WO2020130675A1 - 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing the same, and more particularly, to a cold-rolled steel sheet having a high-strength property and effectively improving bending workability and a method for manufacturing the same.
  • Automotive steel sheet is increasing the adoption of high-strength steel to secure passenger stability in case of accidents such as fuel consumption regulations and collisions to preserve the global environment.
  • the grade of automotive steel is usually represented by the product of tensile strength and elongation (TS ⁇ EL), and is not limited to this, but is not limited to this, AHSS (Advanced High Strength Steel) with TS ⁇ EL less than 25,000 MPa ⁇ %, 50,000 MPa ⁇ UHSS (Ultra High Strength Steel) exceeding %, and X-AHSS (Extra-Advanced High Strength Steel) having a value between AHSS and UHSS may be presented as representative examples.
  • TS ⁇ EL tensile strength and elongation
  • TRIP steel transformation induced plasticity
  • TRIP cold rolled steel sheet which is generally used as a steel sheet for automobiles, is manufactured through annealing heat treatment process at high temperature after cold rolling, so decarburization reaction on the surface of the steel sheet may be caused during annealing. That is, as the austenite stabilizing element carbon is lost from the steel sheet surface side, it is impossible to sufficiently secure the retained austenite to secure the elongation at the steel sheet surface side. Therefore, when such a steel sheet is subjected to severe bending, cracks are easily generated and propagated in the surface layer portion of the steel sheet, thereby causing damage to the steel sheet.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Publication No. 2014-019905 (published Feb. 3, 2014)
  • a high-strength cold rolled steel sheet excellent in bending workability and a method of manufacturing the same can be provided.
  • High-strength cold rolled steel sheet excellent in bending workability by weight, carbon (C): 0.13 to 0.25%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, manganese (Mn): 1.5 to 3.0%, Aluminum (Al) + Chromium (Cr) + Molybdenum (Mo): 0.08 to 1.5%, Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.01% or less, Nitrogen (N): 0.01% or less, the rest of Fe and Nickel formed by nickel (Ni), which contains unavoidable impurities and contains ferrite: 3-25%, martensite: 20-40%, residual austenite: 5-20%, in an area fraction.
  • the thickening layer is provided on the surface layer portion, and the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the surface may be 0.15 wt% or more.
  • a critical curvature ratio (Rc/t) of the cold rolled steel sheet may be 2 or less.
  • the critical curvature ratio (Rc/t) is measured by a cold bending test in which a steel sheet is bent 90° using a plurality of cold bending jigs having various tip radius of curvature (R), where t and Rc are respectively It may mean the thickness of the steel sheet provided in the cold bending test and the radius of curvature at the tip of the cold bending jig at the time when cracking occurs in the surface layer of the steel sheet.
  • the cold rolled steel sheet may further include 15-50% bainite in an area fraction.
  • the residual austenite fraction on the surface of the cold rolled steel sheet may be 5 to 20 area%.
  • the average grain size of the ferrite is 2 ⁇ m or less, and the average value of the ratio of the ferrite length in the rolling direction of the cold rolled steel sheet to the ferrite length in the thickness direction of the cold rolled steel sheet This may be 0.5 to 1.5.
  • the cold rolled steel sheet may include 3 to 15 area% of ferrite.
  • the martensite is made of tempered martensite and fresh martensite, and the proportion occupied by the tempered martensite among the martensite may exceed 50 area%.
  • the cold rolled steel sheet may further include at least one of boron (B): 0.001 to 0.005% and titanium (Ti): 0.005 to 0.04% by weight.
  • the aluminum (Al) may be included in the cold rolled steel sheet in an amount of 0.01 to 0.09% by weight.
  • the chromium (Cr) may be included in the cold rolled steel sheet in an amount of 0.01 to 0.7% by weight.
  • the chromium (Cr) may be included in the cold rolled steel sheet in an amount of 0.2 to 0.6% by weight.
  • the molybdenum (Mo) may be included in the cold rolled steel sheet in an amount of 0.02 to 0.08% by weight.
  • the cold rolled steel sheet may further include an alloyed hot-dip galvanized layer formed on the surface.
  • the cold rolled steel sheet may have a tensile strength of 1180 MPa or more and an elongation of 14% or more.
  • a high-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability in weight percent, carbon (C): 0.13 to 0.25%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, manganese (Mn): 1.5 to 3.0%, Aluminum (Al) + Chromium (Cr) + Molybdenum (Mo): 0.08 to 1.5%, Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.01% or less, Nitrogen (N): 0.01% or less, the rest of Fe and After cold-rolling a steel material containing unavoidable impurities, nickel (Ni) powder is applied to the surface of the cold-rolled steel material in a coating amount of 300 mg/m 2 or more, and the steel material is heated to completely transform into austenite, After slowly cooling the heated steel at a cooling rate of 5 to 12°C/s to a slow cooling stop temperature of 630 to 670°C, the temperature is maintained at a slow cooling stop temperature for
  • the steel material may further include one or more of boron (B): 0.001 to 0.005% and titanium (Ti): 0.005 to 0.04% by weight.
  • the aluminum (Al) may be included in the steel material in an amount of 0.01 to 0.09% by weight.
  • the chromium (Cr) may be included in the steel material in an amount of 0.01 to 0.7% by weight.
  • the chromium (Cr) may be included in the steel material in an amount of 0.2 to 0.6% by weight.
  • the molybdenum (Mo) may be included in the steel material in an amount of 0.02 to 0.08% by weight.
  • An alloyed hot-dip galvanized layer may be formed on the surface of the cold rolled steel sheet.
  • a cold-rolled steel sheet particularly suitable as a steel sheet for automobiles and a method for manufacturing the same, having high strength properties and excellent elongation properties and bending workability.
  • 1 is an image of observing the microstructure of the existing TRIP steel using a scanning electron microscope.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention observed with a scanning electron microscope.
  • FIG. 3 is a graph showing a manufacturing method of the present invention using a change in temperature over time.
  • the present invention relates to a high-strength cold rolled steel sheet excellent in bending workability and a method for manufacturing the same, hereinafter, to describe preferred embodiments of the present invention.
  • the embodiments of the present invention may be modified in various forms, and the scope of the present invention should not be construed as being limited to the embodiments described below.
  • the present embodiments are provided to those skilled in the art to further detail the present invention.
  • cold rolled steel sheet in the present invention is a concept including both a conventional unplated cold rolled steel sheet and a plated steel sheet.
  • the plating used for the cold rolled steel sheet of the present invention may be all kinds of plating such as zinc-based plating, aluminum-based plating, alloy plating, alloyed plating, and preferably alloyed hot-dip zinc plating.
  • Cold rolled steel sheet in one aspect of the present invention by weight, carbon (C): 0.13 to 0.25%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, manganese (Mn): 1.5 to 3.0%, aluminum (Al) + chrome (Cr) + Molybdenum (Mo): 0.08 ⁇ 1.5%, Phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.01% or less, Nitrogen (N): 0.01% or less, remaining Fe and unavoidable impurities have.
  • the cold-rolled steel sheet according to an aspect of the present invention may further include one or more of boron (B): 0.001 to 0.005% and titanium (Ti): 0.005 to 0.04% by weight.
  • the aluminum (Al), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) may be included in a content of 0.01 to 0.09%, 0.01 to 0.7%, and 0.02 to 0.08%, respectively, by weight.
  • the present invention can limit the lower limit of the carbon (C) content to 0.13% to achieve this effect.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.25%. Therefore, the carbon (C) content of the present invention may range from 0.15 to 0.25%.
  • the preferred carbon (C) content may range from 0.14 to 0.25%, and the more preferred carbon (C) content may range from 0.14 to 0.20%.
  • the present invention can limit the lower limit of the silicon (Si) content to 1.0% to achieve this effect. Since silicon (Si) not only causes surface scale defects, but also lowers the surface properties of the plated steel sheet and degrades chemical conversion, the content of silicon (Si) is usually limited to a range of 1.0% or less. Due to the development of plating technology and the like, it is possible to manufacture up to about 2.0% of the content in steel without any major problems, so the present invention can limit the upper limit of the silicon (Si) content to 2.0%. Therefore, the silicon (Si) content of the present invention may be in the range of 1.0 to 2.0%. The preferred silicon (Si) content may range from 1.2 to 2.0%, and the more preferred silicon (Si) content may range from 1.2 to 1.8%.
  • Manganese (Mn) is an element that can play a large role in solid solution strengthening when present in a steel material, and is an element contributing to improvement of hardenability in metamorphic reinforced steel, so the present invention limits the lower limit of the manganese (Mn) content to 1.5%. Can. However, when manganese (Mn) is added excessively, there is a high possibility of problems such as weldability and cold-rolled load, and surface defects such as dent may be caused by the formation of annealed concentrate.
  • the upper limit of the (Mn) content can be limited to 3.0%. Therefore, the manganese (Mn) content of the present invention may range from 1.5 to 3.0%.
  • the preferred manganese (Mn) content may range from 2.0 to 3.0%, and the more preferred manganese (Mn) content may range from 2.2 to 2.9%.
  • Aluminum (Al), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) are elements that are useful to increase the strength and to secure the ferrite fraction as a ferrite backbone expansion element, so the present invention is the content of aluminum (Al), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) The sum can be limited to 0.08% or more. However, when aluminum (Al), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) are added excessively, the surface quality of the slab is lowered and the production cost is increased, so the present invention provides aluminum (Al), chromium (Cr), and The sum of the molybdenum (Mo) content may be limited to 1.5% or less. Therefore, the sum of the aluminum (Al), chromium (Cr), and molybdenum (Mo) contents of the present invention may range from 0.08 to 1.5%.
  • Aluminum (Al) is an important element in improving the martensite hardenability by distributing carbon (C) in ferrite to austenite, such as silicon (Si), in combination with oxygen (O) in steel.
  • the lower limit of the aluminum (Al) content may be limited to 0.01%.
  • the aluminum (Al) content of the present invention may range from 0.01 to 0.09%.
  • the preferred aluminum (Al) content may range from 0.02 to 0.09%, and the more preferred aluminum (Al) content may range from 0.02 to 0.08%.
  • aluminum (Al) means acid-soluble Al (sol. Al).
  • the present invention can limit the lower limit of the chromium (Cr) content to 0.01% in order to achieve the effect of improving strength.
  • the chromium (Cr) is excessively added, the oxidation of silicon (Si) is promoted to increase the red scale defect on the surface of the hot rolled material, and the surface quality of the final steel material is deteriorated.
  • the upper limit of the content can be limited to 0.7%. Therefore, the chromium (Cr) content of the present invention may range from 0.01 to 0.7%.
  • the preferred chromium (Cr) content may be in the range of 0.1 to 0.7%, and the more preferred chromium (Cr) content may be in the range of 0.2 to 0.6%.
  • Molybdenum (Mo) is also an element that effectively contributes to the improvement of hardenability, so the present invention can limit the lower limit of the molybdenum (Mo) content to 0.02% in order to achieve the effect of improving strength.
  • Molybdenum (Mo) is an expensive element, excessive addition is not preferable in terms of economy, and when molybdenum (Mo) is added excessively, the strength increases excessively, resulting in a problem of deterioration in burring property.
  • the upper limit of the molybdenum (Mo) content may be limited to 0.08%.
  • the preferred molybdenum (Mo) content may be in the range of 0.03 to 0.08%, and the more preferable molybdenum (Mo) content may be in the range of 0.03 to 0.07%.
  • Phosphorus (P) 0.1% or less
  • Phosphorus (P) is an element that is advantageous for securing strength without impairing the formability of steel, but when added excessively, the possibility of brittle fracture is greatly increased, which increases the likelihood of slab plate fracture during hot rolling and improves the surface properties of the plating. It can also act as an inhibitory element. Therefore, the present invention may limit the upper limit of the phosphorus (P) content to 0.1%, and the upper limit of the more preferable phosphorus (P) content may be 0.05%. However, considering the level inevitably added, 0% may be excluded.
  • Sulfur (S) is an element that is inevitably added as an impurity element in the steel, so it is desirable to manage its content as low as possible.
  • sulfur (S) is an element that inhibits the ductility and weldability of the steel, and it is preferable to suppress the content as much as possible in the present invention. Therefore, the present invention may limit the upper limit of the sulfur (S) content to 0.01%, and the more preferable upper limit of the sulfur (S) content may be 0.005%. However, considering the level inevitably added, 0% may be excluded.
  • Nitrogen (N) is an element that is inevitably added as an impurity element. It is important to manage nitrogen (N) as low as possible, but for this, there is a problem that the refining cost of steel rises rapidly. Therefore, the present invention can control the upper limit of the nitrogen (N) content in consideration of the possible range in the operating conditions to 0.01%, the upper limit of the more preferred nitrogen (N) content may be 0.005%. However, considering the level inevitably added, 0% may be excluded.
  • Boron (B) is an element that effectively contributes to the improvement of strength by solid solution, and is an effective element that can secure such an effect even by adding a small amount. Therefore, the present invention can limit the lower limit of the boron (B) content to 0.001% to achieve this effect. However, when the boron (B) is excessively added, the strength improvement effect is saturated, while the excessive boron (B) thickening layer may be formed on the surface, resulting in deterioration of the plating adhesion, and thus the present invention is boron (B) content The upper limit of can be limited to 0.005%. Therefore, the boron (B) content of the present invention may range from 0.001 to 0.005%. The preferred boron (B) content may be in the range of 0.001 to 0.004%, and the more preferred boron content may be in the range of 0.0013 to 0.0035%.
  • Titanium (Ti) is an element effective for increasing the strength of steel and refining the particle size.
  • titanium (Ti) is combined with nitrogen (N) to form a TiN precipitate, so boron (B) is combined with nitrogen (N) to effectively prevent the loss of the effect of adding boron (B). . Therefore, the present invention can limit the lower limit of the titanium (Ti) content to 0.005%.
  • the titanium (Ti) content of the present invention may range from 0.005 to 0.04%.
  • the preferred titanium (Ti) content may be in the range of 0.01 to 0.04%, and the more preferable titanium (Ti) content may be in the range of 0.01 to 0.03%.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention may contain Fe and inevitable impurities other than the above-described steel composition.
  • the unavoidable impurities can be unintentionally incorporated in the ordinary steel manufacturing process, and cannot be completely excluded, and the meaning can be easily understood by those skilled in the ordinary steel manufacturing field.
  • this invention does not exclude the addition of the composition other than the steel composition mentioned above entirely.
  • microstructure of the present invention will be described in more detail.
  • % representing the proportion of the microstructure is based on the area.
  • the inventors of the present invention while simultaneously securing the strength and elongation of the steel material, and also reviewing the conditions for combining the bending workability, as a result of controlling the composition and the type and fraction of the steel material appropriately to control the strength and elongation to an appropriate range , It has been confirmed that the structure of the surface layer portion of the steel material is not properly controlled and that high bending workability cannot be obtained, and the present invention has been reached.
  • the present invention controls the composition of ferrite in the steel material within an appropriate range, and further targets TRIP steel materials including residual austenite and martensite.
  • martensite is included in a predetermined range in the steel to secure high strength, and ferrite is included in a predetermined range to secure the elongation of the steel. Residual austenite is transformed into martensite during processing, and through this transformation process, it can contribute to improving the workability of steel.
  • the ferrite of the present invention may be included in the range of 3 to 25% by area fraction. That is, in order to provide a sufficient elongation, it is necessary to control the ferrite fraction to 3 area% or more, and in order to prevent the strength of the steel material from deteriorating as the soft structure ferrite is excessively formed, the fraction of ferrite is 25 area% or less. Can be controlled.
  • the preferred fraction of ferrite may be 20 area% or less, and the more preferred ferrite fraction may be 15 area% or less, or less than 15 area%.
  • the martensite is included in a ratio of 20 area% or more, and since the elongation decrease may occur as the hard tissue martensite is excessively formed, the ratio of martensite is controlled to 40 area% or less. can do.
  • the martensite of the present invention consists of tempered martensite and fresh martensite, and the proportion occupied by tempered martensite among total martensite may exceed 50 area%.
  • the preferred ratio of tempered martensite may be 60% by area or more compared to the total martensite. This is because fresh martensite is effective for securing strength, but tempered martensite is more preferable in terms of both strength and elongation.
  • residual austenite when the residual austenite is included, TS ⁇ EL of the steel material increases, so that the balance of strength and elongation can be improved as a whole. Therefore, it is preferable that residual austenite is contained in 5 area% or more. However, when the residual austenite is excessively formed, there is a problem in that the sensitivity of hydrogen embrittlement increases, so it is preferable to control the fraction of the retained austenite to 20 area% or less.
  • 15 to 50% of bainite may be further included in an area fraction. Since bainite can improve workability by reducing the difference in strength between structures, it is preferable to control the bainite fraction to 15 area% or more. However, if the bainite is excessively formed, the processability may be deteriorated, and the fraction of bainite is preferably controlled to 45 area% or less.
  • the steel material of the present invention includes martensite, which is a hard structure, and ferrite, which is a soft structure, cracks may be initiated and propagated at the boundary between the soft and hard structures during burring or similar press processing.
  • the ferrite structure can greatly contribute to the improvement of elongation, but has a disadvantage of promoting crack generation due to a difference in hardness between ferrite and martensite structures in burring processing and the like.
  • the ferrite can be refined and the ratio of the length of the ferrite (length of the steel sheet rolling direction/length of the steel sheet thickness) can be limited to a certain range.
  • the inventors of the present invention have studied the shape of ferrite present in TRIP steel and crack generation and propagation characteristics during processing, and the ratio of ferrite as well as the length ratio of ferrite (length in the direction of rolling steel sheet/length in the direction of steel sheet thickness) is processed. It was confirmed that the cracking and propagation characteristics were affected.
  • the present invention seeks to refine the ferrite present in the final steel material, and to suppress crack generation and propagation as much as possible through the control of the ferrite shape.
  • the ferrite is refined and the average ratio of the ferrite length (length of the steel sheet rolling direction/length of the steel sheet thickness direction) can be controlled to 1.5 or less. That is, the present invention refines the grain size of ferrite to a certain level or less, but controls the average ferrite grain length ratio (length of the steel sheet rolling direction/length of the steel sheet thickness) to a certain level or less, thereby effectively preventing the generation and progress of cracks to prevent the steel material It can effectively secure the workability of.
  • the present invention has an average ratio of the length of the ferrite (the length of the rolling steel sheet/the direction of the thickness of the steel sheet)
  • the lower limit of length) can be limited to 0.5.
  • the average grain size of ferrite and the average ferrite length ratio of the present invention are based on the t/4 point, where t means the thickness (mm) of the steel sheet.
  • the ferrite is refined and the length ratio of the ferrite is controlled at an optimum level, crack generation and progression can be effectively suppressed during processing of the steel material, and thus damage to the steel material can be effectively prevented.
  • Figure 2 is a photograph of the microstructure of the cold rolled steel sheet according to an embodiment of the present invention observed with a scanning electron microscope, it can be seen that the stretching and coarsening of ferrite (F) is effectively suppressed.
  • Carbon (C) is an element that effectively contributes to the stabilization of austenite, and therefore, when decarburization occurs, the desired stabilizing effect of austenite on the surface of the steel cannot be achieved. That is, as the degree of austenite stabilization at the surface of the steel material is lowered, it is not possible to sufficiently secure the residual austenite ratio on the steel material surface.
  • the retained austenite effectively contributes to the improvement of the elongation, the elongation of the surface layer portion of the steel material that does not sufficiently secure the desired retained austenite ratio decreases. Therefore, when the residual austenite structure of the surface layer portion of the steel is formed below a certain level, cracks are easily generated from the surface side of the steel during severe processing such as bending, so that damage to the steel may be caused.
  • nickel (Ni) thickening layer by forming a nickel (Ni) thickening layer on the surface layer of the steel material, it is intended to effectively suppress the decrease in the austenite stability due to the loss of carbon (C) at the surface layer of the steel material. That is, since nickel (Ni) is an element that contributes to the stabilization degree of austenite at a level similar to carbon (C), nickel (Ni) thickening formed on the surface of the steel even if carbon (C) disappears at the surface of the steel during high temperature annealing The layer can effectively prevent a decrease in the austenite stabilization degree of the surface layer portion of the steel material.
  • the nickel (Ni) thickening layer of the present invention may be formed by a nickel (Ni) powder applied to the surface of a steel material prior to annealing heat treatment after cold rolling.
  • the present invention does not entirely exclude the formation of a nickel (Ni) thickening layer on the surface of a steel material by adding nickel (Ni) during steelmaking, but a large amount is required to form the nickel (Ni) thickening layer desired by the present invention. Since nickel (Ni) must be added, it is not preferable from the economic point of view that nickel (Ni) is an expensive element.
  • Nickel (Ni) powder may be applied in a coating amount of 300 mg/m 2 or more in order to form the desired nickel (Ni) thickening layer, and the upper limit of the coating amount of nickel (Ni) powder is 2000 mg/m in consideration of economic aspects. Can be limited to 2 .
  • the steel material of the present invention can limit the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the steel material surface to a certain level. Since the steel material of the present invention includes a case where a plating layer is formed on the surface, the nickel (Ni) concentration can be measured based on the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the steel material surface. This is because the nickel (Ni) thickening layer is formed on the surface side of the steel material, but it is difficult to measure the exact concentration of the nickel (Ni) thickening layer because the components of the plating layer are introduced directly under the surface of the steel material.
  • the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel can be controlled to 0.15 wt% or more in order to secure the residual austenite fraction on the surface of the steel at a desired level.
  • the higher the concentration of nickel (Ni) at a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel in terms of securing the retained austenite fraction on the surface of the steel the more favorable it is to apply excessive nickel (Ni) powder and a long annealing heat treatment. In light of this, it is not desirable from an economic point of view.
  • the present invention can control the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the steel surface to 0.7 wt% or less, and more preferably, the concentration of nickel (Ni) at a depth of 1 ⁇ m from the steel surface is 0.5 wt. % Or less.
  • the present invention controls the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the steel surface to a level of 0.15 to 0.7 wt%, the fraction of retained austenite observed on the steel surface can maintain a level of 5 to 20 area%. Therefore, since the steel material of the present invention sufficiently secures the elongation at the surface layer side of the steel material, it is possible to secure excellent bending workability.
  • the critical curvature ratio (Rc/t) at the time of cracking on the steel material surface may be 2 or less, and the more preferable critical curvature ratio (Rc/t) is 1.5 or less. You can.
  • the cold bending test is performed by cold bending the steel 90° by applying a plurality of cold bending jigs having various bending radii (R), and then observing whether cracks in the surface layer of the steel are generated, but the radius of curvature of the leading edge of the cold bending jig
  • the critical curvature ratio is based on the ratio of the radius of curvature (Rc) of the tip of the cold bending jig and the thickness of the steel sheet (t) at the time when cracking occurs in the surface layer of the steel by applying the cold bending jig so that (R) decreases sequentially. (Rc/t) is calculated.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention that satisfies these conditions can satisfy a tensile strength of 1180 MPa or more and an elongation of 14% or more.
  • nickel (Ni) powder is applied to the surface of the cold-rolled steel at a coating amount of 300 mg/m 2 or more, and the steel is heated to completely transform into austenite, and the After cooling the heated steel at a cooling rate of 5 to 12°C/s to a slow cooling stop temperature of 630 to 670°C, it is maintained at the slow cooling stop temperature for 10 to 90 seconds, and the slow cooling and retained steel is at the end temperature of martensitic transformation.
  • FIG. 3 is a graph showing the manufacturing method of the present invention after cold rolling and nickel (Ni) powder application using a temperature change over time.
  • the steel material provided for the cold rolling of the present invention may be a hot rolled material, and such a hot rolled material may be a hot rolled material used for manufacturing conventional TRIP steel.
  • the method of manufacturing the hot rolled material provided for the cold rolling of the present invention is not particularly limited, but the slab having the above-described composition is reheated at a temperature range of 1000 to 1300°C, and hot rolled at a finish rolling temperature range of 800 to 950°C. It can be produced by rolling and winding in a temperature range of 750°C or less.
  • the cold rolling of the present invention can also be carried out under process conditions carried out in the manufacture of conventional TRIP steel. Cold rolling may be performed at an appropriate rolling reduction rate in order to secure the required thickness of the customer, but it is preferable to perform cold rolling at a cold rolling reduction of 30% or more in order to suppress generation of coarse ferrite in a subsequent annealing process.
  • the present invention seeks to form a nickel (Ni) thickening layer on the surface layer of the steel, it is possible to supply nickel (Ni) to the surface of the steel after cold rolling.
  • the method of supplying nickel (Ni) in the present invention is not particularly limited, but preferably, nickel (Ni) can be supplied to the surface of the steel material by a method of applying nickel (Ni) powder.
  • the present invention is intended to control the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel to 0.15 wt% or more, so that nickel (Ni) powder can be applied with a coating amount of 300 mg/m 2 or more.
  • nickel (Ni) is an expensive element, so excessive application is not desirable in economic terms.
  • the present invention can limit the application amount of the nickel (Ni) powder to 2000mg / m 2 or less.
  • the coating amount of the more preferred nickel (Ni) powder may be in the range of 500 to 1000 mg/m 2 .
  • the heated steel material in order to refine the ferrite and adjust the length ratio, can be slowly cooled at a cooling rate of 5 to 12°C/s and then maintained for a certain time in a corresponding temperature range. This is because during the slow cooling of the heated steel, ferrite having fine grains can be formed by the multiple nucleation action inside the steel. Therefore, in the present invention, in order to increase the nucleation site of ferrite and control the length ratio of ferrite, the heated steel can be slowly cooled to a certain temperature range.
  • the present invention can limit the slow cooling stop temperature to a range of 630 to 670°C.
  • the slow cooling of the present invention applies a somewhat faster cooling rate than general slow cooling conditions, so that the nucleation site of ferrite can be effectively increased. Therefore, the cooling rate in the slow cooling of the present invention may be in the range of 5 to 12°C/s, but a more preferable cooling rate in the aspect of increasing ferrite nucleation sites may be in the range of 7 to 12°C/s.
  • the slow-cooled steel at the temperature range can be maintained for 10 ⁇ 90 seconds. Since the present invention applies oil and fat after slow cooling to the heated steel, it is possible to effectively prevent the ferrite produced by slow cooling from growing coarsely. That is, since the present invention effectively prevents ferrite from growing along the rolling direction by slow cooling and holding, it is possible to effectively control the length ratio of ferrite (length of the steel sheet rolling direction/length of the steel sheet thickness direction).
  • a procedure of rapidly cooling the annealed and retained steel to the temperature range of Mf to Ms may be immediately followed.
  • Mf means the end temperature of martensite transformation
  • Ms means the start temperature of martensite transformation. Since the annealed and retained steel is rapidly cooled to the temperature range of Mf to Ms, martensite and residual austenite may be introduced into the steel after quenching.
  • the preferred cooling rate for quenching may be in the range of 7-30° C./s, and one preferred means may be quenching.
  • a large amount of carbon is contained in the martensite because austenite, which contains a large amount of carbon, is a non-diffusion transformation.
  • austenite which contains a large amount of carbon
  • the hardness of the tissue may be high, but on the contrary, a problem that toughness deteriorates rapidly may occur.
  • a method of tempering the steel at a high temperature is used to cause carbon to precipitate as a carbide in martensite.
  • a method other than tempering may be used to control the tissue with a unique textile.
  • the carbon present in the martensite is partitioned into residual austenite due to a high capacity difference, and a predetermined amount of bainite Is induced to be generated.
  • Ms means martensite transformation start temperature
  • Bs means bainite transformation start temperature. Since the stability of the retained austenite increases when the carbon solids content of the retained austenite increases, it is possible to effectively secure the fraction of retained austenite desired by the present invention.
  • the steel material of the present invention may include bainite in an area ratio of 15 to 45%. That is, in the present invention, the distribution of carbon occurs between the martensite and the retained austenite in the first cooling step and the second maintenance step after quenching, and a part of the martensite is transformed into bainite, which is the intended tissue in one aspect of the present invention.
  • the composition can be obtained.
  • the above-described holding time may be 300 seconds or more.
  • the upper limit of the holding time described above may be limited to 600 seconds. .
  • the cold-rolled steel sheet subjected to the above-described treatment may be plated by a known method, and the plating treatment of the present invention may be an alloyed hot-dip galvanizing treatment.
  • the cold-rolled steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method includes ferrite: 3 to 15%, martensite: 20 to 40%, and retained austenite 5 to 20% in an area fraction, and is applied to nickel (Ni) introduced from the outside. It is provided with a nickel thickening layer formed by the surface layer portion, the nickel (Ni) concentration at a depth of 1 ⁇ m from the surface may be 0.15wt% or more.
  • the cold rolled steel sheet manufactured through the above manufacturing method may satisfy a tensile strength of 1180 MPa or more, an elongation of 14% or more, and a critical curvature ratio (r/t) of 1.5 or less.
  • a cold rolled steel sheet was prepared by treating the steel materials having the composition shown in Table 1 below under the conditions shown in Table 2.
  • quenching was performed by spraying mist on the surface of the cold rolled steel sheet or by spraying nitrogen gas or nitrogen-hydrogen mixed gas.
  • Comparative Example 1 is a case in which the holding after quenching was performed for a shorter time than holding after quenching of the present invention, and in Comparative Example 3, the amount of nickel (Ni) powder applied was less than the scope of the present invention.
  • the holding temperature satisfies the relationship of more than Ms and less than Bs in all inventive and comparative examples.
  • Table 3 shows the results of evaluating the internal structure and physical properties of the cold-rolled steel sheet prepared by the above-described process.
  • the microstructure of each cold rolled steel sheet was observed and evaluated using a scanning electron microscope.
  • the nickel (Ni) concentration was analyzed and evaluated based on the energy dispersive X-ray analysis results of the scanning electron microscope, and the nickel (Ni) concentration was measured after removing the plating layer using hydrochloric acid to secure the accuracy of the measurement results.
  • Yield strength (YS), tensile strength (TS) and elongation (T-El) were measured and evaluated using JIS No. 5 tensile test specimens.
  • Plating property evaluation was judged based on whether an unplated area exists on the surface (X) or not (O).
  • Inventive Examples 1 to 5 satisfying the composition of the present invention and satisfying the manufacturing conditions of the present invention have a nickel (Ni) concentration of 0.15 wt% at a depth of 1 ⁇ m from the surface of the base iron.
  • the critical curvature ratio (r/t) is 2 or less.
  • the x-axis means the depth ( ⁇ m) from the surface of the steel sheet
  • the y-axis means the concentration (wt%) of the corresponding element.
  • the x100 scale was applied only to the Ni concentration. That is, the numerical range of 100 shown on the y-axis means 100 wt% for Fe and Zn, but means 1 wt% for Ni.
  • the invention example 2 is provided with a nickel (Ni) thickening layer on the surface of the steel sheet, the concentration of nickel (Ni) at a depth of 1 ⁇ m from the surface of the steel sheet is 0.2 wt%, so the bending workability desired by the present invention It can be seen that it is secured.
  • Comparative Examples 1 to 3 which do not satisfy the steel composition of the present invention and/or the manufacturing conditions of the present invention, do not secure the desired elongation and/or bending workability.
  • Comparative Example 1 it was confirmed that the elongation and the bending workability were poor because the residual austenite was not sufficiently formed because the treatment was performed for a shorter time than the distribution time limited by the present invention.
  • Comparative Example 3 does not satisfy the Ni thickening condition limited by the present invention, it can be confirmed that the bending workability is poor. It is understood that the deterioration of the bending workability is due to the fact that sufficient residual austenite was not formed in the surface layer of the steel sheet due to the decarburization phenomenon.
  • the invention examples satisfying both the steel composition and the manufacturing conditions of the present invention satisfy the elongation and critical curvature ratio (Rc/t) desired by the present invention, while satisfying one or more of the steel composition and manufacturing conditions of the present invention. It can be confirmed that the comparative example that does not satisfy the physical property values of at least one of the desired elongation and critical curvature ratio (Rc/t).

Abstract

본 발명의 일 측면에 따른 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로, 페라이트: 3~25%, 마르텐사이트: 20~40%, 잔류 오스테나이트: 5~20%를 포함하고, 외부로부터 유입된 니켈(Ni)에 의해 형성되는 니켈 농화층을 표층부에 구비하고, 표면으로부터 1㎛의 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 0.15wt% 이상일 수 있다.

Description

굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명은 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이며, 상세하게는 고강도 특성을 가지면서도 굽힘 가공성을 효과적으로 향상시킨 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
자동차용 강판은 지구환경 보존을 위한 연비 규제와 충돌 등 사고 시의 탑승자 안정성을 확보하기 위하여, 고강도 강재의 채용을 늘려가고 있다. 자동차용 강재의 등급은 통상 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)으로 나타내는 경우가 많으며, 반드시 이로 제한되는 것은 아니지만 TS×EL이 25,000MPa·% 미만인 AHSS(Advanced High Strength Steel), 50,000MPa·%를 초과하는 UHSS(Ultra High Strength Steel), 그리고 AHSS와 UHSS 사이의 값을 가지는 X-AHSS(Extra-Advanced High Strength Steel) 등이 대표적인 예로 제시될 수 있다.
강재의 등급이 정해지면, 인장강도와 연신율의 곱이 대략 일정하게 결정되는 것이기 때문에, 강재의 인강강도와 연신율을 동시에 만족시키는 것이 용이하지 않다. 인장강도와 연신율은 서로 반비례하는 것이 일반적인 강재의 특성이기 때문이다.
강재의 강도와 연신율의 곱을 높이기 위하여 새로운 개념을 가지는 강재로서, 강재 내에 잔류 오스테나이트가 존재하여 가공성과 강도 모두를 향상시킬 수 있는 소위 TRIP(TRansformation Induced Plasticity) 현상을 이용한 강재가 개발되었으며, 이와 같은 TRIP 강은 동일한 강도에서도 연신율이 향상되어 고성형성의 고강도 강재를 제조하는데 주로 활용되어 왔다.
그러나 이와 같은 종래의 강재는 인장강도나 연신율을 높은 수준으로 확보 가능하더라도, 굽힘 가공성은 취약하다는 문제점이 존재한다.
일반적으로 자동차용 강판으로 이용되는 TRIP 냉연강판은, 냉간 압연 후 고온에서의 소둔 열처리 공정을 통해 제조므로, 소둔 시 강판 표면에서의 탈탄 반응이 유발될 수 있다. 즉, 강판 표면측에서 오스테나이트 안정화원소인 탄소가 소실됨에 따라 강판 표면측에는 연신율 확보에 유리한 잔류 오스테나이트를 충분히 확보할 수 없게 된다. 따라서, 이와 같은 강판에 가혹한 굽힘 가공이 실시되는 경우, 강판 표층부에서 크랙이 쉽게 발생하여 전파되므로, 강판의 파손을 유발할 수 있다. 강판의 굽힘 가공 시 강판의 일 측은 수축되는 반면 이와 배향되는 강판의 타 측은 인장되므로, 표층부에 잔류 오스테나이트가 충분히 확보되지 않은 강판의 경우, 인장되는 측의 강판 표층으로부터 크랙이 발생될 가능성이 매우 높기 때문이다.
따라서, 소둔 열처리 공정을 거치더라도, 표층부의 잔류 오스테나이트 분율을 효과적으로 확보하여 굽힘 가공 시 크랙 발생을 효과적으로 억제 가능한 냉연강판 및 그 제조공정의 개발이 필요한 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 특개2014-019905호 (2014.02.03. 공개)
본 발명의 한 가지 측면에 따르면 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 면적분율로, 페라이트: 3~25%, 마르텐사이트: 20~40%, 잔류 오스테나이트: 5~20%를 포함하고, 외부로부터 유입된 니켈(Ni)에 의해 형성되는 니켈 농화층을 표층부에 구비하고, 표면으로부터 1㎛의 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 0.15wt% 이상일 수 있다.
상기 냉연강판의 임계 곡률비(Rc/t)가 2 이하일 수 있다.
여기서, 상기 임계 곡률비(Rc/t)는 다양한 선단부 곡률 반경(R)을 가지는 복수의 냉간 벤딩 치구를 이용하여 강판을 90° 벤딩 가공하는 냉간 벤딩 시험에 의해 측정되며, 여기서 t 및 Rc는 각각 냉간 벤딩 시험에 제공된 강판의 두께 및 강판 표층부에 크랙이 발생하는 시점에서의 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경을 의미할 수 있다.
상기 냉연강판은 면적분율로 15~50%의 베이나이트를 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판 표면에서의 잔류 오스테나이트 분율은 5~20면적%일 수 있다.
t/4를 기준으로(여기서, t는 강판 두께를 의미함), 상기 페라이트의 평균 결정립도가 2㎛ 이하이고, 상기 냉연강판 두께방향의 페라이트 길이에 대한 상기 냉연강판 압연방향의 페라이트 길이 비의 평균값이 0.5~1.5일 수 있다.
상기 냉연강판은 3~15면적%의 페라이트를 포함할 수 있다.
상기 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트로 이루어지며, 상기 마르텐사이트 중 상기 템퍼드 마르텐사이트가 차지하는 비율은 50면적%를 초과할 수 있다.
상기 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.2~0.6중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함될 수 있다.
상기 냉연강판은 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층을 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율을 가질 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따름 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 냉간압연 한 후 상기 냉간압연된 강재의 표면에 니켈(Ni) 파우더를 300mg/m 2 이상의 도포량으로 도포하고, 상기 강재가 완전히 오스테나이트로 변태되도록 상기 강재를 가열하고, 상기 가열된 강재를 630~670℃의 서냉 정지온도까지 5~12℃/s의 냉각속도로 서냉한 후 서냉 정지온도에서 10~90초 동안 유지하고, 상기 서냉 및 유지된 강재를 마르텐사이트 변태종료온도(Mf) 이상, 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하의 온도범위까지 7~30℃/s의 냉각속도로 급냉하고, 상기 급냉된 강재를 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 초과, 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도에서 300~600초 동안 유지하는 분배처리에 의해 제조될 수 있다.
상기 강재는, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 크롬(Cr)은 0.2~0.6중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 강재에 포함될 수 있다.
상기 냉연강판의 표면에 합금화 용융아연도금층을 형성할 수 있다.
상기 과제의 해결 수단은 본 발명의 특징을 모두 열거한 것은 아니며, 본 발명의 다양한 특징과 그에 따른 장점과 효과는 아래의 구체적인 실시예를 참조하여 보다 상세하게 이해될 수 있을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따르면, 고강도 특성을 가지면서도 연신율 특성 및 굽힘 가공성이 우수하여 자동차용 강판으로 특히 적합한 냉연강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 주사전자현미경을 이용하여 기존 TRIP 강의 미세조직을 관찰한 이미지이다.
도 2는 본 발명의 일 구현예에 따른 냉연강판의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진이다.
도 3은 시간에 따른 온도변화를 이용하여 본 발명의 제조방법을 도시한 그래프이다.
도 4는 GDS를 이용하여 발명예 2의 깊이 방향으로부터의 각 성분 원소의 농도를 분석한 결과이다.
본 발명은 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 실시예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 실시예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 실시예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 실시예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명에서 냉연강판이라 함은 통상의 미도금 냉연강판은 물론 도금된 강판까지 모두 포함하는 개념이라는 점에 유의할 필요가 있다. 본 발명의 냉연강판에 사용되는 도금은 아연계 도금, 알루미늄계 도금, 합금도금, 합금화도금 등의 모든 종류의 도금일 수 있으며, 바람직하게는 합금화 용융아연도금일 수 있다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한, 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 또한, 본 발명의 일 측면에 따른 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다. 상기 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 각각 중량%로, 0.01~0.09%, 0.01~0.7%, 0.02~0.08%의 함량으로 포함될 수 있다.
탄소(C) 0.13~0.25%
탄소(C)는 경제적으로 강도를 확보할 수 있는 중요한 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 탄소(C) 함량의 하한을 0.13%로 제한할 수 있다. 다만, 탄소(C)가 과다하게 첨가되는 경우, 용접성이 열화되는 문제점이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 탄소(C) 함량은 0.15~0.25%의 범위일 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.14~0.25%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소(C) 함량은 0.14~0.20%의 범위일 수 있다.
실리콘(Si): 1.0~2.0%
실리콘(Si)은 강재의 강도 및 연신율을 효과적으로 향상시킬 수 있는 원소이므로, 본 발명은 이러한 효과를 달성하기 위하여 실리콘(Si) 함량의 하한을 1.0%로 제한할 수 있다. 실리콘(Si)은 표면 스케일 결함을 유발할 뿐만 아니라 도금강판의 표면특성을 저하시키고, 화성처리성을 떨어뜨리기 때문에 통상 실리콘(Si)의 함량은 1.0% 이하의 범위로 제한되는 경우가 많았으나, 최근 도금기술의 발전 등에 의해 강 중 함량 2.0% 정도까지는 큰 문제없이 제조할 수 있게 되었으므로, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 2.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 실리콘(Si) 함량은 1.0~2.0%의 범위일 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 1.2~2.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 1.2~1.8%의 범위일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~3.0%
망간(Mn)은 강재 내에 존재할 경우 고용강화에 큰 역할을 할 수 있는 원소이며, 변태강화강에서 경화능 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 하한을 1.5%로 제한할 수 있다. 다만, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 용접성과 냉갑압연 부하 등의 문제가 발생할 가능성이 높으며, 소둔 농화물 형성에 의해 덴트(dent)와 같은 표면결함을 유발할 수 있으므로, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 3.0%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 망간(Mn) 함량은 1.5~3.0%의 범위일 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량은 2.0~3.0%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 방간(Mn) 함량은 2.2~2.9%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합: 0.08~1.5%
알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 강도 증가 및 페라이트역 확장 원소로서 페라이트 분율을 확보하는데 유용한 원소이므로, 본 발명은 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합을 0.08% 이상으로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되는 경우, 슬라브의 표면 품질 저하 및 제조비용의 증가가 문제되므로, 본 발명은 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합을 1.5% 이하로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al), 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 함량의 합은 0.08~1.5%의 범위일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~0.09%
알루미늄(Al)은 강 중 산소(O)와 결합하여 탈산 작용을 하고, 실리콘(Si)과 같이 페라이트 내 탄소(C)를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 중요한 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 알루미늄(Al) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 연주 시 노즐막힘이 발생할 가능성이 있으며, 강도 증가에 따른 버링성 저하가 문제될 수 있으므로, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 0.09%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 알루미늄(Al) 함량은 0.01~0.09%의 범위일 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.09%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.02~0.08%의 범위일 수 있다. 본 발명에서 알루미늄(Al)이라 함은 산 가용성 Al(sol.Al)을 의미한다.
크롬(Cr): 0.01~0.7%
크롬(Cr)은 효과적인 경화능 향상 원소이므로, 본 발명은 강도 향상의 효과를 달성하기 위하여 크롬(Cr) 함량의 하한을 0.01%로 제한할 수 있다. 다만, 크롬(Cr)이 과다하게 첨가되는 경우 실리콘(Si)의 산화를 촉진시켜 열연재 표면의 적스케일 결함을 증가시키고, 최종 강재의 표면 품질을 저하를 유발하므로, 본 발명은 크롬(Cr) 함량의 상한을 0.7%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 크롬(Cr) 함량은 0.01~0.7%의 범위일 수 있다. 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.1~0.7%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 크롬(Cr) 함량은 0.2~0.6%의 범위일 수 있다.
몰리브덴(Mo): 0.02~0.08%
몰리브덴(Mo) 역시 경화능 향상에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 본 발명은 강도 향상의 효과를 달성하기 위해 몰리브덴(Mo) 함량의 하한을 0.02%로 제한할 수 있다. 다만, 몰리브덴(Mo)은 고가의 원소로서 과다 첨가는 경제성 측면에서 바람직하지 않으며, 몰리브덴(Mo)이 과다하게 첨가되는 경우 강도가 과도하게 증가하여 버링성이 저하되는 문제가 발생하므로, 본 발명은 몰리브덴(Mo) 함량의 상한을 0.08%로 제한할 수 있다. 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.03~0.08%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 몰리브덴(Mo) 함량은 0.03~0.07%의 범위일 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)은 강의 성형성을 해지지 않으면서도 강도 확보에 유리한 원소이나, 과다하게 첨가되는 경우 취성 파괴가 발생할 가능성이 크게 높아져 열간압연 도중 슬라브의 판파단이 발생할 가능성이 증가되며, 도금표면 특성을 저해하는 원소로도 작용할 수 있다. 따라서, 본 발명은 인(P) 함량의 상한을 0.1%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 인(P) 함량의 상한은 0.05%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
황(S): 0.01% 이하
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이므로, 그 함량을 가급적 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 황(S)은 강의 연성 및 용접성을 저해하는 원소로서 본 발명에서는 그 함량을 최대한 억제하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명은 황(S) 함량의 상한을 0.01%로 제한할 수 있으며, 보다 바람직한 황(S) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
질소(N): 0.01% 이하
질소(N)는 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이다. 질소(N)는 가능한 낮게 관리하는 것이 중요하나, 이를 위해서는 강의 정련 비용이 급격히 상승하는 문제가 있다. 따라서, 본 발명은 조업조건상 가능한 범위를 고려하여 질소(N) 함량의 상한을 0.01%로 제어할 수 있으며, 보다 바람직한 질소(N) 함량의 상한은 0.005%일 수 있다. 다만, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외될 수 있다.
보론(B): 0.001~0.005%
보론(B)은 고용에 의한 강도 향상에 효과적으로 기여하는 원소이며, 소량 첨가에 의하더라도 이와 같은 효과를 확보할 수 있는 유효한 원소이다. 따라서, 보 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 보론(B) 함량의 하한을 0.001%로 제한할 수 있다. 다만, 보론(B)이 과다하게 첨가되는 경우, 강도 향상 효과는 포화되는 반면, 표면에 과다한 보론(B) 농화층을 형성하여 도금 밀착성의 열화를 초래할 수 있으므로, 본 발명은 보론(B) 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 보론(B) 함량은 0.001~0.005%의 범위일 수 있다. 바람직한 보론(B) 함량은 0.001~0.004%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 보론 함량은 0.0013~0.0035%의 범위일 수 있다.
티타늄(Ti): 0.005~0.04%
티타늄(Ti)은 강의 강도 상승 및 입도 미세화에 유효한 원소이다. 또한, 티타늄(Ti)은 질소(N)와 결합하여 TiN 석출물을 형성하므로, 보론(B)이 질소(N)와 결합되어 보론(B)의 첨가 효과가 소실되는 것을 효과적으로 방지할 수 있는 원소이다. 따라서, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 하한을 0.005%로 제한할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti)이 과도하게 첨가되는 경우, 연주 시 노즐 막힘을 유발하거나, 과도한 석출물 생성에 의해 강의 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 티타늄(Ti) 함량의 상한을 0.04%로 제한할 수 있다. 따라서, 본 발명의 티타늄(Ti) 함량은 0.005~0.04%의 범위일 수 있다. 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.04%의 범위일 수 있으며, 보다 바람직한 티타늄(Ti) 함량은 0.01~0.03%의 범위일 수 있다.
본 발명의 냉연강판은, 상술한 강 조성 이외 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 철강 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있는 것으로, 이를 전면 배제할 수는 없으며, 통상의 철강제조 분야의 기술자라면 그 의미를 쉽게 이해할 수 있다. 또한, 본 발명은, 앞서 언급한 강 조성 이외의 다른 조성의 첨가를 전면적으로 배제하는 것은 아니다.
이하, 본 발명의 미세조직에 대해 보다 상세히 설명한다. 이하, 달리 특별히 표시하지 않는 한, 미세조직의 비율을 나타내는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 발명자들은 강재의 강도와 연신율을 동시에 확보하는 동시에, 굽힘 가공성도 겸비시키기 위한 조건을 검토한 결과, 강재의 조성과 조직의 종류 및 분율을 적절히 제어하여 강도와 연신율을 적정범위로 제어하더라도, 강재에 표층부 조직을 적절히 제어하지 않으며 높은 굽힘 가공성을 얻을 수 없다는 사실을 확인하고 본 발명에 이르게 되었다.
본 발명은 강재의 강도와 연신율을 확보하기 위하여, 강재 내에 페라이트의 조성을 적절한 범위 내로 제어하고, 그 외에 잔류 오스테나이트와 마르텐사이트를 포함하는 TRIP 강재를 그 대상으로 한다.
일반적으로, TRIP 강재에서 마르텐사이트는 높은 강도 확보를 위하여 강재 내에 소정의 범위로 포함되며, 페라이트는 강재의 연신율을 확보하기 위하여 소정의 범위로 포함된다. 잔류 오스테나이트는 가공 과정 중 마르텐사이트로 변태되며, 이러한 변태 과정을 통해 강재의 가공성 향상에 기여할 수 있다.
이러한 측면에서, 본 발명의 페라이트는 면적분율로 3~25%의 범위로 포함될 수 있다. 즉, 충분한 연신율을 부여하기 위하여 페라이트 분율을 3면적% 이상으로 제어할 필요가 있으며, 연질조직인 페라이트가 과도하게 형성됨에 따라 강재의 강도가 저하되는 것을 방지하기 위하여 페라이트의 분율을 25면적% 이하로 제어할 수 있다. 바람직한 페라이트의 분율은 20면적% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 페라이트 분율은 15면적% 이하, 또는 15면적% 미만일 수 있다.
또한, 충분한 강도 확보를 위하여 마르텐사이트는 20면적% 이상의 비율로 포함되는 것이 바람직하며, 경질조직인 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 연신율 감소가 일어날 수 있으므로, 마르텐사이트의 비율을 40면적% 이하로 제어할 수 있다.
본 발명의 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 및 프레시 마르텐사이트(fresh martensite)로 이루어지며, 전체 마르텐사이트 중 템퍼드 마르텐사이트가 차지하는 비율은 50면적%를 초과할 수 있다. 바람직한 템퍼드 마르텐사이트의 비율은 전체 마르텐사이트 대비 60면적% 이상일 수 있다. 프레시 마르텐사이트는 강도 확보에 유효하지만, 강도 및 연신율의 양립 측면에서는 템퍼드 마르텐사이트가 보다 바람직하기 때문이다.
더불어, 잔류 오스테나이트를 포함하는 경우 강재의 TS×EL이 높아지므로, 전체적으로 강도와 연신율의 밸런스가 향상될 수 있다. 따라서, 잔류 오스테나이트는 5면적% 이상으로 포함되는 것이 바람직하다. 다만, 잔류 오스테나이트가 과도하게 형성되는 경우 수소취성의 민감도가 늘어나는 문제가 있으므로, 잔류 오스테나이트의 분율은 20면적% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
이와는 별도로, 본 발명에서는 면적분율로 15~50%의 베이나이트를 더 포함할 수 있다. 베이나이트는 조직 간의 강도 차를 줄여서 가공성을 향상시킬 수 있으므로, 베이나이트 분율을 15면적% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 다만, 베이나이트가 과도하게 형성되는 경우 오히려 가공성이 저하될 수 있는바, 베이나이트의 분율은 45면적% 이하로 제어하는 것이 바람직하다.
본 발명의 강재에서는 경질조직인 마르텐사이트와 연질조직인 페라이트가 포함되므로, 버링 가공 또는 이와 유사한 프레스 가공 시 연질조직과 경질조직의 경계에서 크랙이 개시되어 전파되는 현상이 발생할 수 있다. 페라이트 조직은 연신율 향상에는 크게 기여할 수 있으나, 버링 가공 등에서 페라이트와 마르텐사이트 조직간의 경도 차이로 인한 크랙 발생을 조장하는 단점이 있다.
이와 같은 형태의 파손을 방지하기 위하여, 본 발명의 한가지 측면에서는 페라이트를 미세화함과 동시에 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)를 일정 범위로 제한할 수 있다. 본 발명의 발명자는 TRIP 강에 존재하는 페라이트의 형상과 가공 시 크랙 발생 및 전파 특성에 대해 심도 있게 연구하였으며, 페라이트의 입도뿐만 아니라 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)가 가공 시 크랙 발생 및 전파 특성에 영향을 미치는 것을 확인할 수 있었다.
즉, 통상의 TRIP 강에서 연질조직인 페라이트는 압연방향을 따라 연신된 형태로 존재하므로, 페라이트 결정립의 미세화에 의하더라도 가공 시 발생한 크랙이 압연방향을 따라 쉽게 진행하는 것을 효과적으로 억제할 수 없다. 따라서, 본 발명은 최종 강재에 존재하는 페라이트를 미세화하되, 페라이트 형상 제어를 통해 크랙의 발생 및 전파를 최대한 억제하고자 한다.
본 발명의 바람직한 한가지 측면에서, 페라이트의 평균 결정립도를 2㎛ 이하로 제어하여 페라이트를 미세화함과 동시에 평균 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)를 1.5 이하로 제어할 수 있다. 즉, 본 발명은 페라이트의 결정립을 일정 수준 이하로 미세화하되, 평균 페라이트 결정립 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)를 일정 수준 이하로 제어하므로, 크랙의 발생 및 진행을 효과적으로 저지하여 강재의 가공성을 효과적으로 확보할 수 있다. 다만, 평균 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)를 일정 수준 미만으로 제어하는 데에는 공정상 한계점이 존재하므로, 본 발명은 평균 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)의 하한을 0.5로 제한할 수 있다.
본 발명의 페라이트 평균 결정립도 및 평균 페라이트 길이 비는 t/4 지점을 기준으로 하며, 여기서 t는 강판의 두께(mm)를 의미한다.
본 발명은 페라이트를 미세화함과 동시에 페라이트의 길이 비를 최적의 수준으로 제어하므로, 강재의 가공 시 크랙의 발생 및 진행을 효과적으로 억제할 수 있으며, 그에 따라 강재의 파손을 효과적으로 방지할 수 있다.
도 2는 본 발명의 일 구현예에 따른 냉연강판의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 사진으로, 페라이트(F)의 연신 및 조대화가 효과적으로 억제된 것을 확인할 수 있다.
또한, 일반적인 TRIP 강의 경우, 냉간압연 후 고온의 소둔 열처리를 실시하므로, 강재의 표면에서 탈탄 현상이 발생하게 된다. 탄소(C)는 오스테나이트 안정화에 효과적으로 기여하는 원소이므로, 탈탄 현상이 발생하는 경우 강재의 표면에서 목적하는 오스테나이트의 안정화 효과를 달성할 수 없게 된다. 즉, 강재 표면에서의 오스테나이트 안정화도가 낮아짐에 따라 강재 표면의 잔류 오스테나이트 비율을 충분히 확보할 수 없게 된다.
잔류 오스테나이트는 연신율 향상에 효과적으로 기여하는 조직이므로, 목적하는 잔류 오스테나이트 비율을 충분히 확보하지 못한 강재 표층부의 연신율이 저하된다. 따라서, 이와 같이 강재 표층부의 잔류 오스테나이트 조직이 일정 수준 이하로 형성되는 경우, 굽힘 가공 등의 가혹한 가공 시 강재의 표면측으로부터 크랙이 쉽게 발생하여 진행되므로, 강재의 파손이 유발될 수 있다.
따라서, 본 발명의 한가지 측면에 따르면, 강재 표층부에 니켈(Ni) 농화층을 형성하여, 강재 표층부에서의 탄소(C) 소실에 따른 오스테나이트 안정화도 감소를 효과적으로 억제하고자 한다. 즉, 니켈(Ni)은 탄소(C)와 유사한 수준으로 오스테나이트의 안정화도에 기여하는 원소이므로, 고온 소둔 열처리 시 강재 표층부에서 탄소(C) 소실이 발생하더라도 강재 표층부에 형성된 니켈(Ni) 농화층에 의해 강재 표층부의 오스테나이트 안정화도 저하 현상을 효과적으로 방지할 수 있다.
본 발명의 니켈(Ni) 농화층은 냉간압연 후 소둔 열처리 전에 강재의 표면에 도포되는 니켈(Ni) 파우더에 의해 형성될 수 있다. 본 발명은 제강 시 니켈(Ni)을 첨가하여 강재의 표면에 니켈(Ni) 농화층을 형성하는 것을 전면적으로 배제하는 것은 아니나, 본 발명이 목적하는 니켈(Ni) 농화층을 형성하기 위해서는 다량의 니켈(Ni)이 첨가되어야 하므로, 니켈(Ni)이 고가의 원소인 점을 고려할 때 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 본 발명이 목적하는 니켈(Ni) 농화층을 형성하기 위하여 니켈(Ni) 파우더는 300mg/m 2 이상의 도포량으로 도포될 수 있으며, 경제적 측면을 고려하여 니켈(Ni) 파우더의 도포량 상한은 2000mg/m 2으로 제한될 수 있다.
니켈(Ni) 파우더 도포 후 고온에서의 소둔 열처리를 실시하므로, 강재의 내부로 유입된 니켈(Ni)은 강재 표층부측에 니켈(Ni) 농화층을 형성할 수 있다. 따라서, 본 발명의 강재는 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 일정 수준으로 제한할 수 있다. 본 발명의 강재는 표면에 도금층이 형성된 경우를 포함하므로, 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 기준으로 니켈(Ni) 농화도를 측정할 수 있다. 니켈(Ni) 농화층은 강재의 표면측에에 형성되나, 강재의 표면 직하부에는 도금층의 성분이 유입되어 정확한 니켈(Ni) 농화층 농도를 측정하기 어렵기 때문이다.
본 발명의 바람직한 한 가지 측면에 따르면, 강재 표면측의 잔류 오스테나이트 분율을 목적하는 수준으로 확보하기 위하여 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 0.15wt% 이상으로 제어할 수 있다. 또한, 강재 표면측의 잔류 오스테나이트 분율 확보 측면에서 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 높을 수록 유리하나, 이를 위해서는 과도한 니켈(Ni) 파우더의 도포 및 장시간의 소둔 열처리가 요구되는 점에 비추어 볼 때 경제적 측면에서 바람직하지 않다. 따라서, 본 발명은 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 0.7wt% 이하로 제어할 수 있으며, 보다 바람직하게는, 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 0.5wt% 이하로 제어할 수 있다.
본 발명은 강재 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 0.15~0.7wt% 수준으로 제어하므로, 강재 표면에서 관찰되는 잔류 오스테나이트의 분율이 5~20면적% 수준을 유지할 수 있다. 따라서, 본 발명의 강재는 강재 표층부측의 연신율을 충분히 확보하므로, 우수한 굽힘 가공성을 확보할 수 있다.
본 발명의 강재에 대해 냉간 벤딩 시험을 실시하는 경우, 강재 표면에 크랙이 발생하는 시점의 임계 곡률비(Rc/t)가 2 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 임계 곡률비(Rc/t)는 1.5 이하일 수 있다. 본 발명에서 냉간 벤딩 시험은 다양한 선단부 곡률 반경(R)을 가지는 복수의 냉간 벤딩 치구를 적용하여 강재를 90° 냉간 벤딩 가공한 후 강재 표층부의 크랙 발생 여부를 관찰하되, 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경(R)이 순차적으로 감소하도록 냉간 벤딩 치구를 적용하여, 강재의 표층부에 크랙이 발생하는 시점에서의 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경(Rc)과 강판 두께(t)의 비를 기초로 임계 곡률비(Rc/t)를 산출한다. 임계 곡률비(Rc/t) 값이 작을수록 가혹한 벤딩 조건에서도 우수한 크랙 발생 저항성을 확보함을 의미한다. 본 발명의 강재는 2 이하의 임계 곡률비(Rc/t)를 가지므로, 자동차용 강재로 적합한 가공성을 구비할 수 있다.
이와 같은 조건을 충족하는 본 발명의 냉연강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율을 만족할 수 있다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다.
상술한 조성의 강재를 냉간압연 한 후 상기 냉간압연된 강재의 표면에 니켈(Ni) 파우더를 300mg/m 2 이상의 도포량으로 도포하고, 상기 강재가 완전히 오스테나이트로 변태되도록 상기 강재를 가열하고, 상기 가열된 강재를 630~670℃의 서냉 정지온도까지 5~12℃/s의 냉각속도로 서냉한 후 서냉 정지온도에서 10~90초 동안 유지하고, 상기 서냉 및 유지된 강재를 마르텐사이트 변태종료온도(Mf) 이상, 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하의 온도범위까지 7~30℃/s의 냉각속도로 급냉하고, 상기 급냉된 강재를 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 초과, 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도에서 300~600초 동안 유지하여 분배처리할 수 있다. 도 3은 시간에 따른 온도변화를 이용하여 냉간압연 및 니켈(Ni) 파우더 도포 후의 본 발명의 제조방법을 도시한 그래프이다.
본 발명의 냉간압연에 제공되는 강재는 열연재일 수 있으며, 이와 같은 열연재는 통상의 TRIP 강 제조에 이용되는 열연재일 수 있다. 본 발명의 냉간압연에 제공되는 열연재의 제조방법은 특별히 제한되는 것은 아니나, 상술한 조성으로 구비되는 슬라브를 1000~1300℃의 온도범위에서 재가열하고, 800~950℃의 마무리 압연 온도범위에서 열간압연하고, 750℃ 이하의 온도범위에서 권취하여 제조될 수 있다. 본 발명의 냉간압연 역시 통상의 TRIP 강 제조에 있어서 실시되는 공정 조건으로 실시될 수 있다. 고객사의 요구 두께를 확보하기 위하여 적절한 압하율로 냉간압연을 실시할 수 있으나, 후속의 소둔 공정에서의 조대 페라이트 생성을 억제하기 위하여 30% 이상의 냉간 압하율로 냉간압연을 실시하는 것이 바람직하다.
이하, 본 발명의 공정 조건에 대하여 보다 상세히 설명한다.
냉간압연 후 니켈(Ni) 파우더 도포
본 발명은 강재의 표층부에 니켈(Ni) 농화층을 형성하고자 하므로, 냉간압연 후 강재의 표면에 니켈(Ni)을 공급할 수 있다. 본 발명에서의 니켈(Ni) 공급 방법은 특별히 제한되는 것은 아니나, 바람직하게는 니켈(Ni) 파우더를 도포하는 방식에 의해 강재의 표면에 니켈(Ni)을 공급할 수 있다.
전술한 바와 같이 본 발명은 강재 표면으로부터 1㎛의 깊이에서의 니켈(Ni) 농도를 0.15wt% 이상으로 제어하고자 하므로, 300mg/m 2 이상의 도포량으로 니켈(Ni) 파우더를 도포할 수 있다. 반면, 니켈(Ni)은 고가의 원소로써 과다한 도포는 경제적 측면에서 바람직하지 않으므로. 본 발명은 니켈(Ni) 파우더의 도포량을 2000mg/m 2 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 니켈(Ni) 파우더의 도포량은 500~1000mg/m 2의 범위일 수 있다.
오스테나이트 영역으로 강재를 가열
냉간압연 후 니켈(Ni) 파우더가 도포된 강재의 조직을 모두 오스테나이트로 변태시키고, 니켈(Ni)의 표면침투를 유도하기 위하여 강재를 오스테나이트 온도 영역(full austenite 영역)으로 가열할 수 있다.
통상 페라이트를 일정 수준으로 포함하는 TRIP 강의 경우 오스테나이트와 페라이트가 공전하는 소위 이상역 온도 구간으로 강재를 가열하는 경우가 많으나, 이와 같이 가열할 경우 본 발명에서 의도하는 입도 및 길이 비를 가지는 페라이트를 얻기가 매우 곤란할 뿐만 아니라, 열간압연 과정에서 생성된 밴드 조직이 그대로 잔존하여 버링성 개선에 불리하다. 따라서, 본 발명에서는 냉간압연된 강재를 840℃ 이상의 오스테나이트 영역으로 가열할 수 있다.
가열된 강재를 630~670℃의 영역까지 서냉 및 유지
본 발명은 페라이트의 미세화 및 길이비 조절을 위해, 가열된 강재를 5~12℃/s의 냉각속도로 서냉한 후 해당 온도범위에서 일정 시간 유지할 수 있다. 가열된 강재를 서냉하는 동안 강재 내부에서는 다발적인 핵생성 작용에 의하여 미세한 결정립을 가지는 페라이트가 형성될 수 있기 때문이다. 따라서, 본 발명은 페라이트의 핵생성 사이트 증가 및 페라이트의 길이 비 조절을 위해, 가열된 강재를 일정 온도범위까지 서냉할 수 있다. 서냉 정지온도를 초과하여 서냉을 중지하고 바로 급냉을 실시하는 경우, 충분한 페라이트 분율을 확보할 수 없어 연신율 확보 측면에서 불리하며, 서냉 정지온도 미만의 온도까지 서냉을 실시하는 경우, 페라이트 이외의 기타 조직의 비율이 충분하지 않아 강도 확보 측면에서 불리하기 때문에, 본 발명은 서냉 정지온도를 630~670℃의 범위로 제한할 수 있다. 또한, 본 발명의 서냉은 일반적인 서냉 조건에 비해 다소 빠른 냉각속도를 적용하므로, 페라이트의 핵생성 사이트를 효과적으로 증가시킬 수 있다. 따라서, 본 발명의 서냉에서의 냉각속도는 5~12℃/s의 범위일 수 있으나, 페라이트 핵생성 사이트 증가 측면에서 보다 바람직한 냉각속도는 7~12℃/s의 범위일 수 있다.
630~670℃의 온도범위까지 강재를 냉각한 후 해당 온도범위에서 서냉된 강재를 10~90초 동안 유지할 수 있다. 본 발명은 가열된 강재에 대해 서냉 후 유지를 적용하므로, 서냉에 의해 생성된 페라이트가 조대하게 성장하는 것을 효과적으로 방지할 수 있다. 즉, 본 발명은 서냉 및 유지에 의해 페라이트가 압연방향을 따라 성장하는 것을 효과적으로 방지하므로, 페라이트의 길이 비(강판 압연방향 길이/강판 두께방향 길이)를 효과적으로 제어할 수 있다.
서냉 및 유지된 강재를 Mf~Ms의 온도로 급냉
본 발명에서 의도하는 비율의 마르텐사이트를 얻기 위해서는 서냉 및 유지된 강재를 바로 Mf~Ms의 온도범위까지 급냉하는 절차가 후속될 수 있다. 여기서, Mf는 마르텐사이트 변태종료온도를 의미하며, Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미한다. 서냉 및 유지된 강재를 Mf~Ms의 온도범위까지 급냉하므로, 급냉 후 강재에는 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트가 도입될 수 있다. 즉, 급냉 정지온도를 Ms 이하로 제어하므로 급냉 후 강재 내에 마르텐사이트가 도입될 수 있으며, 급냉 정지온도를 Mf 이상으로 제어하므로 오스테나이트가 전부 마르텐사이트로 변태되는 것을 방지하여 급냉 후 강재 내에 잔류 오스테나이트가 도입될 수 있다. 급냉 시 바람직한 냉각속도는 7~30℃/s의 범위일 수 있으며, 바람직한 하나의 수단은 켄칭(Quenching)일 수 있다.
급냉된 강재를 분배(Partitioning) 처리
급냉된 조직 중 마르텐사이트는 탄소를 다량 함유하고 있던 오스테나이트가 부확산 변태한 것이기 때문에, 마르텐사이트 내에는 다량의 탄소가 함유되어 있다. 이러한 경우, 조직의 경도가 높을 수 있으나, 반대로 인성이 급격히 열화되는 문제가 발생할 수 있다. 통상의 경우, 높은 온도에서 강재를 템퍼링 처리하여 마르텐사이트 내에서 탄소가 탄화물로 석출하도록 하는 방법을 사용한다. 하지만, 본 발명에서는 특유의 방직으로 조직을 제어하기 위하여 템퍼링이 아닌 다른 방법을 사용할 수 있다.
즉, 본 발명에서는 급냉된 강재를 Ms 초과, Bs 이하의 온도범위에서 일정 시간 유지되도록 함으로써 마르텐사이트 내에 존재하던 탄소가 고용량의 차이로 인하여 잔류 오스테나이트로 분배(Pratitioning)되고, 소정량의 베이나이트가 생성되도록 유도한다. 여기서, Ms는 마르텐사이트 변태개시온도를 의미하며, Bs는 베이나이트 변태개시온도를 의미한다. 잔류 오스테나이트의 탄소 고용량이 증가할 경우 잔류 오스테나이트의 안정성이 증대되므로, 본 발명이 목적하는 잔류 오스테나이트 분율을 효과적으로 확보할 수 있다.
또한, 이와 같이 강재를 유지함으로써 본 발명의 강재는 베이나이트를 면적비율로 15~45%로 포함할 수 있다. 즉, 본 발명에서는 급냉 후 1차 냉각단계와 2차 유지단계에서 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 사이에 탄소의 분배가 일어나며, 마르텐사이트의 일부가 베이나이트로 변태되어 본 발명의 일 측면에서 의도하는 조직 구성을 얻을 수 있다.
충분한 분배 효과를 얻기 위해서는 상술한 유지시간은 300초 이상일 수 있다. 다만, 유지시간이 600초를 초과하는 경우, 더 이상 효과의 상승을 기대하기 어려울 뿐 아니라, 생산성이 저하될 수도 있으므로, 본 발명의 일 측면에서는 상술한 유지시간의 상한을 600초로 제한할 수 있다.
전술한 처리를 거진 냉연강판은 이후 공지된 방법에 의하여 도금처리될 수 있으며, 본 발명의 도금처리는 합금화 용융아연도금처리일 수 있다.
이상의 제조방법에 의해 제조된 냉연강판은, 면적분율로, 페라이트: 3~15%, 마르텐사이트: 20~40%, 잔류 오스테나이트 5~20%를 포함하고, 외부로부터 유입된 니켈(Ni)에 의해 형성되는 니켈 농화층을 표층부에 구비하고, 표면으로부터 1㎛의 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 0.15wt% 이상일 수 있다.
또한, 이상의 제조방법을 통해 제조된 냉연강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율, 1.5 이하의 임계 곡률비(r/t)를 만족할 수 있다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 구체화하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
아래의 표 1에 기재된 조성의 강재를 표 2에 기재된 조건으로 처리하여 냉연강판을 제조하였다. 표 2에서 급냉은 냉연강판의 표면에 미스트를 분사하거나 질소가스 또는 질소-수소 혼합가스를 분사하는 방법으로 실시하였다. 비교예 1은 급냉 후 유지가 본 발명의 급냉 후 유지보다 짧은 시간으로 실시된 경우이며, 비교예 3은 니켈(Ni) 파우더 도포량이 본 발명의 범위에 미달하는 경우이다. 급냉 후 유지 온도는 모든 발명예와 비교예에서 Ms 초과 Bs 미만의 관계를 충족한다.
구분 강 조성(wt%)
C Si Mn P S Al N Cr Mo Ti B
발명예1 0.23 1.8 2.4 0.02 0.003 0.03 0.006 0.3 0.01 0.02 0.002
발명예2 0.2 1.7 2.6 0.006 0.005 0.21 0.004 0.01 0.03 0.02 0.002
발명예3 0.16 1.1 2.8 0.011 0.006 0.047 0.005 0.03 0.02 0.02 0.002
발명예4 0.19 1.5 2.2 0.01 0.004 0.03 0.006 0.02 0.04 0.02 0.002
발명예5 0.18 1.7 2.5 0.015 0.005 0.05 0.005 0.5 0.02 0.02 0.002
비교예1 0.22 1.2 2.5 0.008 0.005 0.39 0.006 0.05 0.05 0.02 0.002
비교예2 0.27 0.1 1.1 0.015 0.008 0.043 0.005 0.002 0.01 0.02 0.002
비교예3 0.2 1.6 2.7 0.01 0.007 0.03 0.004 0.1 0.02 0.02 0.002
구분 Ni파우더도포량 (mg/m 2) 가열온도(℃) 가열시간 (초) 서냉정지온도(℃) 서냉속도(℃/s) 서냉 후유지시간(초) 급냉정지온도(℃) 급냉 후유지온도(℃) 급냉 후유지시간(초) 도금실시 여부
발명예1 700 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
발명예2 500 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
발명예3 900 850 60 650 25 60 300 400 500 실시
발명예4 600 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
발명예5 800 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
비교예1 500 870 60 650 25 60 300 400 100 실시
비교예2 700 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
비교예3 10 870 60 650 25 60 300 400 500 실시
상술한 과정에 의해 제조된 냉연강판의 내부조직과 물성을 평가한 결과를 아래의 표 3에 나타내었다. 주사전자현미경을 이용하여 각 냉연강판의 미세조직을 관찰 및 평가하였다. 니켈(Ni) 농도는 주사전자현미경의 에너지 분산형 X선 분석 결과를 기초로 분석 및 평가하였으며, 측정 결과의 정확성 확보를 위해 염산 등을 이용하여 도금층을 제거한 후 니켈(Ni) 농도를 측정하였다. 항복강도(YS), 인장강도(TS) 및 연신율(T-El)은 JIS 5호 인장시험편을 이용하여 측정 및 평가하였다. 도금성 평가는 표면에 미도금된 영역이 존재하는지(X), 그렇지 않은지(O) 여부를 기준으로 판단하였다.
구분 소지철 표면1㎛깊이Ni농도(wt%) 페라이트비율(면적%) 마르텐사이트 비율(면적%) 잔류 오스테나이트 비율(면적%) 베이나이트 비율(면적%) 항복강도(MPa) 인장강도(MPa) 연신율(%) 임계곡률비(r/t) 도금성
발명예1 0.3 9 29 13 49 1045 1270 18 0.5 O
발명예2 0.2 13 32 11 44 1021 1258 16 0.5 O
발명예3 0.45 14 30 10 46 968 1202 15 1 O
발명예4 0.26 22 31 12 35 905 1245 16 1.7 O
발명예5 0.38 20 34 11 35 921 1278 15 1.7 O
비교예1 0.2 15 39 4 42 873 1351 9 2 O
비교예2 0.3 7 41 3 49 1120 1398 8 2 O
비교예3 0.01 11 27 12 50 1002 1240 16 3 O
상기 표 3에서 확인할 수 있듯이, 본 발명의 조성을 충족하고 본 발명의 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 발명예 5는 소지철의 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농화도가 0.15wt% 이상으로, 임계 곡률비(r/t)가 2 이하인 것을 확인할 수 있다.
도 4는 GDS를 이용하여 발명예 2의 깊이 방향으로부터의 각 성분 원소의 농도를 분석한 결과이다. 도 4에서, x축은 강판의 표면으로부터의 깊이(㎛)를 의미하며, y축은 해당 원소의 농도(wt%)를 의미한다. 정확한 Ni 농도 측정을 위해 Ni 농도에 한하여 x100 스케일을 적용하였다. 즉, y축에 나타난 100이라는 수치범위가, Fe 및 Zn에 대해서는 100wt%를 의미하지만, Ni에 대해서는 1wt%를 의미한다. 도 4에 나타난 바와 같이, 발명예 2는 강판 표면에 니켈(Ni) 농화층을 구비하며, 강판 표면으로부터 1㎛ 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 0.2wt%이므로, 본 발명이 목적하는 굽힘 가공성을 확보하는 것을 알 수 있다.
반면, 본 발명의 강 조성 및/또는 본 발명의 제조조건을 만족하지 않는 비교예 1 내지 비교예 3 은본 발명이 목적하는 연신율 및/또는 굽힘 가공성을 확보하지 못함을 알 수 있다.
비교예 1은 본 발명이 제한하는 분배 시간보다 짧은 시간 분배 처리하였는바, 잔류 오스테나이트가 충분히 형성되지 않아 연신율 및 굽힘 가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 2는 C 함량이 본 발명의 범위를 초과하고, Si 및 Mn이 본 발명의 범위에 미치지 못하므로, 잔류 오스테나이트가 충분히 형성되지 않아 연신율이 및 굽힘 가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다.
비교예 3은 본 발명이 제한하는 Ni 농화도 조건을 만족하지 않으므로, 굽힘 가공성이 열위한 것을 확인할 수 있다. 이와 같은 굽힘 가공성 열화는, 탈탄 현상에 의해 강판 표층에 충분한 잔류 오스테나이트가 형성되지 못한 것에 기인하는 것으로 파악된다.
따라서, 본 발명의 강 조성 및 제조조건을 모두 만족하는 발명예는 본 발명이 목적하는 연신율 및 임계 곡률비(Rc/t)를 만족하는 반면, 본 발명의 강 조성 및 제조조건 중 하나 이상을 만족하지 않는 비교예는 본 발명이 목적하는 연신율 및 임계 곡률비(Rc/t) 중 하나 이상의 물성값을 만족하지는 않음을 확인할 수 있다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (19)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    면적분율로, 페라이트: 3~25%, 마르텐사이트: 20~40%, 잔류 오스테나이트: 5~20%를 포함하고,
    외부로부터 유입된 니켈(Ni)에 의해 형성되는 니켈 농화층을 표층부에 구비하고,
    표면으로부터 1㎛의 깊이에서의 니켈(Ni) 농도가 0.15wt% 이상인, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판의 임계 곡률비(Rc/t)가 2 이하인, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
    여기서, 상기 임계 곡률비(Rc/t)는 다양한 선단부 곡률 반경(R)을 가지는 복수의 냉간 벤딩 치구를 이용하여 강판을 90° 벤딩 가공하는 냉간 벤딩 시험에 의해 측정되며, 여기서 t 및 Rc는 각각 냉간 벤딩 시험에 제공된 강판의 두께 및 강판 표층부에 크랙이 발생하는 시점에서의 냉간 벤딩 치구의 선단부 곡률 반경을 의미한다.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 면적분율로 15~50%의 베이나이트를 더 포함하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판 표면에서의 잔류 오스테나이트 분율은 5~20면적%인, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  5. 제1항에 있어서,
    t/4를 기준으로(여기서, t는 강판 두께를 의미함), 상기 페라이트의 평균 결정립도가 2㎛ 이하이고, 상기 냉연강판 두께방향의 페라이트 길이에 대한 상기 냉연강판 압연방향의 페라이트 길이 비의 평균값이 0.5~1.5인, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  6. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 3~15면적%의 페라이트를 포함하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  7. 제1항에 있어서,
    상기 마르텐사이트는 템퍼드 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트로 이루어지며,
    상기 마르텐사이트 중 상기 템퍼드 마르텐사이트가 차지하는 비율은 50면적%를 초과하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  8. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  9. 제1항에 있어서,
    상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  10. 제1항에 있어서,
    상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  11. 제1항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 냉연강판에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  12. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은 표면에 형성된 합금화 용융아연도금층을 더 포함하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  13. 제1항에 있어서,
    상기 냉연강판은, 1180MPa 이상의 인장강도, 14% 이상의 연신율을 가지는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판.
  14. 중량%로, 탄소(C): 0.13~0.25%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 망간(Mn): 1.5~3.0%, 알루미늄(Al)+크롬(Cr)+몰리브덴(Mo): 0.08~1.5%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.01% 이하, 질소(N): 0.01% 이하, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 냉간압연 한 후 상기 냉간압연된 강재의 표면에 니켈(Ni) 파우더를 300mg/m 2 이상의 도포량으로 도포하고,
    상기 강재가 완전히 오스테나이트로 변태되도록 상기 강재를 가열하고,
    상기 가열된 강재를 630~670℃의 서냉 정지온도까지 5~12℃/s의 냉각속도로 서냉한 후 서냉 정지온도에서 10~90초 동안 유지하고,
    상기 서냉 및 유지된 강재를 마르텐사이트 변태종료온도(Mf) 이상, 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 이하의 온도범위까지 7~30℃/s의 냉각속도로 급냉하고,
    상기 급냉된 강재를 마르텐사이트 변태개시온도(Ms) 초과, 베이나이트 변태개시온도(Bs) 이하의 온도에서 300~600초 동안 유지하여 분배처리하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 제14항에 있어서,
    상기 강재는, 중량%로, 보론(B): 0.001~0.005% 및 티타늄(Ti): 0.005~0.04% 중 1종 이상을 더 포함하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  16. 제14항에 있어서,
    상기 알루미늄(Al)은 0.01~0.09중량%의 함량으로 상기 강재에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  17. 제14항에 있어서,
    상기 크롬(Cr)은 0.01~0.7중량%의 함량으로 상기 강재에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  18. 제14항에 있어서,
    상기 몰리브덴(Mo)은 0.02~0.08중량%의 함량으로 상기 강재에 포함되는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
  19. 제14항에 있어서,
    상기 냉연강판의 표면에 합금화 용융아연도금층을 형성하는, 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법.
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