KR20130027793A

KR20130027793A - 연성이 우수한 인장강도 1180ＭＰａ급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20130027793A
Application number: KR1020110091245A
Authority: KR
Inventors: 이상욱; 이보룡; 문만빈
Original assignee: 현대하이스코 주식회사
Priority date: 2011-09-08
Filing date: 2011-09-08
Publication date: 2013-03-18

Abstract

연성이 우수한 인장강도 1180MPa급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 초고강도 강판 제조 방법은 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.1~1.0%, 망간(Mn) : 2.0~2.5%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.05%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연강판을 형성하는 열연 단계; 상기 열연강판을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연강판을 형성하는 냉연 단계; 상기 냉연강판을 A3 온도 이상의 오스테나이트 단상역 구간에 해당하는 온도에서 가열유지한 후, A1-50℃ ~ A1+50℃에 해당하는 온도까지 1~10℃/s 의 평균냉각속도로 1차 냉각 후, 300~400℃까지 10℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하는 소둔 단계; 및 상기 소둔처리된 강판을 300~400℃에서 60~600초동안 오스템퍼링 처리하는 오스템퍼링 단계;을 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

연성이 우수한 인장강도 1180ＭＰａ급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법 {ULTRA HIGH STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET AND HOT DIP PLATED STEEL SHEET WITH 1180MPa GRADE IN TENSILE STRENGTH WITH EXCELLENT DUCTILITY AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 냉연강판 및 용융도금강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 및 공정 제어를 통하여 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지며, 연성이 우수하여 자동차 차체의 충돌부재 등의 용도로 활용할 수 있는 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법에 관한 것이다.

최근 자동차 업계는 충돌안정성과 경량화를 추구하기 위하여 고강도이면서 고연성을 갖는 강판에 대하여 많은 연구를 하고 있다. 특히, 자동차 바디 골격 부품의 두께를 얇게 하는 동시에, 강도 향상에 의한 충돌 안전성의 확보를 주요 목표로 하고 있다.

자동차용 고강도 소재로는 석출강화강, 소부경화강, 고용강화강, 변태강화강 등이 있다. 변태강화강에는 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강)이나 변태유기소성강(Transformation Induced Plasticity, TRIP강)등이 있다.

DP강은 연질의 페라이트 내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강종이다. CP강은 페라이트, 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상을 위해 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 등의 석출경화원소를 포함하는 강종이다.

TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류 오스테나이트를 상온에서 가공하면 마르텐사이트 변태를 일으키며 고강도 고연성을 확보하는 강종이다.

이중 우수한 연성을 나타내는 고강도강으로서, TRIP강이 주목받고 있다. TRIP강은 다시 폴리고날 페라이트를 주상(main phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)과, 베이니틱 페라이트를 모상(mother phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트강(TBF강) 등의 여러 종류로 분류된다.

이들 중 TBF강은 경질 베이나이트 조직에 의해 고강도를 얻기 쉽다. 베이나이트 조직 중에는 래스(lath)형태의 베이니틱 페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬운 점에서, 매우 우수한 신장(전체 신장)을 얻을 수 있는 특징이 있다.

기존에 개발된 1180Mpa급 초고강도강은 대부분 연속소둔 공정에서 마르텐사이트 개시온도(Ms) 이하로 급냉하여 제조한 냉연강판이다. 이 강판은 연신율이 5% 이내로 너무 낮아, 충동 안전성을 좌우하는 멤버류, 필러류 등은 형상이 복잡하기 때문에 종래의 기계적 특성으로는 성형성을 확보할 수 없다.

본 발명의 목적은 인장강도 1180MPa의 초고강도를 가지면서 연성이 우수하고, 충돌 특성을 만족시키는 높은 항복강도를 갖는 초고강도 냉연강판 및 용융도금강판을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 합금성분 및 소둔 공정 등의 조절을 통하여 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도와 함께 연성을 확보할 수 있는 초고강도 냉연강판 및 용융도금강판 제조 방법을 제공하는 것이다.

상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 강판은 냉연강판 또는 용융도금강판으로서, 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.1~1.0%, 망간(Mn) : 2.0~2.5%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.05%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 전체 조직에 대한 점적률로, 베이니틱 페라이트 : 35 ~ 60%, 마르텐사이트 : 20 ~ 30%, 폴리고날 페라이트 : 10 ~ 20%, 잔류 오스테나이트 : 5 ~ 10% 및 베이나이트와 펄라이트 합산 : 5% 이하를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 강판에는 중량%로, 보론(B) : 0.0005~0.005%, 구리(Cu) : 0.05~0.5%, 니켈(Ni) : 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) : 0.05~1.0%, 크롬(Cr) : 0.1~0.5% 및 바나듐(V) : 0.01~0.08% 중 1종 이상이 더 포함될 수 있다.

또한, 상기 강판은 인장강도 1180MPa 이상, 항복강도 980MPa 이상 및 연신율 6% 이상을 가질 수 있다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판 제조 방법은 상기 제시된 냉연강판의 합금성분으로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연강판을 형성하는 열연 단계; 상기 열연강판을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연강판을 형성하는 냉연 단계; 상기 냉연강판을 A3 온도 이상의 오스테나이트 단상역 구간에 해당하는 온도에서 가열유지한 후, A1-50℃ ~ A1+50℃에 해당하는 온도까지 1~10℃/s 의 평균냉각속도로 1차 냉각 후, 300~400℃까지 10℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하는 소둔 단계; 및 상기 소둔처리된 강판을 300~400℃에서 60~600초동안 오스템퍼링(austempering) 처리하는 오스템퍼링 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 과정을 통한 냉연강판 제조 후, 용융도금 공정을 더 수행하여 용융도금강판을 제조할 수 있다.

본 발명에 따른 초고강도 냉연강판 및 용융도금강판 제조 방법은 합금성분 및 공정조건 제어를 통하여 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트 및 폴리고날 페라이트를 모상으로 하고, 제2상으로 잔류 오스테나이트를 형성함으로써 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지면서도, 항복강도 980MPa 이상 및 연신율 6% 이상을 나타내어 연성이 우수한 특징이 있다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 냉연강판 및 용융도금강판은 경량화, 고강도 및 고연성이 요구되는 자동차 차체의 충돌부재 등의 소재로 활용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 것이다.

본 발명의 이점 및 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 상세하게 후술되어 있는 실시예들 및 도면을 참조하면 명확해질 것이다.

그러나, 본 발명은 이하에서 개시되는 실시예들에 한정되는 것이 아니라 서로 다른 다양한 형태로 구현될 수 있으며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다.

이하, 본 발명에 따른 연성이 우수한 인장강도 1180MPa급 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법에 대하여 상세히 설명하기로 한다.

초고강도 냉연강판

본 발명에 따른 초고강도 강판은 냉연강판 또는 용융도금강판으로서, 중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.1~1.0%, 망간(Mn) : 2.0~2.5%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.05% 및 니오븀(Nb) : 0.01~0.05%를 포함한다.

또한, 본 발명에 따른 초고강도 강판에는 중량%로, 보론(B) : 0.0005~0.005%, 구리(Cu) : 0.05~0.5%, 니켈(Ni) : 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) : 0.05~1.0%, 크롬(Cr) : 0.1~0.5% 및 바나듐(V) : 0.01~0.08% 중 1종 이상이 더 포함될 수 있다.

한편, 본 발명에 따른 초고강도 강판에는 중량%로, 인(P) : 0.15% 이하, 황(S) : 0.02% 이하 및 질소(N) : 60ppm 이하가 포함될 수 있다.

상기 합금 성분들 외, 나머지는 철(Fe)과 강의 제조 과정에서 불가피하게 포함되는 불순물로 이루어진다.

이하, 본 발명에 따른 초강도 강판에 포함되는 각 성분의 함량 및 첨가 이유에 대하여 설명한다.

탄소(C)

탄소(C)는 고강도를 확보하고, 또한 잔류 γ를 확보하는데 필요한 원소이다. 상세하게는 γ상 중에 충분한 C량을 포함시키고, 실온에서도 γ상을 잔류시키기 위해 중요한 원소이다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면, 탄소를 0.1중량% 이상 함유시키는 것이 필요하며, 바람직하게는 0.12중량% 이상, 보다 바람직하게는 0.15중량% 이상이다.

다만, 탄소의 첨가량이 0.2중량%를 초과하면 용접성이 확보되기 어렵다.

따라서, 탄소의 첨가량은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1~0.2중량%인 것이 바람직하다.

실리콘( Si )

실리콘(Si)은 잔류 γ가 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이며, 또 고용강화 원소로서도 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 실리콘을 0.1중량% 이상 함유시키는 것이 필요하며, 0.5% 이상 함유되는 것이 더 바람직하다.

다만, 실리콘이 1.0중량%를 초과하여 과잉 첨가되면 열간취성을 일으키고, 용융아연 도금과정에서 표면 산화물 발생에의한 도금성 열위, 표면 결함 등 오히려 문제가 발생한다.

따라서, 실리콘의 첨가량은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1~1.0중량%인 것이 바람직하다.

망간( Mn )

망간(Mn)은 γ를 안정화하고, 잔류 γ를 얻기 위하여 필요한 원소이며, 고용강화 작용을 하는 원소이다. 또한 Mn은 A3온도를 낮추는 원소로 소둔 온도를 낮게 작업할 수 있는 장점을 갖는다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 2.0중량% 이상 함유시키는 것이 바람직하다.

다만, 망간의 함량이 2.5중량%를 초과하면 주편(鑄片) 분열이 생기고 냉간압연시 강판의 에지크랙이 발생하고 도금시 미도금 발생 등의 악영향이 나타난다.

따라서, 망간의 함량은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 2.0~2.5중량%인 것이 바람직하다.

알루미늄( Al )

알루미늄(Al)은 실리콘과 마찬가지로 소둔 후 세멘타이트의 석출을 억제함으로써 펄라이트 변태의 진행을 지연시켜 페라이트 결정립을 안정화한다. 또한 저 실리콘계에서도 알루미늄을 다량으로 첨가함으로써 연신율을 열화시키지 않고 화성 처리성을 개선한다.

상기 알루미늄은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.03~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

알루미늄의 첨가량이 0.03중량% 미만일 경우, 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래한다. 반대로, 알루미늄의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우에는 연신율 향상의 효과는 포화되고, 오히려 화성 처리성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

티타늄( Ti )

티타늄(Ti)은 석출 강화작용을 가지며, 또한 결정립 미세화를 통하여 고강도화 및 균일한 연신율 확보에 유용한 원소이다.

상기 티타늄은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01~0.05중량%로 첨가되는 것이 바람직하고, 0.02~0.05중량%로 첨가되는 것이 보다 바람직하다. 티타늄의 첨가량이 0.01 중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 티타늄의 첨가량이 0.05중량%를 초과하는 경우, 그 효과가 포화되어 경제성을 저해한다.

니오븀( Nb )

니오븀(Nb)은 NbC의 형태로 석출되어, 석출강화 효과와 동시에 A3 이상의 소둔과정에서 결정립 사이즈를 미세화시켜 강도 향상에 기여한다.

상기 니오븀은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01~0.05중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 니오븀의 첨가량이 0.01중량% 미만일 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니오븀의 첨가량이 0.05중량%를 초과하는 경우, 그 효과가 포화되어 경제성을 저해한다.

보론(B)

보론(B)은 강의 소입성을 향상시키는 원소로, Fe내 고용되거나 강 중의 N과 결합하여 BN상을 석출시켜 강판의 강도를 증가시킨다. 또한 결정립계를 강화하여 2차가공취성을 향상시키는 효과가 있다.

상기 보론은 0.0005중량% 이상 첨가될 경우, 그 효과를 발휘한다. 다만, 보론의 첨가량이 0.005중량%를 초과하는 경우, 결정립계에 편석을 발생시켜 재질의 열화를 가져오는 문제점이 있다.

따라서, 상기 보론은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.0005 ~ 0.005중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

구리( Cu )

구리(Cu)는 강의 강도 강화에 기여하며, 잔류 γ의 확보 및 안정화에 유효한 원소이다. 상기 구리는 0.05중량% 이상 첨가될 경우에 그 효과를 충분히 발휘하며, 보다 바람직하게는 0.1중량% 이상이다.

다만, 구리의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우 그 효과가 포화되어 경제성을 저해한다.

따라서, 상기 구리는 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

니켈( Ni )

니켈(Ni)은 결정립을 미세화하고 오스테나이트에 고용되어 기지를 강화시키는 역할을 한다. 상기 니켈은 0.05중량% 이상 첨가될 경우에 그 효과가 충분히 발휘될 수 있다.

다만, 니켈의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 그 효과가 포하됨과 함께 적열취성을 유발한다.

따라서, 상기 니켈은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

몰리브덴( Mo )

몰리브덴(Mo)은 강의 강도 향상에 기여한다. 또한 몰리브덴은 질소와 결합하여 NMo를 형성하는데, NMo는 실리콘, 알루미늄과 같이 베이나이트 영역에서 열처리시 베이나이트 변태를 지연시키는 효과가 있어 잔류 오스테나이트 확보에 유리한게 작용한다.

상기의 효과는 몰리브덴이 0.05중량% 이상 첨가될 때 충분히 발휘될 수 있다. 다만, 몰리브덴의 첨가량이 1.0중량%를 초과하는 경우, 그 효과가 포화되어 경제성이 저하된다.

따라서, 상기 몰리브덴은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.05~1.0중량%로 첨가되는 것이 바람직하다.

크롬( Cr )

크롬(Cr)은 페라이트 형성 원소로서, 탄화물을 형성하여 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한 크롬은 소입성을 향상시켜 냉각시 제어에 유리한 원소이다.

상기 크롬은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.1~0.5중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 첨가량이 0.1중량% 미만일 경우, 크롬 첨가에 따른 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬의 첨가량이 0.5중량%를 초과하는 경우, 강도와 연신율의 균형이 깨지는 문제가 발생한다.

바나듐(V)

바나듐(V)은 석출물 형성원소로서 강도 향상에 기여한다.

상기 바나듐은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01~0.08중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐의 첨가량이 0.01중량% 미만인 경우, 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 바나듐의 첨가량이 0.08중량%를 초과하면 그 효과가 포화되어 경제성을 저해한다.

인(P)

인(P)은 고용강화에 의하여 강의 강도를 향상시키는데 기여하나, 과다 함유될 경우 열간 취성의 원인이 되며, 용접성을 악화시킨다.

따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 인의 함량을 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.15중량% 이하로 제한하였다.

황(S)

황(S)은 강의 인성과 용접성을 저해하고, 강중 MnS 비금속 개재물을 증가시킨다.

따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 황의 함량을 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.02중량% 이하로 제한하였다.

질소(N)

질소(N)는 강 중 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되고, 연성의 열화를 야기할 우려가 있다.

따라서, 본 발명에서는 상기와 같은 점을 고려하여 질소의 함량을 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 60ppm 이하로 제한하였다.

상기 합금 조성을 갖는 본 발명에 따른 초고강도 강판은 열연 단계, 냉연 단계, 소둔 단계, 오스템퍼링 단계 등을 포함하는 냉연강판 제조 과정 혹은 여기에 용융도금과정을 포함하는 용융도금강판 제조 과정을 통하여 그 미세조직이 전체 조직에 대한 점적률로, 베이니틱 페라이트 : 35 ~ 60%, 마르텐사이트 : 20 ~ 30%, 폴리고날 페라이트 : 10 ~ 20%, 잔류 오스테나이트 : 5 ~ 10% 및 베이나이트와 펄라이트 합산 : 5% 이하를 포함할 수 있다.

잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트강(TBF강)은 베이니틱 페라이트를 모상 조직으로 한다. 베이니틱 페라이트는 초기 전위밀도가 높기 때문에, 고강도를 얻기 쉬운 반면 소성변형에는 적합하지 않아, 높은 균일 신장을 확보하는 것은 곤란하다. 한편, 폴리고날 페라이트를 주상으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)은 소성 변형능이 높은 폴리고날 페라이트를 포함하지만, 전위 밀도가 낮으므로 고강도를 얻을 수는 없다.

따라서 고강도이면서 연신율도 우수한 냉연 강판을 실현하기 위하여 폴리고날 페라이트를 TBF강에 활용하고, 잔류 오스테나이트(잔류 γ)에 의한 변태 유기 소성과의 상승 효과를 발현하면, TBF강에 있어서의 연신율을 높일 수 있다.

본 발명에 따른 냉연강판은 폴리고날 페라이트의 함유량을 소량의 범위로 하여, 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트의 혼합 조직에 마르텐사이트와 일부 잔류 오스테나이트로 구성되는 복합조직강으로 높은 인장강도와 항복강도를 갖는 동시에 높은 연신율을 확보할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 냉연강판에 있어서의 미세조직 측면에 대하여 설명하기로 한다.

마르텐사이트

본 발명에 따른 냉연강판은 기본적으로 γ 단상역 소둔후 마르텐사이트 변태개시 온도 이하로 급랭하여 상당량의 래스형태의 마르텐사이트를 확보한다. 이는 1180Mpa 이상의 인장강도를 얻기 위하여 반드시 필요한 조직이다.

상기 마르텐사이트는 전체 조직에 대한 점적률로 20 ~ 30%인 것이 바람직하다. 마르텐사이트가 20% 미만이면 충분한 강도를 얻을 수 없고, 30%를 초과하면 연성을 확보하기 어렵다.

마르텐사이트의 적정 함유를 위하여, 오스템퍼링 과정중에 마르텐사이트 내의 탄소 원자가 γ내로 확산 이동하여 γ를 안정화시켜 더 이상의 마르텐사이트 변태를 억제하고 상온까지 안정한 잔류 γ를 얻어내는 것이 중요하다. 또한 이 과정에서 베이나이틱 페라이트의 성장을 유도하는 것이 좋다. 이러한 점은 합금성분의 조절과 함께 후술하는 제조 방법의 소둔 단계(S130) 및 오스템퍼링 단계(S140)를 통하여 이루어질 수 있다.

베이니틱 페라이트

본 발명의 강판은 제 2 상 조직으로서 후술하는 잔류 오스테나이트를 함유하고 있고, 모상 조직은 베이니틱 페라이트와 마르텐사이트 그리고 폴리고날 페라이트의 혼합 조직으로 구성되어 있다.

본 발명에 있어서의 베이니틱 페라이트는 조직 내에 탄화물을 갖고 있지 않은 점에서, 베이나이트 조직과는 분명히 다르다.

본 발명 강판의 주체 조직인 베이니틱 페라이트와 폴리고날 페라이트의 혼합 조직은 전위 밀도(초기 전위 밀도)가 어느 정도 높은 베이니틱 페라이트에 의해 인장강도와 항복강도를 용이하게 높일 수 있는 동시에, 폴리고날 페라이트에 의해 우수한 연신율도 얻을 수 있다.

베이니틱 페라이트에 의한 상기 작용을 유효하게 발휘시키려면, 베이니틱 페라이트가 전체 조직에 대한 점적률로 35% 이상 포함될 필요가 있다. 그러나, 베이니틱 페라이트가 60%를 초과하면, 그 만큼 폴리고날 페라이트가 적어져서 전체 신장이 저하하게 된다.

폴리고날 페라이트

전술한 바와 같이, 본 발명의 강판은 폴리고날 페라이트를 어느 정도 생성시켜서 강판의 전체 신장을 향상시킨다는 것인데, 이러한 효과를 발휘시키기 위해서는 폴리고날 페라이트는 전체 조직에 대한 점적률로 10% 이상 포함될 필요가 있다. 그러나, 폴리고날 페라이트이 20%를 초과하여 과도하면 상대적으로 베이니틱 페라이트의 분율이 적어져서 강판 강도가 저하하게 된다.

잔류 오스테나이트(잔류 γ)

잔류 γ는 TRIP(변태 유기 소성) 효과를 발휘하기 위한 본질적인 조직이며, 신장(전체 신장)의 향상에 유용하다. 이러한 작용을 유효하게 발휘시키려면 잔류γ를 전체 조직에 대한 점적률로 5% 이상을 필요로 한다. 한편, 잔류 γ가 10%를 초과하면 국부 변형능이 열화하는 문제점이 발생할 수 있다.

한편, 상기 잔류 γ중의 C 농도(CγR)는 0.8% 이상인 것이 좋다. 이 CγR은 TRIP의 특성에 크게 영향을 미쳐서, 0.8% 이상으로 제어하면 특히 신장 등의 향상에 유효하다. 바람직하게는 1% 이상이다. 또한, 상기 CγR의 함유량은 많을수록 바람직하다.

기타: 베이나이트 , 펄라이트

본 발명의 강판은 본 발명의 제조과정에서 잔존할 수 있는 다른 조직(베이나이트, 펄라이트 등)의 혼입을 일체 배제하는 것이 아니라, 본 발명의 작용을 손상시키지 않는 범위에서 이들 이외의 조직을 함유하는 강판도 본 발명의 범위 내에 포함된다. 단, 이들 조직의 분율은 적으면 적을수록 바람직하고, 그 합계량을 전체 조직에 대한 점적률로 5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.

상기 합금 성분 및 미세조직을 갖는 본 발명에 따른 초고강도 강판은 냉연강판 혹은 용융도금강판으로서, 1180MPa 이상의 인장강도(TS), 980MPa 이상의 항복강도(YP) 및 6% 이상의 연신율(EL)을 나타낼 수 있다.

초고강도 냉연강판 제조 방법

이하에서는 상기 초고강도 냉연강판의 특성을 나타낼 수 있는 제조 방법에 대하여 설명하기로 한다.

도 1을 참조하면, 도시된 초고강도 냉연강판 제조 방법은 열연 단계(S110), 냉연 단계(S120), 소둔 단계(S130) 및 오스템퍼링 단계(S140)를 포함한다. 도면에는 도시하지 않았지만, 상기 단계들 이후에는 용융도금, 합금화용융도금 등이 더 실시될 수 있으며, 이러한 도금은 공지된 다양한 방식으로 실시될 수 있다.

열연 단계

열연 단계(S110)에서는 본 발명에 따른 냉연강판의 합금 성분으로 이루어진 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연 강을 형성한다.

열연 단계(S110)의 각 조건은 특별히 한정되지 않고 다양한 조건에서 실시될 수 있으나, 하기 각각의 조건에서 실시되는 것이 보다 바람직하다.

슬라브 재가열은 1150 ~ 1200℃ 정도의 슬라브 재가열 온도(SRT) 에서 대략 1~3시간 정도 실시될 수 있다. 열간 압연은 통상 실시되는 것과 같이 마무리 압연 온도(FDT)가 Ar3 ~ Ar3+100℃가 되도록 실시하는 것을 제시할 수 있다. 냉각은 3~50℃/sec 정도, 보다 바람직하게는 20℃/sec의 평균냉각속도로 실시될 수 있다. 냉각 이후 이루어지는 권취는 대략 500 ~ 600℃의 권취 온도(CT)에서 실시될 수 있다.

냉연 단계

냉연 단계(S120)에서는 열연 강을 산세처리 후, 냉간 압연한다.

냉간 압연시 압하율은 특별히 제한되는 것은 아니나, 재결정 불균일화 방지 측면에서 대략 40~70%가 될 수 있다.

소둔 단계

본 발명에서 소둔 단계(S130)는 최종 미세조직을 확보하기 위하여 중요하고, 특히 본 발명에서는 균열온도(후기하는 T1), 균열 후의 냉각 패턴, 및 오스템퍼링 온도(후기하는 T2)를 적절하게 제어함으로써, 최종 미세조직을 얻는데 특징이 있다.

이를 위하여 본 발명에 적용되는 소둔 단계(S130)는 가열유지 과정, 1차 냉각 과정 및 2차 냉각과정을 포함한다.

가열 유지 과정에서는 냉간압연된 강판을 A3 온도 이상(대략 A3 ~ A3+100℃)의 오스테나이트 단상역 구간에 해당하는 균열온도(T1)에서 가열 유지하여, 탄화물을 완전히 용해하고, 균일한 결정립을 확보한다.

T1 온도가 A3 온도 이상일 경우, 균열후의 냉각 과정에서 소량의 베이니틱 페라이트를 얻는데도 유효하다. 다만, T1 온도가 A3+100℃를 초과하는 경우 결정립이 조대화될 수 있다.

가열 유지 시간은 10~200초인 것이 바람직하다. 가열 유지 시간이 10초 미만인 경우 충분한 균열이 발생하지 않는다. 반대로, 가열 유지 시간이 200초를 초과하는 경우 결정립이 조대화될 수 있다.

또한, 본 발명의 발명자들은 오랜 연구 끝에 본 발명에 적용되는 A3 온도가 하기 수학식1에 따르는 것을 알아내었다.

[수학식 1]

([ ]는 각 성분의 중량%)

상기 수학식 1은 균열온도에 영향을 미치는 합금성분들을 변화시키면서 얻어진 A3 온도를 선형회기분석하여 얻어진 것이다.

1차 냉각 과정에서는 가열유지된 강판을 A1-50℃ ~ A1+50℃에 해당하는 온도(T2)까지 1~10℃/sec의 평균냉각속도로 1차 냉각하여 페라이트 변태를 발생시키고, 베이니틱 페라이트 중에 폴리고날 페라이트를 성장시킨다.

여기서, T2 온도가 A1+50℃를 초과하거나, 평균냉각속도가 10℃/sec를 초과하는 경우 폴리고날 페라이트의 양이 불충분하다. 반대로, T2 온도가 A1-50℃ 미만인 경우, 또는 평균냉각속도가 1℃/sec 미만일 경우 폴리고날 페라이트가 과도하게 생성될 수 있다.

2차 냉각 과정에서는 1차 냉각된 강판을 마르텐사이트 개시 온도(Ms 온도) 이하에 해당하는 온도(T3)까지 10℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하여, 추가적인 페라이트 변태 및 펄라이트 변태를 피하면서 마르텐사이트 변태를 일부 발생시킨다.

T3 온도는 300~400℃가 바람직하다. T3 온도가 400℃를 초과하는 경우 베이나이트 변태가 과다해져 충분한 인장강도를 얻을 수 없다. 반대로, T3 온도가 300℃ 미만일 경우 마르텐사이트의 분율이 지나치게 높아져 잔류 γ가 생성되기 어렵고, 우수한 신장을 확보하기 어렵다.

2차 냉각 과정에서 평균냉각속도는 10℃/sec 이상이 바람직하고, 보다 바람직하게는 15℃/sec 이상이다. 2차 냉각 과정에서 평균냉각속도가 10℃/sec 미만일 경우, 냉각 시에 펄라이트 또는 베이나이트가 생성되고, 또한 최종적으로 얻게 된 잔류 γ가 적어진다.

오스템퍼링 단계

본 발명에서 오스템퍼링 단계(S140)에서는 소둔처리된 강판을 T3 온도에서 60~600초동안 오스템퍼링(austempering) 처리한다. 오스템퍼링을 통하여 잔류 γ내로 C농축을 단시간에 효율적으로 진행시켜서 안정된 다량의 잔류 γ를 얻을 수 있고, 결과적으로 해당 잔류 γ에 의한 TRIP 효과를 확실히 발현시킬 수 있다.

오스템퍼링 시간이 60초 미만인 경우, 그 효과가 불충분하다. 반대로, 오스템퍼링 시간이 600초간을 초과하면, 상기 잔류 γ에 의한 TRIP 효과가 충분히 발휘되지 못하므로 바람직하지 않다.

상기 소둔 단계(S130) 및 오스템퍼링 단계(S140)동안 생성된 폴리고날 페라이트의 상분율은 다음의 수학식 2와 같은 관계를 갖는다.

[수학식 2]

수학식 2에서,

는 중량%로 폴리고날 페라이트의 량,

는 중량%로 γ내의 탄소의 농도,

는 중량%로 γ의 량,

는 중량%로 폴리고날 페라이트 내의 탄소의 농도,

는 전체 강판내의 탄소의 농도이다.

는 조직관찰을 통하여 알 수 있으며, 상기식을 이용하여

를 구할 수 있고 이는 T3 온도를 결정하는데 이용할 수 있다.

또한, T3 온도를 결정하는데 있어 마르텐사이트 개시온도(Ms 온도)는 하기의 수학식3을 이용할 수 있다. 수학식 3은 수학식 1과 마찬가지로, 합금성분을 조절하여 얻어진 Ms 온도를 선형회기분석하여 얻어진 것이다.

[수학식 3]

수학식 3에서 [ ]는 각 성분의 중량%를 의미한다. 단, [C]는 γ내의 탄소의 농도를 의미하고, 수학식 2에 의해 계산될 수 있다.

또한, 잘 알려진 Koistined과 Marburger식(수학식 4)을 이용하면, T3에서 생성된 마르텐사이트 상분율을 계산할 수 있다.

[수학식 4]

이때,

는 T3 온도로 냉각하기 전 γ의 상분율이며, 수학식 2를 이용하여 계산 할 수 있고, Ms 온도는 수학식 3을 이용하여 계산할 수 있다.

용융도금강판을 제조하기 위하여, 상기 오스템퍼링 후, 용융도금 단계(S150)를 더 수행할 수 있다. 용융도금의 예로, 460 ~ 480℃에서 용융아연도금하는 것을 제시할 수 있다. 그러나, 용융도금은 반드시 이에 한정되는 것은 아니며 용융도금강판을 제조하기 위하여 실시되는 다양한 용융도금 방법이 적용될 수 있다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.

여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.

1. 강판 시편 제조

하기 표 1의 조성에 기재된 조성을 갖는 강 슬래브를 1150℃에서 재가열한 후 마무리 압연온도 850℃로 열간압연을 실시했다. 이후, 600℃에서 권취하여 판 두께 3.0mm의 열연강판을 얻었다. 또한 얻게 된 열연강판을 산세(酸洗)한 후, 냉간압연을 실시하여 판 두께 1.2mm의 냉연 강판을 제조하였다.

그 후, 820℃의 온도역(T1)에서 120초간 유지한 후, 5℃/초의 냉각 속도(CR1)로 700℃(T2)까지 서랭하고, 그 온도(T2)로부터 30℃/초의 냉각 속도(CR2)에서 급랭을 개시하여 표 2에 도시된 T3 온도까지 냉각한 후, 오스템퍼링을 실시하였다.

[표 1]

2. 물성 평가

상기 제조된 강판 시편 A ~ G에 대하여, JIS 5호 시험편을 이용하여 인장 시험을 행하고, 인장 강도(TS), 전체 신장(EL)을 측정했다. 미세조직은 Le Pera 에칭용액으로 미세조직에서 각 상을 다른 색상으로 에칭한 후 이미지 어넬라이저(Image Analyzer)로 측정하였다.

물성 평가 결과는 표 2와 같다.

[표 2]

표 2를 참조하면, T3 온도가 높아질수록 대체로 인장강도가 낮아지는 것을 볼 수 있다. 이는 마르텐사이트의 분율이 줄고, 베이나이트의 분율이 높아졌기 때문이라 볼 수 있다.

또한, T3 온도를 Ms 온도 이하의 300~400℃로 유지한 경우도, 오스템퍼링 시간이 60초 미만으로 짧은 경우 탄소가 γ내로 확산하지 못하여 전체 신장이 좋지 않은 것을 볼 수 있다.

본 발명은 도면에 도시된 실시예를 참고로 하여 설명되었으나, 이는 예시적인 것에 불과하며, 당해 기술이 속하는 분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 이로부터 다양한 변형 및 균등한 타 실시예가 가능하다는 점을 이해할 것이다.

따라서, 본 발명의 진정한 기술적 보호범위는 아래의 특허청구범위에 의해서 정하여져야 할 것이다.

S110 : 열연 단계
S120 : 냉연 단계
S130 : 소둔 단계
S140 : 오스템퍼링 단계
S150 : 용융도금 단계

Claims

냉연강판 또는 용융도금강판으로서,
중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.1~1.0%, 망간(Mn) : 2.0~2.5%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.05%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지고,
미세조직이 전체 조직에 대한 점적률로, 베이니틱 페라이트 : 35 ~ 60%, 마르텐사이트 : 20 ~ 30%, 폴리고날 페라이트 : 10 ~ 20%, 잔류 오스테나이트 : 5 ~ 10% 및 베이나이트와 펄라이트 합산 : 5% 이하를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
제1항에 있어서,
상기 강판에는
중량%로, 보론(B) : 0.0005~0.005%, 구리(Cu) : 0.05~0.5%, 니켈(Ni) : 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) : 0.05~1.0%, 크롬(Cr) : 0.1~0.5% 및 바나듐(V) : 0.01~0.08% 중 1종 이상이 더 포함되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 강판에는
중량%로, 인(P) : 0.15% 이하, 황(S) : 0.02% 이하 및 질소(N) : 60ppm 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
제1항 또는 제2항에 있어서,
상기 강판은
인장강도 1180MPa 이상, 항복강도 980MPa 이상 및 연신율 6% 이상을 갖는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판.
중량%로, 탄소(C) : 0.1~0.2%, 실리콘(Si) : 0.1~1.0%, 망간(Mn) : 2.0~2.5%, 알루미늄(Al) : 0.03~0.5%, 티타늄(Ti) : 0.01~0.05%, 니오븀(Nb) : 0.01~0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지는 강 슬라브를 재가열, 열간 압연, 냉각 및 권취하여 열연강판을 형성하는 열연 단계;
상기 열연강판을 산세처리 후, 냉간 압연하여 냉연강판을 형성하는 냉연 단계;
상기 냉연강판을 A3 온도 이상의 오스테나이트 단상역 구간에 해당하는 온도에서 가열유지한 후, A1-50℃ ~ A1+50℃에 해당하는 온도까지 1~10℃/s 의 평균냉각속도로 1차 냉각 후, 300~400℃까지 10℃/s 이상의 평균냉각속도로 2차 냉각하는 소둔 단계; 및
상기 소둔처리된 강판을 300~400℃에서 60~600초동안 오스템퍼링(austempering) 처리하는 오스템퍼링 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.
제5항에 있어서,
상기 강 슬라브에는
중량%로, 보론(B) : 0.0005~0.005%, 구리(Cu) : 0.05~0.5%, 니켈(Ni) : 0.05~0.5%, 몰리브덴(Mo) : 0.05~1.0%, 크롬(Cr) : 0.1~0.5% 및 바나듐(V) : 0.01~0.08% 중 1종 이상이 더 포함되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 강 슬라브에는
중량%로, 인(P) : 0.15% 이하, 황(S) : 0.02% 이하 및 질소(N) : 60ppm 이하가 포함되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 열연 단계에서,
상기 재가열은 1150 ~ 1200℃의 온도에서 실시되고,
상기 열간 압연은 Ar3 ~ Ar3+100℃의 마무리 압연 온도로 실시되고,
상기 권취는 550 ~ 650℃에서 실시되는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 소둔 단계에서,
A3 온도는 하기 수학식에 의해 정해지는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.

([ ]는 각 성분의 중량%)
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 소둔 단계에서,
Ms 온도는 하기 수학식에 의해 정해지는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.

([ ]는 각 성분의 중량%, 단 [C]는 γ 내의 탄소의 농도)
제5항 또는 제6항에 있어서,
상기 오스템퍼링 처리된 강판을 용융도금하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 강판 제조 방법.