WO2018117501A1 - 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2018117501A1
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구민서
김성우
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet used as a vehicle material, and more particularly, to an ultra-high strength steel sheet excellent in bending workability 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 made thick or the strength is greatly improved.
  • Dual Phase Steel DP Steel
  • Transformation Induced Plasticity Steel TRIP Steel
  • CP Complex Phase Steel
  • AHS Advanced High Strength Steel
  • Such high-strength steel can further increase the strength by adding a carbon amount or an alloying component, but considering the practical aspects such as spot weldability, there is a limit to the tensile strength of about 1200MPa.
  • the steel sheet that can be applied to the structural member, etc. in order to secure the impact stability of the automobile hot-formed (Hot) to secure the final strength by forming a high temperature and then water-cooled, that is, quenching through direct contact with the die Press Forming (HPF) steel is in the spotlight.
  • Hot hot-formed
  • HPF die Press Forming
  • the roll forming method which is more productive than the hot press forming, is a method for producing a complicated shape through multi-stage roll forming, and its application is expanding in forming parts of ultra-high strength materials having low elongation.
  • the steel microstructures produced therefrom have a tempered martensite structure tempered martensite.
  • the shape quality is inferior due to the width direction and the longitudinal temperature deviation during the water cooling, and there is a disadvantage of causing inferiority of workability and material deviation by position when applying the subsequent roll forming method.
  • Patent Document 1 discloses a cold rolled steel sheet having excellent plate shape after continuous annealing while simultaneously obtaining high strength and high ductility by using tempered martensite, which contains 0.2% or more of carbon (C) in the alloy composition.
  • C carbon
  • Patent Document 2 discloses a method of limiting the distance between inclusions of the steel while starting the martensitic steel containing Mn of less than 1.5% in the alloy composition in order to improve bending processing characteristics.
  • the hardenability is inferior due to the low alloying component, a very high cooling rate is required at the time of cooling, and therefore, the shape quality may be inferior.
  • Patent Document 3 provides a method for increasing the yield strength of martensitic steel.
  • the above techniques are high alloy type martensitic steels, which have better shape quality than low alloy water-cooled martensitic steels, but have disadvantages in that bending characteristics, which are important for improving roll forming properties and improving crash characteristics, are poor.
  • Patent Document 1 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2010-090432
  • Patent Document 2 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2011-246746
  • Patent Document 3 Korean Patent Publication No. 2014-0030970
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength steel sheet and a method of manufacturing the same, which is excellent in shape and bending characteristics, which can reduce the weight of the automobile and improve the collision characteristics.
  • C 0.12 ⁇ 0.2%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 2.5 ⁇ 4.0%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.015 % Or less (excluding 0%), Al: 0.1% or less (excluding 0%), Cr: 1.0% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%), residual Fe and inevitable impurities,
  • the microstructure of the surface layer portion (within 45 ⁇ m in thickness direction from the surface) includes ferrite and residual martensite having an area fraction of 50 to 70%, and the microstructure of the remaining region except for the surface layer portion has martensite and 5% of the area fraction of 95% or more.
  • an ultra high strength steel sheet having excellent bending workability including the following bainite and ferrite.
  • the step of reheating the steel slab that satisfies the above-described alloy composition in a temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C the step of reheating the steel slab that satisfies the above-described alloy composition in a temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C; Manufacturing the reheated steel slab into a hot rolled steel sheet by finishing hot rolling at a temperature range of Ar 3 to 1000 ° C .; Winding the hot rolled steel sheet at 720 ° C. or lower; Manufacturing the cold rolled steel sheet by cold rolling the hot rolled steel sheet after the winding; Annealing the cold rolled steel sheet at a temperature range of Ac 3 to 900 ° C. and a dew point temperature of ⁇ 10 to 30 ° C .; And cooling the annealed heat-treated cold rolled steel sheet at a cooling rate of 100 ° C./s or less (excluding 0 ° C./s).
  • FIG. 1 is a graph illustrating surface layer C concentration change with or without dew point temperature control of Inventive Example 1-1 and Comparative Example 1-1, which were subjected to continuous annealing in one embodiment of the present invention.
  • Figure 2 shows a photograph of the cross-sectional structure of the surface layer portion of Inventive Example 1-1 and Comparative Example 1-1 subjected to continuous annealing heat treatment in one embodiment of the present invention.
  • 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 has a technical feature to greatly improve the bending characteristics by forming the steel sheet surface layer in a soft phase by optimizing the annealing heat treatment conditions in the production of martensitic steel.
  • Ultra-high strength steel sheet having excellent bending workability which is an aspect of the present invention, is weight%, C: 0.12 to 0.2%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 2.5 to 4.0%, and P: 0.03% or less (0 %), S: 0.015% or less (excluding 0%), Al: 0.1% or less (excluding 0%), Cr: 1.0% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (excluding 0%) It is preferable.
  • 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%.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.12 to 0.2%. More advantageously it may comprise 0.13 ⁇ 0.18%.
  • 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
  • the content of Si it is preferable to control the content of Si to 0.5% or less, but 0% is excluded in consideration of the level inevitably added in the manufacturing process.
  • Manganese (Mn) is an element that suppresses ferrite formation and facilitates austenite formation. If the Mn content is less than 2.5%, 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.
  • Mn it is preferable to limit the content of Mn to 2.5 to 4.0%. More advantageously 2.8% or more, even more advantageously 3.0% or more.
  • 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. However, 0% is excluded in consideration of the level inevitably added during the steel manufacturing process.
  • S Sulfur
  • the upper limit is preferably limited to 0.015%.
  • 0% is excluded in consideration of the level inevitably added during the steel manufacturing process.
  • 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%. However, 0% is excluded in consideration of the level inevitably added during the steel manufacturing process.
  • 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 an advantageous effect of suppressing the formation of ferrite during cooling, but if the content exceeds 1.0%, there is a problem that the ferroalloy cost due to the excessive amount of the alloy input increases.
  • the upper limit of Cr it is preferable to limit the upper limit of Cr to 1.0%, except 0%. More preferably, it is advantageous to contain said Cr at 0.1 to 1.0%.
  • the steel sheet of the present invention may further include the following components in order to further improve the physical properties of the steel.
  • Boron (B) is an element having an effect of suppressing ferrite formation, and is useful for suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing in the present invention.
  • B is an element having an effect of suppressing ferrite formation, and is useful for suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing in the present invention.
  • the content of the B exceeds 0.005%, but rather is a problem that ferrite is formed by promoting the precipitation of Fe 23 (C, B) 6 .
  • Molybdenum (Mo) is an element having the effect of suppressing ferrite formation by increasing the hardenability of the steel, and is useful for suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing in the present invention.
  • Mo Molybdenum
  • the content of Mo exceeds 0.1%, there is a problem in that the alloying amount is excessively increased, thereby increasing the cost of ferroalloy.
  • Titanium (Ti) is an nitride forming element, which inhibits precipitation of AlN by scavenging by scavenging N in steel with TiN, thereby reducing the risk of cracking during performance.
  • Such Ti is preferably chemically added at least 48/14 * [N (% by weight)], but when the content exceeds 0.1%, there is a problem that the strength of the steel decreases due to carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N. Therefore, it is not preferable.
  • the upper limit of the content it is preferable to control the upper limit of the content to 0.1%, except 0%.
  • 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%, there is a problem of causing an increase in the ferroalloy cost due to excessive alloy input.
  • the Nb when the Nb is added, it is preferable to control the upper limit of the content to 0.1%, except 0%.
  • Zirconium (Zr) is a 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%, there is a problem that the strength of the steel decreases due to carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N. Therefore, it is not preferable.
  • the Zr when added, it is preferable to control the upper limit of the content to 0.1%, except 0%.
  • V 0.1% or less (except 0%)
  • Vanadium (V) is a nitride forming element, which precipitates N in VN to perform scavenging, thereby inhibiting precipitation of AlN, thereby reducing the risk of cracking during performance.
  • V is preferably chemically added at least 51/14 * [N (% by weight)], but when the content exceeds 0.1%, there is a problem that the strength of the steel decreases due to carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N. Therefore, it is not preferable.
  • the upper limit of the content it is preferable to control the upper limit of the content to 0.1%, except 0%.
  • 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.
  • Ultra high strength steel sheet of the present invention that satisfies the above-described alloy composition is preferably composed of a microstructure as follows.
  • the microstructure of the surface layer portion (within the thickness direction within 45 ⁇ m) includes ferrite and the residual martensite having an area fraction of 50 to 70%, and the remaining region except the surface layer portion (also referred to as the center portion). Microstructures) may comprise at least 95% martensite and at most 5% bainite and ferrite.
  • the present invention can optimize the conditions during annealing in a continuous annealing facility equipped with a slow cooling facility to form a soft phase on the surface layer of the steel sheet by decarburizing the surface of the steel sheet.
  • the ferrite phase fraction of the surface layer portion is less than 50%, the bending workability is inferior, and there is a fear that cracking occurs during bending. On the other hand, if the ferrite phase fraction exceeds 70%, there is a problem that the strength of the martensite phase fraction is relatively low and the strength is too low.
  • the carbon (C) content in the surface layer portion is 0.12% or less (excluding 0%) by decarburizing the surface of the steel sheet.
  • the carbon content in the surface layer portion exceeds 0.12%, it is not preferable because the soft phase cannot be secured at a sufficient fraction in the surface layer portion.
  • the remaining region excluding the surface layer includes a martensite phase as a hard phase as a main phase, and when the martensite phase fraction is less than 95%, an ultra high strength of 1200 MPa or more, which is a target of the present invention. There is a problem that becomes difficult to secure.
  • the present invention may further include a tempered martensite phase in the martensite phase in including the surface layer portion and the martensite phase in the remaining regions excluding the surface layer portion as described above. In this case, it is preferable to add the martensite phase and the tempered martensite phase to satisfy the target area fraction.
  • the steel sheet of the present invention which satisfies both the alloy composition and the microstructure, has a tensile strength of 1200 MPa or more, a bending index (R / t) of 4 or less, and can secure excellent bending workability with ultra high strength.
  • the steel sheet of the present invention may be a cold rolled steel sheet or a hot dip galvanized steel sheet.
  • R of the bending index is R of the punch when bending 90 degrees
  • t means the thickness of the material (mm).
  • the ultra-high strength steel sheet according to the present invention can be produced by going through the process of [reheating-hot rolling-winding-cold rolling-annealing-cooling] a steel slab that satisfies the alloy composition proposed in the present invention.
  • the process conditions of will be described 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 temperature is lower than Ar3 (the temperature at which austenite begins to transform into ferrite during cooling) during the finish hot rolling, a ferrite + austenitic two-phase or ferrite reverse rolling is formed, thereby forming a hybrid structure, and by varying the hot rolling load. It is not preferable because of the malfunction caused.
  • 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 After pickling the wound hot rolled steel sheet and performing cold rolling, it is preferable to perform 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 in the present invention, the austenite single phase annealing is performed at Ac 3 or more during annealing, so that the present invention may not be limited.
  • 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 preferred to limit to 900 ° C.
  • the dew point temperature in the continuous annealing furnace it is preferable to control the dew point temperature in the continuous annealing furnace to -10 to 30 ° C.
  • This process is for decarburizing the surface layer portion of the ultra-high strength steel sheet produced through a series of manufacturing processes of the present invention to form a ferrite phase with a soft structure, preferably an area fraction of 50 to 70%.
  • the dew point temperature at this time exceeds 30 degreeC, there exists a possibility that a decarburization layer may form excessively in a surface layer, and strength may fall.
  • the dew point temperature is lower than -10 °C, rather than forming a decarburized layer in the surface layer is difficult to form a soft structure with a sufficient fraction, there is a problem that it is difficult to improve the bending workability as a result.
  • the carbon (C) content in the surface layer portion is lowered to 0.12% or less after the annealing heat treatment.
  • the present invention is soft through the decarburization treatment of the surface layer portion (within the thickness direction of 40 ⁇ m from the surface) of the steel sheet by controlling the dew point temperature of the atmosphere gas during annealing heat treatment of the inferior bending characteristics due to the large amount of alloying elements such as Mn
  • the bending characteristic of the ultrahigh strength steel plate manufactured can further be improved.
  • the bending index (R / t) which is an evaluation index of the bending property
  • the C concentration of the surface layer portion is 0.12.
  • After the annealing heat treatment is preferably slow cooling to room temperature at a cooling rate of 100 °C / s or less.
  • the cooling rate is limited to 100 ° C / s or less (excluding 0 ° C / s) to ensure the shape quality of the steel.
  • the cooling is cooled slowly at a cooling rate of 10 °C / s or less to a temperature range of 600 ⁇ 700 °C and then cooled to a cooling rate of 30 °C / s or less to the overage heat treatment temperature (normal conditions) and then overaging After the heat treatment, final cooling can be performed to 150 ° C or lower.
  • 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 hot-rolled steel sheet manufactured through all the above steps is heated to a temperature of 450 °C or more and then deposited in a zinc plating bath, or during annealing and then cooled in a hot dip galvanized bath by depositing in a zinc plating bath at a temperature of 450 °C or more.
  • a BAF (Bath Annealing Furnace) process can be further performed on one material.
  • the BAF process is preferably heat-treated for 17 to 24 hours in the temperature range of 150 ⁇ 250 °C, from which it can further improve the yield strength.
  • 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 subjected to hot dip galvanizing, and then cooled to a room temperature of 3 ° C./s.
  • Table 2 shows the results of measuring the mechanical properties of the specimens subjected to the heat treatment.
  • F means ferrite
  • B is bainite
  • M martensite
  • TM tempered martensite
  • P pearlite
  • the decarburized layer in the surface layer portion (up to 42 ⁇ m in the thickness direction from the surface) It formed in the bend index (R / t) was all 4 or less excellent in the bending characteristics.
  • the steel plate matrix is mainly formed on the martensite phase it can be confirmed that the ultra-high strength of more than 1200MPa tensile strength.
  • Comparative Example 8 Comparative Example 10-1 and Comparative Example 10-2 in which the alloy composition and manufacturing conditions did not satisfy the present invention, the matrix structure was not formed of martensite + tempered martensite, and thus the ultra high strength could not be secured. This is due to the steel sheet matrix being formed of a mixed structure rather than a hard structure.
  • Example 1 is a graph showing the surface layer C concentration change with or without the control of the dew point temperature in the annealing furnace during annealing, and it can be seen that the surface layer C concentration of Inventive Example 1-1 is lower than that of Comparative Example 1-1.
  • Figure 2 shows a photograph of the cross-sectional structure of the surface layer portion of Inventive Example 1-1 and Comparative Example 1-1, confirming that the soft tissue (white part) was formed in the surface layer portion of the Inventive Example 1-1 compared to Comparative Example 1-1 Can be.

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Abstract

본 발명은 자동차의 소재로 사용되는 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 의하면, 수냉각(water quenching) 설비가 없는 연속소둔로를 활용함으로써, 기존 초고강도 마르텐사이트 강에 비해 1200MPa 이상의 인장강도를 확보하는 동시에 형상 및 굽힘 특성이 우수한 강판을 제공하는 효과가 있다.

Description

굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차의 소재로 사용되는 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 가공성이 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 모순되는 측면이 있다.
이를 해결하기 위하여, AHSS(Advanced High Strength Steel)로 잘 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강) 등의 다양한 자동차용 강판이 개발되고 있다.
이와 같은 고강도 강은 탄소량 또는 합금성분을 추가함으로써 강도를 더욱 높일 수는 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도가 대략 1200MPa급으로 한계가 있다.
한편, 자동차의 충돌 안정성을 확보하기 위해 구조부재 등에 적용 가능한 강판으로는, 고온에서 성형한 후 수냉하는 즉, 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급냉에 의해 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF)강이 각광받고 있다. 하지만, 설비 투자비의 과다, 열처리 및 공정비용의 증가로 인해 적용확대가 용이하지 못하다는 단점이 있다.
이에, 열간 프레스 성형에 비해 생산성이 높은 롤 포밍(Roll Forming) 공법은 다단 롤 포밍을 통하여 복잡한 형상을 제작하는 방법으로서, 연신율이 낮은 초고강도 소재의 부품 성형에 있어서 그 적용이 확대되고 있다.
이는 주로 수냉각 설비를 갖춘 연속소둔로에서 제조되며, 이로부터 제조된 강의 미세조직은 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 갖는다. 그런데, 상기 수냉각시 폭방향, 길이방향 온도편차로 인해 형상 품질이 열위하며, 후속하는 롤 포밍 공법의 적용시 작업성의 열위 및 위치별 재질편차 등을 유발하는 단점이 있다.
따라서, 수냉을 통한 급냉 방식을 대체할 수 있는 방안에 대한 연구의 필요성이 대두되고 있다.
일 예로, 특허문헌 1에서는 템퍼링 마르텐사이트를 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻으면서, 연속소둔 후 판 형상도 우수한 냉연강판을 개시하고 있는데, 이는 합금조성 중 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 위하여 합금조성 중 Mn을 1.5% 미만으로 함유하는 마르텐사이트 강을 개시하면서, 상기 강의 개재물 간의 간격을 제한하는 방안을 개시하고 있다. 이 경우에는 낮은 합금성분에 의해 경화능이 열위하여 냉각시 매우 높은 냉각속도가 요구되며, 이로 인해 형상 품질이 매우 열위할 우려가 있다.
한편, 특허문헌 3에서는 마르텐사이트 강의 항복강도를 높이는 방법을 제공하고 있다. 그런데, 위 기술들은 고합금형 마르텐사이트 강으로서 저합금형의 수냉 마르텐사이트 강에 비해 형상 품질이 우수하나, 롤 포밍성 개선 및 충돌특성 향상을 위해 중요한 특성인 굽힘 특성이 열위한 단점이 있다.
따라서, 롤 포밍성을 개선하는 동시에, 충돌특성을 향상시키기 위하여 굽힘 특성을 우수하게 갖는 초고강도 강판을 제조할 수 있는 방안이 요구된다.
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 제2010-090432호
(특허문헌 2) 일본공개특허공보 제2011-246746호
(특허문헌 3) 한국공개특허공보 제2014-0030970호
본 발명의 일 측면은, 형상 및 굽힘 특성이 우수하여 자동차의 경량화와 더불어 충돌 특성의 향상이 가능한 초고강도 강판 및 이것의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1.0% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표층부(표면으로부터 두께 방향 45㎛ 이내)의 미세조직이 면적분율 50~70%의 페라이트 및 잔부 마르텐사이트를 포함하며, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역의 미세조직이 면적분율 95% 이상의 마르텐사이트 및 5% 이하의 베이나이트와 페라이트를 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 720℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3~900℃의 온도범위, 이슬점 온도(dew point) -10~30℃에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 소둔 열처리된 냉연강판을 100℃/s 이하(0℃/s는 제외)의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 수냉각(water qhenching) 설비가 없는 연속소둔로를 활용함으로써, 기존 초고강도 마르텐사이트 강에 비해 1200MPa 이상의 인장강도를 확보하는 동시에 형상 및 굽힘 특성이 우수한 강판을 제공하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 연속소둔 열처리를 행한 발명예 1-1과 비교예 1-1의 이슬점 온도(Dew point) 제어 유무에 따른 표층부 C 농도 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 연속소둔 열처리를 행한 발명예 1-1과 비교예 1-1의 표층부 단면조직을 관찰한 사진을 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 마르텐사이트 강을 제조함에 있어서, 소둔 열처리 조건을 최적화하여 강판 표층을 연질상으로 형성함으로써, 굽힘 특성을 크게 향상시킴에 기술적 특징이 있다 할 것이다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1.0% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 초고강도 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.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.12~0.2%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.13~0.18%로 포함할 수 있다.
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.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 제조과정에서 불가피하게 첨가하는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
Mn: 2.5~4.0%
망간(Mn)은 페라이트 형성을 억제하고 오스테나이트 형성을 용이하게 하는 원소로서, 이러한 Mn의 함량이 2.5% 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 상기 Mn의 함량을 2.5~4.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 2.8% 이상, 보다 더 유리하게는 3.0% 이상으로 포함할 수 있다.
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. 다만, 강 제조공정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.015% 이하(0% 제외)
황(S)은 상기 P과 마찬가지로 강 중 불순물 원소로서, 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로 알려져 있다. 이러한 S의 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높으므로, 그 상한을 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 강 제조공정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
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. 다만, 강 제조공정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
Cr: 1.0% 이하(0% 제외)
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제하여 저온변태조직의 확보를 용이하게 하는 원소이다. 따라서, 본 발명에서는 냉각시 페라이트 형성을 억제하는 유리한 효과가 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, Cr의 상한을 1.0%로 제한하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 바람직하게는, 0.1~1.0%로 상기 Cr을 포함하는 것이 유리하다.
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. 다만, 강 제조공정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
본 발명의 강판은 상술한 성분 이외에도, 강의 물성을 더욱 향상시키기 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 억제하는데에 유용하다. 그런데, 이러한 B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe23(C,B)6의 석출에 의해 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 B의 함량을 0.005% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
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 억제하는데에 유용하다. 그런데, 이러한 Mo의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 합금 투입량이 과다해져 합금철 원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Ti: 0.1% 이하(0% 제외)
티타늄(Ti)은 질화물 형성원소로서 강 중 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 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 Ti을 첨가하는 경우 그 함량의 상한을 0.1%로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
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 유발하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Nb을 첨가하는 경우 그 함량의 상한을 0.1%로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Zr: 0.1% 이하(0% 제외)
지르코늄(Zr)은 질화물 형성원소로서 강 중 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 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 Zr을 첨가하는 경우 그 함량의 상한을 0.1%로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
V: 0.1% 이하(0% 제외)
바나듐(V)은 질화물 형성원소로써 강 중 N를 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 탄화물 석출에 의해 강의 강도가 저하하는 문제가 있으므로 바람직하지 못하다.
따라서, 상기 V을 첨가하는 경우 그 함량의 상한을 0.1%로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
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 합금조성을 만족하는 본 발명의 초고강도 강판은 미세조직이 다음과 같이 구성되는 것이 바람직하다.
구체적으로, 본 발명의 초고강도 강판은 표층부(표면으로부터 두께 방향 45㎛ 이내)의 미세조직이 면적분율 50~70%의 페라이트 및 잔부 마르텐사이트를 포함하고, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역(중심부라고도 칭할 수 있음)의 미세조직이 면적분율 95% 이상의 마르텐사이트 및 5% 이하의 베이나이트와 페라이트를 포함하는 것이 바람직하다.
후술하여 상세히 설명하겠지만, 본 발명은 서냉각이 가능한 설비를 구비한 연속소둔설비에서 소둔시 그 조건을 최적화하여 강판의 표면을 탈탄 처리함으로써 상기 강판 표층부에 연질상을 형성시킬 수 있다.
상기 표층부의 페라이트 상 분율이 50% 미만이면 굽힘 가공성이 열위하여 굽힘가공시 크랙이 발생될 우려가 있다. 반면, 상기 페라이트 상 분율이 70%를 초과하게 되면 상대적으로 마르텐사이트 상 분율이 적어져 강도가 너무 낮아지는 문제가 있다.
이와 같이, 상기 강판의 표면을 탈탄 처리함으로써 상기 표층부 내 탄소(C) 함량이 0.12% 이하(0% 제외)로 형성되는 것이 바람직하다. 상기 표층부 내 탄소 함량이 0.12%를 초과하게 되면 상기 표층부에서 충분한 분율로 연질상을 확보할 수 없게 되므로 바람직하지 못하다.
한편, 상기 표층부를 제외한 나머지 영역은 경질상(hard phase)인 마르텐사이트 상을 주상으로 포함하는 것이 바람직한데, 상기 마르텐사이트 상 분율이 95% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 1200MPa 이상의 초고강도를 확보하기 어려워지는 문제가 있다.
본 발명은 상기와 같이 표층부 및 상기 표층부를 제외하는 나머지 영역에서 마르텐사이트 상을 포함함에 있어서, 상기 마르텐사이트 상에는 템퍼드 마르텐사이트 상을 더 포함할 수 있다. 이 경우, 상기 마르텐사이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상을 합하여 목표로 하는 면적분율을 만족하는 것이 바람직하다.
상술한 바와 같이 합금조성 및 미세조직을 모두 만족하는 본 발명의 강판은 인장강도가 1200MPa 이상이고, 굽힘성 지수(R/t)가 4 이하로, 초고강도와 더불어 굽힘 가공성을 우수하게 확보할 수 있다. 이러한 본 발명의 강판은 냉연강판 또는 용융아연도금강판일 수 있다.
상기 굽힘성 지수의 R은 90도 벤딩시 펀치의 R이며, t는 소재의 두께(mm)를 의미한다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 초고강도 강판은, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 [재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 - 냉각]의 공정을 거침으로써 제조할 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.
상기 마무리 열간압연시 그 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 표면에 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 산세하여 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 않더라도 무방하다.
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℃로 제한함이 바람직하다.
상술한 온도범위에서 소둔 열처리를 행함에 있어서, 연속소둔로 내 이슬점 온도(dew point)를 -10~30℃로 제어하는 것이 바람직하다. 본 공정은 본 발명의 일련의 제조공정을 거쳐 제조되는 초고강도 강판의 표층부를 탈탄하여 그 표층부에 연질조직, 바람직하게 면적분율 50~70%로 페라이트 상을 형성하기 위함이다. 이때의 이슬점 온도가 30℃를 초과하게 되면 표층에서 탈탄층이 형성이 과다해져 강도 저하가 발생할 우려가 있다. 반면, 이슬점 온도가 -10℃ 보다 낮으면 오히려 표층에서 탈탄층 형성이 억제되어 충분한 분율로 연질조직을 형성하기 어려우며, 결과적으로 굽힘 가공성의 향상이 어려워지는 문제가 있다.
이와 같이, 열처리 온도 및 이슬점 온도가 제어된 조건에서 소둔 열처리를 행함으로써, 상기 소둔 열처리 후 상기 표층부 내 탄소(C) 함량이 0.12% 이하로 낮아지게 된다.
또한, 본 발명은 Mn 등의 합금원소를 다량 함유함에 기인하여 열위해지는 굽힘 특성을 소둔 열처리 중 분위기 가스의 이슬점 온도를 제어함으로써, 강판 표층부(표면으로부터 두께 방향 40㎛ 이내)의 탈탄 처리를 통해 연질조직을 형성함으로써, 제조되는 초고강도 강판의 굽힘 특성을 더욱 향상시킬 수 있다.
즉, 강판 표층부의 C 농도가 첨가된 C 농도와 동등하거나 초과하면 굽힘 특성의 평가지수인 굽힘성 지수(R/t)가 4를 초과하여 열위해지는 반면, 본 발명의 경우 표층부의 C 농도를 0.12% 이하로 낮춤으로써 상기 굽힘성 지수(R/t)를 4 이하로 확보하는 것이 가능하다. 이는, 강판 표층부 탈탄에 의해 연질조직이 형성되어 굽힘 가공시 크랙 발생이 억제됨에 기인한다.
한편, 상기 굽힘성 지수(R/t)는 낮을수록 굽힘 성형성이 우수함을 의미한다.
[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(0℃/s는 제외)로 제한함으로써 강의 형상 품질을 확보하고자 하였다.
일 예로, 상기 냉각은 600~700℃의 온도범위까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 서냉각한 후 과시효 열처리 온도(통상 조건)까지 30℃/s 이하의 냉각속도로 냉각한 다음 과시효 열처리를 행한 후 150℃ 이하까지 최종 냉각을 행할 수 있다.
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.
본 발명에서는 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.
한편, 상기에 따란 제조된 냉연강판 또는 용융아연도금강판의 표층부 및 상기 표층부를 제외한 나머지 영역에서 템퍼드 마르텐사이트 상을 포함시키기 위해, 연속소둔라인에서의 소둔공정 및/또는 용융아연도금라인을 통과한 소재에 대해 BAF(Bath Annealing Furnace) 공정을 더 행할 수 있다. 상기 BAF 공정은 150~250℃의 온도범위에서 17~24시간 열처리하는 것이 바람직하며, 이로부터 항복강도를 더욱 향상시킬 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 마무리 압연한 다음, 680℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이를 산세 및 50% 냉간압연을 행하여 냉연강판으로 제조하였다. 이후, 연속소둔 모사를 위해 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.
한편, 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 침적하여 용융아연도금처리한 후, 상온까지 3℃/s의 냉각속도로 냉각하였다.
상기 소둔 열처리시 이슬점 온도 조건은 하기 표 2에 나타낸 것과 같이 제어하였다.
상기의 열처리를 행한 시편에 대하여 기계적 성질을 측정한 결과를 표 2에 나타내었다.
강종 합금조성 (중량%)
C Si Mn P S Al Cr Ti Nb B N Mo
발명강1 0.176 0.12 3.6 0.0083 0.005 0.023 0.12 0.02 0.042 0.0021 0.004 0
발명강2 0.15 0.11 3.0 0.0079 0.006 0.025 0.8 0.02 0.041 0.0019 0.0038 0
발명강3 0.173 0.11 3.59 0.0081 0.0058 0.026 0.11 0 0.041 0 0.0038 0
발명강4 0.131 0.1 3.45 0.0086 0.0062 0.025 0.71 0.05 0.04 0.002 0.0043 0
발명강5 0.135 0.12 3.21 0.0091 0.0049 0.026 0.68 0 0.04 0 0.0039 0.05
비교강1 0.18 0.11 3.61 0.009 0.0056 0.025 0.11 0.021 0.041 0.002 0.0055 0
비교강2 0.15 0.1 2.9 0.010 0.006 0.02 0.71 0.019 0.039 0.0018 0.0057 0
비교강3 0.13 0.09 2.1 0.012 0.0056 0.024 0.72 0.056 0.041 0.0018 0.0054 0
비교강4 0.1 0.1 3.53 0.011 0.0048 0.026 0.11 0.021 0.038 0.0016 0.0037 0
비교강5 0.2 0.20 1.1 0.010 0.0054 0.031 0.1 0 0.01 0 0.004 0
(표 1에서 비교강 1과 2는 합금조성이 본 발명에서 제안하는 범위를 만족하나, 하기와 같이 제조조건이 본 발명을 벗어나는 경우로서 비교강으로 나타낸 것이다.)
강종 제조조건 표층부 나머지 영역 기계적 특성 구분
소둔공정 이슬점 온도(℃) 탈탄층깊이(㎛) 탈탄층C함량(wt%) F(%) M(%) B+F(%) M+TM(%) P(%) YS(MPa) TS(MPa) El(%) R/t
발명강1 CAL -48 0 0.185 - - 1 99 0 1040 1559 7.6 4.5 비교예1-1
CAL 10 35 0.110 62 38 1 99 0 1003 1502 6.5 3.3 발명예1-1
CGL -42 0 0.192 - - 1 99 0 1072 1588 7.6 5.5 비교예1-2
CGL 15 39 0.105 65 35 1 99 0 1023 1528 6.7 3.9 발명예1-2
발명강2 CAL -39 0 0.160 - - 3 97 0 1031 1399 7.1 4.2 비교예2-1
CAL 8 33 0.120 59 41 3 97 0 998 1347 6.2 3.0 발명예2-1
CGL -50 0 0.153 - - 3 97 0 1052 1412 7.6 4.8 비교예2-2
CGL 17 40 0.108 65 35 3 97 0 1008 1381 6.4 3.8 발명예2-2
발명강3 CGL -44 0 0.191 - - 1 99 0 936 1553 8.3 4.5 비교예3-1
CGL 14 36 0.115 66 34 1 99 0 892 1510 7.4 3.3 발명예3-1
발명강4 CGL -46 0 0.145 - - 2 98 0 866 1452 7.2 4.4 비교예4-1
CGL 0 28 0.120 51 49 2 98 0 823 1411 6.4 3.6 발명예4-1
발명강5 CGL -49 0 0.146 - - 2 98 0 871 1445 7.1 4.4 비교예5-1
CGL 20 42 0.112 70 30 2 98 0 834 1403 6.2 3.5 발명예5-1
비교강1 CAL -45 0 0.194 - - 1 99 0 1117 1532 7.4 4.6 비교예6-1
CGL -43 0 0.192 - - 1 99 0 1144 1525 7.2 5.0 비교예6-2
비교강2 CAL -50 0 0.164 - - 1 99 0 1045 1398 7.2 4.2 비교예7-1
CGL -48 0 0.158 - - 1 99 0 1078 1418 6.0 4.5 비교예7-2
비교강3 CGL -43 0 0.142 - - 72 20 8 690 985 20.4 1.0 비교예8
비교강4 CGL -40 0 0.115 - - 1 99 0 1020 1375 6.2 5.0 비교예9
비교강5 CAL -49 0 0.220 - - 73 0 27 410 540 26.5 0 비교예10-1
CGL -39 0 0.240 - - 82 0 18 408 533 27.5 0 비교예10-2
(표 2에서 CAL은 연속소둔라인(Continuous Annealing Line), CGL은 연속소둔용융도금라인(Continuous Galvanizing Line)을 의미한다.
또한, F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, TM은 템퍼드 마르텐사이트, P는 펄라이트를 의미한다.
그리고, YS는 항복강도, TS는 인장강도, El은 연신율을 의미한다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1-1 내지 발명예 5-1의 경우, 표층부(표면으로부터 두께 방향 최대 42㎛ 까지)에 탈탄층에 형성되어 굽힘성 지수(R/t)가 모두 4 이하로 굽힘 특성이 우수하였다. 또한, 강판 기지조직이 주로 마르텐사이트 상으로 형성되어 인장강도 1200MPa 이상의 초고강도를 확보함을 확인할 수 있다.
반면, 합금조성이 본 발명을 만족하더라도 소둔시 이슬점 온도가 본 발명의 조건을 벗어난 비교예 1-1 내지 비교예 7-2의 경우 탈탄층이 전혀 형성되지 아니하였으며, 이로 인해 굽힘 특성이 열위하였다.
한편, 합금조성 및 제조조건이 본 발명을 모두 만족하지 아니한 비교예 8, 비교예 10-1 및 비교예 10-2의 경우에는 기지조직이 마르텐사이트+템퍼드 마르텐사이트로 형성되지 못하여 초고강도의 확보가 불가능하였다. 이는, 강판 기지조직이 경질 조직이 아닌 혼합조직으로 형성된 것에 기인한 것이다.
또한, 비교예 9의 경우에는 탈탄층이 형성되지 않아 굽힘 특성이 열위하였다.
도 1은 소둔시 소둔로 내 이슬점 온도의 제어 유무에 따른 표층부 C 농도 변화를 그래프화하여 나타낸 것으로, 발명예 1-1의 표층부 C 농도가 비교예 1-1 대비 낮은 것을 확인할 수 있다.
도 2는 발명예 1-1과 비교예 1-1의 표층부 단면 조직을 관찰한 사진을 나타낸 것으로, 비교예 1-1 대비 발명예 1-1의 표층부에서 연질조직(흰색 부분)이 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1.0% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표층부(표면으로부터 두께 방향 45㎛ 이내)의 미세조직이 면적분율 50~70%의 페라이트 및 잔부 마르텐사이트를 포함하며,
    상기 표층부를 제외한 나머지 영역의 미세조직이 면적분율 95% 이상의 마르텐사이트 및 5% 이하의 베이나이트와 페라이트를 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, B: 0.005% 이하(0% 제외), Mo: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.1% 이하(0% 제외), Nb: 0.1% 이하(0% 제외), Zr: 0.1% 이하(0% 제외) 및 V: 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 더 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 상기 표층부 내 탄소(C) 함량이 0.12% 이하(0% 제외)인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 1200MPa 이상의 인장강도를 가지면서, 굽힘성 지수(R/t)가 4 이하인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판 또는 아연도금강판인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판.
  6. 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.5~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1.0% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 720℃ 이하에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3~900℃의 온도범위, 이슬점 온도(dew point) -10~30℃에서 소둔 열처리하는 단계; 및
    상기 소둔 열처리된 냉연강판을 100℃/s 이하(0℃/s는 제외)의 냉각속도로 냉각하는 단계를 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, B: 0.005% 이하(0% 제외), Mo: 0.1% 이하(0% 제외), Ti: 0.1% 이하(0% 제외), Nb: 0.1% 이하(0% 제외), Zr: 0.1% 이하(0% 제외) 및 V: 0.1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 더 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  8. 제 6항에 있어서,
    상기 권취는 Ms 이상에서 실시하는 것인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 소둔열처리시 상기 냉연강판의 표층부(표면으로부터 두께 방향 45㎛ 이내)에서 탈탄이 일어나고, 상기 소둔열처리 후 상기 냉연강판 표층부 내 탄소(C) 함량이 0.12% 이하인 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 6항에 있어서,
    상기 냉각 후 상기 냉연강판을 아연도금욕에 침적하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 더 포함하는 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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