KR20220037038A - 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명은, 고강도 및 고연성 특성을 가지는 초고강도 냉연강판을 제공한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 850MPa 이상, 인장강도(TP): 1180MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 및 홀확장성(HER): 30% 이상을 만족하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 및 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함한다.

Description

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법{Ultra high strength cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same}
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도 및 고연성 특성을 동시에 갖는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌 안전성과 차체의 경량화를 목적으로, 보다 고강도이면서 동시에 고연성을 갖는 강판이 요구되고 있다. 한편, 자동차용 부품 중 충돌 안전성을 좌우하는 멤버류 및 필러류 부품은 형상이 복잡하여, 이를 제조하기 위해 성형성이 우수하면서고 강도가 높은 초고강도 강이 요구되고 있는 실정이다.
이러한 초고강도 강은, 예를 들어 페라이트 및 마르텐사이트의 두 가지 상으로 연신율을 확보하는 이상강(Dual-phase steel)이 있으나, 상기 이상강은 예를 들어 인장 강도(TS): 980MPa, 신장(EL): 15%, TS x EL= 14700 MPa% 의 기계적 특성을 가지므로, 적절한 성형성을 확보할 수가 없는 한계가 있다.
또한, 다른 초고강도 강으로서, 소성 변형 시 최종 조직 내에서 잔류 오스테나이트의 상변태를 통하여, 강도 및 연신율을 동시에 확보하는 변태유기소성강(Transformation induced plasticity steel)이 있다. 상기 변태유기소성강은 상기 이상강에 비하여 우수한 연성을 나타내는 고강도 강판이다. 상기 변태유기소성강은 다시 폴리고날 페라이트를 주상(main phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 복합 조직강(TPF강)과, 베이니틱 페라이트를 모상(mother phase)으로 하여 잔류 오스테나이트를 포함하는 TRIP형 베이나이트강(TBF강) 등의 여러 종류로 분류된다.
상기 변태유기소성강은 경질의 베이나이트 조직에 의해 고강도를 구현하기 용이하다. 또한, 베이나이트 조직 중에는 래스(lath) 형상의 베이니틱 페라이트의 경계에 미세한 잔류 오스테나이트가 생성되기 쉬운 점에서, 매우 우수한 연성을 얻을 수 있다. 그런데, 이러한 TBF강은 전체 연신율이 매우 높은 특성을 얻을 수 있지만, 열처리 조건의 제약으로 인하여 일반 CGL(Continuous Galvanizing Line)에서 생산하기 어려운 단점이 있다. 예를 들어, 과시효 구간의 시간이 일반 CGL 공정에 비하여 긴 시간을 요구하는 것이다. 또한 과시효 구간에서 베이나이트의 변태에 의한 변태 발열에 발생으로 도금욕 통과 시 욕조의 온도가 증가하여 추가적인 표면 품질 문제를 야기할 수 있다.
한국특허등록번호 제10-0939138호
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 고강도 및 고연성 특성을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 고강도 및 고연성 특성을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 항복강도(YP): 850MPa 이상, 인장강도(TP): 1180MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 및 홀확장성(HER): 30% 이상을 만족하고, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 및 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 페라이트의 분율은 0% 초과 ~ 15% 범위이고, 상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 15% 범위이고, 상기 마르텐사이트와 상기 베이나이트의 합의 분율은 75% ~ 90% 범위일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 항복강도의 차이가 50 MPa 이하이고, 중심부와 에지부의 인장강도의 차이가 50 MPa 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판은, 내부 산화층의 깊이가 5 μm 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, (a) 중량%로, 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계; (b) 상기 열연강판을 500℃ ~ 700℃ 범위의 온도에서 1차 열처리하는 단계; (c) 상기 1차 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; (d) 상기 냉연강판을 870℃ ~ 900℃ 범위의 온도에서 2차 열처리하는 단계; (e) 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및 (f) 상기 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 430℃ 범위의 온도에서 3차 열처리하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (a) 단계는, (a-1) 상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계; (a-2) 상기 강 슬라브를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위에서 재가열하는 단계; (a-3) 상기 재가열된 강 슬라브를 880℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및 (a-4) 상기 열연강판을 500℃ ~ 600℃ 범위에서 권취하는 단계를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (b) 단계는, 배치 어닐링 공정(BAF)을 이용하여 수행되고, 2시간 ∼10시간 동안 유지하여 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (d) 단계는, 상기 냉연강판을 3℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 870℃ ~ 900℃의 범위의 온도에서 60초 ~ 200초 범위의 시간 동안 유지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (e) 단계는, (e-1) 상기 2차 열처리한 냉연강판을 5℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위의 온도로 서냉하는 단계; 및 (e-2) 상기 서냉한 냉연강판을 50℃/초 ~ 100℃/초 범위의 냉각속도로 200℃ ~ 300℃ 범위의 냉각종료온도로 급냉하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (f) 단계는, 상기 냉각된 냉연강판을 10℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 430℃의 범위의 온도에서 100초 ~ 250초 범위의 시간 동안 유지할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (f) 단계를 수행한 후에, (g) 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 430℃ ~ 470℃의 온도에서 용융아연도금을 수행하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 (g) 단계를 수행한 후에, (h) 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 490℃ ~ 530℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 60초 범위의 시간 동안 합금화 열처리를 수행하는 단계;를 더 포함할 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 열간압연에서 냉간압연 공정 사이에 1차 열처리 공정을 추가하여, 열간압연 강판의 조직 불균일성을 제거하고, 미세하고 균일한 조직 제어를 통하여 후속 공정에서 품질 향상을 시킬 수 있다.
일반적으로, 1180MPa 이상의 강도를 가지면서 동시에 연신율 및 플랜지 신장성이 요구되는 초고강도강의 경우에는, 상대적으로 합금원소가 다량으로 첨가된다. 특히, 경화능 원소인 탄소(C) 또는 망간(Mn) 등이 첨가되면 열간압연 이후 권취온도 및 권취 이후 냉각 조건에 따라 열연강판의 미세조직이 불균일하게 되고, 따라서 열연 재질의 편차가 발생할 수 있다. 이에 따라 후속 공정인 냉간 압연 및 소둔 열처리에서 이를 극복하기 어렵기 때문에 품질 문제를 야기할 수 있으며, 냉간압연 후 현상 및 두께 편차, 최종 제품의 물성에도 영향을 미칠 수 있다. 그러나, 상기 1차 열처리를 수행하여 이러한 문제점을 해결할 수 있다.
또한, 2차 열처리에서 급속 냉각시 형성된 마르텐사이트는 승온, 유지 및 도금(합금화) 과정시 템퍼링이 되고, 오스테나이트로의 탄소의 재분배가 일어난다. 이러한 오스테나이트로의 합금원소 분배를 통해 오스테나이트의 안정성이 확보되므로, 상온까지의 최종 냉각시 추가적인 마르텐사이트로의 변태가 억제되며, 상온에서의 잔류 오스테나이트가 확보되므로, 고강도 및 고연성 특성을 가지게 할 수 있다. 또한, 경질상인 마르텐사이트가 템퍼링 되면서 상간 경도차 감소 효과로 인한 굽힘성 향상을 추가로 제공할 수 있다.
상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 1차 열처리 처리 유무에 따른 항복강도와 인장강도를 나타내는 그래프들이다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판에서 권취온도에 따른 내부 산화층의 형성 여부를 나타내는 주사전자현미경 사진들이다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 1차 열처리 처리 유무에 따른 두께 분포를 나타내는 그래프들이다.
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.
종래에는, 고강도 및 고연성 냉연강판을 구현하기 위하여, 폴리고날 페라이트를 TBF강에 활용하였고, 잔류 오스테나이트에 의한 변태 유기 소성에 의한 TBF강의 균일하게 연신율을 증가시켰다. 상기 TBF강에서는 베이니틱 페라이트를 얻기 위하여 베이나이트 영역인 320 ~ 450℃에서 180 ~ 600초간 유지할 필요가 있다. 그러나, 도금 강판을 생산하기 위한 CGL라인에서는 이 구간의 길이가 통상적으로 약 60초 내외이므로, 상기 공정을 구현하기 어렵고 생산성이 떨어질 수 있다. 또한 베이나이트 변태는 시간에 의한 확산 변태이므로, 460℃의 아연 도금욕을 통과할 때 베이나이트 변태가 계속 진행되면, 변태 발열에 의하여 상기 아연 도금욕의 온도가 상승되게 되어, 도금표면 품질을 저하시키는 한계가 있다.
본 발명의 기술적 사상은 상술한 변태유기소성강의 베이니틱 페라이트를 대신하여 마르텐사이트를 적용하여 형성한 고강도 및 고연성 특성의 초고강도 냉연강판을 제공하는 것이다. 일반적으로, 1180 MPa급 이상의 초고강도강의 경우에는, 합금 원소로서, 탄소 또는 망간과 같은 경화능 원소가 첨가되므로, 열간압연 후 권취 이후에 냉각속도에 따라 열연강판의 미세조직의 불균일이 일어나지 쉽다. 이에 따라 열연강판의 재질 편차가 심해져, 후속의 냉간 압연 시 형상 불균일 및 두께 편차 등의 문제가 발생할 수 있다.
이러한 문제점을 해결하기 위하여, 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법은 열간압연과 냉간압연 사이에 1차 열처리를 실시하여 열간압연 시 발생하는 조직의 불균일을 감소시키고, 결과적으로 열처리 후 최종 냉연강판의 물성을 향상시킨다.
마르텐사이트의 적용에 대하여 고려해야 할 사항은 하기와 같다. 일반적인 CGL(Continuous Galvanizing Line) 공정에서 베이니틱 페라이트를 마르텐사이트로 대체하기 위한 방법으로서, 아연도금을 수행한 후에 최종 냉각 시 마르텐사이트를 형성시키는 방법이 있다, 그러나, 최종 냉각과정에서 마르텐사이트로 변태하게 되면, 부피 팽창에 의해 연질 페라이트 중에 가동 전위가 도입되고, 이러한 가동 전위는 외부 응력에 용이하게 이동함으로써 낮은 항복강도를 가지게 된다. 따라서, 아연도금을 수행하기 전에 마르텐사이트를 생성시키고, 이후에 아연도금 욕조를 통과하도록 다기 가열함으로써, 항복강도의 증가를 구현할 수 있다. 이때, 냉각온도가 과도하게 낮으면, 모든 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태하므로 잔류 오스테나이트에 의한 변태유기소성 효과를 기대할 수 없으므로, 성형성에 불리하게 된다. 따라서, 냉각종점온도(Tq)는 Ms와 Mf 사이의 중간 온도가 바람직하고, 냉각시 생성되는 마르텐사이트 분율을 결정할 수 있다. 상기 마르텐사이트 분율이 70% 이상의 범위를 만족하도록 냉각종점온도를 설정할 필요가 있다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.15% ~ 0.22%
탄소(C)는 강도에 기여하는 원소로, 고용 강화 (solid-solution hardening) 및 마르텐사이트상에 의한 조직 강화에 의해 강도 확보에 기여하는 원소이다. 탄소(C)의 함량이 0.15% 미만인 경우에는, 필요한 면적 비율의 템퍼드 마르텐사이트 상을 얻는 것이 곤란하다. 탄소(C)의 함량이 0.22%를 초과하는 경우에는, 스폿 용접성이 현저하게 열화되고, 템퍼드 마르텐사이트 상이 과도하게 경질화되어 강판의 성형성이 저하되고, 특히 연신 플랜지성이 저하된다. 따라서, 탄소(C)의 함량을 강판 전체 중량의 0.15% ~ 0.22%로 첨가하는 것이 바람직하다.
실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%
실리콘(Si)은 오스테나이트 중으로의 탄소 농화를 촉진시켜, 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 데에 중요한 원소이다. 실리콘(Si)의 함량이 1.5% 미만인 경우에는, 실리콘 첨가 효과가 불충분하다. 실리콘(Si)의 함량이 2.0%를 초과하는 경우에는, 강판이 물러져, 균열이 발생하고, 성형성도 저하된다. 따라서, 실리콘(Si)의 함량을 강판 전체 중량의 1.5% ~ 2.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%
망간(Mn)은 ??칭(quenching)성을 향상시키는 원소로, 강도에 기여하는 템퍼드 마르텐사이트 상의 확보를 용이하게 한다. 망간(Mn)의 함량이 2.0% 미만인 경우에는, 망간 첨가 효과가 불충분하다. 망간(Mn)의 함량이 3.0%를 초과하는 경우에는, 강판이 과도하게 경질화되어 고온에서의 연성이 부족하여, 슬라브 균열이 발생하는 경우가 있다. 따라서, 망간(Mn)의 함량을 강판 전체 중량의 2.0% ~ 3.0%로 첨가하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%
알루미늄(Al)은 주로 탈산의 목적으로 첨가되고, 탄화물의 생성을 억제하여, 잔류 오스테나이트상을 생성시키는 데에 유효하고, 강도-연신 균형을 향상시키는 데에 유효한 원소이다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 알루미늄 첨가 효과가 불충분하다. 알루미늄(Al)의 함량이 0.05% 를 초과하는 경우에는, 알루미나 등의 개재물 증가에 의해 강판의 가공성이 열화될 수 있다. 따라서, 알루미늄(Al)의 함량을 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%
티타늄(Ti)은 탄질화물이나 황화물을 형성하여, 강도의 향상에 유효하다. 또한, 티타늄은 질소와 결합하여 티타늄 질화물(TiN)로 석출시킴으로써 보론 질화물(BN)의 형성을 억제할 수 있으므로, 티타늄(Ti)은 보론(B)에 의한 ??칭성을 발현시키는 데에 유효하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.01% 미만인 경우에는, 티타늄 첨가 효과가 불충분하다. 티타늄(Ti)의 함량이 0.05% 이상인 경우에는, 페라이트상 중에 과도하게 석출물이 생성되어, 석출 강화가 과도하게 작용하여, 강판의 연신이 저하될 수 있다. 따라서, 티타늄(Ti)의 함량을 강판 전체 중량의 0.01% ~ 0.05%로 첨가하는 것이 바람직하다.
인(P): 0% 초과 ~ 0.015%
인(P)은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 스폿 용접성에 악영향을 미치기 때문에, 최대한 저감시키는 것이 바람직하다. 그러나, 인(P)을 과도하게 저감시키면, 제강 공정에서의 생산 능률이 저하되어 고비용이 된다. 따라서, 인(P)의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.015%로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 ~ 0.005%
황(S)은 강의 제조 시 불가피하게 함유되는 원소로서, 입계에 편석되어 열간 취성(hot short embrittlement)을 일으키기 쉽게 한다. 또, 망간 황화물(MnS) 등의 황화물계 개재물 (sulfide inclusion)을 형성하며, 상기 황화물계 개재물은, 냉간 압연에 의해 전신(展伸) 되고, 강판을 변형시킬 때의 균열의 기점이 되어, 강판의 국부 변형능(local deformability)을 저하시킨다. 그러나, 황(S)을 과도하게 저감시키면, 공업적으로 곤란하며, 제강 공정에 있어서의 탈황 비용의 증가를 수반한다. 따라서, 황(S)의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.005%로 제한하는 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%
보론(B)은 ??칭성을 높여 템퍼드 마르텐사이트 상, 및 잔류 오스테나이트상의 확보에 기여하여, 우수한 강도-연신 밸런스를 얻기 위해 필요하다. 보론(B)의 함량이 0.0003% 미만인 경우에는, 보론 첨가 효과가 불충분하다. 보론(B)의 함량이 0.0015% 이상인 경우에는, 상기 효과가 포화된다. 따라서, 보론(B)의 함량을 강판 전체 중량의 0.0003% ~ 0.0015%로 첨가하는 것이 바람직하다.
질소(N): 0% 초과 ~ 0.006%
질소(N)는 내시효성을 열화시키는 원소로, 질소 량이 0.006 ％를 초과하면 내시효성의 열화가 현저해진다. 또, 질소(N)는 보론(B)과 결합하여 BN을 형성하여 보론(B)을 소비한다. 이 때문에, 질소(N)는 고용 보론(B)에 의한 ??칭성을 저하시켜, 소정의 면적 비율의 템퍼드 마르텐사이트 상을 확보하는 것을 곤란하게 한다. 또한, 질소(N)는 페라이트 중에서 불순물 원소로서 존재하며, 변형 시효에 의해 연성을 저하시킨다. 따라서, 질소(N)의 함량은 낮은 편이 바람직하다. 한편, 질소(N)의 함량의 과도한 저감은 제강 공정에 있어서의 탈질 비용의 증가를 수반할 수 있다. 이 때문에, 질소(N)의 함량의 하한은 0.0001 ％ 정도로 하는 것이 바람직하다. 따라서, 질소(N)의 함량을 강판 전체 중량의 0% 초과 ~ 0.006%로 제한하는 것이 바람직하다.
상기 초고강도 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
전술한 합금 조성의 구체적인 성분 및 이들의 함량 범위를 제어하고, 후술하는 제조 방법을 통해 제조된 초고강도 냉연강판은, 항복강도(YP): 850MPa 이상, 인장강도(TP): 1180MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 및 홀확장성(HER): 30% 이상을 만족할 수 있다. 상기 초고강도 냉연강판은, 항복강도(YS): 850 MPa ~ 1100 MPa, 인장 강도(TS): 1180 MPa ~ 1300 MPa, 연신율(EL):14% ~ 25%, 및 홀확장성(HER): 30% ~ 50%를 만족할 수 있다.
상기 초고강도 냉연강판은, 페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 및 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 가질 수 있다. 상기 페라이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 15% 범위일 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 10% ~ 15% 범위일 수 있다. 상기 마르텐사이트와 상기 베이나이트의 합의 분율은, 나머지 분율로서 포함될 수 있고, 예를 들어 75% ~ 90% 범위일 수 있다. 상기 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율을 의미한다.
상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 항복강도의 차이(ΔYS)가, 예를 들어 50 MPa 이하일 수 있고, 예를 들어 0 MPa 내지 50 MPa 범위일 수 있다. 또한, 상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 인장강도의 차이(ΔTS)가, 예를 들어 50 MPa 이하일 수 있고, 예를 들어 0 MPa 내지 50 MPa 범위일 수 있다.
상기 초고강도 냉연강판은, 내부 산화층의 깊이가, 예를 들어 5 μm 이하일 수 있고, 예를 들어 상기 내부 산화층이 형성되지 않거나 또는, 예를 들어 0 μm 초과 내지 5 μm 범위일 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
초고강도 냉연강판의 제조방법
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 개략적으로 나타낸 공정 순서도이다.
도 1을 참조하면, 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 이용하여 열연강판을 제조하는 단계(S110), 상기 열연강판을 1차 열처리하는 단계(S120); 상기 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S130); 상기 냉연강판을 2차 열처리하는 단계(S140); 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계(S150); 및 상기 냉연강판을 3차 열처리하는 단계(S160);를 포함한다.
또한, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 냉연강판을 용융아연 도금하는 단계를 더 포함할 수 있다. 또한, 상기 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 용융아연 도금하는 단계를 수행한 후에 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 합금화 열처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
열연강판 제조단계(S110)
상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하고, 상기 강 슬라브를, 예를 들어 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위의 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)에서 재가열한다. 이러한 재가열을 통해, 주조 시 편석된 성분의 재고용 및 석출물의 재고용이 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,150℃ 미만인 경우에는, 열간압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 상기 재가열 온도가 1,250℃를 초과하는 경우에는, 표면 스케일량이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있고, 에너지가 낭비될 수 있다.
상기 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 880℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조할 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 880℃ 미만인 경우에는, 페라이트와 펄라이트의 밴드상 조직(band structure)이 생성될 수 있다. 상기 마무리 압연 종료온도가 950℃를 초과할 경우에는, 스케일 생성의 증가되고, 결정 입경이 조대화되어, 조직의 미세 균일화가 어려울 수 있다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 600℃ 범위의 권취온도까지 냉각한다. 상기 냉각은 공냉 또는 수냉 모두 가능하며, 예를 들어 10℃/초 ~ 30℃/초의 냉각속도로 냉각할 수 있다. 냉각 속도가 빠를수록 평균 결정립도 감소에 유리하다. 상기 냉각은 권취 온도까지 냉각하는 것이 바람직하다.
이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 600℃ 범위의 권취온도(coiling temperature, CT)에서 권취한다. 상기 귄취온도의 범위는 냉간 압연성, 표면 성상의 관점에서 선택할 수 있다. 상기 권취온도가 500℃ 미만인 경우에는, 마르텐사이트 등의 경질상이 과도하게 생성되어 열연강판의 재질이 과도하게 증가하여 냉간압연 시 압연 부하가 현저하게 증가 할 수 있다. 상기 권취 온도가 600℃를 초과할 경우에는, 페라이트-펄라이트 밴드구조가 심해져 최종 제품의 미세조직의 불균일성을 초래할 수 있다. 또한, Si, Mn등의 산화성 원소가 많이 포함되어있는 강의 특성에 의하여 열연강판에 내부 산화층이 발달하게 된다. 이는 후속 냉간 압연 및 열처리 공정 중에 강판의 표면 크랙을 유발하고 일부 내부 산화층이 탈락하여 노내 롤에 부착하여 덴트 결함 등을 유발 할 수 있다. 또한, 최종 열처리 후 제품의 굽힘성 및 홀확장성(HER) 특성이 나빠진다.
1차 열처리 단계(S120)
상기 열연강판을, 예를 들어 500℃ ~ 700℃ 범위의 온도에서, 예를 들어 2 ~ 10 시간 동안 1차 열처리한다. 상기 1차 열처리 단계는, 열간 압연 후 냉간 압연 전에 열연강판의 미세 조직의 영향을 효과적으로 제어할 수 있다. 또한, 상기 1차 열처리 온도는, 예를 들어 500℃ ~ 650℃ 범위일 수 있다.
통상적으로 열간 압연공정에서 권취 온도의 변화에 따라 열연강판의 미세 조직 및 물성에 영향을 미친다. 또한, 권취 이후 코일의 냉각 속도에 따라서도 동일한 영향을 미칠 수 있다. 상기 권취 온도의 경우, 강판 전체 폭/길이 방향에 대하여 균일하게 제어하기가 어렵고, 또한, 권취 이후에 야드에서 냉각 시 계절적 요인 이나 주변 코일의 적치 여부 등에 의하여 냉각 속도의 변화가 발생할 수 있어, 열연강판의 재질 편차가 심하게 발생하는 경우가 있다. 이러한 열연강판의 물성 변화에 의하여 후속되는 냉간압연 공정에서도 그 영향이 지속적으로 나타나므로, 최종 제품의 품질에 미치는 영향이 크다. 이러한 열연강판의 재질 편차 혹은 미세조직의 영향을 제거하고자, 상기 1차 열처리 단계를 실시한다.
상기 1차 열처리에 의하여, 상기 열연강판은 연질화될 수 있고, 후속의 냉간 압연에서 압연 하중이 줄어 들고, 고장력강을 냉간 압연하는 경우에 흔히 발생하는 두께 편차를 감소시킬 수 있고, 형상 제어를 용이하게 수행할 수 있다.
상기 1차 열처리 온도가 500℃ 미만인 경우에는, 열연강판이 충분히 연질화되지 않으며, 최종적으로 얻어지는 냉연강판에 대한 열간 압연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 또한, 상기 1차 열처리 후의 조직이 불균일한 조직으로 형성된다. 즉, 강판의 중심부와 엣지부의 조직이 불균일한 조직을 보이며, 물성 역시 상이하게 나타나므로, 냉간 압연 시 형상 및 두께 품질에 악영향을 미칠 수 있다.
상기 1차 열처리 온도가 700℃ 초과하는 경우에는, 미세 조직이 페라이트 및 오스테나이트의 2상이 되기 때문에, 냉각 후의 열연강판의 강도가 상승한다. 강판 조직은 탄소(C) 농도가 불균일한 조직이 되고, 후속의 2차 열처리 중에, 오스테나이트가 조대하고 불균일 분포되어, 균일 미세한 조직이 얻어지지 않는다. 여기서, 탄소 농도가 불균일한 조직이란, 탄소 농도가 낮은 페라이트상 중에 탄소 농도가 높은 조대한 시멘타이트가 분포하는 조직을 지칭한다. 또한, 결정 입계에 인(P)이 편석되고, 강판이 취화되어 연신 및 연신 플랜지성이 현저하게 저하된다. 또한, 열연공정에서 내부 산화층이 관찰되지 않은 경우에도, 높은 열처리 온도에 의하여 1차 열처리 후 강판 표면층에 내부 산화층이 형성 될 수 있다.
상기 1차 열처리를 500℃ ~ 700℃ 범위의 온도에서 실시함으로써, 시멘타이트는 조대화되지 않고, 균일 미세하고 치밀하게 열연강판 내에 존재하게 된다. 결과적으로, 냉간 압연 후에 최종적으로 얻어지는 조직은 미세한 결정립이 되어, 우수한 연신 플랜지성 및 굽힘성이 얻어질 수 있다.
또한, 상기 1차 열처리를 실시할 때, 배치 어닐링 공정(BAF)을 활용할 경우, 열처리 시간은 2시간 ∼10시간 정도 유지하여 수행할 수 있다. 상기 1차 열처리 시간이 2 시간 미만인 경우에는, 열연강판 코일의 내부까지 원하는 온도로의 열전달이 충분치 않기 때문에 의도했던 대로 강판 전체로의 즉, 폭 방향 및 길이방향으로의 균일한 조직을 얻을 수 없으므로, 열간압연 후의 조직의 영향을 제거할 수 없다. 상기 1차 열처리 시간이 10 시간을 초과하는 경우에는, 시멘타이트의 성장이 과도하게 진행되고, 생산성이 저해될 수 있다.
냉연강판 제조단계(S130)
상기 1차 열처리된 열연강판을 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 산세 처리된 열연강판을, 예를 들어 40% ~ 70%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다. 상기 평균 압하율 40% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 70%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다.
2차 열처리 단계(S140)
상기 냉연강판을 통상의 서냉각 구간이 있는 연속 소둔로에서 2차 열처리한다. 상기 2차 열처리는 소둔 열처리로 지칭될 수 있다. 상기 2차 열처리는, 예를 들어 3℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열하고, 예를 들어 870℃ ~ 900℃의 범위의 온도에서, 예를 들어 60초 ~ 200초 범위의 시간 동안 유지하는 2차 열처리를 진행한다.
상기 2차 열처리의 시작 온도는 오스테나이트 단상역에서 또는 오스테나이트+페라이트 이상역 두 가지 조건에서 수행할 수 있다. 그러나, 상기 870℃ ~ 900℃의 범위의 온도는 오스테나이트 단상역 구간에서 열처리를 진행한다. 이는 단상역 구간에서 열처리한 후, 급랭을 통하여 최종 미세조직 내에 마르텐사이트 상을 충분하게 확보하여 최종 초고강도 냉연강판의 목표 재질을 얻기 위함이다.
다단 냉각 단계(S150)
상기 2차 열처리한 냉연강판을 다단 냉각한다. 상기 냉각하는 단계는 하기의 두 단계로 수행될 수 있다.
먼저, 상기 2차 열처리한 냉연강판을, 예를 들어 5℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 700℃ ~ 800℃로 서냉한다. 상기 서냉하는 단계에서는, 상기 2차 열처리를 수행하는 중에 최종 초고강도 냉연강판의 미세조직 내에 목표량의 페라이트 상을 확보하기 위함이며, 이에 따라 최종 미세조직의 소성 특성을 확보하게 된다. 또한, 상기 서냉 조건에 따라 페라이트가 존재하지 않는 미세조직도 형성될 수 있다.
이어서, 상기 서냉한 냉연강판을, 예를 들어 50℃/초 이상의 냉각속도로, 예를 들어 50℃/초 ~ 100℃/초 범위의 냉각속도로, 예를 들어 200℃ ~ 300℃의 냉각종료온도로 급랭한다. 또한, 상기 냉각종료온도에서, 예를 들어 5초 ~ 20초 동안 유지한다. 상기 급랭하는 단계에서는, 상기 냉각종료온도의 제어를 통해, 오스테나이트를 마르텐사이트로 변태시켜 최종 재질 확보를 용이하게 하기 위함이며, 이러한 급랭단계에서 발생할 수 있는 원하지 않는 상변태를 억제하기 위해 50℃/초 이상의 냉각속도가 요구된다.
3차 열처리 단계(S160)
상기 냉각된 냉연강판을, 예를 들어 10℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 재가열하여, 예를 들어 370℃ ~ 430℃의 범위의 온도에서 100초 ~ 250초 범위의 시간 동안 유지하여 3차 열처리를 수행한다. 상기 3차 열처리는 재가열 열처리로 지칭될 수 있다. 상기 3차 열처리에서는, 잔류 오스테나이트 내 탄소 농축이 진행되고, 마르텐사이트 템퍼링을 통한 강도 및 연신율을 확보할 수 있다.
상기 단계(S160)를 종료한 후에, 상온으로 냉각하여 상기 초고강도 냉연강판을 완성할 수 있다.
또한, 상기 초고강도 냉연강판은 용융아연 도금강판 및 합금화 용융아연 도금강판으로 제조될 수 있다.
용융아연 도금단계
상기 3차 열처리 단계의 온도는 용융아연 도금 욕조의 온도에 비하여 낮으므로, 용융아연 도금단계를 더 수행함으로써, 용융아연 도금강판을 형성할 수 있다. 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여, 냉연강판 표면에 용융아연 도금층이 형성되어용융아연 도금강판을 형성할 수 있다. 상기 냉연강판을, 예를 들어 10℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여, 예를 들어 430℃ ~ 470℃의 범위의 온도에서 30초 ~ 100초 범위의 시간 동안 유지하여 용융아연 도금을 수행한다. 이어서, 1℃/초 ~ 100℃/초의 냉각속도로 상온으로 냉각시켜 용융아연 도금강판을 제조할 수 있다.
합금화 열처리단계
상기 용융아연 도금된 냉연강판을, 예를 들어 490℃ ~ 530℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 60초 범위의 시간 동안 합금화 열처리를 실시될 수 있다. 상기 단계는(S180), 이전의 용융아연 도금 단계(S170)를 수행한 후에 냉각하지 않고 연속하여 수행할 수 있다. 상기 조건으로 합금화 열처리시 용융아연 도금층이 안정적으로 성장되면서, 도금층의 밀착성이 우수할 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 490℃ 미만인 경우에는, 합금화가 충분히 진행되지 못해 용융아연 도금층의 건전성이 저하될 수 있다. 상기 합금화 열처리 온도가 530℃를 초과하는 경우에는, 이상역 온도 구간으로 넘어가게 되면서 재질의 변화가 발생할 수 있다. 이어서, 상온으로 냉각시켜 합금화 용융아연 도금강판을 제조할 수 있다.
제조된 상기 초고강도 냉연강판의 최종 상온 미세조직은 (페라이트)+(마르텐사이트+베이나이트)+ 잔류 오스테나이트 세 가지 상의 복합 미세조직이다. 상기 페라이트의 분율은, 예를 들어 0% 초과 ~ 15% 범위일 수 있다. 상기 잔류 오스테나이트의 분율은, 예를 들어 10% ~ 15% 범위일 수 있다. 상기 마르텐사이트와 상기 베이나이트의 합의 분율은, 나머지 분율로서 포함될 수 있고, 예를 들어 75% ~ 90% 범위일 수 있다.
여기에서, "마르텐사이트+베이나이트"는 마르텐사이트로 모두 구성하는 것이 강도를 보상하는 측면에서 재질적으로 바람직하지만, 광학적으로 확인이 어렵기에 정확한 구성비를 파악하기 어려우므로, 마르텐사이트와 베이나이트의 합으로 기재하기로 한다. 그러나, 상기 냉각종료온도 및 냉각속도를 통해 제작된 인장강도를 고려하면, 대부분이 마르텐사이트로 구성된 것으로 분석된다. 상기 베이나이트는 마르텐사이트의 강도 보상 능을 저해할 수 있지만, 특별히 상한과 하한 분율을 지정하지 않는다.
상기 잔류 오스테나이트는, 강판의 강도 및 연신율 모두를 확보할 수 있는 핵심적인 조직이기 때문에 10% ~ 15% 존재하는 것이 바람직하다. 전단면 비율 향상을 위해 입계가 서로 연결되지 않은 단절된 구조 및 결정립 형상이 중요하다. 결정립계 상에 존재하는 잔류 오스테나이트의 분율은 60% 이하 및 장단축비 2.5 이상의 오스테나이트 분율은 40% 이하일 필요가 있다.
상기 페라이트는, 공정조건에 따라 확보되지 않을 수 있지만, 강판의 소성을 확보할 필요가 있을 때 형성하는 것이 바람직하다.
제조된 상기 초고강도 냉연강판의 물성은, 항복강도(YP): 850MPa 이상, 인장강도(TP): 1180MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 및 홀확장성(HER): 30% 이상을 만족할 수 있다.
제조된 상기 초고강도 냉연강판의 재질에 영향을 주는 요인으로는 결정립 미세화에 의한 강도 증가 및 잔류 오스테나이트 안정도 확보, 석출 경화에 따른 강도 증가, 변태유기소성현상에 따른 잔류 오스테나이트의 상변태에 인한 강도 및 연신율 확보 및 기본 기지 마르텐사이트 자체로 인한 강도 증가 요인 등이 있다.
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.
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연 및 냉연 공정을 거쳐 실시예들과 비교예들에 따른 냉연강판을 준비하였다. 잔부는 철(Fe)이다.
강종 C Si Mn Al Ti P S B N
X 0.159 1.86 2.56 0.043 0.023 0.012 0.0009 0.0008 0.0045
Y 0.178 1.75 2.76 0.042 0.012 0.010 0.0010 0.0010 0.0028
Z 0.238 1.87 2.74 0.042 0.012 0.009 0.0008 0.0007 0.0037
표 1을 참조하면, 강종 X 및 강종 Y는 상술한 본 발명의 조성 범위 내에 포함되는 경우이고, 강종 Z는 탄소 함량이 0.238 중량%로서 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다.
표 2는 본 발명의 일실시예에 따른 냉연강판의 열간압연 및 1차 열처리 영향을 검토하기 위하여, 열간압연조건 및 1차 열처리 조건과 그에 따른 특성변화를 나타내는 표이다. 표 2의 경우에, 표 1의 상기 강종 Y를 선택하였다.
구분 열간압연조건 1차 열처리 조건 ΔYS
(MPa)		 ΔTS
(MPa)		 내부
산화층
깊이
(μm)
FDT
(℃)		 CT
(℃)		 온도
(℃)		 시간
(hr)
실험예1 948 650 수행하지 않음 357 468 12
실험예2 929 530 수행하지 않음 124 60 -
실험예3 935 650 650 6 104 153 11
실험예4 942 530 650 2 7 5 2
실험예5 946 530 650 6 3 6 4
실험예6 934 530 650 10 4 5 4
실험예7 932 530 600 6 4 5 2
실험예8 943 530 500 6 17 3 -
실험예9 929 530 400 6 90 54 -
표 2를 참조하면, 실험예4 내지 실험예8은 본 발명의 범위에 따른 열처리들을 수행한 경우들이다. 실험예1 내지 실험예3 및 실험예9는 비교예로서 본 발명의 범위를 벗어난 경우들로서, 벗어난 조건에 대하여는 밑줄로 구분되어 있다.
여기에서, ΔYS는 냉연강판의 중심부와 에지부의 항복강도의 차이를 의미하며, ΔTS는 냉연강판의 중심부와 에지부의 인장강도의 차이를 의미한다. 따라서, ΔYS와 ΔTS가 차이가 없는 것이 바람직하다. 상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 항복강도의 차이(ΔYS)가, 예를 들어 50 MPa 이하일 수 있고, 예를 들어 0 MPa 내지 50 MPa 범위일 수 있다. 또한, 상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 인장강도의 차이(ΔTS)가, 예를 들어 50 MPa 이하일 수 있고, 예를 들어 0 MPa 내지 50 MPa 범위일 수 있다.
실험예1 및 실험예2는 1차 열처리를 수행하지 않은 경우이며, 실험예1은 권취온도가 650℃, 실험예2는 권취온도가 530℃인 경우로서, 즉, 1차 열처리를 수행하지 않은 경우에는 권취온도에 무관하게 ΔYS와 ΔTS가 매우 크게 나타났다. 반면, 내부 산화층은 실험예1에서는 12 μm이었으나, 실험예2에서는 발생하지 않았다. 따라서, 상기 내부 산화층은 낮은 권취온도에서는 발생하지 않거나 작은 깊이로 형성되는 것으로 분석된다.
실험예3은 권취온도가 650℃이고, 1차 열처리를 650℃에서 수행한 경우이다. 본 경우에는, ΔYS와 ΔTS가 매우 크게 나타났고, 내부 산화층 또한 11 μm로 크게 형성되었다. 따라서, 권취온도를 650℃ 미만으로 할 필요가 있으며, 이에 따라 권취온도는 500℃ ~ 600℃ 범위인 것이 바람직하다.
실험예4, 실험예5 및 실험예6은 권취온도가 530℃이고, 1차 열처리를 650℃에서 수행하고, 1차 열처리 시간을 변화시킨 경우이다. 상기 1차 열처리 시간은 각각 2 시간, 6시간, 및 10 시간이었다. 상기 실험예4, 실험예5 및 실험예6의 결과에서, ΔYS와 ΔTS가 10 MPa 이하의 낮은 값을 나타내었으며, 내부 산화층은 5 μm 이하의 작은 깊이로서 형성되었다. 이에 따라, 1차 열처리 시간은 2 시간 내지 10 시간 범위인 것이 바람직하다.
실험예7, 실험예8 및 실험예9는 권취온도가 530℃이고, 1차 열처리를 6시간 수행하고, 1차 열처리 온도를 변화시킨 경우이다. 상기 1차 열처리 온도는 각각 600℃, 500℃, 및 400℃ 이었다. 상기 실험예7 및 실험예9의 결과에서, ΔYS와 ΔTS가 20 MPa 이하의 낮은 값을 나타내었으며, 내부 산화층은 5 μm 이하의 작은 깊이로서 형성되었다. 반면, 실험예9의 결과에서는, ΔYS와 ΔTS가 50 MPa 이상의 큰 값을 나타내었고, 내부 산화층은 형성되지 않았다. 이에 따라, 1차 열처리 온도는 500℃ 이상인 것이 바람직하며, 500℃ ~ 700℃ 범위의 온도인 것이 바람직하다.
도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 1차 열처리 처리 유무에 따른 항복강도와 인장강도를 나타내는 그래프들이다.
도 2를 참조하면, 표 2의 실험예1, 실험예2, 및 실험예5의 중앙부와 에지부의 항복강도와 인장강도의 변화가 예시적으로 나타나있다. 표 2를 참조하여 설명한 바와 같이, 1차 열처리 처리하지 않은 실험예1 및 실시예2에서는 항복강도의 차이(ΔYS) 및 인장강도의 차이(ΔTS)가 매우 크게 나타났으며, 반면, 1차 열처리 처리하지 않은 실험예5에서는, 항복강도의 차이(ΔYS) 및 인장강도의 차이(ΔTS)가 거의 나타나지 않았다.
도 3은 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판에서 권취온도에 따른 내부 산화층의 형성 여부를 나타내는 주사전자현미경 사진들이다.
도 3을 참조하면, 650℃ 권취온도의 실험예1에서는 12 μm의 내부 산화층이 형성되었다. 530℃ 권취온도의 실험예2에서는 내부 산화층이 형성되지 않았다. 표 2의 다른 실험예들에서 권취온도에 따라 내부 산화층의 두껍게 또는 얇게 형성되거나 또는 형성되지 않았다.
도 4는 본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 1차 열처리 처리 유무에 따른 두께 분포를 나타내는 그래프들이다.
도 4를 참조하면, 1차 열처리 처리를 수행하지 않은 실험예1은 최종 냉연강판의 두께 편차가 크게 나타났다. 반면, 1차 열처리 처리를 수행한 실험예5는 최종 냉연강판의 두께 편차가 상대적으로 작게 나타났다.
표 3은 본 발명의 일실시예에 따른 냉연강판의 열처리 영향을 검토하기 위하여, 열처리 조건들을 나타내는 표이다.
구분 강종 1차 열처리 2차 열처리 3차 열처리
온도 (℃) 유지
시간
(hr)		 온도 (℃) 급냉
속도
(℃/초)		 급냉
온도
(℃)		 재가열
온도
(℃)		 유지
시간
(hr)
실험예10 X 650 6 870 70 270 430 120
실험예11 Y 650 6 875 70 265 430 200
실험예12 X 650 0.17 870 70 270 410 120
실험예13 Y 750 6 870 100 270 410 200
실험예14 Y 650 6 875 70 50 370 250
실험예15 Y 650 6 875 70 280 400 500
실험예16 Z 650 6 870 50 255 370 100
표 3을 참조하면, 실험예10 및 실험예11은 본 발명의 범위에 따른 열처리들을 수행한 경우들이다. 실험예12 내지 실험예13은 비교예로서 본 발명의 범위를 벗어난 경우들로서, 벗어난 조건에 대하여는 밑줄로 구분되어 있다.
표 4는 본 발명의 일실시예에 따른 표 3의 냉연강판의 기계적 특성을 나타내는 표이다.
항복강도
(MPa)		 인장강도
(MPa)		 연신율
(%)		 홀확장성
(%)
실험예10 921 1197 16.8 33
실험예11 975 1245 15.1 38
실험예12 942 1212 16.5 21
실험예13 926 1215 15.6 20
실험예14 1162 1320 11.7 42
실험예15 977 1192 12.3 35
실험예16 1039 1384 13.2 16
표 4를 참조하면, 실험예10 및 실험예11은 본 발명의 범위의 열처리 조건들인 경우로서, 모든 기계적 특성이 목표 범위에 포함된다.
실험예12는 1차 열처리 유지 시간이 10분으로 짧은 경우로서, 열간압연 조직의 균질화가 일어나지 못하여, 홀확장성이 저하됨을 알 수 있다.
실험예13은 1차 열처리 온도가 750℃로 높은 경우로서, 열간압연 조직의 균질화가 일어나지 못하여, 홀확장성이 저하됨을 알 수 있다.
실험예14는 2차 열처리를 수행한 후 냉각종료온도가 50℃로 낮은 경우로서, 마르텐사이트 경질상이 너무 많이 생성되어, 강도가 높으나, 연신율이 저하됨을 알 수 있다.
실험예15는 3차 열처리의 재가열 유지시간이 500 시간으로 긴 경우로서, 마르텐사이트의 템퍼링이 과도하게 진행되고, 잔류 오스테나이트가 유지되지 못하여 연신율이 저하됨을 알 수 있다.
실험예16은 강종 Z로서 탄소(C) 함량이 높은 경우로서, 1180MPa 이상의 높은 강도를 나타내지만, 연신율이 저하됨을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (12)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    항복강도(YP): 850MPa 이상, 인장강도(TP): 1180MPa 이상, 및 연신율(El): 14% 이상, 및 홀확장성(HER): 30% 이상을 만족하고,
    페라이트, 잔류 오스테나이트, 마르텐사이트, 및 베이나이트가 혼합된 혼합 조직을 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    상기 페라이트의 분율은 0% 초과 ~ 15% 범위이고,
    상기 잔류 오스테나이트의 분율은 10% ~ 15% 범위이고,
    상기 마르텐사이트와 상기 베이나이트의 합의 분율은 75% ~ 90% 범위인,
    초고강도 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판은, 중심부와 에지부의 항복강도의 차이가 50 MPa 이하이고, 중심부와 에지부의 인장강도의 차이가 50 MPa 이하인,
    초고강도 냉연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 초고강도 냉연강판은, 내부 산화층의 깊이가 5 μm 이하인,
    초고강도 냉연강판.
  5. (a) 중량%로, 중량%로, 탄소(C): 0.15% ~ 0.22%, 실리콘(Si): 1.5% ~ 2.0%, 망간(Mn): 2.0% ~ 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% ~ 0.05%, 티타늄(Ti): 0.01% ~ 0.05%, 인(P): 0% 초과 ~ 0.015%, 황(S): 0% 초과 ~ 0.005%, 보론(B): 0.0003% ~ 0.0015%, 질소(N) 0% 초과 ~ 0.006%, 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 열연강판을 제조하는 단계;
    (b) 상기 열연강판을 500℃ ~ 700℃ 범위의 온도에서 1차 열처리하는 단계;
    (c) 상기 1차 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    (d) 상기 냉연강판을 870℃ ~ 900℃ 범위의 온도에서 2차 열처리하는 단계;
    (e) 상기 냉연강판을 다단 냉각하는 단계; 및
    (f) 상기 냉각된 냉연강판을 370℃ ~ 430℃ 범위의 온도에서 3차 열처리하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  6. 제 5 항에 있어서,
    상기 (a) 단계는,
    (a-1) 상기 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    (a-2) 상기 강 슬라브를 1,150℃ ~ 1,250℃ 범위에서 재가열하는 단계;
    (a-3) 상기 재가열된 강 슬라브를 880℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 및
    (a-4) 상기 열연강판을 500℃ ~ 600℃ 범위에서 권취하는 단계를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  7. 제 5 항에 있어서,
    상기 (b) 단계는, 배치 어닐링 공정(BAF)을 이용하여 수행되고, 2시간 ∼10시간 동안 유지하여 수행되는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 5 항에 있어서,
    상기 (d) 단계는, 상기 냉연강판을 3℃/초 ~ 10℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 870℃ ~ 900℃의 범위의 온도에서 60초 ~ 200초 범위의 시간 동안 유지하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 5 항에 있어서,
    상기 (e) 단계는,
    (e-1) 상기 2차 열처리한 냉연강판을 5℃/초 ~ 10℃/초 범위의 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위의 온도로 서냉하는 단계; 및
    (e-2) 상기 서냉한 냉연강판을 50℃/초 ~ 100℃/초 범위의 냉각속도로 200℃ ~ 300℃ 범위의 냉각종료온도로 급냉하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 5 항에 있어서,
    상기 (f) 단계는, 상기 냉각된 냉연강판을 10℃/초 ~ 20℃/초 범위의 승온속도로 가열하여 370℃ ~ 430℃의 범위의 온도에서 100초 ~ 250초 범위의 시간 동안 유지하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 5 항에 있어서,
    상기 (f) 단계를 수행한 후에,
    (g) 상기 냉연강판을 용융아연 도금욕에 침지하여 430℃ ~ 470℃의 온도에서 용융아연도금을 수행하는 단계;를 더 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 11 항에 있어서,
    상기 (g) 단계를 수행한 후에,
    (h) 상기 용융아연 도금된 냉연강판을 490℃ ~ 530℃의 범위의 온도에서 10초 ~ 60초 범위의 시간 동안 합금화 열처리를 수행하는 단계;를 더 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
KR1020200119298A 2020-09-16 2020-09-16 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 KR102504647B1 (ko)

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