KR102372546B1 - 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족하는, 연신율이 우수한 초고강도 강판을 제공한다.

Description

연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법{ULTRA HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT ELONGATION AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 사용자의 안전 확보 및 차체 경량화를 위한 강도 증가 및 가공을 용이하도록 연신율 확보에 초점을 맞춰 개발되어 왔다. 현재 사용되고 있는 일반적인 초고강도 강은 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)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.
관련 선행 기술로는 일본공개특허 제2005-105367호가 있다.
본 발명이 이루고자 하는 기술적 과제는 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판은 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며, 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족한다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직에서 상기 페라이트의 상분율은 10 내지 30%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 상분율은 10 내지 30%이며, 잔부는 상기 마르텐사이트일 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판은 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%일 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판에서, 상기 인장강도와 연신율의 곱은 25,000MPa% 이상일 수 있다.
상기 과제를 해결하기 위한 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제공하는 단계; (b) 상기 강재를 열간 압연하는 단계; (c) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 냉간 압연하는 단계; (d) 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 어닐링, 서냉, 급랭 공정을 순차적으로 수행하는 단계; 및 (e) 상기 강재에 대하여 재가열 공정을 수행하는 단계;를 포함한다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 (d) 단계는 상기 강재에 대하여 오스테나이트 및 페라이트의 이상역 구간에서 어닐링 공정을 수행하는 단계; 상기 강재에 대하여 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 650℃ 초과 750℃ 이하의 냉각종료온도까지 서냉하는 단계; 및 상기 강재에 대하여 70℃/s 이상의 냉각속도로 200℃ 이상 260℃ 미만의 냉각종료온도까지 급랭하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 어닐링 공정을 수행하는 단계는 1 ~ 10℃/s의 승온속도로 승온하여 820℃ 초과 840℃ 미만의 온도에서 60초 이내의 시간 동안 유지하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에서, 상기 재가열 공정은 상기 강재에 대하여 1 ~ 10℃/s의 재가열속도로 400℃ 초과 460℃ 미만의 온도까지 재가열하되 60초 이하 동안 유지하는 것을 특징으로 할 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 상기 열간 압연하는 단계 후 상기 냉간 압연하는 단계 전 상기 강재에 대하여 500 ~ 650℃에서 연화 열처리를 수행하는 단계;를 포함할 수 있다.
상기 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법은, 상기 (e) 단계 후에 상기 강재에 대하여 도금 공정을 수행하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 실시예에 따르면, 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 구현할 수 있다. 물론 이러한 효과에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 최종 미세조직을 촬영한 사진이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 상세하게 설명한다. 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 적절하게 선택된 용어들로서, 이러한 용어들에 대한 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다.
기존의 차체 부품 성형 시, 초고강도 재료에서 발생하는 성형 시 부품의 파단은 일반적인 성형한계도(Forming limit diagram)에서 확인할 수 있는 컵성형성(Drawability)및 2축인장성(Bi-axial stretchability), 성형한계도에서 확인할 수 없는 홀확장성(Hole expansion ratio) 등의 평가 기준 등으로 설명할 수 있으며, 통상적으로 차체용 부품을 가공하기 위한 판재는 상기 성형성 평가가 결과가 좋을수록 복잡한 성형 구조에도 적용될 수 있다. 이러한 성형성 지수들은 주로 프레스 작업으로 진행되는 차체 부품 성형시에 중요한 요소로 작용하며 보편적으로 초고강도 재료는 강도가 증가함에 따라 연신율이 떨어지는 경향을 보이며 이러한 초고강도재의 성형을 위해서는 특별한 성형 공정을 적용하거나 성형성을 더 확보할 수 있는 변형 기구를 적용하여 재료를 개발하고 있다.
본 발명에서는 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트의 미세조직을 활용하여 기존 초고장력강 대비 향상된 성형성을 확보하고자 하였으며, 추가적으로 성분계 및 열처리 제어를 통해 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트를 미세조직을 유지하면서 재질을 동시에 만족하는 냉연강판을 개발하고자 하였으며, 모사 시험 결과를 통해 해당 성분계 및 열처리 공정 범위를 제안한다.
본 발명에서는 기존의 TRIP강의 기계적 성질의 한계점을 극복하기 위하여 TRIP강의 주요 기지를 베이나이트가 아닌 마르텐사이트로 치환하여 고강도 및 적절한 연신율을 확보하는 차세대 초고강도 자동차용 강판을 개시한다.
일본특허공개번호 제2010-275627호는 본 발명에서 목표로 하는 재질에 미달되는 문제점이 있으며, 한국특허공개번호 제2019-0120562호 및 제2017-0113858호는 본 발명에서 목표로 하는 재질을 만족하지만 소둔열처리를 2회 진행하여 생산성이 낮아지는 문제점이 있다.
본 발명에서는 기존의 발명에서 제안하는 수준보다 더 높은 연신율 및 성형성을 확보하는 동시에 다양한 차체 부품에 활용될 수 있는 초고강도 고성형성 강판을 제공하고자 한다.
기존 페라이트 및 마르텐사이트 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 증가하여 강도를 확보함에 따라 연신율의 저감을 피할 수 없기에 연신율을 보상하기 위해서 조직 내 연질상인 페라이트를 형성해 주게 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 마르텐사이트 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 작기에 성형성의 획기적인 개선이 어렵다는 단점이 있다.
따라서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 확보하여 초고장력강의 성형성을 개선하고자 하였으며, 제작한 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된다(도 1). 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%를 하는 것이 바람직하고, 페라이트는 10 ~ 30%, 잔부는 마르텐사이트/템퍼드 마르텐사이트로 구성한다.
따라서, 해당 미세조직들을 구현하여 본 발명에서 제안하는 항복 및 인장 강도, 연신율 및 홀확장성을 확보하기 위한 방안을 요약하자면 아래와 같다.
① 소둔 및 도금 열처리 후 최종 미세조직 내에 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간을 최적으로 제어한 성분계를 활용하여 제강, 연주, 열연, 냉연을 진행한다.
② 확보한 냉연 코일을 활용하여 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리 제어를 통해 본 발명에서 제안하는 미세조직을 확보한다.
이하에서 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판에 대하여 상세하게 설명한다.
강판
본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판은 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강판을 포함한다. 이하에서는, 상기 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소(C)는 제강에 있어 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 탄소의 함량이 전체 중량의 0.1중량% 미만일 경우에는 상술한 효과를 구현할 수 없으며 충분한 강도를 확보하지 못하는 문제점이 나타난다. 반대로, 탄소의 함량이 전체 중량의 0.3중량%를 초과할 경우에는 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 가공성의 저하가 나타나는 문제점이 있다.
규소(Si)
규소(Si)는 탄화물 형성을 억제하는 원소이며 특히 Fe3C 형성에 따른 재질 저하 방지에 그 역할이 있다. 또한, 규소는 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시킬 수 있다. 또한, 오스테나이트 탄소 농화로 마르텐사이트 형성을 촉진하여 강도를 확보할 수 있는 원소로 알려져 있다. 한편, 규소는 알루미늄과 함께 제강 공정에서 강 중의 산소를 제거하기 위한 탈산제로 첨가되며, 고용강화 효과도 가질 수 있다.
상기 규소는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 1.0 ~ 2.0중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 규소의 함량이 전체 중량의 1.0중량% 미만일 경우에는 연성을 확보할 수 없으며 상술한 규소 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 반대로, 규소의 함량이 전체 중량의 2.0중량%를 초과하여 다량 첨가 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있으며, 재가열 및 열간압연 시에 붉은 스케일(red scale)을 생성시킴으로써 표면품질에 문제를 줄 수 있으며, 인성 및 소성 가공성이 저하되는 문제가 있으며 강의 용접성을 저하시킬 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화를 하는 주요 원소이다. 망간이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 연속 어닐링 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 또한 망간은 저온 변태상의 형성을 용이하게 하며 고용강화로 강도를 상승시키는 효과를 제공하는 원소이다. 강의 내산성과 내산화성을 저해하지만 펄라이트가 미세해지고 페라이트를 고용강화 시킴으로써 항복강도를 향상시킨다.
망간은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 1.5 ~ 3.0중량%의 함량비로 첨가될 수 있다. 망간의 함량이 1.5중량% 보다 작을 경우, 상술한 강도 확보의 효과를 충분히 발휘할 수 없다. 또한, 망간의 함량이 3.0중량%를 초과하는 경우, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 유발할 수 있으며, 연속주조 슬라브 및 강판의 내외부 편석대를 형성하고 크랙의 발생과 전파를 유발하여 굽힘성을 저하시키는 문제점이 나타난다.
인(P)
인(P)은 규소(Si)와 유사한 역할을 하며, 고용강화에 의해 강도의 강도를 높이며, 탄화물의 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 상기 인은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.02중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 인의 함량이 0.02중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 취성이 유발되며 프레스 성형성이 저하되고 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서는 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.
황(S)
황(S)은 망간, 티타늄 등과 결합하여 강의 피삭성을 개선시키며 미세 MnS의 석출물을 형성하여 가공성을 향상시킬 수 있으나, 일반적으로 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 황은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.005중량% 이하의 함량비로 첨가될 수 있다. 황의 함량이 0.005중량%를 초과할 경우, MnS 개재물 수가 증가하여 가공성이 열위되며, 연속주조 응고 중에 편석되어 고온 크랙이 발생하는 문제점이 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮은 함량으로 제어할 필요성이 있다.
알루미늄(Al)
알루미늄(Al)은 규소(Si)와 비슷한 작용을 하며, 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 또한, 알루미늄은 탈산제로 주로 사용하는 원소로서, 페라이트 형성을 촉진하며 연신율을 향상시키며, 오스테나이트 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트를 안정화시킨다. 또한, 알루미늄은 철과 아연도금층 사이에 레이어(layer)로 작용하여 도금성을 개선하는 원소이며, 열연 코일내 망간 밴드의 형성을 억제하는데 효과적인 원소이다.
상기 알루미늄(Al)은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.05중량% 이하의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.05중량%를 초과하여 과다 첨가될 경우에는 알루미늄 개재물이 증가하여 연주성을 저하시키며 강판의 표면에 농화되어 도금성이 저하되고 슬라브내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발하는 문제점이 있다.
니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상
니오븀(Nb), 바나듐(V) 및/또는 티타늄(Ti)은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이며, 본 발명에서는 석출물 형성에 따른 초기 오스테나이트 결정립 미세화를 통한 잔류 오스테나이트 안정도 확보 및 강도 향상, 페라이트 결정립 미세화 및 페라이트 내 석출물의 존재에 의한 석출 경화에 그 목적이 있다.
상기 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 강판에서 전체 중량의 0 초과 0.05중량% 이하의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 상기 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상의 함량이 0.05중량%를 초과할 경우, 재질 저하 및 제조 원가 상승의 문제점이 나타나며, 조대한 탄출물의 형성에 따른 결정립 조대화의 문제점이 나타나며, 재결정 온도가 지나치게 올라가 불균일 조직을 유발하는 문제점이 나타난다.
질소(N)
질소(N)는 강판의 강도를 상승시킬 수 있는 고용강화 원소이며, 일반적으로 대기로부터 혼입되는 원소이다. 그 함량은 제강 공정의 탈가스 공정으로 제어되어야 한다. 질소의 함량이 0.006중량%를 초과하는 경우에는 용접부가 취화되며 저온취성이 유발되며 프레스 성형성이 저하되고 충격저항을 저하시키는 문제가 발생할 수 있으므로, 본 발명에서 가능한 낮음 함량으로 제어할 필요성이 있다.
상술한 바와 같은, 합금 원소 조성을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판에서 강판은 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El)은 24 ~ 30%일 수 있다. 나아가, 인장강도와 연신율의 곱은 17000 (MPa·%)이상일 수 있다.
탄소(C)와 망간(Mn)의 조성비
본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정도를 공정 이후 최적으로 확보하기 위해, 탄소와 망간의 함량비를 제어하는 방식으로 조정하며, 이를 통해 목표하는 재질을 구현하고자 하였다. 본 발명은 주요 재질 확보 조직인 잔류 오스테나이트의 안정도 제어를 통해 소성 변형 거동에 따른 상변태를 제어하여 목표 재질을 확보한다. 일련의 소둔 공정, 특히 소둔 및 재가열 공정 중 오스테나이트 조직 내에 오스테나이트 안정화 원소를 적정량 포함시켜 주는 것이 중요하지만 너무 많은 합금 원소의 투입은 양산성 및 경제성에 좋지 않은 영향을 주기에 고용 강화 원소의 선택 및 투입 비율이 중요하다.
일련의 소둔 공정 진행 시, 탄소 및 망간은 오스테나이트로의 확산이 활발하지만 실리콘, 알루미늄, 기타 합금원소등은 대부분 확산이 미미하기에 탄소, 망간의 최적 조성비를 구성하는 것이 중요하며 본 발명에서 확인한 결과, 해당 탄소 및 망간의 조성비 조건은 오스테나이트 안정화 원소 별 가중치를 산출하여 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족하는 것이 필요함을 확인하였다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판 중 강판의 최종 미세조직을 촬영한 사진이다. 참고로, 도 1의 최종 미세조직은 후술할 실험예41에서 구현한 시편에서 촬영한 것이다.
도 1을 참조하면, 상기 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함한다. 상기 마르텐사이트의 적어도 일부는 템퍼드 마르텐사이트일 수 있다. 상기 최종 미세조직에서 상기 페라이트의 상분율은 10 내지 30%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 상분율은 10 내지 30%이며, 잔부는 상기 마르텐사이트일 수 있다.
본 발명에서는, 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성하여 향상된 성형성을 확보하여 다양한 차체 부품에 활용될 수 있는 연신율이 우수한 초고강도 강판을 개시한다. 강판의 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%일 수 있으며, 상기 인장강도와 연신율의 곱은 25,000MPa% 이상일 수 있다.
이하에서는 상술한 조성과 미세조직을 가지는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 설명한다.
강판의 제조방법
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따르는 연신율이 우수한 초고강도 강판의 제조방법을 개략적으로 나타내는 순서도이다.
도 2를 참조하면, 본 발명의 일 실시예에 따르는 강판의 제조방법은 (a) 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어진 강재를 제공하는 단계(S100); (b) 상기 재가열된 강재를 열간 압연하는 단계(S200); (c) 상기 열간 압연된 강재에 대하여 냉간 압연하는 단계(S300); (d) 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 어닐링, 서냉, 급랭 공정을 순차적으로 수행하는 단계(S400); 및 (e) 상기 강재에 대하여 재가열 공정을 수행하는 단계(S500);를 포함한다.
상기 (a) 단계(S100)에서 상기 강재는 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족할 수 있다.
상기 (b) 단계(S200)는 상기 강재를 1150 ~ 1250℃에서 재가열하는 단계를 포함할 수 있다. 본 발명의 조성을 갖는 강재의 슬라브를 Ac3 이상의 온도로 재가열하여 주조 당시 성분을 재고용한다. 재가열 온도가 낮을 경우 열간 압연 부하가 커질 수 있고, 높을 경우 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있다. 상기 강재는 상술한 온도에서 재가열될 때, 연속주조 공정 시에 편석된 성분이 재고용될 수 있다. 석출 및 고용강화를 통해 강도 향상을 도모하고자 하는 경우, 열간 압연 전 강화원소를 오스테나이트 내 충분히 고용 시켜야 하고 그 때문에 강재를 1150℃ 이상으로 가열할 필요가 있다. 재가열 온도가 1150℃보다 낮을 경우, 열간 압연 부하가 커질 수 있고, 각종 탄화물의 고용이 충분하지 않을 수 있으며, 연속주조 공정 시 편석된 성분들이 충분히 고르게 분포되지 않는 문제가 있을 수 있다.
하지만 재가열 온도가 1250℃를 넘는 온도로는 오스테나이트 조대화나 탈탄 등 악영향이 있고 목적하는 강도를 얻을 수 없다. 즉, 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우, 매우 조대한 오스테나이트 결정립이 형성되어 강도 확보가 어려울 수 있다. 또한, 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있으며, 가열 비용이 증가하고 공정 시간이 추가되어, 제조비용 상승 및 생산성 저하를 가져올 수 있다.
상기 (b) 단계(S200)는 마무리 압연 온도(FDT)가 850 ~ 1000℃, 냉각속도는 10 ~ 30℃/s, 권취온도(CT)가 500 ~ 700℃인 조건으로 열간 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 고합금강이기 때문에 양산성 확보를 위해 에지터짐 및 압연부하를 최대한 저감할 필요가 있기에 압연마무리온도 및 권취온도를 고온 범위로 설정할 수 있다. 마무리 압연 온도(FDT)는 최종 재질에 미치는 매우 중요한 인자로 850 ~ 1000℃에서의 압연은 오스테나이트를 미세화할 수 있는 온도이다.
그러나, 열간 압연 온도가 850℃ 보다 낮으면 압연 시 압연 부하가 증가되고 에지(EDGE)부 혼립 조직이 발생할 수 있다. 또한 1000℃를 넘는 고온영역의 압연은 결정립 조대화로 목표 기계적 성질을 얻을 수 없다. 열간 압연 이후 냉각은 10 ~ 30℃/s 의 냉각속도로 진행하며, 냉각속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다.
한편, 권취온도가 500℃ 보다 낮은 경우, 열연 코일의 형상을 불균일하게 하고 냉간 압연 부하가 증가하는 문제점이 있다. 권취온도가 700℃ 보다 높은 경우, 강판의 중심부와 엣지부의 냉각속도 차이에 의한 불균일 미세조직을 야기하며, 입계 내부가 산화되는 문제점이 발생할 수 있다.
본 발명에서 활용한 성분계들은 망간 등의 함금원소가 많이 함유된 고합급강이기 때문에 재료의 경화능이 지연되었기에 열간압연 완료 및 상온까지 냉각진행 중 연질상인 페라이트, 펄라이트의 형성 없이 경질상인 마르텐사이트가 형성되어 열연재의 강도가 매우 높기 때문에 열연 이후 연화 열처리 작업을 수행한다.
열연판재의 강도가 높을 경우 냉간 압연 중 두께헌팅, 형상불량 등의 문제점이 야기될 수 있기에 냉간 압연 작업 효율성을 위하여 연화 열처리를 통해 열연재를 연하게 만들어주어 냉간 압연성을 확보하기 위함이다.
예를 들어, 상기 (b) 단계(S200)를 수행한 후 상기 (c) 단계(S300)를 수행하기 전에 500 ~ 650℃에서 연화 열처리를 수행하고 산세 공정을 진행할 수 있다. 연화 열처리 온도가 상기 범위보다 낮을 경우 열연 후 형성된 마르텐사이트가 재결정되지 않고 템퍼링(Tempering)만 진행되어 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트(θ)의 형태로 조직 내 형성 및 구상화가 진행된다.
이 경우, 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있기 때문에 냉간압연 도중 판파단등의 안전 사고가 발생할 수 있다. 상기 연화 열처리 온도가 상기 범위보다 높을 경우 연화 열처리가 진행될 때 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성되어 강도 저하가 효과적으로 발현되지 않기에 그 온도 범위를 500 ~ 650℃로 지정하여 열연재의 강도를 저감한다.
상기 (c) 단계(S300)는 40 ~ 60%의 압하율로 냉간 압연하는 단계를 포함할 수 있다. 냉간 압연의 경우, 열간 압연재를 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행하며, 압연 전 연화 열처리, 산세를 진행하는 것은 앞에서 설명하였다. 한편, 냉간 압하율이 높을수록 조직 미세화 효과로 인한 성형성 상승 효과가 있다. 냉간 압연에서 40% 미만으로 압하할 경우 균일한 미세조직을 얻기 어려우며 60%를 초과하여 설계할 경우 롤포스가 높아져 공정 부하가 높아진다.
상기 (d) 단계(S400)는 상기 냉간 압연된 강재에 대하여 오스테나이트 및 페라이트의 이상역 구간에서 어닐링 공정을 수행하는 단계; 상기 강재에 대하여 1 ~ 10℃/s의 냉각속도로 600℃ 이상 800℃ 미만, 바람직하게는, 650℃ 초과 750℃ 이하의 냉각종료온도까지 서냉하는 단계; 및 상기 강재에 대하여 70℃/s 이상의 냉각속도로 200℃ 이상 260℃ 미만의 냉각종료온도까지 급랭하는 단계;를 포함한다.
상기 어닐링 공정은 오스테나이트 및 페라이트 이상역 조건에서 수행하며, 이는 적절한 분율의 페라이트 확보하여 최종 미세조직 내 이상적인 페라이트, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 확보를 통해 해당 강판의 목표 최종 재질을 얻기 위함이다. 상기 어닐링 공정에서 승온 속도는 1 ~ 10℃/s일 수 있으며, 유지 시간은 60초 이내일 수 있다.
상기 서냉 공정은 상기 어닐링 공정 후 수행하며, 열처리 공정 진행 중 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트 확보를 시도함으로써 최종 미세조직의 소성을 확보할 수 있다.
이후 급랭종료온도 200℃ 이상 260℃ 미만까지 70℃/s 이상의 냉각속도로 빠르게 냉각을 시켜 급랭 공정을 수행한다. 이는 급랭종료온도 제어를 통해 서냉 후 미세조직 내 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 최종 재질 확보를 용이하게 하기 위함이며 해당 급랭 공정 중 발생할 수 있는 상변태를 억제하기 위해 70℃/s 이상의 냉각속도를 필요로 한다.
상기 (e) 단계(S500)는 상기 강재에 대하여 1 ~ 10℃/s의 재가열속도로 400℃ 초과 460℃ 미만, 바람직하게는 410℃ 이상 450℃ 이하의 온도까지 재가열하는 단계;를 포함한다.
상기 재가열 공정은 해당 공정 중 잔류 오스테나이트 내 탄소 농축 및 마르텐사이트 템퍼링을 통한 강도 및 연신율의 확보, 마지막으로 최종 미세조직 구성을 유지하는데 그 목적이 있으며, 상기 재가열 총 유지시간은 60초 이내일 수 있다.
상기 (e) 단계(S500)를 수행한 후에, 상기 강재에 대하여, 예를 들어, 400℃ 초과 460℃ 미만의 온도에서 알루미늄(Al), 마그네슘(Mg) 및 아연(Zn)을 함유하는 도금욕에 2 ~ 4초 동안 침지하는 단계; 를 수행할 수 있다. 상기 도금욕에 침지 후 상온으로 냉각하여 최종 강판을 구현한다.
상기 도금욕은, 예를 들어, 마그네슘(Mg): 0 초과 5중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 5중량% 이하 및 잔부가 아연(Zn)으로 구성될 수 있다. 열처리 이후 최종 도금층은, 예를 들어, Zn-primary phase, Lamellar binary 또는 ternary phase로 구성될 수 있다.
최종 생산 강판의 재질은 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%를 갖게 된다. 최종 재질의 경우 인장 강도×총 연신율 값이 약 25,000MPa% 이상 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 인장 강도×총 연신율 값인 17,000MPa%를 대체로 능가하는 것을 확인할 수 있으며 이를 통해 동일 강도 기존 초고장력강보다 우월한 성형성을 가질 수 있음을 확인할 수 있다.
또한, 최종 생산 강판의 최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 (템퍼드)마르텐사이트를 포함하며, 상기 페라이트의 상분율은 10 내지 30%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 상분율은 10 내지 30%이며, 잔부는 상기 (템퍼드)마르텐사이트일 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.
1. 시편의 조성
본 실험예에서는 표 1의 합금 원소 조성(단위: 중량%)을 가지는 시편을 제공한다.
C (wt.%) Si (wt.%) Mn (wt.%) Al (wt.%) Ti+Nb+V (wt.%) P
(ppm)		 S
(ppm)		 N
(ppm)		 Fe
성분계1 0.22 1.5 2.1 0.03 0.02 ＜200 ＜50 ＜60 Bal.
성분계2 0.24 1.7 2.0 0.03 0.02 ＜200 ＜50 ＜60 Bal.
성분계3 0.26 1.8 1.8 0.03 0.02 ＜200 ＜50 ＜60 Bal.
표 1의 성분계는 본 발명의 일 실시예에 따른 연신율이 우수한 초고강도 강판을 구성하는 조성으로서 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)의 조성을 만족한다.
한편, 성분계3은 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족한다. 구체적으로, 성분계 3에서 0.389 - 0.072 × [Mn]의 계산값인 0.2594는 탄소 중량% 값인 0.26 보다 작으므로 상기 관계식을 만족한다.
이와 달리, 성분계1 및 성분계2는 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족하지 못한다. 구체적으로, 성분계1에서 0.389 - 0.072 × [Mn]의 계산값인 0.2378은 탄소 중량% 값인 0.22 보다 크므로 상기 관계식을 만족하지 못하며, 성분계2에서 0.389 - 0.072 × [Mn]의 계산값인 0.245는 탄소 중량% 값인 0.24 보다 크므로 상기 관계식을 만족하지 못한다.
2. 공정조건 및 물성평가
표 2 내지 표 4는 표 1에 개시된 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 후의 조직과 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이다.
구체적으로, 표 2는 표 1에 개시된 성분계1의 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 후의 조직과 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이며, 표 3은 표 1에 개시된 성분계2의 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 후의 조직과 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이며, 표 4는 표 1에 개시된 성분계3의 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 후의 조직과 물성을 평가한 결과를 나타낸 것이다.
한편, 표 2 내지 표 4에서 항목 A1 내지 A10은 도 2의 단계(S400) 내지 단계(S500)에 개시된 소둔 열처리 공정의 조건으로서, 구체적으로 A1 항목은 어닐링 승온 속도(℃/s)이며, A2 항목은 어닐링 온도(℃)이며, A3 항목은 어닐링 유지 시간(s)이며, A4 항목은 서냉 속도(℃/s)이며, A5 항목은 서냉 종료 온도(℃)이며, A6 항목은 급랭 속도(℃/s)이며, A7 항목은 급랭 종료 온도(℃)이며, A8 항목은 재가열 및 도금 공정에서 재가열 속도(℃/s)이며, A9 항목은 재가열 및 도금 공정에서 재가열 온도(℃)이며, A10 항목은 재가열 및 도금 공정에서 재가열 유지 시간(s)이다.
그리고, 표 2 내지 표 4에서 항목 B1 내지 B5는 다양한 공정 조건을 적용한 후의 물성을 평가한 결과로서, 항목 B1은 항복강도(MPa)이며, 항목 B2는 인장강도(MPa)이며, 항목 B3은 연신율(%)이며, 항목 B4는 인장강도와 연신율의 곱(MPa·%)이며, 항목 B5는 재질 달성 여부를 나타낸 것이다. 항목 B5에서 재질 달성 여부의 기준으로서 본 발명에서 목표로 하는 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%, 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 모두 만족하면, 'O'로 표시하고, 그렇지 못하면 'X'로 표시하였다.
먼저, 표 2를 참조하면, 표 1에 개시된 성분계1의 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 결과 본 발명의 목표 재질을 모두 달성하지 못하였음을 확인할 수 있다. 또한, 표 3을 참조하면, 표 1에 개시된 성분계2의 조성을 가지는 시편들에 대하여 다양한 공정 조건을 적용한 결과 본 발명의 목표 재질을 모두 달성하지 못하였음을 확인할 수 있다.
예를 들어, 실험예1 내지 6, 실험예8 내지 16, 실험예18 내지 21은 연신율(El): 24 ~ 30%, 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 모두 만족하지 못하며, 실험예7 및 실험예17은 연신율(El)이 24%를 약간 상회하였으나, 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
요컨대, 본 발명에서 제시하는 조성비 조건( [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] )을 만족하지 못하는 성분계1 및 성분계2는 성분계3 대비 낮은 재질 특성을 가지는 것을 확인할 수 있으며, 특히, 연신율 특성이 현저하게 열위함을 확인할 수 있다.
실험예 A1 A2 A3 A4 A5 A6 A7 A8 A9 A10 B1 B2 B3 B4 B5
#1 3.7 820 60 2.3 650 70 240 3.3 430 60 635 1047 20.6 21568 X
#2 3.7 810 60 2.3 650 70 240 3.3 430 60 560 1042 21.5 22403 X
#3 3.7 790 60 2.3 650 70 240 3.3 430 60 495 1023 22.3 22813 X
#4 3.7 830 60 2.3 650 70 200 3.3 430 60 769 1083 20.6 22310 X
#5 3.7 830 60 2.3 650 70 220 3.3 430 60 760 1078 20.0 21560 X
#6 3.7 830 60 2.3 650 70 240 3.3 430 60 684 1057 23.4 24734 X
실험예 A1 A2 A3 A4 A5 A6 A7 A8 A9 A10 B1 B2 B3 B4 B5
#7 3.7 800 60 2.3 700 70 250 3.3 430 60 533 1086 24.8 26933 X
#8 3.7 820 60 2.3 700 70 250 3.3 430 60 611 1080 23.7 25596 X
#9 3.7 840 60 2.3 700 70 250 3.3 430 60 829 1126 21.0 23646 X
#10 3.7 820 60 2.3 650 70 250 3.3 430 60 512 1074 23.0 24702 X
#11 3.7 820 60 2.3 700 70 250 3.3 430 60 611 1080 23.7 25596 X
#12 3.7 820 60 2.3 750 70 250 3.3 430 60 710 1106 21.3 23558 X
#13 3.7 820 60 2.3 700 70 190 3.3 430 60 738 1116 22.8 25445 X
#14 3.7 820 60 2.3 700 70 210 3.3 430 60 707 1108 21.9 24265 X
#15 3.7 820 60 2.3 700 70 230 3.3 430 60 678 1103 23.2 25590 X
#16 3.7 820 60 2.3 700 70 250 3.3 430 60 611 1080 23.7 25596 X
#17 3.7 820 60 2.3 700 70 270 3.3 430 60 573 1081 24.4 26376 X
#18 3.7 820 60 2.3 700 70 230 3.3 400 60 646 1122 22.4 25133 X
#19 3.7 820 60 2.3 700 70 230 3.3 430 60 678 1103 23.2 25590 X
#20 3.7 820 60 2.3 700 70 230 3.3 460 60 673 1103 21.7 23935 X
#21 3.7 820 60 2.3 700 70 230 3.3 490 60 611 1124 19.4 21806 X
한편, 표 4를 참조하면, 본 발명에서 제시하는 조성비 조건( [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] )을 만족하는 성분계3에서, 본 발명에서 요구하는 공정조건인 A1 항목인 어닐링 승온 속도(℃/s): 1 ~ 10℃/S, A2 항목인 어닐링 온도(℃): 820℃ 초과 840℃ 미만, A3 항목인 어닐링 유지 시간(s): 60초 이내, A4 항목인 서냉 속도(℃/s)이며, A5 항목인 서냉 종료 온도(℃): 650℃ 초과 750℃ 이하, A6 항목인 급랭 속도(℃/s): 70℃/s 이상, A7 항목인 급랭 종료 온도(℃): 200℃ 이상 260℃ 미만, A8 항목인 재가열 속도(℃/s): 1 ~ 10℃/s, A9 항목인 재가열 온도(℃): 400℃ 초과 460℃ 미만, A10 항목인 재가열 유지 시간(s): 60초 이내를 모두 만족하는 경우, 본 발명에서 목표로 하는 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%, 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 모두 만족함을 확인할 수 있다.
실험예 A1 A2 A3 A4 A5 A6 A7 A8 A9 A10 B1 B2 B3 B4 B5
#22 3.7 810 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 510 1072 22.6 24227 X
#23 3.7 820 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 528 1079 20.7 22335 X
#24 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 621 1044 25.4 26518 O
#25 3.7 840 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 671 1097 22.1 24244 X
#26 3.7 850 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 737 1117 22.1 24686 X
#27 3.7 830 60 2.3 650 70 240 3.3 430 60 515 1077 21.3 22940 X
#28 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 621 1044 25.4 26518 O
#29 3.7 830 60 2.3 750 70 240 3.3 430 60 619 1095 25.5 27923 O
#30 3.7 830 60 2.3 700 70 180 3.3 430 60 751 1134 20.8 23587 X
#31 3.7 830 60 2.3 700 70 200 3.3 430 60 659 1097 24.3 26657 O
#32 3.7 830 60 2.3 700 70 220 3.3 430 60 605 1053 24.4 25693 O
#33 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 621 1044 25.4 26518 O
#34 3.7 830 60 2.3 700 70 260 3.3 430 60 533 1091 22.4 24438 X
#35 3.7 830 60 2.3 700 70 280 3.3 430 60 539 1089 22.1 24067 X
#36 3.7 830 60 2.3 700 70 300 3.3 430 60 534 1093 19.9 21751 X
#37 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 400 60 584 1100 21.7 23870 X
#38 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 621 1044 25.4 26518 O
#39 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 460 60 546 1077 21.6 23263 X
#40 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 490 60 528 1120 19.0 21280 X
#41 3.7 830 60 2.3 700 70 240 3.3 430 60 621 1044 25.4 26518 O
#42 5.8 830 45 3.3 700 70 240 4.9 430 45 613 1035 25.1 25979 O
#43 7.6 830 30 4.5 700 70 240 6.6 430 30 644 1038 24.9 25846 O
이에 반하여, 실험예22, 23에서 어닐링 온도(℃): 820℃ 초과 840℃ 미만인 범위를 하회하는 경우, 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예25, 26에서 어닐링 온도(℃): 820℃ 초과 840℃ 미만인 범위를 상회하는 경우, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예27에서 서냉 종료 온도(℃): 650℃ 초과 750℃ 이하를 하회하는 경우, 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예30에서 급랭 종료 온도(℃): 200℃ 이상 260℃ 미만을 하회하는 경우, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예34, 35, 36에서 급랭 종료 온도(℃): 200℃ 이상 260℃ 미만을 상회하는 경우, 항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예37에서 재가열 온도(℃): 400℃ 초과 460℃ 미만을 하회하는 경우, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
실험예39, 40에서 재가열 온도(℃): 400℃ 초과 460℃ 미만을 상회하는 경우, 연신율(El): 24 ~ 30% 및 인장강도와 연신율의 곱: 25,000MPa% 이상을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
상술한 본 발명의 실험예에서는 높은 성형성을 확보하기 위해 다음과 같은 원리로 최종 미세조직을 설정하고 이를 구현하기 위한 공정 최적화를 시험을 통해 진행하였다.
제 1 원리: 연신율, 홀확장성을 확보함에 있어 혹여 미달될 수 있는 강도는 템퍼드 마르텐사이트및 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 활용하여 확보한다.
제 2 원리:　연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상(페라이트)을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 방안 및 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하는 두 가지 방식을 동시에 적용함으로써 향상된 연신율을 확보한다.
제 3 원리: 상기 제 1 원리 및 제 2 원리에서 설계한 최종 미세조직 구성을 깨뜨리지 않는 전제 하에서 잔류 오스테나이트의 안정도를 공정 이후 최적으로 확보하기 위해, 탄소와 망간의 함량비를 제어하는 방식으로 조정하며, 이를 통해 목표하는 재질을 만족하게 한다.
상기와 같은 미세조직을 구성하기 위해 본 발명에서는 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리 및 연속된 도금 공정을 적용하여 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 최종 미세조직을 갖는 냉연강판의 열처리 공정 조건을 수립할 수 있었다.
설계방향인 상기 제 1 원리 및 제 2 원리와 관련하여 최종 미세조직을 구성하기 위해서는 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리의 적용이 필요하다.
먼저, 이상역 소둔을 통한 최종 미세조직 내 충분한 양의 페라이트를 확보하는 것이 중요하다. 최종 미세조직 내 페라이트는 열처리 공정 중 어닐링, 서냉 총 두 개의 단계에서 발생이 가능하다. 어닐링 구역을 단상역으로 설정하게 될 경우, 서냉시 이상역 구간으로 돌입하며 오스테나이트 → 페라이트의 상변태가 가능하지만 시간이 매우 짧기에 상변태 양이 미미하며 이 경우 발명에서 목표하는 충분한 양의 페라이트를 형성할 수 없게 된다. 반대로, 어닐링 구간을 이상역으로 설정하게 되는 경우, 이상역에서 확보된 페라이트에 추가적으로 서냉 시 페라이트를 확보할 수 있기 때문에 목표하는 페라이트 분율을 확보하여 최종 미세조직 상에 구성하기 용이하다. 이러한 소둔온도, 서냉온도를 제어하였을 시 재질 변화 거동은 실험예#1~3, #7~12, #22~29를 통해 확인할 수 있으며 본 발명에서는 통상적인 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 어닐링 온도를 이상역 구간으로, 서냉 종료 온도를 600 ~ 800℃로 지정하며 바람직하게는 어닐링 온도를 820℃초과 ~ 840℃미만, 서냉 종료 온도를 650℃초과 ~ 750℃이하로 지정한다.
두번째로, 서냉 이후 급랭 공정을 통한 잔류 오스테나이트의 확보가 중요하다. 서냉 이후 강판을 경화능 간섭이 없는 빠른 속도로 냉각해 주게 되었을 시 페라이트 외 존재하고 있던 오스테나이트는 급속 냉각에 따른 마르텐사이트 및 오스테나이트로 변태하게 되며, 이를 통해 최종 미세조직 상에서 강도 확보에 용이한 마르텐사이트 조직 및 성형성 확보에 용이한 잔류 오스테나이트의 분율을 재가열 공정 전에 결정할 수 있다. 이러한 급랭 종료 온도에 따른 재질 변화는 실험예 #4~6, #13~17, #30~36을 통해 확인할 수 있으며 해당 분율을 결정하는데 있어 냉각 속도 및 마르텐사이트 형성 시작 및 종료 온도 사이에서 적정한 온도 범위를 찾는 것이 중요하다. 본 발명에서는 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 급랭 속도 -70℃/s 이상 및 급랭 종료 온도 200℃이상 ~ 260℃미만으로 지정한다. 더 바람직하게는 급랭 종료 온도를 200℃이상 ~ 240℃이하로 지정한다.
세번째로, 재가열 열처리를 통해 형성된 미세조직 내에서의 각 상간 탄소 재분배 현상을 유도하여 형성된 오스테나이트를 안정화시킴과 동시에 마르텐사이트 조직의 연질화를 동시에 유발한다. 해당 재가열 공정 이후 안정화된 오스테나이트는 상온까지 냉각되더라도 추가적인 상변태가 발생하지 않으며, 이를 잔류 오스테나이트로 지칭한다. 해당 잔류 오스테나이트는 이후 소성 변형 시 변태유기소성 현상을 야기하여 강판의 성형성 및 강도를 동시에 확보하는 주요 기저로 작용하게 된다. 주로 재가열 온도 및 시간의 증가에 따라 재분배되는 탄소 함량이 많아지게 되며, 재가열 공정은 최종 목표 재질에 근거하여 발명자가 유동적으로 변화를 줄 수 있다. 재가열 온도를 제어하였을 시 재질 변화 거동은 실험예 #18~21, #37~40 를 통해 확인할 수 있으며 본 발명에서는 재가열 온도를 400℃초과 ~ 460℃미만으로, 더 바람직하게는 410℃이상~450℃이하로 지정한다.
마지막으로, 소둔 승온 속도, 유지시간, 서냉 속도, 재가열 승온 속도, 유지 시간에 따른 영향을 실험예 #41~43을 통해 확인하였다. 총 소둔시간이 지나치게 길어지거나 짧아지게 될 경우 해당 단위 공정에서 목표하는 조직을 향한 상변태가 지나치게 발생하여 재결정 및 결정립 성장이 진행되거나 혹은 상변태가 충분히 발현하지 못하게 되는 현상이 발생하여 목표 재질을 만족할 수 없다. 본 발명에서는 소둔 승온 속도;유지시간을 1 ~ 10℃/s; 60초 이내, 서냉 속도 1 ~ 10℃/s, 재가열 승온 속도;유지 시간 1 ~ 10℃/s; 60초 이내로 지정하며 바람직하게는 소둔 승온 속도;유지시간을 3 ~ 8℃/s; 30초이상 ~ 60초이하, 서냉 속도 2 ~ 5℃/s, 재가열 승온 속도;유지 시간 3 ~ 8℃/s; 30초이상 ~ 60초이하로 지정한다.
상기 제 3 원리와 관련하여 최적의 잔류 오스테나이트 안정도를 확보하기 위해서는 오스테나이트 안정화 원소인 탄소와 망간의 성분 제어가 필요하다.
본 발명은 상기 제 1 원리 및 제 2 원리의 최종 미세조직 확보 컨셉을 포함하며, 동시에 주요 재질 확보 조직인 잔류 오스테나이트의 안정도 제어를 통해 소성 변형 거동에 따른 상변태를 제어하여 목표 재질을 확보하고자 하였다. 일련의 소둔 공정, 특히 소둔 및 재가열 공정 중 오스테나이트 조직 내에 오스테나이트 안정화 원소를 적정량 포함시켜 주는 것이 중요하지만 너무 많은 합금 원소의 투입은 양산성 및 경제성에 좋지 않은 영향을 주기에 고용 강화 원소의 선택 및 투입 비율이 중요하다.
본 발명에서는 보편적인 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간을 활용하여 최종 미세조직 내 잔류 오스테나이트 조직의 안정도 확보를 구현하고자 하였다. 일련의 소둔 공정 진행 시, 탄소 및 망간은 오스테나이트로의 확산이 활발하지만 실리콘, 알루미늄, 기타 합금원소 등은 대부분 확산이 미미하기에 탄소, 망간의 최적 조성비를 구성하는 것이 중요하며 본 발명자가 확인한 결과, 해당 탄소 및 망간의 조성비 조건은 오스테나이트 안정화 원소 별 가중치를 산출하여 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)으로 지정됨을 확인하였다.
해당 효과는 성분계1, 2 및 3의 소둔 열처리 이후 재질 평가 결과에서 확인할 수 있으며, 성분계3은 관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] 조성비 조건을 만족함과 동시에 목표 재질(항복강도 600㎫ 이상, 인장 강도 980㎫ 이상, 연신율 24% 이상)을 만족하는 조건이 있음을 확인할 수 있고, 반대로 성분계1, 2는 본 발명에서 제시하는 조성비 조건([C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn])을 만족하지 않는 것과 동시에 성분계3 대비 낮은 재질을 갖고 있음을 확인할 수 있다(항복강도, 인장강도 만족하나 연신율 24% 미만). 따라서, 잔류 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간을 활용하며 해당 조성비는 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] 기준을 만족하여야 한다.
최종 생산 강판의 재질은 항복강도(Yield strength) 600 MPa 이상, 인장강도(Tensile strength) ≥980 MPa, 총 연신율(Total elongation) ≥24% 을 갖게 된다. 최종 재질의 경우 인장 강도×총 연신율 값이 약 26,500 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 값을 대체로 능가하는 것을 확인할 수 있으며 이를 통해 동일 강도 기존 초고장력강보다 우월한 성형성을 가질 수 있음을 추정할 수 있다.
본 발명을 통해 변태유기소성강 기반의 강화 기구를 사용한 강도, 연신율 확보를 구현할 수 있다. 목표 강도 및 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 확보하였다. 또한 잔류 오스테나이트의 안정도를 최적으로 제어하여 목표 재질을 만족하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소, 망간의 조성비 조건을 확립하였다.
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 (11)

  1. 탄소(C): 0.1 ~ 0.3중량%, 규소(Si): 1.0 ~ 2.0중량%, 망간(Mn): 1.5 ~ 3.0중량%, 인(P): 0 초과 0.02중량% 이하, 황(S): 0 초과 0.005중량% 이하, 알루미늄(Al): 0 초과 0.05중량% 이하, 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 티타늄(Ti) 중에서 선택된 적어도 어느 하나 이상: 0 초과 0.05중량% 이하, 질소(N): 0 초과 0.006중량% 이하 및 나머지 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물로 이루어지며,
    관계식 [C] ≥ 0.389 - 0.072 × [Mn] (단, 상기 [C]는 탄소 중량% 값이며, 상기 [Mn]은 망간 중량% 값임)을 만족하며,
    최종 미세조직은 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트를 포함하되,
    상기 최종 미세조직에서 상기 페라이트의 상분율은 10 내지 30%이고, 상기 잔류 오스테나이트의 상분율은 10 내지 30%이며, 잔부는 상기 마르텐사이트이며,
    항복강도(YP): 600 ~ 900MPa, 인장강도(TS): 980 ~ 1100MPa이며, 연신율(El): 24 ~ 30%, 상기 인장강도와 연신율의 곱은 25,000MPa% 이상인 것을 특징으로 하는,
    연신율이 우수한 초고강도 강판.

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