KR20220010633A - 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20220010633A
KR20220010633A KR1020200088159A KR20200088159A KR20220010633A KR 20220010633 A KR20220010633 A KR 20220010633A KR 1020200088159 A KR1020200088159 A KR 1020200088159A KR 20200088159 A KR20200088159 A KR 20200088159A KR 20220010633 A KR20220010633 A KR 20220010633A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
hot
less
heat treatment
cold
Prior art date
Application number
KR1020200088159A
Other languages
English (en)
Other versions
KR102404739B9 (ko
KR102404739B1 (ko
Inventor
김민성
구남훈
엄호용
김주남
Original Assignee
현대제철 주식회사
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 현대제철 주식회사 filed Critical 현대제철 주식회사
Priority to KR1020200088159A priority Critical patent/KR102404739B1/ko
Publication of KR20220010633A publication Critical patent/KR20220010633A/ko
Application granted granted Critical
Publication of KR102404739B1 publication Critical patent/KR102404739B1/ko
Publication of KR102404739B9 publication Critical patent/KR102404739B9/ko

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

본 발명은, 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 합금화 용융아연도금강판은, 모재 강판; 및 상기 모재 강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층;을 포함하며, 상기 모재 강판은, 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 모재 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하이고, 항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상이다.

Description

초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법{Galva-annealed steel sheet having ultra high strength with high formability and manufacturing method thereof}
본 발명은 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 보다 상세하게는, 초고강도를 가지면서 성형성이 개선된 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차의 안전성, 경량화의 관점에서 자동차용 강판의 고강도화가 더욱 빠르게 진행되고 있다. 승객의 안전을 확보하기 위해서 자동차의 구조 부재로 사용되는 강판은 강도를 높이거나 두께를 증가시켜 충분한 충격 인성을 확보해야 한다. 또한, 자동차용 부품에 적용되기 위해서는 충분한 성형성이 요구되며, 자동차의 연비향상을 위해서는 차체 경량화가 필수적이기에, 자동차용 강판을 지속적으로 고강도화하고 성형성을 높이기 위한 연구가 진행 중이다.
현재, 상술한 특성을 가지는 자동차용 고강도 강판으로는, 페라이트 및 마르텐사이트의 두가지 상으로 강도 및 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel) 및 소성 변형시 최종 조직 내 잔류 오스테나이트의 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 제안되고 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.
한국등록특허번호 제10-1798771호
본 발명의 일 실시예에 의하면, 초고강도 및 성형성이 우수하고, 연신율 및 홀확장성이 우수한 합금화 용융아연도금강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 합금화 용융아연도금강판의 제조방법을 제공하는 것이다.
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 초고강도 및 성형성이 우수하고, 연신율 및 홀확장성이 우수한 합금화 용융아연도금강판이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 합금화 용융아연도금 강판은, 모재 강판; 및 상기 모재 강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층;을 포함하며, 상기 모재 강판은, 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 상기 모재 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며, 상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하이고, 항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 모재 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 하나 이상의 성분을 더 포함하되, 상기 하나 이상의 성분은 각각 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 모재강판은 보론(B)을 0 초과 ~ 0.001 중량% 이하로 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 모재강판은 주석(Sn)을 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 20 ~ 50 부피%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법은, (a) 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계; (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계; (c) 상기 냉연판재를 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역에서 가열하여 1차 열처리하는 단계; (d) 상기 1차 열처리된 냉연판재를 이상역 온도에서 가열하여 2차 열처리하는 단계; (e) 상기 2차 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계; 및 (f) 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 합금화 열처리하는 단계;를 포함하며, 상기 (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (c) 단계는, 상기 냉연판재를 1~3℃/s의 승온 속도로 720 ~ 740℃로 가열하여 40~120 초 유지하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (d) 단계는, 상기 냉연판재를 1~4℃/s의 승온 속도로 640 ~ 650℃로 가열하여 60~200초 유지하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 열연판재는, (a1) 상기 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도로 재가열하는 단계; (a2) 상기 재가열된 강 슬라브를 925~975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 및 (a3) 상기 열간 압연된 압연재를 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하여, 권취온도: 700℃~800℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (a) 단계와 (b) 단계 사이에, 상기 열연판재를 550℃~650℃에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (f) 단계에서 상기 합금화 열처리는 500~620℃ 조건으로 10~60초 동안 실시될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (d) 단계 후에, 상기 냉연판재는, 상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하이고, 항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 20 ~ 50 부피%일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (f) 단계는, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 40 mpm 이상 내지 140 mpm 미만의 범위의 라인 속도로 이송하면서 수행될 수 있다.
본 발명에 따르면, 성분계 제어 및 공정 조건 제어를 통해, 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지는 강판을 제조할 수 있다. 상기 미세립 페라이트로 인해 강판이 높은 강도를 가지도록 하며, 상기 미세조직 내 20~50 부피%로 존재하는 잔류 오스테나이트로 인해, 높은 강도, 연신율을 가지도록 하며, 미세조직의 형상을 제어하여 높은 홀확장성(HER)을 가지도록 기능할 수 있다. 그 결과, 고성형성 및 고강도를 가지면서, 합금화 용융아연도금층의 품질이 우수한 합금화 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 합금화 용융아연도금 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.
이하, 본 발명을 상세히 설명한다. 이때, 본 발명을 설명함에 있어서 관련된 공지기술 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명은 생략할 것이다.
그리고 후술되는 용어들은 본 발명에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있으므로 그 정의는 본 발명을 설명하는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 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 있으나, 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 제10-2011-0141739호의 경우, 본 발명과 유사한 성분계를 활용한 용융 아연 도금 강판의 제조 방법에 대해 서술하였으나 본 발명과는 달리 용융 아연 도금 및 합금화 열처리 이후의 최종 미세조직에 대해 자세히 서술되어 있지 않으며, 또한 냉연 이후 소둔 1회를 통해 제조하기에 본 발명에서 제안하는 미세조직 형상 구현을 통한 홀확장성을 확보하기 어려울 것으로 예상된다.
한국특허출원번호 제10-2017-0075853호의 경우, 템퍼드 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트+페라이트 복합 조직을 바탕으로 변태유기소성기구를 활용한 초고강도 강판을 제작하여 강도 및 연신율을 확보하고자 하였다. 하지만 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 복합 조직을 갖고 있는 기존 발명과는 최종 구현 조직에 있어 큰 차이가 있으며, 또한 해당 도금을 진행하는 공정 부분에 있어 그 범위를 매우 모호하게 지정하여 도금 공정에 따른 최종 미세조직 및 재질 변화에 대한 상세한 내용을 파악하기 어렵다.
본 발명에서는, 공정 조건 제어를 통해 본 발명의 최종 미세조직을 확보하여 높은 인장강도 및 연신율을 확보하여 높은 강도임에도 불구하고 성형성이 개선된 초고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법에 대해 서술하고자 한다. 강판의 최종 미세조직은 초미세립 페라이트(50 ~ 80 부피%) 및 잔류 오스테나이트(20 ~ 50 부피%)이며, 강판의 항복강도는 1000 MPa 이상, 인장 강도는 1180 MPa 이상, 연신율은 25% 이상, 홀확장성은 20% 이상인 것이 바람직하다.
종래 페라이트 및 마르텐사이트 이상 조직을 갖고 있는 초고장력강의 경우, 강재가 소성 변형을 받게 되면 조직 내 전위가 형성 및 이동을 진행하게 되고, 이러한 전위의 이동을 통해 결함이 형성, 성장을 함에 따라 파괴가 발생하는 기본적인 변형기구로 소성 변형이 발생하게 된다. 이러한 변형기구 아래 강도를 확보하기 위해서는 경질상인 마르텐사이트 및 베이나이트 등을 형성하여 강도를 확보하지만 경질상의 분율을 증가하여 강도를 확보함에 따라 연신율의 저감을 피할 수 없기에 연신율을 보상하기 위해서 조직 내 연질상인 페라이트를 형성해주게 되고 이러한 최종 미세조직을 갖는 초고장력강의 경우 강도와 연신율이 혼합 법칙(Rule of mixture; ROM)을 따르게 되어 혼합 법칙 이상의 재질 향상은 어렵다는 단점이 있었다.
이러한 페라이트 및 마르텐사이트 이상 조직 초고장력강을 개선하기 위해 개발된 강종이 최종 조직 내 잔류 오스테나이트를 확보하여 소성 변형 시 발생하는 잔류 오스테나이트 상변태를 통해 강도 및 연신율을 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이다. 하지만 변태유기소성강의 경우 최종 미세조직 내 함유된 잔류 오스테나이트의 면적율이 작기에 성형성의 획기적인 개선이 어렵다는 단점이 있었다.
따라서 본 발명에서는 잔류 오스테나이트를 다량으로 확보하여 초고장력강의 성형성을 개선하고자 하였으며, 제작한 강판의 최종 미세조직은 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 구성된다. 잔류 오스테나이트의 경우 변태유기소성기구를 통한 강판의 강도 및 연신율 확보, 성형성 확보에 용이한 조직이지만, 과도하게 포함될 경우 변태유기소성기수를 구현하기 위한 안정도 확보를 위해 합금원소가 과다하게 필요할 수 있으며, 또한 수소취성 저항성이 떨어질 수 있기 때문에 그 양을 10~30 부피%로 포함하는 것이 바람직하고, 잔부는 초미세립 페라이트로 구성하며, 초미세립 효과를 통해 연질상인 페라이트가 최종 미세조직 내 있음에도 불구하고 높은 강도를 확보할 수 있다.
종래 발명에서 제안하는 소둔 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트는 제작된 강판의 강도를 확보할 수 있는 경질상 조직이지만 본 발명에서는 활용하지 않으며 이는 경질상 확보로 인해 연신율 확보에 어려움이 있을 수 있고, 또한 주변 연질상과 재질차가 발생하여 균열이 형성될 수 있는 지점이 될 수 있기 때문에 재질 열화를 가져올 가능성이 있기 때문이다. 추가적으로, 베이나이트는 역시 저온에서 확보되는 경질상의 일종으로 소둔 마르텐사이트, 템퍼드 마르텐사이트와 유사한 역할을 하기에 이상적으로는 포함하지 않는 것이 바람직하다.
또한 용융 아연 도금 이후, 합금화 열처리온도 및 라인 속도(Line speed)에 따라 미세조직 내 시멘타이트(θ)가 형성되어 재질이 저하할 수 있다. 이를 위해 합금화 열처리 온도 및 라인 속도 공정을 제어하여 시멘타이트(θ)의 형성을 최소화 할 필요가 있다.
따라서, 해당 미세조직들을 구현하여 본 발명의 합금화 용융아연도금 강판이 고성형성을 확보하기 위한 방안을 요약하자면 아래와 같다.
(1) 소둔 열처리 후 최종 미세조직 내에 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 오스테나이트 안정화 원소인 탄소(C) 및 망간(Mn)을 적당량 포함하는 성분계를 활용하여 제강, 연주, 열연 및 냉연을 진행한다. 탄소와 망간은 오스테나이트의 안정도를 높여주는 원소이기에 적정량으로 성분계에 포함되어야 한다. 실리콘(Si)의 경우, 열간압연 중 압연 부하 증가로 인해 제품 사이즈 확대에 애로사항 발생 가능성 및 붉은형 스케일이 다량 발생할 수 있는 가능성이 있기에 그 양을 0.5 중량% 이하로 관리하며, 알루미늄의 경우 이상역 온도 구간을 넓혀줌으로써 양산성 확보에 도움이 되지만 지나치게 많이 함유할 경우 연주성이 저하될 수 있기에 0.5 중량% 이하로 관리한다. 또한 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo)과 같은 합금 원소를 첨가함으로써 적절한 양의 탄화물을 형성하여 추가적인 강도 확보에 도움이 될 수 있지만 합금 원소 첨가에 따른 원가 상승 및 연신율 저감을 가져올 수 있기에 필요한 경우가 아니라면 첨가하지 않는다. 그리고 필요한 경우, 도금성을 확보하기 위해 주석(Sn)과 같은 합금 원소를 0.2 중량% 이하로 첨가함으로써 도금성을 확보한다.
(2) 소둔 열처리를 이상역 구간에서 진행하는 것이다. 이상역 구간에서 소둔 열처리를 진행하게 될 경우, 이상역에서 형성된 페라이트 및 오스테나이트 조직 내에서 페라이트의 고용도 한계로 인한 탄소 및 망간이 페라이트에서 오스테나이트로 진행되며 오스테나이트의 안정도를 확보하여 냉각 후에도 잔류 오스테나이트를 확보할 수 있기 때문이다. 또한 소둔 열처리를 2회 진행하여 최종 미세조직의 형상을 제어하는 것이다. 초기 미세조직에 따라 이상역 열처리 시 오스테나이트 생성 지점 및 결정립 크기가 달라지기 때문에 조직 형상이 상이하게 발현되고, 이를 통해 원하는 재질을 확보할 수 있는 것이다.
(3) 마지막으로, 합금화 열처리 온도 공정을 제어 및 라인 속도(Line speed) 공정을 제어하여 시멘타이트 형성을 최소화하고, 재질을 동등 수준까지 확보할 수 있는 합금화 온도 및 라인 속도(Line speed) 범위를 수립한다.
이하에서는, 상술한 특성을 가지는 본 발명의 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법에 대하여 보다 상세히 설명하도록 한다.
합금화 용융아연도금 강판
본 발명의 하나의 관점은 합금화 용융아연도금 강판에 관한 것이다. 한 구체예에서 상기 합금화 용융아연도금 강판은 모재 강판; 및 상기 모재 강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층;을 포함하며, 상기 모재 강판은 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 상기 모재 강판은, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나를 더 포함할 수 있고, 각각 0 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 포함할 수 있다. 또한, 상기 모재 강판은, 보론(B)을 0 중량% 초과 ~ 0.001 중량% 이하로 더 포함할 수 있다. 또한, 상기 모재 강판은, 주석(Sn)을 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 더 포함할 수 있다.
상기 모재 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며, 상기 페라이트는 50 ~ 80 부피%의 부피분율을 가질 수 있고, 상기 잔류 오스테나이트는 20 ~ 50 부피%의 부피분율을 가질 수 있다.
상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하일 수 있다. 모재 강판의 항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상이다. 예를 들어, 상기 모재 강판의 항복강도는 1000 MPa 내지 1180 MPa 범위일 수 있고, 인장 강도는 1180 MPa 내지 1210 MPa 범위일 수 있고, 연신율은 25% 내지 30% 범위일 수 있고, 홀확장성은 20% 내지 25% 범위일 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 일 구체예에 따른 합금화 용융아연도금 강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 함량에 대해 상세히 설명하도록 한다.
탄소(C): 0.05 중량% ~ 0.2 중량%
탄소(C)는 제강에 있어서 가장 중요한 합금 원소이며, 본 발명에서는 기본적인 강화 역할 및 오스테나이트 안정화를 주요 목적으로 한다. 오스테나이트 내 높은 탄소(C) 농도는 오스테나이트 안정도를 향상시켜 재질 향상을 위한 적절한 오스테나이트 확보에 용이하다. 하지만 지나치게 높은 탄소(C) 함량은 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락을 가져올 수 있고, 냉각 중 펄라이트 등 시멘타이트 석출조직이 다수 생성될 수 있기 때문에, 탄소(C)는 모재 강판 전체 중량에 대하여 0.05 중량% ~0.2 중량% 포함되는 것이 바람직하다. 상기 탄소를 0.05 중량% 미만으로 포함시 강판의 강도 확보가 어려우며, 0.2 중량%를 초과하여 포함시 인성 및 연성이 열화될 수 있다.
실리콘(Si): 0 중량% 초과 ~ 1.0 중량% 이하
실리콘(Si)은 페라이트 내 탄화물 형성을 억제하는 원소이고, 특히 Fe3C의 형성에 따른 재질 저하를 방지하며, 탄소(C)의 활동도를 높여 오스테나이트의 확산속도를 높인다. 실리콘(Si)은 또한 페라이트 안정화 원소로 잘 알려져 있어 냉각 중 페라이트 분율을 높여 연성을 증가시키는 원소로 알려져 있다. 또한, 탄화물의 형성 억제력이 매우 크기 때문에 베이나이트 형성 시 잔류 오스테나이트 내 탄소 농도 증가를 통한 TRIP 효과를 확보하기 위해 필요 원소이다. 하지만, 상기 실리콘(Si)을 1.0 중량%를 초과하여 포함시, 공정 시 강판 표면에 산화물(SiO2)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있고, 열간 압연시 압연부하를 높이고, 제품 사이즈 확대가 어려우며, 붉은형 스케일을 다량 발생시킬 가능성이 있다. 따라서, 실리콘(Si)은 모재 강판 전체 중량의 1.0 중량% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 4.0 중량% ~ 9.0 중량%
망간(Mn)은 오스테나이트 안정화 원소로서, 망간(Mn)이 첨가됨에 따라 마르텐사이트 형성 시작 온도인 Ms가 점차 낮아지게 되어 소둔 열처리 진행시 잔류 오스테나이트 분율을 증가시키는 효과를 가져올 수 있다. 또한 냉각 시 펄라이트와 베이나이트 형성을 억제하여 본 발명에서 목표하고자 하는 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 조직을 형성하기 용이하게 한다. 한 구체예에서 상기 망간은 모재 강판 전체 중량의 4.0 ~ 9.0 중량% 포함된다. 망간을 4.0 중량% 미만으로 포함시 상술한 효과를 충분히 확보할 수 없다. 반대로, 망간을 9.0 중량%를 초과하여 포함시, 탄소당량 증가에 따른 용접성의 하락 및 공정 시 강판 표면에 산화물(MnO)이 형성되어 해당 부분 젖음성 열위에 따른 도금성 저하를 가져올 수 있다.
알루미늄(Al): 0 중량% 초과 ~ 0.5 중량% 이하
알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 같이 페라이트 안정화, 잔류 오스테나이트의 안정화 및 탄화물의 형성을 억제하는 원소로 알려져 있다. 또한, 평형 온도를 높이는 효과가 있어 알루미늄(Al) 첨가시 적정 열처리 온도구간이 넓어지는 장점이 있다. 한 구체예에서 상기 알루미늄은 상기 모재 강판 전체 중량에 대하여 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하 포함된다. 상기 알루미늄을 0.5 중량%를 초과하여 과도하게 포함되는 경우 AlN 석출로 인해 연주에 문제가 발생할 수 있다.
니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 적어도 하나: 각각 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하
본 발명의 한 구체예에서 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo)은 상기 모재 강판에 선택적으로 포함될 수 있다. 상기 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)은 강 내에서 탄화물의 형태로 석출되는 원소이며, 탄화물 석출을 통한 강도 확보를 위해 첨가되는 원소이다. 티타늄(Ti)의 경우, AlN의 형성을 억제하여 연주 중 크랙 형성을 억제하는 기능을 수행할 수 있다. 다만, 상기 모재 강판 전체중량에 대하여 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)을 각각 0.2 중량%를 초과하여 포함되는 경우, 조대한 석출물을 형성함으로써, 강내 탄소량을 저감시켜 재질을 열화시키고, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 및 바나듐(V)의 투입에 따르는 제조 원가 상승의 단점이 있다. 또한, 상기 티타늄(Ti)이 과다하게 첨가될 경우, 연주 중 노즐 막힘의 원인이 될 수 있다. 이에 따라, 니오븀(Nb), 티타늄(Ti) 및 바나듐(V)은 적어도 하나가 첨가될 때, 각각 모재 강판 전체 중량에 대하여 0 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 첨가될 수 있다. 다음으로, 상기 몰리브덴(Mo)은 탄화물 성장을 억제하여, 탄화물의 크기를 제어하는 역할을 할 수 있다. 다만, 몰리브덴이 상기 모재 강판 전체중량에 대하여 0.2 중량%를 초과하여 포함될 경우, 상기 효과가 포화되고, 제조 원가 상승의 단점이 있다.
보론(B): 0 중량% 초과 ~ 0.001 중량% 이하
본 발명의 한 구체예에서 보론(B)은 상기 모재 강판에 선택적으로 포함될 수 있다. 상기 보론(B)은 입계 강화 원소로 기능할 수 있다. 한 구체예에서 상기 보론은 상기 모재 강판 전체 중량에 대하여 0 초과 ~ 0.001 중량% 이하로 첨가될 수 있다. 보론이 0.001 중량% 를 초과하여 첨가되는 경우, BN 등 질화물을 형성함으로써, 고온 연성을 저하시킬 수 있다.
주석(Sn): 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하
본 발명의 한 구체예에서 주석(Sn)은 상기 모재 강판에 선택적으로 포함될 수 있다. 주석(Sn)을 첨가하면 강재 산화물이 미세하고 넓고 얇게 바뀌면서 표면과 아연 도금욕의 호환성을 향상시켜 도금성을 향상시킬 수 있다. 주석이 0.2 중량% 를 초과하여 첨가되는 경우, 필요 이상의 합금철 투입으로 인한 원가 상승 및 도금성의 향상이 저하될 수 있다.
기타 원소
인(P), 황(S) 및 질소(N)는 제강 과정에서 강 내에 불가피하게 첨가될 수 있다. 즉, 이상적으로는 포함하지 않는 것이 바람직하나, 공정 기술 상 완전히 제거가 힘들어 일정 소량이 포함될 수 있다.
상기 인(P)은 강 내에서 실리콘과 유사한 역할을 수행할 수 있다. 다만, 인이 모재 강판 전체 중량의 0.02 중량%를 초과하여 첨가되는 경우, 강판의 용접성을 저하시키고 취성을 증가시켜 재질 저하를 발생시킬 수 있다. 따라서, 인은 모재 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.02 중량% 이하로 첨가되도록 제어될 수 있다.
상기 황(S)은 강 내에서, 인성 및 용접성을 저해할 수 있으므로, 모재 강판 전체 중량의 0 중량% 초과 ~ 0.005 중량% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
상기 질소(N)는 강 내에 과잉으로 존재하면 질화물이 다량으로 석출되어 연성을 열화시킬 수 있다. 따라서, 질소(N)는 모재 강판 전체 중량에 대하여 0 중량% 초과 ~ 0.006 중량% 이하로 포함되도록 제어될 수 있다.
상기한 합금성분을 가지는 상기 모재 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다. 상기 페라이트는 50 ~ 80 부피%의 부피분율을 가질 수 있고, 상기 잔류 오스테나이트는 20 ~ 50 부피%의 부피분율을 가질 수 있다.
한 구체예에서 상기 모재 강판의 결정립은, 예를 들어 2 μm 이하의 크기를 가지는 미세 결정립일 수 있다. 예를 들면, 상기 결정립 중 고각 결정립계 분율이 70% 이상일 수 있다. 상기, 고각 결정립계란 이웃하는 결정립 사이의 각이 15° 이상인 결정립계를 의미할 수 있다.
상기 합금화 용융아연도금 강판은, 항복 강도가 1000 MPa 내지 1180 MPa 범위일 수 있고, 인장 강도는 1180 MPa 내지 1210 MPa 범위일 수 있고, 연신율은 25% 내지 30% 범위일 수 있고, 홀확장성은 20% 내지 25% 범위일 수 있다.
종래 차체부품의 성형 시, 초고강도 재료에서 발생하는 성형 시 부품의 파단 중 일반적인 성형한계도(Forming limit diagram)에서 확인할 수 있는 컵성형성(Drawability) 및 2축 인장성(Bi-axial stretchability) 등의 평가 기준으로는 설명할 수 없는 경우가 존재하였다. 이는, 새로운 평가 기준인 재료의 신장플랜지성(Stretchflangeability)을 통해 설명이 가능하며 이를 측정하기 위한 홀확장성(Hole expansion ratio, HER) 평가 시험을 통해 차체부품 성형 시 해당 부위의 파단 및 성형 가능성을 추정할 수 있다.
상기 홀확장성 평가 시험(ISO 표준 16630 기준)은 펀치로 판재에 구멍을 뚫은 뒤, 구멍으로 펀치를 장입하여 판재 두께방향으로 균열이 완전히 전파된 균열이 관측될 때 시험을 종료한 뒤, 초기 구멍 크기와 시험 종료 후 구멍 크기의 비율((파단 구멍 크기-초기 구멍 크기)/초기 구멍 크기×100(%))로 홀확장성을 평가한다. 이러한 홀확장성은 통상적으로 고강도화 됨에 따라 감소하는 경향이 있기 때문에, 초고강도강의 성형성을 개선하기 위해서는 연신율의 확보 또한 중요하지만 홀확장성 또한 어느 정도 확보해주는 것이 중요하다.
이에 본 발명에서는 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 이상 미세조직을 활용하여 기존 페라이트 및 마르텐사이트 이상 미세조직을 갖는 초고장력강 대비 향상된 연신율과 동일 수준의 홀확장성을 확보하고자 하였다. 이를 위해 공정 조건을 엄밀하게 제어하여 최종 미세조직을 구현하여 목표한 재질을 확보할 수 있었으며, 또한 합금화 열처리 온도 조건에 따른 재질 변화를 관찰하여 합금화 용융 아연 도금 강판 생산을 위한 공정 범위를 확인하였다.
합금화 용융아연도금 강판 제조방법
본 발명의 다른 관점은 상기 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법에 관한 것이다.
도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법을 나타낸 것이다.
도 1을 참조하면, 상기 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법은 열연판재 제조단계(S10); 냉연판재 제조단계(S20); 1차 열처리단계(S30); 2차 열처리단계(S40); 용융아연도금층 형성단계(S50); 및 합금화 열처리단계(S60);를 포함한다.
보다 구체적으로, 상기 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법은, 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계(S10); 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계(S20); 상기 냉연판재를 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역에서 가열하여 1차 열처리 하는 단계(S30); 상기 1차 열처리된 냉연판재를 이상역 온도에서 가열하여 2차 열처리하는 단계(S40); 상기 2차 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계(S50); 및 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 합금화 열처리하는 단계(S60);를 포함하며, 상기 (S40) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가진다.
이하, 본 발명의 상기 합금화 용융아연도금 강판의 제조방법을 단계 별로 상세히 설명하도록 한다.
열연판재 제조단계(S10)
상기 단계(S10)는 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계이다.
한 구체예에서 상기 강 슬라브는 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 하나 이상의 성분을 더 포함하되, 상기 하나 이상의 성분은 각각 0 초과 0.02 중량% 이하로 포함될 수 있다. 한 구체예에서 상기 강 슬라브는 보론(B)을 0 초과 0.001 중량% 이하로 더 포함할 수 있다. 한 구체예에서 상기 강 슬라브는 주석(Sn)을 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 더 포함할 수 있다. 한 구체예에서 상기 강 슬라브를 구성하는 합금 성분 및 함량은, 전술한 바와 동일하므로 이에 대한 상세한 설명은 생략하도록 한다.
한 구체예에서 상기 열연판재는, 상기 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도로 재가열하는 단계(a1); 상기 재가열된 강 슬라브를 925~975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하여 압연재를 제조하는 단계(a2); 및 상기 열간 압연된 압연재를 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하여, 권취온도: 700℃~800℃ 조건으로 권취하는 단계(a3);를 포함하여 제조될 수 있다.
상기 강 슬라브 재가열 온도는 통상의 열간 압연 온도를 확보할 수 있도록 1150~1250℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 상기 재가열 온도가 1150℃ 미만이면 열간 압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있으며, 1250℃를 초과하는 경우 강 슬라브의 휨으로 인해 가열로에서 장입 및 토출이 어려우며, 초기 오스테나이트 결정립의 조대화로 인해 최종 생산 강판의 강도 확보가 어려울 수 있다.
상기 열간 압연은 상기 재가열된 강 슬라브를 마무리 압연온도: 925~975℃로 열간 압연하여 압연재를 제조할 수 있다. 본 발명의 강 슬라브가 망간과 같은 합금 성분의 함량이 높은 고합금강이므로, 압연 시 압연 부하가 증가 할 수 있는 가능성이 있기에 되도록이면 고온에서 작업한다. 상기 마무리 압연은 925~975℃의 고온에서 진행할 수 있다. 상기 조건에서 압연재의 에지 터짐을 방지하고 압연 부하를 최소화할 수 있다.
상기 냉각은 상기 열간 압연된 압연재를 10~30℃/s의 냉각 속도로 냉각하여, 권취온도: 700~800℃ 조건으로 권취할 수 있다. 상기 조건으로 냉각하여 권취시 압연재의 에지 터짐을 방지하고 압연 부하를 최소화할 수 있다. 상기 냉각 방법은 무주수 냉각 방법을 적용할 수 있다.
한 구체예에서 상기 열연판재는 냉각 후 풀(full) 마르텐사이트 조직을 가질 수 있다.
연화 열처리 단계
본 발명의 한 구체예에서 상기 열연판재 제조단계(S10) 이후, 후술할 냉연판재 제조단계(S20) 이전에 상기 열연판재를 연화 열처리하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
상기 연화 열처리는, 상기 풀마르텐사이트 조직을 가지는 열연판재를 냉간 압연하기 전에, 냉간 압연 시의 압연 부하를 경감시키기 위해 진행할 수 있다. 즉, 망간 등의 함금원소가 많이 함유된 고합금강이기 때문에 재료의 경화능이 지연되었기에 열간압연 완료 및 상온까지 냉각진행 중 연질상인 페라이트, 펄라이트의 형성 없이 경질상인 마르텐사이트가 형성되어 열연재의 강도가 매우 높기 때문이다. 열연판재의 강도가 높을 경우 냉간압연 중 두께헌팅, 형상불량등의 문제점이 야기될 수 있기에 냉간압연 작업 효율성을 위하여 연화 열처리를 통해 열연재의 재질을 낮춰줄 수 있다.
표 1은 상기 연화 열처리의 구체적인 공정 조건을 나타낸 것이다.
승온 속도
(℃/hr)		 소둔 온도
(℃)		 유지시간
(hr)		 냉각 속도
(℃/hr)		 냉각 종료
(℃)
40~75 550~650 ~14 40~50 상온(RT)
한 구체예에서 상기 연화 열처리는 550~650℃ 조건으로 진행될 수 있다. 상기 연화 열처리를 550℃ 미만으로 실시하는 경우, 상기 열간 압연 후 생성된 마르텐사이트에 대해 재결정이 발생하지 않고 템퍼링만 진행되어 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트(θ)의 형태로 형성되고 구상화될 수 있다. 이 경우, 상기 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있으므로, 냉간 압연 중 판재의 파단이 발생할 수 있다. 반면에, 연화 열처리를 650℃를 초과하여 실시하는 경우, 연화 열처리 실시 중 오스테나이트가 과도하게 형성되고, 냉각 중 상기 오스테나이트로부터 마르텐사이트가 형성됨으로써, 연화 열처리시의 강도 저하가 효과적으로 발생하지 않을 수 있다. 상기 온도 범위의 연화 열처리에 의해, 상기 열간 압연 후의 마르텐사이트 조직은 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직으로 변환될 수 있다.
냉연판재 제조단계(S20)
상기 단계(S20)는 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 냉간 압연은 상기 열연판재를 압하율 40~60%의 조건으로 실시할 수 있다. 상기 냉간 압연에 의해, 상기 연화 열처리 후의 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 복합 조직은, 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직으로 변환될 수 있다.
냉간 압연의 경우, 열간 압연재를 사용하여 최종 생산 강판의 두께를 맞추기 위해 수행하며, 압연 전 연화열처리 및 산세를 진행한다. 연화열처리 온도는 낮을 경우 열연 후 형성된 마르텐사이트가 재결정이 발생하지 않고 템퍼링(Tempering)만 진행되어 조직 내 과포화된 탄소가 시멘타이트(θ)의 형태로 조직내 형성 및 구상화가 진행된다. 이 경우, 마르텐사이트의 취성이 발현될 수 있기에 냉간압연 도중 판 파단등의 안전 사고가 발생할 수 있다. 반면, 연화열처리 온도가 높을 경우 연화 열처리가 진행될 때 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성되어 강도 저하가 효과적으로 발현되지 않기에 그 온도 범위를 550~650℃로 지정하여 열연재의 강도를 저감한다. 2단 소둔을 진행하기 때문에 재결정을 유도할 수 있는 냉연 압하율은 특별히 지정하지 않으나, 제품 최종 규격에 맞도록 적절히 수행하며 통상 범위인 40~60%로 지정한다.
본 발명의 소둔 열처리는, 상기 냉연판재를 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역에서 1차 열처리하는 단계와, 상기 1차 열처리된 냉연판재를 이상역 온도에서 2차 열처리하는 단계를 포함하여 진행될 수 있다.
1차 열처리단계(S30)
상기 단계는 상기 냉연판재를 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역에서 가열하여 1차 열처리하는 단계이다.
한 구체예에서 상기 1차 열처리는 냉간 압연 후의 판재가 가지는 페라이트와 마르텐사이트의 복합 조직을 마르텐사이트의 조직으로 변환시킬 수 있다. 상기 1차 열처리는 상기 냉연판재를 승온 속도 1~3℃/s 로 목표 온도인 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역으로 가열하여, 40~120 초 유지하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 1차 열처리시, 상기 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역은 일 예로서, 예를 들면 720 ~ 740℃의 온도일 수 있다. 상기 1차 열처리 온도를 720℃ 미만으로 실시하는 경우, 상기 목표 온도에서 충분한 크기의 오스테나이트 결정립을 확보하지 못하며, 또한 열처리 후 마르텐사이트와 페라이트의 복합조직을 형성함으로써, 상기 1차 열처리에 따르는 최종 조직에서 강도와 연성이 감소할 수 있다. 반면에 1차 열처리 온도가 740℃를 초과하는 경우, 상기 목표 온도에서의 오스테나이트 결정립의 크기가 과도하게 증가하여 상기 1차 열처리에 따르는 최종조직에서 오스테나이트의 안정화를 확보하는데 불리하여 강도 측면에서 열위할 수 있다.
다만 연속 소둔 설비에서 소둔 열처리를 진행하게 될 경우 승온 속도에 따라 승온 후 유지 시간이 달라지게 되기에 해당 승온 속도 조건을 세분화 할 필요가 있다. 상기 1차 열처리시 상기 승온 속도가 1℃/s 미만일 경우, 목표 온도인 720 ~ 740℃의 온도에 머무르는 시간이 40~120 초 범위를 초과함으로써, 초기 오스테나이트 결정립 성장이 계속 진행되기 때문에 상기 목표 온도에서의 오스테나이트 결정립 크기가 과도하게 증가할 수 있다. 반면에, 상기 승온 속도가 3℃/s를 초과하는 경우, 목표 온도인 720 ~ 740℃의 온도에 머무르는 시간이 40~120 초 범위에 미달함으로써 1차 소둔 진행 시 오스테나이트로의 재결정이 완전히 이루어지지 않을 가능성이 있고, 또한 상기 목표 온도에서의 충분한 크기의 오스테나이트 결정립을 확보하지 못할 수 있다. 따라서, 연속 어닐링 진행시 생산성 확보를 위해 40~120초로 지정한다.
예를 들면, 상기 1차 열처리는 상기 가열된 냉연판재를 4~10℃/s의 냉각 속도로 350~450℃까지 냉각하여 유지하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다. 예를 들면, 상기 380~420℃까지 냉각하여 유지할 수 있다. 한 구체예에서, 상기 온도로 냉각된 냉연판재를 120 내지 330초 동안 시효처리할 수 있다.
2차 열처리단계(S40)
상기 단계는 상기 1차 열처리된 냉연판재를 이상역 온도에서 가열하여 2차 열처리하는 단계이다. 상기 2차 열처리는 상기 목표 온도 범위인 이상역 온도에서 진행됨으로써, 1차 열처리 후의 마르텐사이트 조직이 페라이트와 잔류 오스테나이트의 조직으로 변화될 수 있다. 상기 2차 열처리는 시멘타이트가 형성되기 시작하는 온도인 이상역 온도 구간에서 진행한다.
한 구체예에서, 2차 열처리는 상기 냉연판재를 승온 속도 1~4℃/s로 목표 온도인 640 ~ 650℃로 가열하여, 60~200초 유지하는 열처리를 진행한다. 이때, 잔류 오스테나이트의 부피분율은 20~50 부피% 일 수 있다.
상기 2차 열처리 온도가 640℃ 미만인 경우, 상기 목표 온도에서 지나치게 적은 오스테나이트 조직이 형성되어 오스테나이트 안정도가 올라가게 되고, 이로 인해 냉각 후 미세조직 상의 오스테나이트가 소성 변형 시 상변태를 발현하지 않아 강도와 연성이 감소할 수 있다. 반면에 2차 열처리 온도가 650℃를 초과하는 경우, 상기 목표 온도에서 지나치게 많은 오스테나이트 조직이 형성되어 오스테나이트 안정도가 내려가게 되고, 이로 인해 냉각 후 미세조직 상에 마르텐사이트가 형성되어 연성과 홀확장성이 감소할 수 있다.
상기 2차 어닐링의 경우 해당 온도에서 오래 있을수록 오스테나이트로의 탄소, 망간 확산이 더 진행되기 때문에 안정도를 확보하는 데 있어 용이할 수 있으나 생산성 확보를 위하여 그 시간은 60~200초로 지정한다. 1차, 2차 어닐링 시 투입 라인이 다르므로, 라인 속도에 따른 승온 속도 및 냉각 속도, 소둔 유지 시간 범위가 상이할 수 있다.
상기 2차 열처리시 승온 속도가 1℃/s 미만일 경우, 상기 냉연판재가 상기 이상역 온도에 도달하기 전에, 불필요한 시멘타이트를 형성하거나 구상화함으로써 재질 특성을 열화시켜 확보할 수 없게 될 수 있다. 상기 승온 속도가 4℃/s를 초과하는 경우, 상기 목표 온도 범위에서 60~200 초 동안 유지하지 못하여, 최종 조직에서 충분한 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하지 못할 수 있다.
한 구체예에서, 상기 2차 열처리는 상기 가열된 냉연판재를 2~20℃/s의 냉각속도로 450~550℃로 냉각하여 유지하는 단계;를 포함하여 이루어질 수 있다. 한 구체예에서, 상기 온도로 냉각된 냉연판재를 120 내지 330초 동안 시효처리할 수 있다.
용융아연도금층 형성단계(S50)
상기 단계는 상기 2차 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계이다. 상기 도금욕의 온도는 도금층을 구성하기 위한 합금 원소의 종류 및 비율, 모재(냉연판재) 성분계에 따라 450~550℃ 일수 있다. 상기 도금욕 조건에서 냉연판재 표면에 용융아연도금층이 용이하게 형성되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다.
합금화 열처리단계(S60)
상기 단계는 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 합금화 열처리하는 단계이다. 한 구체예에서 상기 합금화 열처리는 500~620℃ 조건으로 실시될 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리시 용융아연도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 합금화 열처리는 500~620℃에서 10~60초 동안 실시될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도를 500℃ 미만으로 실시하는 경우 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연도금층의 건전성이 저하되며, 합금화 열처리 온도를 620℃를 초과하여 실시하는 경우, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 상기 2차 열처리 단계에서 최적화된 페라이트-오스테나이트 분율을 벗어나게 되어 재질의 변화가 발생할 수 있으며, 급격한 시멘타이트의 형성으로 연성을 확보하지 못할 가능성이 있다.
한 구체예에서 상기 2차 열처리 단계(S40) 후에, 상기 냉연판재는, 항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상일 수 있다. 예를 들면, 상기 냉연판재의 항복강도는 1000 MPa 내지 1180 MPa 범위일 수 있고, 인장 강도는 1180 MPa 내지 1210 MPa 범위일 수 있고, 연신율은 25% 내지 30% 범위일 수 있고, 홀확장성은 20% 내지 25% 범위의 재질 특성을 가질 수 있다.
최종 생산되는 강판 재질에 영향을 주는 요인으로는, 페라이트 결정립 미세화에 의한 강도 증가 및 잔류 오스테나이트 안정도 확보에 따른 변태유기소성현상에 따른 잔류 오스테나이트의 상변태로 강도 및 연신율 확보 등이 존재하며, 본 발명의 강판은 최종 미세조직의 결정립 크기를, 예를 들어 2 μm 이하로 포함하며, 고각 결정립계 비율을 70% 이상으로 가져감으로써 균열 저항성을 향상시켜 목표한 홀확장성을 안정적으로 확보할 수 있게 한다.
최종 재질의 경우 인장 강도x총 연신율 값이 약 30,000~35,000 MPa% 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 인장 강도x총 연신율=25,000 MPa%을 대체로 만족하며, 홀확장성과 같이 살펴보았을 때 동일 강도 비교재 대비 성형성이 유사, 혹은 우위에 있을 것임을 추정할 수 있다.
본 발명에서는 초고강도와 높은 연신율, 홀확장성을 동시에 확보하여 합금화 용융 아연도금강판을 생산하기 위해 아래와 같은 원리로 최종 미세조직을 설정하고 이를 구현하기 위한 공정 최적화를 심층신경망기반 최적화 기법과 같이 진행하였다.
설계방향 (1): 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보하고자 한다. 또한 마르텐사이트 및 베이나이트와 같은 경질상을 형성하여 재료의 강도를 높이는 데 효과적일 수 있으나 연신율을 확보하는 데 있어 불리하기 때문에 배재하였고 이를 페라이트 기지로 구성하여 혹여 감소할 수 있는 연신율을 보상한다.
설계방향 (2): 홀확장성을 확보함에 있어, 먼저 홀확장성을 평가하는 시험 기준에 대해 살펴볼 필요가 있다. 홀확장성 평가 시험(ISO 표준 16630)은 펀치로 판재에 구멍을 뚫은 뒤, 구멍으로 펀치를 장입하여 판재 두께방향으로 균열이 완전히 전파된 균열이 관측될 때 시험을 종료한 뒤, 초기 구멍 크기와 시험 종료 후 구멍 크기의 비율((파단 구멍 크기-초기 구멍 크기)/초기 구멍 크기x100(%))로 홀확장성을 평가하며, 즉 평가 시 변형에 따른 균열의 형성 및 전파를 억제하는 것이 홀확장성을 향상시키는 데 주요한 영향을 줄 수 있을 것이라 판단하였고, 이를 위해 최종 미세조직에서 균열 저항성을 확보하고자 하였으며, 마르텐사이트와 베이나이트와 같은 경질상의 경우 초기 변형 진행 시 연질상과의 상간 재질차로 인한 국부 변형으로 인해 그 경계가 균열 형성 지점이 될 수 있기에 최종 미세조직에서 배재하였다.
설계방향 (3): 본 발명의 합금화 용융아연도금 강판의 연신율 및 홀확장성을 확보함에 있어 혹여 미달될 수 있는 강도는 페라이트 기지의 초미세립화 및 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 활용하여 확보하였다.
설계방향 (4): 2차 열처리(소둔 열처리) 이후, 합금화 용융 아연 도금 강판을 제조하기 위해 용융 아연욕에 침지 및 합금화 열처리를 수행 후, 상온까지 냉각되게 된다. 이러한 합금화 열처리 공정을 거칠 시 2차 소둔을 통해 구성한 미세조직의 변화로 재질이 바뀔 수 있기 때문에 목표 재질을 만족하는 적절한 합금화 열처리 온도와 라인 속도(Line speed) 공정 관리 범위를 설정할 필요가 있다.
상기와 같은 미세조직을 구성하기 위해 본 발명에서는 2단 소둔 열처리 및 합금화 열처리를 통해 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트의 최종 미세조직을 구현하여 목표 재질을 확보하고자 하였다.
또한, 본 발명을 통해 얻을 수 있는 효과는 하기와 같다.
(1) 변태유기소성강 기반의 강화 기구를 사용한 강도, 연신율 확보: 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보하고자 한다. 또한 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상을 형성하여 재료의 강도를 높이는 데 효과적일 수 있으나 연신율을 확보하는 데 있어 불리하기 때문에 배제하였고 이를 초미세립 페라이트 기지로 구성하여 혹여 감소할 수 있는 연신율 및 강도를 보상한다.
(2) 소둔 공정 제어를 통한 최종 미세조직 제어로 홀확장성 개선: 기존 초고장력강 대비 홀확장성을 개선하기 위해서 최종 미세조직에서 균열 저항성을 확보하고자 하였으며, 마르텐사이트와 베이나이트와 같은 경질상의 경우 초기 변형 진행 시 연질상과의 상간 재질차로 인한 국부 변형으로 인해 그 경계가 균열 형성 지점이 될 수 있기에 최종 미세조직에서 배제하였다. 공정 제어를 통해 고각 결정립계 분율 및 미세 결정립을 확보하여 최종 미세조직의 균열 저항성을 확보하였다.
상기 (1), (2)에서 주목해야 할 점은 기존 발명들과는 달리 본 발명은 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이상 조직만을 활용하여 기존 발명들이 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상 조직을 활용하여 강도 및 성형성을 확보하는 것과는 완전히 다른 발명이라는 것이다. 또한 소둔 공정 열처리 조건 제어 시 단순히 이론 상 가능한 광대한 공정 범위를 제안하는 기존 발명들과는 달리 최종 목표 재질을 확보하기 위한 명확한 해법 및 이를 구현하기 위한 상세한 소둔 열처리 조건을 이론 및 실험을 통하여 제안하였기에 그 차이점이 있다고 할 수 있다.
(3) 합금화 공정 조건 수립을 통한 건전한 합금화 용융 아연 도금 강판 생산 가능:
또한 기존 발명 실시예들을 참조한 결과, 합금화 용융 아연 도금 강판을 생산하는 부분에 있어 1단 소둔 이후 합금화만을 진행하였거나, 아니면 냉연재에 대한 실시예들만으로만 구성되어 있고 해당 실시예들에서 합금화 용융 아연 도금 강판을 생산할 수도 있다는 단순한 원리로만 작성하여 권리를 주장하고 있을 뿐 건전한 합금화 용융 아연 도금 강판을 생산할 수 있는 합금화 공정 조건에 대한 고찰은 전혀 진행되지 않았다. 본 발명에서는 재질을 확보 하기 위한 2단 소둔 열처리에 추가적으로 합금화 공정 조건 제어 범위를 제안함으로써 해당 공정 제어 조건을 참조하여 조업 시 건전한 합금화 용융 아연 도금 강판 생산을 가능케 하고자 하였다.
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 2는 본 발명의 실험예에 따른 시편의 조성(단위: 중량%)을 나타낸 것이다. 표 2를 참조하면, 합금 성분계의 조성은 중량%로, 탄소(C): 0.15%, 실리콘(Si): 0.44%, 망간(Mn): 7.03%, 알루미늄(Al): 0.34%, 인(P): 0.008%, 황(S): 0.0022%, 질소(N): 0.005% 및 잔부는 철(Fe) 및 불가피한 불순물로 이루어진다. 상기 성분계에서, Ti, Nb, V, Mo, B, 및 Sn 은 포함하지 않았다.
C Si Mn Al P S N Fe
성분계 0.15 0.4 6.5 0.3 0.008 0.002 0.004 Bal.
하기의 실험예들은 다음과 같은 공정들을 통하여 제조되었다. 연주 공정을 통해 하기 표 1에 기재된 함량의 성분계와, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 제조하였다. 상기 강 슬라브를 재가열 온도: 1150~1250℃ 조건으로 재가열하고, 상기 재가열된 강 슬라브를 925~975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하여 압연재를 제조하고, 상기 열간 압연된 압연재를 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하여, 권취온도: 700~800℃ 조건으로 권취하여 열연판재를 제조하였다. 상기 열연판재를 550~650℃ 조건으로 연화열처리하고, 압하율 40~60%의 조건으로 냉간 압연을 실시하여 냉연판재를 제조하였다.
실험예 1~11
실험예 1~11에서는, 1차 및 2차 소둔 열처리 온도의 영향을 분석하기 위한 것으로서, 상기 1차 소둔 열처리 온도를 730℃ 및 750℃ 로 선택하고, 각각의 온도에서 상기 2차 소둔 열처리 온도를 610℃ 내지 660℃의 범위에서 변경하였다. 결과적으로, 실험예 9 및 실험예 10이 본 발명의 실시예에 포함되고, 실험예 1~8, 및 실험예 11이 비교예에 포함된다.
실험예 1~11에 해당되는 상기 냉연판재에 대하여, 하기 표 3의 조건으로 가열 후 냉각하여 1차 소둔 열처리한 다음, 상기 1차 소둔 열처리된 냉연판재를 하기 표 3의 조건으로 가열 및 냉각하여 2차 소둔 열처리를 실시하였다. 실험예 1~11은 합금화 처리 및 합금화 열처리를 수행하지 않았다.
상기 실험예 1~11에 대하여, 2차 열처리가 완료된 시점에서의 시편의 인장강도, 항복강도, 연신율, 인장강도 x 연신율과, 강판의 잔류 오스테나이트 미세조직의 부피분율, 평균 결정립 크기, 고각결정립계 분율 및 홀확장성(ISO 표준 16630 기준)을 측정하고, 본 발명의 목표로 하는 재질 달성여부를 평가하여 하기 표 4에 나타내었다.
표 3은 본 발명의 실험예 1~11에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 4는 실험예 1~11에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
1차 소둔 2차 소둔
승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 합금화
온도
(℃)		 합금화
시간
(s)
실험예 1 1.5 750 80 7.4 400 1.2 610 80 7.4 400 - -
실험예 2 1.5 750 80 7.4 400 1.2 620 80 7.4 400 - -
실험예3 1.5 750 80 7.4 400 1.3 630 80 7.4 400 - -
실험예4 1.5 750 80 7.4 400 1.3 640 80 7.4 400 - -
실험예5 1.5 750 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 - -
실험예6 1.5 730 80 7.4 400 1.2 610 80 7.4 400 - -
실험예7 1.5 730 80 7.4 400 1.2 620 80 7.4 400 - -
실험예8 1.5 730 80 7.4 400 1.3 630 80 7.4 400 - -
실험예 9 1.5 730 80 7.4 400 1.3 640 80 7.4 400 - -
실험예 10 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 - -
실험예 11 1.5 730 80 7.4 400 1.3 660 80 7.4 400 - -
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장
강도x 연신율
MPa%		 잔류
오스테나이트
(%)		 결정립
평균
크기
(μm)		 HAGB분율
(%)		 홀
확장성
(%)		 재질
달성
여부
실험예 1 1077 1143 18.2 20803 13.9 ≤ 2 70 15 X
실험예 2 1064 1117 19.8 22117 20.4 ≤ 2 71 14 X
실험예3 1070 1119 23.4 26185 22.1 ≤ 2 70 21 X
실험예4 1040 1096 25.3 27729 27.7 ≤ 2 68 23 X
실험예5 1029 1113 23.8 26489 28.5 ≤ 2 65 18 X
실험예6 1134 1173 15.9 18651 18.1 ≤ 2 65 12 X
실험예7 1133 1146 19.6 22462 21.8 ≤ 2 68 14 X
실험예8 1118 1142 25.2 28778 25.3 ≤ 2 71 18 X
실험예 9 1106 1192 25.9 30873 32.1 ≤ 2 73 22 O
실험예 10 1084 1195 26.4 31548 34.3 ≤ 2 75 21 O
실험예 11 1050 1240 18.5 22940 30.1 ≤ 2 70 11 X
표 4를 참조하면, 실험예 9 및 실험예 10이 목표하는 재질을 달성할 수 있었다. 구체적으로, 1180 MPa 이상의 인장강도를 실험예 1~8이 만족하지 못하였고, 25% 이상의 연신율은 실험예 1~3, 5~7, 및 11이 만족하지 못하였고, 20% 이상의 홀확장성은 실험예 1~2, 5~8, 및 11이 만족하지 못하였다. 따라서, 목표하는 재질을 달성하기 위하여, 1차 소둔 열처리 온도는 720 ~ 740℃ 범위이고, 2차 소둔 열처리의 온도는 640 ~ 650℃ 범위임을 알 수 있다.
상기 실험예 9 및 실험예 10의 경우, 본 발명에 따른 1차 및 2차 열처리(소둔 온도) 조건을 적용하며, 잔류 오스테나이트 부피분율과 탄소, 망간의 확산량이 이상적인 경우로서, 이 경우 최종 냉각 시 오스테나이트들이 상변태 없이 잔류 오스테나이트의 형태로 최종 미세조직 내에 구성되고 페라이트의 경우 냉각 이후에도 조직이 유도되어 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이상 조직을 구성할 수 있게 된다.
최종 재질의 경우 인장 강도 x 총 연신율 값이 약 30,000 ~ 32,000 MPa 수준으로 일반적으로 해당 강도 수준에서 고성형 강판으로 제안하는 인장 강도 x 총 연신율 값인 25,000 MPa 이상을 대체로 만족하며, 홀확장성과 같이 살펴보았을때 동일 강도 비교예 대비 성형성이 유사, 혹은 우위에 있을 것임을 추정할 수 있다.
상기한 설계방향 (1)과 관련한 연신율을 확보함에 있어, 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내에 많이 형성해야하고 이를 위해서는 소둔 열처리 후 냉각 시 오스테나이트가 마르텐사이트로 상변태되지 않도록 오스테나이트 안정도를 확보하는 것이 중요하다. 따라서 탄소, 망간 등 오스테나이트 안정화 원소를 적정량 함유한 성분계를 구성하였고 원하는 페라이트 및 잔류 오스테나이트 분율을 확보하기 위해 이상역 구간에서 소둔 열처리를 진행하면서 탄소, 망간을 오스테나이트로 확산시켜 이를 통해 목표한 분율의 잔류 오스테나이트를 확보하고 잔부는 냉각시 페라이트로 구성할 수 있도록 하였다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 합금화 용융아연도금 강판의 미세조직을 나타낸 사진이다.
도 2의 (a)를 참조하면, 본 발명의 실시예로서, 상기 실시예9에 해당된다. 상기미세조직에서는 20 부피%의 잔류 오스테나이트 및 잔부는 페라이트를 가지는 구조가 관찰되었다.
도 2의 (b)를 참조하면, 비교예로서, 650℃ 초과의 연화열처리 온도를 수행한 경우로서, 잔류 오스테나이트와 페라이트 외에도 마르텐사이트가 관찰되었다. 이러한 연화 열처리가 진행되면, 오스테나이트가 과도하게 형성되어 냉각 중 마르텐사이트가 형성된다.
소둔 온도가 높은 경우에는 이상역 열처리시 오스테나이트가 지나치게 많이 형성되어 오스테나이트 1개 결정립당 확산되는 탄소, 망간의 양이 전체적으로 감소해 평균적으로 오스테나이트 안정도가 떨어지게 되어 일부 오스테나이트는 소둔 후 냉각 시 마르텐사이트로 상변태하여 강도는 올라가지만 연신율은 떨어지게 되는 경향을 확인할 수 있고(실험예5, 실험예 11), 반대로 소둔 온도가 낮은 경우에는 이상역 열처리시 오스테나이트가 지나치게 적게 형성되어 오스테나이트 1개 결정립당 확산되는 탄소, 망간의 양이 전체적으로 증가해 평균적으로 오스테나이트 안정도가 증가하게 되고 냉각 시 마르텐사이트로의 상변태는 진행되지 않으나, 소성 변형이 진행될 시 상변태하여 강도 및 연신율을 동시에 확보할 수 있는 잔류 오스테나이트의 양 역시 감소하게 되어 강도 및 연신율이 떨어지게 된다(실험예 1, 실험예 2, 실험예3, 실험예6, 실험예7, 실험예8). 해당 온도가 적절한 경우에는 형성된 오스테나이트 분율 및 탄소, 망간의 확산량이 이상적인 경우로 이 경우 최종 냉각 시 오스테나이트들이 상변태 없이 잔류 오스테나이트의 형태로 최종 미세조직 내에 구성되고 페라이트의 경우 냉각 이후에도 조직이 유도되어 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이상 조직을 구성할 수 있게 된다(실험예 9, 실험예 10). 따라서, 2차 소둔 온도는 640 ~ 650℃로 2차 소둔온도 범위를 지정한다.
상기 설계방향 (2)와 관련한 홀확장성을 확보함에 있어, 본 발명에서는 최종 미세조직의 균열 저항성을 향상시키고자 하였으며 이러한 균열 저항성을 미세조직학적으로 향상시키는 방법에는 균열 전파 우회, 결정립계 강화, 균열 전파 차폐 등 여러 메커니즘이 있다. 그 중 본 발명에서는 균열 형성 지점이 될 수 있는 지점들(경질상과 연질상의 상경계면 등)을 최소화하고, 저각 결정립계(Low Angle Grain Boundaries; LAGBs) 저감 및 고각 결정립계(High Angle Grain Boundaries; HAGBs) 분율 증가 및 결정립 미세화를 통해 균열의 전파를 억제하는 방법을 통해 최종 미세조직의 균열 저항성을 향상시켰으며 이를 구현할 수 있는 공정 설계에 대해 상세히 설명하도록 한다.
먼저 최종 미세조직 내 균열 형성 지점이 될 수 있는 지점들을 최소화하기 위해서, 마르텐사이트와 베이나이트 같은 경질상을 최종 미세조직상에 구성하지 않음으로써 경질상과 연질상의 상경계면을 최소화하였고, 또한 석출물과 결정립간 지점도 최소화하고자 하였으며, 본 발명의 실시예에서는 석출물-결정립간 경계면을 최소화 하기 위해 석출물 형성 원소를 첨가하지 않은 성분계를 활용하였다. 기타 이유로 해당 원소 첨가가 필요할 시 해당 원소들을 적정량 첨가할 수 있겠으나 그 양을 제한하여야 할 것이다.
최종 미세조직 내 고각 결정립계 분율을 증가시키기 위해서 본 발명에서는 2단 소둔 열처리를 활용하였다. 2단 소둔 열처리라 함은, 냉연강판을 Ac3 단상역 온도 이상(Ac3 내지 Ac3 + 20℃)까지 올려준 뒤 냉각하여 본래 갖고 있던 미세조직을 소둔 열처리 후 마르텐사이트로 구성하는 1차 소둔 열처리 및 상기 1차 소둔 열처리를 통해 얻어진 1차 소둔재를 Ac1 내지 Ac3 이상역 온도 구간에서 열처리 후 냉각하여 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 최종 미세조직을 구현하는 2차 소둔 열처리로 두 단계로 나뉘어져 있다.
상기와 같이 2단 소둔 열처리를 진행함으로써 1단 소둔 열처리 대비 최종 미세조직 내의 고각 결정립계 분율을 늘릴 수 있다. 이는 1단 소둔재의 경우, 냉간압연시 발생하는, 변형된 마르텐사이트 내 높은 전위밀도로 인하여 소둔 열처리 진행 시 이상역 온도 구간에서의 오스테나이트 역변태 이전 재결정이 활발하게 발생하면서 동일 초기 오스테나이트 결정립 방위와 유사한 방위의 새로운 페라이트 결정립들이 다량 생성되게 되는데, 이 경우 주변 결정립 간 유사한 방위를 갖게 되어 저각 결정립계가 다량으로 형성되는 것이다.
반대로, 본 발명의 2단 소둔재의 경우 냉각으로 형성된 마르텐사이트가 소둔 열처리 진행시 오스테나이트 역변태 이전 재결정이 활발하지 않고 기존 형상을 유지하게 경향이 크기에 상대적으로 저각 결정립계 형성이 적기 때문이다. 상기 설계방향 (1)에서 설명하였듯이, 1단 소둔재로 인장 강도 및 연신율적인 측면으로는 재질을 확보할 수 있겠으나 홀확장성 확보가 어렵기에 최종 미세조직 내 고각 결정립계 분율을 확보하기 위해선 2단 소둔 열처리가 필요하다.
상기 설계방향 (3)과 관련하여 최종 미세조직의 결정립을 미세화하기 위해서는 소둔 열처리를 진행하기 전 미세조직이 같이 미세화 되어야 한다. 앞서 고각 결정립계 확보 부분에서 설명하였듯이 2단 소둔 열처리를 진행하여 홀확장성이 향상된 조직을 형성하는 것과 동시에 결정립이 미세화된다면 잔류 오스테나이트의 안정도를 확보함에 있어 유리하고, 또한 균열의 전파 또한 효과적으로 억제할 수 있다. 다만, 2단 소둔 열처리를 진행하게 될 경우 오스테나이트로의 역변태 이전 재결정 거동이 활발하지 않기 때문에 해당 미세조직 내 결정립들을 미세화하기 위해서는 초기 1단 소둔 열처리에서 형성되는 초기 오스테나이트의 결정립도를 제어하는 것이 중요하다. 이는 2단 소둔 열처리의 경우 재결정이 활발하게 진행되지 않기에 초기 마르텐사이트의 결정립 크기가 최종 미세조직의 결정립도에 유효한 역할을 하기 때문이며, 또한 냉각으로 형성되는 마르텐사이트의 결정립, 패킷 크기 및 블락 폭이 오스테나이트 결정립 크기가 작아짐에 따라 작아지는 경향을 나타내기 때문이다.
한편, 1차 소둔 온도에 따라 초기 오스테나이트 결정립 크기에 따른 최종 미세조직 결정립 크기가 얼마나 달라지는지 확인할 수 있는데, 상기 1차 소둔 온도가 730℃에서 750℃로 20℃ 올라감에 따라 최종 미세조직 크기가 커져 인장강도가 목표 인장강도 1180MPa 대비 낮은 것을 표 3의 결과를 통해 확인할 수 있다.
이에 따라 1차 소둔온도가 올라감에 따라 강도적인 측면에서 더 조대한 페라이트 기지를 형성하는 동시에 오스테나이트 안정도를 확보하는데도 좀 더 불리하여 강도적인 측면에서 열위에 있을 것이라 예상할 수 있다. 이는 실시예 1~5(1차 소둔 온도 750℃), 실시예 6~11(1차 소둔 온도 730℃)을 비교하는 경우, 강도적인 측면에서 실시예 1~5가 열위에 있는 것으로 확인할 수 있으며, 따라서 본 발명에서는 1차 소둔 온도 범위를 이상역 온도 시작 지점인 Ac3 이상으로 제한하며, 더 바람직하게는 Ac3 이상, Ac3 + 20℃ 미만으로 제한하였다.
상기 설계방향 (4)에서 제안하였듯이 합금화 용융 아연 도금 강판을 생산하기 위한 합금화 공정이 재질에 주는 영향도 같이 고려하여야 한다. 해당 온도 구간은 열역학 계산상으로 시멘타이트(θ)가 형성될 수 있는 온도 구간으로 시멘타이트의 경우 석출경화 등의 효과를 일부 가져올 수 있으나 균열의 형성 지점으로 작용할 수 있기에 강도가 미미하게 증가하고 연신율은 떨어지는 경향을 주로 보이게 된다. 따라서 이러한 시멘타이트가 합금화 공정 도중 형성되지 않도록 하는 것이 중요하며 이를 합금화 온도 및 시간의 제어를 통해 확인해보고자 하였다.
실험예 12~19
실험예 12~19에서는, 합금화 온도 영향을 분석하기 위한 것으로서, 상기 합금화 온도를 500℃ 내지 640℃의 범위에서 변경하였다. 결과적으로, 실험예 12~19 모두 본 발명의 실시예에 포함된다.
실험예 12~19에 해당되는 상기 냉연판재에 대하여, 하기 표 5의 조건으로 가열 후 냉각하여 1차 소둔 열처리한 다음, 상기 1차 소둔 열처리된 냉연판재를 하기 표 5의 조건으로 가열 및 냉각하여 2차 소둔 열처리를 실시하였다. 그 다음에, 상기 2차 소둔 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하고, 하기 표 5의 조건으로 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금 강판을 제조하였다.
표 5은 본 발명의 실험예 12~19에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 6는 실험예 12~19에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
1차 소둔 2차 소둔
승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 합금화
온도
(℃)		 합금화
시간
(s)
실험예 12 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 500 16
실험예 13 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 520 16
실험예 14 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 540 16
실험예 15 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 560 16
실험예 16 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 580 16
실험예 17 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 600 16
실험예 18 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 620 16
실험예 19 1.5 730 80 7.4 400 1.3 650 80 7.4 400 640 16
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장
강도x 연신율
MPa%		 잔류
오스테나이트
(%)		 결정립
평균
크기
(μm)		 HAGB분율
(%)		 홀
확장성
(%)		 목표달성여부
실험예 12 1177 1196 26.8 32053 30.6 ≤ 2 76 21 O
실험예 13 1071 1190 25.5 30345 39.5 ≤ 2 72 22 O
실험예 14 1133 1189 26.6 31627 34.3 ≤ 2 73 22 O
실험예 15 1070 1196 26.1 31216 34.4 ≤ 2 72 21 O
실험예 16 1046 1189 26.1 31033 40.1 ≤ 2 75 22 O
실험예 17 1129 1186 25.8 30599 38.7 ≤ 2 71 23 O
실험예 18 1058 1201 27.8 33388 43.1 ≤ 2 74 21 O
실험예 19 1154 1190 26.2 31178 30.2 ≤ 2 76 20 O
표 6을 참조하면, 실험예 12~19 모두가 목표하는 재질을 달성할 수 있었다. 따라서, 목표하는 재질을 달성하기 위하여, 합금화 온도는 500~640℃ 범위이고, 합금화 시간은 16초임을 알 수 있다. 본 발명의 합금화 공정 범위에 해당하는 실시예 12~19는 상기 실시예 9, 10에 비하여 강도가 다소 증가되고, 연신율과 홀확장성은 거의 변화가 없으므로, 큰 재질 저하가 발생하지 않는 것을 확인할 수 있다.
이는 상기 도 2에 나타난 바와 같아, 합금화 공정 이후 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰하였을 때, 시멘타이트가 형성되지 않은 부분과, 추가적으로 망간 및 탄소가 확산할 수 있는 시간을 주었기 때문에 잔류 오스테나이트의 평균 안정도가 합금화 공정을 실시하지 않은 상태의 실시예 6~10에 비하여 증가한 것을 그 원인으로 볼 수 있겠다. 시멘타이트가 다량으로 형성되지 않았기 때문에 연신율의 큰 감소가 발생하지 않았지만, 잔류 오스테나이트 평균 안정도가 높아지게 되어 합금화 공정 없이 최적 안정도를 확보해 둔 조건에서 소성변형 시 발생하는 상변태의 양이 변화하였기 때문으로 추측하고 있다.
또한 본 발명은 실리콘, 알루미늄의 추가 첨가를 통해 해당 합금화 공정 조건 및 소둔 열처리 조건을 더 넓힐 수 있을 것으로 판단되지만, 이 경우 연주 및 열연에서 양산성을 확보하는 데 문제가 발생할 수 있기 때문에 해당 이슈를 고려하여 성분계를 조절해야 한다. 본 발명에서는 실리콘 0.78 중량%, 망간 6.01 중량% 및 알루미늄 0.5 중량%의 성분계를 가지고 진행하였지만, 양산성을 확보하기 위해 해당 성분 함량을 저감 하더라도 실시예들과 동일한 경향을 갖고 있을 것이라 판단되며 건전한 도금층을 형성하는데도 더 유리할 것으로 판단된다.
실험예 20~25
실험예 20~25에서는, 라인 속도의 영향을 분석하기 위한 것으로서, 상기 2차 소둔 열처리 승온속도, 유지시간, 냉각속도, 및 합금화 시간을 변경하였다. 실험예 20~25의 라인 속도는 각각 40, 60, 80, 100, 120, 140 mpm(meter per minute)이다. 결과적으로, 실험예 20~24가 본 발명의 실시예에 포함되고, 실험예 25가 포함된다.
실험예 20~25에 해당되는 상기 냉연판재에 대하여, 하기 표 7의 조건으로 가열 후 냉각하여 1차 소둔 열처리한 다음, 상기 1차 소둔 열처리된 냉연판재를 하기 표 7의 조건으로 가열 및 냉각하여 2차 소둔 열처리를 실시하였다. 그 다음에, 상기 2차 소둔 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하고, 하기 표 7의 조건으로 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금 강판을 제조하였다.
표 7은 본 발명의 실험예 20~25에서 소둔 열처리 공정 조건을 구분하여 나타낸 것이며, 표 8는 실험예 20~25에서 소둔 열처리 공정 조건을 수행한 시편의 재질 특성을 나타낸 것이다.
1차 소둔 2차 소둔
승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 승온속도
(℃/s)		 소둔온도
(℃)		 유지시간
(s)		 냉각속도
(℃/s)		 냉각종료
(℃)		 합금화
온도
(℃)		 합금화
시간
(s)
실험예 20 1.5 730 80 7.4 400 0.9 650 198 7.9 400 620 41
실험예 21 1.5 730 80 7.4 400 1.4 650 132 8.1 400 620 27
실험예 22 1.5 730 80 7.4 400 1.9 650 99 10.8 400 620 20
실험예 23 1.5 730 80 7.4 400 2.4 650 79 13.5 400 620 16
실험예 24 1.5 730 80 7.4 400 2.8 650 66 16.2 400 620 14
실험예 25 1.5 730 80 7.4 400 3.3 650 57 18.9 400 620 12
항복
강도
(MPa)		 인장
강도
(MPa)		 연신율
(%)		 인장
강도x 연신율
MPa%		 잔류
오스테나이트
(%)		 결정립
평균
크기
(μm)		 HAGB분율
(%)		 홀
확장성
(%)		 목표달성여부
실험예 20 1124 1183 28.9 34189 49.6 ≤ 2 75 23 O
실험예 21 1118 1197 27.1 32439 37.1 ≤ 2 72 22 O
실험예 22 1150 1201 27.1 32547 35.8 ≤ 2 74 22 O
실험예 23 1154 1196 27.0 32292 33.7 ≤ 2 71 21 O
실험예 24 1128 1197 26.2 31361 28.3 ≤ 2 73 22 O
실험예 25 1122 1197 24.7 29566 28.7 ≤ 2 70 18 X
표 8을 참조하면, 실험예 20~24가 목표하는 재질을 달성할 수 있었다. 구체적으로, 실험예 25는 25% 이상의 연신율 및 20% 이상의 홀확장성을 만족하지 못하였다. 따라서, 목표하는 재질을 달성하기 위하여, 라인 속도는 40 mpm 이상 내지 140 mpm 미만의 범위임을 알 수 있고, 예를 들어 40 mpm 내지 120 mpm 의 범위임을 알 수 있다. 즉, 상기 합금화 열처리하는 단계는, 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 40 mpm 이상 내지 140 mpm 미만의 범위의 라인 속도로 이송하면서 수행될 수 있다.
라인 속도에 따라 합금화 시간이 달라지게 되는데, 라인 속도가 가장 낮은 40mpm인 실시예20을 보게 되면 2차 소둔 시 소둔 시간과 합금화 시간이 길어져 추가적인 망간과 탄소 확산이 더 진행되어 잔류오스테나이트 분율이 49.6%로 가장 컸으며, 연신율 또한 28.9%로 가장 높았다. 이와는 반대로 라인 속도가 가장 빠른 실시예25에서는, 소둔 시간 및 합금화 시간이 짧아져 그만큼 망간과 탄소의 확산이 진행되지 않고 이에 따라 잔류오스테나이트 분율이 제일 작고, 연신율 또한 24.7%로 목표 재질보다 미달하는 결과를 얻었다. 따라서 본 실시예들을 기반으로 안정적인 재질을 만족하기 위한 합금화 온도는 500~620℃, 라인 속도(Line speed)는 40~120 mpm (10~60초)으로 설정하였다.
따라서, 본 발명을 통하여 기존 초고장력강 대비 고성형성을 갖는 초고장도 고성형 합금화 용융 아연 도금 강판을 제작할 수 있다는 것을 확인할 수 있다.
본 발명을 통해 얻을 수 있는 효과는 다음과 같다.
첫 번째, 변태유기소성강 기반의 강화 기구를 사용한 강도, 연신율을 확보할 수 있다. 연신율을 확보함에 있어, 기존 초고장력강에서 연질상을 최종 미세조직 내 확보하여 연신율을 확보하는 것과 달리, 변태유기소성강에서 활용하는 잔류 오스테나이트를 최종 미세조직 내 더 많이 확보하여 이를 통해 향상된 연신율을 확보하고자 한다. 또한 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상을 형성하여 재료의 강도를 높이는 데 효과적일 수 있으나 연신율을 확보하는 데 있어 불리하기 때문에 배재하였고 이를 초미세립 페라이트 기지로 구성하여 혹여 감소할 수 있는 연신율 및 강도를 보상한다.
두 번째, 소둔 공정 제어를 통한 최종 미세조직 제어로 홀확장성 개선할 수 있다. 기존 초고장력강 대비 홀확장성을 개선하기 위해서 최종 미세조직에서 균열 저항성을 확보하고자 하였으며, 마르텐사이트와 베이나이트와 같은 경질상의 경우 초기 변형 진행 시 연질상과의 상간 재질차로 인한 국부 변형으로 인해 그 경계가 균열 형성 지점이 될 수 있기에 최종 미세조직에서 배재하였다. 공정 제어를 통해 고각 결정립계 분율 및 미세 결정립을 확보하여 최종 미세조직의 균열 저항성을 확보하였다.
상기 효과들에서 주목해야 할 점은 기존 발명들과는 달리 본 발명은 초미세립 페라이트 및 잔류 오스테나이트 이상 조직만을 활용하여 기존 발명들이 마르텐사이트, 베이나이트와 같은 경질상 조직을 활용하여 강도 및 성형성을 확보하는 것과는 완전히 다른 발명이라는 것이다. 또한 소둔 공정 열처리 조건 제어 시 단순히 이론상 가능한 광대한 공정 범위를 제안하는 기존 발명들과는 달리 최종 목표 재질을 확보하기 위한 명확한 해법 및 이를 구현하기 위한 상세한 소둔 열처리 조건을 이론 및 실험을 통하여 제안하였기에 그 차이점이 있다고 할 수 있다.
따라서, 본 발명을 통하여 기존 초고장력강 대비 고성형성을 갖는 초고장도 고성형성의 합금화 용융아연도금 강판을 제작할 수 있는 것을 확인할 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 권리 범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (14)

  1. 모재 강판; 및
    상기 모재 강판 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층;을 포함하며,
    상기 모재 강판은, 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며,
    상기 모재 강판은 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지며,
    상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하이고,
    항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상인,
    합금화 용융아연도금 강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 모재 강판은 니오븀(Nb), 티타늄(Ti), 바나듐(V) 및 몰리브덴(Mo) 중 하나 이상의 성분을 더 포함하되,
    상기 하나 이상의 성분은 각각 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하로 포함되는,
    합금화 용융아연도금 강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 모재강판은 보론(B)을 0 초과 ~ 0.001 중량% 이하로 더 포함하는,
    합금화 용융아연도금 강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 모재강판은 주석(Sn)을 0 중량% 초과 ~ 0.2 중량% 이하로 더 포함하는,
    합금화 용융아연도금 강판.
  5. 제 1 항에 있어서,
    상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 20 ~ 50 부피%인,
    합금화 용융아연도금 강판.
  6. (a) 탄소(C): 0.05 ~ 0.2 중량%, 실리콘(Si): 0 초과 ~ 1.0 중량% 이하, 망간(Mn): 4.0 ~ 9.0 중량%, 알루미늄(Al): 0 초과 ~ 0.5 중량% 이하, 인(P): 0 초과 ~ 0.02 중량% 이하, 황(S): 0 초과 ~ 0.005 중량% 이하, 질소(N): 0 초과 ~ 0.006 중량% 이하, 잔부의 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 이용하여 열연판재를 제조하는 단계;
    (b) 상기 열연판재를 냉간 압연하여 냉연판재를 제조하는 단계;
    (c) 상기 냉연판재를 Ac3 내지 Ac3 + 20℃의 온도 영역에서 가열하여 1차 열처리하는 단계;
    (d) 상기 1차 열처리된 냉연판재를 이상역 온도에서 가열하여 2차 열처리하는 단계;
    (e) 상기 2차 열처리된 냉연판재를 용융아연 도금욕에 침지하여 용융아연도금층을 형성하는 단계; 및
    (f) 상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 합금화 열처리하는 단계;를 포함하며,
    상기 (d) 단계 후에 상기 냉연판재는 페라이트 및 잔류 오스테나이트로 이루어지는 미세조직을 가지는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  7. 제 6 항에 있어서,
    상기 (c) 단계는,
    상기 냉연판재를 1~3℃/s의 승온 속도로 720 ~ 740℃로 가열하여 40~120 초 유지하는 단계;를 포함하여 이루어지는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  8. 제 6 항에 있어서,
    상기 (d) 단계는,
    상기 냉연판재를 1~4℃/s의 승온 속도로 640 ~ 650℃로 가열하여 60~200초 유지하는 단계;를 포함하여 이루어지는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  9. 제 6 항에 있어서,
    상기 열연판재는,
    (a1) 상기 강 슬라브를 1150~1250℃의 온도로 재가열하는 단계;
    (a2) 상기 재가열된 강 슬라브를 925~975℃의 마무리 압연온도로 열간 압연하여 압연재를 제조하는 단계; 및
    (a3) 상기 열간 압연된 압연재를 10~30℃/s의 냉각속도로 냉각하여, 권취온도: 700℃~800℃ 조건으로 권취하는 단계;를 포함하여 제조되는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  10. 제 6 항에 있어서,
    상기 (a) 단계와 (b) 단계 사이에,
    상기 열연판재를 550℃~650℃에서 연화 열처리하는 단계;를 더 포함하는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  11. 제 6 항에 있어서,
    상기 (f) 단계에서 상기 합금화 열처리는 500~620℃ 조건으로 10~60초 동안 실시되는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  12. 제 6 항에 있어서,
    상기 (d) 단계 후에, 상기 냉연판재는, 상기 미세조직의 결정립 크기는 2 μm 이하이고,
    항복강도(YS): 1000 MPa 이상, 인장강도(TS): 1180 MPa 이상, 연신율(EL): 25% 이상, 및 홀확장성(HER): 20% 이상인,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  13. 제 6 항에 있어서,
    상기 미세조직 내 상기 잔류 오스테나이트의 부피분율은 20 ~ 50 부피%인,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
  14. 제 6 항에 있어서,
    상기 (f) 단계는,
    상기 용융아연도금층이 형성된 냉연판재를 40 mpm 이상 내지 140 mpm 미만의 범위의 라인 속도로 이송하면서 수행되는,
    합금화 용융아연도금 강판의 제조방법.
KR1020200088159A 2020-07-16 2020-07-16 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법 KR102404739B1 (ko)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200088159A KR102404739B1 (ko) 2020-07-16 2020-07-16 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020200088159A KR102404739B1 (ko) 2020-07-16 2020-07-16 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법

Publications (3)

Publication Number Publication Date
KR20220010633A true KR20220010633A (ko) 2022-01-26
KR102404739B1 KR102404739B1 (ko) 2022-06-08
KR102404739B9 KR102404739B9 (ko) 2023-05-11

Family

ID=80051146

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020200088159A KR102404739B1 (ko) 2020-07-16 2020-07-16 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR102404739B1 (ko)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20170075853A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP2017218672A (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20190076789A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR20200024398A (ko) * 2018-08-28 2020-03-09 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20170075853A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP2017218672A (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR20190076789A (ko) * 2017-12-22 2019-07-02 주식회사 포스코 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR20200024398A (ko) * 2018-08-28 2020-03-09 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR102404739B9 (ko) 2023-05-11
KR102404739B1 (ko) 2022-06-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101232972B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조 방법에 의해 제조된 시트
KR101726130B1 (ko) 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
CN114891961A (zh) 冷轧热处理钢板
KR20200075991A (ko) 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102312434B1 (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR102360396B1 (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR102372546B1 (ko) 연신율이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR102496311B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102487306B1 (ko) 점용접성 및 성형성이 우수한 초고장력 냉연강판, 초고장력 도금강판 및 그 제조방법
KR102404739B1 (ko) 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102275916B1 (ko) 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
JP7022825B2 (ja) 冷間成形性に優れた超高強度高延性鋼板及びその製造方法
KR20220072921A (ko) 연화 열처리된 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102478807B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102404738B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102504647B1 (ko) 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102504097B1 (ko) 도금 강판 및 그 제조방법
KR102264344B1 (ko) 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR102468040B1 (ko) 연성 및 가공성이 우수한 고강도 용융아연도금판 및 그 제조방법
KR102497567B1 (ko) 고강도 및 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR102470747B1 (ko) 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR20230094234A (ko) 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20230095415A (ko) 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 냉연강재 및 그 제조방법
KR20220055270A (ko) 초고강도 고성형성 강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
E701 Decision to grant or registration of patent right
G170 Re-publication after modification of scope of protection [patent]