KR20140083286A

KR20140083286A - 1180ＭＰａ급 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법

Info

Publication number: KR20140083286A
Application number: KR1020120152841A
Authority: KR
Inventors: 이상욱; 조현수; 박진성
Original assignee: 현대제철 주식회사
Priority date: 2012-12-26
Filing date: 2012-12-26
Publication date: 2014-07-04
Also published as: KR101467064B1

Abstract

합금성분 조절 및 공정조건 제어를 통하여 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지며, 딥드로잉성이 우수하여 프레스 포밍 방법을 통한 부품 성형성 증대 및 부품 확대 적용을 도모할 수 있는 1180MPa급 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다.
본 발명에 따른 1180MPa급 자동차용 고강도 냉연강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 판재를 냉각하여 CT(Coiling Temperature) : 600 ~ 650℃에서 권취하는 단계; (c) 상기 권취된 판재를 언코팅링하여 산세 처리한 후, 냉간압연하는 단계; 및 (d) 상기 냉간압연된 판재를 800 ~ 860℃에서 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

Description

1180ＭＰａ급 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 {HIGH STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET FOR CAR HAVING 1180 MPa GRADE IN TENSILE STRENGTH AND METHOD OF MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 합금성분 조절 및 공정조건 제어를 통하여 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지며, 딥드로잉성이 우수하여 프레스 포밍 방법을 통한 부품 성형성 증대 및 부품 확대 적용을 도모할 수 있는 1180MPa급 자동차용 고강도 냉연강판 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 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 확보 할 수 없다.

관련 선행문헌으로는 대한민국 공개특허공보 제10-2012-0056588호(2012.06.04. 공개)가 있으며, 상기 문헌에는 도금성 및 도금밀착성이 우수한 용융아연도금강판이 개시되어 있다.

본 발명의 목적은 인장강도 1180MPa의 초고강도를 가지면서 연성이 우수하고, 충돌 특성을 만족시키는 높은 항복강도를 갖는 자동차용 고강도 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.

본 발명의 다른 목적은 합금 성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도와 함께 우수한 연성을 확보할 수 있는 자동차용 고강도 냉연강판을 제공하는 것이다.

상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법은 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하는 단계; (b) 상기 열간압연된 판재를 냉각하여 CT(Coiling Temperature) : 600 ~ 650℃에서 권취하는 단계; (c) 상기 권취된 판재를 언코팅링하여 산세 처리한 후, 냉간압연하는 단계; 및 (d) 상기 냉간압연된 판재를 800 ~ 860℃에서 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.

상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며, 1180MPa 이상의 인장강도(TS), 700MPa 이상의 항복점(YP) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖는 것을 특징으로 한다.

본 발명에 따른 고강도 냉연강판 및 그 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 700MPa 이상 및 연신율 15% 이상을 나타낸다.

따라서, 본 발명에 따른 방법으로 제조된 냉연강판은 TRIP강이면서도 15% 이상의 높은 연신율을 가질 뿐만 아니라 딥드로잉성이 우수하여 기존의 롤 포밍 방법 대신 프레스 포밍 방법을 통한 부품 성형성 증대 및 부품 확대 적용을 도모할 수 있는바, 이를 통해 고강도 및 고연성이 요구되는 자동차 차체의 충돌부재 등의 소재로 활용할 수 있다.

도 1은 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.

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, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 1180MPa급 자동차용 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.

고강도 냉연강판

본 발명에 따른 고강도 냉연강판은 인장강도(TS) : 1180MPa 이상, 항복점(YP) : 700MPa 이상 및 연신율(EL) : 15% 이상을 확보하는 것을 목표로 한다.

이를 위해, 본 발명에 따른 고강도 냉연강판은 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 몰리브덴(Mo) : 0.01 ~ 0.10%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 강판은 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하 및 질소(N) : 0.003 중량% 이하 중 1종 이상을 포함할 수 있다.

이하, 본 발명에 따른 고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다.

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.

상기 탄소(C)는 본 발명에 따른 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.15 ~ 0.20 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 탄소(C)의 함량이 0.15 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 탄소(C)의 함량이 0.20 중량%를 초과할 경우에는 용접성이 급격히 저하되는 문제가 있다.

실리콘(Si)

실리콘(Si)은 잔류 γ가 분해하여 탄화물이 생성되는 것을 유효하게 억제하는 원소이며, 또 고용강화 원소로서도 유용하다.

상기 실리콘(Si)은 본 발명에 따른 고강도 냉연강판 전체 중량의 1.0 ~ 1.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 실리콘(Si)의 함량이 1.0 중량% 미만일 경우에는 상기의 작용 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 실리콘(Si)의 함량이 1.5 중량%를 초과하여 과잉 첨가될 경우에는 열간취성을 일으키고, 용융아연 도금과정에서 표면 산화물 발생에의한 도금성 열위, 표면 결함 등 오히려 문제가 발생한다.

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.

상기 망간(Mn)은 본 발명에 따른 고강도 냉연강판 전체 중량의 1.5 ~ 2.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 망간(Mn)의 함량이 1.5 중량% 미만일 경우에는 망간 첨가 효과가 미미할 수 있다. 반대로, 망간(Mn)의 함량이 2.5 중량%를 초과할 경우에는 주편(鑄片) 분열이 생기고 냉간압연시 강판의 에지크랙이 발생하고 도금시 미도금 발생 등의 악영향이 나타난다.

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 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.015 중량% 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 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.001 중량% 이하로 제한하였다.

가용성 알루미늄(S_Al)

가용성 알루미늄(S_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 가용성 알루미늄(S_Al)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.06 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 강 중의 산소 함유량이 많아져 연성저하를 초래한다. 반대로, 가용성 알루미늄(S_Al)의 함량이 0.06 중량%를 초과할 경우에는 연신율 향상의 효과는 포화되고, 오히려 화성 처리성 및 용접성이 저하되는 문제점이 있다.

크롬(Cr)

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

상기 크롬(Cr)은 본 발명에 따른 강판 전체 중량의 0.3 ~ 0.5 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 크롬(Cr)의 함량이 0.3 중량% 미만일 경우에는 크롬 첨가에 따른 강도 향상 효과가 불충분하다. 반대로, 크롬(Cr)의 함량이 0.5 중량%를 초과할 경우에는 강도와 연신율의 균형이 깨지는 문제가 발생한다.

니오븀(Nb)

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

상기 니오븀(Nb)은 본 발명에 따른 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 니오븀(Nb)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 그 첨가 효과가 불충분하다. 반대로, 니오븀(Nb)의 함량이 0.05 중량%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되어 제조 비용만을 상승시키는 요인으로 작용할 수 있으므로, 경제적이지 못하다.

몰리브덴(Mo)

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

상기 몰리브덴(Mo)은 본 발명에 따른 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.01 ~ 0.10 중량%의 함량비로 첨가하는 것이 바람직하다. 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.01 중량% 미만일 경우에는 상기의 효과를 제대로 발휘하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.10 중량%를 초과할 경우에는 그 효과가 포화되어 제조 비용만을 상승시키는 요인으로 작용할 수 있으므로, 경제적이지 못하다.

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 고강도 냉연강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한하였다.

상기 합금성분으로 조성되는 본 발명에 따른 고강도 냉연 강판은 최종 미세조직이 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 제1상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 제2상으로 하는 복합 조직을 가지며, 상기 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 폴리고날 페라이트 및 잔류 오스테나이트가 단위 면적률로 각각 25 ~ 35%, 30 ~ 50%, 10 ~ 20% 및 5 ~ 10%을 가질 수 있다.

이때, 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 고강도 냉연강판에 있어서의 미세조직 측면에 대하여 설명하기로 한다.

마르텐사이트

본 발명에 따른 고강도 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 단위 면적율로 25 ~ 35%인 것이 바람직하다. 마르텐사이트가 25% 미만이면 충분한 강도를 얻을 수 없고, 35%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.

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 단위 면적률로 30% 이상 포함될 필요가 있다. 그러나, 베이니틱 페라이트가 50%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 단위 면적률로 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.

고강도 냉연강판 제조 방법

도 1을 참조하면, 도시된 고강도 냉연강판 제조 방법은 열간압연 단계(S110), 냉각/권취 단계(S120), 냉간압연 단계(S130) 및 소둔 열처리 단계(S140)를 포함한다.

도면에는 도시하지 않았지만, 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법은 열간 압연 단계(S110) 이전에 실시되는 슬라브 재가열 단계(미도시)를 더 포함할 수 있다.

본 발명에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품 상태의 슬라브 판재는 (a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진다.

또한, 상기 슬라브 판재에는 몰리브덴(Mo) : 0.01 ~ 0.10% 및 질소(N) : 0.003 중량% 이하 중 1종 이상이 포함되어 있을 수 있다.

상기 슬라브 재가열 단계에서는 상기 조성을 갖는 슬라브 판재를 SRT(Slab Reheating Temperature) : 1150 ~ 1250℃로 재가열한다. 여기서, 상기 슬라브 판재는 제강공정을 통해 원하는 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 얻어질 수 있다. 본 단계에서, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1150℃ 미만일 경우에는 주조 시 편석된 성분이 충분히 재고용되지 못하는 문제점이 있다. 반대로, 슬라브 재가열 온도(SRT)가 1250℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정입도가 증가하여 강도 확보가 어려울 수 있으며, 과도한 가열 공정으로 인하여 강판의 제조 비용만 상승할 수 있다.

열간압연 단계

열간압연 단계(S110)에서는 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하다.

이때, 마무리 압연 온도(FDT)가 850℃ 미만으로 너무 낮으면, 이상역 압연에 의한 혼립 조직이 발생하는 문제가 있을 뿐만 아니라 급격한 상변화에 의해 열간압연중 통판성의 문제가 발생한다. 반대로, 마무리 압연 온도(FDT)가 950℃를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대화 되어 소부경화능 및 내시효성이 감소한다.

냉각/권취

냉각/권취 단계(S120)에서는 열간 압연된 판재를 냉각하여 CT(Coiling Temperature) : 600 ~ 650℃에서 권취한다. 이러한 권취 온도는 냉간압연 및 재결정 열처리 후 최적의 기계적 물성을 얻기 위한 조직을 얻기 위한 온도에 해당한다.

본 단계에서, 권취 온도가 600℃ 미만일 경우 베이나이트나 마르텐사이트 조직으로 인해 냉간 압연에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 권취 온도가 650℃를 초과할 경우에는 미세조직이 조대해지므로 충분한 강도를 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다.

본 단계에서, 냉각 속도는 10 ~ 30℃/sec로 실시하는 것이 바람직하다. 냉각 속도가 10℃/sec 미만일 경우에는 강도 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 냉각 속도가 30℃/sec를 초과할 경우에는 조직이 경해져서 인성 확보에 어려움이 따를 수 있다.

냉간 압연

냉간 압연 단계(S130)에서는 권취된 판재를 언코일링하여 산세 처리한 후, 냉간압연한다.

이때, 냉간 압하율은 40 ~ 50%로 실시하는 것이 바람직하다. 냉간 압하율이 40% 미만일 경우에는 변형효과가 작고, 반대로 냉간 압하율이 50%를 초과할 경우에는 압연 부하가 커져 제조 비용을 증가시키는 요인으로 작용한다. 또한, 열연코일에서 복합 석출물이 압연 중 분해되어 재결정 초기과정에서 (100) 집합조직이 발달되는데, 이로 인하여 드로잉성을 해치며 강판의 가장자리에 균열이 생기고 판 파단이 일어날 확률이 증가할 수 있다. 따라서, 냉간 압하율은 40 ~ 50%의 범위로 실시하는 것이 바람직하다.

소둔 열처리

소둔 열처리 단계(S140)에서는 냉간압연된 판재를 800 ~ 860℃에서 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리한다.

이때, 소둔 열처리는 소둔을 수행하는 SS(Soaking Section) 구간과, 냉각을 수행하는 RQS(Roll Quenching Section) 구간과, 과시효 처리하는 OAS(Over Aging Section) 구간을 포함하는 연속소둔라인에서 수행될 수 있다.

즉, 냉간 압연된 판재는 연속 소둔 라인의 SS 구간에서 10 ~ 20℃/sec의 속도로 800 ~ 860℃까지 가열한 후, 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리한 후, RQS 구간에서 소둔 열처리된 판재를 620 ~ 680℃까지 1차 냉각하고 나서, 1차 냉각된 판재를 300 ~ 450℃까지 2차 냉각한 후, OAS 구간에서 급냉된 판재를 420 ~ 470℃의 온도에서 150 ~ 250초 동안 과시효 처리하게 된다.

이때, 상기 SS 구간에서의 연속소둔은 재결정과 결정립 성장을 통하여 (111) 집합조직을 발달시켜 드로잉성을 향상시키고 미세한 복합 석출물을 재용해시켜 고용탄소를 용출하도록 한다. 이때, 소둔 열처리 온도, 즉 소킹 온도는 페라이트와 오스테나이트의 2상 조직을 만들기 위하여 10 ~ 20℃/sec의 속도로 급속 가열한 후, 800 ~ 860℃에서 50 ~ 100초 동안 실시하는 것이 바람직하다. 소둔 열처리 온도가 800℃ 미만이거나, 또는 연속소둔 시간이 50초 미만일 경우에는 연성이 저하되는 문제점이 있다. 반대로, 소둔 열처리 온도가 860℃를 초과하거나, 또는 연속소둔 시간이 100초를 초과할 경우에는 오스테나이트 결정립 크기 증가로 인하여 강판의 물성이 저하될 수 있다.

또한, RQS 구간에서의 1차 냉각종료온도가 620℃ 미만일 경우에는 인성 확보에 어려움이 따를 수 있다. 반대로, RQS 구간에서의 1차 냉각종료온도가 680℃를 초과할 경우에는 2차 냉각종료와의 온도 편차가 큰 관계로 재질 불균일을 초래할 수 있다.

한편, RQS 구간에서의 2차 냉각종료온도가 300℃ 미만일 경우에는 재질 불균일의 문제가 발생할 수 있다. 반대로, RQS 구간에서의 급속 냉각 온도가 450℃를 초과할 경우에는 냉각 과정에서 오스테나이트가 페라이트, 베이나이트로 변태할 수 있다.

이때, 2차 냉각은 15 ~ 25℃/sec의 속도로 실시하는 것이 바람직하다. 2차 냉각 속도가 15℃/sec 미만일 경우에는 목표로 하는 강도를 확보하는데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 2차 냉각 속도가 25℃/sec를 초과할 경우에는 강도 확보 측면에서는 유리하나, 강도 증가 대비 인성이 저하되어 목표로 하는 연신율을 확보하는데 어려움이 따를 수 있다.

한편, OAS 구간에서는 420 ~ 470℃의 온도에서 150 ~ 250초 동안 실시하는 것이 바람직하다. 과시효대(Over Aging Section)에서 420℃ 미만의 온도로 유지되거나, 또는 150초 미만으로 유지될 경우에는 항복비가 상승하는 문제가 있다. 반대로, 과시효대에서 470℃를 초과하는 온도로 유지되거나, 또는 250초를 초과할 경우에는 연신율이 급격히 저하되는 문제가 있다.

또한, 본 단계에서, 연속 소둔 라인의 진행 스피드(Line Speed; L/S)는 100 ~ 200mpm으로 수행하는 것이 바람직하다. 이때, 진행 스피드가 100mpm 미만일 경우에는 제조 속도가 너무 느려서 마르텐사이트를 형성하기 어려운 문제가 있다. 반대로, 진행 스피드가 200mpm 초과할 경우에는 속도가 너무 빠른 관계로 용융아연도금후 가열할 때 Zn-Fe 확산이 좋지 않다.

한편, 도면으로 도시하지는 않았지만, 본 발명의 실시예에 따른 고강도 냉연강판 제조 방법은 소둔 열처리 단계(S140) 이후에 실시되는 용융아연도금 및 합금화 열처리 단계(미도시)를 더 포함할 수 있다.

상기 용융아연도금 및 합금화 열처리 단계에서는 과시효 처리된 판재를 480 ~ 560℃에서 용융아연도금 및 합금화 열처리한다. 합금화 열처리 온도가 480℃ 미만으로 너무 낮을 경우에는 적정 합금화도 및 도금층의 안정적 성장을 확보하는 데 어려움이 따를 수 있다. 반대로, 합금화 열처리 온도가 560℃를 초과할 경우에는 재질 저하가 발생할 수 있다.

상기의 과정(S110 ~ S140)으로 제조되는 고강도 냉연강판은 합금성분 조절 및 공정 조건 제어를 통하여, 베이니틱 페라이트, 마르텐사이트 및 폴리고날 페라이트를 모상으로 하고, 제2상으로 잔류 오스테나이트를 형성함으로써 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도를 가지면서도, 항복강도 700MPa 이상 및 연신율 15% 이상을 나타낸다.

실시예

이하, 본 발명의 바람직한 실시 예를 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. 시편의 제조

표 1의 조성 및 표 2의 공정 조건으로 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 12에 따른 시편을 제조하였다. 이때, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 12에 따른 시편들의 경우, 각각의 조성을 갖는 잉곳을 제조하고, 이를 압연모사시험기를 이용하여 가열 및 열간 압연을 실시한 후, 냉각하였다. 이후, 냉각된 판재를 산세 처리한 후, 냉간 압연 및 소둔 열처리를 실시하고 나서 용융아연 도금을 실시하였다.

이후, 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 12에 따른 시편에 대하여 인장시험을 실시하였다.

[표 1] (단위 : 중량%)

[표 2]

2. 기계적 물성 평가

표 3은 실시예 1 ~ 4 및 비교예 1 ~ 12에 따라 제조된 시편의 기계적 물성에 대한 평가 결과를 나타낸 것이다.

[표 3]

표 1 내지 표 3을 참조하면, 실시예 1 ~ 4에 따른 시편들의 경우, 목표값에 해당하는 인장강도 : 1180MPa 이상, 항복점(YP) : 700MPa 이상 및 연신율(EL) : 15% 이상을 모두 만족하는 것을 알 수 있다.

반면, 비교예 1 ~ 12에 따른 시편들의 경우에는 연신율(EL)은 목표값을 만족하였으나, 인장강도 및 항복점은 목표값에 미달한 것을 확인할 수 있다.

위의 실험 결과에서 알 수 있는 바와 같이, 실시예 1 ~ 4에 따른 시편들은 1180MPa 이상의 초고강도를 가지면서도 700MPa 이상의 항복점을 만족함과 더불어, 12% 이상의 연신율을 갖는 것을 확인하였다. 따라서, 실시예 1 ~ 4에 따른 시편들은 TRIP강이면서도 15% 이상의 높은 연신율을 가질 뿐만 아니라 딥드로잉성이 우수하여 프레스 포밍 방법을 통한 부품 성형성 증대 및 부품 확대 적용을 도모할 수 있다.

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 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

S110 : 열간압연 단계
S120 : 냉각/권취 단계
S130 : 냉간압연 단계
S140 : 소둔 열처리 단계

Claims

(a) 중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어진 슬라브 판재를 FDT(Finishing Delivery Temperature) : 850 ~ 950℃ 조건으로 마무리 열간 압연하는 단계;
(b) 상기 열간압연된 판재를 냉각하여 CT(Coiling Temperature) : 600 ~ 650℃에서 권취하는 단계;
(c) 상기 권취된 판재를 언코팅링하여 산세 처리한 후, 냉간압연하는 단계; 및
(d) 상기 냉간압연된 판재를 800 ~ 860℃에서 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (a) 단계에서,
상기 슬라브 판재에는
몰리브덴(Mo) : 0.01 ~ 0.10% 및 질소(N) : 0.003 중량% 이하 중 1종 이상이 포함되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (b) 단계에서,
상기 냉간 압연은
40 ~ 50%의 압하율로 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계는
(d-1) 상기 냉간압연된 판재를 연속 소둔 라인에서 10 ~ 20℃/sec의 속도로 800 ~ 860℃까지 가열한 후, 50 ~ 100초 동안 소둔 열처리하는 단계와,
(d-2) 상기 소둔 열처리된 판재를 620 ~ 680℃까지 1차 냉각하는 단계와,
(d-3) 상기 1차 냉각된 판재를 300 ~ 500℃까지 2차 냉각하는 단계와,
(d-4) 상기 급냉된 판재를 420 ~ 470℃의 온도에서 150 ~ 250초 동안 과시효 처리하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 (d-3) 단계에서,
상기 2차 냉각은
15 ~ 25℃/sec의 속도로 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제4항에 있어서,
상기 소둔 열처리 단계에서,
상기 연속 소둔 라인의 진행 스피드(Line Speed; L/S)는 100 ~ 200mpm로 실시하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
제1항에 있어서,
상기 (d) 단계 이후,
(e) 상기 과시효 처리된 판재를 480 ~ 560℃에서 용융아연도금 및 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판 제조 방법.
중량%로, 탄소(C) : 0.15 ~ 0.20%, 실리콘(Si) : 1.0 ~ 1.5%, 망간(Mn) : 1.5 ~ 2.5%, 인(P) : 0.015 중량% 이하, 황(S) : 0.001 중량% 이하, 가용성 알루미늄(S-Al) : 0.01 ~ 0.06%, 크롬(Cr) : 0.3 ~ 0.5%, 니오븀(Nb) : 0.01 ~ 0.05% 및 나머지 철(Fe)과 불가피한 불순물로 이루어지며,
1180MPa 이상의 인장강도(TS), 700MPa 이상의 항복점(YP) 및 15% 이상의 연신율(EL)을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
제8항에 있어서,
상기 강판은
몰리브덴(Mo) : 0.01 ~ 0.10% 및 질소(N) : 0.003 중량% 이하 중 1종 이상을 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.
제8항에 있어서,
상기 강판은
최종 미세조직이 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트 및 폴리고날 페라이트를 제1상으로 하고, 잔류 오스테나이트를 제2상으로 하는 복합 조직을 가지며, 상기 마르텐사이트, 베이니틱 페라이트, 폴리고날 페라이트 및 잔류 오스테나이트가 단위 면적률로 각각 25 ~ 35%, 30 ~ 50%, 10 ~ 20% 및 5 ~ 10%을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판.