KR102264344B1 - 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 상기 미세조직의 결정립 크기는 3 ㎛ 이하이다. 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상이다.

Description

고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법{STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH AND HIGH FORMABILITY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.
근래에, 자동차의 안전성, 경량화의 관점에서 자동차용 강판의 고강도화가 더욱 빠르게 진행되고 있다. 승객의 안전을 확보하기 위해서 자동차의 구조 부재로 사용되는 강판은 강도를 높이거나 두께를 증가시켜 충분한 충격 인성을 확보해야 한다. 또한, 자동차용 부품에 적용되기 위해서는 충분한 성형성이 요구되며, 자동차의 연비향상을 위해서는 차체 경량화가 필수적이기에, 자동차용 강판을 지속적으로 고강도화하고 성형성을 높이기 위한 연구가 진행중이다.
현재, 상술한 특성을 가지는 자동차용 고강도 강판으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 두가지 상으로 강도 및 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 제안되고 있다.
이에 관련된 기술로는 특허출원 제10-2016-0077463호(발명의 명칭: 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법)가 있다.
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 고성형성 및 고강도를 가지는 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 상기 미세조직의 결정립 크기는 3 ㎛ 이하이다. 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상이다.
일 실시 예에 있어서, 상기 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 포함하되, 상기 적어도 하나는 중량%로 각각 0 초과 0.02% 이하일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 강판은 보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%일 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계; (c) 상기 냉연판재를 AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 1차 열처리하는 단계; 및 (d) 상기 1차 열처리한 냉연판재를 이상역 온도에서 2차 열처리하는 단계를 포함한다. (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다.
일 실시 예에 있어서, 상기 강 슬라브는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 포함하되, 상기 적어도 하나는 중량%로 각각 0 초과 0.02% 이하일 수 있다.
일 실시 예에 있어서, 상기 강 슬라브는 보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (c) 단계는 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (d) 단계는 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s로 350 ~ 450℃ 이하로 냉각하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (a) 단계는 (a1) 상기 강 슬라브를 1150 ~ 1250℃의 온도로 재가열하는 단계; (a2) 재가열된 상기 강 슬라브를 925 ~ 975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하는 단계; 및 (a3) 상기 열간 압연된 강재를 10 ~ 30℃/s의 냉각속도로 700℃ ~ 800℃까지 냉각한 후에 권취하는 단계를 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (a) 단계와 (b) 단계 사이에, 상기 열연판재를 550℃~650℃에서 연화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (d) 단계 후에, 상기 냉연판재는 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상을 가질 수 있다.
일 실시 예에 있어서, (d) 단계 후에, 상기 냉연판재의 결정립 크기는 3 ㎛ 이하일 수 있다.
본 발명에 따르면, 성분계 제어 및 공정 조건 제어를 통해, 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지는 강판을 제조할 수 있다. 상기 미세립 페라이트로 인해 강판이 높은 강도를 가지도록 하며, 상기 미세조직 내 10 ~ 30 부피%로 존재하는 잔류 오스테나이트로 인해, 높은 강도, 연신율을 가지도록 하며, 미세조직의 형상을 제어하여 높은 홀확장성(HER)을 가지도록 기능할 수 있다. 그 결과, 고성형성 및 고강도를 가지는 강판을 효과적으로 확보할 수 있다.
도 1은 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 흐름도이다.
도 2a는 본 발명의 비교 성분계 시편의 고온 인장 시험 결과이며, 도 2b는 본 발명의 실시 성분계 시편의 고온 인장 시험 결과이다.
도 3은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 강판의 미세 조직을 나타내는 사진이다.
이하, 첨부한 도면을 참고하여 본 발명이 속하는 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자가 용이하게 실시할 수 있도록 본 발명을 상세히 설명한다. 본 발명은 여러 가지 상이한 형태로 구현될 수 있으며, 본 명세서에서 설명하는 실시예들에 한정되지 않는다. 본 명세서 전체를 통하여 동일 또는 유사한 구성 요소에 대해서는 동일한 도면 부호를 붙였다. 또한, 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있는 공지 기능 및 구성에 대한 상세한 설명은 생략한다.
본 발명의 실시 예에 따르면, 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 최종 미세조직으로서, 미세립 페라이트와 10 ~ 30 부피%로 존재하는 잔류 오스테나이트를 가질 수 있다. 이를 통해, 상기 강판은 고강도, 고연신율 및 높은 홀 확장성(HER)을 가질 수 있다.
먼저, 상기 강판이 높은 연신율을 가지도록 하기 위해, 상기 강판이 잔류 오스테나이트를 10 ~ 30 부피% 수준으로 충분히 포함하도록 한다. 상기 잔류 오스테나이트는 종래의 변태유기소성강에서와 실질적으로 동일한 동작 방식으로, 강판의 연신율을 향상시킬 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율을 확보하기 위해, 후술하는 바와 같이, 상기 강판 내에 오스테나이트 안정화 원소를 적절하게 첨가할 수 있다. 또한, 후술하는 바와 같이, 1차 및 2차의 소둔 열처리를 연속으로 진행할 수 있으며, 2차 소둔 열처리를 이상역에서 진행할 수 있다.
다음으로, 상기 강판이 높은 홀확장성을 가지도록 하기 위해, 강판 내 균열 형성 지점으로 기능할 수 있는 경질상과 연질상의 상 경계면을 감소시키도록 한다. 이를 위해, 최종 미세 조직에 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 경질상이 포함되지 않도록 할 수 있다. 또한, 상기 강판이 높은 홀확장성을 가지도록 하기 위해, 석출물 및 결정립간 경계면을 감소시키도록 한다. 이를 위해, 티타늄, 니오븀, 바나듐 등과 같은 석출물 생성 원소 및 몰리브덴과 같은 석출물 성장 억제 원소의 함량을 제어할 수 있다. 또한, 상기 강판이 높은 홀확장성을 가지도록 하기 위해, 최종 조직 내에 고각 결정립계(High Angle Grain Boundaries, HAGBs)의 분율을 증가시킬 수 있다. 일 예로서, 고각 결정립계란 이웃하는 결정립 사이의 각이 15°이상인 결정립계를 의미할 수 있다. 또한, 상기 강판이 높은 홀확장성을 가지도록 하기 위해 미세조직의 형상을 제어할 수 있다. 상기 고각 결정립계의 분율을 증가 및 미세조직의 형상을 제어하기 위해, 후술하는 바와 같이, 소둔 열처리를 1차와 2차로 나누어 진행하는 2단계 열처리로 진행할 수 있다.
다음으로, 상기 강판이 고강도를 가지도록 하기 위해, 최종 미세 조직의 결정립을 미세화하도록 한다. 상술한 2단계로 진행하는 소둔 열처리를 통해, 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 결정립 크기를 3㎛ 이하로 제어할 수 있다. 또한, 1차 소둔 온도를 AC3 ~ AC3 +15℃ 에서 진행할 수 있다.
이하에서는, 상술한 특성을 가지는 본 발명의 실시 예의 고성형성 및 고강도를 가지는 강판을 보다 상세하게 설명한다.
고강도 및 고성형성을 가지는 강판
본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 상기 고강도 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 더 포함하되, 상기 적어도 하나는 각각 0 초과 0.02% 이하일 수 있다. 또한, 상기 고강도 강판은 중량%로, 보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 냉연 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명한다 (각 성분의 함량은 전체 강판에 대한 중량% 로서, 이하에서는 %로 표시함).
탄소(C) : 0.05% ~ 0.15%
탄소(C)는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소(C) 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 하지만 지나치게 높은 탄소(C) 함량은 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있고, 냉각 중 펄라이트 등 시멘타이트 석출조직이 다수 생성될 수 있기 때문에, 탄소(C)는 강판 전체 중량의 0.05~0.15% 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소를 0.05% 미만으로 포함시 강판의 강도 확보가 어려우며, 0.15%를 초과하여 포함시 인성 및 연성이 열화될 수 있다.
실리콘(Si) : 0 초과 0.4% 이하
실리콘(Si)은 페라이트 내 탄화물 형성을 억제하는 원소이며 탄소(C)의 활동도를 높여 오스테나이트의 확산속도를 높인다. 실리콘(Si)은 또한 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 알려져 있다. 또한, 탄화물의 형성 억제력이 매우 크기 때문에 베이나이트 형성 시 잔류 오스테나이트 내 탄소 농도 증가를 통한 TRIP 효과를 확보하기 위해 필요 원소이다. 하지만, 실리콘(Si)이 0.4%를 초과하여 첨가되는 경우, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성될 수 있고, 열간 압연 시 압연부하를 높이고, 붉은형 스케일을 다량 발생시킬 가능성이 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 강판 전체 중량의 0.4% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn) : 4.0% ~ 9.0%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간(Mn)이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 열처리 후 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다.
망간은 강판 전체 중량의 4.0~9.0%로 포함된다. 망간을 4.0% 미만으로 첨가시에는 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없다. 반대로, 망간을 9.0%를 초과하여 첨가시, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다.
알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 같이 페라이트 안정화 및 탄화물의 형성을 억제하는 원소로 알려져 있다. 또한, 평형 온도를 높이는 효과가 있어 알루미늄(Al) 첨가시 적정 열처리 온도구간이 넓어지는 장점이 있다. 다만, 알루미늄이 0.3%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우 AlN 석출로 인해 연주에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 알루미늄은 강판 전체 중량의 0 초과 0.3%이하로 첨가될 수 있다.
니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나: 각각 0 초과 0.2% 이하
니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo)은 강 내에 선택적으로 포함될 수 있다. 먼저, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 원소이며, 탄화물 석출을 통한 강도 확보를 위해 첨가되는 원소이다. 티타늄(Ti)의 경우, AlN의 형성을 억제하여 연주 중 크랙 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 다만, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)을 각각 0.2%를 초과하여 첨가할 경우, 조대한 석출물을 형성함으로써, 강내 탄소량을 저감시켜 재질을 열화시키고, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)의 투입에 따르는 제조 원가 상승의 단점이 있다. 또한, 티타늄이 과다하게 첨가될 경우, 연주 중 노즐 막힘의 원인이 될 수 있다. 이에 따라, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)은 적어도 하나가 첨가될 때, 각각 강판 전체 중량의 0 초과 0.2% 이하로 첨가될 수 있다.
다음으로, 몰리브덴(Mo)은 탄화물 성장을 억제하여, 탄화물의 크기를 제어하는 역할을 할 수 있다. 다만, 몰리브덴이 0.2%를 초과하여 첨가될 경우, 상기 효과가 포화되고, 제조 원가 상승의 단점이 있다.
보론(B)
보론(B)은 강판에 선택적으로 첨가될 수 있으며, 입계 강화 원소로 기능할 수 있다. 보론은 강판 전체 중량의 0 초과 0.001% 이하로 첨가될 수 있다. 보론이 0.001% 를 초과하여 첨가되는 경우, BN 등 질화물을 형성함으로써, 고온 연성을 저하시킬 수 있다.
기타 원소
인(P), 황(S) 및 질소(N)는 제강 과정에서 강 내에 불가피하게 첨가될 수 있다. 즉, 이상적으로는 포함하지 않는 것이 바람직하나, 공정 기술 상 완전히 제거가 힘들어 일정 소량이 포함될 수 있다.
인(P)은 강 내에서 실리콘과 유사한 역할을 수행할 수 있다. 다만, 인이 강판 전체 중량의 0.02%를 초과하여 첨가되는 경우, 강판의 용접성을 저하시키고 취성을 증가시켜 재질 저하를 발생시킬 수 있다. 따라서, 인은 강판 전체 중량의 0.02% 이하로 첨가되도록 제어될 수 있다.
황(S)은 강 내에서, 인성 및 용접성을 저해할 수 있으므로, 강판 전체 중량의 0.005% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
질소(N)는 강 내에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소(N)는 강판 전체 중량의 0.006% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
상기한 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 이때, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%일 수 있다. 상기 고강도 강판의 결정립은 3 ㎛ 이하의 크기를 가지는 미세 결정립일 수 있다. 상기 결정립 중 고각 결정립계 분율이 70% 이상일 수 있다.
상기 고강도 강판은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상의 재질 특성을 가질 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 실시 예에 따르는 고강도 강판은 고강도와 고성형성을 요구하는 분야에 적용될 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명 실시예에 따르는 고강도 강판은 하기와 같은 일 실시 예의 방법으로 제조될 수 있다. 본 발명은 적절히 제어된 조성비의 합금 성분과 열연 공정 및 냉연 공정을 진행한 후에 2단계 소둔열처리를 실시함으로써 연신율, 홀확장성 및 강도가 우수한 강판 및 그 제조방법을 제시하고자 한다.
고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 흐름도이다.
도 1을 참조하면, 상기 강판의 제조방법은 강 슬라브를 재가열하는 단계(S110), 상기 강 슬라브를 열간 압연하여 열연판재를 제조하는 단계(S120), 상기 열연판재를 냉간 압연하는 단계(S130), 및 상기 냉연판재를 소둔 열처리하는 단계(S140)를 포함하여 이루어진다.
먼저, 강 슬라브 재가열 단계(S110)는, 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하고, 상기 강 슬라브를 재가열하여 주조시 편석된 성분을 재고용시키고 주조 당시 성분을 균질화하는 단계이다. 한편, 상기 강 슬라브는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 더 포함하되, 상기 적어도 하나는 각각 0 초과 0.02% 이하일 수 있다. 또한, 상기 강 슬라브는 중량%로, 보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 강 슬라브 재가열 온도는 통상의 열간 압연 온도를 확보할 수 있도록1150 ~ 1250℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 열간 압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있으며, 1250℃를 초과하는 경우 초기 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 최종 생산 강판의 강도 확보가 어려울 수 있다.
다음에, 열간 압연 단계(S120)는, 상기 강 슬라브를 상기 슬라브 재가열 후 통상의 방법으로 열간 압연을 행하고, 925 ~ 975℃의 온도에서 마무리 압연을 수행하여 열연판재를 형성하는 단계이다. 본 발명의 강 슬라브가 망간과 같은 합금 성분의 함량이 높은 점을 감안하여, 상기 마무리 압연은 925 ~ 975℃의 고온에서 진행할 수 있다. 상기 마무리 압연 후, 상기 열연판재를 10 ~ 30℃/s의 냉각 속도로 700 ~ 800℃로 냉각한 후에 권취한다. 상기 냉각 방법은 무주수 냉각 방법을 적용할 수 있다. 상기 열연판재는 냉각 후 풀마르텐사이트 조직을 가질 수 있다.
몇몇 실시 예에 따르면, 풀마르텐사이트 조직을 가지는 열연판재를 냉간 압연하기 전에 냉간 압연 시의 압연 부하를 경감시키기 위해 연화 열처리를 진행할 수 있다. 상기 연화 열처리는 550 ~ 650℃ 에서 진행될 수 있다. 연화 열처리의 온도가 550 ℃ 미만일 경우, 상기 열간 압연 후 생성된 마르텐사이트에 대해 재결정이 발생하지 않고 템퍼링만 진행되어 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트의 형태로 형성되고 구상화될 수 있다. 이 경우, 상기 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있으므로, 냉간 압연 중 판재의 파단이 발생할 수 있다. 반면에, 연화 열처리의 온도가 650℃를 초과할 경우, 오스테나이트가 과도하게 형성되고, 냉각 중 상기 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 형성됨으로써, 연화 열처리의 효과가 효과적으로 발생하지 않을 수 있다. 상기 온도 범위의 연화 열처리에 의해, 상기 열간 압연 후의 마르텐사이트 조직은 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직으로 변환될 수 있다.
다음으로, 냉간압연 단계(S130)는, 상기 열연판재를 산세 후 냉간 압연하는단계이다. 상기 냉간 압연은 상기 열연판재를 압하율 40~60%의 조건으로 실시할 수 있다. 상기 냉간 압연에 의해, 상기 연화 열처리 후의 상기 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직은, 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직으로 변환될 수 있다.
다음으로, 소둔 열처리 단계(S140)는 상기 냉연판재에 대해 AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 1차 열처리하는 단계와 상기 1차 열처리한 냉연판재를 이상역 온도에서 2차 열처리하는 단계를 포함하여 진행될 수 있다. 상기 1차 열처리 단계에서의 AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도는 일 예로서, 735 ~ 750℃의 온도 일 수 있다. 상기 2차 열처리 단계에서의 이상역 온도는 일 예로서, 640 ~ 660℃의 온도 일 수 있다.
일 실시 예에서, 1차 열처리는 냉간 압연 후의 판재가 가지는 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직을 마르텐사이트의 조직으로 변환시킬 수 있다. 상기 1차 열처리에 있어서, 먼저, 상기 냉연판재를 상기 냉연판재를 승온 속도 1 ~ 3℃/s 로 목표 온도인 735 ~ 750℃로 가열하여, 40 ~ 120 초 유지하는 열처리를 진행한다.
열처리 온도가 735℃ 미만인 경우, 상기 목표 온도에서 충분한 크기의 오스테나이트 결정립을 확보하지 못하며, 또한 열처리 후 마르텐사이트와 페라이트의 복합조직을 형성함으로써, 상기 소둔 열처리에 따르는 최종 조직에서 강도와 연성이 감소할 수 있다. 반면에 열처리 온도가 750℃를 초과하는 경우, 상기 목표 온도에서의 오스테나이트 결정립의 크기가 과도하게 증가하여 상기 소둔 열처리에 따르는 최종조직에서 오스테나이트의 안정화를 확보하는데 불리하여 강도 측면에서 열위할 수 있다.
또한, 상기 승온 속도가 1℃/s 미만일 경우, 목표 온도인 735 ~ 750℃에 머무르는 시간이 40 ~ 120 초 범위를 초과함으로써, 상기 목표 온도에서의 오스테나이트 결정립 크기가 과도하게 증가할 수 있다. 반면에, 상기 승온 속도가 3℃/s 를 초과하는 경우, 목표 온도인 735 ~ 750℃에 머무르는 시간이 40 ~ 120 초 범위에 미달함으로써, 상기 목표 온도에서의 충분한 크기의 오스테나이트 결정립을 확보하지 못할 수 있다.
이어서, 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각한다. 일 실시 예에 있어서, 상기 온도로 냉각된 냉연판재를 120 내지 330초 동안 시효처리할 수 있다.
상술한 1차 열처리가 완료된 냉연판재에 대해 연속하여 2차 열처리를 진행할 수 있다. 일 실시 예에서, 2차 열처리는 먼저,상기 냉연판재를 승온 속도 1 ~ 3℃/s 로 목표 온도인 640 ~ 660℃로 가열하여, 40 ~ 120 초 유지하는 열처리를 진행한다. 2차 열처리는 상기 목표 온도 범위인 이상역 온도에서 진행됨으로써, 1차 열처리 후의 마르텐사이트 조직이 페라이트와 잔류 오스테나이트의 조직으로 변화될 수 있다. 이때, 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피% 일 수 있다.
열처리 온도가 640℃ 미만인 경우, 상기 목표 온도에서 지나치게 적은 오스테나이트 조직이 형성되어 오스테나이트 안정도가 올라가게 되고, 이로 인해 냉각 후 미세조직 상의 오스테나이트가 소성 변형 시 상변태를 발현하지 않아 강도와 연성이 감소할 수 있다. 반면에 열처리 온도가 660℃를 초과하는 경우, 상기 목표 온도에서 지나치게 많은 오스테나이트 조직이 형성되어 오스테나이트 안정도가 내려가게 되고, 이로 인해 냉각 후 미세조직 상에 마르텐사이트가 형성되어 연성과 홀 확장성이 감소할 수 있다.
상기 승온 속도가 1℃/s 미만일 경우, 상기 냉연판재가 상기 이상역 온도에 도달하기 전에, 불필요한 시멘타이트를 형성하거나 구상화 함으로써 재질 특성을 열화시켜 확보할 수 없게 될 수 있다. 상기 승온 속도가 3℃/s를 초과하는 경우, 상기 목표 온도 범위에서 40 ~ 120 초 동안 유지하지 못하여, 최종 조직에서 충분한 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하지 못할 수 있다.
이어서, 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각한다. 일 실시 예에 있어서, 상기 온도로 냉각된 냉연판재를 120 내지 330초 동안 시효처리할 수 있다.
상술한 방법을 통해, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도와 고성형성을 가지는 강판을 제조할 수 있다.
상기한 과정으로 제조된 본 발명의 강판은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상을 가질 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 실시 예에 따르는 제조 방법에서, 상기 강 슬라브 내에 오스테나이트 안정화 원소를 상술한 바와 같이 소정량 첨가할 수 있다. 또한, 1차 및 2차의 소둔 열처리를 연속으로 진행함으로써, 강판은 최종 미세 조직으로서, 미세 결정립의 페라이트와 10 ~ 30 부피%의 잔류 오스테나이트의 복합 조직을 가질 수 있다. 상기 강판이 충분한 분율의 잔류 오스테나이트를 보유함으로써, 변태유기소성 특성에 의해 25% 이상의 높은 연신율을 가질 수 있다.
또한, 상술한 바와 같이, 최종 미세 조직에 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 경질상이 포함되지 않도록 제어함으로써, 경질상과 연질상의 상 경계면을 감소시킬 수 있다. 또한, 강 슬라브의 성분계에서, 티타늄, 니오븀, 바나듐 등과 같은 석출물 생성 원소 및 몰리브덴과 같은 석출물 성장 억제 원소의 함량을 제어함으로써, 석출물 및 결정립간 경계면을 감소시킬 수 있다. 소둔 열처리를 소정의 온도 범위에서 1차와 2차로 나누어 진행하는 2단계 열처리로 진행함으로써, 최종 조직 내에 고각 결정립계(High Angle Grain Boundaries, HAGBs)의 분율을 증가시킬 수 있다. 1차 열처리에서는, 냉연 공정에 의해 형성된 마르텐사이트 내에 존재하는 높은 전위 밀도로 인하여, 상기 마르텐사이트가 오스테나이트로 역변태하기 전에 재결정이 활발하게 발생할 수 있고, 2차 열처리는 1차 열처리를 통해 생성된 마르텐사이트를 열처리함으로써, 상기 마르텐사이트가 오스테나이트로 역변태하기 전에 재결정이 상대적으로 억제함으로써, 최종 미세 조직에서의 고각 결정립계의 분율이 결정립 중 70% 이상으로 증가할 수 있다. 그 결과, 상기 강판이 20% 이상의 높은 홀 확장성을 가질 수 있다.
다음으로, 상기 강판이 고강도를 가지도록 하기 위해, 최종 미세 조직의 결정립을 미세화할 수 있다. 특히, 1차 열처리의 온도를 AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도로 진행하여, 초기 오스테나이트의 결정립 사이즈를 최적화할 수 있다. 또한, 이상역 온도 범위에서 진행되는 2차 열처리를 통해, 최종 미세 조직내 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 결정립 크기를 3㎛ 이하로 제어할 수 있다.
이하, 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세하게 나타내는 바람직한 실시예를 개시한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 하나의 예시로 제시된 것이며, 본 발명의 사상이 하기의 실시예에 의해 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
실시예 1
연주 공정을 통해 표 1의 비교 성분계 및 실시 성분계를 가지는 강 슬라브를 제조하였다. 상기 강 슬라브로부터 시편을 제조하여, 고온 인장 시험을 실시하였다. 비교 성분계의 경우, 실리콘 및 알루미늄의 함량 범위가 본 발명의 실시 예에 따르는 실리콘 및 알루미늄의 함량 범위의 상한치를 넘었다.
Figure 112019099699635-pat00001
도 2a는 본 발명의 비교 성분계 시편의 고온 인장 시험 결과이며, 도 2b는 본 발명의 실시 성분계 시편의 고온 인장 시험 결과이다. 구체적으로, 상기 고온 인장 시험은, 상기 비교 성분계의 시편과 상기 실시 성분계의 시편을 각각 700℃, 750℃, 800℃, 850℃, 900℃, 950℃, 1000℃, 1050℃, 및 1100℃의 온도로 가열한 후에, 상기 온도에서 인장 시험을 진행한 결과이다. 도 2b에서 고온 인장 시험은, 상기 시편을 1100℃ 를 초과하는 온도로 가열한 후에, -1℃/s의 냉각 속도로 각각의 인장 시험 온도로 냉각한 경우의 그래프(201)과 -20℃/s의 냉각 속도로 각각의 인장 시험 온도로 냉각한 경우의 그래프(202)를 함께 나타내었다. 통상적으로, 소정의 온도에서 면적 감소율이 50% 이상일 경우, 상기 소정의 온도에서 연성이 확보되었다고 판단할 수 있다.
도 2a를 참조하면, 비교 성분계 시편의 경우, 1100℃ 에서 면적 감소율이 55%이며, 700 ~ 800℃ 에서는 면적 감소율이 50%이며, 800 ~ 1050℃ 온도 구간에서는 면적 감소율이 목표치인 50% 에 미달하였다. 반면에, 도 2b를 참조하면, 800 ~ 1100 ℃ 온도 구간에서, 면적 감소율이 목표치인 50%를 상회하였다.
도 2a 및 도 2b를 참조하면, 비교 성분계 시편의 경우, 본 발명의 실시 예의 실시 성분계의 시편과 대비하여, 본 발명의 실시 예에 따라 연속 연주가 진행되는 온도 800℃ 이상 고온 구간에서, 고온 연성이 확보되지 못해, 연속 주조 진행 시 연주 크랙이 발생하여 건전한 슬라브를 확보할 수 없게 될 수 있다.
표 2는 비교 성분계 시편과 실시 성분계 시편에 대해 본 발명의 실시 예에 따르는 열간 압연을 모사하여 산출한 각 패스당 압하력을 나타내는 도표이다.
Figure 112019099699635-pat00002
표 2를 참조하면, 각 압연 패스 별로 동일한 압하율을 발생시키기 위해 비교 성분계의 시편은 실시 성분계의 시편과 대비하여 큰 압하력을 인가해야 함을 확인할 수 있다. 즉, 비교 성분계의 시편이 열간 압연시에 압연기에 상대적으로 큰 부하가 가해짐을 확인할 수 있다.
실시예 2
표 1의 실시 성분계의 시편에 대해 표 3에 따라 1차 및 2차 소둔 열처리 공정을 각각 실시하였다. 비교예 1 및 비교예 3의 경우, 2차 소둔 온도가 본 발명의 실시 예에 따르는 2차 소둔 온도의 하한치 640℃ 보다 낮았다. 비교예 2 및 비교예 4의 경우, 2차 소둔 온도가 본 발명의 실시 예에 따르는 2차 소둔 온도의 상한치 660℃ 보다 높았다. 비교예 5 내지 비교예 7은 1차 소둔 온도가 본 발명의 실시 예에 따르는 1차 소둔 온도의 상한치 750℃ 보다 높았다. 또한, 비교예 7은 2차 소둔 온도가 본 발명의 실시 예에 따르는 2차 소둔 온도의 상한치 660℃ 보다 높았다. 비교예 8 내지 11의 경우, 1차 소둔 열처리를 진행하지 않고, 2차 소둔 열처리만 진행하였다. 또한, 비교예 11은 2차 소둔 온도가 본 발명의 실시 예에 따르는 2차 소둔 온도의 상한치 660℃ 보다 높았다.
Figure 112019099699635-pat00003
표 4는 표 3에 따라 소둔 열처리가 진행된 비교예 1 내지 11 및 실시예 1 내지 6 시편의 재질 특성을 평가한 도표이다.
Figure 112019099699635-pat00004
본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 강판의 재질 특성의 목표치는, 항복강도 800 MPa 이상, 인장강도 980 MPa 이상, 연신율 25% 이상, 잔류 오스테나이트 부피분율 10~30%, 고각 결정립계(HAGBs) 분율 70% 이상 및 홀 확장성 20% 이상이다. 실시예 1 내지 실시예 6의 시편은 상기 목표치를 모두 만족시켰다. 비교예 1의 경우, 연신율 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예 2의 경우, 연신율이 목표치에 미달하였다. 비교예 3의 경우, 인장강도, 연신율, 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예4의 경우, 연신율, 인장강도 x 연신율의 값, 결정립 평균 크기 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예 5의 경우, 인장강도, 연신율, 결정립 평균 크기 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예 6 및 7의 경우, 항복강도, 인장강도, 연신율, 결정립 평균 크기 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예 8의 경우, 인장강도, 연신율 및 고각 결정립계(HAGBs) 분율이 목표치에 미달하였다. 비교예 9 내지 11의 경우, 연신율, 고각 결정립계(HAGBs) 분율 및 홀 확장성이 목표치에 미달하였다.
도 3은 본 발명의 일 실시 예에 따르는 고강도 강판의 미세 조직을 나타내는 사진이다. 구체적으로 도 3은 실시예 1의 시편의 미세 조직 사진이다. 표 4 및 도 3을 참조하면, 실시예 1의 시편에서, 부피분율 17%의 잔류 오스테나이트와 여분의 페라이트가 관찰되었다.
실시예 3
표 1의 실시 성분계의 시편에 대해 표 5에 따라 1차 및 2차 소둔 열처리 공정을 각각 실시하였다.
Figure 112019099699635-pat00005
표 5를 참조하면, 비교예 12는 1차 소둔 열처리 시의 승온속도가 본 발명의 일 실시 예에 따르는 승온속도의 상한치 3℃/s를 초과하였으며, 1차 소둔 유지 시간 40 초 이상을 만족 하지 못하였다. 비교예 13의 경우, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 1차 소둔 열처리 시의 승온속도의 하한치 1℃/s 미만이었으며, 1차 소둔 유지 시간의 상한치 120 초를 초과하였다. 비교예 14의 경우, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 승온속도의 하한치 1℃/s 미만이었으며, 1차 소둔 유지 시간의 상한치 120 초를 초과하였다. 또한, 냉각 속도의 하한치 4℃/s 미만이었다. 실시예 7 내지 10의 경우, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 1차 및 2차 소둔 열처리 조건을 모두 만족하였다.
표 6은 표 5에 따라 소둔 열처리가 진행된 비교예 12 내지 14 및 실시예 13 내지 16 시편의 재질 특성을 평가한 도표이다.
Figure 112019099699635-pat00006
표 6을 참조하면, 비교예 12의 경우, 인장강도 및 연신율의 목표치를 달성하지 못하였다. 비교예 13의 경우, 인장강도, 연신율 및 결정립 평균 크기의 목표치를 달성하지 못하였다. 비교예 14의 경우, 항복강도, 인장강도, 연신율, 및 결정립 평균 크기의 목표치를 달성하지 못하였다. 실시예 7 내지 10의 경우, 본 발명의 실시예에 따르는 재질의 목표치를 모두 만족시켰다.
실시예 4
표 1의 실시 성분계의 시편에 대해 표 7에 따라 1차 및 2차 소둔 열처리 공정을 각각 실시하였다.
Figure 112019099699635-pat00007
표 7을 참조하면, 비교예 15는 2차 소둔 열처리 시의 승온속도가 본 발명의 일 실시 예에 따르는 승온속도의 상한치 3℃/s를 초과하였으며, 2차 소둔 유지 시간 40 초 이상을 만족 하지 못하였다. 비교예 16의 경우, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 2차 소둔 시의 승온속도의 하한치 1℃/s 미만이었으며, 2차 소둔 유지 시간의 상한치 120 초를 초과하였다. 실시예 11 내지 14의 경우, 본 발명의 일 실시 예에 따르는 1차 및 2차 소둔 열처리 조건을 모두 만족하였다.
표 8은 표 7에 따라 소둔 열처리가 진행된 비교예 15 및 16과 실시예 11 내지 14 시편의 재질 특성을 평가한 도표이다.
Figure 112019099699635-pat00008
표 8을 참조하면, 비교예 15의 경우, 인장강도 및 연신율의 목표치를 달성하지 못하였다. 비교예 16의 경우, 연신율의 목표치를 달성하지 못하였다. 실시예 11내지 14의 경우, 본 발명의 실시예에 따르는 재질의 목표치를 모두 만족시켰다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.
-

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직은 잔류 오스테나이트 부피분율이 15% 초과 내지 30%이고, 고각 결정립계 분율이 70%를 초과하며,
    상기 미세조직의 결정립 크기는 3 ㎛ 이하이며,
    항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  2. 제1 항에 있어서,
    니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 포함하되, 상기 적어도 하나는 중량%로 각각 0 초과 0.02% 이하인
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  3. 제1 항에 있어서,
    보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  4. 삭제
  5. (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.15%, 실리콘(Si): 0 초과 0.4% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.3% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계;
    (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여, 냉연판재를 제조하는 단계;
    (c) 상기 냉연판재를 AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 승온 속도를 1 내지 3℃/s로 40 내지 120초 간 1차 열처리하는 단계; 및
    (d) 상기 1차 열처리한 냉연판재를 이상역 온도에서 승온 속도 1 내지 3℃/s로 40 내지 120초 간 2차 열처리하는 단계를 포함하되,
    (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직은 잔류 오스테나이트 부피분율 15% 초과 내지 30%이고, 고각 결정립계 분율이 70% 초과하는 것인
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  6. 제5 항에 있어서,
    상기 강 슬라브는
    니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 포함하되, 상기 적어도 하나는 중량%로 각각 0 초과 0.02% 이하인
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  7. 제5 항에 있어서,
    상기 강 슬라브는
    보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  8. 삭제
  9. 제5 항에 있어서,
    (c) 단계는
    상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각하는 단계를 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  10. 제9 항에 있어서,
    (d) 단계는
    상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s로 350 ~ 450℃로 냉각하는 단계를 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  11. 제5 항에 있어서,
    (a) 단계는
    (a1) 상기 강 슬라브를 1150 ~ 1250℃의 온도로 재가열하는 단계;
    (a2) 재가열된 상기 강 슬라브를 925 ~ 975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하는 단계; 및
    (a3) 상기 열간 압연된 강재를 10 ~ 30℃/s의 냉각속도로 700℃ ~ 800℃까지 냉각한 후에 권취하는 단계를 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  12. 제5 항에 있어서,
    (a) 단계와 (b) 단계 사이에,
    상기 열연판재를 550℃~650℃에서 연화 열처리하는 단계를 더 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  13. 제5 항에 있어서,
    (d) 단계 후에,
    상기 냉연판재는 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 980MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상을 가지는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
  14. 제5 항에 있어서,
    (d) 단계 후에,
    상기 냉연판재의 결정립 크기는 3 ㎛ 이하인
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조 방법.
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