KR101159896B1

KR101159896B1 - 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판 및 그제조방법

Info

Publication number: KR101159896B1
Application number: KR1020090026038A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 백선필; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2009-03-26
Filing date: 2009-03-26
Publication date: 2012-06-25
Also published as: KR20100107778A

Abstract

본 발명은 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 중 3상 또는 4상 조직을 갖는다.

본 발명에 의하면, 980MPa 이상의 인장강도와 우수한 연신율 및 도금성이 확보되는 초고강도 강판의 제조가 가능하므로 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고 종래의 590~780MPa급 고강도 강판을 대체하여 사용이 가능하므로 자동차 총 중량감소 및 연비 효율 상승을 기대할 수 있는 이점이 있다.

초고강도, 980MPa급

Description

성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법{Ultra high strength steel having excellent formability and galvanizing property, and method for producing the same}

본 발명은 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 성형성과 도금성이 우수한 980MPa급 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

기존 자동차 산업은 경쟁이 심화됨에 따라 자동차 품질에 대한 고급화, 다양화 요구가 높아지고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 자체 강성을 증대시키고 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 하고 있다.

그 중 자동차 차체 등 구조부재에 사용되는 초고강도 강판에 사용되는 주 개발강종은 이상조직강(DP : Dual Phase), 복합조직강(CP, Complex Phase), 변태유기소성강(TRIP : TRansformation Induced Plasticity), 쌍정유기소성강(Twinning Induced Plasticity)등 이다.

이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능 이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤포밍을 이용해 가공하기 때문에 고강도 및 고성형성을 필요로 하고 극한 환경조건에서도 녹슬지 않고 견딜 수 있도록 내부식성을 필수로 요구하고 있다.

이런 자동차 구조부재용 부품은 340~440MPa급에서 현재 440~590MPa급으로 적용이 활발히 되고, 향후 780~1470MPa급 초고강도 강판으로 대체되어 경량화 및 충격흡수능이 향상될 전망이다.

그러나 이러한 강들은 고강도에 따른 연신율의 감소는 피할 수 없어 HPF(Hot Press Forming)같은 신규공정을 거쳐야 하기 때문에 제조비가 상승하는 단점이 있다. 그 중에서도 980MPa급 이상의 강판은 연신율이 10~13%대에 머물러 원활한 생산및 부품으로의 성형이 어려운 상황이다.

그래서, 압연과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각 종료 온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류시키고, 상기 잔류오스테나이트가 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 하여 연성을 증가시킨 변태유기소성강에 대한 연구가 활발히 이루어지고 있다.

하지만 변태유기소성강의 경우 강도 및 성형성을 개선시키기 위하여 여러 합금원소들을 소재 내에 첨가하게 되는데 이러한 첨가원소들이 소재의 표면층에 농화되어 모재인 철(Fe)과 도금원소인 아연(Zn)의 반응에 많은 영향을 미치게 되므로 용융도금표면처리가 어려운 문제점이 있다.

따라서 고가의 전기도금라인을 이용해 내부식성을 만족시키게 되므로 동급 타강종 대비 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 합금원소를 조절하고, 열간압연 및 권취, 소둔, 도금공정을 제어하여 페라이트, 베이나이트, 오스테나이트상을 주 기지로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 중 3상 또는 4상 조직을 갖는 다.

상기 불순물 중 인(P)은 0.03wt% 이하, 황(S)은 0.02wt% 이하, 질소(N)는 0.01wt% 이하로 함유한다.

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종은 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)이다.

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종은 니켈(Ni)과 구리(Cu)이다.

탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을 1200±50℃ 온도범위에서 균질화 처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃에서 열간압연을 마무리하여 500~600℃에서 권취한 후, 냉간압연하고 소둔한다.

상기 소둔은 780~860℃에서 실시한다.

상기 소둔 후에는 400~500℃ 온도범위에서 30초 이상 유지하고, 도금을 실시한다.

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종 이상은 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)이다.

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종 이상은 니켈(Ni)과 구리(Cu)이다.

본 발명은 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘의 함량을 낮추어 용융아연 도금이 가능하고, 니오븀, 티타늄, 니켈, 구리 중에서 선택된 2종을 포함하고 합금원소 제어와 열간압연, 권취, 소둔 공정을 제어하여 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트(미량의 마르텐사이트)의 3상 또는 4상 조직으로 되는 980MPa급의 인장강도와 우수한 연신율을 갖는 초고강도 강판을 제조한다.

따라서, 종래의 590~780MPa급 고강도 강판을 대체하는 것이 가능하고, 강도증가로 인한 강판의 두께를 감소시킬 수 있으므로 자동차의 총중량을 감소시켜 연 비 효율 향상에 기여할 수 있다. 또한, 용융아연도금이 가능하므로 낮은 단가로 내부식성을 확보하는 것이 가능하다.

또한, 자동차 구조부재로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고, 증가된 오스테나이트 분율로 인하여 자동차 충돌시 충격에너지 흡수능이 향상되는 효과를 기대할 수 있다.

이하 본 발명에 의한 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예를 상세하게 설명한다.

본 발명은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성된다.

더 상세히 설명하면, 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘의 함량을 낮추어 도금성을 확보하고, 대신에 저하된 강도는 알루미늄의 함량을 증가시켜 확보하며, 초고강도 및 성형성 확보를 위해 니오븀, 티타늄, 니켈, 구리 중에서 선택된 2종 이상을 첨가한다.

니오븀과 티타늄 또는 니켈과 구리를 선택적으로 복합첨가할 수 있다. 이들 원소들은 고용강화 및 미세한 석출상을 생성시켜 강도를 증가시키는 원소로 합금원소의 첨가량을 최소화한다.

그리고, 본 발명에 적용된 초고강도 강판의 최종 미세조직은 성형성 향상을 위해 페라이트와 베이나이트, 잔류 오스테나이트(미량의 마르텐사이트 포함 가능)를 포함한 3상 또는 4상 조직을 갖는다. 이러한 미세조직은 합금성분 및 열간압연, 냉간압연, 소둔 열처리 및 도금공정에 의해 결정된다.

페라이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 40~60%의 분율을 갖고, 베이나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 분율을 가지며, 잔류 오스테나이트(마르텐사이트 포함 가능)는 결정립 크기가 3㎛ 이하로 10~30%의 분율을 갖는다.

페라이트는 연성확보와 관련된 미세조직으로 분율이 40% 미만이면 강판의 연성확보가 어렵고, 60%를 초과하면 강판의 목표강도 확보가 곤란하고 잔류 오스테나이트상의 화학적 안정성을 확보하기 어렵다.

베이나이트는 강도가 높고 인성이 큰 미세조직으로 10% 미만이면 강도기여 효과가 없고, 30%를 초과하면 강도증가에 의한 인성저하를 수반한다.

잔류 오스테나이트는 변태유기소성과 관련된 미세조직으로 10% 미만이면 변태유기소성에 의한 원하는 연신율 향상을 기대하기 어렵고, 10% 이상일 경우 분율이 높을수록 유리하나 페라이트와 베이나이트 분율을 고려하여 30% 이하가 되도록 한다.

그리고, 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트의 결정립 크기는 상술한 범위보다 크면 강도저하를 수반한다.

본 발명의 기본적인 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 설명한다.

탄소(C) 0.15~0.25wt%

탄소(C)는 강의 강도를 결정하는 주요 원소이다. 탄소는 이상역에서 공냉 후 냉각시 오스테나이트 상에 농화되고 베이나이트 변태 온도 범위에서 오스테나이트를 안정화시킨다. 그리고 페라이트 내부에서 오스테나이트로 확산 이동, 농축되어 상온으로 냉각 후에도 10% 이상의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 존재하도록 한다. 이와 같이 10% 이상의 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 존재하면 가공시 변태유기소성이 발생되어 강의 성형성이 개선된다.

탄소는 소량 첨가되면 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 분율 확보가 어렵고, 과다 첨가되면 강도는 증가하나 용접성이 저하되고 강도 증가에 따른 스트레치-플렌지성이 저하된다.

이에 따라, 탄소는 0.15~0.25wt%의 범위로 첨가한다. 탄소 함량이 0.15wt% 미만이면 충분한 잔류 오스테나이트가 확보되지 않아 강도 및 연신율 특성이 확보되지 않고, 0.25wt%를 초과하면 고용강화 효과로 인장강도가 증가하고 과도한 잔류오스테나이트 형성으로 내지연 파괴와 같은 현상이 나타나며 용접성도 저하된다.

특히, 980MPa급의 인장강도와 10%이상의 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해탄소는 0.18~0.23wt% 범위로 함유하는 것이 바람직하다.

실리콘(Si) 0.30~0.55wt%

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 강의 청정화에 기여하고, 오스테나이트 내 탄소 농화를 촉진하여 오스테나이트의 안정도를 증가시킴으로써 상온에서도 오스테나이트를 잔류시킨다.

실리콘은 적정 망간(Mn)을 첨가하는 강에 첨가되면 용접시 용융금속의 유동 성을 향상시켜 용접부 내 개재물 잔류를 최대한 감소시키고, 항복비와 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상시킨다. 또한 실리콘은 페라이트내 탄소의 확산속도를 느리게 하여 탄화물의 성장을 억제하고 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시킨다.

하지만 실리콘은 과다 첨가되면 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시키므로 본 발명에서는 0.30~0.55wt%범위로 첨가한다.

즉, 실리콘을 0.30wt% 미만으로 첨가하면 소둔처리후 잔류오스테나이트를 5% 이상 잔류시켜 TRIP특성을 얻기가 어렵고, 0.55wt%를 초과하여 첨가하면 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시켜 도금 젖음성을 크게 저하시키므로 미도금 및 도금 박리의 문제가 발생한다.

망간(Mn) 1.50~2.50wt%

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 2상역 소둔온도를 저하시키고 낮은 임계냉각속도에서도 오스테나이트가 퍼얼라이트로 분해되는 것을 방지하여 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

망간은 소량 첨가시 마르텐사이트를 얻기 위한 빠른 냉각속도 때문에 발생하는 열응력으로 인하여 강판의 형상이 불량해지므로 0.8wt% 이상의 첨가가 필요하다. 하지만 980MPa 이상의 인장강도를 확보하기 위해서는 최소 1.50wt% 이상을 첨가해야 원하는 연신율과 용접성을 얻을 수 있다.

반면, 망간은 과다 첨가되면 경화능이 증가하여 가공성이 열악해지고, 슬라 브 주조시 두께 중심부에서 망간밴드가 발달하여 굽힘 가공성이 저하되며, 스폿 용접(spot welding)시 너겟(nugget) 용접부에서 파괴가 발생한다. 따라서 망간은 상한치를 2.50wt%로 한다.

특히, 980MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 1.8~2.2wt%의 망간을 첨가하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%

알루미늄(Al)은 탈산제로 주로 사용되는 원소로서, 실리콘(Si)과 마찬가지로 소둔 후 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 변태의 진행을 지연시켜 페라이트 결정립을 안정화한다.

또한, 알루미늄은 페라이트 변태가 초기에 시작되므로 오스테나이트 내 탄소의 농화가 증가하여 상온에서의 오스테나이트상의 안정성을 증가시킨다.

또한, 알루미늄은 강 중의 질소와 결합하여 알루미늄-나이트라이드(AlN)를 석출하여 결정립을 미세화하며, 강 중의 산소를 제거하여 슬라브 제조시 균열을 방지한다.

이러한 알루미늄은 소량 첨가되면 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성의 저하를 초래하므로 0.01wt% 이상은 첨가해야 하고, 특히, 본 발명에서는 강도 및 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해서 0.50wt% 이상 첨가해야 한다. 단, 1.50wt%를 초과하면 연주시 슬라브 균열을 발생하고 강 종 내 개재물 형성량이 폭발적으로 증가하여 연신율을 저하시키고 도금특성을 저하시키므로 상한치를 1.50wt%로 제한한 다.

다음으로, 본 발명의 선택적 첨가 합금원소인 니오븀(Nb), 구리(Cu), 니켈(Ni)의 기능과 함유량은 다음과 같다.

니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%

니오븀(Nb)은 강 중 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 탄질화물 형태의 석출물을 형성하거나 철(Fe)내 고용강화를 통화여 강의 강도를 개선한다.

경우에 따라, 기본 첨가원소를 저감할 경우 니오븀을 첨가하여 성형성을 해치지 않으면서도 강의 강도를 향상시킬 수 있다. 니오븀은 첨가량이 0.01wt% 미만이면 효과가 미비하고, 0.05wt%를 초과하면 과다한 석출로 인하여 강도가 크게 증가되어 충격인성을 저하시킬 위험이 있고, 연신율이 감소되는 문제점이 있다.

따라서 니오븀은 0.01~0.05wt% 범위로 첨가한다.

티타늄(Ti)도 강 중의 탄소(C), 질소(N)와 결합하여 탄질화물 형태의 석출물을 형성하거나 철(Fe)내 고용강화를 통화여 강의 강도를 개선한다. 티타늄은 0.02wt% 미만으로 첨가되면 석출강화 및 고용강화 효과가 미비하고, 0.10wt%를 초과하면 강판표면결함을 유발시키고 재결정온도를 상승시킬 수 있다.

그리고, 티타늄은 니오븀 함량의 2배를 첨가할 경우 본 발명강의 기계적 특성을 만족할 수 있다.

구리(Cu) 0.10~0.30wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt% 복합첨가

구리(Cu)는 강도증가 및 내식성 향상을 위해 첨가된다. 구리는 알루미늄(Al)과 더불어 베이나이트 변태구간에서 탄소의 석출을 억제하고 잔류 오스테나이트를 생성하는 역할을 하며, 내부식성을 향상시키는 기능을 갖는다.

이러한 구리는 페라이트 결정립을 미세화하는 효과가 있어 강도 향상에 기여하나, 0.10wt% 미만으로 첨가되면 그 효과가 미비하고, 0.30wt%를 초과하면 표면에 농화가 증가되어 도금특성을 저해하고 연신율이 저하된다.

니켈(Ni)은 구리의 첨가시 발생하는 적열취성을 방지하기 위한 원소로 첨가된다. 보통 Cu:Ni=1:1~2의 비율로 첨가시 효과가 좋다고 알려져 있다. 또한 니켈은 구리와 적절히 첨가시 도금성이 개선된다.

상기 이유로 본 발명에서 니켈은 0.10wt% 이상 첨가한다. 하지만 0.30wt%을 초과하여 첨가되면 경제적인 경제적인 측면에서 불리하므로 구리의 첨가량에 맞추어 0.1~0.3wt% 범위 내로 첨가한다.

상술한 합금원소 외에 불가피하게 첨가되는 합금원소의 기능과 함유량은 다음과 같다.

인(P)은 0.03wt% 이하

인(P)은 알루미늄과 마찬가지로 세멘타이트의 형성을 억제하고 강도를 증가시킨다. 그러나 다량으로 함유되면 용접성이 악화되고 슬라브 중심 편석에 의해 최 종재질편차가 발생하는 문제가 있으므로 그 상한치를 0.03wt%로 제한한다.

황(S)은 0.02wt% 이하

황(S)은 인성 및 용접성을 저해하고 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 가공중 크랙 등의 발생을 야기한다. 특히, 황은 과다 함유시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하므로 그 상한치를 0.02wt% 이하로 제한한다.

질소(N)는 0.01wt% 이하

합금화 공정에서 냉각시 과포화되어 연신율을 저하시키므로 그 상한치를 0.01wt%이하로 제한한다.

본 발명의 강판은 상기 합금원소들을 포함하고, 나머지는 실질적으로 철 및 불가피한 불순물이다.

이와 같은 조성을 가진 강을 1200±50℃ 온도범위에서 균질화 처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃에서 열간압연을 마무리하여 500~600℃에서 권취한 후, 냉간압연하고 소둔하며, 소둔 후에는 베이나이트 생성을 위해 항온변태구간을 가진 후 도금하고 합금화 열처리 한다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

위와 같은 조성을 갖는 슬라브를 1200±50℃ 온도범위에서 재가열한다. 재가 열은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열온도는 낮은 경우 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트 입도가 조대화되면서 강도가 감소한다.

가열로에서는 오스테나이트 최종 결정립 크기가 15~25㎛가 되도록 균일하게 제어한다.

[열간압연 공정/냉간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브를 Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리한다. 열간압연 마무리 온도는 열간압연 후 냉각전까지 강판의 조직이 오스테나이트 조직을 갖도록 한다. 이는 최종조직의 잔류 오스테나이트 분율을 확보한다.

열간압연을 마무리 한 후에는 550±50℃ 온도범위에서 권취한다. 권취온도는 500℃보다 낮으면 페라이트가 베이나이트나 마르텐사이트로 변할 수 있고, 600℃를 초과하면 조직이 너무 조대해져 강도의 저하를 가져오게 된다.

이 후, 열연강판의 스케일을 제거하기 위해 산세를 수행하고 40~70%의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 냉간압하율은 40% 미만이면 재결정 온도를 상승시키고, 70%를 초과하면 압연이 어렵다.

[소둔 공정]

열간압연, 냉간압연을 거친 강판을 오스테나이트-페라이트(α+γ) 2상역 구 간에서 연속 소둔한다. 그러면, 소둔과정에서 페라이트의 일부가 오스테나이트로 변태되어 TRIP의 복합상을 제조하기 용이하다.

소둔온도는 780℃ 보다 낮으면 충분한 가공성을 확보하기 어렵고 오스테나이트 변태가 충분하지 않으며, 860℃보다 높으면 오스테나이트 완전 변태후 냉각시 페라이트 변태가 일어나므로 잔류오스테나이트의 탄소농화가 낮아지는 문제가 발생한다. 그리고 가장 바람직한 소둔온도는 대략 820℃이다. 이 경우 연신율 향상 효과가 가장 좋다.

[합금화 용융아연도금 또는 용융아연도금 공정]

연속 소둔된 강판을 베이나이트 생성을 위해 400~500℃ 온도범위에서 30초 이상 유지한다.(공정속도 150mpm기준) 이 후, 용융아연도금 온도인 450~550℃에서 용융아연도금 및 합금화 열처리를 실시한다. 이때, 도금층의 안정적 성장을 확보하기 위해 용융아연도금 및 합금화 열처리는 120초 내에 실시한다.

이하, 상술한 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판을 실시예(비교강, 발명강)를 통해 상세하게 설명하기로 한다.

[실시예]

표 1의 조성을 가지는 강을 1250℃에서 2시간 재가열한 후, 900℃이상에서3.0mm 두께로 열간압연을 마무리하고 550℃에서 권취하였다. 이 후, 권취된 강판을 산세(PO)하고 약 53%의 압하율로 냉간압연하여 최종두께 1.4mm 인 소재로 제조한 후 소둔 열처리를 실시하였다.

소둔 열처리 온도 및 항온변태온도, 도금온도 등은 표 2의 조건으로 실시하였으며, 최종 강판의 항복강도, 인장강도, 연신율, n값, r값을 측정하였다.

표 1은 본 발명의 발명강과 비교강의 성분비를 나타낸 것이고, 표 2는 표 1의 발명강과 비교강의 열처리, 압연조건 및 그에 따라 제조된 최종 강의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 결과표이다.

(잔부Fe,wt%)

구분	C	Si	Mn	P	S	Ni	Al	Cu	Ti	Nb	N	비고
1	0.11	0.52	2.52	0.010	0.004		0.97			0.022	0.0048	비교강
2	0.23	0.52	2.09	0.010	0.004		1.00		0.049	0.026	0.0058	발명강
3	0.20	0.52	2.10	0.062	0.004	0.11	0.99			0.002	0.0081	비교강
4	0.19	0.52	2.10	0.012	0.004	0.21	1.00	0.22		0.001	0.0064	발명강
5	0.18	1.61	2.03	0.010	0.004				0.048	0.025	0.0067	비교강

구분	열간압연조건(℃)			냉간압연조건	소둔열처리조건				화학성분						비고
구분	재가열온도	압연종료온도	권취온도	압하율(%)	소둔온도	항온변태온도	도금온도	합금화온도	YP	TS	EL	n값	r값	도금성	비고
1	1250	900	550	53	780	460	460	520	399	905	19.2	0.17	-	O	비교강
					800				432	956	17.7	0.15		O	비교강
					820				452	978	18.2	0.14		O	비교강
2					780				404	1009	21.1	0.25	0.84	O	발명강
					800				428	997	21.7	0.25	1.22	O	발명강
					820				464	1001	21.4	0.26	1.22	O	발명강
3					780				357	927	19.5	0.21		O	비교강
					800				375	947	18.6	0.20		O	비교강
					820				363	946	19.8	0.20		O	비교강
4					780				372	999	15.8	0.21		O	발명강
					800				384	1003	16.2	0.21		O	발명강
					820				399	986	20.1	0.23	0.80	O	발명강
5					780				405	1083	18.2	0.20		X	비교강
					800				397	1078	19.5	0.20		X	비교강
					820				393	1059	22.4	0.21	0.92	X	비교강

[YS(MPa):항복강도, TS(MPa):인장강도, EL(%):연신율, n값:가공경화지수, r값:소성이방성지수]

상기 표 1의 1~4는 실리콘과 알루미늄의 함량을 고정하고 탄소, 망간, 인의 함량을 변화시킨 후 추가적으로 니켈, 구리, 티타늄, 니오븀을 첨가한 성분계이고, 표 1의 5는 실리콘의 함량 증가에 따른 도금특성을 알아보기 위한 성분계이다.

표 1과 표 2를 살펴보면, 비교강 1과 발명강 2에서 확인되는 바와 같이, 니오븀을 단독첨가한 비교강 1의 경우보다, 니오븀과 티타늄을 복합첨가한 발명강 2에서 980MPa이상의 인장강도와 우수한 연신율 및 충분한 r값이 확보되었다.

비교강 3과 발명강 4를 비교하면, 니켈만 첨가된 비교강 3의 경우 연신율은 확보되었으나 인장강도가 낮아졌고, 비교강 5의 경우에는 실리콘 함량 증가로 도금특성이 불량하였다.

그리고, 티타늄과 니오븀을 복합첨가한 발명강 2와 구리와 니켈을 복합첨가한 발명강 4의 경우에는 980MPa 이상의 인장강도와 우수한 연신율이 확보되었다.

이는 도 1에서도 확인되는 바와 같이, 소둔 열처리후 조직에서 약 2~3㎛의 매우 미세한 페라이트 결정립이 형성되어 강도가 증가함을 알 수 있다.

이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

도 1는 표 1에 제시된 발명강 2를 550℃에서 권취하고, 소둔 열처리한 후 조직을 보인 주사전자현미경(SEM)사진.

Claims

탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되며,

미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트 중 3상 또는 4상 조직을 가지며,

페라이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 40~60%의 분율을 갖고, 베이나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 분율을 가지며, 잔류 오스테나이트(마르텐사이트 포함 가능)은 결정립 크기가 3㎛ 이하로 10~30%의 분율을 가지며,

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종은 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)이거나, 니켈(Ni)과 구리(Cu)인 것을 특징으로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판.
청구항 1에 있어서,

상기 불순물 중 인(P)은 0.03wt% 이하, 황(S)은 0.02wt% 이하, 질소(N)는 0.01wt% 이하로 함유하는 것을 특징으로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판.
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탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.30~0.55wt%, 망간(Mn) 1.50~2.50wt%, 알루미늄(Al) 0.50~1.50wt%이고, 니오븀(Nb) 0.01~0.05wt%, 티타늄(Ti) 0.02~0.10wt%, 니켈(Ni) 0.10~0.30wt%, 구리(Cu) 0.10~0.30wt% 중에서 선택된 2종 이상을 포함하며, 잔부가 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물로 조성되는 강을

결정립 크기가 5㎛ 이하로 40~60%의 분율을 갖는 페라이트와, 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 분율을 갖는 베이나이트와, 결정립 크기가 3㎛ 이하로 10~30%의 분율을 갖는 잔류 오스테나이트(마르텐사이트 포함 가능)의 조직을 갖도록 1200±50℃ 온도범위에서 균질화 처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃에서 열간압연을 마무리하여 500~600℃에서 권취한 후, 냉간압연하고 소둔하며,

상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu) 중에서 선택된 2종은 니오븀(Nb)과 티타늄(Ti)이거나, 니켈(Ni)과 구리(Cu)인 것을 특징으로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판의 제조방법.
청구항 5에 있어서,

상기 소둔은 780~860℃에서 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판의 제조방법.
청구항 5 또는 청구항 6에 있어서,

상기 소둔 후에는 400~500℃ 온도범위에서 30초 이상 유지하고, 도금을 실시하는 것을 특징으로 하는 성형성과 도금성이 우수한 변태강화형 초고강도 강판의 제조방법.
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