WO2021020787A1 - 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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임영록
박만영
박종찬
최을용
구민서
김종권
이재훈
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • One aspect of the present invention is by weight %, carbon (C): 0.12% or more and less than 0.17%, silicon (Si): 0.3 to 0.8%, manganese (Mn): 2.5 to 3.0%, chromium (Cr): 0.4 to 1.1 %, Aluminum (Al): 0.01 ⁇ 0.3%, Niobium (Nb): 0.01 ⁇ 0.03%, Titanium (Ti): 0.01 ⁇ 0.03%, Boron (B): 0.001 ⁇ 0.003%, Phosphorus (P): 0.04 % Or less, sulfur (S): 0.01% or less, nitrogen (N): 0.01% or less, the balance iron (Fe) and other inevitable impurities,
  • the steel sheet may be a cold rolled steel sheet.
  • a hot-dip galvanizing layer may be formed on at least one surface of the steel sheet.
  • the slab may further contain at least one of copper (Cu): 0.1% or less, nickel (Ni): 0.1% or less, molybdenum (Mo): 0.3% or less, and vanadium (V): 0.03% or less, by weight% I can.
  • Cu copper
  • Ni nickel
  • Mo molybdenum
  • V vanadium
  • a high-strength steel sheet having a high tensile strength of 1180 MPa or more, a yield strength of 740 MPa to 980 MPa, a low yield ratio of 0.65 to 0.85, and a high hole expandability of 25% or more, and an elongation of 7% to 14%.
  • the high-strength steel sheet according to an aspect of the present invention is in wt%, C: 0.12% or more and less than 0.17%, Si: 0.3-0.8%, Mn: 2.5-3.0%, Cr: 0.4-1.1%, Al: 0.01-0.3% , Nb: 0.01 to 0.03%, Ti: 0.01 to 0.03%, B: 0.001 to 0.003%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, balance Fe and other inevitable impurities,
  • the contents of C, Si and Al may satisfy the following equation (1).
  • Carbon (C) is a basic element that supports the strength of steel through solid solution strengthening and precipitation strengthening. If the amount of C is less than 0.12%, it is difficult to secure a tempered martensite fraction of 50% or more, and it is difficult to obtain a strength equivalent to the tensile strength (TS) of 1180 MPa class. On the other hand, when the amount of C is 0.17% or more, it is difficult to have high LME resistance, and when the spot welding condition is severe, cracks are generated due to the penetration of molten Zn during the welding process.
  • the content of C is preferably limited to 0.12% or more and less than 0.17%.
  • a preferred lower limit of the C content may be 0.122%, and a more preferred lower limit of the C content may be 0.125%.
  • the upper limit of the preferred C content may be 0.168%, and the upper limit of the more preferred C content may be 0.165%.
  • Silicon (Si) is a key element of TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel, which acts to increase the residual austenite fraction and elongation by inhibiting the precipitation of cementite in the bainite region.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Si is less than 0.3%, the elongation is too low as residual austenite hardly remains.
  • Si exceeds 0.8%, it is impossible to prevent the deterioration of the properties of the weld due to the formation of LME cracks, and the surface characteristics of the steel material. And plating properties deteriorate. Therefore, in the present invention, the content of Si is preferably limited to 0.3 to 0.8%.
  • a preferred lower limit of the Si content may be 0.35%, and a more preferred lower limit of the Si content may be 0.4%.
  • the upper limit of the preferred Si content may be 0.78%, and the upper limit of the more preferred Si content may be 0.75%.
  • the content of manganese (Mn) may be 2.5 to 3.0%.
  • the content of Mn is less than 2.5%, it is difficult to secure strength, whereas when the content exceeds 3.0%, the bainite transformation rate is slowed to form too much fresh martensite, making it difficult to obtain high hole expandability.
  • the content of Mn is preferably limited to 2.5 to 3.0%.
  • the lower limit of the preferred Mn content may be 2.55%, and the lower limit of the more preferred Mn content may be 2.6%.
  • the upper limit of the preferred Mn content may be 2.95%, and the upper limit of the more preferred Mn content may be 2.9%.
  • the content of chromium (Cr) may be 0.4 to 1.1%. If the amount of Cr is less than 0.4%, it becomes difficult to obtain the target tensile strength, and if it exceeds the upper limit of 1.1%, the transformation speed of bainite becomes slow, making it difficult to obtain high hole expandability. Therefore, in the present invention, the content of Cr is preferably limited to 0.4 to 1.1%. A preferable lower limit of the Cr content may be 0.5%, and a more preferable lower limit of the Cr content may be 0.6%. The upper limit of the preferred Cr content may be 1.05%, and the upper limit of the more preferred Cr content may be 1.0%.
  • Nb niobium
  • the content of Nb is preferably limited to 0.01 to 0.03%.
  • the lower limit of the preferred Nb content may be 0.012%, and the lower limit of the more preferred Nb content may be 0.014%.
  • the upper limit of the preferred Nb content may be 0.025%, and the upper limit of the more preferred Nb content may be 0.023%.
  • Ti titanium
  • B boron
  • the Ti content is preferably limited to 0.01 to 0.03% and the B content to 0.001 to 0.003%.
  • Phosphorus (P) 0.04% or less
  • Phosphorus (P) exists as an impurity in steel and it is advantageous to control its content as low as possible, but it is also intentionally added to increase the strength of the steel. However, if the P is excessively added, the toughness of the steel material is deteriorated, so in the present invention, it is preferable to limit the upper limit to 0.04% in order to prevent this.
  • sulfur (S) exists as an impurity in steel, and it is advantageous to control its content as low as possible.
  • S deteriorates the ductility and impact characteristics of the steel material, it is preferable to limit the upper limit thereof to 0.01% or less.
  • nitrogen (N) is added to steel as an impurity, and its upper limit is limited to 0.01% or less.
  • Liquid metal embrittlement (LME) of plated steel is caused by the penetration of liquid zinc into the austenite grain boundary while tensile stress is formed at the austenite grain interface of the steel plate while the plated zinc becomes liquid during spot welding. . Since this LME phenomenon is particularly severe in the steel sheet to which Si and Al are added, in the present invention, the addition amount of Si and Al is controlled through the above equation (1). In addition, when the C content is high, the A3 temperature of the steel material is lowered, so that the austenite region vulnerable to LME is expanded, and the toughness of the material is weakened. Thus, the amount of addition was limited through Equation (1).
  • Equation (1) When the value of Equation (1) exceeds 0.35%, the LME resistance is deteriorated during spot welding as described above, and thus LME cracks exist after the spot welding, thereby impairing fatigue characteristics and structural safety.
  • the high-strength steel sheet according to an aspect of the present invention further comprises at least one of Cu: 0.1% by weight or less, Ni: 0.1% by weight or less, Mo: 0.3% by weight or less, and V: 0.03% by weight or less, in addition to the alloy components described above.
  • Copper (Cu), nickel (Ni) and molybdenum (Mo) are elements that increase the strength of steel, and are included as optional components in the present invention, and the upper limit of addition of each element is limited to 0.1%, 0.1%, and 0.3%, respectively. These elements are elements that increase the strength and hardenability of steel, but if they are added in an excessive amount, they may exceed the target strength class and are expensive elements, so it is economical to limit the upper limit of addition to 0.1% or 0.3%. desirable.
  • Cu, Ni, and Mo act as solid solution strengthening elements, when added in less than 0.03%, the solid solution strengthening effect may be insignificant, and when added, the lower limit thereof may be limited to 0.03% or more.
  • Vanadium (V) is an element that increases the yield strength of steel through precipitation hardening, and in the present invention, it may be selectively added to increase the yield strength. However, if the content is excessive, the elongation may be too low and brittleness of the steel may be caused, so the upper limit of V is limited to 0.03% or less in the present invention. On the other hand, in the case of V, since it causes precipitation hardening, even a small amount of addition is effective, but when it is added in less than 0.005%, the effect may be insignificant. When added, the lower limit can be limited to 0.005% or more.
  • the remainder may contain Fe and unavoidable impurities.
  • Unavoidable impurities may be unintentionally incorporated in a conventional steel manufacturing process, and cannot be completely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning.
  • the present invention does not entirely exclude addition of a composition other than the aforementioned steel composition.
  • the high-strength steel sheet according to an aspect of the present invention that satisfies the above-described steel composition has a microstructure, in an area fraction, containing more than 50% and 70% of tempered martensite, and remaining residual austenite, fresh martensite, It may include ferrite and bainite.
  • the remaining phases other than the tempered martensite, by area fraction contain more than 1% and 4% or less of residual austenite, more than 10% and 20% or less of the fresh martensite, and more than 0% and 5% or less of the ferrite.
  • the pour can be made of bainite.
  • the cementite phase as a second phase may be deposited between the bainite laths, or at the lath or grain boundary of the tempered martensite phase in an area fraction of 1% or more and 3% or less.
  • the tempered martensite phase Since the tempered martensite phase has a fine internal structure, it is a steel structure that is advantageous for securing the hole expandability of steel materials. If the fraction of tempered martensite is less than 50%, it is difficult to obtain the target hole expandability, and if the amount of tempered martensite is insufficient, the amount of phase transformation before the final cooling step becomes insufficient, and finally, excessive fresh martensite is formed and steel materials. It hurts the elongation and expandability of the hole together. On the other hand, when the tempered martensite exceeds 70% by area, the yield ratio and yield strength of the steel material exceed the upper limit of the present invention, making it difficult to form the steel, and problems such as springback after molding may occur.
  • the remaining tissues other than the tempered martensite may be made of retained austenite, fresh martensite, ferrite, and bainite.
  • the upper limit of Si and Al is limited by Equation (1), but since Si and Al are added to some extent, residual austenite may exist at a level of more than 1 area% and 4 area% or less. . However, a high fraction of retained austenite is not distributed as in typical TRIP steel with very high Si and Al content.
  • a fresh martensite structure in order to obtain a low yield ratio, may be introduced at a level of more than 10 area% and less than 20 area%. If the austenite phase fraction is high after the secondary cooling and reheating is completed, the carbon content in the austenite is low and stability is insufficient, and in the subsequent cooling process, a part of the austenite is transformed into fresh martensite, resulting in a lower yield ratio.
  • the ferrite structure in the present invention is poor in hole expandability, but may exist at a level of more than 0 area% and 5 area% or less in the manufacturing process.
  • the microstructure of the present invention may be composed of bainite.
  • some cementite precipitates and grows in the microstructure by limiting the content of Si and Al that stabilizes austenite by inhibiting cementite growth according to the conditions of Equation (1). Is done. This cementite precipitates at the martensite lath or grain boundary when martensite formed by secondary cooling is reheated, or when bainite transformation occurs during reheating after secondary cooling, carbon between the bainitic ferrite laths is concentrated. Formed in the part
  • cementite at a level of 1% or more is precipitated in terms of area fraction, but nonetheless, due to the presence of some Si and Al Since knight remains and carbon is distributed in the retained austenite, the amount of cementite precipitated may be less than 3% by area.
  • the difference between the 25%-th hardness value and the 75%-th hardness value may be distributed in a range between 100 and 150.
  • the method of obtaining the difference in the hardness value is not specifically limited, but as a non-limiting example, after measuring the microhardness 100 times or more with a load of 100 g or less of the maximum load on the microstructure, the measured hardness value is in the order of hardness. It can be calculated by listing the difference between the 75% and 25% hardness values. If the difference in hardness value is less than 100, a higher hole expandability can be expected, but the yield strength can be increased to exceed 980 MPa. On the other hand, when the difference in the hardness value is greater than 150, the yield strength is lower than the desired level in the present invention, and it is difficult to expect a high hole expandability.
  • the high-strength steel sheet of the present invention can exhibit high hole expandability of 25% or more even at a tensile strength of 1180 MPa or more, a yield strength of 740 MPa to 980 MPa, and a low yield ratio of 0.65 to 0.85.
  • the low yield ratio of the high-strength steel sheet according to the present invention is due to the introduction of fresh martensite, and the present inventors believe that the hole expandability is 25 even in the presence of fresh martensite under the alloy composition and structure control conditions according to the present invention. It was confirmed that it can be obtained in% or more.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention limits the content of Si and Al, the TRIP effect is weak and exhibits an elongation of 7% or more and 14% or less.
  • the high-strength steel sheet according to the present invention may be a cold rolled steel sheet.
  • a hot-dip galvanizing layer may be formed on at least one surface of the high-strength steel sheet according to the present invention by a hot-dip galvanizing method.
  • the configuration of the hot-dip galvanized layer is not particularly limited, and any hot-dip galvanized layer commonly applied in the art can be preferably applied to the present invention.
  • the hot-dip galvanizing layer may be an alloyed hot-dip galvanizing layer alloyed with some alloy components of a steel sheet.
  • High-strength steel sheet prepares a steel slab that satisfies the above-described steel composition and equation (1)-slab reheating-hot rolling-winding-cold rolling-continuous annealing-primary and secondary cooling -It can be manufactured by going through the reheating process, and the details are as follows.
  • a slab having the above-described alloy composition and satisfying Equation (1) is prepared, and the slab is reheated to a temperature of 1150°C to 1250°C.
  • the slab temperature is less than 1150°C, the next step, hot rolling, becomes impossible, whereas if the slab temperature exceeds 1250°C, a lot of energy is unnecessary to increase the slab temperature. Therefore, the heating temperature is preferably limited to a temperature of 1150 ⁇ 1250 °C.
  • the reheated slab is hot-rolled to a thickness suitable for a desired purpose under the condition that the finish rolling temperature (FDT) is 900 to 980°C.
  • the finish rolling temperature (FDT) is less than 900°C, the rolling load is large and shape defects increase, resulting in poor productivity.
  • the finish rolling temperature exceeds 980°C, the surface quality deteriorates due to an increase in oxides due to excessive high-temperature operation. Therefore, it is preferable to perform hot rolling under the condition that the finish rolling temperature is 900 to 980°C.
  • the cold reduction ratio is less than 30%, it is difficult to secure a target thickness accuracy and it is difficult to correct the shape of the steel sheet.
  • the cold-rolling reduction ratio exceeds 60%, the possibility of cracks occurring in the edge of the steel sheet increases, and the cold-rolling load is excessively large. Therefore, it is preferable to limit the cold rolling reduction rate in the cold rolling step to 30 to 60%.
  • the cold-rolled steel sheet is subjected to continuous annealing in the temperature range of (Ac3+30°C ⁇ Ac3+80°C) (hereinafter also referred to as'SS' or'continuous annealing temperature').
  • the continuous annealing step is to form austenite close to 100% by heating up to a single phase of austenite and use it for subsequent phase transformation. If the continuous annealing temperature is less than Ac3+30°C, sufficient austenite transformation is not performed, so that the desired martensite and bainite fractions cannot be secured after annealing.
  • productivity may decrease and coarse austenite may be formed, resulting in deterioration of the material, and oxides may grow during annealing, making it difficult to secure the surface quality of the plated material.
  • continuous annealing can be performed in the temperature range of 830 to 880°C.
  • the continuous annealing may be carried out in a continuous alloying hot dip plating furnace.
  • Continuously annealed steel sheet is first cooled at an average cooling rate of 10°C/s or less to a primary cooling end temperature of 560 ⁇ 700°C (hereinafter, also referred to as'SCS'), and a secondary cooling end temperature of 280 ⁇ 380°C (Hereinafter, also referred to as'RCS') by secondary cooling at an average cooling rate of 10°C/s or more, martensite is introduced into the microstructure of the steel sheet.
  • the primary cooling end temperature may be defined as a time point at which rapid cooling is started by additionally applying a quenching facility not applied in the primary cooling.
  • the primary cooling is slow cooling at an average cooling rate of 10°C/s or less, and the cooling end temperature may range from 560 to 700°C. If the primary cooling end temperature is lower than 560°C, the ferrite phase is excessively precipitated and the final hole expandability is deteriorated. On the other hand, if it exceeds 700°C, the secondary cooling is excessively loaded and the speed of delivery of the continuous annealing line has to be slowed. It can fall.
  • a quenching facility that is not applied in the primary cooling may be additionally applied, and a hydrogen quenching facility using H 2 gas may be used as a preferred embodiment, but is not limited thereto.
  • the cooling end temperature of the secondary cooling it is important to control the cooling end temperature of the secondary cooling to 280 to 380°C, where an appropriate initial martensite fraction can be obtained. If it is lower than 280°C, the initial martensite fraction transformed during the secondary cooling is too high, so that in the subsequent process. There is no space to obtain necessary various phase transformations, and the shape and workability of the steel sheet deteriorate. On the other hand, when the secondary cooling end temperature exceeds 380° C., the initial martensite fraction is low, so it may be difficult to obtain high hole expandability.
  • the cooled steel sheet is reheated again to a temperature range of 380 to 480°C (hereinafter, also referred to as'annealing material heating temperature' or'RHS') at a heating rate of 5°C/s or less to temper the martensite obtained in the previous step, Induction of bainite transformation and concentration of carbon in untransformed austenite adjacent to bainite.
  • a temperature range of 380 to 480°C hereinafter, also referred to as'annealing material heating temperature' or'RHS'
  • hot-dip galvanizing treatment may be performed on the reheated steel sheet at a temperature in the range of 480 to 540°C to form a hot-dip galvanizing layer on at least one surface of the steel sheet.
  • it may be cooled to room temperature after hot-dip galvanizing treatment and then alloying heat treatment to obtain an alloyed hot-dip galvanized layer as needed.
  • the process of performing temper rolling of less than 1% after cooling to room temperature to correct the shape of the steel sheet and adjust the yield strength may be further included.

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Abstract

본 발명은 C, Si, Mn, Cr, Al, Nb, Ti, B, P, S, N, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 성분계로 이루어지고, 상기 C, Si 및 Al의 함량은 하기 수학식 (1) 을 만족하고, 미세조직이 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 50% 초과 70% 이하로 포함하고, 나머지 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함하며, 상기 베이나이트 래스(lath) 사이, 또는 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 래스 혹은 결정립 경계에 제2 상으로서 세멘타이트 상이, 면적분율로 1% 이상 3% 이하로 석출하여 분포하는 고강도 강판 및 그 제조방법을 제공한다. [수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.% (여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)

Description

고강도 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 구멍확장성이 높은 고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 경량화를 위해 높은 강도를 갖는 강판 제조기술 확보가 추진되고 있다. 그 중에서도 고강도와 성형성을 겸비한 강판의 경우 생산성을 높일 수 있어 경제성 측면에서 뛰어나고 최종 부품의 안전성 측면에서도 보다 유리하다. 특히 인장강도(TS)가 높은 강판은 파단이 발생하기까지의 지탱 하중이 높기 때문에 1180MPa 급 이상의 인장강도가 높은 강재에 대한 요구가 높아지고 있다. 종래 기존 강재의 강도를 향상시키려는 시도가 많이 이루어졌으나, 단순히 강도를 향상시키는 경우 연성과 구멍확장성(HER, Hole expansion ratio)이 저하되는 단점이 발견되었다.
한편 상기 단점들을 극복한 종래 기술로서 Si 이나 Al을 다량 첨가하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강판을 들 수 있다. 하지만 TRIP 강판에서는 TS 1180MPa 급에서 14% 이상의 연신율을 얻을 수 있지만, Si 및 Al 의 다량 첨가로 인해 LME(Liquid Metal Embrittlement) 저항성이 열위해져 용접성이 나빠지기 때문에 자동차 구조용 소재로서의 실용화가 제한적인 문제가 있다.
또한 동일한 인장강도 등급에서 용도와 목적에 따라 다양한 항복비를 추구하게 되는데, 낮은 항복비의 강판의 경우 구멍확장성이 높은 강재를 만드는 것이 용이하지 않다. 왜냐하면 통상 항복비를 낮추기 위해 마르텐사이트 또는 페라이트상을 제2상으로 도입하는 것이 필요한데, 이러한 조직학적 특성은 구멍확장성을 해치는 요인이 되기 때문이다.
특허문헌 1 에는 항복비, 강도, 구멍확장성, 내지연 파괴 특성을 겸비하고, 17.5% 이상의 높은 연신율을 가지는 고강도 냉연 강판이 개시되어 있다. 그러나 특허문헌 1 에서는 높은 Si 첨가로 인해 LME가 발생하여 용접성이 열위한 단점이 있다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 특허공개공보 제2017-7015003호
본 발명은 상술한 종래기술의 한계를 해결하기 위한 것으로, 고강도 및 저항복비를 가지면서도 가공에 적절한 연신율, 높은 구멍확장성 및 양호한 용접성을 가지는 고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하는 것에 그 목적이 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.12% 이상 0.17% 미만, 규소(Si): 0.3~0.8%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.1%, 알루미늄(Al): 0.01~0.3%, 나이오비움(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.001~0.003%, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
상기 탄소(C), 규소(Si) 및 알루미늄(Al)의 함량은 하기 수학식 (1)을 만족하고,
미세조직이 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 50% 초과 70% 이하로 포함하고, 나머지 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함하며,
상기 베이나이트 래스(lath) 사이, 또는 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 래스 혹은 결정립 경계에 제2 상으로서 세멘타이트 상이, 면적분율로 1% 이상 3% 이하로 석출하여 분포하는 고강도 강판이다.
[수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
(여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
상기 잔류 오스테나이트를 1% 초과 4% 이하, 상기 프레시 마르텐사이트를 10% 초과 20% 이하, 상기 페라이트를 0% 초과 5% 이하로 포함하며, 잔부는 베이나이트일 수 있다.
미소 비커스 경도 시험을 실시하였을 때 25%번째 경도값과 75%번째 경도값의 차이가 100~150 사이의 범위로 분포할 수 있다.
상기 강판은, 중량%로, 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 바나듐(V): 0.03% 이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
1180㎫ 이상의 인장강도, 740㎫~980㎫의 항복강도, 0.65~0.85의 항복비, 25% 이상의 구멍확장성(HER), 7~14%의 연신율을 가질 수 있다.
상기 강판은 냉연강판일 수 있다.
상기 강판의 적어도 일 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있을 수 있다.
상기 강판의 적어도 일 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있을 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, 탄소(C): 0.12% 이상 0.17% 미만, 규소(Si): 0.3~0.8%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.1%, 알루미늄(Al): 0.01~0.3%, 나이오비움(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.001~0.003%, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C), 규소(Si) 및 알루미늄(Al)의 함량이 하기 수학식 (1)을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
상기 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위까지 가열하는 단계;
재가열된 상기 슬라브를 900~980℃의 마무리 압연 온도(FDT) 범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
상기 마무리 열간 압연 후 10~100℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;
500~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
30~60% 의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 (Ac3+30℃~Ac3+80℃)의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계;
연속 소둔된 강판을 560~700℃의 온도범위까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 280~380℃의 온도범위까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
냉각된 강판을 380~480℃의 온도범위까지 5℃/s 이하의 승온속도로 재가열하는 단계; 를 포함하는 고강도 강판의 제조방법이다.
[수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
(여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
상기 슬라브는, 중량%로, 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 바나듐(V): 0.03% 이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 재가열하는 단계 이후, 480~540℃의 온도범위에서 용융아연도금 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 용융아연도금 처리하는 단계 이후, 합금화 열처리를 실시한 후에 상온까지 냉각을 실시할 수 있다.
상온까지 냉각한 후, 1% 미만의 조질 압연을 실시할 수 있다.
본 발명에 의하면 1180MPa 이상의 높은 인장강도, 740MPa 내지 980MPa의 항복강도, 0.65 내지 0.85의 낮은 항복비를 가지면서도, 25% 이상의 높은 구멍확장성, 7% 내지 14%의 연신율을 나타내는 고강도 강판을 제공할 수 있다.
또한 본 발명의 고강도 강판을 이용하여 제조한 아연도금강판은 아연 도금 후 LME(Liquid Metal Embrittlement) 저항성이 뛰어나 우수한 용접성을 나타내는 효과가 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
여기서 사용되는 전문용어는 단지 특정 실시예를 언급하기 위한 것이며, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 여기서 사용되는 단수 형태들은 문구들이 이와 명백히 반대의 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소 및/또는 성분을 구체화하며, 다른 특정 특성, 영역, 정수, 단계, 동작, 요소, 성분 및/또는 군의 존재나 부가를 제외시키는 것은 아니다.
다르게 정의하지는 않았지만, 여기에 사용되는 기술용어 및 과학용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 보통 사용되는 사전에 정의된 용어들은 관련기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지는 것으로 추가 해석되고, 정의되지 않는 한 이상적이거나 매우 공식적인 의미로 해석되지 않는다.
이하 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판에 대하여 자세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소를 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.
먼저 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판의 성분계에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판은 중량%로, C: 0.12% 이상 0.17% 미만, Si: 0.3~0.8%, Mn: 2.5~3.0%, Cr: 0.4~1.1%, Al: 0.01~0.3%, Nb: 0.01~0.03%, Ti: 0.01~0.03%, B: 0.001~0.003%, P: 0.04% 이하, S: 0.01% 이하, N: 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al 의 함량은 하기 수학식 (1)을 만족할 수 있다.
[수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
(여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
탄소(C): 0.12% 이상 0.17% 미만
탄소(C)는 고용강화 및 석출강화를 통해 강재의 강도를 지탱하는 기본적인 원소이다. C의 양이 0.12% 미만이면 50% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 분율을 확보하기 어려우며, 인장강도(TS) 1180MPa급에 상당하는 강도를 얻기가 어렵다. 반면 C의 양이 0.17% 이상인 경우 높은 LME 저항성을 가지기가 어려워 점용접성 조건이 가혹한 경우에는 용접 과정에서 용융된 Zn 침투로 인한 균열이 발생하게 된다. 또한 탄소 함량이 높은 경우 아크 용접성 및 레이저 용접성이 나빠지고 저온취성에 따른 용접부 균열이 발생할 위험성이 커지며, 목표하는 구멍확장성 값도 얻기 어려워진다. 따라서 본 발명에서 C의 함량은 0.12% 이상 0.17% 미만으로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 C 함량의 하한은 0.122%일 수 있으며, 보다 바람직한 C 함량의 하한은 0.125%일 수 있다. 바람직한 C 함량의 상한은 0.168%일 수 있으며, 보다 바람직한 C 함량의 상한은 0.165%일 수 있다.
규소(Si): 0.3~0.8%
규소(Si)는 베이나이트 영역에서 세멘타이트의 석출을 저해함으로써 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity) 강의 핵심 원소이다. Si가 0.3% 미만이 되면 잔류 오스테나이트가 거의 남지 않게 되어 연신율이 너무 낮아지게 되며, 반면 Si가 0.8%를 초과하는 경우 LME 균열의 형성에 따른 용접부 물성 악화를 막을 수 없게 되고, 강재의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 된다. 따라서 본 발명에서 Si의 함량은 0.3~0.8%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Si 함량의 하한은 0.35%일 수 있으며, 보다 바람직한 Si 함량의 하한은 0.4%일 수 있다. 바람직한 Si 함량의 상한은 0.78%일 수 있으며, 보다 바람직한 Si 함량의 상한은 0.75%일 수 있다.
망간(Mn): 2.5~3.0%
본 발명에서 망간(Mn)의 함량은 2.5~3.0% 일 수 있다. Mn 의 함량이 2.5% 미만일 경우 강도를 확보하기 어려워지며, 반면에 그 함량이 3.0%를 초과하는 경우 베이나이트 변태속도가 느려져 지나치게 많은 프레시 마르텐사이트가 형성되어 높은 구멍확장성을 얻기 어려워진다. 또한 Mn의 함량이 높으면 마르텐사이트 형성 시작온도가 낮아지고 소둔 수냉 단계에서 초기 마르텐사이트 상을 얻기 위해 필요한 냉각 종료온도가 너무 낮아지게 된다. 따라서 본 발명에서 Mn의 함량은 2.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Mn 함량의 하한은 2.55%일 수 있으며, 보다 바람직한 Mn 함량의 하한은 2.6%일 수 있다. 바람직한 Mn 함량의 상한은 2.95%일 수 있으며, 보다 바람직한 Mn 함량의 상한은 2.9%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.4~1.1%
본 발명에서 크롬(Cr)의 함량은 0.4~1.1% 일 수 있다. Cr 의 양이 0.4% 미만이면 목표하는 인장강도를 얻기 어렵게 되며, 상한인 1.1%를 초과하면 베이나이트의 변태 속도가 느려져 높은 구멍확장성을 얻기가 어려워진다. 따라서 본 발명에서 Cr 의 함량은 0.4~1.1%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Cr 함량의 하한은 0.5%일 수 있으며, 보다 바람직한 Cr 함량의 하한은 0.6%일 수 있다. 바람직한 Cr 함량의 상한은 1.05%일 수 있으며, 보다 바람직한 Cr 함량의 상한은 1.0%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.3%
본 발명에서 알루미늄(Al)의 함량은 0.01~0.3% 일 수 있다. Al의 양이 0.01% 미만이면 강재의 탈산이 충분히 이루어지지 않고 청정성을 해치게 된다. 반면 Al 이 0.3%를 초과하여 첨가될 경우 강재의 주조성을 해치게 된다. 따라서 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Al 함량의 하한은 0.015%일 수 있으며, 보다 바람직한 Al 함량의 하한은 0.02%일 수 있다. 바람직한 Al 함량의 상한은 0.28%일 수 있으며, 보다 바람직한 Al 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
나이오비움(Nb): 0.01~0.03%
본 발명에서는 결정립 미세화 및 석출물 형성을 통해 강재의 강도와 구멍확장성을 높이기 위해 0.01~0.03%의 나이오비움(Nb)을 첨가할 수 있다. Nb 함량이 0.01% 미만인 경우 조직 미세화 효과가 소실되고 석출강화량도 부족하게 되며, 반면에 Nb 이 0.03% 초과로 함유되면 강재의 주조성이 나빠진다. 따라서 본 발명에서 Nb 의 함량은 0.01~0.03%로 제한하는 것이 바람직하다. 바람직한 Nb 함량의 하한은 0.012%일 수 있으며, 보다 바람직한 Nb 함량의 하한은 0.014%일 수 있다. 바람직한 Nb 함량의 상한은 0.025%일 수 있으며, 보다 바람직한 Nb 함량의 상한은 0.023%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.001~0.003%
본 발명에서는 강재의 경화능을 높이기 위해 0.01~0.03%의 티타늄(Ti)과 0.001~0.003%의 보론(B)을 첨가할 수 있다. Ti 함량이 0.01% 미만인 경우 B가 N과 결합하게 되어 B의 경화능 강화 효과가 소실되고, Ti가 0.03% 초과로 함유되면 강재의 주조성이 나빠진다. 한편 B 함량이 0.001% 미만인 경우 유효한 경화능 강화 효과를 얻을 수 없으며, 0.003%을 초과하여 함유되면 보론 탄화물이 형성될 수 있어 오히려 경화능을 해치게 될 수 있다. 따라서 본 발명에서 Ti 함량은 0.01~0.03%, B 함량은 0.001~0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
인(P): 0.04% 이하
인(P)은 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하지만, 강재의 강도를 높이기 위해 고의적으로 첨가하기도 한다. 하지만 상기 P 가 과다하게 첨가될 경우 강재의 인성이 악화되므로, 본 발명에서는 이를 방지하기 위해 그 상한을 0.04%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 상기 P 와 마찬가지로 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 또한 S 는 강재의 연성과 충격특성을 나쁘게 하기 때문에 그 상한을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0.01% 이하
본 발명에서 질소(N)는 불순물로서 강재에 첨가되며, 그 상한은 0.01% 이하로 제한한다.
상술한 C, Si 및 Al 의 함량과 더불어, C, Si 및 Al 은 상기 수학식 (1)을 만족할 수 있다.
[수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
(여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
도금강판의 액상금속취화(LME, Liquid Metal Embrittlement)는 점용접 중에 도금한 아연이 액상이 된 상태에서 강판의 오스테나이트 결정립 계면에 인장응력이 형성되면서 액상 아연이 오스테나이트 결정립 경계로 침투하여 발생한다. 이러한 LME 현상은 특히 Si 및 Al 이 첨가된 강판에서 심하게 나타나기 때문에 본 발명에서는 상기 수학식 (1)을 통해 Si 과 Al의 첨가량을 제어한다. 또한 C 함량이 높으면 강재의 A3 온도가 낮아져 LME에 취약한 오스테나이트 영역이 확대되고 소재의 인성이 취약해지는 효과가 있어 상기 수학식 (1)을 통해 그 첨가량을 제한하였다.
상기 수학식 (1) 값이 0.35%를 초과하게 되면 전술한 바와 같이 점용접시 LME 저항성이 열위해지기 때문에 점용접부 후 LME 크랙이 존재하여 피로특성과 구조적 안전성을 해치게 된다. 한편 상기 수학식 (1) 값이 작을수록 점용접성 및 LME 저항성이 개선되므로 그 하한을 별도로 설정하지 않을 수 있으나, 그 값이 0.20 미만이면 점용접성 및 LME 저항성은 개선되지만 우수한 구멍확장성과 함께 1180MPa급의 높은 인장강도를 얻기 어려워지기 때문에, 경우에 따라서는 그 하한을 0.20%로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판은 상술한 합금성분 이외에 추가로 Cu: 0.1중량% 이하, Ni: 0.1중량% 이하, Mo: 0.3중량% 이하, 및 V: 0.03중량% 이하 중 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하
구리(Cu), 니켈(Ni) 및 몰리브덴(Mo)은 강재의 강도를 높이는 원소로서 본 발명에서는 선택성분으로 포함하며, 각 원소의 첨가 상한을 각각 0.1%, 0.1%, 0.3%로 제한한다. 이들 원소는 강재의 강도와 경화능을 높이는 원소이나 지나치게 많은 양을 첨가할 경우 목표하는 강도 등급을 초과할 수 있고 고가의 원소이기 때문에 경제적인 측면에서 첨가 상한을 0.1% 또는 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Cu, Ni 및 Mo 는 고용강화원소로서 작용하기 때문에 0.03% 미만으로 첨가하는 경우 고용강화 효과가 미미할 수 있으므로, 첨가할 경우 그 하한을 0.03% 이상으로 제한할 수 있다.
바나듐(V): 0.03% 이하
바나듐(V)은 석출경화를 통해 강재의 항복강도를 높이는 원소로서, 본 발명에서는 항복강도를 높이기 위해 선택적으로 첨가될 수 있다. 다만 그 함량이 과다한 경우 연신율을 너무 낮게 할 수 있고 강재의 취성을 유발할 수 있기 때문에, 본 발명에서는 V의 상한을 0.03% 이하로 제한한다. 한편, V의 경우 석출경화를 일으키기 때문에 소량 첨가로도 효과가 있지만, 0.005% 미만으로 첨가하는 경우에는 그 효과가 미미할 수 있기 때문에, 첨가할 경우 그 하한을 0.005% 이상으로 제한할 수 있다.
본 발명은, 상술한 강 조성 이외에 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
한편, 상술한 강 조성을 만족하는 본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판은 미세조직이, 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 50% 초과 70% 이하로 포함하고, 나머지 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트 외 나머지 상은, 면적분율로, 잔류 오스테나이트를 1% 초과 4% 이하, 상기 프레시 마르텐사이트를 10% 초과 20% 이하, 상기 페라이트를 0% 초과 5% 이하로 포함하며, 잔부는 베이나이트로 이루어질 수 있다. 또한 상기 베이나이트 래스(lath) 사이, 또는 템퍼드 마르텐사이트 상의 래스 혹은 결정립 경계에 제2 상으로서 세멘타이트 상이, 면적분율로 1% 이상 3% 이하로 석출하여 분포할 수 있다.
템퍼드 마르텐사이트 상은 미세한 내부구조를 가지기 때문에 강재의 구멍확장성 확보에 유리한 철강 조직이다. 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 50% 미만인 경우 목표로 하는 구멍확장성을 얻기 어려우며, 템퍼드 마르텐사이트의 양이 부족하면 최종 냉각 단계 이전의 상 변태량이 부족해져 최종적으로 프레시 마르텐사이트가 과다하게 형성되어 강재의 연신율과 구멍확장성을 함께 해치게 된다. 한편 템퍼드 마르텐사이트가 70면적%를 초과하게 되면 강재의 항복비와 항복강도가 본 발명의 상한을 넘게 되며, 강재의 성형이 어려워지고 성형 후 스프링백과 같은 문제가 발생할 수 있다.
한편 상기 템퍼드 마르텐사이트 외 나머지 조직은 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트로 이루어질 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 강판에서는 수학식 (1)로 Si 및 Al의 상한을 제한하지만, Si 및 Al이 어느 정도는 첨가되기 때문에 잔류 오스테나이트가 1면적% 초과 4면적% 이하의 수준으로 존재할 수 있다. 다만 Si 및 Al 함량이 매우 높은 전형적인 TRIP 강에서처럼 높은 분율의 잔류 오스테나이트가 분포하지는 않는다.
본 발명에서는 낮은 항복비를 얻기 위해 프레시 마르텐사이트(Fresh Martensite) 조직이 10면적% 초과 20면적% 이하의 수준으로 도입될 수 있다. 2 차 냉각 및 재가열을 마친 상태에서 오스테나이트 상분율이 높을 경우 오스테나이트 내의 탄소 함량이 낮아 안정성이 부족하며, 이후의 냉각 과정에서 일부가 프레시 마르텐사이트로 변태하고, 이로 인해 항복비가 낮아지게 된다.
또한 본 발명에서 페라이트 조직은 구멍확장성에 나쁘지만 제조 과정에서 0면적% 초과 5면적% 이하의 수준으로 존재할 수 있다. 그 외 본 발명의 미세조직은 베이나이트로 구성될 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판에서는 세멘타이트 성장을 억제하여 오스테나이트를 안정화시키는 Si 및 Al 의 함량을 상기 수학식 (1)의 조건에 따라 제한함에 의해 미세조직 내에 일부 세멘타이트가 석출, 성장하게 된다. 이 세멘타이트는 2차 냉각으로 형성된 마르텐사이트가 재가열될 때 마르텐사이트 래스(lath) 또는 결정립 경계에서 석출하거나, 2차 냉각 후 재가열 중에 베이나이트 변태가 발생할 때 베이나이틱 페라이트 래스 사이의 탄소가 농화된 부분에서 형성된다.
본 발명에 따른 고강도 강판에서는 수학식 (1)로 Si 과 Al 의 상한을 제한하는 것에 의해 면적분율로 1% 이상 수준의 세멘타이트가 석출하게 되지만, 그럼에도 불구하고 일부 Si 과 Al 의 존재로 인해 오스테나이트가 잔류하게 되고 잔류 오스테나이트 내부에 탄소가 분포하기 때문에 세멘타이트 석출량은 3면적% 보다는 작을 수 있다.
한편 최대하중 100g 이하의 미소비커스 경도 시험에서 25%번째 경도값과 75%번째 경도값의 차이가 100~150 사이의 범위로 분포할 수 있다. 상기 경도값의 차이를 구하는 방법에 대해서는 구체적으로 한정하지 않으나, 비제한적인 일례로서 미세조직에 대해 최대하중 100g 이하의 하중으로 100회 이상 미소경도를 측정한 후 측정된 경도값을 경도 크기 순으로 나열하고 그 75%번째와 25%번째에 해당하는 경도값의 차이를 구하여 계산할 수 있다. 만약 경도값의 차이가 100보다 작게 되면 보다 높은 구멍확장성을 기대할 수 있지만 항복강도가 높아져 980MPa을 넘을 수 있다. 반면에 경도값이 차이가 150보다 크게 되면 항복강도는 본 발명에서 목적하는 수준보다 낮아지고 높은 구멍확장성도 기대하기 어렵게 된다.
이상의 성분조성과 미세조직을 가짐에 의해 본 발명의 고강도 강판은 1180MPa 이상의 인장강도, 740MPa 내지 980MPa의 항복강도 및 0.65 내지 0.85 의 낮은 항복비에서도 25% 이상의 높은 구멍확장성을 나타낼 수 있다.
앞서 설명한 바와 같이 본 발명에 따른 고강도 강판의 항복비가 낮은 것은 프레시 마르텐사이트의 도입에 의한 것인데, 본 발명자들은 본 발명에 따른 합금성분 및 조직제어 조건에서는 프레시 마르텐사이트가 존재하여도 구멍확장성이 25% 이상으로 얻어질 수 있음을 확인하였다.
또한 본 발명에 따른 고강도 강판은 Si과 Al의 함량을 제한하기 때문에 TRIP 효과가 약하여 7% 이상 14% 이하의 연신율을 나타낸다.
본 발명에 따른 고강도 강판은 냉연강판일 수 있다.
본 발명에 따른 고강도 강판의 적어도 일 표면에는 용융아연도금법에 의한 용융아연도금층이 형성되어 있을 수 있다. 본 발명에서 상기 용융아연도금층의 구성에 대해 특별히 제한하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 적용되는 용융아연도금층이면 본 발명에 바람직하게 적용될 수 있다. 또한 상기 용융아연도금층은 강판의 일부 합금성분과 합금화된 합금화 용융아연도금층일 수 있다.
다음으로 본 발명의 다른 일 측면에 따른 고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판은, 상술한 강 성분조성 및 수학식 (1)을 만족하는 강 슬라브를 준비 - 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 1차 및 2차 냉각 - 재가열 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 상세한 내용은 아래와 같다.
먼저 상술한 합금조성을 가지며, 수학식 (1)을 만족하는 슬라브를 준비하고, 상기 슬라브를 1150℃ 내지 1250℃의 온도까지 재가열한다. 이때 슬라브 온도가 1150℃ 미만이면 다음 단계인 열간압연 수행이 불가능해지며, 반면 1250℃를 초과하는 경우 슬라브 온도를 높이기 위해 많은 에너지가 불필요하게 소요된다. 따라서 상기 가열온도는 1150~1250℃의 온도로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 재가열된 슬라브를 마무리 압연 온도(FDT)가 900~980℃가 되는 조건에서 소기의 목적에 맞는 두께까지 열간압연한다. 상기 마무리 압연 온도(FDT)가 900℃ 미만이면 압연 부하가 크고 형상 불량이 증가하여 생산성이 나빠지게 된다. 반면 상기 마무리 압연 온도가 980℃를 초과하면 지나친 고온 작업에 따른 산화물 증가로 인해 표면 품질이 나빠지게 된다. 따라서 상기 마무리 압연 온도가 900~980℃인 조건에서 열간압연하는 것이 바람직하다.
열간압연 후에 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 권취온도까지 냉각하고, 500~700℃의 온도 영역에서 권취를 실시한다. 그리고 권취 후 30~60%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다.
상기 냉간압하율이 30% 미만이면 목표로 하는 두께 정밀도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상 교정이 어려워진다. 반면에 냉간압하율이 60%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높아지게 되고, 냉간압연 부하가 지나치게 커지는 문제점이 발생한다. 따라서 냉간압연 단계에서의 냉간압하율을 30~60%로 제한하는 것이 바람직하다.
냉간압연된 강판을 (Ac3+30℃~Ac3+80℃)의 온도범위(이하, 'SS' 또는 '연속소둔온도'라고도 한다)에서 연속 소둔을 실시한다. 연속 소둔 단계는 오스테나이트 단상역까지 가열하여 100%에 가까운 오스테나이트를 형성하여 이후 상변태에 이용하기 위함이다. 만일 상기 연속 소둔 온도가 Ac3+30℃ 미만이면 충분한 오스테나이트 변태가 이루어지지 않아 소둔 후 목적하는 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 확보할 수 없다. 반면 상기 연속 소둔 온도가 Ac3+80℃를 초과하면 생산성이 저하되고 조대한 오스테나이트가 형성되어 재질이 열화될 수 있으며, 또한 소둔 중에 산화물이 성장하여 도금재의 표면품질을 확보하기 어렵다.
실제 제조 시 제조 중인 강판의 Ac3 온도를 알기 어려운 등의 사정이 있는 경우에는 830~880℃의 온도범위에서 연속소둔을 실시할 수 있다. 또한 상기 연속 소둔은 연속 합금화 용융 도금 연속로에서 실시할 수 있다.
연속소둔된 강판을 560~700℃의 1차 냉각종료온도(이하, 'SCS' 라고도 한다)까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 280~380℃의 2차 냉각종료온도(이하, 'RCS' 라고도 한다)까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하여 강판의 미세조직에 마르텐사이트를 도입한다. 여기서 상기 1차 냉각종료온도는 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉설비가 추가로 적용되어 급냉이 개시되는 시점으로 정의할 수 있다. 냉각 공정을 1차 및 2차 냉각으로 나누어 단계적으로 실행하는 경우 서냉 단계에서 강판의 온도분포를 균일하게 하여 최종적인 온도 및 재질 편차를 감소시킬 수 있으며, 필요한 상 구성을 얻기에도 유리하다.
1차 냉각은 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 서냉하고, 그 냉각 종료온도는 560~700℃의 온도범위일 수 있다. 1차 냉각 종료온도가 560℃보다 낮게 되면 페라이트 상이 과다 석출하여 최종 구멍확장성을 나쁘게 하고, 반면에 700℃를 넘게 되면 2차 냉각에 과도한 부하가 걸려 연속소둔 라인의 통판 속도를 늦춰야 해서 생산성이 하락할 수 있다.
2차 냉각은 상기 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉설비가 추가로 적용될 수 있고, 바람직한 일 구현례로서 H 2 gas를 이용한 수소급냉설비를 이용할 수 있으나 이에 제한되는 것은 아니다.
이때 2차 냉각의 냉각종료온도는 적절한 초기 마르텐사이트 분율이 얻어질 수 있는 280~380℃로 제어하는 것이 중요한데, 280℃보다 낮게 되면 2차 냉각 중 변태되는 초기 마르텐사이트 분율이 지나치게 높아져 후속 공정에서 필요한 다양한 상변태를 얻을 공간이 없어지고 강판의 형상 및 작업성이 나빠지게 된다. 반면, 2차 냉각종료온도가 380℃를 초과하게 되면 초기 마르텐사이트 분율이 낮아 높은 구멍확장성을 얻기 어려울 수 있다.
상기 냉각된 강판을 다시 380~480℃의 온도범위(이하, '소둔재가열온도' 또는 'RHS' 라고도 한다)까지 5℃/s 이하의 승온속도로 재가열하여 이전 단계에서 얻은 마르텐사이트를 템퍼링하고, 베이나이트 변태 유도 및 베이나이트에 인접해 있는 미변태 오스테나이트에 탄소를 농축시킨다.
이때 재가열 온도를 380~480℃로 제어하는 것이 중요하며, 380℃보다 낮거나 480℃를 초과하게 되면 베이나이트의 상변태량이 적어 최종 냉각 과정에서 지나치게 많은 프레시 마르텐사이트가 형성되어 연신율 및 구멍확장성을 크게 해치게 된다.
필요에 따라 재가열된 강판에 대해 480~540℃의 온도범위에서 용융아연도금처리를 실시하여 강판의 적어도 일 표면에 용융아연도금층을 형성할 수 있다.
또한 필요에 따라 합금화된 용융아연도금층을 얻기 위해 용융아연도금 처리 후, 합금화 열처리를 실시한 후에 상온까지 냉각할 수 있다.
또한 이후 강판의 형상을 교정하고 항복강도를 조정하기 위해 상온까지 냉각한 후 1% 미만의 조질압연을 수행하는 공정을 더 포함할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
먼저 하기 표 1 에 기재된 성분계를 만족하는 A 내지 E 의 5 종류의 강판들을 준비하였다. 또한 각 실시예 별로 강판의 두께, FDT(마무리 압연 온도), CT(열연권취온도) 공정 조건과 연속 합금화 용융 도금 소둔 조건인 SS(연속소둔온도), SCS(1차 냉각종료온도), RCS(2차 냉각종료온도), RHS(소둔재가열온도)에 따른 재질 및 상분율 측정 결과를 표 2 및 표 3 에 나타내었다. 하기 표 2 에 별도로 표시하지 않은 마무리 압연 후 냉각속도, 냉간압하율 및 냉각 후 재가열 시 승온속도는 모두 본 발명의 조건을 만족하는 범위 내에서 제어되었다. 또한 각 실시예의 Ac3 온도는 열역학 상용 Software인 Thermocalc를 이용하여 계산하였다.
본 실시예에서 적용된 재질 및 상분율 측정 방법은 다음과 같다.
본 실시예의 인장강도(TS), 항복강도(YS), 그리고 연신율(EL)은 압연 직각방향으로의 인장시험을 통하여 측정하였으며, Gauge Length는 50mm 이고 인장시편의 폭은 25mm인 시험편 규격을 사용하였다.
구멍확장성은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단가공하였다.
각 실시예의 상분율은 주사전자현미경(SEM) 사진으로부터 Point Counting 방법으로 측정하되, 잔류 오스테나이트의 분율은 XRD로 측정하였다. 그리고 하기 표 3 에 기재된 상들 이외에 나머지는 베이나이트이다.
각 실시예의 경도 차이는 각 시편에 대해 1gf 의 하중으로 100회 이상 미소경도를 측정한 후 측정된 경도값을 경도 크기 순으로 나열하고 그 75%번째와 25%번째에 해당하는 경도값의 차이로부터 구하였다. 이러한 경도차 값은 전체 미세 조직 내 상간 경도차를 대표하며, 상간 경도차가 낮을 때 높은 구멍확장성을 얻을 가능성이 높아진다.
강종 합금조성 (중량%) 수학식 1 Ac3온도(℃)
C Si Mn Cr Al Ti B P S Cu Ni Mo Nb V N C+(Si+Al)/5
A 0.103 0.569 2.38 0.87 0.075 0.020 0.0018 0.006 0.001 0.03 0.01 0.05 0.021 0.002 0.003 0.23 815
B 0.125 0.72 2.36 0.83 0.021 0.018 0.0011 0.005 0.002 0.02 0.00 0.00 0.017 0.001 0.003 0.27 807
C 0.146 0.513 2.9 0.97 0.088 0.024 0.0022 0.007 0.003 0.01 0.00 0.01 0.016 0.001 0.004 0.27 789
D 0.162 0.51 2.78 0.735 0.065 0.024 0.0019 0.006 0.002 0.03 0.01 0.00 0.014 0.001 0.003 0.28 787
E 0.215 0.85 3.21 0.91 0.031 0.021 0.0017 0.005 0.003 0.01 0.00 0.01 0.021 0.001 0.003 0.39 768
구분 강종 열연두께(mm) FDT(℃) CT(℃) 냉연두께(mm) SS(℃) 1차냉각평균냉각속도(℃/s) SCS(℃) 2차냉각평균냉각속도(℃/s) RCS(℃) RHS(℃)
비교예1 A 2.4 946 605 1.5 833 3.3 643 18.0 332 422
비교예2 B 2.5 938 598 1.6 852 3.8 621 17.6 297 447
발명예1 C 2.5 952 611 1.6 832 4.0 598 16.1 301 442
발명예2 C 2.2 944 588 1.4 821 4.2 611 12.9 318 432
발명예3 D 2.1 932 572 1.3 822 3.3 633 14.8 305 428
비교예3 D 2.5 951 611 1.6 851 3.5 612 12.7 362 446
비교예4 E 2.3 941 621 1.4 837 3.4 622 17.4 302 438
구분 강종 YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR HER(%) 템퍼드마르텐사이트분율(%) 세멘타이트분율(%) 잔류오스테나이트분율(%) 프레시 마르텐사이트분율(%) 페라이트분율(%) 75%thHV-25%thHV*
비교예1 A 791 1057 12.5 0.75 56 56 1 2 5 27 135
비교예2 B 1062 1172 10.9 0.91 53 75 1 2 6 4 90
발명예1 C 912 1210 10.9 0.75 35 68 2 3 14 2 121
발명예2 C 852 1240 10.0 0.69 29 65 1 3 18 1 133
발명예3 D 921 1205 9.6 0.76 31 69 1 4 18 2 118
비교예3 D 732 1312 9.6 0.56 18 37 1 2 37 2 175
비교예4 E 963 1232 9.6 0.78 22 56 2 6 11 1 142
*75%thHV-25%thHV : 미소 비커스 경도 시험을 실시하였을 때 25%번째 경도값과 75%번째 경도값의 차이
먼저 비교예 1 내지 2 는 각각 강종 A 와 B 가 적용된 경우이다. 강종 A와 B 는 탄소(C) 또는 망간(Mn)의 함량이 본 발명 범위보다 낮은 경우로서, TS 1180MPa 급의 강도를 얻을 수 없었다. 또한 강종 B의 경우 75%번째 경도값 및 25%번째 비커스 경도의 차이가 100 미만이 되어 구멍확장성(HER) 값은 높게 얻어졌으나 항복강도와 항복비가 본 발명의 범위를 초과하게 되었다.
또한 비교예 3의 경우 템퍼드 마르텐사이트 분율이 50면적%를 넘지 못함과 프레시 마르텐사이트의 분율이 20면적%를 초과하면서 항복강도가 740MPa에 미치지 못하고 구멍확장성(HER) 값 또한 낮게 얻어졌으며, 75%번째 경도값 및 25%번째 비커스 경도의 차이가 150을 초과하였다.
비교예 4의 경우 강종 E의 탄소(C) 함량이 본 발명의 성분 범위를 초과하여, 기타 조건을 만족함에도 구멍확장성(HER) 값이 25% 미만으로 낮게 얻어졌다.
발명예 1 내지 3은 본 발명의 합금조성을 만족하는 강종 C 및 D가 적용되었고, 모든 공정조건을 만족한 경우로서, 0.65 내지 0.85의 낮은 항복비에서 25% 이상의 구멍확장성 및 7% 내지 14%의 가공에 적절한 연신율을 얻을 수 있었다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의 기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (13)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.12% 이상 0.17% 미만, 규소(Si): 0.3~0.8%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.1%, 알루미늄(Al): 0.01~0.3%, 나이오비움(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.001~0.003%, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 탄소(C), 규소(Si) 및 알루미늄(Al)의 함량은 하기 수학식 (1)을 만족하고,
    미세조직이 면적분율로, 템퍼드 마르텐사이트를 50% 초과 70% 이하로 포함하고, 나머지 잔류 오스테나이트, 프레시 마르텐사이트, 페라이트 및 베이나이트를 포함하며,
    상기 베이나이트 래스(lath) 사이, 또는 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 래스 혹은 결정립 경계에 제2 상으로서 세멘타이트 상이, 면적분율로 1% 이상 3% 이하로 석출하여 분포하는 고강도 강판.
    [수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
    (여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트를 1% 초과 4% 이하, 상기 프레시 마르텐사이트를 10% 초과 20% 이하, 상기 페라이트를 0% 초과 5% 이하로 포함하며, 잔부는 베이나이트인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    미소 비커스 경도 시험을 실시하였을 때 25%번째 경도값과 75%번째 경도값의 차이가 100~150 사이의 범위로 분포하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 바나듐(V): 0.03% 이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    1180㎫ 이상의 인장강도, 740㎫~980㎫의 항복강도, 0.65~0.85 의 항복비, 25% 이상의 구멍확장성(HER), 7~14% 의 연신율을 가지는 고강도 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판인 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 적어도 일 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  8. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 적어도 일 표면에 합금화 용융아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 강판.
  9. 중량%로, 탄소(C): 0.12% 이상 0.17% 미만, 규소(Si): 0.3~0.8%, 망간(Mn): 2.5~3.0%, 크롬(Cr): 0.4~1.1%, 알루미늄(Al): 0.01~0.3%, 나이오비움(Nb): 0.01~0.03%, 티타늄(Ti): 0.01~0.03%, 보론(B): 0.001~0.003%, 인(P): 0.04% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 탄소(C), 규소(Si) 및 알루미늄(Al)의 함량이 하기 수학식 (1)을 만족하는 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 슬라브를 1150~1250℃의 온도범위까지 가열하는 단계;
    재가열된 상기 슬라브를 900~980℃의 마무리 압연 온도(FDT) 범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    상기 마무리 열간 압연 후 10~100℃/sec의 평균 냉각속도로 냉각하는 단계;
    500~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    30~60% 의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 (Ac3+30℃~Ac3+80℃)의 온도범위에서 연속 소둔하는 단계;
    연속 소둔된 강판을 560~700℃의 온도범위까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각하고, 280~380℃의 온도범위까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    냉각된 강판을 380~480℃의 온도범위까지 5℃/s 이하의 승온속도로 재가열하는 단계; 를 포함하는 고강도 강판의 제조방법.
    [수학식 (1)] [C] + ([Si]+[Al])/5 ≤ 0.35wt.%
    (여기서 [C], [Si], [Al] 는 각각 C, Si, Al 의 중량%를 의미한다.)
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 슬라브는, 중량%로, 구리(Cu): 0.1% 이하, 니켈(Ni): 0.1% 이하, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하 및 바나듐(V): 0.03% 이하 중 하나 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 9 항에 있어서,
    상기 재가열하는 단계 이후, 480~540℃의 온도범위에서 용융아연도금 처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 용융아연도금 처리하는 단계 이후, 합금화 열처리를 실시한 후에 상온까지 냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
  13. 제 11 항에 있어서,
    상온까지 냉각한 후, 1% 미만의 조질 압연을 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 강판의 제조방법.
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