WO2013100485A1 - 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a cold rolled steel tube excellent in weldability and bendability that can be used as automotive steels.
  • the DP steel has a fine homogeneous hard martensite in the soft ferrite. It is a steel that is dispersed and secures high strength.
  • the CP steel includes two or three phases of ferrite, martensite, and bainite, and is a steel containing precipitation hardening elements such as Ti and Nb for enhancing the strength.
  • TRIP steel is a steel grade that transforms into a martensite by processing residual austenite finely dispersed at room temperature to secure high strength and ductility.
  • Patent Documents 1 to 4 may be cited.
  • Bending processability means the ratio of the minimum bending radius to the unit thickness (R / t), where the minimum bending radius ratio (R) is the minimum radius where no cracks occur in the outer circumference of the plate after the bending test.
  • R minimum bending radius ratio
  • the demand for bending workability varies somewhat between automobile companies, but the most stringent level is based on the cold rolled steel sheet with a tensile strength of 980 MPa.
  • the configuration and ratio of the transformation phase existing in the steel should be properly controlled. As shown in FIG. 1, the lower the strength ratio between the soft phase and the hard phase, the better the bending processability. To this end, it is necessary to produce bainite or tempered martensite instead of martensite, but as shown in FIG. 2, these transformations have a problem in that the yield strength is rapidly increased and the elongation is significantly lowered. It is of utmost importance to properly secure the composition of the awards.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1994-145892
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2660644
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 2704350
  • Patent Document 4 Japanese Patent Publication No. 3317303
  • Patent Document 5 Japanese Patent Publication No. 2005— 105367
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength cold rolled steel sheet excellent in weldability and bending workability and a method of manufacturing the same.
  • Ultra-high strength ductile steel sheet having excellent weldability and bendability which is one aspect of the present invention, is weight%, C: 0.07-0.095%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.4%, P: 0.001-0.10%, S : 0.010% or less, Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% or less, Cr: 0.5-1.0, Mo: 0.03-0.15%, B: 0.0010-0.00603 ⁇ 4, Sb: 0.001-0.10%, Ti : 0.003-0.08 And Nb: one or two of 0.003-0.08, including the balance Fe and other unavoidable impurities, wherein the C, Si, Mn and. Mo satisfies Formula 1: 60C-0.2Si-0.15Mn + 2.2Si * Mo ⁇ 5.2, wherein C, Mn, Si, P, and S are Formula 2:
  • Another aspect of the present invention is the manufacturing method of ultra-high strength ductile steel sheet having excellent weldability and bending workability by weight%, C: 0.07-0.095%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.4%, P: 0.001-0.10 %, S: 0.010% or less, Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% or less, Cr: 0.5-1.0%, Mo: 0.03-0.15%, B: 0.0010-0.0060%, Sb: 0.001-0.10% And Ti or the like, including one or two of 0.003-0.08% and Nb: 0.003-0.08, and include residual Fe and other unavoidable impurities, wherein C, Si, Mn and Mo are represented by Equation 1: 60C-. 0.2 Si- 0.15 Mn + 2.2 Si * Mo ⁇ 5.2, wherein C, Mn, Si, P, and S are represented by Equation 2:
  • annealing temperature range of ⁇ 20 o C by appropriately controlling the fraction of ferrite, bainite and martensite using a slow cooling heat treatment method. Even in the annealing heat treatment conditions in a wide range of levels, the difference in yield strength is very excellent, 80MPa or less, it can provide a cold rolled steel sheet that can secure a stable material.
  • ductile steel tube having an elongation of 12% or more and a bendability satisfying an R / t value of 1.0 or less, simultaneously adding carbon content of 0.13 ⁇ 4 or less, and a Ceq value of 0.24 or less, which is an index indicating weldability.
  • 1 is a graph showing the hole expansion rate according to the hardness ratio of ferrite and hard phase.
  • 2 is a graph showing the hole expansion ratio according to the elongation.
  • Figure 3 (a) and (b) is a graph showing the change in material (yield strength and tensile strength) according to the annealing temperature change in two-phase tissue steel.
  • FIG. 5 is a schematic diagram of heat treatment conditions and transformation behavior of the conventional example and the invention example.
  • Figure 7 (a) to (d) is a bending workability of Inventive Example 4 and Comparative Example 4
  • 8 (a) to (c) is a graph showing the yield strength, tensile strength and elongation according to the annealing temperature of Inventive Example 4, Comparative Example 4 and Comparative Example 20.
  • the present inventors have studied to derive ultra-high strength steels excellent in weldability and bendability, and control the conditions of the steel component system and manufacturing method to derive a microstructure in which the fractions of ferrite, bainite, and martensite are properly controlled. By doing so, it was confirmed that the ultra-high strength steel sheet excellent in weldability and bending workability was achieved, and thus, the present invention was achieved.
  • an annealing crack treatment is performed in the two-phase region between Arl and Ar3 to secure an appropriate amount of ferrite and austenite, and then austenite is transformed into martensaart through quenching to obtain ferrite and Secure martensite.
  • the characteristics of these steels are to ensure ductility by soft ferrite and to obtain the desired level of strength through martensite.
  • two-phase tissue steels have a very large difference in strength between the two phases, cracks may easily occur at the boundary of the phase when the external deformation occurs. These cracks are a major factor in deteriorating hole expandability or bendability.
  • the amount of martensite may be reduced and bainite or tempered martensite may be produced to reduce the phase difference between two phase steels.
  • annealing increases the degree above Ar3 to 100% and austenite.
  • the present invention satisfies the weldability, bending workability and tensile properties simultaneously in a two-phase through the combination of many theories and experiments, and also in the wide range of annealing temperature range of ⁇ 20 o C or more, especially yield strength Recognizing that the difference can be secured in a narrow range of 80 MPa or less, the present invention is proposed.
  • the microstructure in order to secure the bendability more than a certain level (R / t ⁇ l) it is necessary to secure a bainite fraction of 30 ⁇ 403 ⁇ 4 level, for this purpose, according to one aspect of the present invention, two-phase After annealing, the microstructure can be derived by controlling the angle conditions. That is, after annealing, the desired amount of bainite can be secured through slow cooling in the bainite transformation section.
  • this heat treatment method must also be accompanied by control of the components.
  • the inventors of C, Si, Mn, Mo Proper addition is very important and it was also confirmed that the combination of these components is defined by the following relational formula (1).
  • Relationship 1 60C-0.2Si-0.15Mn + 2.2SiMo ⁇ 5.2
  • the relationship 1 is to control the amount of bainite at the time of annealing after annealing, as can be seen in the schematic diagram of the heat treatment conditions and transformation behavior of Figure 5, in order to satisfy the weldability, double bending workability, tensile properties at the same time Relation
  • C promotes high strength and promotes the formation of martensite in the composite tissue steel.
  • the content is more than 0.095% by weight, it is difficult to satisfy the weldability Ceq value of 0.24 or less, which is required by the present invention, and the condition of regulating the C content to 0.1 weight 3 ⁇ 4 or less cannot be satisfied.
  • elements such as Si and Mn must be relatively lowered, and thus material degradation may be expected, and the content of C is 0.07 weight.
  • the weldability conditions of the present invention may be satisfied, but it is very difficult to secure the desired strength.
  • the content is preferably controlled to 0.07 ⁇ 0.095 wt% of silicon (Si):. 0.05-0.5% by weight
  • the Si promotes the ferrite transformation and increases the carbon content in the unmodified austenite, making it easy to form a composite structure of ferrite and martensite, and also induces a solid-solution strengthening effect of Si itself.
  • Very useful for strength and material Although it is an element, it is preferable to limit the range because it not only causes surface scale defects with respect to surface properties but also degrades chemical conversion. In this invention, 0.05-0.5 weight% is preferable in the range which does not reduce weldability while ensuring the fixed amount of a fraction of ferrite and martensite. If the content of Si is less than 0.05% by weight, the ferrite is not secured to the layer, thereby reducing ductility.
  • the content of Si in the present invention is preferably controlled to 0.05-0.5% by weight.
  • Mn is an element which refines particles without damaging ductility and precipitates sulfur in steel completely with MnS to prevent hot brittleness due to the formation of FeS and to strengthen the steel . Lowering the critical excitation speed serves to form martensite more easily.
  • the content of Mn is less than 2.0% by weight, it is difficult to secure the strength targeted in the present invention.
  • the content of Mn exceeds 2.4% by weight, there is a high possibility of problems such as weldability or hot rolling property. Therefore, in the present invention, the content of Mn is preferably controlled by 2.0 to 2.4% by weight.
  • P is a substitution type alloy element having the largest solid solution strengthening effect, and serves to improve in-plane anisotropy and improve strength. If the content is less than 0.001% by weight, Not only can the effect not be secured, but it may cause a problem in manufacturing cost. On the other hand, it is preferable to control the upper limit of the content of P in an amount of 0.10% by weight because excessive addition may deteriorate press formability and cause brittleness of steel. Therefore, the content of P in the present invention is preferably controlled to 0.001-0.10 weight 3 ⁇ 4.
  • the A1 is an effective component for improving the martensite hardenability by combining with strong oxygen to deoxidize and distribute carbon in ferrite to austenite such as Si. If the content is less than 0.01% by weight, the above-described effects cannot be secured. On the other hand, if the amount exceeds 0.1 3 ⁇ 4, the effect is not only saturated, but there is a problem that the manufacturing cost increases. Therefore, the content of A1 in the present invention is preferably controlled to 0.01-0.1 weight 3 ⁇ 4>.
  • N Nitrogen (N): 0.010 wt% or less
  • the N is an element that plays an effective role in stabilizing austenite ⁇
  • the stability of austenite is greatly increased, so that the level of 30-40% of the present invention is intended. It is desirable to control the upper limit of the content to 0.010% because it interferes with the formation of bainite.
  • Cr 0.5-1.0% increase
  • Cr is a component added to improve the hardenability of the steel and secure high strength, and is an element that plays a very important role as bainite formation promoting element in the present invention.
  • the content of Cr is less than 0.5 weight 3 ⁇ 4, it is difficult to secure the above-described effect.
  • the content of Cr in the present invention is preferably controlled to 0.5-1.0% by weight.
  • Mall Mo is a component added in order to improve the hardenability of steel and to ensure high strength like Cr.
  • Mo-based fine carbides in the steel serves to improve the ferrite matrix structure strength. Due to this effect, the difference in strength between the metamorphic tissue and the ferrite phase is reduced, which has an advantageous effect on bending workability.
  • the content of Mo is less than 0.03 weight 3 ⁇ 4, the above-described effects are difficult to obtain.
  • the content of Mo exceeds 0.15% by weight, the manufacturing cost is excessively increased. Therefore, the content of Mo in the present invention is preferably controlled to 0.03 ⁇ 0.15% by weight.
  • B is a component that delays the transformation of austenite into pearlite during annealing during annealing, and is an element that suppresses the formation of ferrite and promotes the formation of bainite.
  • the content of B is less than 0.0010% by weight, it is difficult to obtain the above effects.
  • the content of B exceeds 0.0060% by weight, excessive concentration of B on the surface may degrade plating adhesion. Therefore, in the present invention, the content of B is preferably controlled to 0.0010-0.0060% by weight.
  • the Sb is a component added to ensure excellent dent resistance characteristics in the present invention.
  • Sb suppresses the surface thickening of oxides such as MnO, Si0 2 , A1 2 0 3 , thereby reducing the surface defects due to dents, and has an excellent effect of suppressing the coarsening of surface concentrates due to temperature rise and hot rolling process change. There is.
  • the content of Sb is less than 0.001% by weight, it is difficult to secure the above-described effect.
  • the upper limit of the content of Sb is preferably controlled at 0.10% by weight. Do.
  • the content of the Sb in the present invention is preferably controlled to 0.001-0.10% by weight.
  • the steel sheet preferably comprises one or two of Ti and Nb. Titanium (Ti), Niobium (Nb): 0.003-0.08% by weight, respectively
  • Ti and Nb are effective elements for increasing the strength of steel sheet and miniaturizing particle diameter.
  • the content of Ti and Nb is less than 0.003% by weight, respectively, it is difficult to secure the above-described effects.
  • the content of Ti and Nb exceeds 0.08% by weight, respectively, the manufacturing cost increases and ductility can be greatly reduced due to excessive precipitates. Therefore, in the present invention, it is preferable to control the content of Ti and Nb to 0.003-0.08% by weight, respectively.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • C, Si, Mn, and Mo satisfy the following relational formula 1 in the component system of the cold rolled steel sheet which is one side of this invention. Relationship 1: 60C ⁇ 0.2Si-0.15Mn + 2.2Si * Mo ⁇ 5.2
  • Equation 1 is obtained by empirical value of the component relationship to secure the annealing temperature stability of the steel. That is, through the proper component relationship of C, Si, Mn and Mo in the steel, The amount of bainite intended by the present invention can be ensured, whereby the annealing temperature stability of the steel can be ensured. As described above, as shown in FIG. 4, it can be seen that the difference in yield strength greatly increases when the relationship 1 exceeds 5.2. In addition, it is preferable that C, Si, Mn, P and S satisfy the following relational formula 2 in the component system of the cold rolled steel sheet which is one side of the present invention.
  • Equation 2 is obtained as an empirical value of the component relationship for ensuring weldability. That is, elements of C, Mn, Si, P, and S in steel serve to increase the carbon equivalent, and the higher the carbon equivalent, the lower the weldability.
  • the steel sheet which is one side of the present invention, is mainly applied by spot welding, and it is configured as shown in Equation 2 above when a condition in which welding failure does not occur is set through repeated experiments. When the value calculated by the above relation 2 exceeds 0.24, it means that the possibility of welding defects increases. . It is preferable that the microstructure of the steel sheet satisfying the above-described component system and relations 1 and 2 controls the ferrite to the columnar phase.
  • bainite 30-4 is included and it is more preferable to contain 10% or less of martensite. 30% of bainite amount If it is less than the bendability due to the increase in the amount of martensite
  • R / t is not possible to satisfy the following one, if the amount of the bainite "exceeds 40%, the poor ductility in bending workability was superior generation of one excessive bainite there arises a problem that the yield strength significantly increased.
  • the ductile steel sheet is very excellent in the difference in yield strength of 80MPa or less, it is possible to secure a stable material.
  • the elongation of ⁇ 2 or more and the bending workability may satisfy 1.0 or less as an R / t value.
  • a carbon steel sheet having a carbon content of 0.1% or less and having an index of weldability Ceq value of 0.24 or less can be provided.
  • the method for manufacturing a mild steel sheet may apply a slab that satisfies the aforementioned component system and relations 1 and 2.
  • the slab may be reheated.
  • the said reheating temperature is not specifically limited, It is preferable to control by normal reheating temperature.
  • the reheated slab may be hot rolled.
  • the finish rolling temperature during hot rolling is preferably controlled to 800 ⁇ 950 ° C.
  • the hot deformation resistance is likely to increase rapidly, and the top and bottom of the hot rolled coil (taU) And the edge becomes a single-phase region, in-plane anisotropy increases and moldability deteriorates.
  • the hot rolled steel sheet may be wound.
  • the winding temperature during the winding is preferably controlled to 500 ⁇ 750 ° C ' .
  • the winding temperature is less than 500 ° C. excessive martensite or bainite is generated to cause an excessive increase in strength of the hot rolled steel sheet, which may cause problems such as poor shape due to the load during cold rolling.
  • the winding temperature exceeds 750 o C, Si,
  • the pickling method is not particularly limited, it is preferable to control the pickling method by a normal pickling method.
  • the hot rolled steel sheet may be cold rolled.
  • the cold rolling reduction rate is preferably controlled to 40 to 70%. If the reduction ratio is less than 40%, the recrystallization driving force is weakened, so it is very difficult to obtain a good recrystallization grain, and the shape correction is very difficult.
  • the edge of the steel sheet There is a high possibility of cracking at the edge part, and the rolling load increases rapidly.
  • the cold rolling it can be continuously annealed.
  • the annealing degree is less than 750 o C, there is an increased risk of unrecrystallized grains, and it is difficult to form a layered austenite, thus making it difficult to secure the strength targeted in the present invention. Meanwhile, the annealing temperature
  • the continuous annealed steel sheet can be first engraved.
  • the excitation speed is preferably controlled to l ⁇ 10 o C / s.
  • the first angle of end angle is less than 650 o C or exceeds 700 o C, the ductility and strength targeted by the present invention may be reduced.
  • the steel sheet can be second cooled.
  • the cooling rate is preferably controlled to 5 ⁇ 20 o C / s.
  • the second end temperature is preferably controlled to 400 ⁇ 500 ° C. In the present invention, this process plays an important role.
  • the second angle end temperature is a very important temperature condition to ensure ductility and bendability at the same time, when the angle end temperature is 400 ° C or less during overaging treatment The short stay time in the baina art area makes it difficult to secure a decent amount of bainite.
  • the steel sheet may be overaged.
  • the treatment temperature is preferably controlled to 300 ⁇ 400 ° C.
  • the steel sheet may be skin pass rolled after the overaging treatment.
  • the reduction ratio is preferably controlled to 0.5 to 1.03 ⁇ 4. When the reduction ratio is less than 0.5%, it is very difficult to control the shape in ultra high strength steel as in the present invention.
  • the excessive yield strength is the target of the yield strength proposed in the present invention. It exceeds 700MPa, and the operation is greatly unstable by the high stretching operation.
  • the ferrite is a columnar, including bainite 30 ⁇ 403 ⁇ 4, less than 10% martensite It is more preferable to include.
  • the difference in yield strength is very excellent, 80MPa or less, it is possible to provide a cold rolled steel sheet having a stable material.
  • the elongation may be 12% or more and the bending workability may satisfy 1.0 or less as an R / t value.
  • a carbon steel sheet having a carbon content of 0,1% or less and a Ceq value of 0.24 or less, which is an index indicating weldability, may be provided.
  • a steel slab satisfying the component system shown in Table 1 was vacuum-dissolved, heated in a reheating temperature at 1200 ° C. for 1 hour in a heating furnace, and wound up after hot rolling. At this time, the hot rolling finished hot rolling in the temperature range of 880 ⁇ 900 o C, the winding degree is
  • the JIS No. 5 tensile test piece was produced from the produced ductile steel sheet, and the material was measured. Specifically, the yield strength (YS), tensile strength (TS), elongation (E1), yield ratio (YR) and yield strength difference (AYS) of the specimens were measured and shown in Table 2 below.
  • the yield strength difference is to measure the difference in yield strength of the steel sheet produced after the steel sheet manufactured under the same conditions as the above conditions, annealing at an annealing temperature range of 760-800 ° C.
  • the values of the relational formulas 1 and 2 of the specimens were measured and shown in Table 2 below.
  • Inventive Examples 1 to 10 satisfying the component system and the manufacturing conditions of the present invention has a yield strength of 700 MPa or less, tensile strength of 980 MPa or more, elongation At least 12% was satisfied. At the same time, the value of relation 2 representing weldability was less than 0.24, and the added carbon content was also less than 0.1%.
  • Equation 1 which limits the addition amount of C, Si, Mn, and Mo, is calculated to be 5.2 or less, and the yield strength and the difference in the temperature range of the annealing temperature ⁇ 20 ° C are less than 80 MPa. It is measured by, which shows very uniform material properties.
  • the above characteristics are a level that can significantly reduce the defect rate according to the material deviation when processing to automotive parts.
  • the invention steel exhibited a very good characteristic that the bainite fraction satisfies 30 to 40% and the R / t, which is an index of bending workability, satisfies 1.0 or less.
  • the second angle of stop temperature is 250 ° C.
  • the comparative examples 1 to 10 suddenly exhibited a problem in that the yield strength is very large, and the bainite fraction is 30 ⁇ . This is because 40% of the conditions were not satisfied.
  • Comparative Examples 11 to 30 did not satisfy the relation 1 or 2, and the weldability deteriorated or the yield strength increased, the excessive increase in the yield strength difference, the elongation decrease and the bending workability the target level proposed by the present invention Did not satisfy. And, as shown in Figure 6 (a) and (b), after the annealing crack secondary secondary temperature
  • the present invention can provide a steel material excellent in weldability, bending workability and elongation by controlling the component system and manufacturing conditions very strictly, and these excellent characteristics are almost constant over a wide range of annealing temperature ⁇ 20 ° C. We were able to fully satisfy the requirements of our customers.

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Abstract

본 발명은 본 발명은 자동차용 강재로 사용할 수 있는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 냉연강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

【명세서】
【발명의 명칭】
용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판 및 그 제조방법 【기술분야】
본 발명은 자동차용 강재로 사용할 수 있는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 냉연강관에 관한 것이다.
【배경기술】
최근들어, 환경보전을 위한 과제로서 연비규제가 강화되면서 자동차 차체의 경량화가 적극적으로 요구되고 있다. 이러한 요구에 대응되는 방안의 하나로서， 강판의 고강도화에 의한 자동차 소재의 무게 감소하는 방안이 대두되었다. 더불어, 층들 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 980MPa이상의 초고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다. 그러나 강판의 고강도화는 성형 가공성 및 용접성의 저하를 유발하기 때문에 이를 보완한 재료의 개발이 필요하였다. 이와 같은 요구에 대하여 지금까지 이상조직강 (Dual Phase Steel, DP강)， 복합조직강 (Complex Phase Steel, CP강)이나 변태유기소성 (Transformation Induced Plasticity, TRIP)강 등과 같은 변태조직강판이 개발되어 왔다. 그리고， 이들 변태강화강을 첨단고강도강 (Advance High Strength Steel: AHSS)이라고도 한다. 상기 DP강은 연질의 페라이트내에 경질의 마르텐사이트가 미세 균질하게 분산되어 고강도를 확보하는 강을 말한다. 또한， 상기 CP강은 페라이트， 마르텐사이트, 베이나이트의 2상 또는 3상을 포함하며, 강도향상올 위해 Ti, Nb등의 석출경화원소를 포함하는 강이다. 그리고， TRIP강은 미세 균질하게 분산된 잔류오스테나이트를 상온에서 가공하여 마르텐사이트로 변태시켜 고강도 및 고연성을 확보하는 강종이다. 이와 관련되어 다양한 특허문헌에서 여러 종류의 기술 제안되었다. 이러한 기술로서， 특허문헌 1 내지 4를 들 수 있는데, 이러한 발명은 그 대부분이 연성의 향상을 도모하기 위해 개발된 것이고 실제 부품 가공시 중요한 척도인 굽힘가공성이나 용접성 등에 대해서는 층분한 고려가 이루어지지 않았다. 그리고， 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 강판이 주로 사용되는 차체 구조용이나 보강재로서 가장 중요한 특성은 점용접성과 굽힘가공성이다. 구조용 또는 보강재는 충돌시에 충돌 에너지를 흡수함으로써 승객올 보호하는 역할을 하고 있으며 , 점 용접부의 강도가 충분하지 않으면 층돌시 파단되어 층분한 충돌 흡수에너지를 얻을 수 없다. 따라서 자동차사에서는 용접성을 나타내는 지표인 탄소당량, Ceq값 (C+Mn/20+Si/30+2P+4S)을 가능한 낮추기를 요구하고 있다. 또한， 용접성에 대한 요구조건은 자동차사별로 다소 차이가 있으나， 가장 멈격한 기준은 0601값≤ 0.24이며， 동시에 강에 첨가되는 탄소함량이 0.1%아하의 조건을 만족하도록 요구하고 있다. 한편， 이러한 초고강도 강재가 실제 사용되는 부위들은 주로 사이드 실 (si II side)과 같이 부품으로서， 굽힘 (bending)에 의한 가공이 대부분이므로， 아무리 연신율이 우수하더라도 꿉힘가공성 (bendability)이 열화하면 부품으로 사용할 수 없다. 굽힘가공성은 단위두께에 대한 최소 굽힘반경의 비 (R/t)를 의미하며， 여기서 최소 굽힘반경비 (R)는 Bending 시험후 판의 외권부에 크랙이 발생하지 않는 최소 반경을 의미한다. 굽힘가공성에 대한 요구는 자동차사별로 다소 차이가 있으나 가장 엄격한 수준은， 인장강도 980MPa급 냉연강판기준으로
{? ≤1의 조건을 만족하도록 요구하고 있다. 굽힘가공성을 개선시키기 위한 방법으로는 강내에 존재하는 변태상의 구성 및 비율을 적절히 제어하여야 하며， 도 1에 도시한 바와 같이, 연질상과 경질상의 강도비가 낮을수록 굽힘가공성이 우수하다고 알려져 있다. 이를 위해서는 마르텐사이트 대신에 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트 (Tempered Martensite)를 생성시켜야 하지만， 도 2에 도시한 바와 같이, 이러한 변태상들은 항복강도가 급격히 증가하고 연신율을 현저히 저하시키는 문제점을 가지고 있으므로 변태상들의 구성비를 적절히 확보하는 것이 무엇보다 중요하다. 한편, 인장강도 980MPa급 아상의 초고강도 강판을 실 공정에서 제조하는 경우， 항복강도 또한 매우 높기 때문에 중간소재인 열연판의 높은 강도로 인해 냉간압연성이 크게 저하하고, 또한 소둔 열처리시 급냉 열처리 조건을 적용해야하기 때문에 조업성이 크게 저하하는 문제점이 있다. 또한 이러한 소재들은 강증에 존재하는 변태상들이 소둔온도에 매우 민감하게 변화하기 때문에 약간의 소분은도 변화에 의해서도 변태상들의 종류 및 구성비가 달라져 항복 7。도가 현저히 변하고 연신율이 저하되지 때문에 보다 넓은 소둔온도범위에서 안정된 재질을 확보할 수 있는 신제품의 개발이 필요하지만 상기 특허문헌 1 내지 4 및 특허문헌 5 둥의 공지 기술에서는 이에 대한 검토가 층분히 이루어지지 않았다.
(특허문헌 1) 일본 특허공개 1994-145892호
(특허문헌 2) 일본 등록특허공보 2660644호
(특허문헌 3) 일뇬 등록특허공보 2704350호
(특허문헌 4) 일본 등록특허공보 3317303호
(특허문헌 5) 일본 특허공개 2005— 105367호
【발명의 상세한 설명】
[기술적 과제】
본 발명의 일측면은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하고자 한다.
【기술적 해결방법】
본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판은 중량 %로, C: 0.07-0.095%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.4%, P: 0.001-0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% 이하， Cr: 0.5~1.0 , Mo: 0.03-0.15%, B: 0.0010-0.0060¾, Sb: 0.001~0.10%를 포함하고， Ti： 0.003-0.08 및 Nb: 0.003-0.08 중 1종 또는 2종을 포함하며， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 . Mo는 관계식 1: 60C-0.2Si- 0.15Mn+2.2Si*Mo≤5.2를 만족하며, 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2:
C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24를 만족할 수 있다.
본 발명와 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판의 제조방법은 중량 %로， C: 0.07-0.095%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.4%, P: 0.001-0.10%, S: 0.010% 이하， Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% 이하， Cr: 0.5-1.0%, Mo: 0.03-0.15%, B: 0.0010-0.0060%, Sb: 0.001-0.10%를 포함하고， Ti： 0.003-0.08% 및 Nb: 0.003-0.08 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C-0.2Si- 0.15Mn+2.2Si*Mo≤5.2를 만족하며， 상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2:
C+Mn/20+Si/30+2P+4S≤0.24를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계, 상기 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계， 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계， 상기 권취된 강판을 넁간압연하는 단계， 상기 넁간압연된 강판을 750~820oC에서 연속소둔하는 단계， 상기 연소소둔된 강판을 l~10°C/s의 냉각속도로
650~700oC까지 냉각하는 제 1냉각하는 단계， 상기 제 1넁각된 강판을 5~20°C/s의 냉각속도로 400~500oC까지 냉각하는 제 2냉각하는 단계 및 상기 강판을
300~400°C에서 과시효처리하는단계를 포함할 수 있다. 【유리한 효과】
본 발명의 일측면에 따르면， 인장강도 980MPa급 이상의 초고강도 넁연강판을 제조하는데 있어서， 서냉 열처리방법을 이용하여 페라이트와 베이나이트， 마르텐사이트의 분율을 적절하게 제어함으로써 소둔온도 범위가 ±20oC수준의 넓은 구간에서의 소둔 열처리조건에서도， 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여， 안정한 재질을 확보할 수 있는 냉연강판을 제공할수 있다. 더불어, 연신율 12% 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족하면서， 동시에 첨가되는 탄소함량이 0.1¾이하이며， 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24이하인 넁연강관을 제공할 수 있다.
[도면의 간단한 설명]
도 1은 페라이트와 경질상의 경도비에 따른 구멍확장율을 나타내는 그래프이다. 도 2는 연신율에 따른 구멍확장율을 나타내는그래프이다.
도 3(a) 및 (b)는 2상조직강에서 소둔온도변화에 따른 재질의 변화 (항복강도 및 인장강도)를 나타내는 그래프이다.
도 4는 관계식 1과 항복강도의 차이를 나타내는 그래프이다.
도 5는 종래예와 발명예의 열처리조건 및 변태거동의 모식도이다.
도 6(a) 및 (b)는 발명예 4 및 비교예 4의 주사전자현미경 (SEM) 사진이다.
도 7(a) 내지 (d)는 발명예 4 및 비교예 4의 굽힙가공성 실험결과로서， 각각에 대한 광학현미경 및 '주사전자현미경 (SEM) 사진이다. 도 8(a) 내지 (c)는 발명예 4, 비교예 4 및 비교예 20의 소둔온도에 따른 항복강도， 인장강도 및 연신율을 나타낸 그래프이다.
【발명의 실시를 위한 최선의 형태】
본 발명자들은 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강재를 도출해내기 위하여 연구해낸 결과， 강재의 성분계 및 제조방법의 각 조건을 제어하여， 페라이트와 베이나이트, 마르텐사이트의 분율이 적절히 제어된 미세조직을 도출함으로서, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판을 생산할 수 있음을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다. 일반적으로 2상조직강을 제조하기 위해서는, Arl과 Ar3사이의 2상영역에서 소둔 균열처리함으로써 적당량의 페라이트와 오스테나이트를 확보한 후 급냉을 통해 오스테나아트를 마르텐사아트로 변태시캄으로써 페라이트와 마르텐사이트를 확보한다. 이러한 강재의 특징은 연질의 페라이트에 의해 연성을 확보하고 마르텐사이트를 통해 원하는 수준의 강도를 확보하는 것이다. 그러나 2상조직강은 생성되는 두 상간의 강도차이가 매우 크기 때문에 외부의 변형시 상의 경계면에 크랙이 쉽게 발생할 수 있다. 이러한 크랙들은 구멍확장성 또는 굽힘가공성을 열화시키는 주된 요인이 된다. 이를 해결하기 위하여， 2상조직강의 상간 경도차이를 감소시키기 위해 마르텐사이트량을 감소시키고 베이나이트 또는 템퍼드 마르텐사이트를 생성시킬 수 있다. 이를 위하여, 소둔은도를 Ar3이상으로 높여 100%와 오스테나이트를 확보한 후 냉각을 통해 소량의 페라이트와 주상으로 베이나이트， 마르텐사이트를 확보하거나， 또는 2상역에서 소둔처리후 급냉하여 페라이트+마르텐사이트를 확보한 후 템퍼링을 통해 마르텐사이트내에 탄화물을 석출시킴 (템퍼드 마르텐사이트)으로써 상간의 강도차이를 감소시킬 수 있다. 그러나， 인장강도 대바 항복강도의 과도한 증가로 인해 항복비 (YR)가 증가하며， 연신율이 현저히 저하하는 문제가 있다. 또한 합금원소의 과도한 첨가로 인해 용접성이 열화될 수도 있다. 변태조직강에서 용접성과 더불어 굽힘가공성 및 강도， 연성등을 동시에 확보하기 위해서는 엄격한 성분 및 조업조건의 정립이 필요하다. 그러나 이러한 조건을 정립하더라도 또 다른 문제는 소둔온도의 변화에 따라 재질, 특히 항복강도의 변화가 매우 심하다는 것이다. 2상역에서 소둔올 하더라도 2상역내에서 온도가 변화하게 되면 오스테나이트의 함량이 달라지게 되고， 이로 인해 오스테나이트내 탄소함량이 변화하기 때문에 냉각시 베이나이트의 변태노즈 (nose)가 이동하게 된다. 즉 소둔은도의 증가로 인해 오스테나이트내 탄소농도가 감소하게 되면 마르텐사이트 변태자 상대적으로 지연되고 베이나이트 변태가 촉진되어 베이나이트의 양이 증가하게 된다. 그러나 소둔온도가 낮아 오스테나이트내 탄소농도가 증가하게 되면 베이나이트 변태 노즈가 우측으로 이동， 즉 지연되어 마르텐사이트의 생성이 상대적으로 용이하게 된다. 이와 같이 동일
2상역구간에서도 소둔온도의 변화에 의해 오스테나이트내 탄소농화 정도에 따라 베이나이트량의 생성이 달라지며， 이러한 변화로 인해 재질뿐만 아니라 항복강도의 차이가 매우 커서 안정된 재질을 얻을 수 없다. 도 3(a) 및 (b)에 도시한 바와 같이， 2상조직강에서 소둔온도변화에 따른 재질의 변화를 확인할 수 있다. 소둔온도의 변화에 따라 강도의 변화가 매우 크며， 특히 항복강도 700MPa이하를 만족하면서 인장강도 980MPa이상을 확보하기 위한 소둔온도의 구간이 770~785°C로서 불과 150C의 매우 좁은 범위에서만 적정 재질의 조건이 존재하는 것을 알 수 있다. 통상 조업에서의 최소한으로 요구하는 소둔온도 변화범위가 ±10oC인 점을 미루어 볼 때 최소 ±15°C이상의 소둔온도 범위확 가 필요하다. 본 발명에서는 이러한 문제를 해결하고자 수 많은 이론과 실험의 결합을 통해 2상역에서도 용접성， 굽힘가공성 및 인장특성을 동시에 만족하면서, 또한 소둔온도 구간이 ±20oC이상의 넓은 범위에서도 재질， 특히 항복강도의 차이가 80 MPa이하의 좁은 범위에서 확보할수 있음을 인지하고 본 발명을 제안한다. 본 발명의 일측면에 따르면， 일정수준 (R/t≤l) 이상의 굽힘가공성을 확보하기 위해서는 30~40¾ 수준의 베이나이트 분율 확보가 필요한 것이고, 이를 위하여， 본 발명의 일측면에 따르면, 2상역 소둔후 넁각조건을 제어하여 이러한 미세조직을 도출할 수 있는 것이다. 즉, 소둔후 베이나이트 변태구간에서 서냉을 통해 원하는 양의 베이나이트를 확보할 수 있는 것이다. 그러나 이러한 열처리방법도 성분의 제어를 동반하여야만 한다. 본 발명자들의 연구결과 소둔온도의 변화쎄 따른 항복강도를 차이를 줄이기 위해서는 C, Si, Mn, Mo의 적절한 첨가가 매우 중요하며， 또한 이러한 성분들의 조합이 하기 관계식 1에 의해 정의되는 것을 확인하였다.
관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2SiMo < 5.2
또한， 도 4에 도시한 바와 같이， 관계식 1과 항복강도의 차이를 나타낸 것으로서 C, Si, Mn, Mo의 성분 관계식 조합이 5.2를 초과하는 경우 항복강도의 차이가 매우 증가하는 것을 알 수 있다. 따라서 항복강도의 차이를 안정된 범위인 80MPa 이하로 확보하기 위해서는 상기 관계식 1의 값이 5.2이하가 되도록 성분을 제어할 필요가 있다. 더불어， 용접성을 개선하기 위해， 본 발명의 일측면은 C, Si, Mn, P, S 의 함량이 하기 관계식 2 (C+Mn/20+Si /30+2P+4S<0.24) 를 만족하며, 동시에 첨가되는 탄소함량이 0.1%이하가 되도록 합금 설계되는 것이 매우 중요하다. 관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S < 0.24
그리고， 상기 관계식 1은 소둔 후 서넁시 베이나이트의 양을 제어하기 위한 것으로서， 도 5의 열처리조건 및 변태거동의 모식도에서 알 수 있는 바와 같이， 용접성과 더블어 굽힘가공성, 인장특성을 동시에 만족시키기 위해서는 관계식
1의 조합과 더불어 서넁열처리에 의해 페라이트와 베이나이트 변태를 촉진시키는 것이 바람직하다 . 이하， 본 발명의 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판에 대하여 상세히 설명한다 . 탄소 (C): 0.07-0.095 중량 %
상기 (：는 변태조직 강화를 위해 첨가되는 매우 중요한 원소이다. 또한， C는 고강도화를 도모하고 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. C의 함량이 증가하게 되면 강 중 마르텐사이트량이 증가하게 된다. 하지만 그 함량이 0.095 증량 %를 초과하는 경우 본 발명에서 요구하는 용접성인 Ceq값 0.24이하를 만족하기 어렵고， 또한 C함량을 0.1 중량 ¾이하로 규제하는 조건을 만족할 수 없다. 특히 Ceq값에서는 C의 함량이 0.1 중량 %를 초과하면서 Ceq값을 0.24로 제어하기 위해서는 Si, Mn등의 원소를 상대적으로 낮추어야 하며， 이로 인해 재질의 열화가 예상될 수 있다. 그리고， 상기 C의 함량이 0.07 중량 % 미만인 경우에는 본 발명에서 제시하는 용접성의 조건은 만족할 수 있으나 원하는 강도를 확보하기 매우 어렵다. 따라서， 본 발명에서 상기 C의 함량은 0.07~0.095 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 실리콘 (Si): 0.05-0.5 중량 %
상기 Si은 페라이트 변태를 촉진시키고 미변태 오스테나이트중에 탄소의 함유량을 상승시켜 페라이트와 마르텐사이트의 복합조직올 형성시키기 쉽게 하며， 또한 Si자체의 고용강화 효과를 유발한다. 강도와 재질 확보를 위한 매우 유용한 원소이지만, 표면특성 관련하여 표면 스케일결함을 유발할 뿐 만 아니라 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 그 범위를 제한하는게 바람직하다. 본 발명에서는 페라이트와 마르텐사이트의 분율을 일정량 확보하면서， 동시에 용접성을 저하시키지 않은 범위로 0.05~0.5 중량%가 바람직하다. 상기 Si의 함량이 0.05 중량 % 미만인 경우에는 층분한 페라이트가 확보되지 않아 연성이 감소한다. 반면에， 0.5 중량 ¾를 초과하는 경우에는 강도의 저하와 더불어 용접성이 열화하는 문제가 크다. 따라서， 본 발명에서 상기 Si의 함량은 0.05-0.5 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 망간 (Mn): 2.0-2.4 중량1 &
상기 Mn은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이며 동시에 복합조직강에서는 마르텐사이트상이 얻.어지는 임계 넁각속도를 낮추는 역할을 하게 되어 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시킬 수 있다. 상기 Mn의 함량이 2.0 중량 % 미만인 경우에는 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Mn의 함량이 2.4 중량 %를 초과하는 경우에는 용접성이나 열간압연성 등의 문제가 발생돨가능성이 높다. 따라서, 본 발명에서 상기 Mn의 함량은 2.0~2.4 증량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 인 (P): 0.001-0.10 중량 %
상기 P은 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역활을 한다. 그 함량이 0.001 중량 % 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보할 수 없을 뿐만 아니라， 제조비용의 문제를 야기할 수 있다. 반면에， 과다하게 첨가하면 프레스 성형성이 열화하고 강의 취성이 발생될 수 있기 때문에 상기 P의 함량의 상한은 0.10 증량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서， 본 발명에서 상기 P의 함량은 0.001-0.10 중량 ¾로 제어하는 것이 바람직하다.
*황 (S): 0.010 중량 % 이하，
상기 S은 불가피하게 함유되는 불순물로써， 강판의 연성 및 용접성을 저해하기 때문에 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 s의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나， 제조공정상 필연적으로 함유될 수 밖에 없다. 따라서， 상한을 관리하는 것이 중요하며， 본 발명에서 상기 S 함량의 상한은 0.010 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 가용 알루미늄 (Sol. A1): 0.01-0.1 중량 %
상기 A1은 강증 산소와 결합하여 탈산작용 및 Si과 같이 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이다. 그 함량이 0.01 중량 % 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보할 수 없다. 반면에, 0.1 증량 ¾를 초과하게 되면 상기 효과는 포화될 뿐만 아니라， 제조비용이 증가하는 문제점이 있다. 따라서， 본 발명에서 상기 A1의 함량은 0.01-0.1 중량 ¾>로 제어하는 것이 바람직하다. 질소 (N): 0.010 중량 % 이하 상기 N는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 역할을 하는 원소이다ᅳ 상기 N의 함량이 0.010 중량 %를 초과하는 경우 오스테나이트의 안정성이 크게 증가하여 본 발명이 의도하고자 하는 30~40%수준의 베이나이트의 형성을 방해하기 때문에 그 함량의 상한은 0.010%로 제어하는 것이 바람직하다. 크름 (Cr): 0.5-1.0 증량 %
상기 Cr은 강의 경화능을 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이며, 본 발명에서는 베이나이트 형성 촉진 원소로서 매우 중요한 역할을 하는 원소이다. 상기 Cr의 함량이 0.5 중량 ¾미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에， 1.0 중량 %를 초과하는 경우에는 그 효과가 포화될 뿐만 아니라 경제적으로 불리하다. 따라서， 본 발명에서 상기 Cr의 함량은 0.5-1.0 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 몰리브덴 (Mo): 0.03-0.15 중량
상가 Mo는 상기 Cr과 같이 강의 경화능올 향상시키고 고강도를 확보하기 위해 첨가하는 성분이다. 또한， 강중에 Mo계 미세 탄화물들을 생성시켜 페라이트 기지조직꾀 강도를 개선시키는 역할을 한다. 이러한 효과로 인해 변태조직과 페라이트의 상간 강도차이가 감소하게 되어 굽힘가공성에 유리한 작용을 한다. 상기 Mo의 함량이 0.03 중량 ¾ 미만인 경우에는 상술한 효과는 얻기 어렵다. 반면에， 상기 Mo의 함량이 0.15 중량 %를 초과하는 경우에는 제조비용의 과도한 증가된다. 따라서， 본 발명에서 상기 Mo의 함량은 0.03~0.15 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 보론 (B): 0.0010-0.0060 중량 %
상기 B은 소둔 중 넁각하는 과정에서 오스테나이트가 펄라이트로 변태되는 것을 지연시키는 성분으로서， 페라이트 형성을 억제하고 베이나이트의 형성을 촉진하는 원소이다. 하지만, 상기 B의 함량이 0.0010 중량 % 미만인 경우에는 상술한 효과를 얻기가 어렵다. 반면에， 상기 B의 함량이 0.0060 증량 %를 초과하는 경우에는 표면에 과다하게 B이 농화되어 도금밀착성의 열화시킬 수 있다. 따라서， 본 발명에서 상기 B의 함량은 0.0010-0.0060 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 안티몬 (Sb): 0.001-0.10 중량 %
상기 Sb는 본 발명에서 우수한 내덴트 특성을 확보하기 위하여 첨가하는 성분이다. 상기 Sb는 MnO, Si02, A1203 등의 산화물에 대한 표면 농화를 억제하여 덴트에 의한 표면 결함을 저하시키며， 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데 탁월한 효과가 있다. 상기 Sb의 함량이 0.001 중량 % 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, 상기 Sb의 함량이 계속 증가하여도 이러한 효과는 크게 증가하지 않을 뿐만 아니라 제조비용 및 가공성 열화 등의 문제를 초래할 수 있기 때문에， 상기 Sb의 함량의 상한은 0.10 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 따라서， 본 발명에서 상기 Sb의 함량은 0.001-0.10 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명의 일측면에 따르면， 상기 강판은 Ti 및 Nb 중 1종 또는 2종을 포함하는 것이 바람직하다. 티타늄 (Ti), 니오붐 (Nb): 각각 0.003-0.08 중량 %
상기 Ti 및 Nb은 강판의 강도 상승 및 입경 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.003 증량 % 미만인 경우에는 상술한 효과를 확보하기 어렵다. 반면에 상기 Ti 및 Nb의 함량이 각각 0.08 중량 %를 초과하는 경우에는 제조비용이 상승하고 과다한 석출물로 인하여 연성을 크게 저하시킬 수 있다. 따라서， 본 발명에서는 상기 Ti 및 Nb의 함량을 각각 0.003-0.08 중량 %로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명의 나머지 성분은 철 (Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 블순물들이 불가피하게 흔입될 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. 또한， 본 발명의 일측면인 냉연강판의 성분계 중 C, Si, Mn 및 Mo는 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 관계식 1: 60Cᅳ 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo ≤ 5.2
관계식 1은 강재의 소둔온도 안정성을 확보하기 위한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉， 강중 C, Si, Mn 및 Mo의 적절한 성분관계를 통하여， 본 발명이 의도하는 베이나이트의 양을 확보할 수 있는 것이며, 이에 의하여 , 강재의 소둔온도 안정성을 확보할 수 있는 것이다. 상술한 바와 같이， 도 4에 도시한 바와 같이， 상기 관계식 1이 5.2를 초과하는 경우에 항복강도의 차이가 크게 증가함을 확인할 수 있다. 그리고， 본 발명의 일측면인 냉연강판의 성분계 중 C, Si, Mn, P 및 S는 하기 관계식 2를 만족하는 것이 바람직하다.
관계식 2: C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S < 0.24
상기 관계식 2는 용접성 확보를 위한 성분관계를 경험적 수치로서 얻은 것이다. 즉， 강중 C, Mn, Si, P, S의 원소는 탄소 당량을 높이는 역할을 하며， 상기 탄소 당량이 높을수록 용접성은 열화되게 된다. 본 발명의 일측면인 강판은 주로 점용접 (spot welding)이 적용되는데， 용접불량이 발생하지 않는 조건을 반복실험을 통해 설정하면 상기 관계식 2와 같이 구성되는 것이다. 상기 관계식 2에 의해 계산된 값이 0.24를 초과하는 경우 용접불량이 발생할 가능성이 높아지는 것을 의미한다. . 상술한 성분계 및 관계식 1 및 2를 만족하는 강판의 미세조직은 페라이트를 주상으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한， 베이나이트 30~4 를 포함하며， 마르텐사이트 10% 이하로 포함하는 것이 보다 바람직하다. 베이나이트량이 30% 미만인 경우에는 마르텐사이트량의 증가로 굽힘가공성이 본발명강에서 요구하는
R/t가 1이하를 만족할 수 없으며， 베이나이트량이 '40%를 초과하는 경우에는 굽힘가공성은 우수하나 과도한 베이나이트의 생성으로 연성이 떨어지고 항복강도가 현저하게 증가하는 문제가 발생한다. 더불어， 상기 넁연강판은 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여， 안정한 재질을 확보할 수 있다. 또한， 연신율 \2 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족할 수 있다. 또한， 탄소함량이 0.1%이하이며， 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24 이하인 넁연강판을 제공할 수 있다. 이하， 본 발명의 다른 일측면인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법에 대하여 상세하 설명한다. 본 발명의 일측면인 넁연강판의 제조방법은 상술한 성분계 및 관계식 1， 2를 만족하는 슬라브를 적용할 수 있다. 먼저， 상기 슬라브를 재가열할 수 있다. 여기서， 상기 재가열 온도는 특별히 한정되지 않지만， 통상의 재가열온도로 제어하는 것이 바람직하다. 이 후， 상기 재가열된 슬라브를 열간압연할 수 있다. 상기 열간압연시 마무리 압연온도는 800~950oC로 제어하는 것이 바람직하다. 800°C 미만안 경우에는 열간변형 저항이 급격히 증가될 가능성이 높고， 열연코일의 상 (top), 하부 (taU) 및 가장자리가 단상영역으로 되어， 면내 이방성이 증가하고 성형성이 열화된다. 그러나 950oC를 초과하는 경우에는 너무 두꺼운 산화 스케일이 발생할 뿐만 아니라， 강판의 미세조직이 조대화될 가능성이 높다. 상기 열간압연 후， 상기 열연강판을 권취할 수 있다. 상기 권취시 권취온도는 500~750oC로 제어하는 것이 바람직하다'. 상기 권취온도가 500°C 미만인 경우에는 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트가 생성되어 열연강판의 과다한 강도 상승을 초래하게 되고， 이로 인하여， 냉간압연시 부하로 인한 형상불량 등의 문제가 발생할 수 있다. 반면， 상기 권취온도가 750oC를 초과하는 경우에는 Si,
Mn 및 B등의 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들에 의한 표면농화가 심해진다. 그리고， 상기 권취 후， 상기 열연강판을 산세할 수 있다. 여기서， 상기 산세하는 방법은 특별히 한정되지 않지만, 통상의 산세방법으로 제어하는 것이 바람직하다. 또한， 상기 열연강판을 냉간압연할 수 있다. 상기 냉간압연시 압하율은 40~70%로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 40%미만인 경우에는 재결정 구동력이 약화되어 양호한 재결정립을 얻는데 문제가 발생할 소지가 크며 형상교정이 매우 어렵다ᅳ 반면에, 상기 압하율이 70%를 초과하는 경우에는 상기 강판의 에지 (edge)부에 크랙이 발생할 가능성이 높고, 압연하중이 급격히 증가하게 된다. 더불어, 상기 냉간압연 후， 연속소둔할 수 있다. 상기 연속소둔시 소둔온도는
750~820°C로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 소둔은도가 750oC 미만인 경우에는 미재결정립이 생길 위험성이 증대하며， 층분한 오스테나이트를 형성하기 어려워 본 발명에서 목표로 하는 강도를 확보하기 어렵다. 한편， 상기 소둔온도가
820oC를 초과하는 경우에는 과다한 오스테나이트의 형성으로 인해 베이나이트량이 급격이 증가하게 되어 항복강도가 과도하게 증가하고， 연성이 열화된다. 그리고， 상기 연속소둔된 강판을 제 1넁각할 수 있다. 상기 넁각속도는 l~10oC/s로 제어하는 것이 바람직하다. 또한， 제 1넁각종료온도는 650~700oC로 제어하는 것이 바람직하다. 페라이트와 오스테나이트의 평형 탄소농도를 확보하여 강판와 연성과 강도를 증가시키기 위한 것으로서 상기 제 1넁각 종료온도가 650oC 미만 또는 700oC를 초과하는 경우에는 본 발명에서 목표로 하는연성 및 강도를 확보하기 어렵다. 또한, 상기 제 1넁각 후, 상기 강판을 제 2냉각할 수 있닥. 상기 냉각속도는 5~20oC/s로 제어하는 것이 바람직하다. 또한， 제 2넁각종료온도는 400~500°C로 제어하는 것이 바람직하다. 본 발명에서， 본 공정은 중요한 역할을 한다. 상기 제 2넁각종료온도는 연성과 굽힘가공성을 동시에 확보하기 위해 매우 중요한 온도조건으로서 넁각 종료온도가 400°C이하인 경우는 과시효처리동안 베이나아트영역에서 머무는 시간이 짧아 층분한 베이나이트량의 확보가 어려우며，
500°C를 초과하는 경우쎄는 주로 과시효처리시 베이나아트 영역에 머무르는 시간이 매우 커져 과도한 베이나이트와 발생으로 항복강도가 증가하고 연성이 열화된다. 그리고， 상기 제 2넁각 후， 상기 강판을 과시효처리할 수 있다. 상기 과시효처리시， 처리온도는 300~400oC로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 - 온도범위에서 과시효처리를 실시하여， 본 발명에서 의도하고자 하는 베이나이트양을 확보할 수 있다. 더불어, 상기 과시효처리 후 상기 강판을 스킨패스 (skin pass)압연할 수 있다. 여기서 압하율은 0.5~1.0¾로 제어하는 것이 바람직하다. 상기 압하율이 0.5% 미만인 경우에는 본 발명과 같은 초고강도강에서 형상의 제어가 매우 어렵다. 반면에, 상기 압하율이 1.0%를 초과하는 경우에는 과도한 항복강도의 증가로 본 발명에서 제시하는 항복강도의 목표인. 700MPa를 초과하게 되며， 또한 고연신 작업에 의해 조업성이 크게 불안정해진다. 그리고， 상술한 제조방법올 통하여， 강판의 미세조직을 제어할 수 있으며， 본 발명의 일측면에 의하면， 페라이트가 주상인 것이 바람직하며， 베이나이트 30~40¾를 포함하며， 마르텐사이트 10% 이하로 포함하는 것이 보다 바람직하다. 더불어， 항복강도의 차이가 80MPa 이하로 매우 우수하여， 안정한 재질을 갖는 냉연강판을 제공할 수 있다. 또한， 연신율 12% 이상 및 굽힘가공성이 R/t값으로 1.0 이하를 만족할 수 있다. 또한， 탄소함량이 0,1%이하이며， 용접성을 나타내는 지표인 Ceq값이 0.24 이하인 넁연강판을 제공할 수 있다.
【발명의 실시를 위한 형태】
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 1에 나타낸 성분계를 만족하는 강 슬라브를 진공용해하고， 가열로에서 재가열온도 1200oC 온도에서 1시간 가열하고, 열간압연을 실시한 후 권취하였다. 이때， 열간압연은 880~900oC 온도범위에서 열간압연을 종료하였으며， 권취은도는
680oC로 설정하였다. 열간압연한 강판을 이용하여 산세를 실시하고， 넁간압하율을 50%로 하여 넁간압연을 실시하였다. 상기 넁간압연된 강판을 780oC에서 연속소둔하고， l~10oC/s의 냉각속도로 680oC로 제 1넁각한 후， 하기 표 2의 제 2넁각조건으로 제 2넁각하였다. 그리고， 상기 냉각된 강판을 350oC에서 과시효처리 후 0.7%의 압하율로 스킨패스 압연하였다.
상기 제조된 넁연강판으로부터, JIS 5호 인장시험편을 제작하여 재질을 측정하였다. 구체적으로 시편의 항복강도 (YS), 인장강도 (TS), 연신율 (E1), 항복비 (YR) 및 항복강도 차이 (AYS)를 측정하여 하기 표 2에 나타내었다. 여기서， 상기 항복강도 차이는 상기 조건과 동일한 조건에 강판을 제조하고， 소둔온도 760-800°C 범위에서 소둔을 실시한 후 측정한 강판의 항복강도 차이를 측정한 것이다. 그리고， 각 시편의 관계식 1 및 2의 값을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 또한， 시편의 굽힘가공성을 평가하기 위하여， R/t 1.0의 bending시험에서 표면에 크랙이 발생하지 않는 소재에 대해 ' 0'를， 크랙이 발생하는 소재에서는 'X'로 하기 표 2에 나타내었다. 더불어， 각 시편의 미세조직 중 베이나이트 분율을 측정하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 그리고， 발명예 4 및 비교예 4의 미세조직을 주사전자현미경 (SEM)을 아용하여 관찰한 후 그 사진을 도 6(a) 및 (b)에 나타내었다. 또한， 발명예 4 및 비교예 4의 굽힙가공성 실험결과로서， 각각에 대한 광학현미경 및 주사전자현미경 (SEM) 사진을 도 7(a) 내지 (d)에 나타내었다. 그리고, 발명예 4， 비교예 4 및 비교예 20를 만족하는 강종에 대하여, 상기 조건을 만족하는 방법으로 넁연강판을 제조하고， 소둔온도를 760oC, 770°C,
780°C, 790°C 및 800oC로 달리하여 각 소둔온도별로 항복강도 (YS), 인장강도 (TS) 및 연신율 (E1)의 값을 측정하여， 도 8(a) 내지 (c)에 그래프로 나타내었다.
【표 1】
Figure imgf000027_0001
(단， 각 원소의 단위는 중량 ¾>임) 【표 2]
Figure imgf000028_0001
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이， 본 발명의 성분계 및 제조조건을 만족하는 발명 예 1 내지 10은 항복강도 700MPa 이하， 인장강도 980MPa 이상， 연신율 12%이상을 만족하며, 동시에 용접성을 대표하는 관계식 2의 값이 0.24 이하를 만족하였고 첨가되는 탄소함량 또한 0.1%이하를 만족하였다. 한편 발명예는 항복강도의 차이를 감소시키기 위해 C, Si, Mn, Mo의 첨가량을 제한한 관계식 1이 5.2 이하로 계산되었으며, 소둔온도 ±20°C의 온도구간에서 항복강도와 차이가 80MPa이하로 측정되었으며, 이는 매우 균일한 재질특성을 나타내는 이다. 상기 특성들은 자동차용 부품으로 가공시 재질편차에 따른 불량율을 획기적으로 저감시킬 수 있는 수준이다. 더불어， 발명강은 베이나이트 분율이 30~40%를 만족하며, 굽힘가공성의 지표인 R/t가 1.0이하를 모두 만족하는 매우 우수한 특성을 나타내었다. 이에 반하여， 본 발명의 성분계를 모두 만족하더라도, 제 2넁각 정지온도가 250oC로， 급넁된 비교예 1 내지 10은 항복강도의 차이가 매우 커지는 문제가 발생하였으며， 이는 베이나이트 분율이 30~40%의 조건을 만족하지 못하였기 때문이다. 더불어， 비교예 11 내지 30은 관계식 1 또는 관계식 2를 만족시키지 못하였고， 용접성이 열화하거나 항복강도의 증가하거나, 항복강도의 차이의 과도한 증가, 연신율 감소 및 굽힘가공성이 본 발명이 제시하는 목표수준을 만족하지 못하였다. 그리고, 도 6(a) 및 (b)에 도시한 바와 같이， 소둔 균열후 2차 넁각온도를
450oC로 제어하는 서넁열처리재의 경우 (도 6(a))는 페라이트를 기지조직으로 하고, 마르텐사이트에 비해 베이나이트가 주 변태상으로 구성되었으며， 그 분율이 33%를 차지하고 있었다. 그러나 소둔 균열후 2차 넁각은도를 250°C로 제어하는 급넁 열처리를 실시한 경우 (도 6(b))는 페라이트와 마르텐사이트가 대부분을 차지하고 있는 것을 확인할 수 있다. 이러한 조직이 차이로 인해 재질의 차이가 발생하였다. 또한， 도 7(a) 내지 (d)에 도시한 바와 같이， 소둔 균열후 2차 넁각온도를 450oC로 제어하는 서넁 열처리를 행한 소재의 경우 (도 7(a) 및 (b))는 R/t 1.0의 조건에서 표면 크랙이 전혀 발생하지 않았으며， 이는 광학현미경 (0M) 및 주사전자현미경 (SEM)의 결과에서도 확인이 가능하였다. 이에 반하여, 소둔 균열후 2차 넁각온도를 250oC로 제어하는 급넁 열처리를 한 소재의 경우 (도 7(c) 및 (d))에서는 R/t 1.0의 조건에서 표면 크랙이 일부 발생하였으며. 주사전자현미경에서 크랙의 발생을 보다 확실하게 확인할 수 있었다. 이러한 원인은 급냉 열처리재의 주상이 페라이트와 마르텐사이트로 구성되어 두상간의 강도차이가 서냉 열처재에 비해 매우 크기 때문에 변형시 상간 경계에 균열이 쉽게 발생하였다. 더불어, 이러한 균열의 발생은 고객사 bending 가공시 심각한 문제를 초래할 수 있다. 더불어， 도 8 (a) 내지 (c)에 도시한 바와 같이， 소둔 균열후 2차 넁각온도를 450oC로 제어하는 서넁 열처리를 행한 경우 (발명예 4) 소둔온도에 따른 항복강도 및 인장강도의 변화가 거의 없으며, 연신율 또한 매우 우수한 것을 알 수 있다. 그러나 250oC의 급넁 열처리공정을 수행한 경우 (비교예 4)는 소둔온도 780oC이상에서부터 항복강도의 변화가 매우 크며， 소둔온도 760~800oC범위의 항복강도 차이가 200MPa를 넘어가는 것을 알 수 있다. 또한 비교예 20의 경우， 항복강도의 차이가 150MPa이상으로 매우 크다. 또한， 상기 표 2에서 나타낸 바와 같이， 서냉열처리재 (비교예 19)에서도 성분이 본 발명예와 다소 차이를 보여 소둔온도 760~800°C범위의 항복강도 차이가 80MPa를 크게 초과하였다.
이상과 같이， 본 발명은 성분계 및 제조조건을 매우 엄격히 제어함으로써 용접성 뿐만아니라 굽힘가공성， 연신율이 매우 우수한 강재를 제공할 수 있으며, 이러한 우수한 특성들은 소둔온도 ±20oC의 넓은 구간에서 거의 일정하여 고객사에서 요구하는 조건을 충분히 만족할 수 있었다.

Claims

【청구의 범위】
【청구항 1】
증량 ¾로， C: 0.07-0.095%， Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.4%, P: 0.001-0.10%, S: 0.010% 이하, Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% 이하， Cr: 0.5-1.0%, Mo: 0,03-0.15%, B: 0.0010-0.0060%, Sb: 0.001~0.10 )를 포함하고， Ti： 0.003-0.08% 및 Nb: 0.003-0.08 중 1종 또는 2종을 포함하며， 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고，
상기 (：， Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo < 5.2를 만족하며，
상기 C, Mn, Si, P 및 S는 관계식 2： C + Mn/20 + Si/30 + 2P + 4S < 0.24를 만족하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
【창구항 2】
청구항 1에 있어세 상기 넁연강판의 미세조직은 베이나이트: 30~40%, 마르텐사이트: 10% 이하 및 잔부 페라이트로 이루어진 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판.
【청구항 3】
청구항 1에 있어서， 상기 넁연강판의 항복강도 차이는 80 MPa 이하인 접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판. 【청구항 4】
중량 로， (：: 0.07-0.095%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 2.0-2.
4%, P: 0.001-0.10%, S: 0.010% 이하， Sol.Al: 0.01-0.10%, N: 0.010% 이하， Cr: 0.5-1.0%, Mo: 0.03-0.15%, B: 0.0010-0.0060%, Sb: 0.001~0.1W를 포함하고， Ti： 0.003-0.08% 및 Nb: 0.003-0.08 중 1종 또는 2종을 포함하며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고， 상기 C, Si, Mn 및 Mo는 관계식 1: 60C - 0.2Si - 0.15Mn + 2.2Si*Mo < 5.2를 만족하며， 상기 C, Mn, Si , P 및 S는 관계식 2: C + Mn/20 +
Si/30 + 2P + 4S < 0.2를 만족하는 슬라브를 가열하는 단계; 상가 가열된 슬라브를 열간압연하는 단계;
상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계;
상기 권취된 강판을 넁간압연하는 단계;
상기 넁간압연된 강판을 750~820°C에서 연속소둔하는 단계 ; 상기 연소소둔된 강판을 l~10°C/s의 냉각속도로 650~700oC까지 냉각하는 제 1냉각하는 단계 ;
상기 제 1냉각된 강판을 5~20oC/s의 냉각속도로 400~500oC까지 냉각하는 제 2냉각하는 단계; 및
상기 강판을 300~400oC에서 과시효처리하는 단계를 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법
【청구항 5】 청구항 4에 있어서, 상기 열간압연하는 단계에서， 마무리 압연온도는 800~950oC이고, 상기 권취하는 단계에서, 권취온도는 500~750oC인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판의 제조방법.
【청구항 6】
청구항 4에 있어서， 상기 넁간압연하는 단계에서， 압하율은 40~70%인 용접성 및 굽힘가공성이 우수한초고강도 넁연강판의 제조방법.
【청구항 7】
청구항 4에 있어서， 상기 과시효처리하는 단계 후， 압하율 0.5~1.0%로 스킨패스압연하는 단계를 추가로 포함하는 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 넁연강판의 제조방법 .
PCT/KR2012/011171 2011-12-26 2012-12-20 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 WO2013100485A1 (ko)

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CN201280064510.4A CN104024452B (zh) 2011-12-26 2012-12-20 焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
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