KR101988760B1 - 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR101988760B1
KR101988760B1 KR1020170176187A KR20170176187A KR101988760B1 KR 101988760 B1 KR101988760 B1 KR 101988760B1 KR 1020170176187 A KR1020170176187 A KR 1020170176187A KR 20170176187 A KR20170176187 A KR 20170176187A KR 101988760 B1 KR101988760 B1 KR 101988760B1
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
hot
strength
relation
slab
Prior art date
Application number
KR1020170176187A
Other languages
English (en)
Inventor
한태교
조원태
강명훈
김성규
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Priority to KR1020170176187A priority Critical patent/KR101988760B1/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR101988760B1 publication Critical patent/KR101988760B1/ko

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236Cold rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D9/00Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001Austenite
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING 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
    • C21D2211/00Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008Martensite

Abstract

본 발명의 일 측면은, 강도 및 연성을 물론이고, 항복강도를 크게 향상시킴으로써 충돌특성을 우수하게 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 복잡한 형성으로의 성형이 가능하도록 성형성이 크게 향상된 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.

Description

성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT FORMABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차용 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 분야에 있어서, 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 자동차의 연비 향상 또는 내구성 향상을 위하여 고강도 강판의 사용이 요구되고 있다.
그런데, 일반적으로 강판의 강도가 높아질수록 연신율이 감소하게 되며, 이로 인해 성형 가공성이 저하되는 문제가 있으므로, 이를 보완할 수 있는 소재의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
한편, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있으나, 이 중 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하기 어려운 단점이 있다.
변태강화형 고강도 강으로는 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트를 포함시킨 페라이트-마르텐사이트 이상 조직(Dual Phase, DP)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기 소성을 이용한 TRIP(TRansformation Induced Plasticity, TRIP)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 및/또는 마르텐사이트의 저온조직 강으로 구성되는 CP(Complexed Phase, CP)강 등이 있다.
특허문헌 1에서는 잔류 오스테나이트 량을 제어하여 성형성이 우수한 강판을 제조하는 방법을 제시하고 있으며, 특허문헌 2에서는 강의 합금조성과 미세조직을 제어함으로써 프레스 성형성이 양호한 고강도 강판을 개시하고 있다. 또한, 특허문헌 3에서는 잔류 오스테나이트 상을 5% 이상으로 포함하는 가공성 특히 국부연신이 우수한 강판을 개시하고 있다.
그런데, 위 기술들은 연성의 향상을 도모하기 위한 것이나, 기가파스칼급의 초고강도 강판의 경우에는 이러한 변태조직을 활용하더라도 충분한 연신율의 확보가 어려운 한계가 있다.
한편, 강의 강도와 성형을 동시에 확보하기 위한 방안으로서, 탄소(C)와 망간(Mn) 등의 오스테나이트 안정화 원소를 다량 첨가하여 강의 조직을 오스테나이트 단상으로 형성하고, 변형 중 발생하는 쌍정(Twin)을 이용하여 강도 및 성형성을 동시에 확보하는 기술이 제시된 바 있다 (특허문헌 4).
하지만, 자동차의 구조부재, 충돌부재 등으로 사용되는 고강도강의 경우 연성을 향상시키면 항복강도가 낮거나, 반대로 항복강도를 향상시키면 연성이 낮아진다.
그런데, 충돌특성은 인장곡선에서 응력-변형율의 면적이 클수록 충격흡수 에너지 측면에서 유리하므로 항복강도가 높은 소재가 채용되지만, 연신율이 낮아 복잡한 형상으로의 성형이 어려운 단점이 있다.
따라서, 강도 및 연성뿐만 아니라 항복강도를 동시에 향상시킬 수 있다면, 충돌특성이 우수하면서 복잡한 형상으로의 성형이 용이해져 차체의 설계자유도가 높아질 것인 바, 이러한 소재의 개발이 요구되는 실정이다.
일본 공개특허공보 제1994-145892호 일본 공개특허공보 제1994-145788호 일본 공개특허공보 제1993-070886호 한국 등록특허 제10-0711361호
본 발명의 일 측면은, 강도 및 연성을 물론이고, 항복강도를 크게 향상시킴으로써 충돌특성을 우수하게 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 복잡한 형상으로의 성형이 가능하도록 성형성이 크게 향상된 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
다만, 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, 탄소(C): 0.55~0.95%, 망간(Mn): 12~17%, 알루미늄(Al): 0.01~0.51%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6%, 바나듐(V): 0.4~0.9%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
미세조직으로 면적분율 80% 이상의 오스테나이트 상과, 잔부 입실론(ε)-마르텐사이트(0% 제외) 및 알파다시(α')- 마르텐사이트 상을 포함하는 성형성이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.
[관계식 1]
4[C] + [Mo] + 3[V] > 5
[관계식 2]
9 ≤ [C] × [Mn] ≤ 14
(관계식 1 및 2에서 C, Mo, V, Mn은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 연주공정을 통해 제조하는 단계; 상기 강 슬라브를 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계; 상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30% 이상의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 650~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계를 포함하고, 상기 연주공정시 하기 관계식 3을 만족하는 압하량으로 압하(reduction)를 행하고, 상기 강 슬라브의 재가열시 하기 관계식 4를 만족하는 온도에서 행하는 것인 성형성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 3]
총 연주 압하량(mm) ≥ {(슬라브 두께(mm)) × (1.05 + [Mn]/109.9 + [C]/3) + (2[Mo]+[V])/25}/100
[관계식 4]
재가열 온도(RT, ℃) ≤ 1540 - 191[C] - 5[Mn] - 30[Mo] - 41[V]
(관계식 3 및 4에서 Mn, C, Mo, V은 각각의 중량 함량을 의미함)
본 발명에 의하면, 합금조성 및 제조조건의 최적화로부터 초고강도를 가지면서 연성이 우수하여 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이러한 본 발명의 초고강도 강판은 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 적용할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 1의 인장곡선을 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재로서 초고강도 강판을 제공함에 있어서, 초고강도 강판의 연성과 항복강도를 크게 향상시킴으로써 충돌특성과 성형성을 우수하게 확보할 수 있는 방안에 대하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성, 성분관계 및 제조조건을 최적화하여 목표로 하는 물성 확보에 유리한 미세조직을 형성함으로써 의도하는 물성을 가지는 초고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 초고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.55~0.95%, 망간(Mn): 12~17%, 알루미늄(Al): 0.01~0.51%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6%, 바나듐(V): 0.4~0.9%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 초고강도 강판의 합금조성을 위와 같이 제어한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 합금조성의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.55~0.95%
탄소(C)는 강의 강도 확보를 위하여 필수적으로 첨가하는 원소로서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 목표로 하는 강도의 확보를 위해서는 0.55% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 함량이 0.95%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되어 성형성을 저해하며, 액상선 온도와 고상선 온도의 간격이 커져 주조성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 C를 0.55~0.95%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.60~0.90%로 포함할 수 있다.
Mn: 12~17%
망간(Mn)은 오스테나이트 조직을 안정화시키는데에 중요한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 12% 미만이면 마르텐사이트 상이 과도하게 형성되어 강의 연성이 저하되며, 반면 그 함량이 17%를 초과하게 되면 열연공정에서 내부산화가 심하게 발생하여 표면품질이 나빠지며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 또한, 오스테나이트의 안정도가 과도하게 증가하여 입실론(ε)-마르텐사이트 상의 형성이 억제되어 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서는 Mn을 12~17%로 함유할 수 있으며, 보다 유리하게는 13~16.5%로 포함할 수 있다.
Al: 0.01~0.51%
알루미늄(Al)은 탈산에 유리한 원소이나, 본 발명의 하나의 측면에서는 강의 적층결함 에너지(SFE)를 높여 쌍정(Twin) 또는 입실론(ε)-마르텐사이트의 형성을 촉진시키는 역할을 한다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.01% 이상으로 Al을 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.51%를 초과하게 되면 입계 산화물이 형성될 뿐만 아니라, 변형 거동의 변화를 야기하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
따라서, 본 발명에서는 Al을 0.01~0.51%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.02~0.4%로 포함할 수 있다.
V: 0.4~0.9%
바나듐(V)은 강 내부에서 질소와 반응하여 질화물로 석출하고, 쌍정을 형성하는 원소로서, 특히 결정립도 미세화 및 석출강화에 의한 항복강도 향상에 유리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 0.4% 이상으로 V을 포함하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 석출상이 과다하게 생성되어 냉간압연시 미세 크랙이 발생할 우려가 있으며, 이러할 경우 성형성 및 용접성이 악화되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 V을 0.4~0.9%로 포함할 수 있다.
Mo: 0.1~0.6%
몰리브덴(Mo)은 바나듐(V)과 복합 첨가하는 경우, V 석출상을 미세하게 하여 석출강화 효과를 증대시키는 원소이다. 또한, 입계 강화원소로서 용접성, 고온연성을 향상시키는 효과를 가진다.
상술한 효과를 위해서는 0.1% 이상으로 Mo을 첨가할 수 있으나, 그 함량이 0.6%를 초과하게 되면 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Mo를 0.1~0.6%로 포함할 수 있다.
P: 0.1% 이하
인(P)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 인의 편석(segregation)에 의해 가공성이 크게 저하하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 P을 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 원소로서, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 열연판에 조대한 MnS가 생성되어 플랜지 크랙과 같은 결함을 발생시키고, 구멍확장성을 감소시키는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 S을 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 불가피한 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
N: 0.2% 이하
질소(N)는 오스테나이트 결정립내에서 알루미늄과 결합하여 미세한 질화물을 석출시킴으로써 쌍정 발생을 촉진하는 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.2%를 초과하게 되면 조대한 질화물을 생성하여 오히려 열간가공성과 연성을 저해하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 본 발명에서는 N를 0.2% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
본 발명의 초고강도 강판은 상술한 합금조성 이외에 실리콘(Si): 0.001~1.5%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01%로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
다만, 본 발명의 초고강도 강판은 이들 원소들을 함유하지 않더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없다 할 것이다.
Si: 0.001~1.5%
실리콘(Si)은 고용강화에 의한 강의 항복강도 및 인장강도를 개선하기 위하여 첨가할 수 있다. 또한, Si은 탈산제로 사용할 수 있다.
상술한 효과를 위해서는 0.001% 이상으로 Si을 포함할 수 있으나, 그 함량이 1.5%를 초과하게 되면 취성에 의해 연신율이 급격히 열위하여 조기파단이 발생할 우려가 있다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Si의 첨가시 0.001~1.5%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 1.0% 이하, 보다 더 유리하게는 0.5% 이하로 포함할 수 있다.
Ti: 0.01~1.0%
티타늄(Ti)은 강 내 질소와 반응하여 질화물로 침전하여 열간 압연성을 향상시킨다. 또한, 일부는 탄소와 결합하여 탄화물의 석출상을 형성함으로써 강도를 향상시키는 역할을 한다.
상술한 효과를 위해서는 0.01% 이상으로 Ti을 포함할 수 있으나, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 침전물이 과다하게 형성되어 부품의 피로특성이 열위하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 Ti의 첨가시 0.01~1.0%로 포함할 수 있다.
B: 0.0005~0.01%
보론(B)은 미량의 첨가로도 주편의 입계를 강화하여 열간 압연성을 향상시키는데 유효한 원소이다.
상술한 효과를 위해서는 0.0005% 이상으로 B을 포함할 수 있으나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 그 효과가 포화되고, 오히려 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명의 하나의 측면에 있어서 B의 첨가시 0.0005~0.01%로 포함할 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.
본 발명의 하나의 측면에 있어서, 전술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 초고강도 강판은 C, Mo 및 V의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 C, Mo, V은 석출상 형성에 영향을 미치는 원소들로서, 이들의 함량 관계를 관계식 1로 제어할 경우 석출강화 효과를 극대화하는 동시에 고용강화 효과로부터 인장강도를 1400MPa 이상으로 확보할 수 있다.
상기 석출강화 효과는 V계 탄화물의 형성을 통해 얻을 수 있으며, 그 종류에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 일 예로 VC, (V,Mo)C 등의 탄화물이 형성될 수 있다.
[관계식 1]
4[C] + [Mo] + 3[V] > 5
한편, 본 발명은 초고강도와 함께 연성의 향상을 위하여, C와 Mo의 함량 곱이 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다. 즉, C와 Mn의 함량 곱을 9~14로 제어함으로써 초고강도와 고연성을 양립할 수 있는데, 만일 그 값이 9 미만이면 페라이트 형성이 촉진되어 강도가 감소하며, 반면 그 값이 14를 초과하게 되면 TRIP 현상을 충분히 확보할 수 없게 되어 연성이 열위하게 된다.
[관계식 2]
9 ≤ [C] × [Mn] ≤ 14
(관계식 1 및 2에서 C, Mo, V, Mn은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명에서 목표로 하는 초고강도와 함께 연성 및 성형성의 향상을 위해서는, 상술한 합금조성과 성분관계를 만족하는 강판의 미세조직이 다음과 같이 구성될 필요가 있다.
구체적으로, 본 발명의 초고강도 강판은 오스테나이트 상을 면적분율 80% 이상으로 포함하며, 잔부 조직으로 입실론(ε)-마르텐사이트(0% 제외) 및 알파다시(α')- 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.
상술한 조직을 가지는 본 발명의 초고강도 강판은 변형(가공)시 쌍정의 형성뿐만 아니라, 오스테나이트 상으로부터 알파다시(α')- 마르텐사이트 상으로의 상변태가 유도됨으로써 TWIP 및 TRIP 효과를 동시에 얻을 수 있다. 이때, 상 변태되는 알파다시(α')- 마르텐사이트 상은 2면적% 이상일 수 있다.
다만, 오스테나이트 상 분율이 80% 미만이면 충분한 연성의 확보가 어려울 수 있다. 보다 바람직하게, 상기 오스테나이트 상은 83면적% 이상으로 포함할 수 있다.
본 발명의 초고강도 강판은 상술한 합금조성, 성분관계 및 미세조직을 가지게 됨으로써 1400MPa 이상의 인장강도를 가지며, (항복강도(YS)×인장강도(TS)×연신율(El))/980(MPa)의 값을 50000MPa% 이상으로 확보할 수 있다.
즉, 본 발명의 초고강도 강판은 높은 항복강도와 높은 연신율로 인하여 성형성을 우수하게 확보할 수 있으며, 이러한 초고강도 강판은 충돌특성이 우수하며, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 유리하게 적용할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 성형성이 우수한 초고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 냉각 - 권취 - 냉간압연 - 소둔] 공정을 거쳐 목표로 하는 초고강도 강판을 제조할 수 있으며, 각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
먼저, 본 발명에서 제안하는 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열하는 것이 바람직하다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.
한편, 상기 강 슬라브는 의도하는 합금조성을 가지는 용강을 연속주조(연주)함으로써 제조할 수 있으며, 이때 목표로 하는 두께의 슬라브로 제조함에 있어서, 하기 관계식 3을 만족하도록 연속주조공정을 행할 수 있다.
일반적인 탄소강 대비 본 발명과 같은 고망간 강은 수축량이 크며, 특히 본 발명은 석출물 형성원소인 Mo, V 등을 일정량 이상으로 첨가하므로 중심 편석 및 크랙 발생을 제어하는 것이 중요하다. 본 발명의 발명자들은 많은 연구 끝에 강 내 C와 Mn, Mo, V 함량에 따라 수축량이 변화하며, 특정 압하량 이상으로 연주시 슬라브의 중심 편석 및 크랙을 제어할 수 있음을 발견하였다.
이에 따라, 본 발명에서는 강 슬라브 제조시 슬라브 두께 대비 C와 Mn, Mo 및 V에 비례하여 총 연주 압하량을 설정하고 그 이상으로 행함으로써 중심 편석 및크랙이 억제된 강 슬라브를 얻을 수 있다.
본 발명에서는 목표 슬라브 두께가 200~250t(mm)이다.
[관계식 3]
총 연주 압하량(mm) ≥ {(슬라브 두께(mm)) × (1.05 + [Mn]/109.9 + [C]/3) + (2[Mo]+[V])/25}/100
(관계식 3에서 Mn, C, Mo, V은 각각의 중량 함량을 의미함)
이후, 상기에 따라 제조된 강 슬라브를 고온에서 재가열할 수 있으며, 구체적으로 주조시 편석된 성분의 재고용을 위하여 하기 관계식 4를 만족하는 온도(RT)에서 재가열을 행할 수 있다.
상기 재가열시 그 온도가 하기 관계식 4를 벗어나게 되면 슬라브 내 편석대에서 부분 용융이 발생하여 중심부 취화 현상이 야기되고, 심한 경우 후속하는 열간압연 중 슬라브 벌어짐이 발생하여 열간압연의 진행이 곤란해지는 문제가 있다.
[관계식 4]
재가열 온도(RT, ℃) ≤ 1540 - 191[C] - 5[Mn] - 30[Mo] - 41[V]
(관계식 4에서 Mn, C, Mo, V은 각각의 중량 함량을 의미함)
[열간압연]
상술한 바에 따라 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조할 수 있다.
상기 열간압연시 마무리 열간압연 온도가 높을수록 변형저항이 낮아져 압연이 용이한 반면, 표면품질이 저하될 수 있으므로, 이를 고려하여 1000℃ 이하에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다. 다만, 그 온도가 너무 낮으면 압연 중에 부하가 커지므로 800℃ 이상에서 행하는 것이 바람직하다.
[냉각 및 권취]
상술한 바에 따라 제조된 열연강판을 냉각한 후 권취할 수 있다.
이때, 평균 냉각속도 5℃/s 이상으로 650℃ 이하의 온도범위까지 냉각한 후 그 온도에서 권취할 수 있다.
상기 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 조대한 탄화물이 형성되어 강의 성형성을 저해하므로 바람직하지 못하다. 상기 평균 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 설비 사양에 따라 적절히 선택할 수 있다. 일 예로, 100℃/s 이하로 행할 수 있다.
또한, 냉각종료온도 즉, 권취온도가 650℃를 초과하게 되면 권취 이후 상온까지 냉각하는 동안에 조대한 탄화물이 형성되는 문제가 있다. 상기 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하며, 상온에서 행하더라도 문제가 없다. 여기서 상온은 15~35℃ 정도의 온도를 의미한다.
[냉간압연]
상기에 따라 냉각 및 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다. 이때, 냉간압연을 행하기에 앞서 열연강판의 표면 스케일(scale)의 제거를 위하여 산세 공정을 행할 수 있다.
상기 냉간압연은 30% 이상의 냉간압하율로 행할 수 있다. 만일, 냉간압하율이 30% 미만이면 후속하는 소둔 열처리시 재결정 구동력이 적어져 목표 수준의 강도를 확보하기 어려워진다. 상기 냉간압하율의 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 과도하게 높을 경우 압연기의 부하가 증가하므로 이를 고려하여 압하율을 설정할 수 있다.
[소둔 열처리]
상술한 바에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 열처리할 수 있다.
상기 소둔 열처리시 재결정이 충분히 일어나도록 650℃ 이상에서 행할 수 있으며, 다만 그 온도가 과도하게 높으면 표면에 산화물이 형성되고 연속 작업되는 전/후 연결제품과의 작업성이 열위하므로, 이를 고려하여 900℃ 이하에서 행할 수 있다.
상술한 온도범위에서 소둔 열처리시 900초 이내로 소둔을 완료할 수 있으며, 만일 그 시간이 과도하게 길어지면 결정립이 조대해져 강도가 감소하고, 조대 탄화물의 형성으로 조기파단 및 연신율 저하를 초래할 우려가 있다.
한편, 필요에 따라 소둔 열처리가 완료된 냉연강판에 대해서 도금하여 도금강판으로 제조할 수 있다. 상기 도금공정에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 아연도금욕에 침지하는 용융아연도금, 전기도금 또는 합금화용융도금처리를 행할 수 있다.
상술한 도금공정은 통상의 방법 및 조건에 의할 것인 바, 특별히 한정하지 아니한다.
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 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 이를 하기 표 2에 나타낸 조건으로 각각의 냉연강판을 제조하였다.
이후, 각 냉연강판의 기계적 물성을 평가하고, 조직을 관찰하였으며, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
구체적으로, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 연신율(El)의 측정을 위해 인장시험을 행하였다.
미세조직 측정을 위해 XRD(X-ray diffraction)을 이용하여 상동정 및 상분율을 평가하였으며, 이때 표면을 약 100㎛ 화학연마한 후 그 면에 대해 XRD를 측정하였다.
강종 합금조성 (중량%) 관계식
1
관계식
2
C Mn Al Si P S Mo V N B
1 0.85 14.1 0.02 0.06 0.010 0.001 0.47 0.48 0.012 0.0005 5.31 12.0
2 0.80 16.0 0.04 0.50 0.011 0.0009 0 0.47 0.013 0.0015 4.61 12.8
3 0.64 17.4 0.08 0.60 0.009 0.001 0.31 0.31 0.008 0.0017 3.8 11.1
4 0.40 22.0 0.06 0.05 0.009 0.0012 0.30 0.30 0.014 0.0018 2.8 8.8
5 0.88 15.3 0.02 0.04 0.010 0.0008 0.50 0.49 0.014 0.0006 5.49 13.5
6 0.42 17.5 0.08 0.03 0.008 0.001 0.31 0.30 0.013 0.0020 2.89 7.4
강종 슬라브
두께
(mm)
연주
압하량
(mm)
관계식
3
RT
(℃)
관계식
4
FDT
(℃)
CT
(℃)
냉각속도(℃/s) 냉간
압하율
(%)
소둔
온도
(℃)
소둔
시간
(초)
구분
1 249 3.81 3.78 1250 1273.4 980 512 23.4 43 840 62 발명예
1
1 245 1.50 3.72 슬라브 내 중심 크랙 발생 (압연 불가) 비교예
1
1 247 3.29 3.75 1290 1273.4 재가열 후 슬라브 중심 균열 발생 비교예
2
1 235 3.80 3.57 1240 1273.4 943 446 24.9 44 680 62 발명예
2
2 250 3.74 3.48 1210 1287.9 960 543 20.9 50 820 46 비교예
3
3 250 3.75 3.65 1250 1308.8 950 612 16.9 38 840 66 비교예
4
4 250 3.51 3.55 1230 1332.3 965 601 18.2 42 820 62 비교예
5
5 250 3.94 3.86 1250 1260.3 971 530 22.1 43 840 62 발명예
3
6 248 3.52 3.47 1290 1350.7 965 470 24.8 44 840 62 비교예
6
(표 2에서 FDT는 마무리 열간압연시 온도, CT는 권취 온도를 의미한다.)
구분 인장 전 조직 (%) 인장 후 조직 (%) 기계적 성질
γ
분율
ε-M
분율
γ
분율
α'-M
분율
YS
(MPa)
TS
(MPa)
El
(%)
TS×El
(MPa%)
(YS×TS×El)
/980 (MPa%)
발명예 1 98 2 83 3 882 1488 47 69936 62942
비교예 1 압연 불가로 측정할 수 없었음
비교예 2 압연 불가로 측정할 수 없었음
발명예 2 88 10 85 4 1471 1829 24 43896 65889
비교예 3 100 0 98 0 863 1373 34 46682 41109
비교예 4 100 0 98 0 782 1263 48 60624 48375
비교예 5 100 0 100 0 641 1076 52 55952 36597
발명예 3 97 3 82 4 864 1451 47 68197 60125
비교예 6 100 0 97 0 818 1203 42 50526 42174
(표 3에서 인장 전 조직은 소둔 열처리된 냉연강판의 조직을 의미하며, 인장 후 조직은 인장시험 후 파단된 위치에서 1mm 내의 인접한 부위를 채취한 다음 측정한 조직을 의미한다.)
(표 3에서 γ는 오스테나이트 상, ε-M은 입실론-마르텐사이트 상, α'-M은 알파다시-마르텐사이트 상을 의미한다. 인장 전 조직에서 상기 조직 분율을 제외한 나머지는 알파다시-마르텐사이트 상이며, 인장 후 조직에서 상기 조직 분율을 제외한 나머지는 입실론-마르텐사이트 상이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 3은 800MPa 이상의 항복강도, 1400MPa 이상의 인장강도를 가지며, (항복강도(YS)×인장강도(TS)×연신율(El))/980(MPa)의 값을 50000MPa% 이상으로 확보할 수 있다.
즉, 본 발명에서 제공하는 강판은 항복강도와 연성이 우수함으로써 성형성의 향상을 도모할 수 있는 것이다.
반면, 합금조성 및 제조조건 중 어느 하나 이상이 본 발명을 벗어나는 비교예 3 내지 6은 본 발명에서 의도하는 미세조직이 형성되지 못함에 따라 초고강도, 고연성을 동시에 우수하게 확보할 수 없었다.
이 중, 비교예 1은 강 슬라브 제조시 연주 압하량이 제조하고자 하는 슬라브의 두께 대비 부족함에 따라 슬라브 중심부에서 크랙이 발생하였으며, 후속하는 열간압연이 불가능하였다. 비교예 2는 강 슬라브의 재가열시 재가열 온도가 과도하게 높음에 따라 재가열된 슬라브 중심에 균열이 발생함에 따라 후속 열간압연이 불가능하였다.
비교예 3 내지 6은 본 발명에서 제안하는 합금관계식 즉, 관계식 1과 2를 만족하지 못함에 따라 소둔 열처리된 냉연강판의 조직이 오스테나이트 단상으로 형성되었으며, 이들 모두 인장강도 1400MPa 이상의 초고강도의 확보가 불가능하였다.
도 1은 발명예 1의 인장곡선을 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 초고강도를 가지면서 항복강도 및 연성이 우수함에 따라 (항복강도(YS)×인장강도(TS)×연신율(El))/980(MPa)의 값이 50000MPa% 이상으로 확보되었다. 이는, 본 발명에서 제공하는 강판의 충돌특성 및 성형성이 우수함을 보여주는 것이다.

Claims (7)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.55~0.95%, 망간(Mn): 12~17%, 알루미늄(Al): 0.01~0.51%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6%, 바나듐(V): 0.4~0.9%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 80% 이상의 오스테나이트 상과, 잔부 입실론(ε)-마르텐사이트(0% 제외) 및 알파다시(α')- 마르텐사이트 상을 포함하고,
    1400MPa 이상의 인장강도를 가지며, (항복강도(YS)×인장강도(TS)×연신율(El))/980(MPa)의 값이 50000MPa% 이상인 성형성이 우수한 초고강도 강판.

    [관계식 1]
    4[C] + [Mo] + 3[V] > 5
    [관계식 2]
    9 ≤ [C] × [Mn] ≤ 14
    (관계식 1 및 2에서 C, Mo, V, Mn은 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로 실리콘(Si): 0.001~1.5%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01%로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 성형성이 우수한 초고강도 강판.
  3. 삭제
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.55~0.95%, 망간(Mn): 12~17%, 알루미늄(Al): 0.01~0.51%, 몰리브덴(Mo): 0.1~0.6%, 바나듐(V): 0.4~0.9%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.2% 이하, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1 및 2를 만족하는 강 슬라브를 연주공정을 통해 제조하는 단계;
    상기 강 슬라브를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 5℃/s 이상의 냉각속도로 650℃ 이하의 온도범위로 냉각하여 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 30% 이상의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 650~900℃의 온도범위에서 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 연주공정시 하기 관계식 3을 만족하는 압하량으로 압하(reduction)를 행하고,
    상기 강 슬라브의 재가열시 하기 관계식 4를 만족하는 온도에서 행하는 것인 성형성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    4[C] + [Mo] + 3[V] > 5
    [관계식 2]
    9 ≤ [C] × [Mn] ≤ 14
    (관계식 1 및 2에서 C, Mo, V, Mn은 중량 함량을 의미한다.)

    [관계식 3]
    총 연주 압하량(mm) ≥ {(슬라브 두께(mm)) × (1.05 + [Mn]/109.9 + [C]/3 + (2[Mo]+[V])/25}/100
    [관계식 4]
    재가열 온도(RT, ℃) ≤ 1540 - 191[C] - 5[Mn] - 30[Mo] - 41[V]
    (관계식 3 및 4에서 Mn, C, Mo, V은 각각의 중량 함량을 의미함)
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 열간압연시 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 것인 성형성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 실리콘(Si): 0.001~1.5%, 티타늄(Ti): 0.01~1.0% 및 보론(B): 0.0005~0.01%로 구성된 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 성형성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  7. 제 4항에 있어서,
    상기 소둔 열처리된 냉연강판을 용융도금 또는 전기도금하여 도금강판으로 제조하는 단계를 더 포함하는 성형성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
KR1020170176187A 2017-12-20 2017-12-20 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 KR101988760B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170176187A KR101988760B1 (ko) 2017-12-20 2017-12-20 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170176187A KR101988760B1 (ko) 2017-12-20 2017-12-20 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR101988760B1 true KR101988760B1 (ko) 2019-06-12

Family

ID=66845806

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020170176187A KR101988760B1 (ko) 2017-12-20 2017-12-20 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR101988760B1 (ko)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0570886A (ja) 1991-09-17 1993-03-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法
JPH06145788A (ja) 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板の製造方法
JPH06145892A (ja) 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板
KR100711361B1 (ko) 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20070067593A (ko) * 2005-12-24 2007-06-28 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR20150075324A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법
KR20160078840A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 항복 강도 및 성형성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0570886A (ja) 1991-09-17 1993-03-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法
JPH06145788A (ja) 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板の製造方法
JPH06145892A (ja) 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板
KR100711361B1 (ko) 2005-08-23 2007-04-27 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20070067593A (ko) * 2005-12-24 2007-06-28 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR20150075324A (ko) * 2013-12-25 2015-07-03 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 오스테나이트계 고망간강 및 그 제조방법
KR20160078840A (ko) * 2014-12-24 2016-07-05 주식회사 포스코 항복 강도 및 성형성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4850908B2 (ja) 加工性に優れた高マンガン形高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR101677396B1 (ko) 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101674751B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 석출강화형 강판 및 그 제조방법
KR101758567B1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
KR101220619B1 (ko) 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR101778404B1 (ko) 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
KR101736620B1 (ko) 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101543918B1 (ko) 형상 품질이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101747034B1 (ko) 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
KR101839235B1 (ko) 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101482342B1 (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2021502480A (ja) 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法
KR102020412B1 (ko) 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101726139B1 (ko) 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법
KR101988760B1 (ko) 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20190079299A (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
KR101153696B1 (ko) 항복강도 및 신장 플랜지성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20190075517A (ko) 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법
KR101076082B1 (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101518551B1 (ko) 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR20160074768A (ko) 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102109265B1 (ko) 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102020406B1 (ko) 항복강도 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20140047960A (ko) 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
GRNT Written decision to grant