KR20220033060A - 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 초고강도 강판 - Google Patents

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Abstract

중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 공정, 상기 슬라브를 800 내지 1,000℃에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 공정, 상기 열연강판을 20 내지 70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정, 상기 냉연강판을 740 내지 820℃에서 소둔하는 공정, 상기 소둔된 냉연강판을 1차 열처리 후 상온으로 냉각하는 공정; 및 상기 상온으로 냉각한 냉연강판에 2차 열처리를 수행하는 것에 특징이 있는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 초고강도 강판 {A METHOD OF PREPARING UTLRA HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND UTLRA HIGH STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET USING THE SAME}
본 발명은 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 초고강도 강판에 관한 것으로, 더 바람직하게는 항복강도가 1,000MPa 이상, 인장강도가 1,470MPa 및 연신율이 9% 이상인 특징을 동시에 가지는 복합구조 강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 초고강도 강판에 대한 것이다.
이산화탄소 배출과 관련한 환경규제가 점차 강화됨에 따라, 자동차 제조사에서는 연비효율이 좋고 매연 발생이 적은 경량화 자동차를 개발하기 위한 연구가 활발히 진행 중이다. 이를 위해 기존 강판에 비해 적은 두께 및 무계로도 동등 또는 그 이상의 강도를 가지는 초고강도 강판에 대한 수요가 증가하고 있다.
그 중 하나로 핫 스템핑(Hot Stamping)기법이 연구되고 있으나, 상기 핫 스템핑은 전용 설비가 요구되고, 핫 스템핑 전용 강판을 사용하여야 한다는 점에서 부품의 제조원가가 상승하는 문제점이 있다.
상기 문제점을 해결하기 위하여 고강도이면서 냉간 성형이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어져 왔다. 일 예로, 대한민국 공개특허2014-0097332호에서는 강판에 C를 0.2 내지 0.3중량%, Mn을 2.0 내지 3.5중량％ 첨가하여 항복강도 1,344MPa 및 인장강도 1,520MPa의 강판을 개시하고 있으나, 해당 발명강은 연신율이 8%미만이기 때문에 가공성이 낮다는 단점이 있다. 대한민국 공개특허2020-0027387호에서는 C를 0.1 내지 0.3중량％ 및 Mn을 6 내지 12중량％ 첨가하여 인장강도는 1400MPa 이상이고, 항복비는 0.7 이상인 강판을 개시하고 있으나, Mn과 같은 합금이 다량 첨가되어 합금원가가 높고 연주성 및 점용접성이 낮다는 단점이 있다.
따라서, 소정의 강도를 보유하면서도 동시에 가공성이 우수한 강판에 대한 개발이 요구되고 있다.
대한민국 공개특허공보 제 2014-0097332호 대한민국 공개특허공보 제 2020-0027387호
따라서 본 발명은 상기와 같은 문제점을 해결하기 위한 것으로, 첨가 원소들의 함량 및 제조조건을 제어하여 1,000MPa 이상의 항복강도, 1,470MPa 이상의 인장강도 및 9% 이상의 연신율을 동시에 가지는 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
아울러, 상대적으로 원가가 높은 Mn 성분을 5중량% 미만으로 제한하되 강도 및 연신율을 유지하는 성형성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공함을 목적으로 한다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명의 일 양태는 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 공정, 상기 슬라브를 800 내지 1,000℃에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 공정, 상기 열연강판을 20 내지 70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정, 상기 냉연강판을 740 내지 820℃에서 소둔하는 공정, 상기 소둔된 냉연강판을 1차 열처리 및 2차 열처리를 수행하되, 상기 1차열처리 및 2차 열처리 사이에 상온으로 냉각하는 공정을 더 포함하는 것에 특징이 있는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 관한 것이다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428 ≥ 1600
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
상기 일 양태에 있어서, 상기 1차 열처리는 200 내지 500℃에서 0.5 내지 60분동안 유지할 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 2차 열처리는 100 내지 390℃에서 0.1 내지 60분동안 유지할 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 제1 열처리 및 상기 제2 열처리 사이에 상온으로 냉각하는 공정이 포함될 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 소둔하는 공정은 0.5 내지 20분 동안 수행될 수 있다.
본 발명의 다른 일 양태에 따르면, 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 초고강도 강판에 있어서, 상기 강판은 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428 ≥ 1600
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판은 면적분율로, 페라이트는 3 내지 14%, 잔류 오스테나이트는 3 내지 10%, 템퍼드 베이나이트는 5내지 20%를 포함하며, 잔부는 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판에 관한 것이다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판은 연신율이 9% 이상일 수 있다.
상기 일 양태에 있어서, 상기 강판은 항복강도가 1,000MPa 이상, 인장강도가 1,470MPa 이상일 수 있다.
본 발명에 의하면, 냉간 성형용 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안전성을 동시에 만족하기 위하여, 연성이 우수한 초고강도 강판을 제공할 수 있는 효과가 있다. 또한, 열간 프레스 성형강을 대체하여 부품제조원가를 감소할 수 있다.
도 1은 실시예 1로 제조된 강판의 재가열 공정 이전의 소둔 조직을 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다.
도 2는 실시예 1로 제조된 강판의 재가열 공정 이후의 소둔 조직을 주사전자현미경(SEM)으로 촬영한 사진이다.
본 발명의 실시예들에 대한 특징, 그리고 그것들을 달성하는 방법은 첨부되는 도면과 함께 상세하게 후술되어 있는 실시예들을 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 하고, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 발명의 범주를 완전하게 알려주기 위해 제공되는 것이며, 본 발명은 청구항의 범주에 의해 정의될 뿐이다. 명세서 전체에 걸쳐 동일 참조 부호는 동일 구성 요소를 지칭한다.
본 발명의 실시예들을 설명함에 있어서 공지 기능 또는 구성에 대한 구체적인 설명이 본 발명의 요지를 불필요하게 흐릴 수 있다고 판단되는 경우에는 그 상세한 설명을 생략할 것이다. 그리고 후술되는 용어들은 본 발명의 실시예에서의 기능을 고려하여 정의된 용어들로서 이는 사용자, 운용자의 의도 또는 관례 등에 따라 달라질 수 있다. 그러므로 그 정의는 본 명세서 전반에 걸친 내용을 토대로 내려져야 할 것이다. 이하, 본 발명의 실시예를 상세히 설명하기로 한다.
본 발명은 강의 조성성분 및 열처리 조건을 제어함으로써 항복강도(Yield Strength; YS)가 1,000MPa 및 인장강도(Tensile Strength; TS)가 1,470MPa 이상인 동시에 연신율이 9% 이상인 초고강도 강판에 관한 것이다. 이를 통해 프레스 가공 시 기계적 강도를 가지는 동시에 성형성을 확보할 수 있는 초고강도 강판을 제공할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 초고강도 강판은 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 상기 초고강도 강판이 항복강도(Yield Strength; YS)가 1,000MPa 및 인장강도(Tensile Strength; TS)가 1,470MPa 이상을 가지기 위해서는 상기 강판의 t/4를 지점에서의 기지조직을 기준으로 하기 하기 관계식 1을 만족할 수 있다.
[관계식 1]
4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428 ≥ 1600
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
상기 관계식 1은 상기 조성이 상기 강판 내에서 미세구조의 분율 제어, 고용강화 효과향상 등 강판의 기계적 성질을 강화하는데 기여하는 정도를 수치화 하여 도출한 관계식이다. 구체적으로, 상기 C의 경우, 상기 Si 및 Mn에 비해 상대적으로 계수가 큰 것을 알 수 있는데, 이는 상기 C가 강판 결정립에 고용강화 되어 강도 향상에 크게 기여하기 때문이다. 반면에 상기 Si는 상기 C에 비해 상대적으로 계수가 작은데, 이는 상기 C보다 고용강화에 기여하는 효과가 작기 때문이다. 상기 B은 상기 C보다 고용강화에 기여하는 정도는 상대적으로 더 작다. 하지만, 상기 B은 소둔 후 냉각 과정에서 상기 강판의 페라이트 변태를 억제하여 강도의 향상에 기여하기 때문에 다른 성분과는 상대적으로 적은 양이 첨가됨에도 불구하고 높은 계수를 가지는 것을 확인할 수 있다.
한편, 상기 Al은 상대적으로 고용강화의 효과가 적고, 오스테나이트 안정화 원소로 작용하여 잔류 오스테나이트의 분율 향상에 기여한다는 점에서 상기 Al의 중량%가 증가하는 것은 강판에 강도 향상에 있어서는 바람직하지 않으나, 상기 강판의 적절한 연성을 확보하기 위한 중요한 성분이므로, 상기 관계식 1에 포함한다.
실시 예에 따르면, 상기 강판의 조성성분이 상기 관계식 1을 만족하지 못하면 상기 강판의 인장강도 또는 항복강도 중 어느 하나 이상이 감소하여 강판의 강도가 저하될 수 있다.
이하, 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명하도록 한다. 이하에서는 특별한 언급이 없는 한 단위는 중량%이다.
C는 0.18 내지0.3중량% 포함된다.
상기 C는 강판의 강도를 강화하는데 결정적으로 기여하는 원소이다. 상기 C는 강판의 결정립에 석출되어 고용강화를 유도하고, 강판 내 마르텐사이트의 형성을 촉진하여 강판을 강화할 수 있다. 아울러, 상기 C는 오스테나이트 안정화 원소로써 잔류 오스테나이트 형성에 가장 중요한 역할을 한다. 구체적으로 상기 오스테나이트에 고용된 상기 C가 증가하면 상기 오스테나이트가 안정화되어 강판 내 상기 오스테나이트의 분율이 증가하게 된다. 이는, 상기 오스테나이트의 변태로 인해 형성되는 마르텐사이트의 분율을 증가시켜 상기 강판의 강도를 향상할 수 있다. 아울러, 열처리 이후 일부 오스테나이트가 상온에서 잔류될 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 C는 0.18 중량%이상 첨가될 수 있다. 하지만 상기 C가 0.3중량%를 초과하면 상기 마르텐사이트의 분율은 증가하나 상대적으로 연신율과 충격 흡수 에너지가 우수한 페라이트의 분율이 감소하게 된다. 이는 강판의 연성을 감소시키고 취성이 증가하는 원인이 된다. 또한 상기 마르텐사이트는 용접성이 낮아 용접 시 용접결함을 유발할 수 있다. 이러한 이유로 상기 C는 0.18 내지 0.3중량% 첨가되는 것이 바람직하고, 더 바람직하게는 0.18 내지 0.2중량% 포함할 수 있다.
Si는 0.1 내지 1.0중량% 포함될 수 있다.
상기 Si는 상기 페라이트 내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 유도하는 원소로써, 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여할 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 Si는 0.1중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.4중량%이상 포함될 수 있다. 하지만 상기 Si가 1.0중량%를 초과하는 경우에는 열처리 이후 상온에서 잔류하는 잔류 오스테나이트의 분율이 증가하여 강판의 강도가 약화될 수 있다. 또한 상기 Si가 1.0중량%를 초과하면 강판 표면에 Si 산화물을 형성함으로써 용융도금 및 화성처리(chemical conversion coating)의 효과를 저해할 수 있다. 이러한 이유로 상기 Si는 0.1 내지 1.0중량% 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 0.2 내지 0.9중량% 포함될 수 있다.
Mn은 1.0 내지 4.0중량% 포함될 수 있다.
상기 Mn은 상기 C와 유사하게 오스테나이트 안정화 원소로 작용할 수 있다. 구체적으로 상기 Mn은 복합조직강에서 마르텐사이트가 형성되는 임계 냉각속도를 감소시켜 강판 내 상기 마르텐사이트의 분율을 증가시키는데 기여할 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 Mn은 1.0중량% 이상 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 2.5중량% 이상 포함될 수 있다. 하지만, 상기 Mn이 4중량%를 초과하면 상기 강판에 용접성이 감소하며, 열간압연성이 저하되는 문제가 발생될 가능성이 높다. 아울러, 상기 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 연성이 감소할 수 있다. 또한, 상기 Mn이 4중량%를 초과하면, 상기 강판의 연주 시 중심편석 및 수지상 편석에 MnO2, Mn2O3 및 Mn2SiO4 등으로 형성되는 망간 산화물이 강판 표면에 용출될 수 있다. 상기 용출된 망간 산화물은 Mn-Band라 불리는 줄무늬 띠를 형성하여 성형성을 저해하고, 가공크랙 및 판파단 발생 위험을 증가시키는 문제가 있다. 이러한 이유로, 상기 Mn은 1.0 내지 4.0중량% 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 2.5 내지 3.5중량% 포함될 수 있다.
Al은 1.0%이하로 포함될 수 있다.
상기 Al은 강 내 탈산을 위해 첨가될 수 있다. 또한 상기 Al은 상기 Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소로 작용하여, 상기 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 상기 오스테나이트가 변태되어 형성된 마르텐사이트의 경화능을 향상시킬 수 있다. 아울러, 상기 강판이 베이나이트 영역에서 유지되는 경우, 상기 베이나이트 내 탄화물의 석출을 억제하여 강판의 연성을 향상할 수 있다. 하지만, 상기 Al이 1.0중량%를 초과하면, 잔류 오스테나이트가 증가하여 상대적으로 베이나이트 또는 마르텐사이트의 분율이 감소될 수 있다. 제강 연주 조업시 연속 주조성이 저하되며, 알루미나(Alumina)계 비금속 개재물을 과다 형성하여 강판의 불량 가능성을 상승시킬 수 있다. 이러한 이유로, 상기 Al은 1.0중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Mo은 0.5중량% 이하로 포함될 수 있다.
상기 Mo은 강판 내 탄화물을 형성하는 원소로서, 후술할 Ti, Nb과 더불어 강판 내 미세한 탄화물을 형성하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는데 기여할 수 있다. 다만, 상기 Mo 함량이 0.5중량%를 초과하면 연신율을 감소시키고, 제조원가를 상승 시키는 문제점이 있다. 이러한 이유로 상기 Mo는 0.5중량%이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti은 0.003 내지 0.1중량% 포함될 수 있다.
상기 Ti은 상술한 Mo와 마찬가지로 미세한 탄화물을 형성하는 원소로써, 강판의 항복강도 및 인장강도 확보에 기여할 수 있다. 또한, Ti은 질화물을 형성하여 강판 내 포함된 N를 TiN으로 석출시켜 상기 N가 상기 Al과 결합하여 AlN로 석출되는 것을 억제하는 효과가 있다. 이는 연주 공정에서 크랙이 발생할 위험을 저감하는 효과가 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 Ti는 0.003중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.03중량%이상 포함될 수 있다. 하지만, 상기 Ti의 함량이 0.1중량%를 초과하면 조대한 탄화물이 석출되고, 강판 내 상기 C가 저감될 수 있다. 이는 강판의 강도를 저감시키는 원인이 된다. 아울러 상기 탄화물로 인하여 연주 공정에서 노즐(Nozzle)이 막히는 현상이 발생할 수 있다. 이러한 이유로 상기 Ti은 0.003 내지 0.1중량% 포함될 수 있다.
Nb은 0.01 내지 0.1중량% 포함될 수 있다.
상기 Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 상기 결정립에 미세한 탄화물을 석출하여 강판의 강도를 증가시키는데 기여할 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 Nb은 0.01중량% 이상 포함되는 것이 바람직하며 더 바람직하게는 0.03중량% 이상 포함될 수 있다. 하지만, 상기 Nb이 0.1중량%를 초과하면 상기 Ti와 마찬가지로 탄화물이 조대해지고, 강판 내 상기 C의 함량을 저감하여 강판의 강도 및 연신율을 감소시킬 수 있다. 아울러 상기 Nb의 함량이 0.1중량%를 초과하면 과도한 첨가물 사용으로 제조원가가 상승하는 문제점이 있다. 이러한 이유로 상기 Nb은 0.01 내지 0.1중량% 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 0.03 내지 0.05중량% 포함될 수 있다.
B은 0.01중량% 이하로 포함될 수 있다.
상기 B은 소둔 공정 이후 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 페라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다. 하지만, 그 함량이 0.01중량%를 초과하면, 표면에 과다한 B이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있다. 이러한 이유로 상기 B은 0.01중량% 이하로 제한될 수 있다.
P은 0.05% 이하로 제한될 수 있다.
상기 P은 입계에 편석되어 템퍼 취성(Temper brittleness) 발생의 주요 원인이 되며, 용접성 및 인성을 저하시킬 수 있다. 이론상 상기 P의 함량은 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, P은 제조공정 상 필연적으로 함유될 수 밖에 없으며, 상기 P의 함량을 줄이기 위한 공정이 까다롭고 추가공정으로 인한 생산비용이 증가되므로 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 P는 0.05중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
S은 0.02중량% 이하로 제한될 수 있다.
상기 S은 상술한 P와 같이 강판 내 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 상기 S은 상기 P와 마찬가지로 0중량%에 가깝도록 함량을 낮게 제어하는 것이 유리하나, 이를 위해 소모되는 비용 및 시간을 고려하면 그 상한을 정하여 관리하는 것이 바람직하다. 이에, 상기 S은 0.008%중량% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
N는 0.02중량% 이하로 제한될 수 있다.
상기 N은 상기 Al과 결합하여 AlN의 알루미나(Alumina)계 비금속 개재물을 형성할 수 있다. 상기 AlN은 연주품질을 저하하고, 강판의 취성을 증가시켜 파괴 결함이 발생될 위험을 증가시킬 수 있다. 이러한 이유로, 상기 Al은 0.02중량% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 0.005중량%이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 Fe이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
이상 본 발명의 일 특징인 조성에 대해 설명하였다. 이하 본 발명의 또 다른 특징인 미세조직에 대해 설명한다. 이하, 달리 특별히 표시하지 않는 한, 미세조직의 비율을 나타내는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 실시 예에 따른 연성이 우수한 초고강도 강판은 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중에서 선택되는 둘 이상의 미세구조로 이루어진 복합조직을 가질 수 있으며, 더 바람직하게는 페라이트, 잔류 오스태나이트, 템퍼드 베이나이트 및 잔부는 템퍼드 마르텐사이트로 형성되는 복합조직을 가질 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 강판은 면적분율로, 3 내지 14%의 페라이트, 3 내지 10%의 잔류 오스테나이트, 5내지 20%의 템퍼드 베이나이트 및 잔부는 템퍼드 마르텐사이트를 포함할 수 있다.
상기 페라이트(Ferrite)는 체심입방구조(BCC)를 가지는 철의 동소체로 후술할 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트와는 다르게 연질조직이라는 특징이 있다. 따라서, 상기 템퍼드 베이나이트 및 상기 템퍼드 마르텐사이트에 비해 상대적으로 연신율이 높으며, 충격 흡수 에너지가 우수하다는 장점이 있다.
상기 페라이트가 14%를 초과하면, 강판 내 연질조직이 과도하게 형성되어 소성변형을 촉진할 수 있다. 이는 강판의 항복강도(YS)가 저하되는 원인이 된다. 반면에 상기 페라이트가 3%미만이면, 강판의 연신율이 감소하고 성형성이 저하될 수 있다. 이러한 이유로, 상기 페라이트는 면적분율로 3 내지 14% 포함될 수 있으며, 더 바람직하게는 6 내지 12% 포함될 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트(Retained austenite)는 후술할 열처리 과정에서 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태하지 못하고 강판 내 잔류하는 오스테나이트 조직을 의미하며, 상기 강판의 강도와 연신율 사이의 밸런스를 조절하는 역할을 한다. 일반적으로 상기 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소하여 성형성이 저하되며, 상기 강판의 연신율이 증가하면 강도가 감소하여 구조재로써 역할이 저하되는데 반해, 상기 잔류 오스테나이트는 강판의 인장강도 X 연신율(TS X EL)을 향상시키므로, 강도와 연신율의 밸런스가 향상될 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 잔류 오스테나이트는 3% 이상 포함할 수 있다. 하지만 상기 잔류 오스테나이트가 10%를 초월하면, 수소취성의 민감도가 증가하여 성형이 어려워지는 문제가 있다. 이러한 이유로, 상기 잔류 오스테나이트는 3 내지 10%포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 3 내지 6% 포함되는 것이 바람직하다.
상기 템퍼드 베이나이트(Tempered bainite)는 템퍼링을 통해 형성된 베이나이트 조직을 의미한다. 상기 템퍼드 베이나이트는 상기 강판 내 조직 간의 강도 차를 줄여서 가공성을 향상하는데 기여할 수 있다. 즉 비교적 경도가 낮은 상기 페라이트 및 상기 잔류 오스테나이트와 상대적으로 경도가 높은 상기 템퍼드 마르텐사이트 사이에 경도 차이로 상기 강판에 균열, 결함 및 파괴가 발생되는 것을 방지하는 역할을 수행할 수 있다. 이 작용을 유효하게 하기 위해, 상기 템퍼드 베이나이트는 5%이상, 더 바람직하게는 8% 이상 포함할 수 있다. 하지만 상기 템퍼드 베이나이트의 분율이 20%를 초과하면, 상기 마르텐사이트의 분율을 감소시켜 상기 강판의 강도가 저하될 수 있다. 이러한 이유로 상기 템퍼드 베이나이트는 5 내지 20% 포함되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 8 내지 12%로 포함될 수 있다.
이하, 나머지 미세구조는 템퍼드 마르텐사이트(Tempered martensite)로 제공된다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 오스테나이트를 ??칭(Quenching)하여 얻는 마르텐사이트 조직을 400℃ 이하의 온도에서 템퍼링하여 마르텐사이트를 연화시킨 조직을 의미한다. 상기 템퍼드 마르텐사이트는 상술한 조직에 비해 가장 강도가 높아 강판의 항복강도 및 인장강도를 향상하는데 크게 기여한다.
이상 본 발명의 실시 예에 따른 연성이 우수한 초고강도 강판에 대해 설명하였다. 이하, 본 발명의 실시 예에 따른 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법에 대해 설명하기로 한다.
실시 예에 따르면, 상기 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법은 앞서설명한 조성성분을 가진 슬라브를 1,050 내지 1,300℃에서 재가열하는 공정; 상기 재가열된 슬라브를 800 내지 1,000℃에서 열간압연 후 권취하여 하여 열연강판을 제조하는 공정; 상기 열연강판을 산세처리 후, 상온에서 20 내지 70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정; 상기 냉연강판을 10 내지 900초 동안 연속 소둔하는 공정; 상기 연속 소둔된 냉연강판을 30 내지 300초 동안 냉각 공정; 및 상기 냉각된 냉연강판을 10 내지 3600초 동안 재가열하는 공정 중 어느 하나 이상의 공정을 포함할 수 있다.
먼저, 본 발명에서는 상기 조성성분을 갖는 슬라브를 재가열하는 공정을 수행할 수 있으며 이를 통해 상술한 조성성분, 다시 말해 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.1% 이하, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 균질화 처리할 수 있다. 이 때, 상기 재가열 공정은 1,050 내지 1,300℃에서 수행될 수 있는데, 이는 재가열 온도가 1,050℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 후술할 열간압연 단게에서 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면 상기 재가열 온도가 1,300℃를 초과하면 온도 상승을 위하여 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다. 이러한 이유로 상기 재가열 공정은 1,050 내지 1,300℃에서 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 1,900 내지 1,250℃에서 수행될 수 있다.
이 후, 상기 재가열된 슬라브를 800 내지 1,000℃에서 열간압연 할 수 있으며, 이를 권취하여 열연강판을 제조할 수 있다.
우선, 상기 재가열된 강 슬래브를 마무리 압연 온도(Finish Rolling Temperature; FRT) 기준 800 내지 1,000℃에서 열간압연 할 수 있다. 상기 마무리 압연 온도에서 열간압연 시 강판의 강성 및 성형성이 동시에 향상될 수 있다. 상기 마무리 열간압연 온도가 800 미만이면 페라이트 영역에서 압연이 진행되기 때문에 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 압연으로 인한 부하가 크게 증가하는 문제가 있다. 이는 과도한 전위를 형성하여 후술할 권취 또는 냉각압연 과정에서 강판 표면에 조대한 결정립이 형성되어 강도가 감소할 수 있다. 반면에 마무리 열간압연 온도가 1,000℃를 초과하면, 페라이트 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다. 아울러, 열연강판 표면에 스케일(scale)이 발생하여 표면 결함 및 압연롤의 수명단축을 유발할 수 있다. 이러한 이유로 상기 열간압연 공정은 마무리 압연 온도(FRT) 기준 800 내지 1,000℃에서 수행되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 850 내지 950℃일 수 있다.
이 후, 상기 열연강판을 400 내지 700℃에서 권취하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 권취 온도가 400℃미만이면, 열연강판의 강도가 과도하게 높아 냉간압연시 압연부하를 유발할 수 있다. 또한, 상기 권취 온도까지 강판을 냉각하기 위한 비용과 시간이 과도하게 소모되어 공정비 상승에 원인이 된다. 반면에, 상기 권취 온도가 700℃를 초과하면, 상기 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발생되어 표면 결함을 유발할 수 있으며, 도금성을 약화시키는 원인이 될 수 있다. 이러한 이유로 상기 권취 온도는 400 내지 700℃인 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 500 내지 700℃일 수 있다.
실시 예에 따르면 권취 후 상기 열연강판을 상온까지 냉각할 수 있다.
이 후, 상기 열연강판을 산세처리 후 상온에서 20 내지 70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정을 수행할 수 있다.
상기 산세(Pickling)처리는 상술한 열연강판 표면에 형성된 스케일을 염산(HCl)을 이용하여 제거하는 공정을 의미한다. 상기 산세처리 이후 냉간압연을 수행할 수 있다. 상기 산세 및 냉간압연 조건에 대해서는 특별히 제한하지는 않으며 통상의 공정 조건으로 실시 될 수 있으나, 상기 냉간압연의 압하율은 20 내지 70%로 수행되는 것이 바람직하다. 상기 냉간압연의 압하율이 20%미만이면, 원하는 두께로 강판을 제조하는데 어려움이 있으며, 강판 형상을 교정하기 어렵다는 단점이 있다. 반면, 상기 압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고 냉간압연 부하를 가져오는 문제점이 있다. 아울러 상기 압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 표면에 과도한 부하를 주어 후술할 연속 소둔 공정에서 조대 페라이트가 형성될 가능성이 있다. 이러한 이유로, 상기 냉간압연의 압하율은 20 내지 70%로 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 30 내지 50%로 수행될 수 있다.
이상으로 상술한 조성성분을 가진 냉연강판을 제조하는 방법에 대해 설명하였다. 이후, 상기 냉연강판을 열처리하여 상술한 페라이트, 잔류 오스태나이트, 템퍼드 베이나이트 및 잔부는 템퍼드 마르텐사이트로 형성되는 복합조직을 가지는 초고강도 강판의 제조방법에 대해 설명하겠다.
우선, 상기 냉연강판을 10 내지 900초 동안 소둔하는 공정을 수행할 수 있으며, 바람직하게는 연속 소둔 공정(Continuous Annealing Process)을 수행할 수 있으나 이에 한정되지 않으며, 공지된 소둔 방법 중 어느 것을 수행하여도 무방하다. 상기 소둔 공정을 통해, 상기 냉연강판에 형성된 페라이트를 재결정화하고, 상기 페라이트 및 상기 오스테나이트의 분율을 조절할 수 있다. 상기 분율로 인하여 최종 열처리 이후 제조된 강판의 강도가 결정되는데 일반적으로 상기 오스테나이트의 분율이 증가할수록, 상기 오스테나이트에서 변태되는 마르텐사이트나 베이나이트가 증가하여 최종 강판의 강도는 증가하는 경향을 가지나, 후술할 열처리 조건으로 인해 추가적으로 강도를 제어할 수 있다.
아울러 상기 소둔 공정을 통해 오스테나이트에 포함된 상기 C의 양을 증가시켜 상온에서도 1 내지 10%의 잔류 오스테나이트 분율을 형성할 수 있도록 상기 C를 분배할 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 소둔 공정은 740 내지 820℃에서 수행될 수 있다. 상기 연속 소둔 공정이 수행되는 온도가 740℃ 미만이면, 상기 소둔 공정으로 인하여 형성되는 오스테나이트의 분율이 감소하여 후술할 열처리 과정을 통해 형성되는 템퍼드 마르텐사이트와 템퍼드 베이나이트의 분율이 감소될 수 있다. 이는 상기 강판의 항복강도와 인장강도가 감소되는 원인이 될 수 있다. 반면, 상기 연속 소둔 공정이 수행되는 온도가 820℃를 초과하면, 상기 강판 내 오스테나이트 분율이 과도하게 증가되는데, 이는 후술할 열처리 과정에서 일부 오스테나이트가 페라이트로 변태될 수 있다. 아울러, 잔류 오스테나이트의 탄소농화가 낮아 기계적 안정성이 감소할 수 있다. 이는 상기 강판의 연신율이 감소하는 원인이 된다. 또한, 상기 연속 소둔 과정에서 상기 Fe가 산화되면서 수분이 발생하는데 상기 수분이 상기 Si, Mn 및 B과 반응하여 강판에 산화물 피막을 형성할 수 있다. 상기 산화물 피막은 용융아연도금 시 Zn의 젖음성을 저하시켜 표면품질이 감소될 수 있다. 이러한 이유로, 상기 연속 소둔 공정은 740 내지820℃에서 수행되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 750 내지 800℃에서 수행될 수 있다.
이 후, 상기 소둔된 냉연강판을 1차 열처리, 냉각 공정 및 2차 열처리를 수행할 수 있다. 그 중 1차 열처리부터 설명하도록 한다.
상기 1차 열처리는 상기 소둔된 냉연강판을 100 내지 500℃, 더 바람직하게는 200 내지 500℃로 냉각하는 공정 및 상기 냉각된 소정 온도에서 30 내지 3600초 동안 유지하는 공정을 포함하는 열처리를 의미한다.
상기 1차 열처리 온도는 100 내지 500℃에서 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 마르텐사이트 변태 개시 온도(MS)처리를 통해 상기 오스테나이트의 일부가 상기 베이나이트로 변태될 수 있다. 이 과정에서 변태된 베이나이트에 고용된 상기 C 중 일부가 상기 오스테나이트로 확산되어 상기 오스테나이트에 고용된 상기 C의 양을 증가시킬 수 있다. 이는 상술하였듯이 상기 오스테나이트의 안정성을 향상할 수 있다.
와 베이나이트 변태 개시 온도(BS) 사이에서 선택될 수 있다. 이는 상기 1차 열처리가 수행되는 온도가 온도가 베이나이트 변태 개시 온도(BS)를 초과하면 강판 조직 내에 베이나이트가 형성되지 않거나 매우 낮은 분율로 형성될 수 있기 때문이다. 반대로 상기 1차 열처리가 수행되는 온도가 마르텐사이트 변태 개시 온도(MS) 미만이면 상기 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되지 않고 페라이트 및 베이나이트로 변태될 수 있기 때문이다. 이러한 이유로, 상기 냉각 및 유지 온도는 마르텐사이트 변태 개시 온도(TMS)이상, 베이나이트 변태 개시 온도(TB)이하에서 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 250 내지 450℃에서 수행될 수 있다.
아울러, 상기 1차 열처리 중 냉각 후 해당 온도에서 유지하는 시간이 30초 미만이면, 상기 베이나이트의 분율이 감소하여 상기 오스테나이트로 확산되는 상기 C를 감소시킬 수 있다. 이는 잔류 오스테나이트 분율이 감소되어 결과적으로 상기 강판의 연신율 및 성형성이 저하되는 원인이 된다. 반대로 상기 유지 시간이 3,600초를 초과하면 더 이상의 효과의 상승을 기대하기 어려울 뿐 아니라 생산성이 저하될 수 있다. 이러한 이유로 상기 유지 시간은 30 내지 3,600초 동안 수행되는 것이 바람직하며, 더 바람직하게는 200 내지 600초 동안 수행될 수 있다.
실시 예에 따르면, 상기 냉각 및 유지후 필요에 따라 강판을 430 내지 490℃에서 용융아연도금 처리 및 합금화 열처리를 수행할 수 있다. 상기 용융아연도금 처리 및 합금화 열처리 조건은 특별히 한정하지 않으며, 공지된 조건에 의해 수행될 수 있다.
상기 1차 열처리 이 후, 상온으로 냉각하는 공정을 수행할 수 있다. 상기 상온으로 냉각하는 공정을 통해 상기 1차 열처리에서 베이나이트로 변태되지 않은 일부 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태될 수 있다. 아울러, 마르텐사이트로 변태되지 않은 나머지 오스테나이트는 상온에서 잔류 오스테나이트를 형성할 수 있다.
실시 예에 따르면 상기 상온으로 냉각하는 공정은 공냉으로 수행될 수 있으나, 이에 한정되는 것은 아니며 수냉, 유냉 로냉 등 공지된 냉각 방법으로 대체할 수 있음은 자명하다.
마지막으로, 상기 상온으로 냉각된 강판을 2차 열처리를 수행할 수 있다.
도 1을 참고하면, 상기 상온으로 냉각된 강판은 페라이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트로 구성된 복합조직을 가지는 것을 확인할 수 있다. 구체적으로 상기 복합조직은 상대적으로 페라이트의 분율이 높으며, 또한 열처리로 인하여 마르텐사이트 주변에 가동전위가 형성되어 조직이 불안정하고 취성이 강한 특성이 있다. 이러한 이유로 용접, 성형 과정에서 페라이트와 마르텐사이트 사이 계면에서 크랙이 발생하는 원인이 된다.
이를 개선하기 위해 상기 상온으로 냉각된 강판을 2차 열처리(템퍼링)를 수행할 수 있다. 이를 통해 상기 강판을 재가열하여 상기 마르텐사이트 및 상기 베이나이트를 연화시킬 수 있다. 이하, 상기 2차 열처리로 인하여 연화된 마르텐사이트를 템퍼드 마르텐사이트로 설명하고, 상기 2차 열처리로 인하여 연화된 베이나이트를 템퍼드 베이나이트로 설명하도록 한다. 상기 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트는 상기 페라이트와 경도차 차이가 줄어들어 상기 강판의 연성이 향상되고 내충돌 특성이 개선될 수 있다. 아울러, 상기 2차 열처리 과정에서 마르텐사이트 주변의 가동전위가 상기 C가 고착되어 코트렐 효과(Cottrell Effect)가 구현될 수 있다. 상기 코르렐 효과는 불순물 원자가 전위선에 가까이 당겨져 전위를 고착시키는 효과를 의미한다. 이로 인해, 상기 코트렐 효과로 상기 가동전위가 고착되어 항복강도가 향상될 수 있다. 즉, 상기 2차 열처리를 통해 항복강도가 향상되는 동시에 내충돌 특성도 개선될 수 있다. 아울러, 상기 2차 열처리 과정에서 상기 마르텐사이트 내에 고용된 C의 일부가 상기 잔류 오스테나이트로 분배되어 잔류 오스테나이트의 안정도가 증가하며, 강판의 연성 향상에 기여할 수 있다.
실시 예에 따르면 상기 2차 열처리는 100 내지 500℃, 더 바람직하게는100 내지 390℃에서 수행될 수 있다. 상기 2차 열처리가 390℃를 초과하면, 열처리 과정에서 석출되는 탄화물이 조대해져 인장강도가 감소할 수 있다. 아울러, 상기 잔류 오스테나이트가 페라이트상으로 분해되어 연신율이 감소할 수 있다. 반면에 상기 2차 열처리가 100℃ 미만이면, 상기 2차 열처리로 인한 연화효과를 기대하기 어렵다. 이러한 이유로 상기 템퍼링 공정은 100 내지 390℃에서 수행될 수 있으며, 더 바람직하게는 250 내지 350℃에서 수행될 수 있다. 아울러, 상기 2차 열처리가 상술한 온도 범위에서 수행되더라도, 상기 2차 열처리 시간이 10초 미만 수행되는 경우 효과를 기대하기 어려우며, 상기 2차 열처리 시간이 3,600초를 초과하면 상기 탄화물이 조대해져 강도가 감소하는 경향이 확인되므로 상기 2차 열처리는 10 내지 3,600초 더 바람직하게는 10 내지 1,000초 동안 수행되는 것이 바람직하다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
[제조예]
하기 표 1의 성분조성을 갖는 슬라브 30kg를 1,200℃의 온도에서 1시간 동안 재가열하였으며, 재가열된 슬라브를 마무리 압연 온도(FRT) 기준 900℃에서 열간압연하였다. 이 후, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉하여 열연 권취를 모사하였으며 상온까지 냉각한 후 40%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상술한 슬라브의 성분조성을 하기 표 1에 기술하였다. 이 때, 발명강 1 내지 7은 하기 관계식 1을 만족시키는 슬라브를 의미하며, 비교강 1 내지 2는 하기 관계식 1을 만족시키지 못하는 슬라브를 의미한다.
[관계식 1]
4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428 ≥ 1600
(여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
강종 성분조성 (wt%) 관계식1
C Si Mn Al Mo Ti Nb B P S N
발명강 1 0.18 0.8 2.9 0 0.3 0.03 0.03 0 0.010 0.005 0.002 1615
발명강 2 0.2 0.8 2.7 0 0.3 0.03 0.03 0 0.008 0.005 0.003 1611
발명강 3 0.18 0.4 2.9 0 0.3 0.03 0.03 0 0.009 0.006 0.004 1608
발명강 4 0.18 0.4 2.9 0.2 0.3 0.03 0.03 0 0.011 0.009 0.002 1662
발명강 5 0.2 0.4 2.9 0 0.3 0.03 0.03 0.003 0.011 0.004 0.003 1692
발명강 6 0.2 0.4 2.9 0.2 0.3 0.03 0.03 0.003 0.012 0.009 0.003 1680
발명강 7 0.2 0.8 2.9 0 0 0.03 0.03 0 0.009 0.007 0.002 1699
비교강 1 0.16 0.4 2.9 0.2 0.3 0 0.03 0 0.012 0.004 0.004 1512
비교강 2 0.16 0.4 2.9 0 0.3 0 0.03 0 0.009 0.006 0.004 1524
[실시예]
상기 제조예에 따라 제조된 냉연강판을 T1에서 300초 동안 연속소둔하였다. 이 후, 냉연강판의 온도를 T2로 냉각 후 300초 동안 유지하여 1차 열처리를 수행하였다. 이후 상온으로 내린 후 T3에서 30초 동안 2차 열처리를 수행하였다.
상기 T1, T2, T3 및 상술한 과정에 의해 제조된 냉연강판의 기계적 특성과 내부조직을 평가한 결과를 하기 표 2에 개시하였다. 상기 기계적 특성은 항복강도(YS) 인장강도(TS) 및 연신율(%)을 의미하며, JIS 5호 인장시험편을 이용하여 측정 및 평가하였다. 아울러, 상기 내부조직은 페라이트(F), 잔류 오스테나이트(A), 템퍼드 베이나이트(TB) 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)를 의미하며, 연마된 시편을 나이탈 에칭 한 후 주사전자 현미경(SEM)을 이용하여 면적분율을 산출하였다.
강종 열처리 온도(℃) 물성 조직분율(%)
T1 T2 T3 YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 F A TB TM
실시예 1 발명강 1 770 300 300 1020 1570 10 10 3 12 75
실시예 2 발명강 2 800 250 300 1003 1523 9 8 4 12 76
실시예 3 발명강 3 770 300 300 1128 1576 9 12 4 9 75
실시예 4 발명강 4 770 300 300 1057 1588 11 10 3 10 77
실시예 5 발명강 4 800 400 300 1068 1524 9 8 5 8 79
실시예 6 발명강 5 750 300 300 1036 1644 9 12 6 12 70
실시예 7 발명강 5 800 300 300 1096 1515 10 6 4 11 79
실시예 8 발명강 6 770 350 300 1083 1643 11 11 6 11 72
실시예 9 발명강 7 770 300 300 1008 1472 9 12 4 12 72
비교예 1 비교강 1 770 300 300 980 1460 10 10 2 10 80
비교예 2 비교강 1 800 350 300 971 1357 10 9 2 11 80
비교예 3 비교강 2 750 300 300 960 1459 9 16 2 8 76
비교예 4 비교강 2 770 400 300 1003 1423 6 11 1 10 79
비교예 5 발명강 5 770 560 300 1147 1629 6 11 3 0 86
비교예 6 발명강 6 750 300 80 949 1603 7 15 5 10 70
비교예 7 발명강 6 800 560 300 1081 1549 6 10 3 0 87
비교예 8 발명강 7 730 350 300 939 1367 10 25 4 9 62
표 2를 참조하면, 본 발명의 열처리 조건을 모두 만족하는 실시예 1 내지 9는 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트로 구성된 복합조직으로 형성되는 것을 확인할 수 있다.
실제로 실시예 1을 SEM으로 촬영한 도 2를 참조하면, 상술한대로 복합조직을 가지고 있음을 확인할 수 있으며, 구체적으로 그 면적분율이 페라이트는 3 내지 14%, 잔류 오스테나이트는 3 내지 10%, 템퍼드 베이나이트는 5내지 20% 및 잔부는 템퍼드 마르텐사이트로 형성되었음을 확인할 수 있다.
상술한 면적분율로 미세조직이 형성된 결과, 상기 발명강 1 내지 9로 제조된 실시예 1 내지 9는 항복강도(YS)가 1,000MPa 이상, 인장강도(TS)가 1,470MPa이상이며 동시에 연신율이 9% 이상인 것을 확인할 수 있다.
반면에 상기 관계식 1을 만족하지 못하는 비교강 1 내지 2로 제조된 비교예 1 내지 4는 항복강도(YS)가 960 내지 1003MPa, 인장강도(TS)가 1,357 내지 1,460MPa로 실시예 1 내지 9에 비해 강도가 감소하였다. 이는 상술한대로 상기 관계식 1은 상기 강판 내에서 미세구조의 분율 제어, 고용강화 효과향상 등 강판의 기계적 성질을 강화하는데 기여하는 정도를 수치화 한 관계식으로써, 상기 관계식 1을 만족하지 못하면 강판의 강도가 저하될 수 있음을 의미한다.
한편, 비교예 5 내지 8은 상기 관계식 1을 만족하나, 본 발명의 제조조건, 구체적으로 상기 T1 T2 및 T3가 본 발명에서 한정하는 온도범위에 미만 또는 초과하여 상기 페라이트, 잔류 오스테나이트, 템퍼드 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 어느 하나 이상이 부족 또는 초과하는 것을 확인할 수 있다. 이러한 이유로 상기 비교예 5 내지 8은 본 발명이 목적하는 기계적 특성, 다시 말해 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율 중 어느 하나의 물성을 확보하지 못하였음을 확인할 수 있다.
우선, 비교예 5 및 비교예 7은 T2가 500℃를 초과하여 상기 템퍼드 베이나이트의 분율이 0이 되었음을 알 수 있다. 이는, 상술한대로 상기 냉각 및 유지 공정이 베이나이트 변태 개시 온도(TB)를 초과하여 베이나이트가 생성되지 않았기 때문이다. 그 결과 상기 마르텐사이트의 분율이 86 내지 87%로 증가하여 연신율이 6%인 것을 확인할 수 있다.
비교예 6은 T3가 80℃로 상기 2차 열처리 온도가 100℃ 미만이다. 그 결과 상기 2차 열처리에서 템퍼링이 충분히 수행되지 않아 강판에 응력이 충분히 완화되지 못하였다. 이러한 이유로 상기 비교예 6은 연신율이 7%로, 9%미만인 것을 확인할 수 있다.
비교예 8은 상기 연속 소둔이 740℃ 미만에서 수행되어 오스테나이트가 충분히 형성되지 못하고 상대적으로 페라이트 분율이 향상되었음을 알 수 있다. 이러한 이유로 상기 오스테나이트 가 변태하여 형성되는 템퍼드 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트의 분율도 감소되었다. 그 결과 항복강도(YS)가 939MPa로 1,000MPa미만이며, 인장강도(TS)가 1,367MPa로 1,470MPa미만인 것을 확인할 수 있다.
이상의 설명에서는 본 발명의 다양한 실시예들을 제시하여 설명하였으나 본 발명이 반드시 이에 한정되는 것은 아니며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능함을 쉽게 알 수 있을 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 슬라브를 제조하는 공정;
    상기 슬라브를 800 내지 1,000℃에서 열간압연하여 열연강판을 제조하는 공정;
    상기 열연강판을 20 내지 70%의 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 공정;
    상기 냉연강판을 740 내지 820℃에서 소둔하는 공정;
    상기 소둔된 냉연강판을 1차 열처리 후 상온으로 냉각하는 공정; 및
    상기 냉연강판에 2차 열처리를 수행하는 것에 특징이 있는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428
    Figure pat00001
    1600
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 각각 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 1차 열처리는 200 내지 500℃에서 0.5 내지 60분동안 유지하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 2차 열처리는 100 내지 390℃에서 0.1 내지 60분동안 유지하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 소둔하는 공정은 0.5 내지 20분 동안 수행되는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 제1 열처리 및 상기 제2 열처리 사이에,
    상기 냉연강판을 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 것에 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판의 제조방법.
  7. 중량%로, C: 0.17 내지 0.3%, Si: 0.1 내지 1%, Mn: 1.0 내지 4.0%, Al: 1.0% 이하, Mo: 0.5% 이하, Ti: 0.003 내지 0.1%, Nb: 0.01 내지 0.1% 이하, B: 0.01% 이하, P: 0.05% 이하, S: 0.02% 이하, N: 0.02% 이하, 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 함유하는 초고강도 강판에 있어서,
    상기 강판은 하기 관계식 1을 만족하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판.
    [관계식 1]
    4204[C] + 16.3[Si] + 439[Mn] - 61[Al] + 21868[B] - 428
    Figure pat00002
    1600
    (여기서, [C], [Si], [Mn], [Al] 및 [B]은 각각 C, Si, Mn, Al 및 B의 중량%를 의미하며, 미 첨가된 경우에는 0을 대입한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 강판은 면적분율로, 페라이트는 3 내지 14%, 잔류 오스테나이트는 3 내지 10%, 템퍼드 베이나이트 5 내지 20%를 포함하, 잔부는 템퍼드 마르텐사이트를 포함하는 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 강판은 연신율이 9% 이상인 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 1,000MPa 이상, 인장강도가 1,470MPa 이상인 것을 특징으로 하는, 연성이 우수한 초고강도 강판.

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Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110042369A (ko) * 2008-09-10 2011-04-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140097332A (ko) 2011-11-08 2014-08-06 노스이스턴 유니버시티 나노엘리먼트들의 직접 어셈블리 및 전사를 위한 다마신 템플레이트
KR20160083280A (ko) * 2014-12-30 2016-07-12 한국기계연구원 생산성, 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법
KR20170086653A (ko) * 2015-01-15 2017-07-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20180016518A (ko) * 2015-06-11 2018-02-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20200027387A (ko) 2018-09-04 2020-03-12 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20110042369A (ko) * 2008-09-10 2011-04-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140097332A (ko) 2011-11-08 2014-08-06 노스이스턴 유니버시티 나노엘리먼트들의 직접 어셈블리 및 전사를 위한 다마신 템플레이트
KR20160083280A (ko) * 2014-12-30 2016-07-12 한국기계연구원 생산성, 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 그 제조 방법
KR20170086653A (ko) * 2015-01-15 2017-07-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20180016518A (ko) * 2015-06-11 2018-02-14 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20200027387A (ko) 2018-09-04 2020-03-12 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법

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