WO2017222189A1 - 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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이규영
류주현
이세웅
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    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys

Definitions

  • the present invention relates to an ultra high strength high ductility steel sheet excellent in yield strength and a method of manufacturing the same.
  • the thickness of the steel sheet In order to reduce the weight of the automotive steel sheet, the thickness of the steel sheet must be made thin, whereas the thickness of the steel sheet must be made thick to secure the collision safety. Therefore, it is contradictory to secure both the weight reduction and the collision stability.
  • AHSS Dual Phase Steel, DP Steel
  • TRIP Transformation Induced Plasticity Steel
  • CP steel composite phase steel
  • the higher strength can be increased by increasing the carbon content of the high-strength steel or by adding an alloying component, but considering practical aspects such as spot weldability, the tensile strength that can be implemented is limited to about 1200 MPa level.
  • Patent Document 1 utilizes a steel containing 3.5 to 9.0% of Mn to obtain very excellent physical properties of tensile strength and elongation of 30,000 MPa% or more, while yield ratio is low at 0.43 to 0.65, and maximum yield strength is 720MPa. As a result, it is difficult to compete with conventional 1.5G hot press forming (HPF) steel having a yield strength of 1050 MPa after heat treatment.
  • HPF 1.5G hot press forming
  • Patent Literature 2 includes 2 to 9% of Mn, and a technique for improving low temperature toughness by miniaturizing crystal grains by thermally deforming a two-phase tissue steel obtained through reverse transformation at a temperature range of 100 ° C to Ac1 + 50 ° C. As a result, the yield strength is improved as a result, but there is a disadvantage that the warm deformation must be performed at the end of the manufacturing process.
  • Patent Document 2 as the final annealing is performed in a BAF (Batch Annealing Furnace) that is subjected to a long heat treatment, the L curve of the final product is inferior, there is also a problem that the shape quality is poor.
  • BAF Batch Annealing Furnace
  • Patent document 3 proposes a manufacturing method capable of continuous annealing by adding Al to a steel containing 3 to 7% Mn to increase Ac1 temperature, but it is difficult to secure the operability of performance by adding Al.
  • Patent Documents 4 and 5 using a steel containing Mn 3.5 ⁇ 10%, provides a method for producing a high strength steel sheet having a tensile strength of 980MPa or more and a product of tensile strength and elongation of 24000MPa% or more, Ac1 after hot rolling By winding below the transformation point, there is a disadvantage in that cold deformation cannot be efficiently secured by suppressing austenite increase and annealing martensite formation through preferential partitioning of Mn.
  • the final annealing and intermediate annealing are performed only in the two phases, the hardness difference between the ferrite and the other phases in the final structure is very large, which leads to the inferior yield strength of the final product.
  • yield strength in Patent Documents 4 and 5, and simply bendability is evaluated, which may be suitable for actual simple part molding, but does not provide a suitable manufacturing method for complex press molding.
  • Patent Document 1 Chinese Patent Publication No. 101638749
  • Patent Document 2 Chinese Patent Publication No. 103060678
  • Patent Document 3 Korean Unexamined Patent Publication No. 2012-0070739
  • Patent Document 4 Korean Unexamined Patent Publication No. 2014-0060574
  • Patent Document 5 International Application No. PCT-JP2012-005706
  • One aspect of the present invention is not only an excellent product of tensile strength and elongation, but also excellent in yield strength, easy to apply to a collision structural member, and also excellent in shape quality, ultra-high strength high ductility steel sheet suitable for cold press molding and its To provide a manufacturing method.
  • One aspect of the present invention is by weight, C: 0.04 ⁇ 0.18%, Si: 2% or less, Mn: 4 ⁇ 10%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.02% or less (excluding 0%) ), Al: 0.5% or less (except 0%), N: 0.02% or less (except 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities, Si + Mn: satisfies 6-10%,
  • the microstructure is directed to a very high strength, high ductility steel sheet having a high yield strength comprising at least 12% residual austenite and at least 60% annealed martensite.
  • another aspect of the present invention is by weight, C: 0.04 ⁇ 0.18%, Si: 2% or less, Mn: 4 ⁇ 10%, P: 0.05% or less (excluding 0%), S: 0.02% or less ( 0%), Al: 0.5% or less (except 0%), N: 0.02% or less (except 0%), remaining Fe and other unavoidable impurities, and Si + Mn: Slabs satisfying 6-10% Heating to a temperature range of 1100-1300 ° C .;
  • the yield strength is easy to apply to the collision structural member, and also excellent in the shape quality to provide an ultra-high strength high ductility steel sheet suitable for cold press molding and a manufacturing method thereof It can work.
  • 1 is a schematic diagram showing the shape of a steel sheet.
  • Figure 3 is a photograph of the shape of the steel sheet when the final annealing heat treatment by (a) continuous annealing Example 7 and (b) Batch Annealing.
  • Example 4 is a photograph taken with a scanning electron microscope of the microstructure of Inventive Example 10.
  • FIG. 5 is a profile obtained by measuring X-ray diffraction peaks with a Cu target to measure the phase fraction of Inventive Example 10.
  • the microstructure comprises at least 12% residual austenite and at least 60% annealed martensite by volume fraction.
  • the unit of each element content is weight%.
  • C is an important element added for stabilizing residual austenite, and should be added at least 0.04%.
  • the C content is more than 0.18%, when the Mn is contained in a large amount as in the present invention, spot welding, which is the main joining technology of the automobile structural member, may be inferior. Therefore, the C content is preferably 0.04 to 0.18%.
  • Si is an element that inhibits the precipitation of carbides in ferrite and promotes diffusion of carbon in the ferrite into austenite and contributes to stabilization of residual austenite.
  • the hot rolling property and the cold rolling property may be very hot.
  • the content of Si may be inhibited by forming Si oxide on the steel surface, so the content is limited to 2% or less. It is preferable to.
  • the Si may be included as 0%, because it is easy to ensure the stability of the retained austenite without the addition of Si, as it will contain a large amount of Mn as described below.
  • Mn is the most used element in metamorphic steel for the formation and stabilization of residual austenite and the suppression of ferrite transformation during cooling.
  • the Mn content is less than 4%, ferrite transformation is likely to occur, and it is not easy to secure TSxEl 23,000 MPa% or more of the present invention due to the lack of austenite. There is a problem that it is difficult to secure a stable productivity, such as lowering the molten steel temperature by the input of a large amount of ferroalloy. Therefore, the Mn content is preferably 4-10%.
  • Si and Mn must not only satisfy each of the above-described element content ranges, but also must be added so that their sum is 6 to 10%.
  • the Si + Mn content is less than 6% austenite stabilization may be insufficient, if the Si + Mn content is more than 10% there is a problem that the yield ratio can be lowered, it is not preferably applicable to the structural member for automobiles.
  • P is a solid solution strengthening element, but if the content exceeds 0.05%, the weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased, so it is preferable to limit it to 0.05% or less. More preferably, it may be limited to 0.02% or less.
  • S is an impurity element in steel and is an element that inhibits the ductility and weldability of a steel sheet.
  • the upper limit is preferably limited to 0.02% because there is a high possibility of inhibiting the ductility and weldability of the steel sheet.
  • Al is also an element that contributes to stabilization of residual austenite by suppressing the formation of carbides in ferrite.
  • Al is an element that raises Ac1
  • the second annealing temperature is limited to 580 ° C to Tmax while performing a two-phase inverse heat treatment, so that the upper limit of the Al content is limited to 0.5%. desirable.
  • N is an effective element for stabilizing austenite, but if the content is more than 0.02%, there is a high risk of brittleness, and the performance quality may be reduced by excessive precipitation of AlN, so the upper limit is limited to 0.02%. It is preferable.
  • 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.
  • Ti 0.1% or less (excluding 0%), Nb: 0.1% or less (excluding 0%), V: 0.2% or less (excluding 0%), and Mo: 0.5% or less (excluding 0%) It may further comprise one or more of.
  • Ti is a fine carbide forming element and contributes to securing the strength of the present invention.
  • Ti is a nitride forming element, which inhibits AlN precipitation by scavenging N in the steel with TiN, thereby reducing the risk of cracking during playing.
  • chemically equivalent 48/14 * [ It is more preferable to add more than N].
  • the Ti content is more than 0.1%, the strength may be reduced due to coarse carbide precipitation and carbon reduction in the steel, and may cause nozzle clogging during performance. Therefore, it is preferable to limit the content to 0.1% or less. Do.
  • Nb 0.1% or less (except 0%)
  • Nb is an element that segregates at the austenite grain boundary and suppresses coarsening of austenite grains during annealing and increases strength through formation of fine carbides.
  • the Nb content is more than 0.1%, strength may be reduced due to coarse carbide precipitation and carbon reduction in steel, and there is a problem in that the ferroalloy cost is increased due to excessive alloy input.
  • V 0.2% or less (except 0%)
  • V is an element that contributes to the increase in strength by forming a low temperature precipitate.
  • V content is greater than 0.2%, strength may be reduced due to coarse carbide precipitation and carbon reduction in steel, and there is a problem in that the ferroalloy cost is increased due to excessive alloy input.
  • Mo is effective not only in suppressing ferrite formation by increasing the hardenability of the steel, but also in suppressing the formation of ferrite during cooling after annealing. In addition, it contributes to the increase in strength through the formation of fine carbides. However, when the Mo content is more than 0.5%, there is a problem of raising the ferroalloy cost due to excessive alloy input.
  • one or more of Zr: 0.001 to 0.1% and W: 0.001 to 0.5% may be further included.
  • Zr and W are effective elements for precipitation strengthening and grain refinement of steel sheets, like Ti, Nb, V, and Mo.
  • the content of Zr and W is less than 0.001%, respectively, it is difficult to secure the above effects.
  • the content of Zr is more than 0.1%, 0.5% W, the effect is saturated, the ductility can be reduced due to the increase in manufacturing cost and excessive precipitates.
  • Ni 1% or less (excluding 0%), Cu: 0.5% or less (excluding 0%), and Cr: 1% or less (excluding 0%) may be further included. .
  • Ni, Cu, and Cr are elements that contribute to stabilization of retained austenite, and in combination with C, Si, Mn, and Al described above, contribute to stabilization of austenite.
  • the upper limit is limited since the increase in manufacturing cost becomes excessive.
  • Ni is more preferably added together.
  • At least one of Sb: 0.1% or less (excluding 0%), Ca: 0.01% or less (excluding 0%), and B: 0.01% or less (excluding 0%) may be further included. have.
  • Sb has the effect of improving the surface quality of the plating by inhibiting the movement of surface oxides such as Si, Al through grain boundary segregation, but if the content is more than 0.1%, the alloying of the galvanized layer may be delayed.
  • Ca is an element effective for improving the workability by controlling the form of sulfide, but when the content is more than 0.01%, the effect is saturated, so it is preferably added at 0.01% or less.
  • B has the advantage of suppressing soft ferrite transformation when it is cooled at high temperature by improving the hardenability by the combined effect with Mn, Cr, etc., but when the content is more than 0.01%, excessive B is thickened on the surface when the plated steel sheet is manufactured. It is preferable to add it at 0.01% or less since it may cause deterioration of plating adhesion.
  • the microstructure of the steel sheet according to the invention comprises at least 12% residual austenite and at least 60% annealed martensite by volume fraction.
  • the tensile strength is 980 MPa or more, the yield strength is excellent, the yield ratio can be secured to 0.75 or more, and the product of tensile strength and elongation can be secured to 23,000 MPa% or more.
  • the residual austenite is less than 12 vol% or the annealing martensite is less than 60 vol%, it is difficult to secure all of the above-described products of tensile strength, yield ratio, tensile strength and elongation.
  • the remaining austenite and the remainder except the annealing martensite is composed of other unavoidable phases including alpha martensite and epsilon martensite, and the volume fraction of the other unavoidable phases may be 28% or less.
  • the steel sheet according to the present invention may have a WH (Wave Height) value indicating the shape quality is 5 mm or less.
  • FIG. 1 is a schematic diagram showing the shape of a steel sheet
  • P n is a distance between an adjacent acid and an acid
  • H n represents a height difference between a line connecting the acid and the acid and a valley.
  • the WH (Wave Height) value represents the highest H value (mm) per 1000 mm of length in the rolling direction of the steel sheet.
  • the steel sheet according to the present invention may be one of a cold rolled steel sheet, a hot dip galvanized steel sheet and an alloyed hot dip galvanized steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet may be immersed in a plating bath such as Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al, to obtain the hot dip galvanized steel sheet, and the hot dip galvanized steel sheet may be obtained.
  • the alloying hot-dip steel sheet can be obtained by alloy heat treatment.
  • Steel sheet according to the present invention can secure a high yield strength, it is possible to produce a final product having a higher yield strength by work hardening by cold press molding.
  • yield strength similar to that manufactured by hot press forming can be secured, and the product of tensile strength and elongation is 23,000 MPa% or more, and there is a large margin of elongation even after cold press molding.
  • the hot press forming parts which have a high level, there is an advantage in that the absorbing energy of the crash energy is very excellent after manufacturing the parts.
  • a method of manufacturing an ultra high strength high ductility steel sheet having excellent yield strength includes heating a slab satisfying the alloy composition to a temperature range of 1100 to 1300 ° C .; Finishing hot rolling the heated slab in a temperature range of Ar 3 to 1000 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet; Winding the hot rolled steel sheet at a temperature of 720 ° C.
  • the slab that satisfies the above-described alloy composition is heated to a temperature range of 1100 ⁇ 1300 °C.
  • the slab heating temperature is less than 1100 °C, there is a problem that the hot rolling load increases rapidly. If the slab heating temperature is higher than 1300 °C, the amount of surface scale increases, leading to loss of material. It is preferable to limit the slab heating temperature to 1100 to 1300 ° C. as such.
  • the heated slabs are finished hot rolled in a temperature range of Ar3 ⁇ 1000 °C to obtain a hot rolled steel sheet.
  • finish hot rolling temperature is lower than Ar3 (the temperature at which ferrite starts to appear when the austenite is cooled), a ferrite + austenitic two-phase or ferrite reverse rolling is formed, thereby forming a hybrid structure. It is not preferable because malfunction is concerned. On the other hand, when the finish hot rolling temperature exceeds 1000 ° C., the possibility of causing surface defects due to scale increases, which is not preferable.
  • the hot rolled steel sheet is wound at a temperature of 720 ° C. or less.
  • the upper limit is preferably limited to 720 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly limited. .
  • excellent rolling capacity or in the case of a reversible rolling mill may not need the heat treatment before cold rolling.
  • the wound hot rolled steel sheet is heat-treated for at least 30 minutes at a temperature range of Ac1 to Ac1 + (Ac3-Ac1) / 2.
  • Ac1 is a temperature at which austenite starts to appear when the temperature is raised at a low temperature
  • Ac3 is a temperature at which austenite becomes 100% at an elevated temperature.
  • the heat-treated hot rolled steel sheet is cold rolled to obtain a cold rolled steel sheet.
  • the oxide layer may be removed by pickling before cold rolling.
  • the lower limit of the cold reduction rate should be defined because the recrystallization behavior of the annealing varies depending on the cold reduction rate. In the case of carrying out, there is no need to specifically limit the cold reduction rate.
  • the first cold annealing is performed after the cold rolled steel sheet is kept at a temperature of Ac3 or more for 30 seconds or more.
  • the first annealed cold rolled steel sheet is maintained for 10 seconds to 5 minutes in the temperature range of 580 °C ⁇ Tmax and then subjected to secondary annealing to cool. This is to secure strength, ductility and shape quality at the same time.
  • the temperature is less than 580 ° C. during the second annealing heat treatment, austenite may not be sufficiently formed, and thus, strength and ductility may not be secured.
  • the temperature is greater than Tmax during the second annealing heat treatment, it is difficult to secure a yield ratio of 75% or more.
  • Tmax 667.64 + 129.1C-6.51Mn + 38.52Si + 29.3Al 1 .6
  • each element symbol is a value indicating the weight of each element.
  • the Tmax is a relational expression quoted from Dr. Se-woong Lee, Ph.D. In the dissertation, it was derived as the temperature to secure the maximum residual austenite, but the inventors confirmed that the yield strength can also be used as the maximum heat treatment temperature to ensure more than 75% set the upper limit of the second annealing heat treatment temperature.
  • the holding time during the second annealing heat treatment is less than 10 seconds, sufficient heat treatment effect may not be secured, and if it is more than 5 minutes, it may be difficult to meander the steel sheet, and may be difficult to perform in a continuous production line.
  • the secondary annealing step may be performed in a continuous annealing facility.
  • Steel grades containing a large amount of Mn, etc. can obtain excellent balance of tensile strength and elongation if they are heat-treated for 30 minutes or longer at the time of final annealing.
  • Annealing method the heat treatment by the batch annealing method may cause bending in the rolling length direction after the heat treatment, and the problem of press molding is difficult because the WH (Wave Height) value is more than 5mm may be poor shape of the steel sheet have.
  • the secondary (final) annealing of the present invention is preferably performed by a short heat treatment in a continuous annealing facility.
  • the method may further include forming a plating layer by immersing the secondary annealed cold rolled steel sheet in a plating bath.
  • the annealed cold rolled steel sheet may be immersed in a plating bath such as Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al, and the like to form a plating layer.
  • an alloying heat treatment may be further performed to form an alloying plating layer.
  • alloying heat treatment can be performed in the temperature range of 480-600 degreeC.
  • each element content is weight percent.
  • YS Yield Strength
  • TS Tensile Strength
  • El elongation
  • Inventive examples satisfying both the alloy composition and the production method presented in the present invention were able to secure excellent mechanical properties with a tensile strength of 980 MPa or more, a yield ratio of 0.75 or more, and a product of tensile strength and elongation of 23,000 MPa% or more.
  • Comparative Examples 1 and 2 which do not satisfy both the alloy composition and the production method presented in the present invention, could not secure a high yield ratio, and the product of tensile strength and elongation was inferior.
  • Comparative steels 3 and 4 are satisfactory for each element but Si + Mn is less than 4%, as can be seen in Comparative Examples 3 and 4 when the manufacturing conditions proposed in the present invention are applied, it was possible to secure a high yield ratio The product of tensile strength and tensile strength and elongation was inferior.
  • Comparative steels 5 and 6 were satisfied when the content of each element but Si + Mn exceeds 10%, as can be seen in Comparative Examples 11 to 14 applying the manufacturing conditions proposed in the present invention, tensile strength and elongation is Very good value could be obtained but high yield ratio could not be secured.
  • Comparative Examples 5 to 10 that do not satisfy the manufacturing conditions presented in the present invention was low yield ratio, or the product of tensile strength and elongation was inferior.
  • FIG 3 is a photograph of the shape of the steel sheet when the final annealing of the inventive steel 4 is heat-treated by (a) continuous annealing Example 7 and (b) Batch Annealing.
  • FIG. 5 is a profile of X-ray diffraction peaks measured with a Cu target for measuring the phase fraction of Inventive Example 10, wherein the microstructures of Inventive Example 10 were residual austenite 19%, epsilon martensite 3%, and annealing martensite 78%. The high yield strength and ductility were obtained due to the high residual austenite fraction and the fine grain size.

Abstract

본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하고, 미세조직은 부피분율로 12% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트을 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판에 관한 것이다.

Description

항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
본 발명은 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차강판의 경량화를 위해서는 강판의 두께를 얇게 하여야 하는 반면, 충돌 안전성을 확보하기 위해서는 강판의 두께를 두껍게 해야 하므로, 경량화 및 충돌 안정성을 모두 확보하는 것은 서로 모순된 측면이 있다.
이를 해결하기 위해서는 소재의 강도를 높이면서 성형성을 증가시켜야 하는데, 이는 AHSS(Advanced High Strength Steel)로 알려진 이상조직강(Dual Phase Steel, DP강), 변태유기소성강 (Transformation Induced Plasticity Steel, TRIP강), 복합조직강(Complex Phase Steel, CP강) 등의 다양한 자동차강판을 통해서 가능하다고 알려져 있다.
이와 같은 진보된 고강도강의 탄소량을 높이거나 합금성분을 추가함으로써 보다 강도를 높일 수 있을 수 있으나, 점 용접성 등의 실용적 측면을 고려할 때 구현 가능한 인장강도는 약 1200MPa급 수준이 한계이다.
인장강도와 연신율의 곱이 23,000MPa% 이상을 구현하는 기존의 기술은 매우 다양하게 개발되어 왔다.
특허문헌 1에는 Mn을 3.5~9.0%로 포함하는 강을 활용하여 인장강도와 연신율의 곱이 30,000MPa% 이상의 매우 우수한 물성을 확보하는 한편, 항복비가 0.43~0.65 수준으로 낮고, 최고 항복강도도 720MPa 수준으로 낮아, 열처리 후 항복강도 1050MPa 수준인 통상의 1.5G급 열간 프레스 성형(HPF) 강과의 경쟁이 용이하지 못한 단점이 있다.
특허문헌 2는 Mn을 2~9%로 포함하고, 역변태를 통해 얻은 2상 조직강을 100℃~Ac1+50℃의 온도구간에서 열변형을 일으켜 결정립을 미세화함으로써 저온인성을 향상시키는 기술에 관한 것으로, 이의 결과로 항복강도가 향상되는 장점이 있으나, 온간변형을 제조공정의 마지막 단계에서 행하여야 하는 단점이 있다. 또한, 상기 특허문헌 2의 경우, 장시간 열처리를 행하는 BAF(Batch Annealing Furnace)에서 최종 소둔이 이루어짐에 따라서, 최종 제품의 L만곡이 열위하여 형상품질이 불량한 문제점도 가지고 있다.
특허문헌 3은 Mn을 3~7%로 포함하는 강에 Al을 추가하여 Ac1 온도를 높임으로써 연속소둔이 가능한 제조방법을 제안하고 있으나, Al첨가에 의한 연주 조업성 확보가 어려운 단점이 있다.
한편, 특허문헌 4 및 5는 Mn을 3.5~10%로 포함하는 강을 활용하여, 인장강도 980MPa이상이고 인장강도와 연신율의 곱이 24000MPa%이상인 고강도강판의 제조방법을 제공하고 있는데, 열간압연 후 Ac1 변태점 이하에서 권취함에 의하여 Mn의 우선 partitioning을 통한 오스테나이트 증가와 소둔 마르텐사이트의 형성을 억제하여 냉간변형성을 효율적으로 확보하지 못하는 단점이 있다. 또한, 최종소둔 및 중간소둔 등이 2상역에서만 행해짐에 의하여, 최종조직에서 페라이트와 기타 상간의 경도차가 매우 클 것으로 판단되며, 이는 최종제품의 항복강도의 열위로 이어질 것으로 판단된다. 뿐만 아니라, 특허문헌 4 및 5에서는 항복강도에 대한 언급이 없으며, 단순히 굽힘성만 평가되어 있어서, 실제 단순한 부품 성형에는 적합할 수 있으나 복잡한 프레스 성형에는 적합한 제조방법을 제시하지 못하고 있다.
(선행기술문헌)
특허문헌 1: 중국 특허공개번호 제101638749호
특허문헌 2: 중국 특허공개번호 제103060678호
특허문헌 3: 한국 공개특허공보 제2012-0070739호
특허문헌 4: 한국 공개특허공보 제2014-0060574호
특허문헌 5: 국제출원번호 PCT-JP2012-005706
본 발명의 일 측면은 인장강도와 연신율의 곱이 우수할 뿐만 아니라, 항복강도가 우수하여 충돌 구조부재에 적용이 용이하고, 또한, 형상품질이 우수하여 냉간프레스 성형에 적합한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공하기 위함이다.
한편, 본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하고,
미세조직은 부피분율로 12% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트을 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판에 관한 것이다.
또한, 본 발명의 다른 일 측면은 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계;
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
상기 권취된 열연강판을 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2의 온도범위에서 30분 이상 열처리하는 단계;
상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
상기 1차 소둔된 냉연강판을 580℃~Tmax의 온도범위에서 10초 내지 5분 동안 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법에 관한 것이다.
(단, Tmax = 667.64 + 129.1C - 6.51Mn + 38.52Si + 29.3Al1 .6이고, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
덧붙여 상기한 과제의 해결수단은, 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니다. 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시형태를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있다.
본 발명에 의하면, 연신율의 곱이 우수할 뿐만 아니라, 항복강도가 우수하여 충돌 구조부재에 적용이 용이하고, 또한, 형상품질이 우수하여 냉간프레스 성형에 적합한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있는 효과가 있다.
도 1은 강판의 형상을 나타낸 모식도이다.
도 2는 Thermo-Calc Software사의 열역학 계산 프로그램인 Thermo-Calc를 활용하여 계산한 0.14C-7Mn-1Si강의 평형 상태도이다.
도 3은 최종 소둔을 (a)연속소둔으로 열처리한 경우인 발명예 7과 (b)Batch Annealing으로 열처리한 경우의 강판 형상을 촬영한 사진이다.
도 4는 발명예 10의 미세조직을 주사전자현미경으로 촬영한 사진이다.
도 5는 발명예 10의 상분율 측정을 위하여 Cu target으로 X-ray 회절피크를 측정한 profile이다.
이하, 본 발명의 바람직한 실시 형태들을 설명한다. 그러나, 본 발명의 실시형태는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 이하 설명하는 실시 형태로 한정되는 것은 아니다. 또한, 본 발명의 실시형태는 당해 기술분야에서 평균적인 지식을 가진 자에게 본 발명을 더욱 완전하게 설명하기 위해서 제공되는 것이다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판은 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하고,
미세조직은 부피분율로 12% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트을 포함한다.
먼저, 본 발명의 합금조성에 대하여 상세히 설명한다. 이하, 각 원소 함량의 단위는 중량%이다.
C: 0.04~0.18%
C는 잔류 오스테나이트 안정화를 위해서 첨가되는 중요한 원소로써, 0.04% 이상 첨가되어야 한다. 그러나 C 함량이 0.18% 초과하면 본 발명과 같이 Mn이 다량 함유된 경우에 자동차 구조부재의 주요 접합기술인 점용접성이 열위해질 수 있다. 따라서 C 함량은 0.04~0.18%인 것이 바람직하다.
Si: 2% 이하
Si는 페라이트 내에서 탄화물이 석출하는 것을 억제하고, 페라이트 내 탄소가 오스테나이트로 확산하는 것을 조장하는 원소로써 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여한다.
Si 함량이 2%를 초과하는 경우에는 열간 압연성 및 냉간 압연성이 매우 열위해 질 수 있으며, 강 표면에 Si 산화물을 형성함으로써 용융도금성을 저해할 수 있으므로, 그 함량을 2% 이하로 제한함이 바람직하다.
한편, 본 발명에서는 상기 Si을 0%로 포함하여도 무방한데, 이는 후술하는 바와 같이 Mn을 다량 함유함에 따라 Si의 첨가 없이도 잔류 오스테나이트의 안정성의 확보가 용이하기 때문이다.
Mn: 4~10%
Mn은 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화와 냉각시 페라이트 변태 억제를 위해서 변태조직강에 가장 많이 이용되는 원소이다.
Mn 함량이 4% 미만인 경우에는 페라이트 변태가 발생하기 쉽고 오스테나이트의 확보가 부족하여 본 발명의 TSxEl 23,000MPa% 이상을 확보하는 것이 용이하지 않으며, Mn 함량이 10% 초과인 경우에는 연연주 생산이 어려워지고 다량의 합금철 투입에 의한 용강온도 저하 등 생산성의 안정적 확보가 어려운 문제점이 있다. 따라서, Mn 함량은 4~10%인 것이 바람직하다.
Si+Mn: 6~10%
Si 및 Mn은 상술한 각 원소 함량 범위를 만족해야 할 뿐만 아니라, 그 합량이 6~10%가 되도록 첨가되어야 한다.
Si+Mn 함량이 6% 미만인 경우에는 오스테나이트 안정화가 불충분할 수 있으며, Si+Mn 함량이 10% 초과인 경우에는 항복비가 낮아질 수 있어 자동차용 구조부재에 바람직하게 적용할 수 없는 문제점이 있다.
P: 0.05% 이하(0% 제외)
P는 고용강화 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과하는 경우에는 용접성이 저하되고 강의 취성이 발생할 위험성이 커지기 때문에 0.05% 이하로 한정하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제한할 수 있다.
S: 0.02% 이하(0% 제외)
S는 P와 마찬가지로 강 중 불순물 원소로써, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다. S 함량이 0.02% 초과인 경우에는 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높기 때문에 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 바람직하다.
Al: 0.5% 이하(0% 제외)
Al도 페라이트 내에서 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하는 원소이다. 그러나, Al은 그 함량이 많아지면 주조시 몰드플럭스와의 반응을 통하여 건전한 슬라브 제조가 어려우며, 표면 산화물 형성을 통하여 용융도금성을 저해하는 문제가 발생할 수 있다. 또한, Al은 Ac1을 상향시키는 원소이며, 본 발명의 경우 하기 기재하는 바와 같이 2상역 열처리를 행하면서도 2차 소둔 온도를 580℃ ~ Tmax로 제한하기 때문에 Al 함량의 상한을 0.5%로 한정하는 것이 바람직하다.
N: 0.02% 이하(0% 제외)
N은 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 작용을 하는 원소이지만, 그 함량이 0.02% 초과인 경우에는 취성이 발생할 위험성이 크고, AlN 과다 석출 등으로 연주품질을 저하시킬 수 있으므로 그 상한을 0.02%로 한정하는 것이 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.
이때, 상술한 합금조성 외에 Ti: 0.1% 이하(0% 제외), Nb: 0.1% 이하(0% 제외), V: 0.2% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
Ti: 0.1% 이하(0% 제외)
Ti은 미세 탄화물 형성원소로써 본 발명의 강도 확보에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로써 강중 N를 TiN으로 석출시켜서 스캐빈징(scavenging)을 함에 의하여 AlN 석출을 억제함으로써 연주시 크랙이 발생할 위험성을 저하시키는 장점이 있으므로 화학당량적으로 48/14*[N]이상을 첨가하는 것이 보다 바람직하다. Ti 함량이 0.1% 초과인 경우에는 조대한 탄화물 석출 및 강 중 탄소량 저감에 따른 강도 감소가 이루어질 수 있고, 또한 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있으므로, 그 함량을 0.1% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.1% 이하(0% 제외)
Nb은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고 미세 탄화물 형성을 통해 강도를 증가시키는 원소이다. Nb 함량이 0.1% 초과인 경우에는 조대한 탄화물 석출 및 강 중 탄소량 저감에 따른 강도 감소가 이루어질 수 있고, 합금 투입량 과다에 의해 합금철 원가를 상승시키는 문제점이 있다.
V: 0.2% 이하(0% 제외)
V은 저온 석출물을 형성함에 의하여 강도 증가에 기여하는 원소이다. V 함량이 0.2% 초과인 경우에는 조대한 탄화물 석출 및 강 중 탄소량 저감에 따른 강도 감소가 이루어질 수 있고, 합금 투입량 과다에 의해 합금철 원가를 상승시키는 문제점이 있다.
Mo: 0.5% 이하(0% 제외)
Mo는 강의 경화능을 높여 페라이트 형성을 억제하는데 유효할 뿐만 아니라, 소둔 후 냉각시에 페라이트의 형성을 억제하는 효과가 있다. 또한, 미세한 탄화물 형성을 통하여 강도 증가에 기여하는 바가 크다. 그러나, Mo 함량이 0.5% 초과인 경우에는 합금 투입량 과다에 의해 합금철 원가를 상승시키는 문제점이 있다.
또한, 상술한 합금조성 외에 Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 Zr과 W은 Ti, Nb, V, Mo와 마찬가지로 강판의 석출강화 및 결정립 미세화에 유효한 원소이다. 상기 Zr 및 W의 함량이 각각 0.001% 미만인 경우에는 상기와 같은 효과를 확보하기 어렵다. 반면에, Zr의 함량이 0.1%, W의 경우에는 0.5%를 초과하게 되면 상기 효과가 포화되고, 제조비용 상승 및 과다한 석출물로 인하여 연성을 저하시킬 수 있다.
또한, 상술한 합금조성 외에 Ni: 1% 이하(0% 제외), Cu: 0.5% 이하(0% 제외) 및 Cr: 1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
상기 Ni, Cu, Cr은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소인데, 상기 서술된 C, Si, Mn, Al등과 함께 복합작용하여 오스테나이트의 안정화에 기여한다. 그러나, Ni: 1% 초과, Cu: 0.5% 초과, Cr: 1% 초과하여 첨가하는 경우에는 제조비용의 상승이 과다해지므로 상한을 한정한다.
한편, Cu의 경우에는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로 Cu가 첨가되는 경우에는 Ni이 함께 첨가되는 것이 보다 바람직하다.
나아가, 상술한 합금조성 외에 Sb: 0.1% 이하(0% 제외), Ca: 0.01% 이하(0% 제외), 및 B: 0.01% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함할 수 있다.
Sb은 입계편석을 통한 Si, Al등 표면산화원소의 이동을 저해하여 도금표면품질을 향상시키는 효과가 있으나, 그 함량이 0.1% 초과인 경우에는 아연도금층의 합금화가 지연되는 문제가 발생할 수 있다.
Ca은 황화물의 형태를 제어하여 가공성 향상에 유효한 원소이나, 그 함량이 0.01% 초과인 경우에는 상기 효과가 포화되므로 0.01% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
B은 Mn, Cr 등과의 복합효과로 소입성을 향상시켜서 고온에서 냉각시에 연질 페라이트 변태를 억제하는 장점이 있으나, 그 함량이 0.01% 초과인 경우에는 도금강판으로 제조시 표면에 과다한 B이 농화되어 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로 0.01% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명에 따른 강판의 미세조직은 부피분율로 12% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트을 포함한다.
상술한 합금조성 및 미세조직을 만족함으로써, 인장강도가 980MPa 이상이면서, 항복강도가 우수하여 항복비를 0.75 이상으로 확보할 수 있고, 인장강도와 연신율의 곱을 23,000MPa% 이상으로 확보할 수 있다.
잔류 오스테나이트가 12 vol% 미만이거나 소둔 마르텐사이트가 60 vol% 미만인 경우에는 상술한 인장강도, 항복비, 인장강도와 연신율의 곱을 모두 확보하기는 어려운 문제점이 있다.
이때, 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 소둔 마르텐사이트를 제외한 나머지는 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 불가피한 상으로 구성되고, 상기 기타 불가피한 상의 부피분율은 28% 이하일 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 강판은 형상품질을 나타내는 WH(Wave Height)값이 5mm 이하일 수 있다.
강판의 형상을 나타낸 모식도인 도 1을 참조하여 설명하면, Pn은 인접한 산과 산의 거리이며, Hn은 상기 산과 산을 이은선과 골의 높이 차이를 나타낸다. 이때, WH(Wave Height)값은 강판의 압연방향 길이 1000mm 당 최고 H값(mm)을 나타낸다.
WH(Wave Height)값이 5mm 초과인 경우에는 형상이 불량하여 프레스 성형이 어려운 문제점이 발생한다.
나아가, 본 발명에 따른 강판은 냉연강판, 용융도금강판 및 합금화 용융도금강판 중 하나일 수 있다.
예를 들어, 상기 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 등의 도금욕에 침지하여 상기 용융도금강판을 얻을 수 있으며, 상기 용융도금강판을 합금화 열처리함으로써 상기 합금화 용융도금강판을 얻을 수 있다.
본 발명에 따른 강판은 높은 항복강도를 확보할 수 있으며, 냉간 프레스 성형에 의한 가공 경화로 보다 더 높은 항복강도를 가진 최종 제품의 생산이 가능하다. 따라서 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)으로 제조된 제품과 유사한 항복강도를 확보할 수 있고, 인장강도와 연신율의 곱이 23,000MPa%이상으로 냉간 프레스 성형후에도 연신율의 여유가 많아서, 연신율이 10% 이하의 수준인 열간 프레스 성형(Hot Press Forming) 부품에 비하여 부품 제조후 충돌에너지의 흡수능이 매우 우수한 장점이 있다.
또한, 형상 품질이 우수하여 냉간 프레스 성형 작업성이 우수하며, 냉간 프레스 성형을 적용할 수 있어 고온 성형시 야기되는 CO2 발생을 억제할 수 있다. 따라서, 열간 프레스 성형(Hot Press Forming)강에 비하여 친환경 소재로써 지구환경보존에 기여할 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 다른 일 측면인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법은 상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계; 상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계; 상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계; 상기 권취된 열연강판을 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2의 온도범위에서 30분 이상 열처리하는 단계; 상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계; 상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후 냉각하는 1차 소둔 단계; 및 상기 1차 소둔된 냉연강판을 580℃~Tmax의 온도범위에서 10초 내지 5분 동안 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함한다.
(단, Tmax = 667.64 + 129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1 .6이고, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
슬라브 가열 단계
상술한 합금조성을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열한다.
슬라브 가열 온도가 1100℃ 미만인 경우에는 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생하며, 1300℃ 초과인 경우에는 표면 스케일양이 증가하여 재료의 손실로 이어지며, Mn이 다량 함유된 경우에 액상이 존재할 수 있으므로, 슬라브 가열 온도는 1100~1300℃로 제한하는 것이 바람직하다.
열간압연 단계
상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는다.
마무리 열간압연 온도가 Ar3(오스테나이트를 냉각시에 페라이트가 출현하기 시작하는 온도) 미만인 경우에는 페라이트+오스테나이트 2상역 혹은 페라이트역 압연이 이루어지므로 혼립조직이 형성되며, 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려되므로 바람직하지 못하다. 한편, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하게 되면 스케일에 의한 표면 결함을 유발할 가능성이 높아지므로 바람직하지 못하다.
권취 단계
상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취한다.
상기 권취시 온도가 720℃를 초과하게 되면 강판 표면의 산화막이 과다하게 형성되어 결함을 유발할 가능성이 있으므로, 그 상한을 720℃로 제한함이 바람직하다.
권취 온도가 낮아질수록 열연강판의 강도가 높아져서 후공정인 냉간압연의 압연하중이 높아지는 단점이 있으나, 본 발명과 같이 냉간압연전 열처리를 행하는 경우에는 문제가 되지 않으므로 특별히 권취 온도의 하한을 제한하지는 않는다. 하지만, 냉간압연기의 압연능력이 우수하거나 가역식 압연기의 경우에는 냉간압연전 열처리가 필요 없을 수 있다.
열처리 단계
상기 권취된 열연강판을 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2의 온도범위에서 30분 이상 열처리한다.
상기 Ac1은 저온에서 온도를 올리는 경우에 오스테나이트가 출현하기 시작하는 온도이며, Ac3는 승온시에 오스테나이트가 100%가 되는 온도를 의미한다. 이들은 상 평형 온도가 아닌 실제의 승온시 상 변태 kinetic을 고려한 온도이다.
도 2에서 보는 바와 같이 Mn양에 따라서 Ac1이 변하므로 냉간압연 강도를 낮추기 위한 적정한 온도에서의 열처리가 필요하다.
본 발명의 경우에는 강 중 함유된 다량의 Mn에 기인하여 열연 권취 후 마르텐사이트가 다량 형성되고 고 합금에 기인한 오스테나이트가 일부 존재한다. 이러한 열연강판을 승온하는 경우 마르텐사이트의 템퍼링에 의해 강도가 감소하게 되는데 템퍼링만으로는 강도를 효과적으로 낮추는데 한계가 있다. 따라서, Ac1 이상으로 열처리를 행하여야 오스테나이트가 추가적으로 출현하면서 BCC 구조인 마르텐사이트로부터 탄소가 오스테나이트로 효과적으로 이동하면서 강도가 낮아지게 된다. 그러나, 열처리 온도가 높아지면 오스테나이트가 과도하게 출현하게 되며, 이는 냉간압연 시에 마르텐사이트로 다량 변태하는 것에 의해 오히려 냉간압연 하중이 높아지는 단점이 있다. 그러므로, 본 발명에서는 권취 후 냉간압연을 실시하기에 앞서 Ac1~Ac1+((Ac3-Ac1)/2) 온도범위에서 냉연전 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
냉간압연 단계
상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는다. 이때, 냉간압연 전에 산세 처리하여 산화층을 제거할 수 있다.
통상의 경우에는 냉간압하율에 따라 소둔시 재결정 거동이 달라지므로 냉간압하율의 하한이 정의되어야 하나, 본 발명과 같이 최종(2차) 소둔 전 1차 소둔 열처리를 Ac3 이상에서 오스테나이트 단상 소둔을 실시하는 경우에는 냉간압하율을 특별히 제한할 필요가 없다.
1차 소둔 단계
상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후 냉각하는 1차 소둔을 행한다.
최종(2차) 소둔 전에 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트로 상(phase)을 확보하기 위함이며, 이는 냉간압연된 시료의 변형된 소둔 마르텐사이트가 최종 2상역 소둔시에 재결정됨에 의하여 발생되는 상(phase)간 경도 편차를 억제하기 위함이다.
다만, 실제 열처리에서는 Ac3 이상에서 열처리를 행하더라도 kinetics문제로 매우 소량의 소둔 마르텐사이트가 상존하는 2상역 소둔이 이루어질 수 있으나 최종 물성에 큰 영향은 없다.
2차 소둔 단계
상기 1차 소둔된 냉연강판을 580℃~Tmax의 온도범위에서 10초 내지 5분 동안 유지한 후 냉각하는 2차 소둔을 행한다. 이는 강도와 연성 및 형상품질을 동시에 확보하기 위함이다.
(단, Tmax = 667.64 + 129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1 .6이고, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
상기 2차 소둔 열처리시 그 온도가 580℃ 미만이면 오스테나이트가 충분히 형성되지 못하게 되어 강도 및 연성을 안정적으로 확보할 수 없게 되는 문제가 있다. 반면에, 2차 소둔 열처리시 그 온도가 Tmax 초과인 경우에는 75% 이상의 항복비를 확보하기 어려운 문제가 있다.
Tmax = 667.64 + 129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1 .6
(단, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
상기 Tmax는 2015년 포항공대 철강대학원 이세웅 박사 학위 논문 p.184에서 인용한 관계식이다. 상기 학위 논문에서는 최대 잔류 오스테나이트를 확보하기 위한 온도로 도출되었으나, 본 발명자들은 항복강도를 75%이상 확보가 가능한 최고 열처리 온도로도 활용 가능함을 확인하여 2차 소둔 열처리 온도의 상한으로 설정하였다.
상기 2차 소둔 열처리시 유지시간이 10초 미만인 경우에는 충분한 열처리 효과를 확보할 수 없으며, 5분 초과인 경우에는 강판의 사행 등이 우려되며, 연속 생산 라인에서 행하기 어려울 수 있다.
이때, 상기 2차 소둔 단계는 연속소둔설비에서 행해질 수 있다.
Mn 등이 다량 포함된 강종들은 최종 소둔시 30분 이상 장시간 열처리하면 우수한 인장강도 및 연신율의 balance를 얻을 수 있으나, 열처리를 장시간 할 수 있는 실질적인 방법은 통상의 연속소둔설비가 아닌 코일을 열처리하는 Batch Annealing 방식이며, Batch Annealing 방식으로 열처리를 행하면 열처리 후에 압연길이 방향으로 만곡이 발생할 수 있으며, WH(Wave Height)값이 5mm 초과하여 강판의 형상이 불량해질 수 있기 때문에 프레스 성형이 어려운 문제점이 발생할 수 있다.
따라서, 본 발명의 2차(최종) 소둔은 연속소둔설비에서 짧게 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
한편, 상기 2차 소둔된 냉연강판을 도금욕에 침지하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 상기 소둔된 냉연강판을 Zn, Zn-Al, Al-Si, Al-Si-Mg, Zn-Mg-Al 등의 도금욕에 침지하여 도금층을 형성할 수 있다.
이때, 상기 도금층이 형성된 후, 합금화 열처리를 추가로 행하여 합금화 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 예를 들어, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리를 행할 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.
하기 표 1의 조성을 갖는 강을 30kg의 잉곳으로 진공용해한 후, 이를 1200℃의 온도에서 1 시간 유지한 후, 열간압연을 실시하여 900℃에서 마무리압연을 완료하고, 600℃로 미리 가열된 로에 장입하여 1 시간 유지한 후 로냉함에 의하여 열연권취를 모사하였다. 이후, 상온까지 냉각된 시편을 600℃에서 10시간 열처리를 행하고, 이를 산세 및 50% 냉간압연을 행하였다.
상기 냉간압연된 시편을 하기 표 2에 조건으로 열처리한 후, 각 시편에 대하여 기계적 물성을 측정하여 하기 표 2에 나타내었다.
하기 표 1에서 각 원소 함량은 중량%이다.
하기 표 2에서 YS(Yield Strength)는 항복강도, TS(Tensile Strength)는 인장강도, El(Elongation)은 연신율, YR(Yield Ratio, YR(%) = YS/TS * 100)은 항복비를 의미한다.
또한, 하기 표 2에서 Tmax = 667.64 + 129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1 .6이고, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.
Figure PCTKR2017005160-appb-T000001
Figure PCTKR2017005160-appb-T000002
본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조방법을 모두 만족하는 발명예들은 인장강도가 980MPa 이상이며, 항복비가 0.75 이상이고, 인장강도와 연신율의 곱이 23,000MPa% 이상으로 우수한 기계적 물성을 확보할 수 있었다.
본 발명에서 제시한 합금조성 및 제조방법을 모두 만족하지 못하는 비교예 1 및 2는 고항복비를 확보할 수 없었으며, 인장강도와 연신율의 곱이 열위하였다.
비교강 3 및 4는 각 원소 함량은 만족하였으나 Si+Mn이 4% 미만인 경우로서, 본 발명에서 제시한 제조 조건을 적용한 경우인 비교예 3 및 4에서 알 수 있듯이, 고항복비를 확보할 수 있었으나 인장강도 및 인장강도와 연신율의 곱이 열위하였다.
비교강 5 및 6은 각 원소 함량은 만족하였으나 Si+Mn이 10%를 초과한 경우로서, 본 발명에서 제시한 제조 조건을 적용한 경우인 비교예 11 내지 14에서 알 수 있듯이, 인장강도와 연신율은 매우 우수한 값을 얻을 수 있었으나 고항복비를 확보할 수는 없었다.
한편, 본 발명에서 제시한 합금조성을 만족하더라도, 본 발명에서 제시한 제조 조건을 만족하지 못하는 비교예 5 내지 10은 항복비가 낮거나, 인장강도와 연신율의 곱이 열위하였다.
특히, 비교예 7 및 8과 같이, 1차 소둔 열처리를 생략하는 경우에는 1차 소둔 열처리를 행한 경우에 비해 인장강도와 연신율의 곱이 급격히 낮아져서 냉간 성형성이 열위하였다.
도 3은 발명강 4의 최종 소둔을 (a)연속소둔으로 열처리한 경우인 발명예 7과 (b)Batch Annealing으로 열처리한 경우의 강판 형상을 촬영한 사진이다.
발명예 7의 경우에는 WH값이 1mm로 양호한 형상 품질을 확보할 수 있었으나, 다른 조건은 동일하나 Batch Annealing으로 열처리한 경우에는 WH값이 120mm로 형상 품질이 불량하여 프레스 성형에 부적합하였다.
도 4는 발명예 10의 미세조직을 주사전자현미경으로 촬영한 사진인데, 매우 미세한 조직으로 인하여 고분해능 주사전자현미경에서도 각각의 상(phase)를 구별하는 것은 어렵다. 이는 X-ray를 활용한 회절실험으로 극복이 가능하다.
발명예 10의 상분율 측정하기 위한 Cu target으로 X-ray 회절피크를 측정한 profile인 도 5로부터 발명예 10의 미세조직은 잔류 오스테나이트 19%, 입실론 마르텐사이트 3%, 소둔 마르텐사이트 78%임이 확인되었으며, 높은 잔류 오스테나이트 분율 및 미세한 결정립 크기로 인하여 높은 항복강도와 연성을 확보할 수 있었다.
또한, 발명예 2 및 3의 X-ray 분석결과, 발명예 2의 경우에는 잔류 오스테나이트 13%, 입실론 마르텐사이트 4% 및 소둔 마르텐사이트 83%, 발명예 3의 경우에는 잔류 오스테나이트 16%, 입실론 마르텐사이트 5% 및 소둔 마르텐사이트 79%로 확인되었으며, 미세한 결정립 크기와 안정된 오스테나이트 분율의 확보가 고연성 초고강도 구현에 주요한 역할을 한 것으로 판단된다.
이상 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술 분야의 숙련된 당업자는 하기의 특허 청구의 범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경시킬 수 있음을 이해할 수 있을 것이다.

Claims (17)

  1. 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하고,
    미세조직은 부피분율로 12% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트을 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Ti: 0.1% 이하(0% 제외), Nb: 0.1% 이하(0% 제외), V: 0.2% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Ni: 1% 이하(0% 제외), Cu: 0.5% 이하(0% 제외) 및 Cr: 1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 중량%로, Sb: 0.1% 이하(0% 제외), Ca: 0.01% 이하(0% 제외), 및 B: 0.01% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직 중 상기 잔류 오스테나이트 및 상기 소둔 마르텐사이트를 제외한 나머지는 알파 마르텐사이트 및 입실론 마르텐사이트를 포함한 기타 불가피한 상으로 구성되고, 상기 기타 불가피한 상의 부피분율은 20% 이하인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 980MPa 이상이며, 항복비가 0.75 이상이고, 인장강도와 연신율의 곱이 23,000MPa% 이상인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 형상품질을 나타내는 WH(Wave Height)값이 5mm 이하인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융도금강판 및 합금화 용융도금강판 중 하나인 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판.
  10. 중량%로, C: 0.04~0.18%, Si: 2% 이하, Mn: 4~10%, P: 0.05% 이하(0% 제외), S: 0.02% 이하(0% 제외), Al: 0.5% 이하(0% 제외), N: 0.02% 이하(0% 제외), 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하며, Si+Mn: 6~10%을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열하는 단계;
    상기 가열된 슬라브를 Ar3~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 720℃ 이하의 온도에서 권취하는 단계;
    상기 권취된 열연강판을 Ac1 ~ Ac1+(Ac3-Ac1)/2의 온도범위에서 30분 이상 열처리하는 단계;
    상기 열처리된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 얻는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac3 이상의 온도에서 30초 이상 유지한 후 냉각하는 1차 소둔 단계; 및
    상기 1차 소둔된 냉연강판을 580℃~Tmax의 온도범위에서 10초 내지 5분 동안 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 단계;를 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
    (단, Tmax = 667.64 + 129.1C-6.51Mn+38.52Si+29.3Al1 .6이고, 상기 식에서 각 원소 기호는 각 원소 함량을 중량%로 나타낸 값이다.)
  11. 제10항에 있어서,
    상기 2차 소둔 단계는 연속소둔설비에서 행해지는 것을 특징으로 하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  12. 제10항에 있어서,
    상기 2차 소둔된 냉연강판을 도금욕에 침지하여 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  13. 제12항에 있어서,
    상기 도금층이 형성된 후, 합금화 열처리를 추가로 행하여 합금화 도금층을 형성하는 단계를 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  14. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Ti: 0.1% 이하(0% 제외), Nb: 0.1% 이하(0% 제외), V: 0.2% 이하(0% 제외) 및 Mo: 0.5% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  15. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Zr: 0.001~0.1% 및 W: 0.001~0.5% 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  16. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Ni: 1% 이하(0% 제외), Cu: 0.5% 이하(0% 제외) 및 Cr: 1% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  17. 제10항에 있어서,
    상기 슬라브는 중량%로, Sb: 0.1% 이하(0% 제외), Ca: 0.01% 이하(0% 제외), 및 B: 0.01% 이하(0% 제외) 중 1종 이상을 추가로 포함하는 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
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