WO2011105652A1 - 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 - Google Patents

도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법 Download PDF

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복현호
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문만빈
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Definitions

  • the present invention relates to a high strength cold rolled steel or hot dip galvanized steel sheet manufacturing technology mainly used as automotive panels and structural components, and more particularly, tensile strength of 590 MPa or more and strength-ductility balance of 16,520 MPa ⁇ % or more (TS ⁇ El) It relates to a cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating properties while securing the mechanical properties thereof, and a method of manufacturing the same.
  • soft cold rolled steel sheets such as ultra low carbon IF steel (Interstitial-Free Steel) and 340 MPa grade high-strength high-strength steels are mainly applied, and higher strength steel sheets are applied to parts requiring high strength. It is becoming.
  • the composite structured high strength steel sheet has a composite structure in which soft ferrite and hard martensite are compounded.
  • the steel sheet has a low yield stress and a high strength-ductility balance.
  • silicon (Si), manganese (Mn), etc. added to improve the strength, the silicon (Si) -based oxide is concentrated on the surface during the annealing heat treatment after cold rolling to reduce the surface properties of the plated steel sheet, which has a beautiful plating surface Difficulties in producing automotive steel sheet.
  • a steel sheet containing less than% and having a balance composed of Fe and unavoidable impurities has been suggested.
  • the steel sheet is a steel sheet using so-called transformed organic plasticity (TRIP) having a composite structure of ferrite, bainite, residual austenite, and the like.
  • TRIP transformed organic plasticity
  • the silicon (Si) content is more than 0.4% by weight is very high paintability and plating property is difficult to produce a beautiful plated steel sheet.
  • Examples of such a BH steel sheet include, by weight percent, C: 0.05 to 0.30%, Si: 0.4 to 2.0%, Mn: 0.7 to 3.0%, Al: 0.02% or less, and N: 0.0050 to 0.0250%
  • a high tensile cold rolled steel sheet having excellent aging hardening characteristics having a composition containing at least 0.0010% of N and a composite structure including a ferrite phase, bainite phase, and residual austenite phase has been proposed.
  • the steel sheet also contains 0.4% or more of Si in order to stabilize the retained austenite, paintability and plating property are lowered, thereby making it difficult to produce a beautiful plated steel sheet.
  • the steel sheet to which the Si content is added at 0.4% or more is improved in tensile strength and strength-ductility balance, but it is difficult to produce a beautiful plated steel sheet due to the concentration of silicon oxide on the surface of the steel sheet, which lowers paintability and plating property.
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet having excellent plating properties and relatively high mechanical strength of 590 MPa and a strength-ductility balance (TS ⁇ El) of 16,520 MPa ⁇ % through relatively low silicon (Si) content. To provide.
  • Another object of the present invention is to produce a high strength steel sheet capable of securing mechanical properties and excellent plating properties of a tensile strength of 590 MPa or more and a strength-ductility balance (TS ⁇ El) of 16,520 MPa ⁇ % or more through alloy composition and cooling conditions, etc. To provide a way.
  • High-strength steel sheet excellent in plating properties according to the present invention for achieving the above one object by weight C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.005 ⁇ 0.105%, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, P: 0.005 ⁇ 0.04% , S: 0.003% or less, N: 0.003 to 0.008%, Al: 0.05 to 0.4%, Mo or Cr in the range satisfying 10 ⁇ 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30
  • the hardness (Hv) is characterized in that the ferrite phase having a hardness of 120 ⁇ 250 is a complex structure containing 70% or more, 10% or more of the martensite phase of Vickers hardness 321 ⁇ 555.
  • High-strength steel sheet manufacturing method excellent in plating properties according to the present invention for achieving the above another object is by weight, C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.005 ⁇ 0.105%, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, P: 0.005 ⁇ 0.040 %, S: 0.003% or less, N: 0.003 to 0.008%, Al: 0.05 to 0.4%, including Mo or Cr in a range of 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30 Slab reheating, containing at least one of Ti: 0.005 to 0.020%, V: 0.005 to 0.050% and B: 0.0005 to 0.0015%, and reheating the slab whose balance is composed of Fe and other unavoidable impurities to 1150 to 1250 ° C.
  • High strength steel sheet excellent in plating properties according to the present invention has a composite structure including ferrite and martensite, and excellent plating properties through the control of the content of carbon (C) and silicon (Si).
  • the high-strength steel sheet excellent in the plating property according to the present invention can be controlled by precipitation of BN, AlN, etc. by selectively adding a hardenable element and titanium (Ti). Therefore, during annealing after cold rolling, martensite remains at 10 to 20%, resulting in a tensile strength of 590 MPa or more, a strength-ductility balance of 16,520 MPa ⁇ % or more, and a yield ratio of less than 60%. Therefore, it is easy to process the shape of the part, it is possible to reduce the thickness of the steel sheet due to the increase in strength can reduce the total weight of the car can contribute to the improvement of fuel efficiency.
  • the high-strength steel sheet excellent in plating properties according to the present invention is a composite structured high-strength steel for securing high strength, and therefore has a low yield ratio characteristic without requiring narrow management of carbon (C) and nitrogen (N) components. Freezing also has an excellent effect.
  • Figure 1 is a flow chart showing an embodiment of a method of manufacturing a high strength steel sheet according to the present invention, showing a process for producing a hot rolled steel sheet from the slab.
  • Figure 2 is a flow chart showing an embodiment of a method of manufacturing a high strength steel sheet according to the present invention, showing a process for producing a cold rolled steel sheet from a hot rolled steel sheet.
  • Figure 3 shows a microstructure photograph of the internal cross section of the high strength steel sheet according to the present invention.
  • High-strength steel sheet excellent in plating properties according to the present invention by weight C: 0.03 ⁇ 0.1%, Si: 0.005 ⁇ 0.105%, Mn: 1.0 ⁇ 3.0%, P: 0.005 ⁇ 0.04%, S: 0.003% or less, N : 0.003 to 0.008%, Al: 0.05 to 0.4%, Mo or Cr in a range satisfying 10 ⁇ 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30, Ti: 0.005 to 0.02% , V: 0.005% to 0.05% and B: 0.0005% to 0.0015%, and the balance is composed of Fe and other unavoidable impurities.
  • unavoidable impurities are elements contained in accordance with the situation of raw materials, materials, manufacturing facilities, and the like.
  • Carbon is added to secure the strength of the steel sheet. Carbon also serves to stabilize the austenite phase depending on the amount of the austenite phase that is concentrated.
  • the content of the carbon is preferably 0.03 to 0.1% by weight of the total weight of the steel sheet, and the content of more preferable carbon is 0.05 to 0.08% by weight in order to ensure extremely high strength-ductility balance and weldability.
  • the degree of stabilization of the austenite phase varies depending on the concentration of carbon in the austenite phase.
  • the carbon content is less than 0.03% by weight, the austenite phase is transformed into a ferrite phase, and thus it is difficult to obtain a desired martensite phase fraction.
  • At least 0.03% by weight of carbon content is required.
  • the content of carbon exceeds 0.1% by weight, weldability is lowered, and strength-ductility balance decreases as strength increases.
  • setting the content of carbon (C) in the low carbon region of 0.03 to 0.1 wt% is to ensure the age-resistant to easily secure the amount of carbon dissolved.
  • Silicon (Si) is a reinforcing element that can increase the strength without significantly reducing the ductility of the steel sheet, and also suppresses the formation of carbides when the austenite phase is transformed into the bainite phase, thereby improving the stability of the unmodified austenite phase. Since it has, it is good to add it suitably. Also, in the steel to which the appropriate Mn is added, the flowability of the molten metal during welding is improved to minimize the residue of inclusions in the weld.
  • the silicon is preferably included in an amount ratio of 0.005 to 0.105% by weight of the total weight of the steel sheet. If the content of silicon is less than 0.005% by weight, the silicon-containing effect may not be properly obtained. If the content of silicon exceeds 0.105% by weight, the SiMn 2 O 4 phase may be formed on the surface of the material to reduce the plating property. This causes a decrease in the steel plate surface quality.
  • the coating content and the plating property can be improved by setting the silicon content to 0.105 wt% or less, and even if the silicon content is 0.105 wt% or less, the stability of the unmodified austenite phase can be maintained high, and an appropriate amount of residual austenite You can secure the Night Award.
  • manganese (Mn) is an effective element for preventing hot cracking by sulfur (S), it is preferable to contain an appropriate amount according to the amount of sulfur (S) present in steel.
  • manganese (Mn) is an element that stabilizes the retained austenite phase by concentrating on the austenite phase as a solid solution strengthening element, and has an effect of greatly improving the strength of the steel sheet by improving the hardenability.
  • the content of the manganese (Mn) is preferably 1.0 to 3.0% by weight of the total weight of the steel sheet.
  • the content of manganese is less than 1.0% by weight, the effect of adding manganese is insignificant, and when the content of manganese (Mn) is more than 3.0% by weight, spot weldability is remarkably decreased, and a manganese band (Mn Band) is formed at the center of the thickness It develops and bending workability falls. Therefore, the content of Mn is preferably limited to 1.0 to 3.0% by weight.
  • Phosphorus (P) is an element that improves the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, and is an element effective in suppressing carbide formation, and serves to prevent elongation due to carbide formation in the overaging zone.
  • phosphorus (P) is an effective element to secure the martensite phase fraction by improving the manganese (Mn) equivalents.
  • the phosphorus (P) is preferably added in 0.005 ⁇ 0.04% by weight of the total weight of the steel sheet. If the content of phosphorus (P) is less than 0.005% by weight can not exert the above effect properly. In addition, when the content of phosphorus (P) is more than 0.04% by weight, the cause of hot brittleness because it forms a steadite (Steadite) structure of Fe 3 P.
  • Sulfur (S) inhibits the toughness and weldability of the steel sheet and increases the MnS non-metallic inclusions in the steel to reduce the effect of manganese (Mn) addition in DP (Dual Phase) steel. In addition, excessive addition increases coarse inclusions and degrades fatigue characteristics. This problem occurs when the content of sulfur in the steel sheet exceeds 0.003% by weight, the content of sulfur (S) in the present invention should be limited to 0.003% by weight or less of the total weight of the steel sheet.
  • Nitrogen (N) is an element that concentrates in unmodified austenite and stabilizes residual austenite phase, and has an effect of improving tensile strength and strength-ductility balance of the steel sheet.
  • the nitrogen is preferably contained in 0.003 to 0.008% by weight of the total weight of the steel sheet.
  • the content of nitrogen is less than 0.003% by weight, the above nitrogen addition effect is insignificant.
  • nitrogen (N) included in the steel sheet refines the grains by AlN formation.
  • nitrogen (N) included in the steel sheet refines the grains by AlN formation.
  • the content of nitrogen exceeds 0.008% by weight, there is a problem of supersaturation in the cooling process after hot dip galvanizing or the cooling process of the alloying process to lower the uniform elongation, so the nitrogen content is limited to 0.003 to 0.008% by weight. It is preferable.
  • Al is an element that acts as a deoxidizer, stabilizes the crystal grains of the ferrite phase to improve elongation, and enhances the carbon (C) concentration in the austenite phase to stabilize the residual austenite phase.
  • carbon (C) concentration in the austenite phase to stabilize the residual austenite phase.
  • Al inhibits the formation of manganese bands in the hot-rolled steel sheet to prevent a decrease in elongation.
  • the aluminum is preferably added in an amount ratio of Al: 0.05 to 0.4% by weight of the total weight of the steel sheet.
  • the inventors of the present invention have found that when 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] is 10 to 30, the plating performance is not reduced and the strength is not improved.
  • Molybdenum (Mo) and chromium (Cr) of 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 10 the effect of strength improvement is insignificant.
  • Molybdenum (Mo) and chromium (Cr) of 50 ⁇ [Mo%] When + 100 ⁇ [Cr%]> 30, there is a problem in that the hot dip galvanization of the steel sheet is sharply lowered. Therefore, in the present invention, molybdenum (Mo) and chromium (Cr) should satisfy 10 ⁇ 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30.
  • molybdenum (Mo) and chromium (Cr) Only one element may be added to molybdenum (Mo) and chromium (Cr) within a range of 10 ⁇ 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30, and both elements may be added. have.
  • molybdenum (Mo) and chromium (Cr) will be described in more detail.
  • Molybdenum (Mo) is a hardenable element to secure the martensite phase fraction to improve the strength of the steel sheet.
  • molybdenum (Mo) is preferably added at least 0.1% by weight.
  • molybdenum (Mo) is preferably added in a content ratio of 0.1 to 0.2% by weight of the total weight of the steel sheet Do.
  • Chromium like molybdenum (Mo), effectively secures the martensite phase fraction as an sinterable element, effectively improving strength.
  • Cr chromium stabilizes ferrite grains to improve elongation, and serves to stabilize the austenite phase by enhancing the carbon concentration in the austenite phase.
  • the chromium (Cr) is preferably added in a content ratio of 0.1 to 0.2% by weight of the total weight of the steel sheet.
  • the content of chromium is less than 0.1% by weight, the effect of adding chromium is insignificant, and when the content of chromium is more than 0.2% by weight, there is a problem in that the hot dip plating property is lowered.
  • the high strength steel sheet according to the present invention may further include at least one element of titanium (Ti), vanadium (V), and boron to improve physical properties.
  • Titanium (Ti) is a powerful carbonitride-forming element. Titanium (Ti) is combined with nitrogen (N) in the ratio of 3.4: 1 in the steel sheet to reduce the solid solution nitrogen. Reduction of solid solution nitrogen prevents the formation of BN and AlN, thereby increasing the yield ratio due to grain refinement.
  • the addition amount of titanium (Ti) in the steel sheet is determined according to the amount of nitrogen dissolved, but preferably in the present invention can present 0.005 ⁇ 0.02% by weight of the total weight of the steel sheet.
  • the addition amount of titanium (Ti) is less than 0.005% by weight, the above titanium addition effect may not be properly exhibited.
  • the addition amount of titanium (Ti) exceeds 0.02% by weight, there is a problem that the yield ratio is excessively increased by combining with carbon (C) in the steel sheet.
  • vanadium (V) is combined with carbon in the ferrite phase to form carbide in the mouth to improve the strength, and serves to reduce the yield ratio by reducing the dissolved carbon.
  • the vanadium (V) is preferably added in an amount of 0.005 to 0.05% by weight of the total weight of the steel sheet. If the content of vanadium (V) is less than 0.005% by weight, the above-described vanadium (V) addition effect is insignificant, and if it is added in excess of 0.05% by weight, there is a problem that the yield ratio is increased.
  • Boron (B) is a strong hardenable element, and if only 0.0005% by weight or more is added, it is possible to obtain a great effect on martensite phase formation.
  • the addition amount of boron (B) exceeds 0.0015% by weight of the total weight of the steel sheet, it is segregated to the grain boundary and acts as an element that inhibits the plating property. Therefore, in the present invention, the content of boron (B) is preferably limited to 0.0005 ⁇ 0.0015% by weight.
  • the final microstructure of the high strength steel sheet according to the present invention has a composite structure including a martensite phase with a ferrite phase of 70% or more as the cross sectional area ratio.
  • the microstructure is determined by the alloy composition system and the heat treatment process conditions.
  • the martensite phase is spherical and finely dispersed in the grain boundary. This martensite structure is effective in lowering brittleness and increasing elongation, and its shape is confirmed in the microstructure photograph of the internal cross section of the steel sheet shown in FIG.
  • the grain size of this martensite phase is on the order of 3-10 ⁇ m.
  • the martensite phase has a 10-20% cross-sectional area ratio, that is, the martensite phase fraction in the total volume of the steel sheet is 10-20 vol. It is preferable that it is%.
  • the martensite phase fraction is 10 vol. If it is less than%, it is difficult to secure the target intensity, and 20 vol. When it exceeds%, yield stress will rise and ductility and deep drawing property will deteriorate.
  • the hardness of the microstructure is also determined by the alloy composition and heat treatment process conditions.
  • the hardness of the ferrite phase is 120 to 250 based on the Vickers hardness (Hv)
  • the hardness of the martensite phase is 321 based on the Vickers hardness (Hv). ⁇ 555.
  • the Vickers hardness of the main ferrite phase is lower than 120, the amount of mobile dislocations generated inside the ferrite phase is small, so it is difficult to expect a large increase in yield stress when the paint is baked. This results in poor baking hardening, which results in poor dent resistance and shape freezing.
  • the Vickers hardness of the ferrite phase is larger than 250, there is a problem that the tensile strength is too high, and the ductility and the deep drawing property are deteriorated.
  • the Vickers hardness on martensite is lower than 321, it is difficult to secure the target strength, and when it is higher than 555, the yield stress may increase, and shape freezing and surface deformation may deteriorate. Therefore, the Vickers hardness on martensite is preferably 321 to 555.
  • the high strength steel sheet excellent in plating properties according to the present invention has a mechanical strength of tensile strength of 590 MPa or more, strength-ductility balance of 16,520 MPa ⁇ % or more, and yield ratio of less than 60%.
  • Such mechanical properties may be achieved by first adding chromium (Cr), vanadium (V), boron (B) and the like in addition to molybdenum (Mo), which is a hardenable element, to facilitate the formation of the martensite phase.
  • Cr chromium
  • V vanadium
  • B boron
  • Mo molybdenum
  • the content of Si is limited to 0.105% by weight or less, and the problem of deterioration in hardness and carbon concentration in the austenite phase, which may be caused by the Si content limitation, may be aluminum (Al) or chromium ( Complement with addition of Cr), phosphorus (P) and the like.
  • Ti forms TiN and TiS in the high temperature region, thereby maximizing the influence of solid solution boron (B), manganese (Mn) and aluminum (Al), thereby promoting the formation of martensite phase.
  • Ti was able to suppress the formation of BN and prevent a decrease in elongation due to grain refinement.
  • the high-strength steel sheet having excellent plating properties according to the present invention can be applied to pipe forming by press processing or roll forming having a relatively small amount of processing, and can also be applied to relatively strict drawing. It can be used for a wide range of purposes.
  • FIG. 1 illustrates a process of manufacturing a hot rolled steel sheet from a slab
  • FIG. 2 illustrates a process of manufacturing a cold rolled steel sheet from a hot rolled steel sheet.
  • the hot rolled steel sheet manufacturing process includes a slab reheating step (S110), finishing hot rolling step (S120) and winding step (S130).
  • slab reheating step (S110) in weight%, C: 0.03 to 0.1%, Si: 0.005 to 0.105%, Mn: 1.0 to 3.0%, P: 0.005 to 0.04%, S: 0.003% or less, N: 0.003 to 0.008 %, Al: 0.05 to 0.4%, Mo or Cr in a range satisfying 10 ⁇ 50 ⁇ [Mo%] + 100 ⁇ [Cr%] ⁇ 30, Ti: 0.005 to 0.02%, V: 0.005 ⁇ 0.05% and B: 0.0005% to 0.0015%, at least one of which is reheated the slab composed of Fe and other unavoidable impurities.
  • the slabs can be manufactured through a continuous casting process after obtaining molten steel through a steelmaking process.
  • the slab reheating temperature is preferably 1150 to 1250 ° C. If the slab reheating temperature is less than 1150 °C hot rolling is not well made, if the slab reheating temperature exceeds 1250 °C it is difficult to secure the strength of the steel sheet.
  • finishing hot rolling step (S120) finishing hot rolling is performed at an Ar 3 to Ar 3 + 70 ° C temperature.
  • the winding step (S130) the finish hot rolled steel sheet is wound in the form of a hot rolled steel coil at 550 ⁇ 650 °C, to complete the production of hot rolled steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet manufacturing process includes a pickling step (S210), cold rolling step (S220), annealing heat treatment step (S230) and cooling step (S240).
  • the surface of the hot rolled steel sheet is pickled by a weak acid or the like.
  • After cooling to 400 ⁇ 600 °C may be further carried out hot dip galvanizing or alloying heat treatment step (S250) on the surface of the cold-rolled steel sheet manufactured as needed.
  • the slabs having the composition shown in Table 1 were subjected to finish hot rolling, winding, pickling, cold rolling, annealing heat treatment, cooling, and hot dip galvanizing according to the conditions described in Table 2 to the examples 1-14 and Comparative Examples 15-22.
  • a hot dip galvanized steel sheet was prepared.
  • Table 3 shows tensile strength (TS: MPa), strength-ductility balance (TS x EL: MPa%), yield ratio (%), Vickers hardness, and the like of steel sheets prepared according to Examples 1 to 14 and Comparative Examples 15 to 22. It shows the plating property.
  • the steel sheets manufactured according to Examples 1 to 14 all exhibit tensile strength of 590 MPa or more, strength-ductility balance (TS ⁇ El) of 16,520 MPa ⁇ % or more, and yield ratio of less than 60%. It can be seen that it has mechanical properties.
  • the steel sheet prepared according to Comparative Examples 15 to 22 did not reach the strength-ductility balance of 16,520 MPa
  • the steel sheet prepared according to Comparative Examples 20 to 22 did not reach the tensile strength of 590 MPa, yield ratio 60% Exceeded.
  • the steel sheet produced according to Examples 1 to 14 has a cross-sectional area ratio of 80 to 88%, a cross-sectional area ratio of 11 to 17% of martensite phase, Vickers hardness of 152 to 201, The Vickers hardness 451-554 of the martensite phase was shown, the target Vickers hardness was shown, and the target cross-sectional area area and Vickers hardness were satisfied.
  • the steel sheet produced according to Examples 1 to 14 was very good ( ⁇ ) or good ( ⁇ ) the plating property
  • the steel sheet produced according to Comparative Examples 15 to 19 was only the plateability ( ⁇ ).
  • Comparative Examples 20 to 22 which showed good plating properties, the mechanical properties such as tensile strength were lower than the target values, and the cross-sectional area ratio of martensite was less than 10%, and the Vickers hardness (Hv) on the ferrite. Fell below 120.

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Abstract

도금성이 우수하고, 인장강도가 590 MPa 이상인 동시에 강도-연성 밸런스(TS × El)가 16,520 MPa·% 이상인 고강도 강판 및 그 제조 방법에 대하여 개시한다. 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.10 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.040 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.40 % 포함하며, 10 ≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.020 %, V: 0.005 ~ 0.050 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 미세조직은 단면조직 면적율로, 비커스경도(Hv)가 120 ~ 250인 페라이트 상이 70 % 이상, 비커스경도 321 ~ 555인 마르텐사이트 상이 10 % 이상 포함되는 복합조직인 것을 특징으로 한다.

Description

도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
본 발명은 자동차 판넬 및 구조용 부품으로 주로 사용되는 고강도 냉연강판 또는 용융아연도금강판 제조 기술에 관한 것으로, 보다 상세하게는 590 MPa 이상의 인장강도와 16,520 MPa·% 이상의 강도-연성 밸런스(TS × El)의 기계적 특성을 확보하면서 우수한 도금성을 갖는 냉연강판 및 용융아연도금강판, 그리고 이들의 제조 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 업계는 날로 강화되고 있는 안전 및 환경규제에 대한 법규를 만족시키기 위해 자동차 차체의 강성을 증대시키고, 연비효율을 향상시키기 위한 다양한 노력을 기울이고 있다. 자동차 업계에서 관심이 집중되고 있는 것은 친환경과 고강도, 경량화 등이 있다.
또한 자동차의 디자인이 복잡해지고 소비자의 요구가 다양화됨에 따라 자동차 업계에서는 고강도이면서 가공성과 성형성이 우수한 강을 필요로 하고 있다.
그러나 자동차용 강판의 고강도화는 성형성의 악화를 초래하기 때문에 강도 와 성형성을 동시에 만족시키기 어렵다. 또한, 강판의 고강도화를 위해 첨가되는 불순물 원소들에 의해 표면이 미려한 도금강판을 제조하기는 더욱 어려워진 상태이다.
자동차용 내판재의 경우에는 기존의 인(P) 첨가 고강도강의 가공성을 향상시켜 고강도화를 꾀하고 있으나, 가공성의 부족과 두께 감소에 따른 강성의 저하로 고강도화가 부진한 상태이다. 하지만 자동차 제조사의 경우 성형성이 우수한 고강도강을 적용함으로서 가공단수 감소에 따른 원가절감을 추구할 수 있어 지속적으로 고성형 고강도강의 개발을 요구하고 있는 추세다.
자동차용 외판재의 경우는 극저탄소 IF 강(Interstitial-Free Steel)과 같은 연질 냉연강판과 340 MPa급 고성형성 고강도강이 주로 적용되고 있으며, 일부 고강도가 요구되는 부품에 더 높은 강도의 강판이 적용되고 있다.
상기와 같이 자동차용 강판의 강도 및 성형성을 향상시키기 위해서 실리콘(Si), 망간(Mn), 인(P) 등의 고용강화 원소를 첨가하여 강도를 향상시키고, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 등 탄질화물 형성원소를 첨가하여 가공성을 향상시키는 제조 기술이 일반적이며, 그 대표적인 예로서, 복합조직형 고강도 강판을 들 수 있다.
복합조직형 고강도 강판은, 연질의 페라이트(Ferrite)와 경질의 마르텐사이트(Martensite)가 복합되는 복합조직을 가지고, 그 특징은 항복 응력이 낮고, 높은 강도-연성 밸런스를 가지는 강판이다.
하지만 강도 향상을 위해 첨가되는 실리콘(Si), 망간(Mn) 등은 냉간압연 후 소둔 열처리 과정에서 실리콘(Si)계 산화물이 표면에 농화되어 도금강판의 표면특성을 저하시켜, 미려한 도금표면을 갖는 자동차용 강판을 제조하는데 어려움을 주게 된다.
성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판의 제조기술에 대하여, 중량%로, C: 0.12 ~ 0.70 %, Si: 0.4 ~ 1.8 %, Mn: 0.2 ~ 2.5 %, Al: 0.01 ~ 0.07 %, N: 0.02 %이하를 포함하고, 잔부가 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되는 강판이 제시된 바 있다. 상기 강판은, 페라이트, 베이나이트(Bainite)와 잔류 오스테나이트(Austenite) 등으로 되는 복합조직을 가지는 소위, 변태 유기 가소성(TRIP)을 이용한 강판이다.
그러나 동일 강도의 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직형 강판에 비하여 실리콘(Si)의 함량이 0.4중량% 이상으로 매우 높아 도장성 및 도금성이 저하되어 미려한 도금강판을 제조하는데 어려움이 있다.
따라서 TRIP형 강판으로 원하는 도장성, 도금성을 확보하기 위해서는 장시간의 산세 처리를 할 필요가 있어 제조비용의 상승을 초래하는 문제가 있다.
또한 근래에 양호한 성형성과 성형 후 고강도를 동시에 만족할 수 있는 강판으로서, 프레스 성형 전은 연질으로 프레스 성형하기 쉽고, 프레스 성형 후는 도장 인화 처리에 의하여 경화되어 높은 부품강도를 얻을 수 있는 소부경화강판(BH 강판)이 개발 되어 있다.
이와 같은 BH 강판의 예로서, 중량%로, C : 0.05 ~ 0.30 %, Si: 0.4 ~ 2.0 %, Mn: 0.7 ~ 3.0 %, Al: 0.02 % 이하, N: 0.0050 ~ 0.0250 %를 포함하고 고용 상태의 N을 0.0010 % 이상 함유하는 조성과, 페라이트 상과 베이나이트상 그리고 잔류 오스테나이트 상을 포함하는 복합조직을 가지는 시효경화 특성이 우수한 고장력 냉연 강판이 제안된 바 있다.
그러나 상기 강판 역시, 잔류 오스테나이트를 안정화하기 위하여 Si을 0.4 % 이상을 함유하기 때문에 도장성, 도금성이 저하되어 미려한 도금강판을 제조하는데 어려움을 갖게 된다.
즉, 종래의 기술에서는 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트로 되는 복합조직을 형성하고 인장강도 및 강도-연성 밸런스를 현저히 향상시키기 위하여 0.4 중량% 이상의 다량의 Si을 함유시켰다. 이것은 Fe3C의 생성을 억제하는 작용을 갖고 있는 Si을 다량 첨가하여, 소둔 시 잔류 오스테나이트의 생성과 안정화에 필요한 양의 C을 오스테나이트 중에 효과적으로 농화시킬 수 있기 때문이다.
그렇지만 Si의 함유량을 0.4 % 이상으로 첨가한 강판은 인장강도 및 강도-연성 밸런스가 향상되지만, 강판 표면에 실리콘계 산화물이 농화되어 도장성 및 도금성을 저하시켜 미려한 도금강판을 제조하기가 어렵다.
본 발명의 목적은 비교적 낮은 실리콘(Si) 함량을 통하여 도금성이 우수하면서도 590 MPa 이상의 인장강도와 강도-연성 밸런스(TS × El)가 16,520 MPa·% 이상의 기계적 특성을 확보할 수 있는 고강도 강판을 제공하는 것이다.
본 발명의 다른 목적은 합금조성과 냉각 조건 등을 통하여 590 MPa 이상의 인장강도와 강도-연성 밸런스(TS × El)가 16,520 MPa·% 이상의 기계적 특성과, 우수한 도금성을 확보할 수 있는 고강도 강판 제조 방법을 제공하는 것이다.
상기 하나의 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.1 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.04 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.4 % 포함하며, 10 ≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.020 %, V: 0.005 ~ 0.050 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되고, 미세조직은 단면조직 면적율로, 비커스경도(Hv)가 120 ~ 250인 페라이트 상이 70 % 이상, 비커스경도 321 ~ 555인 마르텐사이트 상이 10 % 이상 포함되는 복합조직인 것을 특징으로 한다.
상기 다른 목적을 달성하기 위한 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.1 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.040 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.4 % 포함하며, 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.020 %, V: 0.005 ~ 0.050 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1150 ~ 1250 ℃로 재가열하는 슬라브 재가열 단계; 상기 재가열된 강판을 Ar3 내지 Ar3 + 70 ℃ 온도에서 마무리 열간압연하는 마무리 열간압연 단계; 상기 마무리 열간압연된 강판을 550 ~ 650 ℃에서 열연강판 코일 형태로 권취하는 단계; 상기 강판을 산세처리하는 산세처리 단계; 상기 산세처리된 강판을 50 ~ 80 %의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계; 상기 냉간압연된 강판을 Ar1 ~ Ar3 에서 소둔 처리하는 소둔 단계; 및 상기 소둔된 강판을 5 ~ 30 ℃/sec의 냉각속도로 400 ~ 600 ℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 한다.
본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 페라이트와 마르텐사이트를 포함한 복합조직을 가지며, 탄소(C) 및 실리콘(Si)의 함량조절을 통하여 도금성이 우수하다.
또한, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 소입성 원소 및 티타늄(Ti)을 선택적으로 첨가하여 BN, AlN 등의 석출 제어가 가능하다. 따라서, 냉간압연 후 소둔 열처리 시 마르텐사이트가 10 ~ 20 %를 잔류하게 하여 590 MPa 이상의 인장강도와 16,520 MPa·% 이상의 강도-연성 밸런스 및 60 % 미만의 항복비를 가진다. 따라서 부품형상의 가공이 용이하고, 강도 증가로 인한 강판의 두께를 감소시킬 수 있어 자동차의 총 중량을 감소시켜 연비 효율 향상에 기여할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 고강도 확보를 위해 복합조직형 고강도 강이므로, 탄소(C), 질소(N) 성분의 협폭 관리를 요구하지 않고, 저 항복비 특성을 가짐으로서 형상 동결성 또한 우수한 효과가 있다.
도 1은 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법의 일실시예를 나타내는 순서도로서, 슬라브로부터 열연강판을 제조하는 과정을 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법의 일실시예를 나타내는 순서도로서, 열연강판로부터 냉연강판을 제조하는 과정을 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명에 따른 고강도 강판 내부 단면의 미세조직사진을 나타낸 것이다.
본 발명의 이점 및 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 것이며, 단지 본 실시예들은 본 발명의 개시가 완전하도록 하며, 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 구성요소를 지칭한다.
이하 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법에 관하여 상세히 설명하면 다음과 같다.
본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 중량%로, C: 0.03 ~ 0.1 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.04 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.4 % 포함하며, 10 ≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.02 %, V: 0.005 ~ 0.05 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성된다. 여기서, 불가피한 불순물은, 원료, 자재, 제조설비 등의 상황에 따라 함유되는 원소이다.
이하, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판을 구성하는 성분들에 대하여 설명한다.
탄소(C)
탄소는 강판의 강도 확보를 위해 첨가한다. 또한 탄소는 오스테나이트 상에 농화되는 양에 따라 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다.
상기 탄소의 함량은 강판 전체 중량의 0.03 ~ 0.1 중량%인 것이 바람직하며, 또한 극히 높은 강도-연성 밸런스와 용접성을 확보하기 위하여 보다 바람직한 탄소의 함량은 0.05 ~ 0.08 중량%이다.
탄소는 오스테나이트 상에 농화되는 정도에 따라 오스테나이트 상의 안정화 정도가 달라지는데, 탄소의 함량이 0.03 중량% 미만일 경우, 오스테나이트 상이 페라이트 상으로 변태되어 원하는 마르텐사이트 상분율을 확보하기 어려우므로 본 발명에서는 0.03 중량% 이상의 탄소 함유를 필요로 한다. 한편 탄소의 함량이 0.1 중량%를 초과하면 용접성이 저하되고, 강도 증가에 따른 강도-연성 밸런스가 떨어지게 된다.
본 발명의 경우 탄소(C)의 함량을 0.03 ~ 0.1 중량%의 저탄소영역으로 설정하는 것은 고용 탄소량을 확보하여 내시효성을 확보하기 쉽도록 하기 위함이다. 이 경우 탄소(C), 질소(N) 함량을 협폭 관리하지 않아도 되는 장점이 있다.
실리콘(Si)
실리콘(Si)은 강판의 연성을 현저히 저하시키지 않고, 고강도화 할 수 있는 강화 원소이고, 또한 오스테나이트 상이 베이나이트 상으로 변태하는 때에 탄화물의 생성을 억제하므로 미변태 오스테나이트 상의 안정성을 향상 시키는 효과를 가지기 때문에 적절하게 첨가하는 것이 좋다. 또한 적정 Mn을 첨가하는 강 중에서 용접 시 용융 금속의 유동성을 좋게 하여 용접부내 개재물의 잔류를 최소화한다.
상기 실리콘은 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.105 중량%의 함량비로 포함되는 것이 바람직하다. 실리콘의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우 상기의 실리콘 함유 효과를 제대로 얻을 수 없으며, 실리콘의 함량이 0.105 중량%를 초과할 경우 소재 표면에 SiMn2O4상을 형성하여 도금성을 저하시킨다. 이는 강판 표면 품질을 저하시키는 원인이 된다.
본 발명에서는 실리콘의 함유량을 0.105 중량% 이하로 함으로써 도장성 및 도금성을 향상시킬 수 있으며, 또한 실리콘의 함유량이 0.105 중량% 이하라도 미 변태 오스테나이트 상의 안정성을 높게 유지할 수 있어, 적정량의 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 있다.
망간(Mn)
망간(Mn)은 황(S)에 의한 열간 균열을 방지하는데 유효한 원소이므로, 강 중 존재하는 황(S)의 양에 따라 적정량을 함유시키는 것이 바람직하다. 또한 망간(Mn)은 고용강화 원소로서 오스테나이트 상에 농화되어 잔류 오스테나이트 상을 안정화 시키는 원소이고, 담금질성을 향상 시켜 강판 강도 증가에 크게 기여하는 효과가 있다.
상기 망간(Mn)의 함량은 강판 전체 중량의 1.0 ~ 3.0 중량%인 것이 바람직하다. 망간의 함량이 1.0 중량% 미만일 경우에 상기 망간의 첨가 효과가 미미하며, 망간(Mn)의 함량이 3.0 중량%를 초과하면 스폿 용접성이 현저히 떨어지게 되고, 소재 두께 중심부에서 망간 밴드(Mn Band)가 발달하여 굽힘 가공성이 저하된다. 따라서 Mn의 함량은 1.0 ~ 3.0 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
인(P)
인(P)은 고용강화에 의하여 강판의 강도를 향상시키는 원소이고, 탄화물 형성 억제에 효과적인 원소로 과시효대 구간에서 탄화물 형성에 의한 연신율 저하를 방지하는 역할을 한다. 또한 인(P)은 망간(Mn) 당량을 향상시켜 마르텐사이트 상분율 확보에 효과적인 원소이다.
상기 인(P)은 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.04 중량%로 첨가되는 것이 바람직하다. 인(P)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우 상기 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 또한, 인(P)의 함량이 0.04 중량%를 초과할 경우, Fe3P의 스테다이트(Steadite) 조직을 형성하게 되므로 열간취성의 원인이 된다.
황(S)
황(S)은 강판의 인성과 용접성을 저해하고, 강중 MnS 비금속 개재물을 증가시켜 DP(Dual Phase)강에서의 망간(Mn) 첨가 효과를 감소시킨다. 또한 과다 첨가 시 조대한 개재물의 생성량을 증가시켜 피로특성을 열화한다. 이러한 문제점은 강판 내에 황의 함량이 0.003 중량%를 초과할 경우 발생하는 바, 본 발명에서 황(S)의 함량은 강판 전체 중량의 0.003 중량% 이하로 제한되어야 한다.
질소(N)
질소(N)는 미변태 오스테나이트 중에 농화되고 잔류 오스테나이트 상을 안정화하는 작용을 하는 원소이고, 강판의 인장강도와 강도-연성 밸런스를 향상시키는 효과가 있다.
상기 질소는 강판 전체 중량의 0.003 ~ 0.008 중량%로 포함되는 것이 바람직하다. 질소의 함량이 0.003 중량% 미만일 경우, 상기의 질소 첨가 효과가 미미하다.
본 발명에서 강판에 포함되는 질소(N)는 AlN 형성으로 결정립을 미세화한다. 그러나, 질소의 함량이 0.008 중량%를 초과할 경우, 용융아연도금후 냉각 과정 혹은 합금화 공정의 냉각 과정에서 과포화 되어 균일 연신율을 저하시키는 문제점이 있으므로, 질소의 함량은 0.003 ~ 0.008 중량%로 제한하는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)
Al은 탈산제로 작용하는 원소이며, 페라이트 상의 결정립을 안정화하여 연신율을 향상시키고, 오스테나이트 상내 탄소(C) 농화량을 증진하여 잔류 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다. 또한 알루미늄(Al)은 열연강판 내 망간 밴드의 형성을 억제하여 연신율 저하를 방지한다.
본 발명에서 상기 알루미늄은 강판 전체 중량의 Al: 0.05 ~ 0.4 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
알루미늄(Al)이 0.05 중량% 미만으로 첨가되면, 상기의 알루미늄 첨가 효과를 기대할 수 없다. 또한, 알루미늄이 0.4 중량%를 초과하면 연속주조성을 저하시키고 슬라브 내 AlN을 형성하여 열연 크랙을 유발한다.
몰리브덴(Mo), 크롬(Cr)
본 발명의 발명자들은 오랜 연구 결과 50· [Mo %] + 100· [Cr %]이 10~30 일 경우에 강도 향상과 더불어 도금성 저하가 나타나지 않는 것을 알아내었다.
몰리브덴(Mo)과 크롬(Cr)이 50· [Mo %] + 100· [Cr %] <10 일 경우 강도 향상 효과가 미미하며, 몰리브덴(Mo)과 크롬(Cr)이 50· [Mo %] + 100· [Cr %] > 30 일 경우 강판의 용융 도금성이 급격히 저하되는 문제점이 있다. 따라서, 본 발명에서 몰리브덴(Mo)과 크롬(Cr)은 10≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30 을 만족하여야 한다.
10≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30 을 만족하는 범위 내에서 몰리브덴(Mo)과 크롬(Cr)은 어느 하나의 원소만이 첨가될 수 있으며, 양 원소 모두 첨가될 수 있다. 이하, 몰리브덴(Mo)과 크롬(Cr) 각각에 대하여 보다 상세하게 설명하기로 한다.
몰리브덴(Mo)
몰리브덴(Mo)은 소입성 원소로 마르텐사이트 상분율을 확보하여 강판의 강도를 향상시킨다. Mn 관리에 따른 소입성을 보상하기 위하여, 몰리브덴(Mo)은 0.1 중량% 이상 첨가되는 것이 바람직하다. 그러나, 몰리브덴(Mo)의 함량이 0.2 중량%를 초과하면 결정립 미세화에 따른 항복비 증가의 원인이 될 수 있으므로, 몰리브덴(Mo)은 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다.
크롬(Cr)
크롬(Cr)은 몰리브덴(Mo)과 마찬가지로 소입성 원소로 마르텐사이트 상분율을 확보하여 강도를 효과적으로 향상시킨다. 또한 크롬(Cr)은 페라이트 결정립을 안정화하여 연신율을 향상시키며, 오스테나이트 상 내 탄소 농화량을 증진하여 오스테나이트 상을 안정화시키는 역할을 한다.
상기 크롬(Cr)은 강판 전체 중량의 0.1 ~ 0.2 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 크롬의 함량이 0.1 중량% 미만일 경우, 크롬의 첨가 효과가 미미하고, 크롬의 함량이 0.2 중량%를 초과하면 용융 도금성이 저하되는 문제점이 있다.
티타늄(Ti), 바나듐(V), 보론(B)
본 발명에 따른 고강도 강판은 물성 향상을 위하여 티타늄(Ti), 바나듐(V), 보론 중 1종 이상의 원소를 더 포함할 수 있다.
티타늄
티타늄(Ti)은 강력한 탄질화물 형성 원소이다. 티타늄(Ti)은 강판 내에서 질소(N)와 3.4:1의 비율로 결합하여 고용 질소를 저감시킨다. 고용 질소의 저감은 BN, AlN의 형성을 방지하여 결정립 미세화에 의해 항복비가 증가하는 현상을 방지한다.
강판 내에서 티타늄(Ti)의 첨가량은 고용 질소의 양에 따라 결정되나, 본 발명에서 바람직하기로는 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.02 중량%를 제시할 수 있다. 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.005 중량% 미만일 경우, 상기의 티타늄 첨가 효과를 제대로 발휘할 수 없다. 또한 티타늄(Ti)의 첨가량이 0.02 중량%를 초과할 경우, 강판 내의 탄소(C)와 결합하여 항복비를 과다하게 증가되는 문제점이 있다.
바나듐(V)
바나듐(V)은 보론(B), 몰리브덴(Mo)과 함께 강력한 소입성 원소로 작용하여 마르텐사이트 상의 형성에 효과적인 원소이다. 또한 바나듐(V)은 페라이트 상 내에서 탄소와 결합하여 입내 탄화물을 생성시켜 강도를 향상시키고, 고용 탄소를 저감하여 항복비를 감소시키는 역할을 한다.
상기 바나듐(V)은 강판 전체 중량의 0.005 ~ 0.05 중량%의 함량비로 첨가되는 것이 바람직하다. 바나듐(V)의 함량이 0.005 중량% 미만일 경우 상술한 바나듐(V) 첨가 효과가 미미하고, 0.05 중량%를 초과하여 첨가되면 항복비가 증가되는 문제점이 있다.
보론(B)
보론(B)은 강력한 소입성 원소로서, 0.0005 중량% 이상만 첨가하면 마르텐사이트 상 형성에 큰 효과를 얻을 수 있다.
다만, 보론(B)의 첨가량이 강판 전체 중량의 0.0015 중량%를 초과하면 결정립계에 편석되어 도금성을 저해하는 원소로 작용한다. 따라서 본 발명에서, 보론(B)의 함량은 0.0005 ~ 0.0015 중량%로 한정하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 고강도 강판의 최종 미세 조직은 단면조직 면적율로 70 % 이상의 페라이트 상을 주상으로 하며, 마르텐사이트 상을 포함하는 복합 조직을 갖는다. 미세조직은 합금성분계 및 열처리 공정조건에 의해 결정된다.
마르텐사이트 상은 구형이고, 결정립계에 미세하게 분산되어 있다. 이러한 마르텐사이트 조직은 취성을 낮추고, 연신율을 높이는데 효과적이며, 그 형상은 도 3에 도시된 강판 내부 단면의 미세조직사진에서 확인된다. 이러한 마르텐사이트 상의 결정립 크기는 3 ~ 10 ㎛ 정도이다.
본 발명에서 마르텐사이트 상은 10 ~ 20 % 단면조직 면적율, 즉 강판 전체 부피에서 마르텐사이트 상 분율이 10 ~ 20 vol. %인 것이 바람직하다. 마르텐사이트 상 분율이 10 vol. % 미만이면 목표강도의 확보가 어렵고, 20 vol. %를 초과하면 항복응력이 상승하고, 연성 및 딥 드로잉(Deep Drawing)성이 열화된다.
미세조직의 경도 역시 합금성분계와 열처리 공정조건에 의해 결정되는데, 본 발명에서 페라이트 상의 경도는 비커스경도(Hv)를 기준으로 120 ~ 250이며, 마르텐사이트 상의 경도는 비커스경도(Hv)를 기준으로 321 ~ 555이다.
주상인 페라이트 상의 비커스경도가 120 보다 낮은 경우에는 페라이트 상 내부에 생성된 가동전위(Mobile Dislocation)의 양이 적어 도장 소부시 항복응력의 큰 상승을 기대하기 어렵다. 이는 소부경화성이 좋지 않은 것으로, 내덴트성이나 형상동결성이 나쁜 결과를 초래한다. 또한, 페라이트상의 비커스경도가 250 보다 큰 경우에는 인장강도가 너무 상승하고, 연성 및 딥 드로잉성이 열화되는 문제점이 있다.
한편, 마르텐사이트 상의 비커스경도가 321보다 낮은 경우에는 목표하는 강도를 확보하기 어렵고, 555보다 높은 경우에는 항복응력이 상승하고, 형상동결성 및 내면변형성이 열화될 수 있다. 따라서, 마르텐사이트 상의 비커스경도는 321 ~ 555인 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 인장강도 590 MPa 이상이고, 강도-연성 밸런스가 16,520 MPa·% 이상이며, 항복비가 60% 미만인 기계적 특성을 갖는다.
이러한 기계적 특성은 우선, 소입성 원소인 몰리브덴(Mo) 외에 크롬(Cr), 바나듐(V), 보론(B) 등을 선택적으로 첨가하여 마르텐사이트 상의 형성을 용이하게 함으로써 이루어질 수 있었다.
또한, 도금성을 확보하기 위해 Si의 함량을 0.105 중량 % 이하로 제한하며, Si 함량 제한으로 발생 될 수 있는 경도저하 및 오스테나이트 상 내 탄소농화도가 저하되는 문제는 알루미늄(Al), 크롬(Cr), 인(P) 등의 첨가로 보완하였다.
또한 망간(Mn) 첨가 효과를 유지하기 위해 황(S)를 0.003 중량% 이하로 제한하였으며, 이를 통하여 MnS 개재물 형성에 의한 열처리 후 재질 저하 방지가 가능하였다.
또한, 티타늄(Ti) 첨가로 고온 영역에서 TiN, TiS를 형성하여 고용 보론(B), 망간(Mn), 알루미늄(Al)의 영향을 극대화함으로써 마르텐사이트 상의 형성을 촉진할 수 있었으며, 이러한 티타늄(Ti)은 BN의 형성을 억제하여 결정립 미세화에 의한 연신율 저하도 방지할 수 있었다.
따라서, 본 발명에 따른 도금성이 우수한 고강도 강판은 비교적 가공량이 적은 프레스 가공이나 롤포밍(Roll Forming)에 의하여 파이프(Pipe) 성형에 적용될 수 있음은 물론, 비교적 엄격한 드로잉(Drawing)에도 적용될 수 있어, 광범위한 용도로 사용이 가능하다.
고강도 강판 제조 방법
도 1 및 도 2는 본 발명에 따른 고강도 강판 제조 방법의 일실시예를 나타내는 순서도이다. 구체적으로, 도 1은 슬라브로부터 열연강판을 제조하는 과정을 나타낸 것이고, 도 2는 열연강판로부터 냉연강판을 제조하는 과정을 나타낸 것이다.
우선 도 1을 참조하면, 열연강판 제조 과정은 슬라브 재가열 단계(S110), 마무리 열간압연 단계(S120) 및 권취 단계(S130)를 포함한다.
슬라브 재가열 단계(S110)에서는 중량%로, C: 0.03 ~ 0.1 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.04 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.4 % 포함하며, 10 ≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.02 %, V: 0.005 ~ 0.05 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 재가열한다.
슬라브는 제강공정을 통해 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 제조될 수 있다.
슬라브 재가열 온도는 1150 ~ 1250 ℃가 바람직하다. 슬라브 재가열 온도가 1150℃ 미만일 경우 열간압연이 잘 이루어지지 않는 문제점이 있고, 슬라브 재가열 온도가 1250℃를 초과할 경우 강판의 강도 확보가 어려워진다.
이후, 마무리 열간압연 단계(S120)에서는 Ar3 ~ Ar3 + 70 ℃ 온도에서 마무리 열간압연을 행한다. 이후, 권취 단계(S130)에서는 마무리 열간압연된 강판을 550 ~ 650 ℃에서 열연강판 코일 형태로 권취하여, 열연강판을 제조를 완성한다.
다음으로, 도 2를 참조하면, 냉연강판 제조 과정은 산세처리 단계(S210), 냉간압연 단계(S220), 소둔 열처리 단계(S230) 및 냉각 단계(S240)를 포함한다.
산세처리 단계(S210)에서는 약산 등으로 열연강판의 표면을 산세 처리한다.
이후, 냉간압연 단계(S220)에서는 압연롤을 이용하여 50 ~ 80 %의 압하율로 냉간압연을 실시한다. 이후 냉간압연된 강판을 Ar1 ~ Ar3 에서 소둔 열처리한 후, 5 ~ 30 ℃/sec.의 냉각속도로 400 ~ 600 ℃까지 냉각 처리한다.
400 ~ 600 ℃까지 냉각 처리한 후에는 필요에 따라서 제조된 냉연 강판의 표면에 용융아연도금 또는 합금화 열처리 단계(S250)를 더 수행할 수 있다.
실시예
이하, 본 발명의 바람직한 실시예를 통해 본 발명의 구성 및 작용을 더욱 상세히 설명하기로 한다. 다만, 이는 본 발명의 바람직한 예시로 제시된 것이며 어떠한 의미로도 이에 의해 본 발명이 제한되는 것으로 해석될 수는 없다.
여기에 기재되지 않은 내용은 이 기술 분야에서 숙련된 자이면 충분히 기술적으로 유추할 수 있는 것이므로 그 설명을 생략하기로 한다.
1. 강판의 제조
표 1에 도시된 조성을 갖는 슬라브를 표 2에 기재된 조건에 따라 마무리 열간압연, 권취, 산세, 냉간압연, 소둔 열처리, 냉각 및 용융아연도금을 실시하여 실시예 1 ~ 14 및 비교예 15 ~ 22의 용융아연도금강판을 제조하였다.
[표 1]
Figure PCTKR2010001367-appb-I000001
※ 단위 : 중량%
2. 기계적 특성 및 도금성 평가
표 3은 실시예 1 ~ 14 및 비교예 15 ~ 22에 따라 제조된 강판의 인장강도(TS: MPa), 강도-연성 밸런스(TS x EL: MPa%), 항복비(%), 비커스경도 및 도금성을 나타낸 것이다.
[표 2]
Figure PCTKR2010001367-appb-I000002
[표 3]
Figure PCTKR2010001367-appb-I000003
표 3을 참조하면, 실시예 1~14에 따라 제조된 강판은 모두 590 MPa 이상의 인장강도, 16,520 MPa·% 이상의 강도-연성 밸런스(TS × El) 및 60% 미만의 항복비를 나타내어 목표로 하는 기계적 물성을 갖춘 것을 볼 수 있다. 반면, 비교예 15~22에 따라 제조된 강판은 강도-연성 밸런스가 16,520MPa에 미치지 못하였으며, 비교예 20~22에 따라 제조된 강판은 인장강도가 590MPa에 미치지 못하였으며, 항복비가 60%를 초과하였다.
또한, 실시예 1 ~ 14에 따라 제조된 강판은 페라이트 상의 단면조직 면적율이 80 ~ 88 %이고, 마르텐사이트 상의 단면조직 면적율이 11~17 %를 나타내었으며, 페라이트 상의 비커스 경도가 152 ~ 201이고, 마르텐사이트 상의 비커스 경도 451~554를 나타내어, 목표로 하는 비커스 경도를 나타내어, 목표로 하는 단면조직 면적율과 비커스 경도를 만족하였다.
또한, 실시예 1 ~ 14에 따라 제조된 강판은 도금성이 매우 우수(◎)하거나 양호(○)하였으나, 비교예 15 ~ 19에 따라 제조된 강판은 도금성이 보통(△)에 불과하였다. 한편, 도금성이 양호(○)한 것으로 나타난 비교예 20 ~ 22의 경우 인장강도 등의 기계적 물성이 목표치에 미달하였고, 마르텐사이트의 단면조적 면적율이 10% 미만이었으며, 페라이트 상의 비커스경도(Hv)가 120에 미달하였다.
이상에서는 본 발명의 실시예를 중심으로 설명하였지만, 당업자의 수준에서 다양한 변경이나 변형을 가할 수 있다. 이러한 변경과 변형이 본 발명의 범위를 벗어나지 않는 한 본 발명에 속한다고 할 수 있다. 따라서 본 발명의 권리범위는 이하에 기재되는 청구범위에 의해 판단되어야 할 것이다.

Claims (10)

  1. 중량%로, C: 0.03 ~ 0.1 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.04 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.4 % 포함하며,
    10 ≤ 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고,
    Ti: 0.005 ~ 0.02 %, V: 0.005 ~ 0.05 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며,
    잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되고,
    미세조직은 단면조직 면적율로, 비커스경도(Hv)가 120 ~ 250인 페라이트 상이 70 % 이상, 비커스경도 321 ~ 555인 마르텐사이트 상이 10 % 이상 포함되는 복합조직인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 비커스경도 321 ~ 555인 마르텐사이트 상의 단면조직 면적율은 10 ~ 20 %인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은 0.1 ~ 0.2 중량%로 첨가되는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 크롬(Cr)은 0.1 ~ 0.2 중량%로 첨가되는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트 상의 단면조직 면적율은 10 ~ 20 %인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도 590 MPa 이상이고, 강도-연성 밸런스가 16,520 MPa·% 이상이며, 항복비가 60% 미만인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판.
  7. 중량%로, C: 0.03 ~ 0.10 %, Si: 0.005 ~ 0.105 %, Mn: 1.0 ~ 3.0 %, P: 0.005 ~ 0.040 %, S: 0.003 % 이하, N: 0.003 ~ 0.008 %, Al: 0.05 ~ 0.40 % 포함하며, 50· [Mo %] + 100· [Cr %] ≤ 30을 만족하는 범위에서 Mo 또는 Cr을 포함하고, Ti: 0.005 ~ 0.020 %, V: 0.005 ~ 0.050 % 및 B: 0.0005 ~ 0.0015 % 중에서 1종 이상을 포함하며, 잔부가 Fe와 기타 불가피한 불순물로 조성되는 슬라브를 1150 ~ 1250 ℃로 재가열하는 슬라브 재가열 단계;
    상기 재가열된 강판을 Ar3 내지 Ar3 + 70 ℃ 온도에서 마무리 열간압연하는 마무리 열간압연 단계;
    상기 마무리 열간압연된 강판을 550 ~ 650 ℃에서 열연강판 코일 형태로 권취하는 단계;
    상기 강판의 표면을 산세처리하는 산세처리 단계;
    상기 산세처리된 강판을 50 ~ 80 %의 압하율로 냉간압연하는 냉간압연 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 Ar1 ~ Ar3 에서 소둔 처리하는 소둔 단계; 및
    상기 소둔된 강판을 5 ~ 30 ℃/sec의 냉각속도로 400 ~ 600 ℃까지 냉각하는 단계;를 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법.
  8. 제7항에 있어서,
    상기 냉각된 강판을 용융아연도금하는 단계 또는 합금화 열처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 강판의 최종 미세조직은 단면조직 면적율로 70% 이상의 페라이트 상과 10% 이상의 마르텐사이트 상을 포함하는 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법.
  10. 제9항에 있어서,
    상기 페라이트 상은 비커스경도(Hv)가 120 ~ 250이고, 상기 마르텐 사이트 상은 비커스경도 321 ~ 555인 것을 특징으로 하는 도금성이 우수한 고강도 강판 제조 방법.
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