WO2024080657A1 - 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

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WO2024080657A1
WO2024080657A1 PCT/KR2023/015229 KR2023015229W WO2024080657A1 WO 2024080657 A1 WO2024080657 A1 WO 2024080657A1 KR 2023015229 W KR2023015229 W KR 2023015229W WO 2024080657 A1 WO2024080657 A1 WO 2024080657A1
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less
steel sheet
excluding
steel
heat treatment
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PCT/KR2023/015229
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Inventor
한상호
공종판
김은영
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주식회사 포스코
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
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    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
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    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to materials applied to automobile members, and more specifically, to a cold rolled steel sheet (and plated steel sheet) with excellent bending properties and a method of manufacturing the same.
  • composite structure steel sheets in which a ferrite phase and a low-temperature transformation phase such as martensite or bainite coexist are used as high-strength steel sheets with excellent workability.
  • Composite structure steel sheets simultaneously improve strength and workability by dispersing a hard, low-temperature transformation phase in soft ferrite.
  • HPF method hot press forming
  • the HPF method is widely used in parts manufacturing because it can secure high strength compared to the same thickness, but there are problems in application due to excessive facility investment and increased process costs, so the development of materials for cold stamping is necessary. . Therefore, the development of a cold rolled steel sheet that is suitable for use as a cold stamping material, has high strength and high yield ratio to ensure collision performance, and has excellent bending properties is required.
  • Patent Document 1 shows that the steel composition is C: 0.25 to 0.4%, Si: 1.0% or less, Mn: 1.5 to 2.5%, P: 0.02% or less, S: 0.003% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.005%.
  • B 0.0005 to 0.005%
  • Ti 0.005 to 0.1%
  • Nb 0.005 to 0.1%
  • the metal structure is a martensite single phase structure.
  • steel sheets are manufactured by heating and holding in a temperature range from the Ae3 transformation point to 900°C, then rapidly cooling to 200°C or less at an average cooling rate of 300°C/s or more, and then tempering at 250°C or less.
  • shape (flatness) due to water cooling is poor, resulting in defects during molding.
  • Patent Document 2 is: C: 0.05% or more and 0.35% or less, Si: 0.01% or more and 2.0% or less, Mn: 0.8% or more and 3.0% or less, P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.005% or more and 0.10% or less.
  • Patent Document 1 Japanese Application No. 2009-098534
  • Patent Document 2 Japanese Application No. 2018-143806
  • One aspect of the present invention is to overcome the limitations of the prior art described above, and its purpose is to optimize the steel composition and manufacturing process to provide a steel sheet with excellent shape and bending properties and ultra-high strength of 1500 MPa or more.
  • One embodiment of the present invention is,
  • a steel plate with a ratio (a/b ⁇ 100) of 75% or more (excluding 100%) is provided.
  • the steel sheet may contain 10% or less (excluding 0%) of one or more types of phases selected from the group consisting of ferrite and bainite as a microstructure and area percent in a region within 20 ⁇ m from the surface.
  • the steel sheet has a microstructure in the area within 20 ⁇ m from the surface, and the remainder may be martensite.
  • the steel sheet may contain 90 to 99% martensite as a microstructure and area percent in a region within 20 ⁇ m from the surface.
  • the t may be 0.6 to 2.5 mm.
  • a zinc-based plating layer may be included on the surface of the steel sheet.
  • the steel plate may have a tensile strength (TS) of 1500 MPa or more and a bendability (R/t) of 3.7 or less.
  • TS tensile strength
  • R/t bendability
  • Another embodiment of the present invention is,
  • Reheating the steel slab comprising: at a temperature of 1100-1300°C;
  • the annealing step may be performed by heat treatment at Ac3+10°C to Ac3+80°C for 30 seconds or more.
  • the step of over-aging heat treatment by reheating the secondary cooled steel sheet to 150-240°C may be further included.
  • the over-aging heat treatment step can be performed for 400 to 1000 seconds.
  • Figure 1 shows a photograph taken with a scanning electron microscope (SEM) of a cross-section in the thickness direction of a steel plate according to Inventive Example 1 of the present invention.
  • the present inventors conducted extensive research to solve the problems of the prior art described above, and as a result confirmed through experiments that the target physical properties can be secured when the ingredients and operating conditions satisfy a specific relationship, and proposed the present invention. It has been completed.
  • the present invention in order to overcome the limitations of the prior art, it is possible to optimize the steel composition and manufacturing process to provide a steel sheet with excellent shape and bending characteristics and an ultra-high tensile strength of 1500 MPa or more.
  • the alloy composition of the steel sheet according to the present invention in weight percent, is carbon (C): 0.1 to 0.3%, silicon (Si): 0.5% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.3 to 2.5%, chromium ( Cr): 0.2% or less (excluding 0%), molybdenum (Mo): 0.01 to 0.1%, boron (B): 0.0005 to 0.003%, phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), sulfur (S) : 0.01% or less (excluding 0%), Nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%), Aluminum (Al): 0.01 to 0.1%, Niobium (Nb): 0.01 to 0.05%, Titanium (Ti): 0.01 ⁇ 0.05% and the balance includes Fe and unavoidable impurities. Unless otherwise specified in the present invention, the content of each element is based on weight percent.
  • Carbon is an interstitial solid solution element, the most effective and important element in improving the strength of steel, and is an element that must be added to secure the strength of martensitic steel.
  • the content exceeds 0.3%, the strength may rapidly increase due to excessive formation of martensite during cooling due to an increase in hardenability, and the elongation may worsen.
  • Silicon is known as a key element in TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel, which acts to increase the retained austenite fraction and elongation. Additionally, in the present invention, the addition of Si is a factor that suppresses the occurrence of cracks during bending by suppressing precipitation of cementite. Therefore, in order to obtain the above-mentioned effect, 0% by weight is excluded from the Si content. However, if the Si content exceeds 0.5%, not only the weldability is inferior, but also the surface properties and plating properties of the steel sheet deteriorate, so the Si content is included at 0.5% by weight. Meanwhile, in terms of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the Si content may be 0.01%, or the upper limit of the Si content may be 0.3%.
  • Manganese is an element added to ensure strength. If the Mn content is less than 1.3%, the hardenability is low, and if the cooling rate is not fast enough during cooling after annealing, martensite is not formed, making it difficult to secure the level of strength required in the present invention. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, the Ms temperature decreases during cooling after annealing, and as the final cooling temperature decreases, the shape of the steel sheet becomes poor and it becomes difficult to secure the initial martensite structure. In addition, during steelmaking/continuous casting operations, a segregation zone occurs in the length direction of the Mn-based slab, which acts as a factor that reduces bendability and sets the upper limit.
  • manganese is segregated in the thickness direction, forming a manganese band (Mn band) within the slab.
  • Mn band manganese band
  • the content of Mn is preferably set to 1.3 to 2.5%.
  • the lower limit of the Mn content may be 1.5%, or the upper limit of the Mn content may be 2.1%.
  • Chromium is an alloy element that facilitates securing a low-temperature transformation structure by suppressing ferrite transformation, and when using a continuous annealing process with slow cooling as in the present invention, it has the advantage of suppressing ferrite formation.
  • 0% by weight is excluded from the Cr content.
  • the Cr content exceeds 0.2%, delayed fracture resistance may deteriorate.
  • carbides such as CrC are formed, which impairs hole expandability and bending workability, and costs may increase due to excessive alloy input. Therefore, it is preferable that the Cr content is in the range of 0.2% or less.
  • the upper limit of the Cr content may be 0.15% or 0.1%.
  • there is no need to set a special lower limit range for the Cr content if it can be manufactured by optimizing the ingredients and operating conditions, but as an example, it may be 0.01%.
  • Molybdenum has the effect of improving the quenchability of steel, the effect of generating fine carbides containing Mo that become hydrogen trap sites, and the effect of improving delayed fracture resistance by refining martensite.
  • the Mo content exceeds 0.1%, the effect is not large compared to the increase in cost due to the addition of high-cost alloy elements, so it is preferable to set the upper limit to 0.1% or less.
  • the Mo content was less than 0.01%, the basic properties of Mo did not appear at all, and it was experimentally confirmed that there was no improvement effect on delayed failure, and the lower limit was set to 0.01% or more.
  • the lower limit of the Mo content may be 0.012%, or it is more preferable that the upper limit of the Mo content is 0.08%.
  • the boron is an element that suppresses the formation of ferrite, and accordingly, the present invention has the advantage of suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing.
  • the B content exceeds 0.003%, ductility may be greatly reduced.
  • the B content is less than 0.0005%, there is no hardenability effect at all, and the target strength cannot be secured. Rather, ferrite is formed in the surface layer, which tends to deteriorate bendability, limiting its lower limit. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the B content may be 0.0008%, or the upper limit of the B content may be 0.0022%.
  • Phosphorus (P) 0.1% by weight or less (excluding 0%)
  • Phosphorus is an impurity element contained in steel.
  • the content of 0% is excluded.
  • the upper limit can be limited to 0.1% or less.
  • the lower limit of the P content may be 0.0001%, or the upper limit of the P content may be 0.03%.
  • S Sulfur
  • Sulfur like P, is an impurity that is inevitably included in steel, and is an element that impairs the ductility and weldability of steel sheets, so it is desirable to keep the content as low as possible. Therefore, in the present invention, it is preferable to limit the sulfur content to 0.01% or less. However, considering cases where it is inevitably included during the manufacturing process, 0% is excluded. Meanwhile, in terms of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the S content may be . Additionally, in order to further contribute to improving bendability by minimizing MnS precipitates in steel, the upper limit of the S content may be 0.008%, or 0.005%.
  • Nitrogen is an impurity element, and if the N content exceeds 0.01%, the risk of cracks occurring during playing due to AlN formation, etc. greatly increases, so it is desirable to limit the upper limit of the N content to 0.01%. However, considering cases where it is inevitably included during the manufacturing process, 0% is excluded. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the N content may be 0.0001%, or the upper limit of the N content may be more preferably 0.008%, and even more preferably 0.006%.
  • Aluminum can be added to remove oxygen in molten steel, and like Si, it is an element that is effective in stabilizing retained austenite by suppressing precipitation of cementite during the reheating and overaging stages. If the Al content is less than 0.01%, deoxidation of the steel material is not sufficiently achieved and the cleanliness of the steel material is impaired. On the other hand, if the Al content exceeds 0.1%, not only the castability of the slab deteriorates, but also the temperature required for single-phase heating during annealing increases, which may lead to production and equipment problems. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Al content may be 0.02%, or the upper limit of the Al content may be 0.05%.
  • Niobium (Nb) 0.01 to 0.05% by weight
  • Niobium is an element that segregates at austenite grain boundaries and suppresses the growth of austenite grains during annealing heat treatment, contributing to an increase in strength through a precipitation strengthening effect.
  • the Nb content exceeds 0.05%, precipitation of carbon, nitride, etc. increases, the machinability of the base material decreases, and the cost increases as the alloy input amount becomes excessive.
  • the Nb content is less than 0.01%, the lower limit is limited to 0.01% because it does not contribute at all to increasing strength. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Nb content may be 0.02%, or the upper limit of the Nb content may be 0.04%.
  • Titanium (Ti) 0.01 ⁇ 0.05% by weight
  • Titanium is a nitride forming element and is an element that scavenges by precipitating N in steel into TiN. If Ti is not added, there is a possibility that cracks may occur during continuous casting due to AlN formation. However, if the Ti content exceeds 0.05%, the strength of martensite may be reduced due to additional carbide precipitation in addition to the removal of dissolved N, and hole expansion and bending workability may be reduced due to the formation of carbon and nitrides such as TiC and TiN. may hinder. On the other hand, if the content of Ti is less than 0.01%, similar to the Nb element, it does not contribute at all to increasing strength, so the lower limit is set. Meanwhile, in terms of further improving the above-described effect, the lower limit of the Ti content may be 0.02%, or the upper limit of the Ti content may be 0.04%.
  • the remainder includes iron (Fe), and unintended impurities may inevitably be introduced from raw materials or the surrounding environment during normal manufacturing processes, so this cannot be excluded. Since these impurities can be known to anyone skilled in the art during the manufacturing process, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the ratio (a/b) of b) is more than 75% (excluding 100%).
  • the present inventors have found that, compared to the point (1/4) ⁇ t (where t is the total thickness of the steel sheet) from the surface (in the thickness direction of the steel sheet), the The present invention was completed by discovering a tendency for bending properties to improve when the total content of C and Mn satisfies a specific ratio. Therefore, according to the present invention, the ratio of the total content of C and Mn in the area within 20 ⁇ m from the surface of the steel sheet compared to the point (1/4) ⁇ t (where t is the total thickness of the steel sheet) from the surface is 75. If it is less than %, ferrite or bainite may be excessively formed in the form of clusters in the surface layer, causing cracks to occur at the boundary between the ferrite and martensite phases, which may cause a problem of reduced bendability.
  • the lower limit of the ratio (a/b) may be 78%, or the upper limit of the ratio (a/b) may be 87%.
  • 10% or less of one or more phases selected from the group consisting of ferrite and bainite (excluding 0%) as microstructure and area% ) can be included.
  • the ratio (A) of one or more phases selected from the group consisting of ferrite and bainite exceeds 10%, soft ferrite or bainite is excessively formed around the hard martensite. Cracks may occur when bending.
  • the lower limit of the ratio (A) there is no particular limitation on the lower limit of the ratio (A), but it is advantageous if it can be managed as low as possible within a practically manufacturable range.
  • the remainder other than the above-described ferrite and bainite may be martensite as the microstructure.
  • the area within 20 ⁇ m from the surface may contain 90 to 99% of martensite as a microstructure and area percent.
  • the lower limit of the fraction of martensite in area% in the area within 20 ⁇ m from the surface may be 95%, or in the area within 20 ⁇ m from the surface, the lower limit of the fraction of martensite in area% may be 95%.
  • the upper limit of the fraction may be 98%.
  • t may be 0.6 to 2.5 mm.
  • the steel sheet of the present invention may further include a plating layer.
  • a plating layer there is no particular limitation on the plating layer, so not only the type such as zinc-based plating or aluminum-based plating, but also the method such as hot-dip plating or electroplating is not limited. In other words, it is sufficient as long as it can be used in the technical field to which the present invention pertains.
  • the plating layer may be a zinc-based plating layer.
  • an ultra-high strength steel sheet with excellent bending properties having a tensile strength (TS) of 1500 MPa or more and a bendability (R/t) of 3.7 or less can be provided.
  • TS tensile strength
  • R/t bendability
  • the tensile strength (TS) is 1500 MPa or more
  • the elongation (El) is 3% or more (or a more preferable range of elongation is 5% or more, and in particular, the upper limit is higher. It is advantageous and is not calculated), and a steel sheet with a bendability (R/t) of 3.7 or less can be provided.
  • a slab of steel having the above-described composition system is reheated at a temperature of 1100 to 1300°C. This process is performed to smoothly perform the subsequent hot rolling process and sufficiently obtain the target physical properties of the steel sheet. At this time, if the reheating temperature is less than 1100°C, a problem occurs in which the hot rolling load rapidly increases. On the other hand, if the reheating temperature exceeds 1300°C, the amount of surface scale increases and the yield of the material decreases, so it is limited.
  • the reheated slab is hot rolled.
  • hot rolling can be performed at Ar3 ⁇ 1000°C.
  • the finishing hot rolling temperature of the reheated slab is limited to Ar3 (the temperature at which ferrite begins to appear when austenite is cooled) or higher. This is because below Ar3, rolling is performed in the two-phase region of ferrite + austenite or in the ferrite region, resulting in a mixed texture. This is limited because there is a risk of malfunction due to fluctuations in the hot rolling load.
  • the hot rolled steel sheet is wound at a temperature range of 400 to 600°C. If the coiling temperature exceeds 600°C, the oxide film on the surface of the steel sheet may be excessively generated, causing defects, and the surface properties of the plating material may deteriorate, so the upper limit is limited. In addition, it is desirable to maintain a low coiling temperature in order to secure material uniformity in the overall length and overall width by forming the structure of the hot-rolled sheet as much as possible into a single-phase structure rather than a composite structure.
  • the lower limit of the coiling temperature may be 420°C, or the upper limit of the coiling temperature may be 520°C, and water cooling treatment may be performed after winding.
  • the oxidation layer formed on the surface of the hot-rolled steel sheet wound after the hot rolling is removed through a pickling process, and then cold rolling is performed at a reduction ratio of 30 to 80%. If the reduction ratio of the cold rolling is less than 30%, not only is it difficult to secure the target thickness, but there is a risk that the remaining hot rolled grains may affect austenite generation and final physical properties during annealing heat treatment. In addition, if the reduction ratio of the cold rolling exceeds 80%, there is a problem that material deviation of the final steel sheet may occur due to uneven rolling reduction in the length and width directions due to work hardening that occurs during cold rolling. It may be difficult to secure the target thickness due to the load.
  • annealing temperature range of Ac3+10°C to Ac3+80°C. Since the Ac3 temperature varies depending on the component, it is determined by Equation 1 below. If the annealing temperature is less than Ac3+10°C, a mixed structure may be formed over the entire length of the coil by annealing in a two-phase region rather than a single-phase region, which has a negative effect on the material. Therefore, the lower limit is set to Ac3+10°C. define. On the other hand, if the annealing temperature exceeds Ac3+80°C, equipment problems may occur due to overload of the annealing furnace, so the upper limit is set to Ac3+80°C. Meanwhile, more preferably, the lower limit of the annealing temperature may be 823°C, or the upper limit of the annealing temperature may be 916°C.
  • the heat treatment during annealing may be performed (maintained) for more than 30 seconds at a temperature range of Ac3+10°C to Ac3+80°C. If the heat treatment time at Ac3+10°C ⁇ Ac3+80°C is less than 30 seconds, there may be a problem that the structure is not sufficiently single-phase heat treated, making it difficult to ultimately secure the martensite structure.
  • the annealed steel sheet is subjected to primary cooling to the primary cooling end temperature range of 680 to 749°C at an average cooling rate of 10°C/s or less (exceeding 0°C/s).
  • the ratio of phase structures other than martensite one or more phases selected from the group consisting of ferrite and bainite
  • the total content (a) of C and Mn in the area exceeding 10% and/or within 20 ⁇ m from the surface is (1/4) ⁇ t point from the surface (where t is the total amount of the steel sheet)
  • the ratio (a/b) becomes less than 75%, and eventually the bendability (R/t) evaluation value may exceed 3.7, which results in poor formability This could get worse.
  • the primary cooling end temperature should be between 680 and 749°C. limited to Meanwhile, more preferably, the lower limit of the primary cooling end temperature may be 700°C, or the upper limit of the primary cooling end temperature may be 730°C.
  • the upper limit of the average cooling rate of primary cooling is set to 10°C/s.
  • the lower limit of the average cooling rate of primary cooling may be as low as possible due to the equipment configuration, so the lower limit may not be set separately, so it is set to exceed 0°C/s (or more than 1°C/s).
  • the lower limit of the average cooling rate of the primary cooling may be 4.3°C/s, or the upper limit of the average cooling rate of the primary cooling may be 7.7°C/s.
  • the primary cooled steel sheet is subjected to secondary cooling (rapid cooling) from 100°C to Mf temperature at an average cooling rate of 60 to 160°C/s.
  • the Mf refers to the finish temperature (Mf) of martensite transformation, and is measured using a dilatometer.
  • the average cooling rate of the secondary cooling is less than 60°C/s, some bainite structure may be formed during cooling, making it difficult to secure the target strength.
  • the average cooling rate of the secondary cooling exceeds 160°C/s, problems with the shape of the steel sheet and material deviation in the width direction may occur due to the rapid martensite transformation rate at the time of secondary cooling.
  • the lower limit of the average cooling rate of the secondary cooling may be 80°C/s, or the upper limit of the average cooling rate of the secondary cooling may be 153°C/s.
  • the cooling end temperature of the secondary cooling is 100°C to Mf temperature, and if the cooling end temperature of the secondary cooling exceeds the Mf temperature, martensite transformation is not sufficiently achieved, and the microstructure desired by the present invention is may be difficult to secure.
  • the cooling end temperature of the secondary cooling is less than 100°C, the cooling is too low, which is disadvantageous in terms of shape and exceeds the manufacturing process range in terms of equipment, so the lower limit is limited to 100°C.
  • the lower limit of the cooling end temperature of the secondary cooling may be 106°C, or the upper limit of the cooling end temperature of the secondary cooling may be 152°C.
  • the method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention can satisfy the following relational expression 1.
  • the present inventors have confirmed that excellent properties in strength and bendability can be secured by satisfying a specific relationship as shown in Equation 1 below between the cooling end temperatures during primary and secondary cooling. .
  • T1 represents the cooling end temperature (°C) of primary cooling
  • T2 represents the cooling end temperature (°C) of secondary cooling.
  • the secondary cooled steel sheet is reheated at 150 to 240° C. to perform overaging heat treatment.
  • the martensite obtained through the rapid secondary cooling process described above can be transformed into tempered martensite to increase the yield strength.
  • the overaging heat treatment temperature is less than 150°C, there is a disadvantage in that the yield strength is low and sufficient toughness cannot be secured due to insufficient tempering.
  • the overaging heat treatment temperature exceeds 240°C, there is a disadvantage in that bending workability is deteriorated due to a large amount of precipitation and coarsening of carbides.
  • the lower the lower limit of the overaging heat treatment temperature the more advantageous the bendability.
  • 150°C or higher is recommended, and more preferably 170°C or higher.
  • the upper limit of the overaging heat treatment temperature is preferably 200°C, and more preferably 198°C.
  • the method for manufacturing a steel plate according to an embodiment of the present invention can satisfy the following relational expression 2.
  • the present inventors have secured a steel sheet with superior properties in terms of strength and bendability by satisfying a specific relationship as shown in Equation 2 below between the cooling end temperature of secondary cooling and the overaging heat treatment temperature. Additionally, it was discovered that it could be done.
  • T2 represents the cooling end temperature of secondary cooling (°C)
  • T3 represents the temperature of overaging heat treatment (°C).
  • the overaging heat treatment may be performed for 400 seconds or more.
  • the over-aging heat treatment time refers to the time maintained in the over-aging heat treatment temperature range.
  • the overaging heat treatment time is less than 400 seconds, tempering is not sufficiently achieved, and the yield strength may be lowered.
  • the upper limit of the over-aging heat treatment time there is no particular limitation on the upper limit of the over-aging heat treatment time, but it is difficult to exceed 1000 seconds due to the nature of continuous annealing equipment. Therefore, the over-aging heat treatment time may be performed for 400 to 1000 seconds, and in terms of further improving the above-mentioned effect, the lower limit of the over-aging heat treatment time may be 428 seconds, or the upper limit of the over-aging heat treatment time may be 428 seconds. It could be 600 seconds.
  • the plate can be subjected to temper rolling or tension leveling to improve its shape.
  • the plating method includes a dip plating method in which a plating bath is installed and the steel sheet is dipped into a hot dip plating solution, and a method of electroplating in an electrolyte solution after annealing is completed.
  • the plating conditions are not particularly limited as long as they are generally known in the technical field to which the present invention pertains.
  • Molten steel having the alloy composition shown in Table 1 below was cast into an ingot and then sized and rolled to produce a steel slab.
  • This steel slab was heated to a temperature of 1200°C, held for 1 hour, finished hot rolled at 900°C, charged into a heated furnace set under various conditions, held for 1 hour, and then furnace cooled to simulate hot rolling.
  • cold rolling at a cold reduction rate of 50%, annealing heat treatment, primary cooling (slow cooling), secondary cooling (rapid cooling), reheating, and overaging heat treatment were performed under the conditions shown in Table 2 below.
  • a cold rolled steel sheet was manufactured and electrogalvanized treatment was performed using normal conditions.
  • the microstructure was evaluated through optical microscopy and SEM structure observation.
  • 3000x SEM tissue was used to observe the tissue of the superficial layer corresponding to the area within 20 ⁇ m from the surface, and the fraction for each tissue phase was analyzed by analyzing the area ratio through image analysis of each phase, and the average value of three analyzes was taken as a representative value. It was done as follows.
  • the local C and Mn concentrations were analyzed for each of 5 points within an approximate diameter of 20 ⁇ m, and the quantitative concentration ratio (%) of C and Mn was analyzed and the arithmetic average was used to obtain representative values.
  • the line profile technique is used for relative comparison to obtain the average total content ratio of C and Mn in the area within 20 ⁇ m from the surface compared to the (1/4) ⁇ t point from the surface. was accurately evaluated.
  • Tensile strength (TS) and yield strength (YS) were measured by collecting a tensile test specimen of JIS No. 5 size in the direction perpendicular to the rolling direction and performing a tensile test at a strain rate of 0.01/s.
  • R/t (bending characteristics) is obtained by processing a cold-rolled steel sheet into a specimen of 100 mm wide The reliability of the values has been improved.
  • the shape was scanned for each section using a 3D scanner technique for the full width after cutting 200 mm in the longitudinal direction, and then the flatness was evaluated. In general, in the present invention, if the value is 3 mm or less, it is judged to be a satisfactory level.
  • Table 1 shows the range of ingredients for manufacturing the invention steel and comparative steel
  • Table 2 summarizes the operating conditions for the invention steel and comparative steel.
  • inventive steels operating conditions outside the scope of the present invention were marked with *, and in the comparative steels, cases outside the scope of the present invention were also marked with *.
  • the inventive examples of the present invention have a tensile strength of 1500 MPa or more, a bendability (R/t) of 3.7 or less, and a flatness of 3 mm or less, and thus have ultra-high strength. , it was confirmed to have excellent shape and bendability.
  • Figure 1 shows a photograph taken with a scanning electron microscope (SEM) of a cross-section in the thickness direction of a steel plate according to Inventive Example 1 of the present invention.
  • SEM scanning electron microscope
  • Comparative Examples 1 and 2 when the first and second cooling end temperatures and cooling rates are outside the range required by the present invention, the flatness or bendability is outside the range required by the present invention, which is due to ferrite and bay in addition to martensite structure within 20 ⁇ m of the surface layer. It can be seen that the ratio of one or more types of mixed structures selected from the group consisting of nitrate exceeds 10%, or the total content ratio of C and Mn is outside the required range of the present invention, resulting in poor bendability.
  • Comparative Examples 3 and 4 were manufactured under conditions where the coiling temperature and annealing temperature were outside the range of the present invention, and it can be seen that the bendability was inferior, and in Comparative Examples 5 to 8, the rigidity was outside the target range, and the bendability was also inferior. You can see that it is.

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Abstract

본 발명은 자동차 멤버류에 적용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 특성이 매우 우수한 냉연 강판, 도금 강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 멤버류에 적용되는 소재에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 굽힘 특성이 매우 우수한 냉연 강판(및 도금 강판) 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근, 지구 환경 보호를 위해 자동차의 연비 향상이 요구되고 있고, 특히 자동차 강판에 있어서는 차체의 경량화 및 안전성 확보를 위해 한층 더 높은 수준의 고강도화가 요구되고 있다.
강도와 가공성을 겸비한 강판으로 지금까지 여러 가지가 고안 및 실용화되어 왔다. 예를 들면, 페라이트상과, 마르텐사이트나 베이나이트 등의 저온 변태상을 공존시킨 복합 조직 강판이 가공성이 우수한 고강도 강판으로서 이용되고 있다. 복합 조직 강판은 연질의 페라이트에 경질의 저온 변태상을 분산시킴으로써 강도와 가공성 향상을 동시에 도모하는 것이다.
한편, 충돌 부재로 사용되는 강재의 경우, 냉간 성형 기법을 이용하여 제조하는 경우, 보다 높은 가공특성, 특히 굽힘성이 우수한 초고강도강 개발이 요구되고, 마르텐사이트 단상을 이용하여 인장강도 1500MPa급 이상의 초고강도강 제조방법에 관한 연구가 활발히 진행되고 있다.
통상, 성형이 용이한 고온에서 소재를 성형한 후, 다이와 소재 간의 수냉을 통해 요구 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF 공법)이 개발되고 있다. 이는, 동일한 두께 대비 높은 강도를 확보할 수 있기 때문에 부품 제조에 HPF 공법을 많이 이용하고 있으나, 과도한 설비 투자비와 공정비용의 증가로 인해 적용에 문제점이 있어, 냉간 스탬핑용 소재의 개발이 필요한 실정이다. 따라서, 냉간 스탬핑용 소재로써 사용이 적합하고, 충돌 성능 확보를 위해 고강도 및 고항복비를 가지며, 굽힘 특성이 우수한 냉연강판의 개발이 요구된다.
이러한 방법의 대표적인 종래기술로는, 특허문헌 1이 있다. 특허문헌 1은 강 조성이 C: 0.25~0.4％, Si: 1.0％ 이하, Mn: 1.5~2.5％, P: 0.02％ 이하, S: 0.003 ％이하, Al: 0.01~0.1％, N: 0.005％ 이하, B: 0.0005~0.005％를 포함하고, 또한 Ti: 0.005~0.1％, Nb: 0.005~0.1％, 합계로 0.005~0.1％를 포함하고, 금속 조직이 마르텐사이트 단상 조직인 것을 이용한다. 이러한 강을 이용하여, Ae3 변태점 이상 900℃ 이하의 온도역에 가열 보관 유지 후, 평균 냉각 속도 300℃/s 이상에서 200℃ 이하까지 급냉하고, 이어서 250℃ 이하에서 템퍼링하여 강판을 제조하고 있으나, 수냉각에 의한 형상(평탄도)이 열위하여, 성형 시 불량을 초래하는 결점이 있다.
특허문헌 2는, C: 0.05% 이상 0.35% 이하, Si: 0.01% 이상 2.0% 이하, Mn: 0.8% 이상 3.0% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.005% 이하, Al: 0.005% 이상 0.10% 이하, N: 0.0060% 이하이고, 페라이트 면적률이 0% 이상 90% 이하, 베이나이트 면적률이 5% 이하 (0% 포함), 마르텐사이트 및 템퍼링 마르텐사이트 면적률이 10% 이상 (100% 포함), 잔류 오스테나이트 면적률이 2.0% 이하 (0% 포함)인 강 조직를 가지고, 폭방향의 항복 강도의 표준 편차가 30 MPa 이하이고, 길이 1m에서 전단했을 때의 판 강판의 최대 휨량이 10 mm 이하인 박강판을 제조하는 기술이다. 그러나, 이 역시 소둔 후 급속냉각에 의한 형상 불량의 문제점을 가져, 실용적인 측면에서 불리한 한계가 있다.
(특허문헌 1) 일본 출원번호 제2009-098534호
(특허문헌 2) 일본 출원번호 제2018-143806호
본 발명의 일측면은 전술한 종래 기술의 한계를 극복하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조 공정을 최적화하여 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공하는 것을 목적으로 한다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 아니한다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 실시형태는,
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 (1/4)×t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)이 75% 이상(100% 제외)인, 강판을 제공한다.
상기 강판은 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상을 10% 이하(0% 제외) 포함할 수 있다.
상기 강판은 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 잔부는 마르텐사이트일 수 있다.
상기 강판은 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트를 90~99% 포함할 수 있다.
상기 t는 0.6~2.5mm일 수 있다.
상기 강판의 표면 상에, 아연계 도금층을 포함할 수 있다.
상기 강판은, 인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하일 수 있다.
본 발명의 또 다른 일 실시형태는,
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열하는 단계;
재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
열간압연된 강판을 400~600℃에서 권취하는 단계;
권취된 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
냉간압연된 강판을 Ac3+10℃~Ac3+80℃까지 열처리하여 소둔하는 단계;
소둔된 강판을 1차 냉각의 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계; 및
상기 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는, 강판의 제조방법을 제공한다.
상기 소둔하는 단계는 Ac3+10℃~Ac3+80℃에서의 열처리를 30초 이상 수행할 수 있다.
상기 2차 냉각된 강판을 150~240℃로 재가열하여 과시효 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 과시효 열처리하는 단계는 400~1000초 동안 수행할 수 있다.
본 발명에 의하면, 종래 기술의 한계를 극복하고, 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도, 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공할 수 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 태양을 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
도 1은 본 발명의 발명예 1에 따른 강판의 두께방향 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 사진을 나타낸 것이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
종래 충돌 성능 확보를 위해 고강도 및 고항복비를 가지는 강판에 대한 연구가 지속되었으나, 종래 기술에서는 성형 시 불량을 초래하거나, 공정 중의 소둔 후 급속 냉각에 의한 형상 불량이 발생하는 등의 기술적 한계가 있었다.
전술한 종래 기술의 문제점을 해결하기 위해 형상 및 굽힘 특성이 우수한 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도 냉연 및 도금강판의 개발이 필요하나, 지금까지 이러한 수요를 충족하는 기술은 개발되지 않았다.
이에, 본 발명자들은, 전술한 종래 기술의 문제점을 해결하고자 예의 연구를 거듭한 결과, 성분 및 조업 조건이 특정한 관계를 만족할 때 목표로 하는 물성을 확보할 수 있음을 실험을 통해 확인하고 본 발명을 완성하게 되었다. 이를 통해, 본 발명에 의하면, 종래 기술의 한계를 극복하기 위한 것으로, 강 조성 및 제조 공정을 최적화하여 형상 및 굽힘 특성이 우수하면서도 인장강도 1500MPa 이상의 초고강도를 갖는 강판을 제공하는 것이 가능해진다.
이하, 본 발명에 대해 상세히 설명한다. 먼저, 본 발명에 따른 강판의 일구현예에 대해 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 합금조성은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량%을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.1~0.3중량%
탄소는 침입형 고용 원소로서, 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이고, 마르텐사이트강의 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가해야 하는 원소이다. 본 발명에서 목표하는 항복비와 인장 강도를 만족하는 초고강도강을 얻으려면 탄소가 0.1% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.15% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 그 함량이 0.3%를 초과할 경우 경화능의 증가로 인해 냉각 중 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 강도가 급격히 증가하여 연신율이 악화될 수 있다. 또한, 탄소 함량의 증가는 용접성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 0.28% 이하로 할 수 있다. 한편, 상기 C 함량의 하한은 0.2%일 수 있고, 혹은 상기 C 함량의 상한은 0.25%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.5 중량% 이하 (0 중량%는 제외)
실리콘은 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강의 핵심 원소로 알려져 있다. 또한, 본 발명에 있어서, Si 첨가는 시멘타이트의 석출을 억제함으로써 굽힘 가공 시 크랙 발생을 억제하는 요소이다. 따라서, 전술한 효과를 얻기 위해서는 Si 함량으로 0중량%는 제외한다. 다만, 상기 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 용접성이 열위될 뿐만 아니라, 강판의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 되므로, Si 함량을 0.5중량%로 포함한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Si 함량의 하한은 0.01%일 수 있고, 혹은 상기 Si 함량의 상한은 0.3%일 수 있다.
망간(Mn): 1.3~2.5중량%
망간은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 Mn의 함량이 1.3% 미만이면, 경화능의 낮아, 소둔 후 냉각 시 냉각 속도가 충분히 빠르지 않을 경우 마르텐사이트가 형성되지 않아 본 발명에서 요구되는 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 반면에, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우, 소둔 후 냉각시 Ms 온도가 낮아져서 최종 냉각 온도가 낮아짐에 따라 강판의 형상이 불량해지고, 또한 초기 마르텐사이트 조직의 확보가 어려워진다. 뿐만 아니라, 제강/연주 조업 시 Mn계 슬라브 길이 방향으로 편석대가 발생하여 오히려 굽힘성을 열위시키는 요인으로 작동하여 그 상한을 설정한다 즉, 두께방향으로 망간이 편석되어 슬라브 내 망간띠(Mn band) 형성이 쉬워 연주 크랙과 더불어 압연 공정 시 결함 발생이 높아지는 문제점이 생길 수 있으므로, 상기 Mn의 함량은 1.3~2.5%로 하는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Mn 함량의 하한은 1.5%일 수 있고, 혹은 상기 Mn 함량의 상한은 2.1%일 수 있다.
크롬(Cr): 0.2중량% 이하 (0 중량%는 제외)
크롬은 페라이트 변태를 억제함에 의하여 저온 변태 조직 확보를 용이하게 하는 합금 원소로서, 본 발명과 같이 서냉각이 존재하는 연속 소둔 공정을 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있다. 전술한 효과를 얻기 위해, Cr 함량으로 0중량%는 제외한다. 다만, 상기 Cr의 함량이 0.2%를 초과하는 경우에는 내지연 파괴성이 악화될 수 있다. 뿐만 아니라, CrC 등의 탄화물을 형성하여 구멍 확장성 및 굽힘 가공성을 저해하고, 합금 투입량 과다에 의한 원가가 증가될 수 있다. 따라서, 상기 Cr의 함량은 0.2% 이하의 범위를 갖는 것이 바람직하다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Cr 함량의 상한은 0.15%이거나, 0.1%일 수 있다. 다만, Cr 함량의 하한은 성분과 조업 조건을 최적화하여 제조 가능하다면 특별히 하한 범위는 설정할 필요가 없으나, 일례로서 0.01%일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.01~0.1중량%
몰리브덴은 강의 퀜칭성을 향상시키는 효과, 수소 트랩 사이트가 되는 Mo를 포함하는 미세한 탄화물을 생성시키는 효과 및 마르텐사이트를 미세화하는 것에 의한 내지연파괴 특성의 개선 효과가 있다. 다만, 상기 Mo의 함량이 0.1% 초과하는 경우에는 고원가 합금원소 첨가에 따른 원가상승에 비해 그 효과가 크지 않아 상한을 0.1% 이하로 설정함이 바람직하다. 반면, Mo의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, Mo의 기본 특성이 전혀 나타나지 않아, 지연파괴의 개선 효과가 없다는 것을 실험적으로 확인하고 그 하한을 0.01% 이상으로 설정하였다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Mo 함량의 하한은 0.012%일 수 있고, 혹은 상기 Mo 함량의 상한은 0.08%인 것이 보다 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.003중량%
상기 보론은 페라이트 형성을 억제하는 원소이며, 이에 따라, 본 발명에서는 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 다만, 상기 B의 함량이 0.003%를 초과하게 되면, 연성이 크게 저하될 수 있다, 반면, 상기 B의 함량이 0.0005% 미만인 경우에는 경화능 효과가 전혀 없어, 목표로 하는 강도를 확보치 못할 뿐만 아니라, 표층에 페라이트가 형성되어 굽힘성이 열위되는 경향이 있어 그 하한을 제한한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 B 함량의 하한은 0.0008%일 수 있고, 혹은 상기 B 함량의 상한은 0.0022%일 수 있다.
인(P): 0.1중량% 이하 (0%는 제외)
인은 강 중에 포함되는 불순물 원소로써, 강중에 첨가되는 양이 낮을수록 유리하지만 제조 과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 함량 0%는 제외한다. 다만, P의 함량이 0.1%를 초과하면 용접성이 악화되고, 강의 취성이 발생할 우려가 있으므로, 상한을 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 P 함량의 하한은 0.0001%일 수 있고, 혹은 상기 P 함량의 상한은 0.03%일 수 있다.
황(S): 0.01중량% 이하 (0%는 제외)
황은 P와 마찬가지로 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로서, 강판의 연성과 용접성을 저해하는 원소이므로 가능한 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하므로, 본 발명에서 황의 함량을 0.01% 이하로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 S 함량의 하한은 일 수 있다. 또한, 강중 MnS 석출물을 최소화하여 굽힘성 개선에 보다 기여하기 위하여, 상기 S 함량의 상한은 0.008%일 수 있고, 혹은 0.005%일 수 있다.
질소(N): 0.01중량% 이하(0%는 제외)
질소는 불순물 원소로서, N의 함량이 0.01%를 초과하면, AlN 형성 등에 의한 연주시 크랙 발생 위험성을 크게 증가시키므로, N 함량의 상한을 0.01%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 N 함량의 하한은 0.0001%일 수 있고, 혹은, 상기 N 함량의 상한은 0.008%인 것이 보다 바람직하고, 0.006%인 것이 보다 더 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1중량%
알루미늄은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가될 수 있고, Si과 동일하게 재가열 및 과시효 단계에서 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 0.1%를 초과하는 경우, 슬라브의 주조성이 나빠질 뿐만 아니라, 소둔시 단상역 가열을 위해 필요한 온도가 높아지게 되어 생산 및 설비 문제가 있을 수 있다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Al 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Al 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01~0.05중량%
니오븀은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리 시 오스테나이트 결정립의 성장을 억제하여 석출 강화 효과로 강도 상승에 기여하는 원소이다. 다만, 상기 Nb의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 탄·질화물 등의 석출이 증대하여 모재의 가공성이 저하되며, 합금 투입량이 과다해짐에 따라 원가가 증가된다. 반면, Nb의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 강도 상승에 전혀 기여치 못하기 때문에 그 하한을 0.01%로 한정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Nb 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Nb 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.01~0.05중량%
티타늄은 질화물 형성 원소로서, 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 scavenging을 하는 원소이다. 상기 Ti을 미첨가하는 경우, AlN 형성에 의해 연속 주조 시 크랙이 발생할 가능성이 있다. 다만, 상기 Ti의 함량이 0.05%를 초과하면, 고용 N의 제거 외에 추가적인 탄화물 석출에 의하여 마르텐사이트의 강도가 감소될 수 있고, TiC, TiN 등의 탄·질화물 형성에 의하여 구멍 확장성 및 굽힘 가공성을 저해할 수 있다. 반면, 상기 Ti의 함량이 0.01% 미만의 경우에는 Nb 원소와 유사하게 강도 상승에 전혀 기여치 못하므로, 그 하한을 설정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 Ti 함량의 하한은 0.02%일 수 있고, 혹은 상기 Ti 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
나머지는 철(Fe)를 포함하며, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 제조과정에서 통상의 기술자가라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이하에서는, 본 발명에 따른 강판의 특징에 대해 설명한다.
상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 (1/4)×t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b)이 75% 이상(100% 제외)이다.
본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 표면으로부터 (강판의 두께 방향으로) (1/4)×t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점 대비 상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서의 C와 Mn의 합계 함량이 특정 비율을 충족함으로써, 굽힘 특성이 향상되는 경향성을 발견하여 본 발명을 완성하게 되었다. 따라서, 본 발명에 의하면, 표면으로부터 (1/4)×t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점 대비 상기 강판의 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서의 C와 Mn의 합계 함량의 비율이 75% 미만이면 표층부에 페라이트 혹은 베이나이트가 군집형태로 과도하게 형성되어 페라이트와 마르텐사이트의 상간의 경계에서 크랙이 발생하여 굽힘성이 저하되는 문제가 생길 수 있다.
전술한 효과를 보다 개선하는 측면에서, 상기 비율(a/b)의 하한은 78%일 수 있고, 혹은 상기 비율(a/b)의 상한은 87%일 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상을 10% 이하(0% 제외) 포함할 수 있다. 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상의 비율(A)이 10% 초과이면, 경질상인 마르텐사이트 주변에 연질의 페라이트 혹은 베이나이트가 과도하게 형성되어 굽힘시 크랙이 발생할 수 있다. 이 때, 상기 비율(A)의 하한에 대해서는 특별히 한정하지는 않으나, 실질적으로 제조가능한 범위에서 가능한 낮게 관리할 수 있으면 유리하다.
이 때, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 전술한 페라이트 및 베이나이트 외의 잔부는 마르텐사이트일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트를 90~99%를 포함할 수 있다. 혹은, 보다 바람직한 범위로서, 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 면적%로, 마르텐사이트의 분율 하한은 95%일 수 있고, 혹은 상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 면적%로, 마르텐사이트의 분율의 상한은 98%일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 t는 0.6 내지 2.5 mm일 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 도금층을 더 포함할 수 있다. 상기 도금층에 대해서는 특별히 한정하는 것이 아니므로, 아연계 도금, 알루미늄계 도금 등 그 종류뿐만 아니라, 용융도금, 전기도금 등 그 방식에 대해서도 제한하지 않는다. 즉, 본 발명이 속하는 기술분야에서 사용될 수 있는 것이면 충분하다. 다만, 본 발명의 바람직한 일례로서, 상기 도금층은 아연계 도금층일 수 있다.
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인 굽힘 특성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 연신율(El)이 3% 이상이고(혹은, 보다 바람직한 연신율의 범위는 5% 이상이고, 특히 그 상한은 높을수록 유리하여 산정하지는 않는다.), 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인 강판을 제공할 수 있다.
다음으로, 본 발명에 있어서 바람직한 강판의 제조 방법에 대해 설명한다.
먼저, 전술한 성분계를 갖는 강의 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열한다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행해진다. 이때 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면, 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생한다. 반면, 상기 재가열 온도가 1300℃를 초과하는 경우에는, 표면 스케일양이 증가하여 재료의 수율이 저하되므로 제한한다.
재가열된 슬라브를 열간압연한다. 이 때, 열간압연은 Ar3~1000℃에서 수행될 수 있다. 상기 재가열된 슬라브의 마무리 열간압연 온도를 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 이상으로 한정하는데, 이는 Ar3 미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어져서 혼립 조직이 만들어지고, 열간 압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 제한한다.
이어서, 상기 열간 압연된 강판을 400~600℃의 온도 범위에서 권취한다. 권취 온도가 600℃를 초과하는 경우에는, 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있어, 도금재 표면 특성이 악화될 수 있으므로, 그 상한을 제한한다. 또한, 열연판의 조직을 최대한 복합 조직이 아닌 단상 조직을 형성하여 전장, 전폭의 재질 균일성을 확보키 위해 낮은 권취 온도를 유지하는 것이 바람직하다. 다만, 권취 온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간 압연의 압연하중이 높아지고, 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 있을 수 있어, 그 하한을 400℃ 이상으로 한정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 권취 온도의 하한은 420℃일 수 있고, 혹은 상기 권취 온도의 상한은 520℃일 수 있으며, 권취 후 수냉 처리 냉각을 행할 수 있다.
다음으로, 상기 열간압연 후 권취된 열연강판의 표면에 형성된 산화층을 산세공정으로 제거한 후, 30~80%의 압하율로 냉간 압연을 실시한다. 상기 냉간 압연의 압하율이 30% 미만이면, 목표하는 두께 확보가 어려울 뿐만 아니라, 열간 압연 결정립의 잔존으로 인해 소둔 열처리 시 오스테나이트 생성 및 최종 물성에 영향을 미칠 우려가 있다. 또한, 상기 냉간압연의 압하율이 80%를 초과하게 되면, 냉간 압연 시 발생하는 가공 경화로부터 길이 및 폭 방향으로 압연되는 압하량 불균일로 인해 최종 강판의 재질 편차가 발생할 수 있는 문제가 있고, 압연부하로 인해 목표 두께의 확보가 어려울 수 있다.
냉간 압연 이후, Ac3+10℃~Ac3+80℃의 범위의 소둔 온도 범위에서 30초 이상 열처리를 행한다. Ac3 온도는 성분에 따라 변하므로 하기 식 1에 의해 결정하도록 한다. 상기 소둔 온도가 Ac3+10℃ 미만인 경우에는, 코일 전장에 걸쳐 단상역이 아닌 2상역 소둔에 의해 혼립 조직이 형성될 수 있어, 재질에 좋지 않은 영향을 미치므로, 그 하한을 Ac3+10℃으로 정의한다. 반면, 상기 소둔 온도가 Ac3+80℃를 초과하게 되면, 소둔로의 과부하로 설비적인 트러블이 발생할 수 있어 그 상한을 Ac3+80℃으로 설정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 소둔 온도의 하한은 823℃일 수 있고, 혹은 상기 소둔 온도의 상한은 916℃일 수 있다.
[식 1]
Ac3= 910-203√[C]-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
(상기 식 1에 있어서, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo] 및 [W]는, 괄호 안의 각 원 소의 중량% 함량을 나타낸다.)
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 소둔 시의 열처리는, Ac3+10℃~Ac3+80℃의 온도 범위에서 30초 이상 수행(유지)될 수 있다. Ac3+10℃~Ac3+80℃에서의 열처리 시간이 30초 미만이면 조직이 충분히 단상으로 열처리되지 않은 문제가 생길 수 있어 최종적으로 마르텐사이트 조직을 확보하기 어려울 수 있다.
이어서, 상기 소둔된 강판을 1차 냉각 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 초과)의 평균 냉각 속도로 1차 냉각을 실시한다. 1차 냉각 종료 온도가 680℃ 미만인 경우, 실험 결과에 따르면 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역의 표층부에서, 마르텐사이트 조직 외 기타 상 조직(페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상)의 비율이 면적%로, 10%를 초과하거나, 및/또는 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 합계 함량(a)이 표면으로부터 (1/4)×t 지점(여기서, t는 강판의 전체 두께)에서 C와 Mn 합계 함량(b)를 비교 시, 비율(a/b)이 75% 미만이 되어, 결국 굽힘성(R/t) 평가값이 3.7를 초과할 수 있고, 이로 인해 성형성이 악화될 수 있다. 반면, 1차 냉각 종료 온도가 749℃를 초과하게 되면, 설비 구성상 재현될 수 없을 뿐만 아니라, 조직이 조대화되어 강도가 악화되는 현상이 발생할 수 있으므로, 1차 냉각 종료 온도를 680~749℃로 한정한다. 한편, 보다 바람직하게, 상기 1차 냉각 종료 온도의 하한은 700℃일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각 종료 온도의 상한은 730℃일 수 있다.
또한, 1차 냉각의 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하는 경우에는, 판의 형상에 문제가 생길 수 있으므로, 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한을 10℃/s로 한다. 또한, 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 특별히 설비 구성상 가능한 범위까지 낮을 수 있으므로 그 하한을 별도로 설정하지 않을 수 있으므로, 0℃/s 초과(혹은, 1℃/s 이상)로 한다. 한편, 보다 바람직하게는, 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 4.3℃/s일 수 있고, 혹은 상기 1차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 7.7℃/s일 수 있다.
다음으로, 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각(급속 냉각)을 실시한다. 이 때, 상기 Mf는 마르텐사이트 변태 종료 온도(Finish Temperature; Mf)를 말하고, Dilatometer을 이용하여 측정한다.
본 발명에서 요구되는 수준의 강도를 확보키 위해 상기 2차 냉각 시에 급냉 조건을 유지하는 것이 바람직하다. 구체적으로, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 60℃/s 미만인 경우에는, 냉각 시 일부 베이나이트 조직이 형성될 수 있어 목표로 하는 강도 확보가 곤란해질 수 있다. 반면, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도가 160℃/s를 초과하면, 2차 냉각 시점에서 급격한 마르텐사이트 변태 속도로 인해 강판의 형상 열위 및 폭 방향으로의 재질 편차 문제가 생길 수 있다, 한편, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도의 하한은 80℃/s일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 평균 냉각 속도의 상한은 153℃/s일 수 있다.
또한, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도는 100℃~Mf 온도이고, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도가 Mf 온도를 초과하면, 마르텐사이트 변태가 충분히 이루어지지 않아, 본 발명이 얻고자 하는 미세조직을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도가 100℃ 미만인 경우에는, 너무 낮은 온도로 냉각됨으로 인하여, 형상측면에서 불리하며 설비상 제조 공정범위를 넘게 되므로, 그 하한을 100℃로 한정한다. 한편, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도의 하한은 106℃일 수 있고, 혹은 상기 2차 냉각의 냉각 종료 온도의 상한은 152℃일 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강판의 제조 방법은, 하기 관계식 1을 충족할 수 있다. 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 1차 및 2차 냉각 시의 냉각 종료 온도 사이에 하기 관계식 1과 같은 특정 관계를 충족함으로써, 강도 및 굽힘성 등에 있어서 우수한 특성이 확보될 수 있음을 확인하였다.
[관계식 1]
4.5 ≤ T1/T2 ≤ 7
(상기 관계식 1에 있어서, 상기 T1은 1차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타내고, 상기 T2는 2차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타낸다.)
이어서, 본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 2차 냉각된 강판을 150~240℃에서 재가열하여 과시효 열처리한다. 상기 재가열 및 과시효 열처리를 통해 전술한 급냉의 2차 냉각 공정을 통해 얻어진 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 변태시켜 항복강도를 상승시킬 수 있다. 상기 과시효 열처리 온도가 150℃ 미만인 경우에는, 템퍼링이 충분이 이루어지지 않아 항복강도가 낮고, 충분한 인성을 확보할 수 없는 단점이 있다. 반면, 상기 과시효 열처리 온도가 240℃를 초과하는 경우에는, 탄화물의 다량 석출 및 조대화로 굽힘가공성이 열위해지는 단점이 있다.
한편, 상기 과시효 열처리 온도의 하한은 낮을수록 굽힘성이 유리하나, 설비적인 특성을 고려하여 150℃ 이상을 추천하고, 보다 바람직하게는 상기 170℃ 이상일 수 있다. 또한, 상기 과시효 열처리 온도의 상한은 200℃인 것이 바람직하고, 198℃인 것이 보다 더 바람직하다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 실시형태에 따른 강판의 제조 방법은, 하기 관계식 2를 충족할 수 있다. 본 발명자들은 예의 연구를 거듭한 결과, 2차 냉각의 냉각 종료 온도와, 과시효 열처리 온도 사이에 하기 관계식 2와 같은 특정 관계를 충족함으로써, 강도 및 굽힘성 등에 있어서 보다 우수한 특성을 갖는 강판을 확보할 수 있음을 추가적으로 발견하였다.
[관계식 2]
1.2 ≤ T3/T2 ≤ 1.8
(상기 관계식 2에 있어서, 상기 T2는 2차 냉각의 냉각 종료 온도(℃)를 나타내고, 상기 T3는 과시효 열처리의 온도(℃)를 나타낸다.)
본 발명의 일 실시형태에 따르면, 상기 과시효 열처리는 400초 이상 수행될 수 있다. 여기서, 상기 과시효 열처리 시간은 상기 과시효 열처리 온도 범위에서 유지되는 시간을 의미한다.
상기 과시효 열처리 시간이 400초 미만인 경우에는, 템퍼링이 충분히 이루어지지 않아, 항복강도가 낮아질 수 있다. 반면, 상기 과시효 열처리 시간의 상한에 대해서 특별히 한정하지 않으나, 연속 소둔 설비 특성상 1000초를 초과하기는 어렵다. 따라서, 상기 과시효 열처리 시간은 400~1000초 동안 수행될 수 있고, 전술한 효과를 보다 향상시키는 측면에서, 상기 과시효 열처리 시간의 하한은 428초일 수 있고, 혹은 상기 과시효 열처리 시간의 상한은 600초일 수 있다.
이어서, 필요에 따라, 판 형상 개선을 위해 조질 압연 혹은 Tension Leveling를 통과할 수 있다.
또한, 필요에 따라, 강판 표면에 도금층을 형성하는 단계를 더 포함할 수 있다. 상기 도금은 도금욕을 설치하여 용융 도금액에 강판을 침지(dipping)하는 용용도금법과 소둔이 끝난 후 전해액에서 전기 도금하는 방법이 있다. 상기 도금 조건은 일반적으로 본 발명이 속하는 기술 분야에서 알려진 것이라면 특별히 제한되지 않는다.
전술한 제조방법에 의하면, 인장강도 1500MPa급 이상의 초고강도를 가지면서도, 굽힘성(R/t) 3.7 이하를 갖는 형상 및 굽힘성이 우수한 초고강도 강판을 효과적으로 얻을 수 있다.
이하, 본 발명의 실시예에 대해 설명한다. 하기 실시예는 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것으로서, 본 발명의 권리범위는 하기 실시예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성을 갖는 용강을 잉곳으로 주조한 후, 사이징 압연하여 강 슬라브를 제조하였다. 이 강 슬라브를 1200℃의 온도로 가열하고, 1시간 유지한 뒤, 900℃에서 마무리 열간압연하고 다양한 조건을 설정된 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연 권취를 모사하였다. 이 열연강판을 산세한 뒤, 50%의 냉간 압하율로 냉간 압연 후에, 하기 표 2에 기재된 조건으로 소둔 열처리, 1차 냉각(서냉), 2차 냉각(급냉), 재가열 및 과시효 열처리를 행하여 냉연 강판을 제조하고 통상의 조건을 이용하여 전기 아연 도금 처리를 행하였다.
이와 같이 제조된 냉연강판에 대하여, 미세조직은 광학 현미경 및 SEM 조직 관찰을 통해 평가하였다. 특히, 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에 해당하는 표층부의 조직 관찰은 3000배 SEM 조직을 이용하였고, 각 조직 상에 대한 분율은 각 상의 이미지 분석을 통해 면적율을 분석하여 3회 분석의 평균값을 대표값으로 하였다.
또한, 표면으로부터 (1/4)×t 지점과, 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 각 C와 Mn의 합계 함량 비율을 측정하기 위하여, TEM 장치를 이용한 마이크로 애널라이저(FE-EPMA)를 이용하여 정량 분석을 하였다.
즉, 국소의 C 및 Mn 농도는 개략 직경 20㎛ 이내의 5 포인트(Points)를 대상으로 각각에 대한 C, Mn의 정량적 농도비(%)를 분석하고 그 산술 평균함으로써 대표값을 이용하였다. 또한 전체적인 C, Mn 농도비를 비교하기 위해 라인 프로파일(Line Profile) 기법을 이용하여 상대 비교함으로써 표면으로부터 (1/4)×t 지점 대비 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서 C와 Mn의 평균 합계 함량 비율을 정확히 평가하였다.
인장강도(TS) 및 항복강도(YS)는 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 실시하여 측정하였다.
R/t(굽힘 특성)는 냉연강판을 폭 100mm × 길이 30mm로 시편가공을 한 후, 시험속도 100mm/min의 조건으로 90˚굽힘 시험을 한 후, 현미경을 이용하여 굽힘부의 크랙을 확인함으로써 결과값의 신뢰도를 향상시켰다.
평탄도 측정은 길이방향으로 200mm 절판후 전폭에 대해 3D Scanner기법을 이용하여 형상을 스캔후 section별로 측정하여 평탄도를 평가하였다 통상 본 발명에서 그 값이 3mm이하이면 만족한 수준이라고 판단했다.
하기 표 1은 본 발명강과 비교강을 제조하는 성분 범위를 표시한 것이며 표 2는 발명강과 비교강의 각 조업조건을 정리하였다. 발명강 중에 본 발명범위를 벗어난 조업조건을 *로 표기했으며 비교강에서도 역시 본 발명 범위를 벗어난 경우에도 *로 표시하였다.
구분 C Si Mn Cr Mo B P S N S.Al Nb Ti Ac3
발명강 1 0.15 0.1 1.7 0.1 0.015 0.002 0.008 0.001 0.003 0.03 0.02 0.03 836
발명강 2 0.18 0.1 1.8 0.1 0.012 0.0018 0.007 0.0021 0.004 0.03 0.03 0.023 829
발명강 3 0.21 0.2 1.5 0.1 0.03 0.0022 0.006 0.0023 0.002 0.025 0.025 0.03 827
발명강 4 0.24 0.1 1.9 0.08 0.02 0.001 0.008 0.0022 0.005 0.04 0.03 0.04 816
발명강 5 0.28 0.2 2.1 0.15 0.04 0.0008 0.005 0.0012 0.006 0.02 0.04 0.02 813
발명강 6 0.22 0.2 1.9 0.12 0.08 0.0021 0.006 0.008 0.006 0.03 0.03 0.023 826
비교강 1 0.31 0.2 0.8 0.2 0.2 0.0008 0.007 0.007 0.004 0.04 - 0.03 812
비교강 2 0.26 0.3 2.7 0.1 0.18 0.0021 0.008 0.006 0.005 0.03 0.003 0.025 826
구분 강종
No.		 권취
온도
(℃)		 소둔
온도
(℃)		 1차
냉각
종료
온도
(℃)		 1차
냉각
속도
(℃/s)		 2차
냉각
종료
온도
(℃)		 2차
급냉
속도
(℃/s)		 과시효
열처리
온도
(℃)		 과시효
열처리
시간
(초)
발명예 1 발명강 1 450 852 712 4.5 121 80 180 452
발명예 2 발명강 1 452 854 705 5.2 118 85 182 456
비교예 1 발명강 2 451 848 721 4.7 70 * 200 * 170 350
비교예 2 발명강 2 460 853 652 * 2.3 150 120 187 455
발명예 3 발명강 3 520 862 706 7.7 152 121 186 435
발명예 4 발명강 3 478 852 712 4.8 118 108 178 428
발명예 5 발명강 4 430 855 723 4.6 122 105 182 480
비교예 3 발명강 4 452 800 * 705 4.5 108 151 186 501
발명예 6 발명강 5 455 849 712 4.3 106 153 183 450
비교예 4 발명강 5 640 * 862 715 4.8 240 * 32 * 350 * 482
발명예 7 발명강 6 462 846 721 6.1 113 95 198 485
발명예 8 발명강 6 455 862 716 6.8 121 92 186 495
비교예 5 비교강 1 550 845 715 3.2 350 * 55 * 278 * 496
비교예 6 비교강 1 526 861 713 4.3 260 * 86 215 520
비교예 7 비교강 2 530 855 650 * 4.5 112 95 186 512
비교예 8 비교강 2 540 849 713 4.2 115 105 182 532
구분 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 연신율
(%)		 표기
①		 표기
②		 평탄도
③
(㎜)		 굽힘성
(R/t)
발명예 1 1180 1502 7.1 8.2 82 2.1 3.5
발명예 2 1210 1520 7.2 5.3 87 2.2 3.5
비교예 1 1245 1510 6.5 6.5 72 * 8.7 * 4.7 *
비교예 2 1246 1520 6.8 12.3 * 70 * 1.8 4.3 *
발명예 3 1282 1520 6.5 5.6 82 1.9 3.4
발명예 4 1256 1562 7.2 6.5 86 1.8 3.5
발명예 5 1235 1582 7.1 7.8 78 1.6 3.5
비교예 3 1241 1590 7.5 11.5 * 68 1.5 5.5 *
발명예 6 1231 1543 6.8 4.5 81 2.2 3.5
비교예 4 1210 1556 6.2 8.7 62 2.3 4.8 *
발명예 7 1260 1550 6.6 6.5 79 2.4 3.5
발명예 8 1245 1549 6.3 6.6 81 2.1 3.6
비교예 5 1021 1352 * 6.5 12.5 * 68 * 2.7 4.5 *
비교예 6 1032 1401 * 5.6 12.3 * 65 * 2.5 4.6 *
비교예 7 1265 1596 5.8. 14.1 * 71* 2.9 4.8 *
비교예 8 1256 1586 6.5 10.7 * 65 * 2.3 4.3 *
한편, 상기 표 3에 있어서, ①~③은 하기의 값을 나타낸다.
① 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상의 면적 비율(%)
② 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 (1/4)×t (여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)
상기 표 1에서 볼 수 있듯이, 본 발명의 발명예들은, 1500 ㎫ 이상의 인장 강도, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하를 충족하고, 평탄도가 3㎜ 이하를 충족하여, 초고강도를 가지면서도, 우수한 형상 및 굽힘성을 가짐을 확인하였다.
특히, 도 1에는 본 발명의 발명예 1에 따른 강판의 두께방향 단면을 주사 전자 현미경(SEM)으로 촬영한 사진을 나타내었다.
반면, 본 발명의 비교예들의 경우, 본 발명에서 요구되는 조건에 부합되지 않아 전술한 강도, 형상 및 굽힘성 중에 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다.
구체적으로, 비교예 1 및 2는 1차 및 2차 냉각 종료 온도 및 냉각 속도를 벗어난 경우, 평탄도 혹은 굽힘성이 본 발명에서 요구되는 범위를 벗어나며, 이는 표층 20μm 이내 마르텐사이트 조직외에 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 혼립 조직의 비율이 10%를 넘거나, 혹은 C, Mn 합계 함량 비율이 본 발명의 요구 범위를 벗어나, 굽힘성이 열위되는 것을 알 수 있다.
비교예 3 및 4는 권취 온도 및 소둔 온도가 본 발명범위를 벗어나 제조된 조건으로 역시 굽힘성이 열위되는 것을 볼 수 있으며, 비교예 5~8은 강성분이 목표범위를 벗어나 이역시 굽힘성이 열위됨을 알 수 있다.
즉, 본 발명에서 요구되는 성분 및 조업조건을 제어를 통해 발명예의 경우처럼 목표로하는 형상(평탄도) 및 굽힘성이 우수한 1500MPa급 소둔 및 전기아연도금강판을 제조할 수 있다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, C와 Mn의 합계 함량(a)와, 표면으로부터 (1/4)×t(여기서, t는 강판의 전체 두께) 지점에서 C와 Mn의 합계 함량(b)의 비율(a/b×100)이 75% 이상(100% 제외)인, 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 페라이트 및 베이나이트로 이루어진 군에서 선택된 1종 이상의 상을 10% 이하(0% 제외) 포함하는, 강판.
  3. 제 2 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 잔부는 마르텐사이트인, 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 표면으로부터 20㎛ 이내인 영역에서, 미세조직으로서, 면적%로, 마르텐사이트를 90~99% 포함하는, 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 t는 0.6~2.5mm인, 강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 표면 상에, 아연계 도금층을 더 포함하는, 강판.
  7. 제 1 항에 있어서,
    인장강도(TS)가 1500MPa 이상이고, 굽힘성(R/t)이 3.7 이하인, 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.5% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.3~2.5%, 크롬(Cr): 0.2% 이하(0% 제외), 몰리브덴(Mo): 0.01~0.1%, 보론(B): 0.0005~0.003%, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 니오븀(Nb): 0.01~0.05%, 티타늄(Ti): 0.01~0.05% 및 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도에서 재가열하는 단계;
    재가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
    열간압연된 강판을 400~600℃에서 권취하는 단계;
    권취된 강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    냉간압연된 강판을 Ac3+10℃~Ac3+80℃까지 열처리하여 소둔하는 단계;
    소둔된 강판을 1차 냉각의 종료 온도 범위인 680~749℃까지 10℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각된 강판을 100℃~Mf 온도까지 60~160℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는, 강판의 제조방법.
  9. 제 8 항에 있어서,
    상기 소둔하는 단계는 Ac3+10℃~Ac3+80℃에서의 열처리를 30초 이상 수행하는, 강판의 제조방법.
  10. 제 8 항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강판을 150~240℃로 재가열하여 과시효 열처리하는 단계를 더 포함하는, 강판의 제조 방법.
  11. 제 10 항에 있어서,
    상기 과시효 열처리하는 단계는 400~1000초 동안 수행되는, 강판의 제조방법.
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