WO2023239198A1 - 연신율 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 - Google Patents

연신율 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2023239198A1
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김상현
임영록
최지원
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Definitions

  • the present invention relates to an ultra-high strength steel sheet and a manufacturing method thereof, and more specifically, to an ultra-high strength steel sheet excellent in both elongation and hole expandability and a manufacturing method thereof.
  • Patent Document 1 continuously anneales steel materials of 0.18 to 0.3% carbon, cools them with water to room temperature, and then performs overaging treatment at a temperature of 120 to 300°C for 1 to 15 minutes to produce marten.
  • This is a technology for manufacturing steel materials with a site volume ratio of 80 to 97% and the remainder being ferrite.
  • Ultra-high-strength steel can be manufactured by tempering cold-rolled steel sheets by rapidly cooling them to room temperature after biphasic or single-phase annealing. When manufactured in this way, yield strength and hole expandability are excellent, but the strength in the width and longitudinal directions is excellent. Problems such as deterioration of the shape quality of the coil may occur due to temperature deviation, and when processing roll forming parts, problems such as material defects depending on the area and reduced workability may occur.
  • the elongation rate In addition, in general, as the strength of the steel sheet increases, the elongation decreases, which causes a problem in that forming processability deteriorates, so its application as a material for cold stamping is limited. In order to form steel materials of complex shapes, the elongation rate must be basically high.
  • a representative method to increase the elongation rate is, as in Patent Document 2, when a large amount of ferrite is introduced to secure additional elongation in addition to retained austenite, yield strength and hole expansion. Gender may be inferior.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Publication No. 1992-289120 (published on October 14, 1992)
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2004-211157 (published on July 29, 2004)
  • an object is to provide an ultra-high strength steel sheet with excellent elongation and hole expandability at the same time, and a method for manufacturing the same.
  • One aspect of the present invention is, in weight percent, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, phosphorus (P): 0.1% or less, Sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.1%, including the balance iron (Fe) and other inevitable impurities,
  • a steel sheet containing 5 to 50 area % of ferrite as a microstructure, 35 to 80 area % of tempered martensite and bainite, 7 to 15 area % of retained austenite, and 10 area % or less of fresh martensite. can be provided.
  • the steel sheet may further contain antimony (Sb): 0.03% or less.
  • Sb antimony
  • the steel sheet may have a sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) content of 0.01% or less.
  • the steel plate may have an A value of 40 or less and a B value of 12 or more, as defined in the following relational equation 1.
  • the steel plate may have a tensile strength of 980 MPa or more, and an R value defined in Equation 2 below may be 30,000 to 60,000 MPa ⁇ %.
  • the steel sheet may have a yield strength of 600 MPa or more, an elongation of 21% or more, and a hole expandability (HER) of 20% or more.
  • HER hole expandability
  • Another aspect of the present invention is, in weight percent, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, phosphorus (P): 0.1% or less. , preparing a cold-rolled steel sheet containing sulfur (S): 0.03% or less, aluminum (Al): 0.01 to 0.1%, remaining iron (Fe) and other inevitable impurities;
  • Annealing heat treatment by heating the cold-rolled steel sheet to a temperature range of 780°C to Ac3 and maintaining it for more than 30 seconds;
  • the cold rolled steel sheet may further contain antimony (Sb): 0.03% or less.
  • the cold rolled steel sheet may have a sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) content of 0.01% or less.
  • the step of preparing the cold rolled steel sheet is,
  • It may include cold rolling the coiled hot rolled steel sheet at a cold rolling reduction rate of 30 to 80%.
  • the average cooling rate is 2 to 5°C/s
  • the average cooling rate may be 30 to 60°C/s.
  • a steel plate with excellent elongation and hole expandability, and at the same time excellent strength, and a method for manufacturing the same can be provided.
  • Figure 1 shows (a) EBSD IQ chart and (b) EBSD IQ + Phase map of Invention Example 2.
  • the content range of elements such as C, Mn, Si, P, and S is controlled by alloy composition, and the manufacturing process conditions, especially the heat treatment, primary cooling, secondary cooling, reheating, and over-aging stages, are controlled. By doing so, it was confirmed that elongation, hole expandability, and strength could be secured at the same time. As a result, the present invention was completed.
  • the % indicating the content of each element is based on weight.
  • the steel according to one aspect of the present invention has, in weight percent, carbon (C): 0.15 to 0.25%, manganese (Mn): 1.5 to 2.5%, silicon (Si): 1.0 to 2.0%, phosphorus (P): 0.1%.
  • carbon (C) 0.15 to 0.25%
  • manganese (Mn) 1.5 to 2.5%
  • silicon (Si) 1.0 to 2.0%
  • phosphorus (P) 0.1%.
  • aluminum (Al) 0.01 to 0.1%
  • the balance may include iron (Fe) and other unavoidable impurities.
  • Carbon (C) is an interstitial solid solution element that is the most effective and important element in improving the strength of steel, and is an element that must be added to secure the strength of martensitic steel.
  • carbon (C) is added at least 0.15%, more preferably at least 0.18%, and even more preferably at least 0.2%. You can.
  • the content exceeds 0.25%, the strength may rapidly increase due to excessive formation of martensite during cooling due to an increase in hardenability, resulting in poor elongation.
  • an increase in carbon (C) content has the problem of impairing weldability, so it is desirable to limit the upper limit to 0.25%. A more desirable upper limit may be 0.24%.
  • Manganese (Mn) is an element added to ensure strength. If the manganese (Mn) content is less than 1.5%, it may be difficult to secure the level of strength required in the present invention. A more preferable lower limit of the manganese (Mn) content may be 1.8%, and more preferably 2.0%. On the other hand, if the content exceeds 2.5%, it may be difficult to secure a smooth initial martensite structure due to the lower Ms temperature during cooling after annealing. This means that it may be difficult to simultaneously secure the strength, elongation, and hole expandability targeted in the present invention due to a decrease in the tempered martensite fraction in the Q&P (Quenching & Partitioning) process.
  • Q&P Quality of Partitioning
  • manganese is segregated in the thickness direction, making it easy to form a manganese band (Mn band) within the slab, which may lead to the problem of increased occurrence of defects during the rolling process along with playing cracks. More preferably, the upper limit of the manganese (Mn) content may be 2.4%.
  • Silicon (Si) is a key element in TRIP (Transformation Induced Plasticity) steel that increases the retained austenite fraction and elongation by inhibiting the precipitation of cementite. If the content of silicon (Si) is less than 1.0%, control of cementite precipitation during the reheating and over-aging stages may not be smooth, so the fraction of retained austenite ultimately formed may be small or stability may be low, resulting in poor final elongation. You can. A more desirable lower limit of silicon (Si) content may be 1.2%.
  • silicon (Si) exceeds 2.0%, the physical properties of the weld zone deteriorate due to the formation of LME (Liquid Metal Embrittlement) cracks, and the surface properties and plating properties of the steel deteriorate.
  • a more desirable upper limit of silicon (Si) content may be 1.8%.
  • Phosphorus (P) 0.1% or less
  • Phosphorus (P) is an impurity element contained in steel, and 0% is excluded considering that it is inevitably included during the manufacturing process.
  • the upper limit can be limited to 0.1%.
  • a more desirable upper limit may be 0.03%.
  • S Sulfur
  • S is an impurity that is inevitably included in steel and is an element that impairs the ductility and weldability of steel sheets, so it is desirable to keep the content as low as possible. Therefore, in the present invention, the content of sulfur (S) can be limited to 0.03% or less. More preferably, it can be limited to 0.005% or less. Meanwhile, considering cases where it is inevitably included during the manufacturing process, 0% is excluded.
  • Aluminum (Al) can be added to remove oxygen in molten steel, and like Si, it is an element that is effective in stabilizing retained austenite by suppressing precipitation of cementite during the reheating and overaging stages. If the aluminum (Al) content is less than 0.01%, deoxidation of the steel may not be sufficiently achieved and the cleanliness of the steel may be impaired. On the other hand, if the aluminum (Al) content exceeds 0.1%, not only the castability of the slab deteriorates, but also the temperature required for single-phase heating during annealing increases, which may lead to production and equipment problems. More preferably, it can be limited to 0.05% or less.
  • the steel of the present invention may contain remaining iron (Fe) and inevitable impurities in addition to the composition described above. Since unavoidable impurities may be unintentionally introduced during the normal manufacturing process, they cannot be excluded. Since these impurities are known to anyone skilled in the field of steel manufacturing, all of them are not specifically mentioned in this specification.
  • the steel according to one aspect of the present invention may further include antimony (Sb): 0.03% or less.
  • Sb antimony
  • Antimony (Sb) is distributed at grain boundaries and inhibits surface concentration of oxides by delaying the diffusion of oxidizing elements such as Mn, Si, and Al through grain boundaries. In addition, it has an excellent effect in suppressing the coarsening of surface concentrates due to temperature rise and changes in the hot rolling process.
  • the antimony (Sb) content exceeds 0.03%, the above-mentioned effects are not only saturated, but also the manufacturing cost may increase and processability may be deteriorated. Therefore, the antimony (Sb) may be added in an amount of 0.03% or less, and in some cases, it may not be added. Since antimony (Sb) may adversely affect the strength of the weld zone due to grain boundary segregation, antimony (Sb) may not be added when it is necessary to apply it to a member that requires more important welding characteristics than other materials.
  • the steel according to one aspect of the present invention may have a sum of chromium (Cr) and molybdenum (Mo) content of 0.01% or less.
  • Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) are representative elements that can improve hardenability, but in the present invention, the balance of strength, elongation, and hole expandability is important, and since it is a steel with a tensile strength of 980 MPa, martensite is formed by improving hardenability. There is no need to add it for this purpose. When these elements are added, there is a problem of increasing the cost of ferroalloy. Therefore, in the present invention, for the above-mentioned special purpose, it is preferable not to add chromium (Cr) and molybdenum (Mo). Therefore, in the present invention, the sum of these contents can be limited to 0.01% or less. Meanwhile, considering the case where it is inevitably included during the manufacturing process, the lower limit may be 0.003%.
  • the % indicating the fraction of microstructure is based on area.
  • the steel according to one aspect of the present invention has a microstructure of 5 to 50 area% ferrite, 35 to 80 area% combined tempered martensite and bainite, 7 to 15 area% retained austenite, and fresh martensite. It can contain less than 10 area%.
  • 5% or more of ferrite may be included to improve elongation, and 35% or more of tempered martensite and bainite may be included in total to simultaneously secure a yield strength of 600 MPa or more and hole expandability of 20% or more. there is.
  • a more preferable ferrite fraction may be 10% or more. More preferably, the sum of the tempered martensite and bainite fractions may be 75% or less, and more preferably 70% or less.
  • the fractions of tempered martensite and bainite By securing the fractions of tempered martensite and bainite, it can ultimately contain 7 to 15% of retained austenite, which is stable at room temperature. At this time, if the retained austenite fraction is less than 7%, it may be difficult to secure the elongation at the level desired in the present invention. On the other hand, if the fraction exceeds 15%, the stability of the retained austenite is insufficient and it may be difficult to secure the desired elongation.
  • fresh martensite may be included in an amount of 10% or less for a steel material with excellent strength, elongation, and hole expansion properties.
  • the steel according to one aspect of the present invention may have an A value defined in Equation 1 below of 40 or less and a B value of 12 or more.
  • the following relational equation 1 is proposed based on the EBSD Image Quality (IQ) value to more strictly control the relationship according to the microstructure fraction.
  • IQ EBSD Image Quality
  • the phase fraction ratio according to the IQ value it can be more advantageous to secure the microstructure and physical properties desired in the present invention.
  • equation 1 in the IQ chart using 35 bar graphs, the ratio of the phase fraction values of 40,000 or less and 40,000 to 70,000 and the maximum phase fraction values of 40,000 or less and 40,000 to 70,000 is the relative ratio of the microstructure fraction. can represent.
  • the fraction of final fresh martensite is greater than the fraction of bainite and tempered martensite, which are the core structures of the present invention, which reduces the final yield strength, increases tensile strength, and expands holes.
  • There may be problems such as gender inferiority. More preferably, it may be 38 or less, and more preferably, it may be 35 or less. Additionally, a more preferable lower limit may be 1. Additionally, if the B value is less than 12, even if the A value is good, the final fresh martensite structure is formed strongly, which may also cause the problems mentioned above. More preferably, it may be 13 or more, and more preferably, it may be 15 or more. Additionally, a more preferable upper limit may be 50.
  • the steel according to one aspect of the present invention can be manufactured by heat treating, primary cooling, secondary cooling, reheating, and over-aging a cold-rolled steel sheet that satisfies the above-described alloy composition, and the cold-rolled steel sheet can be manufactured by reheating, hot rolling, and reheating a steel slab. It can be manufactured by coiling and cold rolling.
  • Slabs satisfying the alloy composition of the present invention can be reheated in the temperature range of 1100 to 1300°C.
  • the reheating process can be performed to smoothly perform the subsequent hot rolling process and sufficiently obtain the target physical properties of the steel sheet. If the reheating temperature is less than 1100°C, a problem may occur where the hot rolling load increases rapidly. On the other hand, if the temperature exceeds 1300°C, the amount of surface scale may increase excessively, reducing the yield of the material.
  • a hot rolled steel sheet can be obtained by hot rolling the reheated slab at a finishing hot rolling temperature of Ar3 or higher.
  • the finishing hot rolling temperature is lower than Ar3 (the temperature at which austenite begins to transform into ferrite when cooled)
  • a mixed structure can be created by rolling the two-phase region or ferrite region of ferrite and austenite, and the hot rolling load of There may be concerns about malfunctions due to fluctuations.
  • the hot rolled steel sheet can be cooled and wound to a temperature of 700°C or lower.
  • the present invention does not limit the lower limit of the coiling temperature.
  • the oxidation layer formed on the surface of the steel sheet after winding can be removed through a pickling process.
  • the coiled steel sheet can be cold rolled at a cold rolling reduction rate of 30 to 80%.
  • the cold rolling reduction rate is less than 30%, not only is it difficult to secure the target steel sheet thickness, but there is also a risk that the remaining hot rolled grains may affect austenite formation and final physical properties during annealing heat treatment.
  • the reduction ratio exceeds 80%, material deviation of the final steel sheet may occur due to uneven rolling reduction in the length and width directions due to work hardening that occurs during cold rolling, and it may be difficult to secure the target thickness due to the rolling load. It can be difficult.
  • Annealing heat treatment can be performed by heating the cold rolled steel sheet to a two-phase temperature range of 780°C to Ac3 and maintaining it for more than 30 seconds.
  • the heat-treated steel sheet can be first cooled to a temperature range of 630 to 750°C at an average cooling rate of 1 to 10°C/s.
  • the average cooling rate During primary cooling, if the average cooling rate is less than 1°C/s, it may be difficult to secure the target strength due to the formation of ferrite during cooling. On the other hand, if the cooling rate exceeds 10°C/s, the average cooling rate decreases during secondary cooling, making it difficult to secure a sufficient martensite fraction. This soon leads to a decrease in the tempered martensite fraction, making it difficult to simultaneously secure the strength and hole expandability desired in the present invention.
  • a more preferable lower limit of the average cooling rate may be 2°C/s, and a more preferable upper limit of the average cooling rate may be 5°C/s.
  • the cooling temperature is less than 630°C, there is a risk that phases such as ferrite and bainite may be formed, resulting in a decrease in strength.
  • the temperature exceeds 750°C, there may be problems in the actual production line.
  • the primarily cooled steel sheet can be secondarily cooled to a temperature range of 180°C to Ms at an average cooling rate of 30 to 80°C/s.
  • a tempered martensite structure In order to secure the desired properties in the present invention, a tempered martensite structure must be secured. In order to secure the desired level of tempered martensite structure, after the first cooling, it is necessary to cool to a temperature range between the martensite transformation start temperature (Ms) and the martensite transformation end temperature (Mf) during the second cooling. . In the present invention, it is preferable to cool to a temperature range of 180°C to Ms.
  • the tempered martensite fraction increases excessively, and the retained austenite fraction ultimately decreases, resulting in poor elongation.
  • the temperature exceeds Ms, it may be difficult to secure the desired strength and hole expandability because it is difficult to form a tempered martensite structure.
  • Reheating and overaging can be performed by heating the secondary cooled steel sheet to a temperature range of Ms-50 to 450°C and maintaining it for 1 to 30 minutes.
  • the toughness is improved by changing the high dislocation density and hard martensite formed during secondary cooling into tempered martensite through reheating and overaging.
  • C is enriched with residual austenite remaining from annealing (partitioning).
  • the martensite transformation initiation temperature (Ms) of C-enriched austenite is lowered to below room temperature, and ultimately, a large amount of retained austenite is formed, thereby securing the physical properties desired in the present invention.
  • the reheating temperature can be limited to Ms-50 to 450°C. If the above temperature range is not satisfied, it may be difficult to secure the desired tempered martensite, bainite, and retained austenite fractions, making it difficult to secure the desired physical properties.
  • the heating holding time is less than 1 minute, sufficient transformation does not proceed, making it difficult to obtain the desired partitioning effect. If the time exceeds 30 minutes, the reheating and overfermentation temperature section must be very long, and a lot of time is consumed, reducing productivity. As it deteriorates, it may be difficult to apply it to actual production lines.
  • the steel of the present invention manufactured in this way has a tensile strength of 980 MPa or more, and the R value defined in Equation 2 below may be 30,000 to 60,000 MPa ⁇ %.
  • the equation 2 below represents the relationship between yield strength, total elongation, and hole expandability.
  • the R value defined in equation 2 is 30,000 to 60,000 MPa ⁇ %
  • the strength level desired in the present invention may be different, or one of the properties of elongation or hole expandability may be inferior, making it difficult to use it as a collision energy absorption member desired in the present invention.
  • the yield strength may be 600 MPa or more
  • the elongation may be 21% or more
  • the hole expandability (HER) may be 20% or more.
  • Specimen numbers 1 to 13 in Table 1 below have a composition of 0.2 to 0.24 [C] - 1.2 to 1.8 [Si] - 2.0 to 2.4 [Mn] - 0.01 to 0.05 [Al] (each element is in weight %, the balance Fe and Specimens were prepared using steel slabs with other unavoidable impurities. Meanwhile, specimen 14 has a composition of 0.2 ⁇ 0.24[C]-1.2 ⁇ 1.8[Si]-2.0 ⁇ 2.4[Mn]-0.01 ⁇ 0.05[Al]-0.1[Mo], and the Mo content is within the range of the present invention.
  • specimen 15 has a composition of 0.2 ⁇ 0.24[C]-1.2 ⁇ 1.8[Si]-1.0 ⁇ 1.4[Mn]-0.01 ⁇ 0.05[Al], and the Mn content is outside the scope of the present invention.
  • specimens were manufactured using steel slabs whose composition was outside the range proposed in the present invention.
  • steel sheets were manufactured through reheating, hot rolling, coiling, cold rolling, heat treatment, primary cooling, secondary cooling, reheating, and overaging under the conditions in Table 1 below.
  • reheating was performed at 1100 to 1300°C
  • final hot rolling was performed at a temperature range of 850 to 950°C.
  • winding was performed in a temperature range of 200 to 700°C
  • cold rolling was performed at a cold rolling reduction rate of 45 to 65%.
  • heat treatment was performed for 100 to 300 seconds, and the overaging time was 1 to 30 minutes.
  • the Ac3 temperature of specimens 1 to 13 in Table 1 below is 882°C and the Ms temperature is 367°C
  • the Ac3 temperature of specimen 14 is 885°C and Ms temperature is 366°C
  • the Ac3 temperature of specimen 15 is 882°C and Ms temperature is It is 399°C.
  • Table 2 shows the microstructure and physical properties of the manufactured steel sheet.
  • the microstructure was measured at 1/4 of the thickness of the steel plate using XRD (X-ray Diffraction) and EBSD (Electron Backscattered Diffraction) to indicate the phase fraction.
  • XRD X-ray Diffraction
  • EBSD Electro Backscattered Diffraction
  • Figure 1 shows (a) EBSD IQ chart and (b) EBSD IQ + Phase map of Inventive Example 2 of the present invention.
  • (a) is a chart showing the fraction values according to IQ value, and the boundary value of each phase to define relational equation 1 can be confirmed.
  • (b) it represents the retained austenite fraction, and the level of the retained austenite fraction of the steel of the present invention can be confirmed.
  • Comparative Example 1 did not satisfy the annealing conditions of the present invention, and did not satisfy the microstructure fraction and relations 2 and 3. In particular, the ferrite fraction was excessive and the strength was inferior.
  • Comparative Examples 2 and 6 are cases where the primary cooling temperature proposed in the present invention was not satisfied, and due to the formation of a soft phase during primary cooling, tempered martensite and bainite transformation were smooth during the secondary cooling and over-aging process. As progress could not be made, the final fresh martensite fraction increased and yield strength and hole expandability were inferior.
  • Comparative Examples 4 and 5 are cases where the secondary cooling conditions of the present invention were not satisfied.
  • the cooling end temperature was excessively high and the average cooling rate was insufficient, resulting in bainite transformation without tempered martensite. As the process progressed, the final fresh martensite increased, and as a result, the desired physical properties were not secured.
  • the cooling end temperature was excessively low, so the tempered martensite fraction was excessive, and the final retained austenite was hardly secured, so the elongation was very poor.
  • Comparative Examples 7 and 8 were cases where the reheating and over-aging conditions were not met, and the bainite transformation did not proceed smoothly during over-aging, resulting in an increase in the fresh martensite fraction. As a result, the retained austenite fraction decreased and the final desired physical properties were not secured.
  • Comparative Example 9 is a case where the cooling conditions do not satisfy the conditions of the present invention during the first cooling, and equipment problems such as equipment life may occur. In addition, there was almost no ferrite and bainite transformation during cooling, and the final retained austenite fraction was insufficient due to tempered martensite and bainite transformation during subsequent reheating and overaging, making it impossible to secure the desired physical properties.
  • Comparative Example 10 was a case in which the secondary average cooling rate was insufficient, and sufficient martensite and bainite transformation did not proceed during cooling, and the fresh martensite fraction of the final microstructure increased. As a result, the desired level of physical properties could not be secured.
  • Comparative Example 11 is a case where the sum of Cr and Mo contents exceeds the content proposed in the present invention, and due to the addition of the above hardenability elements, the soft phase (ferrite, bainite, etc.) is slowly transformed during annealing, resulting in tempering. Martensite was formed as the main composition phase. As a result, the overall strength was excellent but the elongation was insufficient due to the lack of soft phase.
  • the soft phase ferrite, bainite, etc.
  • Comparative Example 12 was a case where the Mn content was insufficient, and the physical properties at the desired level were not secured due to poor strength.

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Abstract

본 발명은 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 연신율 및 구멍확장성이 우수하고, 동시에 강도가 우수한 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.

Description

연신율 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
본 발명은 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것으로, 보다 상세하게는 연신율 및 구멍확장성이 동시에 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
최근 자동차 분야에서는 유럽을 필두로 한 선진국에서 연비 규제 및 성능 향상을 이유로 차체 무게를 경량화하기 위한 연구가 활발하게 진행 중이며, 철강파트의 경우, 이러한 자동차사의 경량화 요구에 대응하기 위해 경쟁소재(Mg, Al, CFRP 등) 대비 동일등급에서 고강도화 및 강판 두께를 더욱 감소시키는 등의 노력을 하고 있다. 경량화와 더불어, 강화되는 CO2 배출 규제 및 전기차 시대로의 급속한 변화로 인해 자동차 승객 및 보행자에 대한 안전규제 강화로 인해 차체 소재의 안정성과 고강도화도 요구되고 있는 추세이다. 특히, 980~1180MPa급 이상의 고강도 강재에 대한 요구가 높아지고 있는데, 980MPa급 강재의 경우 충돌 에너지 흡수용 부재로 사용을 하기 위해서는 복잡한 형상을 성형하기 위한 연신율이 높아야 할 뿐만 아니라, 축 방향 변형에 대해 파단이 발생하지 않아야 하므로 구멍확장성 또한 우수할 필요가 있다. 이러한 구조 부재는 충격 에너지 흡수를 유리하게 하기 위하여 항복강도와 구멍확장성이 높을 것이 요구된다.
항복강도를 높이기 위한 대표적인 제조방법으로 연속소둔 시, 수냉각을 활용하는 방법이 있다. 이러한 방법의 대표적인 종래기술로, 특허문헌 1은 탄소 0.18~0.3%의 강재를 연속소둔 후, 상온까지 수냉하고, 이어서 120~300℃의 온도로 1~15분간의 과시효 처리를 실시하여, 마르텐사이트 체적율이 80~97%이고, 잔부가 페라이트인 강재를 제조하는 것에 관한 기술이다. 냉연강판을 이상역 또는 단상역 소둔 이후에 상온 수준까지 급냉한 후 템퍼링 방식에 의해 초고강도강을 제조할 수 있는데, 이렇게 제조할 경우, 항복강도 및 구멍확장성은 우수하나, 폭 방향, 길이 방향의 온도 편차에 의해 코일의 형상품질이 열화되는 문제가 발생하고, 롤포밍 부품 가공 시, 부위에 따른 재질불량, 작업성 저하 등의 문제가 발생할 수 있다.
또한, 일반적으로 강판의 강도가 증가할수록 연신율이 감소하여 성형 가공성이 저하되는 문제점이 발생하므로 냉간 스탬핑용 소재로써 적용이 제한적이다. 복잡한 형상의 강재를 성형하기 위해서는 기본적으로 연신율이 높아야 하는데, 연신율을 높이기 위한 대표적인 방법으로는 특허문헌 2와 같이, 잔류 오스테나이트 이외에 추가 연신율 확보를 위해 페라이트를 많이 도입하는 경우, 항복강도 및 구멍확장성이 열위할 수 있다.
따라서, 상술한 문제점을 해결하기 위하여 연신율 및 구멍확장성이 동시에 우수한 인장강도 980MPa 이상의 초고강도 냉연강판의 개발이 요구된다.
[선행기술문헌]
(특허문헌 1) 일본 공개특허공보 제1992-289120호(1992.10.14. 공개)
(특허문헌 2) 일본 공개특허공보 제2004-211157호(2004.07.29. 공개)
본 발명의 일 측면에 따르면 연신율 및 구멍확장성이 동시에 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법을 제공하고자 하는 것이다.
본 발명의 과제는 상술한 내용에 한정되지 않는다. 통상의 기술자라면 본 명세서의 전반적인 내용으로부터 본 발명의 추가적인 과제를 이해하는데 아무런 어려움이 없을 것이다.
본 발명의 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
미세조직으로 페라이트를 5~50면적%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 합으로 35~80면적%, 잔류 오스테나이트를 7~15면적%, 프레쉬 마르텐사이트를 10면적% 이하로 포함하는 강판을 제공할 수 있다.
상기 강판은 안티몬(Sb): 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo) 함량의 합이 0.01% 이하일 수 있다.
상기 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 40 이하이고, B 값이 12 이상일 수 있다.
[관계식 1]
A = ([U]/[X])*100
B = ([Z]-[Y])*1000
(식에서, [U]: IQ 값 40,000 이하 상 분율 값, [X]: IQ 값 40,000~70,000 상 분율 값, [Y]: IQ 값 40,000 이하 최대 상 분율 값, [Z]: IQ 값 40,000~70,000 최대 상 분율 값이며, EBSD 측정을 통해 얻어진 Image Quality (IQ) Chart (35개 막대그래프) 기준이다.)
상기 강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 30,000~60,000MPa·%일 수 있다.
[관계식 2]
R = [YS]x([Total-El]+(2*[HER]))
(식에서, [YS]는 항복강도(MPa)이고, [Total-El]은 총 연신율(%)이며, [HER]은 구멍확장성(%)이다.)
상기 강판은 항복강도가 600MPa 이상이고, 연신율이 21% 이상이며, 구멍확장성(HER)이 20% 이상일 수 있다.
본 발명의 다른 일 측면은, 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계;
상기 냉연강판을 780℃~Ac3의 온도범위로 가열하여 30초 이상 유지하는 소둔 열처리하는 단계;
상기 소둔 열처리된 강판을 630~750℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
상기 1차 냉각된 강판을 180℃~Ms의 온도범위까지 30~80℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
상기 2차 냉각된 강판을 Ms-50~450℃의 온도범위까지 가열하여 1~30분 유지하는 재가열 및 과시효 단계를 포함하는 강판 제조방법을 제공할 수 있다.
[식]
Ac3 = 910-203√([C])-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
(식에서, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo] 및 [W]는 각 원소의 중량%이다.)
Ms = 539-423[C]-30.4[Mn]-7.5[Si]+30[Al]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(식에서, [C], [Mn], [Si], [Al], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
상기 냉연강판은 안티몬(Sb): 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
상기 냉연강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo) 함량의 합이 0.01% 이하일 수 있다.
상기 냉연강판을 준비하는 단계는,
강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
상기 재가열된 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연함으로써 열연강판을 얻는 단계;
상기 열연강판을 700℃ 이하의 온도로 냉각 및 권취하는 단계; 및
상기 권취된 열연강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연 하는 단계를 포함할 수 있다.
상기 1차 냉각 시, 평균 냉각속도가 2~5℃/s이고,
상기 2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 30~60℃/s일 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르면 연신율 및 구멍확장성이 우수하고, 동시에 강도가 우수한 강판 및 그 제조방법을 제공할 수 있다.
도 1은 발명예 2의 (a) EBSD IQ chart와 (b) EBSD IQ + Phase map을 나타낸 것이다.
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 기술자에게 본 발명을 더욱 상세하게 설명하기 위하여 제공되는 것이다.
본 발명에서는 합금조성으로 C, Mn, Si, P, S 등 성분 원소의 함량 범위를 제어하고, 제조공정 조건 중 특히, 열처리, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열 및 과시효 단계의 조건을 제어함으로써, 연신율 및 구멍확장성과 강도를 동시에 확보할 수 있음을 확인하였다. 그 결과, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.
이하, 본 발명에 대하여 상세히 설명한다.
이하에서는, 본 발명의 강 조성에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 각 원소의 함량을 표시하는 %는 중량을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함할 수 있다.
탄소(C): 0.15~0.25%
탄소(C)는 침입형 고용원소로써 강의 강도를 향상시키는데 가장 효과적이고 중요한 원소이며, 마르텐사이트 강의 강도 확보를 위해 필수적으로 첨가해야 하는 원소이다. 본 발명에서 목표하는 항복비와 인장강도를 만족하는 초고강도강을 얻으려면 탄소(C)가 0.15% 이상 첨가되는 것이 바람직하며, 보다 바람직하게는 0.18% 이상, 보다 바람직하게는 0.2% 이상 첨가될 수 있다. 다만, 그 함량이 0.25%를 초과할 경우, 경화능의 증가로 인해 냉각 중 마르텐사이트가 과도하게 형성됨에 따라 강도가 급격히 증가하여 연신율이 열위해질 수 있다. 또한, 탄소(C) 함량의 증가는 용접성을 저해하는 문제점이 있으므로, 그 상한을 0.25%로 제한하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 상한은 0.24%일 수 있다.
망간(Mn): 1.5~2.5%
망간(Mn)은 강도를 확보하기 위해 첨가되는 원소이다. 상기 망간(Mn)의 함량이 1.5% 미만일 경우 본 발명에서 요구되는 수준의 강도를 확보하기 어려워질 수 있다. 보다 바람직한 망간(Mn) 함량의 하한은 1.8%일 수 있으며, 보다 바람직하게는 2.0%일 수 있다. 반면, 그 함량이 2.5%를 초과하는 경우 소둔 후 냉각 시 Ms 온도가 낮아짐으로 인해 원활한 초기 마르텐사이트 조직의 확보가 어려울 수 있다. 이는 곧 Q&P (Quenching & Partitioning)공정에서 템퍼드 마르텐사이트 분율의 감소로 인해 본 발명에서 목표로 하는 강도, 연신율 및 구멍확장성을 동시에 확보하기 어려울 수 있다. 또한, 두께방향으로 망간이 편석되어 슬라브 내 망간 띠(Mn band) 형성이 쉬워 연주 크랙과 더불어 압연공정 시 결함 발생이 높아지는 문제점이 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 망간(Mn) 함량의 상한은 2.4%일 수 있다.
실리콘(Si): 1.0~2.0%
실리콘(Si)은 세멘타이트의 석출을 저해함으로써, 잔류 오스테나이트 분율과 연신율을 높이는 작용을 하는 TRIP (Transformation Induced Plasticity)강의 핵심원소이다. 상기 실리콘(Si)의 함량이 1.0% 미만이면 재가열 및 과시효 단계에서 세멘타이트 석출의 제어가 원활하지 않아 최종적으로 형성되는 잔류 오스테나이트의 분율이 적거나, 안정도가 낮을 수 있어 최종 연신율이 열위해질 수 있다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 하한은 1.2%일 수 있다. 반면, 상기 실리콘(Si)의 함량이 2.0%를 초과하면 LME (Liquid Metal Embrittlement) 균열의 형성에 따른 용접부 물성이 악화되며, 강재의 표면 특성 및 도금성이 나빠지게 된다. 보다 바람직한 실리콘(Si) 함량의 상한은 1.8%일 수 있다.
인(P): 0.1% 이하
인(P)은 강 중에 포함되는 불순물 원소로써, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다. 한편, 인(P)의 함량이 0.1%를 초과하면 용접성이 악화되고, 강의 취성이 발생할 우려가 있으므로, 그 상한을 0.1%로 제한할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 0.03%일 수 있다.
황(S): 0.03% 이하
황(S)은 P와 마찬가지로 강 중 불가피하게 포함되는 불순물로써, 강판의 연성과 용접성을 저해하는 원소이므로 가능한 함량을 낮게 관리하는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서 황(S)의 함량을 0.03% 이하로 제한할 수 있다. 보다 바람직하게는 0.005% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 0%는 제외한다.
알루미늄(Al): 0.01~0.1%
알루미늄(Al)은 용강 내 산소 제거를 위해 첨가될 수 있으며, Si과 동일하게 재가열 및 과시효 단계에서 세멘타이트의 석출을 억제하여 잔류 오스테나이트를 안정화하는데 효과가 있는 원소이다. 상기 알루미늄(Al)의 함량이 0.01% 미만이면 강재의 탈산이 충분히 이루어지지 않고, 강재의 청정성을 해치게 될 수 있다. 반면, 상기 알루미늄(Al)의 함량이 0.1%를 초과하는 경우, 슬라브의 주조성이 나빠질 뿐만 아니라, 소둔 시 단상역 가열을 위해 필요한 온도가 높아지게 되어 생산 및 설비 문제가 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 0.05% 이하로 제한할 수 있다.
본 발명의 강은, 상술한 조성 이외에 나머지 철(Fe) 및 불가피한 불순물을 포함할 수 있다. 불가피한 불순물은 통상의 제조공정에서 의도되지 않게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이러한 불순물들은 통상의 철강제조분야의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 특별히 본 명세서에서 언급하지는 않는다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 안티몬(Sb): 0.03% 이하를 더 포함할 수 있다.
안티몬(Sb): 0.03% 이하
안티몬(Sb)은 결정립계에 분포하여 Mn, Si, Al 등의 산화성 원소들의 결정립계를 통한 확산을 지연시킴으로써 산화물의 표면 농화를 억제한다. 또한, 온도 상승 및 열연 공정 변화에 따른 표면 농화물의 조대화를 억제하는 데에 탁월한 효과가 있다. 다만, 안티몬(Sb)의 함량이 0.03%를 초과하게 되면 상술한 효과가 포화될 뿐만 아니라, 제조비용의 상승을 초래하고, 가공성이 열화되는 문제가 있을 수 있다. 따라서, 상기 안티몬(Sb)은 0.03% 이하로 첨가될 수 있으며, 경우에 따라서는 첨가되지 않을 수도 있다. 안티몬(Sb)이 입계편석하여 용접부 강도에 악영향을 미칠 수도 있으므로, 다른 재질에 비해 용접특성이 중요하게 요구되는 부재에 적용이 필요할 경우에는 안티몬(Sb)이 첨가되지 않을 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo) 함량의 합이 0.01% 이하일 수 있다.
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo): 0.01% 이하
크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)은 경화능을 향상시킬 수 있는 대표적인 원소이나, 본 발명에서는 강도, 연신율, 구멍확장성의 균형이 중요하고 인장강도 980MPa급 강재이므로, 경화능을 향상시켜 마르텐사이트 형성이 용이할 목적으로 첨가할 필요성이 없다. 이들 원소를 첨가하게 될 경우, 합금철 원가를 상승시키는 문제점이 있으므로, 본 발명에서는 상기 언급한 특별한 목적을 가지고 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo)은 첨가하지 않는 것이 바람직하다. 따라서, 본 발명에서는 이들 함량의 합을 0.01% 이하로 제한할 수 있다. 한편, 제조과정 중에 불가피하게 포함되는 경우를 고려하여 그 하한이 0.003%일 수 있다.
이하에서는, 본 발명의 강 미세조직에 대해 자세히 설명한다.
본 발명에서 특별히 달리 언급하지 않는 한 미세조직의 분율을 표시하는 %는 면적을 기준으로 한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 미세조직으로 페라이트를 5~50면적%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 합으로 35~80면적%, 잔류 오스테나이트를 7~15면적%, 프레쉬 마르텐사이트를 10면적% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명에서는 연신율 향상을 위하여 페라이트를 5% 이상 포함할 수 있으며, 항복강도 600MPa 이상의 강도 및 20% 이상의 구멍확장성을 동시에 확보하기 위하여 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 합으로 35% 이상 포함할 수 있다. 반면, 페라이트가 50%를 초과하면 본 발명에서 목적하는 강도 및 구멍확장성을 확보하기 어려울 수 있으며, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 분율의 합이 80%를 초과하면 연신율이 부족할 수 있다. 본 발명에서는, 보다 바람직한 페라이트 분율은 10% 이상일 수 있다. 보다 바람직한 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트 분율의 합은 75% 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 70% 이하일 수 있다.
상기 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트의 분율을 확보함으로써 최종적으로 상온에서 안정한 잔류 오스테나이트를 7~15% 포함할 수 있다. 이 때, 잔류 오스테나이트 분율이 7% 미만이면, 본 발명에서 목적하는 수준의 연신율을 확보하기 어려울 수 있다. 반면, 그 분율이 15%를 초과하면 잔류 오스테나이트의 안정성이 부족하여 이 또한, 목적하는 연신율 확보가 어려울 수 있다.
또한, 본 발명에서는 강도, 연신율, 구멍확장성 특성이 모두 우수한 강재를 위하여 프레쉬 마르텐사이트를 10% 이하로 포함할 수 있다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 40 이하일 수 있으며, B 값이 12 이상일 수 있다.
본 발명에서는 각 미세조직 분율을 한정함에 더하여, 미세조직의 분율에 따른 관계를 더욱 엄격히 제어하기 위하여 EBSD Image Quality (IQ) 값을 기초로 하기 관계식 1을 제안한다. IQ 값에 따른 상 분율 비를 한정함으로써, 본 발명에서 목적하는 미세조직 및 물성을 확보하는데 더욱 유리할 수 있다. 본 발명에서는 하기 관계식 1에 나타난 바와 같이, 35개 막대그래프를 이용한 IQ 차트에서 40,000 이하 및 40,000~70,000의 상 분율 값과 40,000 이하 및 40,000~70,000 최대 상 분율 값의 비는 미세조직 분율의 상대적인 비를 나타낼 수 있다.
하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 40을 초과하면 본 발명의 핵심 조직인 베이나이트 및 템퍼드 마르텐사이트 분율 대비 최종 프레쉬 마르텐사이트의 분율이 많다는 의미이며, 이는 최종 항복강도 감소, 인장강도 증가, 구멍확장성 열위 등의 문제가 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 38 이하일 수 있으며, 보다 바람직하게는 35 이하일 수 있다. 또한, 보다 바람직한 하한은 1일 수 있다. 또한, B 값이 12 미만이면 A 값이 양호하더라도 최종 프레쉬 마르텐사이트 조직이 강하게 형성되어 이 또한 상기 언급한 문제들이 있을 수 있다. 보다 바람직하게는 13 이상일 수 있으며, 보다 바람직하게는 15 이상일 수 있다. 또한, 보다 바람직한 상한은 50일 수 있다.
[관계식 1]
A = ([U]/[X])*100
B = ([Z]-[Y])*1000
(식에서, [U]: IQ 값 40,000 이하 상 분율 값, [X]: IQ 값 40,000~70,000 상 분율 값, [Y]: IQ 값 40,000 이하 최대 상 분율 값, [Z]: IQ 값 40,000~70,000 최대 상 분율 값이며, EBSD 측정을 통해 얻어진 Image Quality (IQ) Chart (35개 막대그래프) 기준이다.)
이하에서는, 본 발명의 강 제조방법에 대해 자세히 설명한다.
본 발명의 일 측면에 따르는 강은 상술한 합금조성을 만족하는 냉연강판을 열처리, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열 및 과시효하여 제조될 수 있으며, 상기 냉연강판은 강 슬라브를 재가열, 열간압연, 권취 및 냉간압연하여 제조될 수 있다.
재가열
본 발명의 합금조성을 만족하는 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열할 수 있다.
재가열 공정은 후속하는 열간압연 공정을 원활히 수행하고, 목표로 하는 강판의 물성을 충분히 얻기 위해 행할 수 있다. 재가열온도가 1100℃ 미만이면 열간압연 하중이 급격히 증가하는 문제가 발생할 수 있다. 반면, 그 온도가 1300℃를 초과하면 표면 스케일 양이 과도히 증가하여 재료의 수율이 저하될 수 있다.
열간압연
상기 재가열된 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연함으로써 열연강판을 얻을 수 있다.
상기 마무리 열간압연 온도가 Ar3 (냉각 시, 오스테나이트가 페라이트로 변태하기 시작하는 온도) 미만 시, 페라이트+오스테나이트의 2상역 또는 페라이트역 압연이 이루어져 혼립조직이 만들어질 수 있으며, 열간압연 하중의 변동으로 인한 오작이 우려될 수 있다.
냉각 및 권취
상기 열연강판을 700℃ 이하의 온도로 냉각 및 권취할 수 있다.
권취온도가 700℃를 초과할 경우, 강판 표면의 산화막이 과다하게 생성되어 결함을 유발할 수 있다. 권취온도가 낮을수록 열연강판의 강도가 높아져, 후공정인 냉간압연의 압연 하중이 높아지는 단점이 있을 수 있으나, 실제 생산을 불가능하게 만드는 요인이 아니므로 본 발명에서는 권취온도의 하한을 제한하지 않는다. 본 발명에서는 권취 후 강판의 표면에 형성된 산화층을 산세공정으로 제거할 수 있다.
냉간압연
상기 권취된 강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연할 수 있다.
냉간압하율이 30% 미만이면 목표하는 강판 두께 확보가 어려울 뿐만 아니라, 열간압연 결정립의 잔존으로 인해 소둔 열처리 시, 오스테나이트 생성 및 최종 물성에 영향을 미칠 우려가 있다. 한편, 압하율이 80%를 초과하면 냉간압연 시, 발생하는 가공경화로부터 길이 및 폭 방향으로 압연되는 압하량 불균일로 인해 최종 강판의 재질 편차가 발생할 수 있고, 압연 부하로 인해 목표 두께의 확보가 어려울 수 있다.
소둔 열처리
상기 냉간압연된 강판을 780℃~Ac3의 2상역 온도범위로 가열하여 30초 이상 유지하는 소둔 열처리를 행할 수 있다.
열처리 시, 780℃ 이상 Ac3 이하의 온도범위로 가열할 경우, 본 발명에서 목표하는 연신율을 확보할 수 있으며, 잔류 오스테나이트 이외에 소둔 페라이트를 일부 형성할 수 있다. 보다 바람직한 온도범위는 800℃ 이상일 수 있으며, 보다 바람직하게는 880℃ 이하일 수 있다.
[식]
Ac3 = 910-203√([C])-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
(식에서, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo] 및 [W]는 각 원소의 중량%이다.)
1차 냉각
상기 열처리된 강판을 630~750℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각할 수 있다.
1차 냉각 시, 평균 냉각속도가 1℃/s 미만일 경우, 냉각 시, 페라이트 생성으로 인해 목표하는 강도의 확보가 어려울 수 있다. 반면, 그 냉각속도가 10℃/s를 초과할 경우, 2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 저하되어 충분한 마르텐사이트 분율 확보가 어려울 수 있다. 이는 곧 템퍼드 마르텐사이트 분율 감소로 이어져, 본 발명에서 목적하는 강도 및 구멍확장성을 동시에 확보가 어려울 수 있다. 보다 바람직한 평균 냉각속도의 하한은 2℃/s일 수 있으며, 보다 바람직한 평균 냉각속도의 상한은 5℃/s일 수 있다.
1차 냉각 시, 냉각온도가 630℃ 미만일 경우, 페라이트, 베이나이트와 같은 상이 형성되어 강도가 저하될 우려가 있다. 반면, 그 온도가 750℃를 초과할 경우, 실제 생산라인에서 문제점이 있을 수 있다.
2차 냉각
상기 1차 냉각된 강판을 180℃~Ms의 온도범위까지 30~80℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각할 수 있다.
본 발명에서 목적하는 물성을 확보하기 위하여, 템퍼드 마르텐사이트 조직을 확보하여야 한다. 목적하는 수준의 템퍼드 마르텐사이트 조직 확보를 위하여 1차 냉각 후, 2차 냉각 시에 마르텐사이트 변태 시작온도(Ms)에서 마르텐사이트 변태 종료온도(Mf) 사이의 온도범위로 냉각을 할 필요가 있다. 본 발명에서는 180℃~Ms의 온도범위로 냉각되는 것이 바람직하다.
2차 냉각온도가 180℃ 미만일 경우, 템퍼드 마르텐사이트 분율이 과도하게 많아져서 최종적으로 잔류 오스테나이트 분율이 감소하여 연신율이 열위할 수 있다. 한편, 그 온도가 Ms를 초과할 경우, 템퍼드 마르텐사이트 조직 형성이 어려워서 목적하는 강도 및 구멍확장성의 확보가 어려울 수 있다.
2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 30℃/s 미만이면 1차 냉각 구간부터 2차 냉각 시, 일부 베이나이트 조직이 형성될 수 있는 반면, 80℃/s를 초과하면 2차 냉각 시점에서 급격한 마르텐사이트 변태속도로 인해 강판의 표면 형상이 열위해질 수 있으며, 폭 방향으로의 재질 편차의 문제가 발생할 수 있다. 보다 바람직한 상한은 60℃/s일 수 있다.
[식]
Ms = 539-423[C]-30.4[Mn]-7.5[Si]+30[Al]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
(식에서, [C], [Mn], [Si], [Al], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
재가열 및 과시효
상기 2차 냉각된 강판을 Ms-50~450℃의 온도범위까지 가열하여 1~30분 유지하는 재가열 및 과시효를 행할 수 있다.
본 발명에서는 2차 냉각 시에 형성된 전위밀도가 높고 경한 마르텐사이트를 재가열 및 과시효를 통해 템퍼드 마르텐사이트로 변화시켜 인성을 개선하고자 한다. 또한, 충분한 양의 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 변태 확보를 통해 소둔 때부터 남아있는 잔여 오스테나이트로 C의 농축이 일어나게 된다(Partitioning). 이 과정에서 C가 농축된 오스테나이트의 마르텐사이트 변태 개시온도(Ms)는 상온 이하까지 낮아지게 되며, 최종적으로 많은 양의 잔류 오스테나이트를 형성하게 됨으로써 본 발명에서 목적하는 물성들을 확보할 수 있게 된다. 본 발명에서는 이러한 Partitioning 효과를 충분히 확보하기 위하여 재가열 온도를 Ms-50~450℃로 제한할 수 있다. 상기 온도범위를 만족하지 못할 경우, 목적하는 템퍼드 마르텐사이트, 베이나이트, 잔류 오스테나이트 분율 확보가 어려워 목적하는 물성 확보가 어려울 수 있다.
가열 유지시간이 1분 미만이면 충분한 변태가 진행되지 못하여 상기 목적하는 Partitioning 효과를 얻기 어려우며, 그 시간이 30분을 초과하면 재가열 및 과시효 온도구간이 매우 길어져야 하고, 시간이 많이 소모되어 생산성이 저하되므로 실제 생산라인 적용이 어려울 수 있다.
이와 같이 제조된 본 발명의 강은 인장강도가 980MPa 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 30000~60000MPa·%일 수 있다.
하기 관계식 2는 항복강도, 총연신율 및 구멍확장성 간의 관계를 나타내는 식으로, 관계식 2에서 정의되는 R 값이 30,000~60,000MPa·%일 경우, 본 발명에서 목적하는 인장강도 980MPa 이상의 초고강도강에서 연신율과 구멍확장성을 동시에 확보할 수 있다. R 값이 목적하는 범위를 벗어날 경우, 본 발명에서 목적하는 강도급이 다르거나, 연신율 또는 구멍확장성 중 어느 한가지 특성이 열위하게 되어 본 발명에서 목적하는 충돌 에너지 흡수용 부재로의 사용이 어려울 수 있다. 보다 바람직하게, 항복강도가 600MPa 이상이고, 연신율이 21% 이상이며, 구멍확장성(HER)이 20% 이상일 수 있다.
[관계식 2]
R = [YS]x([Total-El]+(2*[HER]))
(식에서, [YS]는 항복강도(MPa)이고, [Total-El]은 총 연신율(%)이며, [HER]은 구멍확장성(%)이다.)
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 보다 구체적으로 설명한다. 다만, 아래의 실시예는 본 발명을 예시하여 보다 상세하게 설명하기 위한 것일 뿐, 본 발명의 권리범위를 제한하기 위한 것이 아니라는 점에 유의할 필요가 있다.
(실시예)
하기 표 1의 시편번호 1 내지 13은 0.2~0.24[C]-1.2~1.8[Si]-2.0~2.4[Mn]-0.01~0.05[Al]의 조성(각 원소는 중량%이며, 잔부 Fe 및 기타 불가피한 불순물)을 갖는 강 슬라브를 이용하여 시편을 제조하였다. 한편, 시편 14는 0.2~0.24[C]-1.2~1.8[Si]-2.0~2.4[Mn]-0.01~0.05[Al]-0.1[Mo]의 조성을 가지는 것으로, Mo 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우이며, 시편 15는 0.2~0.24[C]-1.2~1.8[Si]-1.0~1.4[Mn]-0.01~0.05[Al]의 조성을 가지는 것으로, Mn 함량이 본 발명의 범위를 벗어난 경우로, 본 발명에서 제안하는 범위의 조성을 벗어나는 강 슬라브를 이용하여 시편을 제조하였다.
제조방법으로는, 하기 표 1의 조건으로 재가열, 열간압연, 권취, 냉간압연, 열처리, 1차 냉각, 2차 냉각, 재가열 및 과시효를 통해 강판을 제조하였다. 이 때, 재가열은 1100~1300℃에서 행하였으며, 850~950℃의 온도범위로 마무리 열간압연을 행하였다. 또한, 200~700℃의 온도범위에서 권취를 행하였으며, 45~65%의 냉간압하율로 냉간압연을 행하였다. 소둔 시, 100~300초의 시간으로 열처리를 행하였으며, 과시효 시간은 1~30분을 적용하였다. 하기 표 1의 시편 1 내지 13의 Ac3 온도는 882℃이며, Ms 온도는 367℃이며, 시편 14의 Ac3 온도는 885℃, Ms 온도는 366℃, 시편 15의 Ac3 온도는 882℃, Ms 온도는 399℃이다.
시
편
번
호		 소둔
열처리		 1차 냉각 2차 냉각 재가열 및
과시효
온도
(℃)		 온도
(℃)		 평균
냉각속도
(℃/s)		 온도
(℃)		 평균
냉각속도
(℃/s)		 온도
(℃)
1 770 650 2.2 200 41.9 400
2 840 600 4.0 250 32.6 400
3 810 600 3.5 400 18.6 400
4 810 650 2.7 400 23.3 400
5 810 650 2.7 150 46.5 400
6 810 600 3.5 200 37.2 400
7 840 680 2.7 280 37.2 470
8 810 650 2.7 200 41.9 460
9 810 760 0.8 200 52.1 400
10 840 650 3.2 350 27.9 400
11 810 650 2.7 200 41.9 400
12 840 680 2.7 280 37.2 400
13 840 680 2.7 250 37.2 400
14 840 680 2.7 250 37.2 400
15 840 650 3.2 250 37.2 400
하기 표 2에는 제조된 강판의 미세조직 및 물성을 나타내었다. 미세조직은 강판의 두께 1/4 지점을 XRD (X-ray Diffraction) 및 EBSD (Electron Backscattered Diffraction)를 이용하여 측정하여 상분율을 나타내었다. EBSD를 통해 IQ chart를 이용하여 페라이트(F), 베이나이트(B)와 템퍼드 마르텐사이트(TM)의 합, 프레쉬 마르텐사이트(FM) 및 오스테나이트(γ)의 상분율을 계산하였다. 더하여, 항복강도(YS), 인장강도(TS), 총 연신율(Total-EL) 및 균일 연신율(uEL)은 강판을 JIS 규격(gauge length 폭x길이: 25x50mm, 시편 전체 길이: 200~260mm)으로 가공한 후, 시험속도 28mm/min의 조건으로 인장시험을 행하여 측정되었다. 구멍확장성(HER)은 ISO 16330 표준에 따라 측정하였으며, 홀은 10mm 직경의 펀치를 사용하여 12%의 Clearance로 전단가공 하였다. 또한, 측정된 물성 값으로부터 관계식 1의 A 값 및 B 값을 계산하여 나타내었다.
시편
번호		 미세조직(면적%)
F B+TM FM γ EBSD IQ 값 관계식 1
U X Y Z A 값 B 값
1 60 24 9 7 0.158 0.263 0.028 0.038 60 10
2 38 43 11 8 0.090 0.235 0.025 0.036 38 11
3 50 34 10 6 0.127 0.267 0.030 0.044 48 14
4 40 40 11 9 0.166 0.356 0.036 0.069 47 33
5 40 57 1 2 0.298 0.383 0.070 0.055 78 -15
6 50 30 13 7 0.100 0.254 0.033 0.036 39 3
7 19 64 11 6 0.129 0.352 0.035 0.045 37 10
8 40 44 12 4 0.104 0.269 0.027 0.037 39 10
9 36 54 5 5 0.243 0.365 0.065 0.051 67 -14
10 27 54 11 8 0.192 0.271 0.039 0.032 71 -7
11 40 46 5 9 0.078 0.276 0.020 0.042 28 22
12 19 65 4 12 0.081 0.406 0.029 0.057 20 28
13 19 68 2 11 0.086 0.341 0.033 0.051 25 18
14 4 80 9 7 0.075 0.452 0.035 0.062 17 27
15 58 30 4 8 0.072 0.259 0.032 0.054 28 22
[관계식 1]A = ([U]/[X])*100
B = ([Z]-[Y])*1000
(식에서, [U]: IQ 값 40,000 이하 상 분율, [X]: IQ 값 40,000~70,000 상 분율, [Y]: IQ 값 40,000 이하 최대 상 분율 값, [Z]: IQ 값 40,000~70,000 최대 상 분율 값이며, EBSD 측정을 통해 얻어진 Image Quality (IQ) Chart (35개 막대그래프) 기준이다.)
시편
번호		 물성 구분
YS
(MPa)		 TS
(MPa)		 Total-EL
(%)		 uEL
(%)		 HER
(%)		 관계식 2
(MPa·%)
1 537 1031 22 17 8 20406 비교예1
2 599 1062 21 15 9 23361 비교예2
3 589 1050 20 14 12 25916 비교예3
4 580 1058 21 15 14 28420 비교예4
5 894 1186 11 6 36 74202 비교예5
6 580 1064 20 15 9 22040 비교예6
7 644 1122 17 12 5 17388 비교예7
8 582 1125 18 12 8 19788 비교예8
9 798 1096 20 13 31 65436 비교예9
10 617 1085 19 14 11 25297 비교예10
11 673 1053 23 16 23 46437 발명예1
12 709 1057 21 15 23 47503 발명예2
13 756 1073 24 15 25 55944 발명예3
14 921 1149 15 10 38 83811 비교예11
15 432 930 25 19 22 29808 비교예12
[관계식 2]R = [YS]x([Total-El]+(2*[HER]))
(식에서, [YS]는 항복강도(MPa)이고, [Total-El]은 총 연신율(%)이며, [HER]은 구멍확장성(%)이다.)
표 2에 나타난 바와 같이, 본 발명의 합금조성 및 제조조건을 만족하는 발명예 1 내지 3의 경우, 본 발명에서 제안하는 미세조직 특징을 만족하였으며, 본 발명에서 목적하는 물성을 확보하였다.
도 1은 본 발명의 발명예 2의 (a) EBSD IQ chart와 (b) EBSD IQ + Phase map을 나타낸 것이다. (a)는 IQ 값에 따른 분율 값을 차트로 나타낸 것으로, 관계식 1을 정의하기 위한 각 상의 경계 값을 확인할 수 있다. (b)의 경우, 잔류 오스테나이트 분율을 나타내는 것으로, 본 발명강의 잔류 오스테나이트 분율 수준을 확인할 수 있다.
반면, 비교예 1은 본 발명의 소둔조건을 만족하지 못한 경우로, 미세조직 분율과 관계식 2 및 3을 만족하지 못하였다. 특히, 페라이트 분율이 과도하여 강도가 열위하였다.
비교예 2 및 6은 본 발명에서 제안하는 1차 냉각온도를 만족하지 못한 경우로, 1차 냉각 중에 연질상이 형성됨으로 인해 2차 냉각 및 과시효 과정에서 템퍼드 마르텐사이트 및 베이나이트 변태가 원활하게 진행되지 못하여, 최종 프레쉬 마르텐사이트 분율이 많아져 항복강도와 구멍확장성이 열위하였다.
비교예 3은 1차 냉각조건 뿐 아니라, 2차 냉각조건 또한 만족하지 못하여, 템퍼드 마르텐사이트 변태 없이 베이나이트 변태만 촉진되어, 전체적인 변태 분율 감소로 인해 최종 프레쉬 마르텐사이트 분율이 증가하고, 잔류 오스테나이트 분율이 감소하였다. 그 결과, 목적하는 수준의 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 4 및 5는 본 발명의 2차 냉각조건을 만족하지 못한 경우로, 비교예 4의 경우, 냉각종료온도가 과도하게 높아 평균 냉각속도가 미달되었고, 이로 인해 템퍼드 마르텐사이트 없이 베이나이트 변태만 진행되어, 최종 프레쉬 마르텐사이트 증가되었으며, 그 결과, 목적하는 물성을 확보하지 못하였다. 또한, 비교예 5의 경우, 냉각종료온도가 과도하게 낮아 템퍼드 마르텐사이트 분율이 과도하였으며, 최종 잔류 오스테나이트가 거의 확보되지 못하여 연신율이 매우 열위하였다.
비교예 7 및 8은 재가열 및 과시효 조건을 만족하지 못한 경우로, 과시효 중 베이나이트 변태가 원활하게 진행되지 못하여 프레쉬 마르텐사이트 분율이 증가하였다. 그 결과, 잔류 오스테나이트 분율이 감소하여 최종 목적하는 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 9는 1차 냉각 시, 냉각조건이 본 발명의 조건을 만족하지 못하는 경우로, 설비 수명 등 설비적인 문제가 발생할 수 있다. 더하여, 냉각 중 페라이트 및 베이나이트 변태가 거의 없고, 템퍼드 마르텐사이트와 이후 재가열 및 과시효 중 베이나이트 변태로 인해 최종적인 잔류 오스테나이트 분율이 부족하여 목적하는 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 10은 2차 평균 냉각속도가 미달되는 경우로, 냉각 시, 충분한 마르텐사이트와 베이나이트 변태가 진행되지 못하여, 최종 미세조직의 프레쉬 마르텐사이트 분율이 증가하였다. 그 결과, 목적하는 수준의 물성을 확보하지 못하였다.
비교예 11은 Cr 및 Mo 함량의 합이 본 발명에서 제안하는 함량을 초과한 경우로, 상기와 같은 경화능 원소가 첨가됨으로 인해 소둔 중 연질상(페라이트, 베이나이트 등)이 느리게 변태되어 템퍼드 마르텐사이트가 주된 구성상으로 형성되었다. 그 결과, 연질상 부족으로 인해 전체적으로 강도는 우수하나 연신율이 부족하였다.
비교예 12는 Mn 함량이 미달되는 경우로, 강도가 열위하여 목적하는 수준의 물성을 확보하지 못하였다.
이상에서 실시예를 통하여 본 발명을 상세하게 설명하였으나, 이와 다른 형태의 실시예들도 가능하다. 그러므로, 이하에 기재된 청구항들의 기술적 사상과 범위는 실시예들에 한정되지 않는다.

Claims (11)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하고,
    미세조직으로 페라이트를 5~50면적%, 템퍼드 마르텐사이트와 베이나이트를 합으로 35~80면적%, 잔류 오스테나이트를 7~15면적%, 프레쉬 마르텐사이트를 10면적% 이하로 포함하는 강판.
  2. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 안티몬(Sb): 0.03% 이하를 더 포함하는 강판.
  3. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo) 함량의 합이 0.01% 이하인 강판.
  4. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 하기 관계식 1에서 정의되는 A 값이 40 이하이고, B 값이 12 이상인 강판.
    [관계식 1]
    A = ([U]/[X])*100
    B = ([Z]-[Y])*1000
    (식에서, [U]: IQ 값 40,000 이하 상 분율 값, [X]: IQ 값 40,000~70,000 상 분율 값, [Y]: IQ 값 40,000 이하 최대 상 분율 값, [Z]: IQ 값 40,000~70,000 최대 상 분율 값이며, EBSD 측정을 통해 얻어진 Image Quality (IQ) Chart (35개 막대그래프) 기준이다.)
  5. 제1항에 있어서,
    상기 강판은 인장강도가 980MPa 이상이고, 하기 관계식 2에서 정의되는 R 값이 30,000~60,000MPa·%인 강판.
    [관계식 2]
    R = [YS]x([Total-El]+(2*[HER]))
    (식에서, [YS]는 항복강도(MPa)이고, [Total-El]은 총 연신율(%)이며, [HER]은 구멍확장성(%)이다.)
  6. 제5항에 있어서,
    상기 강판은 항복강도가 600MPa 이상이고, 연신율이 21% 이상이며, 구멍확장성(HER)이 20% 이상인 강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.15~0.25%, 망간(Mn): 1.5~2.5%, 실리콘(Si): 1.0~2.0%, 인(P): 0.1% 이하, 황(S): 0.03% 이하, 알루미늄(Al): 0.01~0.1%, 잔부 철(Fe) 및 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판을 준비하는 단계;
    상기 냉연강판을 780℃~Ac3의 온도범위로 가열하여 30초 이상 유지하는 소둔 열처리하는 단계;
    상기 소둔 열처리된 강판을 630~750℃의 온도범위까지 1~10℃/s의 평균 냉각속도로 1차 냉각하는 단계;
    상기 1차 냉각된 강판을 180℃~Ms의 온도범위까지 30~80℃/s의 평균 냉각속도로 2차 냉각하는 단계; 및
    상기 2차 냉각된 강판을 Ms-50~450℃의 온도범위까지 가열하여 1~30분 유지하는 재가열 및 과시효 단계를 포함하는 강판 제조방법.
    [식]
    Ac3 = 910-203√([C])-15.2[Ni]+44.7[Si]+104[V]+31.5[Mo]+13.1[W]
    (식에서, [C], [Ni], [Si], [V], [Mo] 및 [W]는 각 원소의 중량%이다.)
    Ms = 539-423[C]-30.4[Mn]-7.5[Si]+30[Al]-12.1[Cr]-17.7[Ni]-7.5[Mo]
    (식에서, [C], [Mn], [Si], [Al], [Cr], [Ni] 및 [Mo]는 각 원소의 중량%이다.)
  8. 제7항에 있어서,
    상기 냉연강판은 안티몬(Sb): 0.03% 이하를 더 포함하는 강판 제조방법.
  9. 제7항에 있어서,
    상기 냉연강판은 크롬(Cr)과 몰리브덴(Mo) 함량의 합이 0.01% 이하인 강판 제조방법.
  10. 제7항에 있어서,
    상기 냉연강판을 준비하는 단계는,
    강 슬라브를 1100~1300℃의 온도범위에서 재가열하는 단계;
    상기 재가열된 슬라브를 Ar3 이상의 마무리 열간압연 온도로 열간압연함으로써 열연강판을 얻는 단계;
    상기 열연강판을 700℃ 이하의 온도로 냉각 및 권취하는 단계; 및
    상기 권취된 열연강판을 30~80%의 냉간압하율로 냉간압연 하는 단계를 포함하는 강판 제조방법.
  11. 제7항에 있어서,
    상기 1차 냉각 시, 평균 냉각속도가 2~5℃/s이고,
    상기 2차 냉각 시, 평균 냉각속도가 30~60℃/s인 강판 제조방법.
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