WO2021054578A1 - 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법 - Google Patents

균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법 Download PDF

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WO2021054578A1
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류주현
최강현
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet suitably used for automobile structural members, and more particularly, to a steel sheet having high strength and excellent uniform elongation and work hardening rate, and a method of manufacturing the same.
  • methods for strengthening steel include solid solution strengthening, precipitation strengthening, strengthening by grain refinement, transformation strengthening, and the like.
  • solid solution reinforcement and reinforcement by grain refinement are limited in manufacturing high-strength steel with a tensile strength of 490 MPa or higher.
  • Precipitation-reinforced high-strength steel strengthens the steel sheet by depositing carbon-nitrides by adding carbon-nitride forming elements such as Cu, Nb, Ti, V, etc., or by minimizing crystal grains by suppressing grain growth by fine precipitates. It is a technology to secure.
  • This precipitation strengthening technology has the advantage of being able to easily obtain high strength compared to low manufacturing cost, but since the recrystallization temperature rises rapidly due to fine precipitates, there is a disadvantage that high temperature annealing must be performed to ensure sufficient recrystallization and ductility. .
  • the precipitation-reinforced steel that is strengthened by depositing carbon and nitride on a ferrite matrix has a limitation in obtaining a high-strength steel of 600 MPa or more.
  • the transformation-reinforced high-strength steel is a ferrite-martensite dual phase (DP) steel in which a hard martensite phase is formed on a ferrite matrix, and TRIP (transformation indeced plasticity) steel using the transformation organic plasticity of residual austenite.
  • DP ferrite-martensite dual phase
  • TRIP transformation indeced plasticity
  • various steels such as CP (Complexed Phase) steel composed of ferrite and hard bainite or martensite structure have been developed.
  • steel sheets for automobiles are required to have higher strength to improve fuel economy and improve durability, and high-strength steel sheets having a tensile strength of 490 MPa or more are increasing in terms of collision safety and passenger protection.
  • DP steel is the most widely used material. If it can improve the uniform elongation of DP steel and the work hardening rate in the deformation section of 10% or more, processing such as cracks or wrinkles generated during press forming By preventing defects, it is predicted that the application of high-strength steel to complex parts can be expanded.
  • Patent Document 1 discloses a steel sheet consisting of a composite structure mainly composed of a martensite phase, and fine precipitated copper particles having a particle diameter of 1 to 100 nm inside the structure to improve the workability of such a steel sheet. Disclosed is a method of dispersing.
  • Patent Document 2 uses ferrite as a matrix structure, has a structure including a pearlite phase in an area of 2 to 10% by area, and precipitation is strengthened by adding elements such as Ti, which is a precipitation-enhancing element. And a steel sheet having improved strength by refining grains. In this case, the hole expansion of the steel sheet is good, but there is a limitation in increasing the tensile strength, and there is a problem that defects such as cracks occur during press forming due to high yield strength and low ductility.
  • Patent Document 3 discloses a method of manufacturing a cold-rolled steel sheet having high strength and high ductility at the same time by utilizing a tempered martensite phase, and having excellent plate shape after continuous annealing.
  • this technology has a problem in that the weldability is poor due to the high carbon content of 0.2% or more in the steel, and there are problems in that dent defects in the furnace are generated due to the large amount of Si.
  • Patent Document 1 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2005-264176
  • Patent Document 2 Korean Patent Publication No. 2015-0073844
  • Patent Document 3 Japanese Laid-Open Patent Publication No. 2010-090432
  • An aspect of the present invention is to provide a steel plate suitable for automotive structural members, etc., having a high tensile strength of 490 MPa class, and excellent uniform elongation (UE) and work hardening rate (Nu).
  • UE uniform elongation
  • Nu work hardening rate
  • the subject of the present invention is not limited to the above.
  • the subject of the present invention will be able to be understood from the entire contents of the present specification, and those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains will not have any difficulty in understanding the additional subject of the present invention.
  • One aspect of the present invention by weight %, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.2% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.4 to 2.4%, chromium (Cr): 1.0% or less, phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), aluminum (sol.Al): 1.0% or less (excluding 0%), nitrogen ( N): 0.01% or less (excluding 0%), antimony (Sb): 0.05% or less (excluding 0%), the balance contains Fe and other inevitable impurities, and satisfies the following relational formula 1,
  • a steel sheet having excellent uniform elongation and work hardening rate including ferrite with an area fraction of 60% or more, remaining bainite, martensite, and retained austenite in a microstructure.
  • Another aspect of the present invention is to prepare a steel slab that satisfies the above-described alloy composition and relational equation 1; Heating the steel slab in a temperature range of 1100 to 1300°C; Manufacturing a hot-rolled steel sheet by finishing hot rolling the heated steel slab at an Ar3 transformation point or higher; Winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 400 to 700°C; Cooling to room temperature after winding at a cooling rate of 0.1°C/s or less; Producing a cold-rolled steel sheet by cold-rolling at a cold reduction rate of 40 to 70% after the cooling; Continuously annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature range of Ac1+30°C to Ac3-20°C; Performing stepwise cooling after the continuous annealing; And maintaining at least 30 seconds after the stepwise cooling,
  • the stepwise cooling is performed by first cooling at a cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 630 to 670°C, and up to a temperature range that satisfies the following relational equation 3 in the hydrogen cooling facility after the first cooling. It provides a method for manufacturing a steel sheet having excellent uniform elongation and work hardening, characterized in that it comprises the step of secondary cooling at a cooling rate of °C / s or more.
  • each element means the weight content
  • RCS means the secondary cooling end temperature (°C).
  • the steel sheet of the present invention with improved workability can prevent processing defects such as cracks or wrinkles during press forming, it has the effect of being suitably applied to parts such as structural parts that require processing into complex shapes.
  • the inventors of the present invention have made in-depth research in order to develop a material having a level of workability that can be suitably used for parts that require processing into complex shapes among automotive materials.
  • the present invention controls the content of specific elements in the alloy component and optimizes the annealing operating conditions of the steel sheet manufactured through a series of processes, thereby obtaining a composite structure in which the soft phase and the hard phase are properly dispersed. It has been found that site phases can be formed. For this reason, it is possible to uniformly progress the work hardening to the entire steel not only the initial stage of plastic deformation but also the late stage of plastic deformation of 10% or more, thereby increasing the work hardening rate in the entire range of the deformation rate. In addition, there is a technical significance in that the uniform elongation is greatly increased by being relieved so that stress and deformation are not concentrated in any one part of the steel.
  • the steel sheet having excellent uniform elongation and work hardening according to an aspect of the present invention is in wt%, carbon (C): 0.08 to 0.15%, silicon (Si): 1.2% or less (excluding 0%), manganese (Mn): 1.4 ⁇ 2.4%, chromium (Cr): 1.0% or less, phosphorus (P): 0.1% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.01% or less (excluding 0%), aluminum (sol.Al): 1.0 % Or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.01% or less (excluding 0%), antimony (Sb): 0.05% or less (excluding 0%).
  • the content of each element is based on the weight, and the ratio of the structure is based on the area.
  • Carbon (C) is an important element added to strengthen the transformation structure of steel. This C promotes the strengthening of the steel and promotes the formation of martensite in the composite structure steel. As the C content increases, the amount of martensite in the steel increases.
  • the content of C it is preferable to control the content of C to 0.08 to 0.15%. More advantageously, it may contain 0.10% or more, and even more advantageously 0.11% or more.
  • Silicon (Si) is a ferrite stabilizing element, which promotes ferrite transformation and promotes concentration of C into untransformed austenite, thereby promoting the formation of martensite. In addition, it is effective in reducing the hardness difference between phases by increasing the strength of ferrite because of its good solid solution strengthening ability, and is a useful element in securing strength without lowering the ductility of the steel sheet.
  • the Si content it is preferable to control the Si content to 1.2% or less, and 0% is excluded. More preferably, it may be contained in 0.2 to 1.0%.
  • Manganese (Mn) has the effect of miniaturizing particles without deteriorating ductility, and preventing hot embrittlement due to the formation of FeS by precipitating sulfur (S) in the steel as MnS.
  • the Mn is an element that strengthens the steel and at the same time serves to lower the critical cooling rate at which the martensite phase is obtained in the composite structure steel, and is useful in forming martensite more easily.
  • Mn content is less than 1.4%, the above-described effects cannot be obtained, and it is difficult to secure the strength of the target level.
  • content exceeds 2.4%, there is a high possibility of problems such as weldability and hot-rolling property, and the material is unstable due to excessive formation of martensite, and Mn-Band (Mn oxide band) is formed in the structure.
  • Mn-Band Mn oxide band
  • the content of Mn it is preferable to control the content of Mn to 1.4% to 2.4%. More advantageously, it may be included in an amount of 1.5 to 2.3%.
  • Chromium is an element added to improve the hardenability of steel and to secure high strength. Such Cr is effective in the formation of martensite, and it is advantageous in the manufacture of a composite structure steel having high ductility by minimizing a decrease in ductility compared to an increase in strength.
  • Cr-based carbides such as Cr 23 C 6 are formed. This carbide partially dissolves in the annealing process and some remains undissolved. Since it can be controlled, the occurrence of elongation at yield point (YP-El) is suppressed, and there is an advantageous effect in manufacturing a composite structure steel with a low yield ratio.
  • the addition of Cr improves the hardenability to facilitate the formation of martensite, but when the content exceeds 1.0%, the effect is saturated, and the hot rolled strength is excessively increased. There is a problem that rollability is inferior. In addition, there is a problem in that the fraction of Cr-based carbide is increased and coarsened, and the size of martensite after annealing becomes coarse, leading to a decrease in elongation.
  • the Cr content it is preferable to control the Cr content to 1.0% or less, and even if the content is 0%, it is found that it is not unreasonable to secure target physical properties.
  • Phosphorus (P) is a substitutional element that has the greatest solid solution strengthening effect, and is an element that improves in-plane anisotropy and is advantageous in securing strength without significantly lowering the formability.
  • P Phosphorus
  • S Sulfur
  • S is an element that is inevitably added as an impurity element in steel and impairs ductility and weldability, so it is desirable to manage its content as low as possible.
  • S since S has a problem of increasing the possibility of generating red heat embrittlement, it is preferable to control its content to 0.01% or less.
  • 0% is excluded in consideration of the level unavoidably added during the manufacturing process.
  • Aluminum (sol.Al) is an element added for finer grain size and deoxidation of steel.
  • ferrite stabilizing element it is an effective component to improve martensite hardenability by distributing carbon in ferrite to austenite, and is useful for improving the ductility of steel sheet by effectively suppressing precipitation of carbides in bainite when held in the bainite region. It is an element.
  • Al content it is preferable to control the Al content to 1.0% or less, and 0% is excluded. More advantageously, it may be included in an amount of 0.7% or less.
  • aluminum means acid-soluble aluminum (Sol.Al).
  • Nitrogen (N) is an element that is effective in stabilizing austenite, but when its content exceeds 0.01%, the refining cost of steel rises rapidly, and the risk of cracking during playing due to the formation of AlN precipitates greatly increases.
  • the N content it is preferable to control the N content to 0.01% or less, but 0% is excluded in consideration of the level to be added inevitably.
  • Antimony (Sb) is distributed in the grain boundaries and serves to delay diffusion of oxidizing elements such as Mn, Si, and Al through the grain boundaries. Accordingly, there is an advantageous effect in suppressing the surface thickening of the oxide and suppressing the coarsening of the surface concentrated product due to the temperature increase and the hot rolling process change.
  • the Sb content it is preferable to control the Sb content to 0.05% or less, and 0% is excluded.
  • the remaining component of the present invention is iron (Fe).
  • Fe iron
  • the steel sheet of the present invention does not contain titanium (Ti) and niobium (Nb).
  • Ti and Nb are contained in the steel, the strength of ferrite is greatly increased, and thus effective deformation of ferrite when stress is applied from the outside is limited, and as a result, there is a concern that the work hardening rate and uniform elongation are greatly impaired.
  • Ti and Nb are not included in the present invention.
  • it may be added at an impurity level during the steel manufacturing process, and in this case, the physical properties of the present invention are not impaired. Specifically, if each content is 0.008% or less, it is revealed that it is the impurity level.
  • the contents of C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, and Ti in the steel satisfy the following relational formula 1.
  • t in the thickness direction of the steel plate (t means the thickness (mm) of the steel plate).
  • the main object of the present invention is to improve uniform elongation and work hardening rate along with high strength, and for this purpose, it is necessary to form a structure advantageous for securing intended physical properties by optimizing the alloy composition and manufacturing conditions of the steel.
  • the present inventors have found that when the soft phase and the hard phase are uniformly distributed as a steel structure, uniform elongation and work hardening can be improved.
  • Ti and Nb which are elements that may impair the uniform elongation of the steel, reduce their content as much as possible, increase the content of elements (C, Si, Al) that are advantageous for the formation of a fine martensite phase, and are advantageous in improving hardenability. It is preferable to control the ratio of Mn and Cr. More specifically, by securing the value of the component relational expression represented by the relational expression 1 to 0.42 or more, it is possible to advantageously obtain the structure and physical properties intended in the present invention.
  • the microstructure of the steel sheet in addition to the above-described alloy composition needs to satisfy the following.
  • the steel sheet of the present invention may include ferrite with an area fraction of 60% or more, remaining bainite, martensite, and retained austenite in a microstructure.
  • the fraction of the ferrite phase is less than 60%, the ductility of the steel cannot be sufficiently secured.
  • the steel sheet of the present invention may include a martensite phase in an area fraction of 5 to 20% of the remaining structure. If the fraction of the martensite phase is less than 5%, the strength of the target level cannot be secured. On the other hand, if the fraction exceeds 20%, the ductility of the steel is deteriorated and the uniform elongation cannot be improved.
  • the number of martensites having an average grain size of 3 ⁇ m or less and a long and short diameter ratio (long/short diameter) of less than 4 is 70% or more of the total number of martensites.
  • the present invention can obtain the effect of uniformly proceeding the work hardening during plastic deformation by mainly distributing the fine martensite phase in the steel.
  • the steel sheet of the present invention includes a bainite phase in addition to the ferrite phase and martensite phase described above, and the bainite phase is formed in an amount of 8% or more during the steel manufacturing process, so that the above-described fine martensite structure and a certain fraction remain The austenite phase can be secured.
  • the bainite phase contributes to the strength of the steel and also affects the formation of the residual austenite phase.
  • Si is added to the steel, when carbon is concentrated in the austenite around the bainite due to bainite transformation, the precipitation of carbides is delayed and the thermal stability of the austenite is improved, so that the residual austenite phase can be secured at room temperature. .
  • the retained austenite phase is advantageous in securing the ductility of the steel by causing metamorphic organic plasticity during molding.
  • the fraction of the residual austenite phase is excessive, since there is a tendency to be vulnerable to liquid metal embrittlement (LME) during spot welding for assembling automobile parts after plating, it is preferable to control the area fraction to less than 5% (excluding 0%) in the present invention. Do.
  • the proportion of the bainite phase when the proportion of the bainite phase is 8% or more, by concentrating C in the untransformed austenite, a part of the residual austenite phase contributing to the ductility of the steel can be secured, and a fine martensite phase is formed around the bainite. . If the fraction of the bainite phase is less than 8%, the C content in the untransformed austenite is low, so the residual austenite phase contributing to ductility cannot be secured, and coarse martensite is formed around the ferrite phase, resulting in uniform elongation and processing. There is a problem that the curing rate is significantly lowered. More advantageously, the bainite phase may be included in an area fraction of 8 to 30%.
  • the steel sheet of the present invention forms a composite structure in which a fine martensite phase and a small amount of residual austenite phase are evenly dispersed around the ferrite phase and the bainite phase, so that not only the initial stage of plastic deformation, but also the late stage of plastic deformation of 10% or more.
  • work hardening can be uniformly performed throughout the steel. Accordingly, the uniform elongation is greatly increased, and the effect of increasing the work hardening rate in the entire section of the strain can be obtained.
  • the relationship between the work hardening index (Nu), tensile strength (TS), and uniform elongation (UE) measured in the deformation period 10 ⁇ Uniform Elongation (%) may satisfy the following relational formula 2.
  • the steel sheet of the present invention may have a tensile strength of 490 MPa or more.
  • the high-strength steel sheet of the present invention may include a zinc-based plating layer on at least one surface.
  • the zinc-based plating layer is not particularly limited, but may be a zinc plating layer mainly containing zinc, or a zinc alloy plating layer containing aluminum and/or magnesium in addition to zinc.
  • the present invention can produce the desired steel sheet through [steel slab reheating-hot rolling-winding-cold rolling-continuous annealing-cooling], and then further performing the process of [melting zinc plating-(final) cooling] I can.
  • This step is performed in order to smoothly perform the subsequent hot rolling step and to sufficiently obtain the desired physical properties of the steel sheet.
  • the process conditions for such a heating step are not particularly limited, and may be normal conditions.
  • a heating process may be performed in a temperature range of 1100 to 1300°C.
  • the steel slab heated according to the above may be finished hot-rolled above the Ar3 transformation point, and it is preferable that the outlet temperature satisfies Ar3 ⁇ Ar3+50°C.
  • the finish hot rolling may be performed in a temperature range of 800 to 1000°C.
  • the winding in a temperature range of 400 to 700°C. If the winding temperature is less than 400°C, excessive martensite or bainite formation causes an excessive increase in strength of the hot-rolled steel sheet, thereby causing a load during subsequent cold rolling. Problems such as defects in shape may be caused. On the other hand, when the coiling temperature exceeds 700°C, the surface concentration and internal oxidation of elements that reduce the wettability of hot-dip galvanizing such as Si, Mn, and B in the steel may become severe.
  • cooling means the average cooling rate.
  • fine carbides are evenly dispersed in the steel during the hot rolling process, and the austenite phase can be finely dispersed and formed in the steel as the carbides are dissolved during subsequent annealing. You can get a martensite award.
  • the hot-rolled steel sheet wound according to the above can be cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold rolling is preferably performed at a cold reduction ratio of 40 to 70%. If the cold reduction ratio is less than 40%, it is difficult to secure a target thickness, and it is difficult to correct the shape of the steel sheet. have. On the other hand, when the cold rolling reduction rate exceeds 70%, there is a high possibility that cracks may occur at the edge of the steel sheet and cause a cold rolling load.
  • the continuous annealing treatment may be performed in, for example, a continuous alloying hot-dip plating furnace.
  • the continuous annealing step is a process for forming ferrite and austenite phases at the same time as recrystallization and decomposing carbon.
  • the continuous annealing treatment is preferably performed in a temperature range of Ac1+30°C to Ac3-20°C, and more advantageously may be performed in a temperature range of 780 to 830°C.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10°C/s or less (excluding 0°C/s) from 630 to 670°C (the cooling at this time is referred to as primary cooling), and then a temperature that satisfies the following relational formula 3 It is preferable to cool at an average cooling rate of 5°C/s or more up to the range (cooling at this time is referred to as secondary cooling).
  • each element means the weight content
  • RCS means the secondary cooling end temperature (°C).
  • the lower limit of the average cooling rate is not particularly limited, but may be performed at 1° C./s or more in consideration of productivity.
  • phase transformation temperature of the steel and the fraction of each phase may vary depending on the alloy composition and annealing temperature.In the present invention, the final structure of bainite, retained austenite and martense The percentage on the site is different.
  • the bainite phase cannot be secured in a sufficient fraction, and thus the C content in the untransformed austenite is lowered, and thus the retained austenite phase contributing to the ductility cannot be secured.
  • a coarse martensite phase is formed around the ferrite, which significantly reduces the uniform elongation and work hardening rate of the steel.
  • Fine martensite occupying more than 70% of the total number of martensite and a small amount of residual austenite can form a complex structure evenly dispersed around the ferrite and bainite phases.
  • the average cooling rate during the secondary cooling is not particularly limited, and a person skilled in the art may appropriately select it in consideration of the specifications of the cooling facility. For example, it could be done at 100°C/s or less.
  • a hydrogen cooling facility using hydrogen gas may be used for the secondary cooling.
  • H 2 gas hydrogen gas
  • the cooling rate during the secondary cooling can be performed faster than the cooling rate during the primary cooling, and in the present invention, after performing the secondary cooling under the above-described conditions, subsequent maintenance The bainite phase can be formed in the process.
  • the cooled temperature range After completing the stepwise cooling as described above, it is preferable to maintain the cooled temperature range for at least 30 seconds.
  • a bainite phase can be formed, and carbon can be concentrated on the untransformed austenite adjacent to the formed bainite phase. This is to form a fine martensite phase in a region adjacent to bainite after all subsequent processes are completed.
  • the holding time is less than 30 seconds, the amount of carbon concentrated on the untransformed austenite is insufficient, so that the target microstructure cannot be secured.
  • the time exceeds 200 seconds during the holding process, the bainite fraction becomes excessive, so there is a concern that the martensite phase may not be sufficiently secured as a final structure.
  • a hot-dip galvanized steel sheet by immersing the steel sheet in a hot-dip galvanizing bath after going through the stepwise cooling and holding process according to the above.
  • hot-dip galvanizing may be performed under normal conditions, but for example, it may be performed in a temperature range of 430 to 490°C.
  • the composition of the hot-dip galvanizing bath is not particularly limited, and may be a pure zinc plating bath or a zinc-based alloy plating bath containing Si, Al, Mg, or the like.
  • Ms martensite transformation start temperature
  • a fine martensite phase may be formed in a region adjacent to the bainite of the steel sheet (here, the steel sheet corresponds to the base material under the plating layer).
  • the fine martensite phase and the residual austenite phase of an appropriate fraction cannot be sufficiently secured. If the average cooling rate is less than 3°C/s, the cooling rate is too slow. The martensite fraction is lowered due to the target It becomes impossible to secure the level of strength.
  • the upper limit of the cooling rate during the cooling is not particularly limited, but it should be noted that it can be performed at 10°C/s or less.
  • an alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained by alloying and heat treating the hot-dip galvanized steel sheet before final cooling.
  • the alloying heat treatment process conditions are not particularly limited, and may be normal conditions.
  • an alloying heat treatment process may be performed in a temperature range of 480 to 600°C.
  • the reduction ratio is preferably less than 1% (excluding 0%). If the reduction ratio is 1% or more, it is advantageous in terms of dislocation formation, but side effects such as plate breakage may occur due to the limitation of facility capability.
  • the steel sheet of the present invention manufactured according to the above may include ferrite with an area fraction of 60% or more, remaining bainite, martensite, and retained austenite in a microstructure.
  • the number of martensites having an average grain size of 3 ⁇ m or less and a long and short diameter ratio (long/short diameter) of less than 4 may be formed to be 70% or more of the total number of martensites.
  • the fine martensite phase and the retained austenite phase are uniformly dispersed and formed around the bainite and ferrite phases, thereby improving the uniform elongation and work hardening rate.
  • the steel slab After producing a steel slab having the alloy composition shown in Table 1 below, the steel slab was heated to a temperature range of 1100 to 1300°C, and then finished hot rolling at the temperature shown in Table 2 to prepare a hot-rolled steel sheet. It was charged into the winding furnace, wound up, and cooled to room temperature at a rate of 0.002°C/s. At this time, the coiling temperature of each hot-rolled steel sheet is shown in Table 2 below.
  • each hot-rolled steel sheet was pickled and cold-rolled at a cold-rolling ratio of 40 to 70% to prepare a cold-rolled steel sheet, followed by continuous annealing treatment under the conditions shown in Table 2 below, followed by stepwise cooling (primary and secondary cooling). After performing the step), it was maintained for at least 30 seconds at the secondary cooling end temperature. During the maintenance, it was not allowed to exceed 200 seconds.
  • galvanizing was performed in a hot dip galvanizing bath at 430 to 490°C, followed by final cooling, and temper rolling to less than 1% to prepare a hot-dip galvanized steel sheet.
  • the tensile test for each test piece was carried out in the L direction using the DIN standard, and the work hardening rate (n) was measured for the work hardening rate value in the range of 10 to UE% of the strain.
  • microstructure fraction was analyzed for the matrix structure at the point of 1/4t of the plate thickness of the annealed steel sheet. Specifically, ferrite (F), bainite (B), martensite (martensite) using FE-SEM, an image analyzer, and XRD (X-ray diffractor) after nital corrosion. , M), the fraction of retained austenite (RA) was measured, and the occupancy ratio of fine martensite was calculated. The number of martensite for calculating the occupancy ratio of fine martensite was performed by a point count method.
  • the fine M occupancy ratio is the ratio (M*/Mt) of the number of martensite (M*) whose average particle size is less than 3 ⁇ m compared to the total number of martensite (Mt), and the ratio of the long/short ratio (long/short diameter) is less than 4 Is calculated and expressed.
  • Inventive Examples 1 to 11 in which the steel alloy component system and the manufacturing conditions satisfy all the proposals in the present invention, have a tensile strength of 490 MPa or more, while having a high strength of 490 MPa or more, as the intended microstructure is formed,
  • the relationship between tensile strength, uniform elongation, and work hardening index (corresponding to the relational equation 2) is secured to 1900 or more, so that the target workability can be secured.

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Abstract

본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.

Description

균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법
본 발명은 자동차 구조부재용 등에 적합하게 사용되는 강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 고강도를 가지면서 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판 및 이의 제조방법에 관한 것이다.
자동차 산업에서 환경 및 안전의 규제가 점점 가혹화되고, 이산화탄소(CO 2)의 배출 규제 역시 점차 심해지고 있으며, 이에 따른 연비 규제가 강화되고 있는 실정이다.
한편, 미국의 고속도로 안전보험협회는 탑승자 보호를 위한 충돌 안정성 규제를 점차 강화해왔으며, 2013년부터는 25% small overlap과 같은 가혹한 충돌 성능을 요구하고 있다.
이러한 환경 및 안전 이슈를 해결할 수 있는 유일한 해결책은 자동차 경량화를 달성하는 것이다. 자동차의 경량화를 위해서는 강재의 고강도화가 필요하고, 고강도 강재를 적용하기 위해서는 높은 성형성도 함께 요구된다.
통상적으로, 강을 강화하는 방법에는 고용강화, 석출강화, 결정립 미세화에 의한 강화, 변태강화 등이 있다.
이 중, 고용강화 및 결정립 미세화에 의한 강화는 인장강도 490MPa급 이상의 고강도 강을 제조하는데에 한계가 있다.
석출강화형 고강도 강은 Cu, Nb, Ti, V 등과 같은 탄·질화물 형성원소를 첨가함으로써 탄·질화물을 석출시켜 강판을 강화시키거나, 미세 석출물에 의한 결정립 성장 억제를 통해 결정립을 미세화시켜 강도를 확보하는 기술이다. 이러한 석출강화 기술은 낮은 제조원가 대비 높은 강도를 용이하게 얻을 수 있다는 장점이 있으나, 미세 석출물에 의해 재결정온도가 급격히 상승하게 되므로, 충분한 재결정을 일으켜 연성을 확보하기 위해서는 고온 소둔을 실시하여야 하는 단점이 있다.
또한, 페라이트 기지에 탄·질화물을 석출시켜 강화하는 석출강화강은 600MPa 이상의 고강도 강을 얻는데에 한계가 있다.
한편, 변태강화형 고강도 강은 페라이트 기지에 경질의 마르텐사이트 상을 형성시킨 페라이트-마르텐사이트 2상 조직(Dual Phase, DP)강, 잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Tranformation Indeced Plasticity)강 또는 페라이트와 경질의 베이나이트 또는 마르텐사이트 조직으로 구성되는 CP(Complexed Phase)강 등 여러 강들이 개발되어 왔다.
최근 자동차용 강판은 연비 향상, 내구성 향상 등을 위해 강도가 더욱 높은 강판이 요구되고 있으며, 충돌 안전성 및 승객의 보호차원에서 인장강도 490MPa 이상의 고강도 강판이 차체 구조용이나 보강재로서 사용량이 증대하고 있다.
하지만, 소재의 강도가 고강도화되면서 자동차 부품을 프레스 성형하는 과정에서 크랙 또는 주름 등의 결함이 발생하여, 복잡한 부품을 제조하는데에 한계에 이르고 있다.
변태강화형 고강도 강 중 DP 강은 현재 가장 널리 사용되고 있는 소재로서, 이러한 DP 강의 균일연신율과 10% 이상의 변형구간에서의 가공경화율을 향상시킬 수 있다면, 프레스 성형시 발생하는 크랙 또는 주름과 같은 가공 결함을 방지함으로써, 복잡한 부품에 고강도 강의 적용을 확대시킬 수 있을 것으로 예측된다.
고장력 강판의 가공성을 향상시킨 기술로서, 특허문헌 1은 마르텐사이트 상을 주체로 하는 복합조직으로 이루어진 강판을 개시하며, 이러한 강판의 가공성을 향상시키기 위하여 조직 내부에 입경 1~100nm의 미세 석출 구리 입자를 분산시키는 방법을 개시하고 있다.
그런데, 미세 Cu 입자를 석출시키기 위해서는 2~5중량%의 높은 함량으로 Cu를 첨가하여야 하며, 이 경우 Cu에 의한 적열 취성이 발생할 우려가 있으며, 제조비용이 과다하게 상승하는 문제가 있다.
다른 예로서, 특허문헌 2는 페라이트(ferrite)를 기지조직으로 하여, 펄라이트(pearlite) 상을 2~10면적%로 포함하는 조직을 가지며, 석출강화형 원소인 Ti 등의 원소를 첨가하여 석출 강화 및 결정립 미세화에 의해 강도를 향상시킨 강판을 개시하고 있다. 이 경우, 강판의 구멍확장성은 양호하나, 인장강도를 높이는데에 한계가 있고, 항복강도가 높고 연성이 낮아 프레스 성형시 크랙 등의 결함이 발생하는 문제가 있다.
또 다른 예로서, 특허문헌 3은 템퍼드 마르텐사이트(tempered martensite) 상을 활용하여 고강도와 고연성을 동시에 얻고, 연속소둔 후의 판 형상도 우수한 냉연강판을 제조하는 방법을 개시하고 있다. 그런데, 이 기술은 강 중 탄소의 함량이 0.2% 이상으로 높아 용접성이 열위하는 문제 및 Si의 다량 함유에 기인한 로내 덴트 결함이 발생하는 문제가 있다.
(특허문헌 1) 일본공개특허공보 제2005-264176호
(특허문헌 2) 한국공개특허공보 제2015-0073844호
(특허문헌 3) 일본공개특허공보 제2010-090432호
본 발명의 일 측면은, 자동차 구조부재용 등으로 적합한 강판으로서, 인장강도 490MPa급의 고강도를 가지면서, 균일연신율(UE) 및 가공경화율(Nu)이 우수한 강판을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정하지 않는다. 본 발명의 과제는 본 명세서의 내용 전반으로부터 이해될 수 있을 것이며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자라면 본 발명의 부가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.4%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
미세조직으로 면적분율 60% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판을 제공한다.
[관계식 1]
(C+Si+Al)/(Mn+Cr+(10×Nb)+(10×Ti)) ≥ 0.42
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명의 다른 일 측면은, 상술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계; 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계; 상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계; 상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계; 상기 냉각 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및 상기 단계적 냉각 후 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
상기 단계적 냉각은 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 하기 관계식 3을 만족하는 온도범위까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법을 제공한다.
[관계식 3]
560-(440×C)-(14×(Si+Al))-(26×Mn)-(11×Cr)-(0.97×RCS) > 0
(관계식 3에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, RCS는 2차 냉각 종료 온도(℃)를 의미한다.)
본 발명에 의하면, 강의 합금성분계 및 제조조건을 최적화하는 것으로부터 고강도를 가지면서, 가공성이 향상된 강판을 제공할 수 있다.
이와 같이, 가공성이 향상된 본 발명의 강판은 프레스 성형시 크랙 또는 주름 등의 가공 결함을 방지할 수 있으므로, 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 구조용 등의 부품에 적합하게 적용하는 효과가 있다.
도 1은 본 발명의 일 실시예에 있어서, 강 중 C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti의 성분비(관계식 1에 해당)에 따른 인장강도, 균일연신율 및 가공경화지수 간의 관계(관계식 2에 해당)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
본 발명의 발명자들은 자동차용 소재 중 복잡한 형상으로의 가공이 요구되는 부품 등에 적합하게 사용할 수 있는 수준의 가공성을 가지는 소재를 개발하기 위하여 깊이 연구하였다.
그 결과, 합금조성 및 제조조건을 최적화함으로써 목표로 하는 물성 확보에 유리한 조직을 가지는 고강도 강판을 제공할 수 있음을 확인하고, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
특히, 본 발명은 합금성분 중 특정 원소들의 함량을 제어하고, 일련의 공정을 거쳐 제조되는 강판의 소둔 조업조건을 최적화함으로써, 연질상 및 경질상을 적절히 분산시킨 복합조직을 얻으면서, 이때 미세한 마르텐사이트 상을 형성할 수 있음을 발견하였다. 이로 인해, 소성변형 초기단계뿐만 아니라, 10% 이상의 소성변형 후기단계까지 강 전체로의 가공경화를 균일하게 진행시킬 수 있어, 변형률 전 구간에서의 가공경화율을 증가시킬 수 있다. 또한, 응력 및 변형이 강의 어느 한 부분에 집중되지 않도록 완화됨으로써, 균일연신율을 크게 증가시킴에 기술적 의의가 있다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판은 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.4%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)를 포함할 수 있다.
이하에서는, 본 발명에서 제공하는 강판의 합금조성을 위와 같이 제한하는 이유에 대하여 상세히 설명한다.
한편, 본 발명에서 특별히 언급하지 않는 한 각 원소의 함량은 중량을 기준으로 하며, 조직의 비율은 면적을 기준으로 한다.
탄소(C): 0.08~0.15%
탄소(C)는 강의 변태조직 강화를 위해 첨가하는 중요한 원소이다. 이러한 C는 강의 고강도화를 도모하고, 복합조직강에서 마르텐사이트의 형성을 촉진한다. 상기 C 함량이 증가할수록 강 중 마르텐사이트 양이 증가하게 된다.
그런데, 이러한 C의 함량이 0.15%를 초과하게 되면 강 중 마르텐사이트 양의 증가로 강도는 높아지나, 상대적으로 탄소 농도가 낮은 페라이트와의 강도 차이가 증가하게 된다. 이러한 강도 차이는 응력 부가시 상(phase)간 계면에서 파괴가 쉽게 발생하기 때문에 연성과 가공경화율이 저하하는 문제가 있다. 또한, 용접성이 열위하여 고객사 부품 가공시 용접결함이 발생하는 문제가 있다. 반면, 상기 C의 함량이 0.08% 미만이면 목표로 하는 강도를 확보하기 어려워진다.
따라서, 본 발명에서는 상기 C의 함량을 0.08~0.15%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.10% 이상, 보다 더 유리하게는 0.11% 이상으로 포함할 수 있다.
실리콘(Si): 1.2% 이하(0% 제외)
실리콘(Si)은 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 변태를 촉진하고 미변태 오스테나이트로의 C 농축을 조장함으로써 마르텐사이트 형성을 촉진하는 원소이다. 또한, 고용 강화능이 좋아 페라이트의 강도를 높여 상(phase)간 경도차를 줄이는데 효과적이며, 강판의 연성을 저하시키지 않으면서 강도를 확보하는데에 유용한 원소이다.
이러한 Si의 함량이 1.2%를 초과하게 되면 표면 스케일 결함을 유발하여 도금 표면품질이 열위하고, 화성처리성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Si의 함량을 1.2% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 바람직하게는 0.2~1.0%로 포함할 수 있다.
망간(Mn): 1.4~2.4%
망간(Mn)은 연성의 저하없이 입자를 미세화시키며 강 중 황(S)을 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지하는 효과가 있다. 또한, 상기 Mn은 강을 강화시키는 원소이면서, 동시에 복합조직강에서 마르텐사이트 상이 얻어지는 임계 냉각속도를 낮추는 역할을 하여, 마르텐사이트를 보다 용이하게 형성시키는데 유용하다.
이러한 Mn의 함량이 1.4% 미만이면 상술한 효과를 얻을 수 없을 뿐만 아니라, 목표 수준의 강도를 확보하는데에 어려움이 있다. 반면, 그 함량이 2.4%를 초과하게 되면 용접성, 열간압연성 등의 문제가 발생할 가능성이 높고, 마르텐사이트가 과잉으로 형성되어 재질이 불안정하며, 조직 내 Mn-Band(Mn 산화물 띠)가 형성되어 가공 크랙 및 판 파단의 발생 위험이 높아지는 문제가 있다. 또한, 소둔시 Mn 산화물이 표면에 용출되어 도금성을 크게 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Mn의 함량을 1.4~2.4%로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 1.5~2.3%로 포함할 수 있다.
크롬(Cr): 1.0% 이하
크롬(Cr)은 강의 경화능을 향상시키고 고강도 확보를 위해 첨가하는 원소이다. 이러한 Cr은 마르텐사이트 형성에 유효하고, 강도 상승 대비 연성의 하락을 최소화시켜 고연성을 갖는 복합조직강의 제조에 유리하다. 특히, 열간압연 과정에서 Cr 23C 6와 같은 Cr계 탄화물을 형성하는데, 이 탄화물은 소둔 과정에서 일부는 용해되고 일부는 용해되지 않고 남게 되어, 냉각 후 마르텐사이트 내 고용 C량을 적정수준 이하로 제어할 수 있어 항복점 연신(YP-El)의 발생이 억제되고 항복비가 낮은 복합조직강 제조에 유리한 효과가 있다.
본 발명에 있어서, 상기 Cr의 첨가로 경화능 향상을 도모하여 마르텐사이트의 형성을 용이하게 하지만, 그 함량이 1.0%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 열연강도가 과도하게 증가하여 냉간압연성이 열위하는 문제가 있다. 또한, Cr계 탄화물의 분율이 높아지고 조대화되어 소둔 후 마르텐사이트의 크기가 조대화됨으로써 연신율 저하를 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Cr의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 그 함량이 0% 이더라도 목표로 하는 물성 확보에는 무리가 없음을 밝혀둔다.
인(P): 0.1% 이하(0% 제외)
인(P)은 고용강화 효과가 가장 큰 치환형 원소로서, 면내 이방성을 개선하고, 성형성을 크게 저하시키지 않으면서 강도 확보에 유리한 원소이다. 하지만, 이러한 P을 과잉 첨가할 경우 취성 파괴 발생 가능성이 크게 증가하여 열간압연 도중 슬라브의 판 파단 발생 가능성이 높아지며, 도금표면 특성을 저해하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 P의 함량을 0.1% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
황(S): 0.01% 이하(0% 제외)
황(S)은 강 중 불순물 원소로서 불가피하게 첨가되는 원소이고, 연성 및 용접성을 저해하므로 그 함량을 가능한 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 특히, 상기 S은 적열 취성을 발생시킬 가능성을 높이는 문제가 있으므로, 그 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하다. 다만 제조과정 중에 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외)
알루미늄(sol.Al)은 강의 입도 미세화와 탈산을 위해 첨가되는 원소이다. 또한 페라이트 안정화 원소로서, 페라이트 내 탄소를 오스테나이트로 분배하여 마르텐사이트 경화능을 향상시키는데 유효한 성분이며, 베이나이트 영역에서 유지시 베이나이트 내 탄화물의 석출을 효과적으로 억제시킴으로써 강판의 연성을 향상시키는데에 유용한 원소이다.
이러한 Al의 함량이 1.0%를 초과하게 되면 결정립 미세화 효과에 의한 강도 상승에는 유리한 반면, 제강 연주 조업시 개재물의 형성이 과다하여 도금강판에서 표면 불량이 발생할 가능성이 높아진다. 또한, 제조원가의 상승을 초래하는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Al의 함량을 1.0% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다. 보다 유리하게는 0.7% 이하로 포함할 수 있다. 본 발명에서 알루미늄은 산 가용 알루미늄(Sol.Al)을 의미한다.
질소(N): 0.01% 이하(0% 제외)
질소(N)는 오스테나이트를 안정화시키는데 유효한 원소이나, 그 함량이 0.01%를 초과할 경우 강의 정련 비용이 급격히 상승하고, AlN 석출물의 형성에 의해 연주시 크랙이 발생할 위험성이 크게 증가한다.
따라서, 본 발명에서는 상기 N의 함량을 0.01% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 다만 불가피하게 첨가되는 수준을 고려하여 0%는 제외한다.
안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외)
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시키는 역할을 한다. 이로 인해 산화물의 표면 농화를 억제하며, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는데에 유리한 효과가 있다.
이러한 Sb의 함량이 0.05%를 초과하게 되면 그 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조 비용이 상승하고 가공성이 열위해지는 문제가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Sb의 함량을 0.05% 이하로 제어하는 것이 바람직하며, 0%는 제외한다.
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 티타늄(Ti)과 니오븀(Nb)을 포함하지 아니한다. 강 중에 Ti, Nb이 함유되면 페라이트의 강도를 크게 증가시키므로, 외부에서 응력이 가해졌을 때 효과적인 페라이트의 변형을 제한하며, 그 결과 가공경화율과 균일연신율을 크게 저해할 우려가 있다.
따라서, 본 발명에서는 상기 Ti과 Nb을 포함하지 아니한다. 다만, 강 제조 과정에서 불순물 수준으로 첨가될 가능성이 있으며, 이 경우 본 발명의 물성을 해치지는 아니한다. 구체적으로, 각각의 함량이 0.008% 이하인 경우라면 불순물 수준임을 밝혀둔다.
상술한 합금조성을 가지는 본 발명의 강판은 강 내 C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti의 함량이 하기 관계식 1을 만족하는 것이 바람직하다. 여기서, 강 내(강 내부)라 하면, 강판의 두께 방향 1/4t 지점(t는 강판의 두께(mm)를 의미함)을 의미한다.
[관계식 1]
(C+Si+Al)/(Mn+Cr+(10×Nb)+(10×Ti)) ≥ 0.42
(관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
본 발명은 고강도와 더불어 균일연신율 및 가공경화율을 향상시키고자 함을 주 목적으로 하며, 이를 위해서는 강의 합금조성 및 제조조건을 최적화하여 의도하는 물성 확보에 유리한 조직을 형성할 필요가 있다.
앞서 언급한 바와 같이, 본 발명자들은 강 조직으로서 연질상과 경질상을 균일하게 분포시킬 경우, 균일연신율과 가공경화율의 향상을 도모할 수 있음을 발견하였다.
이에, 강의 균일연신율을 저해할 우려가 있는 원소들인 Ti과 Nb은 그 함량을 최대한 낮추고, 미세한 마르텐사이트 상의 형성에 유리한 원소들(C, Si, Al)의 함량을 높이면서, 경화능 향상에 유리한 Mn 및 Cr과의 비율을 제어하는 것이 바람직하다. 보다 구체적으로, 상기 관계식 1로 나타내는 성분관계식의 값을 0.42 이상으로 확보함으로써, 본 발명에서 의도하는 조직 구성과 물성을 유리하게 얻을 수 있다.
만일, 상기 관계식 1의 값이 0.42 미만이면 강의 경화능이 과도하게 높아져 강의 강도는 쉽게 달성할 수 있는 반면, 균일연신율과 가공경화율이 저하되는 문제가 있다.
본 발명에서 목표로 하는 고강도와 함께, 균일연신율 및 가공경화율을 향상시키기 위해서는, 상술한 합금조성과 더불어 강판의 미세조직이 다음을 만족할 필요가 있다.
구체적으로, 본 발명의 강판은 미세조직으로 면적분율 60% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다.
상기 페라이트 상의 분율이 60% 미만이면 강의 연성을 충분히 확보할 수 없게 된다.
본 발명의 강판은 상기 잔부 조직 중 마르텐사이트 상을 면적분율 5~20%로 포함할 수 있다. 상기 마르텐사이트 상의 분율이 5% 미만이면 목표 수준의 강도를 확보할 수 없으며, 반면 그 분율이 20%를 초과하게 되면 강의 연성이 저하되어 균일연신율의 향상을 도모할 수 없게 된다.
또한, 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하, 장단경비(장경/단경)가 4 미만인 마르텐사이트의 개수가 전체 마르텐사이트 총 개수의 70% 이상인 것이 바람직하다.
즉, 본 발명은 강 중에 미세 마르텐사이트 상을 주로 분포함으로써 소성변형시 가공경화를 균일하게 진행시키는 효과를 얻을 수 있다.
본 발명의 강판은 상술한 페라이트 상 및 마르텐사이트 상 외에 베이나이트 상을 포함하며, 강 제조 과정 중에 상기 베이나이트 상을 8% 이상으로 형성함으로써 최종 조직으로서 상술한 미세 마르텐사이트 조직과 일정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 있다.
베이나이트 상은 강의 강도에 기여하며, 잔류 오스테나이트 상의 형성에도 영향을 미친다. 강 중에 Si을 첨가하는 경우, 베이나이트 변태에 의해 베이나이트 주변부 오스테나이트에 탄소가 농화될 때 탄화물의 석출이 지연되어 오스테나이트의 열적 안정성이 향상되므로, 상온에서 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 있다.
잔류 오스테나이트 상은 성형 중 변태유기소성을 일으켜 강의 연성을 확보하는데에 유리하다. 다만, 잔류 오스테나이트 상의 분율이 과도한 경우, 도금 후 자동차 부품조립을 위한 점용접시 액체금속취성(LME)에 취약한 경향이 있으므로, 본 발명에서는 면적분율 5% 미만(0% 제외)으로 제어함이 바람직하다.
본 발명에서 상기 베이나이트 상의 분율이 8% 이상인 경우, 미변태 오스테나이트 내에 C를 농축시킴으로써, 강의 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트 상을 일부 확보할 수 있으며, 베이나이트 주변에 미세한 마르텐사이트 상이 형성된다. 만일, 상기 베이나이트 상의 분율이 8% 미만이면 미변태 오스테나이트 내 C 함량이 낮아 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없으며, 페라이트 상 주변에 조대한 마르텐사이트가 형성되어 균일연신율과 가공경화율이 현저히 저하되는 문제가 있다. 보다 유리하게, 상기 베이나이트 상은 면적분율 8~30%로 포함할 수 있다.
이와 같이, 본 발명의 강판은 미세한 마르텐사이트 상과 소량의 잔류 오스테나이트 상이 페라이트 상과 베이나이트 상 주변에 고르게 분산된 복합조직을 형성함으로써, 소성변형 초기단계뿐만 아니라, 10% 이상의 소성변형 후기단계까지 강 전체에서 가공경화가 균일하게 진행될 수 있다. 이로 인해, 균일연신율이 크게 증가되고, 변형률 전 구간에서의 가공경화율이 증가되는 효과를 얻을 수 있다.
특별히, 본 발명의 강판은 변형구간 10~Uniform Elongation(%)에서 측정한 가공경화지수(Nu), 인장강도(TS) 및 균일연신율(UE)의 관계가 하기 관계식 2를 만족할 수 있다.
더불어, 본 발명의 강판은 490MPa 이상의 인장강도를 가질 수 있다.
[관계식 2]
(TS×UE×Nu) ≥ 1900
(여기서, 단위는 MPa% 이다.)
본 발명의 고강도 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함할 수 있다.
이때, 상기 아연계 도금층은 특별히 한정하지 아니하나, 아연을 주로 함유하는 아연도금층, 아연 이외에 알루미늄 및/또는 마그네슘을 함유하는 아연합금도금층일 수 있다.
이하, 본 발명의 다른 일 측면인 본 발명에서 제공하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판을 제조하는 방법에 대하여 상세히 설명한다.
간략히, 본 발명은 [강 슬라브 재가열 - 열간압연 - 권취 - 냉간압연 - 연속 소둔 - 냉각]을 거쳐 목적하는 강판을 제조할 수 있으며, 이후 [용융아연도금 - (최종) 냉각]의 공정을 더 행할 수 있다.
각 단계별 조건에 대해서는 하기에 상세히 설명한다.
[강 슬라브 가열]
먼저, 전술한 합금조성과 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비한 후, 이를 가열할 수 있다.
본 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행하여진다. 본 발명에서는 이러한 가열 공정의 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 1100~1300℃의 온도 범위에서 가열 공정을 행할 수 있다.
[열간압연]
상기에 따라 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연할 수 있으며, 이때 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것이 바람직하다.
상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3 미만이면 페라이트 및 오스테나이트 2상역 압연이 행해져 재질 불균일을 초래할 우려가 있다. 반면, 그 온도가 Ar3+50℃를 초과하게 되면 고온 압연에 의한 이상 조대립의 형성으로 재질 불균일이 야기될 우려가 있으며, 이로 인해 후속 냉각시 코일 뒤틀림 현상이 발생하는 문제가 있다.
보다 구체적으로, 상기 마무리 열간압연은 800~1000℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
[권취]
상기에 따라 제조된 열연강판을 권취하는 것이 바람직하다.
상기 권취는 400~700℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 권취온도가 400℃ 미만이면 과다한 마르텐사이트 또는 베이나이트 형성으로 인해 열연강판의 과도한 강도 상승을 초래함으로써, 이후의 냉간압연시 부하로 인한 형상 불량 등의 문제가 야기될 수 있다. 반면, 권취 온도가 700℃를 초과하는 경우, 강 중 Si, Mn 및 B 등 용융아연도금의 젖음성을 저하시키는 원소들의 표면 농화 및 내부산화가 심해질 수 있다.
[냉각]
상기 권취된 열연강판을 상온까지 0.1℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 보다 유리하게는 0.05℃/s 이하, 보다 더 유리하게는 0.015℃/s 이하의 냉각속도로 행할 수 있다. 여기서, 냉각은 평균냉각속도를 의미한다.
이와 같이, 권취된 열연강판을 일정 속도로 냉각을 행함으로써 오스테나이트의 핵생성 사이트(site)가 되는 탄화물을 미세하게 분산시킨 열연강판을 얻을 수 있다.
즉, 열연 과정에서 미세한 탄화물을 강 내에 고르게 분산시키고, 이후의 소둔시 이 탄화물이 용해되면서 강 중에 오스테나이트 상을 미세하게 분산 및 형성시킬 수 있으며, 이로 인해 소둔이 완료된 후에는 균일하게 분산된 미세 마르텐사이트 상을 얻을 수 있다.
[냉간압연]
상기에 따라 권취된 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판으로 제조할 수 있다.
이때, 상기 냉간압연은 40~70%의 냉간압하율로 행하는 것이 바람직한데, 만일 상기 냉간압하율이 40% 미만이면 목표로 하는 두께를 확보하기 어려울 뿐만 아니라, 강판의 형상교정이 어려워지는 문제가 있다. 반면, 상기 냉간압하율이 70%를 초과하게 되면 강판 에지(edge)부에서 크랙이 발생할 가능성이 높고, 냉간압연 부하를 야기하는 문제가 있다.
[연속소둔]
상기에 따라 제조된 냉연강판을 연속 소둔 처리하는 것이 바람직하다. 상기 연속 소둔 처리는 일 예로 연속 합금화 용융도금로에서 행해질 수 있다.
상기 연속 소둔 단계는 재결정과 동시에 페라이트와 오스테나이트 상을 형성하고, 탄소를 분해하기 위한 공정이다.
상기 연속 소둔 처리는 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 행하는 것이 바람직하며, 보다 유리하게는 780~830℃의 온도범위에서 행할 수 있다.
상기 연속 소둔시 그 온도가 Ac3-20℃ 미만이면 충분한 재결정이 이루어지지 못할 뿐만 아니라, 충분한 오스테나이트의 형성이 어려워 소둔 후 목표 수준의 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율을 확보할 수 없다. 반면, 그 온도가 Ac1+30℃를 초과하게 되면 생산성이 저하되고, 오스테나이트 상이 과다하게 형성되어 냉각 후 마르텐사이트 상과 베이나이트 상의 분율이 크게 증가하여 항복강도가 상승하고 연성이 감소함에 따라 저항복비 및 고연성의 확보가 어려워지는 문제가 있다. 또한 Si, Mn, B 등의 용융아연도금 젖음성을 저해하는 원소들에 의한 표면농화가 심해져 도금 표면품질이 저하될 우려가 있다.
[단계적 냉각]
상기한 바에 따라 연속 소둔 처리된 냉연강판을 단계적으로 냉각하는 것이 바람직하다.
구체적으로, 상기 냉각은 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 1차 냉각이라 칭함)한 다음, 하기 관계식 3을 만족하는 온도범위까지 5℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각(이때의 냉각을 2차 냉각이라 칭함)하는 것이 바람직하다.
[관계식 3]
560-(440×C)-(14×(Si+Al))-(26×Mn)-(11×Cr)-(0.97×RCS) > 0
(관계식 3에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, RCS는 2차 냉각 종료 온도(℃)를 의미한다.)
1차 냉각
상기 1차 냉각시 종료온도가 630℃ 미만인 경우 너무 낮은 온도로 인해 탄소의 확산 활동도가 낮아 페라이트 내 탄소 농도가 높아져 항복비가 증가하며, 가공시 크랙 발생 경향이 높아진다. 반면, 종료온도가 670℃를 초과할 경우 탄소의 확산 측면에서는 유리하나, 후속 냉각(2차 냉각)시 지나치게 높은 냉각 속도가 요구되는 단점이 있다. 또한, 상기 1차 냉각시 평균 냉각속도가 10℃/s를 초과하면 탄소 확산이 충분히 일어날 수 없게 된다.
한편, 상기 평균 냉각속도의 하한은 특별히 한정하지 아니하나, 생산성을 고려하여 1℃/s 이상으로 행할 수 있다.
2차 냉각
상술한 조건으로 1차 냉각을 완료한 후, 2차 냉각을 행하는 것이 바람직한데, 이때 냉각종료온도(RCS, 급냉종료온도)를 강 중의 C, Si, Al, Mn 및 Cr과의 관계로 제어함으로써 목표로 하는 미세조직을 형성하도록 유도할 수 있다.
강의 상(phase) 변태 온도 및 각 상(phase)의 분율은 합금조성과 소둔온도에 따라 달라질 수 있는데, 본 발명에서는 2차 냉각시 냉각종료온도에 의해 최종 조직의 베이나이트, 잔류 오스테나이트 및 마르텐사이트 상의 분율이 달라진다.
상기 관계식 3의 값이 0 보다 작게 되면 베이나이트 상을 충분한 분율로 확보할 수 없게 되며, 이로 인해 미변태 오스테나이트 내의 C 함량이 낮아져 연성에 기여하는 잔류 오스테나이트 상을 확보할 수 없게 된다. 또한, 페라이트 주변에 조대한 마르텐사이트 상이 형성되어 강의 균일연신율과 가공경화율이 현저히 감소하게 된다.
반면, 상기 관계식 3의 값이 0 보다 클 경우, 최종 조직으로 8% 이상의 베이나이트 상을 확보하면서, 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하이면서 그 장단경비(장경/단경)가 4 미만인 마르텐사이트의 개수가 전체 마르텐사이트 총 개수의 70% 이상을 점유하는 미세 마르텐사이트와 소량의 잔류 오스테나이트가 페라이트와 베이나이트 상 주변에 고르게 분산된 복합조직을 형성할 수 있다.
상기 관계식 3을 만족하는 온도로 2차 냉각을 행함에 있어서, 그 평균냉각속도가 5℃/s 미만이면 베이나이트 상이 목표 수준으로 형성되지 못할 우려가 있다. 상기 2차 냉각시 평균냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하며, 통상의 기술자가 냉각 설비의 사양을 고려하여 적절히 선택할 수 있을 것이다. 일 예로, 100℃/s 이하에서 행할 수 있을 것이다.
또한, 상기 2차 냉각은 수소 가스(H 2 gas)를 이용하는 수소냉각설비를 이용할 수 있다. 이와 같이, 수소냉각설비를 이용하여 냉각을 행함으로써 상기 2차 냉각시 발생할 수 있는 표면산화를 억제하는 효과를 얻을 수 있다.
한편, 상술한 바에 따라 단계적으로 냉각을 행함에 있어서, 1차 냉각시의 냉각속도 보다 2차 냉각시의 냉각속도를 빠르게 행할 수 있으며, 본 발명에서는 상술한 조건으로 2차 냉각을 행한 후 후속 유지 공정에서 베이나이트 상을 형성할 수 있다.
[유지]
상술한 바에 따라 단계적 냉각을 완료한 후 냉각된 온도범위에서 30초 이상 유지하는 것이 바람직하다.
전술한 2차 냉각 후 유지 공정을 행함으로써 베이나이트 상을 형성하고, 형성된 베이나이트 상에 인접해 있는 미변태 오스테나이트 상에 탄소를 농축시킬 수 있다. 이는, 후속하는 공정들을 모두 완료한 후 베이나이트에 인접한 영역에 미세한 마르텐사이트 상을 형성시키고자 하는 것이다.
이때, 유지 시간이 30초 미만이면 미변태 오스테나이트 상에 농축되는 탄소량이 불충분하여 목표로 하는 미세조직을 확보할 수 없게 된다. 한편, 상기 유지 공정시 그 시간이 200초를 초과하게 되면 베이나이트 분율이 과도해지므로 최종 조직으로 마르텐사이트 상을 충분히 확보하지 못하게 될 우려가 있다.
[용융아연도금]
상기에 따라 단계적 냉각 및 유지 공정을 거친 후 강판을 용융 아연계 도금욕에 침지하여 용융 아연계 도금강판을 제조하는 것이 바람직하다.
이때, 용융아연도금은 통상의 조건으로 행할 수 있으나, 일 예로 430~490℃의 온도범위에서 행할 수 있다. 또한, 상기 용융아연도금시 용융 아연계 도금욕의 조성에 대해서는 특별히 한정하지 않으며, 순수 아연 도금욕이거나, Si, Al, Mg 등을 포함하는 아연계 합금 도금욕일 수 있다.
[최종 냉각]
상기 용융아연도금을 완료한 후에는 Ms(마르텐사이트 변태 개시온도)-100℃ 이하까지 3℃/s 이상의 냉각속도로 냉각하는 것이 바람직하다. 이 과정에서 강판(여기서 강판은 도금층 하부의 모재에 해당한다)의 베이나이트 상에 인접한 영역에서 미세한 마르텐사이트(fresh martenstie) 상을 형성할 수 있다.
상기 냉각시 그 종료온도가 Ms-100℃를 초과하게 되면 미세 마르텐사이트 상과 적정 분율의 잔류 오스테나이트 상을 충분히 확보할 수 없게 되며, 평균 냉각속도가 3℃/s 미만이면 너무 느린 냉각속도로 인해 마르텐사이트 분율이 낮아져 목표 수준의 강도를 확보할 수 없게 된다. 상기 냉각시 냉각속도의 상한은 특별히 한정하지 아니하나, 10℃/s 이하로 행할 수 있음을 밝혀둔다.
상기 냉각시 상온까지 냉각하여도 목표로 하는 조직의 확보에는 문제없으며, 여기서 상온은 10~35℃ 정도로 나타낼 수 있다.
필요에 따라, 최종 냉각 전, 용융 아연계 도금강판을 합금화 열처리함으로써 합금화 용융 아연계 도금강판을 얻을 수 있다. 본 발명에서는 합금화 열처리 공정 조건에 대해서는 특별히 제한하지 않으며, 통상의 조건이면 무방하다. 일 예로써, 480~600℃의 온도 범위에서 합금화 열처리 공정을 수행할 수 있다.
나아가, 필요에 따라, 최종 냉각된 용융 아연계 도금강판 또는 합금화 용융 아연계 도금강판을 조질압연함으로써, 마르텐사이트 주위에 위치한 페라이트에 다량의 전위를 형성하여 소부경화성을 보다 향상시킬 수 있다.
이때, 압하율은 1% 미만(0% 제외)인 것이 바람직하다. 만일, 압하율이 1% 이상인 경우에는 전위 형성 측면에서는 유리하나, 설비 능력 한계로 인해 판 파단 발생 등 부작용이 야기될 수 있다.
전술한 바에 따라 제조된 본 발명의 강판은 미세조직으로 면적분율 60% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 이때, 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하, 장단경비(장경/단경)가 4 미만인 마르텐사이트의 개수가 전체 마르텐사이트 총 개수의 70% 이상으로 형성될 수 있다.
이러한 미세 마르텐사이트 상과 잔류 오스테나이트 상이 베이나이트와 페라이트 상 주변에 균일하게 분산되어 형성됨으로써 균일연신율 및 가공경화율의 향상을 도모하는 효과가 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 1에 나타낸 합금조성을 갖는 강 슬라브를 제작한 후, 상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위로 가열한 다음, 하기 표 2에 나타낸 온도에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조한 후, 이를 권취로 내에 장입하여 권취한 후 0.002℃/s의 속도로 상온까지 로냉하였다. 이때, 각 열연강판의 권취 온도는 하기 표 2에 나타내었다.
이 후, 각각의 열연강판을 산세한 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조한 다음, 하기 표 2에 나타낸 조건으로 연속 소둔 처리한 후, 단계적 냉각(1차 및 2차)을 행한 후 2차 냉각종료온도에서 30초 이상 유지하였다. 상기 유지시 200초를 넘지 않도록 하였다.
그 후, 430~490℃의 용융아연도금욕에서 아연도금처리한 다음, 최종 냉각한 후, 1% 미만으로 조질압연하여 용융 아연계 도금강판을 제조하였다.
상기에 따라 제조된 각각의 강판에 대해 미세조직을 관찰하고, 기계적 특성 을 평가한 후, 그 결과를 하기 표 3에 나타내었다.
이때, 각각의 시험편에 대한 인장시험은 DIN 규격을 이용하여 L방향으로 실시하였으며, 가공경화율(n)은 변형율 10~UE% 구간에서의 가공경화율 값을 측정하였다.
또한, 미세조직 분율은 소둔 처리된 강판의 판 두께 1/4t 지점에서 기지조직을 분석하였다. 구체적으로, 나이탈(Nital) 부식 후 FE-SEM과 이미지 분석기(Image analyzer), XRD(X-ray diffractor)를 이용하여 페라이트(ferrite, F), 베이나이트(bainite, B), 마르텐사이트(martensite, M), 잔류 오스테나이트(retained-austenite, R-A)의 분율을 측정하고, 미세 마르텐사이트의 점유비를 계산하였다. 미세 마르텐사이트의 점유비를 계산하기 위한 마르텐사이트의 개수는 포인트 카운트(point count)법으로 실시하였다.
강종 합금조성 (중량%) 관계식1
C Si Mn P S Sol.Al Cr Nb Ti N Sb
발명강1 0.12 0.6 1.8 0.011 0.003 0.1 0 0 0 0.004 0.02 0.46
발명강2 0.11 0.4 1.9 0.013 0.004 0.3 0 0 0 0.007 0.03 0.43
발명강3 0.13 0.7 1.9 0.012 0.002 0.01 0 0 0 0.005 0.03 0.44
발명강4 0.14 0.5 1.55 0.011 0.008 0.2 0.2 0 0 0.003 0.02 0.48
비교강1 0.12 0.5 1.8 0.016 0.005 0.02 0 0 0 0.004 0.02 0.36
비교강2 0.12 0.2 1.9 0.015 0.004 0.5 0 0.02 0.01 0.005 0.02 0.37
비교강3 0.14 0.7 1.7 0.012 0.002 0.02 0.1 0.03 0 0.007 0.02 0.41
비교강4 0.12 0.7 1.6 0.014 0.007 0.02 0.2 0.02 0.015 0.003 0.02 0.39
강종 마무리압연온도(℃) 권취온도(℃) 소둔온도(℃) 1차 냉각 2차 냉각 최종 냉각 구분
속도(℃/s) 온도(℃) 속도(℃/s) 온도(℃) 관계식3 속도(℃/s) 온도(℃)
발명강1 890 560 830 3 650 17 360 101 5 25 발명예 1
발명강2 900 550 830 4 670 18 420 45 6 27 발명예 2
890 570 820 3 660 17 400 64 8 25 발명예 3
880 550 810 5 655 18 410 55 6 30 발명예 4
880 580 830 3 670 16 360 103 5 25 발명예 5
890 560 810 4 665 16 360 103 5 26 발명예 6
발명강3 890 550 820 4 650 17 440 17 6 25 발명예 7
900 560 830 5 650 18 400 55 8 27 발명예 8
900 570 830 5 670 18 360 94 7 27 발명예 9
880 560 800 3 660 15 360 94 7 25 발명예 10
발명강4 890 560 830 3 670 17 400 58 8 28 발명예 11
비교강1 890 560 830 3 670 17 560 -90 6 30 비교예 1
870 550 800 4 660 16 500 -32 8 30 비교예 2
870 550 800 4 665 17 490 -22 5 25 비교예 3
비교강2 880 550 800 5 660 18 480 -18 6 27 비교예 4
890 560 830 4 650 17 480 -18 5 25 비교예 5
비교강3 870 540 770 3 655 16 480 -23 6 27 비교예 6
880 550 800 4 670 17 480 -23 7 25 비교예 7
비교강4 890 560 830 5 670 17 500 -32 8 30 비교예 8
880 540 770 4 660 17 530 -61 8 25 비교예 9
구분 미세조직 기계적 물성
F(%) B(%) M(%) R-A(%) 미세M점유비(%) TS(MPa) UE(%) TE(%) Nu 관계식2
발명예 1 69 21 8 2 80 591 19.1 30.8 0.190 2145
발명예 2 74 16 8 2 76 597 18.2 28.2 0.188 2043
발명예 3 73 17 7 3 77 599 18.3 29.1 0.189 2072
발명예 4 67 24 7 2 82 598 18.7 29.2 0.192 2147
발명예 5 71 18 7 4 83 604 18.7 30.7 0.191 2157
발명예 6 71 16 10 3 87 602 18.8 29.3 0.194 2196
발명예 7 70 20 8 2 72 628 17.1 28.1 0.185 1987
발명예 8 72 18 7 3 75 637 17.2 28.2 0.185 2027
발명예 9 70 18 8 4 79 641 17.8 28.4 0.187 2134
발명예 10 75 8 13 4 88 639 18.1 29.6 0.191 2209
발명예 11 74 14 8 4 90 632 19.3 28.6 0.187 2281
비교예 1 81 4 15 0 38 589 15.5 25.9 0.164 1497
비교예 2 81 4 15 0 43 593 16.0 26.7 0.168 1594
비교예 3 82 3 15 0 46 601 16.4 26.9 0.171 1685
비교예 4 83 3 14 0 53 594 16.4 28.5 0.176 1715
비교예 5 81 4 15 0 58 596 16.6 28.7 0.178 1761
비교예 6 79 6 15 0 50 656 14.6 21.0 0.179 1714
비교예 7 75 7 18 0 61 671 15.8 24.6 0.172 1824
비교예 8 80 6 14 0 33 657 13.6 22.5 0.167 1492
비교예 9 83 5 12 0 41 676 14.1 22.2 0.164 1563
(표 3에서 미세 M 점유비는 전체 마르텐사이트 개수(Mt) 대비 평균 입도 3㎛ 이하이면서, 장단경비(장경/단경)의 비가 4 미만인 마르텐사이트의 개수(M*)의 비(M*/Mt)를 계산하여 나타낸 것이다.)
(표 3에서 TS는 인장강도, UE는 균일연신율, TE는 총 연신율, Nu는 가공경화지수를 의미하며, 관계식 2의 단위는 MPa% 이다.)
상기 표 1 내지 3에 나타낸 바와 같이, 강 합금성분계 및 제조조건이 본 발명에서 제안하는 바를 모두 만족하는 발명예 1 내지 11은 의도하는 미세조직이 형성됨에 따라, 인장강도 490MPa 이상의 고강도를 가지면서, 인장강도, 균일연신율 및 가공경화지수의 관계(관계식 2에 해당)가 1900 이상으로 확보됨으로써, 목표로 하는 가공성을 확보할 수 있다.
반면, 강 합금성분계 및 제조조건 중 하나 이상의 조건이 본 발명에서 제안하는 바를 만족하지 못하는 비교예 1 내지 9는 본 발명에서 의도하는 미세조직이 형성되지 못하였으며, 이에 따라 인장강도, 균일연신율 및 가공경화지수의 관계(관계식 2에 해당)가 1900 미만으로 확보됨에 따라 가공성을 확보할 수 없음을 확인할 수 있다.
도 1은 발명강과 비교강의 C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti의 성분비(관계식 1에 해당)에 따른 인장강도, 균일연신율 및 가공경화지수 간의 관계(관계식 2에 해당)의 변화를 그래프화하여 나타낸 것이다.
도 1에 나타낸 바와 같이, C, Si, Al, Mn, Cr, Nb, Ti의 성분비가 0.42 이상으로 만족할 때 관계식 2의 값을 1900 이상으로 확보할 수 있음을 알 수 있다.

Claims (10)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.4%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하며,
    미세조직으로 면적분율 60% 이상의 페라이트와 잔부 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
    [관계식 1]
    (C+Si+Al)/(Mn+Cr+(10×Nb)+(10×Ti)) ≥ 0.42
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
  2. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 마르텐사이트 상을 면적분율 5~20%로 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
  3. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 평균 결정립 크기가 3㎛ 이하, 장단경비(장경/단경)가 4 미만인 마르텐사이트의 개수가 전체 마르텐사이트 총 개수의 70% 이상인 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
  4. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 베이나이트 상을 면적분율 8~30%로 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
  5. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 적어도 일면에 아연계 도금층을 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
  6. 제 1항에 있어서,
    상기 강판은 490MPa 이상의 인장강도를 갖고,
    변형구간 10~Uniform Elongation(%)에서 측정한 가공경화지수(Nu), 인장강도(TS) 및 균일연신율(UE)의 관계가 하기 관계식 2를 만족하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판.
    [관계식 2]
    (TS×UE×Nu) ≥ 1900
    (여기서, 단위는 MPa% 이다.)
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.08~0.15%, 실리콘(Si): 1.2% 이하(0% 제외), 망간(Mn): 1.4~2.4%, 크롬(Cr): 1.0% 이하, 인(P): 0.1% 이하(0% 제외), 황(S): 0.01% 이하(0% 제외), 알루미늄(sol.Al): 1.0% 이하(0% 제외), 질소(N): 0.01% 이하(0% 제외), 안티몬(Sb): 0.05% 이하(0% 제외), 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고, 하기 관계식 1을 만족하는 강 슬라브를 준비하는 단계;
    상기 강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 가열하는 단계;
    상기 가열된 강 슬라브를 Ar3 변태점 이상에서 마무리 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 400~700℃의 온도범위에서 권취하는 단계;
    상기 권취 후 상온까지 0.1℃/s 이하의 냉각속도로 냉각하는 단계;
    상기 냉각 후 40~70%의 냉간압하율로 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 Ac1+30℃~Ac3-20℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    상기 연속소둔 후 단계적 냉각을 행하는 단계; 및
    상기 단계적 냉각 후 30초 이상 유지하는 단계를 포함하며,
    상기 단계적 냉각은 630~670℃까지 10℃/s 이하(0℃/s 제외)의 냉각속도로 1차 냉각하는 단계 및 상기 1차 냉각 후 수소냉각설비에서 하기 관계식 3을 만족하는 온도범위까지 5℃/s 이상의 냉각속도로 2차 냉각하는 단계를 포함하는 것을 특징으로 하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
    [관계식 1]
    (C+Si+Al)/(Mn+Cr+(10×Nb)+(10×Ti)) ≥ 0.42
    (관계식 1에서 각 원소들은 중량 함량을 의미한다.)
    [관계식 3]
    560-(440×C)-(14×(Si+Al))-(26×Mn)-(11×Cr)-(0.97×RCS) > 0
    (관계식 3에서 각 원소들은 중량 함량을 의미하며, RCS는 2차 냉각 종료 온도(℃)를 의미한다.)
  8. 제 7항에 있어서,
    상기 마무리 열간압연시 출구측 온도가 Ar3~Ar3+50℃를 만족하는 것인 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  9. 제 7항에 있어서,
    상기 유지 후 용융아연도금하는 단계; 및
    상기 용융아연도금 후 Ms-100℃ 이하까지 3℃/s 이상의 평균 냉각속도로 최종 냉각하는 단계를 더 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
  10. 제 9항에 있어서,
    상기 최종 냉각 후 1% 미만의 압하율로 조질압연하는 단계를 더 포함하는 균일연신율 및 가공경화율이 우수한 강판의 제조방법.
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