WO2017188654A1 - 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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김낙준
이성학
이원휘
이규영
이세웅
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    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to an ultra high strength steel sheet for automobiles, and more particularly, to an ultra high strength high ductility steel sheet having excellent yield ratio, and a method of manufacturing the same.
  • hot press forming (Hot Press Forming) finally achieves high yield strength and tensile strength by forming a component at a high temperature with good moldability and quenching it to room temperature to secure a low temperature structure.
  • the river was developed.
  • Patent Document 1 proposes an ultra-high tensile steel sheet having a very good ductility of the tensile strength of 700-900 MPa and a level of 50-90% by adding C and Mn at 0.5 to 1.5% and 10 to 25%, respectively.
  • the steel sheet has a disadvantage in that its use as a structural member for automobiles is inferior due to its inferior collision strength and tensile strength compared to hot press formed steel.
  • Patent Document 1 International Publication No. WO2011-122237
  • Patent Document 2 Korean Unexamined Patent Publication No. 10-2013-0138039
  • One aspect of the present invention is to secure an ultra high strength and high ductility by controlling the alloy composition and the manufacturing conditions of the steel, high yield strength ratio (yield ratio) high cold strength for cold press forming excellent high impact characteristics and its It is to provide a manufacturing method.
  • carbon (C) 0.4 ⁇ 0.9%, silicon (Si): 0.1 ⁇ 2.0%, manganese (Mn): 10-25%, phosphorus (P): 0.05% or less ( 0%), sulfur (S): 0.02% or less (excluding 0%), aluminum (Al): 4% or less (excluding 0%), vanadium (V): 0.7% or less (excluding 0%), molybdem (Mo): 0.5% or less (except 0%), nitrogen (N): 0.02% or less (except 0%), balance Fe and other unavoidable impurities,
  • the microstructure When the X value represented by the following relation 1 is 40 or more, the microstructure is composed of a stable austenite single phase, and when the X value is less than 40, the microstructure is metastable austenite and ferrite having an area fraction of 50% or more (including 100%). It provides an ultra-high strength high ductility steel sheet having excellent yield ratio.
  • C, Mn, Si and Al means the weight-based content of each corresponding element.
  • Another aspect of the invention preparing a steel slab having the above-described alloy composition; Reheating the steel slab to a temperature range of 1050-1300 ° C .; Manufacturing a hot rolled steel sheet by finishing hot rolling of the reheated steel slab in a temperature range of 800 to 1000 ° C .; Winding the hot rolled steel sheet in a temperature range of 50 to 750 ° C; Pickling and cold rolling the wound hot rolled steel sheet to produce a cold rolled steel sheet; And annealing and heat treating the cold rolled steel sheet.
  • the temperature is performed in a temperature range of more than 700 ° C. to 840 ° C. or less for 10 minutes. It provides a method for producing an ultra-high strength high ductility steel sheet having excellent yield ratio, characterized in that carried out for 30 seconds or more in the range.
  • Figure 1 shows an EBSD (Electron Backscatter Diffraction) phase map analysis results of the steel sheet microstructure according to the X value of the relation 1 in one embodiment of the present invention (a: Inventive Example 5 Annealed structure, b: Inventive Example 5 Tissue after modification, c: invention 17 annealing tissue, d: invention 17 tissue after modification).
  • a Inventive Example 5 Annealed structure
  • b Inventive Example 5 Tissue after modification
  • c invention 17 annealing tissue
  • d invention 17 tissue after modification
  • red means FCC (austenite)
  • green means BCC (ferrite or ⁇ '-martensite)
  • HCP ⁇ -martensite
  • the present inventors have studied in depth to develop a cold press formed steel sheet that can replace the existing hot press formed steel sheet, has mechanical properties equivalent to or higher than that, and can reduce manufacturing costs. As a result, by optimizing the steel composition and manufacturing conditions, it was confirmed that the present invention can provide an ultra high strength high ductility steel sheet having excellent yield strength having mechanical properties and microstructures suitable for cold press molding.
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an effective element for reinforcing steel, and is an important element added for controlling stability and strength of austenite in the present invention.
  • C Carbon (C) is an effective element for reinforcing steel, and is an important element added for controlling stability and strength of austenite in the present invention.
  • the content of C in the present invention is preferably limited to 0.4 ⁇ 0.9%.
  • Silicon (Si) is an element usually used as a deoxidizer of steel, but is added in the present invention to obtain an advantageous solid solution strengthening effect for improving the yield strength and tensile strength of the steel.
  • Si it is preferable to add Si to 0.1% or more, but when the content exceeds 2.0%, a large amount of silicon oxide is formed on the surface during hot rolling, which lowers pickling properties and increases electrical resistivity, resulting in inferior weldability. there is a problem.
  • the content of Si it is preferable to limit the content of Si to 0.1 ⁇ 2.0%.
  • Manganese (Mn) is an element effective in forming and stabilizing residual austenite while suppressing the transformation of ferrite. If the Mn content is less than 10%, the residual austenite lacks stability, resulting in deterioration of mechanical properties, whereas if the content exceeds 25%, the alloy cost increases and the spot weldability deteriorates. There is.
  • Phosphorus (P) is a solid solution strengthening element, but if the content exceeds 0.05%, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of the steel increases, so the upper limit is preferably limited to 0.05%. More preferably, it is limited to 0.02% or less.
  • S Sulfur
  • S is an impurity element inevitably contained in steel and is an element that inhibits the ductility and weldability of the steel sheet.
  • the content of S exceeds 0.02%, the possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet increases, so it is preferable to limit the upper limit to 0.02%.
  • Aluminum (Al) is usually an element added for deoxidation of steel, but in the present invention, the lamination energy is increased to improve ductility and delayed fracture resistance of the steel. If the content of Al exceeds 4%, the tensile strength of the steel is lowered, making it difficult to manufacture a healthy slab through the reaction with the mold plus during casting, and there is a problem of inhibiting plating property by forming a surface oxide.
  • the content of Al it is preferable to limit the content of Al to 4% or less, and 0% is excluded.
  • Vanadium (V) is an element that forms carbon and nitride by reacting with carbon or nitrogen.
  • vanadium (V) forms an important precipitate at low temperature and plays an important role in increasing the yield strength of steel. If the content of V exceeds 0.7%, coarse carbonitrides are formed at high temperatures, resulting in poor hot workability and lowering yield strength of steel.
  • Molybdem (Mo) is an element that forms a carbide, and serves to improve the yield strength and tensile strength by maintaining a fine size of the precipitate when complex addition with carbon-nitride forming elements such as V.
  • the content is more than 0.5%, the above-mentioned effect is saturated, but there is a problem of causing an increase in manufacturing cost.
  • Nitrogen (N) is a solid solution strengthening element, but if the content exceeds 0.02%, there is a high risk of brittleness, and there is a risk of inhibiting the performance quality by excessively precipitated AlN in combination with Al.
  • the present invention may further include the following components in addition to the aforementioned components.
  • the present invention may further include at least one selected from titanium (Ti): 0.005 to 0.1%, niobium (Nb): 0.005 to 0.1%, and tungsten (W): 0.005 to 0.5%.
  • the titanium (Ti), niobium (Nb), tungsten (W) is an element effective in strengthening the precipitation strengthening and grain refinement of the steel sheet by combining with carbon in the steel, it is preferable to add at least 0.005% to ensure this sufficiently.
  • Ti and Nb respectively, exceeding 0.1%, or in the case of W, exceeding 0.5%, there is a problem that the above-mentioned effect is saturated and the alloy cost is increased, and precipitates are formed excessively, so that the C concentration in steel is increased. As it is reduced, there is a problem of inferior strength and ductility.
  • the present invention is nickel (Ni): 1% or less (excluding 0%), copper (Cu): 0.5% or less (excluding 0%), chromium (Cr): 1% or less (excluding 0%) It may further comprise one or more selected.
  • the nickel (Ni), copper (Cu), and chromium (Cr) are elements that contribute to stabilization of retained austenite, and in combination with C, Si, Mn, Al, and the like, contribute to stabilization of austenite.
  • Ni and Cr are more than 1% in the case of Ni and Cr, respectively, and more than 0.5% in the case of Cu, there is a problem that the manufacturing cost is excessively increased.
  • Cu may cause brittleness during hot rolling, and therefore Ni is more preferably added together when Cu is added.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably mixed, and thus cannot be excluded. Since these impurities are known to those skilled in the art, all of them are not specifically mentioned in the present specification.
  • the steel sheet of the present invention having the alloy composition described above preferably includes an austenite phase as a main phase as a microstructure.
  • the steel sheet of the present invention is composed of a stable austenite single phase when the X value represented by the following relational formula 1 is 40 or more, and when the X value is less than 40, the metastable of the area fraction 50% or more (including 100%) It is preferred to consist of austenite and ferrite.
  • the stable austenite phase is a stable structure in which phase transformation does not occur with respect to external deformation (eg, processing, tensile deformation, etc.), and the metastable austenite phase is a tissue in which phase transformation occurs with respect to external deformation.
  • the metastable austenite phase may transform into a hard tissue such as ⁇ '-martensite or ⁇ -martensite for external deformation. Both the stable austenite phase and the metastable austenite phase are advantageous in securing ultra high strength.
  • the X value when the X value is less than 40, all of the target mechanical properties (ultra high strength, ductility, collision characteristics, etc.) can be excellently secured by securing a metastable austenite phase at a fraction of 50% or more.
  • the metastable austenite phase undergoes at least 10% or more phase transformation upon external deformation.
  • C, Mn, Si and Al means the weight-based content of each corresponding element.
  • the steel sheet of the present invention not only has a very high tensile strength of 1400 MPa or more by including a composite structure of a metastable austenite phase and ferrite, which includes a stable austenite phase as a microstructure or a transformation into a hard phase during processing.
  • the yield strength is excellent and the yield ratio (yield strength (YS) / tensile strength (TS)) can be secured to 0.65 or more. That is, it is possible to provide a steel sheet having excellent collision characteristics.
  • the steel sheet referred to in the present invention may be a hot-dip galvanized steel sheet or an alloyed hot-dip galvanized steel sheet obtained by plating the cold-rolled steel sheet as well as the cold-rolled steel sheet.
  • the reheating process it is preferable to go through the process of re-heating and homogenizing the prepared steel slab prior to performing the hot rolling, it is preferable to perform the reheating process at 1050 ⁇ 1300 °C.
  • the reheating temperature is less than 1050 °C, there is a problem that the load during the subsequent hot rolling sharply increases, whereas if it exceeds 1300 °C not only increases the energy cost, but also increases the amount of surface scale leads to loss of material In case a large amount of Mn is contained, a liquid phase may be present.
  • the reheated steel slab is hot rolled to produce a hot rolled steel sheet, and in this case, finish hot rolling is preferably performed at a temperature range of 800 to 1000 ° C.
  • finishing hot rolling temperature is less than 800 °C has a problem that the rolling load is greatly increased, while the temperature exceeds 1000 °C causes surface defects due to scale and shorten the life of the rolling roll.
  • the winding temperature is preferably limited to 50 ° C. or more.
  • martensite transformation start temperature is higher than or equal to room temperature according to the amount of Mn added in the steel component composition
  • martensite may be generated at room temperature.
  • heat treatment may be further performed before cold rolling in order to reduce the load during subsequent cold rolling.
  • the amount of Mn added increases and the transformation start temperature is below room temperature, the austenite single phase is maintained at room temperature. In this case, cold rolling can be performed immediately.
  • the hot rolled steel sheet wound according to the above is removed through an ordinary pickling process, it is preferable to perform cold rolling to secure the shape of the steel sheet and the thickness required by the customer.
  • the reduction ratio during the cold rolling is not particularly proposed, in order to suppress the formation of coarse ferrite grains during recrystallization in the subsequent annealing heat treatment step, it is preferable to perform at a cold reduction ratio of 25% or more.
  • the present invention is to produce a steel sheet having not only strength and ductility, but particularly excellent yield strength ratio, and for this purpose, it is preferable to carry out according to the following conditions during annealing heat treatment process.
  • the present invention is carried out in less than 700 °C ⁇ 840 °C 10 minutes or less when the X value represented by the following relation 1 during the annealing heat treatment, and when the X value is less than 40, 610 °C or more ⁇ 700 °C or less It is preferable to carry out for 30 seconds or more.
  • C, Mn, Si and Al means the weight-based content of each corresponding element.
  • Equation 1 is to limit the content relationship of the elements affecting the austenite stabilization, it is a relatively representation of the size of the austenitic stacking fault energy (Stacking Fault Energy) or austenite stability.
  • the deformation mode depends on the lamination defect energy value. For example, when the lamination defect energy is relatively low, austenite exhibits transformation induced plasticity, which transforms into ⁇ '-martensite or ⁇ -martensite with respect to external deformation. In the case of ⁇ 40 mJ / m 2 ), twining induced plasticity occurs, and in the case of a larger value (about 40 mJ / m 2 or more), a potential cell is formed without a specific phase transformation. According to such a deformation mode, tensile properties such as tensile strength and elongation of steel are changed. Therefore, in the present invention, the lamination defect energy of austenite in steel is controlled by the composition of the steel composition and the annealing heat treatment conditions, thereby obtaining the mechanical properties of the target level.
  • the cold rolled steel sheet having an X value of 40 or more is mainly composed of austenite single phase at room temperature during annealing, where austenite exhibits twining induced plasticity. Has a stacking fault energy of a degree. Accordingly, in order to minimize recrystallization of the cold rolled steel sheet having an X value of 40 or more, but to minimize the grain size of the austenite, a temperature range of more than 30 ° C. to less than 10 ° C. It is advantageous to secure the tensile properties by heat treatment in minutes or less. At this time, when the annealing time is less than 30 seconds, recrystallization does not occur sufficiently, and the elongation may be inferior. On the other hand, when the annealing time exceeds 10 minutes, grains become coarse to secure the target strength, and annealing oxide formation increases. There is a problem that the plating property is inferior.
  • the annealing temperature is 700 ° C. or less, re-crystallization of the cold rolled steel sheet does not sufficiently occur, and it is difficult to secure the elongation.
  • the annealing time exceeds 840 ° C. or when the annealing time exceeds 10 minutes, the austenite grains grow coarsely and the tensile strength is 1400 MPa or more. The strength cannot be secured.
  • the heat treatment is performed by securing residual austenite at room temperature by utilizing anomalous reverse annealing and distribution of elements. Even if the heat treatment is performed in the nit single phase zone, heat treatment is required to minimize the grain size of austenite to increase stability. Therefore, the heat treatment is preferably performed in a relatively low temperature range, that is, a temperature range of 610 ° C or more and 700 ° C or less. .
  • the annealing temperature is less than 610 °C can not secure the appropriate fraction of austenite during heat treatment, or because the annealing temperature is low, recrystallization is delayed disadvantageous to secure the elongation.
  • the temperature exceeds 700 ° C, the grains of austenite become coarse and the mechanical stability of the austenite decreases, so that strength and ductility cannot be obtained at the same time.
  • the heat treatment is preferably performed for 30 seconds or more in consideration of the phase transformation kinetic.
  • the upper limit is not specifically limited, It is preferable to carry out within 60 minutes in consideration of productivity.
  • the present invention can be produced by plating a cold-rolled steel sheet subjected to annealing heat treatment according to the above.
  • an electroplating method, a hot dip plating method or an alloyed hot dip plating method may be used, and specifically, the cold rolled steel sheet may be deposited in a zinc plating bath to manufacture a hot dip galvanized steel sheet.
  • the hot-dip galvanized steel sheet can be alloyed by heat treatment to produce an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the conditions are not particularly limited and can be carried out under conditions generally performed.
  • the steel having the composition of the following Table 1 was vacuum-dissolved into an ingot of 30 Kg, and then maintained at a temperature of 1200 ° C. for 1 hour. Subsequently, the hot rolled steel sheet was prepared by performing hot rolling at 900 ° C., and then the hot rolled steel sheet was loaded into a furnace previously heated at 600 ° C., maintained for 1 hour, and then cold-rolled to simulate hot rolling. Thereafter, each specimen was cooled to room temperature, followed by pickling and cold rolling to prepare a cold rolled steel sheet. The cold rolling was carried out at a cold reduction rate of 40% or more.
  • the mechanical properties were subjected to a tensile test using a universal tensile tester after processing the tensile specimens to JIS5 standard.
  • Inventive Examples 1 to 19 satisfying both the composition and the production conditions proposed in the present invention is not only very high tensile strength of 1400MPa or more, but also yield ratio is 0.65 or more and excellent elongation
  • the value of tensile strength x elongation can be secured to 25000 MPa% or more. Therefore, it can be seen that the steel sheet according to the present invention is very advantageous as a cold press forming steel sheet that can replace the existing hot press forming steel sheet.
  • inventive examples 1 to 8 in which the value of X is 40 or more all form a stable austenite single phase structure.
  • inventive examples 9 to 19 having a value of X less than 40 austenite single phase tissues were formed or austenite + ferrite composite tissues were formed. At this time, all of the austenite phases were metastable austenite phases.
  • the annealing heat treatment temperature was less than 700 ° C., so that recrystallization did not sufficiently occur, the elongation was inferior.
  • the annealing was performed. As the heat treatment time exceeded 10 minutes or the annealing heat treatment temperature exceeded 840 ° C., grains grew coarsely, resulting in inferior strength and yield ratio.
  • the strength of the steel composition does not satisfy the present invention, that is, in the case of Comparative Examples 25-26, 29-30, 33-34, 37-40, 42-43 Or the elongation was inferior.
  • Figure 1 shows the microstructure of the steel sheet according to the X value of the relationship 1 using EBSD (Electron Backscatter Diffraction) phase map analysis, and shows the results.
  • the microstructure is to observe the microstructure of the steel sheet (annealed structure) completed until the annealing heat treatment, and the microstructure after applying the tensile strain to the steel sheet.
  • the annealing structure is composed of an austenite single phase (a), and the austenite is stable austenite because there is no phase transformation after deformation (b). .
  • the annealing tissue is composed of 50% or more of austenite and residual ferrite (c), wherein the austenite is transformed into ⁇ '-martensite or ⁇ -martensite by deformation. It is metastable austenite rising (d).

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Abstract

본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다. 본 발명의 일 측면은, 강의 합금성분 및 제조조건을 제어함으로써 초고강도 및 고연성을 확보하는 동시에, 항복강도비(항복비)가 높아 충돌특성이 우수한 냉간 프레스 성형용 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법을 제공한다. 본 발명에 의하면, 냉간 성형용 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성을 만족할 수 있는 강판을 제공하는 효과가 있다. 또한, 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체함으로써 제조원가를 절감하는 효과가 있다.

Description

항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차용 초고강도 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌시 승객의 안전성을 확보하기 위하여 자동차에 대한 안전규제가 강화되고 있으며, 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도를 향상시키거나 두께를 증가시켜야 한다.
그런데, 현재 강화되고 있는 자동차의 CO2 배출 규제 및 연비 향상의 달성을 위해 차체 경량화가 지속적으로 요구됨에 따라, 자동차용 강판의 고강도화가 필연적이다.
하지만, 자동차용 강판의 강도를 높이는 경우 연성이 저하되는 경향이 있어, 고강도강의 경우 성형성이 요구되는 부품에서의 이용이 제한적이다.
이러한 고강도강의 단점을 극복하기 위한 일환으로, 성형성이 양호한 고온에서 부품을 성형한 이후 상온으로 급냉하여 저온조직을 확보함에 따라 최종적으로 고항복강도 및 인장강도를 구현하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 강이 개발되었다.
그러나, 자동차 부품제조사의 열간 프레스 성형 설비의 신규투자 및 고온 열처리에 따른 공정 비용의 증가로 결국 자동차 부품원가의 상승을 유발하는 문제점이 발견되었다.
이에, 고강도이면서 연신율이 우수하고, 냉각 프레스 성형이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어져 왔다.
일 예로, 특허문헌 1에는 C 및 Mn을 각각 0.5~1.5%, 10~25%로 첨가하여 700~900MPa의 인장강도 및 50~90% 수준의 매우 우수한 연성을 가지는 초고장력 강판이 제시되었다. 하지만, 상기 강판은 열간 프레스 성형강 대비 항복강도 및 인장강도가 낮아 충돌특성이 열위하여 자동차용 구조부재로서의 사용이 제한되는 단점이 있다.
한편, 특허문헌 2의 경우 C 및 Mn을 각각 0.4~0.7%, 12~24%로 첨가하여 1300MPa 이상의 인장강도와 더불어 1000MPa 이상의 항복강도를 갖는 충돌특성이 우수한 초고강도 강판이 제시되었다. 그러나, 상기 강판은 연신율이 10% 내외로 낮은 수준이어서 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품을 제조하는데에 제한이 있으며, 공정 단계 중 소둔 후 재압연에 의해서 초고강도의 확보가 가능한 바, 공정 프로세스 및 제조 원가가 상승하는 단점이 있다.
따라서, 열간 프레스 성형용 강판을 대체하면서, 공정의 추가 없이 강도 및 연성뿐만 아니라, 항복강도비가 우수하여 충돌 특성을 가지는 강판의 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 국제 공개특허공보 WO2011-122237
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제10-2013-0138039호
본 발명의 일 측면은, 강의 합금성분 및 제조조건을 제어함으로써 초고강도 및 고연성을 확보하는 동시에, 항복강도비(항복비)가 높아 충돌특성이 우수한 냉간 프레스 성형용 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.9%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 4% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.7% 이하(0% 제외), 몰리브뎀(Mo): 0.5% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 미세조직이 안정 오스테나이트 단상으로 이루어지며, 상기 X 값이 40 미만인 경우 미세조직이 면적분율 50% 이상(100% 포함)의 준안정 오스테나이트 및 페라이트로 이루어지는 것인 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판을 제공한다.
[관계식 1]
X = (80×C) + (0.5×Mn) - (0.2×Si) -(0.4×Al) - 21
(상기 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 갖는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계; 상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및 상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
상기 소둔 열처리시 하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 700℃ 초과 ~ 840℃ 이하의 온도범위에서 10분 이하로 실시하고, 상기 X 값이 40 미만인 경우 610℃ 이상 ~ 700℃ 이하의 온도범위에서 30초 이상 실시하는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 냉간 성형용 자동차 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성을 만족할 수 있는 강판을 제공하는 효과가 있다.
또한, 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체함으로써 제조원가를 절감하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 관계식 1의 X 값에 따른 강판 미세조직의 EBSD(Electron Backscatter Diffraction) phase map 분석 결과를 나타낸 것이다 (a: 발명예 5 소둔 조직, b: 발명예 5 변형 후 조직, c: 발명예 17 소둔 조직, d: 발명예 17 변형 후 조직).
여기서, 붉은색은 FCC(오스테나이트), 녹색은 BCC(페라이트 또는 α'-마르텐사이트), 흰색은 HCP(ε-마르텐사이트) 조직을 의미한다.
본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있으면서, 그것 대비 동등 이상의 기계적 물성을 갖고, 제조원가의 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 강 성분조성 및 제조조건을 최적화함으로써 냉간 프레스 성형에 적합한 기계적 물성 및 미세조직을 가지는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.9%, 실리콘(Si): 0.1~2%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 4% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.7% 이하(0% 제외), 몰리브뎀(Mo): 0.5% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외)를 포함하는 것이 바람직하다.
이하에서는 본 발명에서 제공하는 초고강도 강판의 합금성분을 상기와 같이 제어하는 이유에 대하여 상세히 설명한다. 이때, 특별한 언급이 없는 한, 각 성분들의 함량은 중량%를 의미한다.
C: 0.4~0.9%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소이며, 본 발명에서는 오스테나이트의 안정도 제어 및 강도 확보를 위하여 첨가되는 중요 원소이다. 상술한 효과를 얻기 위해서는 0.4% 이상으로 C를 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.9%를 초과하게 되면 오스테나이트의 안정도 또는 적층결함에너지가 크게 증가하여 변형유기 마르텐사이트 변태 또는 쌍정(twin) 생성이 저감되어 고강도 및 고연성의 동시 확보가 어려워지고, 전기 비저항이 증가하여 용접성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서 C의 함량은 0.4~0.9%로 제한하는 것이 바람직하다.
Si: 0.1~2.0%
실리콘(Si)은 통상 강의 탈산제로서 사용되는 원소이지만, 본 발명에서는 강의 항복강도 및 인장강도를 향상시키는데 유리한 고용강화 효과를 얻기 위하여 첨가한다. 이를 위해서는 0.1% 이상으로 Si을 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 2.0%를 초과하게 되면 열간압연시 표면에 실리콘 산화물이 다량 형성되어 산세성을 저하시키고, 전기 비저항을 증가시켜 용접성이 열위하게 되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Si의 함량을 0.1~2.0%로 제한하는 것이 바람직하다.
Mn: 10~25%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 억제하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 유효한 원소이다. 이러한 Mn을 10% 미만으로 첨가하게 되면 잔류 오스테나이트의 안정성이 부족하게 되어 기계적 물성의 저하를 초래하며, 반면 그 함량이 25%를 초과하게 되면 합금원가의 증가 및 점 용접성의 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Mn의 함량을 10~25%로 제한함이 바람직하다.
P: 0.05% 이하(0% 제외)
인(P)은 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과하면 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 문제가 있으므로 그 상한을 0.05%로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
S: 0.02% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 불순물 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. 이러한 S의 함량이 0.02%를 초과하게 되면 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 4% 이하(0% 제외)
알루미늄(Al)은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이지만, 본 발명에서는 적층결함 에너지를 높여 강의 연성 및 내지연파괴 특성을 향상시키는 역할을 한다. 이러한 Al의 함량이 4%를 초과하게 되면 강의 인장강도가 저하되며, 주조시 몰드 플러스와의 반응을 통해 건전한 슬라브 제조가 어려워지고, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Al의 함량을 4% 이하로 제한하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
V: 0.7% 이하(0% 제외)
바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로써, 본 발명에서는 저온에서 미세한 석출물을 형성시켜 강의 항복강도를 증가시키는 중요한 역할을 한다. 이러한 V의 함량이 0.7%를 초과하는 경우에는 고온에서 조대한 탄·질화물이 형성되어 열간 가공성이 저하되고, 강의 항복강도가 저하되는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 V의 함량을 0.7% 이하로 제한함이 바람직하며, 0%는 제외한다.
Mo: 0.5% 이하(0% 제외)
몰리브뎀(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, V 등의 탄·질화물 형성원소와 복합첨가시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 역할을 한다. 다만, 그 함량이 0.5%를 초과하는 경우에는 상술한 효과가 포화되고, 오히려 제조원가의 상승을 유발하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.5% 이하로 제한함이 바람직하며, 0%는 제외한다.
N: 0.02% 이하(0% 제외)
질소(N)는 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.02%를 초과하게 되면 취성이 발생할 위험성이 크고, Al과 결합하여 AlN을 과다 석출 시킴으로써 연주품질을 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 N의 상한을 0.02%로 제한하는 것이 바람직하다.
본 발명은 상술한 성분 이외에 하기의 성분들을 추가로 포함할 수 있다.
구체적으로 본 발명은 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 티타늄(Ti), 니오븀(Nb), 텅스텐(W)은 강 중 탄소와 결합하여 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소로서, 이를 충분히 확보하기 위해서는 각각 0.005% 이상으로 첨가하는 것이 바람직하다. 다만, Ti 및 Nb의 경우 각각 0.1%를 초과하거나, W의 경우 0.5%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 합금원가를 상승시키는 문제가 있으며, 석출물이 과다하게 형성되어 강 중 C 농도가 저감됨에 따라 강도 및 연성이 열위하는 문제가 있다.
더불어, 본 발명은 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외) 중 선택된 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr)은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, 상술한 C, Si, Mn, Al 등과 복합 작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다.
하지만 그 함량이 Ni 및 Cr의 경우 각각 1%를 초과하고, Cu의 경우 0.5%를 초과하게 되면 제조원가가 과다하게 증가하는 문제가 있다. 이 중, Cu는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로, Cu 첨가시 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
본 발명의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 미세조직으로 오스테나이트상을 주상으로 포함하는 것이 바람직하다.
보다 바람직하게, 본 발명의 강판은 하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 안정 오스테나이트 단상으로 이루어지며, 상기 X 값이 40 미만인 경우에는 면적분율 50% 이상(100% 포함)의 준안정 오스테나이트 및 페라이트로 이루어지는 것이 바람직하다.
여기서, 안정 오스테나이트상은 외부 변형(예컨대, 가공, 인장 변형 등)에 대해 상(phase) 변태가 발생하지 않는 안정한 조직이며, 준안정 오스테나이트상은 외부 변형에 대해 상(phase) 변태가 일어나는 조직이다. 바람직하게, 상기 준안정 오스테나이트상은 외부 변형에 대해 α'-마르텐사이트 또는 ε-마르텐사이트와 같은 경한조직으로 변태할 수 있다. 상기 안정 오스테나이트상 및 준안정 오스테나이트상 모두 초고강도 확보에 유리하다.
본 발명에서는 상기 X 값이 40 미만인 경우, 준안정 오스테나이트상을 50% 이상의 분율로 확보함으로써 목표로 하는 기계적 물성(초고강도, 연성, 충돌특성 등)을 모두 우수하게 확보할 수 있다. 상기 준안정 오스테나이트상은 외부 변형시 최소 10% 이상 상 변태가 일어나는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
X = (80×C) + (0.5×Mn) - (0.2×Si) -(0.4×Al) - 21
(상기 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다.)
이와 같이, 본 발명의 강판은 미세조직으로 안정한 오스테나이트상을 포함하거나, 가공시 경질상으로 변태가 이루어지는 준안정 오스테나이트상과 페라이트의 복합조직을 포함함으로써 인장강도가 1400MPa 이상으로 매우 높을 뿐만 아니라, 항복강도가 우수하여 항복비(항복강도(YS)/인장강도(TS))를 0.65 이상으로 확보할 수 있다. 즉, 충돌특성이 우수한 강판을 제공할 수 있는 것이다.
더불어, 고연성을 확보할 수 있어, 인장강도와 연신율의 곱이 25,000MPa% 이상으로 우수하다.
한편, 본 발명에서 언급하는 강판은 냉연강판뿐만 아니라, 상기 냉연강판을 도금하여 얻은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 따른 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판을 상술한 성분조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 열처리 공정을 거침으로써 제조할 수 있으며, 이하 각 공정조건에 대해 상세히 설명한다.
강 슬라브 재가열 공정
본 발명에서는 열간압연을 행하기에 앞서 준비된 강 슬라브를 재가열하여 균질화 처리하는 공정을 거치는 것이 바람직하며, 이때 1050~1300℃에서 재가열 공정을 행함이 바람직하다.
상기 재가열 온도가 1050℃ 미만이면 후속하는 열간압연시 하중이 급격히 증가하는 문제가 있으며, 반면 1300℃를 초과하게 되면 에너지 비용이 증가할 뿐만 아니라, 표면 스케일의 양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에는 액상이 존재할 수 있다.
따라서, 강 슬라브 재가열시 1050~1300℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.
열간압연 공정
상기 재가열된 강 슬라브를 열간압연하여 열연강판으로 제조하는 것이 바람직하며, 이때 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만이면 압연하중이 크게 증가하는 문제가 있으며, 반면 그 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함 및 압연롤의 수명단축을 유발한다.
따라서, 마무리 열간압연시 800~1000℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다.
권취 공정
상기에 따라 제조된 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하는 것이 바람직하다.
상기 권취 온도가 750℃를 초과하게 되면 강판 표면의 스케일이 과다하게 형성되어 결함을 유발하며, 이는 도금성을 열화시키는 원인이 된다. 한편, 강 성분조성 중 Mn이 10% 이상으로 함유되는 경우에는 경화능이 크게 증가하므로 열연 권취 이후 상온까지 냉각하여도 페라이트의 변태가 없다. 따라서, 권취 온도의 하한을 특별히 제한할 필요가 없다. 다만, 50℃ 미만인 경우에는 강판의 온도를 감소시키기 위해 냉각수 분사에 의한 냉각이 요구되며, 이는 불필요한 공정비의 상승을 유발하므로, 권취 온도를 50℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
강 성분조성 중 Mn의 첨가량에 따라 마르텐사이트 변태개시온도가 상온 이상이면, 상온에서 마르텐사이트가 생성될 수 있다. 이러한 경우에는 마르텐사이트 조직으로 인하여 열연판의 강도가 매우 높으므로, 후속하는 냉간압연시의 부하를 저감시키기 위하여 냉간압연 전에 열처리를 추가로 행할 수 있다. 반면, Mn 첨가량이 증가하여 변태개시온도가 상온 이하이면 상온에서 오스테나이트 단상을 유지하게 되므로, 이 경우에는 냉간압연을 바로 행할 수 있다.
산세 및 냉간압연 공정
상기에 따라 권취된 열연강판을 통상의 산세 처리를 통해 산화층을 제거한 다음, 강판의 형상과 고객사에서 요구하는 두께를 확보하기 위하여 냉간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
상기 냉간압연시 그 압하율은 특별히 제안하지 아니하나, 후속하는 소둔 열처리 공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 25% 이상의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다.
소둔 열처리 공정
본 발명은 강도 및 연성뿐만 아니라, 특별히 항복강도비를 우수하게 갖는 강판을 제조하기 위한 것으로서, 이를 위해서는 소둔 열처리 공정시 하기 조건에 따라 실시하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 본 발명은 소둔 열처리시 하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 700℃ 초과 ~ 840℃ 이하에서 10분 이하로 실시하고, 상기 X 값이 40 미만인 경우 610℃ 이상 ~ 700℃ 이하에서 30초 이상 실시하는 것이 바람직하다.
[관계식 1]
X = (80×C) + (0.5×Mn) - (0.2×Si) -(0.4×Al) - 21
(상기 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다.)
상기 관계식 1은 오스테나이트 안정화에 영향을 미치는 원소들의 함량 관계를 제한한 것으로, 오스테나이트의 적층결함 에너지(Stacking Fault Energy)의 크기 또는 오스테나이트 안정성을 상대적으로 표현한 것이다.
소둔 열처리 후 강 내에 오스테나이트가 존재하는 경우, 적층결함 에너지 값에 따라 변형모드가 달라진다. 예를들어, 적층결함 에너지가 상대적으로 낮은 경우 오스테나이트는 외부 변형에 대하여 α'-마르텐사이트 또는 ε-마르텐사이트로 변태하는 변태유기소성(transformation induced plasticity) 현상이 나타나며, 이보다 큰 값(대략 10~40mJ/m2)을 갖는 경우에는 쌍정유기소성(Twining induced plasticity) 현상이 나타나고, 더 큰 값(대략 40mJ/m2 이상)을 갖는 경우에는 특정한 상 변태 없이 전위셀을 형성한다. 이와 같은 변형모드에 따라 강의 인장강도 및 연신율과 같은 인장특성이 달라지게 된다. 따라서, 본 발명에서는 강 내 오스테나이트의 적층결함 에너지를 강 성분조성과 소둔 열처리 조건으로 제어하여, 목표 수준의 기계적 물성을 얻고자 한 것이다.
강 성분조성 중 C 및 Mn의 함량이 상대적으로 높아 상기 X 값이 40 이상인 냉연강판은 소둔 열처리시 상온에서 대부분 오스테나이트 단상으로 이루어져 있으며, 이때 오스테나이트는 쌍정유기소성(Twining induced plasticity) 현상이 나타나는 정도의 적층 결함 에너지를 갖는다. 따라서, X 값이 40 이상인 냉연강판의 재결정이 충분히 일어나되 오스테나이트의 결정립 크기(grain size)를 최소화하기 위하여 상대적으로 높은 온도범위 즉, 700℃ 초과 ~ 840℃ 이하의 온도범위에서 30초 이상 10분 이하로 열처리를 실시하는 것이 인장 물성 확보에 유리하다. 이때, 소둔 시간이 30초 미만이면 재결정이 충분히 일어나지 않아 연신율이 열위할 우려가 있으며, 반면 10분을 초과하게 되면 결정립이 조대해져 목표수준의 강도를 확보할 수 없으며, 소둔 산화물의 형성이 증가하여 도금성이 열위해지는 문제가 있다.
또한, 소둔온도가 700℃ 이하이면 냉연강판의 재결정이 충분히 일어나지 않아 연신율의 확보가 어려우며, 반면 840℃를 초과하거나 소둔시간이 10분을 초과하는 경우에는 오스테나이트 결정립이 조대하게 성장하여 1400MPa 이상의 인장강도를 확보할 수 없게 된다.
한편, 강 성분조성 중 C 및 Mn의 함량이 상대적으로 낮게 함유되어 X 값이 40 미만인 경우에는 이상역 소둔 및 원소의 분배거동을 활용하여 상온에서 잔류 오스테나이트를 확보하여 열처리를 행하거나, 또는 오스테나이트 단상역에서 열처리를 행하더라도 오스테나이트의 결정립 크기를 최소화하여 안정성을 증가시키는 열처리가 요구되는 바, 비교적 낮은 온도범위 즉, 610℃ 이상 ~ 700℃ 이하의 온도범위에서 열처리를 실시하는 것이 바람직하다.
이때, 소둔온도가 610℃ 미만이면 열처리시 적정 오스테나이트의 분율을 확보할 수 없거나, 또는 소둔온도가 낮아 재결정이 지연되어 연신율 확보에 불리한 단점이 있다. 반면 그 온도가 700℃를 초과하게 되면 오스테나이트의 결정립이 조대해져 오스테나이트의 기계적 안정성이 감소하므로 강도 및 연성을 동시에 우수하게 확보할 수 없다. 이와 같이 비교적 낮은 온도범위에서 소둔 열처리를 행하는 경우 상 변태 kinetic을 고려하여 30초 이상으로 열처리를 실시하는 것이 바람직하다. 그 상한에 대해서는 특별히 한정하지 아니하나, 생산성 등을 고려하여 60 분 이내로 행함이 바람직하다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판으로 제조할 수 있다.
이때, 전기도금법, 용융도금법 또는 합금화 용융도금법을 이용할 수 있으며, 구체적으로 아연도금욕에 상기 냉연강판을 침적하여 용융아연도금강판을 제조할 수 있다. 나아가, 상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조할 수 있다.
상기 도금처리시 그 조건은 특별히 한정하지 아니하며, 일반적으로 행해지는 조건으로 실시할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명하고자 한다. 다만, 하기의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 한정하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정되는 것이기 때문이다.
( 실시예 )
하기 표 1의 성분조성을 갖는 강을 30Kg의 잉곳(ingot)으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1시간 유지하였다. 이후, 900℃에서 마무리 열간압연을 실시하여 열연강판을 제조한 다음, 상기 열연강판을 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1시간 유지한 후 로냉함으로써 열연권취를 모사하였다. 이후, 각 시편을 상온까지 냉각한 후 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉간압연은 40% 이상의 냉간압하율로 실시하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 소둔 열처리한 후, 각 시편에 대해 기계적 물성을 측정하고, 미세조직을 관찰하여 조직별 분율을 측정한 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
상기 기계적 물성은 JIS5호 규격으로 인장시편을 가공한 후 만능인장시험기를 이용하여 인장시험을 실시하였다.
강종 성분조성 (중량%)
C Mn Si V Al Mo P S N
발명강 1 0.8 16 0.5 0.5 0.021 0.019 0.010 0.008 0.005
발명강 2 0.8 20 0.5 0.5 0.025 0.022 0.015 0.007 0.006
발명강 3 0.5 12 1 0.5 1.5 0.3 0.008 0.008 0.006
발명강 4 0.4 13.5 1 0.5 1.0 0.3 0.009 0.006 0.004
발명강 5 0.4 12 1 0.5 1.5 0.3 0.012 0.009 0.007
발명강 6 0.5 12 1 0.5 3.0 0.3 0.009 0.008 0.009
발명강 7 0.5 15 1 0.5 1.0 0.3 0.007 0.007 0.008
비교강 1 0.3 15 1 0.5 1.0 0.3 0.011 0.007 0.007
비교강 2 0.2 15 1 0.5 1.0 0.3 0.011 0.004 0.005
비교강 3 0.1 15 1 0.5 1.0 0.3 0.009 0.009 0.004
비교강 4 0.5 12 0 0.3 3.0 0.3 0.008 0.007 0.006
비교강 5 0.7 12 1 0.5 5.0 0.3 0.010 0.009 0.009
비교강 6 0.7 12 0 0.3 5.0 0.3 0.011 0.005 0.005
강종 X값(관계식1) 소둔조건 기계적 물성 미세조직 구분
온도(℃) 시간(분) YS(MPa) TS(MPa) El(%) YR TS×El(MPa%) F(%) γ(%)
발명강1 51 600 60 1131 1278 4 0.88 5112 0 100 비교예 1
51 620 1 1135 1590 13 0.71 20670 0 100 비교예 2
51 650 60 1004 1238 10 0.81 12380 0 100 비교예 3
51 700 1 1107 1577 16 0.70 25232 0 100 발명예 1
51 775 15 818 1327 35 0.62 46445 0 100 비교예 4
51 800 1 1119 1495 20 0.75 29900 0 100 발명예 2
51 810 1 995 1431 31 0.70 44361 0 100 발명예 3
51 830 1 1007 1455 37 0.69 53835 0 100 발명예 4
51 850 1 699 1387 13 0.50 18031 0 100 비교예 5
51 850 5 733 1348 55 0.54 74140 0 100 비교예 6
51 850 15 629 1260 38 0.50 47880 0 100 비교예 7
발명강2 53 600 60 1105 1360 17 0.81 23120 0 100 비교예 8
53 620 1 1311 1586 12 0.83 19032 0 100 비교예 9
53 650 60 948 1313 25 0.72 32825 0 100 비교예 10
53 700 1 1195 1522 25 0.79 38050 0 100 발명예 5
53 775 15 787 1303 40 0.60 52120 0 100 비교예 11
53 800 1 1096 1461 34 0.75 49674 0 100 발명예 6
53 810 1 1130 1462 30 0.77 43860 0 100 발명예 7
53 830 1 1065 1433 34 0.74 48722 0 100 발명예 8
53 850 5 748 1392 47 0.54 65424 0 100 비교예 12
53 850 1 791 1325 52 0.60 68900 0 100 비교예 13
53 850 15 612 1226 49 0.50 60074 0 100 비교예 14
발명강3 24 600 10 1376 1590 8 0.87 12720 0 100 비교예 15
24 650 10 1336 1529 20 0.87 30580 0 100 발명예 9
24 700 10 1150 1409 23 0.82 32407 0 100 발명예 10
24 750 10 937 1160 15 0.81 17400 0 100 비교예 16
발명강4 17 700 3 1122 1495 27 0.75 40365 0 100 발명예 11
17 750 10 822 1308 26 0.63 34008 0 100 비교예 17
발명강5 16 600 10 1242 1473 11 0.84 16203 5 95 비교예 18
16 650 10 1235 1497 25 0.82 37425 4 96 발명예 12
16 700 10 1046 1605 38 0.65 60990 2 98 발명예 13
16 750 10 866 1147 19 0.76 21793 0 100 비교예 19
발명강6 24 650 10 1390 1521 49 0.91 74529 41 59 발명예 14
24 650 30 1270 1434 46 0.89 65964 38 62 발명예 15
24 675 10 1322 1450 44 0.91 63800 28 72 발명예 16
24 700 10 1189 1404 54 0.85 75816 24 76 발명예 17
24 750 10 900 1074 22 0.84 23628 8 92 비교예 20
24 800 10 760 973 18 0.78 17514 1 99 비교예 21
발명강7 26 600 10 1298 1534 12 0.85 18408 0 100 비교예 22
26 650 10 1237 1475 26 0.84 38350 0 100 발명예 18
26 700 10 1067 1411 30 0.76 42330 0 100 발명예 19
26 750 10 915 1232 39 0.74 48048 0 100 비교예 23
비교강1 10 600 10 1373 1607 8 0.85 12856 16 84 비교예 24
10 650 10 1279 1494 7 0.86 10458 5 95 비교예 25
10 700 10 1006 1366 45 0.74 61470 2 98 비교예 26
10 750 10 817 1289 52 0.63 67028 0 100 비교예 27
비교강2 2 600 10 1431 1650 8 0.87 13200 14 86 비교예 28
2 650 10 1250 1474 10 0.85 14740 11 89 비교예 29
2 700 10 940 1332 45 0.71 59940 2 98 비교예 30
2 750 10 778 1287 47 0.60 60489 1 99 비교예 31
비교강3 -6 600 10 1443 1445 1 1.00 1445 26 74 비교예 32
비교강3 -6 650 10 1263 1392 5 0.91 6960 16 84 비교예 33
-6 700 10 851 1228 32 0.69 39296 5 95 비교예 34
-6 750 10 559 1147 31 0.49 35557 0 100 비교예 35
비교강4 24 650 10 1161 1288 36 0.90 46368 38 62 비교예 36
24 650 10 1041 1188 26 0.88 30888 19 81 비교예 37
24 700 10 846 1065 31 0.79 33015 21 79 비교예 38
비교강5 39 650 10 1518 1620 4 0.94 6480 5 95 비교예 39
39 700 10 1403 1480 11 0.95 16280 0 100 비교예 40
39 750 10 764 814 16 0.94 13024 0 100 비교예 41
비교강6 39 650 10 1444 1542 9 0.94 13878 0 100 비교예 42
39 700 10 1258 1321 12 0.95 15852 0 100 비교예 43
39 750 10 971 1094 31 0.89 33914 0 100 비교예 44
(상기 표 2에서 YS: 항복강도, TS: 인장강도, El: 연신율, YR: 항복비(YS/TS)를 의미하며, F: 페라이트, γ: 오스테나이트를 의미한다.)
상기 표 1 및 2에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 성분조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 19는 인장강도가 1400MPa 이상으로 초고강도일 뿐만 아니라, 항복비가 0.65 이상이면서 연신율이 우수하여 인장강도×연신율의 값을 25000MPa% 이상으로 확보할 수 있다. 따라서, 상기 본 발명에 따른 강판은 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있는 냉간 프레스 성형용 강판으로서 매우 유리한 것을 확인할 수 있다.
특히, X의 값이 40 이상인 발명예 1 내지 8은 모두 안정 오스테나이트 단상조직이 형성되었다. 또한, X의 값이 40 미만인 발명예 9 내지 19는 오스테나이트 단상조직이 형성되거나 오스테나이트+페라이트 복합조직이 형성되었는데, 이때의 오스테나이트상은 모두 준안정 오스테나이트상 이었다.
반면, 본 발명의 성분조성을 만족하더라도 제조조건(소둔 열처리 공정)이 본 발명을 만족하지 못하는 경우에는 목표로 하는 기계적 물성의 확보가 곤란하였다.
그 중, 비교예 1-3, 8-10의 경우에는 소둔 열처리 온도가 700℃ 미만으로 재결정이 충분히 일어나지 못하여 연신율이 열위하였으며, 비교예 4와 5-7, 11, 12-14의 경우에는 소둔 열처리 시간이 10분을 초과하거나 소둔 열처리 온도가 840℃를 초과함에 따라 결정립이 조대하게 성장하여 강도 및 항복비가 열위하였다.
또한, 소둔열처리 온도가 610℃ 미만인 비교예 15, 18 및 22의 경우에는 연신율이 열위하였으며, 700℃를 초과하는 비교예 16, 17, 19-21 및 23의 경우에는 초고강도의 확보가 곤란하였다.
뿐만 아니라, 강 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 강 성분조성이 본 발명을 만족하지 못하는 경우 즉, 비교예 25-26, 29-30, 33-34, 37-40, 42-43의 경우에도 강도 또는 연신율이 열위하였다.
도 1은 관계식 1의 X 값에 따른 강판의 미세조직을 EBSD(Electron Backscatter Diffraction) phase map 분석을 이용하여 관찰하고, 그 결과를 나타낸 것이다. 상기 미세조직은 소둔 열처리까지 완료된 강판의 미세조직(소둔 조직)과, 상기 강판에 대해 인장변형을 가한 이후의 미세조직을 관찰한 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, X 값이 40 이상인 발명예 5의 경우에는 소둔 조직이 오스테나이트 단상으로 이루어지며 (a), 상기 오스테나이트는 변형 후에도 상변태가 없으므로 안정한 오스테나이트임을 알 수 있다 (b). 한편, X 값이 40 미만인 발명예 17의 경우 소둔 조직은 50% 이상의 오스테나이트와 잔부 페라이트로 구성되며 (c), 이때 오스테나이트는 변형에 의하여 α'-마르텐사이트 또는 ε-마르텐사이트로 상변태가 일어나는 준안정 오스테나이트이다 (d).

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.9%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 4% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.7% 이하(0% 제외), 몰리브뎀(Mo): 0.5% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 미세조직이 안정 오스테나이트 단상으로 이루어지며, 상기 X 값이 40 미만인 경우 미세조직이 면적분율 50% 이상(100% 포함)의 준안정 오스테나이트 및 페라이트로 이루어지는 것인 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
    [관계식 1]
    X = (80×C) + (0.5×Mn) - (0.2×Si) -(0.4×Al) - 21
    (상기 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  3. 제 1항 또는 제 2항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외) 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 준안정 오스테나이트상은 외부 변형시 α'-마르텐사이트 또는 ε-마르텐사이트로 상 변태가 일어나는 것인 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  6. 중량%로, 탄소(C): 0.4~0.9%, 실리콘(Si): 0.1~2.0%, 망간(Mn): 10~25%, 인(P): 0.05% 이하(0% 제외), 황(S): 0.02% 이하(0% 제외), 알루미늄(Al): 4% 이하(0% 제외), 바나듐(V): 0.7% 이하(0% 제외), 몰리브뎀(Mo): 0.5% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.02% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1050~1300℃의 온도범위로 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 강 슬라브를 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 50~750℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 및
    상기 냉연강판을 소둔 열처리하는 단계를 포함하고,
    상기 소둔 열처리시 하기 관계식 1로 표현되는 X 값이 40 이상인 경우 700℃ 초과 ~ 840℃ 이하의 온도범위에서 10분 이하로 실시하고, 상기 X 값이 40 미만인 경우 610℃ 이상 ~ 700℃ 이하의 온도범위에서 30초 이상 실시하는 것을 특징으로 하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    X = (80×C) + (0.5×Mn) - (0.2×Si) -(0.4×Al) - 21
    (상기 관계식 1에서 C, Mn, Si 및 Al은 각 해당원소의 중량기준 함량을 의미한다.)
  7. 제 6항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 티타늄(Ti): 0.005~0.1%, 니오븀(Nb): 0.005~0.1% 및 텅스텐(W): 0.005~0.5% 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  8. 제 6항 또는 제 7항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 중량%로, 니켈(Ni): 1% 이하(0%는 제외), 구리(Cu): 0.5% 이하(0%는 제외), 크롬(Cr): 1% 이하(0%는 제외) 중 선택된 1종 이상을 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  9. 제 6항에 있어서,
    상기 소둔 열처리된 냉연강판을 아연도금욕에 침적하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
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