KR102360396B1 - 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 가지되, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%이며, 항복 강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 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 제조방법에 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 진행 중이다.
현재, 상술한 특성을 가지는 자동차용 고강도 강판으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 두 가지 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 제조방법을 제공하는 데 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 가지되, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%이며, 항복 강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상이다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 포함할 수 있되, 상기 적어도 하나는 중량%로 각각 0 초과 0.02% 이하일 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은, 결정립이 3㎛ 이하의 크기일 수 있다.
본 발명의 다른 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법은 (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 포함하되, 상기 (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가질 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법에서, 상기 (c) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하고, 상기 (d) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 630 ~ 650℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법은, 상기 (a) 단계와 상기 (b) 단계 사이에, 상기 열연판재를 550 ~ 650℃에서 연화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법에서, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%일 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법에서, 상기 (d) 단계 후에, 상기 냉연판재는 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상을 가질 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 실시예에 따르는 고강도 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 구체예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 흐름도이다.
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.
자동차용 강판은 사용자의 안전 확보 및 차체 경량화를 위한 강도 증가 및 가공을 용이하게 하도록 연신율 확보에 초점을 맞춰 개발되어 왔다. 현재 사용되고 있는 일반적인 초고강도강은 페라이트 및 마르텐사이트의 두 가지 상으로 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형 시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 존재하고 있으나, 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)의 한계를 벗어날 수 없는 이상강 및 주 기지가 베이나이트(Bainite)로 구성되어 상대적으로 강도가 떨어지는 변태유기소성강 기반의 개발은 한계점에 도달되어 있는 상태이다. 따라서, 해당 변태유기소성강의 미세조직을 개선하여 초고강도 및 높은 성형성을 확보하는 차세대 초고강도 자동차 강판 개발 방향이 각 제강 업체의 주목을 받고 있다.
일 예의 개발 기술에서는, 소둔 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직을 바탕으로 변태유기소성기구를 활용한 초고강도 강판을 제작하여 강도 및 연신율을 확보하고자 하였다. 다른 예의 개발 기술에서는, 템퍼드 마르텐사이트 및 소둔 마르텐사이트를 포함하는 초고강도 강판을 제작한다.
본 발명에서는, 성분계 제어를 통한 연주성 확보 및 공정 조건 제어를 통해 본 발명의 최종 미세조직을 확보하여 높은 인장강도 및 연신율을 확보하여 높은 강도임에도 불구하고 성형성이 개선된 초고강도 강판 및 그 제조방법에 대해 개시하고자 한다. 강판의 최종 미세조직은 초미세립 페라이트(70 ~ 90%)와 잔류 오스테나이트(10 ~ 30%)로 이루어지며, 강판의 항복강도는 800 MPa 이상, 인장 강도는 1180 MPa 이상, 연신율은 25% 이상, 홀확장성은 20% 이상인 것이 바람직하다.
기존의 차체 부품 성형 시, 초고강도 재료에서 발생하는 성형 시 부품의 파단 중 일반적인 성형한계도(Forming limit diagram)에서 확인할 수 있는 컵성형성 및 2축 인장성 등의 평가 기준으로는 설명할 수 없는 경우가 존재한다. 이는 새로운 평가 기준인 재료의 신장플랜지성(Stretch-flangeability)을 통해 설명이 가능하며 이를 측정하기 위한 홀확장성(Hole expansion ratio) 평가 시험을 통해 부품 성형 시 해당 부위의 파단 및 성형 가능성을 추정할 수 있다.
홀확장성 평가 시험(ISO 표준 16630)은 펀치로 판재에 구멍을 뚫은 뒤, 구멍으로 펀치를 장입하여 판재 두께방향으로 균열이 완전히 전파된 균열이 관측될 때 시험을 종료한 뒤, 초기 구멍 크기와 시험 종료 후 구멍 크기의 비율(초기 구멍 크기/파단 구멍크기×100(%))로 구멍확장성을 평가하며, 이러한 홀확장성은 통상적으로 고강도화됨에 따라 감소하는 경향이 있기 때문에 초고강도강의 성형성을 개선하기 위해서는 연신율의 확보 또한 중요하지만 홀확장성 또한 어느 정도 확보하는 것이 중요하다.
본 발명에서는 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 이상 미세조직을 활용하여 기존의 페라이트 및 마르텐사이트 이상 미세조직을 갖는 초고장력강 대비 향상된 연신율과 동일 수준의 홀확장성을 확보하고자 하였다. 이를 위해 공정 조건을 엄밀하게 제어하여 최종 미세조직을 구현하여 목표한 재질을 확보할 수 있었으며, 또한 합금화 열처리 온도 조건에 따른 재질 변화를 관찰하여 합금화 용융 아연 도금 강판 생산을 위한 공정 범위를 확인하였다.
기존의 페라이트 및 마르텐사이트의 이상 조직을 갖고 있는 초고장력강의 경우, 강재가 소성 변형을 받게 되면 조직 내 전위가 형성 및 이동을 진행하게 되고, 이러한 전위의 이동을 통해 결함이 형성, 성장을 함에 따라 파괴가 발생하는 기본적인 변형기구로 소성 변형이 발생하게 된다. 이러한 변형기구 아래 강도를 확보하기 위해서는 경질상인 마르텐사이트, 베이나이트 등을 형성하여 강도를 확보하지만 경질상의 분율을 증가시켜 강도를 확보함에 따라 연신율의 저감을 피할 수 없기에 연신율을 보상하기 위해서 조직 내 연질상인 페라이트를 형성해주게 되고 이러한 최종 미세조직을 갖는 초고장력강의 경우 강도와 연신율이 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)을 따르게 되어 혼합 법칙 이상의 재질 향상은 어렵다는 단점이 있다.
이러한 페라이트 및 마르텐사이트의 이상 조직 초고장력강을 개선하기 위해 개발된 강종이 최종 조직 내 잔류 오스테나이트를 확보하여 소성 변형 시 발생하는 잔류 오스테나이트 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이다. 하지만 변태유기소성강의 경우 최종 미세조직 내 함유된 잔류 오스테나이트의 면적율이 작기 때문에 성형성의 획기적인 개선이 어렵다는 단점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 다량으로 확보하여 초고장력강의 성형성을 개선하고자 하였으며, 제작한 강판의 최종 미세조직은 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된다.
잔류 오스테나이트의 경우 변태유기소성기구를 통한 강판의 강도 및 연신율 확보, 성형성 확보에 용이한 조직이지만, 과도하게 포함될 경우 변태유기소성기구를 구현하기 위한 안정도 확보를 위해 합금원소가 과다하게 필요할 수 있으며, 또한 수소취성 저항성이 떨어질 수 있기 때문에 그 양을 10 ~ 30%로 조절하는 것이 바람직하고, 잔부는 초미세립 페라이트로 구성하며, 초미세립 효과를 통해 연질상인 페라이트가 최종 미세조직 내 있음에도 물구하고 높은 강도를 확보할 수 있다.
기존 발명에서 제안하는 소둔 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트는 제작된 강판의 강도를 확보할 수 있는 경질상 조직이지만 본 발명에서는 활용하지 않으며 이는 경질상 확보로 인해 연신율 확보에 어려움이 있을 수 있고, 또한 주변 연질상과 재질 차가 발생하여 균열이 형성될 수 있는 지점이 될 수 있기 때문에 재질 열화를 가져올 가능성이 있기 때문이다. 추가적으로, 베이나이트는 역시 저온에서 확보되는 경질상의 일종으로 소둔 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트와 유사한 역할을 하기에 이상적으로는 포함하지 않는 것이 바람직하다.
따라서, 해당 미세조직들을 구현하여 본 발명에서 고성형성을 확보하기 위한 기술요소들을 요약하자면 다음과 같다.
① 소둔 열처리 후 최종 미세조직 내에 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간을 적당량으로 포함한 성분계를 활용하여 제강, 연주, 열연, 냉연을 진행한다. 탄소와 망간은 오스테나이트의 안정도를 높여주는 원소이기에 적정량이 성분계에 포함되어야 한다. 실리콘의 경우, 열간압연 중 압연 부하 증가로 인해 제품 사이즈 확대에 애로 사항 발생 가능성 및 붉은형 스케일이 다량 발생할 수 있는 가능성이 있기에 그 양을 1.5 중량% 이하로 관리하며, 알루미늄의 경우 이상역 온도 구간을 넓혀줌으로써 양산성 확보에 도움이 되지만 지나치게 많이 함유할 경우 연주성이 저하될 수 있기에 0.5 중량% 이하로 관리한다. 또한 Ti, Nb, V, Mo 와 같은 합금 원소를 첨가함으로써 적절한 양의 탄화물을 형성하여 추가적인 강도 확보에 도움이 될 수 있지만 합금 원소 첨가에 따른 원가 상승 및 연신율 저감을 가져올 수 있기에 필요한 경우가 아니라면 첨가하지 않을 수 있으며 그 양을 각 원소당 0.02 중량% 이하로 관리한다. B의 경우 입계 강화등의 효과가 있지만 너무 많을 경우 질화물 형성에 따른 재질 열화를 가져올 수 있으므로 그 양을 0.001 중량% 이하로 관리한다.
② 소둔 열처리를 이상역 구간에서 진행하는 것이다. 이상역 구간에서 소둔 열처리를 진행하게 될 경우, 이상역에서 형성된 페라이트 및 오스테나이트 조직 내에서 페라이트의 고용도 한계로 인한 탄소, 망간이 페라이트에서 오스테나이트로 진행되며 오스테나이트의 안정도를 확보하여 냉각 후에도 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있기 때문이다. 또한 소둔 열처리를 2회 진행하여 최종 미세조직의 형상을 제어하는 것이다. 초기 미세조직에 따라 이상역 열처리 시 오스테나이트 생성 지점 및 결정립 크기가 달라지기 때문에 조직 형상이 상이하게 발현되고, 이를 통해 원하는 재질을 확보할 수 있는 것이다.
이하에서는, 상술한 특성을 가지는 본 발명의 실시예의 고성형성 및 고강도를 가지는 강판을 보다 상세하게 설명한다.
고성형성 및 고강도를 가지는 강판
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 포함할 수 있되, 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 ~ 0.25%
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 ~ 0.25% 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 탄소를 0.05% 미만으로 포함시 강판의 강도 확보가 어려우며, 0.25%를 초과하여 포함시 인성 및 연성이 열화될 수 있다.
실리콘(Si) : 0.1 ~ 1.5%
실리콘(Si)은 페라이트 내 탄화물(예를 들어, Fe3C) 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 0.1% 미만으로 첨가되는 경우 상술한 효과를 기대할 수 없으며, 실리콘(Si)이 1.5%를 초과하여 첨가되는 경우, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있으며, 열간 압연 시 압연부하를 높이고, 붉은형 스케일을 다량 발생시킬 가능성이 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 강판 전체 중량의 0.1 ~ 1.5%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn) : 3.0% ~ 10.0%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간(Mn)이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 소둔 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 또한 냉각 시 펄라이트와 베이나이트 형성을 억제하여 본 발명에서 목표하고자 하는 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 조직을 형성하기 용이하게 한다. 망간은 강판 전체 중량의 3.0 ~ 10.0%로 포함된다. 망간을 3.0% 미만으로 첨가시에는 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없다. 반대로, 망간을 10.0%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 0.5% 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 0.5%를 초과하여 과도하게 첨가될 경우 AlN 석출로 인해 연주에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 알루미늄은 강판 전체 중량의 0 초과 0.5%이하로 첨가될 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.
니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나: 각각 0 초과 0.02% 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 0.02%를 초과하여 첨가할 경우, 조대한 석출물을 형성함으로써, 강 내 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 0.02% 이하로 첨가될 수 있다. 다음으로, 몰리브덴(Mo)은 탄화물 성장을 억제하여, 탄화물의 크기를 제어하는 역할을 할 수 있지만, 몰리브덴이 0.02%를 초과하여 첨가될 경우, 상기 효과가 포화되고, 제조 원가 상승의 단점이 있다.
보론(B) : 0 초과 0.001% 이하
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.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도 강판의 미세조직을 나타내는 사진이다. 도 1을 참조하면, 상기한 합금성분을 가지는 본 발명의 고강도 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가짐을 확인할 수 있다. 이때, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 10 ~ 30 부피%일 수 있다.
상기 고강도 강판의 최종 미세조직의 결정립 크기는 3㎛ 이하, 바람직하게는 2㎛ 이하로 초미세립화 되어 형성된다. 최종 미세조직은 1차 소둔시 형성된 초기 오스테나이트 결정립 크기에 의존한다. 1차 소둔시 미세조직의 결정립 크기가 작은 경우 2차 소둔 진행 시 동일 오스테나이트 분율에도 넓은 표면적을 갖고 있어 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보함에 있어 유리하고, 또한 최종 미세조직의 크기가 작아져 균열의 전파 또한 효과적으로 억제할 수 있다. 상기 결정립 중 고각 결정립계 분율(HAGBs)이 70% 이상일 수 있다.
상기 고강도 강판은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상의 재질 특성을 가질 수 있다. 이에 따라, 본 발명의 실시예에 따르는 고강도 강판은 고강도와 고성형성을 요구하는 분야에 적용될 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명 실시예에 따르는 고강도 강판은 하기와 같은 일 실시예의 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 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 흐름도이다.
도 2를 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 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있으며, 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 풀 마르텐사이트 조직을 가질 수 있다. 본 발명의 강판은 고합금강이기 때문에 양산성 확보를 위해 에지터짐 및 압연부하를 최대한 저감할 필요가 있기에 압연마무리온도 및 권취온도를 고온 범위로 설정한다.
일부 실시예에 따르면, 풀마르텐사이트 조직을 가지는 열연판재를 냉간 압연하기 전에 냉간 압연 시의 압연 부하를 경감시키기 위해 연화 열처리를 진행할 수 있다.
표 1은 상기 연화 열처리의 구체적인 공정 조건을 나타낸 것이다.
승온 속도
(℃/hr)		 어닐링 온도
(℃)		 유지시간
(hr)		 냉각 속도
(℃/hr)		 냉각 종료
(℃)
40~75 550~650 ~14 40~50 상온(RT)
표 1을 참조하면, 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. 2단 소둔을 진행하기 때문에 재결정을 유도할 수 있는 냉연 압하율은 특별히 지정하지 않으나, 제품 최종 규격에 맞도록 적절히 수행하며 통상 범위인 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, 730 ~ 745℃의 온도 일 수 있다. 상기 2차 열처리 단계에서의 이상역 온도는 일 예로서, 630 ~ 650℃의 온도 일 수 있다.
일 실시예에서, 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 730 ~ 745℃로 가열하여, 40 ~ 120 초 유지하는 열처리를 진행한다.
열처리 온도가 730℃ 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. 또한 2차 열처리 전 일부 페라이트 조직이 잔존하여 2차 열처리를 이상역에서 진행 시, 페라이트 조직이 조대하게 형성되어 강도가 감소할 수 있다. 반면에 열처리 온도가 745℃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 730 ~ 745℃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 730 ~ 745℃에 머무르는 시간이 40 ~ 120 초 범위에 미달함으로써, 상기 목표 온도에서의 충분한 크기의 오스테나이트 결정립을 확보하지 못할 수 있으며, 충분한 재결정이 진행되지 못해 앞서 설명한대로 일부 페라이트 조직이 잔존하여 2차 열처리를 이상역에서 진행 시, 페라이트 조직이 조대하게 형성되어 강도가 감소할 수 있다.
이어서, 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각한다.
상술한 1차 열처리가 완료된 냉연판재에 대해 연속하여 2차 열처리를 진행할 수 있다. 일 실시예에서, 2차 열처리는 먼저, 상기 냉연판재를 승온 속도 1 ~ 3℃/s 로 목표 온도인 630 ~ 650℃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 630℃ 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 650℃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 구상화함으로써 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, 최종조직에서 충분한 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하지 못할 수 있다.
이어서, 상기 열처리된 냉연판재를 4 ~ 10 ℃/s의 냉각 속도로 350 ~ 450℃ 까지 냉각한다.
상술한 방법을 통해, 본 발명의 일 실시예에 따르는 고강도와 고성형성을 가지는 강판을 제조할 수 있다.
상기한 과정으로 제조된 본 발명의 강판은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상을 가질 수 있다.
최종 생산 강판 재질에 영향을 주는 요인으로는 페라이트 결정립 미세화에 의한 강도 증가 및 잔류 오스테나이트 안정도 확보에 따른 변태유기소성현상에 따른 잔류 오스테나이트의 상변태로 강도 및 연신율 확보 등이 존재하며, 최종 미세조직의 결정립 크기를 3㎛ 이하, 고각 결정립계 비율을 70% 이상 가져감으로써 균열 저항성을 향상시켜 목표한 홀확장성을 안정적으로 확보할 수 있게 한다.
최종 재질의 경우 인장 강도와 총 연신율 값의 곱이 약 29,000~31,000 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 인장 강도*총 연신율=30,000 값을 대체로 만족하며, 홀확장성과 같이 살펴보았을 때 동일 강도 비교재 대비 성형성이 유사, 혹은 우위에 있을 것임을 추정할 수 있다.
상술한 바와 같이, 본 발명의 실시예에 따르는 제조방법에서, 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 복합조직을 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 미세조직에 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 미세조직에서의 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 미세조직의 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 미세조직 내 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 결정립 크기를 3㎛ 이하로 제어할 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
표 2는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조성(단위: 중량%)을 나타낸 것이다. 표 2를 참조하면, 성분계1의 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.08%, 실리콘(Si): 0.08%, 망간(Mn): 6.39%, 알루미늄(Al): 0.27%, 인(P): 0.007%, 황(S): 0.0008%, 질소(N): 0.004% 및 잔부의 철(Fe)로 이루어지며, 성분계2의 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.15%, 실리콘(Si): 0.44%, 망간(Mn): 7.03%, 알루미늄(Al): 0.34%, 인(P): 0.008%, 황(S): 0.0022%, 질소(N): 0.005% 및 잔부의 철(Fe)로 이루어진다.
C Si Mn Al P S N Fe
성분계1 0.08 0.08 6.39 0.27 0.007 0.0008 0.004 Bal.
성분계2 0.15 0.44 7.03 0.34 0.008 0.0022 0.005 Bal.
성분계2의 조성은, 본 발명의 실시예의 조성으로서, 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부가 철(Fe)인 조성범위를 만족한다. 하지만, 성분계1의 조성은, 본 발명의 비교예의 조성으로서, 상술한 조성범위 중에서 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%의 범위를 만족하지 못한다.
표 3은 본 발명의 제1실험군(실험예1~25)에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 4는 제1실험군(실험예1~25)에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
표 3 및 표 4를 참조하면, 실험예1~13은 표 2의 성분계1의 조성을 가지며, 실험예14~25는 표 2의 성분계2의 조성을 가진다.
표 3 및 표 4를 참조하면, 실험예16~18과 실험예22~24는, 본 발명의 기술적 사상을 적용한 실시예들로서, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 수행하여 구현하였다. 구체적으로, 상기 (c) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족하고, 상기 (d) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 630 ~ 650℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족한다.
조성 1차 소둔
승온 속도
(℃/s)		 1차 소둔
온도
(℃)		 1차 소둔
유지시간
(s)		 1차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 1차 소둔
냉각 종료
(℃)		 2차 소둔
승온 속도
(℃/s)		 2차 소둔
온도
(℃)		 2차 소둔
유지 시간
(s)		 2차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 2차 소둔
냉각 종료
(℃)
실험예1 성분계1 1.5 735 80 6 400 1.5 630 80 6 400
실험예2 성분계1 1.5 735 80 6 400 1.5 640 80 6 400
실험예3 성분계1 1.5 735 80 6 400 1.5 650 80 6 400
실험예4 성분계1 1.5 735 80 6 400 1.5 660 80 6 400
실험예5 성분계1 1.5 735 80 6 400 1.5 670 80 6 400
실험예6 성분계1 1.5 750 80 6 400 1.5 630 80 6 400
실험예7 성분계1 1.5 750 80 6 400 1.5 640 80 6 400
실험예8 성분계1 1.5 750 80 6 400 1.5 650 80 6 400
실험예9 성분계1 1.5 750 80 6 400 1.5 660 80 6 400
실험예10 성분계1 1.5 750 80 6 400 1.5 670 80 6 400
실험예11 성분계1 1.5 850 80 6 400 1.5 650 80 6 400
실험예12 성분계1 1.5 850 80 6 400 1.5 660 80 6 400
실험예13 성분계1 1.5 850 80 6 400 1.5 670 80 6 400
실험예14 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 610 80 6 400
실험예15 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 620 80 6 400
실험예16 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 630 80 6 400
실험예17 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 640 80 6 400
실험예18 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 650 80 6 400
실험예19 성분계2 1.5 730 80 6 400 1.5 660 80 6 400
실험예20 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 610 80 6 400
실험예21 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 620 80 6 400
실험예22 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 630 80 6 400
실험예23 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 640 80 6 400
실험예24 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 650 80 6 400
실험예25 성분계2 1.5 745 80 6 400 1.5 660 80 6 400
항복
강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도* 연신율
(MPa*%)		 잔류 오스테나이트
(%)		 결정립
평균 크기
(㎛)		 HAGBs
분율
(%)		 홀확장성
(%)		 목표 달성 여부
실험예1 915 988 23 22724 17 ≤2 65 21 x
실험예2 882 1003 25 25075 21 ≤2 72 28 x
실험예3 871 1031 26 26806 24 ≤2 77 27 x
실험예4 823 1027 25 25675 20 ≤1 70 23 x
실험예5 808 1071 21 22491 18 ≤1 71 22 x
실험예6 911 946 24 22704 15 ≤2 62 22 x
실험예7 921 990 26 25740 23 ≤2 75 27 x
실험예8 883 1007 25 25175 22 ≤3 73 30 x
실험예9 851 1022 25 25550 21 ≤2 69 22 x
실험예10 801 1071 21 22491 17 ≤3 68 21 x
실험예11 813 882 23 20286 20 ≤6 65 22 x
실험예12 793 906 24 21744 21 ≤7 61 21 x
실험예13 732 942 21 19782 14 ≤7 62 19 x
실험예14 1130 1161 15 17415 14 ≤2 69 17 x
실험예15 1127 1165 19 22135 15 ≤1 65 18 x
실험예16 1121 1201 26 30966 20 ≤2 73 21 ○
실험예17 1123 1199 26 31174 22 ≤1 71 20 ○
실험예18 1091 1200 26 31122 23 ≤2 70 23 ○
실험예19 1086 1247 17 21199 17 ≤1 68 19 x
실험예20 1134 1142 16 18272 15 ≤3 71 18 x
실험예21 1133 1146 20 22920 17 ≤2 69 20 x
실험예22 1118 1183 25 29575 21 ≤2 73 20 ○
실험예23 1105 1192 26 30992 20 ≤1 70 22 ○
실험예24 1084 1195 26 31070 22 ≤3 71 20 ○
실험예25 1050 1240 19 23560 18 ≤2 70 19 x
표 4를 참조하면, 상술한 조건을 만족하는 단계들을 수행하여 구현한 실험예16~18과 실험예22~24의 시편들의 재질은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상, 최종 미세조직의 결정립 크기: 3㎛ 이하, 고각 결정립계 비율: 70% 이상인 범위를 만족하며, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율: 10 ~ 30 부피%를 만족함을 확인할 수 있다.
한편, 표 3 및 표 4를 참조하면, 실험예1~15, 실험예19~21, 실험예25는, 본 발명의 비교예들로서, 본 발명의 기술적 사상에 따른 조성범위 및 소둔 열처리 공정 중의 적어도 어느 하나를 만족하지 못하는 조건이 적용되었으며, 이에 따라, 본 발명의 목표 재질 특성 중 적어도 어느 하나를 구현하지 못함을 확인하였다.
예를 들어, 표 3을 참조하면, 실험예1~13은 표 2의 성분계1의 조성을 가지며, 실험예6~13은 1차 소둔 공정의 어닐링 온도가 AC3 ~ AC3 + 15℃(예컨대, 730 ~ 745℃)의 온도범위를 만족하지 못하며, 실험예4~5, 실험예9~10, 실험예12~15, 실험예19~21, 실험예25는 2차 소둔 공정의 어닐링 온도가 630 ~ 650℃의 온도범위를 만족하지 못하였다. 이에 따라, 표 4를 참조하면, 실험예1~15, 실험예20~21은 인장강도(TS): 1180 MPa 이상의 범위를 만족하지 못하고, 실험예1, 실험예5~6, 실험예10~15, 실험예19~21, 실험예25는 연신율(EL): 25% 이상의 범위를 만족하지 못하며, 실험예11~13은 최종 미세조직의 결정립 크기: 3㎛ 이하의 범위를 만족하지 못하며, 실험예1, 실험예6, 실험예9~15, 실험예19, 실험예21은 고각 결정립계 비율: 70% 이상인 범위를 만족하지 못하며, 실험예13~15, 실험예19~20, 실험예25는 홀 확장성(HER): 20% 이상인 범위를 만족하지 못하였다.
표 5는 본 발명의 제2실험군(실험예26~30, 실험예17)에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 6은 제2실험군(실험예26~30, 실험예17)에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
조성 1차 소둔
승온 속도
(℃/s)		 1차 소둔 온도
(℃)		 1차 소둔
유지시간
(s)		 1차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 1차 소둔
냉각 종료
(℃)		 2차 소둔
온도
(℃)		 2차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 2차 소둔
냉각 종료
(℃)
실험예26 성분계2 4.0 730 31 13 400 640 6 400
실험예27 성분계2 3.0 730 43 10 400 640 6 400
실험예28 성분계2 2.0 730 59 7 400 640 6 400
실험예17 성분계2 1.5 730 80 6 400 640 6 400
실험예29 성분계2 1.0 730 118 4 400 640 6 400
실험예30 성분계2 0.5 730 236 2 400 640 6 400
항복
강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도*연신율
(MPa*%)		 결정립
평균 크기
(㎛)		 목표 달성 여부
실험예26 1050 1133 23 26059 ≤2 x
실험예27 1101 1184 25 29600 ≤2 ○
실험예28 1094 1189 25 29725 ≤1 ○
실험예17 1123 1199 26 31174 ≤1 ○
실험예29 1110 1193 26 31018 ≤2 ○
실험예30 1070 1145 22 25190 ≤3 x
표 5를 참조하면, 제2실험군(실험예26~30, 실험예17)은 표 2의 성분계2의 조성을 가진다. 실험예17, 실험예27~29는, 본 발명의 기술적 사상을 적용한 실시예들로서, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 수행하여 구현하였다. 구체적으로, 상기 (c) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족하고, 상기 (d) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 630 ~ 650℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족한다.
표 6을 참조하면, 상술한 조건을 만족하는 단계들을 수행하여 구현한 실험예17, 실험예27~29의 시편들의 재질은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 최종 미세조직의 결정립 크기: 3㎛ 이하인 범위를 만족함을 확인할 수 있다.
한편, 표 5 및 표 6을 참조하면, 실험예26, 실험예30은, 본 발명의 비교예들로서, 본 발명의 기술적 사상에 따른 소둔 열처리 공정 중의 적어도 어느 하나를 만족하지 못하는 조건이 적용되었으며, 이에 따라, 본 발명의 목표 재질 특성 중 적어도 어느 하나를 구현하지 못함을 확인하였다.
예를 들어, 표 5를 참조하면, 실험예26, 실험예30은 1차 소둔 공정의 승온속도가 1 ~ 3℃/s의 범위를 만족하지 못하고, 1차 소둔 공정의 어닐링 유지 시간이 40 ~ 120s의 범위를 만족하지 못하고, 1차 소둔 공정의 냉각속도가 4 ~ 10 ℃/s의 범위를 만족하지 못하였다. 이에 따라, 표 6을 참조하면, 실험예26, 실험예30은 인장강도(TS): 1180 MPa 이상의 범위를 만족하지 못하고, 연신율(EL): 25% 이상의 범위를 만족하지 못하였다.
표 7은 본 발명의 제3실험군(실험예31~35, 실험예17)에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 8은 제3실험군(실험예31~35, 실험예17)에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
조성 1차 소둔
온도
(℃)		 1차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 1차 소둔
냉각 종료
(℃)		 2차 소둔
승온 속도
(℃/s)		 2차 소둔
온도
(℃)		 2차 소둔
유지 시간
(s)		 2차 소둔
냉각 속도
(℃/s)		 2차 소둔
냉각 종료
(℃)
실험예31 성분계2 730 6 400 4.0 640 31 13 400
실험예32 성분계2 730 6 400 3.0 640 43 10 400
실험예33 성분계2 730 6 400 2.0 640 59 7 400
실험예17 성분계2 730 6 400 1.5 640 80 6 400
실험예34 성분계2 730 6 400 1.0 640 118 4 400
실험예35 성분계2 730 6 400 0.5 640 236 2 400
항복
강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도*연신율
(MPa*%)		 결정립
평균 크기
(㎛)		 목표 달성 여부
실험예31 1073 1151 22 25322 ≤1 x
실험예32 1082 1201 25 30025 ≤2 ○
실험예33 1094 1190 26 30940 ≤2 ○
실험예17 1123 1199 26 31174 ≤1 ○
실험예34 1102 1188 25 29700 ≤2 ○
실험예35 1080 1164 21 24444 ≤4 x
표 7을 참조하면, 제3실험군(실험예31~35, 실험예17)은 표 2의 성분계2의 조성을 가진다. 실험예17, 실험예32~34는, 본 발명의 기술적 사상을 적용한 실시예들로서, (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 수행하여 구현하였다. 구체적으로, 상기 (c) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; AC3 ~ AC3 + 15℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족하고, 상기 (d) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 630 ~ 650℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 만족한다.
표 8을 참조하면, 상술한 조건을 만족하는 단계들을 수행하여 구현한 실험예17, 실험예32~34의 시편들의 재질은 항복강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 최종 미세조직의 결정립 크기: 3㎛ 이하인 범위를 만족함을 확인할 수 있다.
한편, 표 7 및 표 8을 참조하면, 실험예31, 실험예35는, 본 발명의 비교예들로서, 본 발명의 기술적 사상에 따른 소둔 열처리 공정 중의 적어도 어느 하나를 만족하지 못하는 조건이 적용되었으며, 이에 따라, 본 발명의 목표 재질 특성 중 적어도 어느 하나를 구현하지 못함을 확인하였다.
예를 들어, 표 7을 참조하면, 실험예31, 실험예35는 2차 소둔 공정의 승온속도가 1 ~ 3℃/s의 범위를 만족하지 못하고, 2차 소둔 공정의 어닐링 유지 시간이 40 ~ 120s의 범위를 만족하지 못하고, 2차 소둔 공정의 냉각속도가 4 ~ 10 ℃/s의 범위를 만족하지 못하였다. 이에 따라, 표 8을 참조하면, 실험예31, 실험예35는 인장강도(TS): 1180 MPa 이상의 범위를 만족하지 못하고, 연신율(EL): 25% 이상의 범위를 만족하지 못하였다.
지금까지 다양한 실험예들을 통하여 초고강도와 높은 연신율, 홀확장성을 동시에 구비하기 위한 공정 최적화를 확보하였다. 즉, 본 실험예에서는 초고강도와 높은 연신율, 홀확장성을 동시에 확보하기 위해 아래와 같은 원리로 최종 미세조직을 설정하고 이를 구현하기 위한 공정 최적화를 심층신경망기반 최적화 기법과 같이 진행하였다.
설계방향 ① : 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보할 수 있다. 또한 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상을 형성하여 재료의 강도를 높이는 데 효과적일 수 있으나 연신율을 확보하는 데 있어 불리하기 때문에 배재하였고 이를 페라이트 기지로 구성하여 혹여 감소할 수 있는 연신율을 보상할 수 있다.
설계방향 ② : 홀확장성을 확보함에 있어, 먼저 홀확장성을 평가하는 시험 기준에 대해 살펴볼 필요가 있다. 홀확장성 평가 시험(ISO 표준 16630)은 펀치로 판재에 구멍을 뚫은 뒤, 구멍으로 펀치를 장입하여 판재 두께방향으로 균열이 완전히 전파된 균열이 관측될 때 시험을 종료한 뒤, 초기 구멍 크기와 시험 종료 후 구멍 크기의 비율(초기 구멍 크기/파단 구멍크기×100(%))로 구멍확장성을 평가하며, 즉 평가 시 변형에 따른 균열의 형성 및 전파를 억제하는 것이 홀확장성을 향상시키는 데 주요한 영향을 줄 수 있을 것이라 판단하였고, 이를 위해 최종 미세조직에서 균열 저항성을 확보하고자 하였으며, 마르텐사이트와 베이나이트와 같은 경질상의 경우 초기 변형 진행 시 연질상과의 상간 재질차로 인한 국부 변형으로 인해 그 경계가 균열 형성 지점이 될 수 있기에 최종 미세조직에서 배재하였다.
설계방향 ③ :　연신율, 홀확장성을 확보함에 있어 혹여 미달될 수 있는 강도는 페라이트 기지의 초미세립화 및 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 활용하여 확보할 수 있다.
상기와 같은 미세조직을 구성하기 위해 본 발명에서는 2단 소둔 및 합금화 열처리를 통해 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 최종 미세조직을 구현하여 목표 재질을 확보하고자 하였다.
설계방향 ①과 관련한 연신율을 확보함에 있어, 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직　내에 많이 형성해야 하고 이를 위해서는 소둔 열처리 후 냉각 시 오스테나이트가 마르텐사이트로 상변태되지 않도록 오스테나이트 안정도를 확보하는 것이 중요하다. 따라서 탄소, 망간 등 오스테나이트 안정화 원소를 적정량 함유한 성분계를 구성하였고 원하는 페라이트 및 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 위해 이상역 구간에서 소둔 열처리를 진행하면서 탄소, 망간을 오스테나이트로 확산시켜 이를 통해 목표한 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하고 잔부는 냉각 시 페라이트로 구성할 수 있도록 하였다.
소둔 온도가 높은 경우에는 이상역 열처리시 오스테나이트가 지나치게 많이 형성되어 오스테나이트 1개 결정립당 확산되는 탄소, 망간의 양이 전체적으로 감소해 평균적으로 오스테나이트 안정도가 떨어지게 되어 일부 오스테나이트는 소둔 후 냉각 시 마르텐사이트로 상변태하여 강도는 올라가지만 연신율은 떨어지게 되는 경향을 확인할 수 있고(실험예19, 실험예25), 반대로 소둔 온도가 낮은 경우에는 이상역 열처리시 오스테나이트가 지나치게 적게 형성되어 오스테나이트 1개 결정립당 확산되는 탄소, 망간의 양이 전체적으로 증가해 평균적으로 오스테나이트 안정도가 증가하게 되고 냉각 시 마르텐사이트로의 상변태는 진행되지 않으나, 소성 변형이 진행될 시 상변태하여 강도 및 연신율을 동시에 확보할 수 있는 잔류 오스테나이트의 양 역시 감소하게 되어 강도 및 연신율이 떨어지게 된다(실험예14, 실험예15, 실험예20, 실험예21). 해당 온도가 적절한 경우에는 형성된 오스테나이트 분율 및 탄소, 망간의 확산량이 이상적인 경우로 이 경우 최종 냉각 시 오스테나이트들이 상변태 없이 잔류 오스테나이트의 형태로 최종 미세조직 내에 구성되고 페라이트의 경우 냉각 이후에도 조직이 유도되어 페라이트+잔류 오스테나이트 이상 조직을 구성할 수 있게 된다(실험예16, 실험예17, 실험예18, 실험예22, 실험예23, 실험예24).
따라서, 최종 미세조직의 구현을 위해 2차 소둔을 이상역 온도 구간에서 진행한다. 더 바람직하게는 630~650℃로 2차 소둔온도 범위를 지정할 수 있다.
다만, 2단 소둔을 진행한다고 해서 본 발명에서 목표하는 재질을 만족하는 강판을 반드시 제조하는 것은 아닐 수 있다. 본 발명은 인장강도 1180MPa 이상, 연신율 25% 이상의 높은 재질 목표를 갖고 있기 때문에 본 출원인의 기존 발명에서 제안한 인장강도 980MPa, 연신율 25% 이상의 발명안보다 추가적인 강도 확보 기저가 필요하며, 통상적으로는 초고강도를 확보하기 위해서 대부분 마르텐사이트나 베이나이트 같은 경질상을 미세조직상에 구현함으로써 강도를 확보하는 방법이 널리 알려져 있다. 하지만, 후술할 설계방향 ②와 같이 경질상이 미세조직 내에 구성될 경우 미세조직 내 결정립간 경도차로 인해 균열이 발생할 수 있는 가능성이 더 높아지기에 해당 방법을 활용하기에 어려움이 있다.
따라서 본 발명에서는 두 가지 관점에서 접근하여, i) 변태유기소성 현상을 활용, 추가적인 잔류 오스테나이트 안정도를 충분히 확보해주기 위해 탄소와 망간 함유량을 늘리는 동시에 ii) 최종 미세조직 내 주요 기지인 초미세립 페라이트 기지의 강도를 올리기 위하여 페라이트 내 고용강화 효과가 큰 실리콘 함유량을 늘림으로써 목표 재질을 만족하고자 하였다. 성분계1(실험예1~13), 성분계2(실험예 14~25)의 재질 평가 결과를 비교 시, 동일한 컨셉의 열처리 공정을 통하여 성분계 2에서 목표하는 인장강도 1180MPa 이상, 연신율 25% 이상의 재질을 얻을 수 있음을 확인할 수 있으며 이는 성분계 제어를 통한 소성 변형시의 기저를 제어한 효과로 판단된다.
설계방향 ②와 관련한 홀확장성을 확보함에 있어, 본 발명에서는 최종 미세조직의 균열 저항성을 향상시키고자 하였으며 이러한 균열 저항성을 미세조직학적으로 향상시키는 방법에는 균열 전파 우회, 결정립계 강화, 균열 전파 차폐 등 여러 메커니즘이 있다. 그 중 본 발명에서는 균열 형성 지점이 될 수 있는 지점들(경질상과 연질상의 상경계면 등)을 최소화하고, 저각 결정립계(Low Angle Grain Boundaries;LAGBs) 저감 및 고각 결정립계(High Angle Grain Boundaries; HAGBs) 분율 증가 및 결정립 미세화를 통해 균열의 전파를 억제하는 방법을 통해 최종 미세조직의 균열 저항성을 향상시켰으며 이를 구현할 수 있는 공정 설계에 대해 설명하도록 한다.
먼저 최종 미세조직 내 균열 형성 지점이 될 수 있는 지점들을 최소화하기 위해서, 마르텐사이트와 베이나이트 같은 경질상을 최종 미세조직상에 구성하지 않음으로써 경질상과 연질상의 상경계면을 최소화하였고, 또한 석출물과 결정립간 지점도 최소화하고자 하였으며, 본 발명의 실시예에서는 석출물-결정립간 경계면을 최소화하기 위해 석출물 형성 원소를 첨가하지 않은 성분계를 활용하였다. 기타 이유로 해당 원소 첨가가 필요할 시 해당 원소들을 적정량 첨가할 수 있겠으나 그 양을 제한하여야 할 것이다.
최종 미세조직 내 고각 결정립계 분율을 증가시키기 위해서 본 발명에서는 2단 소둔을 활용하였다. 2단 소둔이라 함은 냉연강판을 Ac3 단상역 온도 이상까지 올려준 뒤 냉각하여 본래 갖고 있던 미세조직을 소둔 열처리 후 마르텐사이트로 구성하는 1차 소둔과, 1차 소둔을 통해 얻어진 1차 소둔재를 Ac1~Ac3 이상역 온도 구간에서 열처리 후 냉각하여 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 최종 미세조직을 구현하는 2차 소둔 두 단계로 나뉘어져 있다. 여기서, 2단 소둔을 진행함으로써 1단 소둔 대비 최종 미세조직 내의 고각 결정립계 분율을 늘릴 수 있으며 이는 1단 소둔재의 경우, 냉간압연 시 발생한 변형된 마르텐사이트 내 높은 전위밀도로 인하여 소둔 열처리 진행 시 이상역 온도 구간에서의 오스테나이트 역변태 이전 재결정이 활발하게 발생하면서 동일 초기 오스테나이트 결정립 방위와 유사한 방위의 새로운 페라이트 결정립들이 다량 생성되게 되는데 이 경우 주변 결정립 간 유사한 방위를 갖게 되어 저각 결정립계가 다량으로 형성되는 것이다. 반대로 2단 소둔재의 경우, 냉각으로 형성된 마르텐사이트의 소둔 열처리 진행시 오스테나이트 역변태 이전 재결정이 활발하지 않고 기존 형상을 유지하는 경향이 크기에 상대적으로 저각 결정립계 형성이 적기 때문이다.
따라서, 2단 소둔재의 경우 1단 소둔재 대비 상대적으로 고각 결정립계가 다량 형성되며 본 발명의 일실시예에 따르면 상기 결정립 중 고각 결정립계 분율(HAGBs)이 70% 이상일 수 있다. 상기 고각 결정립계 분율이 70% 미만인 경우에는 평균 결정립 크기를 미세하게 제어해도 전위의 이동이 용이하여 균열 저항성이 저하될 우려가 있다.
초고강도 강판의 홀확장성 향상의 기저는 아직까지 많은 연구가 진행되고 있으나, 공통된 골자는 펀칭을 통해 형성된 전단면 내 미세 결함에서 소성변형을 통해 발생하는 균열의 형성 및 전파를 최대한 억제하는데 있다.
본 발명에서 말하는 고각 결정립계는 통상적으로 인접한 결정의 입계 방위차가 15° 이상인 결정립계를 의미하며, 균열의 전파를 억제하는데 영향을 준다. 상기 결정의 입계방위차가 15° 미만인 경우에는 균열 전파의 장해물로 되기 어렵다.
이는 결정립내에서 균열의 전파는 결정구조 내 특정면을 기준으로 진행되며 결정립계에 도달하게 되었을 시, 인접 결정립이 유사한 결정 방위를 갖고 있는 경우 전위가 특정면을 기준으로 이동하며 균열 전파가 진행되는 것이 용이한 반면 고각 결정립계의 경우 인접 결정립과의 방위차가 크기 때문에 전위가 결정립계를 바로 가로지르지 못하고 결정립계에 응집 되었다 특정 임계치에 도달하면 결정립간 전위 이동이 발생하며 균열 전파가 진행되기 때문이다.
하기 표 9는 상술한 조건을 만족하는 단계들을 수행하여 EBSD(Electron Back Scatter Diffraction pattern)법으로 측정한 결정 입계 방위차가 15° 이상인 결정립계 분율을 가진 시편들의 홀확장성을 시험한 실험예로서, 본 발명의 강판의 제조방법 조건을 만족하는 실험예36 및 실험예37의 시편들은 홀확장성 : 20% 이상인 범위를 만족함을 확인할 수 있다.
HAGBs
분율(%)		 결정립
평균 크기
(㎛)		 홀확장성
(%)		 목표 달성 여부
실험예36 71 ≤1 20 ○
실험예37 70 ≤2 23 ○
실험예38 68 ≤1 19 x
실험예39 68 ≤4 17 x
실험예40 69 ≤2 18 x
상기 설계방향 ①에서 설명하였듯이, 1단 소둔재로 인장 강도 및 연신율적인 측면으로는 재질을 확보할 수 있겠으나 홀확장성 확보가 어렵기에 최종 미세조직 내 고각 결정립계 분율을 확보하기 위해선 2단 소둔이 필요하다.
설계방향 ③과 관련하여 최종 미세조직의 결정립을 미세화하기 위해서는 소둔 열처리를 진행하기 전 미세조직이 미세화되어야 한다.
앞서 고각 결정립계 확보 부분에서 설명하였듯이 2단 소둔을 진행하여 홀확장성이 향상된 조직을 형성하는 것과 동시에 결정립이 미세화된다면 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보함에 있어 유리하고, 또한 균열의 전파 또한 효과적으로 억제할 수 있다. 다만, 2단 소둔을 진행하게 될 경우 오스테나이트로의 역변태 이전 재결정 거동이 활발하지 않기 때문에 해당 미세조직 내 결정립들을 미세화하기 위해서는 초기 1단 소둔에서 형성되는 초기 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 중요하다. 이는 2단 소둔의 경우 재결정이 활발하게 진행되지 않기에 초기 마르텐사이트의 결정립 크기가 최종 미세조직의 결정립도에 유효한 역할을 하기 때문이며, 또한 냉각으로 형성되는 마르텐사이트의 결정립, 패킷 크기 및 블락 폭이 오스테나이트 결정립 크기가 작아짐에 따라 작아지는 경향을 나타내기 때문이다.
1차 소둔온도에 따라 초기 오스테나이트 결정립 크기에 따른 최종 미세조직 결정립 크기가 얼마나 달라지는지 확인할 수 있는데, 1차 소둔 온도가 올라감에 따라 최종 미세조직의 평균 결정립 크기가 커짐(실험예20~25)을 표 3 및 표 4에서 확인할 수 있다. 이에 따라 1차 소둔온도가 올라감에 따라 강도적인 측면에서 더 조대한 페라이트 기지를 형성하는 동시에 오스테나이트 안정도를 확보하는데도 좀 더 불리하여 강도적인 측면에서 열위에 있을 것이라 예상할 수 있다. 이는 실험예 비교 시, 강도적인 측면에서 열위에 있는 것으로 확인할 수 있으며, 따라서 본 발명에서는 1차 소둔 온도 범위를 단상역 온도 시작 지점인 Ac3 이상으로 제한하며, 더 바람직하게는 Ac3 이상, Ac3+15℃로 제한할 수 있다.
마지막으로, 각 소둔 공정에서의 승온속도를 제어할 필요성이 있다. 초기 오스테나이트의 결정립 크기를 결정하는 변수로 1차 소둔 온도가 큰 영향을 주지만, 생산이 진행되는 설비를 고려할 시 승온속도 역시 이를 고려하는 변수가 될 수 있다. 해당 내용에 대해서는 표 5 내지 표 8의 실험예들을 참고하면 되며, 표 5 및 표 6은 2차 소둔 조건을 고정 후 1차 소둔 조건 변경에 따른 영향을, 표 7 및 표 8은 1차 소둔 조건 고정 후 2차 소둔 조건 변경에 따른 영향을 나타낸 것이다.
통상적으로 냉연 소둔 강판을 생산할 때는 양산성을 고려하여 통상적으로 연속 소둔 라인을 활용하여 소둔을 진행하게 된다. 연속 소둔 라인에 냉연 코일 투입 후 얼마나 빠르게 냉연 코일을 진행시키는지(라인스피드)에 따라 해당 강판의 양산성이 결정되고 이는 빠르면 빠를수록 생산량이 증가하는 효과가 있겠지만, 소둔 시간도 전체적으로 달라지기에 소둔 시간에 따른 재질의 변화를 고려하여 현실적인 라인스피드를 결정하는 것이 중요하다.
앞서 설계방향 ③에서 소둔 온도에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화 정도가 달라지는 것을 확인할 수 있음과 더불어 해당 열처리 진행 시 라인스피드, 대표적으로 목표 소둔 온도에 도달하게 되는 승온 속도에 따라 초기 오스테나이트 결정립 미세화 정도 역시 달라지게 되고 이에 따른 재질 변화가 야기된다. 표 5 내지 표 8과 같이 연속 소둔 라인 설비에서 승온 속도를 제어함에 따라 소둔 온도 도달 후 유지 시간이 달라지는 것을 확인할 수 있으며 이에 따른 재질 변화가 나타나는 것을 확인할 수 있다.
1차 소둔 시 승온을 너무 느리게 진행하게 될 경우, 목표 소둔 온도에 도달 후 유지되는 시간 역시 증가하게 되며 이 경우 Ac3 온도 이상에서는 지속적으로 재결정이 진행되기 때문에 시간이 지남에 따라 초기 오스테나이트 결정립 크기가 성장하게 되고 이는 2차 소둔 후 최종 미세조직의 평균적인 결정립 크기에서도 유추할 수 있다. 초기 오스테나이트 결정립이 지나치게 커질 경우 초미세립화에 따른 강도 보상 효과 및 균열 전파 억제능(설계방향 ③)의 효과가 떨어지게 되면서 목표로 하는 재질을 확보할 수 없게 되는 것이다. 또한 1차 소둔 시 승온이 너무 빠르게 진행될 경우에는, 목표하는 Ac3 이상에서의 재결정이 충분히 진행되지 않아 목표하는 재질을 확보할 수 없다.
따라서 본 발명에서는 1차 소둔 승온 속도를 0.5℃/s 이상, 4℃/s 이하로 제한하며, 더 바람직하게는 1℃/s 이상, 3℃/s 이하로 제한한다. 1차 승온 속도에 따른 1차 소둔 유지 시간 역시 236초 미만으로 제한하며, 더 바람직하게는 40~120초로 제한한다. 차 소둔 냉각 속도 역시 2℃/s 이상으로 제한하며 더 바람직하게는 4℃/s 이상, 10℃/s 이하로 제한하지만, 본 발명의 성분계의 경우 고합금강으로 저속으로 냉각시에도 유의미한 상변태는 발생하지 않기 때문에 1차 소둔 승온 속도에 따라 그 범위를 제한하는 것으로 큰 역할은 없다.
또한 2차 소둔 진행시에도 1차 소둔과 마찬가지로 승온 속도를 제한하지만 이 경우에는 승온 속도를 제한함으로써 목표 소둔 온도 도달 전까지의 불가피한 상변태를 막음에 그 역할이 더 중요하다. 이상역 구간에도 진입하기 전 페라이트 및 시멘타이트 온도 구간을 지나게 되는데 이 때 불필요한 시멘타이트의 형성, 구상화를 최대한 억제하여 목표하는 재질을 용이하게 확보하기 위함이다. 불필요한 상변태를 억제하고 목표 소둔 온도까지 도달하게 된다면 적정한 오스테나이트, 페라이트 분율을 확보할 수 있게 고, 탄소, 망간이 오스테나이트로 확산하는데 있어 시간도 변수가 될 수 있지만 대부분 빠르게 확산을 완료하기에 소둔 시간의 큰 영향을 없으며, 적정한 안정도를 확보한 뒤 냉각이 진행되기 때문에 냉각 속도 또한 큰 영향은 없기 때문이며, 이는 표 7 및 표 8의 실험예들을 통해 확인할 수 있다.
따라서 본 발명에서는 2차 소둔 승온 속도를 0.5℃/s 이상, 4℃/s 이하로 제한하며, 더 바람직하게는 1℃/s 이상, 3℃/s 이하로 제한한다. 2차 승온 속도에 따른 2차 소둔 유지 시간 역시 236초 미만으로 제한하며, 더 바람직하게는 40~120초로 제한한다. 2차 소둔 냉각 속도 역시 2℃/s 이상으로 제한하며 더 바람직하게는 4℃/s 이상, 10℃/s 이하로 제한하지만, 앞서 설명한대로 목표 소둔온도 도달 후에는 후속 요소의 영향(소둔 시간, 냉각 속도)은 거의 없기에 승온 속도를 기준으로 범위를 제한하는 것이다.
본 발명을 통해 얻을 수 있는 효과는 다음과 같다.
첫 번째, 변태유기소성강 기반의 강화 기구를 사용한 강도, 연신율을 확보할 수 있다. 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보하고자 한다. 또한 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상을 형성하여 재료의 강도를 높이는 데 효과적일 수 있으나 연신율을 확보하는 데 있어 불리하기 때문에 배재하였고 이를 초미세립 페라이트 기지로 구성하여 혹여 감소할 수 있는 연신율 및 강도를 보상한다.
두 번째, 소둔 공정 제어를 통한 최종 미세조직 제어로 홀확장성을 개선할 수 있다. 기존 초고장력강 대비 홀확장성을 개선하기 위해서 최종 미세조직에서 균열 저항성을 확보하고자 하였으며, 마르텐사이트와 베이나이트와 같은 경질상의 경우 초기 변형 진행 시 연질상과의 상간 재질차로 인한 국부 변형으로 인해 그 경계가 균열 형성 지점이 될 수 있기에 최종 미세조직에서 배재하였다. 공정 제어를 통해 고각 결정립계 분율 및 미세 결정립을 확보하여 최종 미세조직의 균열 저항성을 확보하였다.
상기 효과들에서 주목해야 할 점은 기존 발명들과는 달리 본 발명은 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이상 조직만을 활용하여 기존 발명들이 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상 조직을 활용하여 강도 및 성형성을 확보하는 것과는 완전히 다른 발명이라는 것이다. 또한 소둔 공정 열처리 조건 제어 시 단순히 이론상 가능한 광대한 공정 범위를 제안하는 기존 발명들과는 달리 최종 목표 재질을 확보하기 위한 명확한 해법 및 이를 구현하기 위한 상세한 소둔 열처리 조건을 이론 및 실험을 통하여 제안하였기에 그 차이점이 있다고 할 수 있다.
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 (9)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 이하, 인(P): 0.02% 이하, 황(S): 0.005% 이하, 질소(N): 0.006% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    부피분율로 페라이트 70~90% 및 잔류 오스테나이트 10~30%로 이루어지는 미세조직을 가지는 강판이며,
    상기 강판의 미세조직은, 인접한 결정의 입계방위차가 15° 이상인 고각결정립계의 분율이 70% 이상 100% 이하이고,
    상기 강판은 항복 강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  2. 제 1 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. 제 1 항에 있어서,
    보론(B): 0 초과 0.001% 이하를 더 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 강판의 결정립은 3㎛ 이하의 크기인,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판.
  5. (a) 중량%로, 탄소(C): 0.05 ~ 0.25%, 실리콘(Si): 0.1 ~ 1.5%, 망간(Mn): 3.0 ~ 10.0%, 알루미늄(Al): 0 초과 0.5% 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 1차 열처리하는 단계; 및
    (d) 상기 1차 열처리한 냉연판재를 2차 열처리하는 단계를 포함하되,
    상기 (c) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 730~745℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하고,
    상기 (d) 단계는 상기 냉연판재를 1 ~ 3℃/s의 승온속도로 승온하는 단계; 630 ~ 650℃의 온도에서 40 ~ 120s 동안 어닐링하는 단계; 4 ~ 10 ℃/s의 냉각속도로 350 ~ 450℃까지 냉각하는 단계;를 포함하며,
    상기 (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 부피분율로 페라이트 70~90% 및 잔류 오스테나이트 10~30%로 이루어지는 미세조직을 가지며,
    상기 (d) 단계 후에, 상기 냉연판재는 항복 강도(YS): 800MPa 이상, 인장강도(TS): 1180MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 홀 확장성(HER): 20% 이상인 강판의 제조방법이며,
    상기 강판의 미세조직은, 인접한 결정의 입계방위차가 15° 이상인 고각결정립계의 분율이 70% 이상 100% 이하인 것을 특징으로 하는,
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법.
  6. 삭제
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 (a) 단계와 상기 (b) 단계 사이에,
    상기 열연판재를 550 ~ 650℃에서 연화 열처리하는 단계를 더 포함하는
    고강도 및 고성형성을 가지는 강판의 제조방법.


  8. 삭제
  9. 삭제
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101613806B1 (ko) * 2011-10-24 2016-04-29 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
EP2746409A1 (de) * 2012-12-21 2014-06-25 Voestalpine Stahl GmbH Verfahren zum Wärmebehandeln eines Mangan-Stahlprodukts und Mangan-Stahlprodukt mit einer speziellen Legierung
KR102089170B1 (ko) * 2018-08-28 2020-03-13 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법

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