KR20200075949A

KR20200075949A - 액상금속취화(lme) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법

Info

Publication number: KR20200075949A
Application number: KR1020180163797A
Authority: KR
Inventors: 이세웅; 이규영; 박흥선
Original assignee: 주식회사 포스코
Priority date: 2018-12-18
Filing date: 2018-12-18
Publication date: 2020-06-29
Also published as: KR102153194B1

Abstract

본 발명은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~2.0%, Cr : 1.5% 이하, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 그리고 Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Mo:0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1 종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이, 부피분율로, 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 30% 이상, 템퍼드 마르텐사이트를 20% 이상, 기타 상으로서 페라이트를 30% 이하 포함하고, 내부산화층의 깊이가 3~10㎛ 이며, 하기 식 1 을 만족하는 초고강도 고연성 냉연강판을 제공한다.
[식 1] Hv[≤50㎛]/Hv[ave.]≤0.75
(여기서, Hv[≤50㎛]은 강판 표면으로부터 50㎛ 깊이 내의 경도를 의미하고, Hv[ave.]는 강판의 평균 경도를 나타낸다.)

Description

액상금속취화(LME) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법{ULTRA HIGH STRENGTH AND HIGH DUCTILITY COLD ROLLED STEEL SHEET WITH SUPERIOR RESISTANCE TO LIQUID METAL EMBRITTLMENT(LME) CRACKING, PLATED STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME}

본 발명은 자동차의 경량화 및 충돌 성능 향상에 적용되는 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement) 균열 저항성 및 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.

자동차강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 낮추어야 하는 반면에, 충돌 안전성 확보를 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하는 서로 모순된 측면이 있다. 이를 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, 이하 DP강 이라고 함), 변태유기소성강 (Transformation Induced Plasticity Steel, 이하 TRIP강이라고 함), 복합조직강(Complex Phase Steel, 이하 CP강이라고 함) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다.

이와 같은 진보된 고강도강의 경우, 탄소량 혹은 합금성분을 높여서 보다 강도를 높일 수 있을 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다. 또한 강도 확보를 위해 합금성분을 높일 경우 도금재의 점용접부 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement)에 의한 균열이 발생하여 초고강도강의 적용 확대에 어려움을 주고 있다.

도 1 은 점용점된 부위의 단면을 전자현미경으로 관찰한 사진으로서, 균열이 발생하는 부위가 표시되어 있다. 구체적으로 도 1 에 도시된 바와 같이 점용접 후의 균열은 발생부위 별로 Type A, Type B 및 Type C로 구분된다. 여기서 Type A 균열이라 함은 너겟(Nugget) 경의 80% 내부에 위치한 크랙이며, Type B 균열은 양끝 외부 영역에 위치한다. 마지막으로 Type C 균열은 내부 계면에 위치한 균열을 말한다. Type A는 용접 전극 접촉부에 발생하는 균열로 재료 성능에 미치는 영향은 미미하다고 알려져 있으며, 용접 어깨부에 발생하는 Type B 및 모재에 균열이 발생하는 Type C는 재료 성능에 영향을 미쳐 엄격한 기준으로 관리되고 있다. 그리고 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement) 현상은 하기의 세 가지 인자에 기인한다고 알려져 있다.

- 소재인자 : 합금원소(Si, Al, B, V 등), 표층 미세조직, 결정립도, 모재 강도

- 도금인자 : 도금량, 도금층 성분/융점

- 용접인자 : 입열량, 전극 Gap, 용접전극 정렬 불량

한편 초고강도 강을 구현하는 기존의 기술은 매우 다양하게 개발되어 왔다. 특허문헌 1 에서는 0.3~0.7C 강을 활용하여 베이나이트 형성을 통한 잔류 오스테나이트의 안정화로 균일 변형성 및 국부 변형성이 우수한 도금 강판의 제조방법을 제시하고 있다. 그러나 특허문헌 1 에서는 도금재에 발생하는 용접부 균열 현상에 대한 언급이나 이의 해결책에 대한 명시가 없다.

또한 특허문헌 2 및 특허문헌 3 의 경우 0.15~0.4C 강을 이용하여 열처리 과정에서 하부 베이나이트를 도입하여 1300Mpa급 이상의 우수한 물성을 구현하는 방법을 제공하고 있으나, 그 제조법이 냉연강판에만 국한되어 도금재의 액상금속취화 현상을 해결할 수 있는 방안을 제시하지는 못하고 있다.

일본 특허공개번호 제2015-177624호 일본 특허공개번호 제2016-023374호 일본 특허공개번호 제2016-023453호

본 발명의 일 측면은 인장강도와 연신율의 곱이 우수할 뿐만 아니라, 액상금속취화(Liqud Metal Embrittlement) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하고자 한다.

본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 아니한다. 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명 명세서의 전반적인 사항으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~2.0%, Cr : 1.5% 이하, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 그리고 Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Mo:0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1 종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이, 부피분율로, 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 30% 이상, 템퍼드 마르텐사이트를 20% 이상, 기타 상으로서 페라이트를 30% 이하 포함하고, 내부산화층의 깊이가 3~10㎛ 이며, 하기 식 1 을 만족하는 초고강도 고연성 냉연강판이다.

[식 1] Hv[≤50㎛]/Hv[ave.]≤0.75

(여기서, Hv[≤50㎛]은 강판 표면으로부터 50㎛ 깊이 내의 경도를 의미하고, Hv[ave.]는 강판의 평균 경도를 나타낸다.)

상기 초고강도 고연성 냉연강판은 중량%로, Zr: 0.001~0.1%, W: 0.001~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기 초고강도 고연성 냉연강판은 중량%로, Ni: 1%이하(0은 제외), Cu: 0.5%이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기 초고강도 고연성 냉연강판은 중량%로, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

상기 초고강도 고연성 냉연강판은 인장강도가 1300MPa 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 20000MPa% 이상, Type B LME 균열의 최대크기가 100㎛ 이하일 수 있다.

본 발명의 일 변형례는 상기 초고강도 고연성 냉연강판 상에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융도금처리하여 형성한 용융도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융도금강판이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 상기 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융합금화도금처리하여 형성한 용융합금화도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융합금화도금강판이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 상기 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn계 전해도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 상기 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn계 PVD 도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판이다.

본 발명의 다른 일 측면은 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 재가열된 상기 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도로 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계; Ac3 미만의 온도구간에서는 이슬점 온도 10℃ 미만, Ac3 이상의 온도구간에서는 이슬점 온도 5℃ 이상인 조건으로 Ac3 이상의 소둔온도까지 가열한 후, 상기 소둔온도에서 이슬점 온도 5℃ 이상의 분위기로 10초 이상 소둔열처리를 행하고 냉각하는 단계; 및 Ms~Mf 냉각종료온도까지 냉각하여, Ms 이상의 온도로 재가열 후 250초 이상 열처리를 행하는 단계;를 포함하는 초고강도 고연성 냉연강판의 제조방법이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 초고강도 고연성 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 도금욕에 침적하여 용융도금처리하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 용융도금강판의 제조방법이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 초고강도 고연성 용융도금강판에 합금화 열처리를 실시하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 용융합금화도금강판의 제조방법이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 초고강도 고연성 냉연강판의 표면에 EML-PVD(Electro magnetic Levitation-Physical Vapor Deposition) 법을 이용하여 아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판의 제조방법이다.

본 발명의 다른 일 변형례는 초고강도 고연성 냉연강판의 표면에 전해도금법을 이용하여 아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판의 제조방법이다.

본 발명에 따르면 점용접 시 발생하는 균열 저항성을 높일 수 있어 용접 후에도 재료의 성능 저감이 없는 냉간 프레스 성형이 가능한 초고강도 고연성강의 제조가 가능한 효과가 있다.

본 발명의 다양하면서도 유익한 장점과 효과는 상술한 내용에 한정되지 않으며, 본 발명의 구체적인 실시 형태를 설명하는 과정에서 보다 쉽게 이해될 수 있을 것이다.

도 1 은 점용점된 부위의 단면을 현미경으로 관찰한 사진으로서, 액상금속취화(LME) 균열 발생위치에 따른 명칭을 나타낸 것이다.
도 2 는 EBSD 를 이용한 상분율 측정 방법을 나타낸 것이다.
도 3 은 강종 C 의 소둔 시의 이슬점 온도에 따른 내부산화층의 깊이 변화를 나타낸 것이다. (a) 는 이슬점 온도가 -50℃ 인 경우이며, (b) 는 이슬점 온도가 5℃ 인 경우이고, (c) 는 이슬점 온도가 10℃ 인 경우이다.
도 4 은 소둔 시의 이슬점 온도가 -50℃ 및 10℃ 일 때의 강종 C 의 깊이에 따른 경도 값 변화를 나타낸 것이다.
도 5 는 강종 C 의 소둔 시의 이슬점 온도 변화에 따른 Type B 균열 최대크기의 변화를 나타낸 것이다. (a) 는 이슬점 온도가 -50℃ 인 경우이며, (b) 는 이슬점 온도가 5℃ 인 경우이고, (c) 는 이슬점 온도가 10℃ 인 경우이다.

이하에서는 먼저 본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 냉연강판에 대해 상세히 설명한다. 본 발명에서 각 원소의 함량을 나타낼 때 특별히 달리 정하지 아니하는 한, 중량%를 의미한다는 것에 유의할 필요가 있다. 또한, 결정이나 조직의 비율은 특별히 달리 표현하지 아니하는 한 면적을 기준으로 한다.

본 발명에서 냉연강판이라 함은, 명세서에서 달리 정하지 않는 한, 통상의 미도금 냉연강판은 물론 도금된 강판까지 모두 포함하는 개념이라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 냉연강판에 사용되는 도금은 아연계 도금, 알루미늄계 도금, 합금 도금, 합금화 도금 등의 모든 종류의 도금일 수 있다.

또한 본 발명에서 도금강판이라 함은, 아연계 용융도금강판, 아연계 용융합금화도금강판, 아연계 전해도금강판, EML-PVD(Electro Magnetic Levitation-Physical Vapor Deposition)법을 이용한 아연계 도금강판, 알루미늄계 용융도금강판을 모두 포함하는 개념이라는 점에 유의할 필요가 있다.

또한 명세서 전체에서 어떤 구성요소를 '포함'한다는 것은 특별히 반대되는 기재가 없는 한 다른 구성요소를 제외하는 것이 아니라 다른 구성요소를 더 포함할 수 있다는 것을 의미한다.

초고강도 고연성 냉연강판

먼저 본 발명에 따른 냉연강판의 합금조성에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 구체적으로 설명한다.

본 발명의 일 측면에 따른 초고강도 고연성 냉연강판은 중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~2.0%, Cr : 1.5% 이하, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 그리고 Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Mo:0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1 종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다.

C: 0.3~0.6%

C 는 잔류 오스테나이트 안정화를 위해서 첨가되는 중요한 원소로써, 상기 효과를 얻기 위해서는 0.3% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 C 함량이 0.6%를 초과하면 자동차구조부재의 주요 접합기술인 점용접성이 열위해지므로 그 상한을 0.6%로 한정하는 것이 바람직하다. 따라서 본 발명에서 C 함량은 0.3~0.6%로 제한할 수 있다.

Si: 2.0% 이하(0% 제외)

Si 은 탄화물이 석출하는 것을 억제하는 원소로서 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 하지만 Si 함량이 2.0% 초과인 경우에는 900℃ 이상의 고온에서도 페라이트 상이 존재하므로 고온에서 오스테나이트 단상을 확보할 수 없는 문제점이 있다. 따라서, Si 함량은 2.0%이하(0% 제외)인 것이 바람직하다.

Mn: 0.5~2.0%

Mn 은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화와 냉각 시 페라이트 변태 억제를 위해서 변태조직강에 가장 많이 이용되는 원소이다. Mn 을 0.5% 미만으로 첨가하는 경우에는 냉각 중 페라이트 변태가 발생하기 쉽고 오스테나이트의 확보가 부족하여 높은 기계적 물성을 확보할 수가 없다. 반면에 Mn 을 2.0% 초과하여 첨가하는 경우에는 베이나이트 형성이 어려워지고 이에 따라 잔류 오스테나이트의 안정성 확보가 어려워진다. 따라서 본 발명에서 Mn 함량은 0.5~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.

Cr : 1.5% 이하

Cr 은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, C, Si, Mn 등과 함께 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 다만 Cr 이 1.5%를 초과하게 되면 제조비용의 상승이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서 본 발명에서 Cr 함량은 1.5% 이하로 제한할 수 있다.

P: 0.05%이하(0% 제외)

P 는 고용강화 원소이지만 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다. 한편, P 는 통상 강중 불순물로 취급되므로 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있으나, 강의 제조 상 불가피하게 혼입되는 점을 고려하여 그 하한을 0% 초과로 할 수 있다.

S: 0.02%이하(0% 제외)

S 는 P 와 마찬가지로 강중 불순물 원소로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로서, 그 함량이 0.02%를 초과하면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다. P 와 마찬가지로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있으나 강의 제조 상 불가피하게 혼입되는 점을 고려하여 그 하한을 0% 초과로 할 수 있다.

N: 0.02%이하(0% 제외)

N 은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 성분이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하면 취성이 발생할 위험성이 크고 AlN 과다 석출 등으로 연주품질이 저하될 수 있다. 따라서 본 발명에서 N 함량은 0.02% 이하로 제한할 수 있다. 한편 P, S 등과 마찬가지로 N 도 통상 혼입되는 불순물이므로 그 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있으나, 강의 제조 상 불가피하게 혼입되는 점을 고려하여 그 하한을 0% 초과로 할 수 있다.

Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Mo: 0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1 종 이상

Ti 은 미세 탄화물 형성원소로써 본 발명의 강도 확보에 기여한다. 또한, Ti 은 질화물 형성원소로써 강중 N 를 TiN 으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging)을 함에 의하여 AlN 석출을 억제하여서 연주 시 크랙이 발생할 위험성을 저하시키는 장점이 있으므로 화학당량적으로 48/14*[N] 이상을 첨가하는 것이 보다 바람직하다. 그러나 Ti 함량이 0.15%를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고, 또한 연주시 노즐 막힘을 야기하므로 제한한다.

Nb 은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 탄화물 형성을 통한 강도를 증가하는 원소이므로 첨가가 필요하며, 0.5%를 초과하는 경우에는 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 강도 감소가 이루어질 수 있고 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가 증가로 제한한다.

V 은 저온 석출물을 형성하여 강도 증가에 기여하므로, 강도 증가를 위해 첨가가 필요할 수 있다. 그러나 V 함량이 0.5% 를 초과하면 탄화물 조대 석출 및 강중 탄소량 저감에 의하여 오히려 강도 감소가 이루어질 수 있고, 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가가 야기될 수 있으므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한한다.

Mo 는 경화능을 높여서 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있어서, 소둔 후 냉각 시에 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 바가 크므로 첨가하는 것이 바람직하다. 그러나, 0.5%를 초과하는 경우에는 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가증가를 야기하므로, 그 함량을 0.5% 이하로 제한한다.

본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 상술한 합금조성 이외에 추가로, Zr: 0.001~0.1%, W: 0.001~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, Ni: 1%이하(0은 제외), Cu: 0.5% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.

Zr: 0.001~0.1%, W: 0.001~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상

Zr 과 W 은 Ti, Nb, V, Mo 와 마찬가지로 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Zr 및 W의 함량이 0.001% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵다. 반면에 Zr 의 함량이 0.1%를 초과하거나, W 의 함량이 0.5%를 초과하게 되면, 상기 효과의 증대가 없고, 또한 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 저하시킬 수 있다.

Ni: 1% 이하(0은 제외), Cu: 0.5% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상

Ni, Cu 은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데, 상기 서술된 C, Si, Mn, Al등과 함께 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 그러나, Ni: 1% 초과, Cu: 0.5% 초과 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승이 과다해지므로, 이를 고려하여 각각 1% 이하, 0.5% 이하로 상한을 한정하였다. 다만 Cu 의 경우에는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로 Cu 가 첨가되는 경우에는 Ni 이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.

Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상

Sb 은 입계편석을 통한 Si, Al등 표면산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있는데, 그 함량이 0.1%를 초과하는 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제가 있어서 0.1% 이하로 제한한다. Ca 은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소인데, 0.01% 이상을 첨가하면 효과가 포화된다. 또한 B 은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜서 고온에서 냉각시에 연질 페라이트 변태를 억제하는 장점이 있으나 0.01%를 초과하면 도금강판으로 제조시 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있다.

상기 언급된 합금원소 이외에 나머지는 철(Fe) 성분이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주의 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수 없다. 이들 불순물들은 통상의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에, 그 모든 내용을 상세히 언급하지 않는다.

한편, 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 미세조직이 부피분율로, 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 30% 이상, 템퍼드 마르텐사이트를 20% 이상, 기타 상으로서 페라이트를 30% 이하 포함한다. 베이나이트와 오스테나이트 상이 합계로 30% 미만이면 높은 항복강도와 연신율을 확보하지 못할 수 있다. 또한 템퍼드 마르텐사이트가 20% 미만일 경우 높은 항복강도 및 인장강도를 확보하지 못할 수 있다. 한편 페라이트는 냉각 중 페라이트 상변태에 의해 생성되는데, 그 분율이 30% 를 초과하는 경우에는 오스테나이트 상의 안정성이 증가하여 충분한 베이나이트 및 잔류 오스테나이트를 확보하지 못하게 될 수 있어 항복강도 및 연신율이 열위해질 수 있다.

또한 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 내부산화층의 두께가 3~10㎛ 일 수 있다. 여기서 내부산화층은 Si, Al 등 산화물을 생성하는 원소가 표층의 입계를 따라 형성되어 있는 층으로 정의될 수 있으며, 도 3 에서 볼 수 있는 바와 같이 주사전자현미경(SEM) 관찰 등으로 손쉽게 그 깊이를 측정할 수 있다. 내부산화층의 두께가 3㎛ 미만일 경우 표층의 탈탄이 원활히 이루어지지 않아 표층 연질층의 형성이 미미하여 액상금속취화 현상이 심화되는 문제가 발생할 수 있다. 반면 내부산화층의 두께가 10㎛를 초과하는 경우에는 로내의 롤(Roll)에 흡착되면서 소재에 덴트(Dent)를 만들어 연속조업성이 저해되는 문제를 발생 시킬 수 있다. 따라서 본 발명의 내부산화층의 두께는 3~10㎛로 제한할 수 있다.

또한 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은 모재 표층의 탈탄으로 인해 표면으로부터 50㎛ 내의 경도가 모재의 평균 경도의 75% 이하인 조건을 만족한다. 즉, 하기 식 1 을 만족한다.

[식 1] Hv[≤50㎛]/Hv[ave.]≤0.75

(여기서, Hv[≤50㎛]은 강판 표면으로부터 50㎛ 깊이 내의 경도를 의미하고, Hv[ave.]는 강판 모재의 평균 경도를 나타낸다.)

강판 표면으로부터 50㎛ 깊이 내의 경도와 강판 모재의 평균 경도의 비가 0.75 를 초과하는 경우에는 표층 조직의 강도가 높아 용접 후 냉각 과정에서 과도한 잔류 응력이 발생하여 액상금속취화 저항성이 열위해질 수 있다. 표층의 탈탄으로 인한 연질층의 경도값은 통상적인 경도측정기로는 측정이 쉽지 않으나 초미소경도계를 이용하여 측정이 가능하다. 한편 강판 표면으로부터 50㎛ 깊이는 모재 표층의 탈탄으로 인해 형성되는 연질층의 두께와 관련되며, 연질층의 두께가 50㎛ 를 초과하면 강의 강도가 저하되는 문제가 발생하기 때문에 연질층의 두께는 50㎛ 이하인 것이 바람직하다.

본 발명의 일 변형례는 상술한 냉연강판의 표면에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융도금처리하여 형성된 용융도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융도금강판일 수 있다.

본 발명의 다른 일 변형례는 상술한 냉연강판의 표면에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융합금화도금처리하여 형성된 용융합금화도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융합금화도금강판일 수 있다.

본 발명의 또 다른 일 변형례는 상술한 냉연강판의 표면에 전해도금 방식으로 Zn 을 도금한 아연도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판일 수 있다.

본 발명의 또 다른 일 변형례는 상술한 냉연강판의 표면에 EML-PVD(Electro Magnetic Levitation-Physical Vapor Deposition)법을 이용하여 아연을 도금한 아연도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판일 수 있다.

상술한 합금조성 및 미세조직을 가지는 냉연강판 혹은 도금강판은 인장강도가 1300MPa 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 20000MPa% 이상을 만족하는 동시에 Type B LME 균열의 최대크기가 100㎛ 이하를 만족할 수 있다.

초고강도 고연성 냉연강판의 제조방법

이하에서는 본 발명의 다른 일 측면에 따른 초고강도 고연성 냉연강판의 제조방법에 대해 상세히 설명한다.

본 발명에 따른 냉연강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계; 재가열된 상기 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도로 마무리 열간압연하는 단계; 상기 열간압연된 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계; Ac3 미만의 온도구간에서는 이슬점 온도 10℃ 미만, Ac3 이상의 온도구간에서는 이슬점 온도 5℃ 이상인 조건으로 Ac3 이상의 소둔온도까지 가열한 후, 상기 소둔온도에서 이슬점 온도 5℃ 이상의 분위기로 10초 이상 소둔열처리를 행하고 냉각하는 단계; 및 Ms~Mf 냉각종료온도까지 냉각하여, Ms 이상의 온도로 재가열 후 250초 이상 열처리를 행하는 단계; 를 포함한다.

재가열 및 열간압연하는 단계

먼저 상술한 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비하고, 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열한다. 상기 재가열 온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 1300℃를 초과하는 경우에는 표면 스케일량이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에 액상이 존재할 수 있다.

상기 재가열된 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하에서 열간압연을 마무리한다. 이는 Ar3(오스테나이트를 냉각 시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 미만에서는 페라이트+오스테나이트의 2상역 혹은 페라이트역에서 압연이 이루어져서 혼립조직이 만들어지며 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 이와 같이 제한하였다.

상기 열간압연을 행한 후 720℃ 이하의 온도에서 권취한다. 권취온도가 720℃ 를 초과하는 경우에 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 표면결함을 유발할 수 있다. 권취온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서, 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나 냉간압연기의 압연능력이 우수하거나 가역식 압연기의 경우에는 권취온도가 낮아도 무방하므로, 권취온도의 하한은 별도로 한정하지 않을 수 있다.

냉간압연 및 소둔 열처리하는 단계

상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 얻은 후 Ac3 이상의 온도에서 10초 이상 단상 소둔 열처리를 행한다. 이때 상기 소둔 열처리를 위해 Ac3 이상의 목표 소둔온도까지 가열할 때 Ac3 미만의 온도구간에서는 이슬점 온도 10℃ 미만, Ac3 이상의 온도구간에서는 이슬점 온도 5℃ 이상인 조건으로 관리할 수 있다. 표층 탈탄에 의한 연질층 확보를 위해서는 소둔 로내의 이슬점 온도가 5℃ 이상이 되는 것이 바람직하며, 다만 Ac3 미만의 온도구간에서 이슬점 온도가 10℃ 이상일 경우 표층 연질층의 두께가 과도하게 두꺼워져 본 발명에서 목표로 하는 강도를 만족시키지 못할 우려가 있기 때문에, 가열 시 Ac3 미만의 온도구간에서는 이슬점 온도를 10℃ 미만으로 제어하는 것이 바람직하다.

상기 소둔 된 냉연강판을 Ms~Mf의 냉각종료온도까지 냉각하고, 냉연강판을 재가열해 Ms 이상에서 250초 이상 열처리하는 단계를 거친다. Mf 미만의 냉각종료온도로 냉각될 경우 오스테나이트가 마르텐사이트로 100% 변태하여 연신율에 도움이 되는 잔류 오스테나이트를 확보하지 못할 수 있다. 한편, 재가열 시 Ms 이상의 온도로 충분히 가열하지 않을 경우 C의 확산 구동력 저하로 인해 오스테나이트의 안정성을 충분히 확보하지 못하여 연신율이 저감되거나, 항복강도가 열위해질 수 있다.

이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 하기 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의하여 결정되는 것이기 때문이다.

(실시예)

하기 표 1 의 조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1시간 유지한 후 열간압연을 실시하여 900℃ 에서 마무리 압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 상온까지 냉각된 시편을 산세 및 45% 냉간압연을 행하였다.

강종	C	Si	Mn	P	S	Cr	Mo	Ti	Nb	V	B	N	Ms (℃)
A	0.38	1.5	2	0.008	0.0038	0	0	0	0	0	0	0.005	321
B	0.596	1.51	1.01	0.0082	0.0023	0	0.248	0.06	0.056	0	0	0.0025	273
C	0.58	1.47	1.47	0.0086	0.003	1.02	0.242	0.058	0.054	0	0	0.0026	260
D	0.585	1.53	0.51	0.0088	0.002	0	0.246	0.058	0.055	0	0.0019	0.0026	290
E	0.588	2.03	0.51	0.0092	0.002	0	0.245	0.06	0.055	0	0	0.0022	295
F	0.588	1.52	0.48	0.0088	0.0027	0	0.248	0.061	0	0.114	0	0.003	291

냉간 압연 후 표 2 에 나타나있는 열처리 온도를 적용하여 소둔을 진행하였다. 이때 열처리는 Quenching and Partitioning (Q&P)라고 알려진 공법을 적용하였으며, 이 열처리를 통해 인장강도 기준 1300MPa 이상의 물성을 확보 하였다. 다만 강종 A 에 대해 가열 시 Ac3 미만의 온도구간에서 15℃ 의 이슬점 온도로 가열하는 실험을 추가로 실시하였으며, 그 결과 표층 연질층의 깊이가 과도해져 본 발명에서 목표로 하는 인장강도 값을 만족하지 못하게 되는 것을 확인할 수 있었다.

이와 동시에 본 발명의 조건을 만족하는 강종 A~D 에 대해 로내 이슬점 온도 변화에 따른 액상금속취화 (Liquid Metal Embrittlement) 특성 평가를 위해 소둔할 때 표 3 과 같이 이슬점 온도를 변화시켜 실험을 진행하였다.

소둔 된 시편의 경우 주로 저온 조직인 베이나이트, 마르텐사이트 및 베이나이트의 변태에 의해 안정성을 확보하는 오스테나이트로 구성이 되어 있다. 하지만 각 상의 면적분율은 Electron Backscatter Diffraction (EBSD) 장치를 이용하여 측정하였으며, 그 상세한 방법은 도 2 에 나타내었다.

강종	페라이트	베이나이트/오스테나이트	마르텐사이트	이슬점 온도 (℃)		연질층 두께 (㎛)	소둔 온도 (℃)	급냉 종료 온도 (℃)	재가열 온도 (℃)	YS (㎫)	TS (㎫)	TE (%)	TS × TE (㎫%)	비 고
강종	페라이트	베이나이트/오스테나이트	마르텐사이트	Ac3 미만	Ac3 이상	연질층 두께 (㎛)	소둔 온도 (℃)	급냉 종료 온도 (℃)	재가열 온도 (℃)	YS (㎫)	TS (㎫)	TE (%)	TS × TE (㎫%)	비 고
A	8.5	68	23.5	-24	10	42.7	850	200	450	1215	1422	15	21330
A	8.5	68	23.5	15	10	72.4	850	200	450	921	1250	11	13750	추가 실험
B	15.7	42.2	42.1	8	5	36.6	850	200	350	1277	1684	13	21892
C	5.3	65	29.7	-30	10	48.5	850	200	450	1237	1501	19	28519
D	25.2	39.5	35.3	8	5	46.8	850	200	400	916	1478	15	22170
E	30.5	32	37.5	5	5	40.8	850	200	450	576	1141	35	39935
F	31.2	38.6	33.3	5	5	41.1	850	200	450	724	1093	33	36069

구분	강종	이슬점 온도 (℃)	내부산화층두께 (㎛)	Imax-0.2 (kA)	Hv[≤50mm] /Hv[ave.]	Type B LME 최대크기 (㎛)
비교예1	A	-50	1.3	7.2	0.784	149.8
발명예1	A	10	4.21	7.2	0.415	55.16
비교예2	B	-50	1.2	7	0.898	1018
발명예2	B	5	3.7	7.2	0.659	86.74
발명예3	B	10	5.74	7.1	0.589	74.87
비교예3	C	-50	0.8	6.6	0.823	903.1
비교예4	C	5	2.5	6.6	0.685	1539
발명예4	C	10	4.0	7.2	0.386	0
비교예5	D	-50	2.67	7.2	0.835	503.5
발명예5	D	5	3.32	7.2	0.667	94.95

표 3 에서 볼 수 있는 바와 같이, 발명예 1 내지 5 는 표층 내부산화층이 3㎛ 이상 10㎛ 이하이며, 탈탄으로 인해 Hv[≤50mm]/Hv[ave.]의 값이 0.75 이하의 값을 가지게 되어 Type B LME 균열의 크기가 저감되어 용접부 건전성 확보가 가능한 것을 확인할 수 있다.

반면에 비교예 1 내지 3, 및 비교예 5 는 내부산화층의 두께가 3㎛ 미만이며, Hv[≤50mm]/Hv[ave.] 값이 본 발명의 기준인 0.75 를 넘었다. 이에 따라 액상금속취화 (Liquid Metal Embrittlement) 현상이 극심해져 Type B LME 균열 기준으로 균열 크기가 100㎛ 이상이 되어 용접부의 성능 및 수명 저감이 우려된다.

또한 비교예 4 의 경우 이슬점 온도가 5^oC 이상이고, Hv[≤50mm]/Hv[ave.]의 비가 0.75 이하임에도 불구하고 내부산화층의 두께가 3㎛ 미만이기 때문에 본 발명에서 제안하는 표층의 구성에 벗어나 100㎛ 이상의 Type B LME 균열이 관찰되었다.

도 3 에 강종 C 의 이슬점 온도에 따른 내부산화층을 나타내었다. 도 3 에서 볼 수 있는 바와 같이 이슬점 온도 변화(비교예 3, 4, 발명예 4)에 따라 내부산화층의 깊이가 변화하였다. 또한 도 4 에 강종 C 의 이슬점 온도 변화(비교예 3, 4, 발명예 4)에 따른 강판 표면으로부터의 경도값 변화를 나타내었으며, 도 5 에는 강종 C 의 이슬점 온도 변화(비교예 3, 4, 발명예 4)에 따른 Type B 균열의 크기변화를 전자현미경을 통해 관찰한 결과를 보여주고 있다.

이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 통상의기술자는 하기의 청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims

중량%로, C: 0.3~0.6%, Si: 2.0% 이하(0% 제외), Mn: 0.5~2.0%, Cr : 1.5% 이하, P: 0.05%이하(0% 제외), S: 0.02%이하(0% 제외), N: 0.02%이하(0% 제외), 그리고 Ti: 0.15% 이하, Nb: 0.5% 이하, V: 0.5% 이하, Mo:0.5% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1 종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고,
미세조직이, 부피분율로, 베이나이트와 잔류 오스테나이트를 합계로 30% 이상, 템퍼드 마르텐사이트를 20% 이상, 기타 상으로서 페라이트를 30% 이하 포함하고,
내부산화층의 깊이가 3~10㎛ 이며,
하기 식 1 을 만족하는 초고강도 고연성 냉연강판.
[식 1] Hv[≤50㎛]/Hv[ave.]≤0.75
(여기서, Hv[≤50㎛]은 강판 표면으로부터 50㎛ 깊이 내의 경도를 의미하고, Hv[ave.]는 강판의 평균 경도를 나타낸다.)
제 1 항에 있어서,
중량%로, Zr: 0.001~0.1%, W: 0.001~0.5%으로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
중량%로, Ni: 1%이하(0은 제외), Cu: 0.5%이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 2 항에 있어서,
중량%로, Ni: 1%이하(0은 제외), Cu: 0.5%이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 1 항에 있어서,
중량%로, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 2 항에 있어서,
중량%로, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 3 항에 있어서,
중량%로, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 4 항에 있어서,
중량%로, Sb: 0.1% 이하(0은 제외), Ca: 0.01% 이하(0은 제외), B: 0.01% 이하(0은 제외)로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 1 항 내지 제 8 항 중 어느 한 항에 있어서,
인장강도가 1300MPa 이상, 인장강도와 연신율의 곱이 20000MPa% 이상, Type B LME 균열의 최대크기가 100㎛ 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 고연성 냉연강판.
제 1 항 내지 제 8 항의 합금조성을 가지는 초고강도 고연성 냉연강판 상에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융도금처리하여 형성한 용융도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융도금강판.
제 1 항 내지 제 8 항의 합금조성을 가지는 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 합금조성으로 용융합금화도금처리하여 형성한 용융합금화도금층을 포함하는 초고강도 고연성 용융합금화도금강판.
제 1 항 내지 제 8 항의 합금조성을 가지는 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn계 전해도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판.
제 1 항 내지 제 8 항의 합금조성을 가지는 초강도 고연성 냉연강판 상에 Zn계 PVD 도금층을 더 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판.
제 1 항 내지 제 8 항의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도로 재가열하는 단계;
재가열된 상기 강 슬라브를 Ar3 이상 1000℃ 이하의 온도로 마무리 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
Ac3 미만의 온도구간에서는 이슬점 온도 10℃ 미만, Ac3 이상의 온도구간에서는 이슬점 온도 5℃ 이상인 조건으로 Ac3 이상의 소둔온도까지 가열한 후, 상기 소둔온도에서 이슬점 온도 5℃ 이상의 분위기로 10초 이상 소둔열처리를 행하고 냉각하는 단계; 및
Ms~Mf 냉각종료온도까지 냉각하여, Ms 이상의 온도로 재가열 후 250초 이상 열처리를 행하는 단계;
를 포함하는 초고강도 고연성 냉연강판의 제조방법.
제 14 항의 초고강도 고연성 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 중 어느 하나의 도금욕에 침적하여 용융도금처리하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 용융도금강판의 제조방법.
제 15 항의 초고강도 고연성 용융도금강판에 합금화 열처리를 실시하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 용융합금화도금강판의 제조방법.
제 14 항의 초고강도 고연성 냉연강판의 표면에 EML-PVD(Electro magnetic Levitation-Physical Vapor Deposition) 법을 이용하여 아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판의 제조방법.
제 14 항의 초고강도 고연성 냉연강판의 표면에 전해도금법을 이용하여 아연도금하는 단계를 추가로 포함하는 초고강도 고연성 아연계 도금 강판의 제조방법.