WO2017010741A1 - 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2017010741A1
WO2017010741A1 PCT/KR2016/007382 KR2016007382W WO2017010741A1 WO 2017010741 A1 WO2017010741 A1 WO 2017010741A1 KR 2016007382 W KR2016007382 W KR 2016007382W WO 2017010741 A1 WO2017010741 A1 WO 2017010741A1
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steel sheet
steel
high strength
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이규영
류주현
구민서
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주식회사 포스코
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    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
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    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet for automobiles, and more particularly, to an ultra-high strength steel sheet excellent in shape and bending characteristics and a method of manufacturing the same.
  • the thickness of the steel sheet In order to reduce the weight of the automotive steel sheet, the thickness of the steel sheet must be made thin, whereas in order to secure the collision stability, the thickness of the steel sheet must be thickened or the strength greatly improved.
  • DP steel dual phase steel
  • TRIP steel transformation induced plastic steel
  • CP steel composite phase steel
  • AHSS Advanced High Strength Steel
  • Such advanced high-strength steel can increase the strength by adding carbon content or alloying components, but considering the practical aspects such as spot weldability, the tensile strength that can be implemented is limited to about 1200MPa level.
  • the steel sheet that can be applied to the structural member in order to ensure the stability of the crash the hot press forming (Hot Press Forming, which secures the final strength by quenching through direct contact with the die, that is water-cooled after molding at a high temperature)
  • HPF Hot Press Forming
  • the roll forming method which is more productive than hot press molding and hot press molding, is a method for producing a complicated shape through multi-stage roll forming, and its application has been expanded to form parts of ultra high strength materials having low elongation.
  • the microstructure of the manufactured steel has a tempered martensite structure tempered with martensite, which is inferior in shape quality due to explosion direction and longitudinal temperature deviation during water cooling.
  • Patent Literature 1 relates to a method of manufacturing a cold rolled steel sheet having high strength and high ductility at the same time by using tempering martensite and excellent plate shape after continuous annealing, which has a high content of carbon (C) of 0.2% or higher.
  • C carbon
  • the possibility of induction of furnace dent due to the high content of Si is concerned.
  • Patent Document 2 provides a method of limiting the distance between the inclusions of martensitic steel containing Mn less than 1.5% to improve the bending processing properties, but in this case also hardenability is inferior due to low alloying components when cooling Very high cooling rates are required, which may result in very poor shape quality.
  • Patent Documents 3 and 4 provide a technique for securing strength and shape quality by controlling phase transformation to improve shape quality and melt plating of existing water-cooled martensitic steels
  • Patent Document 5 also discloses a method of increasing the yield strength of martensitic steels.
  • the above techniques are high alloy type martensitic steels, which have better shape quality than low alloy water-cooled martensitic steels, but have the disadvantage of poor bending characteristics, which are important for improving roll forming properties and impact characteristics in collisions. Improvement is required.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-090432
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2011-246746
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2014-0031752
  • Patent Document 4 Korean Patent Publication No. 2014-0031753
  • Patent Document 5 Korean Patent Publication No. 2014-0030970
  • One aspect of the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet and a method of manufacturing the same, which are excellent in shape and bending characteristics, which can reduce the weight of an automobile and improve crash performance.
  • carbon (C) 0.12 ⁇ 0.2%, silicon (Si): 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 3.0 ⁇ 4.0%, phosphorus (P): 0.03% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.0035% or less (excluding 0%), aluminum (Al): 0.1% or less (excluding 0%), chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%) , At least one of nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%), boron (B): 0.005% or less (excluding 0%), and molybdenum (Mo): 0.1% or less (excluding 0%), titanium ( Ti): 0.1% or less (excluding 0%), niobium (Nb): 0.1% or less (excluding 0%), zirconium (Zr): 0.1% or less (excluding 0%) and vanadium (V): 0.1% or less (0 %), Balance Fe and other unavoidable impurities
  • the step of reheating the steel slab satisfying the above-described component composition and component ratio to a temperature of 1100 ⁇ 1300 °C the step of reheating the steel slab satisfying the above-described component composition and component ratio to a temperature of 1100 ⁇ 1300 °C; Manufacturing a hot rolled steel sheet by finishing hot rolling the reheated steel slab at a temperature of Ar 3 or more and 1000 ° C. or less; Winding the hot rolled steel sheet at a temperature of 720 ° C.
  • the ultra-high strength steel sheet of the present invention when applied to automotive applications, there is an effect that can improve the impact characteristics with weight reduction.
  • FIG. 2 is a graph showing the change in bendability index (R / t) according to the S content of Invented Steel 1, Invented Steel 2, Comparative Steel 1 and Comparative Steel 4 subjected to continuous annealing hot dip heat treatment according to an embodiment of the present invention. It is represented.
  • Figure 3 is a graph showing the change in bending index (R / t) according to the Mn and S content for Invented Steel 1, Comparative Steel 1 and Comparative Steel 5 applying the CAL-BAF process according to an embodiment of the present invention will be.
  • the present inventors solve the problem that hot-dip galvanizing is not easy due to the oxide layer formed on the surface of the steel after annealing and cooling in the case of ultra-high strength martensitic steel manufactured using conventional water cooling, while having a high strength and shape and bending We studied in depth how to secure the characteristics at the same time.
  • the present invention while controlling the content of S in the steel composition more closely, while controlling the ratio of S and Mn (S / Mn) by greatly suppressing the formation of the MnS band formed by the added Mn, bending There are technical features to greatly improve the characteristics.
  • the content of each component means weight% unless otherwise specified.
  • Carbon (C) is an essential element for securing the strength of the steel, and in particular, it is preferable to add at least 0.12% to secure the ultra high strength. However, if the content exceeds 0.2%, there is a problem that the weldability is inferior, it is preferable to limit the upper limit to 0.2%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, and has a disadvantage of weakening the strength of the steel by promoting ferrite generation during cooling after annealing in a continuous annealing furnace in which a slow cooling section exists (where cooling is slow cooling).
  • Mn ferrite stabilizing element
  • Manganese (Mn) is an element that suppresses the formation of ferrite and facilitates the formation of austenite. If the Mn content is less than 3.0%, there is a problem in that ferrite is easily produced during slow cooling. On the other hand, if the content exceeds 4.0%, there is a problem that the cost of iron alloy due to the formation of the band due to segregation and the excessive amount of alloy input during the converter operation.
  • Phosphorus (P) is an impurity element in steel.
  • the content exceeds 0.03%, weldability is lowered, brittleness of steel is more likely to occur, and dent defects are more likely to occur. Therefore, the upper limit thereof is limited to 0.03%. desirable.
  • S Sulfur
  • S is known as an impurity source in steel and is an element that inhibits ductility and weldability of steel.
  • the present inventors found that the addition of a large amount of Mn is necessary to suppress phase transformation in a continuous annealing apparatus having a slow cooling section, in which case the bendability is inferior when the S content is excessive.
  • the R / t value which is an evaluation index of bendability, indicates 4 or more, whereas when the content of S is controlled to less than 0.0035%, the R / t value rapidly decreases, thereby greatly improving bending characteristics. It can be improved. This is due to suppressing band formation of MnS by extremely controlling the content of S.
  • the upper limit of S it is preferable to limit the upper limit of S to 0.0035%.
  • the ratio (S (% by weight) / Mn (% by weight)) of the S and Mn satisfies 0.001 or less, and the lower the S / Mn value is advantageous to secure bending characteristics.
  • Aluminum (Al) is an element that enlarges the ferrite region, and when using a continuous annealing process in which slow cooling exists as in the present invention, there is a disadvantage of promoting ferrite formation. Moreover, since there exists a problem which inhibits high temperature hot rolling property by AlN formation, it is preferable to limit the upper limit to 0.1%.
  • Chromium (Cr) is an element that suppresses ferrite transformation to facilitate the securement of low temperature transformation tissue. Therefore, in the present invention, there is a beneficial effect in suppressing the formation of ferrite during cooling, but if the content exceeds 1%, there is a problem that the iron alloy cost due to the excessive amount of the alloy input increases. Therefore, it is preferable to limit the upper limit of Cr to 1%.
  • the steel sheet of the present invention may further include the following components for strength improvement.
  • Boron (B) is an element having an effect of suppressing ferrite formation, and is useful in the present invention to suppress formation of ferrite during cooling after annealing.
  • B is an element having an effect of suppressing ferrite formation, and is useful in the present invention to suppress formation of ferrite during cooling after annealing.
  • the content of B exceeds 0.005%, ferrite formation is promoted by Fe 23 (C, B) 6 precipitation. Therefore, the upper limit thereof is preferably limited to 0.005%.
  • Molybdenum (Mo) is an element having the effect of suppressing ferrite formation by increasing the hardenability of the steel, and is useful in the present invention to suppress the formation of ferrite during cooling after annealing.
  • the content of Mo exceeds 0.1%, there is a problem in that the ferrous alloy cost increases due to excessive alloying amount. Therefore, the upper limit thereof is preferably limited to 0.1%.
  • the steel sheet of the present invention may further include at least one of Ti, Nb, Zr and V.
  • Titanium (Ti) is an nitride forming element, which precipitates N in TiN and scavenges the scavenging to reduce precipitation of AlN, thereby lowering the risk of cracking.
  • Such Ti is preferably chemically added at least 48/14 * [N (% by weight)], but when the content exceeds 0.1%, the strength of the steel is lowered by additional carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N. It is not desirable because there is.
  • Nb 0.1% or less (except 0%)
  • Niobium is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment.
  • Nb Niobium
  • the content of Nb exceeds 0.1%, an increase in the ferrous alloy cost due to the excessive amount of the alloy input, it is preferable to limit the upper limit to 0.1%.
  • Zirconium (Zr) is an nitride forming element, which precipitates N in ZrN to perform scavenging to suppress precipitation of AlN, thereby reducing the risk of cracking during performance. It is preferable to add Zr more than 91/14 * [N (% by weight)] chemically, but if the content exceeds 0.1%, the strength of the steel decreases due to precipitation of additional carbides in addition to the removal of solid solution N. It is not desirable because there is.
  • V 0.1% or less (except 0%)
  • Vanadium (V) is a nitride forming element, which precipitates N in VN to scavenging to suppress scavenging of AlN, thereby reducing the risk of cracking during performance.
  • V is preferably chemically added over 51/14 * [N (% by weight)], but when the content exceeds 0.1%, the strength of the steel is lowered by additional carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N. It is not desirable because there is.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the steel sheet of the present invention that satisfies the above-mentioned composition is preferably a microstructure containing martensite and temper martensite in a volume fraction of 95% or more, and the remainder is ferrite and bainite in a volume fraction of 5% or less (0%). It may be included).
  • the steel sheet of the present invention includes a hard phase martensite and tempered martensite in a volume fraction of 95% or more, thereby making it possible to secure ultra high strength of 1400 MPa or more. If the fraction of the hard phase is less than 95%, there is a problem in that it is impossible to secure ultra high strength intended by the present invention.
  • the steel sheet of the present invention having the above-described component composition and microstructure may be not only a cold rolled steel sheet but also a hot dip galvanized steel sheet or an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet according to the present invention can be produced by reheating-hot rolling-winding-cold rolling-annealing-cooling a steel slab satisfying the composition of the composition proposed in the present invention. It demonstrates in detail.
  • the reheating step is preferably performed at 1100 to 1300 ° C.
  • the reheating temperature is less than 1100 ° C., there is a problem that the load during subsequent hot rolling increases rapidly, whereas if it exceeds 1300 ° C., the amount of the surface scale increases, leading to loss of material.
  • the reheated steel slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet, and at this time, it is preferable to perform finish hot rolling at a temperature of Ar 3 or more and 1000 ° C. or less.
  • the finish hot rolling temperature is lower than Ar3 (the temperature at which austenite begins to transform into ferrite during cooling), a ferrite + austenitic two-phase or ferrite reverse rolling is formed, thus forming a mixed structure, and a malfunction due to fluctuations in the hot rolling load. It is not preferable because it is concerned.
  • the finish hot rolling temperature exceeds 1000 ° C., the possibility of causing surface defects due to scale increases, which is not preferable.
  • the upper limit is preferably limited to 720 ° C.
  • the strength of the hot rolled steel sheet is increased, so that the rolling load of the cold rolling, which is a post-process, is increased, but the lower limit thereof is not particularly limited because it is not a factor that makes the actual production impossible.
  • annealing heat treatment in a continuous annealing furnace having no water quenching facility, that is, a slow cooling section.
  • the cold rolling is a process for securing a thickness required by the customer, and the rolling reduction is not particularly limited.
  • the lower limit of the cold reduction rate is specified in consideration of recrystallization during subsequent annealing, but the present invention is not limited because austenite single phase annealing is performed at Ac3 or more during annealing.
  • the annealing heat treatment is preferably carried out at a temperature higher than Ac3 (temperature at which the ferrite transforms into an austenite single phase at elevated temperature), in order to ensure an austenite fraction at annealing at 100%.
  • Ac3 temperature at which the ferrite transforms into an austenite single phase at elevated temperature
  • it may be metallurgically preferable to limit the upper limit of the temperature to the temperature before the appearance of the liquid during the annealing heat treatment, but in order to suppress the deterioration of durability of the continuous annealing furnace, substantially the upper limit of the annealing heat treatment It is preferable to limit it to 900 degrees C or less.
  • After the annealing heat treatment is preferably slow cooling to room temperature at a cooling rate of 100 °C / s or less.
  • Mn is added to secure the hardenability of the steel in order to secure the strength
  • alloying elements such as B, Mo, and Cr can be added to further secure the hardenability. Can be.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured through all the above process is heated to a temperature of 450 °C or more and then deposited in a galvanizing bath, or after annealing and deposited in a zinc plating bath at a temperature of 450 °C or more of the steel sheet during cooling to have a hot dip galvanized layer Hot-dip galvanized steel sheet can be produced.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet may be manufactured by alloying and heat-treating the hot-dip galvanized steel sheet having the hot-dip galvanized layer at a temperature of 480 to 600 ° C.
  • the cold rolled steel sheet produced by pickling and cold rolling is slowly cooled to 650 ° C at a cooling rate of 3 ° C / s after annealing heat treatment at 820 ° C, and then cooled to 6 ° C / s. After cooling to 560 ° C. at a rate and performing an overaging heat treatment, it was deposited in a 460 ° C. hot dip plating port and then cooled to room temperature at a cooling rate of 3 ° C./s.
  • BAF Batch Annealing Furnace
  • CAL Continuous Annealing Line
  • CGL Continuous Galvanizing Line
  • Table 2 shows the results of measuring the mechanical properties of the specimens subjected to the heat treatment.
  • the microstructure is mainly composed of martensite + temper martensite phase, so that the tensile strength of 1400 MPa or more is exceeded. It can be confirmed that high strength can be easily obtained.
  • all of the invention examples were excellent in bending characteristics as the content of S is less than 0.0035%, the S / Mn value is controlled to 0.001 or less bend index (R / t) is all 4.0 or less.
  • the content of Mn is low, so that the martensite or tempered martensite phase is not secured at all, even though general continuous annealing and continuous annealing hot dip heat treatment are performed.
  • Comparative Example 5-1 when the water cooling is carried out (Comparative Example 5-1), it can be confirmed that the strength similar to the present invention is secured. This is because the hardenability is low when the Mn content is low. The result shows that the same quenching should be applied. In addition, it can be confirmed that the bending characteristics of Comparative Example 5-1 are also similar to the present invention, which may be interpreted as MnS itself is less formed as Mn is added in a relatively low content.
  • the yield strength can be confirmed to be improved 196 ⁇ 301MPa when the additional heat treatment for 15 hours at 170 °C after continuous annealing heat treatment or continuous annealing molten plating heat treatment have.
  • This has the disadvantage of increasing the manufacturing cost due to the additional heat treatment, but in the case of the automotive structural member has the advantage of improving the crash characteristics when increasing the yield strength, it is necessary to perform heat treatment in terms of yield strength improvement. As such, even in the case of heat treatment for improving the yield strength, the bending property can be improved by lowering the S content.

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Abstract

본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.2%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.0~4.0%, 인(P): 0.03% 이하(0% 이하), 황(S): 0.0035% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)와, 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 지르코늄(Zr): 0.1% 이하(0% 제외) 및 바나듐(V): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 황(S)과 망간(Mn)의 비(S/Mn)가 0.001 이하를 만족하고, 미세조직으로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트를 부피분율 95% 이상으로 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 얇게 하여야 하는 반면, 충돌 안정성의 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 하거나 강도를 크게 향상시켜야하므로, 서로 모순된 측면이 있다.
이를 해결하기 위하여, AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plaasticiry Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강) 등의 다양한 자동차용 강판이 개발되고 있다.
이와 같은 진보된 고강도강은 탄소량 또는 합금성분을 추가함으로써 강도를 더 높일 수는 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.
한편, 충돌 안정성을 확보하기 위하여 구조부재에 적용 가능한 강판으로는, 고온에서 성형 후 수냉하는 즉, 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의해 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF)강이 각광받고 있으나, 설비 투자비의 과다, 열처리 및 공정비용의 증가로 적용확대가 용이하지 못하다.
열간 프레스 성형 및 열간 프레스 성형에 비해 생산성이 높은 롤포밍(Roll Forming) 공법은 다단 롤포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법으로서, 연신율이 낮은 초고강도 소재의 부품 성형에 적용이 확대되고 있다.
이는 주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조되며, 제조된 강의 미세조직은 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는데, 수냉각시 폭발향, 길이방향 온도편차로 인하여 형상 품질이 열위하여 롤포밍 적용시 작업성 열화 및 위치별 재질 편차 등을 유발하는 단점이 있다. 따라서, 수냉을 통한 급냉 방식의 대안을 고안할 필요성이 대두되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1은 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으며 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판의 제조방법에 관한 것인데, 이는 탄소(C)의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성의 열위와 더불어, Si의 다량 함유에 기인한 로내 덴트 유발 가능성이 우려된다.
또한, 특허문헌 2에서는 굽힘 가공 특성의 개선을 위해 Mn을 1.5% 미만으로 함유하는 마르텐사이트 강의 개재물 간의 간격을 제한하는 방안을 제공하고 있으나, 이 경우에도 낮은 합금성분에 의해 경화능이 열위하여 냉각시 매우 높은 냉각속도가 요구되며, 이로 인해 형상 품질이 매우 열위할 우려가 있다.
특허문헌 3과 4에서는 기존의 수냉 마르텐사이트 강의 형상 품질의 개선과 용융도금을 위해 상변태를 제어하여 강도와 형상 품질을 확보하는 기술을 제공하며, 또한 특허문헌 5에서는 마르텐사이트 강의 항복강도를 높이는 방법을 제공하고 있다. 상기 기술들은 고합금형 마르텐사이트 강으로서 저합금형의 수냉 마르텐사이트 강에 비해 형상 품질이 우수하나, 롤포밍성 개선 및 충돌시 충돌특성 향상을 위해 중요한 특성인 굽힘 특성이 열위한 단점이 있어, 이의 개선이 요구되는 실정이다.
(특허문헌 1) 일본공개특허 제2010-090432호
(특허문헌 2) 일본공개특허 제2011-246746호
(특허문헌 3) 한국공개특허 제2014-0031752호
(특허문헌 4) 한국공개특허 제2014-0031753호
(특허문헌 5) 한국공개특허 제2014-0030970호
본 발명의 일 측면은, 형상 및 굽힘 특성이 우수하여 자동차의 경량화와 더불어 충돌 성능 향상이 가능한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.2%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.0~4.0%, 인(P): 0.03% 이하(0% 제외), 황(S): 0.0035% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)와, 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 지르코늄(Zr): 0.1% 이하(0% 제외) 및 바나듐(V): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 황(S)과 망간(Mn)의 비(S/Mn)가 0.001 이하를 만족하고,
미세조직으로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트를 부피분율 95% 이상으로 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 성분조성 및 성분비를 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ar3 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 후 100℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계를 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 따르면, 수냉각(water qhenching) 설비가 없는 연속소둔로를 활용함으로써, 기존 초고강도 마르텐사이트 강에 비해 1400MPa의 인장강도를 확보하는 동시에 형상 및 굽힘 특성이 우수한 강판을 제공하는 효과가 있다.
또한, 본 발명의 초고강도 강판은 자동차 용도로 적용시, 경량화와 더불어 충돌 특성을 향상시킬 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따라 연속소둔 열처리를 행한 발명강 1, 발명강 2 및 비교강 1에 대해 S 함량에 따른 굽힘성 지수(R/t) 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따라 연속소둔용융도금 열처리를 행한 발명강 1, 발명강 2, 비교강 1 및 비교강 4에 대해 S 함량에 따른 굽힘성 지수(R/t) 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따라 CAL-BAF 공정을 적용한 발명강 1, 비교강 1 및 비교강 5에 대해 Mn 및 S 함량에 따른 굽힘성 지수(R/t) 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명자들은 기존의 수냉각을 이용하여 제조되는 초고강도 마르텐사이트 강의 경우 소둔 및 냉각 후 강 표면에 형성된 산화층에 의해 용융아연도금이 용이하지 못한 문제를 해결하는 한편, 초고강도를 가지면서 형상 및 굽힘 특성을 동시에 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 수냉각에 비해 서냉각이 가능한 설비인 롤 냉각, 미스트(mist) 냉각, 가스 냉각 등이 가능한 연속소둔설비를 이용하고, 강 성분조성을 최적화하여 마르텐사이트 강을 제조하는 경우, 초고강도뿐만 아니라 형상 및 굽힘 특성이 우수한 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명은 강 성분조성 중 S의 함량을 더욱 면밀하게 제어하면서, S와 Mn의 비(S/Mn)를 제어하는 경우 다량 첨가된 Mn에 의해 형성되는 MnS 밴드 형성을 크게 억제함으로써, 굽힘 특성을 크게 향상시킴에 기술적 특징이 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 형상 및 굽힘 특성이 우수한 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.2%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.0~4.0%, 인(P): 0.03% 이하(0% 제외), 황(S): 0.0035% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)와 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 지르코늄(Zr): 0.1% 이하(0% 제외) 및 바나듐(V): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 황(S)과 망간(Mn)의 비(S/Mn)가 0.001 이하를 만족하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.12~0.2%
탄소(C)는 강의 강도 확보를 위해 필수적인 원소로서, 특히 초고강도의 확보를 위해서는 0.12% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 용접성이 열위하게 되는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.2%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.5% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔로에서 소둔 후 냉각(이때 냉각은 서냉각임)시 페라이트 생성을 촉진함으로써 강의 강도를 약화시키는 단점이 있다. 또한, 본 발명과 같이 상변태 억제를 위해 다량의 Mn을 첨가하는 경우, 소둔 시 Si에 의한 표면 농화 및 산화에 의한 덴트 결함을 유발할 우려가 있으므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 3.0~4.0%
망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로서, 이러한 Mn의 함량이 3.0% 미만이면 서냉각시 페라이트 생성이 용이해지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 4.0%를 초과하게 되면 편석에 의한 밴드형성 및 전로 조업시 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가상승의 원인이 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 3.0~4.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하(0% 제외)
인(P)은 강 중 불순물 원소로서, 그 함량이 0.03%를 초과하면 용접성이 저하되고, 강의 취성이 발생할 가능성이 커지며, 덴트 결함을 유발할 가능성이 높아지므로, 그 상한을 0.03%로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.0035% 이하(0% 제외)
황(S)은 상기 P와 마찬가지로 강 중 불순물 원로로서, 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로 알려져 있다.
본 발명자들은 서냉각 구간을 갖는 연속소둔설비에서는 상변태 억제를 위해 Mn의 다량 첨가가 필수적인데, 이때 S의 함량이 과다하면 굽힘성이 열위함을 발견하였다. 특히, S의 함량이 0.0035%를 초과하게 되면 굽힘성의 평가지수인 R/t 값이 4 이상을 나타내는 반면, S의 함량을 0.0035% 미만으로 제어하는 경우 R/t 값이 급격히 낮아져 굽힘 특성을 크게 향상시킬 수 있게 된다. 이는, S의 함량을 극도로 제어함으로써 MnS의 밴드 형성을 억제함에 기인한 것이다.
따라서, 본 발명에서는 S의 상한을 0.0035%로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 S과 Mn은 그 비(S(중량%)/Mn(중량%))가 0.001 이하를 만족하는 것이 바람직하며, 상기 S/Mn 값이 낮을수록 굽힘 특성을 확보하는데 유리하다.
Al: 0.1% 이하(0% 제외)
알루미늄(Al)은 페라이트 역을 확대하는 원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속소둔공정을 이용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있다. 또한, AlN 형성에 의해 고온 열간압연성을 저해하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 1% 이하(0% 제외)
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제하여 저온변태조직의 확보를 용이하게 하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 냉각시 페라이트 형성을 억제하는데에 유리한 효과가 있으나, 그 함량이 1%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, Cr의 상한을 1%로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하(0% 제외)
질소(N)의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 AlN 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하게 되므로, 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여, 다음과 같은 성분들을 더 포함할 수 있다.
B: 0.005% 이하(0% 제외)
보론(B)은 페라이트 형성을 억제하는 효과가 있는 원소로서, 본 발명에서는 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는데 유용하다. 이러한 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe23(C,B)6 석출에 의해 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo: 0.1% 이하(0% 제외)
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 높여 페라이트 형성을 억제하는 효과가 있는 원소로서, 본 발명에서는 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는데 유용하다. 이러한 Mo의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 상승하는 문제가 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 Ti, Nb, Zr 및 V 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Ti: 0.1% 이하(0% 제외)
티타늄(Ti)은 질화물 형성원소로서 강중 N를 TiN으로 석출시켜 스캐빈징(scavenging)을 행함에 의해 AlN의 석출을 억제하여 연주시 크랙 발생의 위험성을 저하시키는 효과가 있다. 이러한 Ti은 화학당략적으로 48/14*[N(중량%)] 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
Nb: 0.1% 이하(0% 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이다. 이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가의 상승을 유발하므로, 그 상한을 0.1%로 제한함이 바람직하다.
Zr: 0.1% 이하(0% 제외)
지르코늄(Zr)은 질화물 형성원소로서 강중 N를 ZrN으로 석출시켜 스캐빈징(scavenging)을 행함에 의해 AlN의 석출을 억제하여 연주시 크랙 발생의 위험성을 저하시키는 효과가 있다. 이러한 Zr은 화학당략적으로 91/14*[N(중량%)] 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
V: 0.1% 이하(0% 제외)
바나듐(V)은 질화물 형성원소로써 강중 N을 VN으로 석출시켜 스캐빈징(scavenging)을 행함에 의해 AlN의 석출을 억제하여 연주시 크랙 발생의 위험성을 저하시키는 효과가 있다. 이러한 V은 화학당략적으로 51/14*[N(중량%)] 이상 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 마르텐사이트와 템퍼르 마르텐사이트를 부피분율 95% 이상으로 포함하는 것이 바람직하며, 잔부로는 페라이트와 베이나이트를 부피분율 5% 이하(0% 포함)로 포함할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 강판은 경질상(hard phase)인 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트를 부피분율 95% 이상으로 포함함으로써 인장강도 1400MPa 이상의 초고강도의 확보가 용이하다. 만일, 상기 경질상의 분율이 95% 미만이면 본 발명에서 의도하는 초고강도를 확보할 수 없게 되는 문제가 있다.
한편, 상술한 성분조성과 미세조직을 갖는 본 발명의 강판은, 냉연강판뿐만 아니라, 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 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 - 냉간압연 - 소둔 - 냉각 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정 조건에 대하여 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열
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 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지므로 바람직하지 못하다.
열간압연
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
마무리 열간압연 온도가 Ar3(냉각시 오스테나이트가 페라이트로 변태되기 시작하는 온도) 미만이면 페라이트+오스테나이트 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어지므로 혼립조직이 형성되며, 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 바람직하지 못하다. 한편, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지므로 바람직하지 못하다.
권취
상기에 따라 제조된 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취함이 바람직하다.
상기 권취시 온도가 720℃를 초과하게 되면 강판 표면의 산화막이 과다하게 형성되어 결함을 유발할 가능성이 있으므로, 그 상한을 720℃로 제한함이 바람직하다. 한편, 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나, 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 아니므로 그 하한을 특별히 제한하지는 않는다. 다만, 후속하는 냉간압연을 용이하게 이루기 위해서는 Ms(마르텐사이트 변태개시온도) 이상에서 권취를 행함이 바람직할 것이다.
냉간압연 및 소둔 열처리
상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압연을 실시한 후, 수냉(water quenching) 설비가 없는 즉, 서냉각 구간이 존재하는 연속소둔로에서 소둔 열처리를 행함이 바람직하다.
상기 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위한 공정으로서, 이때 압하율은 특별히 제한하지 않는다. 통상, 후속 소둔시 재결정을 고려하여 냉간압하율의 하한을 지정하나, 본 발명의 경우 소둔시 Ac3 이상에서 오스테나이트 단상 소둔을 실시하므로 제한하지 아니한다.
상기 소둔 열처리는 Ac3(승온시 페라이트가 오스테나이트 단상으로 변태하는 온도) 이상의 온도에서 실시함이 바람직한데, 이는 소둔시 오스테나이트 분율을 100%로 확보하기 위함이다. 한편, 상기 소둔 열처리시 그 온도의 상한을 액상(Liquid) 출현 전 온도까지로 제한하는 것이 야금학적으로 바람직할 수 있으나, 연속소둔로의 내구성 열화를 억제하기 위하여 실질적으로는 상기 소둔 열처리의 상한을 900℃ 이하로 제한함이 바람직하다.
냉각
상기 소둔 열처리 후 100℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 서냉각함이 바람직하다.
기존, 수냉을 행하는 경우에는 냉각속도가 100℃/s를 초과하게 되므로, 폭방향 및 길이방향의 온도편차가 크게 발생하여 판 형상품질이 매우 열위해져, 파고(길이 1000mm당 강판 높이 차)가 10mm 이상으로 발생하는 문제가 있다. 또한, 미스트(mist) 냉각을 강력히 적용하여 냉각속도를 200℃/s 수준으로 확보하는 경우에도 폭방향 및 길이방향 온도편차로 인해 파고가 수mm 수준으로 발생하는 것은 잘 알려져 있다.
이에, 본 발명에서는 냉각속도를 100℃/s 이하(0은 제외)로 제한함으로써 강의 형상 품질을 확보하고자 하였다.
이와 같이 기존에 비해 느린 냉각속도에서도 강도를 확보하기 위해 Mn을 다량 첨가하여 강의 경화능을 확보할 수 있고, 또한 B, Mo, Cr 등의 합금원소를 추가적으로 첨가함으로써 상기 경화능을 더욱 높게 확보할 수 있다.
한편, 본 발명과 같이 Mn 등의 합금원소를 다량 함유함에 기인하여 열위해지는 굽힘 특성을 강 중 S의 함량을 극히 제어함으로써 보완하고자 하였다. 즉, S의 함량을 0.0035%를 초과하면 굽힘 특성의 평가지수인 R/t(여기서 R은 90도 벤딩시 펀치의 R이고, t는 소재의 두께(mm)이다)가 4를 초과하여 열위해지는 것을 확인하였으며, 이에 따라 S의 함량을 0.0035% 이하로 제어함으로써 R/t 값을 4 이하로 확보할 수 있어, 굽힘 특성을 우수하게 확보하였다. 이는, S의 함량이 최저로 제한되고, S/Mn 값이 0.001 이하로 제어됨으로써 MnS 밴드형성이 크게 억제됨에 기인한다.
상기 굽힘성 평가지수(R/t)는 낮을수록 굽힘 성형성이 우수함을 의미한다.
한편, 상기 공정을 모두 거쳐 제조된 냉연강판을 450℃ 이상의 온도로 가열한 후 아연도금욕에 침적하거나, 소둔 후 냉각시에 강판의 온도 450℃ 이상에서 아연도금욕에 침적함으로써 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
더 나아가, 상기 용융아연도금층을 갖는 용융아연도금강판을 480~600℃의 온도에서 합금화 열처리함으로써 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
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 34kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 900℃에서 마무리압연하고 680℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이를 산세 및 50% 냉간압연을 행하여 냉연강판으로 제조하였다. 이후, 연속소둔 모사의 경우에는 820℃에서 소둔 열처리 후 3℃/s의 냉각속도로 650℃까지 서냉각한 후, 이를 통상의 냉각속도인 20℃/s로 440℃까지 냉각한 다음 360초 동안 과시효 열처리 후 상온까지 3℃/s의 냉각속도로 냉각하여 연속소둔을 모사하였다.
또한, 연속소둔용융도금을 모사하는 경우에는, 산세 및 냉간압연하여 제조된 냉연강판을 820℃에서 소둔 열처리 후 3℃/s의 냉각속도로 650℃까지 서냉각한 후, 6℃/s의 냉각속도로 560℃까지 냉각하여 과시효 열처리를 행한 다음, 460℃ 용융도금포트에 침적한 후, 상온까지 3℃/s의 냉각속도로 냉각하였다.
한편, 항복강도 향상을 위해 CAL(Continuous Annealing Line, 연속소둔라인) 열처리 또는 CGL(Continuous Galvanizing Line, 연속소둔용융도금라인) 열처리 후 BAF(Batch Annealing Furnace, 상소둔로) 열처리를 실시하는 경우에는 170℃로 15시간 동안 열처리를 행하였다.
상기의 열처리를 행한 시편에 대하여 기계적 성질을 측정한 결과를 표 2에 나타내었다.
강종 성분조성(중량%) 성분비
C Si Mn P S Al Cr Ti Nb B N Mo S/Mn
발명강 1 0.176 0.12 3.60 0.0083 0.0025 0.023 0.12 0.02 0.042 0.0021 0.0040 0 0.00069
발명강 2 0.168 0.11 3.61 0.0079 0.0010 0.025 0.11 0.02 0.041 0.0019 0.0038 0 0.00028
발명강 3 0.173 0.11 3.59 0.0081 0.0025 0.026 0.11 0 0.041 0 0.0038 0 0.00070
발명강 4 0.131 0.10 3.45 0.0086 0.0021 0.025 0.71 0.05 0.040 0.0020 0.0043 0 0.00061
발명강 5 0.135 0.12 3.21 0.0091 0.0023 0.026 0.68 0 0.040 0 0.0039 0.05 0.00072
비교강 1 0.180 0.11 3.61 0.0090 0.0056 0.025 0.11 0.021 0.041 0.0020 0.0055 0 0.00155
비교강 2 0.181 0.10 3.21 0.0100 0.0060 0.020 0.71 0.019 0.039 0.0018 0.0057 0 0.00187
비교강 3 0.130 0.09 3.58 0.0120 0.0056 0.024 0.72 0.056 0.041 0.0018 0.0054 0 0.00156
비교강 4 0.166 0.10 3.53 0.0110 0.0048 0.026 0.11 0.021 0.038 0.0016 0.0037 0 0.00136
비교강 5 0.200 0.20 1.10 0.0100 0.0054 0.031 0.10 0 0.010 0 0.0040 0 0.00491
강종 구분 소둔공정 기계적 특성 미세조직 (면적분율 %)
항복강도(MPa) 인강장도(MPa) 연신율(%) R/t B+F M+T-M P
발명강 1 발명예1-1 CAL 1040 1559 6.6 2.50 1 99 0
발명예1-2 CAL-BAF 1236 1551 7.8 2.08 1 99 0
발명예1-3 CGL 1078 1618 7.5 2.92 1 99 0
발명예1-4 CGL-BAF 1365 1549 6.3 3.75 1 99 0
발명강 2 발명예2-1 CAL 1035 1539 7.1 2.08 1 99 0
발명예2-2 CAL-BAF 1233 1530 6.8 1.67 1 99 0
발명예2-3 CGL 1072 1588 7.6 2.50 1 99 0
발명예2-4 CGL-BAF 1345 1529 6.8 2.92 1 99 0
발명강 3 발명예3-1 CGL 936 1553 8.3 2.50 1 99 0
발명예3-2 CGL-BAF 1237 1462 8.0 2.92 1 99 0
발명강 4 발명예4 CGL 866 1452 7.2 2.08 2 98 0
발명강 5 발명예5 CGL 871 1445 7.1 2.08 2 98 0
비교강 1 비교예1-1 CAL 1117 1532 7.4 4.60 1 99 0
비교예1-2 CAL-BAF 1370 1510 7.0 4.60 1 99 0
비교예1-3 CGL 1144 1525 7.2 5.00 1 99 0
비교강 2 비교예2-1 CAL 1109 1530 7.2 4.60 1 99 0
비교예2-2 CGL 1128 1518 6.0 5.00 1 99 0
비교강 3 비교예3 CGL 891 1478 6.7 4.60 3 97 0
비교강 4 비교예4 CGL 1141 1495 6.2 5.00 1 99 0
비교강 5 비교예5-1 CAL(수냉)-BAF 1318 1547 7.0 2.08 1 99 0
비교예5-2 CAL 410 540 26.5 0 73 0 27
비교예5-3 CGL 408 533 27.5 0 82 0 18
(상기 표 2에서, B: 베이나이트, F: 페라이트, M: 마르텐사이트, T-M: 템퍼트 마르텐사이트, P: 펄라이트를 의미한다.)
상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 성분조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1-1 내지 발명예 5의 경우 미세조직이 주로 마르텐사이트+템퍼트 마르텐사이트 상으로 이루어짐으로써 인장강도 1400MPa 이상의 초고강도를 용이하게 확보할 수 있음을 확인할 수 있다. 또한, 상기 발명예들은 모두 S의 함량이 0.0035% 이하이고, S/Mn 값이 0.001 이하로 제어됨에 따라 굽힘성 지수(R/t)가 모두 4.0 이하로 굽힘 특성이 우수하였다.
반면, S의 함량이 모두 0.0035%를 초과하여 S/Mn 값이 0.001 이하를 만족하지 않는 비교강 1 내지 4를 이용한 비교예 1-1 내지 4의 경우 굽힘성 지수(R/t)가 모두 4.0을 초과하여 굽힘 특성이 매우 열위한 것을 확인할 수 있다.
특히, 비교강 5의 경우 Mn의 함량이 낮아 일반적인 연속소둔 열처리와 연속소둔용융도금 열처리를 행하더라도 마르텐사이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 상이 전혀 확보되지 못하여 강도가 매우 낮게 확보된 것을 확인할 수 있다.
다만, Mn의 함량이 낮은 경우라도 수냉을 실시한 경우(비교예 5-1)에는 본 발명과 유사한 수준의 강도를 확보하는 것을 확인할 수 있는데, 이는 Mn의 함량이 적은 경우에는 경화능이 낮으므로 수냉과 같은 급냉각이 적용되어야 함을 보여주는 결과이다. 또한, 비교예 5-1의 굽힘 특성도 본 발명과 유사한 수준임을 확인할 수 있는데, 이는 상대적으로 낮은 함량으로 Mn이 첨가됨에 따라 MnS 자체가 적게 형성되었기 때문인 것으로 해석할 수 있다.
한편, S 함량이 굽힘 특성이 미치는 영향을 확인해 보기 위하여, 발명강 1과 발명강 2 및 비교강 1을 연속소둔 열처리한 경우(각각 발명예 1-1, 발명예 2-1 및 비교예 1-1)와 발명강 1, 발명강 2, 비교강 1 및 비교강 4를 연속소둔용융도금 열처리한 경우(각각 발명예 1-3, 발명예 2-3, 비교예 1-3, 비교예 4의 굽힘성 지수(R/t) 변화를 그래프화하여 각각 도 1 및 2에 나타내었다.
도 1 및 2에 나타낸 바와 같이, Mn의 함량이 3.6% 이상인 강재의 경우 S 함량이 낮을수록 굽힘성 지수(R/t)가 급격히 낮아짐을 확인할 수 있다. 이는, S의 함량이 낮아짐으로써 굽힘 특성이 크게 개선되는 것을 의미한다.
또한, CAL-BAF 공정을 적용한 발명예 1-2, 비교예 1-2, 비교예 5-1의 Mn 및 S 함량에 따른 굽힘성 지수(R/t) 변화를 그래프화하여 도 3에 나타내었다.
도 3에 나타낸 바와 같이, Mn과 S의 함량이 모두 높은 비교예 1-2의 경우에는 굽힘성 지수(R/t)가 매우 열위한 것을 확인할 수 있는데, 이는 Mn 편석에 기인한 것으로 볼 수 있다.
반면, Mn의 함량이 높더라도 상대적으로 S의 함량이 낮은 발명예 1-2의 경우에는 굽힘 특성이 크게 개선된 것을 확인할 수 있으며, 이는 Mn 함량이 낮은 비교예 5-1과 유사한 수준으로 확보가 가능하다는 것으로서, S 함량의 저감에 따른 MnS 형성을 크게 억제한 것에 기인한 것이다.
한편, 발명강 1, 2 및 3과 비교강 1에 대하여, 연속소둔 열처리 또는 연속소둔용융도금 열처리 후에 170℃에서 15 시간의 추가 열처리를 행한 경우에 항복강도가 196~301MPa이 향상되는 것을 확인할 수 있다. 이는, 추가 열처리에 따른 제조비용이 증가하는 단점이 있으나, 자동차 구조부재의 경우에는 항복강도를 높이는 경우 충돌 특성이 향상되는 장점이 있으므로, 항복강도 향상 측면에서 열처리를 행할 필요가 있는 것이다. 이와 같이, 항복강도 향상을 위한 열처리의 경우에도 S함량을 낮춤에 의해 굽힘 특성을 개선할 수 있다.

Claims (8)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.2%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.0~4.0%, 인(P): 0.03% 이하(0% 제외), 황(S): 0.0035% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)와, 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 지르코늄(Zr): 0.1% 이하(0% 제외) 및 바나듐(V): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 황(S)과 망간(Mn)의 비(S/Mn)가 0.001 이하를 만족하고,
    미세조직으로 마르텐사이트와 템퍼드 마르텐사이트를 부피분율 95% 이상으로 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 미세조직으로 페라이트와 베이나이트를 부피분율 5% 이하(0% 포함)로 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 1400MPa 이상의 인장강도를 갖고, 굽힘성 지수(R/t)가 4 이하인 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.12~0.2%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 3.0~4.0%, 인(P): 0.03% 이하(0% 제외), 황(S): 0.0035% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)와, 보론(B): 0.005% 이하(0% 제외) 및 몰리브덴(Mo): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 지르코늄(Zr): 0.1% 이하(0% 제외) 및 바나듐(V): 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 황(S)과 망간(Mn)의 비(S/Mn)가 0.001 이하를 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 산세 후 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ar3 이상의 온도에서 소둔 열처리하는 단계; 및
    상기 소둔 후 100℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계
    를 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  6. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각은 롤 냉각, 미스트(mist) 냉각 및 가스 냉각 중 어느 하나의 서냉각 방법으로 행하는 것인 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 5항에 있어서,
    상기 냉각된 강판을 아연도금욕에 침적하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 용융아연도금층을 형성한 강판을 480~600℃의 온도에서 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 형상 및 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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KR20120074798A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 강판
KR20120096109A (ko) * 2010-01-26 2012-08-29 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
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