WO2023027528A1 - 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2023027528A1
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cold
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less
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임영록
엄상호
김영하
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet having excellent weldability, strength and formability and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 Patent Publication No. 2017-7015003
  • One aspect of the present invention is to provide a cold-rolled steel sheet having excellent weldability, strength and formability and a manufacturing method thereof.
  • C 0.10 ⁇ 0.16%, Si: 0.3 ⁇ 0.8%, Al: 0.01 ⁇ 0.5%, Mn: 2.0 ⁇ 3.0%, Cr: 0.001 ⁇ 0.5%, Mo: 0.001 ⁇ 0.5%, B: 0.0001 ⁇ 0.001%, Nb: 0.001 ⁇ 0.05%, Ti: 0.001 ⁇ 0.05%, P: 0.04% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), N : 0.01% or less (excluding 0%), including the balance Fe and other unavoidable unspoken statements,
  • microstructure in % area, ferrite: less than or equal to 10% (excluding 0%), retained austenite: more than 1% and less than or equal to 5%, martensite: greater than or equal to 25% and less than 50% and bainite: greater than or equal to 35% and less than 70% including,
  • An average size of martensite (MA) present in the bainite is 0.35 to 0.55 ⁇ m, providing a cold-rolled steel sheet.
  • the alloy component of the cold-rolled steel sheet in order to have high local formability, can be controlled so that the value defined by the following relational expression 1 satisfies 70 or more.
  • the alloy component of the cold-rolled steel sheet in order to have high local formability, can be controlled so that the value defined by the following relational expression 2 satisfies 270 or more and 330 or less there is.
  • the value defined by the following relational expression 3 satisfies 1.8 or less, the C, Si and Al contents of the cold-rolled steel sheet. You can control your relationship.
  • C 0.10 to 0.16%, Si: 0.3 to 0.8%, Al: 0.01 to 0.5%, Mn: 2.0 to 3.0%, Cr: 0.001 to 0.5%, Mo: 0.001 to 0.5%, B: 0.0001 to 0.001%, Nb: 0.001 to 0.05%, Ti: 0.001 to 0.05%, P: 0.04% or less (excluding 0%), S: 0.01% or less (excluding 0%), N: 0.01% or less (0% is heating a steel slab containing the balance Fe and other unavoidable fissures;
  • V1/V2 ⁇ t > 0.5
  • V1 represents the average cooling rate during primary cooling
  • V2 represents the average cooling rate during secondary cooling
  • t represents the thickness of the cold-rolled steel sheet.
  • the alloy component of the steel slab may be controlled such that the value defined by the following relational expression 1 satisfies 70 or more.
  • the alloy component of the steel slab in order to have high local formability, can be controlled so that the value defined by the following relational expression 2 satisfies 270 or more and 330 or less there is.
  • the content of C, Si and Al of the steel slab is such that the value defined by the following relational expression 3 satisfies 1.8 or less. You can control your relationship.
  • one embodiment of the present invention may further include plating the reheated steel sheet in a galvanizing bath at 450 to 470° C. after the reheating step, if necessary.
  • the alloying heat treatment step of the plated steel sheet at a temperature in the range of 470 ⁇ 550 °C; may further include.
  • Example 1 is a photograph of a cross section in the thickness direction observed at 5,000 magnification with a scanning electron microscope (SEM) in order to observe ball martensite (MA) present in bainite in a cold-rolled steel sheet obtained from Example 1 of the present application. is shown.
  • SEM scanning electron microscope
  • HER Hole Expansion Ratio
  • HER Hole expandability
  • the inventors of the present invention as a result of intensive studies to provide a cold-rolled steel sheet capable of suppressing the LME problem while securing high strength of 980 MPa or more in tensile strength and at the same time ensuring excellent formability and hole expandability, alloy composition And it was found that this can be solved by precisely controlling the manufacturing conditions, and the present invention has been completed.
  • the content of the alloy composition mentioned below means weight%.
  • Carbon (C) is an element that secures the strength of steel through solid solution hardening and precipitation hardening. If the C content is less than 0.10%, it is difficult to secure a tensile strength (TS) of 980 MPa. On the other hand, if the C content exceeds 0.16%, arc weldability and laser weldability deteriorate, and the risk of LME cracking increases. Therefore, the content of C preferably has a range of 0.10% or more and 0.16% or less. On the other hand, the lower limit of the C content is more preferably 0.137%. In addition, the upper limit of the C content is more preferably 0.151%.
  • Silicon (Si) is a key element of TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel that acts to increase the retained austenite fraction and elongation by inhibiting the precipitation of cementite. If the Si content is less than 0.3%, almost no retained austenite remains and the elongation is too low. On the other hand, when the content of Si exceeds 0.8%, it is impossible to prevent the deterioration of physical properties of the welded part due to the formation of LME cracks, and the surface properties and plating properties of the steel material deteriorate. Therefore, the Si content is preferably in the range of 0.3 to 0.8%. On the other hand, the lower limit of the Si content is more preferably 0.49%. In addition, the upper limit of the Si content is more preferably 0.70%.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • Aluminum (Al) is not only an element included for deoxidation of steel, but also an element effective in stabilizing retained austenite by inhibiting the precipitation of cementite. If the Al content is less than 0.01%, the deoxidation of the steel material is not sufficiently performed, and the cleanliness of the steel material is impaired. On the other hand, when the Al content exceeds 0.5%, the castability of the steel material is impaired. Therefore, the Al content is preferably in the range of 0.01 to 0.5%. On the other hand, the lower limit of the Al content is more preferably 0.027%. In addition, the upper limit of the Al content is more preferably 0.085%.
  • Manganese (Mn) is an element added to secure strength.
  • Mn Manganese
  • the content of Mn is less than 2.0%, it becomes difficult to secure strength.
  • the content exceeds 3.0% the bainite transformation rate slows down and too much fresh martensite is formed, making it difficult to obtain high hole expandability.
  • a band structure is formed due to segregation of Mn, which impairs material uniformity and formability of the material. Therefore, the Mn content is preferably in the range of 2.0 to 3.0%.
  • the lower limit of the Mn content is more preferably 2.2%, and even more preferably 2.3%.
  • the upper limit of the Mn content is more preferably 2.8%, and even more preferably 2.7%.
  • Chromium (Cr) is an element added to secure strength and hardenability.
  • Mn is added alone, a very large amount of Mn must be added beyond the Mn content range of the present invention, but this problem can be solved by adding 0.001% or more of Cr.
  • the Cr content is preferably in the range of 0.001 to 0.5%.
  • the lower limit of the Cr content is more preferably 0.002%, and the upper limit of the Cr content is more preferably 0.38%.
  • Molybdenum (Mo) is an element added to secure strength and hardenability.
  • Mo Molybdenum
  • the Mo content is preferably in the range of 0.001 to 0.5%.
  • the lower limit of the Mo content is more preferably 0.07%.
  • the upper limit of the Mo content is more preferably 0.3%, and most preferably 0.21%.
  • Boron (B) is an element added to secure hardenability.
  • Mn is added alone, a very large amount of Mn must be added beyond the Mn content range of the present invention, but this problem can be solved by adding 0.0001% or more of B.
  • the content of B is preferably in the range of 0.0001 to 0.001%.
  • the lower limit of the B content is more preferably 0.00010%, and the upper limit of the B content is more preferably 0.0005%.
  • Niobium is an element added to secure the strength of the steel sheet and refine the structure.
  • the Nb content is preferably in the range of 0.001 to 0.05%.
  • the lower limit of the Nb content is more preferably 0.015%.
  • the upper limit of the Nb content is more preferably 0.031%.
  • Titanium (Ti) is an element added to secure the strength of the steel sheet and refine the structure. In the case of adding less than 0.001% of the Ti, it is difficult to obtain the effect of improving strength and refining the structure. On the other hand, when the Ti content exceeds 0.05%, castability is impaired due to excessive formation of TiN, and recrystallization is delayed due to local crystal grain fixation, thereby damaging the uniformity of the structure. Therefore, the Ti content is preferably in the range of 0.001 to 0.05%. Meanwhile, the lower limit of the Ti content is more preferably 0.015%, or the upper limit of the Ti content is more preferably 0.03%.
  • Phosphorus (P) exists as an impurity in steel, and it is advantageous to control its content as low as possible. Therefore, the lower limit of the P content excludes 0% (ie, more than 0%) in view of the case where P is inevitably included. However, P is sometimes deliberately added to increase the strength of steel. However, since the toughness of the steel deteriorates when the P is excessively added, in the present invention, it is preferable to limit the upper limit to 0.04% in order to prevent this. Meanwhile, the lower limit of the P content is more preferably 0.002%, or the upper limit of the P content is more preferably 0.0173%.
  • the lower limit of the S content excludes 0% (ie, more than 0%) in consideration of the case where S is inevitably included.
  • the upper limit it is preferable to limit the upper limit to 0.01%.
  • the lower limit of the S content is more preferably 0.0009%, or the upper limit of the S content is more preferably 0.0021%.
  • nitrogen (N) is included in the steel as an impurity, and it is advantageous to control its content as low as possible. Therefore, the lower limit of the N content excludes 0% (ie, more than 0%) in consideration of the case where N is inevitably included.
  • the upper limit of the N content is preferably limited to 0.01%.
  • the lower limit of the N content is more preferably 0.0005%.
  • the upper limit of the N content is more preferably 0.007%, more preferably 0.006%, and most preferably 0.0052%.
  • the rest may include Fe and unavoidable impurities. Inevitable impurities can be unintentionally mixed in the normal steel manufacturing process, and cannot be completely excluded, and those skilled in the ordinary steel manufacturing field can easily understand the meaning. Further, the present invention does not entirely exclude the addition of other compositions than the aforementioned steel composition.
  • the cold-rolled steel sheet is optionally selected from the group consisting of Cu: 0.1% or less (excluding 0%) and Ni: 0.1% or less (excluding 0%).
  • One or more selected species may be further included.
  • the copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that increase the strength of steel.
  • the above elements are elements that increase the strength and hardenability of steel, but if added in an excessive amount, they may exceed the target strength grade, and since they are expensive elements, the upper limit is set to 0.1% or less, respectively, from an economic point of view. It is desirable to limit
  • Cu and Ni act as a solid solution strengthening element, when adding one or more of Cu and Ni, if less than 0.03% is added, the solid solution strengthening effect may be insignificant, so it is preferable to add 0.03% or more of each. .
  • the cold-rolled steel sheet may optionally further include V: 0.05% or less (excluding 0%).
  • V 0.05% or less (excluding 0%)
  • Vanadium (V) can increase the strength of steel even with the addition of a small amount, but it does not have a great effect on elongation improvement, so it is preferable to control the content to 0.05% or less.
  • the content of V is more preferably 0.04% or less, and even more preferably 0.03% or less.
  • microstructure of the cold-rolled steel sheet according to one embodiment of the present invention in area%, is ferrite: 10% or less (excluding 0%), retained austenite: more than 1% and 5% or less, martensite: 25% or more 50% Less than and bainite: It is preferable to include more than 35% and less than 70%.
  • the purpose of the cold-rolled steel sheet is to secure excellent formability even at a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, in particular, in order to obtain high local formability, constituting the steel sheet
  • TS tensile strength
  • the components are controlled so that the value defined by the following relational expression 1 satisfies 70 or more, an austenite single phase is obtained and the ferrite fraction is reduced to 10 area% or less. It was confirmed that it can be kept low. If the ferrite fraction exceeds 10 area%, there is a concern that the yield strength is lowered and the hole expandability is deteriorated.
  • the lower limit of the ferrite fraction may be 2 area%, and the upper limit of the ferrite fraction may be 7 area%.
  • the soft ferrite phase can be avoided, but it may be difficult to secure the ductility of the steel if the bainite phase, which is soft next to ferrite, is not sufficiently introduced. More preferably, in terms of further improving the above effects, the lower limit of the value defined by the relational expression 1 may be 75.7, or the upper limit of the value defined by the relational expression 1 may be 90.
  • the value defined by the following relational expression 2 satisfies 270 or more and 330 or less. can be controlled to
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention is mainly composed of martensite and bainite, and when the hardness difference between these main phases is large, local formability deteriorates. Since bainite usually has lower strength than martensitic structure, it is necessary to improve the strength of bainite structure in order to reduce the hardness variation.
  • the present inventors conducted an intensive study to improve the properties by reducing the hardness deviation between martensite and bainite, and as a result, by controlling the average size of martensite (MA) existing inside bainite to an appropriate range, It was found that the difference in hardness between the two main phases could be drastically reduced.
  • MA martensite
  • the average size of martensite (MA) present in the bainite may be in the range of 0.35 to 0.55 ⁇ m.
  • the average size of martensite (MA) existing inside the bainite is less than 0.35 ⁇ m, as the strength of bainite decreases, the hardness difference with the martensite phase increases, making it difficult to secure high hole expandability. .
  • the average size of the ball martensite (MA) present in the bainite exceeds 0.55 ⁇ m, the action of the hard ball martensite increases, causing brittleness and lowering the hole expandability.
  • the lower limit of the average size of the martensite (MA) present in the bainite may be 0.4 ⁇ m, or the The upper limit of the average size of the martensite (MA) present in the bainite may be 0.5 ⁇ m.
  • the average size of the island martensite (MA) present inside the aforementioned bainite is, based on the cross section of the steel sheet cut in the thickness direction, the island martensite completely contained inside the entire bainite. It represents the measured value of the average size of the site (MA).
  • the average size of the island martensite (MA) means the average value of the maximum lengths penetrating the inside of the island martensite (MA).
  • the value defined by the relational expression 2 can be controlled to satisfy 270 or more and 330 or less. Therefore, even under normal annealing conditions, bainite having an MA phase (Martensite-Austenite aggregate) as the second phase is formed in an area% of 35% or more and less than 70%, and hole expandability can be further improved. The reason why the strength of the bainite phase is secured close to that of martensite is determined to be because the relatively hard second phase MA phase is contained therein through carbon distribution.
  • the value defined by the relational expression 2 exceeds 330, it is difficult to secure a sufficient bainite fraction of 35 area% or more, resulting in excessively high strength and poor elongation and HER value.
  • the value defined by the relational expression 2 is less than 270, the ductility is sufficient, but the steel sheet is too soft and it may be difficult to obtain a tensile strength of 980 MPa or more.
  • the lower limit of the value defined by the relational expression 2 may be 286, or the upper limit of the value defined by the relational expression 2 may be 311.
  • retained austenite is a structure that increases the elongation of steel through the TRIP effect, and the higher the fraction, the higher the elongation. It is preferable that the fraction exceed 1 area%. However, in order to obtain austenite exceeding 5 area%, a large amount of C and Si must be added, and in this case, the spot welding LME resistance deteriorates. Therefore, in the present invention, the retained austenite fraction can be controlled to 5 area % or less. At this time, more preferably from the viewpoint of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the retained austenite fraction may be 2 area%, or the upper limit of the retained austenite fraction may be 4 area%.
  • the fraction of martensite may be 25 area% or more and less than 50 area%. If the fraction of martensite is less than 25 area%, the total tensile strength of the steel may be insufficient, and if the fraction of martensite is more than 50 area%, the strength is excessively high, resulting in a problem of low hole expandability. can At this time, more preferably from the viewpoint of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the martensite fraction may be 29 area%, or the upper limit of the martensite fraction may be 49 area%.
  • the fraction of bainite may be 35 area% or more and less than 70 area%. If the fraction of bainite is less than 35 area%, the fraction of martensite or ferrite is relatively high, and hole expandability may be lowered. Lack of strength can cause problems. At this time, more preferably from the viewpoint of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the bainite fraction may be 45 area%, or the upper limit of the bainite fraction may be 63%.
  • the cold-rolled steel sheet may further include other phases in addition to the above-described microstructure.
  • the other phase may include island martensite (MA) and the like, and for example, island martensite (MA) and the like existing inside bainite may exist.
  • LME Liquid Metal Embrittlement
  • spot welding of steel materials is performed below the minimum current value at which explosion occurs, and the minimum current value at which explosion occurs can be regarded as a condition for providing the highest heat input when performing spot welding in practice. there is. If the LME resistance is high, LME may not occur even at a welding current value equal to or higher than the minimum current value for scattering.
  • the AE value has a unit of kA.
  • the alloy has excellent LME resistance, that is, the AE value is 0 or more Component conditions were derived, and as a result, it was recognized that the content relationship of C, Si and Al needs to be controlled so that the value defined by the following relational expression 3 satisfies 1.8 or less.
  • the aforementioned cold-rolled steel sheet has a tensile strength (TS) of 980 MPa or more (preferably, 980 to 1150 MPa, more preferably 980 to 1075 MPa), and 740 to 950 MPa (more preferably, 790 to 920 MPa) yield strength (YS), 45% or more (more preferably, 50 to 65%) hole expandability (HER), 12% or more (more preferably, 12 to 20%) elongation ( El), excellent strength, ductility and hole expandability can be secured at the same time.
  • TS tensile strength
  • HER hole expandability
  • El elongation
  • a hot-dip galvanized layer is formed on at least one surface of the cold-rolled steel sheet of the present invention.
  • 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 galvanized layer may be an alloyed hot-dip galvanized layer alloyed with some alloy components of the steel sheet.
  • the heating temperature is preferably 1150 to 1250 ° C. If the slab heating temperature is less than 1150 ° C, hot rolling, which is the next step, may not be performed, whereas if it exceeds 1250 ° C, a lot of energy is unnecessarily required to increase the slab temperature. Therefore, the slab heating temperature is preferably in the range of 1150 ⁇ 1250 °C.
  • the lower limit of the slab heating temperature is more preferably 1170 ° C, and even more preferably 1180 ° C.
  • the upper limit of the slab heating temperature is more preferably 1230 ° C, and even more preferably 1220 ° C.
  • the heated slab is finished hot-rolled at 830 to 980° C. to obtain a hot-rolled steel sheet.
  • the finish hot rolling temperature (hereinafter, also referred to as 'FDT') is less than 830 ° C.
  • the rolling load is large and shape defects increase, resulting in poor productivity.
  • the finish hot rolling temperature exceeds 980 ° C.
  • the finish hot rolling temperature preferably has a range of 830 ⁇ 980 °C.
  • the lower limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 880°C.
  • the upper limit of the finish hot rolling temperature is more preferably 950°C, and still more preferably 930°C.
  • the hot-rolled steel sheet is wound at 450 to 700°C.
  • the coiling temperature (hereinafter, also referred to as 'CT') exceeds 700° C.
  • coarse internal oxidation of hot rolling is caused, and surface properties are deteriorated.
  • the coiling temperature is less than 450° C., it corresponds to the transition boiling range, resulting in poor coiling temperature controllability and poor steel sheet shape.
  • the lower limit of the coiling temperature is more preferably 480°C, and even more preferably 500°C.
  • the upper limit of the coiling temperature is more preferably 670°C, and even more preferably 640°C.
  • the average cooling rate is preferably in the range of 10 to 100 °C/s.
  • the coiled hot-rolled steel sheet is cold-rolled.
  • the cold rolling reduction may be 30 to 60%. If the cold reduction ratio is less than 30%, it may be difficult to secure a target thickness accuracy and it may be difficult to correct the shape of the steel sheet. On the other hand, when the cold rolling reduction ratio exceeds 60%, the possibility of cracks occurring at the edge of the steel sheet increases, and the cold rolling load may be excessively increased. Therefore, the cold reduction ratio is preferably in the range of 30 to 60%.
  • the cold-rolled steel sheet is continuously annealed in the range of 790 ° C to 830 ° C.
  • the continuous annealing step is to form austenite close to 100% by heating the steel sheet to the austenite single phase region and then use it for phase transformation. If the continuous annealing temperature (hereinafter, also referred to as 'SS') is less than 790 ° C., sufficient recrystallization and austenite transformation are not achieved, so that the target martensite and bainite fractions cannot be secured after annealing.
  • the continuous annealing temperature exceeds 830 ° C., productivity is lowered, coarse austenite is formed, the material may be deteriorated, and surface quality such as peeling of the plating material is deteriorated.
  • the continuous annealing may be carried out in a continuous alloying hot-dip galvanizing furnace.
  • the atmosphere in the continuous annealing furnace with a gas composed of nitrogen: 95% or more and the balance hydrogen in terms of volume%. If the fraction of nitrogen is less than 95%, if the proportion of hydrogen is not increased accordingly, an oxidizing atmosphere is formed in the furnace and oxides are formed on the surface of the steel sheet, resulting in poor surface quality, and when the proportion of hydrogen increases, explosion prevention and Difficulties in the same process are aggravated.
  • the continuously annealed steel sheet is subjected to less than 10 °C/s (more preferably, 1 °C/s or more and less than 10 °C/s) to a primary cooling end temperature of 450 to 600 °C (hereinafter also referred to as 'SCS').
  • the first cooling is performed at an average cooling rate of
  • the end temperature of the first cooling may be defined as a time point at which the second cooling (quick cooling) starts when a quench facility not applied in the first cooling is additionally applied.
  • the bainite structure of the present invention must be actively formed from the first cooling step to obtain the target elongation.
  • the primary cooling end temperature is less than 450 ° C
  • the bainite fraction is excessively high, and it is difficult to cool to below 450 ° C at a cooling rate of less than 10 ° C / s on the actual length of the equipment.
  • the first cooling end temperature exceeds 600° C.
  • the amount of cooling up to the second cooling end temperature increases, resulting in poor shape of the steel sheet, and the bainite fraction may be lower than the target level.
  • the primary cooling rate is less than 1 ° C / s, it is difficult to obtain high-strength steel due to the increased precipitation of the ferrite phase during cooling, and if it exceeds 10 ° C / s, the cooling amount in the secondary cooling increases, resulting in a final temperature deviation and material variation increases. More preferably, in terms of improving the above effects, the lower limit of the primary cooling rate may be 3 °C / s, and the upper limit of the primary cooling rate may be 8 °C / s.
  • the primary cooled steel sheet is secondary cooled at an average cooling rate of 10 °C/s or more to a secondary cooling end temperature of 250 to 350 °C (hereinafter also referred to as 'RCS').
  • the secondary cooling end temperature is set to be equal to or less than the Ms temperature of the steel sheet, so that martensitic transformation occurs during cooling, and the martensite finally becomes a tempered martensite phase through a reheating step, which is a post-process. Since the Ms temperature of the 980 MPa class high-elongation steel sheet is mostly 400 ° C or lower, the secondary cooling end temperature was controlled in the range of 250 to 350 ° C in the present invention.
  • the secondary cooling end temperature is less than 250 ° C, the amount of initial martensite transformation is too large, resulting in high yield strength and poor formability.
  • the secondary cooling end temperature exceeds 350 ° C., martensite is not generated during cooling, making it difficult to obtain high yield strength and hole expandability.
  • the secondary cooling rate is less than 10° C./s, even when the target secondary cooling end temperature is reached, a high-temperature phase transformation occurs during cooling, making it impossible to obtain a target martensite fraction and high strength. More preferably, the lower limit of the secondary cooling rate may be 11 °C / s, and the upper limit of the secondary cooling rate may be 30 °C / s.
  • a quenching facility not applied in the primary cooling may be additionally applied, and in the present invention, the type of the quenching facility is not particularly limited, but as a preferred example, a hydrogen quenching facility available. More specifically, the hydrogen quenching facility may use a gas composed of 5 to 80% hydrogen and the balance nitrogen by volume%. If the fraction of hydrogen exceeds 80%, there may be a disadvantage in that management such as explosion control of the facility becomes difficult, and if it is less than 5%, it is difficult to utilize the efficient heat transfer characteristics of hydrogen, which is a light element. There may be a disadvantage. .
  • the secondary cooled steel sheet is reheated to 350 to 480°C.
  • the end point temperature of the heating section is referred to as a reheating temperature (hereinafter, also referred to as 'RHS') for convenience. If the reheating temperature is less than 350° C., the strength is excessively high and the elongation rate is deteriorated. On the other hand, when the reheating temperature exceeds 480 ° C., the austenite phase remains without being transformed, and then becomes fresh martensite during final cooling, impairing hole expandability and elongation.
  • the so-called nose temperature at which the transformation of bainite is most active is about 400 to 420 ° C.
  • the lower limit of the reheating temperature is more preferably 411°C, or the upper limit of the reheating temperature is more preferably 440°C.
  • the average temperature increase rate during the reheating may be 0.5 ⁇ 2.5 °C / s. If the average temperature increase rate is less than 0.5 ° C / s, the total process time may be excessively long, resulting in excessive heat treatment, and if it exceeds 2.5 ° C / s, it may be difficult to secure the desired physical properties in the present invention. .
  • the present inventors conducted an intensive study and precisely controlled the conditions of the above-mentioned primary cooling and secondary cooling so as to satisfy the following relational expression 4, thereby sufficiently obtaining a bainite structure in the primary cooling and secondary cooling section. It was found that the hole expandability could be improved by reducing the difference in hardness between the phases.
  • V1/V2 ⁇ t > 0.5
  • V1 represents the average cooling rate during primary cooling
  • V2 represents the average cooling rate during secondary cooling
  • t represents the thickness of the cold-rolled steel sheet.
  • hot-dip galvanizing, alloying hot-dip galvanizing, and temper rolling may be additionally performed on the reheated steel sheet.
  • plating the reheated steel sheet in a galvanizing bath at 450 to 470° C.; may be further included.
  • alloying heat treatment of the plated steel sheet at a temperature in the range of 470 ⁇ 550 °C; may further include.
  • the alloying heat treatment is to obtain an appropriate alloying level, and the temperature is determined according to the surface state of the steel sheet. By controlling the surface state of the steel material, the alloying heat treatment temperature should not exceed 550 ° C. The loss of austenite can be prevented.
  • the alloying heat treatment temperature is preferably higher than the hot-dip galvanizing temperature in order to accelerate alloying, the lower limit is controlled to 470°C.
  • temper rolling at a reduction ratio of less than 1% may be further included after cooling the alloyed heat treatment steel sheet to room temperature in order to correct the shape of the steel sheet and adjust the yield strength.
  • Table 3 shows the tensile properties, hole expandability, and spot welding LME evaluation results of the steel sheet prepared as described above.
  • Tensile strength (TS), yield strength (YS), and elongation (EL) were measured through a tensile test in the direction perpendicular to rolling, and the gauge length was 50 mm and the width of the tensile specimen was 25 mm. used
  • the hole expandability was measured according to the ISO 16330 standard, and the hole was sheared with a clearance of 12% using a 10mm diameter punch.
  • the AE value means a value obtained by subtracting the minimum current value for scattering from the minimum current value for LME generation.
  • the current was increased by 0.5 kA from a low current value, but a cooling time was given for a while between each current value to prevent excessive heat from entering the material.
  • the minimum current value at which the weld nugget explodes is measured, and at the same time, the minimum current value at which the LME occurs is measured from the surface and cross-section observation of the welded joint, and the results are listed in Table 3 below. did The occurrence of the LME was determined to be pass if cracks due to the LME were not observed with the naked eye when the surface of the welded part was observed at 10 times and the cross section was observed at 100 times.
  • Table 4 shows the results of measuring the microstructure of the prepared cold-rolled steel sheet and the calculation results of relational expressions 1 to 3 used in the present invention.
  • microstructure was measured by a point counting method from a scanning electron microscope (SEM) picture, and the fraction of retained austenite was measured by XRD.
  • V1* Average cooling rate during primary cooling [°C/s]
  • V2* average cooling rate during secondary cooling [°C/s]
  • Vh* Average heating rate during reheating [°C/s]
  • L MA * average size of island martensite (MA) present inside the bainite [ ⁇ m]

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Abstract

본 발명은, 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법
본 발명은 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 경량화와 안전성 강화를 위해 높은 강도를 갖는 강판의 제조기술 확보가 추진되고 있으며, 특히 인장강도 980MPa급 이상의 고강도 강재에 대한 요구가 높아지고 있다. 다만, 단순히 강도를 향상시키는 경우, 연성과 성형성이 저하되는 것이 통상적인 현상이기에, 이를 극복하여 성형성을 겸비한 냉간성형용 고강도 강판은 경량화를 통한 연비 향상, 부품제조/성형 생산성 제고, 최종 부품 안전성 확보 측면에서 활용도가 높다.
강재의 성형성을 개선하기 위해, 연신율을 높이기 위한 방법으로써 잔류 오스테나이트를 도입하여 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 이용하는 방법이 널리 사용되고 있다. 다만, 이러한 TRIP 강판의 경우, 잔류 오스테나이트의 도입을 위해 Si과 Al의 첨가가 필요하며, 이로 인해 강판의 점용접시 LME(Liquid Metal Embrittlement)가 발생하여, 도금강판 및 도금재와 용접하는 냉연 강판의 사용이 제한되고 있다.
(특허문헌 1) 특허 공개공보 제2017-7015003호
본 발명의 일 측면은, 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는, 중량%로, C: 0.10~0.16%, Si: 0.3~0.8%, Al: 0.01~0.5%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, B: 0.0001~0.001%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, P: 0.04% 이하 (0%는 제외), S: 0.01% 이하 (0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하고,
미세조직으로서, 면적%로, 페라이트: 10% 이하 (0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 1% 초과 5% 이하, 마르텐사이트: 25% 이상 50% 미만 및 베이나이트: 35% 이상 70% 미만을 포함하고,
상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기는 0.35~0.55㎛인, 냉연 강판을 제공한다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 높은 국부 성형성을 갖기 위하여, 하기 관계식 1로 정의되는 값이 70 이상을 충족하도록, 상기 냉연 강판의 합금 성분을 제어할 수 있다.
[관계식 1]
234×[C] - 29×[Si] - 128×[Al] + 29×[Mn] + 10×[Cr] - 17×[Mo] -37×[Nb] - 49×[Ti] + 100×[B]
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [C], [Si], [Al], [Mn], [Cr], [Mo], [Nb], [Ti] 및 [B]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 높은 국부 성형성을 갖기 위하여, 하기 관계식 2로 정의되는 값이 270 이상 330 이하를 충족하도록, 상기 냉연 강판의 합금 성분을 제어할 수 있다.
[관계식 2]
270×[C] + 90×[Mn] + 70×[Cr] + 80×[Mo]
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 용접 LME에 대한 저항성을 갖추기 위하여, 하기 관계식 3으로 정의되는 값이 1.8 이하를 충족하도록, 상기 냉연 강판의 C, Si 및 Al의 함량 관계를 제어할 수 있다.
[관계식 3]
5×[C] + [Si] + 0.5×[Al]
(상기 관계식 3에 있어서, [C], [Si] 및 [Al]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
한편, 본 발명의 또 다른 일 실시형태는,
중량%로, C: 0.10~0.16%, Si: 0.3~0.8%, Al: 0.01~0.5%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, B: 0.0001~0.001%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 830~980℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 450~700℃에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하는 단계;
상기 냉간압연된 강판을 790~830℃의 온도에서 연속소둔하는 단계;
상기 연속소둔된 강판을 450~600℃의 1차 냉각종료온도까지 10℃/s미만의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 250~350℃의 2차 냉각종료온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 강판을 350~480℃ 범위로 재가열하는 단계;
를 포함하고,
하기 관계식 4를 충족하는, 냉연 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 4]
V1/V2×t > 0.5
(상기 관계식 4에 있어서, V1은 1차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, V2는 2차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, t는 냉연 강판의 두께를 나타낸다.)
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 높은 국부 성형성을 갖기 위하여, 하기 관계식 1로 정의되는 값이 70 이상을 충족하도록, 상기 강 슬라브의 합금 성분을 제어할 수 있다.
[관계식 1]
234×[C] - 29×[Si] - 128×[Al] + 29×[Mn] + 10×[Cr] - 17×[Mo] -37×[Nb] - 49×[Ti] + 100×[B]
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [C], [Si], [Al], [Mn], [Cr], [Mo], [Nb], [Ti] 및 [B]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 높은 국부 성형성을 갖기 위하여, 하기 관계식 2로 정의되는 값이 270 이상 330 이하를 충족하도록, 상기 강 슬라브의 합금 성분을 제어할 수 있다.
[관계식 2]
270×[C] + 90×[Mn] + 70×[Cr] + 80×[Mo]
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태는, 용접 LME에 대한 저항성을 갖추기 위하여, 하기 관계식 3으로 정의되는 값이 1.8 이하를 충족하도록, 상기 강 슬라브의 C, Si 및 Al의 함량 관계를 제어할 수 있다.
[관계식 3]
5×[C] + [Si] + 0.5×[Al]
(상기 관계식 3에 있어서, [C], [Si] 및 [Al]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
또한, 본 발명의 일 실시형태는, 필요에 따라, 상기 재가열하는 단계 이후, 상기 재가열된 강판을 450~470℃의 아연 도금욕에서 도금하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태는, 필요에 따라, 상기 도금된 강판을 470~550℃ 범위의 온도에서 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일측면에 따르면, 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본원 실시예 1로부터 얻어지는 냉연 강판에 대하여, 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)를 관찰하기 위해, 두께방향으로의 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 5,000배율로 관찰한 사진을 나타낸 것이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있고, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
한편, 본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 예를 들어, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다. 또한, 명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것이 아니다.
종래 기술에서는 인장강도 980MPa급 이상의 고강도를 확보함과 동시에, 성형성도 개선하기 위하여 잔류 오스테나이트를 도입한 trip 강판이 개발되었으나, Si 및 Al 첨가가 필요하여 점용접 시 LME(Liguid Metal Embrittlement)가 발생하는 문제가 있었다.
이에 따라, 강판의 C, Si 및 Al 첨가량을 제한하면서, 연신율을 가능한 높게 얻고, 부족한 성형성은 국부 성형성의 개선을 통해 보완하려는 연구가 진행되고 있다. 이러한 국부 성형성의 개선을 위해서는 강재를 구성하는 미세조직 간의 경도 편차를 감소시키는 것이 효과적이다. 산업적인 국부 성형성 평가로서, 널리 행해지는 시험이 구멍 확장성(Hole Expansion Ratio; HER) 측정이다. 구멍 확장성(HER)은 지름 10mm의 홀(hole)을 펀치로 뚫어 둔 시편을 다이(Die)에 고정하고, 원뿔 형태(Conical)의 펀치로 홀(hole)을 밀어 올리면서 확장시켜 전 두께를 관통하는 균열이 발생하는 시점에 확장된 홀(hole)의 지름을 측정함으로써 하기 관계식 A와 같은 값을 얻게 된다. 상세한 구멍 확장성 평가 기준은 ISO 16630 규정에 준한다.
[관계식 A]
λ(HER) = (df - do) / do
(상기 관계식 A에 있어서, do는 초기 홀(hole)의 지름을 나타내고, df는 두께 파단 시 홀(hole)의 지름을 나타낸다.)
이에, 본 발명자들은, 인장강도 980MPa급 이상의 고강도를 확보함과 동시에, 우수한 성형성 및 구멍 확장성을 확보하면서도, LME 문제를 억제할 수 있는 냉연 강판을 제공하기 위해 예의 검토를 행한 결과, 합금 조성 및 제조 조건을 정밀하게 제어함으로써 이를 해결할 수 있음을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하에서는, 본 발명의 일 실시형태에 따른 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판 및 그 제조방법에 대해서 설명한다.
먼저, 본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연 강판의 합금 조성에 대해서 설명한다. 하기에서 언급되는 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.10~0.16%
탄소(C)는 고용강화 및 석출강화를 통해 강재의 강도를 확보하는 원소이다. 상기 C의 함량이 0.10% 미만이면 980MPa급의 인장강도(TS)를 확보하기 어렵다. 반면, 상기 C의 함량이 0.16% 초과이면 아크 용접성 및 레이저 용접성이 나빠지고, LME 균열 발생 위험성이 커진다. 따라서, 상기 C의 함량은 0.10% 이상 0.16% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 C 함량의 하한은 0.137%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 C 함량의 상한은 0.151%인 것이 보다 바람직하다.
Si: 0.3~0.8%
규소(Si)는 세멘타이트의 석출을 저해함으로써, 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강의 핵심 원소이다. 상기 Si의 함량이 0.3% 미만이면, 잔류 오스테나이트가 거의 남지 않게 되어 연신율이 너무 낮아지게 된다. 반면, 상기 Si의 함량이 0.8%를 초과하면, LME 균열의 형성에 따른 용접부 물성 악화를 막을 수 없게 되고, 강재의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 Si의 함량은 0.3~0.8%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Si 함량의 하한은 0.49%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 Si 함량의 상한은 0.70%인 것이 보다 바람직하다.
Al: 0.01~0.5%
알루미늄(Al)은 강재의 탈산을 위해 포함되는 원소일 뿐만 아니라, 세멘타이트의 석출을 억제하여 잔류 오스테나이트를 안정화하는데 효과가 있는 원소이다. 상기 Al의 함량이 0.01% 미만이면, 강재의 탈산이 충분히 이루어지지 않고, 강재의 청정성을 해치게 된다. 반면, 상기 Al의 함량이 0.5%를 초과하는 경우, 강재의 주조성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Al의 함량은 0.01~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Al 함량의 하한은 0.027%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 Al 함량의 상한은 0.085%인 것이 보다 바람직하다.
Mn: 2.0~3.0%
망간(Mn)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 2.0% 미만일 경우 강도를 확보하기 어려워지며, 반면에 그 함량이 3.0%를 초과하는 경우 베이나이트 변태속도가 느려져 지나치게 많은 프레시 마르텐사이트가 형성되어 높은 구멍 확장성을 얻기 어려워진다. 또한, Mn의 편석에 따른 밴드 조직이 형성되어 소재의 재질 균일성과 성형성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Mn의 함량은 2.0~3.0%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 Mn 함량의 하한은 2.2%인 것이 보다 바람직하고, 2.3%인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 Mn 함량의 상한은 2.8%인 것이 보다 바람직하고, 2.7%인 것이 보다 더 바람직하다.
Cr: 0.001~0.5%
크롬(Cr)은 강도와 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. Mn이 단독으로 첨가되는 경우 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하여 아주 많은 양의 Mn이 첨가되어야 하는데, 상기 Cr을 0.001% 이상 첨가함으로써 이러한 문제점을 해소할 수 있다. 반면, 상기 Cr의 함량이 0.5%를 초과하는 경우 국부 부식성이 나빠지고 표면에 산화물을 형성하여 인산염 처리성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.001~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Cr 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 상기 Cr 함량의 상한은 0.38%인 것이 보다 바람직하다.
Mo: 0.001~0.5%
몰리브덴(Mo)은 강도와 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. Mn이 단독으로 첨가되는 경우 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하여 아주 많은 양의 Mn이 첨가되어야 하는데, 상기 Mo을 0.001% 이상 첨가함으로써 이러한 문제점을 해소할 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.5%를 초과하는 경우 상변태가 억제되어 베이나이트 조직을 도입하기 어려워지고, 고가의 원소로서 강판의 경제성이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 Mo의 함량은 0.001~0.5%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Mo 함량의 하한은 0.07%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 Mo 함량의 상한은 0.3%인 것이 보다 바람직하고, 0.21%인 것이 가장 바람직하다.
B: 0.0001~0.001%
보론(B)은 경화능을 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. Mn이 단독으로 첨가되는 경우, 본 발명의 Mn 함량 범위를 초과하여 아주 많은 양의 Mn이 첨가되어야 하는데, 상기 B을 0.0001% 이상 첨가함으로써 이러한 문제점을 해소할 수 있다. 하지만 상기 B의 함량이 0.0001%를 초과하는 경우, 표면에 B이 과다하게 집적되어 도금재의 도금 밀착성을 해치게 된다. 따라서, 상기 B의 함량은 0.0001~0.001%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 B 함량의 하한은 0.00010%인 것이 보다 바람직하고, 상기 B 함량의 상한은 0.0005%인 것이 보다 바람직하다.
Nb: 0.001~0.05%
니오비움(Nb)은 강판의 강도를 확보하고 조직을 미세화하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Nb을 0.001% 미만 첨가하는 경우 강도 향상 및 조직 미세화 효과를 얻기 어려우며, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우 국부적인 결정립 고정에 의해 재결정이 지연되어 조직의 균일성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Nb의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Nb 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 Nb 함량의 상한은 0.031%인 것이 보다 바람직하다.
Ti: 0.001~0.05%
티타늄(Ti)은 강판의 강도를 확보하고 조직을 미세화하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Ti을 0.001% 미만 첨가하는 경우 강도향상 및 조직 미세화 효과를 얻기 어렵다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하는 경우, TiN 과다 형성에 의해 주조성을 해치게 되고 국부적인 결정립 고정에 의해 재결정이 지연되어 조직의 균일성을 해치게 된다. 따라서, 상기 Ti의 함량은 0.001~0.05%의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Ti 함량의 하한은 0.015%인 것이 보다 바람직하고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.03%인 것이 보다 바람직하다.
P: 0.04% 이하 (0%는 제외)
인(P)은 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 따라서, P 함량의 하한은 P가 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여 0%를 제외한다(즉, 0% 초과). 다만, 강재의 강도를 높이기 위해 고의적으로 P을 첨가하기도 한다. 하지만, 상기 P가 과다하게 첨가될 경우 강재의 인성이 악화되므로, 본 발명에서는 이를 방지하기 위해 그 상한을 0.04%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 P 함량의 하한은 0.002%인 것이 보다 바람직하고, 혹은 상기 P 함량의 상한은 0.0173%인 것이 보다 바람직하다.
S: 0.01% 이하 (0%는 제외)
황(S)은 상기 P 와 마찬가지로 강 중에서 불순물로 존재하며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 따라서, S 함량의 하한은 S가 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여 0%를 제외한다(즉, 0% 초과). 다만, 상기 S는 강재의 연성과 충격 특성을 나쁘게 하기 때문에 그 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 S의 함량의 하한은 0.0009%인 것이 보다 바람직하고, 혹은 상기 S 함량의 상한은 0.0021%인 것이 보다 바람직하다.
N: 0.01% 이하 (0%는 제외)
본 발명에서 질소(N)는 불순물로서 강재에 포함되며 그 함량을 가능한 낮게 제어하는 것이 유리하다. 따라서, N 함량의 하한은 N이 불가피하게 포함되는 경우를 감안하여 0%를 제외한다(즉, 0% 초과). 다만, N 함량의 상한은 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 상기 N 함량의 하한은 0.0005%인 것이 보다 바람직하다. 또한, 상기 N 함량의 상한은 0.007%인 것이 더 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 바람직하며, 0.0052%인 것이 가장 바람직하다.
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.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 냉연 강판은, 선택적으로, Cu: 0.1% 이하(0%는 제외), Ni: 0.1% 이하(0%는 제외)로 이루어지는 그룹으로부터 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
Cu: 0.1% 이하(0%는 제외), Ni: 0.1% 이하(0%는 제외)
상기 구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 강재의 강도를 높이는 원소이다. 상기 원소들은 강재의 강도와 경화능을 높이는 원소이지만, 지나치게 많은 양을 첨가할 경우 목표하는 강도 등급을 초과할 수 있고, 고가의 원소이기 때문에 경제적인 측면에서 그 상한을 각각 0.1% 이하의 수준으로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, 상기 Cu 및 Ni은 고용 강화 원소로서 작용하기 때문에, Cu 및 Ni 중 1종 이상을 첨가할 경우에는 0.03% 미만으로 첨가하면 고용강화 효과가 미미할 수 있으므로, 각각 0.03% 이상 첨가하는 것이 바람직하다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 냉연 강판은, 선택적으로, V: 0.05% 이하 (0%는 제외)를 추가로 포함할 수 있다.
V: 0.05% 이하 (0%는 제외)
바나듐(V)은 미량의 첨가로도 강재의 강도를 높일 수 있으나, 연신율 향상에는 그 작용이 크지 않으므로, 그 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 V의 함량은 0.04% 이하인 것이 보다 바람직하고, 0.03% 이하인 것이 보다 더 바람직하다.
본 발명의 일 실시형태에 따른 냉연 강판의 미세조직은, 면적%로, 페라이트: 10% 이하(0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 1% 초과 5% 이하, 마르텐사이트: 25% 이상 50% 미만 및 베이나이트: 35% 이상 70% 미만을 포함하는 것이 바람직하다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 냉연 강판은, 인장강도(TS) 980MPa 이상에서도 뛰어난 성형성을 확보하는 것이 목적으로서, 특히 높은 국부 성형성을 얻기 위해서는 강판을 구성하는 미세조직 상간의 경도차를 줄여야 한다. 본 발명에서는 통상적인 소둔 가열 조건에서 전술한 합금 조성을 충족함과 동시에, 하기 관계식 1로 정의되는 값이 70 이상을 충족하도록 성분을 제어할 경우, 오스테나이트 단상을 얻고 페라이트 분율을 10면적% 이하로 낮게 유지할 수 있음을 확인하였다. 만약 상기 페라이트 분율이 10면적%를 초과하게 될 경우에는 항복강도가 낮아지고 구멍 확장성이 나빠질 우려가 있다. 한편, 전술한 높은 항복강도 및 우수한 구멍 확장성 확보의 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 페라이트 분율의 하한은 2면적%일 수 있고, 상기 페라이트 분율의 상한은 7면적%일 수 있다.
[관계식 1]
234×[C] - 29×[Si] - 128×[Al] + 29×[Mn] + 10×[Cr] - 17×[Mo] -37×[Nb] - 49×[Ti] + 100×[B]
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 [C], [Si], [Al], [Mn], [Cr], [Mo], [Nb], [Ti] 및 [B]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
상기 관계식 1로 정의되는 값이 70 이상을 충족함으로써, 연질 페라이트 상을 회피할 수 있으나, 페라이트 다음으로 연질인 베이나이트 상을 충분히 도입하지 않을 경우 강재의 연성을 확보하기가 어려울 수 있다. 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 관계식 1로 정의되는 값의 하한은 75.7일 수 있고, 혹은 상기 관계식 1로 정의되는 값의 상한은 90일 수 있다.
이에, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 통상의 연속도금 소둔 조건에서도, 베이나이트 상을 충분히 도입하기 위한 조건으로서, 하기 관계식 2로 정의되는 값이 270 이상 330 이하를 충족하도록 제어할 수 있다.
[관계식 2]
270×[C] + 90×[Mn] + 70×[Cr] + 80×[Mo]
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명에 따른 냉연 강판은, 주로 마르텐사이트와 베이나이트로 구성되는데, 이들 주요 상간의 경도차가 큰 경우, 국부 성형성이 나빠진다. 통상 베이나이트는 마르텐사이트 조직에 비해 강도가 낮기 때문에, 경도 편차를 줄이기 위해서는 베이나이트 조직의 강도 향상 방안이 필요하다.
이렇듯, 본 발명자들은, 마르텐사이트와 베이나이트 사이의 경도 편차를 줄여 특성을 개선하고자 예의 검토를 행한 결과, 베이나이트의 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기를 적정 범위로 제어함으로써, 2개의 주요 상간의 경도차를 획기적으로 저감할 수 있음을 발견하였다.
구체적으로, 본 발명에 따른 냉연 강판은, 상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기가 0.35~0.55㎛ 범위일 수 있다.
상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기가 0.35㎛ 미만이면 베이나이트의 강도가 낮아짐에 따라 마르텐사이트 상과의 경도차가 커져서 높은 구명 확장성을 확보하기 어려운 문제가 생길 수 있다. 반면, 상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기가 0.55㎛를 초과하면 경질의 도상 마르텐사이트의 작용이 커져서 취성을 유발하고, 구명 확장성이 낮아지는 문제가 생길 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 전술한 효과를 개선하는 측면에서 보다 바람직하게, 상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기의 하한은 0.4㎛일 수 있고, 혹은 상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기의 상한은 0.5㎛일 수 있다.
이 때, 본 명세서에 있어서, 전술한 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기는, 강판을 두께방향으로 절단한 단면을 기준으로, 전체 베이나이트의 내부에 완전히 포함되는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기를 측정한 값을 나타낸다. 또한, 상기 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기는 도상 마르텐사이트(MA)의 내부를 관통하는 최대 길이들의 평균값을 의미한다.
또한, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 본 발명에서는 전술한 합금 조성을 충족하면서도, 상기 관계식 2로 정의되는 값이 270 이상 330 이하를 충족하도록 제어할 수 있다. 이로 인해, 통상의 소둔 조건에서도 MA상(Martensite-Austenite 집합체)을 제2상으로서 갖는 베이나이트가 면적%로, 35% 이상 70% 미만 형성되어, 구멍 확장성을 보다 개선할 수 있다. 상기 베이나이트 상의 강도가 마르텐사이트에 근접하게 확보되는 이유는 탄소분배를 통해 상대적으로 경질인 제2상 MA상을 내부에 함유하기 때문으로 판단된다.
상기 관계식 2로 정의되는 값이 330을 초과하는 경우, 35면적% 이상의 충분한 베이나이트 분율을 확보하기 어려워, 지나치게 높은 강도를 갖게 되고 연신율 및 HER 값이 나빠질 수 있다. 반대로, 상기 관계식 2로 정의되는 값이 270 미만이 되는 경우, 연성은 충분하나, 너무 연질의 강판이 되어 980MPa 이상의 인장강도를 얻기 어려울 수 있다. 이 때, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 관계식 2로 정의되는 값의 하한은 286일 수 있고, 혹은 상기 관계식 2로 정의되는 값의 상한은 311일 수 있다.
한편, 본 발명에 있어서, 잔류 오스테나이트(Retained Austenite)는 TRIP 효과를 통해 강재의 연신율을 높이는 조직으로서, 그 분율이 높을수록 높은 연신율을 얻을 수 있으며, 필요한 수준의 연신율을 얻기 위해 잔류 오스테나이트의 분율은 1면적%를 초과하는 것이 바람직하다. 다만, 5면적%를 초과하는 오스테나이트를 얻기 위해서는 다량의 C과 Si이 첨가되어야 하며, 이 경우 점용접 LME 저항성이 나빠지게 된다. 따라서, 본 발명에서 잔류 오스테나이트 분율은 5면적% 이하로 제어할 수 있다. 이 때, 전술한 효과를 보다 개선하기 위한 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 잔류 오스테나이트 분율의 하한은 2면적%일 수 있고, 혹은 상기 잔류 오스테나이트 분율의 상한은 4면적%일 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 마르텐사이트의 분율은, 25면적% 이상 50면적% 미만일 수 있다. 상기 마르텐사이트의 분율이 25면적% 미만이면 강재의 전체 인장강도가 불충분한 문제가 생길 수 있고, 상기 마르텐사이트의 분율이 50면적%를 이상이면 지나치게 강도가 높아져서 구멍 확장성이 낮아지는 문제가 생길 수 있다. 이 때, 전술한 효과를 보다 개선하기 위한 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 마르텐사이트 분율의 하한은 29면적%일 수 있고, 혹은 상기 마르텐사이트 분율의 상한은 49면적%일 수 있다.
또한, 본 발명에 있어서, 베이나이트의 분율은 35면적% 이상 70면적% 미만일 수 있다. 상기 베이나이트의 분율이 35면적% 미만이면 마르텐사이트 또는 페라이트의 분율이 상대적으로 높아 구멍 확장성이 낮아지는 문제가 생길 수 있고, 상기 베이나이트의 분율이 70면적% 이상이면 마르텐사이트 분율이 낮아져서 전체 강도가 부족한 문제가 생길 수 있다. 이 때, 전술한 효과를 보다 개선하기 위한 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 베이나이트 분율의 하한은 45면적%일 수 있고, 혹은 상기 베이나이트 분율의 상한은 63%일 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따르면, 상기 냉연 강판은 전술한 미세조직 외에도, 기타상을 더 포함할 수 있다. 이 때, 상기 기타상으로는 도상 마르텐사이트(MA) 등을 들 수 있고, 예를 들어, 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA) 등이 존재할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 다량의 C, Si, Al 등 합금원소를 첨가하면 점용접성이 나빠지며, 특히 아연도금강판에 점용접을 실시할 경우 LME(Liquid Metal Embrittlement)가 유발된다. 일반적으로 철강재의 점용접은 비산(Expulsion)이 발생하는 최소전류치 이하에서 실시하게 되며, 비산(Expulsion) 발생 최소전류치는 실제 점용접을 실시할 때 가장 높은 입열량을 제공할 수 있는 조건으로 볼 수 있다. LME 저항성이 높은 경우 이러한 비산 발생 최소전류치 이상의 용접전류 값에서도 LME가 발생하지 않을 수 있으며, 이 경우 LME가 발생하는 최소전류치로부터 비산이 발생되는 최소전류치를 뺀 차이로 정의되는 AE값이 양의 값을 갖게 된다. 즉, 실제 점용접시 비산 발생 최소 전류치 이하에서 용접이 행하여지게 되고, 이때, LME가 발생하지 않으면, AE 값이 0 이상인 것으로 판단할 수 있다. 한편, 상기 AE 값은 kA의 단위를 가진다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 본 발명에서는 여러 합금성분을 갖는 인장강도 980MPa급 강판의 점용접성을 평가한 결과 LME저항성이 우수한, 즉 상기 AE 값이 0 이상이 되는 합금성분 조건을 도출하였으며, 그 결과, C, Si 및 Al의 함량 관계가 하기 관계식 3으로 정의되는 값이 1.8 이하를 충족하도록 제어할 필요가 있다는 것을 인지하게 되었다.
[관계식 3]
5×[C] + [Si] + 0.5×[Al]
(상기 관계식 3에 있어서, [C], [Si] 및 [Al]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명의 일 구현례에 따르면, 전술한 냉연 강판은, 980MPa 이상(바람직하게는, 980~1150MPa, 보다 바람직하게는 980~1075MPa)의 인장강도(TS), 740~950MPa(보다 바람직하게는, 790~920MPa)의 항복강도(YS), 45% 이상(보다 바람직하게는, 50~65%)의 구멍 확장성(HER), 12% 이상(보다 바람직하게는, 12~20%)의 연신율(El)을 가짐으로써, 우수한 강도, 연성 및 구멍 확장성을 동시에 확보할 수 있다.
한편, 본 발명의 냉연 강판은 적어도 일면에 용융 아연 도금층이 형성되어 있다. 본 발명에서는 상기 용융 아연 도금층의 구성에 대해서 특별히 한정하지 않으며, 당해 기술분야에서 통상적으로 적용되는 용융 아연 도금층이면 본 발명에 바람직하게 적용될 수 있다. 또한, 상기 용융 아연 도금층은 강판의 일부 합금 성분과 합금화된 합금화 용융 아연 도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 일 구현례에 따른 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연 강판의 제조방법에 대하여 설명한다. 다만, 본 발명의 냉연 강판이 반드시 이하의 제조방법에 의해서만 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
우선, 전술한 합금조성을 갖는 슬라브를 가열한다. 상기 슬라브 가열 시 가열 온도는 1150~1250℃인 것이 바람직하다. 상기 슬라브 가열 온도가 1150℃ 미만이면 다음 단계인 열간압연 수행이 불가능할 수 있으며, 반면 1250℃를 초과하는 경우 슬라브 온도를 높이기 위해 많은 에너지가 불필요하게 소요된다. 따라서, 상기 슬라브 가열 온도는 1150~1250℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 슬라브 가열 온도의 하한은 1170℃인 것이 보다 바람직하고, 1180℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 슬라브 가열 온도의 상한은 1230℃인 것이 보다 바람직하고, 1220℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이후, 상기 가열된 슬라브를 830~980℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다. 상기 마무리 열간압연 온도(이하, 'FDT'라고도 함)가 830℃ 미만이면 압연 부하가 크고 형상 불량이 증가하여 생산성이 나빠지게 된다. 반면, 상기 마무리 열간압연 온도가 980℃를 초과하면 지나친 고온 작업에 따른 산화물 증가로 인해 표면 품질이 나빠지게 된다. 따라서, 상기 마무리 열간압연 온도는 830~980℃의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도 하한은 880℃인 것이 보다 바람직하다. 상기 마무리 열간압연 온도 상한은 950℃인 것이 보다 바람직하고, 930℃인 것이 보다 더 바람직하다.
이어서, 상기 열연강판을 450~700℃에서 권취한다. 상기 권취 온도(이하, 'CT'라고도 함)가 700℃를 초과하게 되면 조대한 열연 내부산화가 초래되고, 표면 특성이 나빠지는 단점이 있다. 반면, 상기 권취 온도가 450℃ 미만인 경우에는 천이비등역에 해당하여 권취온도의 제어성이 나빠지고 강판 형상이 열위해지는 단점이 있다. 상기 권취온도 하한은 480℃인 것이 보다 바람직하고, 500℃인 것이 보다 더 바람직하다. 상기 권취온도 상한은 670℃인 것이 보다 바람직하고, 640℃인 것이 보다 더 바람직하다.
한편, 상기 마무리 열간압연 후, 권취 온도까지 10~100℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 상기 평균 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 열간압연 생산성이 떨어지고 실제 생산시 냉각능력이 떨어지는 냉각매질을 일부러 채택해야하는 단점이 있고, 100℃/s를 초과하는 경우에는 강판 내부의 온도편차가 균일하지 않게 되어 형상이 나빠지고 지나치게 강판의 강도가 높아지는 단점이 있다. 따라서, 상기 평균 냉각속도는 10~100℃/s의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이후, 상기 권취된 열연강판을 냉간압연한다. 상기 냉간압연 시, 냉간 압하율은 30~60%일 수 있다. 상기 냉간 압하율이 30% 미만이면 목표로 하는 두께 정밀도를 확보하기 어려울 뿐만 아니라 강판의 형상 교정이 어려워질 수 있다. 반면에 냉간 압하율이 60%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높아지게 되고, 냉간압연 부하가 지나치게 커질 수 있다. 따라서 상기 냉간 압하율은 30~60%의 범위를 갖는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 냉간압연된 강판을 790℃~830℃ 범위에서 연속 소둔한다. 상기 연속 소둔 단계는 오스테나이트 단상역까지 강판을 가열함으로써 100%에 가까운 오스테나이트를 형성하여 이후 상변태에 이용하기 위함이다. 만일 상기 연속 소둔 온도(이하, 'SS'라고도 함)가 790℃ 미만이면 충분한 재결정 및 오스테나이트 변태가 이루어지지 않아 소둔 후 목적으로 하는 마르텐사이트와 베이나이트 분율을 확보할 수 없다. 반면 상기 연속 소둔 온도가 830℃를 초과하면 생산성이 저하되고 조대한 오스테나이트가 형성되어 재질이 열화될 수 있으며, 또한 도금재의 박리 등 표면품질이 나빠지게 된다. 또한 상기 연속 소둔은 연속 합금화 용융도금 연속로에서 실시할 수 있다.
상기 연속소둔 시, 부피%로, 질소: 95% 이상, 잔부 수소로 이루어지는 기체로 연속 소둔로 내 분위기를 제어하는 것이 바람직하다. 상기 질소의 분율이 95% 미만인 경우 이에 맞추어 수소의 비율이 함께 높아지지 않은 경우 로내에 산화성 분위기가 형성되어 강판 표면에 산화물이 형성되어 표면 품질이 나빠지게 되며, 수소의 비율이 높아지는 경우 폭발방지와 같은 공정상의 어려움이 가중되게 된다.
이후, 상기 연속 소둔된 강판을 450~600℃의 1차 냉각 종료 온도(이하, 'SCS'라고도 함)까지 10℃/s 미만(보다 바람직하게는, 1℃/s 이상 10℃/s 미만)의 평균 냉각속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 종료 온도는 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉 설비가 추가로 적용되어 2차 냉각(급냉)이 개시되는 시점으로 정의할 수 있다. 상기 냉각 공정을 1차 및 2차 냉각으로 나누어 단계적으로 실행하는 경우, 서냉 단계에서 강판의 온도 분포를 균일하게 하여 최종적인 온도 및 재질 편차를 감소시킬 수 있으며, 필요한 상 구성을 얻을 수 있다. 특히, 본 발명의 베이나이트 조직은 1차 냉각 단계에서부터 적극적으로 형성시켜야 목표하는 연신율을 얻을 수 있게 된다. 상기 1차 냉각 종료 온도가 450℃ 미만인 경우는 베이나이트 분율이 지나치게 높아지며, 실제 설비 길이상 10℃/s 미만의 냉각속도로는 450℃ 아래까지 냉각하기 어렵다. 상기 1차 냉각 종료 온도가 600℃를 초과하는 경우 2차 냉각 종료 온도까지의 냉각량이 커져 강판 형상이 불량해지고 베이나이트 분율이 목표 수준 대비 낮을 수 있다. 한편, 상기 1차 냉각속도가 1℃/s 미만인 경우에는 냉각 중에 페라이트 상의 석출량이 증가하여 고강도강을 얻기 어려우며, 10℃/s를 초과하는 경우에는 2차 냉각에서의 냉각량이 커져 최종적인 온도편차 및 재질편차가 증가하게 된다. 전술한 효과의 향상 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 1차 냉각속도의 하한은 3℃/s일 수 있고, 상기 1차 냉각속도의 상한은 8℃/s일 수 있다.
이후, 상기 1차 냉각된 강판을 250~350℃의 2차 냉각 종료 온도(이하, 'RCS'라고도 함)까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각한다. 상기 2차 냉각 종료 온도는 강판의 Ms 온도 이하가 되도록 하여, 냉각 중에 마르텐사이트 변태가 발생하도록 하며, 이 마르텐사이트는 후공정인 재가열 단계를 거치면서 최종적으로 템퍼드 마르텐사이트 상이 된다. 980MPa급 고연신 강판의 Ms 온도는 대부분 400℃ 이하 수준이기 때문에, 본 발명에서는 상기 2차 냉각 종료 온도를 250~350℃의 범위로 제어하였다. 만약, 상기 2차 냉각 종료 온도가 250℃ 미만인 경우에는 초기 마르텐사이트 변태량이 너무 많아 항복 강도가 높아지고, 성형성이 나빠진다. 반면, 상기 2차 냉각 종료 온도가 350℃를 초과하는 경우에는 냉각 중에 마르텐사이트가 생성되지 않아 높은 항복강도 및 구멍 확장성을 얻기 어렵다. 상기 2차 냉각속도가 10℃/s 미만인 경우에는 목표하는 2차 냉각종료 온도에 도달하더라도 냉각 중에 고온 상변태가 발생하여 목표하는 마르텐사이트 분율과 고강도를 얻을 수 없게 된다. 전술한 효과의 향상 측면에서 보다 바람직하게는, 상기 2차 냉각속도의 하한은 11℃/s일 수 있고, 상기 2차 냉각속도의 상한은 30℃/s일 수 있다.
앞서 언급한 바와 같이, 상기 2차 냉각은 상기 1차 냉각에서 적용되지 않은 급냉 설비가 추가로 적용될 수 있고, 본 발명에서는 상기 급냉 설비의 종류에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 바람직한 일례로서 수소 급냉 설비를 이용할 수 있다. 보다 구체적으로는, 상기 수소 급냉 설비는 부피%로, 5~80%의 수소, 잔부 질소로 이루어지는 기체를 이용할 수 있다. 상기 수소의 분율이 80%를 초과하는 경우에는 설비의 폭발제어 등 관리가 어려워지는 단점이 있을 수 있고, 5% 미만인 경우에는 가벼운 원소인 수소의 효율적인 열전달 특성을 활용하기 어려워지는 단점이 있을 수 있다.
이후, 상기 2차 냉각된 강판을 350~480℃까지 재가열한다. 상기 공정을 통해, 잔류 오스테나이트의 안정화에 필요한 상간 탄소분배 및 추가적인 베이나이트 상변태를 얻게 된다. 본 발명에서는 상기 가열구간의 종점 온도를 편의상 재가열 온도(이하, 'RHS'라고도 함)라고 지칭한다. 만약, 상기 재가열 온도가 350℃ 미만인 경우에는 지나치게 강도가 높아지고 연신율이 나빠진다. 반면, 상기 재가열 온도가 480℃를 초과하는 경우 오스테나이트 상이 변태되지 못하고 잔류하였다가 최종 냉각 중에 프레시 마르텐사이트가 되면서 구멍확장성과 연신율을 해치게 된다. 한편, 베이나이트의 변태가 가장 활발한 소위 nose 온도는 약 400~420℃ 수준이다. 이를 고려하여, 상기 재가열 온도의 하한은 411℃인 것이 보다 바람직하고, 혹은 상기 재가열 온도의 상한은 440℃인 것이 보다 바람직하다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 재가열 시의 평균 승온 속도는 0.5~2.5℃/s일 수 있다. 상기 평균 승온 속도가 0.5℃/s 미만이면 전체 공정 시간이 지나치게 길어져 열처리가 과도해지는 문제가 생길 수 있고, 2.5℃/s를 초과하면 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하기 어려운 문제가 생길 우려가 있다.
추가로, 본 발명자들은 예의 검토를 행하여, 전술한 1차 냉각 및 2차 냉각의 조건을 하기 관계식 4를 충족하도록 정밀하게 제어함으로써, 1차 냉각과 2차 냉각 구간에서 베이나이트 조직을 충분히 얻을 수 있도록 하여 상간의 경도 차를 줄여서, 구멍 확장성을 향상시킬 수 있음을 발견하였다.
[관계식 4]
V1/V2×t > 0.5
(상기 관계식 4에 있어서, V1은 1차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, V2는 2차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, t는 냉연 강판의 두께를 나타낸다.)
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 상기 재가열하는 단계 이후, 필요에 따라, 상기 재가열된 강판을 용융 아연 도금, 합금화 용융아연도금 및 조질 압연 공정을 추가로 실시할 수 있다. 구체적으로, 상기 재가열된 강판을 450~470℃의 아연 도금욕에서 도금하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 구현례에 따르면, 필요에 따라, 상기 도금된 강판을 470~550℃ 범위의 온도에서 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다. 상기 합금화 열처리는 적절한 합금화 수준을 얻기 위한 것으로서, 그 온도는 강판의 표면 상태에 따라 결정되는데, 강재의 표면 상태를 제어함으로써 합금화 열처리 온도가 550℃를 넘지 않도록 해야 지나친 템퍼링에 따른 강판 연질화 및 잔류 오스테나이트의 소실을 막을 수 있다. 한편, 합금화를 빨리 진행시키기 위해 상기 합금화 열처리온도는 용융 아연 도금 온도보다는 높은 것이 바람직하므로, 그 하한을 470℃로 제어한다. 아울러, 상기 합금화 열처리 후, 강판의 형상을 교정하고 항복 강도를 조정하기 위해 합금화 열처리된 강판을 상온까지 냉각한 후, 1% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 추가로 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)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 슬라브를 준비한 뒤, 1180~1220℃에서 재가열하고, 하기 표 2에 기재된 조건으로 열연, 권취, 소둔, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열 및 용융아연도금(GI) 공정을 행하여 냉연 강판을 제조하였다. 또한 일부 강판에 대해서는 하기 표 2에 기재된 합금화 열처리온도(GA) 조건으로 합금화 열처리하였다. 이 때, 마무리 열간압연 후 냉각속도는 30~50℃/s, 냉간 압하율은 33~55%, 연속소둔시 이용한 기체는 95부피%N-5부피%H였고, 2차 냉각시 이용한 기체는 75부피%H-25부피%N였다.
이와 같이 제조된 강판의 인장특성, 구멍 확장성, 그리고 점용접 LME 평가 결과를 하기 표 3에 나타내었다. 인장강도(TS), 항복강도(YS), 그리고 연신율(EL)은 압연 직각방향으로의 인장시험을 통하여 측정하였으며, 표점 거리(Gauge Length)는 50mm이고, 인장시편의 폭은 25mm인 시험편 규격을 사용하였다. 구멍 확장성은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단 가공하였다.
도금강판에 대하여 점용접을 행함으로써 AE 값을 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 함께 나타내었다. 상기 AE 값은 LME 발생 최소 전류값에서 비산 발생 최소 전류값을 뺀 값을 의미한다. 상기 점용접 시험은 낮은 통전 전류값으로부터 0.5kA 단위로 전류를 높이되 각 전류 값 사이에는 잠시 냉각 시간을 주어 지나친 열량이 소재에 입열되지 않도록 하였다. 이와 같이 전류 값을 높여가다가 용접부 너겟이 비산(Expulsion)하게 되는 최소전류 값을 측정하고, 동시에 LME가 발생하는 최소전류 값을 용접부 표면과 단면 관찰로부터 측정한 뒤, 그 결과를 하기 표 3에 기재하였다. 상기 LME 발생은 용접부의 표면을 10배, 단면을 100배로 관찰하였을 때에 LME로 인한 균열이 육안으로 관찰되지 않는 것을 합격으로 하였다.
또한, 상기 제조된 냉연 강판에 대하여 미세조직을 측정한 결과와 본 발명에 사용된 관계식 1~3의 계산 결과를 표 4에 나타내었다.
미세조직은 주사전자현미경(SEM) 사진으로부터 Point Counting 방법으로 측정하되, 잔류 오스테나이트의 분율은 XRD로 측정하였다.
구분 합금 조성 (중량%)
강종 C Si Al Mn Cr Mo B Nb Ti P S N
A 0.137 0.49 0.085 2.55 0.04 0.21 0.0002 0.031 0.019 0.0067 0.0015 0.0034
B 0.141 0.55 0.038 2.57 0.002 0.207 0.0001 0.019 0.018 0.0173 0.0015 0.0052
C 0.151 0.6 0.034 2.61 0.38 0.11 0.0003 0.019 0.021 0.0072 0.0021 0.0042
D 0.149 0.57 0.027 2.54 0.22 0.09 0.0002 0.021 0.022 0.0084 0.0009 0.0048
E 0.105 0.75 0.09 2.45 0.32 0.15 0.0002 0.045 0.021 0.0095 0.0014 0.0042
F 0.12 0.42 0.315 2.42 0.402 0.195 0.0002 0.03 0.021 0.012 0.0012 0.0045
G 0.102 0.15 0.1 2.44 0.2 0.05 0.0001 0.001 0.002 0.0142 0.0019 0.0044
H 0.133 0.53 0.035 2.56 0.42 0.15 0.0003 0.012 0.015 0.0093 0.0032 0.0067
I 0.166 0.43 0.025 2.71 0.14 0.05 0.0001 0.022 0.025 0.0088 0.0007 0.0072
J 0.142 0.67 0.055 2.92 0.45 0.33 0.0002 0.005 0.005 0.0065 0.0023 0.0051
K 0.125 1.23 0.15 2.57 0.33 0.21 0.0001 0.022 0.019 0.0077 0.0018 0.0038
L 0.175 1.35 0.09 2.75 0.21 0.05 0.0001 0.032 0.018 0.0076 0.0018 0.0044
M 0.192 0.77 0.45 2.62 0.44 0.12 0.0002 0.002 0.0005 0.0124 0.0022 0.0057
구분 강종 열연두께
[㎜]		 냉연 두께 (t)
[㎜]		 압하율
[%]		 FDT
[℃]		 CT
[℃]		 SS
[℃]		 SCS
[℃]		 V1* RCS
[℃]		 V2* Vh* RHS
[℃]		 GI Pot
[℃]		 GA
[℃]
발명예 1 A 2.3 1.2 48 905 605 830 549 5.0 323 11.8 1.1 425 458 517
발명예 2 B 2.2 1.1 50 911 582 823 571 7.2 312 14.7 1.3 440 461 -
발명예 3 C 2.1 1 52 924 616 819 490 6.2 299 11.9 1.2 411 463 521
발명예 4 D 2.6 1.4 46 895 591 823 523 4.7 315 12.8 1.3 432 460 519
비교예 1 E 2.4 1.2 50 899 621 810 561 6.2 335 14.3 1.1 425 456 520
비교예 2 F 2.1 1.2 43 933 572 825 532 5.9 304 13.4 2.1 454 455 518
비교예 3 G 2.6 1.3 50 875 602 833 632 4.3 305 19.2 2.3 457 462 -
비교예 4 H 2.1 1 52 872 661 841 552 5.2 392 10.1 0.9 453 466 505
비교예 5 I 2.4 1.2 50 887 535 825 425 7.7 335 4.7 0.9 423 453 -
비교예 6 J 2.1 1.3 38 933 552 823 532 5.1 325 12.6 1.1 435 462 521
비교예 7 K 2.6 1.4 46 912 656 833 552 5.7 312 15.3 1.4 433 463 -
비교예 8 L 2.1 1.2 43 905 618 835 565 6.8 304 14.2 1.0 392 461 532
비교예 9 M 2.6 1.3 50 930 605 845 593 5.2 322 16.5 1.3 425 444 512
V1*: 1차 냉각 시 평균 냉각 속도 [℃/s]
V2*: 2차 냉각 시 평균 냉각 속도 [℃/s]
Vh*: 재가열 시 평균 승온 속도 [℃/s]
구분 강종 미세조직 분율 [면적%] LMA*
[㎛]		 관계식
F B M 잔류γ [1] [2] [3]
발명예 1 A 5 63 29 3 0.44 75.7 286 1.22
발명예 2 B 7 45 44 4 0.40 81.6 286 1.27
발명예 3 C 2 46 49 3 0.45 89.5 311 1.37
발명예 4 D 3 52 43 2 0.50 87.4 291 1.33
비교예 1 E 18 36 43 3 0.58 60.3 283 1.32
비교예 2 F 28 40 30 2 0.57 44.3 294 1.18
비교예 3 G 37 28 32 3 0.63 78.5 265 0.71
비교예 4 H 3 40 53 4 0.72 86.0 308 1.21
비교예 5 I 3 74 20 3 0.46 100.3 303 1.27
비교예 6 J 4 15 77 4 0.33 89.9 359 1.41
비교예 7 K 25 25 45 5 0.62 46.9 305 1.93
비교예 8 L 5 22 65 8 0.29 69.2 313 2.27
비교예 9 M 35 13 45 7 0.56 43.3 328 1.96
F: Ferrite,
B: Bainite,
M: Martensite,
γ: Austenite
LMA*: 상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기 [㎛]
구분 강종 기계적 특성 LME 특성
YS
[MPa]		 TS
[Mpa]		 EL
[%]		 HER
[%]		 AE Expulsion
발생전류
[kA]		 LME
발생전류
[kA]
발명예 1 A 798 1042 15 51 1.5 10.5 12
발명예 2 B 895 1071 13 65 1.0 11 12
발명예 3 C 912 1060 13 63 1.0 10.5 11.5
발명예 4 D 848 1035 14 59 1.0 10.5 11.5
비교예 1 E 723 1012 15 38 1.0 10 11
비교예 2 F 648 990 16 35 1.5 10 11.5
비교예 3 G 668 848 17 27 1.0 10 11
비교예 4 H 705 1108 13 37 0.5 10.5 11
비교예 5 I 673 967 15 47 1.0 10.5 11.5
비교예 6 J 1053 1172 11 46 0.5 11 11.5
비교예 7 K 797 1045 13 44 -0.5 11 10.5
비교예 8 L 989 1112 14 42 -1.0 11.5 10.5
비교예 9 M 852 1251 13 39 -0.5 10.5 10
상기 표 1~4를 통해 알 수 있듯이, 강종 A~D를 이용하여 제조된 발명예 1~4는 본 발명이 제안하는 합금 조성, 관계식1 및 제조조건을 만족하며, 이에 따라, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하여 목표로 하는 980~1150MPa의 인장강도, 740~950MPa의 항복강도, 45% 이상의 구멍 확장성(HER), 12% 이상의 연신율을 확보 가능함과 동시에, LME 특성 역시 우수함을 확인할 수 있었다.
특히, 본원 실시예 1로부터 얻어지는 냉연 강판에 대하여, 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)를 관찰하기 위해, 두께방향으로의 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 5,000배율로 관찰한 사진을 도 1에 나타내었다. 도 1에서, 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)를 화살표로 나타내었다.
반면, 비교예 1 및 2의 경우에는 페라이트 상 분율이 10%를 초과하였고, 인장강도, 구멍 확장성 및 경도 편차가 열위함을 알 수 있다.
또한, 비교예 3 및 6의 경우에는 페라이트 또는 마르텐사이트 상의 분율이 본 발명의 제한범위를 벗어나게 되어 요구하는 재질이 얻어지지 않았다.
또한, 비교예 4 및 5의 경우 본 발명에서 제한하는 공정 범위를 벗어남에 따라 필요한 재질을 얻을 수 없었다.
또한, 비교예 7 및 8의 경우, 본 발명에서 제한하는 성분 범위를 벗어나는 다량의 Si이 함유되었고, 비교예 9의 경우 C 등의 함량이 벗어났다. 이들 강들은 모두 LME 평가에서 비산(expulsion)이 발생하는 최소 전류보다 LME가 발생하는 최소 전류가 낮아 점용접성 LME가 취약함을 알 수 있다.

Claims (16)

  1. 중량%로, C: 0.10~0.16%, Si: 0.3~0.8%, Al: 0.01~0.5%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, B: 0.0001~0.001%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, P: 0.04% 이하 (0%는 제외), S: 0.01% 이하 (0%는 제외), N: 0.01% 이하 (0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하고,
    미세조직으로서, 면적%로, 페라이트: 10% 이하 (0%는 제외), 잔류 오스테나이트: 1% 초과 5% 이하, 마르텐사이트: 25% 이상 50% 미만 및 베이나이트: 35% 이상 70% 미만을 포함하고,
    상기 베이나이트 내부에 존재하는 도상 마르텐사이트(MA)의 평균 크기는 0.35~0.55㎛인, 냉연 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    하기 관계식 1로 정의되는 값이 70 이상을 충족하는, 냉연 강판.
    [관계식 1]
    234×[C] - 29×[Si] - 128×[Al] + 29×[Mn] + 10×[Cr] - 17×[Mo] -37×[Nb] - 49×[Ti] + 100×[B]
    (상기 관계식 1에 있어서, 상기 [C], [Si], [Al], [Mn], [Cr], [Mo], [Nb], [Ti] 및 [B]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  3. 청구항 1에 있어서,
    하기 관계식 2로 정의되는 값이 270 이상 330 이하를 충족하는, 냉연 강판.
    [관계식 2]
    270×[C] + 90×[Mn] + 70×[Cr] + 80×[Mo]
    (상기 관계식 2에 있어서, 상기 [C], [Mn], [Cr] 및 [Mo]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  4. 청구항 1에 있어서,
    하기 관계식 3으로 정의되는 값이 1.8 이하를 충족하는, 냉연 강판.
    [관계식 3]
    5×[C] + [Si] + 0.5×[Al]
    (상기 관계식 3에 있어서, [C], [Si] 및 [Al]은, 괄호 안의 각 원소에 대한 중량% 함량을 나타낸다.)
  5. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은, 면적%로, 페라이트를 2~7% 포함하는, 냉연 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은, 면적%로, 잔류 오스테나이트를 2~4% 포함하는, 냉연 강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은, 면적%로, 베이나이트를 45~63% 포함하는, 냉연 강판.
  8. 청구항 1에 있어서,
    상기 미세조직은, 면적%로, 마르텐사이트를 29~49% 포함하는, 냉연 강판.
  9. 청구항 1에 있어서,
    인장강도는 980~1150MPa이고, 항복강도는 740~950MPa인, 냉연 강판.
  10. 청구항 1에 있어서,
    구멍 확장성(HER)은 45% 이상인, 냉연 강판.
  11. 중량%로, C: 0.10~0.16%, Si: 0.3~0.8%, Al: 0.01~0.5%, Mn: 2.0~3.0%, Cr: 0.001~0.5%, Mo: 0.001~0.5%, B: 0.0001~0.001%, Nb: 0.001~0.05%, Ti: 0.001~0.05%, P: 0.04% 이하(0%는 제외), S: 0.01% 이하(0%는 제외), N: 0.01% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불술문을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 830~980℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 450~700℃에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간압연하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 790~830℃의 온도에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔된 강판을 450~600℃의 1차 냉각종료온도까지 10℃/s미만의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 250~350℃의 2차 냉각종료온도까지 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 강판을 350~480℃ 범위로 재가열하는 단계;
    를 포함하고,
    하기 관계식 4를 충족하는, 냉연 강판의 제조방법.
    [관계식 4]
    V1/V2×t > 0.5
    (상기 관계식 4에 있어서, V1은 1차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, V2는 2차 냉각 시의 평균 냉각 속도를 나타내고, t는 냉연 강판의 두께를 나타낸다.)
  12. 청구항 11에 있어서,
    상기 냉간압연 시, 냉간 압하율은 30~60% 범위인, 냉연 강판의 제조방법.
  13. 청구항 11에 있어서,
    상기 재가열된 강판을 450~470℃의 아연 도금욕에서 도금하는 단계;를 더 포함하는, 냉연 강판의 제조방법.
  14. 청구항 13에 있어서,
    상기 도금된 강판을 470~550℃ 범위의 온도에서 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함하는, 냉연 강판의 제조방법.
  15. 청구항 14에 있어서,
    상기 합금화 열처리된 강판을 상온까지 냉각한 후, 1% 미만의 압하율로 조질 압연하는 단계를 더 포함하는, 냉연 강판의 제조방법.
  16. 청구항 11에 있어서,
    상기 재가열 시의 평균 승온 속도는 0.5~2.5℃/s인, 냉연 강판의 제조방법.
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