WO2017111428A1 - 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet used for structural members of automobiles, and more particularly, high-strength cold-rolled steel sheet, hot dip galvanized with excellent hole expandability and elongation, excellent press formability and excellent phosphate treatment and spot weldability. It relates to a steel sheet and a manufacturing method thereof.
  • the present invention has been made to solve the above-mentioned limitations of the prior art, and by using a reverse transformation phenomenon to form a unique structure by using a conventional alloy component, while having excellent ductility and hole expansion compared to the conventional method
  • hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet which can improve the corrosion resistance and surface quality of the assembled parts as well as press forming by improving phosphate treatment and plating layer adhesion and plating quality. do.
  • carbon (C) 0.05 to 0.3%
  • silicon (Si) 0.6 to 2.5%
  • aluminum (Al) 0.01 to 0.5%
  • manganese (Mn) 1.5 to 3.0%
  • the steel microstructure contains, in an area fraction, 60% or less of ferrite, 25% or more of needle bainite, 5% or more of martensite, and 5% or more of needle residual austenite,
  • the ferrite has an average diameter of 2 ⁇ m or less
  • the ferrite is characterized in that the ductility, porosity and surface treatment characteristics characterized in that the Fn2 defined by the following [Relationship 1] satisfy the 89% or more, and Fa5 defined by the following [Relationship 2] 70% or less.
  • Fn2 defined by the following [Relationship 1] satisfy the 89% or more
  • Fa5 defined by the following [Relationship 2] 70% or less.
  • Fn2 [number of ferrite grains less than or equal to 2 ⁇ m / total number of ferrite grains] ⁇ 100
  • Fa5 [ferrite grain area / total ferrite grain area of 5 ⁇ m or more] ⁇ 100
  • Cr, Ni, Mo may further include one or two or more: 2% or less (where 0% is not included).
  • Ti may further comprise 0.05% or less (here 0% is not included) and B is 0.003% or less (here 0% is not included).
  • the Ni or Fe plating layer is formed in the surface with the adhesion amount of 5-40 mg / m ⁇ 2> .
  • the present invention in the hot-dip galvanized steel sheet in which a hot-dip galvanized layer is formed on the surface of the cold-rolled steel sheet, Ni or Fe plating layer is formed with an adhesion amount of 100mg / m 2 or more between the cold-rolled steel sheet and the hot-dip galvanized layer.
  • the present invention relates to a high strength hot dip galvanized steel sheet having excellent ductility, porosity, and surface treatment characteristics.
  • an alloyed hot dip galvanized steel sheet obtained by alloying heat treatment on the hot dip galvanized steel sheet may be provided.
  • the cold rolled steel sheet is preferably made of a microstructure before the second annealing step consisting of less than 20% ferrite and residual low-temperature transformation structure.
  • the step of forming a Ni or Fe plating layer on the surface of the secondary annealing treatment 5 to 40mg / m 2 may further include.
  • a Ni or Fe plating layer may be formed on the surface of the steel sheet with an adhesion amount of 5 to 40 mg / m 2 .
  • the present invention after the first annealing, the surface of the steel sheet is coated with Ni or Fe at an adhesion amount of 100 mg / m 2 or more, followed by hot dip galvanized hot dip galvanized steel and the hot dip galvanized steel alloyed hot dip galvanized A plated steel sheet can be provided.
  • ductile transformation tissue steel such as DP steel or TRIP steel and Q & P steel subjected to Q & P (Quenching & Partitioning) heat treatment
  • tensile strength superior in ductility and hole expansion property is excellent in press formability of 980 MPa or more.
  • Cold rolled steel sheet, hot dip galvanized steel sheet and alloyed hot dip galvanized steel sheet can be provided.
  • Ni and Fe after the 1st and 2nd annealing heat treatment, it is excellent in phosphate treatment and plating the cold rolled steel sheet which is excellent in the adhesion of an electrodeposition coating layer, and Ni, Fe, etc. before the 2nd annealing, and there is no plating adhesiveness and unplated defect. Since the hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability and corrosion resistance and excellent spot weldability can be manufactured, there is an advantage of long life and safety of components such as automobiles.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention has the advantage of high availability for industrial fields, such as building members, automotive steel sheet.
  • FIG. 1 is a photograph illustrating the influence of the structure and geometry of the steel microstructure on the hole expandability and elongation with examples of the invention and comparative examples.
  • FIG. 2 is a tissue photograph showing that cracks occur when holes are expanded in the tissue photograph of FIG. 1.
  • Figure 3 is an illustration showing an example of the annealing heat treatment process according to the present invention (in Figure 1 (b) is a dotted line shows the thermal history during the molten alloy plating).
  • Figure 4 is a photograph observing the microstructure in order to compare the difference between the tissue of the invention example and the comparative example in the Example.
  • Figure 5 is a graph showing the difference between the observation frequency and ferrite grain size for the invention example and comparative example.
  • FIG. 6 is a diagram showing the effect of Ni plating amount on the phosphate treatment.
  • the hole expandability was not good in steels utilizing residual austenite to improve conventional elongation.
  • the cooling rate is 20 ° C / s or more in order to obtain martensite structure in the first heat treatment process, but this is also localized as the cooling rate increases.
  • press molding Because the plate is warped due to uneven cooling and the plate shape is not good.
  • the inventors have confirmed through studies and experiments that the fine lath ferrite obtained by reverse transformation heat treatment, bainite, and residual austenite structure are important means to secure hole expansion and elongation at the same time. It was also confirmed that the particle size distribution of ferrite also plays an important role.
  • the present invention has been completed by finding a means for solving the problems of defects, partial unplating, and weld cracking.
  • the high strength cold rolled steel sheet having excellent ductility, porosity, and surface treatment characteristics of the present invention is, in weight%, carbon (C): 0.05 to 0.3%, silicon (Si): 0.6 to 2.5%, aluminum (Al): 0.01 to 0.5 %, Manganese (Mn): 1.5-3.0%, balance Fe and inevitable impurities.
  • the alloy composition of the cold rolled steel sheet of the present invention and the reason for limitation thereof will be described in detail.
  • the content of each component means weight% unless otherwise specified.
  • Carbon (C) is an effective element for reinforcing steel, and is an important element added in the present invention for stabilizing residual austenite and securing strength. In order to obtain the above-mentioned effect, it is preferable to add it in 0.05% or more, but when the content exceeds 0.3%, the risk of casting defects increases. In addition, the weldability can also be greatly reduced, and there is also a problem because it is cooled to a lower temperature in order to obtain the martensite structure during the primary annealing. Therefore, the content of C in the present invention is preferably limited to 0.05 ⁇ 0.3%.
  • Silicon (Si) is an element that suppresses the precipitation of carbides in ferrite, promotes diffusion of carbon in the ferrite into austenite, and consequently contributes to stabilization of residual austenite. In order to obtain the above-mentioned effect, it is preferable to add at 0.6% or more. However, when the content exceeds 2.5%, hot and cold rolling properties are inferior and there is a problem of inhibiting plating property by forming an oxide on the steel surface. have. Therefore, the content of Si in the present invention is preferably limited to 0.6 ⁇ 2.5%.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in the steel, for this purpose it is preferable to maintain the content of 0.01% or more.
  • Al contributes to stabilization of retained austenite through suppression of carbide formation in ferrite as in Si.
  • the content of Al in the present invention is preferably limited to 0.01 ⁇ 0.5%.
  • Manganese (Mn) is an element effective in forming and stabilizing residual austenite while controlling the transformation of ferrite. If the Mn content is less than 1.5%, a large amount of ferrite transformation occurs, thereby making it difficult to secure the target strength. On the other hand, when the Mn content exceeds 3.0%, the phase transformation in the second annealing heat treatment step of the present invention is too delayed. As a large amount of martensite structure is formed, there is a problem that it is difficult to secure the intended ductility. Therefore, the content of Mn in the present invention is preferably limited to 1.5 ⁇ 3.0%.
  • P is preferably 0.03% or less, and when it exceeds 0.03%, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased.
  • S is preferably 0.015% or less.
  • Sulfur (S) is an impurity element inevitably contained in steel, and it is preferable to suppress the content as much as possible. Theoretically, the content of S is advantageously limited to 0%, but since it is inevitably contained in the manufacturing process, it is important to manage the upper limit, and if the content exceeds 0.015%, there is a possibility that the ductility and weldability of the steel sheet may be impaired. high.
  • N is preferably 0.02% or less.
  • Nitrogen (N) is an effective element for stabilizing austenite, but if the content exceeds 0.02%, the risk of brittleness of steel increases, and the quality of performance is increased as AlN is excessively precipitated by reacting with Al. There is a problem of deterioration.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may further include at least one of Cr, Ni, Mo, Ti, and B for improving strength.
  • one or two or more sums of Cr, Ni, and Mo: 2% or less (where 0% is not included) may be further included.
  • the molybdenum (Mo), nickel (Ni) and chromium (Cr) are elements that contribute to the stabilization of the retained austenite, these elements are combined with C, Si, Mn, Al and the like to contribute to the stabilization of austenite. If the content of these elements is more than 2.0% in the case of Mo, Ni and Cr, there is a problem that the manufacturing cost is excessively increased, it is preferable to control not to exceed the content.
  • Ti may be 0.05% or less (here 0% is not included), B may be 0.003% or less (here 0% is not included).
  • Ti is preferably added at 0.05% or less when Al exceeds 0.05% or when B is added.
  • Ti is an element that forms TiN, so it must be precipitated at a higher temperature than B or Al, so it is effective to add a lot, but there is a problem of clogging nozzles or raising costs during performance.
  • Even in the upper limit of the Al and B addition amount of the present invention if Ti is added in the range of 0.05%, AlN or BN may not be formed and thus may act as a solid solution element, so the upper limit is made 0.05%.
  • B boron
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • iron Fe
  • impurities which are not intended from raw materials or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art of ordinary steel manufacturing, not all of them are specifically mentioned herein.
  • the high-strength cold-rolled steel sheet having excellent ductility, porosity, and surface treatment characteristics of the present invention the steel microstructure, the area fraction, ferrite 60% or less, needle type bainite 25% or more, martensite 5% and needle type It comprises 5% or more of retained austenite. That is, the cold rolled steel sheet of this invention has the steel microstructure, and ferrite and needle-like bainite contain martensite and needle-shaped residual austenite.
  • These structures are the steel sheet main structures of the present invention, which are advantageous for securing hole expansion, ductility, and strength, among which martensite structures are partially included in the steel structures due to heat treatment in the manufacturing process described later.
  • the ferrite in the microstructure includes coarse polygonal ferrite and acicular ferrite, which is 60% or less in area% of the entire structure. If the ferrite structure exceeds 60%, the strength is lowered and the coarse polygonal ferrite fraction is increased, and the difference between the remaining metamorphic structure and the content of redistribution (partitioning) elements such as carbon and Mn is increased, thus during the hole expansion process. Since cracks are easily generated, there is a problem that the hole expandability is lowered.
  • the bainite tissue is mostly needle-like and borders on surrounding ferrite, martensite and residual austenite. Since it has a medium strength between ferrite and two-phase structure (martensite and residual austenite), the interfacial separation between phases is reduced to improve pore expansion. It was made.
  • the martensite structure is formed when the chemically unstable austenite is cooled to room temperature during final cooling, thereby lowering the elongation of the steel.
  • the martensite structure is used as a means for improving the strength even by lowering the alloying element, and if the martensite structure is small, more alloying elements should be added, thereby causing a problem of cost increase.
  • the lower limit of the martensite area ratio was 5%.
  • the residual austenite is a very important structure for securing ductility and securing hole expandability. Therefore, the more, the better, but a large amount of austenite stabilized alloy elements such as carbon is added, there is a problem of lowering the cost rise and weldability.
  • the needle-like residual austenite is made as in the present invention, since the stability of austenite is significantly increased in the same chemical component, it is not necessary to include a large amount as in the conventional method.
  • at least 5% is required and the lower limit is 5%.
  • the present invention it is important to control the fraction and size of the tissue of the ferrite. 1 and 2, coarse polygonal ferrite easily propagates cracks along the boundary of the neighboring second phase when the hole is expanded, but dispersing the needle-like ferrite inhibits crack propagation. The improvement in scalability can be understood. Therefore, the present invention is characterized by controlling the fraction and size of the ferrite using a heat treatment method described later.
  • the ferrite has an average diameter of 2 ⁇ m or less, Fn2 defined by the following [Relationship 1] is 89% or more, and Fa5 defined by the following [Relationship 2] satisfies 70% or less. .
  • Fn2 [number of ferrite grains less than or equal to 2 ⁇ m / total number of ferrite grains] ⁇ 100
  • Fa5 [ferrite grain area / total ferrite grain area of 5 ⁇ m or more] ⁇ 100
  • the needle-like ferrite means that the length ratio of the long side to the short side is 4 or more, and the size thereof was evaluated by an image analyzer having an analysis program (a method for measuring grains of ASTM E112) assuming that several hexagons are connected. As a result, the size and number of grains as shown in FIG. 5 were measured, and based on this, ferrite grain size and distribution of steel having excellent elongation and hole expansion property were determined.
  • the hole expansion is excellent at 28% or more and at the same time the elongation is excellent at 20% or more. It is to confirm and present this technical configuration.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention that satisfies the size and distribution of the microstructure and ferrite described above has a tensile strength of 980 MPa or more, and has excellent hole expandability compared to the conventional TRIP steel manufacturing method, Q & P heat treatment method, and heat treatment method for reverse transformation. Softness can be secured at the same time.
  • the cold rolled steel sheet having excellent ductility, hole processing property and surface treatment characteristics of the present invention includes a Ni or F plating layer formed on the surface thereof, and the plating deposition amount is preferably 5 to 40 mg / m 2 . If the plating deposition amount is less than 5mg / m 2 , as shown in FIG. 6, Mn or Si oxide is easily formed on the surface by fine oxidation during or after annealing, and as a result, a phosphate coating is not formed. It is because adhesiveness worsens. On the other hand, if the plating amount of Ni or Fe is more than 40mg / m 2 coarse phosphate crystals are reduced because fine phosphate irregularities are reduced, the adhesion is reduced.
  • the present invention is not limited to the cold rolled steel sheet having the composition and structure described above, it can provide a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer formed on the surface of the cold-rolled steel sheet. In this case, however, it is preferable that a Ni or Fe plating layer is formed between 100 mg / m 2 and an adhesion amount between the cold rolled steel sheet and the hot dip galvanized layer.
  • an alloyed hot dip galvanized steel sheet comprising an alloyed hot dip galvanized layer may be provided.
  • the cold rolled steel sheet according to the present invention may be manufactured by reheating-hot rolling-winding-cold rolling-annealing a steel slab that satisfies the composition of the composition proposed in the present invention, hereinafter for the conditions of the respective processes It explains in detail.
  • the present invention prior to performing the hot rolling, it is preferable to undergo a step of reheating and homogenizing the steel slab having the composition as described above, more preferably at a temperature range of 1000 to 1300 ° C. .
  • the rolling load may increase rapidly.
  • the temperature exceeds 1300 ° C, not only energy costs increase, but the amount of surface scale may be excessive. Therefore, it is preferable to perform a reheating process at 1000-1300 degreeC in this invention.
  • the reheated steel slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet.
  • hot finishing rolling is preferably performed at 800 to 1000 ° C. under normal conditions.
  • the hot finish rolling temperature during hot rolling in the present invention is preferably limited to 800 ⁇ 1000 °C.
  • the hot rolled steel sheet manufactured according to the above is wound, and the winding temperature is preferably in the range of 750 ⁇ 550 °C.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited, but considering the difficulty of subsequent cold rolling due to excessively high hot rolled sheet strength due to the formation of martensite, the lower limit was set to 550 ° C.
  • the wound hot rolled steel sheet is pickled by a conventional method to remove an oxide layer, and then cold rolled to produce a cold rolled steel sheet in order to match the shape and thickness of the steel sheet.
  • cold rolling is carried out to secure the thickness required by the customer, and there is no limitation on the reduction ratio, but cold rolling reduction is performed at 30% or more to suppress the formation of coarse ferrite grains during recrystallization in a subsequent annealing process. It is desirable to.
  • the present invention is to produce a cold-rolled steel sheet comprising a needle-like ferrite and needle-shaped residual austenite phase as the main phase of the final microstructure of the major axis and minor axis ratio of 4 or more. It is important. Particularly, in the present invention, in order to secure a desired microstructure from redistribution of elements such as carbon and manganese during annealing, it is not a common cold rolling followed by a continuous annealing process, but a low temperature structure as described below. And then partitioning heat treatment is performed to ensure acicular ferrite and retained austenite during secondary annealing.
  • the cold rolled steel sheet prepared above is annealed at a temperature of Ac3 or more, and then subjected to a primary annealing heat treatment to cool at a cooling rate of less than 20 ° C / s to a temperature of 350 ° C or less (see FIG. 3A).
  • the ferrite with an area fraction of 20% or less and the remaining low temperature transformation structure (bainite and martensite) of the main phase of the microstructure of the cold rolled steel sheet subjected to the first annealing heat treatment. This is to ensure excellent strength and ductility of the cold rolled steel sheet manufactured through the final secondary annealing step. If ferrite is formed due to slow cooling after the first annealing, the ferrite fraction exceeds 20%, as described above. It may not be possible to obtain the cold rolled steel sheet of the present invention consisting of ferrite, residual austenite and low temperature structure.
  • the cooling rate is not only the annealing temperature but also the cooling rate that is important for obtaining the structure through primary annealing. If the cooling rate is more than 20 °C / s, the plate shape is not good, such as the expansion of the steel due to the non-uniformly formed low-temperature transformation structure, the plate is warped, the wave is generated, the plate breaking may occur due to the plate turning.
  • the cooling rate is preferably less than 20 ° C, and the lower limit is only required to obtain ferrite having an area fraction of 20% or less and the remaining low temperature transformation structure.
  • the cooling end temperature or the constant temperature holding start temperature after cooling is preferably 350 ° C. or lower, because if higher than this, the precipitation of bainite increases and needle-like microstructure due to reverse transformation cannot be obtained.
  • Ni or Fe plating may be applied to the surface of the steel sheet, and the plating amount thereof is preferably in the range of 5 to 40 mg / m 2 .
  • Ni or Fe plated on the surface of the steel sheet may be dissipated by diffusion into the steel sheet during the subsequent secondary annealing, but Ni and Fe diffused on the surface of the steel sheet are preferable because they inhibit the oxidation of the steel sheet.
  • the secondary cooling to maintain for 30 seconds or more Annealing heat treatment is performed (see FIG. 3B).
  • the heating in the range of Ac1 ⁇ Ac3 is to form a fine ferrite and austenite in which the needle structure is maintained by the reverse transformation phenomenon by heating the low-temperature transformation structure obtained in the primary annealing in an ideal region.
  • the heating in the range of Ac1 ⁇ Ac3 is to form a fine ferrite and austenite in which the needle structure is maintained by the reverse transformation phenomenon by heating the low-temperature transformation structure obtained in the primary annealing in an ideal region.
  • the heating and maintaining at the temperature is intended to induce redistribution of alloying elements such as carbon and manganese together with reverse transformation of the formed low temperature structure (bainite and martensite) after the first annealing heat treatment.
  • the redistribution at this time is called primary redistribution.
  • the maintenance for the primary redistribution of the alloying elements may be carried out so that the alloying elements are sufficiently diffused toward the austenite, and the time is not particularly limited.
  • the holding time is excessively excessive, there is a possibility that the productivity may be lowered, and the redistribution effect is also saturated, and in consideration of this, it is preferable to carry out in 2 minutes or less.
  • the average cooling rate is preferably less than 20 °C / s, this is also to uniform the shape of the plate. Even if the austenite is sufficiently stabilized and slow cooled by the primary redistribution, polygonal ferrite is not formed during cooling. However, a cooling rate of 5 ° C / s or more is preferable because the productivity decreases when cooling is too slow.
  • the cooling end temperature is preferably in the temperature range of Ms ⁇ Bs, because the supersaturation is less than Bs does not cause secondary partitioning, the diffusion is very slow at the temperature below Ms, the time required for partitioning is significantly increased.
  • the partitioning time is preferably 30 seconds or more in the Ms to Bs section.
  • the cooling rate means the average temperature from the temperature of the heat treatment cracking to the end of the cooling temperature.
  • Ni or Fe plating may be performed on the surface of the steel sheet after the second annealing, and the plating deposition amount may be in the range of 5 to 40 mg / m 2 .
  • the Ni or Fe plating layer thus formed is improved in the subsequent phosphate treatment property to be excellent in electrodeposition coating property, and also excellent in welding properties.
  • the present invention heats and maintains the formed low temperature structure in the range of Ac1 to Ac3 after the primary annealing process, and induces primary redistribution of alloying elements such as carbon and manganese with rapid reverse transformation.
  • alloying elements such as carbon and manganese with rapid reverse transformation.
  • reheating and inducing secondary redistribution a fine acicular microstructure as in Fig. 4 is obtained compared to the tissue obtained by the conventional method, and excellent pore expansion and elongation can be secured simultaneously.
  • the primary annealing heat-treated cold-rolled steel sheet may be plated using a hot dip plating process or an alloyed hot dip plating process as a secondary annealing process, and the plating layer formed therefrom is preferably zinc-based.
  • the hot dip galvanizing bath may be manufactured as a hot dip galvanized steel sheet, and in the case of the hot dip galvanizing method, an alloy may be manufactured by performing a conventional alloy hot dip plating process.
  • the present invention it is preferable to perform hot dip galvanizing after Ni or Fe plating is performed on the surface of the steel sheet after the first annealing with an adhesion amount of 100 mg / m 2 or more.
  • This is to prevent the occurrence of Mn or Si oxides formed on the surface and the surface thickening of these elements by plating more powerful Ni or Fe on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • the wettability of the base steel sheet and the hot-dip galvanized steel having almost no surface oxide layer is increased, and thus a hot-dip galvanized steel sheet can be produced.
  • the amount of Ni or Fe plating is less than 100 mg / m 2 , as shown in FIG. 7, unplating occurs and intensive corrosion later occurs in the unplated surface.
  • the molten metal having the composition shown in Table 1 below was prepared in a 90 mm thick, 175 mm wide ingot through vacuum melting. Subsequently, it was reheated for 1 hour at 1200 ° C. for homogenization treatment, and hot-rolled and rolled at 900 ° C. or higher, which is a temperature of Ar 3 or higher, to prepare a hot rolled steel sheet. Thereafter, the hot rolled steel sheet was cooled, charged into a furnace preheated to 600 ° C., maintained for 1 hour, and then cold rolled to simulate hot rolled winding. Then, the hot rolled sheet was cold rolled at a cold reduction rate of 50 to 60%, and then subjected to annealing heat treatment under the conditions shown in Table 2 to produce a final cold rolled steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet having the composition was annealed under the heat treatment conditions as shown in Table 2 below, and Ms and Bs at this time were calculated and shown in Table 2 below.
  • the chemical element means the weight percent of the added element
  • Bs is the bainite transformation start temperature
  • Ms is the martensite transformation start temperature.
  • Ms and Bs were calculated by the following equation.
  • CR refers to the cooling rate
  • F refers to the ferrite area fraction in the tissue after the first annealing.
  • the cooling rates were all 12 ° C./s, and the holding time at the cooling end temperature was 120 seconds except for Comparative Example 7.
  • Comparative Example 7 since Mn content was high, constant temperature was maintained for 300 seconds to sufficiently cause bainite transformation. Yield strength, tensile strength, elongation and hole expandability (HER) were measured on the cold rolled steel sheet after secondary annealing, and the results are also shown in Table 2 above. At this time, the tensile test piece was used in JIS 5, HER was evaluated as 120x150mm.
  • HER is a hole expandability, when a hole is punched at a clearance of 12% with a punch of 10 mm, then a burr generation surface is brought to the top so that a crack can be seen on the processing surface with a cone of 60 degrees from the bottom. It is the value obtained by the following relational expression 3 after machining.
  • HER (%) (hole diameter after processing-hole diameter before processing, 10mm) / hole diameter before processing
  • ferrite, bainite, residual austenite, and martensite were analyzed by backscattering electron diffraction (EBSD) on the specimen after the second heat treatment, where ferrite, residual austenite, and bainite were analyzed for IQ distribution of EBSD.
  • EBSD backscattering electron diffraction
  • phase separation was performed by taking the kernel mean misorientation at the inflection point.
  • the grain size of the ferrite was evaluated by an image analyzer with a built-in analysis program that assumes that several hexagons are connected (the grain measuring method of ASTM E112).
  • the tissue analysis differences between the inventive examples and the comparative examples are shown in Table 3 below.
  • F means ferrite
  • B bainite
  • M martensite
  • G residual austenite
  • GS refers to the average grain size of ferrite
  • Fn2 refers to the above-mentioned relational expression 1
  • Fa5 refers to the relational expression 2.
  • Comparative Example 5-7 which does not satisfy the composition range of the composition presented in the present invention, it can be seen that the tensile strength, elongation or HER is low even when reverse transformation heat treatment is performed. Comparative Example 5 having low Si or Mn has both low tensile strength and HER. In Comparative Examples 6 and 7, where C or Al and Mn are very high, only strength was obtained very high, but HER or elongation was low.
  • the primary partitioning is performed in the coexistence temperature range of ferrite and austenite during cracking, and then the secondary partitioning is performed by constant temperature heat treatment in the bainite transformation temperature region, thereby performing the secondary annealing condition of the present invention.
  • Comparative Examples 10, 12, and 14 satisfy all of the first and second annealing conditions, but after the cracking of the first annealing, the cooling rate is 5 ° C./s so that coarse ferrite is formed in the cooling process.
  • the area fraction of ferrite grains having an area of ferrite exceeding 60% or a size of 5 ⁇ m or more was about 80% or more, and thus the tensile strength or HER was not high.
  • the grains of ferrite are fine, and in particular, having a needle-like structure can increase both the mechanical properties which are incompatible with hole expansion and elongation while having high strength.
  • FIG. 1 is a tissue photograph showing the influence of the structure and geometry of the tissue on the hole expansion and elongation.
  • Figure 1 (a) corresponds to Comparative Example 11 is annealing by a conventional heat treatment method. After the annealing of the reverse station, the mixture was cooled and kept at 440 ° C. where bainite transformation occurred. Coarse ferrite is due to the formation of polygonal ferrite and austenite at the time of the annealing of the reverse region, and since the bainite transformation occurs in austenite after cooling, the remaining austenite is stabilized at the same time, thereby obtaining a structure as shown in FIG. 1 (a). It is.
  • Example 1 (b) contained 8% and 11% of retained austenite, respectively, and the elongation reached 24.6 and 26.5%, respectively.
  • Inventive Example 1 (b) having a fine structure was high in strength and excellent in elongation. It can be confirmed from the tissue photograph of FIG. 4 observed with a secondary electron microscope that needle-like ferrite and polygonal ferrite having a long side-to-short side ratio of 4 or more are significantly developed as compared with the conventional manufacturing method.
  • Inventive Example 2 has a very high density of fine needle-like ferrites of about 1 ⁇ m, while in Comparative Example 12 there are many polygonal ferrite grains of 1 to 3 ⁇ m, and crystal grains of 3 to 5 ⁇ m are also relatively high. .
  • Table 3 shows the analysis of the structural properties of the steel composition of Table 1 and each of the specimens subjected to the heat treatment conditions of Table 2.
  • the ferrite has an average diameter of 2 ⁇ m or less, and among the ferrites, Fn2 defined by the above-mentioned relational formula 1 is 89% or more, and Fa5 defined by the above-mentioned formula 2 satisfies 70% or less.
  • Fn2 defined by the above-mentioned relational formula 1
  • Fa5 defined by the above-mentioned formula 2 satisfies 70% or less.
  • Figure 6 shows the effect of Ni plating amount on the phosphate treatment.
  • the Ni plating amount was changed to 50 mg / m 2 , respectively.
  • Ni plating solution was used as a nickel lactate, and the plating amount was changed by controlling the current under a constant PH conditions.
  • the film was formed in a phosphate solution at 45 ° C. for 150 seconds, and after washing and drying, the film crystals were observed by a secondary electron microscope, while surface components were obtained by GDS analysis on Ni plating samples of 3 mg / m 2 and 30 mg / m 2 .
  • Figure 6 (b) shows the results of GDS analysis for the specimen of Ni plating amount of 3mg / m 2 and 30mg / m 2 .
  • the surface of the base steel sheet had many surface oxides and internal oxides, and the concentration of Si and Mn was large and the concentration of oxygen on the surface was high.
  • the Ni plating 30mg / m 2 specimens had a low oxygen concentration due to the oxygen blocking action of the surface Ni, and as a result, the amount of surface concentrated Si, Mn was not high.
  • FIG. 7 shows hot dip galvanization after Ni plating at 10 and 150 mg / m 2 after primary annealing and before secondary hot dip galvanizing annealing.
  • 10 mg / m 2 specimen some oxides were present on the surface during the second annealing, and the unplated layer was observed.
  • the 150 mg / m 2 specimen had a beautiful plating surface and no unplated defects were observed. This is because the plating of more powerful Ni on the surface prevented the generation of Mn or Si oxides formed on the surface and the surface thickening of these elements.
  • FIG. 8 shows spot cracks after welding by spot welding after 10-300 mg / m 2 Ni plating before the first annealing and the second hot dip galvanizing annealing.
  • the pressing force was 4 kN and the welding current was 7 kN.
  • weld cracks did not occur in the specimen coated with 100 mg / m 2 of Ni. This is because Ni diffuses into the surface of the steel and the plating layer melts and raises the melting temperature of the plating layer.
  • the welding crack is a phenomenon in which molten zinc penetrates into the grain boundaries of the base steel sheet under stress. This is because it increases the penetration temperature of liquid zinc.
  • the cold rolled steel sheet produced according to the present invention can not only secure tensile strength and excellent elongation of 980 MPa or more, but also excellent in phosphate treatment and plating adhesion.
  • the corrosion resistance of the parts is improved and the fatigue life of the assembly parts is extremely excellent because no welding cracks are generated, and thus cold forming for applying to structural members is more easily performed than steel materials manufactured through the conventional Q & P heat treatment process. It can be seen that there is an advantage that the durability of the component is significantly improved.

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Abstract

연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법이 제공된다. 본 발명의 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며, 상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고, 상기 페라이트는, [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족한다.

Description

연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
본 발명은 자동차의 구조부재에 사용되는 고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는, 구멍확장성과 연신율이 우수하여 프레스 성형성이 매우 우수하고 또한 인산염 처리성과 점용접성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 경량화를 위하여 구조부재로 적용되는 강판의 강도를 높이고 두께를 낮추고자 하는 시도가 많이 이루어지고 있다. 그러나 강판의 강도를 높이는 경우 상대적으로 프레스 성형성이 저하되는 문제가 있다. 프레스 성형성 향상을 위하여 강의 연신율 외에 높은 구멍확장성이 요구되고 있어 저온 조직인 마르텐사이트, 베이나이트와 더불어 잔류 오스테나이트 상을 활용하는 변태 조직강이 개발되어 적용되고 있다. 그러나 다량의 합금원소가 첨가되고, 특히, 잔류 오스테나이트를 확보하기 위해 Si나 Al을 일반강에 비해 많이 첨가하므로 표면에 Si 농화물 또는 산화물이 형성된다. 따라서 냉연강판의 경우 인산염 처리성이 나쁘고, 용융아연도금강판은 도금품질 저하와 점용접부에 크랙이 발생하는 문제가 있다.
상기 문제를 해결하기 위하여, 합금의 조성을 낮추고 2회의 소둔 열처리에 의해 가공성이 우수한 조직을 확보하는 한편, 소둔 후 강판의 표면에 Ni등을 부착량 5~70mg/m2부착한 후, 환원소둔하는 방법(JP2002-47535A)이 있으나 1차 소둔 중 냉각속도가 30℃/초 이상으로 판형상이 불량하여 1차소둔 후 Ni 등 금속 도금 중 불균일 도금과 수절 불량 등에 의하여 부분적으로 도금 불량이 발생하는 문제가 있었다.
이와 반대로. 소둔 중 내부 산화를 일으켜 표면으로 농화되는 Si 및 Mn량을 줄임으로써 용융 아연도금의 품질을 확보하는 방법이 제시되고 있으나(KR1998-7002926A), 이 방법은 우수한 연신율과 구멍확장성을 확보하는 것에는 한계가 있고, 잔류 오스테나이트의 확보를 위한 합금량이 증가하는 문제를 지니고 있다.
또한 소둔중 형성되는 Si, Mn 표면 산화물은 냉연 강판의 인산염처리를 저해하므로, 이후 전착도장 층의 밀착성을 저하시켜 칩핑 등에 의한 전착도장 탈락층의 부식을 야기하여 자동차 부품의 내구성을 떨어트리는 문제가 있다.
따라서 본 발명은 상술한 종래기술의 한계를 해결하기 위하여 안출된 것으로서, 역변태 현상을 활용하여 독특한 조직을 구성함으로써 통상의 합금 성분을 이용하면서도 기존의 방법 대비 우수한 연성과 구멍확장성을 가짐과 아울러, 인산염처리성과 도금층 밀착성 및 도금품질을 향상시켜 프레스성형성뿐만 아니라 조립된 부품의 내식성과 표면품질을 현저히 개선할 수 있는 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공함을 그 목적으로 한다.
또한 본 발명은 상기 강판을 제조하는 방법을 제공함에 그 목적이 있다.
또한 본 발명에서 이루고자 하는 기술적 과제들은 이상에서 언급한 기술적 과제들에 한정되지 않으며, 언급하지 않은 또 다른 기술적 과제들은 아래의 기재로부터 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 명확하게 이해될 수 있을 것이다.
상기 목적을 달성하기 위한 본 발명은,
중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며,
상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고,
상기 페라이트는, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판에 관한 것이다.
[관계식 1]
Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100
[관계식 2]
Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100
본 발명에서는 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.
또한 Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.
또한 그 표면에는 Ni 또는 Fe 도금층이 5~40mg/m2의 부착량으로 형성되어 있는 것이 바람직하다.
또한 본 발명은, 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판에 있어서, 상기 냉연강판과 용융아연도금층 사이에는 Ni 또는 Fe 도금층이 100mg/m2 이상의 부착량으로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판에 관한 것이다.
나아가, 본 발명에서는 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수도 있다.
또한 본 발명은,
중량%로, 탄소(C): 0.05~0.3%, 실리콘(Si): 0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 단계;
상기 재가열된 강 슬라브를 통상의 열간압연 조건으로 압연한 후, 750~550℃ 의 온도범위에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 가열한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 350℃이하 까지 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열·유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs의 온도 범위까지 냉각하고, 이어, 30초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법에 관한 것이다.
본 발명에서 상기 냉연강판은 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율로 20% 이하의 페라이트와 잔여 저온 변태조직으로 이루어져 있음이 바람직하다.
또한 상기 2차 소둔 처리된 강판 표면에 5~40mg/m2의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금층을 형성하는 단계;를 추가로 포함할 수 있다.
또한 본 발명에서는 상기 1차 소둔 후, 2차 소둔 전에 강판의 표면에 5~40mg/m2의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금층을 형성할 수도 있다.
또한 본 발명은, 상기 1차 소둔후 강판의 표면에 100mg/m2이상의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금을 실시한 후 용융아연도금처리한 용융아연도금강판 및 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리한 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
본 발명에 의하면, 기존의 DP강 또는 TRIP강과 같은 고연성 변태조직강 및 Q&P(Quenching & Partitioning) 열처리를 거친 Q&P강에 비해, 연성과 구멍확장성이 우수한 인장강도 980MPa 이상의 프레스 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수 있다.
또한 1,2차 소둔 열처리 후에 Ni 및 Fe를 도금함으로써 인산염처리성이 우수하여 전착 도장층의 밀착성이 우수한 냉연강판과, 2차 소둔전 Ni, Fe등을 도금함으로써 도금 밀착성과 미도금 불량이 없어 성형성과 내식성이 우수하며 점 용접성이 우수한 용융아연 도금강판을 제조할 수 있어 자동차 등 부품의 안전성과 수명이 길어지는 장점이 있다.
또한, 본 발명의 냉연강판은 건축부재, 자동차강판 등의 산업분야에 대한 이용가능성이 높은 이점이 있다.
도 1은 구멍확장성과 연신율에 미치는 강 미세 조직의 구성과 기하학적 구조의 영향을 실시예의 발명예와 비교예를 들어 설명한 사진이다.
도 2는 도 1의 조직사진에서 구멍확장 시 크랙이 발생하는 것을 보여주는 조직사진이다.
도 3은 본 발명에 따른 소둔 열처리 공정의 일 예를 나타낸 그림이다(도 1의 (b)에서 점선은 용융합금화도금시의 열이력을 나타낸 것이다).
도 4는 실시예에서 발명예와 비교예의 조직의 차이를 비교하기 위하여 미세조직을 관찰한 사진이다.
도 5는 페라이트 결정립 크기별 관찰 빈도를 발명예와 비교예를 들어 차이를 나타낸 그래프이다.
도 6은 인산염 처리성에 미치는 Ni도금량의 영향을 나타낸 그림이다..
도 7은 Ni도금량에 따른 용융아연도금 강판의 미도금 불량을 비교하여 나타낸 사진이다.
도 8은 Ni 도금량에 따른 점용접부의 균열 정도를 비교하여 나타낸 그래프 등이다.
이하, 본 발명을 설명한다.
종래 연신율을 향상시키기 위하여 잔류 오스테나이트를 활용하는 강에서 구멍확장성이 좋지 않았다. 또한 구멍확장성과 연신율을 동시에 개선하기 위해 역변태를 활용한 조직 미세화 방법에서는 1차 열처리 공정에서 마르텐사이트 조직을 얻기 위하여 냉각속도를 20℃/s 이상으로 하지만, 이 역시 냉각속도가 높아짐에 따라 국부적 불균일 냉각으로 판이 뒤틀려 판 형상이 좋지 않아 프레스 성형에 문제가 있다.
본 발명자들은 역변태 열처리에 의해서 얻어진 미세한 침상(lath형) 페라이트와 베이나이트 및 잔류 오스테나이트 조직이 구멍확장성과 연신율을 동시에 확보하는 중요한 수단임을 연구와 실험을 통하여 확인하였다. 또한 페라이트의 입도 분포 또한 중요한 역할을 함을 확인하였다.
그리고 우수한 판 형상을 얻기 위해 냉각속도가 기존보다 매우 낮은 조건에서도 상기와 같은 미세조직을 얻을 수 있는 강 조성성분 범위를 찾아내는 한편, 종래의 Si가 첨가된 고합금강에서 가장 빈번하게 나타나는 문제인 인산염 피막형성 불량과 부분적 미도금, 용접부 균열의 문제를 해결하는 수단을 찾아냄으로써 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
본 발명의 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판은, 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al):0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다.
이하, 상기 본 발명의 냉연강판의 합금 성분조성 및 그 제한 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 각 성분들의 함량은 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
C: 0.05~0.3%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소로서, 본 발명에서는 잔류 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위해서 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.05% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 주편 결함이 발생할 위험성이 증가한다. 또한 용접성도 크게 저하될 수 있으며, 아울러, 1차 소둔 중 마르텐사이트 조직를 얻기 위하여 더욱 낮은 온도로 냉각하기 때문에 문제가 있다. 따라서 본 발명에서 C의 함량은 0.05~0.3%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.6~2.5%
실리콘(Si)은 페라이트 내에서 탄화물의 석출을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하여, 결과적으로 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.6% 이상으로 첨가되는 것이 바람직하지만, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우에는 열간 및 냉 간압연성이 매우 열위하고 강 표면에 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Si의 함량은 0.6~2.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Al: 0.01~0.5%
알루미늄(Al)은 강 중 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소로서, 이를 위해서는 그 함량이 0.01% 이상을 유지하는 것이 바람직하다. 또한, Al은 상기 Si과 같이 페라이트 내에서 탄화물의 생성 억제를 통해 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 주조시 몰드 플럭스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 역시 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Al의 함량은 0.01~0.5%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 1.5~3.0%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 제어하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화시키는데 유효한 원소이다. 이러한 Mn의 함량이 1.5% 미만이면 페라이트 변태가 다량 발생하여 목표로 하는 강도의 확보가 어려워지는 문제가 있으며, 반면 3.0%를 초과하게 되면 본 발명의 2차 소둔 열처리 단계에서의 상변태가 너무 지연되어 마르텐사이트 조직이 다량 형성됨에 따라, 의도하는 연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 따라서, 본 발명에서 Mn의 함량은 1.5~3.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명강의 불순원소로서
P는 0.03% 이하가 바람직하며 0.03%를 초과하게 되면 용접성이 저하되고 강의 취성(brittleness)이 발생할 위험성이 커지는 문제가 있다.
S는 0.015% 이하가 바람직하다. 황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 이론상 S의 함량은 0%로 제한하는 것이 유리하나, 제조공정상 필연적으로 함유될 수밖에 없으므로, 상한을 관리하는 것이 중요하며, 그 함량이 0.015%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높다.
N은 0.02% 이하가 바람직하다. 질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강의 취성이 발생할 위험성이 증가하게 되고, Al과 반응하여 AlN이 과다하게 석출됨에 따라 연주품질이 저하하는 문제가 있다.
본 발명의 냉연강판은 상술한 성분 이외에도, 강도 향상 등을 위하여 Cr, Ni, Mo, Ti, B를 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
즉, 본 발명에서는 Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다. 상기 몰리브덴(Mo), 니켈(Ni) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 이들 원소들은 C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 이러한 원소들의 함량이 Mo, Ni 및 Cr의 경우 2.0%를 초과하게 되면 제조비용이 과다하게 상승하게 되는 문제가 있으므로, 상기 함량을 초과하게 않도록 제어하는 것이 바람직하다.
또한 본 발명에서는 Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함할 수 있다.
본 발명에서 Ti는 Al이 0.05%를 초과하거나 B를 첨가하는 경우에 0.05% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다. Ti는 TiN을 형성하는 원소로서 B나 Al보다 더 고온에서 석출해야 하므로 많이 넣으면 효과적이지만 연주 중 노즐 막힘이나 원가 상승의 문제가 있다. 본 발명의 Al, B 첨가량의 상한에서도 Ti를 0.05%범위로 첨가하면 AlN이나 BN이 형성되지 않고 고용원소로 작용할 수 있으므로 그 상한을 0.05%로 하는 것이다.
B(보론)은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜 고온에서 연질 페라이트 변태를 억제하는 효과가 있다. 그러나 그 함량이 0.003%를 초과하게 되면, 도금시 강 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있을 뿐만 아니라 베이나이트 변태를 억제하여 구멍확장성과 연신율을 저하시키므로 그 함량을 0.003% 이하로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 철강제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 철강제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
또한 본 발명의 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 우수한 고강도 냉연 강판은, 강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상형 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상형 잔류 오스테나이트 5%이상을 포함하여 이루어진다. 즉, 본 발명의 냉연강판은 그 강 미세조직이, 페라이트, 침상형(lath형) 베이나이트는, 마르텐사이트 및 침상형 잔류 오스테나이트를 포함한다. 이들 조직들은 구멍확장성과 연성 및 강도 확보에 유리한 본 발명의 강판 주 조직으로서, 이들 중 마르텐사이트 조직은 후술하는 제조공정에서 열처리로 인해 강 조직 내에 일부 포함된 것이다.
상기 미세조직 중 페라이트는 조대한 폴리고날 페라이트와 침상형 페라이트를 포함하여, 전체 조직에 대한 면적%로 60%이하로 한다. 만일 페라이트 조직이 60%를 초과하면 강도가 낮아지고 조대한 폴리고날 페라이트의 분율이 증가할 뿐만 아니라, 나머지 변태조직과 탄소, Mn 등의 재분배(파티셔닝, partitioning) 원소의 함량차가 커져서 구멍확장 가공중 균열이 쉽게 발생하므로 구멍확장성이 저하되는 문제가 있다.
상기 베이나이트 조직은 대부분 침상으로 존재하며, 주위의 페라이트나, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트와 경계를 이룬다. 페라이트와 2상 조직(마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트)의 중간 강도를 가지기 때문에 구멍확장중 상간 계면 분리를 완화시켜 구멍확장성을 향상시키므로 베이나이트는 최소 25%가 필요하여 본 발명에서는 25%를 하한으로 하였다.
상기 마르텐사이트 조직은 최종 냉각 중 화학적으로 불안정한 오스테나이트를 상온으로 냉각하게 되면 형성되며, 강의 연신율을 저하시킨다. 그러나 본 발명에서는 합금원소를 낮추고도 강도를 향상시킬 수 있는 수단으로 마르텐사이트 조직을 이용하였으며, 마르텐사이트 조직이 적으면 더 많은 합금원소가 첨가되어야 하므로 원가 상승의 문제가 있다. 이에 따라, 마르텐사이트 면적율의 하한을 5%로 하였다.
본 발명에서 상기 잔류 오스테나이트는 연성확보와 구멍확장성 확보에 매우 중요한 조직이다. 따라서 많을수록 좋지만, 탄소 등 오스테나이트 안정화 합금원소가 다량 첨가되어 원가상승과 용접성을 저하하는 문제가 있다. 특히, 본 발명과 같이 침상형 잔류 오스테나이트를 만들면, 동일 화학성분에서도 오스테나이트의 안정성이 현저히 증가하므로 기존의 방법과 같이 다량 포함시킬 필요는 없다. 그러나 연성과 구멍확장성을 모두 20% 이상으로 하기 위해서는 최소 5%가 필요하여 하한을 5%로 하였다.
한편, 본 발명에서는 상기 페라이트의 조직의 분율과 크기를 제어하는 것이 중요하다. 이러한 사실은 도 1과 도 2에 나타난 바와 같이, 조대한 폴리고날 페라이트는 구멍확장시 이웃하는 제2상의 경계를 따라 크랙의 전파가 쉽게 이루어지지만, 침상형 페라이트를 분산시키면 크랙 전파가 억제되어 구멍확장성이 향상됨을 보면 이해될 수 있다. 따라서 본 발명에서는 후술하는 열처리 방법을 이용하여 페라이트의 분율과 크기를 제어함을 특징으로 한다.
구체적으로, 상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 한다.
[관계식 1]
Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100
[관계식 2]
Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100
본 발명에서 침상 페라이트란 장변 대 단변의 길이비가 4 이상인 것을 말하며, 그 크기는 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 그 결과, 도 5에 나타낸 바와 같은 결정립의 크기와 개수가 측정되었으며, 이를 토대로 연신율과 구멍확장성이 모두 우수한 강의 페라이트 결정립 크기와 분포를 결정하였다.
구체적으로, 상기 페라이트의 평균 크기가 2㎛이하이고, 상기 관계식 1-2를 만족하는 분포를 갖는 침상형 페라이트 조직을 갖는 경우 구멍확장성이 28%이상으로 우수하고 동시에 연신율이 20%이상으로 우수함을 확인하고 본 기술구성을 제시하는 것이다.
상술한 미세조직과 페라이트의 크기 및 분포를 만족하는 본 발명의 냉연강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 기존의 TRIP강 제조방법이나 Q&P열처리법, 역변태를 위한 재차 열처리법에 비해 우수한 구멍확장성과 연성을 동시에 확보할 수 있다.
또한 본 발명의 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 냉연강판은 그 표면에 형성된 Ni 또는 F e 도금층을 포함하며, 이때, 그 도금부착량은 5~40mg/m2로 함이 바람직하다. 만일 도금부착량이 5mg/m2보다 적으면 도 6과 같이, 소둔 중 또는 소둔 후 미세한 산화에 의해 표면에 Mn 또는 Si 산화물이 쉽게 형성되고, 그 결과 인산염 피막이 형성되지 않아 전착 도장층과 소지강판의 밀착성이 나빠지기 때문이다. 반면에, Ni 또는 Fe의 도금량이 40mg/m2보다 많으면 인산염결정이 조대화 되어 미세한 인산염 요철이 감소하므로 밀착성이 저하하기 때문이다.
나아가, 본 발명은 상술한 조성과 조직 등을 갖는 냉연강판에 제한되지 않으며, 상기 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 형성된 용융아연도금강판을 제공할 수 있다. 다만 이때, 냉연강판과 용융아연도금층 사이에는 100mg/m2이상의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금층이 형성되어 있음이 바람직하다.
또한 상기 용융아연도금강판에 합금화 열처리된 것으로서, 합금화 용융아연도금층을 포함하는 합금화 용융아연도금강판을 제공할 수도 있다.
다음으로, 본 발명의 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판은, 본 발명에서 제안하는 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 공정을 거침으로써 제조될 수 있으며, 이하에서는 상기 각각의 공정의 조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열 공정]
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 상기와 같은 조성성분을 갖는 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이는 통상의 범위인 1000~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 보다 바람직하다.
상기 재가열시 온도가 1000℃ 미만이면 압연하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 반면 그 온도가 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 과다해지는 문제가 발생한다. 따라서, 본 발명에서 재가열 공정은 1000~1300℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
[열간압연 공정]
이어, 본 발명에서는 상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는데, 이때, 열간 마무리 압연은 통상의 조건인 800~1000℃에서 실시하는 것이 바람직하다.
상기 열간 마무리 압연시 압연온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하여 압연이 어려워지는 문제가 있으며, 반면 열간 마무리 압연온도가 1000℃를 초과하게 되면 압연롤의 열피로가 크게 증가하여 수명단축의 원인이 된다. 따라서 본 발명에서 열간압연 시 열간 마무리 압연온도는 800~1000℃로 제한하는 것이 바람직하다.
[권취 공정]
다음으로, 본 발명에서는 상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하고, 이때 권취온도는 750~550℃ 범위로 하는 것이 바람직하다.
권취시 권취온도가 너무 높으면 열연강판 표면에 스케일이 과다하게 발명하여 표면결함을 유발하고, 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 따라서, 권취공정은 750℃ 이하에서 실시하는 것이 바람직하다. 이때, 권취온도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 마르텐사이트의 형성에 의한 열연판 강도가 과도하게 높아짐에 따른 후속 냉간압연의 어려움을 고려하여 550℃를 하한으로 하였다.
[냉간압연 공정]
그리고 상기 권취된 열연강판을 통상의 방법으로 산세처리하여 산화층을 제거한 후, 강판의 형상과 두께를 맞추기 위해 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 제조하는 것이 바람직하다.
통상, 냉간압연은 고객이 요구하는 두께를 확보하기 위하여 실시하며, 이때 압하율의 제한은 없으나, 후속하는 소둔 공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 30% 이상의 냉간 압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
[소둔 공정]
본 발명은 최종 미세조직으로 장축과 단축의 비가 4 이상인 침상 페라이트 및 침상의 잔류 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 냉연강판을 제조하기 위한 것으로서, 이와 같은 냉연강판을 얻기 위해서는 후속하는 소둔 공정의 제어가 중요하다. 특히, 본 발명에서는 소둔시 탄소, 망간 등의 원소들의 재분배(partitioning)로부터 목적하는 미세조직을 확보하기 위하여, 통상의 냉간압연 후 연속 소둔 공정이 아닌, 후술하는 바와 같이 1차 소둔을 통해 저온조직을 확보하고, 이어서 2차 소둔시에 침상형 페라이트와 잔류 오스테나이트를 확보하는 파티셔닝 열처리를 실시하는 것을 특징으로 한다.
1차 소둔
먼저, 상기 제조된 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 소둔한 후 350℃ 이하의 온도까지 20℃/s 미만의 냉각속도로 냉각하는 1차 소둔 열처리를 실시한다(도 3의 (a) 참조).
이는 1차 소둔 열처리된 냉연강판의 미세조직의 주상을 면적분율 20% 이하의 페라이트와 나머지 저온변태조직(베이나이트 및 마르텐사이트)을 얻기 위한 것이다. 이는 최종 2차 소둔 단계를 거쳐 제조되는 냉연강판의 강도 및 연성을 우수하게 확보하기 위한 것으로서, 만일 1차 소둔 후 서냉각으로 인해 페라이트가 형성되어 페라이트 분율이 20%를 초과하면, 상술한 바와 같이 페라이트, 잔류 오스테나이트 및 저온조직상으로 이루어지는 본 발명의 냉연강판을 얻을 수 없을 수가 있다.
즉, 소둔 온도가 Ac3에 미치지 못하거나 냉각속도가 너무 느리면 연질의 폴리고날 페라이트가 다량 형성되어, 후속하는 2차 소둔 열처리시의 페라이트/오스테나이트 공존역 소둔 시 기형성된 폴리고날 조대한 페라이트에 의해 5㎛이상의 페라이트 면적율이 증가하기 때문이다.
또한, 1차 소둔을 통해 상기 조직을 얻기 위해 중요한 것은 소둔온도 뿐만 아니라 냉각속도이다. 냉각속도가 20℃/s 이상으로 되면 불균일하게 형성된 저온변태 조직에 의해 강의 팽창이 일어나 판이 뒤틀리고 웨이브가 생기는 등 판형상이 좋지 않고, 판쏠림으로 판파단이 일어날수 있다. 이를 억제하기 위하여 냉각속도는 20℃ 미만으로 하는 것이 좋고, 하한은 상기 면적 분율 20% 이하의 페라이트와 나머지 저온변태조직을 얻을 수 있으면 된다. 냉각 종료온도 또는 냉각 후 항온 유지 개시온도는 350℃ 이하가 바람직한데, 이보다 높으면 베이나이트에 탄화물 석출이 많아져서 역변태에 의한 침상형 미세조직이 얻어지지 못하기 때문이다.
본 발명에서는 1차 소둔 후, 후속하는 2차 소둔 전에 강판의 표면에 Ni 또는 Fe도금을 실시할 수 있으며, 그 도금부착량은 5~40mg/m2 범위가 좋다. 이렇게 강판 표면에 도금된 Ni 또는 Fe는 후속하는 2 차소둔 중에 소지강판으로 확산하여 소멸될 수도 있으나, 표면에 확산된 Ni 등이 강판의 산화를 억제하는 작용을 하므로 바람직하다.
2차 소둔
본 발명에서는 상기 1차 소둔 열처리 완료 후, Ac1~Ac3의 범위로 가열 및 유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs 온도범위까지 냉각한 후, 30초 이상 유지 냉각하는 2차 소둔 열처리를 실시한다(도 3의 (b) 참조).
본 발명에서 Ac1~Ac3의 범위로 가열하는 것은 1차 소둔에서 얻어진 저온 변태조직을 이상역으로 가열함에 따라 역변태 현상에 의해 침상 구조가 유지되는 미세한 페라이트와 오스테나이트를 형성하기 위함이다. 또한 소둔 시 오스테나이트로의 합금원소 분배를 통해 오스테나이트의 안정성을 확보하여 상온에서의 최종 조직에서 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 것이다.
그리고 상기 가열 후, 그 온도에서 유지하는 것은 1차 소둔 열처리 후, 형성된 저온조직상(베이나이트 및 마르텐사이트)의 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 재분배를 유도하기 위함이다. 이때의 재분배를 1차 재분배라고 칭한다.
한편 합금원소들의 1차 재분배를 위한 유지는 합금원소들이 오스테나이트 쪽으로 충분히 확산되도록 실시하면 되므로, 그 시간에 대해서는 특별히 한정하지 아니한다. 다만, 유지시간이 너무 과도해지면 생산성이 저하될 우려가 있으며, 재분배 효과도 포화되므로, 이를 고려하여 2분 이하로 실시하는 것이 바람직하다.
상기에 따라 합금원소들의 1차 재분배를 완료한 다음, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms(마르텐사이트 변태개시온도) ~ Bs(베이나이트 변태 개시온도)의 온도범위까지 냉각하고, 30초 이상 항온유지한 다음, 상온으로 냉각하면 되는데, 항온 유지하는 과정에서 합금원소들의 재분배가 또 한번 이루어지며, 이때의 재분배를 2차 재분배라고 칭한다.
상기 냉각시 평균 냉각속도는 20℃/s 미만인 것이 바람직하며, 이 역시 판의 형상을 균일하게 하기 위함이다. 상기 1차 재분배에 의하여 오스테나이트는 충분히 안정화되어 서냉한다 하더라도 냉각시 폴리고날 페라이트가 형성되지 않지만, 너무 느린 냉각을 했을 때 생산성이 저하되므로 5℃/s 이상의 냉각속도가 바람직하다.
상기 냉각 종료온도는 Ms ~Bs의 온도범위가 바람직한데, 이는 Bs이상에서는 과포화도가 적어서 2차 파티셔닝이 일어나지 않고, Ms이하의 온도에서는 확산이 매우 느려 파티셔닝에 필요한 시간이 현저히 증가하기 때문이다. 본 발명의 조성을 만족하는 성분계에서 Ms~Bs구간에서 파티셔닝 시간은 30초 이상이면 충분하다.
한편, 소둔 후 냉각시 강판의 사행 등을 억제하기 위하여 소둔 직후 서냉각 구간을 통과시킬 수 있으나, 본 발명에서 냉각속도는 균열 열처리한 온도로부터 냉각종료 온도까지의 평균온도를 의미한다.
상기 2차 소둔 후 냉연 강판을 제조하는 경우에는 2차 소둔 후 강판의 표면에 Ni 또는 Fe도금을 실시할 수 있으며, 그 도금 부착량은 5~40mg/m2 범위로 함이 좋다. 이렇게 형성된 Ni 또는 Fe 도금층은 후속하는 인산염처리성이 개선되어 전착도장성이 우수해 지고, 용접 특성도 우수해 진다.
상술한 바와 같이, 본 발명은 1차 소둔 공정 이후, 형성된 저온조직을 Ac1~Ac3 범위로 가열 및 유지하여 빠른 역변태와 더불어 탄소, 망간 등 합금원소의 1차 재분배를 유도하고, 이를 다시 냉각, 재가열하여 2차 재분배를 유도함으로써, 기존의 방법에서 얻어지는 조직 대비 미세하고, 도 4와 같은 독특한 침상형의 미세조직이 얻어져, 우수한 구멍확장성과 연신율을 동시에 확보할 수 있게 된다.
[도금 공정]
상기 1 차 소둔 열처리된 냉연강판을 2차 소둔 공정으로서 용융도금공정 또는 합금화 용융도금 공정을 이용하여 도금을 실시할 수 있으며, 이들로부터 형성된 도금층은 아연계인 것이 바람직하다.
상기 용융도금법을 이용하는 경우에는 아연도금욕에 침지하여 용융도금강판으로 제조할 수 있으며, 합금화 용융도금법의 경우에도 통상의 합금화 용융도금처리를 수행함으로써 합금화 용융도금강판을 제조할 수 있다.
한편 이때, 본 발명에서는 상기 1차 소둔후 강판의 표면에 100mg/m2이상의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금을 실시한 후 용융아연도금처리를 행함이 바람직하다. 이는 냉연강판 표면에 더욱 강력한 Ni 또는 Fe를 도금함으로써 표면에 형성되는 Mn 또는 Si 산화물의 발생 및 이들 원소의 표면 농화를 차단하기 위함이다. 그 결과, 표면 산화 층이 거의 없는 소지강판과 용융아연도금의 젖음성이 증가하여 미도금이 없는 용융아연도금 강판을 제조할 수 있다. 만일 Ni 또는 Fe 도금부착량이 100mg/m2보다 적으면, 도 7과 같이, 미도금이 발생하여 나중에 미도금 면에서 집중적인 부식이 발생한다. 또한 점용접부에 용접 크랙이 발생하여 피로수명이 저하하는 문제가 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다.
하기 표 1에 나타낸 성분조성을 갖는 용융금속을 진공용해를 통해 두께 90mm, 폭 175mm의 잉곳으로 제조하였다. 이어, 이를 1200℃에서 1시간 동안 재가열하여 균질화 처리한 후, Ar3 이상의 온도인 900℃ 이상에서 열간 마무리 압연하여 열연강판을 제조하였다. 이후, 상기 열연강판을 냉각한 후 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후, 로냉시킴으로써 열연권취를 모사하였다. 그리고 상기 열간압연된 판재를 50~60%의 냉간압하율로 냉간 압연한 후, 하기 표 2의 조건으로 소둔 열처리를 행하여 최종 냉연강판을 제조하였다.
강번 C Si Mn P S Al Cr Ni Mo Ti B N 구분
1 0.08 0.7 1.5 0.008 0.003 0.02 0.5 0.02 0.002 0.003 발명강
2 0.14 1.5 2 0.012 0.005 0.14 0.02 0.02 0.05 0.004 발명강
3 0.22 1.5 1.8 0.011 0.006 0.48 0.01 0.11 0.025 0.0017 0.004 발명강
4 0.18 1.8 2.5 0.008 0.004 0.03 0.5 0.02 0.023 0.0015 0.006 발명강
5 0.07 0.3 1.4 0.011 0.006 0.04 0.02 0.02 0.004 비교강
6 0.35 1 1.2 0.009 0.006 0.8 0.01 0.01 0.003 비교강
7 0.2 0.8 3.5 0.008 0.004 0.02 0.02 0.02 0.004 비교강
상기 표 1에서 강번 1~4는 본 발명의 강 조성 범위을 만족하며, 비교강 5~7은 C, Si 및 Mn 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이다. 구체적으로, 비교강 5는 Si과 Mn이 하한에 모두 벗어나 있으며, 비교강 6은 탄소함량이 청구범위보다 높고 Al이 매우 높다. 그리고 비교강 7은 Mn함량이 3.5%로 청구범위인 3%를 벗어나 있다.
후속하여, 상기 조성을 갖는 냉연강판을 하기 표 2와 같은 열처리 조건으로 소둔 열처리 하였으며, 이때의 Ms, Bs를 계산하여 하기 표 2에 함께 나타내었다. 여기서, 화학원소는 첨가된 원소의 중량%를 의미하며, Bs는 베이나이트 변태개시온도 Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미한다. 여기에서 Ms와 Bs는 하기의 식에 의하여 계산하였다
Ms=539-423C%-30.4Mn%-16.1Si%-59.9P%+43.6Al%-17.1Ni%-12.1Cr%+7.5Mo%
Bs=830-270C%-90Mn%-37Ni%-70Cr%-83Mo%
구분 강번 소둔 조건 (℃) Ms(℃) Bs(℃) 물성
1차 2차
균열 냉각종료 CR(℃/s) F(%) 균열 냉각종료 YS(MPa) TS(MPa) El(%) HER(%)
발명예1 1 850 330 18 12 830 400 442 638 567 983 26.5 37
발명예2 2 840 350 15 7 820 420 400 607 590 1003 24.9 39
발명예3 3 830 310 14 5 810 390 385 605 633 1089 27.8 31
발명예4 4 840 300 12 2 820 400 353 521 685 1214 20.3 28
비교예5 5 850 320 20 64 820 400 463 685 608 925 19.4 33
비교예6 6 825 280 14 3 810 400 373 628 703 1151 21.3 18
비교예7 7 830 300 5 0 800 390 336 461 722 1445 8.2 43
비교예8 1 810 450 15 83 - - 442 638 350 683 31.7 56
비교예9 2 820 420 16 74 - - 400 607 422 760 25.2 24
비교예10 2 840 350 5 42 820 420 400 607 453 840 26.1 22
비교예11 3 830 440 18 67 - - 385 605 521 923 24.6 6
비교예12 3 830 310 5 31 810 390 385 605 580 1054 26.5 13
비교예13 4 810 400 17 66 - - 353 521 511 962 20.8 8
비교예14 4 840 300 5 28 820 400 353 521 536 997 21.9 16
*표 2에서 CR은 냉각속도를 의미하며, F는 1차 소둔 후 조직 중 페라이트 면적 분율을 의미함.
또한 2차 소둔에서 냉각 속도는 모두 12℃/s로 하였고 냉각 종료 온도에서 유지시간은 비교예 7을 제외하고 모두 120초로 하였다. 비교예 7에서는 Mn함량이 높으므로 베이나이트 변태를 충분히 일으키기 위해 300초간 항온유지 하였다. 2차 소둔을 마친 냉연강판에 항복강도, 인장강도, 연신율 및 구멍확장성(HER)을 측정하고, 그 결과를 상기 표 2에 또한 나타내었다. 이때, 인장시험편은 JIS5호의 것을 사용하였고, HER은 120x150mm로 평가하였다. 구체적으로, 상기 표 2에서 HER은 구멍확장성으로서 10mm의 펀치로 클리어렌스 12%조건에서 구멍가공을 한 다음, Burr 발생면이 상부로 오도록 하여 하부에서 60도의 콘으로 가공면에 크랙이 보일 때까지 가공 후 아래의 관계식 3으로 구한 값이다.
[관계식 3]
HER(%)=(가공후 구멍지름 - 가공전 구멍지름,10mm)/ 가공전 구멍지름
한편 상기 2차 열처리를 마친 시편에 대해서 후방산란전자회절법(EBSD)로 페라이트, 베이나이트, 잔류오스테나이트 및 마르텐사이트를 분석하였고, 여기에서 페라이트와 잔류 오스테나이트 및 베이나이트는 EBSD의 IQ분포를 가우시안 분포를 갖는 3개의 곡선 합으로 가정하고 커널 평균 misorientation을 변곡점에 취하여 상분리를 실시하였다. 또한 페라이트의 결정립 크기는 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 발명예와 비교예의 조직 분석 차이를 하기 표 3에 나타내었다.
구분 F B면적분율(%) M면적분율(%) G면적분율(%)
GS(μm) 면적분율(%) Fa5 (%) Fn2 (%)
발명예1 1.3 52.1 68.4 91.5 28.1 8.7 11.1
발명예2 1 36.7 22.4 91 43.8 8.6 10.9
발명예3 1.2 48.1 65.9 93.8 30.6 9.5 11.8
발명예4 1.2 46.1 51.7 92.9 32.2 11.3 10.4
비교예5 1.4 20 52.1 81.7 54.3 20.3 5.4
비교예6 1.3 10.6 38.7 79.7 62.9 18.6 7.9
비교예7 1.2 26.5 71.3 72.8 55.7 14.7 3.1
비교예8 4.2 73.1 94.6 45.2 14.2 2.1 10.6
비교예9 3.3 68.9 87.5 58.1 19.5 5.3 6.3
비교예10 2.7 62.2 83.8 77.1 24.4 3.8 9.6
비교예11 2.2 64.6 83.4 62.3 17.3 9.9 8.2
비교예12 1.9 57.3 80.1 84.9 23.2 8.3 11.2
비교예13 2.3 61.8 82.2 66.7 20.1 10.1 8
비교예14 1.8 55.3 79.9 85.8 26.5 8.7 9.5
*표 3에서 F는 페라이트, B는 베이나이트, M은 마르텐사이트, G는 잔류 오스테나이트를 의미함. 또한 GS는 페라이트의 평균 결정 입경, Fn2는 전술한 관계식 1을, 그리고 Fa5는 관계식 2를 의미함.
상기 표 2-3에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시한 조성 성분 범위를 만족하지 못하는 비교예 5-7의 경우, 역변태 열처리를 행하여도 인장강도나 연신율 또는 HER이 낮게 나타남을 알 수 있다. Si나 Mn이 낮은 비교예 5는 인장강도와 HER이 모두 낮다. C 혹은 Al 그리고 Mn이 매우 높은 비교예 6,7에서도 강도만 매우 높게 얻어질 뿐 HER 또는 연신율이 낮게 나타났다.
한편 본 발명에서 제시한 성분을 만족하나 통상의 소둔 방법을 적용한 비교예 8, 9, 11 및 13은 모두 강도가 높지 않았다. 즉, 탄소, Si 및 Mn이 낮은 비교예 8-9는 연신율과 HER은 우수하나 인장강도를 목표로 하는 980MPa 이상을 얻을 수 없었으며, 합금원소가 많이 첨가된 비교예 11,13은 인장강도도 다소 낮지만, HER이 현저히 저하하였다. 표 3 및 표 2에 나타낸 바와 같이, 비교예 11, 13은 그 크기가 5㎛ 이상 되는 페라이트 결정립의 면적 분율이 전체 페라이트의 80~95%를 차지함으로 강도가 높게 되면 제 2상의 강도가 매우 높다는 것을 의미하는 것이기 때문에 HER이 급격히 저하하였다. 왜냐하면 1회의 열처리를 하는 종래의 열처리 법은 균열 중 페라이트와 오스테나이트 공존온도 범위에서 1차 파티셔닝하고, 이어, 베이나이트 변태 온도영역에서 항온 열처리하여 2차 파티셔닝을 실시하여 본 발명의 2차소둔조건과 동일하지만, 균열 중 조대한 폴리고날 페라이트와 오스테나이트가 형성되기 때문이다.
상기 표 2에서 비교예 10,12,14는 1,2차 소둔 조건은 모두 만족하지만, 1차 소둔의 균열 후 냉각속도가 5℃/s로 낮아 냉각과정에서 조대한 페라이트가 형성되어, 표 3에 나타낸 바와 같이, 페라이트의 면적이 60%를 초과하거나 크기가 5㎛이상 되는 페라이트 결정립의 면적 분율이 약 80% 이상으로 인장강도나 HER이 높지 않았다.
한편 본 발명자들이 발견한 중요한 사실은 페라이트의 결정립이 미세하고, 특히, 침상구조를 가지면 높은 강도를 가지면서도 구멍확장성과 연신율의 양립할 수 없는 기계적 성질을 모두 높게 할 수 있다는 것이다.
도 1은 구멍확장성과 연신율에 미치는 조직의 구성과 기하학적 구조의 영향을 나타내는 조직사진 등이다. 도 1(a)는 비교예 11에 해당하는 것으로 종래의 열처리법으로 소둔처리 된 것이다. 이상역 소둔 후 냉각하고 베이나이트 변태가 이루어지는 440℃에서 항온유지하였다. 조대한 페라이트는 이상역 소둔시 폴리고날 페라이트와 오스테나이트가 형성되기 때문이며, 냉각 후 오스테나이트에서 베이나이트 변태가 이루어지면서 잔류 오스테나이트의 안정화가 동시에 이루어지므로 도 1(a)와 같은 조직을 얻을 수 있는 것이다.
도 1(b)인 발명예 1은 탄소, Mn, Si는 높지 않지만, 1차 소둔에서 충분한 량의 저온 변태 조직을 만들었고, 2차 소둔 중 이들 변태조직의 역변태에 의해 마르텐사이트나, 베이나이트 래쓰(lath) 사이에서 오스테나이트가 출현하면서 경계면에서 1차 파티셔닝이 일어나므로 침상형 구조의 오스테나이트와 페라이트 조직이 얻어진다. 이를 다시 냉각 후 베이나이트 영역에서 항온 열처리하면 베이나이트가 침상형 오스테나이트로부터 출현하면서 2차 파티셔닝이 이루어져 오스테나이트는 더욱 안정한 상이 되어 상온까지 잔류하게 된다.
도 1(c)인 비교예 7은 Mn함량이 매우 높은 강으로 1차 소둔의 낮은 냉각 속도에서도 페라이트가 많이 형성되지는 않았고, 2차 소둔 중 저온에서 300초간 항온유지한 결과 대부분의 오스테나이트가 베이나이트로 변태하였다.
이러한 조직적 차이는 강도와 HER 및 연신율에 영향을 준다. 도 2와 같이, 조대한 폴리고날 페라이트와 제 2상의 조직 (a:비교예 11)에서는 페라이트와 제 2상의 경계를 따라 크랙이 전파하므로 HER이 매우 낮다. 반면 페라이트가 고립되어있는 (b:발명예 1)와 (c:비교예 7)에서는 크랙이 단단한 제 2상을 깨면서 전파해야 하므로 크랙 성장의 저항이 크게 되어 HER이 높다. 한편 연신율은 잔류 오스테나이트의 분율에 크게 영향을 받는다. 도 1에 나타낸 EBSD결과로부터 알 수 있는 바와 같이, (a)와 (b) 각각 8%, 11%의 잔류 오스테나이트를 포함하고 있고 이에 따라 연신율은 각각 24.6, 26.5%에 이른다. 특히, 조직이 미세한 발명예1 (b)은 강도도 높고 연신율도 우수하였다. 장변 대 단변의 길이비가 4 이상인 침상 페라이트와 폴리고날 페라이트가 종래 제조법에 비하여 현저히 발달됨을 2차 전자현미경으로 관찰한 도 4의 조직사진으로부터 확인할 수 있다.
특히, 페라이트의 조직적 특성을 정량화하기 위하여 결정립의 크기가 여러 개의 육각형이 연결되는 것으로 가정한 (ASTM E112의 결정립 측정방법) 분석 프로그램이 내장된 화상 분석기로 평가하였다. 결정립의 개수 분포는 도 5에 나타낸 바와 같이 매우 다르다. 발명예 2는 1㎛ 내외의 미세한 침상 페라이트가 매우 높은 밀도로 분포하는 반면, 비교예 12에서는 1~3㎛ 크기의 폴리고날 페라이트 결정립이 많고, 3~5 ㎛ 크기의 결정립도 상대적으로 높은 빈도로 나타난다.
표 3은 표 1의 강 조성 성분과 표 2의 열처리 조건을 거친 각 시험편들의 조직적 특성을 분석하여 나타낸 것이다. 표 3 및 표 2에 나타난 바와 같이, 페라이트는 평균 직경 2㎛ 이하이고, 페라이트 중 상기 관계식 1에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 상기 관계식 2에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 매우 미세한 침상 페라이트가 발달하는 경우 HER과 연성 및 강도가 모두 우수함을 발견할 수 있다.
도 6은 인산염 처리성에 미치는 Ni도금량의 영향을 나타낸 것이다. 본 발명예 4에 대하여 1,2차 소둔 후 각각 Ni도금량을 50mg/m2까지 변화시켰다. Ni도금용액은 유산니켈을 사용하고, 일정 PH조건에서 전류를 조절하여 도금량을 변화시켰다. 이어, 45℃ 인산염용액에서 150초간 피막을 형성시키고 수세 및 건조 후, 피막 결정을 2차 전자 현미경으로 관찰하는 한편, Ni도금량 3mg/m2와 30mg/m2의 시편에 대해 GDS분석으로 표면 성분을 분석하였다.
도 6(a)와 같이, Ni도금량이 증가할수록 인산염의 결정을 조대해 진다. 이는 핵생성 속도보다 성장속도가 빠르기 때문이며, 반면 Ni도금량이 3mg/m2인 시편에서는 표면 산화물의 영향으로 인산염 핵생성이 어려워 피막형성이 거의 되어 있지 않음을 알 수 있다.
도 6(b)는 Ni도금량 3mg/m2와 30mg/m2의 시편에 대해 GDS분석결과를 나타낸 것이다. 전술한 바와 같이, Ni도금이 적은 시편에서는 소지강판의 표면에 표면산화물과 내부 산화물이 많아, Si와 Mn의 농화가 크고 표면에 산소의 농도가 높았다. 반면, Ni도금량 30mg/m2의 시편은 표면 Ni의 산소 차단 작용으로 산소의 농도도 낮고 그 결과 표면 농화된 Si, Mn량이 높지 않았다.
도 7은 1차 소둔 후 2차 용융아연도금 소둔 열처리 전에 10, 150mg/m2의 Ni도금 후, 용융아연도금을 실시한 것이다. 10mg/m2의 시편에서는 2차 소둔 중 표면에 다소의 산화물이 존재하여 미도금층이 관찰되지만, 150mg/m2의 시편은 도금 표면이 미려하고 미도금 결함이 관찰되지 않았다. 이는 표면에 더욱 강력한 Ni을 도금함으로써 표면에 형성되는 Mn 또는 Si산화물의 발생 및 이들 원소의 표면 농화를 차단했기 때문이다.
도 8은 1차 소둔 후 2차 용융아연도금 소둔 열처리 전에 10~ 300mg/m2의 Ni도금 후, 점용접을 하고 용접 단면의 크랙을 관찰한 것이다. 점용접은 가압력을 4kN, 용접전류는 7kN으로 하였다. 그 결과, 100mg/m2의 Ni도금한 시편에서는 용접크랙이 발생하지 않았다. 이는 Ni가 강의 표면과 도금층으로 확산하여 녹으면서 도금층의 용융온도를 상승시키기 때문으로 용접크랙은 응력이 가해진 상태에서 용융아연이 소지강판의 입계로 침투하여 발생하는 현상으로 Ni가 용융아연의 융점을 높이어 액상아연의 침투 온도를 높이기 때문이다.
상기 결과로 볼 때, 본 발명에 따라 제조되는 냉연강판은 980MPa 이상의 인장강도 및 우수한 연신율을 확보할 수 있을 뿐만 아니라 인산염처리성과 도금밀착성이 우수하다. 이에 따라, 부품의 내식성을 향상시키고, 용접 크랙이 발생하지 않아 조립부품의 피로수명이 극히 우수하여, 기존의 Q&P 열처리 공정을 통해 제조된 강재에 비해 구조부재에 적용하기 위한 냉간 성형을 용이하게 행할 수 있어 부품의 내구성이 현저히 향상되는 장점이 있음을 알 수 있다.
이상에서 설명한 바와 같이, 본 발명의 상세한 설명에서는 본 발명의 바람직한 실시 예에 관하여 설명하였으나, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 범주에서 벗어나지 않는 한도 내에서 여러 가지 변형이 가능함은 물론이다. 따라서 본 발명의 권리 범위는 설명된 실시 예에 국한되어 정해져서는 안되며, 후술하는 청구범위뿐만 아니라, 이와 균등한 것들에 의해 정해져야 한다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C):0.05~0.3%, 실리콘(Si):0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn):1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    강 미세조직이, 면적분율로, 페라이트 60%이하, 침상 베이나이트 25%이상, 마르텐사이트 5%이상 및 침상 잔류 오스테나이트 5%이상을 함유하며,
    상기 페라이트는 평균 직경 2 ㎛ 이하이고,
    상기 페라이트는, 하기 [관계식 1]에 의해 정의되는 Fn2가 89%이상, 그리고 하기 [관계식 2]에 의해 정의되는 Fa5가 70%이하를 만족하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판.
    [관계식 1]
    Fn2 = [2 ㎛ 이하의 페라이트 결정립 개수/전체 페라이트 결정립 개수] × 100
    [관계식 2]
    Fa5 = [5 ㎛ 이상의 페라이트 결정립 면적/전체 페라이트 결정립 면적] ×100
  2. 제 1항에 있어서, Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  3. 제 1항에 있어서, Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  4. 제 1항에 있어서, 그 표면에 Ni 또는 Fe 도금층이 5~40mg/m2의 부착량으로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연 강판.
  5. 제 1항의 냉연강판 표면에 용융아연도금층이 형성되어 있는 용융아연도금강판에 있어서, 상기 냉연강판과 용융아연도금층 사이에는 Ni 또는 Fe 도금층이 100mg/m2 이상의 부착량으로 형성되어 있는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 용융아연도금강판.
  6. 제 5항의 용융아연도금강판을 합금화 열처리함으로써 얻어지는 합금화 용융아연도금강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.05~0.3%, 실리콘(Si): 0.6~2.5%, 알루미늄(Al): 0.01~0.5%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 잔부 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강슬라브를 마련한 후, 이를 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 통상의 열간압연 조건으로 압연한 후, 750~550℃ 의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 냉간 압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도로 가열한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 350℃이하 까지 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
    상기 1차 소둔 후 Ac1~Ac3 범위의 온도로 가열·유지한 후, 20℃/s 미만의 냉각속도로 Ms ~ Bs의 온도 범위까지 냉각하고, 이어, 30초 이상 유지한 후 최종 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 7항에 있어서, Cr, Ni, Mo를 1종 또는 2종 이상의 합:2%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서, Ti를 0.05%이하(여기에서 0%는 미포함), B를 0.003%이하(여기에서 0%는 미포함)를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 7항에 있어서, 상기 1차 소둔 후, 2차 소둔 전에 강판의 표면에 5~40mg/m2의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금층을 형성하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 7항에 있어서, 상기 냉연강판은 2차 소둔 단계 이전의 미세조직이 면적분율로 20% 이하의 페라이트와 잔여 저온 변태조직으로 이루어져 있음을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 7항에 있어서, 상기 2차 소둔 처리된 강판 표면에 5~40mg/m2의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금층을 형성하는 단계;를 추가로 포함하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 7항의 1차 소둔된 강판의 표면에 100mg/m2이상의 부착량으로 Ni 또는 Fe 도금을 실시한 후 용융아연도금처리하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법.
  14. 제 13항의 용융아연도금강판에 합금화 열처리하는 것을 특징으로 하는 연성, 구멍가공성 및 표면처리 특성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 제조방법.
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