KR101594670B1

KR101594670B1 - 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR101594670B1
Application number: KR1020140057177A
Authority: KR
Inventors: 이규영; 곽재현; 류주현; 신동석; 주세돈
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2014-05-13
Filing date: 2014-05-13
Publication date: 2016-02-17
Also published as: EP3144406A4; CN107075649B; JP2017519900A; US20170051378A1; CN107075649A; EP3144406B1; KR20150130612A; US10519526B2; WO2015174605A1; EP3144406A1; JP6383808B2

Abstract

본 발명은 건축자재, 자동차, 기차 등의 운송수단에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 {COLD-ROLLED STEEL SHEET AND GALVANIZED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}

건축자재, 자동차, 기차와 같은 운송수단의 구조부재로 적용되는 강판에 대한 두께를 낮추어 경량화를 이루기 위해, 기존 강재의 강도를 향상시키려는 시도가 많이 이루어지고 있다. 그러나, 이와 같이 강도를 높이는 경우 상대적으로 연성이 저하되는 단점이 발견되었다.

이에, 강도와 연성 간의 관계를 개선하기 위한 연구가 많이 이루어졌으며, 그 결과 저온조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태조직강이 개발되어 적용되고 있는 실정이다.

변태조직강은 소위 DP(Dual Phase)강, TRIP(Transformation Induced Plasticity)강, CP(Complex Phase)강 등으로 구별되며, 이들 각각의 강은 모상과 제2상의 종류 및 분율에 따라 기계적 성질 즉, 인장강도 및 연신율의 수준이 달라지게 되며, 특히 잔류 오스테나이트를 함유하는 TRIP강의 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)이 가장 높은 값을 나타낸다.

상기와 같은 변태조직강 중 CP강은 다른 강들에 비해 연신율이 낮아 롤 포밍 등의 단순 가공에 국한되어 사용되고, 고연성의 DP강과 TRIP강은 냉간 프레스 성형 등에 적용된다.

상술한 변태조직강들 외에도, 강 중 C 및 Mn을 다량 첨가하여 강의 미세조직을 오스테나이트 단상으로 얻는 TWIP(Twinning Induced Plasticity)강(특허문헌 1)이 있는데, 상기 TWIP강의 경우 인장강도와 연신율의 밸런스(TS×El)가 50,000MPa% 이상으로, 매우 우수한 재질 특성을 보인다.

그런데, 이와 같은 TWIP강을 제조하기 위하여, C의 함량이 0.4중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 25중량% 이상으로 요구되고, C의 함량이 0.6중량%인 경우에는 Mn의 함량이 약 20중량% 이상으로 요구되는데, 이를 만족하지 못하면 모상 중에 쌍정(twinning) 현상을 일으키는 오스테나이트 상이 안정적으로 확보되지 않고, 가공성에 극히 해로운 HCP구조의 입실론 마르텐사이트(ε)와 BCT구조의 마르텐사이트(α')가 형성되기 때문에 상온에서 안정적으로 오스테나이트가 존재할 수 있도록 다량의 오스테나이트 안정화 원소를 첨가하여야 한다. 이와 같이, 합금성분이 다량 첨가되는 TWIP강은 합금성분으로부터 기인하는 문제점으로 인해 주조, 압연 등의 공정이 매우 어려울 뿐만 아니라, 경제적으로도 제조원가가 크게 상승하는 문제점이 있다.

이에, 최근에는 상기 변태조직강인 DP강과 TRIP강 보다는 연성이 높고, TWIP강에 비해서는 연성이 낮으나 제조원가가 낮은 소위 3세대강 혹은 X-AHSS(eXtra Advanced High Strength Steel)의 개발이 이루어지고 있으나, 현재까지 큰 성과를 이루지 못하고 있는 실정이다.

일 예로, 특허문헌 2에는 주조직으로 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 형성시키는 방법(Quenching and Partitioning Process, Q&P)이 개시되어 있는데, 이를 활용한 보고(비특허문헌 1)에 의하면 탄소가 0.2% 수준으로 낮은 경우에는 항복강도가 400MPa 내외로 낮은 단점이 있으며, 또한 최종 제품에서 얻어지는 연신율이 기존 TRIP강과 유사한 수준만을 얻음을 확인할 수 있다.

또한, 탄소와 망간의 합금량을 증가시켜 항복강도를 대폭 향상시키는 방법도 도출되었으나, 이러한 경우에는 과도한 합금성분의 첨가로 용접성이 열위한 문제가 있다.

한국 공개특허공보 제1994-0002370호 미국 공개공보 제2006-0011274호

ISIJ International, Vol.51, 2011, p.137-144

본 발명의 일 측면은, 기존 TWIP강 대비 적은 합금원가를 구현하고, 기존 Q&P 열처리 공정을 적용한 경우에 비해 더 우수한 연성을 갖는 냉연강판, 이를 이용하여 제조한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하고,

미세조직은 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날 페라이트 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트의 분율이 70% 이하, 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판을 제공한다.

본 발명의 다른 일 측면은, 상기 냉연강판에 용융아연도금처리한 용융아연도금강판 및 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1300℃로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔 및 냉각하는 1차 소둔 단계; 및 상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열 및 유지한 다음, 20℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Mf까지 냉각한 후, Ms 이상으로 재가열하여 1초 이상 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명의 또 다른 일 측면은, 상술한 제조방법에 용융아연도금단계를 더 포함하는 용융아연도금강판의 제조방법 및 여기에 합금화 열처리단계를 더 포함하는 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공한다.

본 발명에 의하면, 기존의 DP강 또는 TRIP강과 같은 고연성 변태조직강 및 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 거친 Q&P강에 비해, 연성이 우수한 인장강도 780MPa 이상의 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.

또한, 본 발명의 냉연강판은 건축부재, 자동차강판 등의 산업분야에 대한 활용가능성이 높은 이점이 있다.

도 1은 본 발명에 따른 소둔공정의 일 예를 나타낸 것이다 (도 1의 (B)에서 점선은 용융합금화도금시의 열이력을 나타낸 것이다.).
도 2는 최종 소둔전 미세조직에 따른 소둔온도에서의 유지시간 동안 오스테나이트 변태속도의 차이를 나타낸 것이다.
도 3은 기존 Q&P 열처리에 의해 제조된 냉연강판(비교예 6)의 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 4는 본 발명에 의해 제조된 냉연강판(발명예 12)의 미세조직을 관찰한 사진이다.

본 발명자들은 기존 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 통해 제조되는 고연성 고강도 강의 낮은 연성을 개선하는 방안에 대하여 깊이 연구한 결과, Q&P 열처리 이전의 초기조직을 제어함으로써 최종 Q&P 열처리 후 조직의 미세화 및 최종 제품의 물성 개선이 가능함을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명의 일 측면인 연성이 우수한 고강도 냉연강판은 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하는 것이 바람직하다.

이하, 본 발명에서 제공하는 냉연강판의 합금 성분조성을 상기와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.

C: 0.1~0.3%

탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 주편 결함이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라, 용접성도 크게 저하되는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.1~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.

Si: 0.1~2.0%

실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉간압연성이 매우 열위하며, 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Al: 0.005~1.5%

알루미늄(Al)은 강중 산소와 결합하여 탈산작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.005% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 Al의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 역시 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.005~1.5%로 제한하는 것이 바람직하다.

앞서 언급한 바와 같이, Si 및 Al 모두 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이를 효과적으로 달성하기 위해서는 Si과 Al의 함량 함(Si+Al, 중량%)이 1.0% 이상을 만족하는 것이 바람직하다.

Mn: 1.5~3.0%

망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하여 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 열처리 단계에서의 상변태가 너무 지연되어 마르텐사이트가 다량 형성됨에 따라, 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

P: 0.04% 이하(0%는 제외)

인(P)은 고용강화 효과를 얻을 수 있는 원소이지만, 그 함량이 0.04%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성(brittleness)이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 P의 함량을 0.04% 이하, 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

S: 0.015% 이하(0%는 제외)

황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, 본 발명에서는 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

N: 0.02% 이하(0%는 제외)

질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 취성이 발생할 위험성이 증가하게 되고, Al과 반응하여 AlN이 과다하게 석출됨에 따라 연주품질이 저하하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 N의 함량을 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

본 발명의 냉연강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여 Ti, Nb, V, Zr 및 W 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Ti: 0.005~0.1%, Nb: 0.005~0.1%, V: 0.005~0.1%, Zr: 0.005~0.1% 및 W: 0.005~0.5% 중 1종 이상

티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V), 지르코늄(Zr) 및 텅스텐(W)은 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소로서, 그 함량이 각각 0.005% 미만이면 상술한 효과를 확보하기 어려워지는 문제가 있다. 반면, 그 함량이 Ti, Nb, V 및 Zr의 경우 0.1%, W의 경우 0.5%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 제조비용이 크게 상승하는 문제가 있으며, 석출물이 과다하게 형성되어 오히려 연성이 크게 저하되는 문제가 있다.

또한, 본 발명의 냉연강판은 Mo, Ni, Cu 및 Cr 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Mo: 1% 이하(0%는 제외), Ni: 1% 이하(0%는 제외), Cu: 0.5% 이하(0%는 제외) 및 Cr: 1% 이하(0%는 제외) 중 1종 이상

몰리브덴(Mo), 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이들 원소들은 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 원소들의 함량이 Mo, Ni 및 Cr의 경우 1.0%, Cu의 경우 0.5%를 초과하게 되면 제조비용이 과다하게 상승하게 되는 문제가 있으므로, 상기 함량을 초과하게 않도록 제어하는 것이 바람직하다.

또한, Cu를 첨가하는 경우 열연시 취성을 야기할 수 있으므로, 이때 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.

더불어, 본 발명의 냉연강판은 Sb, Ca, Bi 및 B 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Sb: 0.04% 이하(0%는 제외), Ca: 0.01% 이하(0%는 제외), Bi: 0.1% 이하(0%는 제외) 및 B: 0.01% 이하(0%는 제외) 중 1종 이상

안티몬(Sb)과 비스무스(Bi)는 입계편석을 통한 Si, Al 등의 표면 산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있는 원소로서, 그 함량이 Sb의 경우 0.04%, Bi의 경우 0.1%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되므로, 각각 그 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

칼슘(Ca)은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유리한 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되므로, 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

보론(B) Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 연질 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있으나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 도금시 강 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.

본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.

상술한 성분조성을 만족하는 본 발명의 냉연강판은 미세조직으로 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날(polygonal) 페라이트를 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상(accicular) 페라이트를 70% 이하(0%는 제외)로 포함하면서, 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.

상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트는 본 발명의 주 조직으로서, 강도 및 연성 확보에 유리한 조직이다. 본 발명은 후술하는 제조공정에서 열처리로 인해 마르텐사이트가 일부 포함되므로, 상기 침상 페라이트와 침상의 잔류 오스테나이트의 분율은 두 상을 합하여 95% 이하로 포함한다.

특히, 상기 침상의 잔류 오스테나이트는 강도 및 연성의 밸런스를 유리하게 확보하기 위한 필수조직으로서, 그 분율이 너무 과다하여 25%를 초과하게 되면 탄소가 분산되어 확산됨에 따라 잔류 오스테나이트의 안정화가 충분해지지 못하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 침상의 잔류 오스테나이트의 분율은 25% 이하(0%는 제외)를 만족하는 것이 바람직하다.

또한, 본 발명에서 상기 침상 페라이트는 2차 소둔 열처리시에 형성되는 베이나이트상을 포함하는 것을 의미한다. 보다 구체적으로, 본 발명은 강 성분 중 Si와 Al에 의해 통상의 베이나이트와는 달리 카바이드(carbide)의 석출이 없는 베이나이트상이 형성되는데, 실질적으로 카바이드 석출이 없는 베이나이트는 침상 페라이트와의 구별이 어려운 실정이다. 여기서, 상기 침상 페라이트는 2차 소둔 열처리의 초기 열처리공정에서 형성되며, 상기 카바이드 석출이 없는 베이나이트는 2차 소둔 열처리의 재가열 후의 열처리공정에서 형성된다.

상기 폴리고날 페라이트는 강의 항복강도를 낮추는 역할을 하므로 5% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.

상술한 미세조직을 만족하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도가 750MPa 이상이고, 기존의 Q&P 열처리를 통해 제조된 강판에 비해 우수한 연성을 확보할 수 있다.

한편, 본 발명에 따른 냉연강판은 후술하는 제조공정을 통해 제조되며, 이때 1차 소둔 단계 후의 미세조직 즉, 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 마르텐사이트로 이루어지는 것이 바람직하다.

이는, 최종 2차 소둔 단계를 거쳐 제조되는 냉연강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하기 위한 것으로서, 만일 1차 소둔 후 확보된 저온조직상의 분율이 90% 미만이면 상술한 바와 같이 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온조직상으로 이루어지는 본 발명의 냉연강판을 얻을 수 없게 된다.

본 발명의 다른 일 측면인 용융아연도금강판은 상술한 본 발명의 냉연강판에 용융아연도금처리된 것으로서, 용융아연도금층을 포함한다.

또한, 본 발명은 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것으로서, 합금화 용융아연도금층을 포함하는 합금화 용융아연도금강판을 제공한다.

이하, 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.

(강 슬라브 재가열)

본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이는 1000~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다.

상기 재가열시 온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 재가열 공정은 1000~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

(열간압연)

상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하고, 이때 열간 마무리 압연은 800~950℃에서 실시하는 것이 바람직하다.

상기 열간 마무리 압연시 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 열간 마무리 압연온도가 950℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수면단축의 원인이 된다. 따라서, 본 발명에서 열간압연시 열간 마무리 압연온도는 800~950℃로 제한하는 것이 바람직하다.

(권취)

상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하고, 이때 권취온도는 750℃ 이하인 것이 바람직하다.

권취시 권취온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발명하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 권취공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 마르텐사이트의 형성에 의한 열연판 강도가 과도하게 높아짐에 따른 후속 냉간압연의 어려움을 고려하여 Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~750℃에서 실시하는 것이 보다 바람직하다.

(냉간압연)

상기 권취된 열연강판을 산세처리하여 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 것이 바람직하다.

통상, 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위하여 실시하며, 이때 압하율의 제한은 없으나, 후속 소둔공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 25% 이상의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다.

(소둔)

본 발명은 최종 미세조직으로 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 냉연강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 냉연강판을 얻기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 본 발명에서는 소둔시 탄소, 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 목적하는 미세조직을 확보하기 위하여, 통상의 냉간압연 후 Q&P 연속 소둔 공정이 아닌, 후술하는 바와 같이 1차 소둔을 통해 저온조직을 확보하고, 이어서 2차 소둔시에 Q&P 열처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.

1차 소둔

먼저, 상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔한 후 냉각하는 1차 소둔 열처리를 행하는 것이 바람직하다 (도 1의 (A) 참조).

이는, 1차 소둔 열처리된 냉연강판의 미세조직의 주상을 면적분율 90% 이상의 베이나이트 및 마르텐사이트로 얻기 위한 것으로서, 소둔 온도가 Ac3에 미치지 못하면 연질의 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어, 후속하는 2차 소둔 열처리시의 2상역 소둔시 기형성된 폴리고날 페라이트에 의해 미세한 최종 조직을 얻는 효과가 저감하는 문제가 있다.

2차 소둔

상기 1차 소둔 열처리 완료 후, Ac1~Ac3의 범위로 가열 및 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 열처리(Quenching & Partitioning 열처리)를 행하는 것이 바람직하다 (도 1의 (B) 참조).

본 발명에서 Ac1~Ac3의 범위로 가열하는 것은 소둔시 오스테나이트로의 합금원소 분배를 통해 오스테나이트의 안정성을 확보하여 상온에서의 최종 조직에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 것으로서, 가열 후 그 온도에서 유지하는 것으로부터 1차 소둔 열처리 후 형성된 저온조직상(베이나이트 및 마르텐사이트)의 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 재분배를 유도할 수 있게 된다. 이때의 재분배를 1차 재분배라고 칭한다.

이때, 합금원소들의 1차 재분배를 위한 유지는 합금원소들이 오스테나이트 쪽으로 충분히 확산되도록 실시하면 되므로, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 유지시간이 너무 과도해지면 생산성이 저하될 우려가 있으며, 재분배 효과도 포화되므로, 이를 고려하여 2분 이하로 실시하는 것이 바람직하다.

상기에 따라 합금원소들의 1차 재분배를 완료한 다음, Ms(마르텐사이트 변태개시온도)~Mf(마르텐사이트 변태종료온도) 범위의 온도로 냉각하고, 이를 다시 Ms 이상으로 재가열하여 다시 합금원소들의 재분배를 유도하는 것이 바람직하며, 이때의 재분배를 2차 재분배라고 칭한다.

상기 냉각시 평균 냉각속도는 20℃/s 이상인 것이 바람직하며, 이는 냉각시 폴리고날 페라이트의 형성을 억제하기 위함이다.

상기 냉각 후 재가열시 가열온도가 500℃를 초과하여 장시간 유지하게 되면 오스테나이트 상이 펄라이트로 변태되어 원하는 미세조직을 확보할 수 없게 된다. 따라서, 재가열시 500℃ 이하의 온도까지 가열하는 것이 바람직하다. 다만, 용융 합금화 열처리시에는 불가피하게 500℃를 초과하는 온도로 높여야 할 것이나, 1분 이내의 용융 합금화 열처리는 얻고자 하는 물성을 크게 열화시키지 않는다.

한편, 소둔 후 냉각시 강판의 사행 등을 억제하기 위하여 소둔직후 서냉각 구간을 통과시킬 수 있으나, 이러한 서냉각 구간에서 폴리고날 페라이트로의 변태를 최대한 억제하여야 본 발명에서 의도하는 미세조직 및 물성을 확보할 수 있다.

본 발명에 따른 소둔 공정을 적용할 경우, 기존의 소둔 공정 즉 냉간압연 후 연속소둔공정을 행하는 경우에 비하여 오스테나이트로의 역변태 속도가 빨라져, 소둔시간을 단축시킬 수 있을 뿐만 아니라, 조직의 미세화로 인한 강도 및 연성 확보가 유리해지는 장점이 있다.

이는, 도 2를 통해 확인할 수 있다. 도 2는 소둔시 소둔온도에서의 유지시간 동안 오스테나이트로로 변태하는 것을 시간의 함수로 나타낸 것으로서, 기존 냉간압연판을 이용한 연속소둔공정(red line)에 비하여, 본 발명과 같이 1차 소둔 단계에서 저온조직을 확보하고, 추가로 소둔 공정(2차 소둔 단계)을 적용하는 경우(green line) 더 짧은 시간 내에 오스테나이트로의 변태가 완료되는 것을 확인할 수 있다.

이와 같이, 본 발명은 1차 소둔 단계 후 형성된 저온조직을 Ac1~Ac3 범위로 가열 및 유지하여 빠른 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 1차 재분배를 유도하고, 이를 다시 냉각, 재가열하여 2차 재분배를 유도함으로써, 기존의 Q&P 열처리에서 얻어지는 조직대비 미세하고, 우수한 연성을 확보할 수 있게 된다.

도금

상기 1차 및 2차 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판을 제조할 수 있다. 이때, 도금처리는 용융도금법 또는 합금화 용융도금법으로 실시하는 것이 바람직하며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.

상기 용융도금법을 이용하는 경우에는 아연도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조할 수 있으며, 합금화 용융도금법의 경우에도 통상의 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.

( 실시예 )

하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용융금속을 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳으로 제조한 다음, 이를 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후 Ar3 이상의 온도인 900℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉시킴으로써 열연권취를 모사하였다. 이 열간압연된 판재를 50~60%의 냉간압하율로 냉간압연 한 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔 열처리를 행하여 최종 냉연강판을 제조하였으며, 각각의 냉연강판에 대하여 항복강도, 인장강도 및 연신율을 측정하고, 그 결과를 하기 표 2에 나타내었다.

구분	성분조성 (중량%)											Bs (℃)	Ms (℃)	Ac1 (℃)	Ac3 (℃)
구분	C	Si	Mn	Ni	P	S	Al	Ti	Nb	B	N	Bs (℃)	Ms (℃)	Ac1 (℃)	Ac3 (℃)
발명강 1	0.15	1.51	2.21	-	0.011	0.005	0.03	-	-	-	0.003	591	408	743	852
발명강 2	0.18	1.45	2.22	-	0.012	0.004	0.51	0.021	-	0.00 11	0.004	582	395	741	1043
발명강 3	0.20	1.60	2.80	-	0.010	0.003	0.05	-	-	-	0.004	524	369	740	834
발명강 4	0.24	1.53	2.11	0.5	0.013	0.005	0.03	-	-	-	0.004	557	364	736	829
발명강 5	0.21	1.50	2.60	-	0.011	0.004	0.04	0.020	-	-	0.004	539	371	739	838
발명강 6	0.18	1.41	2.60	-	0.012	0.004	0.49	0.019	0.024	-	0.004	547	384	736	1021
비교강 1	0.08	1.38	1.71	-	0.011	0.005	0.04	-	-	-	0.003	655	453	745	887
비교강 2	0.18	1.51	3.41	-	0.010	0.005	0.03	--	-	-	0.004	475	359	730	808
비교강 3	0.28	1.65	4.95	-	0.011	0.003	0.04	--	-	-	0.004	309	270	718	752

(상기 표 1에서, Bs= 830-270C-90Mn-37Ni-70Cr-83Mo, Ms= 539-423C-30.4Mn-12.1Cr-17.7Ni-7.5Mo, Ac1= 723-10.7Mn-16.9Ni+29.1Si+16.9Cr+290As+6.38W 및 Ac3= 910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W-30Mn-11Cr-20Cu+700P+400Al+120As+400Ti 이다. 여기서, 화학원소는 첨가된 원소의 중량%를 의미하며, Bs는 베이나이트 변태개시온돠 Ms는 마르텐사이트 변태개시온도, Ac1은 승온시 오스테나이트 변태개시온도, Ac3 승온시 오스테나이트로 단상열처리 개시온도를 의미한다.)

강종	구분	최종 소둔전 미세조직	최종 소둔 조건 (℃)				물성
강종	구분	최종 소둔전 미세조직	소둔 온도	냉각 온도	재가열 온도	과시효 온도	항복강도 (MPa)	인장강도 (MPa)	연신율 (%)
발명강 1	비교예1	M	790	none	none	440	560	855	23.7
	발명예1	M	790	250	440	none	576	850	28.0
	발명예2	M	790	350	440	none	568	872	27.5
	발명예3	B	790	350	440	none	540	868	24.6
발명강 2	비교예2	냉연조직	790	250	440	none	380	1060	16.5
	비교예3	냉연조직	790	350	440	none	365	982	17.1
	비교예4	M	790	none	none	440	461	1033	15.2
	발명예4	M	790	250	440	none	505	996	22.3
	발명예5	M	790	350	440	none	471	1005	21.1
	발명예6	B	790	350	440	none	454	1020	18.5
발명강 3	비교예5	냉연조직	790	250	440	none	419	1136	15.3
	발명예7	M	790	250	440	none	510	1186	18.3
	발명예8	M	790	350	440	none	502	1175	18.6
발명강 4	발명예9	M	790	250	440	none	591	986	26.9
발명강 4	발명예10	M	790	350	440	none	550	1008	25.9
발명강5	비교예6	냉연조직	790	350	440	none	480	1286	14.6
	비교예7	M	790	none	none	440	629	1240	15.4
	발명예11	M	790	250	440	none	506	1226	17.2
	발명예12	M	790	350	440	none	515	1247	18.1
발명강6	비교예8	M	790	none	none	440	535	1180	12.1
	발명예13	M	790	250	440	none	554	1248	15.7
	발명예14	M	790	350	440	none	564	1250	14.6
	발명예15	B	790	350	440	none	544	1256	13.6
비교강1	비교예9	M	790	350	440	none	463	644	32.7
비교강2	비교예10	M	790	250	440	none	643	1440	9.7
	비교예11	M	790	350	440	none	784	1530	9.9
	비교예12	B	790	none	none	440	739	1520	11.3
비교강3	비교예13	냉연조직	730	150	440	none	1150	1185	12.0
비교강3	비교예14	M	730	150	440	none	1080	1201	13.1

(상기 표 2에서 'M'은 마르텐사이트, 'B'는 베이나이트를 의미한다.

또한, 상기 표 2에서 최종 소둔전 미세조직이 '냉연조직'인 실시예들은 냉간압연 후 최종 소둔(Q&P 열처리)을 실시한 것이고, 최종 소둔전 미세조직이 'M 또는 B'인 실시예들은 본 발명에서 제안하는 소둔공정 즉, 1차 소둔 단계(저온조직 확보를 위한 열처리 공정)를 적용한 것이다.

또한, 상기 표 2에서 냉각온도는 최종 소둔시(본 발명의 2차 소둔 단계를 의미함) Ms~Mf 범위로 냉각한 온도를 나타낸 것이고, 재가열 온도는 2차 재분배를 위하여 승온한 온도를 나타낸 것이다. 상기 냉각온도 및 재가열 온도가 'none'으로 표시된 실시예는 일반 연속소둔공정의 과시효 처리가 적용된 실시예이다.)

상기 표 2에 나타낸 바와 같이, 성분계가 동일한 강종임에도 냉연조직을 Q&P 열처리한 경우에 비해, 1차 소둔을 통해 저온조직으로 변태신 후 최종 소둔을 행한 경우에서 연신율이 향상되었음을 확인할 수 있다.

일 예로, 발명강 5를 이용하여 냉연조직을 최종 Q&P 열처리한 비교예 6과 본 발명의 소둔 공정을 적용한 발명에 12의 물성을 비교하여 보면, 강도가 유사함에도 불구하고 연신율이 각각 14.6%, 18.1%로, 약 24%((18.1-14.6)/14.6*100) 개선됨을 알 수 있다.

이는, 도 3 및 4에 나타낸 바와 같이, 통상의 Q&P 열처시 형성되는 폴리고날 페라이트의 분율을 극도로 억제하는 본 발명의 소둔 공정에 의해 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있음에 기인한다.

또한, 최종 소둔전 미세조직을 저온조직으로 확보하더라도 최종 소둔시 Q&P 열처리를 적용하지 않고 일반적인 연속소둔공정(소둔-과시효)을 행한 비교예 7의 연신율이 15.4%로, 동일 강종을 이용한 발명예 12의 연신율(18.1%)에 비해 낮음을 확인할 수 있다. 상기 비교예 12의 연신율이 향상된 것은 Ms~Mf의 범위로 냉각 후 재가열함으로써 탄소의 재분배 구동력이 더욱 높아짐에 기인하는 것으로 판단된다.

한편, 본 발명의 소둔 공정을 적용한다 할지라도, 성분조성 중 탄소량이 부족한 경우(비교강 1)에는 목표로 하는 강도의 확보가 어려웠으며, Mn의 함량이 과다하게 높은 경우(비교강 2 및 비교강 3)에는 과량의 Mn으로부터 기인한 상변태의 지연으로 형성된 다량의 마르텐사이트 변태로 인하여 연성이 매우 저하되어 예강 수준의 연성을 확보하는 것을 확인할 수 있다. 특히, 오스테나이트역 확대원소인 Mn이 매우 높은 비교강 3의 경우에는 페라이트와 오스테나이트가 공존하는 Ac1과 Ac3의 범위가 매우 좁아서 소둔 공정성 확보에도 어려움이 크다.

상기 결과로 볼 때, 본 발명에 따라 제조되는 냉연강판은 780MPa 이상의 인장강도 및 우수한 연신율을 확보할 수 있어서, 기존의 Q&P 열처리 공정을 통해 제조된 강재에 비해 구조부재에 적용하기 위한 냉간성형을 용이하게 행할 수 있는 장점이 있다.

Claims

중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하고,
미세조직은 면적분율로 단축과 장축의 비가 0.4를 초과하는 폴리고날 페라이트 5% 이하, 단축과 장축의 비가 0.4 이하인 침상 페라이트의 분율이 70% 이하(0%는 제외), 침상의 잔류 오스테나이트 25% 이하(0%는 제외) 및 잔부 마르텐사이트로 이루어지는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 베이나이트 및 마르텐사이트 중 1종 이상이 면적분율의 합계로 90% 이상 포함되는 2차 소둔 단계 이전의 미세조직을 가지는, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 안티몬(Sb): 0.04% 이하(0%는 제외), 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 비스무스(Bi): 0.1% 이하(0%는 제외) 및 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항에 있어서,
상기 냉연강판은 인장강도가 780MPa 이상인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판.
제 1항 내지 제 6항 중 어느 한 항의 냉연강판에 용융아연도금처리된 것인, 연성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
제 7항의 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것인, 연성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판.
중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 알루미늄(Al): 0.005~1.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 인(P): 0.04% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.015% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지고, 상기 Si 및 Al의 합(Si+Al, 중량%)은 1.0% 이상을 만족하는 강 슬라브를 1000~1300℃로 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 800~950℃에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔 및 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열 및 유지한 다음, 20℃/s 이상의 냉각속도로 Ms~Mf까지 냉각한 후, Ms 이상으로 재가열하여 1초 이상 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계
를 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 강 슬라브는 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1%, 바나듐(V): 0.005~0.1%, 지르코늄(Zr): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 강 슬라브는 몰리브덴(Mo): 1% 이하(0%는 제외), 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외) 및 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 9항에 있어서,
상기 강 슬라브는 안티몬(Sb): 0.04% 이하(0%는 제외), 칼슘(Ca): 0.01% 이하(0%는 제외), 비스무스(Bi): 0.1% 이하(0%는 제외) 및 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것인, 연성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
제 9항 내지 제 12항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 냉연강판을 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 것인, 연성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조방법.
제 13항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 용융아연도금강판을 합금화 열처리하는 것인, 연성이 우수한 고강도 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.