WO2022131625A1 - 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

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WO2022131625A1
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이재훈
임영록
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주식회사 포스코
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Definitions

  • the present invention relates to a steel sheet that can be used for automobile parts and the like, and to a steel sheet having high strength characteristics and excellent workability and a method for manufacturing the same.
  • TRIP Transformation Induced Plasticity
  • steel using the transformation induced plasticity of retained austenite has a complex microstructure composed of ferrite, bainite, martensite, and retained austenite.
  • Patent Documents 1 and 2 As a technique for further improving the workability of a steel sheet, a method of utilizing tempered martensite is disclosed in Patent Documents 1 and 2. Since tempered martensite made by tempering hard martensite is soft martensite, there is a difference in strength between tempered martensite and existing untempered martensite (fresh martensite). Therefore, when fresh martensite is suppressed and tempered martensite is formed, workability may be increased.
  • Patent Document 3 a method of inducing the production of bainite through the addition of boron (B) is disclosed in Patent Document 3.
  • boron (B) is added, ferrite-pearlite transformation is suppressed and bainite formation is induced, so that both strength and workability can be achieved.
  • the balance of tensile strength and elongation (B TE ), the balance of tensile strength and hole expansion rate (B TH ), and the yield ratio evaluation index (I YR ) are all in a situation that does not satisfy the demand for an excellent steel sheet.
  • Patent Document 1 Korean Patent Publication No. 10-2006-0118602
  • Patent Document 2 Japanese Patent Application Laid-Open No. 2009-019258
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2016-216808
  • a steel sheet excellent in both the balance of tensile strength and elongation, the balance of tensile strength and hole expansion rate, and the yield ratio evaluation index by optimizing the composition and microstructure of the steel sheet, and a method for manufacturing the same can be provided have.
  • High-strength steel sheet having excellent workability in weight%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, remaining Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite and Including other unavoidable organizations, the following [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] can be satisfied.
  • [B] FM is the content (% by weight) of boron (B) contained in fresh martensite
  • [B] TM is the content (% by weight) of boron (B) contained in tempered martensite to be.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) having an average grain size of 1.2 ⁇ m or more
  • V( ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) of the steel sheet.
  • the steel sheet may further include any one or more of the following (1) to (8), in wt%.
  • the microstructure of the steel sheet is, by volume fraction, 10 to 30% of bainite, 50 to 70% of tempered martensite, 10 to 30% of fresh martensite, 2 to 10% of retained austenite, 5% or less (including 0%) of ferrite may be included.
  • the balance ( B TH ) of tensile strength and hole expansion rate expressed by The index (I YR ) may satisfy 0.15 to 0.42.
  • the method for manufacturing a high-strength steel sheet having excellent workability is, in wt%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P : 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, providing a cold-rolled steel sheet containing the remaining Fe and unavoidable impurities;
  • the cold-rolled steel sheet is heated to 700°C (primary heating) at an average heating rate of 5°C/s or more, and heated to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate of 5°C/s or less (secondary heating) and then maintaining (primary maintenance) for 50 to 1200 seconds; Cooling (primary cooling) the first maintained steel sheet to a temperature range of 350 to 550 °C at an average cooling rate of 2 to 100 °C / s and then maintaining (secondary maintaining) for 5
  • the steel slab may further include any one or more of the following (1) to (8).
  • the cold-rolled steel sheet heating the steel slab to 1000 ⁇ 1350 °C; Finishing hot rolling in a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 350 to 650°C; Pickling the wound steel sheet; and cold rolling the pickled steel sheet at a reduction ratio of 30 to 90%.
  • a steel sheet suitable for use in automobile parts and the like and a method for manufacturing the same because the balance between tensile strength and ductility, balance between tensile strength and hole expandability, and yield ratio evaluation index are excellent.
  • the present invention relates to a high-strength steel sheet having excellent workability and a method for manufacturing the same, and preferred embodiments of the present invention will be described below.
  • 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 in order to further detailed the present invention to those of ordinary skill in the art to which the present invention pertains.
  • TRIP addition type transformation induced plasticity
  • High-strength steel sheet having excellent workability in weight%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15% or less, S: 0.03% or less, N: 0.03% or less, B: 0.0005 to 0.005%, remaining Fe and unavoidable impurities, as a microstructure, bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite and Including other unavoidable organizations, the following [Relational Expression 1] and [Relational Expression 2] can be satisfied.
  • [B] FM is the content (% by weight) of boron (B) contained in fresh martensite
  • [B] TM is the content (% by weight) of boron (B) contained in tempered martensite to be.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) having an average grain size of 1.2 ⁇ m or more
  • V( ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) of the steel sheet.
  • High-strength steel sheet having excellent workability in weight%, C: 0.1 to 0.25%, Si: 0.01 to 1.5%, Mn: 1.0 to 4.0%, Al: 0.01 to 1.5%, P: 0.15%
  • Ti 0.5% or less (including 0%), Nb: 0.5% or less (including 0%), V: 0.5% or less (including 0%), Cr: 3.0% or less (including 0%), Mo: 3.0 % or less (including 0%), Cu: 4.0% or less (including 0%), Ni: 4.0% or less (including 0%), Ca: 0.05% or less (including 0%), REM excluding Y: 0.05% or less (including 0%), Mg: 0.05% or less (including 0%), W: 0.5% or less (including 0%), Zr: 0.5% or less (including 0%), Sb: 0.5% or less (including 0%), Sn: 0.5% or less (including 0%), Y: 0.2% or less (including 0%), Hf: 0.2% or less (including 0%), Co: 1.5% or less (including 0%) can do.
  • Carbon (C) is an element essential for securing the strength of a steel sheet, and is also an element for stabilizing retained austenite that contributes to the improvement of ductility of a steel sheet. Accordingly, the present invention may include 0.1% or more of carbon (C) to achieve such an effect.
  • a preferred carbon (C) content may be greater than 0.1%, may be greater than 0.11%, and may be greater than or equal to 0.12%.
  • the present invention may limit the upper limit of the carbon (C) content to 0.25%.
  • the carbon (C) content may be 0.24% or less, and more preferably, the carbon (C) content may be 0.23% or less.
  • Silicon (Si) is an element that contributes to strength improvement by solid solution strengthening, and is also an element that improves workability by homogenizing the structure.
  • silicon (Si) is an element contributing to the generation of retained austenite by suppressing the precipitation of cementite. Therefore, in the present invention, 0.01% or more of silicon (Si) may be added to achieve such an effect.
  • a preferable silicon (Si) content may be 0.02% or more, and a more preferable silicon (Si) content may be 0.04% or more.
  • the silicon (Si) content exceeds a certain level, in the plating process, not only may a plating defect problem such as non-plating may occur, but also the weldability of the steel sheet may be reduced. can be limited to 1.5%.
  • a preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 1.48%, and a more preferable upper limit of the silicon (Si) content may be 1.46%.
  • Manganese (Mn) is a useful element for increasing both strength and ductility. Accordingly, in the present invention, 1.0% or more of manganese (Mn) may be added to achieve such an effect.
  • a preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.2%, and a more preferred lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.4%.
  • the present invention may limit the upper limit of the manganese (Mn) content to 4.0%.
  • the upper limit of the preferable manganese (Mn) content may be 3.9%.
  • Aluminum (Al) is an element that deoxidizes by combining with oxygen in steel.
  • aluminum (Al) is also an element that suppresses cementite precipitation and stabilizes retained austenite, similarly to silicon (Si). Therefore, in the present invention, 0.01% or more of aluminum (Al) may be added to achieve such an effect.
  • a preferable aluminum (Al) content may be 0.03% or more, and a more preferable aluminum (Al) content may be 0.05% or more.
  • the present invention can limit the upper limit of the aluminum (Al) content to 1.5%.
  • the upper limit of the preferable aluminum (Al) content may be 1.48%.
  • Phosphorus (P) is an element that is contained as an impurity and deteriorates impact toughness. Therefore, it is preferable to manage the content of phosphorus (P) to 0.15% or less.
  • Sulfur (S) is an element that is contained as an impurity to form MnS in the steel sheet and deteriorates ductility. Therefore, the content of sulfur (S) is preferably 0.03% or less.
  • Nitrogen (N) is an element that causes cracks in the slab by forming nitride during continuous casting as it is contained as an impurity. Therefore, the content of nitrogen (N) is preferably 0.03% or less.
  • Boron (B) is an element that improves hardenability to increase strength, and is also an element that suppresses nucleation of grain boundaries.
  • the present invention is to simultaneously secure an excellent balance of tensile strength and elongation, an excellent balance of tensile strength and hole expandability, and an excellent yield ratio evaluation index through boron (B) enrichment in tempered martensite, so in the present invention, boron ( B) must be added. Therefore, in the present invention, 0.0005% or more of boron (B) may be added for this effect.
  • boron (B) when boron (B) is added in excess of a certain level, it causes not only excessive characteristic effects but also increases in manufacturing cost, so the present invention may limit the upper limit of the content of boron (B) to 0.005%.
  • the steel sheet of the present invention has an alloy composition that may be additionally included in addition to the above-described alloy components, which will be described in detail below.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • Titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) are elements that make precipitates and refine crystal grains, and are elements that also contribute to the improvement of strength and impact toughness of a steel sheet. ), at least one of niobium (Nb) and vanadium (V) may be added. However, when the respective contents of titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) exceed a certain level, excessive precipitates are formed and not only the impact toughness is lowered, but also the manufacturing cost increases. Silver may limit the content of titanium (Ti), niobium (Nb), and vanadium (V) to 0.5% or less, respectively.
  • the present invention provides chromium (Cr) and At least one of molybdenum (Mo) may be added.
  • the content of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) exceeds a certain level, the bainite transformation time increases and the carbon (C) concentration in austenite becomes insufficient, so the desired retained austenite fraction is secured. Can not. Accordingly, the present invention may limit the content of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) to 3.0% or less, respectively.
  • Copper (Cu) and nickel (Ni) are elements that stabilize austenite and inhibit corrosion.
  • copper (Cu) and nickel (Ni) are also elements that are concentrated on the surface of the steel sheet to prevent hydrogen intrusion moving into the steel sheet, thereby suppressing delayed hydrogen destruction. Accordingly, in the present invention, at least one of copper (Cu) and nickel (Ni) may be added for this effect.
  • the content of copper (Cu) and nickel (Ni) exceeds a certain level, it causes not only excessive characteristic effects but also an increase in manufacturing cost. It can be limited to 4.0% or less.
  • the rare earth element means scandium (Sc), yttrium (Y), and a lanthanide element. Since rare earth elements (REM) other than calcium (Ca), magnesium (Mg), and yttrium (Y) are elements that contribute to improving the ductility of a steel sheet by making sulfides spheroidized, the present invention provides calcium (Ca), At least one of rare earth elements (REM) other than magnesium (Mg) and yttrium (Y) may be added.
  • the present invention provides calcium ( Ca), magnesium (Mg), and the content of rare earth elements (REM) excluding yttrium (Y) may be limited to 0.05% or less, respectively.
  • tungsten (W) and zirconium (Zr) are elements that increase the strength of a steel sheet by improving hardenability
  • one or more of tungsten (W) and zirconium (Zr) may be added for this effect.
  • the content of tungsten (W) and zirconium (Zr) exceeds a certain level, it causes excessive characteristic effects as well as an increase in manufacturing cost. % or less.
  • antimony (Sb) and tin (Sn) are elements that improve the plating wettability and plating adhesion of the steel sheet
  • at least one of antimony (Sb) and tin (Sn) may be added for this effect.
  • the content of antimony (Sb) and tin (Sn) exceeds a certain level, the brittleness of the steel sheet increases and cracks may occur during hot working or cold working, so the present invention provides antimony (Sb) and tin (Sn) ) may be limited to 0.5% or less, respectively.
  • yttrium (Y) and hafnium (Hf) are elements that improve the corrosion resistance of the steel sheet
  • at least one of yttrium (Y) and hafnium (Hf) may be added for this effect.
  • the present invention sets the content of yttrium (Y) and hafnium (Hf) to 0.2% or less, respectively. can be limited
  • cobalt (Co) is an element that increases the TRIP effect by promoting bainite transformation
  • cobalt (Co) may be added for this effect in the present invention.
  • the present invention may limit the content of cobalt (Co) to 1.5% or less.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability according to an aspect of the present invention may include remaining Fe and other unavoidable impurities in addition to the above-described components.
  • unintended impurities from raw materials or the surrounding environment may inevitably be mixed in the normal manufacturing process, it cannot be entirely excluded. Since these impurities are known to those of ordinary skill in the art, all contents thereof are not specifically mentioned in the present specification.
  • additional addition of effective ingredients other than the above-mentioned ingredients is not entirely excluded.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability may include bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite and other unavoidable structures as microstructures.
  • Untempered martensite fresh martensite, FM
  • tempered martensite tempered martensite
  • TM tempered martensite
  • fresh martensite has a characteristic of lowering the ductility and burring properties of the steel sheet.
  • fresh martensite tends to lower the yield ratio of the steel sheet. This is because the microstructure of tempered martensite is softened by tempering heat treatment.
  • the balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (1-YR), which the present invention aims It is preferable to control the tissue fraction of tempered martensite and fresh martensite in order to secure Evaluation of the balance of tensile strength and elongation of 3.0*10 6 or more (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion ratio of 6.0*10 6 or more (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio of 0.42 or less In order to satisfy the index (1-YR), it is preferable to limit the fraction of tempered martensite to 50 vol% or more, and to limit the fraction of fresh martensite to 10 vol% or more.
  • a more preferable fraction of tempered martensite may be 52 vol% or more or 54 vol% or more, and a more preferable fresh martensite fraction may be 12 vol% or more.
  • tempered martensite or fresh martensite is excessively formed, ductility and burring properties are lowered, resulting in a balance between tensile strength and elongation of 3.0*10 6 or higher (TS 2 *EL 1/2 ), 6.0*10 6
  • TS 2 *HER 1/2 The balance of tensile strength and hole expansion rate above (TS 2 *HER 1/2 ) and the yield ratio evaluation index (1-YR) of 0.42 or less cannot be satisfied at the same time.
  • the fraction of tempered martensite may be limited to 70 vol% or less, and the fraction of fresh martensite may be limited to 30 vol% or less. More preferably, the fraction of tempered martensite may be 68 vol% or less or 65 vol% or less, and more preferably, the fraction of fresh martensite may be 25 vol% or less.
  • TS 2 *EL 1/2 Balance of tensile strength and elongation at the desired level of the present invention
  • TS 2 *HER 1/2 balance of tensile strength and hole expansion rate
  • yield ratio evaluation index (1-YR) It is necessary to optimize the bainite fraction to secure Evaluation of the balance of tensile strength and elongation of 3.0*10 6 or more (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion ratio of 6.0*10 6 or more (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio of 0.42 or less
  • a more preferred fraction of bainite may be 12% by volume or more or 14% by volume or more.
  • bainite when bainite is formed excessively, it eventually causes a decrease in the fraction of tempered martensite, so the desired balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS) 2 *HER 1/2 ) and the yield ratio evaluation index (1-YR) to secure the fraction of bainite can be limited to 30% by volume or less.
  • a preferred fraction of bainite may be at least 12% by volume or at least 14% by volume, or at most 28% by volume or up to 26% by volume.
  • a steel sheet containing retained austenite has excellent ductility and workability due to transformation-induced plasticity that occurs during transformation from austenite to martensite during processing.
  • the fraction of retained austenite is less than a certain level, the balance between tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ) is not preferably less than 3.0*10 6 (MPa 2 % 1/2 ).
  • the fraction of retained austenite exceeds a certain level, local elongation may decrease or spot weldability may decrease. Therefore, the present invention can limit the fraction of retained austenite in the range of 2 to 10% in order to obtain a steel sheet having an excellent balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ).
  • a preferred fraction of retained austenite may be greater than or equal to 3% by volume, or less than or equal to 8% by volume.
  • the steel sheet of the present invention may include ferrite, pearlite, martensite martensite (Martensite Austenite Constituent, M-A), and the like. Since the strength of the steel sheet may be reduced when ferrite is formed excessively, the present invention may limit the fraction of ferrite to 5% by volume (including 0%) or less. In addition, when the pearlite is excessively formed, the workability of the steel sheet may be deteriorated or the fraction of retained austenite may be reduced. Therefore, the present invention intends to limit the formation of pearlite as much as possible.
  • the high-strength steel sheet having excellent workability according to an aspect of the present invention may satisfy the following [Relational Expressions 1] and [Relational Expressions 2].
  • [B] FM is the content (% by weight) of boron (B) contained in fresh martensite
  • [B] TM is the content (% by weight) of boron (B) contained in tempered martensite to be.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) having an average grain size of 1.2 ⁇ m or more
  • V( ⁇ ) is the retained austenite fraction (vol%) of the steel sheet.
  • the present invention secures the desired balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (1-YR)
  • TS 2 *EL 1/2 tissue fraction of tempered martensite, fresh martensite and retained austenite
  • TS 2 *HER 1/2 yield ratio evaluation index
  • yield ratio evaluation index (1-YR) yield ratio evaluation index
  • the present invention relates to the content of boron (B) contained in fresh martensite relative to the content of boron (B) contained in tempered martensite ([B] TM , wt%) as shown in [Relational Expression 1] ([B] FM . _ _ _ _ _ _ It is possible to simultaneously secure a balance of tensile strength and hole expansion rate (B TH ) of 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) and a yield ratio evaluation index (I YR ) of 0.15 to 0.42.
  • the inventors of the present invention conducted an in-depth study with respect to a method for securing the properties of boron (B)-added TRIP steel, and as a result, the theoretical basis was not clearly clarified, but fresh martens on the boron (B) content contained in tempered martensite It has been noted that only when the ratio of the content of boron (B) contained in the site satisfies a certain range, the present invention can secure the desired physical properties. In particular, it was confirmed that the yield ratio of the steel sheet exhibited a constant tendency according to the content ratio of boron (B) contained in tempered martensite and fresh martensite.
  • the present invention limits the ratio of the boron (B) content contained in fresh martensite to the boron (B) content contained in tempered martensite to the range of 0.03 to 0.55 as shown in [Relational Equation 1],
  • the balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) and the yield ratio evaluation index (1-YR) can be secured.
  • the inventor of the present invention found that not only the fraction of retained austenite, but also the ratio of retained austenite of a specific size to the total retained austenite is an important factor in securing strength and workability.
  • Retained austenite with an average grain size of 1.2 ⁇ m or more is a retained austenite whose average size is increased by heat treatment at a bainite formation temperature. Compared to retained austenite with an average grain size of 1.2 ⁇ m or less, the driving force for transformation into martensite is relatively suppressed. to be.
  • the present invention relates to the fraction of retained austenite having an average grain size of 1.2 ⁇ m or more (V (1.2 ⁇ m, ⁇ ), Volume %) ratio is controlled to 0.12 or more, effectively securing the desired balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) can do.
  • the high strength steel sheet having excellent workability has a balance (B TE ) of tensile strength and elongation expressed by the following [Relational Expression 3] of 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and the balance (B TH ) of tensile strength and hole expansion rate expressed by [Relation 4] below satisfies 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ),
  • the yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by [Relational Expression 5] may satisfy 0.15 to 0.42.
  • a cold-rolled steel sheet having a predetermined alloy composition is heated to 700° C. (primary heating) at an average heating rate of 5° C./s or more, and the temperature is 5° C./s or less.
  • Secondary heating to a temperature range of Ac3 to 920°C at an average heating rate and then maintaining (primary maintenance) for 50 to 1200 seconds; Cooling (primary cooling) the first maintained steel sheet to a temperature range of 350 to 550 °C at an average cooling rate of 2 to 100 °C / s and then maintaining (secondary maintaining) for 5 to 600 seconds; cooling (secondary cooling) the secondary-maintained steel sheet to a temperature range of 200 to 400° C.
  • the cold-rolled steel sheet heating a steel slab having a predetermined alloy composition to 1000 ⁇ 1350 °C; Finishing hot rolling in a temperature range of 800 ⁇ 1000 °C; winding the hot-rolled steel sheet in a temperature range of 350 to 650°C; Pickling the wound steel sheet; and cold rolling the pickled steel sheet at a reduction ratio of 30 to 90%.
  • a steel slab having a predetermined alloy composition is prepared. Since the steel slab of the present invention has an alloy composition corresponding to the alloy composition of the steel plate described above, the description of the alloy composition of the steel slab is replaced with the description of the alloy composition of the steel plate described above.
  • the prepared steel slab may be heated to a certain temperature range, and the heating temperature of the steel slab at this time may be in the range of 1000 to 1350 °C. If the heating temperature of the steel slab is less than 1000°C, there is a possibility that it will be hot rolled in a temperature range below the target finish hot rolling temperature range. If the heating temperature of the steel slab exceeds 1350°C, it will reach the melting point of the steel there is a possibility
  • the heated steel slab may be hot rolled to provide a hot rolled steel sheet.
  • the finish hot rolling temperature during hot rolling is preferably in the range of 800 to 1000 °C. When the finish hot rolling temperature is less than 800 ° C, excessive rolling load may be a problem, and when the finish hot rolling temperature exceeds 1000 ° C, coarse grains of the hot rolled steel sheet are formed, which may cause deterioration of the physical properties of the final steel sheet. .
  • the hot-rolled steel sheet after the hot rolling has been completed can be cooled at an average cooling rate of 10°C/s or more, and can be wound in a temperature range of 350 to 650°C. If the coiling temperature is less than 350 °C, the winding is not easy, and when the coiling temperature exceeds 650 °C, the surface scale (scale) is formed even inside the hot-rolled steel sheet This is because there is a possibility that makes pickling difficult.
  • pickling may be performed to remove scale generated on the surface of the steel sheet, and cold rolling may be performed.
  • pickling and cold rolling conditions are not particularly limited in the present invention, cold rolling is preferably performed at a cumulative reduction ratio of 30 to 90%. When the cumulative reduction ratio of cold rolling exceeds 90%, it may be difficult to perform cold rolling in a short time due to the high strength of the steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet may be manufactured as an unplated cold-rolled steel sheet through an annealing heat treatment process, or may be manufactured as a plated steel sheet through a plating process to impart corrosion resistance.
  • plating methods such as hot-dip galvanizing, electro-galvanizing, and hot-dip aluminum plating can be applied, and the method and type are not particularly limited.
  • the present invention performs an annealing heat treatment process in order to simultaneously secure the strength and workability of the steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is heated to 700°C (primary heating) at an average heating rate of 5°C/s or more, and heated to a temperature range of Ac3 to 920°C (secondary heating) at an average heating rate of 5°C/s or less. After that, hold for 50 to 1200 seconds (primary maintenance).
  • the primary holding temperature is less than Ac3 (ideal range)
  • more than 5 vol% of ferrite is formed, and accordingly, the balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance of tensile strength and hole expansion ( TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered.
  • the primary holding time is less than 50 seconds, the structure may not be sufficiently uniformed, and the physical properties of the steel sheet may be deteriorated.
  • the upper limits of the primary holding temperature and primary holding time are not particularly limited, but in order to prevent a decrease in toughness due to grain coarsening, the primary holding temperature is 920°C or less, and the primary holding time is limited to 1200 seconds or less. it is preferable
  • the primary maintenance After the primary maintenance, it can be cooled (primary cooling) to a temperature range of 350 to 550°C at a primary cooling rate of 2°C/s or more at an average cooling rate, and then maintained in the temperature range for 5 seconds or more (secondary maintenance) .
  • the average cooling rate of primary cooling is less than 2°C/s, the fraction of retained austenite becomes insufficient due to slow cooling, and accordingly, the balance between tensile strength and elongation of the steel sheet (TS 2 *EL 1/2 ) and tensile strength and the balance of hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered.
  • the upper limit of the average cooling rate of primary cooling does not need to be specifically defined, but is preferably set to 100° C. or less.
  • the secondary holding temperature is less than 350°C, V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) of the steel sheet and the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered due to the low heat treatment temperature.
  • the secondary holding temperature exceeds 550°C, the balance of tensile strength and elongation of the steel sheet (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *) due to insufficient retained austenite HER 1/2 ) may be lowered.
  • the secondary holding time when the secondary holding time is less than 5 seconds, the heat treatment time is insufficient, so V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) of the steel sheet and the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered.
  • the upper limit of the secondary holding time does not need to be specifically defined, but is preferably limited to 600 seconds or less.
  • the secondary maintenance After the secondary maintenance, it can be cooled (secondary cooling) to a primary cooling stop temperature of 200 to 400 °C at an average cooling rate of 2 °C/s or more.
  • the average cooling rate of secondary cooling is less than 2°C/s, the fraction of retained austenite becomes insufficient due to slow cooling, and accordingly, the balance between tensile strength and elongation of the steel sheet (TS 2 *EL 1/2 ), tensile strength and the balance of hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered.
  • the upper limit of the average cooling rate of secondary cooling does not need to be particularly specified, but is preferably 100°C/s or less.
  • tertiary maintenance After secondary cooling, it can be heated (third heating) to a temperature range of 350 to 550°C at an average heating rate of 5°C/s or more and then maintained for 50 seconds or more (tertiary maintenance).
  • the upper limit of the average heating rate of the tertiary heating does not need to be particularly specified, but is preferably 100° C./s or less. If the tertiary holding temperature is less than 350° C. or the tertiary holding time is less than 50 seconds, tempered martensite is excessively formed and it is difficult to secure the fraction of retained austenite.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) the balance between tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), and the balance between tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) are lowered can be
  • the tertiary holding temperature exceeds 550°C or the tertiary holding time exceeds 155,000 seconds, the fraction of retained austenite is insufficient and the V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ), tensile strength and elongation of the steel sheet
  • the balance of (TS 2 *EL 1/2 ) and the balance of tensile strength and hole expansion rate (TS 2 *HER 1/2 ) may be lowered.
  • the third maintenance After the third maintenance, it can be cooled to room temperature (tertiary cooling) at an average cooling rate of 1°C/s or more.
  • the high-strength steel sheet with excellent workability manufactured by the above-described manufacturing method may include, as a microstructure, bainite, tempered martensite, fresh martensite, retained austenite and other unavoidable structures, and as a preferred example, the volume By fraction, 10-30% bainite, 50-70% tempered martensite, 10-30% fresh martensite, 2-10% retained austenite, 5% or less (including 0%) ferrite may include
  • the steel sheet manufactured by the above-described manufacturing method satisfies the balance (B TE ) of tensile strength and elongation expressed by [Relational Expression 3] below 3.0*10 6 to 6.2*10 6 (MPa 2 % 1/2 ) and the balance of tensile strength and hole expansion rate (B TH ) expressed in [Relational Expression 4] below satisfies 6.0*10 6 to 11.5*10 6 (MPa 2 % 1/2 ), and [Relational Expression 5
  • the yield ratio evaluation index (I YR ) expressed by ] may satisfy 0.15 to 0.42.
  • a steel slab having a thickness of 100 mm having the alloy composition shown in Table 1 (the remainder being Fe and unavoidable impurities) was prepared, heated at 1200° C., and then finish hot rolling was performed at 900° C. Then, it was cooled at an average cooling rate of 30° C./s, and wound at the coiling temperature of Tables 2 and 3 to prepare a hot-rolled steel sheet having a thickness of 3 mm. Then, after removing the surface scale by pickling, cold rolling was performed to a thickness of 1.5 mm.
  • the single-phase region means a temperature range of Ac3 to 920°C
  • the abnormal region means a temperature range less than Ac3°C.
  • the microstructure of the thus prepared steel sheet was observed, and the results are shown in Tables 6 and 7.
  • ferrite (F), bainite (B), tempered martensite (TM), fresh martensite (FM), and pearlite (P) were observed through SEM after nital etching the polished specimen cross section.
  • a structure having no irregularities on the surface of the specimen was classified as ferrite, and a structure having a lamellar structure of cementite and ferrite was classified as pearlite. Since both bainite (B) and tempered martensite (TM) are observed in lath and block form and are difficult to distinguish, the fraction of bainite and tempered martensite was calculated using an expansion curve after dilatation evaluation.
  • the value obtained by subtracting the fraction of tempered martensite calculated through the expansion curve from the fraction of bainite and tempered martensite measured by SEM observation was determined as the fraction of bainite.
  • the fraction of retained austenite calculated by X-ray diffraction method is subtracted from the fraction of martensite and retained austenite observed by the SEM. Values were determined as fresh martensite fractions.
  • [B] FM /[B] TM , V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) of steel sheet, balance of tensile strength and elongation (TS 2 *EL 1/2 ), tensile strength and hole expansion rate Balance (TS 2 *HER 1/2 ) and yield ratio evaluation index (I YR ) were measured and evaluated, and the results are shown in Tables 8 and 9.
  • Boron (B) content in fresh martensite ([B] FM ) and boron (B) content in tempered martensite ([B] TM ) were measured using EPMA (Electron Probe MicroAnalyser) to measure fresh martensite and tempered martensite. It was determined by the measured boron (B) concentration in .
  • Retained austenite (V (1.2 ⁇ m, ⁇ )) having an average grain size of 1.2 ⁇ m or more was measured using a phase map of EBSD (Electron Backscatter Diffraction).
  • TS and elongation were evaluated through a tensile test, and tensile strength (TS) and elongation were evaluated with specimens taken in accordance with JIS No. (El) was measured.
  • the hole expansion rate (HER) was evaluated through the hole expansion test, and after forming a 10mm ⁇ punched hole (die inner diameter 10.3mm, clearance 12.5%), a conical punch with an apex angle of 60° was applied with the burr of the punching hole outside. After inserting into the punching hole in the desired direction, pressing and expanding the periphery of the punching hole at a moving speed of 20 mm/min, it was calculated using the following [Relational Expression 6].
  • Hole expansion rate (HER, %) ⁇ (D - D 0 ) / D 0 ⁇ x 100
  • D means the hole diameter (mm) when the crack penetrates the steel plate along the thickness direction
  • D 0 means the initial hole diameter (mm).
  • Specimen 2 was performed at a primary average heating rate of less than 5°C/s, and lacked tempered martensite and retained austenite. As a result, in Specimen 2, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 3 was carried out at a secondary average heating rate of more than 5° C./s, austenite was formed in bulk, and boron (B) was not concentrated in tempered martensite.
  • [B] FM /[B] TM was greater than 0.55
  • the yield ratio evaluation index (I YR ) was greater than 0.42
  • the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6
  • the tensile strength and The balance (B TH ) of the hole expansion rate was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 4 was carried out in an ideal region where the primary holding temperature was less than Ac3, and the ferrite fraction was exceeded. As a result, in Specimen 4, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 5 was performed at a primary average cooling rate of less than 1°C/s, and the retained austenite fraction was insufficient. As a result, in specimen 5, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 6 was carried out at a secondary holding temperature of less than 350 °C, and the heat treatment temperature was insufficient. As a result, in specimen 6, V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12, and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 7 was performed at a secondary holding temperature of more than 550° C., and the retained austenite fraction was insufficient. As a result, in Specimen 7, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 8 had a second holding time of less than 5 seconds, so the heat treatment time was insufficient. As a result, in specimen 8, V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12, and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0* 106 .
  • Specimen 9 was performed at a secondary average cooling rate of less than 2°C/s, and the retained austenite fraction was insufficient. As a result, in specimen 9, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 10 was carried out at a primary cooling stop temperature of less than 200° C., and the tempered martensite fraction was exceeded and the retained austenite fraction was insufficient.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12
  • the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6
  • B TH balance between tensile strength and hole expansion rate
  • Specimen 11 was carried out at a first cooling stop temperature of more than 400 ° C., the bainite fraction was exceeded and the tempered martensite fraction was insufficient. As a result, in specimen 11, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 12 was carried out at a tertiary holding temperature of less than 350 ° C., the tempered martensite fraction was exceeded, and the retained austenite fraction was insufficient. As a result, in Specimen 12, V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 , and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 13 was carried out at a tertiary holding temperature of more than 550° C., and the retained austenite fraction was insufficient.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12
  • the balance of tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6
  • B TH balance of tensile strength and hole expansion rate
  • Specimen 14 had a third holding time of less than 50 s, and the tempered martensite fraction was exceeded, and the retained austenite fraction was insufficient.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12
  • the balance of tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6
  • B TH balance of tensile strength and hole expansion rate
  • Specimen 15 was carried out at a tertiary holding time of more than 155000 s, and the retained austenite fraction was insufficient.
  • V(1.2 ⁇ m, ⁇ ) / V( ⁇ ) was less than 0.12
  • the balance of tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0* 106
  • B TH tensile strength and hole expansion rate
  • Specimen 37 had a low carbon (C) content, so the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 38 had a high carbon (C) content, so the tempered martensite fraction was insufficient, the fresh martensite fraction was exceeded, and the retained austenite fraction was exceeded.
  • C carbon
  • B TE tensile strength and elongation
  • B TH balance between tensile strength and hole expansion rate
  • Specimen 39 lacked a retained austenite fraction due to a low silicon (Si) content.
  • the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 40 had a high silicon (Si) content, and thus the fresh martensite fraction was exceeded. As a result, in specimen 40, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 41 had a high aluminum (Al) content, and thus the fresh martensite fraction was exceeded. As a result, in specimen 41, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 42 had a low manganese (Mn) content, so the retained austenite fraction was insufficient due to pearlite formation. As a result, in specimen 42, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion (B TH ) was less than 6.0* 106 .
  • Mn manganese
  • Specimen 43 had a high manganese (Mn) content, so that the fresh martensite fraction was exceeded. As a result, in specimen 43, the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Mn manganese
  • Specimen 44 had a high chromium (Cr) content, so that the fresh martensite fraction was exceeded.
  • Cr chromium
  • Specimen 45 had a high molybdenum (Mo) content, so that the fresh martensite fraction was exceeded.
  • Mo molybdenum
  • the balance between tensile strength and elongation (B TE ) was less than 3.0*10 6 and the balance between tensile strength and hole expansion rate (B TH ) was less than 6.0*10 6 .
  • Specimen 46 had a low boron (B) content, so boron (B) could not be enriched in tempered martensite.
  • [B] FM / [B] TM exceeded 0.55
  • the yield ratio evaluation index (I YR ) exceeded 0.42.
  • Specimen 47 had a high boron (B) content, so boron (B) was excessively concentrated among tempered martensite.
  • [B] FM / [B] TM was less than 0.03, and the yield ratio evaluation index (I YR ) was less than 0.15.

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Abstract

본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 강도와 연성의 밸런스, 강도와 구멍확장성의 밸런스 및 항복비 평가지수가 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.

Description

가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 자동차 부품 등에 사용될 수 있는 강판에 관한 것으로서, 고강도 특성을 구비하면서도 가공성이 우수한 강판과 이를 제조하는 방법에 관한 것이다.
최근 자동차 산업은 지구 환경을 보호하기 위하여 소재 경량화를 도모하고, 동시에 탑승자 안정성을 확보할 수 있는 방안에 주목하고 있다. 이러한 안정성과 경량화 요구에 부응하기 위해 고강도 강판의 적용이 급격히 증가하고 있다. 일반적으로 강판의 고강도화가 이루어질수록 강판의 가공성은 저하되는 것으로 알려져 있다. 따라서, 자동차 부품용 강판에 있어서, 고강도 특성을 구비하면서도, 연성 및 구멍확장성 등으로 대표되는 가공성이 우수한 강판이 요구되고 있는 실정이다.
잔류 오스테나이트의 변태유기소성을 이용한 TRIP(Transformation Induced Plasticity)강은 페라이트, 베이나이트, 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트 등으로 이루어지는 복잡한 미세구조를 가지므로, 고강도 특성을 가지면서도 일정 수준 이상의 가공성을 가지는 것으로 알려져 있다.
강판의 가공성을 더욱 개선하는 기술로써, 템퍼드 마르텐사이트를 활용하는 방법이 특허문헌 1 및 2에 개시되어 있다. 경질의 마르텐사이트를 템퍼링(tempering)시켜 만든 템퍼드 마르텐사이트는 연질화된 마르텐사이트이므로, 템퍼드 마르텐사이트는 기존의 템퍼링되지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트)와 강도의 차이가 존재한다. 따라서, 프레시 마르텐사이트를 억제시키고 템퍼드 마르텐사이트를 형성하게 되면 가공성이 증가할 수 있다.
그러나, 특허문헌 1 및 2에 개시된 기술로는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)의 범위를 만족하지 못하며, 이는 강도 및 연성이 모두 우수한 강판을 확보하기 어렵다는 것을 의미한다.
한편, 강판의 가공성을 개선하기 위한 다른 기술로써, 보론(B) 첨가를 통해 베이나이트의 생성을 유도하는 방법이 특허문헌 3에 개시되어 있다. 보론(B)을 첨가하는 경우 페라이트-펄라이트 변태를 억제하고 베이나이트의 생성을 유도하므로, 강도와 가공성의 양립을 도모할 수 있다.
그러나, 특허문헌 3에 개시된 기술로는 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)의 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE), 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH) 및 0.15 내지 0.42의 항복비 평가지수(IYR)를 동시에 확보하지 못하므로, 이는 강도, 구멍확장성, 연성 및 항복비가 모두 우수한 강판을 확보하기 어렵다는 것을 의미한다.
즉, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH) 및 항복비 평가지수(IYR)가 모두 우수한 강판에 대한 요구를 충족시키지 못하고 있는 실정이다.
(선행기술문헌)
(특허문헌 1) 한국 공개특허공보 제10-2006-0118602호
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2009-019258호
(특허문헌 3) 일본 공개특허공보 제2016-216808호
본 발명의 일 측면에 따르면, 강판의 조성 및 미세조직을 최적화하여 인장강도와 연신율의 밸런스, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스 및 항복비 평가지수가 모두 우수한 강판과 이를 제조하는 방법이 제공될 수 있다.
본 발명의 과제는 상술한 사항에 한정되지 않는다. 본 발명의 추가적인 과제는 명세서 전반적인 내용에 기술되어 있으며, 본 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 본 발명의 명세서에 기재된 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 기타 불가피한 조직을 포함하며, 아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
0.03 ≤ [B]FM/[B]TM ≤ 0.55
상기 관계식 1에서, [B]FM은 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이고, [B]TM은 템퍼드 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이다.
[관계식 2]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.12
상기 관계식 2에서, V(1.2㎛, γ)는 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
상기 강판은, 중량%로, 아래의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.0% 및 Ni: 0~4.0% 중 1종 이상
(4) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(5) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(6) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(8) Co: 0~1.5%
상기 강판의 미세조직은, 부피분율로, 10~30%의 베이나이트, 50~70%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~30%의 프레시 마르텐사이트, 2~10%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하(0% 포함)의 페라이트를 포함할 수 있다.
상기 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)을 만족하고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)을 만족하며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 내지 0.42를 만족할 수 있다.
[관계식 3]
BTE = [인장강도(TS, MPa)]2 * [연신율(El, %)]1/2
[관계식 4]
BTH = [인장강도(TS, MPa)]2 * [구멍확장률(HER, %)]1/2
[관계식 5]
IYR = 1 - [항복비(YR)]
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법은, 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간압연된 강판을 제공하는 단계; 상기 냉간압연된 강판을 5℃/s 이상의 평균 가열속도로 700℃까지 가열(1차 가열)하고, 5℃/s 이하의 평균 가열속도로 Ac3~920℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)한 후 50~1200초 동안 유지(1차 유지)하는 단계; 상기 1차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 350~550℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)한 후 5~600초 동안 유지(2차 유지)하는 단계; 상기 2차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 200~400℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하는 단계; 상기 2차 냉각된 강판을 5~100℃/s의 평균 가열속도로 350~550℃의 온도범위까지 가열(3차 가열)한 후 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 상기 3차 유지된 강판을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각(3차 냉각)하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 강 슬라브는 아래의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다.
(1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
(2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
(3) Cu: 0~4.0% 및 Ni: 0~4.0% 중 1종 이상
(4) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
(5) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
(6) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
(7) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
(8) Co: 0~1.5%
상기 냉간압연된 강판은, 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계; 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 350~650℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 산세하는 단계; 및 상기 산세된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공될 수 있다.
본 발명의 바람직한 일 측면에 의하면, 인장강도와 연성의 밸런스, 인장강도와 구멍확장성의 밸런스 및 항복비 평가지수가 우수하여 자동차 부품 등에 적합하게 사용될 수 있는 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
본 발명은 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 이하에서는 본 발명의 바람직한 구현예들을 설명하고자 한다. 본 발명의 구현예들은 여러 가지 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 범위가 아래에서 설명되는 구현예들에 한정되는 것으로 해석되어서는 안된다. 본 구현예들은 당해 발명이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가지는 자에게 본 발명을 더욱 상세하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명의 발명자들은 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트를 포함하는 보론(B) 첨가형 변태유기소성(Transformation Induced Plasticity, TRIP)강에 있어서, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 일정 범위로 제어하고, 템퍼드 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트에 포함되는 보론(B) 함량을 일정 범위로 제어함과 동시에, 잔류 오스테나이트의 형상 및 크기를 일정 범위로 제어하는 경우, 우수한 인장강도와 연성의 밸런스, 우수한 인장강도와 구멍확장성의 밸런스 및 우수한 항복비 평가지수의 동시 확보가 가능하다는 점을 인지하게 되었다. 이를 규명하여 우수한 강도, 항복비, 연성 및 구멍확장성을 효과적으로 양립시킬 수 있는 방법을 고안하고, 본 발명에 이르게 되었다.
이하, 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판에 대해 보다 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고, 미세조직으로, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 기타 불가피한 조직을 포함하며, 아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
0.03 ≤ [B]FM/[B]TM ≤ 0.55
상기 관계식 1에서, [B]FM은 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이고, [B]TM은 템퍼드 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이다.
[관계식 2]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.12
상기 관계식 2에서, V(1.2㎛, γ)는 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
이하, 본 발명의 강 조성에 대하여 보다 상세히 설명한다. 이하, 특별히 달리 표시하지 않는 한 각 원소의 함량을 나타내는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함한다. 또한, 추가적으로 Ti: 0.5% 이하(0% 포함), Nb: 0.5% 이하(0% 포함), V: 0.5% 이하(0% 포함), Cr: 3.0% 이하(0% 포함), Mo: 3.0% 이하(0% 포함), Cu: 4.0% 이하(0% 포함), Ni: 4.0% 이하(0% 포함), Ca: 0.05% 이하(0% 포함), Y를 제외하는 REM: 0.05% 이하(0% 포함), Mg: 0.05% 이하(0% 포함), W: 0.5% 이하(0% 포함), Zr: 0.5% 이하(0% 포함), Sb: 0.5% 이하(0% 포함), Sn: 0.5% 이하(0% 포함), Y: 0.2% 이하(0% 포함), Hf: 0.2% 이하(0% 포함), Co: 1.5% 이하(0% 포함) 중 1종 이상을 더 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.1~0.25%
탄소(C)는 강판의 강도 확보에 불가결한 원소인 동시에, 강판의 연성 향상에 기여하는 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.1% 이상의 탄소(C)를 포함할 수 있다. 바람직한 탄소(C) 함량은 0.1% 초과일 수 있고, 0.11% 이상일 수 있으며, 0.12% 이상일 수 있다. 반면, 탄소(C) 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 강도 상승에 따라 연성이 저하되고, 용접성이 열화될 수 있다. 따라서, 본 발명은 탄소(C) 함량의 상한을 0.25%로 제한할 수 있다. 탄소(C) 함량은 0.24% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 탄소 함량(C)은 0.23% 이하일 수 있다.
실리콘(Si): 0.01~1.5% 이하
실리콘(Si)은 고용강화에 의한 강도 향상에 기여하는 원소이며, 조직을 균일화시킴으로써 가공성을 개선하는 원소이기도 하다. 또한, 실리콘(Si)은 시멘타이트의 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트의 생성에 기여하는 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.01% 이상의 실리콘(Si)을 첨가할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.02% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량은 0.04% 이상일 수 있다. 다만, 실리콘(Si) 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 도금공정에서 미도금과 같이 도금결함 문제를 유발할 뿐만 아니라, 강판의 용접성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 실리콘(Si) 함량의 상한을 1.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.48%일 수 있으며, 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.46%일 수 있다.
망간(Mn): 1.0~4.0%
망간(Mn)은 강도와 연성을 함께 높이는데 유용한 원소이다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 달성하기 위하여 1.0% 이상의 망간(Mn)을 첨가할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.2%일 수 있으며, 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.4%일 수 있다. 반면, 망간(Mn)이 과다하게 첨가되는 경우, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 탄소(C) 농화도가 충분하지 않게 되므로, 목적하는 오스테나이트 분율을 확보할 수 없는 문제점이 존재한다. 따라서, 본 발명은 망간(Mn) 함량의 상한을 4.0%로 제한할 수 있다. 바람직한 망간(Mn) 함량의 상한은 3.9%일 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01~1.5%
알루미늄(Al)은 강중의 산소와 결합하여 탈산 작용을 하는 원소이다. 또한, 알루미늄(Al)은 실리콘(Si)과 동일하게 시멘타이트 석출을 억제시켜 잔류 오스테나이트를 안정화시키는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과 달성을 위해 0.01% 이상의 알루미늄(Al)을 첨가할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.03% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 알루미늄(Al) 함량은 0.05% 이상일 수 있다. 반면, 알루미늄(Al)이 과다하게 첨가되는 경우, 강판의 개재물이 증가될 뿐만 아니라, 강판의 가공성을 저하시킬 수 있는바, 본 발명은 알루미늄(Al) 함량의 상한을 1.5%로 제한할 수 있다. 바람직한 알루미늄(Al) 함량의 상한은 1.48%일 수 있다.
인(P): 0.15% 이하 (0% 포함)
인(P)은 불순물로 함유되어 충격인성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 인(P)의 함량은 0.15% 이하로 관리하는 것이 바람직하다.
황(S): 0.03% 이하 (0% 포함)
황(S)은 불순물로 함유되어 강판 중에 MnS를 형성하고, 연성을 열화시키는 원소이다. 따라서, 황(S)의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
질소(N): 0.03% 이하 (0% 포함)
질소(N)는 불순물로 함유되어 연속주조 중에 질화물을 만들어 슬라브의 균열을 일으키는 원소이다. 따라서, 질소(N)의 함량은 0.03% 이하인 것이 바람직하다.
보론(B): 0.0005~0.005%
보론(B)은 담금질성을 향상시켜 강도를 높이는 원소이며, 결정립계의 핵생성을 억제하는 원소이기도 하다. 또한, 본 발명은 템퍼드 마르텐사이트 중의 보론(B) 농화를 통해 우수한 인장강도와 연신율의 밸런스, 우수한 인장강도와 구멍확장성의 밸런스 및 우수한 항복비 평가지수를 동시에 확보하고자 하므로, 본 발명에서 보론(B)은 필수적으로 첨가되어야 한다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 0.0005% 이상의 보론(B)을 첨가할 수 있다. 다만, 보론(B)이 일정 수준을 초과하여 첨가되는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 보론(B)의 함량의 상한을 0.005%로 제한할 수 있다.
한편, 본 발명의 강판은 상술한 합금성분 이외에 추가적으로 포함될 수 있는 합금 조성이 존재하며, 이에 대해서는 아래에서 상세히 설명한다.
티타늄(Ti): 0~0.5%, 니오븀(Nb): 0~0.5% 및 바나듐(V): 0~0.5% 중 1종 이상
티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)은 석출물을 만들어 결정립을 미세화시키는 원소이며, 강판의 강도 및 충격인성의 향상에도 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 각 함량이 일 정 수준을 초과하는 경우, 과도한 석출물이 형성되어 충격인성이 저하될 뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 티타늄(Ti), 니오븀(Nb) 및 바나듐(V)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
크롬(Cr): 0~3.0% 및 몰리브덴(Mo): 0~3.0% 중 1종 이상
크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)은 합금화 처리시 오스테나이트 분해를 억제할 뿐만 아니라, 망간(Mn)과 동일하게 오스테나이트를 안정화시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 베이나이트 변태시간이 증가하여 오스테나이트 중의 탄소(C) 농화량이 충분하지 않게 되므로, 목적하는 잔류 오스테나이트 분율을 확보할 수 없다. 따라서, 본 발명은 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 함량을 각각 3.0% 이하로 제한할 수 있다.
구리(Cu): 0~4.0% 및 니켈(Ni): 0~4.0% 중 1종 이상
구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 오스테나이트를 안정화시키고, 부식을 억제하는 원소이다. 또한, 구리(Cu) 및 니켈(Ni)은 강판 표면으로 농화되어, 강판 내로 이동하는 수소 침입을 막아 수소지연파괴를 억제하는 원소이기도 하다. 따라서, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해, 구리(Cu) 및 니켈(Ni) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 구리(Cu) 및 니켈(Ni)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라, 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 구리(Cu) 및 니켈(Ni)의 함량을 각각 4.0% 이하로 제한할 수 있다.
칼슘(Ca): 0~0.05%, 마그네슘(Mg): 0~0.05% 및 이트륨(Y)을 제외한 희토류 원소(REM): 0~0.05% 중 1종 이상
여기서, 희토류원소(REM)란 스칸듐(Sc), 이트륨(Y)과 란타넘족원소를 의미한다. 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)는 황화물을 구형화시킴으로써 강판의 연성 향상에 기여하는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 칼슘(Ca), 마그네슘(Mg), 이트륨(Y)을 제외한 희토류원소(REM)의 함량을 각각 0.05% 이하로 제한할 수 있다.
텅스텐(W): 0~0.5% 및 지르코늄(Zr): 0~0.5% 중 1종 이상
텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)은 담금질성을 향상시켜 강판의 강도를 증가시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 과도한 특성효과뿐만 아니라 제조원가 상승의 원인이 되므로, 본 발명은 텅스텐(W) 및 지르코늄(Zr)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
안티몬(Sb): 0~0.5% 및 주석(Sn): 0~0.5% 중 1종 이상
안티몬(Sb) 및 주석(Sn)은 강판의 도금 젖음성과 도금 밀착성을 향상시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 안티몬(Sb) 및 주석(Sn) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 안티몬(Sb) 및 주석(Sn)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 취성이 증가하여 열간가공 또는 냉간가공 시 균열이 발생할 수 있으므로, 본 발명은 안티몬(Sb) 및 주석(Sn)의 함량을 각각 0.5% 이하로 제한할 수 있다.
이트륨(Y): 0~0.2% 및 하프늄(Hf): 0~0.2% 중 1종 이상
이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)은 강판의 내식성을 향상시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf) 중의 1종 이상을 첨가할 수 있다. 다만, 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 이트륨(Y) 및 하프늄(Hf)의 함량을 각각 0.2% 이하로 제한할 수 있다.
코발트(Co): 0~1.5%
코발트(Co)는 베이나이트 변태를 촉진시켜 TRIP 효과를 증가시키는 원소이므로, 본 발명은 이와 같은 효과를 위해 코발트(Co)를 첨가할 수 있다. 다만, 코발트(Co)의 함량이 일정 수준을 초과하는 경우, 강판의 용접성과 연성이 열화될 수 있으므로, 본 발명은 코발트(Co) 함량을 1.5% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은 전술한 성분 이외에 나머지 Fe 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 다만, 통상의 제조과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않는 불순물이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 전면적으로 배제할 수는 없다. 이들 불순물은 본 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다. 더불어, 전술한 성분 이외에 유효한 성분의 추가적인 첨가가 전면적으로 배제되는 것은 아니다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트(Tempered Martensite), 프레시 마르텐사이트(Fresh Martensite), 잔류 오스테나이트 및 기타 불가피한 조직을 미세조직으로 포함할 수 있다.
템퍼링하지 않은 마르텐사이트(프레시 마르텐사이트, FM)와 템퍼링한 마르텐사이트(템퍼드 마르텐사이트, TM)는 모두 강판의 강도를 향상시키는 미세조직이다. 그러나, 템퍼드 마르텐사이트에 비해 프레시 마르텐사이트는 강판의 연성 및 버링성을 저하시키는 특징이 있다. 또한, 템퍼드 마르텐사이트에 비해 프레시 마르텐사이트는 강판의 항복비를 저하시키는 경향이 있다. 이는 템퍼링 열처리에 의해 템퍼드 마르텐사이트의 미세조직이 연질화되기 때문이다. 따라서, 본 발명이 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(1-YR)를 확보하기 위하여 템퍼드 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트의 조직 분율을 제어하는 것이 바람직하다. 3.0*106 이상의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 6.0*106 이상의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 0.42 이하의 항복비 평가지수(1-YR)를 만족하기 위해, 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 50부피% 이상으로 제한하고, 프레시 마르텐사이트의 분율을 10부피% 이상으로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 템퍼드 마르텐사이트 분율은 52부피% 이상 또는 54부피% 이상일 수 있으며, 보다 바람직한 프레시 마르텐사이트 분율은 12부피% 이상일 수 있다. 반면, 템퍼드 마르텐사이트 또는 프레시 마르텐사이트가 과도하게 형성되는 경우, 연성 및 버링성이 저하되어 결국 3.0*106 이상의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 6.0*106 이상의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 0.42 이하의 항복비 평가지수(1-YR)를 동시에 만족할 수 없게 된다. 따라서, 본 발명은 템퍼드 마르텐사이트의 분율을 70부피% 이하로 제한하고, 프레시 마르텐사이트의 분율을 30부피% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 템퍼드 마르텐사이트의 분율은 68부피% 이하 또는 65부피% 이하일 수 있으며, 보다 바람직한 프레시 마르텐사이트의 분율은 25부피% 이하일 수 있다.
본 발명이 목적하는 수준의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(1-YR)를 확보하기 위해서는 베이나이트 분율의 최적화가 필요하다. 3.0*106 이상의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 6.0*106 이상의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 0.42 이하의 항복비 평가지수(1-YR)를 확보하기 위해, 베이나이트의 분율을 10부피% 이상으로 제어하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 베이나이트의 분율은 12부피% 이상 또는 14부피% 이상일 수 있다. 반면, 베이나이트가 과다하게 형성되는 경우 결국 템퍼드 마르텐사이트의 분율 감소를 유발하므로, 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(1-YR)를 확보하기 위해 베이나이트의 분율을 30부피% 이하로 제한할 수 있다. 바람직한 베이나이트 분율은 12부피% 이상 또는 14부피% 이상이거나, 28부피% 이하 또는 26부피% 이하일 수 있다.
잔류 오스테나이트가 포함된 강판은, 가공 중 오스테나이트에서 마르텐사이트로의 변태시 발생하는 변태유기소성에 의해 우수한 연성 및 가공성을 갖는다. 잔류 오스테나이트의 분율이 일정 수준 미만인 경우에는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2)가 3.0*106 (MPa2%1/2) 미만으로 바람직하지 않다. 한편, 잔류 오스테나이트의 분율이 일정 수준을 초과하게 되면 국부연신율(Local Elongation)이 저하되거나, 점용접성이 저하될 수 있다. 따라서, 본 발명은 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2)가 우수한 강판을 얻기 위해 잔류 오스테나이트의 분율을 2~10%의 범위로 제한할 수 있다. 바람직한 잔류 오스테나이트 분율은 3부피% 이상이거나, 8부피% 이하일 수 있다.
본 발명의 강판은, 불가피한 조직으로서, 페라이트, 펄라이트, 도상 마르텐사이트(Martensite Austenite Constituent, M-A) 등을포함할 수 있다. 페라트가 과도하게 형성되는 경우 강판의 강도가 저하될 수 있으므로, 본 발명은 페라이트의 분율을 5부피%(0% 포함) 이하로 제한할 수 있다. 아울러, 펄라이트가 과도하게 형성되는 경우 강판의 가공성이 저하되거나, 잔류 오스테나이트의 분율이 저감될 수 있으므로, 본 발명은 펄라이트의 형성을 가급적 제한하고자 한다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족할 수 있다.
[관계식 1]
0.03 ≤ [B]FM/[B]TM ≤ 0.55
상기 관계식 1에서, [B]FM은 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이고, [B]TM은 템퍼드 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이다.
[관계식 2]
V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.12
상기 관계식 2에서, V(1.2㎛, γ)는 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
본 발명은 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(1-YR)를 확보하기 위해, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트 및 잔류 오스테나이트의 조직 분율을 일정 범위로 제어할 뿐만 아니라, 템퍼드 마르텐사이트와 프레시 마르텐사이트에 포함되는 보론(B) 함량 비율을 일정 범위로 제어하고, 전체 잔류 오스테나이트에 대한 특정 크기, 형상 및 종류의 잔류 오스테나이트의 비율을 일정 범위로 제어한다.
본 발명은 [관계식 1]과 같이 템퍼드 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량([B]TM, 중량%)에 대한 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량([B]FM, 중량%)의 비를 0.03 내지 0.55의 범위로 제어하므로, 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)의 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE), 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)의 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH) 및 0.15 내지 0.42의 항복비 평가지수(IYR)를 동시에 확보할 수 있다.
본 발명의 발명자는 보론(B) 첨가형 TRIP강의 물성 확보 방안과 관련하여 심도 있는 연구를 수행한 결과, 이론적 근거가 명확히 밝혀진 것은 아니지만, 템퍼드 마르텐사이트에 포함되는 보론(B) 함량에 대한 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B) 함량의 비율이 일정 범위를 만족하는 경우에 한하여 본 발명이 목적하는 물성을 확보할 수 있다는 점에 주목하게 되었다. 특히, 템퍼드 마르텐사이트 및 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량 비율에 따라 강판의 항복비가 일정한 경향성을 나타내는 것을 확인할 수 있었다. 따라서, 본 발명은 [관계식 1]과 같이 템퍼드 마르텐사이트에 포함되는 보론(B) 함량에 대한 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B) 함량의 비율을 0.03 내지 0.55의 범위로 제한하므로, 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(1-YR)를 확보할 수 있다.
또한, 본 발명의 발명자는 잔류 오스테나이트의 분율 뿐만 아니라, 전체 잔류 오스테나이트에 대한 특정 크기의 잔류 오스테나이트의 비율이 강도 및 가공성 확보에 중요한 요소임을 알 수 있었다.
잔류 오스테나이트 중 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 증가할수록 강판의 가공성 향상에 도움을 줄 수 있다. 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트는 베이나이트 형성 온도에서 열처리되어 평균 크기가 증가된 잔류 오스테나이트로서, 평균 결정립경이 1.2㎛ 이하인 잔류 오스테나이트에 비해 마르텐사이트로의 변태 구동력이 상대적으로 억제된 조직이다. 따라서, 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트는 마르텐사이트로의 변태가 억제되므로, 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 비율이 일정 수준 이상인 경우 강판의 가공성을 더욱 효과적으로 향상시킬 수 있다.
본 발명은 [관계식 2]와 같이 강판에 포함되는 전제 잔류 오스테나이트의 분율(V(γ), 부피%)에 대한 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트의 분율(V(1.2㎛, γ), 부피%)의 비율을 0.12 이상으로 제어하므로, 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)을 효과적으로 확보할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)을 만족하고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)을 만족하며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 내지 0.42를 만족할 수 있다.
[관계식 3]
BTE = [인장강도(TS, MPa)]2 * [연신율(El, %)]1/2
[관계식 4]
BTH = [인장강도(TS, MPa)]2 * [구멍확장률(HER, %)]1/2
[관계식 5]
IYR = 1 - [항복비(YR)]
이하, 본 발명의 강판을 제조하는 방법의 일 예에 대해 상세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따른 고강도 강판의 제조방법은, 소정의 합금조성을 가지는 냉간압연된 강판을 5℃/s 이상의 평균 가열속도로 700℃까지 가열(1차 가열)하고, 5℃/s 이하의 평균 가열속도로 Ac3~920℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)한 후 50~1200초 동안 유지(1차 유지)하는 단계; 상기 1차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 350~550℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)한 후 5~600초 동안 유지(2차 유지)하는 단계; 상기 2차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 200~400℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하는 단계; 상기 2차 냉각된 강판을 5~100℃/s의 평균 가열속도로 350~550℃의 온도범위까지 가열(3차 가열)한 후 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 상기 3차 유지된 강판을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각(3차 냉각)하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 냉간압연된 강판은, 소정의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계; 800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계; 350~650℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계; 상기 권취된 강판을 산세하는 단계; 및 상기 산세된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공될 수 있다.
강 슬라브 준비 및 가열
소정의 합금조성을 가지는 강 슬라브를 준비한다. 본 발명의 강 슬라브는 전술한 강판의 합금조성과 대응하는 합금조성을 가지므로, 강 슬라브의 합금조성에 대한 설명은 전술한 강판의 합금조성에 대한 설명으로 대신한다.
준비된 강 슬라브를 일정 온도범위로 가열할 수 있으며, 이 때의 강 슬라브의 가열 온도는 1000~1350℃의 범위일 수 있다. 강 슬라브의 가열 온도가 1000℃ 미만일 경우, 목적하는 마무리 열간압연 온도범위 이하의 온도구간에서 열간압연될 소지가 있으며, 강 슬라브의 가열 온도가 1350℃를 초과하는 경우, 강의 융점에 도달하여 녹아버릴 소지가 있다.
열간압연 및 권취
가열된 강 슬라브는 열간압연되어 열연강판으로 제공될 수 있다. 열간압연 시 마무리 열간압연 온도는 800~1000℃의 범위가 바람직하다. 마무리 열간압연 온도가 800℃ 미만인 경우, 과도한 압연부하가 문제될 수 있으며, 마무리 열간압연 온도가 1000℃를 초과하는 경우, 열연강판의 결정립이 조대하게 형성되어 최종 강판의 물성저하를 야기할 수 있다.
열간압연이 완료된 열연강판은 10℃/s 이상의 평균 냉각속도로 냉각될 수 있으며, 350~650℃의 온도범위에서 권취될 수 있다. 권취온도가 350℃미만인 경우, 권취가 용이하지 않고, 권취온도가 650℃를 초과하는 경우, 표면 스케일(scale)이 열연강판의 내부까지 형성되어 산세를 어렵게 할 소지가 있기 때문이다.
산세 및 냉간압연
권취된 열연코일을 언코일링 한 후 강판 표면에 생성된 스케일을 제거하기 위해서 산세를 실시하고, 냉간압연을 실시할 수 있다. 본 발명에서 산세 및 냉간압연 조건을 특별히 제한하는 것은 아니나, 냉간압연은 누적 압하율 30~90%로 실시하는 것이 바람직하다. 냉간압연의 누적 압하율이 90%를 초과하는 경우, 강판의 높은 강도로 인하여 냉간압연을 단시간에 수행하기 어려울 소지가 있다.
냉간압연된 강판은 소둔 열처리 공정을 거쳐 미도금의 냉연강판으로 제작되거나, 내식성을 부여하기 위해서 도금공정을 거쳐 도금강판으로 제작될 수 있다. 도금은 용융아연도금, 전기아연도금, 용융알루미늄도금 등의 도금방법을 적용할 수 있고, 그 방법과 종류를 특별히 제한하지 않는다.
소둔 열처리
본 발명은 강판의 강도 및 가공성 동시 확보를 위해서, 소둔 열처리 공정을 실시한다.
냉간압연된 강판을 5℃/s 이상의 평균 가열속도로 700℃까지 가열(1차 가열)하고, 5℃/s 이하의 평균 가열속도로 Ac3~920℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)한 후 50~1200초 동안 유지(1차 유지)한다.
700℃까지 가열하는 1차 가열의 평균 가열속도가 5℃/s 미만인 경우, 가열하는 동안 생성된 페라이트와 세멘타이트로부터 괴상의 오스테나이트가 형성되며, 결국 최종 조직으로서 미세한 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 형성할 수 없게 된다. 이로 인하여 목적하는 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)를 구현할 수 없게 된다. 또한, 1차 유지 온도까지의 2차 가열 속도가 5℃/s를 초과하는 경우, 가열하는 동안 생성된 세멘타이트로부터 오스테나이트로의 변태가 가속화되어 괴상의 오스테나이트가 다량 형성되며, 최종 조직이 조대화되고, 템퍼드 마르텐사이트로 보론(B)이 충분히 농화되지 못할 수 있다. 이로 인하여 [B]FM/[B]TM 이 0.55를 초과하게 되며, 목적하는 수준의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(IYR)를 구현할 수 없게 된다.
1차 유지 온도가 Ac3 미만(이상역)인 경우, 5부피% 이상의 페라이트가 형성되며, 그에 따라 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 또한, 1차 유지 시간이 50초 미만인 경우, 조직을 충분히 균일화 시키지 못하여 강판의 물성이 저하될 수 있다. 1차 유지 온도 및 1차 유지 시간의 상한은 특별히 한정하지는 않으나, 결정립 조대화로 인한 인성의 감소를 방지하기 위해, 1차 유지온도는 920℃ 이하, 1차 유지시간은 1200초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
1차 유지 후, 평균 냉각속도 2℃/s 이상의 1차 냉각속도로 350~550℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)한 후 해당 온도범위에서 5초 이상 유지(2차 유지)할 수 있다. 1차 냉각의 평균 냉각속도가 2℃/s 미만인 경우, 느린 냉각으로 인하여 잔류 오스테나이트의 분율이 부족해지며, 그에 따라 강판의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 1차 냉각의 평균 냉각속도 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃ 이하로 하는 것이 바람직하다. 2차 유지 온도가 350℃ 미만인 경우, 낮은 열처리 온도로 인하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 반면, 2차 유지 온도가 550℃를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트가 부족하여 강판의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 또한, 상기 2차 유지 시간이 5초 미만인 경우, 열처리 시간이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 2차 유지 시간의 상한은 특별히 규정할 필요가 없으나, 600초 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
2차 유지 후, 2℃/s 이상의 평균 냉각속도로 200~400℃의 1차 냉각 정지 온도까지 냉각(2차 냉각)할 수 있다. 2차 냉각의 평균 냉각속도가 2℃/s 미만일 경우, 느린 냉각으로 인하여 잔류 오스테나이트의 분율이 부족해지며, 그에 따라 강판의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 2차 냉각의 평균 냉각속도 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 1차 냉각 정지 온도가 200℃ 미만인 경우, 템퍼드 마르텐사이트가 과하게 형성되고 잔류 오스테나이트가 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 반면, 1차 냉각 정지 온도가 400℃를 초과하는 경우, 베이나이트가 과하게 형성되고, 템퍼드 마르텐사이트가 부족하여 강판의 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다.
2차 냉각 후, 평균 가열속도 5℃/s 이상의 가열속도로 350~550℃의 온도범위까지 가열(3차 가열)한 후 50초 이상 유지(3차 유지)할 수 있다. 3차 가열의 평균 가열속도 상한은 특별히 규정할 필요는 없으나, 100℃/s 이하로 하는 것이 바람직하다. 3차 유지 온도가 350℃ 미만이거나 3차 유지시간이 50초 미만인 경우, 템퍼드 마르텐사이트가 과도하게 형성되어 잔류 오스테나이트의 분율을 확보하기 어렵다. 그 결과 V(1.2㎛, γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다. 3차 유지 온도가 550℃를 초과하거나, 3차 유지 시간이 155,000초를 초과하는 경우, 잔류 오스테나이트의 분율이 부족하여 강판의 V(1.2㎛, γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2) 및 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2)가 저하될 수 있다.
3차 유지 후, 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각(3차 냉각)할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 가공성이 우수한 고강도 강판은, 미세조직으로, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 기타 불가피한 조직을 포함할 수 있으며, 바람직한 일 예로서, 부피분율로, 10~30%의 베이나이트, 50~70%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~30%의 프레시 마르텐사이트, 2~10%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하(0% 포함)의 페라이트를 포함할 수 있다.
전술한 제조방법에 의해 제조된 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)을 만족하고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)을 만족하며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 내지 0.42를 만족할 수 있다.
[관계식 3]
BTE = [인장강도(TS, MPa)]2 * [연신율(El, %)]1/2
[관계식 4]
BTH = [인장강도(TS, MPa)]2 * [구멍확장률(HER, %)]1/2
[관계식 5]
IYR = 1 - [항복비(YR)]
이하, 구체적인 실시예를 통해 본 발명의 일 측면에 따른 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법에 대해 보다 상세히 설명한다. 하기 실시예는 본 발명의 이해를 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 특정하기 위한 것이 아님을 유의할 필요가 있다. 본 발명의 권리범위는 특허청구범위에 기재된 사항과 이로부터 합리적으로 유추되는 사항에 의해 결정된다.
(실시예)
하기 표 1에 기재된 합금 조성(나머지는 Fe와 불가피한 불순물임)을 갖는 두께 100㎜의 강 슬라브를 제조하여, 1200℃에서 가열한 다음, 900℃에서 마무리 열간 압연을 실시하였다. 이후 30℃/s의 평균 냉각속도로 냉각하고, 표 2 및 표 3의 권취온도에서 권취하여, 두께 3㎜의 열연강판을 제조하였다. 이후, 산세하여 표면 스케일을 제거한 후, 1.5㎜두께까지 냉간압연을 실시하였다.
이후, 하기 표 2 내지 표 5에 기재된 소둔 열처리 조건으로 열처리를 행하여, 강판을 제조하였다. 하기 표 2 및 표 3에서 단상역은 Ac3~920℃의 온도범위를 의미하며, 이상역은 Ac3℃ 미만의 온도범위를 의미한다.
이렇게 제조된 강판의 미세조직을 관찰하여 그 결과를 표 6 및 표 7에 나타내었다. 미세조직 중 페라이트(F), 베이나이트(B), 템퍼드 마르텐사이트(TM), 프레시 마르텐사이트(FM) 및 펄라이트(P)는 연마된 시편 단면을 나이탈 에칭한 후 SEM을 통하여 관찰하였다. 나이탈 에칭 후에, 시편 표면에 요철이 없는 조직을 페라이트로 구분하였으며, 시멘타이트와 페라이트의 라멜라 구조를 갖는 조직을 펄라이트로 구분하였다. 베이나이트(B)와 템퍼드 마르텐사이트(TM)는 모두 라스 및 블록형태로 관찰되어 구분이 어려우므로, 베이나이트와 템퍼드 마르텐사이트는 딜라테이션 평가 후에 팽창 곡선을 이용하여 분율을 계산하였다. 즉, SEM 관찰로 측정된 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트의 분율에서 팽창곡선을 통해 계산된 템퍼드 마르텐사이트 분율을 뺀 값을 베이나이트의 분율로 결정하였다. 한편, 프레시 마르텐사이트(FM)와 잔류 오스테나이트(잔류 γ) 역시 구별이 쉽지 않기 때문에, 상기 SEM로 관찰된 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트 분율에서 X선 회절법으로 계산된 잔류 오스테나이트의 분율을 뺀 값을 프레시 마르텐사이트 분율로 결정하였다.
한편, 강판의 [B]FM/[B]TM, V(1.2㎛, γ) / V(γ), 인장강도와 연신율의 밸런스(TS2*EL1/2), 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(TS2*HER1/2) 및 항복비 평가지수(IYR)를 측정 및 평가하여, 그 결과를 표 8 및 표 9에 나타내었다.
프레시 마르텐사이트 중의 보론(B) 함유량([B]FM) 및 템퍼드 마르텐사이트 중의 보론(B) 함유량([B]TM)은 EPMA(Electron Probe MicroAnalyser)를 이용하여 프레시 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 내에서 측정된 보론(B) 농도로 결정하였다. 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트(V(1.2㎛, γ))는 EBSD(Electron Backscatter Diffraction)의 상지도(Phase Map)를 이용하여 측정하였다.
인장강도(TS) 및 연신율(El)은 인장시험을 통해 평가되었으며, 압연판재의 압연방향에 대해 90° 방향을 기준으로 JIS5호 규격에 의거하여 채취된 시험편으로 평가하여 인장강도(TS) 및 연신율(El)을 측정하였다. 구멍확장률(HER)은 구멍확장시험을 통해 평가되었으며, 10mmΨ의 펀칭구멍(다이 내경 10.3mm, 클리어런스 12.5%)을 형성한 후 꼭지각 60°의 원추형 펀치를 펀칭구멍의 버(burr)가 외측이 되는 방향으로 펀칭구멍에 삽입하고, 20mm/min의 이동 속도로 펀칭구멍 주변부를 압박 확장한 후 아래의 [관계식 6]을 이용하여 산출하였다.
[관계식 6]
구멍확장률(HER, %) = {(D - D0) / D0} x 100
상기 관계식 6에서, D는 균열이 두께방향을 따라 강판을 관통하였을 때의 구멍 직경(mm)을 의미하며, D0는 초기 구멍 직경(mm)을 의미한다.
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Figure PCTKR2021017992-appb-img-000002
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상기 표 1 내지 9에 나타난 바와 같이, 본 발명에서 제시하는 조건을 충족하는 시편들의 경우, [관계식 1] 및 [관계식 2]를 모두 만족하며, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)을 만족하고, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)을 만족하며, 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 내지 0.42를 만족하는 것을 알 수 있다.
시편 2는 1차 평균 가열속도가 5℃/s 미만에서 실시되어, 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트가 부족하였다. 그 결과 시편 2는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 3은 2차 평균 가열속도가 5℃/s 초과에서 실시되어, 괴상의 오스테나이트가 형성되었고 템퍼드 마르텐사이트 중으로 보론(B)이 농화되지 못하였다. 그 결과 시편 3은 [B]FM/[B]TM가 0.55 초과, 항복비 평가지수(IYR)가 0.42 초과, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 4는 1차 유지온도가 Ac3 미만의 이상역에서 실시되어, 페라이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 4는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 5는 1차 평균 냉각속도가 1℃/s 미만에서 실시되어, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 5는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 6은 2차 유지온도가 350℃ 미만에서 실시되어, 열처리 온도가 부족하였다. 그 결과 시편 6은 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 7은 2차 유지온도가 550℃ 초과에서 실시되어, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 7은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 8은 2차 유지시간이 5초 미만에서 실시되어, 열처리 시간이 부족하였다. 그 결과 시편 8은 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 9는 2차 평균 냉각속도가 2℃/s 미만에서 실시되어, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 9는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 10은 1차 냉각 정지온도가 200℃ 미만에서 실시되어, 템퍼드 마르텐사이트 분율이 초과되고 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 10은 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 11은 1차 냉각 정지온도가 400℃ 초과에서 실시되어, 베이나이트 분율이 초과되고 템퍼드 마르텐사이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 11은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 12는 3차 유지온도가 350℃ 미만에서 실시되어, 템퍼드 마르텐사이트 분율이 초과되고, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 12는 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 13은 3차 유지온도가 550℃ 초과에서 실시되어, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 16은 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 14는 3차 유지시간이 50s 미만에서 실시되어, 템퍼드 마르텐사이트 분율이 초과되고, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 14는 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 15는 3차 유지시간이 155000s 초과에서 실시되어, 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 15는 는 V(1.2㎛, γ) / V(γ)가 0.12 미만, 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 37은 탄소(C) 함유량이 낮아 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 38은 탄소(C) 함유량이 높아 템퍼드 마르텐사이트 분율이 부족하였고, 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였으며, 잔류 오스테나이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 38은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 39는 실리콘(Si) 함유량이 낮아 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 39는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 40은 실리콘(Si) 함유량이 높아 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 40은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 41은 알루미늄(Al) 함유량이 높아 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 41은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 42는 망간(Mn) 함유량이 낮아 펄라이트 생성으로 잔류 오스테나이트 분율이 부족하였다. 그 결과 시편 42는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 43은 망간(Mn) 함유량이 높아 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 43은 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 44는 크롬(Cr) 함유량이 높아 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 44는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 45는 몰리브덴(Mo) 함유량이 높아 프레시 마르텐사이트 분율이 초과하였다. 그 결과 시편 45는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 미만, 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 미만이었다.
시편 46은 보론(B) 함유량이 낮아 템퍼드 마르텐사이트 중으로 보론(B)이 농화되지 못하였다. 그 결과 시편 51은 [B]FM/[B]TM이 0.55를 초과하고, 항복비 평가지수(IYR)가 0.42를 초과하였다.
시편 47은 보론(B) 함유량이 높아 템퍼드 마르텐사이트 중으로 보론(B)이 과하게 농화되었다. 그 결과 시편 52는 [B]FM/[B]TM이 0.03 미만이었고, 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 미만이었다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (7)

  1. 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로, 베이나이트, 템퍼드 마르텐사이트, 프레시 마르텐사이트, 잔류 오스테나이트 및 기타 불가피한 조직을 포함하며,
    아래의 [관계식 1] 및 [관계식 2]를 만족하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 1]
    0.03 ≤ [B]FM/[B]TM ≤ 0.55
    상기 관계식 1에서, [B]FM은 프레시 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이고, [B]TM은 템퍼드 마르텐사이트에 포함된 보론(B)의 함량(중량%)이다.
    [관계식 2]
    V(1.2㎛, γ) / V(γ) ≥ 0.12
    상기 관계식 2에서, V(1.2㎛, γ)는 평균 결정립경이 1.2㎛ 이상인 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이고, V(γ)은 강판의 잔류 오스테나이트 분율(부피%)이다.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 중량%로, 아래의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.0% 및 Ni: 0~4.0% 중 1종 이상
    (4) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (5) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (6) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (8) Co: 0~1.5%
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판의 미세조직은, 부피분율로, 10~30%의 베이나이트, 50~70%의 템퍼드 마르텐사이트, 10~30%의 프레시 마르텐사이트, 2~10%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하(0% 포함)의 페라이트를 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은, 아래의 [관계식 3]으로 표현되는 인장강도와 연신율의 밸런스(BTE)가 3.0*106 내지 6.2*106 (MPa2%1/2)을 만족하고, 아래의 [관계식 4]로 표현되는 인장강도와 구멍확장률의 밸런스(BTH)가 6.0*106 내지 11.5*106 (MPa2%1/2)을 만족하며, 아래의 [관계식 5]로 표현되는 항복비 평가지수(IYR)가 0.15 내지 0.42를 만족하는, 가공성이 우수한 고강도 강판.
    [관계식 3]
    BTE = [인장강도(TS, MPa)]2 * [연신율(El, %)]1/2
    [관계식 4]
    BTH = [인장강도(TS, MPa)]2 * [구멍확장률(HER, %)]1/2
    [관계식 5]
    IYR = 1 - [항복비(YR)]
  5. 중량%로, C: 0.1~0.25%, Si: 0.01~1.5%, Mn: 1.0~4.0%, Al: 0.01~1.5%, P: 0.15% 이하, S: 0.03% 이하, N: 0.03% 이하, B: 0.0005~0.005%, 나머지 Fe 및 불가피한 불순물을 포함하는 냉간압연된 강판을 제공하는 단계;
    상기 냉간압연된 강판을 5℃/s 이상의 평균 가열속도로 700℃까지 가열(1차 가열)하고, 5℃/s 이하의 평균 가열속도로 Ac3~920℃의 온도범위까지 가열(2차 가열)한 후 50~1200초 동안 유지(1차 유지)하는 단계;
    상기 1차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 350~550℃의 온도범위까지 냉각(1차 냉각)한 후 5~600초 동안 유지(2차 유지)하는 단계;
    상기 2차 유지된 강판을 2~100℃/s의 평균 냉각속도로 200~400℃의 온도범위까지 냉각(2차 냉각)하는 단계;
    상기 2차 냉각된 강판을 5~100℃/s의 평균 가열속도로 350~550℃의 온도범위까지 가열(3차 가열)한 후 50초 이상 유지(3차 유지)하는 단계; 및
    상기 3차 유지된 강판을 1℃/s 이상의 평균 냉각속도로 상온까지 냉각(3차 냉각)하는 단계를 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강 슬라브는 아래의 (1) 내지 (8) 중 어느 하나 이상을 더 포함하는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
    (1) Ti: 0~0.5%, Nb: 0~0.5% 및 V: 0~0.5% 중 1종 이상
    (2) Cr: 0~3.0% 및 Mo: 0~3.0% 중 1종 이상
    (3) Cu: 0~4.0% 및 Ni: 0~4.0% 중 1종 이상
    (4) Ca: 0~0.05%, Y를 제외하는 REM: 0~0.05% 및 Mg: 0~0.05% 중 1종 이상
    (5) W: 0~0.5% 및 Zr: 0~0.5% 중 1종 이상
    (6) Sb: 0~0.5% 및 Sn: 0~0.5% 중 1종 이상
    (7) Y: 0~0.2% 및 Hf: 0~0.2% 중 1종 이상
    (8) Co: 0~1.5%
  7. 제5항에 있어서,
    상기 냉간압연된 강판은,
    강 슬라브를 1000~1350℃로 가열하는 단계;
    800~1000℃의 온도범위에서 마무리 열간압연하는 단계;
    350~650℃의 온도범위에서 상기 열간압연된 강판을 권취하는 단계;
    상기 권취된 강판을 산세하는 단계; 및
    상기 산세된 강판을 30~90%의 압하율로 냉간압연하는 단계;를 통해 제공되는, 가공성이 우수한 고강도 강판의 제조방법.
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Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060118602A (ko) 2004-03-11 2006-11-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009019258A (ja) 2007-07-13 2009-01-29 Nippon Steel Corp 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
WO2011093490A1 (ja) * 2010-01-29 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
KR20140041838A (ko) * 2011-07-29 2014-04-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2016194138A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP2016216808A (ja) 2015-05-26 2016-12-22 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20180125560A (ko) * 2016-03-31 2018-11-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190107089A (ko) * 2017-02-13 2019-09-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105940134B (zh) * 2014-01-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2019092481A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102276741B1 (ko) * 2018-09-28 2021-07-13 주식회사 포스코 구멍확장성이 높은 고강도 냉연강판, 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20060118602A (ko) 2004-03-11 2006-11-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 성형성 및 구멍 확장성이 우수한 용융 아연 도금 복합고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2009019258A (ja) 2007-07-13 2009-01-29 Nippon Steel Corp 引張強度が７００ＭＰａ以上で耐食性、穴拡げ性および延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板及びその製造方法
WO2011093490A1 (ja) * 2010-01-29 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
KR20140041838A (ko) * 2011-07-29 2014-04-04 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 내충격 특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법, 고강도 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2016194138A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP2016216808A (ja) 2015-05-26 2016-12-22 新日鐵住金株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
KR20180125560A (ko) * 2016-03-31 2018-11-23 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR20190107089A (ko) * 2017-02-13 2019-09-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법

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