KR20220039234A - 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 80면적% 이상의 합계 분율로 포함하되, 상기 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율에 대한 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율의 비율이 70~90%일 수 있다.

Description

성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법 {High strength steel sheet having excellent workability and manufacturing method for the same}
본 발명은 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 자동차 구조 부재로 적합한 물성을 가지는 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 각종 환경 규제 및 에너지 사용 규제에 의해 연비 및 내구성 향상의 필요성이 증대함에 따라 자동차사는 지속적으로 차량 경량화를 위한 고강도 강판의 사용을 추구하고 있다. 강판의 두께를 줄여 차체 무게를 감소시키면서 동시에 승객의 안전성을 확보하기 위해서는 고강도강의 채용이 필수적이다.
특히, 최근 자동차의 충격 안정성 규제가 확대되면서 차체의 내충격성을 향상시키기 위하여 멤버, 시트레일 및 A/B/C 필러 등의 구조 부재에 고강도강의 적용이 증가되는 추세이다. 자동차 구조부재는 인장강도 대비 항복강도, 즉, 항복비(항복강도/인장강도)가 높을수록 충격에너지 흡수에 유리한 특징을 가지고 있다. 다만, 강판의 강도가 증가할수록 연신율 감소에 의한 성형성 저하 문제가 수반되므로, 고항복비 특성을 가지면서도 성형성이 동시에 향상된 재료의 개발이 요구되는 실정이다.
항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로 연속소둔 시 수냉각을 이용하는 기술이 있다. 즉, 소둔공정에서 균열시킨 후 물에 침적하여 템퍼링을 시킴으로써 미세조직이 마르텐사이트를 템퍼링한 템퍼드 마르텐사이트 조직을 가지는 강판을 제조할 수 있다. 특허문헌 1은 탄소(C) 함량이 0.18% 이상인 강재를 연속소둔 한 후 상온까지 수냉하고, 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효처리를 실시하여, 마르텐사이트의 체적율이 80~97%인 강재를 제조하는 기술을 제안한다. 특허문헌 1과 같이 수냉 후 템퍼링을 적용하여 고강도강을 제조하는 경우, 항복비는 매우 높으나, 폭방향, 길이방향의 온도편차에 의해 코일의 형상품질이 열화되는 문제가 발생할 수 있다. 또한, 롤포밍 가공 시 부위별로 재질편차가 발생하거나, 작업성이 저하되는 등의 문제가 발생할 수 있다.
특허문헌 2는 고강도강판에서 가공성을 향상시키는 기술을 개시한다. 특허문헌 2는 마르텐사이트를 주체로 하는 복합조직상으로 이루어진 강판으로, 가공성 향상을 위해 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 구리(Cu) 석출입자를 분산시킨 고장력 강판의 제조방법을 제시하고 있다. 그러나, 특허문헌 2는 양호한 미세 구리(Cu) 입자를 석출시키기 위하여 구리(Cu) 함량을 2~5%로 과다하게 첨가하므로 적열취성이 발생할 수 있으며, 제조비용이 상승하는 문제가 있다.
따라서, 상술한 문제점을 해결 가능하면서도, 높은 항복비와 성형성을 동시에 확보 가능한 고강도 강판에 대한 개발이 시급한 실정이다.
일본 공개특허공보 1992-289120호 (1992.10.14. 공개) 일본 공개특허공보 2005-264176호 (2005.09.29. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 성형성 및 강도특성이 우수한 강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 80면적% 이상의 합계 분율로 포함하되, 상기 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율에 대한 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율의 비율은 70~90%의 범위일 수 있다.
상기 강판은 미세조직으로 20면적% 이하의 페라이트 및 5면적% 이하의 베이나이트를 더 포함할 수 있다.
상기 강판은 인장강도가 1300MPa 이상이고, 항복비가 0.7 이상이며, 연신율이 8.0% 이상이고, 구멍확장성(HER)이 30% 이상일 수 있다.
상기 강판은 항복강도가 1000MPa 이상이고, 3점 굽힘각이 55° 이상일 수 있다.
상기 강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 0.7% 이하, 나이오븀(Nb): 0.1% 이하, 타이타늄(Ti): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판.
상기 강판은 Ti, Nb, V 또는 Mo계 미세석출물을 더 포함하고, 상기 미세석출물의 평균 직경은 50nm 이하이고, 상기 미세석출물의 개수밀도는 1012개/m2 이상일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계; 상기 냉연강판을 700~810℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 소둔된 강판을 620~700℃의 1차 냉각정지온도까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 300~580℃의 2차 냉각정지온도까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 강판을 100℃ 이하의 3차 냉각정지온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각된 강판을 300~450℃의 온도범위로 승온한 후 15~40초간 유지하여 템퍼링 처리하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 2차 냉각된 강판을 상기 2차 냉각정지온도에서 유지하여 과시효 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 2차 냉각된 강판을 2% 이하의 연신율로 조질압연하는 단계; 상기 조질압연된 강판을 용융아연도금하는 단계; 및 상기 용융아연도금된 강판을 선택적으로 합금화 처리하는 단계를 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 0.7% 이하, 나이오븀(Nb): 0.1% 이하, 타이타늄(Ti): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은, 강 슬라브를 재가열 한 후 Ar3~Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계를 통해 제공될 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 성형성 및 강도특성이 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명의 효과는 전술한 사항에 국한되는 것은 아니며, 통상의 기술자가 이하에 기술된 설명으로부터 유추 가능한 효과를 포함하는 것으로 해석될 수 있다.
도 1은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 본 발명의 일 측면에 따른 강판의 미세조직을 관찰한 사진이다.
본 발명은 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 80면적% 이상의 합계 분율로 포함하되, 상기 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율에 대한 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율의 비율은 70~90%의 범위일 수 있다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함한다.
탄소(C): 0.13~0.2%
탄소(C)는 마르텐사이트를 형성시켜 강도를 확보하는데 유리한 원소이므로 고강도강을 제조하는데 있어 유효한 성분이다. 일반적으로 탄소(C)의 함량이 증가할수록 마르텐사이트의 형성이 용이하여 고강도강 제조시 필요한 복합조직상 형성에 유리하지만, 의도하는 강도 및 연신율을 동시에 제어하기 위해서는 적정 수준의 함량으로 제어할 필요가 있다. 이에, 본 발명이 목표로 하는 강도를 확보하고, 적정 수준의 마르텐사이트를 형성시키기 위하여 0.13% 이상의 탄소(C)를 첨가할 수 있다. 반면, 탄소(C) 함량이 과도한 경우, 용접성 및 성형성이 열위해지는 문제가 발생할 수 있는바, 본 발명은 탄소(C)의 함량을 0.2% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 탄소(C) 함량의 상한은 0.18%일 수 있다.
망간(Mn): 2.5~3%
망간(Mn)은 강의 경화능을 향상시키는 원소이며, 특히 마르텐사이트를 형성하는데 중요한 역할을 하는 원소이다. 망간(Mn)은 고용강화 효과에 의해 강의 강도상승에 기여하며, 강 중 불가피하게 첨가되는 황(S)을 MnS로 석출시켜 열간압연시 황(S)에 의한 판파단 발생 및 고온취화 현상을 억제시키는 역할을 한다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위해 2.5% 이상의 망간(Mn)을 첨가할 수 있다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 2.6%일 수 있다. 다만, 망간(Mn)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우 용접성이 열위해질 뿐만 아니라, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정해지며, 밴드(Band) 형태의 산화물 띠가 형성되어 가공크랙 및 판파단 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 망간(Mn) 함량이 과도한 경우 소둔 시 망간(Mn) 산화물이 강판의 표면에 용출되어 도금성을 저해하는 문제가 있는바, 본 발명은 망간(Mn) 함량을 3.0% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 2.8%일 수 있다.
실리콘(Si): 0.4~0.6%
실리콘(Si)은 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다. 실리콘(Si)은 페라이트 형성을 촉진하고, 미변태 오스테나이트로의 탄소(C) 농화를 조장하여 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위해 0.4% 이상의 실리콘(Si)을 첨가할 수 있다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 0.45%일 수 있다. 반면, 실리콘(Si)의 함량이 과도한 경우, 도금성뿐만 아니라 수소취성 및 용접성의 열위를 야기할 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량을 0.6% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 0.55%일 수 있다.
산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%
산가용 알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, 안정된 상태로 알루미늄 킬드강을 제조하는데 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위하여 0.02% 이상의 산가용 알루미늄(sol.Al)을 첨가할 수 있다. 반면, 산가용 알루미늄(sol.Al)의 함량이 과도한 경우, 제강 연주 조업시 개재물의 과다 형성으로 도금강판 표면 불량이 발생할 가능성이 있는바, 본 발명은 산가용 알루미늄(sol.Al)의 함량을 0.05% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 산가용 알루미늄(sol.Al) 함량의 상한은 0.04%일 수 있다.
인(P): 0.05% 이하 (0% 제외)
인(P)은 성형성을 크게 해지지 않으면서 강의 강도를 확보하는데 가장 유리한 원소이지만, 과잉 첨가될 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판파단의 발생 가능성이 증가시키는 원소이기도 하다. 또한, 인(P)은 도금표면 특성을 저해하는 원소로도 작용하는 문제가 있으므로, 본 발명은 인(P)의 함량을 최대 0.05%로 제한할 수 있다. 다만, 강 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 인(P) 함량의 하한에서 0%는 제외할 수 있다.
황(S): 0.01% 이하 (0% 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 강 중의 황(S)은 적열취성의 발생 가능성을 높일 수 있는바, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 황(S)의 함량의 하한에서 0%는 제외할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 강 중에 불가피하게 첨가되는 불순물 원소로서, 가능한 한 그 함량을 낮게 관리하는 것이 중요하다. 다만, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있으므로, 조업조건이 가능한 범위인 0.01% 이하로 질소(N)의 함량을 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 강 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 질소(N) 함량의 하한에서 0%는 제외할 수 있다.
한편, 본 발명의 일 측면에 따른 서형성이 우수한 고강도강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 0.7% 이하, 나이오븀(Nb): 0.1% 이하, 타이타늄(Ti): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.3% 이하
몰리브덴(Mo)은 강의 경화능을 향상시키며, 페라이트의 미세화를 통해 강도 향상을 도모하는 원소이므로, 본 발명의 강도 특성 확보를 위해 몰리브덴(Mo)을 첨가할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 상대적으로 고가의 원소이므로 함량이 증가할수록 제조원가에 불리해지는 문제가 있으며, 몰리브덴(Mo)이 과도하게 첨가되는 경우 결정립의 미세화 및 고용강화의 효과로 인해 연성이 감소할 수 있는바, 몰리브덴(Mo)의 함량을 0.3% 이하로 제한할 수 있다.
크롬(Cr): 0.7% 이하
크롬(Cr)은 경화능을 향상시킴으로써 강의 고강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 크롬(Cr)은 마르텐사이트 형성에 유효할 뿐 아니가, 강도 상승 대비 연신율 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 고강도강의 제조에도 유리하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위하여 크롬(Cr)을 첨가할 수 있으며, 바람직한 크롬(Cr) 함량의 하한은 0.1%일 수 있다. 다만, 크롬(Cr)은 경화능 향상을 통해 마르텐사이트 형성을 용이하게 하지만, 그 함량이 일정 수준을 초과하는 경우 마르텐사이트의 형성 비율을 과도하게 증가시키고, 조대한 크롬(Cr)계 탄화물의 분율을 증가시키므로, 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다. 또한, 과도한 크롬(Cr) 첨가는 수소취성 및 용접성의 열위를 야기할 수 있으므로, 크롬(Cr)의 함량을 0.7% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량의 상한은 0.6%일 수 있다.
나이오븀(Nb): 0.1% 이하
나이오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제할 뿐 아니라, 미세 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위하여 나이오븀(Nb)을 첨가할 수 있으며, 바람직한 나이오븀(Nb) 함량의 하한은 0.02%일 수 있다. 다만, 나이오븀(Nb)이 과도하게 첨가되는 경우, 조대 탄화물 석출 및 강중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하여 경제성이 열위해질 수 있는바, 나이오븀(Nb)의 함량을 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 나이오븀(Nb) 함량의 상한은 0.07%일 수 있다.
타이타늄(Ti): 0.1% 이하
타이타늄(Ti)은 미세 탄화물을 형성하여 항복 및 인장강도 확보에 기여할 뿐 아니라, 강 중 질소(N)를 TiN으로 석출시켜 AlN의 석출을 억제하므로 연주시 크랙 발생 위험성을 효과적으로 저감시킬 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위하여 타이타늄(Ti)을 첨가할 수 있으며, 바람직한 타이타늄(Ti) 함량의 하한은 0.01%일 수 있다. 다만, 타이타늄(Ti)이 과도하게 첨가되는 경우, 조대 탄화물 석출 및 강중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 연주시 노즐 막힘도 야기될 수 있는바, 타이타늄(Ti)의 함량을 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 타이타늄(Ti) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
바나듐(V): 0.1% 이하
바나듐(V)은 탄소(C) 또는 질소(N)와 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로, 저온에서 미세한 석출물을 형성시킴으로써 강의 항복강도를 증가시키는데 효과적인 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 확보하기 위하여 바나듐(V)을 첨가할 수 있다. 다만, 바나듐(V)이 과도하게 첨가되는 경우, 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의하여 강도 및 연신율의 감소가 이루어질 수 있으며, 제조원가가 상승하여 경제성이 열위해질 수 있는바, 바나듐(V)의 함량을 0.1% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 바나듐(V) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다.
보론(B): 0.002% 이하
보론(B)은 소둔 중 냉각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분이다. 다만, 보론(B)이 과도하게 첨가되는 경우, 강판 표면에 보론(B)이 농화되어 도금밀착성의 열화를 초래할 수 있는바, 보론(B)의 함량을 0.002% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 80면적% 이상의 마르텐사이트, 20면적% 이하의 페라이트 및 5면적% 이하의 베이나이트를 포함할 수 있다. 여기서 마르텐사이트는 프레시 마르텐사이트(Fresh martensite) 및 템퍼드 마르텐사이트(Tempered martensite)를 포함하는 개념이며, 마르텐사이트의 분율은 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율을 의미한다. 또한, 성형성 측면에서 페라이트 및 베이나이트의 분율의 하한에서 0면적%가 제외될 수 있으며, 연신율 확보 측면에서 바람직한 페라이트의 분율은 10면적% 이상일 수 있다.
아울러, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율을 80면적 % 이상으로 제한하되, 전체 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 비율을 70~90%의 범위로 제한하므로, 성형성 및 고강도 특성을 효과적으로 양립시킬 수 있다. 즉, 본 발명은 전체 마르텐사이트의 분율을 80면적% 이상으로 제한하므로 1300MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 있을 뿐만 아니라, 전체 마르텐사이트 대비 템퍼드 마르텐사이트의 비율을 70% 이상의 범위로 제한하므로 0.7 이상의 항복비 및 30% 이상의 구멍확장성(HER)을 확보할 수 있으며, 전체 마르텐사이트 대비 템퍼드 마르텐사이트의 비율을 90% 이하의 범위로 제한하므로 8.0% 이상의 연신율을 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도 강판은, 평균 직경이 50nm 이하인 Ti, Nb, V 또는 Mo계 미세석출물을 1012개/m2 이상의 개수밀도로 포함할 수 있다. 즉, 미세한 미세석출물을 다량 포함하므로, 목적하는 고강도 특성을 보다 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 강판은, 1300MPa 이상의 인장강도, 0.7 이상의 항복비, 8.0% 이상의 연신율, 30% 이상의 구멍확장성(HER)을 가질 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 강판은, 1000MPa 이상의 항복강도 및 55° 이상의 3점 굽힘각을 가질 수 있다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법은, 소정의 성분을 가지는 냉연강판을 준비하는 단계; 상기 냉연강판을 700~810℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 소둔된 강판을 620~700℃의 1차 냉각정지온도까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각된 강판을 300~580℃의 2차 냉각정지온도까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 강판을 100℃ 이하의 3차 냉각정지온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각된 강판을 300~450℃의 온도범위로 승온한 후 15~40초간 유지하여 템퍼링 처리하는 단계를 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판은, 소정의 성분을 가지는 강 슬라브를 재가열 한 후 Ar3~Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열가압연하여 열연강판을 제공하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및 상기 권취된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계를 통해 제공될 수 있다.
강 슬라브의 준비 및 재가열
소정의 성분을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 강판의 합금조성과 대응하는 합금조성을 가지므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
준비된 강 슬라브를 일정 온도범위로 가열할 수 있으며, 이 때의 강 슬라브의 가열 온도는 1000~1350℃의 범위일 수 있다. 강 슬라브의 가열 온도가 1000℃ 미만일 경우, 목적하는 마무리 열간압연 온도범위 이하의 온도구간에서 열간압연될 소지가 있으며, 강 슬라브의 가열 온도가 1350℃를 초과할 경우, 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있기 때문이다.
열간압연 및 권취
가열된 강 슬라브는 열간압연되어 열연강판으로 제공될 수 있다. 열간압연 시 마무리 열간압연 온도는 마무리 압연기의 출구측 온도 기준 Ar3~Ar3+50℃의 범위가 바람직하다. 출구측 온도가 Ar3 미만인 경우에는 열간 변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고, 출구측 온도가 Ar3+50℃를 초과하는 경우, 지나치게 두꺼운 산화스케일이 발생할 뿐만 아니라, 열연강판의 결정립이 조대하게 형성되어 최종 강판의 물성저하를 야기할 수 있기 때문이다.
열간압연이 종료된 열연강판은 냉각되어 400~700℃의 온도범위에서 권취될 수 있다. 권취온도가 400℃미만인 경우 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 제조상의 문제가 발생할 수 있으며, 권취온도가 700℃를 초과하게 되면 표면 스케일의 증가로 산세성이 열화되기 때문이다.
냉간압연
열연강판의 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해 산세를 실시한 후 냉간압연을 실시할 수 있다. 산세 및 냉각압연 조건은 특별히 제한하는 것은 아니나, 냉간압연은 40~70%의 압하율로 실시하는 것이 바람직하다. 냉간압연의 압하율이 40% 미만인 경우, 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어려울 수 있다. 반면, 냉간압연의 압하율이 70%를 초과하는 경우, 강판 에지(edge)부의 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가할 수 있다.
연속소둔
냉간압연 후 연속소둔을 실시하며, 연속소둔을 통해 본 발명에서 목적하는 미세조직의 기반을 마련할 수 있다. 연속소둔은 700℃ 이상 810℃ 이하의 온도구간에서 수행하는 것이 바람직하다. 소둔온도가 700℃ 미만일 경우 페라이트의 재결정이 충분히 이루어지지 않아 연신율의 확보가 어려우며, 소둔온도가 810℃를 초과할 경우에는 과도한 페라이트의 재결정에 의해 페라이트 결정립 및 석출물이 조대화 되어 목표로 하는 강도의 확보가 곤란하기 때문이다.
1차 냉각
연속소둔이 완료된 강판을 650~700℃의 1차 냉각정지온도까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각할 수 있다. 이러한 1차 냉각 단계는 후술하는 2차 급냉에 앞서 서냉을 실시함으로써, 급냉 구간에서 급격한 온도 하락에 의한 판형상의 열위를 억제하는 측면이 있다.
2차 냉각 및 과시효 처리
1차 냉각된 강판을 300~580℃의 2차 냉각정지온도까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각할 수 있다. 이 때, 제조하고자 하는 강판의 폭 및 두께에 따라 냉각속도 및 냉각정지온도를 적절히 조절하여, 최적의 판 형상을 확보할 수 있다. 2차 냉각정지온도가 300℃ 미만인 경우 강판의 폭방향 또는 길이방향으로 냉각편차가 발생하여 판형상이 열위해질 가능성이 있으며, 2차 냉각정지온도가 580℃를 초과하는 경우 목적하는 미세조직을 구현하지 못할 가능성이 존재한다. 2차 냉각정지온도에서 일정 시간 유지하는 과시효처리를 실시함으로써, 최적의 형상을 확보할 수 있다.
조질압연
과시효 처리된 강판을 선택적으로 조질압연할 수 있으며, 이때 조질압연의 연신율은 0.1~2.0%의 범위가 바람직할 수 있다. 통상적으로, 조질압연을 실시하는 경우, 인장강도의 증가를 수반하지 않고서도, 항복강도가 약 500MPa 이상 상승하는 효과를 얻을 수 있다. 다만, 조질압연의 연신율이 0.1% 미만인 경우, 이와 같은 항복강도 상승효과가 미비할 뿐만 아니라, 형상 제어에 있어서 어려움이 따르게 된다. 한편, 조질압연의 연신율이 2.0%를 초과하는 경우, 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 열위해질 수 있다.
용융아연도금 또는 합금화용융아연도금
조질압연 후 용융아연도금을 실시하거나, 용융아연도금된 강판을 선택적으로 합금화 처리할 수 있다. 또한, 본발명은 과시효 처리 후 용융아연도금 또는 합금화용융아연도금을 실시하고, 그 이후에 상술한 조질압연을 실시하는 경우를 포함할 수 있다. 본 발명의 용융아연도금 또는 합금화용융아연도금은 도금층 조성 및 도금 방식이 특별히 한정되는 것은 아니며, 통상적으로 적용되는 용융아연도금 또는 합금화용융아연도금의 공정 조건이 적용될 수 있다. 용융아연도금 또는 합금화용융아연도금이 완료된 강판은 100℃ 이하의 3차 냉각정지온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 3차 냉각될 수 있다.
템퍼링 처리
템퍼링 처리에 의해 강판 내에 템퍼드 마르텐사이트가 도입될 수 있다. 템퍼링 온도 및 유지 시간은 전체 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트가 차지하는 비율을 제어하는 주요한 공정 요소이다. 3차 냉각된 강판은 300~450℃의 온도범위로 승온되어 해당 온도범위에서 15~40초간 유지될 수 있다. 템퍼링 온도가 낮거나 해당 온도에서의 유지 시간이 짧은 경우, 전체 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트 분율의 비율이 목적하는 수준에 미달하므로, 본 발명은 템퍼링 온도의 하한 및 유지시간의 하한을 각각 300℃ 및 15초로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 템퍼링 온도의 하한은 310℃일 수 있다. 반면, 템퍼링 온도가 높거나 해당 온도에서의 유지 시간이 장시간인 경우, 전체 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트 분율의 비율이 목적하는 수준을 초과하거나, 조직의 조대화에 의한 강도 저하가 유발될 수 있으므로, 본 발명은 템퍼링 온도의 상한 및 유지시간의 상한을 각각 450℃ 및 40초로 제한할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 성형성이 우수한 고강도 강판은, 80면적% 이상의 마르텐사이트, 20면적% 이하의 페라이트 및 5면적% 이하의 베이나이트를 포함하고, 전체 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트 분율의 비율이 70~90%의 범위를 만족하며, 1300MPa 이상의 인장강도, 1000MPa 이상의 항복강도. 0.7 이상의 항복비, 8.0% 이상의 연신율, 30% 이상의 구멍확장성(HER) 및 55° 이상의 3점 굽힘각을 가질 수 있다.
이하, 구체적인 실시예를 통하여 본 발명의 성형성이 우수한 고강도강판 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 아래의 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 가지는 강 슬라브를 진공용해하고, 1200℃의 온도범위에서 가열한 후 880~920℃의 출구측 온도로 마루리 압연을 종료하였으며, 650℃의 온도범위에서 권취하였다. 이후 산세하여 표면 스케일을 제거한 후 50%의 냉간압하율로 냉간압연을 실시하였다. 이후 표 2의 소둔온도에서 연속소둔을 실시하였으며, 3℃/s의 평균 냉각속도로 650℃까지 1차 냉각하고, 11℃/s의 평균 냉각속도로 500℃까지 2차 냉각을 실시하였다. 이후 용융아연도금을 실시하고 10℃/s의 평균 냉각속도록 상온까지 냉각하였다. 이후 표 2의 템퍼링 온도에서 25초간 유지하는 템퍼링을 실시하여 강판을 제조하였다.
이렇게 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 표 2에 나타내었다. 미세조직 중 페라이트(F), 베이나이트(B), 프레시 마르텐사이트(FM) 및 템퍼드 마르텐사이트(TM)는 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM을 통하여 관찰하였다. 표 2에서 Mt는 프레시 마르텐사이트(FM)와 템퍼드 마릍텐사이트(TM)의 합계 분율을 의미하며, TM/Mt는 프레시 마르텐사이트(FM)와 템퍼드 마릍텐사이트(TM)의 합계 분율에 대한 템퍼드 마릍텐사이트(TM)의 분율의 비를 의미한다.
각 시편에 대한 물성값을 측정하였으며, 그 결과를 표 2에 기재하였다. 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)은 인장시험을 통해 평가되었으며, 압연판재의 압연방향에 대해 90° 방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 구멍확장률(HER)은 구멍확장시험을 통해 평가되었으며, 10mmØ의 펀칭구멍(다이 내경 10.3mm, 클리어런스 12.5%)을 형성한 후 꼭지각 60°의 원추형 펀치를 펀칭구멍의 버(burr)가 외측이 되는 방향으로 펀칭구멍에 삽입하고, 12mm/min의 이동 속도로 펀칭구멍 주변부를 압박 확장한 후 아래의 [관계식 1]을 이용하여 산출하였다. 3점 굽힘각은 3점 굽힘시험을 통해 평가되었으며, 직경이 30mm이고, (2*시편두께+0.5)mm의 롤 간격을 가지는 2개의 하부롤 상에서, 반경 0.4mm인 펀치를 20mm/min의 이동속도로 이동하여 시편을 최대 140°까지 굽히는 과정 중에 굽힘부에 균열이 발생하기 직전의 굽힘각을 3점 굽힘각으로 평가하였다.
[관계식 1]
구멍확장률(HER, %) = {(D - D0) / D0} x 100
상기 관계식 6에서, D는 균열이 두께방향을 따라 강판을 관통하였을 때의 구멍 직경(mm)을 의미하며, D0는 초기 구멍 직경(mm)을 의미한다.
강종 성분(wt%)
C Mn Si Mo Cr Nb Ti V B Al P S N
A 0.13 2.6 0.5 0.1 0.5 0.05 0.02 0.04 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
B 0.16 2.6 0.5 0.1 0.5 0.05 0.02 0.04 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
C 0.16 2.6 0.5 0.1 0.5 0.03 0.02 - 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
D 0.16 2.9 0.5 0.1 0.5 0.03 0.02 - 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
E 0.16 2.6 0.5 0.1 0.5 - 0.02 - 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
F 0.16 2.6 0.5 0.1 0.5 0.03 - - 0.0014 0.03 0.01 0.002 0.003
강종 소둔
온도
(℃)		 템퍼링
온도
(℃)		 물성 조직분율
(면적%)

(면적 %)
1		 비고
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 항복비 3점굽힘
(o)		 HER
(%)		 F FM TM B Mt TM/Mr
(%)
A 790 - 845 1428 11.0 0.59 52 28 15 82 - 3 82 0 비교예1
A 790 150 841 1420 9.8 0.59 58 19 15 70 12 3 82 14.6 비교예2
A 790 200 850 1400 8.6 0.61 58 27 15 61 21 3 82 25.6 비교예3
A 790 250 946 1392 8.0 0.68 60 27 15 33 49 3 82 59.8 비교예4
A 790 500 1187 1309 7.5 0.91 66 55 15 6 76 3 82 92.7 비교예5
A 790 310 1055 1370 9.2 0.77 63 35 15 20 62 3 82 75.6 발명예1
A 790 350 1102 1315 8.6 0.84 65 53 15 13 69 3 82 84.1 발명예2
A 790 400 1166 1337 8.2 0.87 64 47 15 10 72 3 82 87.8 발명예3
A 770 - 764 1426 9.2 0.54 44 26 18 80 - 2 80 0 비교예6
A 770 310 1008 1389 9.8 0.73 59 32 18 19 61 2 86 76.3 발명예4
B 790 - 854 1327 10.0 0.64 40 23 11 86 - 3 85 0 비교예7
C 790 - 927 1551 10.3 0.60 41 25 12 85 - 3 85 0 비교예8
C 790 150 918 1531 9.8 0.60 47 17 12 75 10 3 85 11.8 비교예9
C 790 200 914 1505 8.5 0.61 52 23 12 66 19 3 85 22.4 비교예10
C 790 250 999 1489 8.1 0.67 54 27 12 41 44 3 85 51.8 비교예11
C 790 310 1122 1433 8.0 0.78 55 33 12 25 60 3 85 70.6 발명예5
D 790 - 1016 1504 8.0 0.68 36 20 10 87 - 3 87 0 비교예12
E 790 310 1092 1393 8.6 0.78 56 31 14 22 61 3 83 73.5 발명예 6
F 790 310 1101 1401 8.4 0.79 59 33 13 20 64 3 84 76.2 발명예 7
본 발명이 제한하는 합금조성 및 템퍼링 조건을 만족하는 발명예들은, 80면적% 이상의 마르텐사이트, 20면적% 이하의 페라이트 및 5면적% 이하의 베이나이트를 포함하고, 전체 마르텐사이트 분율에 대한 템퍼드 마르텐사이트 분율의 비율이 70~90%의 범위를 만족하며, 1300MPa 이상의 인장강도, 1000MPa 이상의 항복강도. 0.7 이상의 항복비, 8.0% 이상의 연신율, 30% 이상의 구멍확장성(HER) 및 55° 이상의 3점 굽힘각을 만족하는 것을 알 수 있다. 도 1은 주사전자현미경(SEM)을 이용하여 발명예 1의 미세조직을 관찰한 사진으로, 도 1에서 TM은 템퍼드 마르텐사이트를 의미한다. 반면, 본 발명이 제한하는 템퍼링 조건을 만족하지 않는 비교예들은 본원발명이 목적하는 미세조직 및 물성을 동시에 확보하지 못하는 것을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 80면적% 이상의 합계 분율로 포함하되, 상기 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합계 분율에 대한 상기 템퍼드 마르텐사이트의 분율의 비율이 70~90%인, 성형성이 우수한 고강도강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 미세조직으로 20면적% 이하의 페라이트 및 5면적% 이하의 베이나이트를 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 1300MPa 이상이고, 항복비가 0.7 이상이며, 연신율이 8.0% 이상이고, 구멍확장성(HER)이 30% 이상인, 성형성이 우수한 고강도강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 1000MPa 이상이고, 3점 굽힘각이 55° 이상인, 성형성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 0.7% 이하, 나이오븀(Nb): 0.1% 이하, 타이타늄(Ti): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강판은 Ti, Nb, V 또는 Mo계 미세석출물을 더 포함하고,
    상기 미세석출물의 평균 직경은 50nm 이하이고,
    상기 미세석출물의 개수밀도는 1012개/m2 이상인, 성형성이 우수한 고강도강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.2%, 망간(Mn): 2.5~3%, 실리콘(Si): 0.4~0.6%, 산가용 알루미늄(sol.Al): 0.02~0.05%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계;
    상기 냉연강판을 700~810℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 소둔된 강판을 620~700℃의 1차 냉각정지온도까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 300~580℃의 2차 냉각정지온도까지 5~20℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 강판을 100℃ 이하의 3차 냉각정지온도까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각된 강판을 300~450℃의 온도범위로 승온한 후 15~40초간 유지하여 템퍼링 처리하는 단계를 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강판을 상기 2차 냉각정지온도에서 유지하여 과시효 처리하는 단계를 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 2차 냉각된 강판을 2% 이하의 연신율로 조질압연하는 단계;
    상기 조질압연된 강판을 용융아연도금하는 단계; 및
    상기 용융아연도금된 강판을 선택적으로 합금화 처리하는 단계를 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 냉연강판은, 중량%로, 몰리브덴(Mo): 0.3% 이하, 크롬(Cr): 0.7% 이하, 나이오븀(Nb): 0.1% 이하, 타이타늄(Ti): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.1% 이하 및 보론(B): 0.002% 이하 중에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는, 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 냉연강판은,
    강 슬라브를 재가열 한 후 Ar3~Ar3+50℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제공하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 40~70%의 압하율로 냉간압연하는 단계를 통해 제공되는, 성형성이 우수한 고강도강판의 제조방법.


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