WO2019093650A1 - 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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    • Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]
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    • Y10T428/26—Web or sheet containing structurally defined element or component, the element or component having a specified physical dimension

Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength high ductility steel sheet excellent in cold formability and a method of manufacturing the steel sheet.
  • Japanese Patent Application Laid-Open Publication No. 2000-228059 discloses a method of manufacturing a steel plate by adding 0.5 to 1.5% by weight of carbon (C) and 10 to 25% by weight of manganese (Mn) to a steel plate having a tensile strength of 700 to 900 MPa, Steel plate.
  • Patent Document 2 proposes an ultra-high strength steel sheet having a tensile strength of 1300 MPa or more and a yield strength of 1000 MPa or more and excellent impact characteristics by adding 0.4 to 0.7% of C and 12 to 24% of Mn.
  • the steel sheet of Patent Document 1 has a low yield strength and tensile strength as compared with hot press-molded steel, and thus has a disadvantage in that it is limited in application to automotive structural members in order to open collision properties.
  • the steel sheet of Patent Document 2 has a low elongation of about 10%, application of a complicated shape component is limited by cold press forming, and since a high level of strength is secured through re-rolling after annealing, There is a drawback that the cost is increased.
  • Patent Document 1 International Patent Publication No. WO2011-122237
  • Patent Document 2 Korean Published Patent Application No. 2013-0138039
  • An aspect of the present invention is to provide an ultra-high strength high-ductility steel sheet which secures ultrahigh strength and high ductility, has a high yield strength ratio and is excellent in cold formability and impact characteristics, and a method for producing the same.
  • An aspect of the present invention is a method for producing a carbonaceous material, which comprises 0.1 to 0.3% of carbon (C), 6 to 10% of manganese (Mn), 0.05% or less of phosphorus (P) (N): not more than 0.02%, aluminum (Al): not more than 0.5% (excluding 0%), titanium (Ti): not more than 0.1%, niobium (Nb): not more than 0.1%, vanadium (V) At least one selected from the group consisting of molybdenum (Mo): 1% or less, the remainder Fe and other unavoidable impurities, wherein the microstructure is composed of 20% or more of retained austenite and 60% or more of annealed martensite, An ultra-high strength high ductility steel sheet excellent in cold formability including precipitates having a size of 30 nm or less at 10 13 / m 2 or more.
  • a method of manufacturing a steel slab comprising: reheating a steel slab satisfying the alloy composition described above to a temperature range of 1050 to 1300 ⁇ ⁇ ; Subjecting the reheated steel slab to finish hot rolling in a temperature range of 800 to 1000 ⁇ ⁇ to produce a hot-rolled steel sheet; Winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 50 to 750 ° C; A step of producing a cold rolled steel sheet by pickling and cold rolling after winding;
  • the cold-rolled steel sheet is held in a temperature range of 750 to 870 ⁇ for 10 to 3600 seconds, cooled from room temperature to Ms, reheated in a temperature range of Ms to 500 ⁇ , held for 10 to 3600 seconds, Annealing heat treatment step; And a secondary annealing heat treatment step in which the steel sheet is maintained in a temperature range of 550 to 750 ° C for 10 to 3600 seconds after the primary annealing and then cooled, followed by a second annealing step for cooling the superalloy steel sheet.
  • the ultra-high strength steel sheet can replace the existing hot press formed steel, thereby reducing manufacturing cost.
  • FIG. 1 shows an example of an annealing process according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 2 is a graph showing the retained austenite fraction according to the cooling temperature after annealing in the first annealing heat treatment according to an embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a photograph of the final microstructure of Inventive Example 13 according to an embodiment of the present invention.
  • the present inventors have intensively studied to develop a steel sheet for cold press forming capable of replacing existing hot press formed steel with mechanical properties higher than or equal to those of the conventional hot press formed steel and reducing the manufacturing cost of parts. As a result, it has been found that a steel sheet having mechanical properties and microstructure suitable for cold press forming can be provided from optimization of alloy composition, manufacturing conditions, and the like, and the present invention has been accomplished.
  • an ultra-high strength high ductility steel sheet excellent in cold forming property comprising 0.1 to 0.3% of carbon (C), 6 to 10% of manganese (Mn) 0.1% or less of titanium (Ti), 0.1% or less of niobium (Nb), 0.1% or less of aluminum (Al) , At most 0.2% of vanadium (V) and at most 1% of molybdenum (Mo).
  • the content of each component means weight%.
  • Carbon (C) is an effective element for strengthening the steel. In the present invention, it is added in order to stabilize the austenite and secure the strength.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.1 to 0.3%. More advantageously from 0.12 to 0.20%.
  • Manganese (Mn) is an element effective for formation and stabilization of retained austenite while suppressing transformation of ferrite.
  • the content of Mn is less than 6%, the stability of the retained austenite becomes insufficient and the mechanical properties are deteriorated. On the other hand, if the content exceeds 10%, the alloy cost increases and the weldability deteriorates, which is not preferable.
  • the Mn content it is preferable to control the Mn content to 6 to 10%. More advantageously from 7 to 9%.
  • Phosphorus (P) is an element having a solid solution strengthening effect, but when the content exceeds 0.05%, there is a problem that the weldability is lowered and the risk of brittleness of steel is increased.
  • the content of P is preferably controlled to 0.05% or less, and more preferably 0.02% or less.
  • 0% is excluded in consideration of the deterioration of productivity during steelmaking.
  • S Sulfur
  • S is an element that is inevitably contained in the steel, and is an element that hinders ductility and weldability of the steel sheet.
  • Nitrogen (N) is an element having a solubility strengthening effect, but when the content exceeds 0.02%, the risk of occurrence of brittleness increases, and excessive precipitation of AlN in combination with Al may cause deterioration of performance quality.
  • Aluminum (Al) is an element to be added for deoxidation of steel, contributing to stabilization of retained austenite by suppressing the formation of carbide in ferrite.
  • the Al content it is preferable to control the Al content to 0.5% or less. More advantageously less than 0.3%, and 0% is excluded.
  • the steel sheet of the present invention may further include precipitate forming elements in addition to the above-described alloying elements, and specifically, it preferably contains at least one selected from the group consisting of Ti, Nb, V and Mo.
  • Titanium (Ti) is a fine carbide-forming element and contributes to improvement of yield strength and tensile strength. Further, Ti has an effect of reducing the risk of occurrence of cracks during performance by precipitating N in the steel as TiN as nitride forming elements and suppressing precipitation of AlN.
  • the Ti content it is preferable to control the Ti content to 0.1% or less.
  • Niobium (Nb) is segregated at the austenitic grain boundaries and inhibits coarsening of austenite grains during annealing and contributes to the improvement of strength by forming fine carbides.
  • Vanadium (V) is an element that reacts with carbon or nitrogen to form carbonitride. It forms a fine precipitate at low temperature and plays an important role in increasing the yield strength of steel.
  • V If the content of V exceeds 0.2%, coarse carbides are precipitated and the strength and elongation rate may be lowered due to the reduction of the amount of carbon in the steel, which raises the manufacturing cost.
  • the V content it is preferable to control the V content to 0.2% or less.
  • Molybdenum (Mo) is an element forming a carbide, and when added in combination with Ti, Nb, V and the like, the size of the precipitate is finely maintained to improve the yield strength and tensile strength.
  • the Mo content it is preferable to control the Mo content to 1% or less.
  • the remainder of the present invention is iron (Fe).
  • impurities which are not intended from the raw material or the surrounding environment may be inevitably incorporated, so that it can not be excluded. These impurities are not specifically mentioned in this specification, as they are known to any person skilled in the art of manufacturing.
  • the steel sheet of the present invention may further contain 1.0% or less of silicon (Si).
  • Si is a solid solution strengthening element, which can be added for the purpose of increasing the strength of the steel sheet, but there is a problem in that when added excessively, the formation of the annealed oxide lowers the plating ability of the steel sheet. Therefore, it is preferable that Si is added in an amount of 1.0% or less when added.
  • the steel sheet of the present invention may further contain one or more of nickel (Ni), copper (Cu), and chromium (Cr) in an amount of 1% or less, 0.5% or less, or 1% or less in order to improve mechanical properties, % ≪ / RTI >
  • the Ni, Cu and Cr contribute to the stabilization of the retained austenite, and can act together with C, Si, Mn, Al and the like to further improve the stabilization of the austenite.
  • the steel sheet of the present invention satisfying the above-described alloy composition preferably contains a retained austenite having a volume fraction of 20% or more and a sintered martensite of 60% or more as a microstructure.
  • the fraction of the retained austenite phase is less than 20% or the fraction of the annealed martensite phase is less than 60%, it is difficult to stably secure high ductility and hole expandability as well as ultra high strength.
  • the residual structure other than the retained austenite phase and annealed martensite phase may include epsilon martensite and alpha martensite phase, and these structures preferably contain a volume fraction of 20% or less (including 0%) .
  • the alpha martensite of the body-centered cubic structure (BCC) transformed when the high-temperature austenite was cooled to the martensitic transformation temperature (Ms) or lower decreased in dislocation due to recovery in the heating process Means a phase in which a needle-like shape is maintained without being caused to occur.
  • the martensite phase has different physical properties depending on the kind thereof, and thus the annealed martensite phase of the present invention is distinguished from the ordinary martensite phase.
  • the steel sheet of the present invention contains at least one precipitate of Ti, Nb, V and Mo, and more preferably contains 10 13 / m 2 or more of precipitates having a size of 30 nm or less.
  • the precipitate includes at least one of carbide, nitride and composite carbonitride.
  • the steel sheet of the present invention can obtain a tensile strength of 1000 MPa or more and a tensile strength of 1250 MPa or more through the formation of a fine precipitate while fully containing the retained austenite phase and annealed martensite phase with a microstructure.
  • the product of the tensile strength and the elongation is 22,000 MPa% or more, and the hole expandability (HER) is 10% or more, whereby the impact property can be improved.
  • the steel sheet referred to in the present invention may be not only a cold rolled steel sheet but also a hot-dip galvanized steel sheet or a galvannealed hot-dip galvanized steel sheet obtained by plating the cold rolled steel sheet.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may include a zinc-plated layer on at least one side of the cold-rolled steel sheet, or may be formed with a zinc alloy plated layer.
  • the galvannealed galvanized steel sheet may be one obtained by heat-treating the hot-dip galvanized steel sheet by alloying.
  • the cold-rolled steel sheet according to the present invention can be prepared by preparing a steel slab satisfying the above-mentioned alloy composition and then subjecting it to reheating-hot rolling-winding-cold rolling-annealing heat treatment.
  • each process condition will be described in detail.
  • the steel slab prepared before the hot rolling is reheated and homogenized, and it is preferable to perform the reheating process at 1050 to 1300 ° C.
  • the reheating temperature is lower than 1050 DEG C, there is a problem that the load is rapidly increased during the subsequent hot rolling. If the reheating temperature is higher than 1300 DEG C, the energy cost is increased and the amount of surface scale is increased. , And when a large amount of Mn is contained, a liquid phase may be present.
  • the steel slab is heated in the temperature range of 1050 to 1300 ⁇ .
  • the reheated steel slab is hot-rolled to produce a hot-rolled steel sheet, and the hot-rolled steel sheet is preferably subjected to finish hot rolling at a temperature of 800 to 1000 ° C.
  • finish hot rolling temperature is less than 800 ° C.
  • the temperature exceeds 1000 ° C., surface defects due to scaling and shortening of the life of the rolling roll are caused.
  • the heat treatment is performed in the temperature range of 800 to 1000 ⁇ ⁇ in the case of the final hot rolling.
  • the hot-rolled steel sheet produced according to the above is rolled in a temperature range of 50 to 750 ° C.
  • the lower limit of the coiling temperature is not particularly limited. However, when the temperature is less than 50 ⁇ , cooling by cooling water injection is required to lower the temperature of the steel sheet, which causes an unnecessary increase in the process cost, and therefore, it is preferable to limit the coiling temperature to 50 ⁇ or more.
  • the martensitic transformation starting temperature is not lower than room temperature depending on the addition amount of Mn in the steel alloy composition, martensite may be generated at room temperature.
  • a heat treatment can be additionally performed before the cold rolling to reduce the load during the subsequent cold rolling.
  • the heat treatment is performed in a temperature range of 500 to 700 ⁇ ⁇ in which the strength of the thermal expansion material can be reduced.
  • the heat treatment time is not particularly limited, and it may be appropriately selected according to the strength level of the hot rolled sheet.
  • the hot rolled steel sheet wound in the above manner is preferably subjected to cold rolling in order to remove the oxide layer through ordinary pickling treatment and secure the shape of the steel sheet and the thickness required by the customer.
  • the reduction rate during the cold rolling is not particularly limited, but it is preferable that the reduction rate is 15% or more in order to suppress generation of coarse ferrite grains during recrystallization in the subsequent annealing heat treatment step. If the reduction rate is less than 15%, it may become difficult to secure the strength at the target level.
  • the strength in the produced hot-rolled steel sheet is increased, so that heat treatment can be additionally performed before the pickling and cold rolling.
  • the heat treatment is not particularly limited as long as it can lower the load during cold rolling.
  • the heat treatment can be performed at 600 ⁇ ⁇ for about 10 hours.
  • the present invention is for producing an ultra-high strength steel sheet excellent in both strength, elongation and hole expandability.
  • it is important to conduct annealing heat treatment according to the conditions described below.
  • the above-mentioned annealing heat treatment is performed stepwise in order to obtain a target austenite by ensuring a residual austenite and annealed martensite phase with a final microstructure (Fig. 1).
  • the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling is maintained at a temperature of 750 to 870 ⁇ for 10 to 3600 seconds, cooled from a room temperature to a temperature of Ms, reheated to a temperature range of Ms to 500 ⁇ and maintained for 10 to 3600 seconds It is preferable to carry out a first annealing heat treatment for cooling to room temperature again.
  • the initial holding temperature (750 to 870 ° C) corresponds to austenite single phase in the component system of the present invention, and it is preferable that the annealing is performed for at least 10 seconds or longer considering the kinetic of phase transformation during annealing. As the annealing time increases, it becomes closer to the equilibrium state and uniform structure can be obtained, but since the process cost increases, it is preferable to limit the time to 3600 seconds or less.
  • Ms martensitic transformation start temperature
  • the steel sheet can be composed of martensite and austenite by cooling down to Ms or less.
  • the carbon in the martensite should be diffused into austenite at the time of reheating the steel sheet after annealing to Ms or more, so that it is preferably maintained for 10 seconds or more. If the retention time exceeds 3600 seconds or the reheating temperature exceeds 500 ° C, the stability of the austenite decreases rather than the redistribution of the phase of carbon as well as the precipitation of cementite, The fraction may be lowered.
  • Ms can be derived from the following equation, and the room temperature means about 25 ⁇ .
  • the fraction of the retained austenite phase is higher through the above-described primary annealing heat treatment step, the amount of austenite remaining in the steel finally increases after the subsequent secondary annealing heat treatment, and the target physical properties can be stably secured.
  • the primary annealing and the cooled cold rolled steel sheet are subjected to a heat treatment in an annealing temperature in the range of an anomalous reverse temperature and more preferably in a temperature range of 550 to 750 ⁇ ⁇ for 10 to 3600 seconds for secondary annealing.
  • the time is preferably limited to 3600 seconds or less .
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the annealing stepwise annealing may be plated to produce a coated steel sheet.
  • an electroplating method a hot dip galvanizing method, or an alloying hot dip galvanizing method may be used.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may be immersed in a galvanizing bath to produce a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the hot-dip galvanized steel sheet may be subjected to an alloying heat treatment to produce a galvannealed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the conditions for the plating treatment are not particularly limited, and the plating treatment can be carried out under the general conditions.
  • the steel having the composition shown in the following Table 1 was vacuum-melted with an ingot of 30 kg, and then maintained at a temperature of 1200 ⁇ for 1 hour. Thereafter, the hot-rolled steel sheet was produced by subjecting the hot-rolled steel sheet to a finish rolling at 900 ° C, then hot rolled by heating the hot-rolled steel sheet at 600 ° C in a furnace heated for 1 hour and then cooling.
  • each specimen was cooled to room temperature, pickled and cold rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling was carried out at a cold reduction rate of 30% or more.
  • Each of the cold-rolled steel sheets produced in the above-mentioned manner was annealed stepwise by annealing under the conditions shown in Table 2 below.
  • the tensile test specimens were subjected to a tensile test using a universal tensile tester.
  • microstructure fraction was determined by XRD of the final annealed structure, and the fraction of phases of residual austenite of FCC, martensite of BCC, and epsilon martensite of HCP was determined. Since annealed martensite and alpha martensite both have a BCC structure, they were observed with a scanning electron microscope to distinguish the two phases.
  • Inventive Examples 1 to 25 satisfying both the alloy composition and the manufacturing conditions proposed in the present invention have not only an ultrahigh strength with a yield strength of 1000 MPa or more and a tensile strength of 1250 MPa or more, The value of the tensile strength x elongation can be secured at 22000 MPa% or more, and hole expandability can be ensured at 10% or more.
  • the steel sheet according to the present invention is very advantageous as a cold-press-forming steel sheet which can replace the conventional hot-press forming steel sheet.
  • Comparative Example 14 in which the reheating temperature was excessively high during the primary annealing heat treatment step, the retained austenite phase was not sufficiently formed and the hole expandability was poor.
  • Comparative Example 15 in which the annealing temperature was excessively high during the secondary annealing, the annealed martensite phase and the retained austenite phase were not sufficiently formed, and the strength and hole expandability were poor.
  • Fig. 2 is a graph showing the results of measuring the retained austenite fraction according to the cooling temperature after annealing at the time of the first annealing using the inventive steel 8. As shown in Fig. 2, it can be confirmed that the fraction of the retained austenite phase increases as the cooling temperature decreases to Ms or less during cooling after annealing (in the case where the cooling temperatures are 250 deg. C, 300 deg. C and 400 deg. C in Fig. 2, Table 2] and [Table 3]).
  • Fig. 3 is a photograph of the final microstructure of Inventive Example 13, showing that precipitates were formed in the annealed martensite (a) and the retained austenite (b).

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Abstract

본 발명은 자동차용 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 초고강도와 고연성을 확보하는 동시에, 항복강도비가 높아 냉간 성형성이 우수하고, 충돌특성이 향상된 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.

Description

냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차용 강판에 관한 것으로, 보다 상세하게는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그것의 제조방법에 관한 것이다.
자동차의 충돌시 승객의 안전성을 확보하기 위해 자동차의 안전규제가 강화되고 있다. 이를 위해서는 자동차용 강판의 강도가 높거나 두께가 두꺼워야 하지만, 환경문제로 인해 강화되고 있는 자동차의 연비향상을 위하여 자동차사는 지속적으로 차체의 경량화를 요구하고 있다.
자동차의 충돌 안정성 및 경량화를 동시에 확보하기 위해서는 강판의 고강도화가 필연적이다. 하지만 이와 같이 강판의 강도를 높이는 경우 일반적으로 강판의 연성이 저하되는 경향이 있으므로, 고강도강의 경우 성형성이 요구되는 부품에 이용이 제한적이다.
이러한 고강도강의 단점을 극복하기 위한 일환으로, 성형성이 양호한 고온에서 부품을 성형한 후 상온으로 급냉하여 저온조직을 확보함으로써, 최종적으로 고항복강도 및 고인장강도를 구현하는 열간 프레스 성형(Hot Press Forming, HPF)강이 개발되었다. 그러나, 자동차 부품제조사의 열간 프레스 성형 설비의 신규투자 및 고온 열처리에 따른 공정 비용의 증가로 결국 자동차 부품원가의 증가를 유발하는 문제점이 있다.
이에, 고강도이면서 연신율이 우수하고, 냉간 프레스 성형(Cold Press Forming)이 가능한 강재에 대한 연구가 지속적으로 이루어지고 있다.
일 예로, 특허문헌 1에는 탄소(C): 0.5~1.5중량% 및 망간(Mn): 10~25중량%를 첨가하여 700~900MPa의 인장강도 및 50~90% 수준의 고연성을 가지는 초고장력 강판을 제시하고 있다.
특허문헌 2에는 C: 0.4~0.7%, Mn: 12~24%를 첨가하여 인장강도 1300MPa 이상, 항복강도 1000MPa 이상이면서 충돌특성이 우수한 초고강도 강판을 제시하고 있다.
하지만, 특허문헌 1의 강판은 열간 프레스 성형강 대비 항복강도 및 인장강도가 낮아 충돌 특성이 열위하여 자동차용 구조부재로 사용시 적용이 제한되는 단점이 있다. 또한, 특허문헌 2의 강판은 연신율이 10% 내외로 낮은 수준이어서 냉간 프레스 성형으로 복잡한 형상의 부품 적용에 제한이 있고, 높은 수준의 강도를 소둔 이후 재압연을 통해 확보하고 있으므로 추가 공정에 의한 제조비용이 상승하는 단점이 있다.
따라서, 기존 열간 프레스 성형강을 대체할 수 있으면서, 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 개발이 요구된다.
(특허문헌 1) 국제 공개특허공보 WO2011-122237
(특허문헌 2) 한국 공개특허공보 제2013-0138039호
본 발명의 일 측면은, 초고강도와 고연성을 확보하는 동시에, 항복강도비가 높아 냉간 성형성이 우수하고, 충돌특성이 향상된 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직이 부피분율 20% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트로 구성되며, 30nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 1013개/m2 이상 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판을 제공한다.
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성을 만족하는 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 권취 후 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
상기 냉연강판을 750~870℃의 온도범위에서 10~3600초간 유지한 후 상온~Ms까지 냉각한 다음, Ms~500℃의 온도범위로 재가열하여 10~3600초간 유지한 후 상온까지 냉각하는 1차 소둔 열처리 단계; 및 상기 1차 소둔 열처리 후 550~750℃의 온도범위에서 10~3600초간 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 열처리 단계를 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법을 제공한다.
본 발명에 의하면, 냉간 성형용 강판에 요구되는 성형성 및 충돌 안정성을 동시에 만족할 수 있는 초고강도 강판을 제공할 수 있다.
상기 초고강도 강판은 기존 열간 프레스 성형강을 대체할 수 있으므로, 제조원가를 절감하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 따른 소둔 공정의 일 예를 나타낸 것이다.
도 2는 본 발명의 일 실시예에 따른 1차 소둔 열처리시 소둔 이후 냉각 온도에 따른 잔류 오스테나이트 분율을 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 3은 본 발명의 일 실시예에 따른 발명예 13의 최종 미세조직을 관찰한 사진이다.
본 발명자들은 기존 열간 프레스 성형강을 대체하여 동등 이상의 기계적 물성 및 부품제조 원가의 절감이 가능한 냉간 프레스 성형용 강판을 개발하기 위하여 깊이 연구하였다. 그 결과, 합금조성, 제조조건 등의 최적화로부터 냉간 프레스 성형에 적합한 기계적 물성 및 미세조직을 가지는 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외)와, 티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상을 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: 0.1~0.3%
탄소(C)는 강을 강화시키는데 유효한 원소이다. 본 발명에서는 오스테나이트의 안정화 및 강도 확보를 위하여 첨가한다.
상술한 효과를 얻기 위해서는 0.1% 이상으로 C를 첨가하는 것이 바람직하나, 그 함량이 0.3%를 초과하게 되면 용접성이 저하될 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.1~0.3%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.12~0.20%로 제어할 수 있다.
Mn: 6~10%
망간(Mn)은 페라이트의 변태를 억제하면서, 잔류 오스테나이트의 형성 및 안정화에 유효한 원소이다.
이러한 Mn의 함량이 6% 미만이면 잔류 오스테나이트의 안정성이 부족하게 되어 기계적 물성의 저하를 초래한다. 반면, 그 함량이 10%를 초과하게 되면 합금원가가 증가하고, 용접성의 저하를 초래하므로 바람직하지 못하다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 6~10%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 7~9%로 제어할 수 있다.
P: 0.05% 이하
인(P)은 고용강화 효과가 있는 원소이나, 그 함량이 0.05%를 초과할 경우 용접성이 저하되고 강의 취성이 유발될 위험성이 커지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.02% 이하로 제어할 수 있다. 다만, 제강시 생산성 등의 저하를 고려하여 0%는 제외한다.
S: 0.02% 이하
황(S)은 강 중에 불가피하게 함유되는 원소로서, 강판의 연성 및 용접성을 저해하는 원소이다.
특히, 그 함량이 0.02%를 초과할 경우 강판의 연성 및 용접성을 저해할 가능성이 높아지므로, 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 제강시 생산성 등의 저하를 고려하여 0%는 제외한다.
N: 0.02% 이하
질소(N)는 고용강화 효과가 있는 원소이나, 그 함량이 0.02%를 초과할 경우 취성이 발생할 위험성이 커지고, Al과 결합하여 AlN을 과량으로 석출시킴으로써 연주품질을 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.02% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 제강시 생산성 등의 저하를 고려하여 0%는 제외한다.
Al: 0.5% 이하(0% 제외)
알루미늄(Al)은 페라이트 내에서 탄화물의 생성을 억제하여 잔류 오스테나이트의 안정화에 기여하며, 강의 탈산을 위해 첨가하는 원소이다.
상기 Al의 함량이 0.5%를 초과하게 되면 강의 인장강도가 저하되며, 주조시 몰드 플럭스와의 반응을 통해 건전한 슬라브의 제조가 어려워지고, 표면 산화물을 형성하여 도금성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 0.5% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.3% 이하로 포함할 수 있으며, 0%는 제외한다.
본 발명의 강판은 상술한 합금원소 외에 석출물 형성원소를 더 포함할 수 있으며, 구체적으로 Ti, Nb, V 및 Mo으로 구성되는 그룹에서 선택되는 1종 이상을 포함하는 것이 바람직하다.
Ti: 0.1% 이하
티타늄(Ti)은 미세 탄화물 형성원소로서 항복강도 및 인장강도 향상에 기여한다. 또한, Ti은 질화물 형성원소로서 강중 N을 TiN로 석출시켜 AlN의 석출을 억제함으로써 연주시 크랙이 발생할 위험을 저감시키는 효과가 있다.
이러한 Ti의 함량이 0.1%를 초과하는 경우 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있으며, 연주시 노즐 막힘을 야기할 수 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Nb: 0.1% 이하
니오븀(Nb)은 오스테나이트 입계에 편석되어 소둔 열처리시 오스테나이트 결정립의 조대화를 억제하고, 미세한 탄화물을 형성하여 강도 향상에 기여하는 원소이다.
이러한 Nb의 함량이 0.1%를 초과하는 경우 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 감소할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Nb의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
V: 0.2% 이하
바나듐(V)은 탄소 또는 질소와 반응하여 탄·질화물을 형성하는 원소로써, 저온에서 미세한 석출물을 형성하여 강의 항복강도를 증가시키는데 중요한 역할을 하는 원소이다.
이러한 V의 함량이 0.2%를 초과할 경우 조대한 탄화물이 석출되고, 강 중 탄소량 저감에 의해 강도 및 연신율이 열위할 우려가 있으며, 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 V의 함량을 0.2% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
Mo: 1% 이하
몰리브덴(Mo)은 탄화물을 형성하는 원소로서, Ti, Nb, V 등과 복합첨가시 석출물의 크기를 미세하게 유지하여 항복강도 및 인장강도를 향상시키는 효과가 있다.
이러한 Mo의 함량이 1%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화되고, 오히려 제조원가가 상승하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mo의 함량을 1% 이하로 제어하는 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.
한편, 본 발명의 강판은 실리콘(Si)을 1.0% 이하로 더 포함할 수 있다.
실리콘(Si)은 고용 강화원소로서, 강판의 강도를 증가시키는 목적으로 첨가할 수 있으나, 과다하게 첨가시 소둔 산화물의 생성으로 강판의 도금성이 열위해지는 문제가 있다. 따라서, 상기 Si이 첨가시 1.0% 이하로 첨가하는 것이 바람직하다.
또한, 본 발명의 강판은 상술한 합금원소 이외에 기계적 성질 등의 향상을 위하여 추가로 니켈(Ni), 구리(Cu) 및 크롬(Cr) 중 1종 이상을 각각 1% 이하, 0.5% 이하, 1% 이하로 더 포함할 수 있다.
상기 Ni, Cu 및 Cr은 잔류 오스테나이트 안정화에 기여하는 원소로서, C, Si, Mn, Al 등과 함께 복합작용하여 오스테나이트 안정화를 더욱 향상시킬 수 있다.
다만, 상기 Ni, Cu 및 Cr의 함량이 각각 1% 초과, 0.5% 초과, 1.0% 초과하는 경우에는 제조비용이 과다하게 상승되므로 바람직하지 못하다.
그리고, 상기 Cu는 열연시 취성을 야기할 수 있으므로, Ni과 함께 첨가하는 것이 보다 바람직하다.
상술한 합금조성을 만족하는 본 발명의 강판은 미세조직으로 부피분율 20% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트를 포함하는 것이 바람직하다.
상기 잔류 오스테나이트 상의 분율이 20% 미만이거나, 소둔 마르텐사이트 상의 분율이 60% 미만이면 초고강도는 물론이고, 고연성 및 구멍확장성을 안정적으로 확보하기 어려워진다.
상기 잔류 오스테나이트 상과 소둔 마르텐사이트 상을 제외한 잔부 조직으로는 입실론 마르텐사이트 및 알파 마르텐사이트 상을 포함할 수 있으며, 이때 이들 조직은 부피분율 20% 이하(0% 포함)로 포함하는 것이 바람직하다.
본 발명의 소둔 마르텐사이트 상은 고온의 오스테나이트를 마르텐사이트 변태 온도(Ms) 이하로 냉각시 변태된 체심 입방구조(BCC)의 알파 마르텐사이트가 가열 과정에서 회복에 의해 전위는 감소하는 반면, 재결정이 일어나지 않아 침상형 형상을 유지하는 상태의 상(phase)을 의미한다. 마르텐사이트 상은 그 종류에 따라 상이한 물성을 지니며, 이에 본 발명의 소둔 마르텐사이트 상은 일반적인 마르텐사이트 상과 구별되는 것이다.
본 발명의 강판은 Ti, Nb, V 및 Mo 중 1종 이상의 석출물을 포함하며, 구체적으로 30nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 1013개/m2 이상으로 포함하는 것이 바람직하다.
만일, 30nm를 초과하는 크기의 석출물이 다량으로 존재할 경우 석출물의 조대화에 의해 미세 석출물에 의한 효과, 즉 강도 향상 등의 효과를 충분히 얻을 수 없다. 마찬가지로, 상술한 미세 석출물의 개수가 1013개/m2 미만일 경우에도 강도 향상 효과를 얻을 수 없게 된다.
본 발명에서 상기 석출물은 탄화물, 질화물 및 복합 탄·질화물 중 하나 이상을 포함한다.
이와 같이, 본 발명의 강판은 미세조직으로 잔류 오스테나이트 상과 소둔 마르텐사이트 상을 충분히 포함하면서, 미세한 석출물의 형성으로 1000MPa 이상의 항복강도, 1250MPa 이상의 인장강도를 얻을 수 있다.
더불어, 고연성을 확보할 수 있어, 인장강도와 연신율의 곱이 22000MPa% 이상이며, 구멍확장성(HER)이 10% 이상이어서, 충격특성을 향상시킬 수 있다.
한편, 본 발명에서 언급하는 강판은 냉연강판뿐만 아니라, 상기 냉연강판을 도금하여 얻은 용융아연도금강판 또는 합금화 용융아연도금강판일 수 있다.
일 예로, 상기 용융아연도금강판은 냉연강판의 적어도 일면에 아연 도금층을 포함하는 것일 수 있으며, 아연 합금 도금층이 형성된 것일 수도 있다.
또한, 상기 합금화 용융아연도금강판은 상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리한 것일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
먼저, 본 발명에 따른 냉연강판을 제조하는 방법에 대하여 하기에 구체적으로 설명한다.
본 발명에 따른 냉연강판은 상술한 합금조성을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 소둔 열처리 공정을 거쳐 제조할 수 있으며, 이하 각 공정조건에 대하여 상세히 설명한다.
[강 슬라브 재가열]
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]
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]
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 6% 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 낮추기 위하여 냉각수 분사에 의한 냉각이 요구되며, 이는 불필요한 공정비용의 상승을 유발하므로, 권취 온도를 50℃ 이상으로 제한하는 것이 바람직하다.
한편, 강의 합금조성 중 Mn의 첨가량에 따라 마르텐사이트 변태개시온도가 상온 이상이면, 상온에서 마르텐사이트가 생성될 수 있다. 이러한 경우에는 마르텐사이트 조직으로 인하여 열연판의 강도가 매우 높아지므로, 후속 냉간압연시의 부하를 저감시키기 위하여 냉간압연 전에 열처리를 추가로 행할 수 있다. 이때, 열처리는 열연재의 강도를 저감할 수 있는 500~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하다. 이때, 열처리 시간은 특별히 한정하지 아니하며, 열연판의 강도 수준에 따라 적절히 선택할 수 있을 것이다.
[산세 및 냉간압연]
상기한 바에 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 제한하지 아니하나, 후속하는 소둔 열처리 공정에서의 재결정시 조대 페라이트 결정립의 생성을 억제하기 위하여 15% 이상의 냉간압하율로 실시하는 것이 바람직하다. 또한, 상기 압하율이 15% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보하기 어려워질 수 있다.
한편, 강 중 Mn의 첨가량에 따라 마르텐사이트 변태개시온도가 상온 이상인 경우, 제조된 열연강판 내 강도가 높아지므로, 상기 산세 및 냉간압연을 행하기 전에 추가적으로 열처리를 행할 수 있다. 이는, 냉간압연시 부하를 저감하기 위한 공정에 해당한다. 상기 열처리는 냉간압연시 부하를 낮출 수 있는 공정 조건이라면 특별히 한정하지 아니하나, 일 예로 600℃에서 10시간 정도 열처리를 행할 수 있다.
[소둔]
본 발명은 강도, 연신율 및 구멍확장성이 동시에 우수한 초고강도 강판을 제조하기 위한 것으로서, 이러한 강판을 얻기 위해서는 후술하는 조건에 따라 소둔 열처리를 행하는 것이 중요하다. 특히, 최종 미세조직으로 잔류 오스테나이트와 소둔 마르텐사이트 상을 복합하여 확보하고, 이로부터 목표로 하는 물성을 얻기 위해서는 상기 소둔 열처리를 단계적으로 실시함이 바람직하다 (도 1).
1차 소둔 열처리
상기 냉간압연을 완료하여 얻은 냉연강판을 750~870℃의 온도범위에서 10~3600초간 유지한 후 상온~Ms까지 냉각한 다음, Ms~500℃의 온도범위로 재가열하여 10~3600초간 유지한 후 다시 상온까지 냉각하는 1차 소둔 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
상기 최초 유지 온도(750~870℃)는 본 발명의 성분계에서 오스테나이트 단상역에 해당하며, 소둔시 상 변태 키네틱(kinetic)을 고려하여 적어도 10초 이상으로 열처리하는 것이 바람직하다. 소둔 시간이 증가할수록 평형상에 가까워져 균일한 조직을 얻을 수 있으나, 공정 비용이 증가하는 단점이 있으므로 그 시간을 3600초 이하로 제한함이 바람직하다.
상술한 온도범위에서의 소둔 이후에 상온~Ms(마르텐사이트 변태 개시 온도)의 온도범위로 냉각하는 것이 바람직하며, 이후 Ms~500℃의 온도범위로 재가열한 다음 10~3600초간 유지하는 것이 바람직하다.
상기 소둔 이후에 Ms 이하로 냉각시 온도가 낮아질수록 마르텐사이트의 변태량은 증가하며, 상온에서도 미변태한 오스테나이트가 존재할 수 있다. 따라서, Ms 이하로의 냉각 과정을 거치면 강판의 조직을 마르텐사이트와 오스테나이트로 구성할 수 있다.
이를 Ms 이상의 온도로 재가열하게 되면, 마르텐사이트 내의 탄소 고용도가 낮으므로 마르텐사이트 내의 탄소는 주변의 오스테나이트로의 분배가 일어나게 되어 오스테나이트의 안정도가 높아지게 된다. 이것을 다시 상온으로 냉각할 경우 다량의 잔류 오스테나이트 상이 형성되고, 잔부는 마르텐사이트로 구성된다.
소둔 후 냉각된 강판을 Ms 이상으로 재가열시 마르텐사이트 내의 탄소가 오스테나이트로 확산하여야 하므로 10초 이상 유지하는 것이 바람직하다. 만일 유지시간이 3600초를 초과하거나 재가열 온도가 500℃를 초과하는 경우 탄소의 상(phase)간 재분배뿐만 아니라, 세멘타이트(cementite)가 석출하여 오히려 오스테나이트의 안정성이 감소하고, 잔류 오스테나이트 상 분율이 낮아질 우려가 있다.
여기서, Ms는 하기의 식으로부터 도출할 수 있으며, 상온은 25℃ 정도를 의미한다.
Ms = 539-423[C]-30.4[Mn]-7.5[Si]+30[Al] (각 원소는 중량 함량을 의미한다.)
상술한 1차 소둔 열처리 공정을 통해 잔류하는 오스테나이트 상의 분율이 높을수록 후속하는 2차 소둔 열처리 후 최종적으로 강 내에 잔류하는 오스테나이트 양이 증가하여 목표로 하는 물성을 안정적으로 확보할 수 있다.
2차 소둔 열처리
상기 1차 소둔 열처리 및 냉각된 냉연강판을 이상역 온도범위에서 소둔 열처리함이 바람직하며, 보다 바람직하게는 550~750℃ 온도범위에서 10~3600초간 2차 소둔 열처리를 행하는 것이 바람직하다.
이상역에서 소둔을 행할 경우 C, Mn과 같은 원소가 오스테나이트에 농화됨으로써 오스테나이트의 안정성이 증가하여 상온에서 잔류하게 되며, 여기에 변형이 가해지면 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되면서 강판의 넥킹(necking) 현상이 지연되어 연신율 및 강도 향상에 기여한다.
상기 2차 소둔 열처리시 550~750℃의 온도범위에서 행할 경우 1차 소둔 열처리 후에 얻어진 조직으로부터 오스테나이트의 역변태가 일어나 오스테나이트 분율이 증가하는 효과가 있다.
이때, 상 변태 키네틱(kinetic)을 고려하여 적어도 10초 이상으로 열처리하는 것이 바람직하다. 소둔 시간이 증가할수록 평형상에 가까워져 균일한 조직을 얻을 수 있으나, 공정 비용이 증가하는 단점이 있고, 조직이 조대해져 물성이 열위해질 우려가 있으므로, 그 시간을 3600초 이하로 제한함이 바람직하다.
한편, 본 발명은 상기에 따라 단계적으로 소둔 열처리된 냉연강판을 도금처리하여 도금강판으로 제조할 수 있다.
이때, 전기도금법, 용융도금법 또는 합금화 용융도금법을 이용할 수 있으며, 일 예로 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.
한편, Mn을 다량으로 함유한 강종의 경우 열연강판의 강도가 높으므로, 후속 냉간압연시의 부하를 저감하기 위하여 냉간압연 전에 열처리를 추가로 행할 수 있다. Mn의 첨가량에 따라 마르텐사이트 변태개시온도가 상온 이상이면, 열연강판 내에 마르텐사이트가 다량 생성될 수 있으며, 이 경우 마르텐사이트 조직으로 인해 열연판의 강도가 매우 높아지게 된다. 이에, 상기에 따라 냉각된 각가의 시편을 600℃에서 10시간 열처리하였다.
이후, 각 시편을 상온까지 냉각한 후 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하였다. 상기 냉간압연은 30% 이상의 냉간압하율로 실시하였다. 상기에 따라 제조된 각각의 냉연강판을 하기 표 2에 나타낸 조건으로 단계적 소둔 열처리를 행하였다.
상술한 바에 따라 제조된 각각의 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.
미세조직 분율은 최종 소둔 조직을 XRD로 측정하여 FCC의 잔류 오스테나이트, BCC의 마르텐사이트 및 HCP의 입실론 마르텐사이트의 상(phase)간 분율을 구하였다. 또한, 소둔 마르텐사이트와 알파 마르텐사이트는 모두 BCC 구조를 가지므로, 전자주사현미경으로 관찰하여 상기 두 상을 구별하였다.
Figure PCTKR2018010907-appb-T000001
Figure PCTKR2018010907-appb-T000002
Figure PCTKR2018010907-appb-T000003
Figure PCTKR2018010907-appb-I000001
([표 3]에서 상기 석출물 개수는 그 크기가 30nm 이하인 것만을 선별하여 측정한 것이다. 상기 [표 3]에서 YS: 항복강도, TS: 인장강도, El: 연신율, HER: 구멍확장성을 의미한다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 본 발명에서 제안하는 합금조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예 1 내지 25는 항복강도 1000MPa 이상, 인장강도가 1250MPa 이상으로 초고강도일 뿐만 아니라, 연신율이 우수하여 인장강도×연신율의 값을 22000MPa% 이상으로 확보할 수 있고, 구멍확장성도 10% 이상으로 확보할 수 있다.
이는, 1차 소둔 열처리시에 소둔-냉각 이후에 특정 온도범위로 재가열처리를 행함으로써 2차 소둔 열처리 후 최종적으로 잔류하는 오스테나이트 분율이 높아짐에 기인하는 것이다.
따라서, 상기 본 발명에 따른 강판은 기존 열간 프레스 성형용 강판을 대체할 수 있는 냉간 프레스 성형용 강판으로서 매우 유리한 것을 확인할 수 있다.
반면, 본 발명의 성분조성을 만족하더라도 제조조건이 본 발명을 만족하지 못하는 경우에는 목표로 하는 기계적 물성의 확보가 곤란하였다.
구체적으로, 1차 소둔 열처리 공정에서 소둔 후 냉각시 냉각종료온도가 Ms를 초과하는 경우, 다시 말해서 소둔-냉각 후 재가열 공정을 행하지 않는 경우(비교예 1 내지 13), 최종적으로 잔류 오스테나이트 분율이 낮아 목표로 하는 강도, 연신율 또는 구멍확장성이 열위하였다.
또한, 1차 소둔 열처리 공정시 재가열 온도가 과도하게 높은 비교예 14는 잔류 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 구멍확장성이 열위하였다. 그리고, 2차 소둔 열처리시 소둔 온도가 과도하게 높은 비교예 15의 경우에는 소둔 마르텐사이트 상과 잔류 오스테나이트 상이 충분히 형성되지 못하여 강도 및 구멍확장성이 열위하였다.
나아가, 제조조건이 본 발명을 만족하더라도 석출 경화원소가 미첨가된 비교예 16 및 17과 Mn 함량이 불충분한 비교예 18 및 19의 경우에는 목표 수준의 강도를 확보할 수 없었다.
도 2는 발명강 8을 이용하여 1차 소둔 열처리시의 소둔 후 냉각온도에 따른 잔류 오스테나이트 분율을 측정한 결과를 그래프로 나타낸 것이다. 도 2에 나타낸 바와 같이, 소둔 후 냉각시 냉각온도가 Ms 이하로 내려갈수록 잔류 오스테나이트 상의 분율이 높아지는 것을 확인할 수 있다 (도 2에서 냉각온도가 250℃, 300℃, 400℃인 경우에 대해서는 [표 2] 및 [표 3]에 나타내지 아니하였다).
도 3은 발명예 13의 최종 미세조직을 관찰한 사진으로, 소둔 마르텐사이트(a)와 잔류 오스테나이트(b) 내에 석출물이 형성된 것을 확인할 수 있다.

Claims (14)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외)와,
    티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직이 부피분율 20% 이상의 잔류 오스테나이트 및 60% 이상의 소둔 마르텐사이트로 구성되며,
    30nm 이하의 크기를 갖는 석출물을 1013개/m2 이상 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 실리콘(Si)을 1.0중량% 이하로 더 포함하는 것인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 입실론 마르텐사이트 및 알파 마르텐사이트 상을 부피분율 20% 이하(0% 포함)로 포함하는 것인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 석출물은 Ti, Nb, V 및 Mo 중 1종 이상의 탄화물, 질화물 및 복합 탄질화물 중 1종 이상인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 추가로 니켈(Ni): 1중량% 이하, 구리(Cu): 0.5중량% 이하 및 크롬(Cr): 1중량% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 1000MPa 이상의 항복강도, 1250MPa 이상의 인장강도를 가지며, 인장강도와 연신율의 곱이 22000MPa% 이상이고, 구멍확장성(HER)이 10% 이상인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  7. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 냉연강판, 용융아연도금강판 및 합금화 용융아연도금강판 중 하나인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판.
  8. 중량%로, 탄소(C): 0.1~0.3%, 망간(Mn): 6~10%, 인(P): 0.05% 이하, 황(S): 0.02% 이하, 질소(N): 0.02% 이하, 알루미늄(Al): 0.5% 이하(0% 제외)와,
    티타늄(Ti): 0.1% 이하, 니오븀(Nb): 0.1% 이하, 바나듐(V): 0.2% 이하 및 몰리브덴(Mo): 1% 이하로 구성되는 그룹에서 선택된 1종 이상, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 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 권취 후 산세 및 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 750~870℃의 온도범위에서 10~3600초간 유지한 후 상온~Ms까지 냉각한 다음, Ms~500℃의 온도범위로 재가열하여 10~3600초간 유지한 후 상온까지 냉각하는 1차 소둔 열처리 단계; 및
    상기 1차 소둔 열처리 후 550~750℃의 온도범위에서 10~3600초간 유지한 후 냉각하는 2차 소둔 열처리 단계
    를 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  9. 제 8항에 있어서,
    상기 산세 전, 권취된 열연강판을 500~700℃의 온도범위에서 열처리하는 단계를 더 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  10. 제 8항에 있어서,
    상기 냉간압연은 15% 이상의 압하율로 행하는 것인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  11. 제 8항에 있어서,
    상기 2차 열처리 후 강판을 아연도금욕에 침지하여 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  12. 제 11항에 있어서,
    상기 용융아연도금강판을 합금화 열처리하여 합금화 용융아연도금강판을 제조하는 단계를 더 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  13. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 실리콘(Si)을 1.0중량% 이하로 더 포함하는 것인 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
  14. 제 8항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 추가로 니켈(Ni): 1중량% 이하, 구리(Cu): 0.5중량% 이하 및 크롬(Cr): 1중량% 이하로 이루어진 그룹에서 선택된 1종 이상을 더 포함하는 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판의 제조방법.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113825852A (zh) * 2019-09-30 2021-12-21 现代制铁株式会社 具有高强度和高成型性的钢板及其制造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
WO2011122237A1 (ja) 2010-03-30 2011-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR20130138039A (ko) 2012-06-08 2013-12-18 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20140075789A (ko) * 2011-10-24 2014-06-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
KR101639919B1 (ko) * 2014-12-24 2016-07-15 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20170075853A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS585108A (ja) 1981-07-02 1983-01-12 カワサキ機工株式会社 動力茶葉摘採機
CN101660097B (zh) * 2009-08-13 2011-05-04 丁家伟 高硼高铬低碳耐磨合金钢及其制备方法
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
KR101594670B1 (ko) 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2016001704A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
CN105648317B (zh) 2016-01-28 2019-01-01 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种高强度高塑性中锰q&p钢冷轧退火板及其制备工艺
CN106244918B (zh) 2016-07-27 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法
WO2018055687A1 (ja) * 2016-09-21 2018-03-29 新日鐵住金株式会社 鋼板

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
WO2011122237A1 (ja) 2010-03-30 2011-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
KR20140075789A (ko) * 2011-10-24 2014-06-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조 방법
KR20130138039A (ko) 2012-06-08 2013-12-18 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101639919B1 (ko) * 2014-12-24 2016-07-15 주식회사 포스코 항복강도 및 성형성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR20170075853A (ko) * 2015-12-23 2017-07-04 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113825852A (zh) * 2019-09-30 2021-12-21 现代制铁株式会社 具有高强度和高成型性的钢板及其制造方法

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