WO2016111388A1 - 인장강도 1300ＭＰａ 이상의 초고강도 도금강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

인장강도 1300ＭＰａ 이상의 초고강도 도금강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to an ultra high strength plated steel sheet used in automobiles, and more particularly, to a plated steel sheet having an ultra high strength of 1300 MPa or more in tensile strength and a method of manufacturing the same.
  • martensitic steel with a tensile strength of 1300 MPa or more is developed and used as an ultra high strength plated steel sheet, and a plated product for strengthening corrosion resistance is also being developed.
  • ultra high strength steel sheets usually have an elongation of less than 10%, and are usually produced as narrow coils by slitting and winding steel sheet coils produced in steel mills, and roll forming them into materials. It is molded into a part by applying a method or a simple forming method.
  • One aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength plated steel sheet and a method of manufacturing the same in which cracks do not occur and grow in the width direction at the edge portion even when the slitting and winding processes are performed on the ultra-high strength plated steel sheet. .
  • One aspect of the present invention is an ultra-high strength plated steel sheet having a tensile strength of 1300 MPa or more,
  • It provides an ultra high strength plated steel sheet, characterized in that the amount of hydrogen in the plated steel sheet is 0.000015% by weight or less.
  • Another aspect of the present invention preparing a steel sheet having a tensile strength of at least 1300MPa; Plating the steel sheet to produce a plated steel sheet; And heat-treating the plated steel sheet,
  • the heat treatment provides a method for producing an ultra high strength plated steel sheet, which is performed such that the amount of hydrogen in the plated steel sheet is 0.000015% by weight or less.
  • Figure 1 shows the results of observing the crack generation after slitting of the heat treatment or untreated ultra high strength coated steel sheet.
  • the present inventors have studied in depth to solve the problem that cracks are generated and propagated in the edge portion of the manufactured coil in slitting and winding of an ultra high strength coated steel sheet having a tensile strength of 1300 MPa or more.
  • the hydrogen concentration in the plated steel sheet was reduced by performing heat treatment before the slitting and winding process of the ultra high strength plated steel sheet, it was confirmed that the above-mentioned problems can be solved and the present invention was completed. .
  • the inventors have found that the cause of cracking in the widthwise edge portion after slitting and winding the ultra high strength plated steel sheet is related to the amount of hydrogen in the steel. It is intended to provide a high strength plated steel sheet and a method for effectively reducing the amount of hydrogen in the steel.
  • the amount of hydrogen in the steel is 0.000015% by weight or less, and provides an ultra-high strength coated steel sheet having a tensile strength of 1300MPa or more.
  • the ultra-high strength coated steel sheet of the present invention described above is in weight%, C: 0.12 to 0.2%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 2.6 to 4.0%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (excluding 0%), Al: 0.1% or less (excluding 0%), Cr: 1% or less (excluding 0%), Ti: 48/14 * [N]-0.1%, Nb: 0.1% Less than 0%, B: 0.005% or less (except 0%), N: 0.01% or less (except 0%), remainder Fe and other unavoidable impurities, with a microstructure of 90% or more by volume It is preferable to obtain by plating and heat-treating the steel plate which consists of martensite and 10% or less of ferrite and bainite.
  • the content unit of each component means weight% unless otherwise specified.
  • Carbon (C) is an element that is essentially added to secure the strength of the steel, it is preferable to add at least 0.12% to obtain the above-mentioned effect. However, if the content is too excessive to exceed 0.20%, there is a problem of inferior weldability, which is not preferable.
  • the content of C is preferably limited to 0.12 to 0.20%.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, and has a disadvantage of weakening its strength by promoting ferrite generation during slow cooling after annealing in a conventional continuous annealing hot dip heat treatment furnace in which a slow cooling section exists.
  • Mn a large amount of Mn
  • it is advantageous to limit it to 0.5% or less.
  • Manganese (Mn) is well known as an element that suppresses the formation of ferrite and facilitates the formation of austenite.
  • Mn content is less than 2.6%, ferrite is easily formed during slow cooling, whereas if it exceeds 4.0%, band formation due to segregation caused by slabs and hot rolling processes is excessive.
  • the converter operation there is a problem of causing an increase in the ferroalloy cost due to the excessive input of the alloy.
  • the content of Mn is preferably limited to 2.6 ⁇ 4.0%.
  • Phosphorus (P) is an impurity element in steel, and if its content exceeds 0.03%, weldability is lowered, the risk of brittleness of steel is increased, and there is a problem that the possibility of causing a dent defect is increased. Therefore, it is desirable to limit the content of P to 0.03% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element in steel, and if its content exceeds 0.015%, there is a problem that the possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel increases. Therefore, it is desirable to limit the content of S to 0.015% or less.
  • Aluminum (Al) is an element that expands the ferrite region, and has a disadvantage of promoting ferrite formation when using a conventional continuous annealing hot dip heat treatment furnace having a slow cooling section. There is a problem that the probability of causing a decrease becomes high. Therefore, the content of Al is preferably limited to 0.1% or less.
  • Chromium (Cr) is an element that suppresses ferrite transformation and facilitates low temperature transformation structure.
  • Cr chromium
  • Cr is used in a conventional continuous annealing hot dip heat treatment furnace having a slow cooling section, there is an advantage of suppressing ferrite formation.
  • the content exceeds 1%, there is a problem in that the ferrous alloy cost is increased due to the excessive amount of alloy input, it is preferable to limit the content to 1% or less.
  • Titanium (Ti) is an element that forms nitride, and scavengs by scavenging N in steel with TiN. To this end, it is necessary to add Ti above 48/14 * [N] as a chemical equivalent. There is. On the other hand, if Ti is not added, there is a problem that cracks are generated during continuous casting by AlN formation. However, if the content exceeds 0.1%, there is a problem that the strength of martensite is reduced by additional carbide precipitation in addition to the removal of solid solution N.
  • Nb 0.1% or less (except 0%)
  • Niobium (Nb) is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses coarsening of the austenite grains during annealing heat treatment. Therefore, it is preferable to add niobium (Nb). However, if the content exceeds 0.1%, there is a problem in that the cost of ferro-alloy due to the excessive amount of alloy input, it is preferable to limit the content to 0.1% or less.
  • Boron (B) is an element which suppresses the formation of ferrite, and in particular, since it has the advantage of suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing, it is preferable to add it.
  • the content exceeds 0.005%, there is a problem in that ferrite formation is promoted by precipitation of Fe 23 (C, B) 6 , and therefore, the content is preferably limited to 0.005% or less.
  • Nitrogen (N) is an element that reacts with Al to precipitate as AlN nitride, and the formed AlN has a problem of causing cracks during playing. Therefore, it is preferable to suppress the formation of AlN by limiting the content of N to 0.01% or less.
  • the remainder is composed of Fe and unavoidable impurities, where the impurities may include Mo, V, Ni, Rare Earth Metal (REM) and the like.
  • the impurities may include Mo, V, Ni, Rare Earth Metal (REM) and the like.
  • the microstructure is preferably composed of 90% or more martensite and 10% or less ferrite and bainite by volume fraction. Due to the constitution of the microstructures, the singular point of effect is that the hard phase martensite has a microstructure in which the main phase has a merit that it is easy to secure super strength.
  • the ultra-high strength plated steel sheet of the present invention finally obtained by heat treatment of such a steel sheet also has the same microstructure, and in addition, additional tempering heat treatment converts martensite into tempered martensite.
  • the method of measuring the volume fraction which is a substantially three-dimensional concept is not easy, and instead of the area fraction measurement through the cross-sectional observation that is used in conventional microstructure observation.
  • the target of the yield strength and tensile strength ratio of the ultra-high strength coated steel sheet of the present invention can be 0.75 or more.
  • C 0.12 to 0.2%, Si: 0.5% or less (excluding 0%), Mn: 2.6 to 4.0%, P: 0.03% or less (excluding 0%), S: 0.015% or less (0% Al: 0.1% or less (excluding 0%), Cr: 1% or less (excluding 0%), Ti: 48/14 * [N]-0.1%, Nb: 0.1% or less (excluding 0%), B : 0.005% or less (except 0%), N: 0.01% or less (except 0%), remainder Fe and other unavoidable impurities, and the microstructure is 90% or more tempered martensite and 10% or less by ferrite And a steel plate made of bainite.
  • the steel sheet is plated to prepare a plated steel sheet and then heat treated.
  • the plating is not particularly limited, and for example, the plating may be performed by hot dip galvanizing, hot dip aluminum plating, or electro zinc plating.
  • the heat treatment after the plating is preferably carried out so that the amount of hydrogen in the plated steel sheet is 0.000015% by weight or less.
  • the heat treatment can be reduced to a target degree of hydrogen by performing at high temperature for a short time or for a long time at a relatively low temperature. Therefore, in this invention, it does not specifically limit about heat processing time and temperature conditions.
  • an ultra high strength plated steel sheet is manufactured as a coil having a predetermined width through a slitting and winding process, and the slitting process is an operation of adding a very high stress to a steel sheet edge.
  • the edge cut surface quality by the plating layer is poor, and hydrogen in the steel tends to segregate under high stress. Therefore, when the slitting process is performed on such an ultra-high strength plated steel sheet, hydrogen is segregated in the high stressed portion of the edge portion after slitting, which causes cracks to start at the edge portion of the ultra-high strength plated steel sheet and in the width direction. Crack growth will occur.
  • the amount of hydrogen in the steel of the ultra-high strength coated steel sheet is reduced to 0.000015% by weight or less by performing heat treatment according to the present invention, it is possible to effectively suppress the occurrence of edge cracks over time during winding after slitting.
  • the ultra-high strength coated steel sheets having an initial yield strength of 1149 MPa and an initial tensile strength of 1556 MPa were evaluated in terms of hydrogen content in the steel before and after heat treatment under the conditions shown in Table 1 below.
  • the cold rolled steel sheet had 0% hydrogen content in the steel and no hydrogen, and 0.000022% by weight in the case of plated steel sheet. Seemed.
  • the lower the content of hydrogen in the atmosphere gas during heat treatment the higher the heat treatment temperature is more advantageous to reduce the amount of hydrogen in the steel.

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Abstract

본 발명은 자동차 등에 사용되는 초고강도 도금강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명에 의하면, 슬리팅 및 권취 공정 이후에 에지(edge)부 크랙 발생이 없는 초고강도 도금강판을 제공할 수 있다.

Description

인장강도 1300ＭＰａ 이상의 초고강도 도금강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 등에 사용되는 초고강도 도금강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도를 갖는 도금강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
최근들어, 자동차의 안정성 향상 및 경량화를 위해서, 자동차용 강판의 초고강도화가 지속적으로 이루어지고 있으며, 이와 더불어 강판의 내식성 향상을 위하여 초고강도 강판 표면에 도금을 행한 도금강판이 주로 사용되고 있다.
현재, 초고강도 도금강판으로는 인장강도 1300MPa 이상의 마르텐사이트 강이 개발되어 사용되고 있으며, 내식성 강화를 위한 도금제품도 개발되고 있다.
이러한 초고강도 강판은 보통 연신율이 10% 이하여서, 통상 제철소에서 생산된 강판 코일을 슬리팅(slitting) 후 권취하는 공정을 통해, 폭이 좁은 코일로 생산하고, 이를 소재로 롤포밍(roll forming) 공법 또는 단순 포밍(forming) 공법을 적용하여 부품으로 성형하고 있다.
그런데, 초고강도 도금강판을 슬리팅한 후 다시 권취하는 경우, 제조된 강판 코일의 폭방향 에지(edge)부에서 크랙이 발생하고, 상기 크랙이 성장하여 강판의 중심부까지 균일이 발생하는 문제가 있다.
따라서, 후속적으로 슬리팅 및 권취 공정이 행해지는 초고강도 도금강판의 에지(edge)부 크랙을 저감시킬 수 있는 기술 개발이 요구된다.
본 발명의 일 측면은, 초고강도 도금강판에 슬리팅 및 권취공정을 행하여도 에지(edge)부에서 폭방향으로 크랙이 발생 및 성장하지 않는 초고강도 도금강판 및 이를 제조하는 방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도 도금강판으로서,
상기 도금강판 내 수소량이 0.000015중량% 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 도금강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 인장강도 1300MPa 이상의 강판을 준비하는 단계; 상기 강판에 도금을 행하여 도금강판으로 제조하는 단계; 및 상기 도금강판을 열처리하는 단계로 이루어지고,
상기 열처리는 상기 도금강판 내 수소량이 0.000015중량% 이하가 되도록 행해지는 것인 초고강도 도금강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 슬리팅 및 권취 공정 이후에 폭방향 에지(edge)부에서 크랙 발생이 없는 초고강도 도금강판을 제공할 수 있다.
도 1은 열처리 처리 또는 미처리된 초고강도 도금강판의 슬리팅 후 크랙 발생 여부를 관찰한 결과를 나타낸 것이다.
본 발명자들은 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도 도금강판을 슬리팅(slitting) 및 권취하는 경우, 제조된 코일의 폭방향 에지(edge)부에서 크랙이 발생 및 전파되는 문제점을 근본적으로 해결하기 위하여 깊이 연구한 결과, 초고강도 도금강판을 슬리팅 및 권취 공정을 행하기 이전에 열처리를 행하는 것에 의해 도금강판 내 수소농도를 저하시키는 경우, 상술한 문제점을 해결할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특별히, 본 발명자들은 초고강도 도금강판을 슬리팅 및 권취한 후 폭방향 에지부에서 크랙이 발생되는 원인이 강 내 수소량과 관련이 있음을 발견하였으며, 이에 착안하여 강 내 수소량이 저감된 초고강도 도금강판과 강 내 수소량을 효과적으로 저감시킬 수 있는 방법에 대하여 제공하고자 한다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 강 내 수소량이 0.000015중량% 이하이고, 인장강도가 1300MPa 이상인 초고강도 도금강판을 제공한다.
상술한 본 발명의 초고강도 도금강판은 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1% 이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 강판을 도금 및 열처리하여 얻어지는 것이 바람직하다.
이하에서는 상기 강판의 성분을 한정한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분의 함량 단위는 특별히 언급하지 않는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.12~0.20%
탄소(C)는 강의 강도 확보를 위하여 필수적으로 첨가되는 원소로서, 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.12% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 너무 과다하여 0.20%를 초과하게 되면 용접성이 열위하는 문제가 있으므로, 바람직하지 못하다.
따라서, C의 함량은 0.12~0.20%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.5% 이하(0% 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔형 용융도금 열처리로에서 소둔 후 서냉시 페라이트 생성을 촉진함으로써 강도를 약화시키는 단점이 있다. 또한, 본 발명과 같이 상변태 억제를 위하여 다량의 Mn을 첨가하는 경우에 소둔시 Si에 의한 표면 산화물 형성으로 인해 용융도금 특성의 열화와 Si의 표면농화 및 산화에 의한 덴트결함 유발의 위험이 있으므로 상한을 제한한다. 바람직하게는 0.5% 이하로 제한하는 것이 유리하다.
Mn: 2.6~4.0%
망간(Mn)은 페라이트의 형성을 억제하고 오스테나이트의 형성을 용이하게 하는 원소로 잘 알려져 있다. 연속소둔형 용융도금 열처리로에서 소둔 후 서냉하는 경우 Mn 함량이 2.6% 미만이면 서냉각시 페라이트 생성이 용이하며, 반면 4.0%를 초과하게 되면 슬라브 및 열연공정에서 유발된 편석에 의한 밴드 형성이 과도해지며, 전로 조업시 합금 투입량의 과다로 인한 합금철 원가증가를 유발하는 문제가 있다.
따라서, Mn의 함량은 2.6~4.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
P: 0.03% 이하(0% 제외)
인(P)은 강 중 불순물 원소로써, 그 함량이 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험이 커지며, 덴트 결함을 유발할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, P의 함량을 0.03% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.015% 이하(0% 제외)
황(S)은 P과 마찬가지로 강 중 불순물 원소로써, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, S의 함량을 0.015% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.1% 이하(0% 제외)
알루미늄(Al)은 페라이트 역을 확장시키는 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔형 용융도금 열처리로를 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 촉진하는 단점이 있으며, AlN 형성에 의한 고온 열간압연성의 저하를 유발할 가능성이 높아지는 문제가 있다. 따라서, Al의 함량은 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Cr: 1% 이하(0% 제외)
크롬(Cr)은 페라이트 변태를 억제하여 저온변태조직을 용이하게 하는 원소로서, 서냉각 구간이 존재하는 통상의 연속소둔형 용융도금 열처리로를 활용하는 경우에는 페라이트 형성을 억제하는 장점이 있다. 다만, 그 함량이 1%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가되는 문제가 있으므로, 그 함량을 1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Ti: 48/14*[N]~0.1%
티타늄(Ti)은 질화물을 형성하는 원소로써, 강 중 N을 TiN으로 석출시켜 스캐빈징(scavenging)하는 역할을 하며, 이를 위해서는 화학당량으로 48/14*[N] 이상으로 Ti을 첨가할 필요가 있다. 한편, Ti을 미첨가하게 되면 AlN 형성에 의한 연속주조시 크랙 발생이 염려되는 문제가 있다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 고용 N의 제거 이외에 추가적인 탄화물 석출에 의해 마르텐사이트의 강도 감소가 이루어지는 문제가 있다.
Nb: 0.1% 이하(0% 제외)
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하는 원소이므로, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.1%를 초과하게 되면 합금 투입량 과다에 의한 합금철 원가가 증가되는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
B: 0.005% 이하(0% 제외)
보론(B)은 페라이트 형성을 억제하는 원소이며, 특히 소둔 후 냉각시 페라이트의 형성을 억제하는 장점이 있으므로, 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, 그 함량이 0.005%를 초과하게 되면 오히려 Fe23(C,B)6의 석출에 의해 페라이트 형성이 촉진되는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.005% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
N: 0.01% 이하(0% 제외)
질소(N)는 Al과 반응하여 AlN 질화물로 석출하는 원소이며, 형성된 AlN은 연주시 크랙 발생에 원인되는 문제가 있다. 따라서, N의 함량을 0.01% 이하로 제한함으로써, AlN의 형성을 억제하는 것이 바람직하다.
나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 여기서 불순물은 Mo, V, Ni, REM(Rare Earth Metal) 등을 포함할 수 있다.
본 발명에 따른 초고강도 도금강판을 얻기 위한 강판은 상술한 성분조성을 만족하면서, 그 미세조직은 부피분율로 90% 이상의 마르텐사이트 및 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 것이 바람직하다. 상기 미세조직의 구성으로 인한 효과상 특이점은 경질상(hard phase)인 마르텐사이트가 주상인 미세조직을 가지므로 초강도의 확보가 용이하다는 장점이 있다.
이러한 강판을 열처리 함으로써 최종적으로 얻어지는 본 발명의 초고강도 도금강판도 동일한 미세조직을 가지며, 이에 더하여 추가적인 템퍼링 열처리를 행하게 되면 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트로 변환된다.
한편, 실질적으로 3차원적 개념인 부피분율을 측정하는 방법은 용이하지 못하므로, 통상의 미세조직 관찰시 활용되는 단면 관찰을 통한 면적분율 측정으로 대신한다.
또한, 상기 성분계와 미세조직을 가진 강판을 도금 및 열처리하여 얻어지며, 열처리 이전에 비해 열처리 후 강 내 수소량이 0.000015중량% 이하인 것이 바람직하다. 이를 통해, 본 발명의 초고강도 도금강판의 항복강도와 인장강도 비의 목표는 0.75 이상으로 될 수 있다.
상술한 바와 같은 성분조성과 미세조직을 가진 초고강도 도금강판을 제조하기 위해서는 다음과 같은 과정을 거친다.
먼저, 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1% 이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 강판을 준비한다.
이후, 상기 강판에 도금을 행하여 도금강판으로 제조한 후 열처리한다.
이때, 상기 도금은 특별히 한정하지 아니하며, 예컨대 용융아연도금, 용융알루미늄도금, 전기아연도금 등의 공정으로 행할 수 있다.
더불어, 상기 도금 후 열처리는 도금강판 내 수소량이 0.000015중량% 이하가 되도록 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 열처리는 고온에서 단시간 또는 상대적으로 낮은 온도에서 장시간 행함에 의하여, 수소량을 목표로 하는 정도로 저감시킬 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 특별히 열처리 시간, 온도 조건에 대해서 한정하지 아니한다.
다만, 통상 열처리 온도가 높아질수록 인장강도의 감소가 커지므로, 고객사에서 요구하는 인장강도 수준에 맞추어 열처리 온도와 시간을 고려하여 설정하는 것이 바람직하다.
일반적으로, 초고강도 도금강판은 슬리팅(slitting) 및 권취 공정을 통해 일정 폭을 갖는 코일로서 제조하며, 상기 슬리팅 공정은 강판 에지(edge)부에 매우 높은 응력을 부가하는 작업이다. 초고강도 도금강판의 경우, 도금층에 의한 에지부 절단면 품질이 열위한 단점이 있으며, 강 내 수소는 높은 응력상태에서 편석하는 경향이 높다. 따라서, 이러한 초고강도 도금강판에 슬리팅 공정을 행하게 되면, 슬리팅 후 에지부의 높은 응력부에 강 내 수소가 편석하게 되고, 이로 인해 초고강도 도금강판의 에지부에서 크랙이 시작하고, 폭방향으로 크랙의 성장이 발생하게 된다.
따라서, 본 발명에 따라 열처리를 행함으로써 초고강도 도금강판의 강 내 수소량을 0.000015중량% 이하로 저감시키게 되면, 슬리팅 후 권취시에 시간 경과에 따른 에지부 크랙 발생을 효과적으로 억제할 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)
초기 항복강도 1149MPa, 초기 인장강도 1556MPa인 초고강도 도금강판에 대하여 열처리 전과 하기 표 1에 나타낸 조건으로 열처리 후의 강 내 수소량 변화를 평가하여 하기 표 1에 나타내었다.
이때, 0.18%C, 0.1%Si, 3.6%Mn, 0.011%P, 0.11%Cr, 0.021%Ti, 0.038%Nb, 0.0017%B, 0.003%S, 0.025%Al, 0.004%N의 성분계로 이루어진 강재를 두께*12mm*100mm의 시편사이즈로 준비하여 사용하였으며, 상기 열처리는 시간당 100℃의 가열속도로 25~250℃로 승온하였으며, 강 내 수소량은 상기 열처리를 행함과 동시에 가스크로마토그래피를 이용하여 측정하였다.
먼저, 도금을 행하지 않은 냉연강판과 도금강판의 강 내 수소량을 측정한 결과, 냉연강판은 강 내 수소함량이 0%로 수소가 전혀 없었으며, 도금강판의 경우에는 0.000022중량%로 높은 수치를 보였다.
이러한 결과는, BCT 구조를 갖는 마르텐사이트(탄소량이 낮은 마르텐사이트의 경우에는 겨의 BCC와 동일한 결정구조를 갖는다)와 BCC 구조를 갖는 소량의 베이나이트는 수소의 용해도가 매우 낮고, 또한 수소 확산이 매우 빨라, 냉연강판 제조 후 수분~수시간 이내에 모두 확산되어 사라졌기 때문에, 주상이 마르텐사이트로 이루어진 냉연강판에서는 강 내 수소량이 0%로 측정된 것이다.
표 1
열처리조건 온도 150℃ 200℃
수소 분위기 100% 7% 0% 7% 0%
시간 24h 24h 72h 24h 72h 24h 48h 24h 48h
강 내 수소량(중량%) 0.000017 0.000016 0.000010 0.000010 0.000007 0.000008 0.000006 0.000007 0.000004
상기 표 1에 나타낸 바와 같이, 열처리 온도가 150℃로 동일할 때 분위기 가스 중 수소량이 7% 대비 0%일 경우 수소 저감이 더 빠르게 진행되었으며, 분위기 가스가 0%로 동일할 때 열처리 온도가 150℃ 대비 200℃일 경우 수소 저감이 더 빠르게 진행된 것을 확인할 수 있다.
즉, 열처리시 분위기 가스 중 수소의 함량이 낮을수록, 열처리 온도가 높을수록 강 내 수소량을 저감시키는데 더욱 유리한 것이다.
또한, 열처리를 행하지 않은 도금강판(A), 100% 수소분위기의 150℃에서 24시간 열처리한 도금강판(B) 및 7% 수소분위기의 200℃에서 24시간 열처리한 도금강판(C)을 슬리팅한 후 시간 경과에 따른 크랙 발생 여부를 관찰하고, 그 결과를 도 1에 나타내었다.
도 1에 나타낸 바와 같이, 열처리를 행하지 않은 도금강판(A)와 열처리를 행한 후에도 강 내 수소량이 0.000015중량%를 초과하는 도금강판(B)의 경우 크랙이 발생된 것을 확인할 수 있다. 반면, 낮은 수소분위기와 고온에서의 열처리를 행한 도금강판(C)의 경우에는 크랙 발생이 없었다.
이러한 결과는, 주상으로 마르텐사이트를 갖는 초고강도 도금강판의 템퍼링 열처리에 의해 인장강도 대비 항복강도 비가 0.75 이상인 초고강도 도금강판의 제공이 가능하다는 것을 나타낸다. 다만, 열처리 온도가 높아질수록 인장강도의 감소가 커지므로, 고객사에서 요구하는 인장강도 수준에 맞추어 열처리 온도와 시간을 고려하는 것이 필요하다.

Claims (6)

  1. 인장강도 1300MPa 이상의 초고강도 도금강판으로서,
    상기 도금강판 내 수소량이 0.000015중량% 이하인 것을 특징으로 하는 초고강도 도금강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 도금강판은 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1% 이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 강판을 도금 및 열처리하여 얻어지는 것인 초고강도 도금강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 도금강판은 항복비가 0.75 이상인 초고강도 도금강판.
  4. 인장강도 1300MPa 이상의 강판을 준비하는 단계;
    상기 강판에 도금을 행하여 도금강판으로 제조하는 단계; 및
    상기 도금강판을 열처리하는 단계로 이루어지고,
    상기 열처리는 상기 도금강판 내 수소량이 0.000015중량% 이하가 되도록 행해지는 것인 초고강도 도금강판의 제조방법.
  5. 제 4항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, C: 0.12~0.2%, Si: 0.5% 이하(0% 제외), Mn: 2.6~4.0%, P: 0.03% 이하(0% 제외), S: 0.015% 이하(0% 제외), Al: 0.1% 이하(0% 제외), Cr: 1% 이하(0% 제외), Ti: 48/14*[N]~0.1%, Nb: 0.1% 이하(0% 제외), B: 0.005% 이하(0% 제외), N: 0.01% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어지고, 미세조직이 부피분율로 90% 이상의 템퍼드 마르텐사이트 및 10% 이하의 페라이트와 베이나이트로 이루어지는 것인 초고강도 도금강판의 제조방법.
  6. 제 4항에 있어서,
    상기 열처리된 도금강판의 항복비가 0.75 이상인 초고강도 도금강판의 제조방법.
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