KR101830538B1 - 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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쿠만 브루노 씨. 드
이규영
서은정
이선종
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Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트를 5~30% 포함하며, 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 이하로 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.

Description

항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT YIELD RATIO, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
강화되고 있는 자동차의 CO2 배출규제 및 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다. 자동차 강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다.
상기 모순된 측면을 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강 이라고 함), 변태유기소성강 (Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고 함) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다. 이와 같은 진보된 고강도강의 탄소량 혹은 합금성분을 높여서 보다 강도를 높일 수 있을 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.
또한, 다른 방법으로는 열처리 과정 중 고온 오스테나이트를 마르텐사이트 변태 게시 온도인 Ms와 변태 완료 온도인 Mf사이의 온도로 급랭시켜 저온 마르텐사이트를 확보함과 동시에 적정 온도에서 C, Mn 등 오스테나이트 안정화 원소를 남아있는 오스테나이트 상으로 확산 시킴으로써 강도 및 연신율을 동시에 확보할 수 있는 Quenching & Partitioning (Q & P) 방법이 있다. 도 1에서 보는 바와 같이 강을 A3 이상의 온도로 가열하여 Ms 온도 이하로 급랭시켜 Ms와 Mf 온도 사이에서 유지하는 열처리 과정을 1step Q & P라 하며, 급랭 후 강을 Ms 이상의 온도로 재가열 시켜 열처리 하는 과정을 2step Q & P라 한다.
예를 들어, 특허문헌 1에서는 Q & P 열처리에 의하여 오스테나이트를 잔류 시킬 수 있는 방안에 대해 설명하고 있다. 그러나, 단순히 Q & P 열처리에 대한 개념을 설명하고 있어 실제 적용에는 한계가 있다.
한편, 충돌 안전성을 확보하기 위한 구조부재에의 적용가능 한 부품으로써, 고온에서 성형 후 수냉하는 다이(Die)와의 직접 접촉을 통한 급랭에 의하여 최종 강도를 확보하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강이 각광받고 있다. 그러나, 설비 투자비의 과다, 열처리 및 공정비용의 증가의 문제점이 있어, 보다 저렴한 냉간 프레스 성형이 가능한 소재에 대한 개발이 요구되고 있다.
한편, 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품의 대체를 위해서는 높은 항복강도 및 인장강도가 요구되는데 특허문헌 2의 발명강은 높은 구멍확장성을 가져 냉간프레스 성형은 가능하나 항복비가 0.7 미만으로 열위하며, 인장강도 또한 1000MPa 수준으로 낮아 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 대체 할 수 있는 소재로는 부적합하다.
따라서, 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대한 개발이 요구되고 있는 실정이다.
미국 특허공개공보 제2006-0011274호 한국 특허공개공보 제2015-0123903호
본 발명의 일 측면은 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트를 5~30% 포함하며, 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 이하로 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 3.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계;
상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계;
상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및
상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 250초 이상 열처리하는 단계를 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다. 보다 상세하게는, 성형 후 높은 항복강도 및 인장강도의 확보가 가능하여 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품을 대체할 수 있다. 이에 따라, 고가의 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품을 저 원가의 냉간 프레스 성형 부품으로 대체가 가능하며, 고온 성형 시 야기되는 CO2 발생을 억제하여 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강에 비하여 친환경 소재로써 지구환경보존에 기여할 수 있다.
도 1은 1 step Q&P 및 2 step Q&P에 대한 시간-온도 그래프이다.
도 2는 냉각 종료 온도에 따른 잔류 오스테나이트 분율 그래프이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형강을 대체하여 동등 이상의 기계적 물성 및 부품제조 원가 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구한 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 냉간 프레스 성형에 적합한 물성 및 미세조직을 갖는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
항복비가 우수한 초고강도 강판
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2%이하(0% 제외), Mn: 3.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트를 5~30% 포함하며, 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 이하로 포함한다.
먼저, 본 발명의 일 측면에 따른 항복비가 우수한 초고강도 강판의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C: 0.31~0.50%
탄소(C)는 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다.
C 함량이 0.31% 미만인 경우에는 최종 열처리 시 오스테나이트의 안정성을 충분히 확보하기 어려운 문제점이 있다. 따라서 C 함량의 하한은 0.31%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 강도 및 오스테나이트의 안정성을 용이하게 확보하기 위해서 0.35%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 0.4%일 수 있다.
반면에, C 함량이 0.50% 초과인 경우에는 주편에 결함이 발생할 위험성이 증가할 뿐만 아니라 용접성도 크게 저하되는 문제점이 있다.
Si: 2.0% 이하(0% 제외)
Si은 탄화물이 석출하는 것을 억제하는 원소로서 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 하지만 Si 함량이 2.0% 초과인 경우에는 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 존재하므로 고온에서 오스테나이트 단상을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서, Si 함량은 2.0% 이하(0% 제외)인 것이 바람직하다.
Mn: 3.0~6.5%
Mn은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 기여하는 원소이다. Mn은 변태 유기 소성강에 많이 이용되는 원소로 알려져 있으며 통상 TRIP강의 경우는 3.0%이내, 오스테나이트 단상강인 TWIP강의 경우는 18.0%이상이 첨가되는 것이 보통이다.
Mn 함량이 3.0% 미만인 경우에는 열처리 후 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 어려우며, 소둔 후 급냉시 페라이트 및 베이나이트 등의 상이 다량 포함될 수 있는 문제점이 있다. 따라서 Mn 함량의 하한은 3.0%인 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 잔류 오스테나이트를 보다 용이하게 확보하기 위해서 3.5%일 수 있으며, 보다 더 바람직하게는 4.0%일 수 있다.
반면에, Mn 함량이 6.5% 초과인 경우에는 제조원가 상승되고, 열간압연 중 압연부하가 높아져 조업성이 열위한 문제점이 있다. 따라서, Mn 함량은 3.0~6.5% 인 것이 바람직하다.
P: 0.02% 이하
P은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.02% 초과인 경우에는 용접성이 저하되고 강의 저온 취성이 발생할 위험성이 크게 증대된다. 따라서, P 함량은 0.02% 이하인 것이 바람직하다.
S: 0.01% 이하
S은 불순물 원소로서, 그 함량이 0.01% 초과인 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다. 따라서, S 함량은 0.01% 이하인 것이 바람직하다.
Al: 0.01~3.0%
Al은 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이며, 안정적인 탈산 효과를 얻기 위하여 Al 함량이 0.01% 이상으로 유지되는 것이 바람직하다. 다만, Al은 Si과 함께 고온에서의 대표적인 페라이트 영역 확장원소로서, 그 함량이 3.0% 초과인 경우에는 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 오스테나이트 상과 공존 하게되어 열처리 과정시 중요한 오스테나이트 단상영역이 부재될 수 있다. 따라서, Al 함량은 0.01~3.0% 인 것이 바람직하다.
N: 0.02% 이하(0% 제외)
N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 0.02%를 초과하는 경우 취성이 발생할 위험성이 크게 증대하므로 그 함량을 0.02% 이하로 한정하였다.
본 발명에서는 다른 합금원소들에 의해 오스테나이트 안정화를 충분히 도모하고 있기 때문에 그 하한은 특별히 한정하지 않는다. 다만, 제조공정상 불가피하게 포함될 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 만족함으로써, 본 발명의 얻고자 하는 효과를 얻을 수 있으나, 상기 강판은 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0% 제외), Ti: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 Cr은 페라이트의 성장을 억제해 재료의 경화능을 높일 수 있는 원소로 알려져 있다. 하지만 Cr 함량이 1.5%를 초과하게 되면 탄화물의 형성을 야기해 잔류 오스테나이트의 안정성을 저해 할 수 있다. 따라서, Cr 함량은 1.5% 이하(0% 제외)인 것이 바람직하다.
상기 Ti, Nb 및 V는 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량이 0.005% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 각 함량이 0.5% 초과인 경우에는 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서, 상기 Ti, Nb 및 V의 각 함량은 0.005~0.50%인 것이 바람직하다.
상기 Mo은 경화능을 높여서 페라이트 형성을 억제하는 작용을 하는 원소로서, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제한다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. Mo 함량이 0.05% 미만인 경우에는 이와 같은 효과를 충분히 확보하기 어렵고, 0.3% 초과인 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가한다. 따라서, Mo 함량은 0.05~0.3%인 것이 바람직하다.
이하, 본 발명에 일 측면에 따른 강판의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 일 측면에 따른 강판의 미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트를 5~30% 포함하며, 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 이하로 포함한다.
강판의 강도를 높이기 위해서는 높은 전위 밀도를 가지는 마르텐사이트 상의 존재가 중요하다. 하지만 높은 전위 밀도로 인해 마르텐사이트 상은 제한적인 연신율을 보여준다. 이에 5면적% 이상의 오스테나이트를 잔류시킴으로써 변형 시 변태 마르텐사이트의 형성을 통해 가공 경화를 증대시킴으로써 연신율을 확보할 수 있다. 다만, 잔류 오스테나이트가 30면적%을 초과할 경우 오스테나이트의 안정성 저감으로 이어져 항복비(YR)가 0.7이하가 되기 때문에 30면적% 이하인 것이 바람직하다.
또한, 잔류 오스테나이트가 30 면적%를 초과하지 아니하더라도 최종냉각 시 오스테나이트의 안정성이 열위하여 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 초과로 포함하면 강내의 이동 전위(Mobile dislocation) 양이 증가하여 항복 강도가 저감되기 때문에 항복비(YR)가 0.70이하가 될 수 있다. 따라서 2차(Secondary) 마르텐사이트가 5% 이하가 되도록 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0%가 되도록 제어할 수 있다.
이때, 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 2차(Secondary) 마르텐사이트를 제외한 미세조직은 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
또한, 상기 페라이트 및 베이나이트의 합은 20면적% 이하일 수 있다.
페라이트 및 베이나이트의 합이 20면적% 초과인 경우에는 항복강도가 열위해질 수 있기 때문이다.
한편, 상기 본 발명의 일 측면에 따른 강판은 항복강도가 1000MPa 이상이고, 인장강도 1300MPa 이상이며, 항복비가 0.7 이상으로 우수한 물성을 가질 수 있다. 이러한 고강도 및 고항복비를 확보함으로써 고가의 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품을 저 원가의 냉간 프레스 성형 부품으로 대체가 가능하며, 고온 성형 시 야기되는 CO2 발생을 억제할 수 있다.
또한, 상기 강판은 강판 표면에 용융아연도금층이나 용융아연합금화도금층이 형성되어 있을 수 있다.
항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계; 상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및 상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 250초 이상 열처리하는 단계를 포함한다.
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열한다. 강 슬라브 가열온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1250℃ 초과인 경우는 에너지 비용이 증가할 뿐 만 아니라 표면 스케일 량이 크게 증가하는 문제가 발생하기 때문이다.
열간압연 및 권취 단계
상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻은 후, 750℃ 이하의 온도에서 권취한다.
마무리압연 출구측 온도가 500℃ 미만인 경우에는 압연하중이 크게 증가하여 압연자체가 어려워지고, 950℃ 초과인 경우는 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수명단축의 원인이 되기 때문이다.
또한, 권취 온도가 750℃ 초과로 온도가 너무 높은 경우에는 스케일 결함의 원인이 되기 때문이다.
이때, 상기 권취하는 단계 후 냉간압연 전에 권취된 열연강판을 800℃ 이하의 온도에서 30분 이상 열처리하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 권취된 열연강판의 강도가 클 경우 냉간압연 부하의 증가로 냉간 압연 조업성을 저해시키거나 냉간 압연 폭 상향에 어려움이 따르기 때문이다.
냉간 압연 및 소둔 단계
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻은 후, 상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔한다.
냉간 압하율이 30% 미만인 경우는 이후 소둔시 재결정을 위한 축적에너지가 부족하여 재결정이 일어나지 않을 수 있으며, 80% 초과인 경우에는 압연 조업성이 크게 불안정해질 뿐 만 아니라 전력비용도 크게 상승하므로 30~80%로 냉간압연하는 것이 바람직하다.
또한, 냉간압연된 냉연강판(Full Hard재)을 소둔하는데 있어서, 그 온도가 750℃ 미만인 경우는 재결정이 일어나기 어려우며, 950℃ 초과인 경우에는 고온으로 인한 공정비용의 증가 등의 원인으로 소둔 온도는 750~950℃인 것이 바람직하다.
냉각 및 열처리 단계
상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각한 후, 상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 250초 이상 열처리한다.
냉각종료온도가 Ms-90℃ 초과인 경우에는 잔류 오스테나이트가 다량 형성되거나 2차 마르텐사이트가 다량 형성될 수 있다. 잔류 오스테나이트가 다량 형성되는 경우 잔류 오스테나이트의 안정성이 낮아지게 되고, 이는 변형 시 높은 변태 마르텐사이트 면적율로 이어져 항복비를 열위하게 할 수 있다. 2차 마르텐사이트가 다량 형성되는 경우 강내의 이동 전위(Mobile dislocation) 양이 증가하여 항복 강도가 저감되어 항복비가 낮아질 수 있다.
반면에, 냉각종료온도가 Mf 미만인 경우에는 전체 조직이 프레쉬(fresh) 마르텐사이트로 이루어져 높은 강도확보에는 용이하나 연신율은 확보할 수 없다.
또한, 열처리 온도는 Ms+100℃ 이상이어야 하는 이유는 C, Mn 등의 오스테나이트 안정화 원소의 확산을 원활하게 하여 잔류 오스테나이트의 안정성 확보하여 높은 항복강도 및 항복비를 얻기 위함이다. 이때, 열처리 온도의 상한은 특별히 한정하지는 않으나, 500℃ 초과인 경우에는 탄화물의 석출이 용이해져 오스테나이트의 안정성을 확보 하지 못하기 때문에 그 상한은 500℃ 일 수 있다.
이때, 상기 Ms 온도는 하기 관계식 1에 의해 구해질 수 있다.
상술한 바와 같이 본 발명의 제조조건 중 Ms온도는 매우 중요한 조건이나, 기존의 알려진 Ms 온도를 그대로 적용하는 경우에는 오차가 심할 수 있어, 본 발명의 합금조성을 고려하여 설계된 하기 관계식 1에 의해 구해지는 것이 바람직하다.
관계식 1: Ms = 547.6-596.9C-27.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al
단, 상기 관계식 1에서 각 원소기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Ms의 단위는 ℃이다. 해당 원소가 포함되지 않은 경우 0으로 계산하였다.
한편, 상기 열처리 단계 후에 열처리된 냉연강판을 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있다.
또한, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 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 1의 조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공 용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 이후 50%의 압하율로 냉간압연 한 후 900℃에서 소둔하고, 하기 표 2에 기재된 냉각종료온도까지 냉각한 후, 하기 표 2에 기재된 재가열온도에서 하기 표 2에 기재된 재가열열처리 시간 동안 재열처리 하였다.
이후, 상기 시편에 대한 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신률(TE), 잔류 오스테나이트 분율, 2차(Secondary) 마르텐사이트 분율 및 항복비(YR)을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
미세조직의 경우 잔류 오스테나이트와 2차(Secondary) 마르텐사이트를 제외한 부분은 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트로 관찰되었으며, 별도로 기재하지 않았다.
또한, Ms 온도는 하기 관계식 1에 의해 구하여 표 1에 기재하였으며, Ms-90℃ 이하인지 초과인지 표 2에 기재하였다.
관계식 1: Ms = 547.6-596.9C-27.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al
강종 C Si Mn Cr P S Al Nb N Ms(℃)
발명강1 0.41 1.32 3.76 0.91 0.01 0.003 0.04 - 0.004 163
발명강2 0.31 1.5 6.25 - 0.01 0.003 2 - 0.004 183
발명강3 0.4 0.024 4.13 0.01 0.005 1 - 0.004 200
발명강4 0.4 0.015 4.17 1.44 0.01 0.003 1.04 - 0.004 174
발명강5 0.4 0.24 4.18 - 0.01 0.003 1.08 0.5 0.004 196
비교강1 0.15 1.5 2.85 - 0.008 0.004 - - 0.003 358
비교강2 0.24 1.5 2.9 - 0.007 0.003 - - 0.005 302
비교강3 0.21 1 2.95 - 0.009 0.006 - - 0.003 325
비교강4 0.18 1.5 3.4 - 0.01 0.004 - - 0.004 324
상기 표 1에서 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
강종 구분 냉각
종료
온도
(℃)		 Ms-90℃ 재가열
온도
(℃)		 재가열
열처리
시간
(s)		 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 TE
(%)		 YR 잔류
오스테
나이트
(면적%)		 2차
마르텐
사이트
(면적%)
발명강1 발명예1 50 이하 450 300 1446 1745 15 0.829 20 0
발명예2 70 이하 450 300 1385 1769 14 0.783 25 0
비교예1 110 초과 450 300 1077 1771 16 0.608 37 0
발명강2 발명예3 40 이하 450 300 1504 1626 10 0.925 18 0
발명예4 60 이하 450 300 1474 1572 12 0.938 19 0
비교예2 120 초과 450 300 665 1569 21 0.424 33 0
발명강3 발명예5 50 이하 400 430 1342 1512 8 0.887 17 0
발명예6 100 이하 400 430 1260 1462 10 0.862 20 0
비교예3 150 초과 400 430 837 1503 12 0.557 25 5.2
발명강4 발명예7 50 이하 400 430 1296 1468 12 0.883 21 0
발명예8 100 이하 400 430 1170 1453 14 0.805 25 0
비교예4 150 초과 400 430 780 1575 5 0.495 30 5.4
발명강5 발명예9 50 이하 400 430 1413 1505 11 0.939 16 0
발명예10 100 이하 400 430 1271 1419 12 0.895 18 0
비교예5 150 초과 400 430 837 1503 7 0.557 22 7.4
비교강1 비교예6 220 이하 460 400 991 1146 16 0.865 10 -
비교예7 260 이하 460 400 973 1145 15 0.850 12 -
비교예8 300 초과 460 400 922 1153 15 0.800 14 -
비교예9 340 초과 460 400 644 1160 15 0.556 5 -
비교강2 비교예10 230 초과 460 400 577 1393 13 0.414 16 -
비교예11 270 초과 460 400 721 1550 10 0.465 18 -
비교예12 300 초과 460 400 746 1548 9 0.482 20 -
비교예13 330 초과 460 400 766 1573 6 0.487 10 -
비교강3 비교예14 230 이하 460 400 714 1492 9 0.478 12 -
비교예15 270 초과 460 400 726 1496 9 0.485 16 -
비교예16 300 초과 460 400 696 1431 10 0.486 19 -
비교예17 330 초과 460 400 740 1513 10 0.489 8 -
비교강4 비교예18 230 이하 460 400 1127 1250 15 0.902 9 -
비교예19 270 초과 460 400 890 1282 13 0.694 12 -
비교예20 300 초과 460 400 675 1409 10 0.479 17 -
비교예21 330 초과 460 400 750 1452 11 0.517 14 -
상기 표 2에 나타난 바와 같이 본 발명의 합금조성 및 제조방법을 만족하는 발명예들은 항복강도가 1000MPa이상, 인장강도가 1300MPa 이상, 항복비가 0.7이상을 확보할 수 있었다.
발명강을 이용하였으나, 냉각종료온도가 Ms-90℃ 초과인 비교예 1 내지 2의 경우 재가열 열처리 온도 및 시간을 만족하였음에도 불구하고 오스테나이트로의C 확산이 충분치 않아 잔류 오스테나이트의 안정성을 충분히 확보하지 못하여 항복비가 0.7이하가 되었다.
또한, 발명강을 이용하였으나 냉각종료온도가 Ms-90℃ 초과하여 2차(Secondary) 마르텐사이트를 변태를 포함하는 비교예 3 내지5의 경우 강내의 이동전위(Mobile dislocation) 양이 증가하여 항복비가 0.7이하가 되었다. 도 2는 발명강 3 내지 5의 각 냉각종료온도 별로 최종 냉각 시 2차(Secondary) 마르텐사이트의 변태를 나타낸 그래프로 냉각종료온도 150℃ 이상에서는 2차(Secondary) 마르텐사이트 변태가 일어나는 것을 확인할 수 있다.
또한, C의 양이 0.31% 미만이며 Mn의 양이 3% 미만인 비교강 1 내지 비교강 3을 이용한 비교예 6 내지 17의 경우, 냉각종료온도 만족 여부에 상관없이 항복강도, 인장강도 및 항복비를 만족하지 못하였다.
한편, C의 양이 0.31% 미만인 비교강 4를 이용한 비교예 18 내지 21의 경우, 냉각종료온도가 Ms-90℃ 이하에서는 항복강도가 1000MPa이상으로 항복비를 만족하나 인장강도 측면에서는 1300MPa을 만족하지 못하였다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 4.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은 면적분율로 잔류 오스테나이트를 5~30% 포함하며, 2차(Secondary) 마르텐사이트를 5% 이하로 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 잔류 오스테나이트 및 상기 2차(Secondary) 마르텐사이트를 제외한 미세조직은 페라이트, 베이나이트 및 프레쉬(fresh) 마르텐사이트를 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  3. 제2항에 있어서,
    상기 페라이트 및 베이나이트의 합은 20면적% 이하인 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0%은 제외), Ti: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 1000MPa 이상이고, 인장강도가 1300MPa 이상이며, 항복비가 0.7이상인 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 강판 표면에 용융아연도금층 또는 합금화용융아연도금층이 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판.
  7. 중량%로, C: 0.31~0.50%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 4.0~6.5%, P: 0.02% 이하, S: 0.01% 이하, Al: 0.01~3.0%, N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 1000~1250℃로 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 마무리압연 출구측 온도가 500~950℃가 되도록 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 750℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 750~950℃의 온도범위에서 소둔하는 단계;
    상기 소둔된 냉연강판을 Mf ~ Ms-90℃의 냉각종료온도까지 냉각하는 단계; 및
    상기 냉각된 냉연강판을 Ms+100℃ 이상에서 250초 이상 열처리하는 단계를 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 권취하는 단계 후 냉간압연 전에 권취된 열연강판을 800℃ 이하의 온도에서 30분 이상 열처리 하는 단계를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 Ms 온도는 하기 관계식 1에 의해 구해진 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    관계식 1: Ms = 547.6-596.9C-27.4Mn-13.1Si-17.7Cr+8.8Al
    (단, 상기 관계식 1에서 각 원소기호는 각 원소의 함량을 중량%로 나타낸 값이며, Ms의 단위는 ℃이다. 해당 원소가 포함되지 않은 경우 0으로 계산하였다.)
  10. 제7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, Cr: 1.5% 이하(0%은 제외), Ti: 0.005~0.5%, Nb: 0.005~0.5%, V: 0.005~0.5% 및 Mo: 0.05~0.3% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 열처리 단계 후에 열처리된 냉연강판을 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  12. 제11항에 있어서,
    상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
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