KR20100035832A

KR20100035832A - 초고강도 열연강판 및 그 제조방법

Info

Publication number: KR20100035832A
Application number: KR1020080095188A
Authority: KR
Inventors: 한성경; 백선필; 김성주
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2008-09-29
Filing date: 2008-09-29
Publication date: 2010-04-07

Abstract

본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다. 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트의 3상 조직을 가진다. 본 발명은 980MPa 이상의 인장강도와 20%이상의 연신율 및 도금성이 확보되는 초고강도 강판의 제조가 가능하므로 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고 종래의 590~780MPa 고강도 강판을 대체하여 사용이 가능하므로 초고강도를 통한 자동차 총 중량감소 및 연비 효율 상승을 기대할 수 있는 이점이 있다.

열연강판, 변태유기소성, 도금성

Description

초고강도 열연강판 및 그 제조방법{Hot-rolled steel having ultra-high strength, and method for producing the same}

본 발명은 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 더욱 상세하게는 980~1180MPa급 자동차 구조용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

기존 자동차 산업은 경쟁이 심화됨에 따라 자동차 품질에 대한 고급화, 다양화 요구가 높아지고 있으며, 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 자체 강성을 증대시키고 연비 효율을 향상시키기 위한 노력을 하고 있다.

특히, 최근 철강업계 및 자동차 업계의 연구관심은 환경오염과 고강도, 경량화에 집중되고 있으며, 자동차 디자인이 복잡해지고 소비자의 욕구가 다양화됨에 따라 고강도이면서 가공성과 성형성이 우수한 강을 요구하고 있다.

그 예로, 자동차 차체 등 구조부재는 변태유기소성(TRIP : TRansformation Induced Plasticity)강, 2상 조직(DP : Dual Phase)강, 복합조직(CP : Complex Phase)강 등을 이용한 고강도 강판이 사용되고 있다.

이 강들은 멤버류, 필라류, 범퍼보강재 등 차량 충돌시 높은 에너지 흡수능이 요구되는 부품에 주로 적용되며 롤포밍을 이용해 가공하기 때문에 굽힘가공성 과 높은 연신율을 필요로 하고 차체 부식을 방지하기 위하여 용융아연도금을 필수로 요구하고 있다.

예를 들어 2상 조직강과 복합조직강은 기본조직인 페라이트, 펄라이트 외에 고온상인 오스테나이트 급랭시 얻어지는 마르텐사이트, 베이나이트 등 각 상들의 분율을 조절하여 최적화하고, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 등 미량의 합금원소를 첨가해 만든 석출상 등을 이용하여 인장강도 및 항복강도를 증대시킨다.

하지만 이러한 강들은 강도증가를 위해 마르텐사이트나 석출물의 분율을 증가시키면 강도는 증가하나 페라이트 분율이 감소하여 연성이 저하되므로 프레스 성형과 같은 복잡한 형상의 가공이 필요한 부품류엔 적용이 어렵다.

이에 따라, 압연과정에서 오스테나이트를 형성한 후 냉각과정에서 냉각 속도와 냉각 종료 온도 등을 제어하여 상온에서 오스테나이트를 일부 잔류시키고, 상기 잔류오스테나이트가 소성변형 중에 마르텐사이트로 변태하도록 하여 연성을 증가시킨 변태유기소성강이 주로 적용된다.

변태유기소성(TRIP)강은 2상 조직강과 복합조직강에 비하여 연성이 5~10% 정도 더 높기 때문에 복잡한 부품형상 가공에 유리하고, 자동차 충돌시 부품이 충격에 의해 가공을 받게 되는데 이때 잔류오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 충격에너지 흡수능 또한 높아지는 장점을 가진다.

하지만 변태유기소성(TRIP)강의 경우 강도 및 성형성을 개선시키기 위하여 여러 합금원소들을 소재 내에 첨가하게 되는데 이러한 첨가원소들이 소재의 표면층에 농화되어 모재인 철(Fe)과 도금원소인 아연(Zn)의 반응에 많은 영향을 미치게 된다.

특히, 기존 개발된 변태유기소성강들은 초고강도를 확보하기 위해 망간(Mn), 실리콘(Si), 탄소(C) 함량을 급격히 증가시키고, 석출상 생성을 위하여 합금원소를 다량 첨가하게 되는데, 그에 따라 강도는 증가하나 소재 표면에 Si계 산화물(Mn₂SiO₄ 등)이 형성되어 미도금층이 발생되므로 용융도금이 절대적으로 불리하게 된다.

따라서 C, Si, Mn의 함량을 저감하고 대신 핫 프레스 포밍 제조공정을 이용하여 초고강도와 성형성을 만족시키려는 시도가 있었다. 그러나 이 방법 또한 용융아연도금이 불가하여 새로운 도금법을 개발해야 하고, 고가의 핫 프레스 포밍 장비를 신규 투자해야 하는 어려움이 존재한다.

이와 같이, 변태유기소성강을 이용한 초고강도 강판의 개발은 열역학적으로나 금속학적으로 많은 인자를 내포하고 있어 개발에 따른 연구기간과 투자가 많이 소요된다. 따라서 자동차의 요구특성을 만족하기 위해서는 지속적인 연구가 필요하다.

이를 위하여, 한국특허 10-2005-0063981에서는 실리콘을 0.6%이상 첨가하여 강판의 강도를 증가시키고 최종조직에서 일정한 페라이트가 형성되도록 하는 120kg급 강도의 변태유기소성강으로 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 그러나 상기 방법은 용융도금 표면처리가 어려워 전기아연도금(EG:Electro Galvanized)하므로 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.

또한, 한국특허 10-2005-0032721에서는 실리콘을 0.75% 이상, 망간을 4~7% 첨가하여 잔류 오스테나이트를 확보하는 120kg급 강도의 변태유기소성강으로 역시 일반 냉연강판을 제조하는 방법을 제시하고 있다. 하지만 이 방법 역시 용융도금 표면처리가 어려운 문제점이 있다.

그리고, 일본특허 10-2005-7013049에서는 실리콘과 알루미늄을 함유하면서도 용융도금 표면처리를 위해 니켈이 Ni≥1/5×Si(5)+1/10×Al(%)의 조업조건을 만족하도록 제어하여 강판의 강도와 도금성능을 개선하는 방법이 제시되어 있다. 그러나 상기 방법은 고가인 니켈의 함량 증가가 제조원가의 상승으로 이어져 상업적 생산이 불가능해지는 문제점이 있다.

본 발명은 상기한 바와 같은 종래의 문제점을 해결하기 위한 것으로, 본 발명의 목적은 합금원소의 조절과 열간압연 및 산세, 도금공정의 제어를 통한 변태유기소성(TRIP)현상을 이용하여 용융아연도금이 가능하면서도 강도와 연성의 밸런스가 우수한 자동차용 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

상기한 바와 같은 목적을 달성하기 위한 본 발명의 특징에 따르면, 본 발명은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트의 3상 조직을 가진다.

탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를 1150~1250℃에서 균질화 열처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 300~500℃에서 권취 한 후 산세 및 도금처리한다.

상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 다단냉각을 실시한다.

상기 도금처리는 상기 열간압연된 강판을 산세 후, 450~500℃의 온도로 가열하여 50초 이내로 유지한 후 450~500℃에서 용융아연도금하고 480~550℃에서 합금화 열처리를 수행한 후 냉각한다.

본 발명은 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘의 함량을 낮추어 용융아연 도금이 가능하고, 열간압연 제어기술과 도금열처리 온도 제어를 통하여 잔류 오스테나이트의 함량을 증가시킴으로써 980~1180MPa급의 인장강도와 20%이상의 연신율이 확보되는 열연강판을 제조한다.

따라서, 종래의 590~780MPa급 고강도 강판을 대체하는 것이 가능하고, 강도 증가로 인한 강판의 두께를 감소시킬 수 있으므로 자동차의 총중량을 감소시켜 연비 효율 상승에 기열할 수 있는 효과가 있다.

또한, 자동차 구조부재로 성형하여 부품 적용시, 성형성이 우수하여 복잡한 부품형상의 가공이 용이하고, 증가된 오스테나이트 분율로 인하여 자동차 충돌시 충격에너지 흡수능이 향상되는 효과를 기대할 수 있다.

이하 본 발명에 의한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법의 바람직한 실시예 를 상세하게 설명한다.

본 발명은 합금원소의 조절과, 열간압연 온도제어 및 산세,도금공정의 온도제어를 통해 용융아연도금이 가능하고 강도와 연성의 밸런스가 우수한 980~1180MPa급의 인장강도를 갖는 초고강도 열연강판을 제조하는 것이다.

합금조성은 탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

상기 합금조성을 갖는 강슬라브는 열간압연 후 산세, 도금공정을 통해 열연강판으로 제조된다.

더 상세히 설명하면, 강판표면에 산화물을 형성하는 실리콘(Si)의 함량을 낮추어 용융아연 도금성을 확보하고, 열간압연과 산세(PO),도금공정에서의 온도를 제어하여 강판 조직 내에 잔류오스테나이트를 다량 생성시킨다.

그리고, 소입성 합금원소인 망간(Mn), 크롬(Cr), 보론(B)을 첨가하여 도금성 및 강도의 향상을 도모한다.

그리고, 미세한 석출상이나 고용되어 강도를 증가시키는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 니켈(Ni), 구리(Cu)를 미량 첨가하여서 고용경화 및 미세한 석출상이 생성되도록 한다.

상기 열연강판의 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트로 구성되는 변태유기소성의 3상 조직을 가진다.

3상 조직은 열간압연 온도제어를 통해 잔류오스테나이트의 함량을 증가시킨 것이다. 이때, 페라이트는 결정립 입계 사이즈가 10㎛ 이하로 30~50%의 분율을 가지며, 잔류 오스테나이트는 결정립 크기가 5㎛ 이하로 10~30%의 분율을 갖는다. 또한 베이나이트는 결정립 크기가 10㎛ 이하로 20~40%의 분율을 갖는다.

페라이트는 연성확보와 관련된 미세조직으로 분율이 30% 미만이면 강판의 연성확보가 어렵고, 50%를 초과하면 강도저하를 수반하고 잔류 오스테나이트의 화학적 안정성을 확보하기 어렵다.

잔류 오스테나이트는 소성 유기변태와 관련된 미세조직으로 10% 미만이면 변태유기소성에 의해 원하는 연신율 향상을 기대하기 어렵고, 10% 이상일 경우 분율이 높을수록 유리하나 페라이트와 베이나이트의 분율을 고려하여 30% 이하가 되도록 한다.

베이나이트는 인성, 강도와 관련된 미세조직으로 20% 미만이면 강도기여 효과가 없고, 40%를 초과하면 강도증가에 의한 인성저하를 수반하게 된다.

이하 본 발명의 합금원소들의 기능과 함유량에 대하여 상세히 설명한다.

탄소(C): 0.15~0.25wt%

탄소는 강에 고강도를 부여하기 위한 불가결한 원소이다. 탄소는 2상 영역에서 공냉 후 냉각시 오스테나이트 상에 농화되고 베이나이트 변태 온도범위에서 오 스테나이트를 안정화시킨다. 그리고 탄소는 페라이트 내부에서 오스테나이트로 확산이동, 농축되어 상온으로 냉각 후에도 잔류오스테나이트를 확보하므로 강의 가공시 변태유기소성을 발생시켜 성형성을 개선한다.

탄소는 소량 첨가되면 오스테나이트가 페라이트로 변태되어 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 분율 확보를 어렵게 하므로 강도 및 연신율 특성이 저하된다. 따라서 최소 0.15wt% 이상은 첨가한다. 반면, 탄소는 과다 첨가되면 용접성이 저하되고 강도 증가에 따른 연성 및 스트레치-플렌지성이 저하되므로 상한치를 0.25wt%로 제한한다.

실리콘(Si): 0.50wt% 이하

실리콘(Si)은 고용강화 원소로서 강의 청정화에 기여하고, 오스테나이트의 탄소 농화를 촉진하여 오스테나이트의 안정도를 증가시킴으로써 상온에서도 오스테나이트가 잔류하게 한다.

실리콘은 적정 망간을 첨가하는 강에 첨가되면 용접시 용융금속의 유동성을 향상시켜 용접부 내 개재물 잔류를 최대한 감소시키고 항복비와 강도 및 연신율의 균형을 저해하지 않으면서 강도를 향상시킨다. 또한, 실리콘은 페라이트내 탄소의 확산속도를 느리게 하여 탄화물의 성장을 억제하고 페라이트를 안정화하여 연신율을 향상시킨다.

하지만 실리콘(Si)은 과다 첨가시 도금성 및 적스케일로 인한 표면 결함을 발생시키고, 도금부착성을 저하시켜 미도금 및 도금 박리현상 등의 문제점이 발생 시키므로 그 상한치를 0.50wt%로 제한한다.

망간(Mn) 1.50~3.00wt%

망간(Mn)은 고용강화 원소로서, 오스테나이트를 안정화하여 2상 영역 온도를 저하시키고 낮은 임계냉각속도에서도 오스테나이트가 펄라이트로 분해되는 것을 방지하여 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트가 생성되기 쉽게 한다.

망간은 소량 첨가되면 마르텐사이트를 얻기 위한 빠른 냉각속도 때문에 발생하는 열응력으로 인하여 강판의 형상이 불량해지므로 0.8wt%이상의 첨가가 필요하다.

하지만 980MPa 이상의 인장강도를 얻기 위해서는 최소 1.50wt% 이상을 첨가해야 원하는 연신율과 용접성을 얻을 수 있다. 반면, 3.00wt%를 초과하여 첨가하면 슬라브 주조시 두께 중심부에서 망간밴드 조직이 형성되고 편석이 급격하게 증가하여 강의 가공성 및 용접성을 저해하게 된다. 따라서 망간의 함량은 1.50~3.00wt%의 범위 내로 함유하는 것이 바람직하다.

알루미늄(Al): 0.50~2.00wt%

알루미늄은 주로 탈산제로 사용되는 원소이다. 알루미늄은 실리콘과 마찬가지로 소둔 후 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 펄라이트 변태의 진행을 지연시켜 페라이트 결정립을 안정화한다. 또한 알루미늄 첨가시엔 페라이트 변태가 초기에 시작되므로 오스테나이트 중의 탄소의 농화가 증가하여 상온에서의 오스테나이트상 의 안정성을 증가시킨다.

또한, 알루미늄(Al)은 제강 공정에서의 탈산작용 이외에, 강 중의 질소(N)와 결합하여 AlN를 석출하여 결정립을 미세화시키므로 강판의 강도를 향상시킨다. 또한 집합조직을 발달시켜 강판의 성형성을 높이고 강 중의 용존 산소량을 충분히 낮은 상태로 유지하여 슬라브 제조시 균열을 방지한다.

알루미늄은 소량 첨가시 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래하므로 0.01wt%이상의 첨가가 필요하다. 그러나 강도 및 잔류 오스테나이트상의 확보를 위해서는 0.50wt% 이상 첨가가 필수적이다. 반면, 2.00wt%를 초과하는 경우에는 실리콘과 마찬가지로 도금성능을 저해하므로 상기 알루미늄의 함량은 0.50~2.00wt%의 범위로 함유하는 것이 바람직하다.

니오븀(Nb) 티타늄(Ti): 0.10wt% 이하

니오븀, 티타늄 원소는 강 중의 탄소 또는 질소를 NbC, NbN, TiC, TiN 형태로 석출하거나, 철(Fe)내 고용강화를 통하여 강의 강도를 개선하는 원소들이다. 상기 원소들은 0.10wt%이하로 첨가될 경우 본 발명의 취지를 손상시키지 않고 강도향상에 기여할 수 있다. 따라서, 경우에 따라 니오븀, 티타늄 중 하나 이상을 0.10wt% 이하 범위에서 추가로 함유할 수 있다.

니켈(Ni) 0.30wt% 이하

니켈은 강도 증가 및 내식성 향상을 위해 구리 첨가시 발생되는 적열취성을 방지하기 위한 원소로서 첨가된다. 보통 구리(Cu) : 니켈(Ni) = 1 : 1~2 의 비율로 첨가시 효과가 가장 좋다고 알려져 있다. 구리(Cu) 첨가시 공정변수를 조정하여 적열취성등 품질확보가 어려울 시에는 구리(Cu)의 첨가 함량에 맞추어 0.30 wt% 이하의 범위 내로 첨가한다.

구리(Cu) 0.30wt% 이하

구리(Cu)는 알루미늄(Al)과 더불어 베이나이트 변태구간에서 탄소의 석출을 억제하고 잔류 오스테나이트를 생성하는 역할과 더불어 내부식성을 향상시킨다. 또한 페라이트 결정립을 미세화하는 효과가 있어 강도를 증가시키는 기능을 갖는다. 구리는 0.3wt%초과시 연신율이 감소하므로 0.30wt%이하로 규제한다.

크롬(Cr) 0.10~0.50wt%

크롬은 페라이트 형성원소로서 오스테나이트가 펄라이트나 베이나이트로 변태되는 것을 지연시켜 2상 영역 공냉 후 오스테나이트가 상온에서 마르텐사이트로 변태되게 한다.

크롬은 0.10wt% 이하로 첨가되면 충분한 강도를 얻기 힘들고 0.50wt% 이상 첨가시에는 강도상승을 유발시켜 연성을 저하시키므로 강도와 연성의 균형이 깨어지는 문제가 발생한다.

보론(V) 0.0005~0.0050wt%

보론은 강의 담금질성을 향상시키는 원소로 필요에 따라 첨가될 수 있다. 보론은 0.0005wt% 이상 첨가되는 것이 바람직하나 0.0050wt% 이상 첨가될 경우 결정립계에 편석을 발생시켜 재질의 편차를 가져오는 문제점이 있으므로 0.0005~0.0050wt% 범위로 첨가되는 것이 바람직하다.

인(P) 0.05wt% 이하

인은 알루미늄과 마찬가지로 세멘타이트 형성을 억제하고 강도를 증가시키기 위해 첨가된다. 인은 함량이 0.05wt%를 초과하면 용접성이 악화되고 슬라브 중심편석에 의해 최종 제품에 재질편차가 발생할 수 있다. 따라서 0.05wt% 이하의 범위로 규제하는 것이 바람직하다.

황(S) 0.02wt% 이하

황은 강의 제조시 불가피하게 함유되는 원소로 인성 및 용접성을 저해하고, 유화물계(MnS) 비금속 개재물을 증가시켜 크랙 등의 발생을 야기한다. 특히, 황은 과다첨가시 조대한 개재물을 증가시켜 피로특성을 열화하므로 0.02wt% 이하의 범위로 규제한다.

질소(N) 0.01wt% 이하

질소는 AlN의 형성으로 결정립을 미세화하나 용융도금아연시 아연 도금층의 합금화 공정에서 냉각시 과포화되어 연신율을 저하시키므로 0.01wt%이하로 제한한 다.

본 발명의 강판은 상기 성분들을 함유하고, 나머지는 실질적으로 철(Fe) 및 불가피한 원소들이며, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소로서 불가피한 불순물의 미세량 혼입도 허용된다.

상기한 바와 같은 조성을 갖는 슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 주괴 또는 연속주조공정을 통해 제조되며, 여기서는 열간압연을 거쳐 강판 형태로 제조된 후에, 그 강판의 표면에 산세 및 용융아연도금 처리되는 아래의 공정을 거치게 된다.

각 공정은 아래와 같다.

[가열로 공정]

슬라브를 재가열하는 공정은 주조시 편석된 성분을 재고용하기 위한 것이다. 재가열은 1200±50℃의 온도범위로 가열한다. 이는 재가열 온도가 낮으면 편석된 성분이 재고용되지 못하고, 과도하게 높으면 오스테나이트 결정입도가 증가하여 페라이트의 입도가 조대화되면서 강도가 감소하기 때문이다.

[열간압연 공정]

가열로 공정에서 재가열된 슬라브는 열간압연 후 냉각 전까지 강판의 조직이 오스테나이트상의 조직을 갖도록 Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리한다.

열간압연 후에는 강판이 페라이트- 베이나이트- 잔류 오스테나이트의 3상 조 직이 되도록 권취온도까지 다단냉각을 실시한다.

다단냉각은 열간압연 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 300~500℃범위까지 냉각하여 권취하는 방식을 채택한다. 그러면, 공냉과정에서 오스테나이트의 일부가 페라이트 및 베이나이트로 변태되어 최종 열연강판의 조직이 페라이트-베이나이트-잔류 오스테나이트의 3상 조직으로 된다.

이때, 다단냉각의 중간온도는 650℃보다 낮으면 페라이트 대신 펄라이트가 생성되어 오스테나이트 내 탄소농화가 어려워지므로 상온에서 오스테나이트를 잔류시키기 어렵고, 750℃보다 높으면 미세한 페라이트 분율 확보가 어렵다.

그리고, 권취온도는 300℃보다 낮을 경우 빠른 냉각속도로 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되어 잔류 오스테나이트 확보가 어렵고 500℃를 초과하는 경우 열연강판에 펄라이트가 생성되는 문제점이 있다.

[산세(PO) 및 도금 공정]

열간압연된 강판을 60~85℃의 온도범위로 가열한 15~25%의 희석 염산용액에 10~30초 동안 침지하여 표면 산화층을 제거한 후, 450~500℃로 가열하여 50초 이내로 유지하고 450~500℃에서 용융아연도금 한 후 480~550℃에서 합금화 열처리를 실시한다.

가열온도는 450℃보다 낮으면 드로스(dross)발생으로 인한 용융아연도금강판의 품질저하가 발생하고 500℃보다 높거나 유지시간이 길면 열간압연 공정에서 생 성된 잔류오스테나이트상 내의 탄소가 확산되어 잔류오스테나이트가 베이나이트나 탄화물로 변태하여 잔류오스테나이트상의 분율이 급격히 감소하는 문제가 발생한다. 따라서 가열온도는 450~550℃, 유지시간은 50초 이내로 제한하는 것이 바람직하다.

한편, 합금화 열처리 온도는 480℃보다 낮으면 도금층의 합금 반응속도가 감소하고 도금층 내의 철(Fe) 농도가 감소하게 되어 도금층의 안정적 성장을 확보하기 어렵다. 그리고 550℃보다 높으면 과도한 합금화의 진행으로 성형시 도금층 박리가 발생하기 쉽고 잔류오스테나이트의 분해로 분율이 감소되어 변태유기소성 효과에 의해 강판의 가공성을 개선하고자하는 본 발명의 목적을 달성할 수 없다.

이하, 상술한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법을 발명예와 다른 비교예를 대비하여 설명하기로 한다.

표 1은 본 발명의 발명예와 다른 비교예의 성분비를 나타낸 것이고, 표 2는 표 1의 발명예와 비교예의 열처리 및 압연조건을 나타낸 것이며, 표 3은 표 1과 표 2의 조건에 의해 제조된 시편의 기계적 성질을 측정한 결과를 나타낸 것이다.

구분	화학성분(wt%, 잔부Fe)													Mneq
구분	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Nb	Ti	Ni	Cr	B	N
비교예1	0.10	0.55	2.48	0.011	0.002	-	-	0.025	-	-	-	-	0.0045	2.7
비교예2	0.14	0.51	1.55	0.016	0.002	-	0.64	-	-	0.72	-	-	0.0024	3.0
비교예3	0.21	1.50	2.10	0.010	0.003	-	-	0.024	0.053	-	-	-	0.0041	2.5
발명예1	0.19	0.39	1.95	0.009	0.002	1.01	-		-	-	0.12	0.0018	0.0034	2.2
발명예2	0.20	0.51	2.14	0.010	0.002	1.07	-	0.025	-	-	-	-	0.0042	2.3
발명예3	0.20	0.50	2.05	0.011	0.002	1.01	-	0.024	0.053	-	-	-	0.0042	2.2
발명예4	0.25	0.50	2.02	0.011	0.002	0.99	-	0.027	0.052	-	-	-	0.0049	2.2
발명예5	0.24	0.48	2.54	0.010	0.001	0.99	-	0.026	-	0.11	-	-	0.0035	2.7
발명예6	0.20	0.50	2.03	0.064	0.002	0.99		-	-	0.24	-	-	0.0012	2.4
발명예7	0.20	0.50	2.09	0.011	0.002	0.98	0.21	-	-	-	-	-	0.0044	2.3

[Mneq:망간 당량(망간 당량이 유사한 합금설계일 경우 유사재질로 봄)]

구분	열간압연조건				냉간압연조건	소둔열처리 조건
구분	가열온도 (℃)	압연 종료온도 (℃)	냉각 중간온도 (℃)	냉각온도 (℃)	압하율 (%)	소둔온도 (℃)	과시효 온도(℃)	도금온도 (℃)
비교예1	1230	910	-	650	53	780	460	520
비교예2	1225	920	-	670	53	780	460	520
비교예3	1230	910	-	650	53	780	460	520
발명예1	1240	905	685	365	-	-	-	470
발명예2	1230	910	680	340	-	-	-	470
발명예3	1230	910	680	350	-	-	-	470
발명예4	1235	910	690	350	-	-	-	470
발명예5	1230	915	690	340	-	-	-	470
발명예6	1220	915	690	340	-	-	-	470
발명예7	1235	900	680	360	-	-	-	470

구분	기계적 성질
구분	항복강도(MPa)	인장강도(MPa)	연신율(%)	강도-연성 밸런스 (TS×EL)	도금성
비교예1	550	893	14	12502	양호
비교예2	700	996	24	23904	불량
비교예3	685	986	22	21692	불량
발명예1	740	1170	20	23400	양호
발명예2	720	1190	21	24990	양호
발명예3	709	1090	22	23980	양호
발명예4	790	1186	23	27278	양호
발명예5	782	1202	23	27646	양호
발명예6	720	1125	23	25875	양호
발명예7	805	1058	22	23276	양호

상기 표 3은 표 1과 표 2의 조건으로 제조한 강판의 시편을 채취하여 강도 및 연신율 등의 기계적 성질을 측정한 실험결과표이다.

발명예의 경우에는, 표 1의 조성을 가진 슬라브를 1250℃에서 2시간 재가열하고 900℃이상에서 2.4mm 두께로 열간압연하고 680℃의 중간온도까지 냉각하여 5초 동안 유지한 후 400℃에서 권취하였다. 이후 권취된 강판을 산세(PO) 및 도금공정으로 이송하여 강판 표면의 산화물을 제거하고 470℃에서 용융아연도금한 후 490℃에서 합금화 열처리를 실시하였다.

비교예의 경우에는, 900℃에서 열간압연을 마무리하고 650℃에서 권취한 다음 1시간 유지 후 노냉하였다. 이 후 산세를 실시하고 2.4mm 열연강판을 1.4mm두께로 냉간압연하고 소둔 온도를 820℃, 과시효 온도를 460℃, 용융아연도금 온도를 520℃로 하여 연속소둔을 실시하였다.

표 1 내지 표 3을 살펴보면, 열간압연 공정 후 다단냉각을 실시하고 도금온도를 제어한 본 발명강의 경우 980MPa 이상의 인장강도가 확보되었으며 연신율도 기준범위를 만족하였다.

비교예 3에서 확인되는 바와 같이, Si의 함량이 높을 경우 인장강도와 항복강도 및 연신율은 일정부분 확보되나 도금특성이 불량함을 알 수 있다.

비교예 1에서는 도금특성을 확보하기 위해 Si의 첨가량을 줄였으나 이 경우 인장강도 및 항복강도가 기준치에 미달되었다.

비교예 2에서는 도금특성 확보를 위해 Si의 첨가량을 줄이고, Si의 함량 감소에 의해 저하된 강도를 확보하기 위해, Cu와 Ni을 첨가하였으나 첨가량 과다로 도금특성이 불량하였다.

그에 반해, 발명예 1에서 발명예 7을 살펴보면, 합금원소(Si, Mn, Cr, B, Ni, Ti, Ni, Cu)의 조절과 열간압연 및 산세, 도금공정을 제어한 경우 비교예 3의 Si함량만 높인 경우보다 인장강도 및 항복강도면에서 우위에 있으며 도금특성도 확보됨을 알 수 있다.

특히, 본 발명 강판의 경우에 열간압연 후 다단냉각을 실시함에 의해 인장강도와 항복강도가 더 향상되었으며 연신율도 기준범위를 만족하였다.

발명예들을 통해 Si의 첨가량을 줄이더라도 합금원소와 열간압연 후 냉각방식을 조절함에 의해 초고강도(980~1180MPa)의 인장강도 조건을 만족하면서도 도금성 및 성형성이 향상된 강판을 제조할 수 있음을 알 수 있다.

이와 같은 본 발명의 기본적인 기술적 사상의 범주 내에서, 당업계의 통상의 지식을 가진 자에게 있어서는 다른 많은 변형이 가능함은 물론이고, 본 발명의 권리범위는 첨부한 특허청구 범위에 기초하여 해석되어야 할 것이다.

Claims

탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지며, 미세조직은 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트의 3상 조직을 가지는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판.
탄소(C) 0.15~0.25wt%, 실리콘(Si) 0.50wt% 이하, 망간(Mn) 1.50~3.00wt%, 알루미늄(Al) 0.50~2.00wt%, 니오븀(Nb) 0.10wt% 이하, 티타늄(Ti) 0.10wt% 이하, 니켈(Ni) 0.30wt% 이하, 구리(Cu) 0.30wt% 이하, 크롬(Cr) 0.10~0.50wt%, 보론(V) 0.0005~0.0050wt%, 인(P) 0.05wt% 이하, 황(S) 0.02wt% 이하, 질소(N) 0.01wt% 이하 및 잔부 철(Fe)의 합금조성을 가지는 강슬라브를

1150~1250℃에서 균질화 열처리하고, Ar3 ~ Ar3+50℃ 온도범위에서 열간압연을 마무리하여 300~500℃에서 권취한 후 산세 및 도금처리하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
청구항 2에 있어서,

상기 열간압연 후에는 30~100℃/sec의 냉각속도로 650~750℃범위까지 급냉한 후 5~10초간 공냉을 실시하고, 공냉 후 30~100℃/sec의 냉각속도로 권취온도까지 다단냉각을 실시하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.
청구항 2 또는 청구항 3에 있어서,

상기 도금처리는 상기 열간압연된 강판을 산세 후, 450~500℃의 온도로 가열하여 50초 이내로 유지한 후 450~500℃에서 용융아연도금하고 480~550℃에서 합금화 열처리를 수행한 후 냉각하는 것을 특징으로 하는 초고강도 열연강판의 제조방법.