WO2024143768A1 - 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 - Google Patents

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 Download PDF

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WO2024143768A1
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엄호용
맹한솔
김로사
한성경
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신경식
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현대제철 주식회사
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본 발명의 일 관점에 의하면, 초고강도 냉연강판이 제공된다. 상기 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 초고강도 냉연강판의 미세조직은, 면적율로, 40 내지 60%의 래쓰형 페라이트, 20 내지 30%의 래쓰형 M-A, 15% 이하(0초과)의 괴상형 M-A, 15 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 포함한다.

Description

초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
본 발명의 기술적 사상은 냉연강판에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 높은 강도와 함께 우수한 성형성을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법에 관한 것이다.
에너지 자원-환경 규제 강화에 의한 차량 경량화와 안전 규제 강화에 의한 충돌 안정성 확보의 두 요인을 충족하는 방향으로 자동차 강판용 초고강도 강이 개발되고 있다. 하지만 강도와 연신율은 트레이드 오프(trade-off) 관계에 있어 강재의 강도가 상승함에 따라 강재의 성형이 어려운 문제가 발생하고 있다. 따라서 성형성이 우수한 초고강도 강의 개발을 위한 여러 연구가 진행되고 있다.
강재가 외력에 의해 변형될 때 미세조직 내 잔류 오스테나이트가 마르텐사이트로 변태되는 변태유기소성(TRansformation Induced Plasticity, TRIP) 기구를 복합 조직 내에 일부 활용하는 TRIP 강은 초고강도와 고연신율을 모두 확보할 수 있는 3세대 강판으로 개발되고 있다.
TRIP 강은 TRIP 현상이 발생하는 잔류 오스테나이트의 특성이나 상 분율 등에 따라 기계적 물성이 크게 달라지며, 따라서 최적의 잔류 오스테나이트의 상 안정도와 상 분율을 확보하는 것이 그 강의 제조에 있어 중요하다. 종래의 차체용 3세대 강판은 기계적 물성을 나타내는 지표 중 하나인 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)가 20,000 MPa% 내지 22,000 MPa% 수준을 나타낸다. 하지만 인장강도 1GPa급 이상의 초고강도 강을 더 복잡한 형상의 구조 부품에 적용하기 위해서 인장강도-연신율 곱(TS×EL)이 30,000 MPa% 이상인 강종에 대한 개발이 점점 요구되고 있다.
한국특허공개번호 제10-2014-0068207호에는 강의 소둔 이후 급랭과 파티셔닝 열처리를 통해 템퍼드 마르텐사이트와 잔류 오스테나이트를 포함하는 강(Quenching and Partitioning, Q&P)의 제조 방법을 제시하고 있다. 이 특허에서는 인장강도와 연신율의 곱이 27,000 MPa% 이상인 초고강도-고성형 강의 제조 방법을 제안하고 있으나 Q&P 공법을 적용함에 따라 특성을 구현할 수 있는 공정온도의 범위가 좁아 강 제조 시 특성의 재현성이 떨어지는 문제점이 있다.
선행기술문헌으로 한국특허공개번호 제10-2014-0068207호가 있다.
본 발명의 기술적 사상이 이루고자 하는 기술적 과제는 미세조직을 제어하여 높은 강도와 연신율을 가지는 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법을 제공하는 것이다
그러나 이러한 과제는 예시적인 것으로, 본 발명의 기술적 사상은 이에 한정되는 것은 아니다.
본 발명의 일 관점에 의하면, 초고강도 냉연강판이 제공된다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하며, 미세조직은, 면적율로, 40 내지 60%의 래쓰형 페라이트, 20 내지 30%의 래쓰형 M-A, 15% 이하(0초과)의 괴상형 M-A, 15 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은, 중량%로, 0% 초과 2.0% 이하의 크롬(Cr) 및 0% 초과 0.2% 이하의 몰리브덴(Mo) 중 어느 하나 이상을 더 포함하되, 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합은 3.0% 이하일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은, 0% 초과 5% 이하의 폴리고날 페라이트, 0% 초과 5% 이하의 마르텐사이트 및 0% 초과 5% 이하의 기타 조직 중 어느 하나 이상을 더 포함하되, 상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 어느 하나 이상을 포함하며, 상기 기타 조직은 펄라이트 및 오스테나이트 분해 조직 중 어느 하나 이상을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판에 있어서, 상기 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A는 장축길이를 단축길이로 나눈 비율(장축길이/단축길이)인 종횡비가 3 이상일 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판에 있어서, 상기 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A 중 어느 하나의 장축방향에 수직한 방향으로 서로 교호적으로 배치되도록 형성되는 라멜라(lamellar) 형태를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 냉연강판은, 인장강도(TS)는 980MPa 이상 1300 MPa 이하, 연신율(El)은 25% 이상 45% 이하, 인장강도(TS)와 연신율(EL)의 곱(TS×EL)은 30,000 이상 45,000MPa% 이하의 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 다른 관점에 의하면, 초고강도 냉연강판의 제조방법이 제공된다. 상기 냉연강판의 제조방법은, 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계; 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계; 상기 냉연강판을 제 1 소둔열처리하는 단계; 상기 제 1 소둔열처리된 냉연강판을 제 2 소둔열처리하는 단계; 및 상기 제 2 소둔열처리된 냉연강판을 과시효하는 단계;를 포함한다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 1 소둔열처리 단계는, Ac3 이상의 제 1 소둔온도에서 제 1 소둔처리 후 Ms 이하의 온도로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 제 2 소둔열처리 단계는, (Ac1+Ac3)/2 이상 Ac3 미만의 제 2 소둔온도에서 제 2 소둔처리 후 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 온도로 냉각하는 단계를 포함하고, 상기 과시효 단계는 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 온도에서 수행될 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 1 소둔처리 후 Ms 이하의 온도로 냉각하는 단계는, 상기 제 1 소둔처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및 상기 1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms 이하의 온도인 2차 냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 1 냉각속도는 5℃/초 내지 20℃/초 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 2 냉각속도는 15℃/초 내지 300℃/초 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 1 소둔 열처리가 완료된 냉연강판은, 면적율로, 5% 미만의 페라이트와 잔부가 저온상인 미세조직을 가지되, 상기 저온상은 마르텐사이트 및 베이나이트 중 어느 하나 이상을 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 2 소둔처리 후 냉각하는 단계는, 상기 제 2 소둔처리된 냉연강판을 제 3 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 3차 냉각종료온도로 3차 냉각하는 단계; 및 상기 3차 냉각 후 제 3 냉각속도보다 빠른 제 4 냉각속도로 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 4차 냉각종료온도로 4차 냉각하는 단계;를 포함할 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 3 냉각속도는 5℃/초 내지 10℃/초 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 제 4 냉각속도는 15℃/초 내지 100℃/초 범위를 가질 수 있다.
본 발명의 일 실시예에 의하면, 상기 과시효 단계는 30 내지 300초 범위로 수행될 수 있다.
본 발명의 기술적 사상에 의할 경우, 제 1 소둔열처리 및 제 2 소둔열처리를 활용해 고합금 강종의 미세조직 균질도를 향상시키고, 래쓰 형상의 미세조직을 충분히 확보하여 우수한 강도와 연신율의 밸런스를 가지는 초고강도 냉연강판을 구현할 수 있다. 상술한 본 발명의 효과들은 예시적으로 기재되었고, 이러한 효과들에 의해 본 발명의 범위가 한정되는 것은 아니다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 단계별로 표시한 순서도이다.
도 2a 내지 도 2d는 실시예와 비교예의 열간압연, 연화열처리 및 제 1 소둔열처리 후의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다.
도 3a 내지 도 3b는 실시예의 제 2 소둔열처리 후의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다.
도 4a 내지 도 4d는 실시예와 비교예의 제 2 소둔열처리 후의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다.
도 5는 도 3a에 분석된 시편의 분석 배율을 확대하여 관찰한 것이다
도 6a 내지 도 6b는 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판에 대한 제 1 소둔열처리 및 제 2 소둔열처리에 대한 온도-시간 이력을 나타낸 것이다.
도 7a 내지 도 7b는 도 5에 나타난 각 상들의 C의 함량을 FE-EPMA로 분석할 결과를 나타낸 것이다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 바람직한 실시예를 상세히 설명하기로 한다. 본 발명의 실시예들은 당해 기술 분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 본 발명의 기술적 사상을 더욱 완전하게 설명하기 위하여 제공되는 것이며, 하기 실시예는 여러 가지 다른 형태로 변형될 수 있으며, 본 발명의 기술적 사상의 범위가 하기 실시예에 한정되는 것은 아니다. 오히려, 이들 실시예는 본 개시를 더욱 충실하고 완전하게 하고, 당업자에게 본 발명의 기술적 사상을 완전하게 전달하기 위하여 제공되는 것이다. 본 명세서에서 동일한 부호는 시종 동일한 요소를 의미한다. 나아가, 도면에서의 다양한 요소와 영역은 개략적으로 그려진 것이다. 따라서, 본 발명의 기술적 사상은 첨부한 도면에 그려진 상대적인 크기나 간격에 의해 제한되지 않는다.
본 명세서 및 청구범위에서 상(phase) 분율은 미세조직 사진을 이미지 분석기를 통하여 도출한 면적비율(면적%)을 의미한다. 또한 특정 성분의 함량 혹은 농도는 특별한 언급이 없는 한 중량%를 의미한다.
본 발명의 기술적 사상은, 980MPa 이상의 인장강도, 25% 이상의 연신율, 인장 강도×연신율(강도 및 연신율의 곱)이 30,000 MPa% 이상인 가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 이러한 냉연강판을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
이하에서는 본 발명의 기술적 사상에 따른 초고강도 냉연강판에 대하여 상세하게 설명하기로 한다.
본 발명의 일실시예에 따른 초고강도 냉연강판은, 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함한다. 선택적으로 크롬(Cr): 0% 초과 2.0% 이하 및 몰리브덴(Mo): 0% 초과 0.2% 이하 중 어느 하나 이상을 더 포함할 수 있다. 이때 크롬(Cr) 및 망간(Mn)의 합은 0.3% 이하를 만족한다.
이하, 본 발명에 따른 초고강도 냉연강판에 포함되는 각 성분의 역할 및 그 함량에 대하여 설명하면 다음과 같다. 이때, 성분 원소의 함유량은 모두 강판 전체에 대한 중량%를 의미한다.
탄소(C): 0.28% 내지 0.4%
잔류 오스테나이트의 적정한 분율과 안정도를 확보하기 위하여 첨가한다. 탄소함량은, 중량%로, 0.28% 내지 0.40% 범위를 가진다. 탄소 함량이 0.28% 미만이면 최종 미세조직 내 잔류 오스테나이트 분율이 부족해 목표로 하는 연성을 얻기 어려우며, 반면 0.4%를 초과하면 용접성에 불이익이 있을 수 있다.
실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%,
실리콘은 페라이트 안정화 원소로서 페라이트 내 탄화물의 형성을 지연시키며, 고용강화 효과가 있다. 실리콘의 함량은, 중량%로, 1.0% 내지 2.0% 범위를 가진다. 실리콘 함량이 1.0% 미만이면 상술한 효과를 나타내기 어려우며, 반면 2.0%를 초과하면 제조과정에서 Mn2SiO4등 산화물을 형성하여 도금성이 저해되고, 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다
망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%
망간은 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여한다. 망간 함량은, 중량%로, 1.0% 내지 3.0% 범위를 가진다. 망간 함량이 1.0% 미만이면 그 효과가 충분하지 않아 강도확보가 어려우며, 3.0%를 초과하면 MnS 등 개재물의 형성이나 편석으로 인한 가공성 저하와 지연파괴 저항성이 저하가 발생하고 탄소당량을 높여 용접성을 저하시킬 수 있다.
알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%
알루미늄은 탈산제로 사용되고, 페라이트를 청정화 하는데 도움이 될 수 있다. 알루미늄은, 중량%로, 0.01% 내지 0.3% 범위를 가진다. 알루미늄의 함량이 0.01% 미만이면 탈산효과가 부족하고, 반면 0.30%를 초과하면 연속주조 단계에서의 슬라브 제조시 AlN을 형성하여 연속주조 또는 열간압연 중 크랙을 유발할 수 있다.
니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%
니오븀은 석출강화 원소로 질화물 등과 같은 석출물로 석출되어 강도를 향상시킨다. 니오븀은, 중량%로, 0.01% 내지 0.05% 범위를 가진다. 니오븀 함량이 0.01% 미만이면 석출강화 효과를 나타내기 어려우며, 반면 0.05%를 초과하면 강도가 지나치게 높아지고 연성이 저하된다.
인(P): 0% 초과 0.02% 이하
인은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, 고용강화에 의해 강도의 향상에 도움을 줄 수는 있지만, 다량 함유 시 저온취성이 발생시킬 수 있다. 따라서, 인의 함량은, 중량%로, 0.02% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
황(S): 0% 초과 0.003% 이하
황은 강의 제조 과정에서 포함되는 불순물로서, FeS, MnS와 같은 비금속 개재물을 형성하여 인성과 용접성을 저하시킬 수 있다. 따라서, 황의 함량은, 중량%로, 0.003% 이하로 제한하는 것이 바람직하다.
붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 이하
붕소는 소입성 원소로 폴리고날 페라이트 형성을 억제한다. 붕소는, 중량%로, 0.001% 내지 0.005% 범위를 가진다. 붕소의 함량이 0.001% 미만이면 그 효과가 미미하며, 반면, 0.005%를 초과하면 가공성이 저하된다.
크롬(Cr): 0% 초과 2.0% 이하
크롬은 망간과 유사하게 고용강화 효과가 있고 소입성을 증대시켜 강도향상에 기여한다. 크롬은, 중량%로, 0% 초과 2.0% 이하의 범위를 가진다. 크롬 함량이 2.0%를 초과하면 소입성이 과다하여 잔류 오스테나이트 분율이 감소하고 마르텐사이트 분율이 증가해 연성이 저하된다. 크롬과 망간의 합은 중량%로, 3.0% 이하인 것이 바람직하다.
몰리브덴(Mo): 0% 초과 0.2% 이하
몰리브덴은 소입성을 증대시키고 펄라이트의 생성을 억제한다. 몰리브덴은, 중량%로, 0% 초과 0.2% 이하의 범위를 가진다. 몰리브덴 함량이 0.2%를 초과하면 마르텐사이트가 과다해져 연성이 저하된다.
상기 초고강도 냉연강판의 나머지 성분은 철(Fe)이다. 다만, 통상의 제강 과정에서는 원료 또는 주위 환경으로부터 의도되지 않은 불순물들이 불가피하게 혼입될 수 있으므로, 이를 배제할 수는 없다. 이들 불순물들은 통상의 제조과정의 기술자라면 누구라도 알 수 있는 것이기 때문에 그 모든 내용을 본 명세서에서 특별히 언급하지는 않는다.
강판의 미세조직
본 발명의 기술사상을 따르는 초고강도 냉연강판의 미세조직은, 래쓰형(lath type) 조직, 괴상형(bulk type) 조직 및 잔류 오스테나이트를 포함한다. 래쓰형 조직은 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A의 혼합조직을 포함한다. 괴상형 조직은 괴상형 M-A를 포함한다. 상기 M-A는 마르텐사이트-오스테나이트 복합상을 의미한다.
상의 형태를 래쓰형 및 괴상형으로 구분하기 위하여 상의 장축길이를 상의 단축길이로 나눈 비율(장축길이/단축길이)인 종횡비(aspect ratio)를 기준으로 한다. 즉, 종횡비가 3보다 크면 래쓰형으로 규정하고, 3 미만이면 괴상형으로 규정한다. 괴상형 조직에서 그 크기가 2㎛ 미만이면 괴상형 M-A, 2㎛ 이상이면 마르텐사이트로 분류한다.
본 발명에서 래쓰형 조직을 구성하는 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 각 상의 장축방향이 거의 같거나 유사한 방향으로 연장되며, 서로 인접하여 배치된다. 서로 인접한 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 상기 장축방향에 대해서 수직한 방향으로 서로 번갈아가며 교호적으로 배치되도록 형성되는 라멜라 구조(lamellar structure)를 가진다. 본 발명의 냉연강판은 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A이 혼합조직을 라멜라 구조로 형성하여 종래의 괴상형 조직에 비해 더 우수한 연신율을 확보할 수 있다.
잔류 오스테나이트는 변태유기소성(TRansformation Induced Plasticity, TRIP)을 통한 강의 연신율 특성에 기여하게 된다.
본 발명의 초고강도 냉연강판은, 면적율(면적%)로, 40 내지 60%의 래쓰형 페라이트, 20 내지 30%의 래쓰형 M-A, 0% 초과 15% 이하의 괴상형 M-A, 15 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 포함할 수 있다. 추가적으로 폴리고날 페라이트, 마르텐사이트 및 그 외의 기타 조직을 포함할 수 있다.
폴리고날 페라이트는 다량 존재할 경우 인장강도 확보에 불리하므로, 면적율로, 0% 초과 5% 이하로 제한된다. 마르텐사이트가 다량 존재할 경우 연성이 감소하게 되므로, 면적율로, 0% 초과 5% 이하로 제한한다. 상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 어느 하나 이상을 포함한다. 기타 조직은 펄라이트 및 오스테나이트 분해 조직 중 어느 하나 이상을 포함하며, 강의 기계적 특성을 열화시킬 수 있어, 면적율로, 0% 초과 5% 이하로 제한한다.
본 발명의 초고강도 냉연강판은, 예를 들어 인장강도가 980MPa 이상, 연신율이 25% 이상, 인장강도(TS)와 연신율(EL)의 곱(TS×EL)가 30,000MPa% 이상을 만족할 수 있다.
예를 들어, 인장강도(TS)는 980MPa 이상 1300 MPa 이하, 연신율(El)은 25% 이상 45% 이하, 인장강도(TS)와 연신율(EL)의 곱(TS×EL)은 30,000 이상 45,000MPa% 이하의 범위를 가질 수 있다.
이하, 첨부된 도면을 참조하여 본 발명의 기술사상을 따르는 냉연강판으로서, 상술한 조성범위를 가지는 초고강도 냉연강판의 제조방법에 관하여 설명한다.
냉연강판의 제조방법
본 발명에 따른 제조방법에서 열연공정의 대상이 되는 반제품은 예시적으로 슬라브(slab)일 수 있다. 반제품 상태의 슬라브는 제강공정을 통해 소정의 조성의 용강을 얻은 다음에 연속주조공정을 통해 확보할 수 있다.
도 1은 본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법을 단계별로 표시한 순서도이다.
본 발명의 실시예에 따른 초고강도 냉연강판의 제조방법은, 상기 조성의 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계(S100), 상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계(S300), 상기 냉연강판을 제 1 소둔열처리하는 단계(S400) 및 제 1 소둔열처리된 냉연강판을 제 2 소둔열처리하는 단계(S500);를 포함한다.
선택적으로 열연강판을 제조하는 단계(S100)와 냉연강판을 제조하는 단계(S300) 사이에 연화열처리 단계(S200)가 더 수행될 수 있다.
열연강판 제조단계
상술한 합금 조성을 갖는 강 슬라브를 1180~1300℃의 온도로 재가열 한다. 슬라브는 제강공정을 통해 얻은 용강을 연속주조하여 반제품 형태로 제조되고, 재가열 공정을 통하여 주조 공정에서 발생한 성분 편석을 균질화하고, 열간압연 할 수 있는 상태로 만든다. 슬라브 재가열 온도(Slab Reheating Temperature, SRT)가 1180℃ 미만이면, 슬라브의 편석이 충분히 재고용 되지 못하는 문제가 있고, 1300℃를 초과하면 오스테나이트 결정립의 크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다. 슬라브의 재가열은 1 ~ 2시간 동안 진행될 수 있다. 재가열 시간이 1시간 미만일 경우 편석대 감소가 충분하지 않으며, 2 시간을 초과하는 경우 결정립크기가 증가하며, 공정비용이 상승할 수 있다.
상기 재가열 후 통상의 방법으로 열간압연을 행하고, 예를 들어 850℃ ~ 950℃ 범위의 마무리압연 종료온도(finish delivery temperature, FDT)에서 열간 마무리 압연을 수행하여 열연강판을 제조할 수 있다. 마무리 압연온도가 850℃보다 낮아지면 압연부하가 급격히 증가하여 생산성이 저하되고, 950℃를 초과하는 경우 결정립의 크기가 증가하여 강도가 감소할 수 있다.
열간 압연 후에 450~650℃의 온도로 냉각한 후 권취한다. 권취온도가 450℃ 미만이면 강도가 증가하여 냉간압연시 압연부하가 증가하고, 650℃를 초과하는 경우 표면 산화 등으로 후 공정에서 불량을 일으킬 수 있다.
연화열처리 단계
제조된 열연강판은 선택적으로 Ac1 미만의 온도에서 연화열처리 할 수 있다. 열간압연 후 권취 된 열연강판은 강의 강도가 높아 냉간압연 시 압연 부하가 크므로 이를 완화하기 위하여 강의 강도를 감소시키는 연화열처리를 수행할 수 있다. 연화열처리시의 온도는 Ac1 미만이다. 연화열처리 온도가 Ac1 이상이면 연화열처리 후 잔류 오스테나이트가 남아 냉간압연 형상을 저해하고, 냉연강판의 최종 재질을 저해시킬 수 있다.
냉연강판 제조단계
상기 열연강판을 표면 스케일 층을 제거하기 위하여 산으로 세정하는 산세 처리를 수행한다. 이어서, 상기 열연강판을, 예를 들어 30% ~ 80%의 평균 압하율로 냉간압연을 실시하여 냉연강판을 형성한다. 상기 평균 압하율이 높을수록, 조직 미세화 효과로 인한 성형성이 상승되는 효과가 있다. 상기 평균 압하율 30% 미만인 경우에는, 균일한 미세조직을 얻기 어렵다. 상기 평균 압하율이 80%를 초과하는 경우에는, 롤 힘이 증가되어 공정부하가 증가된다. 냉연강판의 조직은 열연강판의 조직이 연신된 형상의 조직을 가질 수 있다.
냉간압연이 완료된 후 냉연강판은 제 1 소둔열처리 및 제 2 소둔열처리를 연속하여 총 2회 실시하게 된다.
도 6은 본 발명의 일 실시예를 따르는 냉연강판에 대한 제 1 소둔열처리 및 제 2 소둔열처리에 대한 온도-시간 이력을 나타낸 것이다.
이하 도 6을 참조하여 냉간압연 이후의 열처리에 대해서 단계별로 기술한다.
제 1 소둔열처리 단계
도 6a는 제 1 소둔열처리 단계를 나타낸 것이다. 도 6a를 참조하면, 제 1 소둔열처리는 제 1 소둔처리 및 다단 냉각하는 단계가 수행된다.
도 6a를 참조하면, 제 1 소둔열처리는 냉간압연된 냉연강판을 오스테나이트 단상 영역인 Ac3 이상의 소둔온도, 예를 들어, Ac3 이상 Ac3+30℃ 이하의 온도로 재가열(S11) 한 후 상기 소둔온도에서 일정한 시간동안 유지하는 제 1 소둔처리(S12)를 수행한다.
상온에서 소둔온도구간까지 가열하는 승온속도는 따로 제한하지 않고 통상의 가열로 설비의 승온속도를 따른다. 소둔온도에 도달한 후 소둔온도에서 소정 시간동안 유지하여 제 1 소둔처리를 수행한다. 소둔온도에서 유지되는 시간은 예를 들어, 30~120초 범위를 가질 수 있다. 30초 미만이면 미세조직 균질화가 부족하고, 120초를 초과하면 생산성이 감소할 수 있다.
제 1 소둔처리가 완료된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 서냉하는 1차 냉각이 수행된다(S13). 1차 냉각을 수행하는 경우, 1차 냉각종료온도는 펄라이트의 생성을 억제하기 위해 700℃ 이상, 예를 들어 700~800℃ 범위를 가질 수 있다. 700℃ 미만일 경우 펄라이트가 형성되어 이어지는 제 2 소둔열처리에서 래쓰형 조직을 얻기 어려워진다.
이때 제 1 냉각속도는 따로 제한하지 않으나 냉각 중 폴리고날 페라이트가 다량 생성되지 않도록 냉각속도는 바람직하게 5℃/초 이상, 예를 들어 5~20℃/초 범위를 가질 수 있다. 펄라이트 조직은 제 2 소둔열처리의 소둔 과정에서 괴상형의 오스테나이트로 변태하여 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A 조직을 얻기 어렵게 하기 때문에 생성을 가능한 억제하여야 한다.
1차 냉각이 완료된 후 이어서 Ms(마르텐사이트 변태 시작온도) 이하, 예를 들어 Ms 내지 상온의 범위로 냉각하는 2차 냉각이 수행된다(S14). 이때 2차 냉각시 제 2 냉각속도는 제 1 냉각속도에 비해 더 빠르게 냉각하는 급냉단계이다. 제 2 냉각속도는 15℃/초 이상의 냉각속도, 예를 들어, 15℃/초 이상 300℃/초 이하의 범위로 냉각한다.
이 때, 2차 냉각이 종료되는 2차 냉각종료온도가 Ms 초과인 경우 탄화물 석출로 인해 제 2 소둔열처리 단계에서 래쓰형의 조직을 얻기 어렵고, 냉각속도가 15℃/초 미만인 경우 냉각 중 다량의 폴리고날 페라이트가 생성되어 인장강도 확보에 불리하다. 본 발명에서 Ms 및 Bs(베이나이트 변태 시작온도)는 하기의 식(1) 및 식(2)에 의해 결정된다.
식 (1): Ms(℃) = 491.1 - 302.6C - 14.5Si - 30.6Mn - 16.6Ni - 8.9Cr + 2.4Mo - 11.3Cu+8.58Co+7.4W
식 (2): Bs(℃) = 656- 57.7C - 75Si - 35Mn - 15.3Ni - 34Cr - 41.2Mo
제 1 소둔열처리로 만들어진 미세조직을 전 조직으로 명명한다. 전 조직은 면적율로 5% 미만의 페라이트와 잔부가 저온상으로 구성된다. 여기서 저온상은 마르텐사이트와 베이나이트를 모두 합하여 총칭하는 것이다.
상기 제 1 소둔열처리는 다음의 두 가지 목적으로 행해진다.
첫 번째 목적은 냉간 압연 풀 하드(full hard) 조직의 균질화이다. 본 발명에서 제시하는 강 성분을 만족하는 강종은 냉간압연 시 압연 부하가 우려돼 열간압연 이후 추가적인 연화열처리가 수반될 수 있다. 연화열처리 공정을 거쳐 만들어진 냉간압연 풀 하드 미세조직에는 구상화된 세멘타이트가 존재할 수 있으며 통상의 연속 소둔 라인의 소둔열처리 구간에서 재고용 되지 않은 구상화된 세멘타이트에 의해 최종 재질이 열화되는 문제가 발생할 수 있다. 따라서, 본 발명에서는 냉간 압연 풀하드 조직에서 기인하는 재질 열화 원인을 해결하기 위해 제 1 소둔열처리를 행한다.
두 번째로, 이어지는 제 2 소둔열처리에서 래쓰형 M-A를 형성시키기 위한 바람직한 전 조직을 구성하는데 그 목적이 있다. 제 2 소둔 중 저온상 조직은 오스테나이트로 역변태 하며 그 결과로 래쓰 형 페라이트, 래쓰형 M-A, 잔류 오스테나이트가 라멜라 구조로 나타나 종래의 열처리 공정에서 형성되는 괴상형 조직보다 고연신율을 얻을 수 있다.
제 1 소둔열처리에서 얻어진 저온상 조직은 제 2 소둔열처리에서 래쓰형의 조직으로 발달하므로 저온상 조직을 최대한 확보하는 것이 중요하다. 또한, 제 1 소둔열처리 이후 존재하는 폴리고날 페라이트는 제 2 소둔열처리 이후까지 남아 인장 물성을 저하시키므로 제 1 소둔온도는 Ac3 이상인 것이 바람직하다. 만약, 제 1 소둔온도가 Ac3 미만 온도이면, 이상역에서 페라이트 내 존재하는 구상화된 세멘타이트의 재용해가 완벽하게 이루어지지 않아 최종 재질에 악영향을 준다.
반대로, 제 1 소둔열처리 온도가 Ac3+30℃을 초과하면, 오스테나이트 결정 크기가 조대화되어 목표로 하는 인장 물성을 달성하기 어렵다. 또한, 통상의 연속 소둔 라인에 적용하기 어려워 생산성이 감소하므로 제 1 소둔열처리 온도는 Ac3 내지 Ac3+30℃가 바람직하다.
제 2 소둔열처리 단계
도 6b를 참조하면, 제 1 소둔열처리가 완료된 냉연강판에 대해서 제 2 소둔열처리가 수행된다. 제 2 소둔열처리는 제 2 소둔처리 및 다단 냉각하는 단계가 수행된다.
제 1 소둔열처리가 완료된 냉연강판을 상온에서 제 2 소둔온도까지 승온한다(S21). 상온에서 제 2 소둔온도 구간까지 가열하는 승온 속도는 따로 제한하지 않고 통상의 가열로 설비의 승온 속도를 따른다.
이상역인 (Ac1+Ac3)/2 이상 Ac3 미만의 제 2 소둔온도에서 30~120초간 제 2 소둔처리를 수행한다(S22). 제 2 소둔처리는 제 1 소둔열처리에서 생성된 전 조직 내 저온상이 역변태되어 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A가 형성되는 단계이다.
제 2 소둔온도가 (Ac1+Ac3)/2 미만이면, 페라이트 면적율이 70%을 초과하여 적절한 강도를 확보할 수 없으므로 제 2 소둔온도는 (Ac1+Ac3)/2 이상이어야 한다.
제 2 소둔온도가 Ac3 이상이면, 전 조직의 저온상이 모두 오스테나이트로 역변태함으로 괴상형 조직이 만들어져 본 발명에서 달성하고자 하는 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A 조직을 얻을 수 없으므로 제 2 소둔온도는 Ac3 미만이어야 한다.
제 2 소둔처리 중 전 조직 내 저온상이 역변태하며, 오스테나이트 내로 C 및 Mn의 재분배가 일어난다. 충분한 역변태와 합금 원소 재분배를 위해 소둔 시간은 길수록 바람직하나 소둔 시간이 지나치게 길어질 경우 생산성 저하가 우려되므로 소둔 시간은 30초에서 120초 이내로 제한한다.
제 2 소둔처리가 완료된 냉연강판을 제 3 냉각속도로 서냉하는 3차 냉각이 수행된다(S23). 3차 냉각을 수행하는 경우, 3차 냉각종료온도는 펄라이트의 생성을 억제하기 위해 700℃ 이상, 예를 들어 700℃ 내지 800℃ 범위를 가진다. 펄라이트 조직은 탄소를 세멘타이트 내에 구속시켜 이어지는 과시효 단계에서 오스테나이트로 탄소를 농화시켜 오스테나이트를 안정화하는 기작을 방해하여 본 발명에서 달성하고자 하는 재질을 확보하기 어렵게 한다. 냉각속도는 따로 제한하지 않으나 냉각 중 폴리고날 페라이트가 다량 생성되지 않도록 냉각속도는 바람직하게 5℃/초 이상, 예를 들어 5~10℃/초 범위를 가질 수 있다.
3차 냉각된 냉연강판을 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 온도까지 15℃/초 이상의 제 4 냉각속도로 냉각하는 4차 냉각 단계(S24) 및 4차 냉각종료온도에서 30초 내지 300초간 과시효(Overaging)하는 단계(S25)가 수행된다. 여기서, Ms 및 Bs는 상술한 식(1) 및 식(2)에 의해 계산될 수 있다. 본 단계는 제 2 소둔처리 된 강판을 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 온도까지 냉각하고, 해당 온도 범위에서 30~300초간 유지하여 C 및 Mn 합금 원소의 재분배를 유도해 잔류 오스테나이트의 상 안정도를 증가시키는 단계이다.
4차 냉각시 제 4 냉각 속도가 15℃/초 미만인 경우 냉각 중 폴리고날 페라이트 혹은 펄라이트가 생성되어 최종 강의 인장 물성 열위를 초래하므로 냉각 속도는 15℃/초 이상으로 하며, 예를 들어, 15~100℃/초 이하의 범위로 냉각한다.
본 발명의 범위를 만족하는 조성의 강에서 베이나이트 변태 곡선의 노즈(nose) 온도(베이나이트 노즈온도라고 함)는 (2×Ms+3×Bs)/5로 정의되며, 베이나이트 노즈온도에 근접할수록 베이나이트 변태가 촉진되므로 베이나이트 노즈 온도를 포함하는 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위에서 과시효 하는 것이 바람직하다. 즉, 과시효 온도 범위는 4차 냉각종료온도의 범위에 해당된다.
4차 냉각종료온도가 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 미만이면 과시효 시간 동안 베이나이트 변태가 부족하여 오스테나이트 안정도를 충분히 확보할 수 없고, 본 발명에서 달성하고자 하는 재질을 얻을 수 없다. 더욱이 4차 냉각종료온도가 Ms 미만이면 마르텐사이트 변태와 템퍼링이 일어나므로 충분한 연신율을 확보할 수 없다. 따라서 4차 냉각종료온도 혹은 과시효 온도는 Ms 이상이어야 한다.
4차 냉각종료온도가 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 초과이면 베이나이트 변태가 부족하여 오스테나이트 안정도를 충분히 확보할 수 없고 4차 냉각종료온도가 높아질수록 과시효 중 펄라이트가 생겨 강도와 연신율을 감소시키는 원인이 된다.
과시효 중 온도는 등온으로 유지될 수 있으나 반드시 이에 한정되는 것은 아니며, 과시효 중에 냉각되는 구간이 포함될 수 있다. 과시효 중 프레쉬 마르텐사이트 생성을 방지하기 위해 과시효 온도는 Ms 이상이어야 한다.
과시효는 30~300초간 수행될 수 있다. 과시효 시간이 30초 미만이면 C, Mn의 충분한 확산을 유도할 수 없다. 300초를 초과하면 C, Mn의 재분배가 과도해져 본 발명에서 달성코자 하는 충분한 강도를 얻을 수 없다.
과시효 단계(S25)가 완료된 후 상온까지 냉각한다. 상온까지의 냉각 속도는 따로 한정하지 않으나 생산성을 위해 10℃/초 이상으로 함이 바람직하다.
과시효 중 C, Mn의 재분배 효과는 오스테나이트 형상에 따라 다르며, 괴상형 보다 래쓰형에서 재분배 속도가 더 빠르다. 래쓰형에서 C, Mn의 확산 거리가 더 짧기 때문에 동일한 시간 동안 확산이 더 수월하게 일어나기 때문이다. 그 결과 오스테나이트의 형상에 따라 최종 냉각 이후 상이 달라진다. 괴상형 오스테나이트는 괴상형 마르텐사이트로 변태되어 연신율 확보에 불리하고, 래쓰형 오스테나이트는 M-A(마르텐사이트-오스테나이트 복합상)으로 남아 잔류 오스테나이트에 의한 변형 중 연신율 향상을 기대할 수 있다.
실험예
이하, 본 발명의 이해를 돕기 위해 바람직한 실험예를 제시한다. 다만, 하기의 실험예는 본 발명의 이해를 돕기 위한 것일 뿐, 본 발명이 하기의 실험예에 의해 한정되는 것은 아니다.
본 실험예에 대한 분석 및 측정과 관련하여, 미세조직은 주사전자현미경(Scanning Electron Microscope, SEM)을 이용해 분석하였고, 잔류 오스테나이트 분율 및 잔류 오스테나이트 내 탄소 함량을 분석하기 위해 XRD 분석법을 이용하였다. 기계적 특성은 Zwick/Roell Corp Z100을 이용해 KS 5호 규격에 따라 인장 시험을 진행하여 평가하였다
하기 표 1의 조성(단위: 중량%)을 갖는 강을 준비하고, 소정의 열연, 냉연 공정 및 열처리 공정을 거쳐 실시예들과 비교예들에 따른 냉연강판을 준비하였다. 잔부는 철(Fe)이다.
강종 C Si Mn Cr Nb Mo B P S
A 0.35 1.70 1.2 0.4 0.02 0.05 0.002 0.01 0.003
B 0.35 1.7 1.6 - 0.02 - 0.002 0.01 0.003
표 2에는 실험식을 통해 도출한 각 강종에서의 베이나이트 시작온도(Bs), 마르텐사이트 시작온도(Ms) 및 베이나이트 노즈온도가 나타나 있다. Ms, Bs는 상술한 식(1) 및 식(2)를 통해 계산하였다. 베이나이트 노즈온도는 (2×Ms+3×Bs)/5의 식으로 계산하였다.
강종 Bs Ms 베이나이트 노즈온도
A 516 316 437
B 510 305 429
상술한 강종의 슬라브를 1200℃에서 재가열하여 3 시간 유지하였고, 950℃의 마무리 압연 종료온도에서 2.4 mm의 두께로 열간압연한 후에, 550℃에서 권취하였다. 이후 600℃에서 연화열처리를 수행하였다. 예시적으로 도 2a는 강종 A의 열연 후의 미세조직, 도 2b는 강종 A의 연화 열처리 후의 미세조직을 주사 현미경으로 관찰한 결과가 나타나 있다.
연화열처리 후 산세하여 표면의 스케일을 제거하고, 냉간압연하여 1.2 mm의 두께의 냉연강판을 제조하였다. 이어서, 표 3의 조건으로 제 1 소둔열처리를 수행하였다.
구분 강종 소둔온도
(℃)		 소둔시간
(초)		 1차 냉각종료온도
(℃)		 2차 냉각종료온도
(℃)		 과시효시간
(초)
실시예1 B 900 60 800 25 -
실시예2 B 900 60 800 25 -
실시예3 A 900 60 800 25 -
실시예4 A 900 60 800 25 -
비교예1 A 900 60 800 25 -
비교예2 B 900 60 800 25 -
비교예3 A 850 60 600 300 180
비교예4 A - - - - -
비교예5 A 880 60 - 25 -
표 4는 제 1 소둔열처리 후의 냉연강판의 미세조직을 분석한 결과이다. 표 4에서 F는 페라이트(ferrite)를 의미하며, 저온상은 마르텐사이트와 베이나이트를 모두 합하여 총칭하는 것이다. 표 4에 기재된 값은 각 상의 면적율(면적%)을 의미한다.
구분 강종 F
(면적%)		 저온상
(면적%)		 구상화
세멘타이트
(면적%)		 펄라이트
(면적 %)
실시예1 B 4 96 - -
실시예2 B 4 96 - -
실시예3 A 1 99 - -
실시예4 A 1 99 - -
비교예1 A 1 99 - -
비교예2 B 4 96 - -
비교예3 A 15 78 - 7
비교예4 A 93 - 7 -
비교예5 A 1 99 - -
표 4를 참조하면, 제 1 소둔열처리가 완료된 후 실시예 1 내지 4, 비교예 1 내지 2는 모두 면적율로 4% 이하의 페라이트와 잔부가 저온상이 조직을 나타내었다. 이는 제 1 소둔열처리 단계에서 오스테나이트 단상 영역에서 유지된 강판이 다단 냉각 후 오스테나이트의 거의 대부분이 저온상으로 변태되었으며 일부가 페라이트로 변태되었음을 확인할 수 있다. 도 2c는 실시예 3의 제 1 소둔열처리 이후의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 2c를 참조하면, 상의 구성이 면적율로 95% 이상의 저온상(회색 영역) 및 5% 미만의 페라이트(검정색 영역)로 이루어져 본 발명의 미세조직 구성요건을 만족하고 있음을 확인할 수 있다.
비교예 3의 경우, 제 1 소둔열처리 단계에서 소둔온도가 850℃로서 Ac3 미만의 오스테나이트 페라이트 이상 영역이고 1차냉각종료온도가 600℃로서 두 온도 모두 본 발명의 범위보다 낮다. 따라서 페라이트의 함량이 면적율로 15%로 실시예들에 비해 높았으며 저온상의 면적율은 78%로 낮고, 펄라이트 분율이 7%으로 높았다.
도 2d는 비교예 3의 제 1 소둔열처리 후의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 2d를 참조하면, 제 1 소둔열처리에서 서냉단계인 1차냉각종료온도가 낮음에 따라 1차냉각 중 폴리고날 페라이트와 펄라이트가 다량 생성되어 본 발명의 제 1 소둔열처리 이후 본 발명의 미세조직의 구성 요건을 만족하지 못함을 확인할 수 있다.
비교예 4는 제 1 소둔열처리가 수행되지 않음에 따라 연화 열처리 후 냉간압연한 미세조직에 해당된다. 이에 비교예 4의 경우에는 페라이트가 면적율로 93%로서 주된 조직이며, 일부의 구상화 세멘타이트가 혼재되어 있었다.
비교예 5의 경우에는, 제 1 소둔열처리 단계에서 소둔온도에서 서냉하는 1차냉각단계를 생략하고 바로 상온으로 급냉하는 2차냉각을 수행한 것으로서 저온상이 면적율로 99%이고 1%가 페라이트인 미세조직을 나타내었다.
제 1 소둔열처리가 완료된 후 연속하여 표 5의 조건으로 제 2 소둔열처리를 수행하였다.
구분 강종 소둔온도
(℃)		 소둔시간
(초)		 3차
냉각종료온도
(℃)		 4차
냉각종료온도
(℃)		 과시효
시간
(초)
실시예 1 B 780 60 700 400 300
실시예 2 B 780 60 700 440 180
실시예 3 A 780 60 800 440 180
실시예 4 A 820 60 800 400 300
비교예 1 A 820 60 800 480 180
비교예 2 B 820 60 800 440 15
비교예 3 A 780 60 700 400 180
비교예 4 A 780 60 700 400 180
비교예 5 A 880 120 650 400 180
표 5를 참조하면, 실시예 1 내지 실시예 4은 본 발명에서 제안하는 제 1 소둔열처리와 제 2 소둔열처리 조건을 만족하는 것으로 후술하는 표 7에 기재되어 있듯이 기계적 특성의 목표값을 모두 달성하였다.
비교예 1은 제 2 소둔열처리 단계에서 4차 냉각종료온도가, 강종 A일 경우에 본 발명의 4차 냉각종료온도 범위인 396℃ ~ 456℃를 상회하였다.
비교예 2는 제 2 소둔열처리 단계에서 4차 냉각종료온도에 도달한 이후 수행되는 과시효의 수행시간이 15초로서 본 발명의 과시효 시간인 30초 내지 300초 범위를 하회하였다.
비교예 4는 제 1 소둔열처리가 수행되지 않고 제 2 소둔열처리만 수행함에 따라 종래와 같이 소둔열처리를 1회만 수행한 것이다.
비교예 5는 제 2 소둔열처리의 소둔온도가 Ac3 이상인 880℃로서, 본 발명의 범위인 (Ac1+Ac3)/2 내지 Ac3인 범위를 상회하였다. 또한 제 2 소둔열처리시 3차 냉각종료온도가 650℃로서, 본 발명의 3차 냉각종료온도 범위인 700℃ 이상보다 하회하였다.
표 6은 제 2 소둔열처리 후의 냉연강판의 미세조직을 분석한 결과이다. 표 6에서, Lath α는 래쓰형 페라이트, Lath M-A는 래쓰형 M-A(마르텐사이트-오스테나이트 복합상), PF는 폴리고날 페라이트(polygonal ferrite), Blocky M-A는 괴상형 M-A, RA는 잔류 오스테나이트, α＇는 마르텐사이트(프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트를 모두 포함), 기타 조직은 펄라이트 혹은 오스테나이트 분해 조직을 나타낸다. 표 6에 기재된 값 중 상분율에 대한 것은 각 상의 면적율(면적%)을 의미한다. 또한 탄소농도는 잔류 오스테나이트 내에 함유된 탄소의 농도를 중량%로 나타낸 값이다.
구분 강종 Lath
α		 Lath M-A Lath
총합		 PF Blocky M-A RA α' 기타 탄소
농도
실시예1 B 53.1 24.3 77.4 2.2 5.2 15.3 - - 1.39
실시예2 B 50.1 27.6 77.7 1.1 4.7 16.5 - - 1.37
실시예3 A 43.7 26.4 69.1 1.0 10.9 19.0 - - 1.26
실시예4 A 42.5 28.6 71.1 1.1 12.6 15.2 - - 1.41
비교예1 A 36.7 32.4 69.1 1.3 16.8 12.8 - - 1.31
비교예2 B 43.2 39.5 82.7 < 1 5.2 12.2 - - 1.33
비교예3 A 6.0 4.8 10.8 17.4 3.5 7.1 - 61.2 1.28
비교예4 A - - - 6.8 6.2 6.2 - 80.8 1.24
비교예5 A - - - 40.5 1.2 7.8 50.5 - 1.3
표 7은 제조된 제 1 및 제 2 소둔열처리가 완료되어 최종적으로 제조된 냉연강판의 물리적 및 기계적 물성으로서, 인장강도(TS), 및 연신율(EL), 인장강도와 연신율의 곱(TS×EL)을 나타낸다.
구분 강종 TS(MPa) EL(%) TS×EL(MPa%)
실시예1 B 1017 41.0 41,713
실시예2 B 1074 35.1 37,708
실시예3 A 1200 26.7 32,032
실시예4 A 1218 27.8 33,863
비교예1 A 1280 19.9 25,468
비교예2 B 1138 24.0 27,310
비교예3 A 1004 21.7 21,787
비교예4 A 932 18.5 17,242
비교예5 A 1266 7.4 9,368
표 6을 참조하면, 실시예 1 내지 실시예 4는 면적율(면적%)로, 40 내지 60%의 래쓰형 페라이트, 20 내지 30%의 래쓰형 M-A, 1 내지 15%의 괴상형 M-A, 15 내지 25%의 잔류 오스테나이트, 5% 이하의 폴리고날 페라이트, 5% 이하의 마르텐사이트(프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 어느 하나 이상을 포함) 5% 이하의 기타 조직(펄라이트 및 오스테나이트 분해 조직 중 어느 하나 이상을 포함)을 포함하는 본 발명의 미세조직 구성을 만족한다. 또한 표 7을 참조하면, 실시예 1 내지 실시예 4는 인장강도가 980MPa 이상, 연신율이 25% 이상, TS×EL가 30,000MPa% 이상인 본 발명의 목표값을 만족함을 확인할 수 있다. 구체적으로, 실시예 1 및 실시예 2는 인장강도 980MPa이상 연신율 35% 이상을 나타내며, 실시예 3 및 실시예 4은 인장강도 1200MPa 이상 연신율 25% 이상의 인장 물성을 나타낸다.
즉, 본 발명의 기술사상을 따르는 조성 범위 내에서 제 1 및 제 2 소둔열처리를 포함하는 제조 공정을 통해 최적의 미세조직을 구현함으로서 우수한 인장강도 및 성형성을 가지는 초고강도 냉연강판을 제조할 수 있다.
도 3a는 제 2 소둔열처리후, 실시예 1의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이며, 도 5는 이를 확대하여 나타낸 것이다. 도 3a 및 도 5를 참조하면, 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A(도 5의 Lath F+M-A)가 혼합된 조직인 주된 조직이며 일부 폴리고날 페라이트, 괴상형 M-A, 잔류 오스테나이트가 관찰된다.
래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A가 혼합된 조직을 참조하면, 래쓰형 페라이트(검정색 영역)는 래쓰형 M-A(회색 영역)의 사이에 형성되어 있다. 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 각 상의 장축방향이 거의 같거나 유사한 방향으로 연장되며, 따라서 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 상기 장축방향에 대해서 수직한 방향으로 서로 번갈아가며 교호적으로 배치되어 형성되는 라멜라(lamellar) 구조를 가진다.
과시효 단계에서 C, Mn의 재분배는 래스형이 괴상형에 비해 더 용이하게 일어날 수 있다. 이는 래쓰형이 괴상형에 비해 C, Mn의 확산거리라 짧기 때문이다. 도 5에 나타난 각 상들의 C의 함량을 FE-EPMA로 분석할 결과를 도 7에 도시하였다.도 7a는 래쓰형 조직과 그 주변 기지상, 도 7b는 괴상형 조직과 그 주변 기지상의 미세조직과 C의 분포도를 나타내며, 주변 기지상과 래쓰 및 괴상형 조직의 C 함량 분포를 비교했을 때 래쓰형에서 더 많은 C 농화가 일어남을 확인할 수 있었다
도 3b는 제 2 소둔열처리후, 실시예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 3b를 참조하면, 실시예 1과 유사한 래쓰형 조직이 주된 조직이며, 폴리고날 페라이트 및 잔류 오스테나이트가 일부 관찰된다. 실시예 1 및 실시예 2와 비교하여, 실시예 3은 미세조직 내 래쓰형 페라이트가 감소하고 괴상형 M-A가 증가함에 따라 인장강도가 증가하는 경향을 보였다.
표 7을 참조하면, 비교예들의 경우에는 본 발명이 목표로 하는 기계적 특성을 달성하지 못하였다.
비교예 1은 제 2 소둔열처리 단계에서 4차 냉각종료온도가 본 발명의 범위를 상회하는 높은 온도이며, 또한 4차 냉각종료 후 과시효단계에서 오스테나이트 안정도를 충분히 확보하는데 실패하여 본 발명에서 달성하고자 하는 연신율 25% 이상 및 TS× EL: 30,000 MPa% 이상을 만족하지 못하였다. 도 4a는 제 2 소둔열처리 이후, 비교예 1의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다.
도 4a, 표 6 및 표 7을 참조하면, 비교예 1은 과시효온도(즉 4차 냉각종료온도)가 높아 베이나이트 변태가 불충분하여 페라이트 분율은 36.7%으로 본 발명의 범위 미만이고, 괴상형 M-A 분율은 16.8%으로 본 발명의 범위를 초과하고 있다. 실시예 3 및 실시예 4와 비교하여 래쓰형 페라이트가 부족하고 괴상형 M-A 분율은 과다하여 강도는 높고 연신율이 낮다.
비교예 2의 경우는 제 2 소둔열처리 단계에서 과시효시간이 15초로서 본 발명의 범위보다 짧아 오스테나이트 안정도를 충분히 확보하는데 실패하여 실시예 1 및 실시예 2 보다 강도는 높으나 연신율이 낮은 값을 나타내었다.
비교예 3은 제 2 소둔 열처리 단계가 본 발명에서 제시하는 적절한 범위 내에서 실시되었음에도 제 1 소둔 열처리 단계를 적절한 소둔 온도 범위 외에서 시행하였다. 이에 따라 최종 냉연강판의 인장강도 및 연신율은 모두 본 발명의 목표값에 비해 낮은 값을 나타내었다.
도 4b는 제 2 소둔열처리 이후, 비교예 3의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 4b를 참조하면, 제 1 소둔열처리에서 형성된 폴리고날 페라이트는 제 2 소둔열처리 이후에도 여전히 남아 있음을 확인할 수 있다. 또한, 제 1 소둔열처리에서 형성된 펄라이트는 제 2 소둔열처리 시 소둔 단계에서 괴상형 오스테나이트로 변태하여 오스테나이트 상 안정도가 낮다. 따라서 서냉 구간인 3차 냉각단계에서 오스테나이트는 펄라이트로 변태하거나 세멘타이트 조직으로 분해된다. 3차 냉각종료온도가 낮을 경우 폴리고날 페라이트와 펄라이트로의 변태 및 오스테나이트의 분해로 인해 래쓰형 조직과 충분한 양의 잔류 오스테나이트를 확보할 수 없어 본 발명이 달성하고자 하는 인장강도 및 연신율 목표값 보다 낮은 값을 나타내었다.
비교예 4는 제 1 소둔열처리를 수행하지 않았으므로 종래와 같이 1회 소둔열처리를 수행한 것으로서, 본 발명이 달성하고자 하는 인장강도 및 연신율 목표값 보다 낮은 값을 나타내었다.
도 4c는 제 2 소둔열처리 이후, 비교예 4의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 4c를 참조하면, 미세조직 내 다량의 구상화된 세멘타이트가 존재하며, 이는 연화열처리 후 미세 조직 내 존재하는 구상화된 세멘타이트가 재고용되지 않고 소둔열처리 이후에도 여전히 남아 있는 것이다. 도 2b는 강종 A를 가지는 열연강판을 연화열처리한 후 미세조직을 관찰한 것으로 다량의 구상화된 세멘타이트가 존재함을 알 수 있다. 이에 따라 비교예 4의 경우에는, 실시예 3 및 실시예 4와 비교하여, 인장강도 및 연신율이 모두 본 발명이 달성하고자 하는 목표값 보다 낮은 값을 나타내었다.
비교예 5는 제 2 소둔열처리시 제 2 소둔온도가 Ac3 이상으로 본 발명의 범위를 벗어나고 있다. 제 2 소둔온도가 Ac3 이상인 경우, 소둔 중 괴상형 오스테나이트가 발달하고 냉각 중 일부 폴리고날 페라이트가 형성되고 남은 오스테나이트는 괴상형 마르텐사이트로 변태한다. 이에 따라 래쓰형의 미세조직을 얻을 수 없기 때문에 2회에 걸쳐 소둔열처리하는 이점이 없어진다. 도 4d는 제 2 소둔열처리 이후, 비교예 5의 미세조직을 주사전자현미경으로 관찰한 결과이다. 도 4d를 참조하면, 마르텐사이트와 폴리고날 페라이트가 주된 조직을 이루고 있으며, 높은 인장강도를 나타냈으나 연신율이 본 발명이 달성하고자 하는 목표값 보다 낮은 값을 나타내었다.
이상에서 설명한 것과 같이, 제 1 소둔열처리에서 다량의 저온상 조직을 확보하고, 제 2 소둔열처리에서 래쓰형의 페라이트와 M-A, 괴상형 M-A, 잔류 오스테나이트를 적절히 확보함으로써, 본 발명에서 목표로 하는 인장 강도와 연신율이 균형을 이룬 기계적 특성을 얻을 수 있는 것으로 나타났다. 또한 이로부터 본 발명에서 제시하는 제 1 소둔열처리 및 제 2 소둔열처리를 하지 않으면, 초기 조직에 존재하는 구상화된 세멘타이트 재고용이 어려워 본 발명에서 달성하고자 하는 인장 물성을 확보하기 어렵다는 것을 알 수 있다.
이상에서 설명한 본 발명의 기술적 사상이 전술한 실시예 및 첨부된 도면에 한정되지 않으며, 본 발명의 기술적 사상을 벗어나지 않는 범위 내에서 여러 가지 치환, 변형 및 변경이 가능하다는 것은, 본 발명의 기술적 사상이 속하는 기술분야에서 통상의 지식을 가진 자에게 있어 명백할 것이다.

Claims (16)

  1. 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 냉연강판이며,
    미세조직은, 면적율로, 40 내지 60%의 래쓰형 페라이트, 20 내지 30%의 래쓰형 M-A, 15% 이하(0초과)의 괴상형 M-A, 15 내지 25%의 잔류 오스테나이트를 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서,
    중량%로, 0% 초과 2.0% 이하의 크롬(Cr) 및 0% 초과 0.2% 이하의 몰리브덴(Mo) 중 어느 하나 이상을 더 포함하되, 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합은 3.0% 이하인,
    초고강도 냉연강판.
  3. 제 1 항에 있어서,
    0% 초과 5% 이하의 폴리고날 페라이트, 0% 초과 5% 이하의 마르텐사이트 및 0% 초과 5% 이하의 기타 조직 중 어느 하나 이상을 더 포함하되,
    상기 마르텐사이트는 프레쉬 마르텐사이트 및 템퍼드 마르텐사이트 중 어느 하나 이상을 포함하며, 상기 기타 조직은 펄라이트 및 오스테나이트 분해 조직 중 어느 하나 이상을 포함하는,
    초고강도 냉연강판.
  4. 제 1 항에 있어서,
    상기 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A는 장축길이를 단축길이로 나눈 비율(장축길이/단축길이)인 종횡비가 3 이상인,
    초고강도 냉연강판.
  5. 제 4 항에 있어서,
    상기 래쓰형 페라이트와 래쓰형 M-A는 래쓰형 페라이트 및 래쓰형 M-A 중 어느 하나의 장축방향에 수직한 방향으로 서로 교호적으로 배치되도록 형성되는 라멜라(lamellar) 형태를 가지는,
    초고강도 냉연강판.
  6. 제 1 항에 있어서,
    인장강도(TS)는 980MPa 이상 1300 MPa 이하, 연신율(El)은 25% 이상 45% 이하, 인장강도(TS)와 연신율(EL)의 곱(TS×EL)은 30,000 이상 45,000MPa% 이하의 범위를 가지는,
    초고강도 냉연강판.
  7. 중량%로, 탄소(C): 0.28% 내지 0.4%, 실리콘(Si): 1.0% 내지 2.0%, 망간(Mn): 1.0% 내지 3.0%, 알루미늄(Al): 0.01% 내지 0.3%, 니오븀(Nb): 0.01% 내지 0.05%, 인(P): 0% 초과 0.02% 이하, 황(S): 0% 초과 0.003% 이하, 붕소(B): 0.001% 내지 0.005% 및 잔부는 철(Fe)과 기타 불가피한 불순물을 포함하는 강재를 열간압연하여 열연강판을 제조하는 단계;
    상기 열연강판을 냉간압연하여 냉연강판을 제조하는 단계;
    상기 냉연강판을 제 1 소둔열처리하는 단계;
    상기 제 1 소둔열처리된 냉연강판을 제 2 소둔열처리하는 단계; 및
    상기 제 2 소둔열처리된 냉연강판을 과시효하는 단계;를 포함하되,
    상기 제 1 소둔열처리 단계는, Ac3 이상의 제 1 소둔온도에서 제 1 소둔처리 후 Ms 이하의 온도로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 제 2 소둔열처리 단계는, (Ac1+Ac3)/2 이상 Ac3 미만의 제 2 소둔온도에서 제 2 소둔처리 후 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 온도로 냉각하는 단계를 포함하고,
    상기 과시효 단계는 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 온도에서 수행되는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서,
    0% 초과 2.0% 이하의 크롬(Cr) 및 0% 초과 0.2% 이하의 몰리브덴(Mo) 중 어느 하나 이상을 더 포함하되, 크롬(Cr) 및 몰리브덴(Mo)의 합은 0.3% 이하인,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  9. 제 7 항에 있어서,
    상기 제 1 소둔처리 후 Ms 이하의 온도로 냉각하는 단계는,
    상기 제 1 소둔처리된 냉연강판을 제 1 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 1차 냉각종료온도로 1차 냉각하는 단계; 및
    상기 1차 냉각 후 제 1 냉각속도보다 빠른 제 2 냉각속도로 Ms 이하의 온도인 2차냉각종료온도로 2차 냉각하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  10. 제 9 항에 있어서,
    상기 제 1 냉각속도는 5℃/초 내지 20℃/초 범위를 가지는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  11. 제 9 항에 있어서,
    상기 제 2 냉각속도는 15℃/초 내지 300℃/초 범위를 가지는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  12. 제 9 항에 있어서,
    상기 제 1 소둔 열처리가 완료된 냉연강판은, 면적율로, 5% 미만의 페라이트와 잔부가 저온상인 미세조직을 가지되,
    상기 저온상은 마르텐사이트 및 베이나이트 중 어느 하나 이상을 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  13. 제 7 항에 있어서,
    상기 제 2 소둔처리 후 냉각하는 단계는,
    상기 제 2 소둔처리된 냉연강판을 제 3 냉각속도로 700℃ ~ 800℃ 범위를 가지는 3차 냉각종료온도로 3차 냉각하는 단계; 및
    상기 3차 냉각 후 제 3 냉각속도보다 빠른 제 4 냉각속도로 (2×Ms+3×Bs)/5-40℃ 내지 (2×Ms+3×Bs)/5+20℃ 범위의 4차 냉각종료온도로 4차 냉각하는 단계;를 포함하는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  14. 제 13 항에 있어서,
    상기 제 3 냉각속도는 5℃/초 내지 10℃/초 범위를 가지는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  15. 제 13 항에 있어서,
    상기 제 4 냉각속도는 15℃/초 내지 100℃/초 범위를 가지는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
  16. 제 7 항에 있어서,
    상기 과시효 단계는 30 내지 300초 범위로 수행되는,
    초고강도 냉연강판의 제조방법.
PCT/KR2023/013683 2022-12-29 2023-09-13 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법 WO2024143768A1 (ko)

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