KR102495102B1 - 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 수냉각 설비 없이 연속 소둔로를 활용하여 기존 초고강도강 대비 연성이 우수하고 높은 성형성을 갖는 냉연 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법 {ULTRA-HIGH STRENGTH STEEL SHEET HAVING DUCTILITY AND STRETCH FLANGEABILITY-FATIGUE PROPERTY AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}
본 발명은 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 세계 자동차 산업은 환경문제 이슈가 고도화되고 있고, 연비 규제가 강화되면서 자동차 경량화가 필수적이다. 경량화를 위해서 두께가 박물화와 더불어 충돌법규강화로 인한 승객안정성을 확보 하기 위해서는 차체 강도 역시 중요한 과제이다. 하지만, 철강 소재는 강도가 증가함에 따른 연신율 감소 및 낮은 성형성을 일반적인 특징으로 냉간 스탬핑용 소재 채용에 제한적이다.
이를 극복하기 위해 상대적으로 성형이 용이한 고온에서 소재를 성형한 후다이와 소재 간의 수냉각을 통해 요구 강도를 확보하는 열간프레스 성형(Hot Press Forming, HPF)공법이 개발되고 있다. 동일한 두께 대비 높은 강도를 확보할 수 있기 때문에 해외에서는 유럽 완성차 업체들이 핫스템핑 공법을 도입하고 있으며 부품 적용이 증가하고 있으나, 과도한 설비 투자비와 공정비용의 증가로 인해 적용에 문제점을 안고 있다.
상기와 같은 문제를 해결하기 위하여, 연성 특성을 갖는 상과 저온변태상을 도입하여 강도와 연신율을 동시에 확보하는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강(Transformation Induced Plaasticiry Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강)과 같은 고장력강(Advanced High Strength Steel)이 자동차용 강판으로 개발되고 있다. 이와 같은 고장력강은 탄소량 및 경화능 원소를 첨가하여 추가 강도 확보는 가능하지만, 점용접성 및 LME와 같은 이용 물성 확보 측면을 고려할 때 인장강도는 약 1300MPa 수준이며, 1000MPa 이하의 낮은 항복강도로 충돌저항성에 요구되는 부품 채용에 한계가 있다.
초고강도를 요하는 자동차 부품은 낮은 성형성을 요하는 롤포밍(Roll Forming) 및 굽힘(Bending)공법을 이용하여 비교적 단순한 형상을 갖는 특징을 갖고 있다. 이를 위해 사용된 자동차 소재는 주로 수냉각 설비가 구축된 연속 소둔로에서 제조되며, 제조된 강의 최종 조직은 약 95%이상의 템퍼드 마르텐사이트로 구성되어 있다. 그러나, 수냉각 시 폭방향 및 길이방향으로의 온도편차로 인해 열위한 형상을 가지고, 완성차사에서 부품 가공 시 형상 불량이 발생하는 문제점을 안고 있다.
또한, 환경 규제를 극복하기 위해 내연기관에서 친환경차 수요 확대로 시장의 변화가 급격하게 추진됨에 따라 경량화 가속 및 상기에서 언급한 핫스템핑 공법의 원가 및 설비투자 문제로 냉간 스탬핑(Cold Stamping)으로 전환과 그 필요성이 대두되고 있다.
따라서, 열간 스탬핑 공법을 대체하고 주변 충돌 성능 확보를 위해 초고강도성질을 가지며 고연성 및 신장플랜지성이 우수한 강재 및 이의 제조방법에 대한 개발의 필요성이 증가하고 있다.
미국 등록공보 제6296805호
본 발명의 일 측면에 따르면, 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
혹은, 보다 상세하게는 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도를 가지면서도, 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 한다.
본 발명의 과제는 전술한 내용에 한정하지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 누구라도 본 발명 명세서 전반에 걸친 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는 데 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은,
중량％로, C: 0.1~0.3％, Si: 1.0％ 이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.0％, Al: 0.01~0.5％, Cr: 0.1~3.0%, P: 0.03％ 이하(0%는 제외), S: 0.03％ 이하(0%는 제외)과, N: 0.01% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.2% 이하 중에서 선택된 1종 이상과, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직은, 체적율로, 잔류 오스테나이트: 1~5%, 프레쉬 마르텐사이트: 1~10%, 페라이트: 5% 이하(0% 포함), 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트이고,
템퍼드 마르텐사이트 체적율이 베이나이트의 체적율보다 크고,
상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량은 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 1~1.5배인, 초고강도 강판을 제공한다.
본 발명의 또 다른 일 측면은,
중량％로, C: 0.1~0.3％, Si: 1.0％ 이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.0％, Al: 0.01~0.5％, Cr: 0.1~3.0%, P: 0.03％ 이하(0%는 제외), S: 0.03％ 이하 (0%는 제외)과, N: 0.01% 이하 (0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.2% 이하 중에서 선택된 1종 이상과, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가진 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
열연강판을 400~700℃에서 권취하는 단계;
권취된 열연강판을 20~75%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 열처리 후, 500~700℃의 온도까지 3~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
Ms-50~Ms-150℃의 온도까지 30~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
350~480℃까지 가열하여 3~10분 유지하는 재가열 단계;를 포함하고,
상기 재가열 단계는 하기 관계식 1을 충족하는, 초고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 1]
0.5×[Cr_fm]×([Tp]/[Vr]) ≤ [Cr_tm] ≤ [Cr_fm]×([Tp]/[Vr])
(관계식 1 중, 상기 [Cr_fm]은 목표하는 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내고, 상기 [Cr_tm]는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내며, 상기 Tp는 상기 재가열 단계에서의 유지 시간(분)이고, 상기 [Vr]은 목표하는 잔류 오스테나이트의 체적율(%)이다.)
본 발명의 일 측면에 따르면, 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다. 구체적으로, 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도를 가지면서도, 연신율 및 신장 플랜지성이 우수한 냉연강판 및 이의 제조방법을 제공할 수 있다.
또한, 본 발명에 따르면, 수냉각(Water Quenching) 설비 없이도 연속 소둔로를 활용하여 기존 초고강도강 대비 연성이 우수하고 높은 성형성을 갖는 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다.
본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않고, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.
본 명세서에서 사용되는 용어는 특정 실시예를 설명하기 위한 것이고, 본 발명을 한정하는 것을 의도하지 않는다. 또한, 본 명세서에서 사용되는 단수 형태들은 관련 정의가 이와 명백히 반대되는 의미를 나타내지 않는 한 복수 형태들도 포함한다.
명세서에서 사용되는 "포함하는"의 의미는 구성을 구체화하고, 다른 구성의 존재나 부가를 제외하는 것은 아니다.
달리 정의하지 않는 한, 본 명세서에서 사용되는 기술 용어 및 과학 용어를 포함하는 모든 용어들은 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자가 일반적으로 이해하는 의미와 동일한 의미를 가진다. 사전에 정의된 용어들은 관련 기술문헌과 현재 개시된 내용에 부합하는 의미를 가지도록 해석된다.
본 발명자는 기존 냉각 설비에서 제조된 초고강도 마르텐사이트강의 경우, 강판의 전폭 및 길이에 대하여 2차 냉각 시 냉각속도 불균일로 인한 재질 편차와 수냉각 설비에서 제조된 초고강도 마르텐사이트강의 단점인 형상 열위성의 문제를 해결하고, 초고강도 특성을 가짐과 동시에, 연성 및 신장성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 예의 검토하였다.
그 결과, 수냉각 설비 없이도 상대적으로 낮은 냉각 속도로 냉각이 가능한 연속 소둔 설비를 이용하여, 강 성분 조성 및 제조조건을 최적화함으로써, 고성형의 초고강도 냉간 압연 강판을 제공할 수 있음을 발견하고 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 강판에 대하여 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 강판은 중량％로, C: 0.1~0.3％, Si: 1.0％ 이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.0％, Al: 0.01~0.5％, Cr: 0.1~3.0%, P: 0.03％ 이하(0%는 제외), S: 0.03％ 이하(0%는 제외)과, N: 0.01% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외) 및 Mo: 0.2% 이하 중에서 선택된 1종 이상과, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하에서는 본 발명에 따른 초고강도 강판에 대한 성분의 첨가 이유와 함량 한정 이유에 대하여 구체적으로 설명한다. 이 때, 본 명세서에 있어서, 각 원소의 함량을 나타낼 때에는 특별히 달리 정하지 않는 한, 중량%를 의미한다.
C: 0.1~0.3%
탄소(C)는 마르텐사이트 강의 강도 확보를 위해 필수적인 원소로, 인장강도 1300MPa 이상을 얻으려면 0.1% 이상이 첨가되는 것이 바람직하다. 탄소 함량이 0.3%를 초과할 경우 마르텐사이트 강도가 높아질 수 있으나, 연속 소둔 과정에서 탄화물 생성으로 인해 연성 저하와 더불어 신장성이 열위하다. 또한, 탄소함량의 증가는 용접성을 저해하는 문제를 갖고 있기 때문에, 그 상한을 0.3%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 본 발명의 목적하는 효과를 보다 개선하기 위한 측면에서, 상기 C 함량의 하한은 0.15%일 수 있고, 상기 C 함량의 상한은 0.23%일 수 있다.
Si: 1.0% 이하 (0%는 제외)
실리콘(Si)은 탄화물 생성을 억제하고, 잔류 오스테나이트의 안정성을 확보하는 원소로 첨가하는 것이 바람직하다. 전술한 효과를 확보하기 위해, Si 함량으로서 0%는 제외(즉, 0% 초과)하고, 보다 바람직하게 상기 Si 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, Si함량이 1.0% 초과하는 경우에는 페라이트 안정화 원소로 수냉각 대비 낮은 냉각속도로 소둔 열처리하는 연속 소둔 시, 페라이트 생성이 도입되어 강도를 약화시킬 수 있다. 더불어, 가열로 중에 Si계 산화물이 형성되어 표면 산화의 문제가 있을 수 있으므로, 함량을 1% 이하로 제한한다. 다만, 본 발명의 목적하는 효과를 보다 개선하기 위한 측면에서보다 바람직하게는 상기 Si 함량의 상한은 0.5%일 수 있다.
Mn: 2.0~3.0%
망간(Mn)은 복합 조직강에서 페라이트 생성을 억제하고 오스테나이트 생성을 촉진함으로써 최종 마르텐사이트 확보에 용이한 원소이다. 그러나, Mn 함량이 3%를 초과하는 경우 두께방향으로 Mn이 편석되어 슬라브 내 망간띠(Mn bend)가 형성이 쉽게 되어 연주 크랙과 더불어 압연공정 시 결함 발생이 높아진다는 문제가 있다. 또한, Mn 함량이 2% 미만일 경우 고강도강에서의 강도 확보가 어렵기 때문에 본 발명에서는 Mn 함량을 2.0~3.0%범위로 제한한다.
Al: 0.01~0.5%
알루미늄(Al)은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가되고, Si와 동일하게 페라이트 안정화 원소로서, 오스테나이트 내의 탄소 함량을 증가시켜 최종 마르텐사이트 강의 경화능을 향상시킬 수 있는 성분이다. 또한, 특정 냉각 후 재가열하는 베이나이트 생성 단계에서 베이나이트의 탄소를 오스테나이트로 분배를 촉진하고 탄화물 생성을 억제 해주기 때문에 고연성을 갖는 강판 제조가 가능하다. 본 발명에서와 같이 수냉각 공정이 아닌 연속 소둔로에서는 Al함량이 증가함에 따라 원치 않는 페라이트 도입에 우려가 있다. 뿐만 아니라, AlN 형성 으로 인해 주편크랙을 유발할 수 있고,열간압연성을 저해하는 문제가 있으므로, 본 발명에서는 그 함량을 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 0.1~3.0%
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제하고 저온변태상의 경화능을 향상에 용이한 성분이다. 또한, Cr첨가로 베이나이트 생성을 억제할 뿐만 낮은 온도에서 베이나이트 생성이 가능하기 때문에 순수 마르텐사이트 상을 갖는 초고강도 강판 제조에 유용하다. 따라서, 전술한 효과를 확보하기 위해, 본 발명에서는 Cr 함량을 0.1% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Cr함량이 증가하게 되면 합금철 원가가 상승하는 문제가 있기 때문에, 본 발명에서는 Cr 함량을 0.1~0.3%로 제한한다.
P: 0.03% 이하 (0%는 제외)
인(P)은 강 중에 포함되는 불순물 원소로서, 제조 과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 P 함량으로서 0%는 제외한다. 다만, 상기 P 함량이 0.1%를 초과하면 용접성이 악화되고, 강의 취성이 발생할 위험이 잠재되어 있기 때문에 그 상한을 0.1%로 한정하고, 보다 바람직하게는 상기 P 함량의 상한은 0.02%일 수 있다.
S: 0.03% 이하 (0% 제외)
S는 P와 마찬가지로 강 중에 부득이하게 첨가되는 불순물 원소로서, 강판의 연성과 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S 함량이 과다하여 0.03%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지기 때문에 그 상한을 0.03%로 한정하는 것이 바람직하다. 다만, S 함량의 하한은 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 S 함량으로서 0%는 제외한다.
추가적으로, 본 발명은 N, B 및 Mo 중 1종 이상을 선택적 첨가 원소로서 더 포함할 수 있다. 이하에서는 각 원소의 첨가 이유 및 함량 한정 이유에 대하여 구체적으로 설명한다.
Mo: 0.2% 이하
몰리브덴(Mo)은 Cr과 동일하게 마르텐사이트 경화능을 높이는 유효 원소로서, 연속 소둔 시 페라이트 생성을 억제하는 성분이다. Mo함량이 과다하게 첨가되면, 합금 투입량 과다에 따라 함금철 원가 상승의 문제를 안고 있기 때문에, 그 상한을 0.2%로 제한하는 것이 바람직하고, 보다 바람직하게는 상기 Mo 함량의 상한은 0.15%일 수 있다.
N: 0.01% 이하 (0% 제외)
질소(N)은 강 중 불가피하게 포함되는 불순물 원소로서, 상기 N 함량이 0.01%를 초과하면,AlN 형성에 의해 연주 시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하게 되므로, 본 발명에서는 N 함량의 상한을 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다. 다만, 제조 과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 N 함량으로서 0%는 제외한다.
B: 0.005% 이하 (0% 제외)
보론(B)은 연속 소둔 과정에서 오스테나이트가 페라이트로의 변태를 억제하는 원소로, 마르텐사이트상을 생성하는데 효과가 있는 원소이다. 그러나, B의 함량이 0.005%를 초과하게 되면 Fe23(B,C)6 석출상이 오스테나이트 결정립계로 석출됨에 따라 페라이트 생성 촉진작용으로 인해 그 상한을 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료나 주위 환경 변수로 인해 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
한편, 본 발명자들은 초고강도 특성을 가짐과 동시에, 고성형성 및 신장성을 확보할 수 있는 방안에 대하여 예의 검토한 결과, 본 발명의 합금조성과 더불어, 강판의 미세조직을 제어함으로써 달성 가능함을 발견하였다.
구체적으로, 본 발명에 따른 초고강도 강판은 체적율로, 잔류 오스테나이트: 3~5%, 프레쉬 마르텐사이트: 1~10%, 페라이트: 5% 이하, 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트이고, 템퍼드 마르텐사이트 체적율이 베이나이트의 체적율보다 큰 미세조직을 갖는다.
본 발명에 따른 초고강도강의 미세조직은 잔류 오스테나이트의 체적율이 3~5%로 낮음에도 불구하고 잔류 오스테나이트 내 탄소함량의 안정성 확보 및 프레시 마르텐사이트 체적율을 1-10%범위로 최소화 함으로써 초고강도 강판 성형 시 구성상 간의 경도차를 최소화 함으로써 초고강도를 가지면서도 고연성을 갖는 강판을 제조할 수 있다. 만약 잔류 오스테나이트가 3% 미만인 경우, 다소 경도차가 낮은 베이나이트와 템퍼드 마르텐르텐사이트로 미세조직이 구성된 초고강도 강판 제조에는 용이하나 연신율이 10%를 충족하기 어려운 한계점을 갖는다.
뿐만 아니라, 강판 내 프레쉬 마르텐사이트가 체적율로 1% 미만이면 연신율은 확보되더라도, 본 발명의 우수한 초고강도 특성을 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 강판 내 프레쉬 마르텐사이트가 체적율로 10%를 초과하면 상온에서 생성되는 프레쉬 마르텐사이트는 다른 미세조직보다 더 높은 강도 특성을 갖기 때문에 성형 시 가공 크랙 또는 목표하는 신장플랜지성을 확보하기 어려울 수 있다.
한편, 본 발명에 따른 초고강도 강판에 있어서, 상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량은 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 1~1.5배 범위로 제어하고, 보다 바람직하게는 1.03~1.5배 범위로 제어할 수 있다.
Cr의 경우 베이나이트로의 확산을 이루어지지 않으며, 재가열 시 Cr-C계 탄화물의 생성 우려가 있다. 이러한 탄화물 생성을 억제하기 위해 LME가 발생하지 않는 범위 내의 Si 첨가로부터 재가열 및 유지온도 구간에서 생성되는 베이나이트에서 오스테나이트로의 C확산을 극대화하여 잔류오스테나이트를 상온에서 확보할 수 있다. 이와 동시에, 높은 C, Cr을 함유한 불안정 오스테나이트는 상온에서 소량의 프레쉬 마르텐사이트로 변태됨에 따라 상 간 경도차를 줄이고 다소 경한 프레쉬 마르텐사이트를 연한 조직 내에 분포시킴으로써, 균열 지연 효과를 일으킬 수 있고, 이를 통해 높은 구멍 확장률(Hole Expansion Ratio; HER)의 확보할 수 있다.
즉, 상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량이 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 1배 미만이면, 상대적으로 조대한 프레쉬 마르텐사이트 생성 및 체적률이 높아 연신율 저하와 더불어 HER이 낮을 수 있다. 반면, 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량의 상한은 Cr원소의 확산속도가 높지 않기 때문에 1.5배를 초과를 할 수 없다.
템퍼드 마르텐사이트(VTM)에 대한 베이나이트(VB)의 체적율 비(VB/VTM)는 0.60~1.3일 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트(VTM)에 대한 베이나이트(VB)의 체적율 비(VB/VTM)가 0.60 미만이면 낮은 2차 냉각온도로 인해 형상 결함의 발생을 초래하며 이와 더불어 연신율이 급격하게 저하할 수 있는 문제가 생길 수 있다. 또한, 상기 템퍼드 마르텐사이트(VTM)에 대한 베이나이트(VB)의 체적율 비(VB/VTM)가 1.3을 초과하면 베이나이트 체적율이 템퍼드 마르텐사이트보다 높아 목표하는 인장강도 확보에 문제가 생길 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 초고강도 강판은 전술한 합금 조성 및 미세조직적 특징을 충족함으로써, 인장강도: 1,300~1,500MPa 범위이고, 항복강도: 1,000~1,300MPa 범위이며, 연신율(El): 10~15%이고, 구멍 확장률(HER): 25~60%를 충족하는, 고성형성의 신장 플랜지성이 우수함과 초고강도인 강판을 제공할 수 있다. 특히, 본 발명에 따른 상기 초고강도 강판의 항복비(YS/TS)는 0.79~0.90인 것이 보다 바람직하다.
다음으로, 본 발명의 또 다른 일 측면인 초고강도 강판의 제조방법에 대하여 설명한다. 다만, 본 발명에 따른 초고강도 강판의 제조방법이 반드시 이하의 제조방법에 의해 제조되어야 함을 의미하는 것은 아니다.
슬라브 가열 단계
본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 강판의 제조방법은, 전술한 조성을 갖는 강 슬라브를 1100~1300℃에서 가열하는 단계를 포함한다. 상기 재가열의 온도가 1100℃미만이면 후속하는 열간 압연 시 하중이 급격히 증가하는 반면, 1300℃를 초과하면 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서 가열 단계는 1100~1300℃의 온도 범위에서 수행되는 것이 바람직하다.
열간 압연 단계
상기 가열된 강 슬라브를 800~1000℃에서 열간 압연을 실시한다. 상기 열간 압연의 온도가 800℃미만이면 미재결정 페라이트의 도입으로 인해 압연하중이 증가할 우려가 있기에 바람직하지 못하다. 또한, 상기 열간 압연 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함과 압연롤 마모도를 증가시킬 가능성이 높아지므로 바람직하지 못하다. 따라서, 본 발명에서는 열간 압연의 온도를 800~1000℃로 제어한다.
권취 단계
상기 열간 압연으로 얻어진 열연 강판을 400℃~700℃에서 권취를 실시한다. 상기 권취 온도가 700℃를 초과하게 되면 강판 표면에 과다한 산화막이 형성되어 결함을 유발할 우려가 있다. 또한, 상기 권취 온도가 400℃ 미만이면 열연 강판의 강도가 지나치게 높아져서 후속하는 냉간 압연 공정에서 압연 하중이 높아져 바람직하지 않을 뿐만 아니라, 냉간 압연 공정 시에 제어 변수가 많아지기 ‹š문에 생산성이 낮아질 우려가 있다.
냉간 압연 단계
상기 열간압연 후 권취된 열연강판의 표면에 형성된 산화층을 산세 공정으로 제거한 후, 20~75%의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 상기 냉간 압연의 압하율이 20% 미만이면, 목표하는 두께 확보가 어려울 뿐만 아니라 열간압연 결정립의 잔존으로 인해 소둔열처리 시 오스테나이트 생성 및 최종 물성에 영향을 미칠 우려가 있다. 또한, 상기 냉간 압연의 압하율이 75%를 초과하게 되면 냉간 압연 시 발생하는 가공 경화로부터 길이 및 폭 방향으로 압연되는 압하량 불균일로 인해 최종 강판의 재질 편차가 발생할 수 있는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서는 냉간 압연의 압하율을 20~75% 범위로 제어하는 것이 바람직하다.
연속 소둔 후, 1차 냉각 단계
냉간 압연 이후, Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 열처리 후, 500~700℃까지 3~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각을 실시한다. 본 발명은, 높은 항복강도를 가지면서도 연신율 10% 이상의 고성형 냉간 압연 강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 강판을 얻기 위해서 수냉각 설비가 아닌 서냉대를 갖고 있는 연속 소둔로를 이용하여 소둔 열처리를 수행해야 한다. 이러한 소둔 열처리는 하기 식으로 정의되는 Ac3 (승온 시 페라이트가 오스테나이트 단상으로 변태하는 온도) 이상의 온도에서 30초 이상의 연속소둔 열처리를 실시함이 바람직한데, 이는 소둔 시 오스테나이트 분율을 100%로 확보하기 위함이다.
Ac3 = 910-203√C-15.2Ni+44.7Si+104V+31.5Mo+13.1W
상기, 열처리 후 500~700℃의 온도 범위까지 3~10℃/s의 평균 냉각 속도로 1차 냉각한다. 상기 1차 냉각 시 평균 냉각 속도가 3℃/s 미만이면 냉각 시 페라이트의 생성으로 인해 목표하는 강도와 더불어 상 간 경도차 발생으로 인해 HER이 급격하게 저하되는 우려가 있다. 또한, 상기 1차 냉각 시 평균 냉각 속도가 10℃/s를 초과하면 2차 냉각 시 마르텐사이트의 생성 온도를 상승시켜서, 베이나이트의 생성 체적률을 달성하기 어렵다.
2차 냉각 단계
다음으로, Ms-50~Ms-150℃까지 30~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 실시한다.
또한 본 발명은 목적하는 강도 확보를 위해서는 초기 마르텐사이트 분율을 확보가 중요하다. 따라서, 본 발명에서는 100℃/s 이하의 평균 냉각 속도로 마르텐사이트 변태 시작온도(Martensite Start Temperature, Ms)와 마르텐사이트 변태 종료온도(Martensite Finish Temperature, Mf) 사이의 온도로 2차 냉각조건이 설정되어야 하고, 구체적으로는 Ms-50~Ms-150℃의 범위에서 냉각이 수행되는 것이 바람직하다. 이 때, Ms는 하기 식으로부터 정의될 수 있다.
Ms = 539-423C-30.4Mn-16.1Si-59.9P+43.6Al-17.1Ni-12.1Cr+7.5Mo
한편, 상기 2차 냉각 시 평균 냉각 속도가 30℃/s 미만이면 1차 냉각 구간부터 2차 냉각 시 일부 높은 온도에서 전위밀도가 낮은 베이니틱 페라이트가 생성되는 문제가 생길 수 있고, 100℃/s를 초과하면 2차 냉각 시점에서 급격한 마르텐사이트 변태속도로 인해 강판의 표면 형상이 열위 및 폭 방향으로의 재질 편차 문제가 생길 수 있다.
재가열 단계
이어서, 350~480℃까지 가열하여 3~10분 유지하는 재가열을 실시한다. 고연성 특성과 더불어 신장성을 향상시키기 위해서는 1차 냉각조건에서 생성된 초기 마르텐사이트를 템퍼링할 필요가 있다. 따라서, 이하 베이나이트 생성과 잔류 오스테나이트로의 탄소 분배를 위해 재가열 온도는 베이나이트 변태 시작온도(Bainite Start Temperature, Bs)보다는 높아야 하고, 유지시간은 3~10분으로 제어한다.
이 때, 상기 재가열 단계의 온도는 350~480℃ 온도(재가열 최고 온도)까지 가열하는 것이 필요한데, 상기 재가열 단계의 최고 온도가 350℃ 미만이면 베이나이트 생성속도가 낮아 최종 냉각 시 불안전한 오스테나이트가 프레쉬 마르텐사이트로 변태될 수 있다. 또한, 상기 재가열 단계의 최고 온도가 480℃를 초과하면 오스테나이트가 분해되어 목표하는 잔류 오스테나이트 확보에 문제가 생길 수 있다. 다만, 전술한 효과를 보다 개선하기 위해 보다 바람직하게는 상기 재가열 단계의 최고 온도의 하한은 400℃일 수 있고, 가장 바람직하게는 410℃일 수 있다.
또한, 상기 유지 시간이 3분 미만이면, 마르텐사이트의 템퍼링이 진행되지 않아 연성을 열위하게 할 수 있으며, 해당 온도에서의 베이나이트 변태 완벽하게 발생되지 않음에 따라 최종 마르텐사이트(Fresh Martensite)가 생성되어 신장성 확보가 어렵다는 문제가 있다. 또한, 상기 유지 시간이 10분을 초과하면 템퍼드 마르텐사이트 내 탄화물의 조대화가 발생하는 문제가 생길 수 있다.
한편, 특별히 한정하는 것은 아니나, 본 발명의 일 측면에 따르면, 보다 구체적으로는 상기 재가열 단계에 있어서, 재가열 최고 온도가 410~450℃ 범위(보다 바람직하게는 410~440℃ 범위)가 되도록 가열한 후, 3~10분 동안 유지하여 재가열 종료 온도가 360~400℃의 범위가 되도록 제어할 수 있다. 이를 충족함으로써, 본 발명에서 목적하는 강도, 연신율 및 구멍 확장성 등의 특성을 보다 개선할 수 있다.
추가적으로 본 발명에 있어서, 상기 재가열 단계는 하기 관계식 1을 충족하도록 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명자들은 예의 검토를 행한 결과, 본 발명에서 목적하는 템퍼드 마르텐사이트(TM)와 프레쉬 마르텐사이트(FM)의 내에 포함되는 Cr 함량이 특정 범위로 충족하는 초고강도 강판을 얻기 위해서는 재가열 단계의 온도 및 유지 시간이 중요한 요소임을 발견하였다.
즉, 본 발명에 있어서, 목표하는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량 및 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량과, 재가열 단계의 유지 시간 및 목표하는 잔류 오스테나이트 체적율 간에 특정 관계를 충족함을 발견하였고, 재가열 단계에 있어서 하기 관계식 1을 충족하도록 재가열 단계의 유지 시간을 제어함으로써, 본 발명에서 목적하는 연신율 및 신장 플랜지성이 우수하면서도 초고강도 특성을 충족하는 강판을 얻을 수 있다. 한편, 하기 관계식 1은 경험적으로 얻어지는 값이므로 별도로 단위를 정하지 않을 수 있고, 하기 관계식 1에서 정의하는 각 변수의 단위를 충족하면 충분하다.
[관계식 1]
0.5×[Cr_fm]×([Tp]/[Vr]) ≤ [Cr_tm] ≤ [Cr_fm]×([Tp]/[Vr])
(관계식 1 중, 상기 [Cr_fm]은 목표하는 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내고, 상기 [Cr_tm]는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내며, 상기 Tp는 상기 재가열 단계에서의 유지 시간(분)이고, 상기 [Vr]은 목표하는 잔류 오스테나이트의 체적율(%)이다.)
한편, 전술한 제조방법을 통해 제조되는 강판은 상기 목표하는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량을 기준으로, [Cr_tm]±0.05wt% 범위의 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량(wt%)을 충족한다. 또한, 전술한 제조방법을 통해 제조되는 강판은 상기 목표하는 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량을 기준으로, [Cr_fm]±0.05wt% 범위의 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량(wt%)을 가진다. 또한, 전술한 제조방법을 통해 제조되는 강판은 상기 목표하는 잔류 오스테나이트의 체적율(%)을 기준으로, [Vr]±0.05% 범위의 잔류 오스테나이트 체적율을 갖는다.
(실시예)
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 예시를 통하여 본 발명을 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에서 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허 청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물)을 갖는 강 슬라브를 1150℃에서 가열하고, 880℃에서 열간압연한 후, 650℃에서 권취하고, 50%에서 냉간압연을 수행하여 냉연강판을 제조하였다. 이어서, 850℃에서 300초 동안 소둔 열처리한 후, 3.4℃/s 평균 냉각 속도로 680℃의 냉각 종료 온도까지 1차 냉각을 수행하였다. 다음으로, 하기 표 2의 조건으로 2차 냉각 종료 온도까지 50℃/s의 평균 냉각 속도로 2차 냉각을 행한 후, 하기 표 2에 기재된 조건으로 재가열하여 강판을 제조하였다.
No. C Si Mn P S S-Al Cr Mo Nb Ti B N
1 0.15 0.5 1.5 0.01 0.003 0.02 - - - 0.02 0.002 0.004
2 0.15 0.5 2.5 0.01 0.003 0.02 0.5 - 0.02 0.002 0.004
3 0.20 0.5 2.5 0.01 0.003 0.20 0.5 - 0.02 0.002 0.004
4 0.20 0.5 2.5 0.01 0.003 0.20 0.5 0.02 0.03 0.02 0.002 0.004
5 0.23 0.5 2.9 0.01 0.003 0.10 0.4 - 0.03 0.02 0.002 0.004
6 0.23 0.5 2.5 0.01 0.003 0.10 0.4 - 0.03 0.02 0.002 0.004
7 0.23 0.5 2.5 0.01 0.003 0.10 0.4 0.03 0.03 0.02 0.002 0.004
8 0.2 0.75 2.5 0.01 0.003 0.2 0.5 0.02 0.03 0.015 0.002 0.004
9 0.2 1.2 0.2 0.01 0.003 0.0 0.2 0.02 0.03 0.015 0.002 0.004
No. 비고 2차 냉각 재가열 [Cr_tm] [Cr_fm] [Vr]
2차 냉각 종료 온도 [℃] 재가열 최고 온도
[℃]		 재가열 유지 시간
[분]		 재가열 종료
온도
[℃]
1 비교예 1 300 450 7 410 0.45 0.54 3.04
2 비교예 2 300 450 7 410 0.52 0.54 3.50
3 비교예 3 250 400 5 360 0.55 0.56 3.41
4 실시예 1 250 410 5 360 1.56 1.70 4.48
5 실시예 2 250 410 5 360 0.52 0.75 3.63
6 비교예 4 250 400 6 360 0.41 0.45 3.18
7 비교예 5 250 400 6 360 0.46 0.58 3.25
8 실시예 3 250 410 6 360 0.56 0.66 4.75
9 비교예 6 250 400 6 360 0.2 0.23 5.1
[Cr_fm]: 목표하는 프레스 마르텐사이트 내 Cr 함량 (wt%)
[Cr_tm]: 목표하는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량 (wt%)
[Vr]: 목표하는 잔류 오스테나이트의 체적률 (%)
전술한 표 1, 2의 제조방법으로부터 제조된 각 실시예 및 비교예의 강판에 대하여, 미세조직의 체적율을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다. 또한, 각 실시예 및 비교예의 강판을 두께방향(압연방향과 수직인 방향을 의미함)으로 자른 40×20㎛2 면적의 단면 시편을 제조한 후, 강판의 전체 두께 t를 기준으로, 1/4t가 되는 지점에서의 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량의 최대값을 측정하고, 프레쉬 마르텐사이트 내의 Cr 함량의 최대값을 측정하여 하기 표 3에 나타내었다.
비고 미세조직 (체적율[%]) [Cr_TM]
(wt%)		 [Cr_FM]
(wt%)		 [Cr_FM]
/[Cr_TM]
F B TM FM γ B/TM
비교예 1 - 47.7 51.3 0 1 0.93 0 0 -
비교예 2 - 44.5 38.9 15 1.65 1.14 0.53 0.49 0.92
비교예 3 - 31.2 54.2 12.3 2.3 0.58 0.51 0.52 1.02
실시예 1 - 33.4 54.2 8 4.44 0.62 1.53 1.67 1.09
실시예 2 - 38.6 52.8 5 3.59 0.73 0.49 0.72 1.47
비교예 4 - 40 54.2 4.3 1.51 0.74 0.4 0.4 1
비교예 5 - 39.2 54.2 5 1.6 0.72 0.43 0.54 1.26
실시예 3 - 37.1 54.2 4 4.71 0.68 0.52 0.61 1.17
비교예 6 35 45 0 15 5 - 0 0.2 -
F: 페라이트, B: 베이나이트, TM: 템퍼드 마르텐사이트, FM: 프레쉬 마르텐사이트, γ: 잔류 오스테나이트
[Cr_TM]: 초고강도 강판 내 측정된 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량 [wt%]
[Cr_FM]: 초고강도 강판 내 측정된 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량 [wt%]
전술한 표 1~3으로부터 제조된 각 강판에 대하여 시편을 제조한 후, 기계적 성질을 측정하여 하기 표 4에 나타내었다.
이 때, 만능 인장시험기를 사용하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 또한, 구멍 확장성(HER, %)은 시험편에 원형의 구멍을 타발한 후, 이를 원추형 펀치를 이용하여 확장시킬 때, 구멍의 가장자리에 발생한 균열이 적어도 한곳에서 두께방향으로 관통할 때까지의 구명 확대량을 초기의 구명에 대한 비율로 표시하였다.
또한, LME 발생 여부는 광학 현미경을 이용하여 10배 배율로 LME 크랙의 발생 여부를 관찰하였고, 점용접 후의 균열 발생 부위 별로 양끝 외부 영역에 위치한 Type B 균열과, 내부 계면에 위치하는 균열인 Type C 균열의 발생 여부를 관찰하여, 하기 기준에 따라 평가하였다.
○: Type B 균열이 200㎛ 이하이고, Type C 균열이 미관찰됨.
Х: Type B의 균열이 200㎛ 초과로 발생함
비고 항복강도
(YS) [MPa]		 인장강도
(TS) [MPa]		 항복비 (YR) 연신율 (El) [%] HER
[%]		 LME
비교예 1 460 614 0.75 28.2 61 ○
비교예 2 982 1126 0.87 9.1 71 ○
비교예 3 1159 1279 0.91 9.1 50 ○
실시예 1 1107 1360 0.81 10.3 35 ○
실시예 2 1012 1334 0.76 10.5 33 ○
비교예 4 1179 1328 0.89 9.3 50 ○
비교예 5 1187 1333 0.89 9.5 50 ○
실시예 3 1133 1302 0.87 10.4 41 ○
비교예 6 625 953 0.58 18.6 33 Х
상기 표 4에서 볼 수 있듯이, 본 발명에서 규정하는 합금 조성 및 제조조건을 충족하는 실시예 1~3의 경우, 인장강도(TS)는 1300~1500MPa이고, 항복강도(YS)는 1000~1300MPa이며, 연신율(El)은 10~15%이고, 구멍 확장률(HER)은 25~60%를 충족하는 초고강도, 고성형성 및 신장 플랜지성이 우수하고, 또한 LME 특성을 억제하여 내균열성이 우수한 강판을 제조할 수 있음을 확인하였다.
반면, 본 발명에서 규정하는 합금 조성 및 제조조건을 충족하지 않는 비교예 1~6의 경우, 전술한 인장강도, 항복강도, 연신율, 구멍 확장률 및 LME 중 하나 이상의 특성이 열위함을 확인하였다. 특히, Si 함량이 1.0%를 초과하는 비교예 6의 경우, 본 발명에서 목적하는 초강도 특성을 가지지 못할 뿐만 아니라, LME가 발생하여 특성이 열위함을 확인하였다.

Claims (10)

  1. 중량％로, C: 0.1~0.3％, Si: 1.0％ 이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.0％, Al: 0.01~0.5％, Cr: 0.1~3.0%, P: 0.03％ 이하(0%는 제외), S: 0.03％ 이하(0%는 제외), Nb: 0.03% 이하(0%는 제외), Ti: 0.02% 이하(0%는 제외). N: 0.01% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), Mo: 0.2% 이하(0%를 포함), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직은, 체적율로, 잔류 오스테나이트: 3~5%, 프레쉬 마르텐사이트: 1~10%, 페라이트: 5% 이하(0% 포함), 잔부 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트이고,
    템퍼드 마르텐사이트 체적율이 베이나이트의 체적율보다 크고,
    상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량은 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 1~1.5배인, 초고강도 강판.
  2. 청구항 1에 있어서,
    상기 초고강도 강판은 Si 함량이 중량%로, 0.5% 이하인, 초고강도 강판.
  3. 청구항 1에 있어서,
    템퍼드 마르텐사이트(VTM)에 대한 베이나이트(VB)의 체적율 비(VB/VTM)는 0.60~0.73인, 초고강도 강판.
  4. 청구항 1에 있어서,
    인장강도는 1300~1500MPa이고, 항복강도는 1000~1300MPa인, 초고강도 강판.
  5. 청구항 1에 있어서,
    항복비는 0.79~0.90인, 초고강도 강판.
  6. 청구항 1에 있어서,
    연신율(El)은 10~15%이고, 구멍 확장률(HER)은 25~60%인, 초고강도 강판.
  7. 청구항 1에 있어서,
    상기 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr함량은 상기 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr함량 대비 1.03~1.5배인, 초고강도 강판.
  8. 중량％로, C: 0.1~0.3％, Si: 1.0％ 이하(0%는 제외), Mn: 2.0~3.0％, Al: 0.01~0.5％, Cr: 0.1~3.0%, P: 0.03％ 이하(0%는 제외), S: 0.03％ 이하 (0%는 제외), Nb: 0.03% 이하(0%는 제외), Ti: 0.02% 이하(0%는 제외). N: 0.01% 이하(0%는 제외), B: 0.005% 이하(0%는 제외), Mo: 0.2% 이하(0%를 포함), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 조성을 가진 슬라브를 1100~1300℃에서 재가열하는 단계;
    재가열된 슬라브를 800~1000℃에서 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    열연강판을 400~700℃에서 권취하는 단계;
    권취된 열연강판을 20~75%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 열처리 후, 500~700℃의 온도까지 3~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    Ms-50~Ms-150℃의 온도까지 30~100℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    350~480℃까지 가열하여 3~10분 유지하는 2차 냉각 후의 재가열 단계;를 포함하고,
    상기 2차 냉각 후의 재가열 단계는 하기 관계식 1을 충족하는, 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    0.5×[Cr_fm]×([Tp]/[Vr]) ≤ [Cr_tm] ≤ [Cr_fm]×([Tp]/[Vr])
    (관계식 1 중, 상기 [Cr_fm]은 목표하는 프레쉬 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내고, 상기 [Cr_tm]는 목표하는 템퍼드 마르텐사이트 내 Cr 함량을 나타내며, 상기 Tp는 상기 2차 냉각 후의 재가열 단계에서의 유지 시간(분)이고, 상기 [Vr]은 목표하는 잔류 오스테나이트의 체적율(%)이다.)
  9. 청구항 8에 있어서,
    상기 2차 냉각 후의 재가열 단계는 410~480℃의 온도로 가열하여 3~10분 유지하는, 초고강도 강판의 제조방법.
  10. 청구항 8에 있어서,
    상기 2차 냉각 후의 재가열 단계는 재가열 최고 온도가 410~450℃ 범위가 되도록 가열한 후, 3~10분 동안 유지하여 재가열 종료 온도가 360~400℃의 범위가 되도록 제어하는, 초고강도 강판의 제조방법.
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