KR102390816B1 - 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용 등으로 적합한 소재로서, 낮은 항복비, 높은 강도를 가지면서, 연성의 향상을 통해 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이것을 제조하는 방법을 제공한다.

Description

구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT HOLE EXPANDABILITY AND MATHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차용 소재로 적합한 강에 관한 것이며, 구체적으로 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근, 자동차 산업분야에서는 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 향상 또는 내구성 향상을 위하여 고강도 강의 사용이 요구되고 있다.
특히, 자동차의 충격 안정성의 규제가 확대되면서, 차체의 내충격성 향상을 위한 멤버(member), 시트레일(seat rail), 필러(pillar) 등과 같은 구조 부재의 소재로서 강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.
이러한 자동차 부품은 안정성, 디자인에 따라 복잡한 형상을 가지며, 주로 프레스 금형으로 성형하여 제조하므로, 고강도와 더불어 높은 수준의 성형성이 요구된다.
강의 강도가 높을수록 충격 에너지 흡수에 유리한 특징을 가지는 반면, 일반적으로 강도가 높아지면 연신율이 감소하게 되어 성형 가공성이 저하되는 문제점이 있다. 뿐만 아니라, 항복강도가 과도하게 높은 경우에는 성형시 금형에서 소재의 유입이 감소함에 따라 성형성이 열위하게 되는 문제가 있다.
또한, 자동차 부품은 구멍을 가공한 후 확장하는 성형 부위가 다수이므로, 원활한 성형을 위해 구멍확장성(Hole Expandability)이 요구되나, 고강도 강은 구멍확장성이 낮아 성형 중 크랙(crack)과 같은 결함이 발생하는 문제가 있다. 이와 같이, 구멍확장성이 열위하면 자동차 충돌시 구멍 성형부에서 크랙이 발생하여 부품이 쉽게 파괴되면서, 탑승자의 안전이 위협받을 우려가 있다.
한편, 자동차용 소재로 사용되는 고강도 강으로는, 대표적으로 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강), 페라이트-베이나이트강(Ferrite Bainite steel, FB강) 등이 있다.
초고장력 강인 DP강은 대략 0.5~0.6 수준의 낮은 항복비를 가지므로 가공이 쉽고, TRIP강 다음으로 높은 연신율을 가진다는 장점이 있다. 이에, 주로 도어 아우터, 시트레일, 시트벨트, 서스펜션, 암, 휠 디스크 등에 적용되고 있는 실정이다.
TRIP강은 0.57~0.67 범위의 항복비를 가짐에 따라 우수한 성형성(고연성)을 가지는 특징이 있으며, 이에 멤버, 루프, 시트벨트, 범퍼레일 등과 같은 고성형성을 요구하는 부품에 적합하다.
CP강은 저항복비와 더불어 높은 연신율과 굽힘가공성에 의해 사이드 패널, 언더바디 보강재 등에 적용되며, FB강은 구멍확장성이 우수하여 주로 서스펜션 로어암이나 휠 디스크 등에 적용된다.
이 중, DP강은 주로 연성이 우수한 페라이트와 강도가 높은 경질상(마르텐사이트 상, 베이나이트 상)으로 구성되며, 미량의 잔류 오스테나이트가 존재할 수 있다. 이러한 DP강은 항복강도가 낮고, 인장강도가 높아 항복비(Yield Ratio, YR)가 낮으며, 높은 가공경화율, 고연성, 연속항복거동, 상온 내시효성, 소부경화성 등이 우수한 특성을 가진다. 또한, 조직 중 베이나이트 상의 분율과 모양(형상)을 제어하는 경우, 구멍확장성이 높은 고강도 강으로 제조할 수 있다.
그런데, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위해서는 강도 향상에 유리한 마르텐사이트 상과 같은 경한상(hard phase)의 분율을 높여야 하며, 이 경우 항복강도가 상승하여 프레스 성형 중에 크랙(crack) 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
일반적으로 자동차용 DP강은 제강 및 연주 공정을 통해 슬라브를 제작한 다음, 이 슬라브에 대해 [가열-조압연-마무리 열간압연]하여 열연코일을 얻은 후 소둔 공정을 거쳐 최종 제품으로 제조한다.
여기서, 소둔 공정은 주로 냉연강판의 제조시 행해지는 공정으로, 냉연강판은 열연코일을 산 세척하여 표면 스케일(scale)을 제거하고, 상온에서 일정의 압하율로 냉간압연한 후, 소둔 공정과 필요에 따라 추가적인 조질압연 공정을 거쳐 제조된다.
냉간압연하여 얻은 냉연강판(냉연재)은 그 자체가 매우 경화된 상태로서, 가공성을 요구하는 부품을 제작하는 데에는 부적합하므로, 후속 공정으로 연속소둔로 내 열처리를 통해 연질화시켜 가공성을 향상시킬 수 있다.
일 예로, 소둔 공정은 가열로 내에서 강판(냉연재)을 대략 650~850℃로 가열한 뒤 일정시간 유지함으로써 재결정과 상 변태 현상을 통해 경도를 저하시키고 가공성을 개선할 수 있다.
소둔 공정을 거치지 않은 강판은 경도 특히, 표면경도가 높고 가공성이 부족한 반면, 소둔 공정이 행해진 강판은 재결정 조직을 가짐으로써 경도, 항복점, 항장력이 낮아져 가공성의 향상을 도모할 수 있다.
DP강의 항복강도를 낮추는 대표적인 방법으로서, 연속소둔시 가열 공정에서 페라이트를 완전하게 재결정시켜 등축정 형태로 제조함으로써, 후속 공정에서 오스테나이트의 생성 및 성장될 때 등축정 형태가 되도록 하여, 입자 크기가 작고 균일한 오스테나이트 상을 형성하는 것이 유리하다.
연속소둔공정은 도 1에 나타낸 바와 같이, 소둔로 내의 [가열대 - 균열대 - 서냉대 - 급냉대 - 과시효대]를 거쳐 행해지는데, 이때 가열대에서 충분한 재결정을 통해 미세 페라이트 상을 형성하고, 이후 균열대에서 미세 페라이트 상으로부터 작고 균일한 오스테나이트 상을 형성한 다음, 냉각 중에 오스테나이트로부터 미세한 베이나이트, 마르텐사이트 상을 형성시키면서 페라이트 상을 재결정시키는 것이다.
한편, 고강도 강의 가공성을 향상시키기 위한 종래기술로서, 특허문헌 1은 조직 미세화에 따른 방안을 제시하며, 구체적으로 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직강판에 대해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시키는 방법을 개시한다. 그러나, 이 기술은 양호한 미세 석출상 입자를 얻기 위해 2~5%의 Cu 첨가를 요구하는 바, 다량의 Cu에 기인한 적열 취성이 발생할 우려가 있고, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
특허문헌 2는 페라이트를 기지조직으로 하여 펄라이트(pearlite)를 2~10면적%로 포함하는 조직을 가지며, 탄·질화물 형성 원소(ex, Ti 등)의 첨가를 통한 석출 강화 및 결정립 미세화에 기인한 고강도 강판을 개시하고 있다. 이 기술의 경우, 낮은 제조원가 대비 고강도를 쉽게 달성할 수 있는 장점이 있지만, 미세 석출에 의해 재결정 온도가 급격히 상승하게 됨으로써, 충분한 재결정에 의한 고연성의 확보를 위해서는 연속소둔시 상당히 높은 온도로의 가열이 필요함을 알 수 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄·질화물을 석출시켜 강을 강화시킨 기존의 석출강화강은 600MPa 이상의 고강도를 얻는 데에 한계가 있다.
특허문헌 3은 탄소를 0.18% 이상으로 함유하는 강재를 연속소둔하여 상온까지 수냉한 다음, 120~300℃의 온도로 1~15분간 과시효 처리를 행함으로써 마르텐사이트 체적율을 80~97%로 확보하는 기술을 개시한다. 이러한 기술은 항복강도 향상에는 유리한 반면, 수냉각시 강판의 폭 방향, 길이 방향의 온도 편차로 인해 코일의 형상 품질이 열위하게 되어, 롤 포밍 등의 가공시 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하 등의 문제가 있다.
전술한 종래기술들로부터 미루어볼 때, 고강도 강의 구멍확장성 등과 같은 성형성을 향상시키기 위해서는 항복강도는 낮추되 연성을 향상시킬 수 있는 방안의 개발이 요구된다.
일본 공개특허공보 제2005-264176호 한국 공개특허공보 제2015-0073844호 일본 공개특허공보 제1992-289120호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 소재로서, 낮은 항복비, 높은 강도를 가지면서, 연성의 향상을 통해 구멍확장성 등의 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이것을 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
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): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직이 면적분율 35~60%의 페라이트, 40~50%의 베이나이트, 잔부 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되며, 상기 베이나이트 상의 평균 종횡비(장경:단경)가 1.5~2.3:1 인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하로 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 압하율 40~70%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위로 2차 냉각하는 단계를 포함하며,
상기 연속소둔 단계는 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 종료온도가 상기 균열대 종료온도 대비 10℃ 이상 높은 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가짐에도 구멍확장성이 우수하여 성형성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 성형성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조용 등의 부품에 적합하게 적용하는 효과가 있다. 나아가, 그러한 부품이 적용된 자동차가 불가피하게 충돌하는 경우, 크랙 등의 결함이 잘 형성되지 않도록 내충돌성이 향상된 소재를 제조하는 데에도 효과적이다.
도 1은 통상적인 연속소둔공정(CAL)의 열처리 다이아그램을 모식화한 것이다.
도 2는 본 발명의 일 측면에 따른 연속소둔공정(CAL)의 열처리 다이아그램을 모식화한 것이며, 도 1의 다이아그램(회색선)과 함께 나타내었다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 4는 본 발명의 일 실시예에 따른 비교예의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
도 5는 본 발명의 일 실시예에 있어서 베이나이트 결정립의 종횡비 모식도를 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 성형성을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
특히, 본 발명자들은 강의 연성에 영향을 미치는 연질상의 충분한 재결정을 유도하고, 강도 확보에 유리한 경한상의 미세화 및 결정립 형상 제어를 통해 목표하는 바를 달성할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.05~0.15%
탄소(C)는 고용강화를 위해 첨가되는 중요한 원소이며, 이러한 C는 석출원소와 결합하여 미세 석출물을 형성함으로써 강의 강도 향상에 기여한다.
C의 함량이 0.15%를 초과하게 되면 경화능이 증가하여 강 제조시 냉각 중 마르텐사이트가 형성됨에 따라 강도가 과도하게 상승하는 한편, 연신율의 감소를 초래하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하게 되어 부품으로 가공시 용접결함이 발생할 우려가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.05% 미만이면 목표 수준의 강도 확보가 어려워진다.
따라서, 상기 C는 0.05~0.15%로 포함할 수 있다. 보다 유리하게는 0.06% 이상으로 포함할 수 있으며, 0.13% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.5% 이하
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진시켜 목표 수준의 페라이트 분율을 확보하는 데에 유리하다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높이는데 효과적이고, 강의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는 데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 고용강화 효과가 과도해져 오히려 연성이 저하되며, 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질에 악영향을 미치게 된다. 또한, 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Si은 0.5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 2.0~3.0%
망간(Mn)은 강 중의 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하며, 강을 고용강화시키는 데에 유리한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도 확보에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 동시에 경화능의 증가로 마르텐사이트가 보다 용이하게 형성됨에 따라 연성이 저하될 우려가 있다. 또한, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 과도하게 형성되어 가공 크랙과 같은 결함 발생의 위험이 높아지는 문제가 있다. 그리고, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Mn은 2.0~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2~2.8%로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외)
티타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하는 원소로서 항복강도 및 인장강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 강 중 N를 TiN으로 석출시켜 강 중에 불가피하게 존재하는 Al에 의한 AlN의 형성을 억제하는 효과가 있어, 연속주조시 크랙의 발생 가능성을 저감시키는 효과가 있다.
이러한 Ti의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소 우려가 있다. 또한, 연속주조시 노즐 막힘을 유발할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하게 되면 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 열위할 수 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다. 따라서, 상기 Nb은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
크롬(Cr): 1.5% 이하(0% 제외)
크롬(Cr)은 베이나이트 상의 형성을 용이하게 하는 원소이며, 소둔 열처리시 마르텐사이트 상의 형성을 억제하는 한편, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Cr의 함량이 1.5%를 초과하게 되면 베이나이트 상이 과도하게 형성되어 연신율이 감소하며, 입계에 탄화물이 형성되는 경우 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있다. 또한, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 1.5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외할 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성이 증가하며, 도금 표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.1% 이하로 제어할 수 있으며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 페라이트와 경한상(hard phase)인 베이나이트 상과 마르텐사이트 상으로 구성될 수 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 페라이트 상을 면적분율 35~60%로 포함하며, 베이나이트 상을 40~50%로 포함할 수 있다. 그 외 잔부로는 마르텐사이트 상과 미량의 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
상기 베이나이트 상의 분율이 과도하게 높으면 상대적으로 연질상의 분율이 낮아져 목표 수준의 성형성을 확보할 수 없게 되며, 반면 그 분율이 40% 미만이면 구멍확장성이 열위할 우려가 있다.
한편, 상기 잔류 오스테나이트 상은 그 분율이 3%를 넘지 않는 것이 유리하며, 0% 이더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
본 발명의 강판은 상술한 분율 범위로서 베이나이트 상을 포함함에 있어서, 상기 베이나이트 상의 형상을 제어함으로써 목표로 하는 성형성을 보다 유리하게 확보할 수 있다.
구체적으로, 상기 베이나이트 상은 평균 종횡비(장경:단경)가 1.5~2.3:1인 것이 바람직하다.
상기 베이나이트의 평균 종횡비가 2.3을 초과하게 되면, 압연 방향으로 분포하는 베이나이트에 국부적으로 변형 및 응력이 집중되어 연성이 열위하게 되는 문제가 있다. 베이나이트 상의 평균 종횡비의 하한은 특별히 제한할 필요가 없으나, 가공에 의한 베이나이트 상의 형상을 고려할 때 상기 평균 종횡비의 하한을 1.5 이상으로 정할 수 있다.
본 발명에서 종횡비는 압연 방향에 대한 결정입도의 세로(장경)와 가로(단경)의 비(장경:단경)를 의미하며, 예컨대 도 5에 나타낸 바와 같다. 도 5에서 (a)는 종횡비가 대략 1:1 정도인 베이나이트의 결정입도를 나타내는 모식도이며, (b)는 본 발명에서 제한하는 수준의 종횡비를 가지는 베이나이트의 결정입도를 나타내는 모식도이다. 또한, 본 발명에서 종횡비 값은 베이나이트 결정립들의 평균 종횡비 값을 의미한다.
한편, 상기 경한상을 구성하는 상 중 마르텐사이트 상은 그 분율에 대해 구체적으로 한정하지 아니하나, 인장강도 980MPa 이상의 초고강도를 확보하기 위해서는 전체 조직 분율 중 최대 15면적%, 바람직하게는 15면적% 이하(0% 제외)로 마르텐사이트 상을 포함할 수 있다.
상술한 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 680MPa 이하, 연신율(총 연신율)이 13% 이상이며, 항복비가 0.7 이하로 고강도와 더불어 고연성, 저항복비의 특성을 가질 수 있다.
더불어, 상기 강판은 30% 이상의 구멍확장율(HER)을 가짐으로써 구멍확장성이 우수한 효과도 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면에 따른 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이하 각 공정에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위하여 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하로 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 열간 변형 저항이 급격히 증가하고, 열연코일의 상(top)부, 하(tail)부 및 에지(edge)부가 단상 영역으로 되어 면내 이방성이 증가되어 성형성이 열화될 우려가 있다. 한편, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 상대적으로 압연 하중이 감소하여 생산성에는 유리한 반면, 두꺼운 산화 스케일이 발생할 우려가 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 열간압연은 760~940℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 코일 형상으로 권취할 수 있다.
상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 만일, 권취온도가 400℃ 미만이면 마르텐사이트 또는 베이나이트의 과다한 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래하여, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하게 되면 표면 스케일이 증가하여 산세성이 열화되는 문제가 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이때, 상기 권취된 열연강판은 이송, 적치 등의 과정을 거친 후 냉각이 행해질 수 있으며, 냉각 이전의 공정이 이에 한정되는 것은 아니다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.
이때, 상기 냉간압연은 40~70%의 냉간압하율로 행할 수 있다. 상기 냉간압하율이 40% 미만이면 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는 데에 어려움이 있으며, 반면 상기 냉간압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연 하중이 급격히 증가할 우려가 있다.
본 발명은 상기 냉간압연 전에 열연강판을 산세 처리할 수 있으며, 상기 산세 처리 공정은 통상의 방법으로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
[연속소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속소둔 처리는 일 예로 연속소둔로(CAL)에서 행해질 수 있다.
통상, 연속소둔로(CAL)는 [가열대 - 균열대 - 냉각대 (서냉대 및 급냉대) - 과시효대]로 구성될 수 있는데, 이와 같은 연속소둔로에 냉연강판을 장입한 후 가열대에서 특정 온도로 가열하며, 목표 온도에 도달한 후 균열대에서 일정시간 유지하는 공정을 거친다.
본 발명에서는 최종 미세조직으로 재결정된 페라이트와 더불어 미세한 베이나이트, 마르텐사이트 상을 얻기 위하여, 연속소둔시 [가열대 - 균열대]로 이루어진 가열 구간에서 강판에 충분한 입열이 가해질 수 있는 방안을 구축하고자 하였다.
구체적으로 설명하면, 일반적인 연속소둔 공정은 가열대의 최종 온도와 균열대의 온도를 동일하게 제어하는 반면, 본 발명은 가열대와 균열대의 온도를 독립적으로 제어하는 특징이 있다.
다시 말해서, 일반적인 연속소둔 공정에서는 균열대의 시작온도와 종료온도를 동일하게 제어하는데, 이는 가열대의 종료온도와 균열대의 시작온도가 동일함을 의미한다.
이와 달리, 본 발명은 가열대의 온도를 균열대 온도 보다 높게 제어함으로써 가열 구간에서 페라이트의 재결정을 더욱 촉진시킬 수 있으며, 이에 의해 미세한 페라이트의 형성이 유도되어, 페라이트 입계에 형성되는 오스테나이트 역시 작고 균일하게 형성할 수 있다.
바람직하게, 본 발명은 상기 가열대 종료온도를 상기 균열대 종료온도 대비 10℃ 이상 높게 제어하며, 보다 바람직하게는 하기 관계식을 만족할 수 있다.
[관계식]
10 ≤ 가열대 종료온도 - 균열대 종료온도 (℃) ≤ 40
즉, 본 발명은 가열대 종료온도를 균열대 종료온도 대비 높게 제어하되, 그 온도 차이가 10℃ 미만이면 페라이트 재결정이 지연되어 미세하고 균일한 오스테나이트 상을 얻기 어렵고, 반면 그 온도 차이가 40℃를 초과하게 되면 과도한 온도 차이에 의해 후속 냉각 공정이 충분히 행해지지 못하여 최종 조직에서 조대한 베이나이트 또는 조대한 마르텐사이트 상이 형성될 우려가 있다.
본 발명에서 상기 가열대의 종료온도는 790~830℃일 수 있는데, 그 온도가 790℃ 미만이면 재결정을 위한 충분한 입열을 가할 수 없게 되며, 반면 그 온도가 830℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고 오스테나이트 상이 과도하게 형성되어 후속 냉각 후 경한상의 분율이 크게 증가하여 강의 연성이 열위할 우려가 있다.
또한, 상기 균열대 종료온도는 760~790℃일 수 있으며, 그 온도가 760℃ 미만이면 가열대 종료온도에서 과도한 냉각이 요구되므로 경제적으로 불리하고, 재결정을 위한 열량이 충분하지 않을 수 있다. 반면, 그 온도가 790℃를 초과하게 되면 오스테나이트의 분율이 과도해져 냉각 중에 경질상의 분율이 초과되어 성형성이 감소할 우려가 있다.
한편, 본 발명에서 상기 가열대 종료온도와 균열대 종료온도 사이의 온도차는 가열대 공정이 완료되는 시점부터 균열대 공정이 완료되는 시점까지 가열 수단을 차단하는 것으로부터 구현할 수 있으며, 일 예로서 해당 구간에서 로냉 처리할 수 있다. 다만, 이에 한정하는 것은 아님을 밝혀둔다.
[단계적 냉각]
상기에 따라 연속소둔 처리된 냉연강판을 냉각함으로써 목표로 하는 조직을 형성할 수 있으며, 이때 단계적(stepwise)으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 단계적 냉각은 1차 냉각 - 2차 냉각으로 이루어질 수 있으며, 구체적으로 상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 300~580℃의 온도범위까지 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
이때, 2차 냉각 대비 1차 냉각을 보다 느리게 행함으로써 이후 상대적으로 급냉 구간인 2차 냉각시의 급격한 온도 하락에 의한 판 형상 불량을 억제할 수 있다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 650℃ 미만이면 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아지는 반면, 오스테나이트 내의 탄소 농도가 낮아짐에 따라 경질상의 분율이 과도해져 항복비가 증가하며, 그로 인해 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 또한, 균열대와 서냉대의 냉각속도가 너무 커져 판의 형상이 불균일해지는 문제가 발생하게 된다.
상기 종료온도가 700℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 1차 냉각 공정을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
상술한 바에 따라 1차 냉각을 완료한 후에는 일정 이상의 냉각속도로 급냉(2차 냉각)을 행할 수 있다. 이때, 2차 냉각 종료온도가 300℃ 미만이면 강판의 폭 방향 및 길이 방향으로 냉각 편차가 발생하여 판 형상이 열위해질 우려가 있으며, 반면 그 온도가 580℃를 초과하게 되면 경한상을 충분히 확보할 수 없게 되어 강도가 낮아질 수 있다. 또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 경한상의 분율이 과도해질 우려가 있고, 반면 50℃/s를 초과하게 되면 오히려 경한상이 불충분해질 우려가 있다.
한편, 필요에 따라 상기 단계적 냉각을 완료한 후 과시효 처리를 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료온도 후 일정시간 유지하는 공정으로서, 코일의 폭 방향, 길이 방향으로 균일한 열처리가 행해짐으로 형상 품질을 향상시키는 효과가 있다. 이를 위해, 상기 과시효 처리는 200~800초 동안 행할 수 있다.
상기 과시효 처리는 상기 2차 냉각 종료 직후 행할 수 있으므로, 그 온도가 상기 2차 냉각 종료 온도와 동일하거나, 상기 2차 냉각 종료 온도범위 내에서 행해질 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 고강도 강판은 미세조직으로 경질상과 연질상으로 구성되며, 특히 최적화된 소둔 공정에 의해 페라이트 재결정을 극대화시킴으로써 최종적으로 재결정된 페라이트 기지에 경한상인 베이나이트와 마르텐사이트 상이 균일하게 분포된 조직을 가질 수 있다.
이로부터, 본 발명의 강판은 인장강도 980MPa 이상의 고강도를 가짐에도, 저항복비 및 고연성의 확보로 구멍확장성, 성형성을 우수하게 확보할 수 있다.
이하, 본 발명을 실시예를 통하여 보다 상세하게 설명한다. 그러나, 이러한 실시예의 기재는 본 발명의 실시를 예시하기 위한 것일 뿐 이러한 실시예의 기재에 의하여 본 발명이 제한되는 것은 아니다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.
(실시예)
하기 표 1에 나타낸 합금조성을 가지는 강 슬라브를 제작한 후, 각각의 강 슬라브를 1200℃에서 1시간 가열한 다음, 마무리 압연온도 880~920℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각각의 열연강판을 650℃에서 권취한 후 0.1℃/s의 냉각속도로 상온으로 냉각하였다. 이후, 권취된 열연강판을 50%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 각각의 냉연강판에 대해 하기 표 2에 나타낸 온도 조건으로 연속소둔을 행한 다음, 단계적 냉각(1차-2차) 후 360℃에서 520초간 과시효 처리를 행하여, 최종 강판을 제조하였다.
이때, 단계적 냉각시 1차 냉각은 3℃/s의 평균 냉각속도, 2차 냉각은 20℃/s의 평균 냉각속도로 행하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 및 도금 특성을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 압연 방향의 수직 방향으로 JIS 5호 사이즈의 인장시험편을 채취한 후 strain rate 0.01/s로 인장시험을 행하였다.
한편, 구멍확장성(HER: Hole Expanding Ratio)은 펀칭된 구멍 또는 단면부를 확장 및 연신하는 가공에서 강판의 균일연신율을 초과하는 큰 변형을 받을 경우, 견딜 수 있는 극한변형능을 측정하는 시험이다. 구멍 확장 중 크랙(crack)이 발생한 시점의 지름값을 측정(df)한 후, HER 값을 산출(아래, 식 참조)할 수 있으며, 이는 ISO 16630 표준방법에 따라 행하였다.
HER = (Df-Do)/Do × 100 (%)
(Do: initial punched hole diameter, Df: inner hole diameter after fracture)
그리고, 조직 상(phase) 중 베이나이트는 나이탈(nital) 에칭 후 5000배율로 SEM을 통해 관찰하였다. 이때, 관찰된 베이나이트 상의 결정립 형상으로부터 연신된 방향을 종(縱)으로 보아 베이나이트 입자의 종횡비(장경:단경)를 측정하고, 그 분율을 측정하였다.
그 외 상(phase) 등에 대해서도 나이탈 에칭 후 SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 각각의 분율을 측정하였다.
강번 합금조성(중량%)
C Si Mn P S Cr Ti Nb
1 0.07 0.18 2.4 0.010 0.0052 0.98 0.015 0.08
2 0.09 0.27 2.8 0.011 0.0040 1.02 0.042 0.04
강번 연속소둔 조건 (℃) 구분
가열대
종료온도		 균열대
종료온도		 온도차 1차 냉각
종료온도		 2차 냉각
종료온도
1 750 750 0 650 450 비교예 1
1 770 770 0 650 450 비교예 2
1 790 790 0 650 450 비교예 3
1 800 790 10 650 450 발명예 1
1 810 790 20 650 450 발명예 2
1 820 790 30 650 450 발명예 3
1 830 790 40 650 450 발명예 4
2 750 750 0 650 450 비교예 4
2 770 770 0 650 450 비교예 5
2 790 790 0 650 450 비교예 6
2 800 790 10 650 450 발명예 5
2 810 790 20 650 450 발명예 6
2 820 790 30 650 450 발명예 7
1 790 770 20 650 450 발명예 8
2 790 770 20 650 450 발명예 9
2 790 810 -20 650 450 비교예 7
구분 미세조직 기계적 물성
F1
면적%		 M2
면적%		 B3 YS4
(MPa)		 TS5
면적%		 항복비
(YS/TS)		 El6
(%)		 HER
(%)
면적% 종횡비
비교예 1 56.1 3.8 40.1 2.7:1 597.7 919.5 0.65 7.2 15.8
비교예 2 54.1 4.9 41 2.65:1 622.6 970.6 0.64 12.2 16.7
비교예 3 42 11 47 2.44:1 690.2 1046.5 0.66 14.5 34.5
발명예 1 43 13.2 43.8 2.1:1 649.4 1067.2 0.61 14.6 35.4
발명예 2 42.9 12.9 44.2 1.8:1 647.2 1062.6 0.61 14.9 36.1
발명예 3 43.1 11.7 45.2 1.7:1 627 1033 0.61 15.5 35.8
발명예 4 44.1 13.8 42.1 1.5:1 678.4 1045.2 0.65 11.4 38.9
비교예 4 54.1 5.7 40.2 2.75:1 477.7 934.8 0.51 7.2 14.6
비교예 5 53.8 4.4 41.8 2.7:1 622.6 979.4 0.64 12.2 15.9
비교예 6 41.6 10.1 48.3 2.41:1 689.8 1058.4 0.65 13.2 33.3
발명예 5 39.8 12.7 47.5 2.25:1 650.6 1070 0.61 14.6 35.2
발명예 6 40.3 11.5 48.2 1.94:1 647.3 1052.7 0.61 14.8 35.9
발명예 7 41.5 9.4 49.1 1.85:1 654.7 1085.5 0.60 13.7 35.7
발명예 8 55.1 1.7 43.2 2.1:1 615.4 1006.1 0.61 15.8 36.7
발명예 9 56.3 0.2 43.5 2.3:1 638.7 1016.1 0.63 15.3 35.4
비교예 7 40.8 8.9 50.3 2.4:1 679.1 1059.1 0.64 13.7 22.3
1 페라이트 상, 2 마르텐사이트 상, 3 베이나이트 상을 나타낸다.
4 항복강도, 5 인장강도, 6 총 연신율을 의미한다.
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금조성과 제조조건 특히, 연속소둔 공정이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명예 1 내지 9는 의도하는 미세조직이 형성됨에 따라 고강도를 가지면서도 연신율이 우수하여 구멍확장성이 우수하였으며, 이로 볼 때 목표 수준의 성형성의 확보가 가능함을 확인할 수 있다.
반면, 강판 제조공정 중 연속소둔 공정이 기존과 동일하게, 즉 가열대 종료온도와 균열대 종료온도를 동일하게 적용한 비교예 1 내지 6은 베이나이트 상이 과도하게 연신되어 종횡비(장경:단경)가 2.3 초과:1로 나타났으며, 본 발명에서 목표로 하는 물성을 만족하지 못하였다. 이 중 소둔 온도가 상대적으로 낮은 비교예 1~2, 비교예 4~5는 연신율이 낮고 구멍확장성이 열위하였으며, 그 외 비교예 3 및 비교예 6은 항복강도가 목표 수준을 초과하였다.
한편, 강판 제조공정 중 연속소둔시 가열대 종료온도 대비 균열대 종료온도가 과도하게 높은 비교예 7은 베이나이트 상이 50면적%를 초과하여 형성됨에 따라 강도의 확보는 유리한 반면, 구명확장성이 열위하였다.
도 3은 발명예 4의 미세조직 사진, 도 4는 비교예 6의 미세조직 사진을 나타낸 것이다.
발명예 4는 상대적으로 충분한 분율의 재결정 페라이트 기지에 미세한 베이나이트 상과 일정 분율의 마르텐사이트 상이 형성된 것을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 6은 페라이트가 압연방향으로 연신되어 있어 동일한 형태로 베이나이트가 형성된 것을 확인할 수 있으며, 베이나이트 분율이 증가하여 항복강도와 항복비가 높아 성형성 열위하였다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이 면적분율 35~60%의 페라이트, 40~50%의 베이나이트, 잔부 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트로 구성되며,
    상기 베이나이트 상의 평균 종횡비(장경:단경)가 1.5~2.3:1 인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 상은 면적분율 15% 이하(0% 제외)로 포함하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 980MPa 이상, 항복강도 680MPa 이하, 연신율 13% 이상인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 항복비가 0.7 이하이며, 30% 이상의 HER을 갖는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  5. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.15%, 실리콘(Si): 0.5% 이하, 망간(Mn): 2.0~3.0%, 티타늄(Ti): 0.1% 이하(0% 제외), 니오븀(Nb): 0.1% 이하(0% 제외), 크롬(Cr): 1.5% 이하(0% 제외), 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 출구측 온도 Ar3 이상~1000℃ 이하로 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 압하율 40~70%로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔 후 650~700℃의 온도범위로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 300~580℃의 온도범위로 2차 냉각하는 단계를 포함하며,
    상기 연속소둔 단계는 가열대, 균열대 및 냉각대가 구비된 설비에서 행하며, 상기 가열대 종료온도는 790~830℃, 균열대 종료온도는 760~790℃이고, 상기 가열대 및 균열대 종료온도는 하기 관계식을 만족하는 것을 특징으로 하는 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

    [관계식]
    10 ≤ 가열대 종료온도 - 균열대 종료온도 (℃) ≤ 40
  6. 삭제
  7. 삭제
  8. 제 5항에 있어서,
    상기 권취 후 냉각은 평균 냉각속도 0.1℃/s 이하(0℃/s는 제외)로 행하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 5항에 있어서,
    상기 1차 냉각은 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 행하며,
    상기 2차 냉각은 5~50℃/s의 평균 냉각속도로 행하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 5항에 있어서,
    상기 2차 냉각 후, 과시효 처리하는 단계를 더 포함하며,
    상기 과시효 처리는 200~800초간 행하는 것인 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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