KR102497567B1 - 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 시멘타이트 및 펄라이트가 배제되고, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가진다.

Description

고강도 및 고성형성 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 고성형성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 사용자의 안전 확보 및 차체 경량화를 위한 강도 증가 및 가공을 용이하게 하기 위한 연신율 확보에 초점을 맞춰 개발되어 왔다. 현재 사용되고 있는 일반적인 초고강도강은 페라이트 및 마르텐사이트의 두가지 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 있다. 그러나, 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.
한국특허출원번호 제10-2016-0077463호
본 발명이 해결하고자 하는 과제는, 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법을 제공하는 데 있다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 시멘타이트 및 펄라이트가 배제되고, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 11% ~ 20%이고, 상기 페라이트의 분율은 25% ~ 35%이고, 및 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판은, 항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 980 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 연화 열처리를 수행한 후, 냉간 압연하여, 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 810℃ ~ 850℃에서 소둔 열처리하는 단계; 및 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연강판을 제조하는 단계는, 상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계; 상기 강재를 1,150 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강재를 880℃ ~ 930℃의 마무리압연 종료온도로 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 상기 열연강판을 550℃ ~ 650℃에서 권취하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판을 제조하는 단계에서, 상기 연화 열처리는 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 소둔 열처리하는 단계는, 상기 냉연강판을 3℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로 810℃ ~ 850℃로 승온하고, 810℃ ~ 850℃에서 60초 이상 동안 유지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 다단 냉각하는 단계는, 상기 냉연강판을 5℃/초 ~ 10℃/초의 냉각속도로 730℃ ~ 770℃까지 1차 냉각하는 단계; 및 상기 냉연강판을 70℃/초 이상의 냉각속도로 230℃ ~ 250℃까지 2차 냉각을 수행하고, 5초 ~ 20초 동안 유지하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 다단 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 냉연강판을 450℃ ~ 470℃의 온도에서 1초 ~ 10초 동안 유지하는 후열처리단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 다단 냉각하는 단계를 수행한 후에, 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 450℃ ~ 470℃의 온도에서 용융아연도금층을 형성하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 용융아연도금층을 수행한 후에, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 460℃ ~ 540℃ 미만의 온도에서 1초 ~ 20초 동안 유지하여 합금화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법을 수행하여 제조한 고강도 및 고성형성 강판은, 시멘타이트 및 펄라이트가 배제되고, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고, 항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 980 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족할 수 있다.
본 발명에 따르면, 성분계 제어 및 공정 조건 제어를 통해, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트로 이루어지는 미세조직을 가지고, 항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 980 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족하는 고강도 및 고성형성 강판을 제조할 수 있다. 본 발명의 효과는 냉연강판 대비 최종 미세조직 유지가 가능한 초고장력 고성형 도금강판과 공정 조건 설계를 제공하는 것이다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 미세조직을 나타낸 사진이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
기존의 변태유기소성강의 기계적 성질의 한계점을 극복하기 위하여, 주요 기지를 베이나이트가 아닌 마르텐사이트로 치환하여 고강도 및 적절한 연신율을 확보하는 차세대 초고강도 자동차 강판 개발 방향이 각 제강 업체의 주목을 받고 있다. 종래기술로서, 페라이트, 소둔 마르텐사이트, 및 잔류 오스테나이트의 복합조직을 형성한 경우에는, 고강도 및 고연신율을 확보하였으나, 낮은 페라이트의 분율로 인하여 항복비가 높아 가공성이 저하되었다. 다른 종래기술로서 가공성을 확보하기 위해 페라이트의 부피 분율을 상향시켰으나, 인장강도 1000 MPa 이상, 연신율 20% 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 20,000 MPa% 이상을 만족하지 못하였다. 다른 종래기술에서, 고강도 및 적절한 고성형, 가공성을 확보하였지만, 탄소 함량이 높아 용접성이 저하되었다. 다른 종래기술로서, 페라이트, 소둔 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트, 및 베이나이트의 복합조직으로 버링성이 우수한 고강도 냉연강판을 구현하였으나, 열처리 조건의 제약으로 인하여 일반 CGL (Continuous Galvanized Line)에서 생산하기 어렵다, 예를 들어 과시효 구간의 시간이 일반 CGL 대비하여 긴 시간을 요한다.
기존의 차체 부품 성형 시, 초고강도 재료에서 발생하는 성형 시 부품의 파단은 일반적인 성형 한계도(Forming limit diagram)에서 확인할 수 있는 컵성형성(Drawability) 및 2축 인장성(Bi-axial stretchability), 또한 성형 한계도에서 확인할 수 없는 홀확장성(Hole expansion ratio) 등의 평가 기준 등으로 설명할 수 있다. 통상적으로 차체용 부품을 가공하기 위한 강판은 성형성 평가의 결과가 좋을수록 복잡한 성형 구조에도 적용될 수 있다. 이러한 성형성 지수들은 주로 프레스 작업으로 진행되는 차체 부품 성형에 중요한 요소로 작용한다. 일반적으로 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 강재를 개발하고 있다.
종래의 페라이트 및 마르텐사이트로 구성된 이상 조직을 가지는 초고장력강의 경우에는, 강재가 소성 변형을 받게 되면 조직 내 전위가 형성 및 이동하고, 이러한 전위의 이동을 통해 결함이 형성 및 성장하여 파괴가 발생하는 기본적인 변형기구로 소성변형이 발생하게 된다. 이러한 변형기구의 영향아래에서, 강도를 확보하기 위하여 경질상인 마르텐사이트, 베이나이트 등을 형성하지만, 경질상의 분율 증가에 따라 연신율이 감소된다. 이러한 연신율을 보상하기 위해서 조직 내 연질상인 페라이트를 형성하게 되고, 이러한 최종 미세조직을 갖는 초고장력강의 경우 강도와 연신율이 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)을 따르게 되어 혼합 법칙 이상의 물성 향상은 어려울 수 있다.
상술한 바와 같은 페라이트 및 마르텐사이트로 구성된 이상 조직의 초고장력강을 개선하기 위해 개발된 강종이 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이다. 상기 변태유기소성강은 최종 조직 내 잔류 오스테나이트를 확보하여 소성 변형 시 발생하는 잔류 오스테나이트 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보할 수 있다. 그러나, 상기 변태유기소성강의 경우 최종 미세조직 내 함유된 잔류 오스테나이트의 면적율이 작아, 성형성의 획기적인 개선이 어려울 수 있다.
본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 확보하여 초고장력강의 성형성을 개선하고자 하였으며, 이에 따라 페라이트, 잔류 오스테나이트, 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된 삼상 미세조직을 활용하여 종래의 초고장력강에 비하여 향상된 성형성을 확보할 수 있다. 추가적으로 열처리 및 도금 공정 제어를 통해 페라이트, 잔류 오스테나이트, 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된 삼상 미세조직을 유지하면서 물성을 동시에 만족하는 도금강판을 개발하고자 하고, 이를 위하여 모사 시험 결과를 통해 해당 열처리 및 도금 공정 범위를 제안한다.
상기 잔류 오스테나이트의 경우 변태유기소성기구를 통한 강판의 강도 및 연신율 확보, 성형성 확보에 용이한 조직이지만, 과도하게 포함되면 변태유기소성기구를 구현하기 위한 안정도 확보를 위해 합금원소가 과다하게 필요할 수 있으며, 또한 수소취성 저항성이 감소될 수 있다. 따라서, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 11% ~ 20% 인 것이 바람직하고, 페라이트의 분율은 25% ~ 35%, 나머지 분율은 템퍼드 마르텐사이트로 구성할 수 있다.
따라서, 상술한 미세조직들을 구현하여 본 발명에서 제안하는 항복 및 인장강도, 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 적당량으로 포함한 성분계를 활용하여 제강, 연주, 열연, 냉연을 진행한다.
② 확보한 냉연 코일을 활용하여 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리 제어를 통해 본 발명에서 제안하는 미세조직을 확보한다.
③ 재가열 이후 연속된 도금 공정 (도금욕 침지-합금화 열처리) 제어를 통해 ②의 열처리 이후 추가적인 상변태 발생 없이 최종 미세조직을 구성한다.
본 발명에서는 높은 성형성을 확보하기 위해 아래와 같은 원리로 최종 미세조직을 설정하고 이를 구현하기 위한 공정 최적화를 모사시험을 통해 진행하였다.
상기 설계방향 ①에 대하여 설명하면, 연신율, 홀확장성을 확보함에 있어 혹여 미달될 수 있는 강도는 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 활용하여 확보한다.
상기 설계방향 ②에 대하여 설명하면, 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 두가지 방식을 동시에 적용함으로써 향상된 연신율을 확보하고자 한다.
상기 설계방향 ③에 대하여 설명하면, 상기 ① 및 상기 ②에서 설계한 최종 미세조직 구성을 깨뜨리지 않는 도금 공정 조건을 설정하여 도금 공정 이후에도 목표하는 재질을 달성할 수 있도록 하였다.
상기와 같은 미세조직을 구성하기 위해 본 발명에서는 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리 및 연속된 도금 공정을 적용하여 페라이트, 잔류 오스테나이트, 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된 최종 미세조직을 갖는 도금강판의 열처리 공정 조건을 수립할 수 있다.
상기 설계방향 ① 및 ②와 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 소둔 열처리, 서냉 총 두 개의 단계에서 발생이 가능하다. 소둔 열처리 구역을 단상역으로 설정하게 될 경우, 서냉시 이상역구간으로 돌입하며 오스테나이트에서 페라이트로의 상변태가 가능하지만 그 양이 시간이 매우 짧기에 미미하며 목표하는 충분한 양의 페라이트를 형성할 수 없게 된다. 반대로, 소둔 열처리 구간을 이상역으로 설정하게 되는 경우, 이상역에서 확보된 페라이트에 추가적으로 서냉 시 페라이트를 확보할 수 있기 때문에 목표하는 페라이트 분율을 확보하여 최종 미세조직상에 구성하기 용이하다. 본 발명에서는 통상적인 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 소둔 열처리 온도를 810℃ ~ 850℃, 서냉 종료 온도를 730℃ ~ 770℃로 설정하며, 바람직하게는 소둔 열처리 온도를 820℃~ 840℃, 서냉 종료 온도를 740℃~ 760℃으로 설정할 수 있다.
두번째로, 서냉 이후 급랭 공정을 통한 잔류 오스테나이트의 확보가 중요하다. 서냉 이후 강판을 경화능 간섭이 없는 빠른 속도로 냉각해주게 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. 해당 분율을 결정하는데 있어 냉각 속도 및 마르텐사이트 형성 시작 및 종료 온도 사이에서 적정한 온도 범위를 찾는 것이 중요하며, 본 발명에서는 연속 소둔 라인의 제어능을 고려하여 급랭 속도 70℃/초 이상 및 급랭 종료 온도 230℃ ~ 250℃로 설정한다. 더 바람직하게는 급랭 종료 온도를 235℃ ~ 245℃로 설정할 수 있다.
마지막으로, 도금을 위한 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.
상기 설계방향 ③과 관련하여, 최종 미세조직 구성을 유지하기 위해 도금을 위한 재가열 온도 및 합금화 온도의 적정한 범위를 지정하는 것이 중요하며, 이는 통상적인 재가열 이후 종료되는 냉연 강판과는 다르게 도금 강판은 도금욕 침지 및 합금화 공정 2가지 단계를 거쳐야 하기 때문이다.
도금욕에 침지될 경우 통상적으로는 도금욕의 온도(460℃ 내외)와 비슷하게 맞춰 투입되어야 강판 표면에 도금욕이 균질하게 도포될 수 있기 때문이다. 또한 표면 도금욕의 합금화를 유도하기 위해 더 높은 온도 범위에서 합금화 공정이 실시되며 이 경우, 표면 합금화 공정 외에 미세조직 상변태가 발생할 수 있게 될 가능성이 높기 때문이다. 본 발명에서는, 도금욕 침지 온도(재가열 온도)를 450℃ ~ 470℃, 합금화 온도를 460℃ ~ 540℃ 미만으로 설정할 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면인 고강도 및 고성형성 강판에 대하여 설명한다.
본 발명의 기술적 사상에 따른 고강도 및 고성형성 강판은, 양산 가능한 공정 조건을 통해 최종 미세조직을 제어하여 안정적으로 높은 인장강도 및 연신율이 확보할 수 있고, 높은 강도임에도 불구하고 연신율이 우수한 특징이 있다.
고강도 및 고성형성 강판
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 및 고성형성 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 고강도 및 고성형성 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.1% ~ 0.3%
탄소는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 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 0.1% 미만인 경우에는, 원하는 항복강도 및 연신율 확보가 어렵다. 탄소의 함량이 0.3%를 초과하는 경우에는, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있다. 따라서, 탄소의 함량은 강판 전체 중량의 0.1% ~ 0.3%인 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%
실리콘은 페라이트 내 탄화물(예를 들어, Fe3C) 형성을 억제하는 원소이며 탄소의 활동도를 높여 오스테나이트의 확산속도를 높인다. 실리콘은 또한 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 알려져 있다. 실리콘의 함량이 1.6% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 실리콘의 함량이 2.4%를 초과하는 경우에는, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다. 따라서, 실리콘의 함량은 강판 전체 중량의 1.6% ~ 2.4%인 것이 바람직하다.
망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%
망간은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 연속 소둔 열처리 공정 진행 시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 망간의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 망간 첨가 효과가 불충분하다. 망간의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, 탄소당량을 높여 용접성을 크게 떨어뜨리고, 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다. 따라서, 망간의 함량은 강판 전체 중량의 1.5% ~ 3.0%인 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%
알루미늄은 실리콘과 같이 페라이트 안정화 및 잔류 오스테나이트 안정화하며, 또한 주로 고용 강화 및 탄화물 형성을 억제하는 역할을 한다. 알루미늄의 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는, 연속주조 공정에 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 알루미늄의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%인 것이 바람직하다.
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%
티타늄, 바나듐, 및 니오븀은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 주요 원소이다. 상기 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 첨가 목적은 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 있다. 티타늄, 바나듐, 및 니오븀의 함량의 총합이 0.05%를 초과하는 경우에는, 재질 저하 및 제조 원가 상승을 야기할 수 있다. 따라서, 티타늄, 니오븀 및 바나듐의 함량의 총합은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.05%인 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.01%
인은 강 내에서 실리콘과 유사한 역할을 수행할 수 있다. 다만, 인이 강판 전체 중량의 0.01%를 초과하여 첨가되는 경우, 강판의 용접성을 저하시키고 취성을 증가시켜 재질 저하를 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.01%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.003%
황은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 강의 인성 및 용접성을 저해하고 망간(Mn)과 결합하여 MnS를 형성함으로써 강의 내식성 및 충격특성을 저하시킨다. 따라서, 황의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.003%로 제한하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%
질소는 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소의 함량은 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 고강도 및 고성형성 강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
본 발명의 기술적 사상에 따른 고강도 및 고성형성 강판은, 티타늄, 니오븀, 및 바나듐과 같은 합금 원소를 첨가함으로써, 적절한 양의 탄화물을 형성하도록 유도하여, 성형성과 연신율의 큰 저하 없이 잔류 오스테나이트의 결정립을 미세화시킬 수 있다. 또한, 잔류 오스테나이트의 안정도를 적절히 확보하여, 변태유기소성기구의 강도, 연신율, 및 성형성을 확보할 수 있다. 또한, 페라이트의 결정립 미세화와 페라이트 내부에 석출물을 형성하여 석출 경화를 유도하여, 페라이트의 분율이 증가하면 발생되는 항복강도 및 인장강도의 감소를 방지할 수 있다. 다만, 티타늄, 니오븀, 및 바나듐의 총합을 0.05중량% 이하로 조절할 필요가 있다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 강판의 제조방법을 통해 제조된 고강도 및 고성형성 강판은, 항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 980 MPa 이상, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족할 수 있다. 예를 들어, 상기 고강도 및 고성형성 강판은, 항복강도(YS): 600 MPa ~ 760 MPa, 인장강도(TS): 980 MPa ~ 1180 MPa, 연신율(EL): 20% ~ 30%, 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% ~ 25,000 MPa%를 만족할 수 있다.
상기 고강도 및 고성형성 강판의 재질에 영향을 주는 요인으로서, 변태유기소성현상에 따른 잔류 오스테나이트의 상변태에 의한 강도와 연신율 확보, 잔류 오스테나이트 안정도 확보와 페라이트에 의한 연신율 확보, 기본 기지인 템퍼드 마르텐사이트 자체에 의한 강도 증가, 결정립 미세화 및 석출 경화에 따른 강도 증가 등이 있다. 상기 고강도 및 고성형성 강판은 인장강도와 연신율의 곱이 20,000 MPa% 이상으로서, 일반적으로 해당 초고강도 강도 수준에서 제안하는 값보다 우위에 있다.
상기 고강도 및 고성형성 강판은, 시멘타이트 및 펄라이트가 배제되고, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 11% ~ 20%일 수 있다. 상기 페라이트의 분율은 전체적인 재질에 큰 영향을 미칠 수 있고, 예를 들어 25% ~ 35%일 수 있다. 상기 페라이트의 분율이 25% 미만인 경우에는, 항복비가 높아 가공성이 저하되고 연신율 확보에 불리할 수 있다. 상기 페라이트의 분율이 35%를 초과한 경우에는, 기지 조직인 템퍼드 마르텐사이트의 분율이 감소하게 되어 충분한 항복강도와 인장강도를 확보하기 어려울 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율일 수 있고, 예를 들어 45% ~ 64%일 수 있다. 상기 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
상기 고강도 및 고성형성 강판에서 시멘타이트 및 펄라이트는 가능한 형성이 억제되는 것이 바람직하고, 이에 따라 미세조직에서 시멘타이트 및 펄라이트가 배제되는 것이 바람직하다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
고강도 및 고성형성 강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법은, 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계(S110), 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S120); 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계(S130); 및 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계(S140);를 포함한다.
상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법은, 상기 냉연강판을 후열처리하는 단계(S150);를 더 포함할 수 있다.
또한, 필요한 경우, 상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법은, 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계(S160);를 더 포함할 수 있다. 또한, 필요한 경우, 상기 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법은, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계(S170)를 더 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 제조방법에서 열연 및 냉연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
열연강판 제조단계(S110)
열연강판 제조단계(S110)에서는, 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 준비한다.
상기 강재를, 예를 들어 Ac3 이상의 온도로, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 슬라브 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려울 수 있으며, 초기 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 최종 생산 강판의 강도 확보가 어려울 수 있다.
이어서, 재가열된 상기 강재를 열간압연하고, 예를 들어 880℃ ~ 930℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 마무리 압연을 수행할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 930℃를 초과할 경우에는, 강판의 표면 스케일 발생으로 인해 강판의 품질이 저하될 우려가 있다. 또한, 상기 마무리 압연 종료온도가 880℃ 미만인 경우에는, 결정립이 미세화되어 강도가 상승하나 에지 터짐이 발생할 수 있고, 압연부하 증가 및 생산성 감소를 야기할 수 있다.
이어서, 상기 열간압연된 강재를 소정의 권취 온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 30℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 상기 냉각은, 예를 들어 550℃ ~ 650℃의 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다. 이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 550℃ ~ 650℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다.
냉연강판 제조단계(S120)
냉연강판 제조단계(S120)에서는, 상기 열연강판을 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행하며, 연화 열처리, 산세, 및 냉간압연을 순차적으로 수행한다.
상기 강재는 망간 등의 함금원소가 많이 함유된 고합급강이기 때문에 경화능이 지연되므로 열간압연 완료 및 상온까지 냉각을 진행하는 중에 연질상인 페라이트, 펄라이트의 형성 없이 경질상인 마르텐사이트가 형성되므로, 열연강판의 강도가 매우 높게 되어, 열강압연 후 연화열처리 작업을 수행한다. 열연강판의 강도가 높을 경우 냉간압연 중 두께헌팅, 형상불량 등의 문제점이 야기될 수 있기에 냉간압연 작업 효율성을 위하여 연화 열처리를 통해 열연강판을 연하게 만들어주어 냉간압연성을 확보하기 위함이다.
상기 연화 열처리는, 예를 들어 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 수행될 수 있다. 상기 연화 열처리의 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 열간압연 후 형성된 마르텐사이트가 재결정이 발생하지 않고 템퍼링(Tempering)만 진행되어, 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트(θ)의 형태로 조직 내 형성되고 또한 구상화가 진행될 수 있다. 이러한 경우에는, 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있기에 냉간압연 도중 강판 파단 등과 같은 안전 사고가 발생할 우려가 있다. 상기 연화 열처리의 온도가 650℃를 초과하는 경우에는, 열처리가 진행될 때 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성되어 강도 저하가 효과적으로 발현되지 않을 수 있다. 상기 연화 열처리를 수행한 후에 상온, 예를 들어 0℃ ~ 40℃ 범위의 온도로 냉각될 수 있다.
상기 연화 열처리를 수행한 후에, 상기 열연강판을 산으로 세정하는 산세 처리를 수행할 수 있다. 이어서, 상기 산세 처리된 열연강판을 40% ~ 60%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시할 수 있고, 이에 따라 냉연강판을 제조할 수 있다. 냉연강판의 미세조직은 열연강판의 조직이 연신된 형상을 가지며, 후속의 열처리에서 최종 생산되는 강판의 미세조직이 결정된다.
소둔 열처리 단계(S130)
소둔 열처리 단계(S130)에서는, 상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 열처리할 수 있다. 상기 소둔 열처리는 오스테나이트와 페라이트의 이상역 온도 영역에서 수행될 수 있다. 이는 적절한 형상과 분율의 페라이트 확보하여 최종 미세조직 내 이상적인 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 미세조직 구성을 통해 해당 강판의 목표 최종 재질을 얻기 위함이다.
상기 소둔 열처리는, 예를 들어 3℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로 가열하고, 예를 들어 810℃ ~ 850℃의 온도에서, 예를 들어 60초 이상 동안, 예를 들어 60초 ~ 300초 동안 유지한다. 상기 소둔 열처리 온도가 810℃ 미만인 경우에는, 충분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 목표 강도와 연신율을 확보하기 어려울 수 있다. 상기 소둔 열처리 온도가 850℃를 초과하는 경우는 페라이트의 분율이 감소하여 충분한 연신율은 얻을 수 없다. 또한, 상기 소둔 열처리는, 예를 들어 820℃~ 840℃의 온도에서 수행되는 것이 바람직하다.
다단 냉각 단계(S140)
다단 냉각 단계(S140)에서는, 상기 소둔 열처리된 냉연강판을, 예를 들어 5℃/초 ~ 10℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 730℃ ~ 770℃까지 1차 냉각을 수행한다. 상기 1차 냉각은 서냉 단계로 지칭될 수 있다. 상기 1차 냉각은 최종 미세조직 내에 일정량의 페라이트를 확보하게 하여 소성을 확보하기 위하여 수행된다. 또한, 열처리 공정 중 형성된 페라이트의 형상과 분율을 통하여, 적절한 잔류 오스테나이트의 분율과 장축/단축 비를 확보하기 위하여 수행된다. 또한, 상기 1차 냉각은, 예를 들어 740℃~ 760℃까지 냉각되는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 냉연강판을, 예를 들어 70℃/초 이상, 예를 들어 70℃/초 ~ 150℃/초의 냉각속도로, 예를 들어 230℃ ~ 250℃까지 2차 냉각을 수행하고, 예를 들어 5초 ~ 20초 동안, 예를 들어 10초 동안 유지한다. 상기 2차 냉각은 급랭 단계로 지칭될 수 있다. 상기 2차 냉각은 급랭 종료 온도를 제어하여 서냉 후 미세조직 내 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시키게 하고, 이에 따라 최종 재질 확보를 용이하게 하기 위하여 수행된다. 또한, 급랭 공정 중 발생할 수 있는 상변태를 억제하기 위해 70℃/초 이상의 냉각속도로 수행된다. 또한, 상기 2차 냉각은, 예를 들어 235℃~ 245℃까지 냉각되는 것이 바람직하다.
후열처리 단계(S150)
후열처리 단계(S150)에서는, 상기 냉연강판을 가열하여, 예를 들어 450℃ ~ 470℃의 온도에서, 예를 들어 1초 ~ 10초 유지한다. 상기 냉연강판을, 예를 들어 3℃/초 ~ 20℃/초의 승온속도로 가열할 수 있다. 상기 후열처리에 의하여, 잔류 오스테나이트 내에 탄소를 농축하고, 마르텐사이트 템퍼링을 통하여 템퍼드 마르텐사이트를 형성하여, 고강도와 고연신율을 확보할 수 있고, 최종 미세조직을 구성을 유지할 수 있다.
상술한 단계들(S110~S150)을 수행하여 냉연강판을 형성할 수 있다. 또한, 필요한 경우, 하기의 단계들을 수행하여 용융아연도금 강판 및 합금화 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다. 연속 공정의 경우에는, 다단 냉각 단계(S140)를 수행한 후에, 후열처리 단계(S150)를 생략하고, 하기의 용융아연도금층 형성단계(S160)를 직접 수행할 수 있다. 또한, 하기의 용융아연도금층 형성단계(S160) 만을 수행하여 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다.
용융아연도금층 형성단계(S160)
용융아연도금층 형성단계(S160)에서는, 상기 후열처리된 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계를 수행한다. 상기 도금욕의 온도는 도금층을 구성하기 위한 합금 원소의 종류 및 비율, 냉연강판의 성분계에 따라, 예를 들어 450℃ ~ 470℃ 범위일 수 있다. 상기 냉연강판을 예를 들어 450℃ ~ 470℃의 온도로 가열한 후, 상기 도금욕에 침지하여, 예를 들어 30초 ~ 100초 동안 유지한다. 상기 도금욕 조건에서 냉연판재 표면에 용융아연도금층이 용이하게 형성되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 이러한 용융아연도금층 형성 시에 상기 후열처리 단계가 수행될 수 있다.
합금화 열처리단계(S170)
필요한 경우, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계를 더 수행할 수 있다. 상기 합금화 열처리는, 예를 들어 460℃ ~ 540℃ 미만의 온도에서, 예를 들어 1초 ~ 20초 동안 유지하여 수행될 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리시 용융아연도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 460℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 540℃ 이상인 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다. 또한, 상기 합금화 열처리는, 예를 들어 460℃ ~ 530℃의 온도에서 수행되는 것이 바람직하다.
이와 같이 제조된, 냉연강판, 용융아연도금 강판, 및 합금화 용융아연도금 강판은 해당 공정을 종료한 직후 상온으로, 예를 들어 0℃ ~ 40℃의 온도로 냉각한다.
상기한 본 발명의 방법으로 제조된 냉연강판, 용융아연도금 강판, 및 합금화 용융아연도금 강판은, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 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 1은 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 조성을 나타내는 표이다.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연 및 냉연 공정을 거쳐 제조한 냉연강판을 준비한다. 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물이다. 실시예 및 비교예 모두 동일한 합금 조성을 가진다.
성분 C Si Mn Al Ti+Nb+V P S N
함량 0.18 1.7 2.3 0.03 0.02 0.008 0.001 0.003
표 2는 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 제조방법의 공정 조건을 구분하여 나타낸 표이다.
구분 소둔 열처리 1차 냉각 2차 냉각 후열처리 합금화
승온
속도
(℃/초)		 온도
(℃)		 유지
시간
(초)		 냉각
속도
(℃/초)		 종료
온도
(℃)		 냉각
속도
(℃/초)		 종료
온도
(℃)		 유지
시간
(초)		 온도
(℃)		 유지
시간
(초)		 온도
(℃)		 유지
시간
(초)
실시예1 5 830 60 2.5 750 70 240 10 430 60 - -
실시예2 5 830 60 2.5 750 70 240 10 430 60 - -
실시예3 5 830 60 2.5 750 70 240 10 450 4 490 6
실시예4 5 830 60 2.5 750 70 240 10 450 4 500 6
실시예5 5 830 60 2.5 750 70 240 10 450 4 525 6
비교예1 5 830 60 2.5 750 70 240 10 450 4 550 6
실시예6 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 460 6
실시예7 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 490 6
실시예8 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 510 6
실시예9 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 515 6
비교예2 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 540 6
비교예3 5 830 60 2.5 750 70 240 10 460 4 550 6
실시예10 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 460 6
실시예11 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 490 6
실시예12 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 510 6
실시예13 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 520 6
실시예14 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 530 6
비교예4 5 830 60 2.5 750 70 240 10 470 4 550 6
표 2를 참조하면, 비교예1 내지 비교예4는 합금화 온도가 540℃ 또는 550℃로 본 발명이 제시한 범위보다 높다.
표 3은 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 기계적 특성을 나타낸 표이다.
구분 항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장강도x연신율
(MPa%)
실시예1 747 1098 21 23058
실시예2 734 1098 21 23058
실시예3 694 1090 20 21800
실시예4 689 1087 20 21740
실시예5 674 1086 20 21720
비교예1 615 1048 18 18864
실시예6 745 1100 20 22000
실시예7 717 1083 20 21660
실시예8 713 1087 20 21740
실시예9 703 1089 20 21780
비교예2 641 1081 18 19458
비교예3 625 1057 17 17969
실시예10 708 1101 20 22020
실시예11 711 1095 21 22995
실시예12 702 1090 20 21800
실시예13 722 1094 20 21880
실시예14 650 1086 20 21720
비교예4 644 1052 17 17884
표 3을 참조하면, 실시예들은 항복강도, 인장강도, 연신율, 및 인장강도x연신율의 값이 본 발명이 제시한 범위를 만족한다.
비교예1 내지 비교예4는 항복강도와 인장강도는 본 발명이 제시한 범위를 만족하지만, 연신율은 본 발명이 제시한 20% 이상을 만족하지 못하고, 인장강도x연신율의 값은 본 발명이 제시한 20,000 MPa% 이상을 만족하지 못한다.
표 4는 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 미세조직을 나타낸 표이다.
구분 페라이트
(%)		 잔류
오스테나이트
(%)		 템퍼드
마르텐사이트
(%)		 기타 조직
실시예1 27 11 62 -
실시예2 26 13 61 -
실시예3 28 12 60 -
실시예4 27 12 61 -
실시예5 26 11 63 -
비교예1 28 6 66 시멘타이트, 펄라이트
실시예6 25 12 63 -
실시예7 29 12 59 -
실시예8 27 12 61 -
실시예9 28 11 61 -
비교예2 28 9 63 시멘타이트, 펄라이트
비교예3 30 6 64 시멘타이트, 펄라이트
실시예10 28 12 60 -
실시예11 26 11 63 -
실시예12 27 12 61 -
실시예13 25 11 64 -
실시예14 28 11 61 -
비교예4 29 6 65 시멘타이트, 펄라이트
표 4를 참조하면, 실시예들은 본 발명이 제시한 미세조직의 분율을 만족한다. 실시예들은 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트 미세조직 형상과 분율에 의하여, 상술한 인장강도x연신율이 목표 수치인 20,000 MPa% 이상을 달성하는 것으로 분석된다.
비교예1 내지 비교예4는 잔류 오스테나이트 분율이 본 발명이 제시한 11% 이상을 만족하지 못한다. 따라서, 비교예들은 인장강도x연신율이 목표 수치인 20,000 MPa% 이상을 달성하지 못하는 것으로 분석된다.
상기 실시예들의 물성과 미세조직의 관련성에 대하여 더 상세하게 설명하기로 한다.
실시예1 및 실시예2의 경우에는, 최적화된 이상역 소둔-급랭-재가열 열처리 공정에서 제조된 냉연강판으로서, 본 발명에서 목표하는 최종 미세조직 및 재질을 만족함을 확인할 수 있다.
실시예3 내지 실시예14 및 비교예1 내지 비교예4의 결과를 분석하면, 도금욕 침지 온도(또는, 후열처리 온도) 및 합금화 온도 변화에 따라 최종 미세조직 및 재질 변화가 확인됨을 알 수 있다.
비교예1 내지 비교예4의 결과를 분석하면, 본 발명이 목표하는 재질 및 미세조직을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다. 도금욕 침지 온도에 따른 영향이 있을 수 있으나 그 효과는 미미할 것으로 판단되며, 합금화 온도가 540℃ 이상으로 증가함에 따라, 급랭 이후 구성된 최종 미세조직 분율에서 불필요한 상변태가 발생하기 때문인 것으로 분석된다. 이는 실시예1 및 실시예2와 비교하면, 감소된 잔류 오스테나이트 분율 및 추가 미세조직 관찰 결과(탄화물 및 펄라이트)로 확인할 수 있다.
해당 모사 시험 결과에 대한 추가적인 상변태 분석을 위한 딜라토메트리 시험을 추가로 진행하였다. 이 경우 합금화 온도가 460℃에서 증가함에 따라 탄화물 석출이 활발해지고, 추가적으로 목표하지 않은 펄라이트 조직이 형성되는 것을 확인할 수 있다. 해당 현상은 합금화 온도 540℃ 이상의 영역에서 확인할 수 있었다.
실시예3 내지 실시예14의 결과를 분석하면, 실시예1 및 실시예2와 비교하여, 유사한 미세조직 구성 및 목표 재질을 만족함을 확인할 수 있으며, 도금욕 침지 온도와는 큰 관계 없이 합금화 온도 540℃ 미만 영역에서 만족함을 확인할 수 있다. 다만, 도금 공정 중 발생할 수 있는 이슈 사항에 근거하여 도금욕 침지 온도(재가열 온도)는 통상적인 도금욕 온도(460℃)와 큰 차이가 없는 것이 바람직하다. 따라서, 이러한 결과로부터, 도금욕 침지 온도(재가열 온도)는 450℃ ~ 470℃, 합금화 온도는 460℃ ~ 540℃ 미만으로 설정할 수 있다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 고강도 및 고성형성 강판의 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 2를 참조하면, 상기 고강도 및 고성형성 강판에서, 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 관찰되었다. 상기 오스테나이트의 분율은 약 12%이고, 상기 페라이트의 분율은 28%이고, 및 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 60%로 측정되었다.
본 발명에서는 도금 공정 모사 시험을 통한 초고장력-고성형 도금강판 및 그 제조 범위에 대한 부분을 서술하였다. 냉연강판 대비 도금강판 제조시에는 도금욕 침지 및 합금화 공정 두 가지 공정 단계에 따른 추가적인 상변태 발생으로 인해 목표한 미세조직 및 물성에 도달할 수 없는 가능성이 있으며, 본 발명에서는 이러한 도금 공정 조건의 경계범위를 지정하여 냉연강판 대비 재질 열화 현상이 발생하지 않는 도금 강판 및 그 제조법에 대해 기술하였다
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 권리 범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    시멘타이트 및 펄라이트가 배제되고, 잔류 오스테나이트, 페라이트, 및 템퍼드 마르텐사이트가 혼합된 혼합 조직을 가지고,
    상기 잔류 오스테나이트의 분율은 11% ~ 20%이고, 상기 페라이트의 분율은 25% ~ 35%이고, 및 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율이고,
    항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 1080 MPa ~ 1180 MPa, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족하는,
    고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판.
  2. 삭제
  3. 삭제
  4. 중량%로, 탄소(C): 0.1% ~ 0.3%, 실리콘(Si): 1.6% ~ 2.4%, 망간(Mn): 1.5% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0% 초과 ~ 0.05%, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 총합: 0% 초과 ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.01%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.003%, 질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 500℃ ~ 650℃ 범위의 온도에서 연화 열처리를 수행한 후, 냉간 압연하여, 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 3℃/초 ~ 10℃/초의 승온속도로 810℃ ~ 850℃로 승온하고, 810℃ ~ 850℃에서 60초 이상 동안 유지하여 소둔 열처리하는 단계;
    상기 냉연강판을 5℃/초 ~ 10℃/초의 냉각속도로 730℃ ~ 770℃까지 1차 냉각하는 단계 및 상기 냉연강판을 70℃/초 이상의 냉각속도로 230℃ ~ 250℃까지 2차 냉각을 수행하고, 5초 ~ 20초 동안 유지하는 단계로 다단 냉각하는 단계;
    상기 냉연강판을 450℃ ~ 470℃의 온도에서 1초 ~ 10초 동안 유지하는 후열처리단계;
    상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 450℃ ~ 470℃의 온도에서 용융아연도금층을 형성하는 단계; 및
    상기 용융아연도금층이 형성된 냉연강판을 460℃ ~ 540℃ 미만의 온도에서 1초 ~ 20초 동안 유지하여 합금화 열처리하는 단계;를 포함하는, 고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판의 제조방법으로서,
    상기 고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판의 제조방법으로 제조된 고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판은,
    상기 잔류 오스테나이트의 분율은 11% ~ 20%이고, 상기 페라이트의 분율은 25% ~ 35%이고, 및 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 나머지 분율이고,
    항복강도(YS): 600 MPa 이상, 인장강도(TS): 1080 MPa ~ 1180 MPa, 연신율(EL): 20% 이상, 및 인장강도와 연신율의 곱: 20,000 MPa% 이상을 만족하는,
    고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 열연강판을 제조하는 단계는,
    상기 합금 조성을 갖는 강재를 준비하는 단계;
    상기 강재를 1,150 ~ 1,250℃에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강재를 880℃ ~ 930℃의 마무리압연 종료온도로 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 열연강판을 550℃ ~ 650℃에서 권취하는 단계를 포함하는,
    고강도 및 고성형성 합금화 용융아연도금강판의 제조방법.
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