은 강판 전체 중량의 0% 초과 0.5% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 0.1% 이하
본 발명에서는 니오븀, 티타늄, 및 바나듐 중 적어도 어느 하나 이상을 함유할 수 있다. 니오븀, 티타늄, 및 바나듐은 석출물 형성 원소로, 석출강화 효과로 강도를 증가시킬 수 있으며, 결정립 미세화 효과도 얻을 수 있다. 상기 니오븀, 티타늄, 및 바나듐의 총합이 0.1%를 초과하여 첨가되는 경우에는, 강의 제조원가가 크게 증가할 수 있으며 압연 시 많은 석출로 인하여 압연부하가 크게 증가할 수 있고, 연신율이 저하될 수 있다. 따라서, 니오븀, 티타늄, 및 바나듐의 총합은 각각 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.1%로 첨가하는 것이 바람직하다. 또한, 니오븀, 티타늄, 및 바나듐 각각은 강판 전체 중량의 0.1% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. 예를 들어 니오븀, 티타늄, 및 바나듐 각각은 0% 초과 ~ 0.05% 범위로 첨가할 수 있다.
인(P): 0% 초과 0.03% 이하
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 0.03% 이하
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS 등과 같은 비금속 개재물을 형성하여 굽힘성, 인성, 및 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 오스테나이트를 안정화에 도움을 줄 수 있지만, Al과 반응하여 AlN을 형성하여 연주 중 크랙을 유발할 수 있다. 따라서, 질소의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 고강도 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
강판의 미세조직
본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판은 면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0% 내지 5% 이하의 페라이트(0% 포함) 및 잔부가 마르텐사이트인 미세조직을 가진다. 상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트(fresh martensite) 및 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite)를 모두 포함한다. 상기 베이나이트는 상부 베이나이트 및 하부 베이나이트를 모두 포함한다.
강판의 강도를 높이기 위해서는 높은 전위 밀도를 가지는 마르텐사이트 상의 존재가 중요하다. 하지만 높은 전위 밀도로 인해 마르텐사이트 상은 제한적인 연신율을 보여준다. 이에 10% 이상의 오스테나이트를 잔류시킴으로써 변형 시 변태 마르텐사이트의 형성을 통해 가공 경화를 증대시킴으로써 연신율을 확보할 수 있다. 다만, 잔류 오스테나이트가 30%을 초과할 경우 오스테나이트의 안정성 저감으로 이어져 항복비(YR)가 저하되기 때문에 30% 이하의 면적율을 갖는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판은 강판두께(t)의 1/4t 두께에서 강판의 면 방향과 압연 방향에 수직한 TD(Transverse Direction) 방향으로 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 100μm2 이상의 면적을 관찰하였을 때, 구오스테나이트(Prior Austenite)의 평균 결정립 크기가 5μm 이상 10μm이하의 범위를 가진다.
본 발명의 일 실시예에 따른 상기 냉연강판은 잔류 오스테나이트 내의 평균 탄소 함량이 중량%로 0.9% 이상 1.5% 이하의 범위를 가진다.
잔류 오스테나이트의 형상 안정도에 관한 조건과 관련하여, 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판은 마르텐사이트 래스(lath) 사이에 존재하는 필름형 잔류 오스테나이트의 변형유기 마르텐사이트 변태에 의한 변형 특성을 가지도록 제조된다. 강판 두께(t)의 1/4t 두께에서 강판의 면 방향과 압연 방향에 수직한 TD(Transverse Direction) 방향으로 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 100μm2 이상의 면적을 관찰하여 측정한 잔류 오스테나이트의 평균 크기는 2.0μm 이하의 값, 예를 들어 0.1 μm ~ 2.0μm 범위를 나타낸다. 결정립 크기는 15° 이상의 방위 차이를 가지는 계면으로 둘러싸인 면적과 동일 면적을 가지는 원의 지름으로 정의하고 EBSD 결과 분석 프로그램(OIM Analysis)내 해당 기능을 사용하여 평균 크기를 계산하였다. 또한 강판 두께(t)의 1/4t 두께에서 강판의 면 방향과 압연 방향에 수직한 TD(Transverse Direction) 방향으로 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 100μm2 이상의 면적을 관찰하여 측정한 전체 잔류 오스테나이트의 면적을 A, 장축 길이 L과 단축 길이 ㅣ의 비인 종횡비(L/l)가 3을 초과하는 잔류 오스테나이트의 면적을 C로 정의하고 C를 A로 나눈 값을 C/A 면적율로 정의할 때, C/A 면적율은 0.5 이상을 만족한다.
본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판은 상기 냉연강판의 망간(Mn) 농도(즉, 강판 제조 시 합금원소로서 첨가된 망간(Mn)량으로부터 계산된 망간(Mn) 농도로서 강판 전체에서의 망간(Mn)의 평균농도)에 비해 1.1배 이상 망간(Mn)이 농축되어 있는 영역의 면적율(이를 Mn(1.1) 면적율로 정의한다)은 5% 내지 15%의 범위를 가진다. 망간(Mn) 농도가 농축되어 있는 영역은, 강판의 횡단면을 빔 지름 1μm 이하에서 20μm×20μm의 범위를 전자선 마이크로프로브 분석계(Electron Probe Microanalyzer, EPMA)를 이용한 분석에 의해 얻어지는 망간 농도를 이용해서 규정된다.
망간(Mn)은 고용 강화에 의한 강도 향상의 효과가 있는 원소이며, 미세조직 형성에 영향을 주어 연성 및 굽힘 가공성을 높이는 데에 유용한 원소이다. Mn(1.1) 면적율이 5%(면적%) 이상 존재하도록 하는 경우 상대적으로 페라이트 내의 망간(Mn) 농도가 저하되어서 페라이트의 경도를 저하시킬 수 있어, 굽힘성을 향상시킬 수 있다. 하지만 망간(Mn) 농축이 과다할 경우 강판의 용접성과 충격 인성을 저하시키며 오스테나이트의 Ms점이 저하되어서 MA 조직(마르텐사이트-오스테나이트 복합 조직)이 증가하는 경우가 있기 때문에 우수한 연성 및 굽힘 가공성을 가지기 위해 상기 Mn(1.1) 면적율을 15%(면적%) 이하로 제한한다. 이러한 범위에서는 페라이트의 경도 저하를 통해 굽힘성을 향상시킬 수 있다.
본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판은 페라이트를 최대 5% 이내로 한정하며, 따라서 페라이트를 포함하지 않을 수 있다. 이러한 경우에는, 상기 냉연강판은 잔류 오스테나이트, 베이나이트 및 잔부가 마르텐사이트인 미세조직을 가지게 된다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 상술한 조건을 만족하는 고강도 냉연강판은, 예를 들어 항복강도(YP): 880 MPa 이상 1000 MPa 이하, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상 1330 MPa 이하, 연신율(El): 15% 이상 20% 이하 및 굽힘성(R/t): 1.0 이상 2.5 이하를 만족할 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판으로서, 상술한 조성범위를 가지는 고강도 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
고강도 냉연강판의 제조방법
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판의 제조방법을 단계별로 표시한 순서도이다.
본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계; 소둔 열처리된 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및 다단 냉각된 냉연강판을 파티셔닝 열처리하는 단계;를 포함한다.
특히, 냉연강판을 소둔 열처리를 위하여 Ac3 온도 이상으로 승온시켜 일정 시간 유지하고, 서냉과 급냉의 두 단계의 다단 냉각을 2차 냉각종료온도까지 수행한다. 이어서, 상기 2차 냉각종료온도에서 일정 시간 이하로 유지하거나 혹은 유지하지 않고, 파티셔닝 열처리를 위하여 Ms 온도 이상으로 승온시킨 후, 파티셔닝 열처리 시간 동안 일정하게 유지한 후에 상온으로 최종 냉각한다.
열연강판 제조단계
상술한 합금 조성을 갖는 강 슬라브를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생하여 균질화하고, 열간 압연이 가능한 상태로 만들 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 편석의 재고용이 불충분할 수 있고, 열간압연 부하가 증가될 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열 시간은, 예를 들어 1 시간 ~ 4 시간 동안 수행될 수 있다. 상기 재가열 시간이 1 시간 미만인 경우에는, 편석의 균질화가 불충분할 수 있다. 상기 재가열 시간이 4 시간을 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립의 크기가 증가될 수 있고, 온도 상승에 따른 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 850℃ 미만인 경우에는, 페라이트 또는 펄라이트가 생성될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 950℃를 초과할 경우에는, 스케일 생성의 증가되고, 결정 입경이 조대화되어, 조직의 미세 균일화가 어려울 수 있다.
이어서, 상기 열연강판을, 750℃ 이하, 예를 들어 400℃ ~ 750℃ 범위의 권취온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 30℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각 속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 열연강판을, 750℃ 이하, 예를 들어 400℃ ~ 750℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 귄취온도의 범위는 냉간압연성, 표면 성상의 관점에서 선택할 수 있다. 상기 권취온도가 400℃ 미만인 경우에는, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되어 열연강판의 강성이 과도하게 증가하여 냉간압연 시 압연 부하가 현저하게 증가할 수 있다. 상기 권취 온도가 750℃를 초과할 경우에는, 최종 제품의 미세조직의 불균일성을 초래할 수 있다.
냉연강판 제조단계
상기 열연강판을 표면 스케일 층을 제거하기 위하여 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 30% ~ 80%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다. 상기 평균 압하율 30% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 80%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다. 상기 냉간압연에 의하여 최종 생산되는 강판의 두께를 가질 수 있다. 냉연강판의 조직은 열연강판의 조직이 연신된 형상의 조직을 가질 수 있다.
냉간압연이 완료된 후 냉연강판은 소둔 열처리 단계, 냉각 단계 및 파티셔닝 단계를 포함하는 열처리를 거치게 된다. 도 5 및 도 6에는 본 발명의 일 실시예를 따르는 열처리 이력이 나타나 있다. 이하 도 5 및 도 6을 참조하여 냉간압연 이후의 열처리에 대해서 단계별로 기술한다.
소둔 열처리 단계
상기 냉연강판을 통상의 서냉 구간이 있는 연속 소둔로에서 소둔 열처리한다. 상기 소둔 열처리는 오스테나이트 단상 조직을 형성하기 위하여 수행된다. 소둔 열처리 온도와 시간은 오스테나이트 결정립 크기에 영향을 주며, 따라서, 냉연강판의 강도에 큰 영향을 끼칠 수 있다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 2℃/초 이상의 승온속도로, 예를 들어 2℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열한다. 상기 승온속도가 2℃/초 미만인 경우에는, 목표하는 소둔 열처리 온도까지 도달하기에 장시간이 소요되어, 생산 효율성이 저하되며 결정립의 크기가 커질 수 있다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 Ac3 이상의 오스테나이트 단상 영역 온도, 예를 들어 830℃ ~ 930℃의 범위의 온도에서, 30초 ~ 180초 범위의 시간 동안 유지하여 수행될 수 있다. 이러한 승온 및 소둔 열처리 단계에서 냉간압연 조직은 오스테나이트로 역변태된다. 상기 소둔 열처리 온도가 830℃ 미만인 경우에는, 최종 조직인 템퍼드 마르텐사이트를 만들기 위해 오스테나이트 단상을 형성할 수 없다. 참고로, 오스테나이트 단상을 형성하기 위하여는 A3 온도 이상으로 소둔 열처리를 수행하여야 한다. 상기 소둔 열처리 온도가 930℃를 초과하는 경우에는, 오스테나이트 결정립이 조대하게 되어 강도가 저하될 수 있다.
상기 소둔 열처리 시간이 증가할수록 소둔 열처리 온도와 마찬가지로 오스테나이트 결정립 성장에 따른 조대화에 영향을 미치지만, 상기 소둔 열처리 시간은 소둔 열처리 온도에 비하여 그 영향이 적다. 상기 소둔 열처리 시간이 180초를 초과하는 경우에는 열처리 효율이 감소될 수 있다. 상기 소둔 열처리 시간이 30초 미만인 경우에는, 상기 소둔 열처리 효과가 불충분할 수 있다. 따라서, 소둔 열처리 시간은 30초 ~ 180초 범위를 가진다.
다단 냉각 단계
상기 소둔 열처리한 냉연강판을 다단 냉각한다. 상기 냉각하는 단계는 하기의 두 단계로 수행될 수 있다.
먼저, 상기 소둔 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 1℃/초 ~ 20℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 3℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로, 페라이트 변태를 억제하는 온도 구간까지, 예를 들어 650℃ ~ 800℃ 범위의 1차 냉각종료온도로 서냉으로 1차 냉각한다. 상기 소둔 온도로부터의 냉각 속도를 제어하는 것에 의해 망간(Mn) 농도가 높은 페라이트의 생성을 억제함과 더불어, 페라이트의 생성량을 억제할 수 있다. 평균 냉각 속도가 1℃/초 보다 느린 경우는, 냉각 중에 망간(Mn) 농도가 높은 페라이트가 생성되어, 굽힘성을 열화시키거나, 강도가 저하되는 경우가 있다. 이를 방지하기 위하여 페라이트 변태량은 면적율로 0% 내지~5%로 제한하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 1차 냉각한 냉연강판을, 예를 들어 20℃/초 초과 100℃/초 이하의 냉각속도로, 예를 들어 30℃/초 ~ 100℃/초 범위의 냉각속도로 Ms 온도 이하의 2차 냉각종료온도까지 급냉하는 2차 냉각 단계가 수행된다.
2차 냉각종료온도는 Ms 온도 이하의 온도로서, 예를 들어, Ms-140℃ ~ Ms-30℃ 범위의 온도일 수 있다. 예를 들어, 2차 냉각종료온도는 180℃ ~ 300℃ 범위를 가질 수 있다.
상기 2차 냉각 단계에서는 빠른 냉각속도로 냉각되어 페라이트, 펄라이트 또는 베이나이트의 변태가 억제되고, 오스테나이트의 일부가 마르텐사이트로 변태할 수 있다.
냉각 속도가 20℃/초 이하인 경우 냉각 이후 오스테나이트의 분율이 너무 높아서 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보하기 어려우며, 베이나이트 변태조직을 증가시켜도 마르텐사이트 분율이 적어 강도 하락이 발생할 수 있다. 또한 일부 마르텐사이트 조직은 내부 응력을 증가시켜 베이나이트 핵생성 속도를 증가시켜 Ms이하의 낮은 온도에서도 베이나이트 변태가 빠르게 진행되도록 작용한다.
도 5를 참조하면, 상기 2차 냉각한 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에서 2차 냉각종료온도 기준 ±20℃의 범위에서 소정 시간, 예를 들어 30초 이하의 시간 동안 유지할 수 있다.
2차 냉각종료온도 유지구간에서 오스테나이트의 일부는 베이나이트(주로 하부 베이나이트)로 변태되고 2차 냉각 단계에서 생성된 마르텐사이트 혹은 2차 냉각종료온도 유지구간에서 생성된 베이나이트 내에 금속탄화물과 같은 석출물이 생성될 수 있다.
본 발명자들은 2차 냉각종료온도 유지구간에서 마르텐사이트 혹은 하부 베이나이트 내에 석출물이 과도하게 석출되는 경우, 최종 제품의 연신율이 상대적으로 낮은 값을 나타냄을 확인하였다. 따라서 2차 냉각종료온도 유지시간은 과도한 석출물의 생성을 억제하는 범위에서 수행되어야 하며, 이에 본 발명에서는 유지시간은 예를 들어, 30초 이하, 예를 들어, 15초 이하의 시간일 수 있다.
본 발명의 기술사상에 의하면, 상기 30초 이하의 조건은 0초를 포함한다. 즉, 본 발명의 일 실시예에 의하면 상술한 석출물의 생성을 억제하기 위하여 2차 냉각종료온도에 도달한 즉시 해당 온도에서 유지하는 구간없이 바로 다음 단계인 파티셔닝 단계가 수행될 수 있다. 본 발명자들은 2차 냉각이 완료된 후 파티셔닝이 수행되기 전까지의 과정 중에 마르텐사이트 혹은 베이나이트 내에 미세 석출물의 과다한 생성을 방지하는 방법으로서 2차 냉각 완료 후 소정 시간동안 유지하는 단계를 수행하지 않은 방법이 효과적이라는 것을 발견하였다. 즉, 도 6에 도시된 바와 같이, 소둔 열처리 단계에서 2차 냉각 단계가 Ms 온도 이하의 2차 냉각종료온도에 도달하면 아예 상기 2차 냉각종료온도에서 유지하는 시간 없이 바로 파티셔닝 처리를 위한 가열로로 이동되어 재가열을 시작한다. 이러한 방법에 의할 경우, 유지 구간에서 발생할 수 있는 석출물의 과다한 생성을 미연에 방지함으로써 연신율의 하락을 막으면서 고강도를 구현할 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계
상기 다단 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 3℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 재가열하고, 예를 들어 360℃ ~ 500℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 360℃ ~ 460℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 30초 ~ 500초 범위의 시간 동안 유지하여 파티셔닝 열처리를 수행한다.
파티셔닝 열처리 단계에서는 잔류 오스테나이트 내부로 탄소가 확산되어 농축되어 잔류 오스테나이트의 안정화로 작용한다. 또한, 일부 오스테나이트는 베이나이트 변태가 진행될 수 있다. 상기 베이나이트 변태는 급냉 이후 상기 잔류 오스테나이트의 형상을 미세화 할 수 있고, 이에 따라 상기 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 온도가 360℃ 미만인 경우에는, 파티셔닝 효과가 불충분할 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 온도가 500℃를 초과하는 경우에는, 탄화물의 크기가 조대화되어 강도 저하가 발생할 수 있다.
파티셔닝 열처리 유지 시간이 30초 미만인 경우에는, 안정적인 파티셔닝 효과를 얻기 어려울 수 있다. 상기 파티셔닝 열처리 유지 시간이 500초를 초과하는 경우에는 열처리 효율이 저하되고, 탄화물 크기가 증가되어 강도 저하가 발생할 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계는 상기 다단 냉각을 수행한 직후에 수행하거나, 또는 상온에서 수 분 이상 유지한 후 수행될 수 있다.
파티셔닝 열처리 단계가 종료된 후에, 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 최종냉각한다. 본 최종냉각 단계 중에 일부 불안정한 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태할 수 있다. 이때 생성되는 마르텐사이트가 많으면 최종 잔류 오스테나이트의 분율이 감소하여 성형성에 악영향을 줄 수 있으므로 최종냉각 단계 중에 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 분율은 면적율로 20% 미만으로 제어되어야 한다. 최종냉각 단계에서의 마르텐사이트 변태가 억제되기 위해서는 잔류 오스테나이트의 안정화가 중요하며, 이를 위해서는 2차 냉각 시 2차 냉각종료온도의 범위 및 유지 시간, 파티셔닝 열처리 단계에서의 온도 및 유지 시간의 최적화가 이루어져야 한다.
이러한 단계를 거쳐 제조된 냉연강판은 면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0% 내지 5% 이하의 페라이트(0% 포함) 및 잔부가 마르텐사이트인 미세조직을 가지며, 항복강도(YP): 880 MPa 이상 1000 MPa 이하, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상 1330 MPa 이하, 및 연신율(El): 15% 내지 20% 및 굽힘성(R/t): 1.0 내지 2.5를 만족하는 기계적 특성을 가진다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연, 냉연 공정 및 열처리 공정을 거쳐 실시예들과 비교예들에 따른 냉연강판을 준비하였다. 잔부는 철(Fe)이다.
강종 C Si Mn P S Al Cr Ti Mo Nb N
A 0.17 1.6 2.5 0.01 0.003 0.03 0.03 - 0.02 0.004
B 0.18 1.5 3.0 0.01 0.003 0.03 0.03 0.03 - - 0.004
C 0.2 1.2 3.5 0.01 0.003 0.1 0.5 - 0.01 - 0.004
D 0.35 1.6 2.5 0.01 0.003 0.03 0.03 - - - 0.004
표 1을 참조하면, 강종 A 내지 C는 본 발명의 조성 범위를 만족하며, 구체적으로, 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)인 조성 범위를 만족한다.
이에 반하여, 강종 D는 본 발명의 조성 범위를 벗어난다. 구체적으로, 강종 D는 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%의 범위를 상회하였다.
표 2는 상기 강종에 대한 Ac3 온도, Ms 온도, Ms-140℃ 온도, Ms-30℃ 온도를 나타낸다. 단위는 ℃ 이다.
강종 Ac3 Ms Ms-140 Ms-30
A 841 354 214 324
B 832 335 195 305
C 810 305 165 275
D 793 247 107 217
표 2를 참조하면, Ac3 온도는 Thermo-Calc 및 TCFE9 database를 이용하여 산출하였다. Ms 온도는 하기의 실험식을 이용하여 산출하였다. 하기의 실험식에서, 예를 들어 "[C]"는 탄소의 중량%를 나타낸다.
[실험식]
Ms(℃) = 547.6-596.9[C]-28.4[Mn]-13.1[Si]-17.7[Cr]+8.8[Al]
상술한 강종의 슬라브를 1200℃에서 재가열하여 3 시간 유지하였고, 950℃의 마무리 압연 종료온도에서 2.4 mm의 두께로 열간압연한 후에, 600℃에서 권취하였다. 이어서, 권취한 열연강판을 산세하여 표면의 스케일을 제거하고, 냉간압연하여 1.2 mm의 두께의 냉연강판을 제조하였다. 이어서, 표 3의 공정 조건으로 열처리를 수행하였다.
강종 구분 소둔
온도
(℃)		 소둔유지시간
(sec)		 1차냉각
속도
(℃/sec)		 1차냉각종료온도
(℃)		 2차냉각
속도
(℃/sec)		 2차 냉각종료온도
(℃)		 2차냉각
종료온도
유지시간
(sec)		 파티셔닝
온도
(℃)		 파티셔닝
유지시간
(sec)
A 실시예1 900 120 -3 780 -109 270 15 450 300
B 실시예2 900 120 -3 780 -109 270 15 430 300
C 실시예3 840 120 -3.5 700 -100 240 15 400 300
A 실시예4 900 120 -3 780 -100 240 0 430 240
A 실시예5 900 120 -3 780 -100 240 30 430 240
A 비교예1 1000 120 -5.5 780 -109 270 15 450 300
A 비교예2 900 120 -5 700 -64 400 15 450 300
B 비교예3 900 120 -3 780 -109 270 15 450 1
D 비교예4 900 120 -3 780 -109 270 15 400 300
A 비교예5 900 120 -3 780 -100 240 120 430 240
비교예1은 소둔 온도가 1000℃로서 본 발명의 소둔 온도 범위인 830℃ ~ 930℃를 상회는 높은 온도이라는 점에서 만족하지 못하였다. 비교예2는 2차 냉각종료온도가 400℃로서, 강종 A에 있어서 본 발명의 2차 냉각종료온도 범위인 214 ~ 324℃를 상회하여 만족하지 못하였다. 비교예3은 파티셔닝 유지 시간이 1초로서, 본 발명의 파티셔닝 유지시간인 30 ~ 500초 범위를 하회하여 만족하지 못하였다. 비교예4는 강종 D로서 본 발명의 조성범위를 벗어났다. 비교예5는 2차 냉각종료온도에서의 유지시간(급냉온도 유지시간이라고 함)이 120초로서, 본 발명의 급냉온도 유지시간인 0 초 ~ 30초 범위를 상회하여 만족하지 못하였다.
표 4는 제조된 냉연강판의 미세조직을 분석한 결과를 나타낸다.
강종 구분 F M RA B MA 탄소
농도
(중량%)		 RA크기
(μm)		 C/A
면적율		 Mn(1.1)
면적율
(%)
A 실시예1 1 86 13 - - 1.2 1.0 0.98 7.0
B 실시예2 1 90 9 - - 1.2 0.7 0.82 7.1
C 실시예3 4 81 15 - - 1.2 0.7 0.86 6.9
A 실시예4 1 85 14 - - 1.1 0.8 0.97 7.0
A 실시예5 1 87 12 - - 1.1 0.8 0.95 7.1
A 비교예1 - 92 8 - - 1.2 0.5 0.73 1.0
A 비교예2 19 56 12 5 8 0.9 0.8 0.53 16.2
B 비교예3 1 92 7 - - 0.9 0.6 0.32 5.1
E 비교예4 5 86 9 - - 1.0 0.5 0.32 3.7
A 비교예5 2 83 10 5 - 1.2 0.9 0.97 7.3
표 4의 F, M, RA, B, MA는 각각 페라이트(ferrite), 마르텐사이트(martensite), 잔류 오스테나이트(residual austenite), 베이나이트(bainite) 및 마르텐사이트-오스테나이트 복합조직(martensite-austenite)을 나타낸다.
표 4의 탄소농도는 잔류 오스테나이트 내 탄소농도를 의미한다.
표 4의 RA 크기는 강판두께(t)의 1/4t 두께에서 강판의 면 방향과 압연 방향에 수직한 TD(Transverse Direction) 방향으로 EBSD로 100μm2 이상의 면적을 관찰하였을 때 잔류 오스테나이트의 평균 크기를 의미한다.
표 4의 C/A 면적율은 종횡비가 3 이상인 잔류 오스테나이트의 면적율로 정의된다. 강판 두께(t)의 1/4t 두께에서 강판의 면 방향과 압연 방향에 수직한 TD(Transverse Direction) 방향으로 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 100μm2 이상의 면적을 관찰하였을 때 잔류 오스테나이트의 면적을 A, 장축 길이 L과 단축 길이 ㅣ의 비인 종횡비(L/l)가 3을 초과하는 잔류 오스테나이트의 면적을 C로 정의하고 C를 A로 나눈 값을 C/A 면적율로 정의하였다.
표 4의 Mn(1.1) 면적율은 강판 중 내에 강판 제조를 위해 첨가된 망간(Mn)으로부터 계산된 망간(Mn) 농도와 비교하여 1.1배 이상 농축되어 있는 영역의 면적율을 의미한다. 망간 농도가 농축되어 있는 영역은, 강판의 횡단면을 빔 지름 1μm 이하에서 20μm×20μm의 범위를 전자선 마이크로프로브 분석계(Electron Probe Microanalyzer, EPMA)를 이용한 분석에 의해 얻어지는 망간 농도를 이용해서 규정된다.
예시적으로 도 4는 실시예2에 해당되는 강판의 Mn(1.1) 면적율를 측정하기 위한 EPMA 이미지를 나타낸 것이다.
도 4를 참조하면, 20μm×20μm의 크기를 가지는 EPMA 이미지 내에 실시예2의 강판 내 망간(Mn) 조성인 3.0%의 1.1배 이상인 3.3% 이상의 영역(적색영역)을 표시한 후 이 면적을 도출하여 이미지 전체 면적(즉, 20μm×20μm)으로 나누어서 Mn(1.1) 면적율을 구할 수 있다.
표 5는 제조된 냉연강판의 물리적 및 기계적 물성으로서, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 및 연신율(EL), 균일연신율(UEI), 인장강도x연신률(TSxEI), 항복비(YR) 및 90도 굽힘성(R/t)를 나타낸다.
강종 구분 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 EL
(%)		 UEI
(%)		 TSxEI
(GPa%)		 YR
(%)		 90도 굽힘
R/t
A 실시예1 884 1211 16 9 19.4 73.0 1.2
B 실시예2 916 1209 16 9 19.3 75.8 1.2
C 실시예3 963 1207 16 10 19.3 79.8 1.5
A 실시예4 963 1206 18 13 21.7 79.9 1.2
A 실시예5 975 1197 15 10 18.0 81.5 1.2
A 비교예1 806 1194 12 10 14.3 67.5 1.2
A 비교예2 852 987 12 10 11.8 86.3 3.0
B 비교예3 940 1205 13 9 15.7 78.0 2.5
D 비교예4 985 1212 11 8 13.3 81.3 2.5
A 비교예5 888 1187 11 10 13.1 74.0 2.5
표 4 및 표 5를 참조하면, 실시예들은 면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0 % 초과 5% 이하의 페라이트 및 잔부가 마르텐사이트인 미세조직을 만족하였다. 잔류 오스테나이트의 크기는 0.5 ~ 2.0㎛ 범위를 만족하며, 내부에 함유된 탄소농도도 중량%로 0.9 ~ 1.5% 범위를 만족하였다. C/A 면적율은 0.5 이상을 만족하였으며, Mn(1.1) 면적율도 5% ~ 15% 범위를 만족하였다.
실시예들은 모두 항복강도(YS)가 880MPa 이상, 인장강도(TS)가 1180MPa 이상, 연신율(EI)인 15% 이상, 균일연신율(UEI)가 9% 이상, 90도 굽힘성(R/t) 특성은 2.5 이하로서 모두 목표범위를 만족하는 우수한 값을 나타내었다.
이에 비해, 비교예 1의 경우, 항복강도 및 연신율은 목표값을 하회하는 낮은 값을 나타내었다. 비교예1은 소둔온도가 1000℃로서 높은 조건이었으며, Mn(1.1) 면적율이 1%로 매우 낮은 값을 나타내었다. 이러한 이유로 항복강도 및 연신율이 모두 낮게 나타난 것으로 판단된다.
비교예 2의 경우 2차 냉각종료온도가 400℃로 높은 조건이었으며, 최종 강판은 높은 함량의 페라이트 및 MA가 형성되었고 목표범위를 상회하는 높은 Mn(1.1) 면적율을 나타내었다. 이에 따라 목표값을 하회하는 낮은 강도 및 연신율을 나타내었으며, 목표값에 하회하는 굽힘성을 나타내었다.
비교예 3의 경우, 파티셔닝 유지시간이 1초로서 짧았던 조건이었으며, 최종 강판은 낮은 잔류 오스테나이트 함량 및 C/A 면적율을 나타내었다. 이에 따라 목표값에 하회하는 낮은 연신율을 나타내었다.
비교예 4의 경우, 탄소함량이 본 발명의 범위를 상회하여 과량 첨가된 것으로서, 최종 강판은 잔류 오스테나이트 함량이 목표값이 하회하고 종횡비가 낮은 벌크형 잔류 오스테나이트가 주로 형성되어 C/A 면적율도 목표값이 하회하였다. 또한 Mn(1.1) 면적율도 목표값에 하회하는 낮은 값을 나타내었다. 이에 따라 목표값에 하회하는 낮은 연신율을 나타내었다.
비교예 5의 경우, 2차 냉각종료온도 유지시간이 120초로서 목표범위에 비해 장시간 유지한 조건이었으며, 최종 강판의 연신율은 목표값에 하회하는 낮은 값을 나타내었다.
이와 비교하여 실시예4 및 5는 동일한 조성을 가지며 급냉온도 유지시간은 각각 0초 및 30초로 수행한 것으로 제외한 나머지 공정조건은 동일한 것이었다. 특히 실시예4의 경우는 2차 냉각시 2차 냉각종료온도에 도달한 후 유지없이 바로 파티셔닝을 위한 재가열을 시작한 것이다. 표 4을 참조하면, 급냉온도유지시간을 30초로 수행한 실시예5와 유지하지 않은 실시예4는 모두 목표값을 만족하는 연신율을 나타냄을 확인할 수 있다.
이러한 차이는 2차 냉각종료온도에서 유시시간이 길어질 경우에는 하부 베이나이트 및 마르텐사이트 내부에 미세한 석출물이 과다하게 형성됨에 따른 복합 작용에 기인한 것으로 판단된다.
도 2는 실시예1 및 비교예2에 해당되는 강판의 최종 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 2(a)는 실시예1에 해당되고, 도 2(b)는 비교예2에 해당된다.
도 2를 참조하면, 실시예1의 경우, 래스형 템퍼드 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트가 관찰됨에 비해, 비교예2의 경우에는 마르텐사이트와 함께 페라이트 및 RA와 MA 조직이 같이 관찰되었다.
도 3은 실시예1 및 비교예3에 해당되는 강판을 후방산란전자회절(EBSD) 분석법으로 분석한 이미지 결과이다. 도 3(a)는 실시예1에 해당되고, 도 3(b)는 비교예3에 해당된다. 도 3의 RA는 잔류 오스테나이트를 의미하며, M은 마르텐사이트, F는 페라이트를 의미한다.
도 3을 참조하면, 실시예1의 경우에는, 잔류 오스테나이트(RA)가 마르텐사이트 사이에 종횡비가 큰 필름형으로 형성되었음에 비해 비교예3의 경우에는 잔류 오스테나이트(RA)는 종횡비가 작은 벌크형으로 크기가 작고 차지하는 면적율도 작아 낮은 C/A 면적율을 나타냄을 확인할 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판이며,
    면적율로, 10% 내지 30%의 잔류 오스테나이트, 0% 초과 30% 이하의 베이나이트, 0% 내지 5% 이하의 페라이트(0% 포함) 및 잔부가 마르텐사이트인 조직을 가지며,
    상기 냉연강판의 망간(Mn) 농도에 비해 1.1배 이상의 농도로 망간(Mn)이 농축되어 있는 영역의 면적율이 5% 이상 15% 이하의 범위를 가지는,
    고강도 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    잔류 오스테나이트 내 평균 탄소 함량이 중량%로 0.9% 이상 1.5% 이하의 범위를 가지는,
    고강도 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    잔류 오스테나이트의 평균 크기는 0.1 μm ~ 2.0μm 범위를 가지는,
    고강도 냉연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    강판 두께(t)의 1/4t 두께에서 전체 잔류 오스테나이트 면적(A)으로 종횡비가 3을 초과하는 잔류 오스테나이트의 면적(C)을 나눈 C/A 면적율이 0.5 이상인,
    고강도 냉연강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    구오스테나이트(Prior Austenite)의 평균 결정립 크기가 5μm 이상 10μm이하의 범위를 가지는,
    고강도 냉연강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    항복강도(YP): 880MPa 이상 1000MPa 이하, 인장강도(TS): 1180Pa 이상 1330 MPa 이하, 연신율(El): 15% 이상 20% 이하 및 굽힘성(R/t): 1.0 이상 2.5 이하를 가지는,
    고강도 냉연강판.
  7. 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 830℃ ~ 930℃ 범위의 오스테나이트 단상 영역 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계;
    소둔 열처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계;
    1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms-140℃ ~ Ms-30℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하고, 2차 냉각종료온도에서 30초 이하 동안 유지하는 단계; 및
    상기 2차 냉각종료온도에서 유지된 냉연강판을 재가열하여 360℃ ~ 500℃ 범위에서 파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계;를 포함하는,
    고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 탄소(C): 0.03% ~ 0.2%, 실리콘(Si): 1.0% ~ 2.5%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.5%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.5%, 크롬(Cr): 0.03% ~ 1.0%, 몰리브덴(Mo): 0% 초과 ~ 0.5%, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.1%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.03%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.03%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.01%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 830℃ ~ 930℃ 범위의 오스테나이트 단상 영역 온도 범위에서 소둔 열처리하는 단계;
    소둔 열처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 650℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계;
    1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms-140℃ ~ Ms-30℃ 범위의 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각종료온도에 도달한 냉연강판을 상기 2차 냉각종료온도에 도달한 즉시 재가열하여 360℃ ~ 500℃ 범위에서 파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계;를 포함하는,
    고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계는,
    강재를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 온도에서 재가열하는 단계;
    재가열된 강재를 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도 에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조한 후 400℃ ~ 750℃ 범위의 온도에서 권취하는 단계;를 포함하는,
    고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    제 1 냉각속도는 1℃/초 ~ 20℃/초 범위를 가지고,
    제 2 냉각속도는 20℃/초 초과 100℃/초 이하의 범위를 가지는,
    고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서,
    파티셔닝 열처리를 수행한 후 상온으로 냉각하는 단계는,
    잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 분율은 면적율로 20% 미만으로 제어되는,
    고강도 냉연강판의 제조방법.
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