KR20230094234A - 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용으로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 {HIGH-STRENGTH STEEL SHEET HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND HOLE EXPANDABILITY, AND METHOD FOR MANUFACTURING THEREOF}
본 발명은 자동차 구조부재용으로 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업에서 지구 환경 보전을 위한 규제가 점점 강화되고 있다. 그로 인해, 탄소 저감 및 연비 규제가 점점 강화되고 있으며, 충돌 등 사고 시의 탑승자 안정성을 확보하기 위한 고강도 강재의 채용이 증가하고 있다. 또한, 차체의 내충격성 향상을 위해 멤버(member), 시트 레일(seat rail) 및 필러(pillar) 등의 구조부재에 항복강도가 우수한 고강도 강이 채용되고 있다.
그런데, 강판의 고강도화는 연성 및 성형성의 저하를 초래할 우려가 있어, 이를 해결하기 위하여 고강도와 높은 성형성을 동시에 만족하는 재료의 개발이 요구되고 있다. 즉, 강판의 강도 증가에 따라 연신율이 감소하게 되어 가공성이 저하되는 문제점이 발생하며, 이를 보완할 수 있는 재료의 개발이 요구되고 있는 실정이다.
강을 강화하는 방법으로는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 연구되어 왔다. 그런데, 상기한 방법 중 고용강화 및 결정립 미세화를 이용하는 경우, 인장강도 490MPa급 이상의 고강도강을 제조하는 데에 한계가 있다.
한편, 석출강화형 고강도강은 Nb, Ti, V 등과 같은 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄·질화물을 석출시켜, 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립 미세화에 따른 강도 확보 기술이다. 이 기술은 낮은 제조원가 대비 강도를 높게 확보할 수 있다는 장점이 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정 온도가 급격히 상승하게 되므로, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온 소둔을 실시하여야 하는 단점이 있다. 또한, 페라이트 기지에 탄·질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa급 이상의 고강도강을 얻는 데에 한계가 있다.
변태강화형 고강도강은 연질의 페라이트 기지(matrix)와 경질의 마르텐사이트 2상으로 구성된 DP(Dual Phase)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용하여 고연성을 확보한 TRIP(Transformation Induced Platisity)강, 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트의 복합 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등으로 개발되어 왔다.
최근의 자동차 강판은 연비 향상 또는 내구성 향상의 목적으로 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안정성 및 승객의 보호차원에서 차체 구조용이나 보강재로서 인장강도 1180MPa 이상의 초고강도 강판의 수요가 증가하고 있다.
그 중, DP강은 연성이 우수하며 가장 범용적으로 사용되는 자동차 강판이지만, 항복비(Yield Ratio, YR)가 낮고, 성형성 및 가공성이 열위한 단점이 있다.
더욱이, 강판이 점차적으로 고강도화되는 추세에서 자동차 부품을 프레스 성형하는 도중, 크랙 또는 주름 등의 결함이 발생하여 복잡한 부품을 제조하는 데에 어려움을 겪고 있다.
초고강도 중 TRIP강과 XF(eXtra Formable)강은 기존 DP강 대비 연성이 높고 항복비가 우수하여 가공성이 양호하나, 높은 연신율의 확보를 위해 Si, Al 등을 다량 첨가함에 따라 용접성이 열위한 단점이 있다.
이러한 기존 초고강도강의 단점을 극복하기 위하여, Si과 Al 등의 함량을 낮춰 용접성이 양호한 성분계를 구성하면서도, 일정 수준 이상의 항복비를 만족하는 강재를 제조함에 의해 보다 복잡한 부품을 제조하는 데에 초고강도강의 적용을 확대할 수 있다. 그러한 기술로서 Q&P(Quenching and Partitioning) 열처리를 활용하는 기술이 확대하고 있다.
한편, 특허문헌 1은 고장력 강판의 연성 및 가공성을 동시에 확보하기 위한 기술을 개시한다. 특허문헌 1은 잔류 오스테나이트 상을 형성하여 연신율이 향상된 강판을 개시하는데, 이를 위해서는 열처리 온도를 주의깊게 제어해야 하는 단점이 있다.
특허문헌 2는 냉각시 베이나이트 영역으로 냉각하여 베이나이트의 분율이 높은 고강도 냉연강판을 개시한다. 이러한 특허문헌 2는 Q&P 공정 대비 탄소 파티셔닝 효과가 낮아 연신율이 열위한 문제가 있다.
한국 공개특허공보 제10-2018-0165176호 일본 공개특허공보 제2016-216808호
본 발명의 일 측면은, 자동차의 구조부재용 등으로 적합한 강판으로서, 강도뿐만 아니라 연성이 우수하며, 구멍확장성이 향상된 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
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.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.16%, 실리콘(Si): 0.6% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.6% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.04% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.04% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 면적분율로 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합이 80% 이상, 잔부 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제공한다.
[관계식 1]
C + (Si+Al)/4 ≤ 0.3
(관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~650℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 열연강판을 40~70%의 냉간 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계; 상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 550~630℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계; 상기 1차 냉각 후 320~360℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 상기 2차 냉각된 냉연강판을 Ms 이상의 온도로 재가열하여 60초 이상 유지하는 단계; 및 상기 유지 후 5℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 최종 냉각하는 단계를 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 고강도를 가지면서 연성이 우수한 강판을 제공할 수 있다. 특히, 본 발명의 강판은 기존 DP강 대비 항복비가 높아 구멍확장성이 우수할 뿐만 아니라, 용접성까지 겸비한 특징이 있다.
이러한 본 발명의 강판은 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 자동차 구조용 부품 등에 적합하게 적용할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 관계식 1에 따른 기계적 물성(관계식 2)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 있어서, 관계식 1에 따른 구멍확장성의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 기존 DP강의 특성인 높은 연성을 만족하면서도 기존 DP강 대비 항복비(YR)와 구멍확장성이 향상된 고강도 강판을 제공하고자 깊이 연구하였다.
그 결과, 강의 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가질 수 있으며, 이로부터 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 자동차용 구조부재용 등에 적합한 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.16%, 실리콘(Si): 0.6% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.6% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.04% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.04% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.08~0.16%
탄소(C)는 변태조직의 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 이러한 C는 복합조직강에서 경한 마르텐사이트의 형성을 촉진하여 강도를 향상시키며, 상기 C의 함량이 증가하면 마르텐사이트의 양이 높아진다.
상기 C의 함량이 0.16%를 초과하게 되면 마르텐사이트 형성에 의한 강도는 높아지나, 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 커진다. 이러한 강도 차이는 소성 변형시 상간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하므로 연성과 가공경화율이 저하되는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 부품 가공시 용접 결함이 발생할 우려가 있다. 한편, 상기 C의 함량이 0.08% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보하기 어렵다.
따라서, 본 발명에서 상기 C는 0.08~0.16%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 0.1% 이상, 0.15% 이하로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 0.6% 이하(0%는 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트의 변태를 촉진시키고 Q&P 공정 중에 미변태 오스테나이트 내로 탄소의 농축을 조장하여 잔류 오스테나이트의 형성에 기여하는 원소이다. 또한, 상기 Si은 고용강화를 통해 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는 데에 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보할 수 있는 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 0.6%를 초과하게 되면 강판 표면에서 스케일 결함을 유발하여 표면품질에 악영향을 미치며, 용접성 및 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Si은 0.6% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게, 상기 Si은 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 2.0~3.0%
망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며, 강 중 황(S)을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어, 강을 강화시키는 데에 유효한 원소이다. 또한, 상기 Mn은 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계냉각속도를 낮춤으로써 마르텐사이트의 형성을 보다 용이하게 한다.
이러한 Mn의 함량이 2.0% 미만이면 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하는 데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 3.0%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높으며, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정할 뿐만 아니라, 조직 내에 망간 산화물 띠(Mn-Band)가 형성되어 가공 크랙, 판 파단 등의 결함을 일으키는 위험성이 높아진다. 그리고, 소둔 과정에서 Mn 산화물이 표면에 용출되어 표면 품질을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mn은 2.0~3.0%로 포함할 수 있으며, 보다 유리하게는 2.2% 이상, 2.9% 이하로 포함할 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.4% 이하(0%는 제외)
몰리브덴(Mo)은 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시킴과 동시에, 페라이트의 미세화 및 강도를 향상시키는 원소이다. 이러한 Mo은 강의 경화능을 향상시키며, 마르텐사이트를 결정립계에 미세하게 형성시켜 항복비 제어가 가능하다는 장점이 있다. 다만, 고가의 원소로서 그 함량이 높아질수록 제조원가가 상승하여 경제적으로 불리하다.
상술한 효과를 충분히 얻기 위해서는 상기 Mo을 최대 0.4%로 첨가할 수 있다. 상기 Mo의 함량이 0.4%를 초과하게 되면 제조원가의 상승과 함께, 결정립 미세화 효과와 고용강화 효과가 과잉으로 일어나 오히려 강의 연성이 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서 상기 Mo은 0.4% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외)
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 원소로서, 마르텐사이트 형성에 중요한 역할을 한다. 또한, 강도 상승 대비 연신율의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다.
특히, 상기 Cr은 열간압연 과정에서 Cr23C6와 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔 과정에서 일부는 용해되고 일부는 용해되지 않고 남아, 냉각 후 마르텐사이트 내에서 고용 C량을 적정 수준 이하로 제어할 수 있으며, 이로 인해 항복점 연신 발생을 억제하여 항복비가 낮은 복합조직강의 제조에 유리한 원소이다.
이러한 Cr의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열화하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물이 과잉으로 형성되고 조대화됨으로써, 소둔 후 마르텐사이트 크기가 조대해져 연신율의 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Cr은 1.0% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.1% 이상으로 포함할 수 있다.
인(P): 0.1% 이하(0%는 제외)
인(P)은 고용강화 효과가 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 해치지 않으면서 강도 확보에 가장 유리한 원소이다. 하지만, 상기 P의 함량이 과다할 경우, 취성파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성 및 도금 표면특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 상기 P은 0.1% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
황(S): 0.02% 이하(0%는 제외)
황(S)은 강 중 불가피하게 첨가되는 불순물로서, 연성 및 용접성을 저해하는 원소이므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 유리하다. 특히, 적열 취성을 발생시킬 가능성이 높으므로, 그 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 강 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외할 수 있다.
알루미늄(sol.Al): 0.6% 이하(0%는 제외)
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소로서, Si과 유사하게 페라이트 안정화 원소이다. 상기 Al은 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트의 경화능을 향상시키고, 잔류 오스테나이트를 형성시키는 데에 유용하다. 또한, 소둔 중 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내에 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시켜 강판의 연성을 향상시키는 데에 유리한 원소이다.
이러한 Al의 함량이 0.6%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과로 강도 향상에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물이 과도하게 형성되어 강판 표면에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아질 뿐만 아니라, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 상기 Al은 0.6% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.01% 이상으로 포함할 수 있다.
티타늄(Ti): 0.04% 이하(0%는 제외) 및 니오븀(Nb): 0.04% 이하(0%는 제외)
티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)은 강의 강도 상승 및 나노 석출물 형성에 의한 결정립 미세화에 유효한 원소들이다. 이들 원소들을 첨가하게 되면 탄소와 결합하여 매우 미세한 나노 석출물을 형성하며, 이러한 나노 석출물은 기지조직을 강화시켜 상(phase)간 경도차를 감소시키는 역할을 한다.
이러한 Ti과 Nb의 함량이 각각 0.04%를 초과하게 되면 제조비용이 상승되며, 석출물이 과도하게 형성되어 연성이 크게 저하되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Ti과 Nb은 각각 0.04% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 각각 0.001% 이상으로 포함할 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있고, AlN을 형성하여 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가하는 문제가 있다.
따라서, 상기 N는 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외)
보론(B)은 소둔 중 냉각 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 원소로서, 페라이트 형성을 억제하고 마르텐사이트 형성을 촉진하는 경화능 원소이다. 이러한 B의 함량이 0.01%를 초과하게 되면 강 표면에 B이 과도하게 농화되어 도금밀착성 등을 열화시키는 문제가 있다.
따라서, 상기 B은 0.01% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.001% 이상으로 포함할 수 있다.
안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외)
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시킴으로써 산화물의 표면 농화를 억제한다. 또한, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는 데에 탁월한 효과가 있다. 이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래하고, 가공성이 열화되는 문제가 있다.
따라서, 상기 Sb은 0.05% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.005% 이상으로 포함할 수 있다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 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.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 강판은 상기 C, Si 및 Al의 함량 관계가 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
C + (Si+Al)/4 ≤ 0.3
(관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
강 중 Si과 Al은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 변태를 촉진시키고, 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 형성에 기여하는 원소이다. C 역시 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트의 형성 및 분율 조정에 기여하는 원소이다. 한편, 상기 C, Si 및 Al은 용접성에 악영향을 미치며, 용접부 표면 및 내부에 균열을 유발한다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C, Si 및 Al 간의 함량을 제어하여 목표로 하는 미세조직과 기계적 물성을 유리하게 확보하고자 하였다.
구체적으로, 상기 C + (Si+Al)/4 의 값이 0.3% 이하로 제어되면, 후술하여 구체적으로 설명하겠지만, 미세조직으로 베이나이트 상 및 템퍼드 마르텐사이트 상을 면적 합 80% 이상으로 형성하면서도, 상(phase)간 경도차를 감소시킴으로써, 강도, 연성 및 구멍확장성을 우수하게 확보할 수 있다. 뿐만 아니라, 용접시 용접부의 표면 및 내부에서 LME 균열을 억제하는 효과가 있다.
상술한 합금 성분계를 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상을 면적분율 합 80% 이상으로 포함하며, 그 외 조직으로서 프레시 마르텐사이트 상과 잔류 오스테나이트 상을 포함할 수 있다.
상기와 같이, 본 발명은 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트 상을 기지조직으로 형성함으로써 조직 균일화 효과가 우수하며, 이로 인해 기존 DP강 대비 항복비가 우수하여 가공성 및 성형성을 향상시킬 수 있다.
보다 유리하게, 상기 템퍼드 마르텐사이트 상은 면적분율 60~80%로 포함할 수 있다. 상기 템퍼드 마르텐사이트 상의 분율이 너무 낮으면 구멍확장성이 열위할 우려가 있으며, 반면 그 분율이 너무 높으면 목표 수준의 강도를 확보하지 못할 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트(Retained Austenite)는 강판의 제조 과정 중 일련의 열처리 과정(본 발명에서는 [소둔-냉각-재가열 및 유지] 공정에 해당됨)에서 마르텐사이트 또는 베이나이트로 변태되지 못하고 강 내에 잔류하는 오스테나이트 조직을 의미하며, 강판의 강도와 연신율 간의 밸런스를 조절하는 역할을 한다.
일반적으로, 강판의 강도가 증가하면 연신율이 감소하여 성형성이 저하되고, 강판의 연신율이 증가하면 강도가 감소하여 구조 부재로서 요구되는 물성의 확보가 어려우나, 상기 잔류 오스테나이트 상을 일정 분율 형성함으로써 강판의 강도와 연신율의 밸런스를 향상시킬 수 있다.
상기 잔류 오스테나이트의 분율이 5%를 초과하게 되면 액체금속취성의 민감도가 증가하여 점용접성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 잔류 오스테나이트는 면적분율 5% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 1% 이상으로 포함할 수 있다.
또한, 본 발명의 목표로 하는 강도의 확보를 위해 프레시 마르텐사이트 상을 면적분율 10% 이상으로 포함할 수 있다. 다만, 그 분율이 너무 높으면 강도가 과도하게 높아져 연성이 열위하게 될 우려가 있다.
한편, 본 발명의 강판은 상술한 미세조직 이외에 페라이트를 포함할 수 있으며, 상기 페라이트는 10%를 넘지 않는 것이 바람직하며, 0% 이더라도 의도하는 물성 확보에는 무리가 없다. 상기 페라이트 상의 분율이 10%를 초과하게 되면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다.
상술한 합금 성분계와 미세조직을 가지는 본 발명의 강판은 인장강도 1180MPa 이상으로 고강도를 가질뿐만 아니라, 항복비가 0.75 이상으로 우수하여 30% 이상의 구멍확장성(HER)을 얻을 수 있다.
뿐만 아니라, 본 발명의 강판은 구멍확장성과 항복강도 간의 관계가 하기 관계식 2를 만족한다. 강판의 구멍확장성이 높아질수록 가공성이 높아지고, 항복강도가 높으면 구멍확장성이 높아지는 경향이 있다. 하지만, 강판의 항복강도가 과도하게 높아지면 목표 수준의 강도(인장강도)를 확보하지 못할 우려가 있다. 따라서, 본 발명에서는 강판의 항복강도와 구멍확장성의 밸런스를 아래 관계식 2로 제어하며, 이로부터 목적하는 강도 및 구멍확장성을 얻을 수 있다.
[관계식 2]
4 ≤ HER×(100/YS)
(관계식 2에서 HER은 구멍확장성의 수치, YS은 항복강도의 수치를 나타낸다.)
한편, 본 발명의 강판은 냉연강판일 수 있으며, 상기 냉연강판의 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 용융아연도금강판, 상기 용융아연도금강판을 합금화처리한 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
특별히 한정하는 것은 아니나, 상기 아연계 도금층은 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속소둔 - 냉각 - 재가열 및 유지]의 공정을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - 합금화 열처리] 등의 공정을 더 행할 수 있다.
각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금 성분계를 모두 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다. 본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다.
상기 가열 공정은 1100~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 상기 가열 온도가 1100℃ 미만이면 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 열간압연시 롤러에 부하되는 하중이 급격히 증가하는 문제가 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 온도 상승을 위해 요구되는 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어질 수 있다.
따라서, 상기 가열 공정은 1100~1300℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 Ar3 이상에서, 보다 바람직하게는 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 행할 수 있다.
상술한 온도범위에서 마무리 열간압연을 행함으로써 강판의 강성 및 성형성을 동시에 향상시키는 효과를 얻을 수 있다. 하지만 그 온도가 800℃ 미만이면 페라이트 영역에서 압연이 이루어짐에 의해 강판과 압연기 사이에 마찰이 증가하여 압연으로 인한 부하가 크게 증가하는 문제가 있다. 이는, 과도한 전위를 형성하여 후속하는 권취 또는 냉간압연 과정에서 강판 표면에 조대한 결정립의 형성을 유발하므로 강도 저하의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 페라이트 결정립의 크기가 증가하여 역시 강도가 감소하는 문제가 있다. 아울러, 열연강판 표면에 스케일(scale)이 발생하여 표면 결함 및 압연롤의 수명 단축을 유발할 수 있다.
따라서, 상기 열간압연시 마무리 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취할 수 있으며, 이때 400~650℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 권취 온도가 400℃ 미만이면 열연강판의 강도가 과도하게 높아져 후속하는 냉간압연시 압연 부하를 유발할 수 있다. 또한, 열간압연된 강판을 권취 온도까지 냉각하기 위한 비용과 시간이 과도하게 소요되어 공정 비용 상승의 원인이 된다. 반면, 그 온도가 650℃를 초과하게 되면 열연강판 표면에 스케일이 과도하게 발생하여 표면 결함을 유발할 가능성이 높으며, 도금성이 약화되는 원인이 된다.
따라서, 상기 권취 공정은 400~650℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 냉각할 수 있다. 이때, 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 행할 수 있다.
상기 냉각에 의해 열연강판 내에 오스테나이트 핵생성 사이트가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킬 수 있다. 즉, 열연 과정에서 미세한 탄화물을 고르게 분산시킴으로써, 후속 소둔 과정에서 탄화물이 용해되면서 오스테나이트를 미세하게 분산 및 형성시켜 결과적으로 소둔 후 미세한 마르텐사이트를 균일하게 분산시킬 수 있다.
[냉간압연]
이후, 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있으며, 이때 40~70%의 냉간 압하율로 행할 수 있다.
상기 냉간압연시 냉간 압하율이 40% 미만이면 목표 두께의 강판을 얻는 데에 어려움이 있으며, 강판 형상을 교정하기 어려운 단점이 있다. 반면, 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 가져오는 문제가 있다.
따라서, 상기 냉간압연은 40~70%의 냉간 압하율로 행할 수 있다.
[소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 소둔 처리할 수 있으며, 한 가지 예로서 연속소둔 공정(Continuous Annealing Process)을 수행할 수 있으나, 이에 한정하는 것은 아니며, 공지된 소둔 방법 중 어느 것이라도 무방하다.
상기 연속소둔 공정을 통해 오스테나이트 단상을 형성하면서, 조직 균일화를 도모하기 위하여, Ac3-20℃~Ac3+20℃의 온도범위에서 소둔 공정을 행할 수 있다. 보다 바람직하게는 810~850℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속소둔시 그 온도가 Ac3-20℃ 미만이면 오스테나이트 상이 충분한 분율로 확보되지 못하여 소둔 이후에 페라이트 분율이 상승하여 균일화된 미세조직을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 Ac3+20℃를 초과하게 되면 생산성이 하락될 뿐만 아니라, 오스테나이트 상이 과도하게 형성되고 결정립 크기가 조대해져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 또한, Si, Mn 및 B 등의 표면 품질을 악화시키는 원소들의 표면농화가 심해져 표면품질이 저하될 우려가 있다.
따라서, 상기 연속소둔 공정은 Ac3-20℃~Ac3+20℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[냉각]
상기에 따라 소둔 공정을 완료한 냉연강판을 냉각할 수 있으며, 이때 단계적(stepwise)으로 냉각을 행하는 것이 바람직하다.
본 발명에서 상기 단계적 냉각은 1차 냉각 - 2차 냉각으로 이루어질 수 있으며, 구체적으로 상기 연속소둔 후 550~630℃의 온도범위까지 10℃/s 이하의 평균 냉각속도로 1차 냉각한 후, 320~360℃의 온도범위까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 2차 냉각을 행할 수 있다.
이때, 2차 냉각 대비 1차 냉각을 보다 느리게 행함으로써 이후 상대적으로 급냉 구간인 2차 냉각시의 급격한 온도 하락에 의한 판 형상 불량을 억제할 수 있다.
상기 1차 냉각시 종료온도가 550℃ 미만이면 너무 낮은 온도로 인해 서냉 구간에서 베이나이트 상이 형성되어 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 될 위험성이 있고, 상기 종료온도가 630℃를 초과하게 되면 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다.
또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다. 한편, 생산성을 고려하여 상기 1차 냉각은 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 행할 수 있다.
상술한 바에 따라 1차 냉각을 완료한 후에는 일정 이상의 냉각속도로 급냉(2차 냉각)을 행할 수 있다. 이때, 2차 냉각 종료온도가 320℃ 미만이면 경질상인 베이나이트 상과 마르텐사이트 상의 분율이 과도하게 높아져 최종 냉각시 프레시 마르텐사이트 상을 일정 분율로 확보하기 어려워진다. 이 경우 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 반면, 그 온도가 360℃를 초과하게 되면 초기 형성되는 마르텐사이트 분율이 매우 적거나, 마르텐사이트 상의 형성이 어려워져 균일한 조직의 형성이 어려워지며, 이에 따라 구멍확장성이 열위할 우려가 있다.
또한, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도가 5℃/s 미만이면 연질상이 과도하게 형성될 우려가 있다. 한편, 상기 2차 냉각시 평균 냉각속도의 상한에 대해 특별히 한정하지 아니하나, 설비 사양을 고려하여 50℃/s 이하로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 2차 냉각은 수소(H2) 가스를 이용하는 수소급냉설비에서 행할 수 있음을 밝혀둔다.
[재가열 및 유지]
상기에 따라 냉각된 냉연강판을 재가열 및 유지하는 공정을 통해 본 발명에서 의도하는 미세조직을 형성할 수 있다. 구체적으로, 상기 2차 냉각된 냉연강판을 Ms 이상의 온도로 재가열하여 60초 이상 유지하는 공정을 거치는 것이 바람직하다.
상기 재가열시 Ms 이상으로 행함에 의해 상기 2차 냉각 과정에서 생성된 마르텐사이트 상이 템퍼링되어 템퍼드 마르텐사이트로 변태되며, 상기 템퍼드 마르텐사이트는 탄소가 전위에 고착되어 항복강도가 높은 장점이 있다. 또한, 상기 템퍼링 과정에서 마르텐사이트 내에 과포화된 탄소(C)가 주변의 오스테나이트로 재분배되거나, 베이나이트 변태를 유도하여 균일한 조직 형성에 의해 항복비 향상 효과를 얻을 수 있다.
상기 전위의 고착 및 탄소 분배는 재가열 온도가 높을수록 원활하지만, 그 온도가 과도한 경우 마르텐사이트 내에 시멘타이트(cementite)가 생성되고, 조대화되어 강판의 강도가 저하되며, 오스테나이트로의 탄소 재분배 효과가 감소하는 문제가 있다. 이를 고려하여, 재가열은 Ms+100℃ 이하로 행하는 것이 바람직하다.
상기와 같이 Ms 이상으로 재가열된 냉연강판을 그 온도에서 60초 이상 유지함으로써 상술한 효과가 충분히 구현되도록 함이 바람직하다.
상기 유지시 그 시간이 과도하여 10분을 초과하게 되면 유지 온도에서 평형상인 페라이트와 시멘타이트가 형성되어 강판의 강도가 감소하는 문제가 있다.
[최종 냉각]
상기에 따라 재가열 및 유지된 냉연강판을 최종 냉각하여, 프레시 마르텐사이트를 도입할 수 있으며, 최종적으로 의도하는 미세조직을 가지는 강판을 얻을 수 있다. 이때, 상기 최종 냉각은 5℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 행하는 것이 바람직하다.
상기 냉각시 냉각속도가 5℃/s 미만이거나 냉각종료온도가 150℃를 초과하게 되면 냉각 과정에서 프레시 마르텐사이트 상이 과도하게 형성될 우려가 있다. 한편, 상기 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 일정 분율의 프레스 마르텐사이트 상의 형성을 위하여 50℃/s 이하로 행할 수 있다.
본 발명은 상기 서술된 합금 성분계 및 제조조건을 최적화함에 의해, 기존 DP강 대비 페라이트 및 프레시 마르텐사이트의 분율을 감소시키고 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트를 기지조직으로 형성시키면서, 잔류 오스테나이트를 도입함으로써, 기존 DP강 대비 항복비를 증가시켜 강판의 가공성을 향상시킬 수 있다. 또한, 소성변형시 잔류 오스테나이트 주변에서 다량의 가동전위를 형성하여 연성 향상에 도움을 준다. 이렇게 정밀 제어한 본 발명의 강판은 기존 DP강 대비 높은 항복비를 유지하면서도 연성을 확보할 수 있다. 뿐만 아니라, 용접성을 저해하는 C, Si 및 Al의 함량 관계 제어를 통해 LME 균열을 억제할 수 있다. 결과적으로, 우수한 연성 및 구멍확장성, 용접성을 갖는 고강도 강판을 제공할 수 있다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 제조된 냉연강판을 도금처리함으로써 도금강판을 제공할 수 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 재가열 및 유지 공정을 거친 후, 즉 최종 냉각 전에 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
[합금화 열처리]
또한, 필요에 따라, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써, 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
[조질압연]
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 강 내에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다. 이때, 압하율은 1% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 1% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
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.
(실시예)
하기 표 1의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1200℃의 온도에서 1시간 동안 가열한 후, 각각의 가열된 슬라브를 930℃에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 각 열연강판을 600℃에서 권취한 후 0.1℃/s의 냉각속도로 상온까지 냉각하였다. 이후, 냉각된 열연강판을 40%의 냉간 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다.
이 후, 각각의 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속소둔 처리한 후, 단계적 냉각(1차 및 2차 냉각)을 행하였다. 2차 냉각이 완료된 후, Ms 이상의 온도로 재가열한 후 그 온도에서 유지하는 공정을 행하였다.
그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 5~10℃/s의 냉각속도로 상온까지 최종 냉각한 후, 1% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 JIS 규격을 이용하여 C방향으로 실시하였다. 또한, 미세조직 분율은 제조된 강판의 판 두께 1/4t(여기서, t는 강판 두께(mm)를 의미) 지점에서 기지조직을 분석하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer)를 이용하여 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트, 오스테나이트 분율을 측정하였다.
그리고, 인장시험시와 동일한 시편에 대해 구멍확장성 시험기를 이용하여 각각의 구멍확장성(HER, %)을 평가하였으며, 점용접을 통해 LME 균열 여부를 평가하였다. 이때, 너깃(nugget) 직상부의 표면균열인 Type I, 너깃 어깨부의 표면균열인 Type II, 판벌어짐부 내부균열인 Type III에 대한 LME 균열 여부를 평가하였다.
강
종		 합금조성(중량%) 관계식1
C Si Mn Mo Cr P S Sol.Al Ti Nb B N Sb
1 0.15 0.4 2.9 0.2 0.2 0.02 0.003 0.09 0.02 0.03 0.0018 0.0034 0.02 0.27
2 0.14 0.5 2.8 0.15 0.3 0.01 0.002 0.05 0.02 0.02 0.0010 0.0039 0.03 0.28
3 0.12 0.9 2.35 0 1.0 0.01 0.003 0.03 0.02 0.02 0.0018 0.0043 0.02 0.35
4 0.17 0.5 2.6 0.08 0.5 0.01 0.002 0.03 0.02 0.02 0.0018 0.0044 0.02 0.30
5 0.18 0.5 2.45 0.1 0.7 0.02 0.003 0.02 0.02 0.02 0.0018 0.0037 0.03 0.31
6 0.17 1.5 2.6 0 0.3 0.01 0.003 0.02 0.02 0.02 0.0013 0.0040 0.02 0.55
강종 소둔온도
(℃)		 1차 냉각 2차 냉각 재가열
온도(℃)		 유지시간
(s)		 구분
속도
(℃/s)		 종료온도
(℃)		 속도
(℃/s)		 종료온도
(℃)
1 830 4.5 580 10.9 350 434 175 발명예 1
1 825 4.3 582 13.2 302 440 192 비교예 1
1 832 4.3 590 9.4 390 461 179 비교예 2
2 835 4.0 610 13.3 329 451 183 발명예 2
3 790 3.5 593 10.6 370 450 173 비교예 3
4 823 4.3 585 10.4 366 462 182 비교예 4
5 849 4.4 603 11.9 353 460 191 비교예 5
6 870 4.8 599 10.3 380 447 175 비교예 6
구분 미세조직(면적분율%) 기계적 물성
B+TM FM RA F YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 El
(%)		 YR
(YS/TS)		 HER
(%)		 관계식2 LME
발명예 1 82 15 3 0 917 1223 10.8 0.75 38 4.14 OK
비교예 1 90 6 4 0 1019 1135 9.8 0.90 51 5.00 OK
비교예 2 72 26 2 0 891 1285 10.5 0.69 26 2.92 OK
발명예 2 83 13 4 0 953 1194 11.1 0.80 42 4.41 OK
비교예 3 58 18 3 21 807 1267 10.9 0.64 25 3.10 NG
비교예 4 80 15 3 2 870 1169 9.5 0.74 28 3.22 NG
비교예 5 85 12 3 0 888 1193 8.3 0.74 26 2.93 NG
비교예 6 49 20 13 18 791 1177 16.3 0.67 20 2.53 NG
B: 베이나이트
TM: 템퍼드 마르텐사이트
FM: 프레시 마르텐사이트
RA: 잔류 오스테나이트
F: 페라이트

YS: 항복강도
TS: 인장강도
El: 연신율
YR: 항복비
HER: 구멍확장성
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금 성분계 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 및 2는 본 발명에서 목표로 하는 물성을 모두 만족하는 것을 확인할 수 있다. 특히, 항복비가 0.75 이상으로 확보되었으며, 용접부 표면 및 내부 LME 균열이 발생하지 않아, 강판의 재질, 구멍확장성 및 용접성을 모두 확보할 수 있었다.
반면, 합금 성분계는 본 발명을 만족하나, 제조조건이 본 발명을 벗어나는 비교예 1은 프레시 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못하여 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다. 또한, 비교예 2는 기지조직으로 베이나이트 상과 템퍼드 마르텐사이트 상이 충분히 형성되지 못하여 구멍확장성이 열위하였다.
비교예 3은 Si의 함량이 과도하고, 관계식 1을 만족하지 못할 뿐만 아니라, 소둔 후 냉각시 2차 냉각이 너무 높은 온도에서 종료됨에 따라 페라이트가 과도하게 형성되고, 구멍확장성과 용접성이 열위하였다.
비교예 4 및 5는 C 함량이 과도함에 의해 구멍확장성과 용접성이 열위하였다. 이 중, 비교예 4는 소둔 후 냉각시 2차 냉각이 상대적으로 높은 온도에서 종료됨에 따라 비교예 5 대비 페라이트 상이 형성되어 강도를 확보할 수 없었다.
그리고, 비교예 6은 C와 Si의 함량이 과도하고, 관계식 1을 만족하지 못하며, 소둔 온도 및 2차 냉각시 종료 온도가 과도하여 페라이트가 경질상 대비 과도하게 형성되었다. 그 결과, 항복비가 낮고, 구멍확장성과 용접성이 열위하였다.
도 1은 발명강(발명예 1 및 2)과 비교강(비교예 3 내지 6)의 특정 합금원소(C, Si, Al)의 함량 관계(관계식 1)에 따른 구멍확장성과 항복강도 간의 관계(관계식 2)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 관계식 1의 값이 0.3 이하일 때 관계식 2의 값이 4 이상으로 확보됨을 알 수 있다.
또한, 도 2는 발명강(발명예 1 및 2)과 비교강(비교예 3 내지 6)의 특정 합금원소(C, Si, Al)의 함량 관계(관계식 1)에 따른 구멍확장성의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 2에 나타낸 바와 같이, 관계식 1의 값이 0.3 이하일 때 구멍확장성이 30% 이상으로 확보됨을 알 수 있다.

Claims (13)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.16%, 실리콘(Si): 0.6% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.6% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.04% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.04% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율로 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 합이 80% 이상, 잔부 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.

    [관계식 1]
    C + (Si+Al)/4 ≤ 0.3
    (관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 잔류 오스테나이트를 면적분율 5% 이하(0% 제외)로 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 페라이트를 면적분율 10% 이하로 더 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 1180MPa 이상, 항복비가 0.75 이상, 구멍확장성(HER)이 30% 이상인 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 하기 관계식 2를 만족하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.

    [관계식 2]
    4 ≤ HER×(100/YS)
    (관계식 2에서 HER은 구멍확장성의 수치, YS는 항복강도의 수치를 나타낸다.)
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.16%, 실리콘(Si): 0.6% 이하(0%는 제외), 망간(Mn): 2.0~3.0%, 몰리브덴(Mo): 0.4% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1.0% 이하(0%는 제외), 인(P): 0.1% 이하(0%는 제외), 황(S): 0.02% 이하(0%는 제외), 알루미늄(sol.Al): 0.6% 이하(0%는 제외), 티타늄(Ti): 0.04% 이하(0%는 제외), 니오븀(Nb): 0.04% 이하(0%는 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0%는 제외), 보론(B): 0.01% 이하(0%는 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0%는 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si 및 Al은 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~650℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 열연강판을 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 상온까지 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 열연강판을 40~70%의 냉간 압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 연속소둔 처리하는 단계;
    상기 연속소둔 처리된 냉연강판을 550~630℃까지 10℃/s 이하의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각 후 320~360℃까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계;
    상기 2차 냉각된 냉연강판을 Ms 이상의 온도로 재가열하여 60초 이상 유지하는 단계; 및
    상기 유지 후 5℃/s 이상의 냉각속도로 150℃ 이하까지 최종 냉각하는 단계
    를 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.

    [관계식 1]
    C + (Si+Al)/4 ≤ 0.3
    (관계식 1에서 각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 연속소둔 처리는 Ac3-20℃~Ac3+20℃의 온도범위에서 행하는 것인 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각시 냉각속도가 1차 냉각시 냉각속도 보다 빠르게 행하는 것인 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서,
    상기 2차 냉각은 수소(H2) 가스를 이용하는 수소급냉설비에서 행하는 것인 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서,
    상기 최종 냉각 전 용융아연도금하는 단계를 더 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 용융아연도금 후 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  13. 제 7항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 1% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.


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