WO2020050573A1 - 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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이규영
이세웅
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    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength ratio and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength ratio suitable for a cold forming automobile structural member and a method for manufacturing the same.
  • the hot-formed steel is formed by heating the steel sheet provided by the steel manufacturer at a high temperature and then cooling it to introduce a low-temperature transformation phase into the steel sheet, thereby securing processability during manufacturing of structural members for automobiles that require formability and high strength. Castle can be secured.
  • 1.5 GPa grade hot-formed steel is commercially used for structural members for automobiles that have difficult formability and impact resistance, such as A-pillars of automobiles.
  • such hot-formed steel is accompanied by a problem of increased manufacturing cost due to investment in hot forming equipment of automobile parts companies and high temperature heat treatment.
  • Patent Document 1 In order to solve these problems, research into steels capable of cold forming while securing high strength has been continuously conducted.
  • Patent Document 1 by weight, 0.2 to 0.3% of carbon (C) and 2.0 to 3.5% of manganese (Mn) is added to give a high strength steel having a yield strength of 1344 MPa and a tensile strength of 1520 MPa. Suggest.
  • the steel material of Patent Document 1 has excellent yield strength ratio, excellent impact resistance, and excellent bending characteristics, but its elongation is inferior to less than 7%, so its use is limited in the production of relatively simple parts during cold forming. It is bound to be.
  • Patent Document 2 by weight, by adding 0.4 to 0.7% carbon (C) and 12 to 24% manganese (Mn) by adding a tensile strength of 1300MPa or higher and yield strength of 1000MPa or higher High strength steel sheet is proposed.
  • C carbon
  • Mn manganese
  • Patent Document 2 since the steel material of Patent Document 2 also has a low elongation level of about 10%, there are limitations in applying it to parts having a complicated shape during cold forming.
  • Patent Document 2 secures high strength through re-rolling after annealing, there is a problem that the process process and cost increase.
  • Patent Document 1 Republic of Korea Registered Patent Publication No. 10-1586933 (announced on January 19, 2016)
  • Patent Document 2 Republic of Korea Patent Publication No. 10-2013-0138039 (2013.12.18. Published)
  • an ultra high strength high ductility steel sheet having excellent yield strength ratio and a method of manufacturing the same can be provided.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength ratio according to an aspect of the present invention, in weight percent, carbon (C): 0.1 to 0.3%, silicon (Si): 2% or less, manganese (Mn): 6 to 10% , Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), remaining Fe and unavoidable impurities. , Titanium (Ti): 0.1% or less, niobium (Nb): 0.1% or less, vanadium (V): 0.2% or less, and molybdenum (Mo): 0.5% or less.
  • the tissue contains 20% by area or more of residual austenite, and has an average aspect ratio of 2.0 or more.
  • the steel sheet may further include at least one selected from the group consisting of nickel (Ni): 1% or less, copper (Cu): 0.5% or less, and chromium (Cr): 1% or less.
  • the steel sheet may include at least one of ferrite, annealed martensite, and fresh martensite as a residual structure.
  • the steel sheet may include at least one residual structure of the ferrite, annealed martensite, and fresh martensite in a total fraction of 50 to 80 area%.
  • the tensile strength of the steel sheet is 1,400MPa or more, the yield ratio of the steel sheet is 0.7 or more, and the product of the tensile strength and elongation (TS * EL) of the steel sheet may be 22,000MPa% or more.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength ratio according to an aspect of the present invention, in weight percent, carbon (C): 0.1 to 0.3%, silicon (Si): 2% or less, manganese (Mn): 6 to 10% , Phosphorus (P): 0.05% or less, Sulfur (S): 0.02% or less, Nitrogen (N): 0.02% or less, Aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), remaining Fe and unavoidable impurities. , Titanium (Ti): 0.1% or less, niobium (Nb): 0.1% or less, vanadium (V): 0.2% or less, and molybdenum (Mo): 0.5% or less.
  • the hot-rolled slab is hot-finished at a temperature range of 800 to 1,000 ° C to prepare a hot rolled steel sheet, and the hot rolled steel sheet is wound at a temperature range of 50 to 750 ° C, and the After pickling the wound hot-rolled steel sheet, it is cold rolled at a reduction rate of 15% or more to provide a cold-rolled steel sheet, and the cold-rolled steel sheet is annealed to either of the first annealing condition and the second annealing condition.
  • the annealing heat treatment is selectively performed by a gun, wherein the first annealing condition is annealing heat treatment of the cold rolled steel sheet for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 600 to 720 ° C, and the second annealing condition is a temperature of 720 ° C or higher and 900 ° C or lower. It is manufactured by performing the first annealing heat treatment for 10 to 3,600 seconds in the range, then cooling to room temperature, and performing a second annealing heat treatment for 10 to 3,600 seconds in the temperature range of 480 to 700 ° C.
  • the slab may further include at least one selected from the group consisting of nickel (Ni): 1% or less, copper (Cu): 0.5% or less, and chromium (Cr): 1% or less, by weight.
  • an ultra-high strength steel sheet particularly suitable for cold forming and a method of manufacturing the same can provide.
  • Example 1 is a photograph of a cross section of Inventive Example 1 observed with a transmission electron microscope (TEM).
  • TEM transmission electron microscope
  • FIG. 2 is a photograph of a cross section of Inventive Example 1 observed with an electron scanning microscope (SEM).
  • the present invention relates to an ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield strength ratio and a method for manufacturing the same, and the following will describe preferred embodiments of the present invention.
  • the embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below. These embodiments are provided to those skilled in the art to further detail the present invention.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield ratio is, by weight, carbon (C): 0.1-0.3%, silicon (Si): 2% or less, manganese (Mn): 6-10%, Phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.02% or less, nitrogen (N): 0.02% or less, aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), remaining Fe and inevitable impurities, Titanium (Ti): 0.1% or less, niobium (Nb): 0.1% or less, vanadium (V): 0.2% or less, and molybdenum (Mo): 0.5% or less.
  • Residual austenite contains at least 20% by area, and the average aspect ratio of the retained austenite may be 2.0 or more.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet excellent in yield ratio is, by weight, nickel (Ni): 1% or less, copper (Cu): 0.5% or less, and chromium (Cr): 1% or less It may further include one or more selected from the group consisting.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield ratio is, by weight, carbon (C): 0.1-0.3%, silicon (Si): 2% or less, manganese (Mn): 6-10%, Phosphorus (P): 0.05% or less, sulfur (S): 0.02% or less, nitrogen (N): 0.02% or less, aluminum (Al): 0.5% or less (excluding 0%), and may include the remaining Fe and unavoidable impurities have.
  • Carbon (C) is an effective element for strengthening steel and is an important element added in order to control the stability and strength of austenite in the present invention.
  • 0.1% or more of carbon (C) may be added to obtain such an effect.
  • the preferred lower limit of the carbon (C) content may be 0.11%, and the more preferred lower limit may be 0.12%.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.3%.
  • the preferred upper limit of the carbon (C) content may be 0.27%, and the more preferred upper limit may be 0.25%.
  • Silicon (Si) is an element that inhibits the precipitation of carbides in ferrite and promotes the diffusion of carbon in ferrite into austenite, which is an element that contributes to stabilization of residual austenite.
  • silicon (Si) oxide may be formed on a steel surface, thereby inhibiting the melt plating property.
  • the upper limit of the content can be limited to 2%.
  • the upper limit of the preferred silicon (Si) content may be 1.9%, and the upper limit of the more preferred silicon (Si) content may be 1.7%.
  • the silicon (Si) content of the present invention may mean to include 0%. That is, the present invention can exclude the intentional addition of silicon (Si). This is because, as will be described later, the present invention contains manganese (Mn) in a large amount, so that the safety of retained austenite can be easily secured without adding silicon (Si).
  • the lower limit of the silicon (Si) content of the present invention may be 0.03%, 0.05% or 0.1%.
  • Manganese (Mn) is an element effective for forming and stabilizing residual austenite while suppressing the transformation of ferrite, and is an element effective for securing mechanical properties of steel.
  • manganese (Mn) of 6% or more may be added to obtain such an effect.
  • the lower limit of the preferred manganese (Mn) content may be 6.2%, and the lower limit of the more preferred manganese (Mn) content may be 6.5%.
  • the upper limit of the Mn content may be limited to 10%.
  • the upper limit of the preferred manganese (Mn) content may be 9.8%, and the upper limit of the more preferred manganese (Mn) content may be 9,5%.
  • Phosphorus (P) is a solid solution strengthening element, but when a large amount of phosphorus (P) is added, weldability may deteriorate and the risk of brittleness of steel may increase. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.05%, and preferably the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.02%. However, when considering the inevitably introduced phosphorus (P) content, the lower limit of the phosphorus (P) content of the present invention may be 0.001%, or 0.002%.
  • Sulfur (S) is an impurity element inevitably contained in steel and is an element that inhibits the ductility and weldability of steel. Therefore, the present invention can limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.02% in order to secure the ductility and weldability of the steel, preferably the upper limit of the sulfur (S) content to 0.015%. However, considering the inevitable inflow of sulfur (S) content, the lower limit of the sulfur (S) content of the present invention may be 0.001%, or 0.002%.
  • Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element.
  • the present invention can limit the upper limit of the nitrogen (N) content to 0.02%, preferably the upper limit of the nitrogen (N) content to 0.015%.
  • the lower limit of the nitrogen (N) content of the present invention may be 0.001%, or 0.002%.
  • Aluminum (Al) is added for deoxidation of steel and is an element that suppresses the formation of carbides in ferrite and contributes to stabilization of residual austenite.
  • aluminum (Al) may be added to obtain such an effect.
  • the lower limit of the preferred aluminum (Al) content may be 0.005%, and the lower limit of the more preferred aluminum (Al) content may be 0.01%.
  • the invention may limit the upper limit of the aluminum (Al) content to 0.5%.
  • the upper limit of the preferred aluminum (Al) content may be 0.45%, and the upper limit of the more preferred aluminum (Al) content may be 0.4%.
  • the remaining component of the invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • unintended impurities from the raw material or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, and therefore cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the ordinary manufacturing process, they are not specifically mentioned in this specification.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield ratio is, by weight, titanium (Ti): 0.1% or less, niobium (Nb): 0.1% or less, vanadium (V): 0.2% or less, and molybdenum ( Mo): may further include at least one selected from the group consisting of 0.5% or less.
  • Titanium (Ti) is a fine carbide-forming element that contributes to securing yield strength and tensile strength.
  • titanium (Ti) is a nitride-forming element, it is combined with nitrogen (N) in the steel to form a TiN precipitate, which is also an element contributing to reducing the risk of cracking during playing by suppressing the formation of AlN precipitate.
  • N nitrogen
  • titanium (Ti) may be added to obtain such an effect.
  • a large amount of titanium (Ti) is added, coarse carbides are precipitated, and there is a fear that strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in the steel, and may cause nozzle clogging when playing.
  • the upper limit of the (Ti) content may be limited to 0.1%.
  • the preferred titanium (Ti) content may be 0.09%, and the more preferred titanium (Ti) content may be 0.08%.
  • the present invention does not specifically limit the lower limit of the titanium (Ti) content, but the lower limit of the titanium (Ti) content may be 0.005%, or 0.01%.
  • Niobium (Nb) is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses coarsening of austenite grains during annealing heat treatment, and forms fine carbides, contributing to an increase in strength.
  • niobium (Nb) may be added to obtain such an effect.
  • the upper limit of the content may be limited to 0.1%.
  • the preferred niobium (Nb) content may be 0.09%, and the more preferred niobium (Nb) content may be 0.08%.
  • V Vanadium (V): 0.2% or less
  • Vanadium (V) is an element that forms carbon and nitride by reacting with C or N in steel, and plays an important role in increasing the yield strength of steel by forming fine precipitates at low temperatures. In the present invention, V may be added to obtain such an effect. However, when a large amount of V is added, coarse carbides are precipitated, and there is a fear that strength and elongation may be reduced by reducing the amount of carbon in the steel, and there is a problem that the manufacturing cost is increased.
  • the upper limit of the V content of the present invention is 0.2%. Can be limited to.
  • the upper limit of the preferred vanadium (V) content may be 0.18%.
  • Molybdenum (Mo) is an element that forms carbides, and the carbon and nitride forming elements such as titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) are complexly added to yield strength and tensile strength by finely maintaining the size of precipitates. It serves to improve.
  • molybdenum (Mo) may be added to obtain such an effect.
  • the present invention may limit the upper limit of the molybdenum (Mo) content to 0.5%.
  • the upper limit of the preferred molybdenum (Mo) content may be 0.4%.
  • the ultra-high-strength highly ductile steel sheet according to an aspect of the present invention is 1% selected from the group consisting of nickel (Ni): 1% or less, copper (Cu): 0.5% or less, and chromium (Cr): 1% or less. It may further include a species.
  • Nickel (Ni), copper (Cu) and chromium (Cr) are elements that contribute to stabilization of austenite by acting in combination with carbon (C), silicon (Si), and aluminum (Al).
  • Ni), copper (Cu), and chromium (Cr) are added in excess of a certain level, an excessive increase in manufacturing cost is caused, and the nickel (Ni), copper (Cu), and chromium ( Cr)
  • the upper limit of the content can be limited to 1%, 0.5% and 1%, respectively.
  • chromium (Cr) brittleness may occur during hot rolling, so it is more preferable to be added together with nickel (Ni).
  • the microstructure of the ultra-high-strength high-ductility steel sheet according to an aspect of the present invention will be described in more detail.
  • the fraction and aspect ratio of the microstructure refer to values measured based on the steel sheet cross section.
  • the ultra-high strength highly flexible steel sheet according to an aspect of the present invention may include residual austenite as a microstructure. Since the retained austenite is an effective structure for securing the strength and elongation properties of the steel, the retained austenite can be limited to a fraction of 20 area% or more based on the steel sheet cross section.
  • the ultra-high-strength highly flexible steel sheet according to an aspect of the present invention may include a residual structure of at least one of ferrite, annealed martensite, and fresh martensite, and the total fraction of these residual structures based on the cross-section of the steel sheet is 50 to 80 It may be an area percent.
  • the ultra-high-strength, high-strength steel sheet according to an aspect of the present invention is a so-called metamorphic organic plastic steel (TRIP) in which the elongation rate increases when residual austenite is transformed into martensite when external deformation is applied, and the combination of optimum strength and elongation is achieved. In order to do so, the mechanical stability of residual austenite and its fraction are important factors.
  • TRIP metamorphic organic plastic steel
  • the fraction of the retained austenite exceeds 50 area%, the mechanical stability of the retained austenite decreases, so the total fraction of the residual structure can be limited to 50 area% or more.
  • the residual structure exceeds 80 area%, the desired fraction of retained austenite cannot be secured, so the total fraction of the residual structure can be limited to 80 area% or less.
  • the residual austenite may have an average aspect ratio of 2.0 or more.
  • the aspect ratio means a value obtained by dividing the length of the long axis of the crystal grain by the length of the short axis
  • the average aspect ratio of austenite is the aspect ratio of the austenite grains observed in the cross section. It means the average value of the aspect ratio.
  • the ultra-high-strength, high-strength steel sheet according to an aspect of the present invention simultaneously satisfies the fraction of residual austenite of 20% by area or more and the average aspect ratio of residual austenite of 2.0 or more, while providing a tensile strength of 1,400 MPa or more.
  • a yield ratio yield strength / tensile strength
  • the tensile strength after hot forming of the most widely used hot forming steel is about 1,470 MPa, but the ultra-high strength highly flexible steel sheet according to an aspect of the present invention has a tensile strength of 1,400 MPa or more, and a yield ratio of 0.7 or more. Bars and cold forming steels that can replace hot forming steels can be provided.
  • the ultra-high strength high ductility steel sheet according to an aspect of the present invention is 22,000 MPa or more Since the product of tensile strength and elongation is secured, it is possible to provide a cold forming steel particularly suitable for manufacturing structural members for automobiles.
  • the ultra-high-strength highly flexible steel sheet according to an aspect of the present invention may further include a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer.
  • the ultra-high-strength high-ductility steel sheet having excellent yield ratio heats a slab provided with the above-described composition in a temperature range of 1,050 to 1,300 ° C, and finishes the heated slab in a temperature range of 800 to 1,000 ° C.
  • Hot rolled steel sheet is manufactured by hot rolling, the hot rolled steel sheet is wound at a temperature range of 50 to 750 ° C, and the wound hot rolled steel sheet is pickled, then cold rolled at a reduction rate of 15 to 50% to produce a cold rolled steel sheet,
  • the cold-rolled steel sheet is selectively subjected to annealing heat treatment by one of the first annealing conditions and the second annealing conditions, wherein the first annealing conditions are performed in the temperature range of 600 to 720 ° C for 10 to 3,600 seconds.
  • the second annealing condition is the first annealing heat treatment for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 720 ° C or higher and 900 ° C or lower, cooling to room temperature, and 2 for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 480 to 700 ° C. Tea annealing Can be prepared by treatment.
  • the slab composition of the present invention corresponds to the composition of the super-high-strength highly flexible steel sheet described above
  • the description of the slab composition is replaced by the description of the composition of the super-high-strength highly flexible steel sheet described above.
  • the slab heating temperature range of the present invention may be 1,050 to 1,300 ° C.
  • the heated slab can be hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet.
  • the finish hot rolling temperature is less than 800 ° C, a problem may arise that the load is rapidly increased in the rolling load.
  • the finish hot rolling temperature exceeds 1,000 ° C, surface defects due to surface scale and shortening of the life of the rolling roll may be problematic. Therefore, the finish hot rolling temperature of the present invention may be 800 to 1,000 ° C.
  • the hot rolled steel sheet After hot rolling, the hot rolled steel sheet can be wound.
  • the coiling temperature of the present invention may be 750 ° C or less.
  • the steel sheet containing 5% or more of manganese (Mn) does not need to specifically limit the lower limit of the coiling temperature since there is no transformation of ferrite upon cooling to room temperature after hot rolling due to the increased hardenability.
  • the coiling temperature range of the present invention may be 50 to 750 ° C.
  • the transformation start temperature (Ms) of martensite may be lowered, and martensite may be formed at room temperature.
  • the hardness of the hot-rolled steel sheet is very high due to the martensite structure, and accordingly, the load of cold rolling may be increased, so that it is possible to additionally heat-treat the hot-rolled steel sheet before cold rolling.
  • the oxide layer is removed by pickling, and cold-rolled steel sheet can be manufactured by cold rolling to adjust the thickness and shape of the steel sheet according to the customer's requirements.
  • the cold rolling reduction rate does not reach a certain level, it is difficult to secure the residual austenite fraction and the average aspect ratio of the retained austenite targeted in the present invention. This is because when the cold rolling reduction is low, the driving force for reverse transformation and growth of austenite during final annealing is insufficient. Therefore, the cold rolling reduction ratio of the present invention may be 15% or more.
  • the hot-rolled steel sheet since the present invention contains a large amount of manganese (Mn), the hot-rolled steel sheet has a relatively high strength, and when the cold rolling reduction exceeds a certain level, it may cause excessive load of the cold-rolled equipment. Therefore, the cold rolling reduction of the present invention may be 50% or less, and the upper limit of the more preferable cold rolling reduction may be 45%.
  • Mn manganese
  • annealing heat treatment may be performed under certain conditions.
  • the area fraction of residual austenite and the average aspect ratio of residual austenite should be controlled to a desired level, which can be realized through strict control of annealing heat treatment conditions.
  • the annealing heat treatment of the present invention can be carried out by selecting any one of the first annealing condition for annealing heat treatment at a relatively low annealing temperature or the second annealing condition for additional heat treatment after annealing heat treatment at a relatively high annealing temperature. You can.
  • annealing heat treatment of the cold rolled steel sheet is performed for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 600 to 720 ° C
  • the mixture is cooled to room temperature
  • the second annealing heat treatment can be performed for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 480 to 700 ° C.
  • the annealing heat treatment according to the first annealing condition may be performed for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 600 to 720 ° C.
  • the temperature range of 600 to 720 ° C corresponds to the abnormal temperature range for the steel component system of the present invention.
  • elements such as carbon (C) and manganese (Mn) are concentrated in austenite, thereby increasing the stability of austenite and remaining at room temperature.
  • austenite is transformed into martensite, thereby delaying the necking phenomenon of the steel sheet, thereby contributing to the improvement of elongation and strength of the steel sheet.
  • the annealing temperature range of the first annealing condition of the present invention may be 600 to 720 ° C.
  • annealing heat treatment under the first annealing condition it is preferable to heat-treat for a heat treatment time of at least 10 seconds in consideration of a phase transformation mechanism and a driving force.
  • the annealing heat treatment time increases, it becomes closer to the equilibrium phase to obtain a uniform structure, but a problem of increasing the process cost may occur.
  • the annealing heat treatment time exceeds 3,600 seconds, the average aspect ratio of austenite of 2.0 or more cannot be realized due to grain growth and recrystallization of austenite. Therefore, the annealing heat treatment time of the first annealing condition of the present invention may be 10 to 3,600 seconds.
  • the annealing heat treatment by the second annealing condition is the first annealing heat treatment for a temperature range of 720 ° C to 900 ° C for 10 to 3,600 seconds, then cooling to room temperature, and a second annealing for a temperature range of 480 to 700 ° C for 10 to 3,600 seconds. It can be carried out by heat treatment.
  • the temperature range of 720 ° C or higher and 900 ° C or lower corresponds to the temperature range of the austenite fraction in which the austenite fraction is excessive or the austenite single phase temperature range for the steel component system of the present invention. Accordingly, when annealing heat treatment is performed in a temperature range of 720 ° C or higher and 900 ° C or lower, the austenite safety is greatly reduced, and most of the austenite is transformed into martensite in the cooling step. As such, the retained austenite has a low safety and a low fraction, so it is possible to secure the safety and fraction of austenite through additional annealing heat treatment.
  • the first annealing heat treatment temperature of the second annealing condition of the present invention can be limited to 900 ° C or less.
  • the annealing heat treatment according to the second annealing condition of the present invention is the first annealing heat treatment for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 720 ° C or higher and 900 ° C or lower, then cooling to room temperature, and for 10 to 3,600 seconds in a temperature range of 700 ° C or lower 2 Since annealing heat treatment is performed, stability and fraction of austenite can be secured.
  • the second annealing condition of the present invention was to perform annealing heat treatment as the first annealing condition, but when annealing heat treatment was performed exceeding the annealing temperature range limited by the first annealing condition, it was an auxiliary to secure the austenite safety and fraction. It may be interpreted as annealing heat treatment conditions.
  • the reason for limiting the temperature range and annealing time of the second annealing heat treatment in the second annealing conditions to 480 to 700 ° C and 10 to 3,600 seconds is as follows.
  • the carbon supersaturated in the martensite after the first annealing heat treatment is redistributed into the retained austenite, thereby increasing the stability of austenite.
  • phase transformation mechanism mechanism
  • driving force driving force
  • the second annealing heat treatment time at the temperature exceeds a certain level, carbides precipitate rather than redistribute the phase-to-phase carbon, and the elongation tends to decrease. Therefore, it is preferable to limit the second annealing heat treatment time at the corresponding temperature to 3,600 seconds or less.
  • the second annealing heat treatment temperature range of 600 to 700 ° C which is a relatively high temperature range
  • reverse transformation from the primary annealing structure to austenite occurs, thereby increasing the fraction of austenite.
  • phase transformation mechanism mechanism
  • driving force driving force
  • the second annealing heat treatment time at the corresponding temperature increases, a uniform structure close to the equilibrium phase can be obtained, but a problem that an excessive process cost may occur. Therefore, it is preferable to limit the second annealing heat treatment time at the corresponding temperature to 3,600 seconds or less.
  • the abnormal austenite fraction increases and the stability of the finally retained austenite decreases, or the average aspect ratio of austenite is expressed as less than 2.0. In the present invention, it may be difficult to secure target physical properties.
  • the phenomenon of austenite reverse transformation accelerated at the same annealing temperature during the second annealing heat treatment, thereby increasing the fraction of abnormal austenite. Occurs.
  • the upper limit of the second annealing temperature of the second annealing condition it is preferable to limit the upper limit of the second annealing temperature of the second annealing condition to 700 ° C, which is somewhat lower than 720 ° C, which is the upper limit of the annealing temperature of the first annealing condition.
  • the method of manufacturing a super high strength high ductility steel sheet according to an embodiment of the present invention may be performed by hot dip galvanizing or alloy hot dip galvanizing on the cold rolled steel sheet.
  • the steel having the composition of the components shown in Table 1 was vacuum melted with an ingot of 30 kg, it was maintained at a temperature of 1200 ° C. for 1 hour, and subjected to hot rolling to complete finish rolling at 900 ° C. to prepare a hot rolled steel sheet.
  • the hot-rolled coil was simulated by cooling the furnace, and then cooled to room temperature and pickled, followed by cold rolling and annealing heat treatment.
  • the specimens in which only the first annealing conditions were described mean the case where the first annealing conditions were applied, and the specimens in which both the first and second annealing conditions were applied mean the cases in which the two-stage annealing conditions were applied.
  • Microstructure observation and mechanical property evaluation were performed on the cold rolled steel sheet thus manufactured, and the results are shown in Table 3 below.
  • the austenite fraction of each specimen was measured using XRD, and the physical properties of each specimen were evaluated by measuring the physical properties in the rolling direction and the vertical direction with respect to JIS standard tensile specimens.
  • FIG. 1 is a photograph of the cross section of Inventive Example 1 observed with a transmission electron microscope (TEM), and it can be seen that most microstructures are very fine with a size of 1 ⁇ m or less, thereby effectively securing strength and elongation.
  • FIG. 2 is a photograph of the cross section of Inventive Example 1 observed with an electron scanning microscope (SEM), in which residual austenite is formed in a needle-like shape, and it can be confirmed that the average aspect ratio has a value of 2.0 or more.
  • SEM electron scanning microscope
  • Comparative Examples 1 to 13 which do not satisfy any one or more of the alloy composition and manufacturing conditions of the present invention, any one or more of the residual austenite structure fraction and the average aspect ratio of the retained austenite structure of the present invention are satisfied. It can be confirmed that the desired properties of the present invention cannot be secured.
  • Comparative Examples 1 and 2 the alloy composition of the present invention is satisfied, but when the first annealing conditions are applied, the annealing heat treatment temperature is 550 ° C and 780 ° C, respectively, so the residual austenite fraction is less than 20 area%. Can be confirmed. In addition, since Comparative Examples 1 and 2 do not satisfy the residual austenite fraction range of the present invention, it can be seen that the yield ratio is less than 0.7 or the product value of tensile strength and elongation is less than 22.000 MPa%, and thus the desired physical properties cannot be obtained. have.
  • the second annealing condition was applied, which satisfies the alloy composition of the present invention and performs the secondary annealing heat treatment in excess of the primary annealing heat treatment temperature of 720 ° C, but the secondary annealing heat treatment temperature is 460 ° C.
  • the residual austenite fraction is less than 20 area%, which is less than the range of the present invention.
  • Comparative Examples 3 and 11 do not satisfy the residual austenite fraction range of the present invention, it can be seen that the product value of tensile strength and elongation is less than 22,000 MPa%, and the desired physical properties cannot be secured.
  • the second annealing condition was applied, which satisfies the alloy composition of the present invention and performs the second annealing heat treatment, in which the first annealing heat treatment temperature exceeds 720 ° C, but the second annealing heat treatment temperature is 710 respectively.
  • the average aspect ratio of residual austenite exceeding the scope of the present invention at °C and 740 ° C is less than 2.0.
  • the yield ratio is less than 0.7, and the product value of tensile strength and elongation is less than 22.000 MPa%, which does not secure the desired physical properties. You can see that you can't.
  • Comparative Examples 4 and 5 the alloy composition and annealing conditions of the present invention are satisfied, but since the cold rolling reduction rate is 11%, which is less than the scope of the present invention, the fraction of retained austenite is less than 20 area%, and the residual austenite. It can be seen that the average aspect ratio of the knight is less than 2.0. In addition, Comparative Examples 4 and 5 do not satisfy the residual austenite fraction and average aspect ratio values of the present invention, so the yield ratio is less than 0.7, the product value of tensile strength and elongation is less than 22,000 MPa%, and the desired physical properties are obtained. You can see that it is not secured.
  • the second annealing condition was applied, which satisfies the alloy composition of the present invention and performs the second annealing heat treatment with the primary annealing temperature exceeding 720 ° C, but the second annealing heat treatment time was 7200 seconds. It can be seen that the fraction of retained austenite exceeded the scope of the present invention was less than 20 area%. In addition, since Comparative Examples 6 and 10 do not satisfy the residual austenite fraction of the present invention, it can be seen that the product value of tensile strength and elongation is less than 22,000 MPa%, and thus the desired physical properties cannot be secured.
  • Comparative Examples 12 and 13 the cold rolling conditions and annealing conditions of the present invention are satisfied, but since the carbon (C) content does not reach the scope of the present invention, it can be confirmed that the fraction of retained austenite is less than 20 area%. In addition, since Comparative Examples 12 and 13 do not satisfy the residual austenite fraction of the present invention, it can be seen that the yield ratio is less than 0.7, and the desired physical properties cannot be secured.

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하고, 미세조직으로 잔류 오스테나이트를 20면적% 이상 포함하며, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이상이다.

Description

항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
본 발명은 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 냉간 성형용 자동차 구조부재로서 적합한 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
환경문제와 관련한 이산화탄소 배출 규제로 인하여 자동차 제조사에서는 지속적으로 차량의 경량화를 추구하고 있다. 자동차의 차체 무게 감소를 위해서는 강판의 두께를 감소시키는 방안이 가장 효과적이나, 단순히 강판의 두께를 감소시키는 경우 자동차의 차체 강성이 저하되어 승객의 안전이 확보되지 않는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 자동차의 차체 무게를 감소함과 동시에 승객의 안정성을 확보하기 위해서는 초고강도강의 적용이 필수적이다.
하지만, 일반적으로 철강재료는 강도가 증가할 수록 연신율이 감소하는 경향을 나타내는바, 난해한 성형성이 요구되는 자동차용 구조부재에 초고강도강을 적용하기에는 가공성 측면에서 여러 제약이 뒤따른다.
이를 극복하기 위한 한가지 방법으로 열간 성형강을 활용하는 방법이 제안되었다. 열간 성형강은 철강 제조사에서 제공한 강판을 고온으로 가열하여 성형한 후 냉각하여 저온 변태상을 강판에 도입하며, 그에 따라 성형성이 요구되는 자동차용 구조부재의 제작 시 가공성을 확보함과 동시에 고강도성을 확보할 수 있다. 일례로, 1.5GPa급 열간 성형강은, 자동차의 A-pillar와 같이, 난해한 성형성을 가지면서도 내충격성이 요구되는 자동차용 구조부재에 상업적으로 활용되고 있다. 하지만, 이러한 열간 성형강은, 자동차 부품사의 열간 성형설비의 투자 및 고온 열처리에 의한 제조비용 상승의 문제가 수반된다.
이와 같은 문제점들을 해결하기 위하여 고강도성을 확보하면서도 냉간 성형이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어져 왔다. 일 예로, 특허문헌 1은, 중량%로, 0.2~0.3%의 탄소(C) 및 2.0~3.5%의 망간(Mn)을 첨가하여 1344MPa의 항복강도 및 1520MPa의 인장강도를 구비하는 초고강도강을 제안한다. 특허문헌 1의 강재는 항복강도비가 우수하여 내충격 특성이 우수하고, 굽힘 특성이 우수한 장점이 있으나, 연신율이 7% 미만의 수준으로 열위하여 냉간 성형 시 비교적 형상이 단순한 부품의 제작에 그 용도가 제한될 수 밖에 없다.
또한, 특허문헌 2는, 중량%로, 0.4~0.7%의 탄소(C) 및 12~24%의 망간(Mn)을 첨가하여 1300MPa 이상의 인장강도 및 1000MPa 이상의 항복강도를 구비하는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판을 제안한다. 그러나 특허문헌 2의 강재 역시 연신율이 10% 내외로 낮은 수준이므로, 냉간 성형 시 복잡한 형상의 부품에 적용하기에는 제약이 따른다. 또한, 특허문헌 2는, 소둔 이후 재압연을 통하여 고강도성을 확보하므로, 공정프로세스 및 비용이 증가하는 문제점이 존재한다.
따라서, 열간 성형강을 대체하기 위한 냉간 성형용 강재로서, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판에 대한 개발이 요구되는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 대한민국 등록특허공보 제10-1586933호(2016.01.19. 공고)
(특허문헌 2) 대한민국 공개특허공보 제10-2013-0138039호(2013.12.18. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하고, 미세조직으로 잔류 오스테나이트를 20면적% 이상 포함하며, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이상이다.
상기 강판은, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하 및 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 강판은, 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트 중 1종 이상을 잔부조직으로 포함할 수 있다.
상기 강판은, 상기 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트 중 1종 이상의 잔부조직을 50~80면적%의 합계 분율로 포함할 수 있다.
상기 강판의 인장강도는 1,400MPa 이상이고, 상기 강판의 항복비는 0.7 이상이며, 상기 강판의 인장강도와 연신율의 곱(TS*EL)은 22,000MPa% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 슬라브를 1,050~1,300℃의 온도범위로 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 800~1,000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하고, 상기 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하고, 상기 권취된 열연강판을 산세한 후 15% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제공하고, 상기 냉연강판을 제1 소둔조건 및 제2 소둔조건 중 어느 하나의 소둔조건에 의해 선택적으로 소둔열처리하되, 상기 제1 소둔조건은 600~720℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 상기 냉연강판을 소둔열처리하며, 상기 제2 소둔조건은 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리를 실시한 후 상온까지 냉각하고, 480~700℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 2차 소둔열처리하여 제조된다.
상기 슬라브는, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하 및 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 의하면, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 1,400MPa 이상의 인장강도를 구비하면서도, 0.7 이상의 항복비 및 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 동시에 만족하여 냉간 성형용으로 특히 적합한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 자동차 구조부재에 적합한 냉간 성형용 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하므로, 설비투자 비용 및 부품제조원가를 효과적으로 낮출 수 있다.
도 1은 발명예 1의 단면을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진이다.
도 2는 발명예 1의 단면을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진이다.
본 발명은 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 포함하고, 미세조직으로 잔류 오스테나이트를 20면적% 이상 포함하며, 상기 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)는 2.0 이상일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하 및 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 추가로 더 포함할 수 있다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.1~0.3%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로써 본 발명에서는 오스테나이트의 안정도 제어 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 0.1% 이상의 탄소(C)가 첨가될 수 있다. 탄소(C) 함량의 바람직한 하한은 0.11%일 수 있으며, 보다 바람직한 하한은 0.12%일 수 있다. 다만, 탄소(C)가 다량 첨가되는 경우 용접성이 저하될 수 있는바, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.3%로 제한할 수 있다. 탄소(C) 함량의 바람직한 상한은 0.27%일 수 있으며, 보다 바람직한 상한은 0.25%일 수 있다.
실리콘(Si): 2% 이하
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하는 원소로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 다만, 실리콘(Si)이 다량 첨가되는 경우 열간 및 냉간 압연성이 매우 열위해질 수 있으며, 강 표면에 실리콘(Si) 산화물을 형성하여 용융도금성을 저해할 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 2%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.9%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.7%일 수 있다.
한편, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 0%를 포함하는 의미일 수 있다. 즉, 본 발명은 의도적인 실리콘(Si) 첨가를 배제할 수 있다. 후술하는 바와 같이 본 발명은 망간(Mn)을 다량 함유하므로, 실리콘(Si)의 첨가 없이도 잔류 오스테나이트의 안전성을 용이하게 확보할 수 있기 때문이다. 다만, 불가피하게 유입되는 실리콘(Si) 함량을 고려할 때, 본 발명의 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.03%, 0.05% 또는 0.1%일 수 있다.
망간(Mn): 6~10%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 억제하면서 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 유효한 원소로써 강의 기계적 물성을 확보하는데 유효한 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 6% 이상의 망간(Mn)이 첨가될 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 6.2%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 6.5%일 수 있다. 다만, Mn이 다량 첨가되는 경우 합금원가의 상승 및 점용접성의 저하를 초래할 수 있는바, 본 발명은 Mn 함량의 상한을 10%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 9.8%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 9,5%일 수 있다.
인(P): 0.05% 이하
인(P)은 고용강화 원소이나, 인(P)이 다량 첨가되는 경우 용접성이 저하될 수 있으며, 강의 취성 발생 위험성이 높아질 수 있다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.05%로 제한할 수 있으며, 바람직하게는 인(P) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 유입되는 인(P) 함량을 고려할 때, 본 발명의 인(P) 함량의 하한은 0.001%, 또는 0.002%일 수 있다.
황(S): 0.02% 이하
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로써, 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 강의 연성 및 용접성 확보를 위해 황(S) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있으며, 바람직하게는 황(S) 함량의 상한을 0.015%로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 유입되는 황(S) 함량을 고려할 때, 본 발명의 황(S) 함량의 하한은 0.001%, 또는 0.002%일 수 있다.
질소(N): 0.02% 이하
질소(N)는 고용강화 원소이다. 다만, 질소(N)가 다량 첨가되는 경우 취성이 발생할 위험성이 크고, 알루미늄(Al)과 결합하여 AlN을 과다 석출시켜 연주품질을 저해할 우려가 있다. 따라서, 본 발명은 질소(N) 함량의 상한을 0.02%로 제한할 수 있으며, 바람직하게는 질소(N) 함량의 상한을 0.015%로 제한할 수 있다. 다만, 불가피하게 유입되는 질소(N) 함량을 고려할 때, 본 발명의 질소(N) 함량의 하한은 0.001%, 또는 0.002%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외)
알루미늄(Al)은 강의 탈산을 위해 첨가되며, 페라이트 내에서 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 알루미늄(Al)이 첨가될 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.005%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 다량 첨가되는 경우 강의 인장강도가 저하되고, 주조시 몰드 플럭스와의 반응을 통해 슬라브의 건전성이 열위해지며, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해할 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.45%일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 0.4%일 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하
티타늄(Ti)은 미세 탄화물 형성원소로써 항복강도 및 인장강도의 확보에 기여하는 원소이다. 또한, 티나늄(Ti)은 질화물 형성원소로써 강중 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하므로, AlN 석출물 형성을 억제하여 연주 시 크랙 발생 위험성 저감에 기여하는 원소이기도 하다. 본 발명에서 이와 같은 효과를 얻기 위해 티타늄(Ti)이 첨가될 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 다량 첨가되는 경우 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 감소될 우려가 있으며, 연주 시 노즐 막힘을 야기할 수 있는바, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.09%일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.08%일 수 있다. 또한, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 하한을 특별히 한정하지는 않으나, 티타늄(Ti) 함량의 하한은 0.005%, 또는 0.01%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리 시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 니오븀(Nb)이 첨가될 수 있다. 다만, 니오븀(Nb)이 다량 첨가되는 경우, 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 감소될 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있는바, 본 발명은 니오븀(Nb) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.09%일 수 있으며, 보다 바람직한 니오븀(Nb) 함량은 0.08%일 수 있다.
바나듐(V): 0.2% 이하
바나듐(V)은 강 중 C 또는 N과 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로써 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 하는 원소이다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 V가 첨가될 수 있다. 다만, V가 다량 첨가되는 경우 조대한 탄화물 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 감소될 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제점이 있는바, 본 발명의 V 함량의 상한을 0.2%로 제한할 수 있다. 바람직한 바나듐(V) 함량의 상한은 0.18%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.5% 이하
몰리브덴(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 등의 탄·질화물 형성원소와 복합첨가 시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다. 본 발명에서는 이와 같은 효과를 얻기 위해 몰리브덴(Mo)이 첨가될 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)이 다량 첨가된 경우, 상술한 효과가 포화되고, 오히려 제조원가가 상승하는 문제점이 있는바, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량의 상한은 0.4%일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하, 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 상술한 탄소(C), 실리콘(Si) 및 알루미늄(Al) 등과 함께 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 그러나 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)이 일정 수준을 초과하여 첨가되는 경우에는 제조 비용의 과다한 상승을 야기하는바, 본 발명의 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr) 함량의 상한을 각각 1%, 0.5% 및 1%로 제한할 수 있다. 또한, 크롬(Cr)의 경우 열연 시 취성을 야기할 수 있으므로, 니켈(Ni)과 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 언급하지 않는 한 미세조직의 분율 및 에스펙트비(aspect ratio)는 강판 단면을 기준으로 측정한 값을 의미한다.
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은, 잔류 오스테나이트를 미세조직으로 포함할 수 있다. 잔류 오스테나이트는 강의 강도 특성 및 연신율 특성 확보에 효과적인 조직이므로, 잔류 오스테나이트를 강판 단면 기준으로 20면적% 이상의 분율로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은, 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트 중 1종 이상을 잔부조직을 포함할 수 있으며, 강판 단면 기준으로 이들 잔부조직의 합계 분율은 50~80면적%일 수 있다. 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은 외부 변형이 가해졌을 때 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 연신율이 증가하는 소위 변태유기소성강(TRIP)으로, 최적의 강도와 연신율의 조합을 위해서는 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성 및 그 분율이 중요한 요소이다. 잔류 오스테나이트의 분율이 50면적%를 초과하는 경우 잔류 오스테나이트의 기계적 안정성이 감소하므로, 잔부조직의 합계 분율을 50면적% 이상으로 제한할 수 있다. 또한, 잔부조직이 80면적%를 초과하는 경우, 목적하는 잔류 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없으므로, 잔부조직의 합계 분율을 80면적% 이하로 제한할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)는 2.0 이상일 수 있다. 여기서 에스펙트비(aspect ratio)는 결정립의 장축의 길이를 단축의 길이로 나눈 값을 의미하며, 본 발명에서 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)는 단면에서 관찰된 오스테나이트 결정립들의 에스펙트비(aspect ratio) 평균값을 의미한다. 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이상인 경우, 잔류 오스테나이트는 침상형의 형상으로 존재하여 안전성이 높으며, 파단 시 크랙의 전파를 방해함으로써 연신율을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은 20면적% 이상의 잔류 오스테나이트의 분율 및 2.0 이상의 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)를 동시에 만족하므로, 1,400MPa 이상의 인장강도를 구비하면서도, 항복강도가 우수하여 0.7 이상의 항복비(항복강도/인장강도)를 확보할 수 있으며, 더 나아가 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱을 확보할 수 있다.
현재 가장 널리 사용되고 있는 열간 성형용 강의 열간 성형 후 인장강도는 약 1,470MPa 수준이지만, 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은 1,400MPa 이상의 인장강도를 구비하면서도, 0.7 이상의 항복비를 구비하는바, 열간 성형용 강을 대체할 수 있는 냉간 성형용 강을 제공할 수 있다. 또한, 자동차용 구조부재, 특히 B-pillar의 경우, 구조적 난해성 및 충돌안정성 등의 이유로 열간 성형용 강에 의해 제조되는 실정이나, 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율 곱을 확보하므로 자동차용 구조부재의 제조에 특히 적합한 냉간 성형용 강을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 강판은 용융아연도금층 또는 합금화 용융아연도금층을 더 구비할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판은, 상술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1,050~1,300℃의 온도범위로 가열하고, 상기 가열된 슬라브를 800~1,000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하고, 상기 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하고, 상기 권취된 열연강판을 산세한 후 15~50%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하고, 상기 냉연강판을 제1 소둔조건 및 제2 소둔조건 중 어느 하나의 소둔조건에 의해 선택적으로 소둔열처리하되, 상기 제1 소둔조건은 600~720℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 상기 냉연강판을 소둔열처리하며, 상기 제2 소둔조건은 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리를 실시한 후 상온까지 냉각하고 480~700℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 2차 소둔열처리하여 제조될 수 있다.
슬라브 가열
본 발명의 슬라브 조성은 전술한 초도강도 고연성 강판의 조성에 대응하므로, 슬라브 조성에 대한 설명은 전술한 초고강도 고연성 강판의 조성에 대한 설명으로 대신한다.
본 발명에서는 열간압연에 앞서 슬라브를 가열하여 균질화 처리할 수 있다. 이때, 슬라브 가열 온도가 1,050℃ 미만인 경우, 후속하는 열간압연 시 압연부하가 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 반면, 슬라브 가열 온도가 1,300℃를 초과하는 경우, 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있으며, 망간(Mn)이 다량 함유된 경우에는 액상이 존재할 우려가 있다. 따라서, 본 발명의 슬라브 가열 온도범위는 1,050~1,300℃일 수 있다.
열간압연
가열된 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만인 경우, 압연부하가 하중이 급격히 증가하는 문제가 발행할 수 있다. 반면, 마무리 열간압연 온도가 1,000℃를 초과하는 경우, 표면 스케일에 의한 표면 결함 발생 및 압연롤의 수명단축이 문제될 수 있다. 따라서, 본 발명의 마무리 열간압연 온도는 800~1,000℃일 수 있다.
권취
열간압연 후 열연강판을 권취할 수 있다. 권취 온도가 과다하게 높을 경우 강판의 표면 스케일이 과다 형성되며, 그에 따라 도금성을 열화시킬 수 있는바, 본 발명의 권취 온도는 750℃ 이하일 수 있다. 한편, 망간(Mn)이 5% 이상 함유되는 강판은 증가된 경화능으로 인해 열연권취 후 상온까지 냉각 시 페라이트의 변태가 없으므로 권취온도의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. 다만, 권취온도가 50℃ 미만인 경우에는 강판의 온도 감소를 위해 냉각수 분사에 의한 냉각공정이 수반되어야 하는바 공정 비용의 상승이 불가피하다. 따라서, 본 발명의 권취 온도범위는 50~750℃일 수 있다.
더불어, 망간(Mn)이 첨가됨에 따라 마르텐사이트의 변태개시온도(Ms)가 낮아질 수 있으며, 상온에서 마르텐사이트가 형성될 수도 있다. 이 경우, 마르텐사이트 조직으로 인해 열연강판의 경도가 매우 높아지며, 그에 따라 냉간압연의 부하가 가중될 수 있으므로, 선택적으로 냉간압연 전에 열연강판에 대한 열처리를 추가로 실시할 수 있다.
산세 및 냉간압연
권취된 열연강판을 언코일링 한 후 산세 처리하여 산화층을 제거하며, 고객사의 요구 조건에 따라 강판의 두께 및 형상을 조절하기 위하여 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조할 수 있다. 냉간 압하율이 일정 수준에 미치지 않는 경우, 본 발명에서 목표로 하는 잔류 오스테나이트 분율 및 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비의 확보가 곤란하다. 이는 냉간 압하율이 낮은 경우 최종 소둔 시 오스테나이트의 역변태 및 성장을 위한 구동력이 부족하기 때문이다. 따라서, 본 발명의 냉간 압하율은 15% 이상일 수 있다. 또한, 본 발명은 망간(Mn)을 다량 함유하여 열연강판이 상대적으로 높은 강도를 구비하므로, 냉간 압하율이 일정 수준을 초과하는 경우 냉연 설비의 과도한 부하를 유발할 수 있다. 따라서, 본 발명의 냉간 압하율은 50% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 냉간 압하율의 상한은 45%일 수 있다.
소둔열처리
냉간압연 후 일정 조건하에서 소둔열처리를 실시할 수 있다. 특히, 본 발명에서 요구하는 물성을 확보하기 위해서는 잔류 오스테나이트의 면적분율 및 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비가 목적하는 수준으로 제어되어야 하며, 이는 소둔열처리 조건의 엄격한 제어를 통해서 구현될 수 있다. 본 발명의 소둔열처리는 상대적으로 낮은 소둔온도에서 소둔열처리하는 제1 소둔조건 또는 상대적으로 높은 소둔온도에서 소둔열처리한 후 후속 열처리를 추가 실시하는 제2 소둔조건 중 어느 하나의 조건을 선택하여 실시될 수 있다.
즉, 제1 소둔조건의 경우 600~720℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 냉연강판의 소둔열처리를 실시하며, 제2 소둔조건의 경우 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리를 실시한 후 상온까지 냉각하고 480~700℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 2차 소둔열처리를 실시할 수 있다.
이하, 본 발명의 소둔열처리 조건 중 제1 소둔조건의 제한 이유에 대해 보다 상세히 설명한다.
제1 소둔조건에 의한 소둔열처리는 600~720℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 실시될 수 있다.
600~720℃의 온도범위는 본 발명의 강 성분계에 대해 이상역 온도범위에 해당한다. 이상역 소둔을 행하게 되면, 탄소(C) 및 망간(Mn)과 같은 원소가 오스테나이트에 농화됨으로서 오스테나이트의 안정성이 증가하며 상온에서 잔류하게 된다. 이후 강판에 편형이 가해지는 경우, 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 강판의 네킹(necking) 현상을 지연시키며, 그에 따라 강판의 연신율 및 강도 향상에 기여하게 된다.
제1 소둔조건에서 소둔온도가 600℃ 미만인 경우, 이상역 오스테나이트 분율이 작아 최종적으로 강판에 잔류하는 오스테나이트 분율을 충분히 확보할 수 없으며, 그에 따라 목적하는 기계적 물성을 확보할 수 없다. 한편, 제1 소둔조건에서 소둔온도가 720℃를 초과하는 경우, 이상역 및 단상역 오스테나이트의 안정성이 부족하여 최종 강판의 잔류 오스테나이트 분율을 20면적% 이상 확보하기 어려우며, 목적하는 기계적 물성을 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명의 제1 소둔조건의 소둔열처리 온도범위는 600~720℃일 수 있다.
제1 소둔조건에 의한 소둔열처리 시 상변태 기구(mechanism) 및 구동력(driving force)를 고려하여 적어도 10초 이상의 열처리 시간 동안 열처리 하는 것이 바람직하다. 소둔열처리 시간이 증가할수록 평형상에 가까워져서 균일한 조직을 얻을 수 있으나, 공정 비용이 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 소둔열처리 시간이 3,600초를 초과하는 경우, 오스테나이트의 결정립 성장 및 재결정으로 인하여 2.0 이상의 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)를 구현할 수 없다. 따라서, 본 발명의 제1 소둔조건의 소둔열처리 시간은 10~3,600초일 수 있다.
이하, 소둔열처리 조건 중 제2 소둔조건의 제한 이유에 대해 보다 상세히 설명한다.
제2 소둔조건에 의한 소둔열처리는 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리한 후 상온까지 냉각하고 480~700℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 2차 소둔열처리하여 실시될 수 있다.
720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위는 본 발명의 강 성분계에 대해 오스테나이트 분율이 과대한 이상역이거나 또는 오스테나이트 단상역 온도범위에 해당한다. 따라서, 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 소둔열처리를 실시하는 경우, 오스테나이트의 안전성이 크게 감소하여 냉각 단계에서 대부분 마르텐사이트로 변태되며, 일부 오스테나이트만이 잔류하게 된다. 이와 같이 잔류하는 오스테나이트는 안전성이 낮고 그 분율도 낮으므로 추가적인 소둔열처리를 통해 오스테나이트의 안전성 및 분율을 확보할 수 있다. 다만, 제2 소둔조건의 1차 소둔열처리 온도가 900℃를 초과하더라도 본 발명에서 목적하는 물성의 확보가 가능하나, 고온 열처리에 인한 소둔로의 설비 수명 단축 및 강판 표면 산화물 증가로 인한 도금성 열위 등의 문제가 발생하므로, 본 발명의 제2 소둔조건의 1차 소둔열처리 온도는 900℃ 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 제2 소둔조건에 의한 소둔열처리는 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리한 후 상온까지 냉각하고, 700℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초간 2차 소둔열처리를 실시하므로, 오스테나이트의 안정성 및 분율을 확보할 수 있다. 본 발명의 제2 소둔조건은 제1 소둔조건으로 소둔열처리를 실시하고자 하였으나, 제1 소둔조건에서 제한하는 소둔온도범위를 초과하여 소둔열처리가 실시된 경우 오스테나이트의 안전성 및 분율을 확보하는 보조적인 소둔열처리 조건으로 해석될 수도 있다.
제2 소둔조건 중 2차 소둔열처리의 온도범위 및 소둔시간을 480~700℃ 및 10~3,600초로 제한한 이유는 다음과 같다.
2차 소둔열처리 온도범위 중 상대적으로 낮은 온도범위인 480~600℃에서는, 1차 소둔열처리 후 마르텐사이트 내에 과포화 되었던 탄소가 일부 잔류하는 오스테나이트로 재분배되며, 그에 따라 오스테나이트의 안정도가 증가하는 효과가 있다. 상변태 기구(mechanism) 및 구동력(driving force)를 고려할 때, 해당 온도에서 10초 이상 소둔열처리를 실시하는 경우 이와 같은 효과를 달성할 수 있다. 해당 온도에서의 2차 소둔열처리 시간이 일정 수준을 초과하는 경우, 상간 탄소의 재분배 보다는 탄화물이 석출되어 오히려 연신율이 감소하는 경향을 보인다. 따라서, 해당 온도에서의 2차 소둔열처리 시간은 3,600초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
2차 소둔열처리 온도범위 중 상대적으로 높은 온도범위인 600~700℃에서는, 1차 소둔 조직으로부터 오스테나이트로의 역변태가 일어나 오스테나이트의 분율이 증가하는 효과가 있다. 상변태 기구(mechanism) 및 구동력(driving force)를 고려할 때, 해당 온도에서 10초 이상 2차 소둔열처리를 실시하는 경우 이와 같은 효과를 달성할 수 있다. 해당 온도에서의 2차 소둔열처리 시간이 증가함에 따라 평형상에 가까운 균일한 조직을 얻을 수 있으나, 공정 비용이 과다하게 소요되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 해당 온도에서의 2차 소둔열처리 시간은 3,600초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
2차 소둔열처리 온도가 700℃를 초과하는 경우, 이상역 오스테나이트 분율이 증가하여 최종적으로 잔류하는 오스테나이트의 안정성이 저하되거나, 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 미만으로 발현되어 본 발명에서 목표하는 물성의 확보가 어려울 수 있다. 또한, 제2 소둔조건과 같이, 2차 소둔열처리 전에 1차 소둔열처리를 실시한 경우라면, 2차 소둔열처리 시 동일 소둔온도에서 오스테나이트 역변태가 가속되어 이상역 오스테나이트의 분율이 증가하는 현상이 발생한다. 따라서, 제2 소둔조건의 2차 소둔온도의 상한은 제1 소둔조건의 소둔온도의 상한인 720℃보다 다소 낮은 700℃로 제한함이 바람직하다.
본 발명의 일 구현예에 따른 초고강도 고연성 강판의 제조방법은 상기 냉연강판 상에 용융아연도금 또는 합금화 용융아연도금을 실시할 수 있다.
이하, 실시예를 통해 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다.
(실시예)
하기 표 1의 성분조성을 가지는 강을 30kg의 잉곳으로 진공 용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1시간 유지하고, 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리 압연을 완료하여 열연강판을 제조하였다. 600℃로 미리 가열된 로에 열연강판을 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함에 의해 열연권취를 모사하였으며, 이후 상온까지 냉각한 후 산세하고, 하기 표 2의 조건으로 냉간압연 및 소둔열처리를 실시하였다. 표 2에서 1차 소둔조건만 기재된 시편은 1단의 소둔조건을 적용한 경우를 의미하며, 1차 및 2차 소둔조건이 모두 기재된 시편은 2단의 소둔조건을 적용한 경우를 의미한다. 이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여 미세조직 관찰 및 기계적 물성 평가를 실시하였으며, 그 결과는 하기의 표 3과 같다. 각 시편의 오스테나이트 분율은 XRD를 이용하여 측정하였으며, 각 시편의 물성은 JIS 규격 인장시편에 대해 압연방향과 수직방향의 물성을 측정하여 평가하였다.
강종 성분조성 (wt%)
C Si Mn Al Ti Nb V Mo P S N
발명강1 0.14 1 8 0.025 0.06 0.04 - 0.25 0.008 0.004 0.006
발명강2 0.14 1 9 0.03 0.06 0.04 - 0.25 0.009 0.006 0.005
발명강3 0.14 1.5 9 0.019 0.06 0.04 - 0.25 0.007 0.009 0.006
발명강4 0.14 1 7 0.024 0.06 0.04 - 0.25 0.01 0.01 0.004
발명강5 0.19 0.5 7 0.016 0.03 - 0.1 - 0.009 0.009 0.007
비교강1 0.06 1 8.5 0.023 - - - - 0.008 0.008 0.006
강종 구분 냉간 압하율(%) 1차 소둔 2차 소둔
온도(℃) 시간(초) 온도(℃) 시간(초)
발명강1 발명예1 30 690 45 -　 -　
발명예2 30 670 60 -　 -　
비교예1 30 550 60 -　 -　
비교예2 30 780 46
비교예3 30 780 46 460 18
발명예3 30 780 46 500 18
발명예4 30 780 46 530 18
발명예5 30 780 46 620 18
발명강2 발명예6 30 670 60 -　 -　
발명강3 발명예7 30 670 60 -　 -　
발명예8 30 690 60 -　 -　
발명예9 22 650 60 -　 -　
발명예10 22 670 60 -　 -　
발명예11 22 690 60 -　 -　
비교예4 11 670 60 -　 -　
비교예5 11 690 60 -　 -　
발명강4 비교예6 43 780 46 500 7200
발명예12 43 800 60 680 48
비교예7 43 800 60 710 48
비교예8 43 800 60 740 48
발명강5 비교예9 43 750 46 -　 -　
비교예10 43 750 46 400 7200
비교예11 43 750 46 460 18
발명예13 43 750 46 500 18
비교강1 비교예12 43 810 61 640 48
비교예13 43 810 61 650 48
강종 구분 조직 물성
잔류 오스테나이트 YS TS El YR TS*El
분율(면적%) 에스펙트비 (MPa) (MPa) (%) (MPa%)
발명강1 발명예1 27 4.5 1252 1419 17.2 0.88 24407
발명예2 22 5.6 1357 1404 16.8 0.97 23587
비교예1 12 4.3 1406 1507 10.5 0.93 15824
비교예2 18 4.5 885 1841 9.2 0.48 16937
비교예3 17 4.6 1368 1508 14.3 0.91 21564
발명예3 24 4 1447 1478 17.8 0.98 26308
발명예4 26 3.5 1371 1450 18.6 0.95 26970
발명예5 31 2.7 1175 1418 20.9 0.83 29636
발명강2 발명예6 35 2.2 1229 1457 22.1 0.84 32200
발명강3 발명예7 45 2.6 1257 1474 25.1 0.85 36997
발명예8 47 2.2 1151 1498 22.1 0.77 33106
발명예9 41 3.1 1390 1484 17.2 0.94 25525
발명예10 32 2.4 1315 1479 19.4 0.89 28693
발명예11 39 2.1 1162 1546 23.9 0.75 36949
비교예4 15 1.5 979 1432 15.3 0.68 21910
비교예5 18 1.3 948 1472 13.2 0.64 19430
발명강4 비교예6 18 3.5 1547 1521 14.3 1.02 21750
발명예12 35 2.3 1010 1497 18.7 0.67 27994
비교예7 23 1.9 503 1670 12.4 0.3 20708
비교예8 19 1.3 784 1807 8.1 0.43 14637
발명강5 비교예9 17 4.3 968 2052 7.7 0.47 15800
비교예10 17 3.8 1588 1583 11.5 1 18205
비교예11 18 2.9 1538 1505 14 1.02 21070
발명예13 26 3.5 1489 1494 14.8 1 22111
비교강1 비교예12 17 3.1 613 1405 17.7 0.44 24869
비교예13 13 2.5 541 1591 9.1 0.34 14478
상기 표 1 내지 표 3에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 13의 경우, 1400MPa 이상의 인장강도(TS)뿐만 아니라, 0.7 이상의 항복강도비(YR) 및 22,000MPa% 이상의 인장강도와 연신율의 곱(TS*El)을 만족하는 것을 확인할 수 있다. 즉, 발명예 1 내지 13의 경우, 초고강도성을 확보함과 동시에 우수한 항복강도 및 연신율을 확보하는바, 열간 성형강을 대체 가능한 냉간 성형용 강재로서 적합한 물성을 구비함을 알 수 있다.
발명예 1 내지 13의 우수한 물성은 잔류 오스테나이트 조직의 분율 및 에스펙트비, 결정립 및 석출물의 초미세화로부터 기인하는 특성이다. 도 1은 발명예 1의 단면을 투과전자현미경(TEM)으로 관찰한 사진으로, 대부분의 미세조직 크기가 1㎛ 이하로 매우 미세하여 강도 및 연신율을 효과적으로 확보할 수 있음을 알 수 있다. 도 2는 발명예 1의 단면을 전자주사현미경(SEM)으로 관찰한 사진으로, 잔류 오스테나이트가 침상형으로 형성되며, 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이상의 값을 갖는 것을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명의 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나 이상을 만족하지 않는 비교예 1 내지 13의 경우, 본 발명의 잔류 오스테나이트 조직 분율 및 잔류 오스테나이트 조직의 평균 에스펙트비 중 어느 하나 이상을 만족하지 않으며, 본 발명이 목적하는 물성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
비교예 1 및 2의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하지만, 제1 소둔조건 적용 시 소둔열처리 온도가 각각 550℃ 및 780℃로 본 발명의 범위를 벗어나므로 잔류 오스테나이트 분율이 20면적% 미만임을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 1 및 2는 본 발명의 잔류 오스테나이트 분율 범위를 만족하지 않으므로, 항복비가 0.7 미만이거나 인장강도와 연신율의 곱 값이 22.000MPa% 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 3 및 11의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하고, 1차 소둔열처리 온도가 720℃를 초과하여 2차 소둔열처리를 실시하는 제2 소둔조건을 적용하였지만, 2차 소둔열처리 온도가 460℃로 본 발명의 범위에 미달하여 잔류 오스테나이트 분율이 20면적% 미만임을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 3 및 11은 본 발명의 잔류 오스테나이트 분율 범위를 만족하지 않으므로, 인장강도와 연신율의 곱 값이 22,000MPa% 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 7 및 8의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하고, 1차 소둔열처리 온도가 720℃를 초과하여 2차 소둔열처리를 실시하는 제2 소둔조건을 적용하였지만, 2차 소둔열처리 온도가 각각 710℃ 및 740℃로 본 발명의 범위를 초과하여 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비가 2.0 미만인 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 7 및 8은 본 발명의 잔류 오스테나이트 평균 에스펙트비 값을 만족하지 않으므로, 항복비가 0.7 미만이고, 인장강도와 연신율의 곱 값이 22.000MPa% 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 4 및 5의 경우, 본 발명의 합금조성 및 소둔조건을 만족하나, 냉간 압하율이 11%로 본 발명의 범위에 미치지 못하므로, 잔류 오스테나이트의 분율이 20면적% 미만이고, 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비가 2.0 미만인 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 4 및 5는 본 발명의 잔류 오스테나이트 분율 및 평균 에스펙트비 값을 만족하지 않으므로, 항복비가 0.7 미만이고, 인장강도와 연신율의 곱 값이 22,000MPa% 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 6 및 10의 경우, 본 발명의 합금조성을 만족하고, 1차 소둔열처리 온도가 720℃를 초과하여 2차 소둔열처리를 실시하는 제2 소둔조건을 적용하였지만, 2차 소둔열처리 시간이 7200초로 본 발명의 범위를 초과하여 잔류 오스테나이트의 분율이 20면적% 미만인 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 6 및 10은 본 발명의 잔류 오스테나이트 분율을 만족하지 않으므로, 인장강도와 연신율의 곱 값이 22,000MPa% 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 12 및 13의 경우, 본 발명의 냉연조건 및 소둔조건을 만족하지만, 탄소(C) 함량이 본 발명의 범위에 미치지 못하므로, 잔류 오스테나이트의 분율이 20면적% 미만인 것을 확인할 수 있다. 또한, 비교예 12 및 13은 본 발명의 잔류 오스테나이트 분율을 만족하지 않으므로, 항복비가 0.7 미만으로, 목적하는 물성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하고,
    미세조직으로 잔류 오스테나이트를 20면적% 이상 포함하며,
    상기 잔류 오스테나이트의 평균 에스펙트비(aspect ratio)가 2.0 이상인 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하 및 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트 중 1종 이상을 잔부조직으로 포함하는, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  4. 제3항에 있어서,
    상기 강판은, 상기 페라이트, 소둔 마르텐사이트 및 프레쉬 마르텐사이트 중 1종 이상의 잔부조직을 50~80면적%의 합계 분율로 포함하는, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 인장강도는 1,400MPa 이상이고,
    상기 강판의 항복비는 0.7 이상이며,
    상기 강판의 인장강도와 연신율의 곱(TS*EL)은 22,000MPa% 이상인, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 2% 이하, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하며, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 슬라브를 1,050~1,300℃의 온도범위로 가열하고,
    상기 가열된 슬라브를 800~1,000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하고,
    상기 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하고,
    상기 권취된 열연강판을 산세한 후 15% 이상의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제공하고,
    상기 냉연강판을 제1 소둔조건 및 제2 소둔조건 중 어느 하나의 소둔조건에 의해 선택적으로 소둔열처리하되,
    상기 제1 소둔조건은 600~720℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 상기 냉연강판을 소둔열처리하며,
    상기 제2 소둔조건은 720℃ 초과 900℃ 이하의 온도범위에서 10~3,600초 동안 1차 소둔열처리를 실시한 후 상온까지 냉각하고, 480~700℃의 온도범위에서 10~3,600초 동안 2차 소둔열처리하는, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  7. 제6항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하, 구리(Cu): 0.5% 이하 및 크롬(Cr): 1% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
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